JP4964268B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、基材と該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具に関する。

近年、様々な切削条件下において優れた工具寿命を示す切削工具が求められており、種々の研究が活発に行なわれている。

たとえば、基材表面を被膜で被覆した表面被覆切削工具の当該被膜を、内層と最外層とからなる構造とし、その最外層に塩素を含んだ窒化アルミニウムを用いることにより、高温加工において優れた潤滑性を示す表面被覆切削工具が提案されている（特許文献１）。

また、基材表面に窒化層を形成し、その窒化層上に窒化アルミニウム膜を形成することにより耐熱、耐酸化性を改善したダイスが提案されている（特許文献２）。

また、基材表面にＴｉの窒化物層、Ｔｉ複合層、酸化アルミニウム層、および窒化アルミニウム層をこの順で形成することにより、窒化アルミニウムの放熱性により加熱による摩耗進行を抑制した表面被覆切削工具が提案されている（特許文献３）。

特開２００５−２９７１４２号公報 特開平０９−１８４０６０号公報 特開２００３−０３９２１０号公報

しかしながら、上記特許文献１の表面被覆切削工具は、最外層の窒化アルミニウムが塩素を含むことから被膜の結晶性が低下し組織が疎となり硬度が低下する場合がある。このため、潤滑性は向上できるものの、十分な耐摩耗性が得られない場合があった。

また、上記特許文献２のダイスは、窒化アルミニウム膜を形成する前に窒化処理を施していることから基材と窒化アルミニウム膜との界面に脆性層が形成され、膜の密着力が低下し、十分な耐摩耗性が得られないという問題があった。

また、上記特許文献３の表面被覆切削工具は、耐摩耗性をある程度向上させることができるものの、工具に衝撃が加えられた際に発生する亀裂の進展を十分に抑制することができず、被膜の内部破壊を生じる場合があった。

このように、被膜の最表面に窒化アルミニウム層を形成すると、その窒化アルミニウム層による耐摩耗性の向上が期待されるものの、その効果を十分に発揮した表面被覆切削工具は未だ提供されていない現状にある。

本発明は、このような状況に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、窒化アルミニウム層による耐摩耗性の向上効果を十分に維持しつつ、衝撃が加えられた際に発生する被膜内部の亀裂の進展を抑制し、これにより被膜の内部破壊を防止することによって、極めて優れた耐摩耗性を有する表面被覆切削工具を提供することにある。

本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備え、該被膜は、物理的蒸着膜であり、かつ基材上に形成された厚み７〜１５μｍ（７μｍ以上１５μｍ以下、本明細書において特に断りのない限りこれと同様の表記は同様の意味を示す）の窒化物層と、該窒化物層上に形成された厚み３〜１０μｍの複合耐摩耗層と、該複合耐摩耗層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含み、該複合耐摩耗層は、厚み０．２〜１．５μｍの炭窒化物薄層と厚み０．２〜１．５μｍの窒化物薄層とが交互に積層されていることを特徴とする。

このように、被膜表面にＡｌＮ層を形成し、かつＡｌＮ層の下層として特定構造の複合耐摩耗層を形成したことにより、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）層による耐摩耗性の向上効果を十分に維持しつつ、衝撃が加えられた際に発生する被膜内部の亀裂の進展を抑制し、これにより被膜の内部破壊を防止することによって、これらの相乗作用により極めて優れた耐摩耗性の発現に成功したものである。

ここで、上記被膜は、１２〜３０μｍの厚みを有することが好ましく、上記窒化物層はＴｉＡｌＮ層であり、上記炭窒化物薄層はＴｉＣＮ層であり、上記窒化物薄層はＴｉＡｌＮ層であることが好ましい。

また、上記ＡｌＮ層は、スパッタリング法で形成され、六方晶型の結晶構造を含んでおり、２８００〜３８００ｍｇｆ／μｍ²の硬度を有することが好ましい。

また、上記窒化物層である上記ＴｉＡｌＮ層と上記窒化物薄層である上記ＴｉＡｌＮ層とは、組成が同じであってもよいし異なっていてもよく、Ｔｉ_xＡｌ_1-xＮ（式中ｘは０．３≦ｘ≦０．７である）で表わされる化合物からなることが好ましい。

また、上記ＴｉＣＮ層は、ＴｉＣ_yＮ_1-y（式中ｙは０．０５≦ｙ≦０．６０である）で表わされる化合物からなることが好ましく、上記被膜全体の残留応力は、＋１〜−１ＧＰａであることが好ましい。

また、上記窒化物層、上記炭窒化物薄層、上記窒化物薄層、および上記ＡｌＮ層のうち少なくとも１層は、その層を構成する化合物がＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素をその化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％含むことが好ましい。

