JP2022006231A - 被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長い被覆切削工具を提供する。
【解決手段】基材と、前記基材の表面に形成された被覆層とを備え、すくい面と、逃げ面とを有する、被覆切削工具であって、被覆層は、ＡｌＮを含有する第１化合物層と、式（１）：（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎ（式（１）中、０．４０≦ｘ≦０．７０である。）で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層と、が交互に積層された交互積層構造を有し、第１化合物層１層当たりの平均厚さＴ₁が、５ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であり、第２化合物層１層当たりの平均厚さＴ₂が、８ｎｍ以上２００ｎｍ以下であり、Ｔ₂に対するＴ₁の比が、０．１０以上０．８０以下であり、交互積層構造の平均厚さＴ₃が、２．５μｍ以上７．０μｍ以下であり、すくい面又は逃げ面において、弾性率Ｅに対する硬さＨの比（Ｈ／Ｅ）が、０．０６５以上０．０８５以下である、被覆切削工具。
【選択図】図１

Description

本発明は、被覆切削工具に関するものである。

従来、鋼などの切削加工には超硬合金や立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）焼結体からなる切削工具が広く用いられている。中でも超硬合金基材の表面にＴｉＮ層、及びＴｉＡｌＮ層等の硬質被覆膜を１又は２以上含む表面被覆切削工具は、汎用性の高さから様々な加工に用いられている。

例えば、特許文献１には、基材とその上に形成された被覆膜とを備え、被覆膜は、ＡｌＮからなるＡ層と、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ（ただし式中ｘは０．３≦ｘ≦０．７）からなるＢ層とが交互に各々２層以上積層されてなり、Ａ層の層厚λａとＢ層の層厚λｂとは、それぞれ２ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であり、その層厚比λａ／λｂは、基材側から被覆膜の最表面側にかけて増大し、かつ基材に最も近いＡ層とＢ層の層厚比λａ／λｂは０．１以上０．７以下であり、最表面側に最も近いＡ層とＢ層の層厚比λａ／λｂは１．５以上１０以下であることを特徴とする表面被覆切削工具が開示されている。

特開２０１０－１１５７４０号公報

近年、鋳鉄等の転削加工は、高速化及び高送り化の傾向にあり、従来よりも切削条件が厳しくなっている。そのような加工においては、刃先にかかる機械的負荷、及び／又は刃先温度の急激な変化により、工具表面にクラック、特にサーマルクラックが発生しやすく、発生したクラックが基材へと進展することに起因した工具の欠損が多い。したがって、切削工具には、従来よりも耐摩耗性及び耐欠損性を向上させ、工具寿命を延長することが求められている。

しかしながら、本発明者が上記特許文献１に記載のものを始めとする従来の切削工具を詳細に検討したところ、従来の切削工具は、耐摩耗性及び耐欠損性の少なくともいずれかが十分でないことがわかった。例えば、上記特許文献１に記載の切削工具は、サーマルクラックを抑制する効果が不十分であり、耐摩耗性及び耐欠損性が十分ではない。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長い被覆切削工具を提供することを目的とする。

本発明者は被覆切削工具の工具寿命の延長について研究を重ねたところ、被覆切削工具を特定の構成にすると、その耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが可能となり、その結果、被覆切削工具の工具寿命を延長することができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］
基材と、前記基材の表面に形成された被覆層とを備え、
すくい面と、逃げ面とを有する、被覆切削工具であって、
前記被覆層は、ＡｌＮを含有する第１化合物層と、下記式（１）：
（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎ （１）
（式（１）中、ｘはＴｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．４０≦ｘ≦０．７０である。）
で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層と、が交互に積層された交互積層構造を有し、
前記第１化合物層１層当たりの平均厚さＴ₁が、５ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であり、
前記第２化合物層１層当たりの平均厚さＴ₂が、８ｎｍ以上２００ｎｍ以下であり、
前記平均厚さＴ₂に対する前記平均厚さＴ₁の比（Ｔ₁／Ｔ₂）が、０．１０以上０．８０以下であり、
前記交互積層構造の平均厚さＴ₃が、２．５μｍ以上７．０μｍ以下であり、
前記すくい面又は前記逃げ面において、弾性率Ｅに対する硬さＨの比（Ｈ／Ｅ）が、０．０６５以上０．０８５以下である、
被覆切削工具。
［２］
前記逃げ面における硬さＨ₂が前記すくい面における硬さＨ₁より大きい、［１］記載の被覆切削工具。
［３］
前記硬さＨ₂と、前記硬さＨ₁との差（Ｈ₂－Ｈ₁）が、０．５ＧＰａ以上１．５ＧＰａ以下である、［２］記載の被覆切削工具。
［４］
前記硬さＨ₁が、２８．０ＧＰａ以上３５．０ＧＰａ以下であり、
前記硬さＨ₂が、２８．５ＧＰａ以上３６．０ＧＰａ以下である、［２］又は［３］に記載の被覆切削工具。
［５］
前記第２化合物層は、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶の結晶を含み、Ｘ線回折測定による立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅が０．５°以上２．０°以下である、［１］～［４］のいずれか１つに記載の被覆切削工具。
［６］
前記被覆層は、前記交互積層構造の前記基材とは反対の面に、上部層を有し、
前記上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層であり、
前記上部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．０μｍ以下である、［１］～［５］のいずれか１つに記載の被覆切削工具。
［７］
前記被覆層の平均厚さＴ₄が、２．５μｍ以上９．０μｍ以下であり、
前記平均厚さＴ₄に対する、前記平均厚さＴ₃の比が、０．７以上１．０以下である、［１］～［６］のいずれか１つに記載の被覆切削工具。
［８］
前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス、及び立方晶窒化硼素焼結体のいずれかである、［１］～［７］のいずれか１つに記載の被覆切削工具。

本発明によると、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長い被覆切削工具を提供することができる。

