JP4663248B2

JP4663248B2 - 表面被覆切削工具

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Publication number: JP4663248B2
Application number: JP2004045458A
Authority: JP
Inventors: 恵司宇佐美
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2003-03-26
Filing date: 2004-02-20
Publication date: 2011-04-06
Anticipated expiration: 2024-02-20
Also published as: JP2004306246A

Description

本発明は、優れた耐チッピング性および耐摩耗性を有する硬質被覆層を表面に被着形成した表面被覆切削工具に関し、特に金属の断続切削等の大きな衝撃が切刃にかかるような切削に際しても、優れた耐欠損性および切削特性を有する表面被覆切削工具に関する。

従来より、金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金やサーメット、セラミックス等の母材の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層およびＴｉＣＮ層等の硬質被覆層を単層または複数層被着形成した表面被覆切削工具が多用されている。

一方、最近の切削加工の高能率化に従って金属の重断続切削等の大きな衝撃が切刃にかかるような切削においては、従来の工具では硬質被覆層が大きな衝撃に耐えきれず、すくい面においてチッピングや硬質被覆層の剥離が発生しやすく、これが引き金となって切刃の欠損や異常摩耗の発生等の突発的な工具損傷により工具寿命の長寿命化ができないという問題があった。

上記硬質被覆層として、特許文献１には、縦長成長結晶を有するＴｉＣＮ層を粒状のＴｉＮ層等で分割することにより層間剥離を抑制することが記載され、工具の耐欠損性を高めることができることが記載されている。
特許第３２３０３７２号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載されたＴｉＣＮ層の構成によっても、特にＡｌ_２Ｏ_３層とＴｉＣＮ層の層界面付近で硬質被覆層の剥離が発生しやすいという問題を解消できずに、金属の重断続切削等の大きな衝撃がかかるような切削においては依然としてＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との界面にてチッピングや硬質被覆層の剥離が発生していた。また、この硬質被覆層のチッピングや硬質被覆層の剥離を防止する目的で硬質被覆層の膜厚を薄くすると早期に硬質被覆層が消滅して摩耗の進行が早くなり、やはり工具寿命の長寿命化ができなかった。

さらに、ＴｉＣＮ層をＡｌ_２Ｏ_３層との密着性のみを考慮した形態とすると、母材との密着性が損なわれてＴｉＣＮ層自体から剥離してしまい、やはり工具寿命には限界があった。

従って、本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その目的は、特に金属の断続切削等の工具切刃に強い衝撃がかかるような過酷な切削条件においても、硬質被覆層でのＡｌ_２Ｏ_３層とＴｉＣＮ層の層界面付近でチッピングや硬質被覆層の剥離が発生することなく硬質被覆層の密着性を高めることができるとともに、優れた耐欠損性および耐摩耗性を有する長寿命の切削工具を提供することにある。

本発明者は、上記課題に対し、母材表面にＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層を順に設けた硬質被覆層を具備する切削工具の耐摩耗性を損なわずに耐欠損性を高める方法について検討した結果、前記表面被覆切削工具のＴｉＣＮ層を母材に対して垂直な方向に成長した筋状ＴｉＣＮ結晶からなるとともに、前記ＴｉＣＮ層のＡｌ_２Ｏ_３層側の平均結晶幅を母材側の平均結晶幅より大きくすることで前記母材、前記ＴｉＣＮ層および前記Ａｌ_２Ｏ_３層間の層間密着性を向上させることができる結果、特にねずみ鋳鉄（ＦＣ材）やダクタイル鋳鉄（ＦＣＤ材）のような高硬度黒鉛粒子が分散した鋳鉄等の金属の重断続切削等のような工具切刃に強い衝撃がかかる過酷な切削条件においても、母材、ＴｉＣＮ層およびＡｌ_２Ｏ_３層の層界面付近のチッピングや層剥離が発生することなくたとえＡｌ_２Ｏ_３層を耐摩耗性向上に必要な厚い膜厚とした場合でも硬質被覆層の強固な密着性を維持できることから、優れた耐摩耗性および耐欠損性を有する切削工具が得られることを知見した。