また、上記窒化物層、上記炭窒化物薄層、上記窒化物薄層、および上記ＡｌＮ層のうち少なくとも１層は、超多層構造を有することが好ましく、この超多層構造を構成する層のうち少なくとも１層は、その層を構成する化合物がＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素をその化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％含むことが好ましい。

また、上記基材は、超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立方晶型窒化硼素焼結体、またはダイヤモンド焼結体のいずれかにより構成されることが好ましい。

本発明の表面被覆切削工具は、上記のような構成を有することにより、ＡｌＮ層による耐摩耗性の向上効果を十分に維持しつつ、衝撃が加えられた際に発生する被膜内部の亀裂の進展を抑制し、これにより被膜の内部破壊を防止することによって、これらの相乗作用により極めて優れた耐摩耗性の発現に成功したものである。したがって、本発明の表面被覆切削工具は、極めて長い工具寿命を有したものとなる。

すくい面摩耗と逃げ面摩耗とを示した表面被覆切削工具の概略図である。 すくい面摩耗部の断面図である。

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
＜表面被覆切削工具＞
本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備え、該被膜は、物理的蒸着膜であり、かつ基材上に形成された厚み７〜１５μｍの窒化物層と、該窒化物層上に形成された厚み３〜１０μｍの複合耐摩耗層と、該複合耐摩耗層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含み、該複合耐摩耗層は、厚み０．２〜１．５μｍの炭窒化物薄層と厚み０．２〜１．５μｍの窒化物薄層とが交互に積層されたことを特徴とする。

このような構成を有する本発明の表面被覆切削工具は、たとえばドリル、エンドミル、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、またはクランクシャフトのピンミーリング加工用チップ等として極めて有用に用いることができる。

＜基材＞
本発明の表面被覆切削工具の基材としては、このような切削工具の基材として知られる従来公知のものを特に限定なく使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはさらにＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物等を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化硅素、窒化硅素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウム、およびこれらの混合体など）、立方晶型窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体等をこのような基材の例として挙げることができる。

なお、基材として超硬合金を使用する場合、そのような超硬合金は、組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常相を含んでいても本発明の効果は示される。なお、本発明で用いる基材は、その表面が改質されたものであっても差し支えない。たとえば、超硬合金の場合はその表面に脱β層が形成されていたり、サーメットの場合には表面硬化層が形成されていても良く、このように表面が改質されていても本発明の効果は示される。

＜被膜＞
本発明の被膜は、物理的蒸着膜であり、かつ基材上に形成された厚み７〜１５μｍの窒化物層と、該窒化物層上に形成された厚み３〜１０μｍの複合耐摩耗層と、該複合耐摩耗層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含み、該複合耐摩耗層は、厚み０．２〜１．５μｍの炭窒化物薄層と厚み０．２〜１．５μｍの窒化物薄層とが交互に積層されていることを特徴とする。

ここで、このような本発明の被膜は、基材上の全面を被覆する態様を含むとともに、部分的に被膜が形成されていない態様をも含み、さらにまた部分的に被膜の一部の積層態様が異なっているような態様をも含む。また、このような本発明の被膜は、その全体の厚みが１２〜３０μｍであることが好ましい。この全体の厚みは、より好ましくは１５〜２０μｍである。１２μｍ未満であると耐摩耗性に劣る場合があり、３０μｍを超えると被膜に残存する応力に耐え切れず被膜が自己破壊する場合がある。

本発明の被膜は物理的蒸着膜であるが、本発明でいう物理的蒸着膜とは物理的蒸着法（ＰＶＤ法）により形成される被膜をいう。本発明においてこのような物理的蒸着膜を採用する理由は、基材表面に成膜される被膜として結晶性の高い化合物による被膜を形成することが不可欠であり、種々の成膜方法を検討した結果、物理的蒸着法により形成される被膜が最適であることが見出されたからである。

なお、本発明の物理的蒸着膜を形成するのに用いられる物理的蒸着法としては、従来公知の物理的蒸着法を特に限定することなく用いることができる。このような物理的蒸着法としては、たとえばスパッタリング法、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、電子イオンビーム蒸着法等を挙げることができる。特に原料元素のイオン率が高いカソードアークイオンプレーティング法もしくはスパッタリング法を用いると、被膜を形成する前に基材表面に対して金属またはガスイオンボンバードメント処理が可能となるため、被膜と基材との密着性が格段に向上するので好ましい。以下、本発明の被膜を構成する各層についてさらに詳細に説明する。

＜窒化物層＞
本発明の窒化物層は、基材上に形成されるものであって、７〜１５μｍの厚みを有するものである。ここで、「基材上に形成される」とは、基材直上に基材と接するようにして形成されることをいう。

本発明の窒化物層は、基材直上に位置することにより、切削加工時（特に高温時）において、基材と被膜との両者間における原子拡散を防止するという作用を有する。また、このような窒化物層は、耐衝撃性に優れているため、断続加工時の衝撃による基材欠損を抑制することができるという作用をも有するものである。