本発明の被覆切削工具の一実施形態を示す模式図である。

以下、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について、適宜図面を参照しながら詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。なお、図面中、同一要素には同一符号を付すこととし、重複する説明は省略する。また、上下左右等の位置関係は、特に断らない限り、図面に示す位置関係に基づくものとする。更に、図面の寸法比率は図示の比率に限られるものではない。

［被覆切削工具］
図１に本実施形態の被覆切削工具を示す。本実施形態の被覆切削工具１は、基材２と、基材２の表面に形成された被覆層３とを備え、すくい面と、逃げ面とを有する。また、被覆層３は、ＡｌＮを含有する第１化合物層４と、下記式（１）：
（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎ （１）
（式（１）中、ｘはＴｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．４０≦ｘ≦０．７０である。）
で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層５と、が交互に積層された交互積層構造を有し、第１化合物層４の１層当たりの平均厚さＴ₁が、５ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であり、第２化合物層５の１層当たりの平均厚さＴ₂が、８ｎｍ以上２００ｎｍ以下であり、平均厚さＴ₂に対する平均厚さＴ₁の比（Ｔ₁／Ｔ₂）が、０．１０以上０．８０以下であり、交互積層構造の平均厚さＴ₃が、２．５μｍ以上７．０μｍ以下であり、すくい面又は逃げ面において、弾性率Ｅに対する硬さＨの比（Ｈ／Ｅ）が、０．０６５以上０．０８５以下である。

本実施形態の被覆切削工具１は、上記の構成を有することにより、下記に詳述するように耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長いものとなる。

［基材］
本実施形態の被覆切削工具１は、基材２と基材２の表面に形成された被覆層３とを含む。基材は、被覆切削工具の基材として用いられ得るものであれば、特に限定されない。基材の例としては、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、及び高速度鋼等が挙げられる。それらの中でも、基材は、好ましくは、超硬合金、サーメット、セラミックス及び立方晶窒化硼素焼結体からなる群より選ばれる１種以上である。そのような態様によれば、被覆切削工具の耐欠損性が一層向上する傾向にある。

［被覆層］
被覆層３は、ＡｌＮを含有する第１化合物層４と、下記式（１）：
（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎ （１）
（式（１）中、ｘはＴｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．４０≦ｘ≦０．７０である。）
で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層５と、が交互に積層された交互積層構造を有する。

（第１化合物層）
第１化合物層４は、ＡｌＮを含有する。ＡｌＮは熱伝導率が高いため、第１化合物層がＡｌＮを含有することにより、被覆層の表面で生じた熱が被覆層内に伝搬しやすくなり、熱が切れ刃近傍に蓄積することを抑制することができる。その結果、被覆切削工具１は耐熱性及び耐溶着性が向上するため、特に切削工具が高温になりやすい転削加工においても優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有する。

第１化合物層４におけるＡｌＮの含有量は特に限定されないが、第１化合物層全体に対して、好ましくは５０質量％超であり、より好ましくは７０質量％以上であり、更に好ましくは９０質量％以上である。ＡｌＮの含有量が上記の範囲内にあることにより、ＡｌＮによる熱伝導が一層発揮され、被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が一層向上する。同様の観点から、第１化合物層４は、特に好ましくはＡｌＮからなるものである。ただし、「第１化合物層がＡｌＮからなる」とは、第１化合物層が不可避不純物を含有することを排除することを意図するものではない。すなわち、第１化合物層が不可避不純物を含む場合であっても、その他の成分がＡｌＮである場合、第１化合物層がＡｌＮからなるといえる。

なお、本明細書中において、「不可避不純物」とは、化合物層に対して１．０質量％以下の含有量で含まれる成分を意味する。第１化合物層４における不可避不純物の含有量は、第１化合物層全体に対して、好ましくは１０００ｐｐｍ以下であり、より好ましくは１００ｐｐｍ以下であり、更に好ましくは１０ｐｐｍ以下である。

第１化合物層４の１層当たりの平均厚さＴ₁は、５ｎｍ以上１６０ｎｍ以下である。平均厚さＴ₁が５ｎｍ以上であることにより、上述の第１化合物層による効果が有効かつ確実に奏される。また、平均厚さＴ₁が１６０ｎｍより大きいと、単独では耐摩耗性が十分でない第１化合物層の比率が被覆層において増加するため、サーマルクラックが発生しやすい傾向にある。被覆切削工具１は、第１化合物層４の１層当たりの平均厚さＴ₁が１６０ｎｍ以下であるため、そのような問題が生じない。すなわち、平均厚さＴ₁が１６０ｎｍ以下であることにより、被覆切削工具１は優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有する。同様の観点から、平均厚さＴ₁は、好ましくは６ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であり、より好ましくは８ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。

（第２化合物層）
第２化合物層５は、下記式（１）：
（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎ （１）
（式（１）中、ｘはＴｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．４０≦ｘ≦０．７０である。）
で表される組成を有する化合物を含有する。なお、本明細書中、化合物の組成を（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎと表記する場合は、Ｔｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比がｘ、Ｔｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＴｉ元素の原子比が１－ｘであることを意味する。

Ｔｉ元素及びＡｌ元素の窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ」という。）は、一般的に、立方晶の結晶を含むが、当該立方晶は熱により六方晶に相変態し、当該結晶の体積が増加することが知られている。また、一般的に、転削加工等の刃先温度が急激に上昇する加工において、切削工具は、その急激な温度上昇によりサーマルクラックが生じ、欠損が生じると考えられる。被覆切削工具１において、切削加工等により高熱が生じた場合、第２化合物層５が含有する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶は、当該切削加工の最中に六方晶に相変態するため、第２化合物層５中の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの結晶は、当該切削加工の最中に体積が膨張すると考えられる。当該結晶の膨張は、被覆切削工具１内部に圧縮応力を生じるため、切削加工による急激な温度上昇に起因して微細なサーマルクラックが発生したとしても、当該微細なサーマルクラックが被覆層中に進展し、被覆切削工具の欠損の原因となる程度に成長することを抑制することができると考えられる。そのため、被覆切削工具１は優れた耐摩耗性及び耐欠損性（特に転削加工における耐摩耗性及び耐欠損性）を有すると考えられる。ただし、要因はこれに限定されない。

