JP4936742B2 - 表面被覆工具および切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、基体の表面に硬質被覆層を被着形成した切削工具等の表面被覆工具に関する。

従来より、基体の表面に硬質被覆層を被着形成した表面被覆工具が各種用途に用いられている。例えば、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、セラミックス等の硬質基体の表面に、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層、ＴｉＡｌＮ層等の硬質被覆層を単層または複数層形成した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伴ってさらなる耐欠損性・耐摩耗性の向上が求められている。特に、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が増えており、かかる過酷な切削条件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、チッピングや硬質被覆層の剥離が発生しやすい。このようなチッピングや剥離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が生じ、工具の寿命を長くできないという問題があった。

そこで、上記硬質被覆層の特性改善のために、特許文献１には、（４２２）面に最高ピーク強度を示すＴｉＣＮ層を１層目に形成することにより、ＴｉＣＮ層の付着力が高くなり基体および他の硬質層との密着力を高めることができるとされている。また、特許文献２には、（４２２）面に最高ピーク強度を示すＴｉＣＮ層を２層目以降に形成することにより、優れた耐摩耗性を示すようになるとされている。
特開平５−２２０６０４号公報 特開平６−１５８３２５号公報

上記特許文献１および特許文献２によれば、（４２２）面に最高ピーク強度を示すＴｉＣＮ層は基体との密着性および耐摩耗性に優れるとあるが、同号公報の実施例に記載された切削条件よりさらに過酷な切削条件、特に重断続切削等の突発的に大きな衝撃がかかるような切削等の過酷な切削条件においては、切刃のチッピングや突発欠損等が依然として発生し工具寿命が短いという問題がある。

さらに、この硬質被覆層のチッピングや剥離を防止する目的で硬質被覆層の膜厚を薄くすると、摩耗により早期に硬質被覆層が消滅して、工具の長寿命化が図れない。さらには、鋼等の切削においても更なる耐欠損性および耐摩耗性の向上が求められている。

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、基体と硬質被覆層の密着性に優れ、しかも耐摩耗性にも優れた切削工具等の表面被覆切削工具を提供することを目的とし、とりわけ鋼等の金属の切削、中でも鋳鉄の断続切削等のように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、優れた耐欠損性および耐摩耗性を有する切削工具等の表面被覆工具を提供することを目的とする。

本発明者は、上記課題に対し、基体表面に少なくともＴｉＣＮ層を含む硬質被覆層が形成された表面被覆工具において耐欠損性および耐摩耗性を高める方法について検討した結果、ＴｉＣＮ層における基体側の性状と表面被覆工具外表面側の性状を所定の状態に制御することによって、外表面側では硬度が高く耐摩耗性に優れ、基体側では靭性および基体との付着力に優れた硬質被覆層になるという新たな事実を見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の表面被覆工具は、硬質材料からなる基体の表面に、少なくともＴｉＣＮ層を含む硬質被覆層が形成された表面被覆工具において、前記ＴｉＣＮ層についてのＸ線回折分析における（４２２）面のピーク強度Ｉ_{（４２２）}と（１１１）面のピーク強度Ｉ_{（１１１）}との比率（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）をｒとするとき、表面被覆工具の外表面側の領域における前記比率ｒが前記基体側の領域における前記比率ｒよりも大きいことを特徴とする。

本発明における前記比率ｒは前記基体側から前記外表面側に向かって漸次大きくなるのが好ましい。これにより、耐欠損性をより高めることができる。

また、前記ＴｉＣＮ層において、前記基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａとし、前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂとするとき、前記比率ｒ_Ａが０．５以下であり、前記比率ｒ_Ｂが１以上であるのが好ましい。これにより、ＴｉＣＮ層と隣接する基体または他の各層との付着力を高めることができる。

さらに、前記硬質被覆層は、前記ＴｉＣＮ層よりも前記外表面側にＡｌ_２Ｏ_３層を有しているのが好ましい。これにより、硬質被覆層の耐酸化性が向上し、耐摩耗性も向上する。このＡｌ_２Ｏ_３層がα型結晶構造からなることで、耐摩耗性を向上させる効果がより高まる。