この窒化物層の厚みは上記の通り７〜１５μｍであるが、より好ましくは８〜１２μｍである。該厚みが７μｍ未満では、原子拡散を十分に防止することができず、また靭性が不十分となることから基材欠損を十分に抑制することができなくなる。また、該厚みが１５μｍを超えると、当該層にドロップレットを含むこととなり当該層の面粗さが粗くなってしまう。当該層の面粗さが粗くなると、当該層上に形成される複合耐摩耗層が疎に形成されてしまい両層の密着性に劣ることとなる。

なお、本発明の窒化物層は、後述の超多層構造を含む他、互いに組成の異なる複数の層により構成することもできる。このように複数の層で構成する場合、上記厚みはその合計厚みを示すものとする。

本発明においては、その厚みが７〜１５μｍとなる限りこのような窒化物層を構成する窒化物としては従来公知の種々のものを特に限定することなく選択することが可能であるが、とりわけそのような窒化物としてＴｉＡｌＮを用いてなるＴｉＡｌＮ層（すなわちＴｉＡｌＮにより構成される層）を採用することが好適である。ＴｉＡｌＮは、種々の窒化物の中でも、とりわけ立方晶型のＴｉＮ中に本来は六方晶型が安定相であるＡｌＮが固溶した構造となっており、このため結晶格子内に歪みが保持されていることから耐欠損性に優れるとともに基材との間で原子の拡散を極めて有効に抑制する（すなわち良好な耐拡散性を示す）。

このようなＴｉＡｌＮ層を構成するＴｉＡｌＮは、ＴｉとＡｌとＮの原子比が１：１：２のもののみに限られるものではなく、従来公知の組成のものを特に限定することなく用いることができる（なお、本発明において「ＴｉＡｌＮ」のように化合物を化学式で示す場合であって、原子比が特に規定されていない場合は従来公知のあらゆる原子比を含み得ることを示す）。

そして、このようなＴｉＡｌＮ層は、特に好ましくはＴｉ_xＡｌ_1-xＮ（式中ｘは０．３≦ｘ≦０．７である）で表わされる化合物からなることが好ましい。これにより、特に良好な耐欠損性と耐拡散性が示されるからである。

なお、上記式中ｘは、より好ましくは０．４≦ｘ≦０．６である。ｘが０．３未満の場合、耐摩耗性が低下する場合があり、０．７を超えると格子内の歪みが小さくなり耐欠損性が低下する場合がある。なお、上記式Ｔｉ_xＡｌ_1-xＮ中Ｎの原子比は特に限定されるものではないが、ＴｉとＡｌの合計を１とする場合、Ｎの原子比は０．９５〜１．０５とすることが好ましい。

このような窒化物層は、たとえば次のような条件を採用した物理的蒸着法、好ましくはアークイオンプレーティング法により形成することができる。すなわち、目的とする金属組成の焼結ターゲットまたは溶成ターゲットを用い、基材上への成膜直後において、基材温度を７００℃以上というように比較的高温度に設定し、まず３００ｎｍ程度成膜する。続いて、ヒーターを一旦ＯＦＦ状態として基材温度を５５０℃程度まで冷却し、その温度で５００ｎｍ程度成膜する。以後、７００℃で１００ｎｍ程度成膜し、次いで５５０℃で５００ｎｍ程度成膜するというサイクルを繰り返すことにより、所望の厚みを有する窒化物層を形成することができる。

このように成膜温度を一定の厚み毎に高温と低温を繰り返すようにして制御することにより、窒化物層を構成する窒化物の結晶が三次元的に成長することを抑制しつつその結晶性を極めて良好に制御することができる。これに対し、７００℃程度の高温で連続成膜（１００ｎｍ以上の厚みを成膜）すると、被膜の表面側に向かって結晶粒が三次元的に放射状に成長してしまうため好ましくない。一方、５５０℃程度の低温にて５００ｎｍを超える厚みを成膜すると結晶性が悪化する傾向を示す。なお、成膜初期は、基材を構成する各結晶の粒子形状の影響を受けるため、高温での成膜の厚みが少し厚くなるように成膜すると、結晶性が良好となるため好ましい。

＜複合耐摩耗層＞
本発明の複合耐摩耗層は、上記の窒化物層上に形成されるものであって、３〜１０μｍの厚みを有するものであり、かつ厚み０．２〜１．５μｍの炭窒化物薄層と厚み０．２〜１．５μｍの窒化物薄層とが交互に積層された構造を有する。このような複合耐摩耗層の上記厚みは、より好ましくは４〜７μｍである。該厚みが３μｍ未満では、耐摩耗性が不十分となってしまう。また、該厚みが１０μｍを超えると、自己破壊してしまう。また、炭窒化物薄層と窒化物薄層の上記厚みは、より好ましくは、それぞれ０．５〜１．２μｍである。該厚みが０．２〜１．５μｍの範囲外となると、いずれもこれら両者を積層したことによる効果が得られなくなる。