また、第２化合物層５における（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが上記式（１）で表される組成を有する場合、以下の理由から被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が向上すると考えられる。式（１）中、ｘが０．４０以上０．７０以下であることにより、圧縮応力が生じるという上述の効果が有効かつ確実に奏されるようになり、被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が向上すると考えられる。これは、式（１）中、ｘが０．４０以上であることにより、固溶強化が一層有効に生じるため、被覆層の硬さが向上し、また、式（１）中、ｘが０．７０以下であることにより、六方晶の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが相対的に減少し、立方晶の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが相対的に増加するからであると考えられる。ただし、要因はこれに限定されない。

被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が一層向上する観点から、上記式（１）において、ｘは好ましくは０．５０以上であり、より好ましくは０．５５以上である。そのような態様によれば、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮにおいてＡｌの割合が相対的に大きくなるため、上記結晶の相変態に起因する結晶膨張の体積膨張率が大きくなり、圧縮応力が生じるという上述の効果が一層有効かつ確実に奏されるようになる傾向にある。また、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮにおいてＡｌの割合が相対的に大きくなることは、第２化合物層の熱伝導率が向上する観点からも好ましい。

第２化合物層５における（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの組成は、従来公知の方法で測定することができる。そのような方法としては、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）、波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）、及びエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）が挙げられる。より具体的には、例えば実施例に記載の方法により測定することができる。

第２化合物層５における上記式（１）で表される組成を有する化合物の含有量は特に限定されないが、第２化合物層全体に対して、好ましくは５０質量％超であり、より好ましくは７０質量％以上であり、更に好ましくは９０質量％以上である。上記式（１）で表される組成を有する化合物の含有量が上記の範囲内にあることにより、圧縮応力が生じるという上述の効果が一層有効かつ確実に奏されるようになり、被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が一層向上する。同様の観点から、第２化合物層５は、特に好ましくは上記式（１）で表される組成を有する化合物からなるものである。ただし、「第２化合物層が上記式（１）で表される組成を有する化合物からなる」とは、第２化合物層が不可避不純物を含有することを排除することを意図するものではない。すなわち、第２化合物が不可避不純物を含む場合であっても、その他の成分が上記式（１）で表される組成を有する化合物である場合、第２化合物層が上記式（１）で表される組成を有する化合物からなるといえる。第２化合物層５における不可避不純物の含有量は、第２化合物層全体に対して、好ましくは１０００ｐｐｍ以下であり、より好ましくは１００ｐｐｍ以下であり、更に好ましくは１０ｐｐｍ以下である。

第２化合物層５は、好ましくは、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶の結晶を含み、Ｘ線回折測定による立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅（全半値幅：ＦＷＨＭ）が０．５°以上２．０°以下である。このような態様によれば、上記半値幅が０．５°以上であるため、粗大な結晶粒が少なく、第２化合物層の靭性が一層向上する。また、上記半値幅が２．０°以下であるため、微細な結晶粒の割合が少なく、第２化合物層の耐摩耗性が一層向上する。第２化合物層が靭性と耐摩耗性をバランス良く有する結果、被覆切削工具１は一層優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有するものとなる。（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶の結晶の結晶粒を一層適切な範囲とする観点から、上記半値幅は、より好ましくは０．８°以上１．８°以下である。なお、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶の結晶」との用語において、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎとは、上記式（１）で表される組成を有する化合物に限らず、Ｔｉ元素及びＡｌ元素を含む窒化物を意味するが、上記効果を有効かつ確実に奏する観点から、上記「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶の結晶」は上記式（１）で表される組成を有する化合物の立方晶の結晶であることが好ましい。

第２化合物層において、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅は、市販のＸ線回折装置を用いることにより、測定することができる。例えば、株式会社リガク製のＸ線回折装置（型式「ＲＩＮＴ ＴＴＲＩＩＩ」）を用い、Ｃｕ－Ｋα線による２θ／θ集中法光学系のＸ線回折測定を行えばよい。測定条件としては、例えば、特性Ｘ線：ＣｕＫα線、モノクロメータ：Ｎｉ、発散スリット：１／２°散乱スリット：２／３°、受光スリット：０．１５ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°としてもよい。得られるＸ線回折図形から回折ピークの半値幅を求める際、Ｘ線回折装置に付属の解析ソフトウェアを用いてもよい。解析ソフトウェアでは、三次式近似を用いてバックグラウンド処理及びＫα２ピーク除去を行い、Ｐｅａｒｓｏｎ－ＶＩＩ関数を用いてプロファイルフィッティングを行うことによって、回折ピークの半値幅を求めることができる。なお、薄膜Ｘ線回折法により、回折ピークの半値幅を測定してもよい。このような測定方法によれば、Ｘ線回折測定結果が第２化合物層以外の層の影響を確実に受けないようにすることができる。また、第２化合物層が被覆切削工具の表面に露出していない場合、バフ研磨等により各種の層を除去した後に、Ｘ線回折測定を行ってもよい。

第２化合物層における（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅は、第２化合物層５の１層当たりの平均厚さを小さくすると、小さくなる傾向にある。また、上記式（１）中、ｘの値を大きくした化合物を用いると、上記半値幅が大きくなる傾向にある。

第２化合物層５の１層当たりの平均厚さＴ₂は、８ｎｍ以上２００ｎｍ以下である。平均厚さＴ₂が８ｎｍ以上であることにより、上述の第２化合物層による効果が有効かつ確実に奏される。また、平均厚さＴ₂が２００ｎｍより大きいと、単独では熱伝導率が十分でない第２化合物層の比率が被覆層において増加するため、サーマルクラックが発生しやすい傾向にある。ところが、被覆切削工具１は、第２化合物層５の１層当たりの平均厚さＴ₂が２００ｎｍ以下であるため、そのような問題が生じない。すなわち、平均厚さＴ₂が２００ｎｍ以下であることにより、被覆切削工具１は優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有する。同様の観点から、平均厚さＴ₂は、好ましくは１０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であり、より好ましくは１５ｎｍ以上１２０ｎｍ以下である。