すなわち本発明の表面被覆切削工具は、硬質合金からなる母材の表面に、少なくともＴｉＣＮ層とα型結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層とを順に被着形成した硬質被覆層を具備する表面被覆切削工具において、前記ＴｉＣＮ層の界面が不連続な組織であって、前記母材に対して垂直な方向に成長した筋状ＴｉＣＮ結晶からなるとともに、前記ＴｉＣＮ層を前記筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅が前記Ａｌ_２Ｏ_３層側で大きくなる２層以上の多層とするとともに、前記筋状ＴｉＣＮ結晶からなるＴｉＣＮ層のうちの最も前記母材側のＴｉＣＮ層の前記筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅が０．１〜０．７μｍであり、前記筋状ＴｉＣＮ結晶からなるＴｉＣＮ層のうちの最も前記Ａｌ _２Ｏ _３層側のＴｉＣＮ層の前記筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅が０．５〜１．０μｍであることを特徴とする表面被覆切削工具である。

さらに、前記多層ＴｉＣＮ層中の層間にＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯの群から選ばれる少なくとも１層を介装することが望ましい。

本発明の表面被覆切削工具によれば、ＴｉＣＮ層を母材表面に垂直に成長している筋状ＴｉＣＮ層からなり、かつ該筋状ＴｉＣＮ層のＡｌ_２Ｏ_３層側の平均結晶幅を母材側の平均結晶幅より広くすることによって、特に金属の重断続切削等のような工具切刃に強い衝撃がかかるような過酷な切削条件においても母材、ＴｉＣＮ層およびＡｌ_２Ｏ_３層との層界面で剥離が発生することなく硬質被覆層と母材との強固な層間密着性を維持できることから優れた耐摩耗性および耐欠損性を有する切削工具が得られる。

本発明の表面被覆切削工具の一例について硬質被覆層を含む破断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である図１およびその模式図である図２を基に説明する。

図１によれば、表面被覆切削工具（以下、単に工具と略す。）１は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質相をコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の鉄属金属から成る結合相にて結合させた超硬合金または炭化チタン（ＴｉＣ）や炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）を主体として周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質相をコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の鉄属金属から成る結合相にて結合させたサーメット等の硬質合金からなる母材２の表面に硬質被覆層３を被着形成したものである。

本発明によれば、工具１に成膜される硬質被覆層３の構成として、少なくとも母材２の表面に垂直に成長する筋状をなす筋状ＴｉＣＮ結晶８からなるＴｉＣＮ層（以下筋状ＴｉＣＮ層と称する）４とＡｌ_２Ｏ_３層６とを連続して順に被着形成した多層構造とすることで、優れた耐摩耗性および耐欠損性を発揮し、長寿命の工具１を得ることができる。

すなわち、Ａｌ_２Ｏ_３層６を形成しないと、工具の耐摩耗性および被削材との耐溶着性が低下し、また、Ａｌ_２Ｏ_３層６の直下に筋状ＴｉＣＮ層４を形成しないと硬質被覆層３の耐欠損性が低下する。

ここで、Ａｌ_２Ｏ_３層の直下に位置する筋状ＴｉＣＮ層４の筋状ＴｉＣＮ結晶８を全体的に微細化して平均結晶幅ｗを小さくすると、耐摩耗性が向上するとともに、筋状ＴｉＣＮ層４と母材２との層間密着性が増し、筋状ＴｉＣＮ層４の剥離を抑えることができるが、筋状ＴｉＣＮ層４の靭性が低下する傾向にあると共に母材２と筋状ＴｉＣＮ層４とＡｌ_２Ｏ_３層６との層間密着性が悪くなってしまい、Ａｌ_２Ｏ_３層６が筋状ＴｉＣＮ層４から剥離しやすくなり、異常摩耗や切刃の欠損が発生してしまう恐れがある。

一方、筋状ＴｉＣＮ層４の筋状ＴｉＣＮ結晶８を粗粒化して平均結晶幅ｗを大きくすると、Ａｌ_２Ｏ_３層６と筋状ＴｉＣＮ層４との層間密着性を改善することができ、Ａｌ_２Ｏ_３層６の剥離を防ぐことができるが、母材２と筋状ＴｉＣＮ層４との層間密着性が悪くなってしまい、筋状ＴｉＣＮ層４が母材２から剥離しやすくなり、やはり異常摩耗や切刃の欠損が発生してしまう。