また、この場合には、前記ＴｉＣＮ層と前記Ａｌ_２Ｏ_３層との層間に、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＮＯ層から選ばれる少なくとも１層が０．０１〜０．２μｍの膜厚で形成されているのがよい。これにより、ＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との密着性を高めることができる。

本発明の切削工具は、上記表面被覆工具における前記基体にすくい面と逃げ面が形成されており、前記すくい面と逃げ面との交差稜線部分に切刃が形成されている。

この切削工具では、前記すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において前記基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａｒとし、前記逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において前記基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａｆとするとき、これらの比（ｒ_Ａｒ／ｒ_Ａｆ）が１．１〜５であり、前記すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂｒとし、前記逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂｆとするとき、これらの比（ｒ_Ｂｒ／ｒ_Ｂｆ）が１．５〜１０である場合には、耐欠損性をより高めることができる。

さらに、前記基体が４，５，６族元素から選ばれる１種以上の化合物、立方晶窒化硼素、ダイヤモンドを主成分とする硬質相と鉄族金属を主成分とする結合相とからなり、前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆが、前記すくい面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒよりも少ないことが、上述のＴｉＣＮ層の結晶配向を上記範囲内に制御できて、優れた耐欠損性、耐摩耗性を発揮することを可能とする。

また、前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆと、前記基体内部での結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｆ／Ｂ_Ｉ）が０．６〜０．９であり、かつ前記すくい面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒと前記基体内部での結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｉ）が１．１〜１．６であることが、上述のＴｉＣＮ層の結晶配向を上記範囲内に制御できて、優れた耐欠損性、耐摩耗性を発揮することを可能とする。

本発明の表面被覆工具によれば、表面被覆工具の外表面側の領域における前記比率ｒが基体側の領域における前記比率ｒよりも大きいことで、前記外表面側では硬度が高く耐摩耗性に優れ、基体側では靭性および基体との付着力に優れた硬質被覆層となる。これにより、連続切削のように耐摩耗性が求められるような切削条件に対する耐摩耗性が高く、しかも断続切削のように耐欠損性が求められる加工において突発的に大きな衝撃が硬質被覆層にかかった場合であっても衝撃を吸収でき、かつ、硬質被覆層を構成する複数の層の層間、および硬質被覆層と基体間が広範囲にわたって剥離したり、硬質被覆層全体がチッピングしたり剥離するのを低減できる。

したがって、鋼の切削はもちろんのこと、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を重断続切削する場合のように工具切刃に強い衝撃がかかる過酷な切削条件や、連続切削条件、さらにはこれら断続切削と連続切削とを組み合わせた複合切削条件での切削においても優れた耐欠損性と耐摩耗性を有する切削工具を得ることができる。

上記構成からなる表面被覆工具は、切削工具、掘削工具、刃物等の工具等の各種用途へ適用可能である。とりわけ、すくい面と逃げ面との交差稜線部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工する切削工具として用いた場合には、上述した優れた効果をより顕著に発揮させることができ、他の用途に用いた場合であっても優れた機械的信頼性を有する。

以下、本発明の一実施形態にかかる表面被覆工具について詳細に説明する。本実施形態にかかる表面被覆工具は、硬質材料からなる基体の表面に少なくともＴｉＣＮ層を含む硬質被覆層を被着形成したものである。

硬質材料としては、例えばコバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の少なくとも１つの鉄属金属からなる結合相にて硬質相を結合させた超硬合金やサーメットからなる硬質合金が挙げられる。硬質相としては、例えば炭化タングステン（ＷＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）または炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）と、所望により周期律表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種が挙げられる。硬質材料の他の例としては、例えば窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）や酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）質セラミック焼結体、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）やダイヤモンドを主体とした超硬質焼結体等も適応可能である。これらの硬質材料の中でも、高い切削性能を幅広い種類の被削材に発揮することができる点で、上記硬質合金を使用するのが好ましい。

本実施形態の表面被覆工具は、ＴｉＣＮ層についてのＸ線回折分析における（４２２）面のピーク強度Ｉ_{（４２２）}と（１１１）面のピーク強度Ｉ_{（１１１）}との比率（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）をｒとするとき、表面被覆工具の外表面側の領域における比率ｒが基体側の領域における比率ｒよりも大きいことが特徴である。