（交互積層構造）
被覆層３は、上記の第１化合物層４と、上記の第２化合物層５とが交互に積層された交互積層構造を有し、上記の平均厚さＴ₂に対する上記の平均厚さＴ₁の比（Ｔ₁／Ｔ₂）が、０．１０以上０．８０以下である。上述のとおり、ＡｌＮを含む第１化合物層は、熱伝導率に優れ、被覆層に切削加工により発生する熱が蓄積することを防ぐことができるため、サーマルクラックの発生を抑制することができる。また、上記式（１）で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層は、切削加工の際に生じる熱により圧縮応力が生じるため、サーマルクラックが被覆層中に進展することを抑制できる。更に、上記式（１）で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層は、固溶強化により十分な硬さを有している。しかしながら、本発明者は、被覆切削工具が上記のような第１化合物層、又は上記のような第２化合物層のみを単独で含む場合、耐摩耗性及び耐欠損性の少なくとも一方が不十分であることを見出し、更に、被覆切削工具が上記のような第１化合物層と上記のような第２化合物層とが特定の比率で交互に積層された交互積層構造を有する場合に、耐摩耗性及び耐欠損性が優れたものとなることを見出した。

すなわち、第１化合物層４と第２化合物層５とが交互に積層された交互積層構造において、上記の平均厚さＴ₂に対する上記の平均厚さＴ₁の比（Ｔ₁／Ｔ₂）が、０．１０以上０．８０以下であると、上記の第１化合物層による効果と上記の第２化合物層による効果が相乗的に発揮され、被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が著しく向上することを見出した。本発明者はその理由を以下のように考えているが、要因はこれに限られない。ＡｌＮを含む第１化合物層は、熱伝導率が高いものの、耐摩耗性及び靭性が十分でない。一方、上記式（１）で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層は、第１化合物層よりも耐摩耗性及び靭性が高い。したがって、上記の交互積層構造において、第１化合物層よりも第２化合物層の一層当たりの平均厚さを所定の範囲で大きくすることにより、耐摩耗性と耐熱衝撃性とのバランスを良好なものにすることができると考えられる。その結果、上記比（Ｔ₁／Ｔ₂）が、０．１０以上０．８０以下であると、被覆切削工具１の耐摩耗性及び耐欠損性が向上すると考えられる。

耐摩耗性と耐熱衝撃性とのバランスを一層良好なものにする観点から、上記比（Ｔ₁／Ｔ₂）は、好ましくは０．２０以上０．７０以下であり、より好ましくは０．３０以上０．６８以下であり、更に好ましくは０．４０以上０．６５以下である。

更に、上述の交互積層構造による効果を有効かつ確実に奏する観点から、上記交互積層構造の平均厚さＴ₃は、２．５μｍ以上７．０μｍ以下である。特に、平均厚さＴ₃が２．５μｍ以上であると、被覆切削工具１の耐摩耗性が向上する。また、平均厚さＴ₃が７．０μｍ以下であると、上記の交互積層構造を含む被覆層が剥離することに起因した被覆切削工具１の欠損を抑制することができる。同様の観点から、上記平均厚さＴ₃は、好ましくは２．５μｍ以上７．０μｍ以下であり、より好ましくは３．０μｍ以上６．０μｍ以下であり、更に好ましくは３．５μｍ以上５．０μｍ以下である。

被覆層３において、上記の交互積層構造における第１化合物層４と第２化合物層５との繰り返し数は、上記の平均厚さＴ₁、Ｔ₂、及びＴ₃が上記の範囲にある限り特に限定されず、５回以上６００回以下であってもよく、１０回以上５００回以下であってもよく、２０回以上４００回以下であってもよく、３０回以上３００回以下であってもよい。なお、本明細書において、第１化合物層４と第２化合物層５を１層ずつ形成した場合、上記の交互積層構造における「繰り返し数」は１回である。

（上部層）
図１に示す被覆切削工具１において、被覆層３は第１化合物層４と第２化合物層５とが交互に積層された交互積層構造からなるものであるが、被覆層３は、当該交互積層構造の基材２とは反対の面に、上部層を有してもよい。そのような態様によれば、被覆切削工具１の耐摩耗性を一層向上させることができる傾向にある。そのような上部層としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層が挙げられる。なお、上部層において、「Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物」の「積層」とは、上記の条件を満たす化合物からなる層が２層以上積層しており、互いに隣接する当該２以上の層の組成が互いに異なるものを意味する。

耐摩耗性向上の効果を有効かつ確実に奏する観点から、被覆層３が上部層を有する場合、上部層の平均厚さは、好ましくは０．１μｍ以上３．０μｍ以下である。同様の観点から、上部層の平均厚さは、より好ましくは０．２μｍ以上２．５μｍ以下であり、更に好ましくは０．３μｍ以上２．０μｍ以下である。

被覆層３が上部層を有しない場合、被覆層３の平均厚さは、上記の交互積層構造の平均厚さと等しいが、被覆層３が上部層を有する場合、被覆層３の平均厚さＴ₄は、上記の交互積層構造の平均厚さＴ₃と上部層の平均厚さの和で表される。被覆層３の平均厚さＴ₄は、好ましくは２．５μｍ以上９．０μｍ以下であり、より好ましくは３．０μｍ以上８．５μｍ以下であり、更に好ましくは３．５μｍ以上７．０μｍ以下である。平均厚さＴ₄が２．５μｍ以上であると、被覆切削工具１の耐摩耗性が一層向上する傾向にあり、平均厚さＴ₄が９．０μｍ以下であると、被覆層が剥離することに起因した被覆切削工具１の欠損を抑制することができる。

また、被覆層３の平均厚さＴ₄に対する、上記の交互積層構造の平均厚さＴ₃の比は、好ましくは０．７以上１．０以下である。このような態様によれば、被覆層のうちの７割以上が交互積層構造となり、上述した本実施形態の効果を有効かつ確実に奏することができる傾向にある。同様の観点から、比（Ｔ₃／Ｔ₄）は、より好ましくは０．８以上１．０以下である。