そこで、本発明の工具１では、図１および図２に示すように筋状ＴｉＣＮ層４のＡｌ_２Ｏ_３層６側、（具体的には筋状ＴｉＣＮ層４のＡｌ_２Ｏ_３層６との界面から母材２へ垂直に向かって０．５μｍの位置（ｈ_１および線Ａ））における平均結晶幅ｗ_１が、筋状ＴｉＣＮ層４の母材２側、（具体的には筋状ＴｉＣＮ層４の母材２との界面から界面に垂直な方向に向かって１μｍの位置（核生成によって結晶幅が小さい領域を越えた高さｈ_２および線Ｂ））の位置における筋状ＴｉＣＮ層４の平均結晶幅ｗ_２よりも大きいことを特徴とするものである。そうすることによって、母材２、筋状ＴｉＣＮ層４およびＡｌ_２Ｏ_３層６の層間密着性を共に高めることができ、特に鋳鉄の重断続切削等の切刃に強い衝撃がかかるような過酷な切削条件においても、母材２、筋状ＴｉＣＮ層４およびＡｌ_２Ｏ_３層６の層界面付近のチッピングや膜剥離の発生を抑制することができ、母材２から硬質被覆層３にわたって強固な層間密着性を維持できるため、優れた耐摩耗性および耐欠損性を保持し、膜剥離を抑えて長寿命な工具１が得られる。

ここで、筋状ＴｉＣＮ層４と母材２との界面からＡｌ_２Ｏ_３層６に向かって１μｍの高さ位置（線Ｂ）における平均結晶幅ｗ_１を０．１〜０．７μｍとすることが、母材２との密着性、工具１の耐摩耗性および耐欠損性を向上させ、工具寿命を長寿命化できる点で重要である。

さらに、筋状ＴｉＣＮ層４のＡｌ_２Ｏ_３層６との界面から母材に向かって０．５μｍの高さ位置（線Ａ）における平均結晶幅ｗ_２を０．５〜１．０μｍとすることが、Ａｌ_２Ｏ_３層と筋状ＴｉＣＮ層４の層間密着性を向上させ、膜剥離による耐摩耗性の劣化を防ぐ点で重要である。

なお、本発明の筋状ＴｉＣＮ層４は、筋状ＴｉＣＮ層４の上部（Ａｌ_２Ｏ_３層６）に向かうにつれて連続的に平均結晶幅ｗが広がっていく扇形をなす結晶から構成される構成ではなく、図１および図２に示すように、筋状ＴｉＣＮ層４を平均結晶幅ｗがそれぞれ違う２層以上（筋状ＴｉＣＮ層４ａ、筋状ＴｉＣＮ層４ｂ）の複層で構成された多層の筋状ＴｉＣＮ層４とすることが、平均結晶幅ｗが大きいＴｉＣＮ層４ａが衝突を段階的に受け止めるクッションの効果を発揮して筋状ＴｉＣＮ層４全体としての耐欠損性をさらに向上でき、Ａｌ２Ｏ３層６および母材２との層間密着性をさらに向上することができる点、および筋状ＴｉＣＮ層４の平均結晶幅等の制御の点で重要である。なお、図１、図２では、筋状ＴｉＣＮ層４を平均結晶幅ｗが異なる２層に形成しているが本発明はこれに限定されるものではなく、３層以上の多層であってもよい。また、筋状ＴｉＣＮ層４が多層構造からなる場合、各層における膜厚は２〜１０μｍであることが望ましい。ここで、最上層の筋状ＴｉＣＮ層４ａと最下層の筋状ＴｉＣＮ層４ｂとの膜厚の比率を１：９〜３：７とすることにより、耐欠損性を損なわずに母材２、筋状ＴｉＣＮ層４およびＡｌ_２Ｏ_３層の層間密着性を高めることができる点で望ましい。さらに、筋状ＴｉＣＮ層４を多層構造とした際の筋状ＴｉＣＮ層４の総膜厚は８〜１２μｍであることが望ましい。