これにより、前記外表面側では硬度が高くて耐摩耗性に優れ、かつ、基体側では靭性および基体との付着力に優れる硬質被覆層が得られるので、連続切削のように耐摩耗性が求められる切削条件であっても優れた耐摩耗性が得られ、かつ、断続切削のように耐欠損性が求められる切削条件であっても優れた耐欠損性が得られる。

また、比率ｒは、基体側から外表面側に向かって漸次大きくなっているのが好ましい。これにより、耐欠損性をより高めることができる。特に、基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの比率ｒをｒ_Ａとし、外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの比率ｒをｒ_Ｂとするとき、ｒ_Ａが０．５以下であり、ｒ_Ｂが１以上であるのがより好ましい。これにより、ＴｉＣＮ層と隣接する基体またはＴｉＣＮ層と隣接する各層との付着力を高めることができる。

さらに、硬質被覆層は、ＴｉＣＮ層よりも外表面側にＡｌ_２Ｏ_３層を有していることが、硬質被覆層の耐酸化性の向上および耐摩耗性の向上の点で望ましい。特に、Ａｌ_２Ｏ_３層がα型結晶構造であることで、構造的に安定で高温になっても優れた耐摩耗性を維持できる。

ところで、従来は、α型結晶構造をもつ酸化アルミニウム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、ＴｉＣＮ層との接触面積が小さくなり、付着力が弱くなって膜剥離を起こしやすいという問題があった。一方、本発明では、上述した組織調整によってＡｌ_２Ｏ_３層とＴｉＣＮ層との付着力を所定の範囲内に制御することができるため、Ａｌ_２Ｏ_３層を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。これにより、Ａｌ_２Ｏ_３層の付着力を低下させることなく、α型結晶構造に起因する優れた耐摩耗性を得ることができるので、より寿命の長い切削工具を得ることができる。なお、Ａｌ_２Ｏ_３結晶の一部をα型結晶構造以外のκ型結晶構造とすること、すなわちＡｌ_２Ｏ_３層の結晶構造をα型結晶構造とκ型結晶構造との混晶とすることで、Ａｌ_２Ｏ_３層の付着力を調整することも可能である。

また、ＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との層間にＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＮＯ層の群から選ばれる少なくとも１層（以下、他のＴｉ系硬質層と称す。）を０．０１〜０．２μｍの膜厚で設けることが、ＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との層間の付着力の調整が容易となり、これらの密着性を高めることができる点で望ましい。ここで、ＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との層間にＴｉＣＮ層を設ける場合、これらのＴｉＣＮ層は互いに結晶構造等の組織形態が同じであってもよく、異なっていてもよい。

さらに、ＴｉＣＮ層の下層（基体側）またはＡｌ_２Ｏ_３層の上層（外表面側）に、上記他のＴｉ系硬質層を形成するのが望ましい。ここで、前記ＴｉＣＮ層の下層に上記他のＴｉ系硬質層を形成することによって、基体成分の拡散を抑制する効果およびＴｉＣＮ層の結晶構造を容易に制御できる効果がある。さらに、Ａｌ_２Ｏ_３層の表面に上記他のＴｉ系硬質層を形成することによって、硬質被覆層表面の摺動性、外観等の調整が可能となる。

具体的には、基体とＴｉＣＮ層との間には、ＴｉＣＮ層の付着力向上および基体成分の拡散による耐摩耗性の低下を防ぐため、層厚０．１〜２μｍの範囲でＴｉＮからなる下地層が成膜されていることが望ましい。なお、基体またはＴｉＣＮ層から炭素が拡散して下地層であるＴｉＮ層がＴｉＣＮ層に吸収されて消失することもある。

また、Ａｌ_２Ｏ_３層をα型結晶構造とする場合には、ＴｉＣＮ層とＡｌ_２Ｏ_３層との間に１μｍ以下の少なくともチタンと酸素を含む中間層、例えば、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＯ_２層、Ｔｉ_２Ｏ_３層等の硬質層を形成することが、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く、特に膜厚を０．５μｍ以下とすることによってＡｌ_２Ｏ_３層の付着力を容易に制御することができる。