［弾性率及び硬さ］
図１に示す本実施形態の被覆切削工具１は、すくい面及び逃げ面を有するものであり、当該すくい面又は当該逃げ面において、弾性率Ｅに対する硬さＨの比（Ｈ／Ｅ）が、０．０６５以上０．０８５以下である。比（Ｈ／Ｅ）は、第１化合物層のＡｌＮ、及び第２化合物層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎにおける、立方晶と六方晶の割合を示す測定量である。比（Ｈ／Ｅ）が相対的に高い場合、ＡｌＮ、及び（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎにおいて、六方晶の割合が相対的に多い傾向にあり、被覆切削工具の靭性が高い傾向にある。また、比（Ｈ／Ｅ）が相対的に低い場合、ＡｌＮ、及び（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎにおいて、立方晶の割合が相対的に多い傾向にあり、圧縮応力が生じるという上述の効果が有効かつ確実に奏される傾向にある。

被覆切削工具１は、上記比（Ｈ／Ｅ）が０．０６５以上であるため、ＡｌＮ、及び（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが所定の割合で立方晶を含む傾向にあり、優れた耐欠損性を有する。また、被覆切削工具１は、上記比（Ｈ／Ｅ）が０．０８５以下であるため、ＡｌＮ、及び（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎが所定の割合で六方晶を含む傾向にあり、優れた耐摩耗性を有する。すなわち、このような態様によれば、ＡｌＮ、及び（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎにおける、立方晶と六方晶の割合のバランスが良好なものとなり、被覆切削工具１は、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有するものとなる。

同様の観点から、上記比（Ｈ／Ｅ）は、好ましくは０．０６７以上０．０８３以下であり、より好ましくは０．０６９以上０．０８０以下である。

上記の弾性率Ｅ及び硬さＨは、いずれも単位Ｐａ（より具体的には、ＧＰａ）を有する物性値であり、測定したい箇所にダイナミック硬度計を押し当てることに測定することができる（以下、このような測定を「ナノインデンテーション測定」ともいう。）。なお、本明細書中、ナノインデンテーション測定は、国際標準化機構による規格（ＩＳＯ１４５７７）に準拠して測定されるものである。ダイナミック硬度計としては、上記規格に従うものであれば特に限定されず、例えば、ＭＴＳ社製の商品名「ナノインデンター」等を用いることができる。上記の弾性率Ｅ及び硬さＨのより具体的な測定方法は、ＩＳＯ１４５７７に準拠して、実施例に記載した方法を用いることができる。

被覆切削工具１は、すくい面又は逃げ面において、上記比（Ｈ／Ｅ）が０．０６５以上０．０８５以下であるが、これは、被覆切削工具１のすくい面又は逃げ面において、１０箇所以上をナノインデンテーション測定した場合に得られる比（Ｈ／Ｅ）の平均値（相加平均値）が０．０６５以上０．０８５以下であることを意味する。なお、被覆層が物理蒸着法（ＰＶＤ法）により製造される場合、すくい面及び／又は逃げ面上に、ドロップレットと呼ばれる粒子が付着する場合がある。そのような場合にあっては、ナノインデンテーション測定は、ドロップレットを避けて測定するものとする。耐摩耗性及び耐欠損性が一層良好なものとなる観点から、被覆切削工具１の上記比（Ｈ／Ｅ）は、好ましくはすくい面において測定される。「上記比（Ｈ／Ｅ）が、すくい面において測定される」とは、上記比（Ｈ／Ｅ）として、被覆切削工具１のすくい面における１０箇所以上をナノインデンテーション測定した場合に得られる比（Ｈ／Ｅ）の平均値（相加平均値）を用いることを意味する。

被覆切削工具１は、好ましくは、逃げ面における硬さＨ₂がすくい面における硬さＨ₁より大きい。このように逃げ面の硬さがすくい面の硬さに比べて相対的に大きい場合、切削加工において、逃げ面の摩耗が一層抑制されるため、その結果、被覆切削工具１が全体的に耐摩耗性に一層優れるようになる傾向にある。また、上記比（Ｈ／Ｅ）が、すくい面において０．０６５以上０．０８５以下となる場合に、逃げ面における硬さＨ₂がすくい面における硬さＨ₁より大きいと、逃げ面において測定される上記比（Ｈ／Ｅ）も０．０６５以上０．０８５以下程度となる傾向にあり、一層耐摩耗性及び耐欠損性に優れる被覆切削工具が得られる傾向にある。

被覆切削工具１は、好ましくは、逃げ面における硬さＨ₂と、すくい面における硬さＨ₁との差（Ｈ₂－Ｈ₁）が、０．５ＧＰａ以上１．５ＧＰａ以下である。そのような態様によれば、逃げ面の摩耗が一層抑制されるため、その結果、被覆切削工具１が全体的に耐摩耗性に一層優れるようになる傾向にある。特に、上記差（Ｈ₂－Ｈ₁）が０．５ＧＰａ以上であると逃げ面の耐摩耗性が一層向上し、上記差（Ｈ₂－Ｈ₁）が１．５ＧＰａ以下であると逃げ面において靭性と耐摩耗性のバランスが一層良好なものとなる。

被覆切削工具１において、逃げ面における硬さＨ₂及びすくい面における硬さＨ₁は特に限定されないが、耐摩耗性及び耐欠損性が一層向上する観点から、硬さＨ₁は、好ましくは２８．０ＧＰａ以上３５．０ＧＰａ以下であり、より好ましくは２９．０ＧＰａ以上３４．０ＧＰａ以下である。同様の観点から、硬さＨ₂は、好ましくは２８．５ＧＰａ以上３６．０ＧＰａ以下であり、より好ましくは２９．５ＧＰａ以上３５．０ＧＰａ以下である。