このような本発明の複合耐摩耗層は、炭窒化物薄層と窒化物薄層とを交互に積層したことにより、炭窒化物が本来的に有する優れた耐摩耗効果に加え、切削加工時に衝撃が加わった際に発生する基材水平方向への亀裂の進展を極めて有効に抑制することができ、この亀裂の進展に起因する被膜の内部破壊を有効に防止することができるという優れた作用を示す。これにより、本発明の複合耐摩耗層は、被膜全体の耐摩耗性の向上に大きく寄与するとともに、工具寿命の長期化に貢献するものである。

ここで、この複合耐摩耗層は、上記窒化物層上に炭窒化物薄層または窒化物薄層のいずれの層から積層を開始してもよいが、好ましくは炭窒化物薄層によって積層を開始することが好適である。これにより、すくい面摩耗の傾斜角を大きくすることができ、切粉と被膜との接触面積が小さくなることによって、すくい面摩耗を小さくすることができるためである。ここで、すくい面摩耗の傾斜角とは、図１および図２に示したように、切削チップ等の表面被覆切削工具１のすくい面２側に生じるすくい面摩耗４において、すくい面摩耗４の側面部とすくい面２とがなす角度をいう。なお、逃げ面３側の摩耗部は逃げ面摩耗５という。

また、当該複合耐摩耗層の積層数は、複合耐摩耗層全体の厚みが上記範囲内となる限り、各層をそれぞれ一層ずつ積層させる態様が含まれるとともに、好ましくは両層をそれぞれ２〜１０層ずつ積層させたものとすることができる。

なお、本発明の複合耐摩耗層は、後述の超多層構造を含む他、交互積層を構成する各炭窒化物薄層および／または各窒化物薄層の組成を異なったものとすることにより構成することもできる。

本発明において、このような複合耐摩耗層を構成する炭窒化物薄層および窒化物薄層は、それぞれこのような切削工具の被膜として用いられる従来公知の種々の組成のものを選択することが可能であるが、とりわけ次のような組成のものを採用することが好ましい。

すなわち、炭窒化物薄層としては、ＴｉＣＮを用いてなるＴｉＣＮ層（すなわちＴｉＣＮにより構成される層）を採用することが好適である。ＴｉＣＮは、種々の炭窒化物の中でもとりわけ高い硬度を有し、特に優れた耐摩耗性を示す。このようなＴｉＣＮ層を構成するＴｉＣＮは、Ｔｉと（Ｃ＋Ｎ）との原子比が１：１のもののみに限られるものではなく、従来公知の組成のものを特に限定することなく用いることができる。そして、特に好ましくは、ＴｉＣＮ層はＴｉＣ_yＮ_1-y（式中ｙは０．０５≦ｙ≦０．６０である）で表わされる化合物からなることが好適である。これにより、特に良好な耐摩耗性が示されるからである。

なお、上記式中ｙは、より好ましくは０．２≦ｙ≦０．４である。ｙが０．０５未満の場合、硬度が低くなり耐摩耗性が低下する場合があり、０．６０を超えると硬度が高くなりすぎて自己破壊してしまう場合がある。なお、上記式ＴｉＣ_yＮ_1-y中Ｔｉの原子比は特に限定されるものではないが、ＣとＮの合計を１とする場合、Ｔｉの原子比は０．９５〜１．０５とすることが好ましい。また、上記式中のｙは、該層中を通して常に一定である必要はなく、たとえば被膜の厚み方向においてその値が変化する（分布する）ものであってもよい。

一方、窒化物薄層としては、上記の窒化物層と同様に、窒化物としてＴｉＡｌＮを用いてなるＴｉＡｌＮ層（すなわちＴｉＡｌＮにより構成される層）を採用することが好適であり、特に好ましくはＴｉ_xＡｌ_1-xＮ（式中ｘは０．３≦ｘ≦０．７である）で表わされる化合物からなる層とすることが好ましい。なお、上記式中ｘは、上記の窒化物層と同様に、より好ましくは０．４≦ｘ≦０．６であり、同式中Ｎの原子比は特に限定されるものではないが、ＴｉとＡｌの合計を１とする場合、Ｎの原子比は０．９５〜１．０５とすることが好ましい。なお、上記窒化物層である上記ＴｉＡｌＮ層と上記窒化物薄層である上記ＴｉＡｌＮ層とは、組成が同じであってもよいし異なっていてもよい。

窒化物薄層を構成する窒化物として上記のような化合物を選択することにより、上記の炭窒化物薄層として選択したＴｉＣＮ層との間で良好な積層構造を形成することができ、特に良好な上記効果が示される。