さらに、Ａｌ_２Ｏ_３膜の上層、すなわち硬質被覆膜の表層部にＴｉＮからなる層を形成することによって、工具が金色を呈するため、工具を使用したときに表層が摩耗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。表層はＴｉＮ層に限定されるものではなく、摺動性を高めるためにＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）層やＣｒＮ層を形成することもできる。表層をなすＴｉＮ層の膜厚は１μｍ以下であることが望ましく、かかる表層の剥離強度はＡｌ_２Ｏ_３膜の剥離強度よりも低くなることが使用の有無を目視で確認しやすくなる点で望ましい。

上記構成からなる表面被覆工具は、切削工具、掘削工具、刃物等の工具等の各種用途へ応用可能である。すくい面と逃げ面との交差稜線部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工する切削工具として用いた場合には上述した優れた効果を発揮することができる。

切削工具として使用する場合、すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａｒとし、逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａｆとするとき、これらの比（ｒ_Ａｒ／ｒ_Ａｆ）が１．１〜５であり、すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂｒとし、逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂｆとするとき、これらの比（ｒ_Ｂｒ／ｒ_Ｂｆ）が１．５〜１０であるのがよい。これにより耐欠損性を高めることができる。

また、ＴｉＣＮ層のＸ線回折において、（３１１）面のピーク強度Ｉ_{（３１１）}と（２２０）面のピーク強度Ｉ_{（２２０）}との比率Ｉ_{（３１１）}／Ｉ_{（２２０）}をｒ’とするとき、基体側における比率ｒ’よりも外表面側における比率ｒ’が大きいことが、母材との密着性を向上させると同時に切削時における膜自体の損傷を抑える点で望ましい。

また、本発明の工具に使用される基体の材質としては、４，５，６族元素の化合物、立方晶窒化硼素、ダイヤモンドを主成分とする硬質相と、鉄族金属を主成分とする結合相とからなる硬質合金、例えば、上述のように炭化タングステンを主成分とする硬質相と、コバルトを主成分とする結合相とからなる超硬合金を用いることで、切削加工を行うための十分な硬度、強度を得ることができる。

さらに、本発明の工具の性能を達成するために、基体の逃げ面の表面における結合相量Ｂ_Ｆが、すくい面の基体の表面における結合相量Ｂ_Ｒよりも少ない（Ｂ_Ｆ＜Ｂ_Ｒ）ことが望ましい。これによって、すくい面と逃げ面におけるＴｉＣＮ層を成膜する際の膜成長状態に違いが出て、すくい面のＴｉＣＮ層は（４２２）面に配向しやすくなり、逃げ面のＴｉＣＮ層は（４２２）面に配向しにくくなる。ちなみに、Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｆの望ましい範囲は１．２〜３．５である。

また、前記結合相量Ｂ_Ｆと基体の内部における結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｆ／Ｂ_Ｉ）が０．６〜０．９であり、かつ前記結合相量Ｂ_Ｒと前記結合相量Ｂ_Ｉとの比（Ｂ_Ｒ／Ｂ_Ｉ）が１．１〜１．６であることが、すくい面のＴｉＣＮ層および逃げ面のＴｉＣＮ層中のＴｉＣＮ粒子の成長状態を所定の範囲に制御できる点で望ましい。

なお、すくい面および逃げ面における基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒ、Ｂ_Ｆ、および基体の内部における結合相量Ｂ_Ｉを測定する際には、Ｘ線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｒｙｓｉｓ：ＥＰＭＡ）、オージェ電子分光分析（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）等の表面分析法にて測定することができる。詳しくは、測定する基体の表面および内部を露出させて上記表面分析法にて測定すればよく、例えば、硬質被覆層を研磨、エッチング等をして、基体の表面を露出させた面や、ダイヤモンド砥石等で試料を切断して得られる断面にて測定することができる。すくい面および逃げ面における基体の表面部の結合相量Ｂ_Ｒ、Ｂ_Ｆは、すくい面および逃げ面における基体と硬質被覆層との界面から、基体の内部に向かって１．５μｍ以下の領域で、基体の内部の結合相量Ｂ_Ｉは、基体の表面から基体の内部に向かって５００μｍ以上の深さ領域で測定することができる。