また、Ａｌ_２Ｏ_３層６の膜厚は、３〜８μｍであることが耐摩耗性、特に鋳鉄に対する耐摩耗性および耐溶着性を維持しつつ、膜剥離を防止して耐欠損性を高めることができる点で望ましい。

ここで、筋状ＴｉＣＮ層４を多層構造とした場合の筋状ＴｉＣＮ層４ａと筋状ＴｉＣＮ層４ｂとの層間にＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯの群から選ばれた少なくとも１層の中間層７を有することが、母材成分の拡散を防ぎ、硬質被覆層３の耐摩耗性の低下を防ぐことができるとともに、切削による衝撃を緩和することができるため、特に強い衝撃のかかる切削においての耐欠損性が向上できるため望ましい。また、中間層７の総膜厚は、０．１〜１μｍであることが耐欠損性を向上させることができる点で望ましい。

また、硬質被覆層３の表層９としてＴｉＮを形成することによって、工具１が金色を呈するため、工具１を使用したときに変色して使用済みかどうかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行を容易に確認できるため望ましい。

なお、本発明に使用されるＡｌ_２Ｏ_３層６としては、結晶構造がα型であることが重要である。従来ではα型結晶構造をもつＡｌ_２Ｏ_３は優れた耐摩耗性を持つが、核生成を行う際の粒径が大きいため、筋状ＴｉＣＮ層４との接触面積が小さくなり、付着力が弱くなってしまい、膜剥離を起こしやすいという問題があった。しかし、本発明の構成にすることでＡｌ_２Ｏ_３層と筋状ＴｉＣＮ層４との接触面積を大きくすることができるため、Ａｌ_２Ｏ_３層６をα型結晶構造としても十分な付着力を得ることができる。よって、α型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３の持つ優れた耐摩耗性をＡｌ_２Ｏ_３層の付着力を低下させることなく得ることができるため、工具寿命のより長い工具１を得ることができる。なお、Ａｌ_２Ｏ_３層６をα型結晶構造とする場合には、筋状ＴｉＣＮ層４とＡｌ_２Ｏ_３層６との間に０．２μｍ以下のＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層またはＴｉＣＮＯ層のいずれかを介装することが安定してα型結晶構造を成長させることができる点で望ましい。

（製造方法）
また、上述した表面被覆切削工具を製造するには、まず、上述した硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形した後、真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる母材２を作製する。

次に、上記母材２の表面に例えば化学気相蒸着法によって硬質被覆層３を成膜する。筋状ＴｉＣＮ層４の成膜条件は、例えば、反応ガス組成として、体積％でＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜１０体積％、Ｎ_２ガスを０〜６０体積％、ＣＨ_４ガスを０〜０．１体積％、ＣＨ_３ＣＮガスを０．１〜３体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜８５ｋＰａにて成膜する。

ここで、本発明では、母材２側での成膜に使用する反応ガス中のＣＨ_３ＣＮの割合よりもＡｌ_２Ｏ_３層６側での成膜に使用する反応ガス中のＣＨ_３ＣＮの割合を増やすことによって、筋状ＴｉＣＮ層４中の母材２側の平均粒子幅ｗ_２よりもＡｌ_２Ｏ_３層６側の平均粒子幅ｗ_１を大きくすることができる。例えば、母材側でのＣＨ_３ＣＮの割合を１．１体積％のときにＡｌ_２Ｏ_３層６側のＣＨ_３ＣＮの割合を２．２体積％とする。また、反応ガス中のＣＨ_３ＣＮの割合を成膜するにつれて段階的または連続的に増加させてもよい。

ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のＣＨ_３ＣＮガスの割合が０．１体積％より少ないと筋状ＴｉＣＮ層４を筋状ＴｉＣＮ結晶に成長させることができず、逆に反応ガス中のＣＨ_３ＣＮガスの割合が３体積％を超えると筋状ＴｉＣＮ層４の筋状ＴｉＣＮ結晶８の平均結晶幅ｗを制御することができない。