このような複合耐摩耗層は、たとえば上記の窒化物層の形成方法と同様の方法（すなわち、７００℃以上の高温で行なう初期成膜は上記窒化物層の形成で完了しているため、その後に実行される７００℃で１００ｎｍ程度成膜し、次いで５５０℃で５００ｎｍ程度成膜するというサイクルを繰り返す方法）を採用することにより形成することができる（このように温度を制御することを除き、他の条件は従来公知の条件を採用できる）。なお、メタン等の炭素源ガスの流量を制御することにより、厚み方向で炭素の原子比を変化させることができる。

＜ＡｌＮ層＞
本発明のＡｌＮ層は、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）により構成される層であり、上記の複合耐摩耗層上に形成されるものであって、０．２〜５μｍの厚みを有するものである。上記厚みは、より好ましくは０．５〜３μｍである。該厚みが０．２μｍ未満では、複合耐摩耗層の表面粗さの影響が大きくなり、本来のＡｌＮ層の効果が示されなくなる。また、該厚みが５μｍを超えると、生産性が極めて劣るとともに結晶化を抑制することができず均一摩耗が困難となる。

なお、本発明のＡｌＮ層は、後述の超多層構造を含む他、互いに組成の異なる複数の層により構成することもできる。このように複数の層で構成する場合、上記厚みはその合計厚みを示すものとする。

このような本発明のＡｌＮ層は、この層を最表面層とすることにより逃げ面の摩耗が特に均一となり異常摩耗を極めて有効に抑制することができる。このため、耐摩耗性は優れるが、硬度が高い反面脆いという短所を併せ持つ複合耐摩耗層上にこのＡｌＮ層を形成することにより、複合耐摩耗層に生じる異常摩耗を極めて有効に抑制することができる。しかも、このＡｌＮ層は、比較的硬度が低いためそれ自身に異常摩耗が生じることもなく、以ってこれらの異常摩耗部における切削抵抗の上昇に起因した摩耗進行の助長を極めて有効に防止することができ、被膜全体の耐摩耗性の向上に大きく寄与するものとなる。しかも、このようなＡｌＮ層は、摺動性に優れることから刃先部に被削材の溶着が発生し難く、この点からも異常摩耗をさらに抑制することができる。

このようなＡｌＮ層を構成するＡｌＮは、ＡｌとＮの原子比が１：１のもののみに限られるものではなく、従来公知の組成のものを特に限定することなく用いることができる。したがって、Ａｌが１に対してＮが０．９〜１．１である原子比のものも含まれる。なお、このようなＡｌＮ層は、塩素を含まないことが好ましい。塩素を含むと、結晶性が悪くなり耐摩耗性が劣るためである。

そして、このようなＡｌＮ層は、とりわけスパッタリング法で形成され、六方晶型の結晶構造を含んでおり、２８００〜３８００ｍｇｆ／μｍ²（より好ましくは３２００〜３６００ｍｇｆ／μｍ²）の硬度を有することが好ましい。硬度をこの範囲とすることにより、複合耐摩耗層の硬度よりも低硬度となり、摩耗がより均一なものとなる。さらに、六方晶型の結晶構造を含む（すなわちＸＲＤ（Ｘ線回折）による（１０２）面の半価幅が０．４〜０．７°）ことにより摩耗はより一層均一なものとなる。これは、その詳細なメカニズムは未だ解明されていないものの、ＡｌＮ層中に六方晶型の結晶構造を含む結晶質成分と結晶構造を含まない非晶質成分とが微小サイズで混在することにより、切削加工時の摩耗単位が微小化するためではないかと考えられる。

なお、ＡｌＮ層をスパッタリング法により形成すると、該層の組織が均質になり、硬度や結晶性分布が一様になるというメリットがある。

このようなスパッタリング法の具体的条件は、たとえば以下のような条件を挙げることができる。すなわち、高周波数のパルスと低周波数のパルスとを交互に印加できるようなパルス化スパッタリング法を採用し、ターゲットとしては目的組成あるいは目的金属組成の焼結ターゲットまたは溶成ターゲットを用いる。そして、スパッタカソードに印加するパルス周波数を厚みが２０〜７０ｎｍとなる毎に制御し、１００ｋＨｚ以下のパルス周波数と３００ｋＨｚ以上のパルス周波数とを交互に印加する。なお、成膜温度は７００℃以下とし、成膜速度は０．３〜０．６μｍ／時とすることが好ましい。

このようにパルス周波数を交互に変化させて印加することにより、ターゲットから飛来する粒子のエネルギーを調整することができる。すなわち、３００ｋＨｚ以上のパルス周波数の印加割合を高くすると結晶性が良好となり硬度が向上する一方、１００ｋＨｚ以下のパルス周波数の印加割合を高くすると結晶性が悪化し硬度が低下する傾向を示すため、これらのパルス周波数を制御することによりＡｌＮ層の特性を制御することができる。