（製造方法）
次に、本発明の表面被覆工具を製造する方法について説明する。

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材料からなる基体を作製する。そして、上記基体の表面に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。

なお、基体の表面粗さは、硬質被覆層の付着力を制御する点で、すくい面における算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１〜１．５μｍ、逃げ面における算術平均粗さ（Ｒａ）が０．５〜３．０μｍとなるように原料粉末の粒径、成形方法、焼成方法、加工方法を制御する。

次に、その上記基体表面に例えば化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって硬質被覆層を成膜する。まず、反応ガス組成として塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜６０体積％、残りが水素（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８００〜１０００℃、１０〜３０ｋＰａの条件で下地層であるＴｉＮ層を成膜する。

次に、反応ガス組成として、体積％で塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜６０体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０〜０．１体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜０．４体積％、残りが水素（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、成膜温度を７８０〜９５０℃、５〜２５ｋＰａにてＴｉＣＮ層を成膜する。

ここで、上記成膜条件のうち、ＴｉＣＮ層の成膜前期における反応ガス中の塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスの導入流量とアセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの導入流量との比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）よりもＴｉＣＮ層の成膜後期における反応ガス中の上記比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）を大きくすることによって、上述したＴｉＣＮ層の組織構成とすることができる。より望ましくは、ＴｉＣＮ層の成膜前期における上記比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）に対してＴｉＣＮ層の成膜後期時における上記比率（塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）／アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガス）を１．５倍以上とすることにより確実な制御が可能である。

また、窒素ガスの流量の望ましい範囲は、成膜初期において５〜５０体積％であり、成膜後期においては成膜初期における流量の２倍とすることが望ましい。

なお、成膜温度の望ましい範囲は、成膜初期において８５０〜９５０℃であり、成膜後期においては７８０〜９００℃であり、かつ成膜初期よりも５０℃以上低くすることが望ましい。特に、上記成膜条件は徐々に変化させることが望ましい。

次に、所望により中間層を成膜する。例えば中間層としてＴｉＣＮＯ層を成膜する場合には、塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜３体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．０１〜５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜６０体積％、残りが水素（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℃、５〜３０ｋＰａとする。

また、中間層としてＴｉＣＮ層を成膜する場合には、例えば、反応ガス組成としてＴｉＣｌ_４ガスを０．１〜１０ｖｏｌ％、Ｎ_２ガスを０〜６０ｖｏｌ％、ＣＨ_４ガスを０．１〜１０ｖｏｌ％、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とする。

そして、引き続き、Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜する。Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜方法としては、塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを３〜２０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．０１〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０〜０．０１体積％、残りが水素（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。

また、表層（ＴｉＮ層）を成膜するには、反応ガス組成として塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜６０体積％、残りが水素（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とすればよい。

そして、所望により、成膜した硬質被覆層の表面の少なくとも切刃部を研磨加工する。この研磨加工により、硬質被覆層中に残存する残留応力が開放されてさらに耐欠損性に優れた工具となる。

なお、本発明は上記実施態様に限定されるものではなく、例えば、上記説明においては成膜方法として化学気相蒸着（ＣＶＤ）法を用いた場合について説明したが、硬質被覆層の一部または全部を物理気相蒸着（ＰＶＤ）法によって形成したものであってもよい。

例えば、イオンプレーティング法にてＴｉＣＮ層を成膜する場合でも、ＴｉＣＮ層の構成を上述した範囲に制御することによって、耐欠損性に優れ、さらに耐摩耗性に優れた工具を作製することができる。

また、基体の内部および表面の結合相量を制御するために、上述した基体の作製時に以下のような条件を採用するのが好適である。

上述のように、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１５００℃〜１５５０℃にて１〜１．５時間保持して焼成する。そして、前記焼成温度で焼成した後、さらに焼成温度よりも３０℃〜５０℃高い温度で５分〜１０分間保持するか、または上記焼成温度で焼成し冷却して焼成を一旦終了した後再度上記焼成温度よりも３０℃〜５０℃高い温度で５分〜１０分間保持する熱処理をする。これにより、基体の表面に結合相が蒸発した結合相貧化層、そしてその直下（内部）に結合相の含有量が基体の内部よりも多い結合相富化層を具備する基体が得られる。