なお、反応ガス中のＣＨ_３ＣＮの割合に代えて、成膜温度をＡｌ_２Ｏ_３層６側の筋状ＴｉＣＮ層４の成膜時において高めるといった方法によっても筋状ＴｉＣＮ層４の筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅を変えることが可能である。

また、本発明によれば、引き続き、Ａｌ_２Ｏ_３層６を成膜する。Ａｌ_２Ｏ_３層６の成膜方法としては、ＡｌＣｌ_３ガスを３〜２０体積％、ＨＣｌガスを０．５〜３．５体積％、ＣＯ_２ガスを０．０１〜５．０体積％、Ｈ_２Ｓガスを０〜０．０１体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを用い、９００〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとすることが望ましい。

なお、筋状ＴｉＣＮ層４を多層構造とする際に筋状ＴｉＣＮ層４ａと筋状ＴｉＣＮ層４ｂの間に、中間層７を成膜する場合、例えば中間層７としてＴｉＮ層を成膜するには、反応ガス組成としてＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜１０体積％、Ｎ_２ガスを０〜６０体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを順次調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜８５ｋＰａとすればよい。

また、工具１に表層９を成膜する場合、例えば表層９としてＴｉＮ層を成膜するには、反応ガス組成としてＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜１０体積％、Ｎ_２ガスを０〜６０体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを順次調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜８５ｋＰａとすればよい。

さらに、Ａｌ_２Ｏ_３層６をα型結晶構造とする場合、筋状ＴｉＣＮ層を成膜後、ＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜３体積％、ＣＨ_４ガスを０．１〜１０体積％、ＣＯ_２ガスを０．０１〜５体積％、Ｎ_２ガスを０〜６０体積％、残りがＨ_２ガスからなる混合ガスを順次調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜８５ｋＰａとすればよい。

（実施例１）
平均粒径１．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．０μｍの周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の無機化合物粉末を添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＡ１２０４１２）に成形した後、脱バインダ処理を施し、さらに、１０００℃以上を３℃／分の速度で昇温して、０．０１Ｐａの真空中、１５００℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。

そして、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により表１に示す条件で各種の硬質被覆層を形成して表２に示す膜構成からなる試料Ｎｏ.１〜９の表面被覆切削工具を作製した。なお、筋状ＴｉＣＮ層の平均結晶幅の測定は、図１に示すような工具の硬質被覆層を含む任意破断面５ヵ所における線Ａおよび線Ｂ上を横切る粒界数を測定し、筋状ＴｉＣＮ結晶の結晶幅に換算した値の５ヶ所の平均値である。なお、α−Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜する際には、Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜する前にＴｉＣＮＯ層を表１の条件にて０．１μｍの膜厚で成膜している。

また、全ての試料においてＡｌ_２Ｏ_３層の表面に表層として表１の条件にてＴｉＮ層を膜厚１μｍで成膜したが、表２への記載は省略した。

そして、この切削工具を用いて下記の条件によりダクタイル鋳鉄の切削を２５分間行い、切削工具の切刃の観察を行うとともにフランク摩耗量および先端摩耗量を測定した。さらに、溝付き鋼材により断続試験および膜剥離試験を行い、断続試験においては欠損したときの衝撃回数を比較した。また、断続試験において衝撃回数が１０００回に達した時の切刃の状態を顕微鏡にて確認して硬質被覆層の剥離状況を確認した。結果は表３に示した。

（摩耗試験）
被削材：ダクタイル鋳鉄（ＦＣＤ４５０）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：３５０ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
その他：水溶性切削液使用
（断続試験）
被削材：炭素鋼（Ｓ４５Ｃ）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：２００ｍ／分
送り速度：０．３〜０．５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
その他：水溶性切削液使用

表２、３より、粒状結晶からなるＴｉＣＮ層を成膜した試料Ｎｏ．９では、耐欠損性が著しく低下して早期に欠損が発生した。また、この欠損に起因する摩耗の進行も早いものであった。

また、単層ＴｉＣＮ層からなる試料Ｎｏ．８では、切刃部においてＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との間で層剥離が発生して切削性能が低下した。