被覆切削工具１におけるすくい面及び逃げ面の硬さＨ及び弾性率Ｅは、以下に詳述する被覆切削工具の製造方法において、被覆層の製造条件を適宜調整することにより制御することができるが、制御方法はこれに限定されない。あるいは、第２化合物層５における上記式（１）で表される組成を有する化合物において、式（１）中、ｘを大きくすると、上記差（Ｈ₂－Ｈ₁）が大きくなる傾向にあるため、式（１）中のｘを調整することにより上記差（Ｈ₂－Ｈ₁）を制御してもよい。

［被覆層の製造方法］
図１に示す被覆切削工具１における被覆層３の製造方法は、特に限定されず、例えば、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、スパッタ法、及びイオンミキシング法等の物理蒸着法を用いることができる。物理蒸着法を用いて被覆層を形成する場合、被覆切削工具にシャープエッジを形成することができるので好ましい。その中でも、アークイオンプレーティング法は、被覆層３と基材２との密着性に一層優れる被覆切削工具を製造することができるので、より好ましい。

［被覆切削工具の製造方法］
図１に示す被覆切削工具１の製造方法について、以下具体的に説明する。なお、本実施形態の被覆切削工具の製造方法は、当該被覆切削工具の構成を達成し得る限り、特に限定されるものではない。

まず、工具形状に加工した基材２を準備する。基材２は従来公知の方法により製造してもよく、市販のものを用いてもよい。準備した基材及び金属蒸発源を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、反応容器内の圧力が１×１０^-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引きした後、反応容器内のヒーターにより、基材の温度が２００℃以上８００℃以下になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下に調整する。圧力０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下のＡｒガス雰囲気下にて、基材に－２００Ｖ以下－１０００Ｖ以上のバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに５Ａ以上６０Ａ以下の電流を流すことにより、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。基材の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内の圧力が１×１０^-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。

次に、所定の条件でアーク放電を行うことにより、２種類の金属蒸発源を交互に蒸発させ、第１化合物層４と第２化合物層５とが交互に積層した交互積層構造を基材２の表面に形成する（アークイオンプレーティング法）。第１化合物層及び第２化合物層のそれぞれの１層当たりの平均厚さは、金属蒸発源のアーク放電時間をそれぞれ調整することによって、制御することができる。

第１化合物層を形成するには、例えば、以下の条件でアーク放電を行えばよい。反応容器内のヒーターにより基材の温度を３００℃以上５００℃以下に保持しながら、反応容器内の圧力が０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下になるように、窒素ガス（Ｎ₂）及びアルゴンガス（Ａｒ）の混合ガスを反応容器内に導入する。その後、基材に－１００Ｖ以上－４０Ｖ以下のバイアス電圧を印加しながら、第１化合物層の金属成分に応じた金属蒸発源を６０Ａ以上１２０Ａ以下のアーク放電により蒸発させて、第１化合物層を形成すればよい。窒素ガス（Ｎ₂）及びアルゴンガス（Ａｒ）の混合ガスにおいて、窒素ガスの占める割合（Ｎ₂／（Ａｒ＋Ｎ₂））は、体積比で０．２以上０．８以下としてもよい。

第２化合物層を形成するには、例えば、以下の条件でアーク放電を行えばよい。反応容器内のヒーターにより基材の温度を３００℃以上５００℃以下に保持しながら、反応容器内の圧力が０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下になるように、窒素ガス（Ｎ₂）及びアルゴンガス（Ａｒ）の混合ガスを反応容器内に導入する。その後、基材に－１２０Ｖ以上－４０Ｖ以下のバイアス電圧を印加しながら、第２化合物層の金属成分に応じた金属蒸発源を１００Ａ以上１５０Ａ以下のアーク放電により蒸発させて、第２化合物層を形成すればよい。窒素ガス（Ｎ₂）及びアルゴンガス（Ａｒ）の混合ガスにおいて、窒素ガスの占める割合（Ｎ₂／（Ａｒ＋Ｎ₂））は、体積比で０．２以上０．８以下としてもよい。なお、第２化合物層における上記式（１）で表される組成を有する化合物において、式（１）中のｘは金属蒸発源の組成を変えることにより制御することができる。

なお、第１化合物層及び第２化合物層を形成する条件を適宜調整することにより、被覆切削工具１の硬さＨや弾性率Ｅを制御することが可能である。例えば、第１化合物層及び第２化合物層を形成する際、基材に印加する負のバイアス電圧を大きくする、すなわち、バイアス電圧の絶対値を大きくすると、被覆切削工具１の硬さＨ及び弾性率Ｅを大きくすることができる傾向にある。また、当該硬さＨ及び弾性率Ｅのバイアス電圧依存性は硬さＨの方が大きい傾向にあるため、バイアス電圧を適宜調整することで硬さＨ及び弾性率Ｅの比（Ｈ／Ｅ）を制御することも可能である。

また、第１化合物層及び第２化合物層を形成する際、窒素ガス及びアルゴンガスの混合ガスの圧力を大きくすると、逃げ面及びすくい面における硬さの差を大きくすることができる傾向にある。また、窒素ガス（Ｎ₂）及びアルゴンガス（Ａｒ）の混合ガスにおいて、窒素ガスの占める割合（Ｎ₂／（Ａｒ＋Ｎ₂））（体積比）を小さくすると、逃げ面及びすくい面における硬さの差を大きくすることができる傾向にある。したがって、逃げ面の硬さがすくい面の硬さよりも大きくなるようにし、上記のような条件で第１化合物層及び第２化合物層を形成することにより、硬さＨ₂と硬さＨ₁との差（Ｈ₂－Ｈ₁）を制御することができる。

被覆切削工具１における種々の物性値をより好ましいものとする観点から、第１化合物層及び第２化合物層を形成する際における、窒素ガス及びアルゴンガスの混合ガスの圧力は、好ましくは２．０Ｐａ以上４．０Ｐａ以下である。同様の観点から、第１化合物層及び第２化合物層を形成する際における、混合ガスの窒素ガスの占める割合（Ｎ₂／（Ａｒ＋Ｎ₂））（体積比）は、好ましくは０．３以上０．７以下である。同様の観点から、第１化合物層を形成する際における、基材に印加するバイアス電圧は、好ましくは－９０Ｖ以上－５０Ｖ以下である。同様の観点から、第２化合物層を形成する際における、基材に印加するバイアス電圧は、好ましくは－１４０Ｖ以上－１１０Ｖ以下である。