次に、上記基体のすくい面の表面に存在する結合相貧化層を除去し、望ましくは結合相富化層を残存させてこれがすくい面の基体表面に露出するように研摩加工を施す。これによって、基体のすくい面の表面と逃げ面の表面に存在する結合相含有量が所定の範囲（Ｂ_Ｒ＞Ｂ_Ｆ）となるように制御することができ、ＴｉＣＮ層を成膜する際に、すくい面側および逃げ面側のＴｉＣＮ層の結晶成長状態を制御することができる。また、上記結合相貧化層の研摩除去処理によって、すくい面の平滑性も高められるという作用も得られる。

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の表１に示す原料粉末を表１に示す割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＡ１２０４１２）に成形した。そして、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、表１の条件で焼成した後、さらに表１の条件で熱処理してから冷却することにより、表面に結合相貧化層と結合相富化層とを有する超硬合金を作製した。さらに、すくい面表面が表１に示す状態となるように研磨加工を施した。

また、得られた基体の逃げ面においてＪＩＳＢ０６０１−２００１に準じた算術平均粗さ（Ｒａ）は１．１μｍ、すくい面における算術平均粗さ（Ｒａ）は０．４μｍであった。

次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により各種の硬質被覆層を表２に示す構成の多層膜からなる硬質被覆層を成膜した。なお、表２の各層の成膜条件は表３に示した。そして、硬質被覆層の表面をすくい面側から３０秒間ブラシ加工して試料Ｎｏ．１〜７の表面被覆工具を作製した。

得られた工具について、工具のすくい面および逃げ面をブラシ加工にてＴｉＣＮ層の所定の各厚みまでそれぞれ研磨して、Ｘ線回折測定をそれぞれ行なってピークの同定および定量化を行った。なお、Ｘ線回折測定においては、Ｃｕ−Ｋα線を用いて電圧４０ｋＶ、電流４０ｍＡの条件で測定し、回折チャートにおいてはＫα線除去処理を行ったデータを用いた。

また、表２中の「ｒ_Ａｒ」は、すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において基体側の界面から厚み０．５μｍ〜１．５μｍの領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの比率ｒを表し、「ｒ_Ａｆ」は、逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において基体側の界面から厚み０．５μｍ〜１．５μｍの領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの比率ｒを表す。また、表２中の「ｒ_Ｂｒ」は、すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において外表面側の界面から厚み０．５μｍ〜１．５μｍの領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの比率ｒを表し、「ｒ_Ｂｆ」は、逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において外表面側の界面から厚み０．５μｍ〜１．５μｍの領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの比率ｒを表す。

またさらに、得られた切削工具について、すくい面および逃げ面における基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒ、Ｂ_Ｆ、および基体の内部における結合相量Ｂ_Ｉを、Ｘ線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｒｙｓｉｓ：ＥＰＭＡ）、の表面分析法にて測定し、表１に表記した。なお、ダイヤモンド砥石等で試料を切断して得られた断面において、露出した基体の表面および内部を前述のとおり測定した。

また、下記条件でスクラッチ試験を行い、引っ掻き痕を観察して層間剥離状態および硬質被覆層が基体から剥離し始める荷重を確認し密着力を算出した。

装置：ナノテック社製ＣＳＥＭ−ＲＥＶＥＴＥＳＴ
測定条件
テーブルスピード：０．１７ｍｍ／ｓｅｃ
荷重スピード：１００Ｎ／ｍｉｎ（連続荷重）
引掻き距離：５ｍｍ
圧子
円錐形ダイヤモンド圧子（東京ダイヤモンド工具製作所社製ダイヤモンド接触子：Ｎ２−１４８７）
曲率半径：０．２ｍｍ
稜線角度：１２０°
そして、この切削工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。