一方、ＡｌＮ層は、上記の窒化物層や複合耐摩耗層を形成する場合の条件と同様の条件を採用することによりアークイオンプレーティング法により形成することもできる。

＜他の元素の添加＞
本発明の上記窒化物層、上記炭窒化物薄層、上記窒化物薄層、および上記ＡｌＮ層のうち少なくとも１層は、その層を構成する化合物（すなわち、たとえばＴｉＡｌＮ、ＴｉＣＮ、およびＡｌＮのうち少なくとも１種）がＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素をその化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％（より好ましくは１〜１０原子％）含むことが好ましい。このような他の元素を含むことにより、結晶格子中に歪みが入り硬度がさらに向上することから耐摩耗性がより向上したものとなる。しかも、切削加工時において被膜中あるいは被膜と基材間において原子拡散が抑制され、耐酸化性等の耐反応性が良好となる。

なお、このような他の元素は、物理的蒸着法により被膜を形成する際に、被膜の原料となるターゲット中に所望量包含させることにより、当該層を構成する化合物中に含有させることができる。なお、このような他の元素の含有の態様は、浸入型であってもよいし、置換型であってもよい。

＜超多層構造＞
本発明の被膜を構成する窒化物層、複合耐摩耗層（炭窒化物薄層、窒化物薄層）、およびＡｌＮ層のうち少なくとも１層は、超多層構造（複数の極薄層が積層された構造、好ましくは互いに組成の異なる２種の極薄層が交互に積層された構造）を有することが好ましく、この超多層構造を構成する層のうち少なくとも１層は、その層を構成する化合物がＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素をその化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％含むことが好ましい。

より具体的には、次のような超多層構造を例示することができるが、以下の例示のもののみに限定されるものではない。すなわち、上記窒化物層としては、ＴｉＡｌＭｅ１Ｎ層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＡｌＮ超薄層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造等を例示することができる。また、上記炭窒化物薄層は、ＴｉＭｅ３ＣＮ層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＣＮ超薄層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造等を例示することができる。また、上記窒化物薄層は、ＴｉＡｌＭｅ５Ｎ層とＴｉＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＡｌＮ超薄層とＴｉＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造等を例示することができる。また、上記ＡｌＮ層は、ＡｌＭｅ７Ｎ層とＡｌＭｅ８Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＡｌＮ超薄層とＡｌＭｅ８Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造等を例示することができる。

上記Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ３、Ｍｅ４、Ｍｅ５、Ｍｅ６、Ｍｅ７、およびＭｅ８は、それぞれ独立してＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を示すが、Ｍｅ１とＭｅ２とは同じ元素を示すことはなく、Ｍｅ３とＭｅ４とは同じ元素を示すことはなく、Ｍｅ５とＭｅ６とは同じ元素を示すことはなく、Ｍｅ７とＭｅ８とは同じ元素を示すことはない、態様とすることが好ましい。なお、本発明の被膜が超多層構造を含む場合、被膜を構成する各層のすべてが超多層構造となっていてもよいし、一部の層において超多層構造を有さないものが含まれていてもよい。

上記のような超多層構造を採用することにより、耐摩耗性をさらに向上させることができる。これは、恐らく超多層構造とすることにより、たとえ被膜中のいずれかの箇所で基材垂直方向（被膜の厚み方向）への亀裂が発生したとしてもそれが伝播することがなく、以って被膜の大規模破壊を防止し、その結果として耐摩耗性が向上するものと考えられる。

なお、上記の超多層構造において、上記窒化物層または窒化物薄層におけるＴｉとＡｌとの原子比は上記化学式Ｔｉ_xＡｌ_1-xＮにおける「ｘ」で規定される原子比と同様の原子比を採用することができ、Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ５、Ｍｅ６の各原子比はＴｉとＡｌとこれらの金属（Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ５、Ｍｅ６）との合計を１とする場合、それぞれ０．００１〜０．２（すなわち０．１〜２０原子％）の範囲とすることができ、Ｎの原子比はＴｉとＡｌとこれらの金属（Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ５、Ｍｅ６）との合計を１とする場合、０．９５〜１．０５の範囲とすることができる。また、ＴｉＡｌＮ超薄層とは、Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ５、Ｍｅ６のような他の元素を含まず、ＴｉとＡｌとＮのみ（これら三者の原子比は上記に同じ）により構成される層を意味する。

また、上記の超多層構造における炭窒化物薄層において、ＣとＮとの原子比は上記化学式ＴｉＣ_yＮ_1-yにおける「ｙ」で規定される原子比と同様の原子比を採用することができ、Ｍｅ３とＭｅ４の各原子比はＴｉとこれらの金属（Ｍｅ３またはＭｅ４）との合計を１とする場合、それぞれ０．００１〜０．２の範囲とすることができ、Ｔｉとこれらの金属との合計の原子比はＣとＮとの合計を１とする場合、０．９５〜１．０５の範囲とすることができる。また、ＴｉＣＮ超薄層とは、Ｍｅ３やＭｅ４のような他の元素を含まず、ＴｉとＣとＮのみ（これら三者の原子比は上記に同じ）により構成される層を意味する。