被覆層３において、上記の交互積層構造の基材とは反対側に上部層を形成する場合、交互積層構造を形成した後、以下の条件で更にアーク放電を行うことにより、上部層を形成すればよい。すなわち、反応容器内のヒーターにより基材の温度を４００℃以上６００℃以下に保持しながら、反応容器内の圧力が０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下になるように、所定の反応ガスを反応容器内に導入する。その後、基材に－８０Ｖ以上－４０Ｖ以下のバイアス電圧を印加しながら、上部層の金属成分に応じた金属蒸発源を１００Ａ以上２００Ａ以下のアーク放電により蒸発させて、上部層を形成すればよい。反応ガスとしては、例えば、上部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物で構成される場合、Ｎ₂ガスを用いればよい。また、上部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎ及びＣとからなる化合物で構成される場合、反応ガスとしては、例えば、Ｎ₂ガスとＣ₂Ｈ₂ガスとの混合ガスを用いればよい。当該混合ガスの体積比率としては、特に限定されず、例えば、Ｎ₂ガス：Ｃ₂Ｈ₂ガス＝９５：５～８５：１５としてもよい。

被覆層３を構成する各層の厚さは、被覆切削工具１の断面組織から、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等を用いて測定することができる。なお、被覆層３を構成する各層の平均厚さは、金属蒸発源に対向する面における逃げ面とすくい面との交差線部（刃先稜線部ともいう。）から、当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍における３箇所以上の断面から各層の厚さを測定して、その平均値（相加平均値）を計算することで求めることができる。

また、被覆層３を構成する各層の組成は、被覆切削工具１の断面組織から、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）、波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）、及びエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）等を用いて測定することができる。

本実施形態の被覆切削工具は、少なくとも耐摩耗性及び耐欠損性に優れていることに起因して、従来よりも工具寿命を延長できると考えられる。ただし、工具寿命を延長できる要因は上記に限定されない。本実施形態の被覆切削工具の種類としては、例えば、フライス加工用又は旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、及びエンドミル等が挙げられる。

以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

基材として、ＳＷＭＴ１３Ｔ３ＡＦＰＲ－ＭＪのインサート（株式会社タンガロイ製、８９．６％ＷＣ－９．８％Ｃｏ－０．６％Ｃｒ₃Ｃ₂（質量％）の組成を有する超硬合金）を用意した。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に、表２に示す各層の組成を得るための金属蒸発源を配置した。用意した基材を、反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定した。

次に、反応容器を密閉し、反応容器内の圧力が５．０×１０^-3Ｐａ以下になるまで反応容器を真空引きした。真空引き後、反応容器内のヒーターにより、基材の温度が４５０℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器の圧力が２．７Ｐａになるようにした。

圧力２．７ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に－４００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流すことにより、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間施した。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内の圧力が５．０×１０^-3Ｐａ以下になるまで真空引きした。

発明品１～１５及び比較品１～１０について、真空引き後、基材の温度が表１に示す各成膜温度に保たれるように反応容器内のヒーターの出力を制御しながら、表１に示す各窒素ガス割合（Ｎ₂／（Ｎ₂＋Ａｒ）比）（体積比）を有する窒素ガス（Ｎ₂）及びアルゴンガス（Ａｒ）の混合ガスを反応容器に導入し、反応容器内が表１に示す各圧力となるように各ガスの流量を制御した。

その後、基材の温度（成膜温度）、上記混合ガスの窒素ガス割合、及び反応容器内の圧力を表１に示す各条件に保ちながら、アークイオンプレーティング法により、表２に示す各組成を有する化合物からなる第１化合物層及び第２化合物層をこの順に交互に形成した。アークイオンプレーティング法におけるアーク放電は、表１に示す各バイアス電圧を基材に印加しながら、表１に示す各電流を金属蒸発源に流すことにより行った。また、当該アーク放電の放電時間は、第１化合物層及び第２化合物層が表２に示す各平均厚さになるように制御し、第１化合物層及び第２化合物層の積層回数（繰り返し数）が表２に示す各値となるようにアーク放電を繰り返した。なお、表１及び表２における空欄は、当該層が形成されなかったことを意味し、例えば、比較品１及び比較品２は、それぞれ第２化合物層及び第１化合物層が形成されなかったことを意味する。すなわち、比較品１及び比較品２は、それぞれ第１化合物層及び第２化合物層のみからなる被覆層を有するものであった。

上記のように、基材の表面に表２に示す所定の交互積層構造を有する被覆層を形成した後、ヒーターの電源を切った。試料温度が１００℃以下になった後、反応容器内から試料（発明品１～１５及び比較品１～１０）を取り出した。

得られた各試料における各層の平均厚さを、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて測定し、表２に示す各厚さを有することを確かめた。より具体的には、得られた被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、３箇所の断面をＴＥＭで観察することにより各層の厚さを測定し、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。また、第１化合物層１層当たりの平均厚さＴ₁と第２化合物層１層当たりの平均厚さＴ₂との比（Ｔ₁／Ｔ₂）を計算した。それらの結果を、表２に示す。

得られた各試料における各層の組成を、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて測定し、表２に示す各組成を有することを確かめた。より具体的には、得られた被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍の断面において、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて各層の組成を測定した。

［弾性率及び硬さ］
得られた各試料について、ダイナミック硬度計（ＭＴＳ社製の商品名「ナノインデンター」）を用いたナノインデンテーション法により、すくい面における硬さＨ₁及び弾性率Ｅ₁、並びに逃げ面における硬さＨ₂及び弾性率Ｅ₂を測定した。より具体的には、得られた被覆切削工具のすくい面及び逃げ面の各１０箇所につき、ドロップレットを避けるようにして、ナノインデンテーション測定を行い、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。また、逃げ面における硬さＨ₂とすくい面における硬さＨ₁との差（Ｈ₂－Ｈ₁）を計算した。それらの結果を、表３に示す。なお、いずれの試料についても、逃げ面における硬さＨ₂と弾性率Ｅ₂との比（Ｈ₂／Ｅ₂）は、すくい面における比（Ｈ₁／Ｅ₁）とほぼ等しかった。