また、層を同じ条件で２層以上の複層成膜し、そのＴｉＣＮ層における筋状ＴｉＣＮ結晶のＡｌ_２Ｏ_３層側の平均結晶幅と母材側の平均結晶幅とを同じとした試料Ｎｏ．６、７では、切刃部の硬質被覆層のうち筋状ＴｉＣＮ層と母材、または筋状ＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との界面で層剥離が発生して耐欠損性が低下し、剥離が起きた場所から異常摩耗が進行して摩耗量も大きくなった。

これに対して、本発明に従い、硬質被覆層を、筋状ＴｉＣＮ層のＡｌ_２Ｏ_３層側の平均粒子幅を母材側の平均粒子幅よりも大きくした試料Ｎｏ．１〜５では、いずれも硬質被覆層の剥離が発生せず耐欠損性および耐摩耗性とも優れた切削性能を有するものであった。

（実施例２）
実施例１の表１のＴｉＣＮ（ｃ）の成膜条件に対して混合ガス中のＣＨ_３ＣＮの割合を初期１．１体積％から成膜終了時２．２体積％となるように連続的に増加させた条件とする以外はＴｉＣＮ１（ｃ）と同じ条件にて試料Ｎｏ.９と同じ膜構成の硬質被覆層を成膜した切削工具を作製した。

また、筋状ＴｉＣＮ層における筋状ＴｉＣＮ結晶のＡｌ_２Ｏ_３層側の平均結晶幅は１．０μｍ、母材側の平均結晶幅は０．３μｍであった。

作製した切削工具を実施例１と同様に評価した結果、耐摩耗性試験ではフランク摩耗量０.２２ｍｍ、先端摩耗量０．２１ｍｍであった。次に、耐欠損性試験では、衝撃回数３２００回で欠損した。また、耐欠損性試験において切刃の硬質被覆層の剥離は見られなかった。

本発明による表面被覆切削工具の破断面の走査型電子顕微鏡写真である。本発明の表面被覆切削工具の破断面模式図である。

符号の説明

１：表面被覆切削工具
２：母材
３：硬質被覆層
４：筋状ＴｉＣＮ層
４ａ：Ａｌ_２Ｏ_３層側の筋状ＴｉＣＮ層
４ｂ：母材側の筋状ＴｉＣＮ層
６：Ａｌ_２Ｏ_３層
７：中間層
８：筋状粒子
Ａ：Ａｌ_２Ｏ_３層と筋状ＴｉＣＮ層との界面より母材に向かって０．５μｍの位置を示す線
Ｂ：母材と筋状ＴｉＣＮ層との界面よりＡｌ_２Ｏ_３層に向かって１μｍの位置を示す線
ｗ_１：筋状ＴｉＣＮ層のＡｌ_２Ｏ_３層側の平均結晶幅
ｗ_２：筋状ＴｉＣＮ層の母材側の平均結晶幅
ｈ_１：筋状ＴｉＣＮ層のＡｌ_２Ｏ_３層側の結晶幅を測定する高さ位置
ｈ_２：筋状ＴｉＣＮ層の母材側の平均結晶幅を測定する高さ位置

Claims

硬質合金からなる母材の表面に、少なくともＴｉＣＮ層とα型結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層とを順に被着形成した硬質被覆層を具備する表面被覆切削工具において、前記ＴｉＣＮ層の界面が不連続な組織であって、前記母材に対して垂直な方向に成長した筋状ＴｉＣＮ結晶からなるとともに、前記ＴｉＣＮ層を前記筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅が前記Ａｌ_２Ｏ_３層側で大きくなる２層以上の多層とするとともに、前記筋状ＴｉＣＮ結晶からなるＴｉＣＮ層のうちの最も前記母材側のＴｉＣＮ層の前記筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅が０．１〜０．７μｍであり、前記筋状ＴｉＣＮ結晶からなるＴｉＣＮ層のうちの最も前記Ａｌ _２Ｏ _３層側のＴｉＣＮ層の前記筋状ＴｉＣＮ結晶の平均結晶幅が０．５〜１．０μｍであることを特徴とする表面被覆切削工具。
前記多層構造にした筋状ＴｉＣＮ層中の層間にＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯの群から選ばれる少なくとも１層を介装することを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。