また、上記の超多層構造におけるＡｌＮ層において、ＡｌとＮとの原子比はＡｌと他の金属（Ｍｅ７またはＭｅ８）との合計を１とする場合、Ｎは０．９〜１．１の範囲とすることができ、Ｍｅ７とＭｅ８の各原子比はＡｌとこれらの金属（Ｍｅ７またはＭｅ８）との合計を１とする場合、それぞれ０．００１〜０．２の範囲とすることができる。また、ＡｌＮ超薄層とは、Ｍｅ７やＭｅ８のような他の元素を含まず、ＡｌとＮのみ（これら両者の原子比は上記に同じ）により構成される層を意味する。

一方、上記の超多層構造を構成する各層の厚みは、１〜５０ｎｍ、より好ましくは２〜２０ｎｍとすることが好ましい。各層の厚みが１ｎｍ未満の場合は製造が困難となり、５０ｎｍを超えると亀裂の伝播を有効に抑止することが困難となる場合がある。

このような超多層構造は、上記と同様の物理的蒸着法により形成することができ、その諸条件は従来公知の範囲内から任意に選択することができる。

＜被膜全体の残留応力＞
本発明の被膜全体の残留応力は、＋１〜−１ＧＰａ（−１ＧＰａ以上＋１ＧＰａ以下）であることが好ましい。より好ましくは＋０．５〜−０．７ＧＰａであり、さらに好ましくは＋０．２〜−０．５ＧＰａである。残留応力が＋１ＧＰａを超えると被膜の剛性が不十分となる場合があり、−１ＧＰａ未満では被膜の自己破壊が生じる場合がある。被膜がこのような範囲の残留応力、特にその絶対値が小さくなる残留応力を有する場合、耐欠損性に優れた旋削加工が可能となり、極めて信頼性に優れた工具を得ることができる。

ここで、残留応力とは、被膜全体の平均残留応力をいい、次のようなｓｉｎ²ψ法という方法で測定することができる。Ｘ線を用いたｓｉｎ²ψ法は、多結晶材料の残留応力の測定方法として広く用いられている。この測定方法は、「Ｘ線応力測定法」（日本材料学会、１９８１年株式会社養賢堂発行）の５４〜６６頁に詳細に説明されているが、本発明ではまず並傾法と側傾法とを組み合せてＸ線の侵入深さを固定し、測定する応力方向と測定位置に立てた試料表面法線を含む面内で種々のψ方向に対する回折角度２θを測定して２θ−ｓｉｎ²ψ線図を作成し、その勾配からその深さ（被膜の表面からの距離）までの残留応力の平均値を求めることができる。

より具体的には、Ｘ線源からのＸ線を試料に所定角度で入射させ、試料で回折したＸ線をＸ線検出器で検出し、該検出値に基づいて内部応力を測定するＸ線応力測定方法において、試料の任意箇所の試料表面に対して任意の設定角度でＸ線源よりＸ線を入射させ、試料上のＸ線照射点を通り試料表面で入射Ｘ線と直角なω軸と、試料台と平行でω軸を回転させた時に入射Ｘ線と一致するχ軸を中心に試料を回転させるときに、試料表面と入射Ｘ線とのなす角が一定となるように試料を回転させながら、回折面の法線と試料面の法線とのなす角度ψを変化させて回折線を測定することによって、試料内部（すなわち被膜）の残留応力を求めることができる。

なお、上記で用いるＸ線源としては、Ｘ線源の質（高輝度、高平行性、波長可変性等）の点で、シンクロトロン放射光（ＳＲ）を用いることが好ましい。

なおまた、上記のように残留応力を２θ−ｓｉｎ²ψ線図から求めるためには、被膜のヤング率とポアソン比が必要となる。しかし、該ヤング率はダイナミック硬度計等を用いて測定することができ、ポアソン比は材料によって大きく変化しないため０．２前後の値を用いればよい。

一方、本発明でいう圧縮応力（圧縮残留応力）とは、被膜に存する内部応力（固有ひずみ）の一種であって、負の数値（単位：ＧＰａ）で表されるものである。一方、本発明でいう引張応力（引張残留応力）とは、これも被膜に存する内部応力の一種であって、正の数値（単位：ＧＰａ）で表されるものである。このような圧縮応力および引張応力は、ともに被膜内部に残存する内部応力であることからこれらを単にまとめて残留応力（便宜的に０ＧＰａも含む）と表現することもある。