（連続切削条件）
被削材 ：ダクタイル鋳鉄４本溝付スリーブ材（ＦＣＤ７００）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：２５０ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
切削時間：２０分
その他 ：水溶性切削液使用
評価項目：顕微鏡にて切刃を観察し、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
（断続切削条件）
被削材 ：ダクタイル鋳鉄４本溝付スリーブ材（ＦＣＤ７００）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：２５０ｍ／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
評価項目：欠損に至る衝撃回数
衝撃回数１０００回時点で顕微鏡にて切刃の硬質被覆層の剥離状態を観察
表２、３より、比率ｒ（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）が基体側より外表面側が小さい試料Ｎｏ．６では、膜剥離によってチッピングが発生して耐欠損性に劣るものであり、また連続切削においてもフランク摩耗が大きくなった。また、比率ｒ（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）が基体側と外表面側で同じ試料Ｎｏ．７ではさらに断続切削において膜剥離が多数発生してしまい、また連続切削においても耐摩耗性に劣るものであった。

これに対して、本発明に従い、比率ｒ（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）が基体側よりも外表面側で大きいＮｏ．１〜５ではいずれも断続切削において硬質被覆層の剥離が発生せず、断続切削試験において衝撃に耐えうる衝撃回数がさらに向上し連続切削においても断続切削においても長寿命であり、耐欠損性および耐チッピング性とも優れた切削性能を有するものであった。

Claims (8)

1. 硬質材料からなる基体の表面に、少なくともＴｉＣＮ層を含む硬質被覆層が形成された表面被覆工具において、前記ＴｉＣＮ層についてのＸ線回折分析における（４２２）面のピーク強度Ｉ_{（４２２）}と（１１１）面のピーク強度Ｉ_{（１１１）}との比率（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）をｒとするとき、比率ｒが基体側から外表面側に向かって漸次大きくなることを特徴とする表面被覆工具。
2. 前記ＴｉＣＮ層において、前記基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａとし、前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂとするとき、前記比率ｒ_Ａが０．５以下であり、前記比率ｒ_Ｂが１以上である請求項１記載の表面被覆工具。
3. 前記硬質被覆層は、前記ＴｉＣＮ層よりも前記外表面側にＡｌ_２Ｏ_３層を有している請求項１または２記載の表面被覆工具。
4. 前記Ａｌ_２Ｏ_３層がα型結晶構造からなる請求項３記載の表面被覆工具。
5. 前記ＴｉＣＮ層と前記Ａｌ_２Ｏ_３層との層間に、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＮＯ層から選ばれる少なくとも１層が０．０１〜０．２μｍの膜厚で形成されている請求項３または４記載の表面被覆工具。
6. 請求項１乃至５のいずれかに記載の表面被覆工具における前記基体にすくい面と逃げ面が形成されており、前記すくい面と逃げ面との交差稜線部分に切刃が形成されている切削工具。
7. 硬質材料からなる基体の表面に、少なくともＴｉＣＮ層を含む硬質被覆層が形成された表面被覆工具において、前記ＴｉＣＮ層についてのＸ線回折分析における（４２２）面のピーク強度Ｉ_{（４２２）}と（１１１）面のピーク強度Ｉ_{（１１１）}との比率（Ｉ_{（４２２）}／Ｉ_{（１１１）}）をｒとするとき、表面被覆工具の外表面側の領域における前記比率ｒが前記基体側の領域における前記比率ｒよりも大きい前記表面被覆工具における前記基体にすくい面と逃げ面が形成されており、前記すくい面と逃げ面との交差稜線部分に切刃が形成されている切削工具であって、
   前記すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において前記基体側の界面から厚み１．５μｍ以
   下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａｒとし、前記逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において前記基体側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ａｆとするとき、これらの比（ｒ_Ａｒ／ｒ_Ａｆ）が１．１〜５であり、
   前記すくい面上に存在するＴｉＣＮ層において前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂｒとし、前記逃げ面上に存在するＴｉＣＮ層において前記外表面側の界面から厚み１．５μｍ以下の領域が露出した状態でＸ線回折分析をしたときの前記比率ｒをｒ_Ｂｆとするとき、これらの比（ｒ_Ｂｒ／ｒ_Ｂｆ）が１．５〜１０である切削工具。
8. 前記基体が４，５，６族元素から選ばれる１種以上の化合物、立方晶窒化硼素、ダイヤモンドを主成分とする硬質相と鉄族金属を主成分とする結合相とからなり、前記逃げ面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｆが、前記すくい面における前記基体の表面部での結合相量Ｂ_Ｒよりも少ないことを特徴とする請求項７に記載の切削工具。