［立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅］
得られた各試料について、Ｘ線回折装置（株式会社リガク製の型式「ＲＩＮＴ ＴＴＲＩＩＩ」）を用いて（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅を測定した。より具体的には、Ｘ線回折装置に各試料を設置し、Ｃｕ－Ｋα線による２θ／θ集中法光学系のＸ線回折測定を行った。測定条件としては、特性Ｘ線：ＣｕＫα線、モノクロメータ：Ｎｉ、発散スリット：１／２°散乱スリット：２／３°、受光スリット：０．１５ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°とした。Ｘ線回折装置に付属の解析ソフトウェアを用いて得られたＸ線回折図形から回折ピークの半値幅を求めた。解析ソフトウェアでは、三次式近似を用いてバックグラウンド処理及びＫα２ピーク除去を行い、Ｐｅａｒｓｏｎ－ＶＩＩ関数を用いてプロファイルフィッティングを行うことによって、回折ピークの半値幅を求めた。ただし、比較品１は第２化合物層を有しないため、当該半値幅の測定は行わなかった。結果を、表３に「半値幅」として示す。

［切削試験］
得られた試料を用いて、以下の条件により切削試験（転削加工）を行い、被覆切削工具の耐摩耗性及び耐欠損性を評価した。

［切削試験条件］
被削材：ＦＣＤ６００、
被削材形状：１２０ｍｍ×４００ｍｍの面を有する直方体、
切削速度：２００ｍ/分、
切削幅：６０ｍｍ
１刃当たりの送り量：０．２ｍｍ/ｔｏｏｔｈ、
切り込み深さ：２．０ｍｍ、
クーラント：使用、
評価項目：試料が欠損（試料の切れ刃部に欠けが生じる）したとき、又は逃げ面摩耗幅が０．３０ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工長さを測定した。また、加工長さが３．０ｍになるまで用いた被覆切削工具をＳＥＭで観察することにより、加工長さが３．０ｍの時のサーマルクラックの本数を求めた。得られた評価の結果を表４に示す。なお、表４中、「加工長さが３．０ｍの時のサーマルクラックの本数」の欄が空欄であることは、加工長さが３．０ｍ以下であったため当該評価を行うことができなかったことを意味する。また、「加工長さが３．０ｍの時のサーマルクラックの本数」の値が小さいことは、切削加工においてサーマルクラックの発生が抑制されていることを意味し、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることを意味する。「加工長さ」の値が大きいことは、長距離の加工に耐えられることを意味し、耐欠損性及び耐摩耗性に優れることを意味する。

表４に示す結果より、比較品と比べて発明品は、加工長さが長く、サーマルクラックの発生が抑制されていることがわかった。したがって、本発明の被覆切削工具は、従来の被覆切削工具と比べて耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、工具寿命が長いことがわかった。

本発明の被覆切削工具は、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることにより、従来よりも工具寿命を延長できるので、その点で産業上の利用可能性が高い。

１…被覆切削工具、２…基材、３…被覆層、４…第１化合物層、５…第２化合物層。

Claims (8)

1. 基材と、前記基材の表面に形成された被覆層とを備え、
   すくい面と、逃げ面とを有する、被覆切削工具であって、
   前記被覆層は、ＡｌＮを含有する第１化合物層と、下記式（１）：
   （Ｔｉ_1-xＡｌ_x）Ｎ （１）
   （式（１）中、ｘはＴｉ元素及びＡｌ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．４０≦ｘ≦０．７０である。）
   で表される組成を有する化合物を含有する第２化合物層と、が交互に積層された交互積層構造を有し、
   前記第１化合物層１層当たりの平均厚さＴ₁が、５ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であり、
   前記第２化合物層１層当たりの平均厚さＴ₂が、８ｎｍ以上２００ｎｍ以下であり、
   前記平均厚さＴ₂に対する前記平均厚さＴ₁の比（Ｔ₁／Ｔ₂）が、０．１０以上０．８０以下であり、
   前記交互積層構造の平均厚さＴ₃が、２．５μｍ以上７．０μｍ以下であり、
   前記すくい面又は前記逃げ面において、弾性率Ｅに対する硬さＨの比（Ｈ／Ｅ）が、０．０６５以上０．０８５以下である、
   被覆切削工具。
2. 前記逃げ面における硬さＨ₂が前記すくい面における硬さＨ₁より大きい、請求項１記載の被覆切削工具。
3. 前記硬さＨ₂と、前記硬さＨ₁との差（Ｈ₂－Ｈ₁）が、０．５ＧＰａ以上１．５ＧＰａ以下である、請求項２記載の被覆切削工具。
4. 前記硬さＨ₁が、２８．０ＧＰａ以上３５．０ＧＰａ以下であり、
   前記硬さＨ₂が、２８．５ＧＰａ以上３６．０ＧＰａ以下である、請求項２又は３に記載の被覆切削工具。
5. 前記第２化合物層は、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの立方晶の結晶を含み、Ｘ線回折測定による立方晶（２００）面の回折ピークの半値幅が０．５°以上２．０°以下である、請求項１～４のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
6. 前記被覆層は、前記交互積層構造の前記基材とは反対の面に、上部層を有し、
   前記上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層であり、
   前記上部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．０μｍ以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
7. 前記被覆層の平均厚さＴ₄が、２．５μｍ以上９．０μｍ以下であり、
   前記平均厚さＴ₄に対する、前記平均厚さＴ₃の比が、０．７以上１．０以下である、請求項１～６のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
8. 前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス、及び立方晶窒化硼素焼結体のいずれかである、請求項１～７のいずれか１項に記載の被覆切削工具。

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