なお、このような範囲の残留応力を有する被膜は、物理的蒸着法により、基材に衝突して被膜となる原子またはイオンの運動量を調節することにより形成することができ、一般にその運動量が大きい場合にその絶対値が大きくなる圧縮残留応力を得ることができる。なお、上記の運動量を大きくするための条件としては、たとえば基材に印加するバイアス電圧を大きくしたり、分子量（分子サイズ）の大きなガスを導入したり、バイアス電圧をパルスとし、そのパルスの周期を短くする、等の条件を挙げることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。なお、実施例中の被膜および各層の厚みは被膜断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて観察することにより測定し、各層を構成する化合物の組成はＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析装置）によって確認した。また、結晶構造はＸＲＤ（Ｘ線回折）により確認し、半価幅はＸＲＤを用いて入射角０．５°の条件で測定し、算出した。また、被膜全体の残留応力は上記のｓｉｎ²ψ法により測定し、硬度はダイナミック硬度計（ＭＴＳ社製ナノインデンター）を用いて測定した。

＜実施例１〜５２および比較例１〜５＞
以下のようにして表面被覆切削工具を作成し、その評価を行なった。

＜表面被覆切削工具の作成＞
まず、表面被覆切削工具の基材として材質がＰ２０（ＪＩＳ）であり形状がＣＮＭＧ１２０４０８（ＪＩＳ）である旋削加工用刃先交換型切削チップを準備し、その基材をカソードアークイオンプレーティング・スパッタ装置に装着した。

続いて、真空ポンプにより該装置のチャンバー内を減圧するとともに、該装置内に設置されたヒーターにより上記基材の温度を６５０℃に加熱し、チャンバー内の圧力が１．０×１０^-4Ｐａとなるまで真空引きを行なった。

次に、アルゴンガスを導入してチャンバー内の圧力を３．０Ｐａに保持し、上記基材の基板バイアス電源の電圧を徐々に上げながら−１５００Ｖとし、Ｗフィラメントを加熱して熱電子を放出させながら基材の表面のクリーニングを１５分間行なった。その後、アルゴンガスを排気した。

次いで、上記基材上に直接接するようにして表１〜表３記載の各窒化物層を形成し、その各窒化物層上にそれぞれ複合耐摩耗層（窒化物層上には炭窒化物薄層がまず積層されている）を形成した。これらの窒化物層および複合耐摩耗層は、目的とする組成（すなわち表１〜表３記載の窒化物層および複合耐摩耗層（炭窒化物薄層および窒化物薄層）の金属組成）の焼結ターゲットまたは溶成ターゲットを用いて、次のようにして成膜温度を制御することを除き、従来公知の条件を採用して形成することができた。

すなわち、基材上への成膜直後は基材温度を７００℃以上の高温度に設定することによりまず３００ｎｍ程度成膜し、続いてヒーターを一旦ＯＦＦ状態とすることにより基材温度を５５０℃程度まで冷却し、その後その温度で５００ｎｍ程度成膜し、以後、７００℃で１００ｎｍ成膜するという操作と５５０℃で５００ｎｍ成膜するという操作とを繰り返すことにより、表１〜表３記載の厚みを有するようにして窒化物層および複合耐摩耗層を形成した。なお、炭窒化物薄層であるＴｉＣＮ層中のＣ量は、反応ガス中のメタンガス（ＣＨ₄）の量を調整することにより設定し、傾斜構造とする場合は、メタンガスの量を連続的に変化させながら導入した。

続いて、上記で形成した複合耐摩耗層上に表１〜表３記載の各ＡｌＮ層を形成した。かかるＡｌＮ層は、アークイオンプレーティング法により形成する場合は、上記の窒化物層および複合耐摩耗層と同様にして形成することができ、すなわち目的とする組成（すなわち表１〜表３記載のＡｌＮ層の金属組成）の焼結ターゲットまたは溶成ターゲットを用い、７００℃で１００ｎｍ成膜するという操作と５５０℃で５００ｎｍ成膜するという操作とを繰り返すことにより、表１〜表３記載の厚みを有するようにして形成した。

一方、ＡｌＮ層をスパッタリング法で形成する場合は、複合耐摩耗層上に、スパッタカソードに印加するパルス周波数を厚みが２０〜７０ｎｍとなる毎に制御し、１００ｋＨｚ以下のパルス周波数と３００ｋｈｚ以上のパルス周波数とを交互に印加することにより形成した。なお、成膜温度は７００℃とし、成膜速度は０．３〜０．６μｍ／時とした。

以上のようにして、本発明の表面被覆切削工具と比較例の表面被覆切削工具とを作製した。

表１〜表３中、「窒化物層」、「炭窒化物薄層」、「窒化物薄層」、および「ＡｌＮ層」の欄の「組成」はそれぞれ窒化物層、炭窒化物薄層、窒化物薄層、およびＡｌＮ層を構成する化合物の組成を示し、「製法」の欄の「アーク」はアークイオンプレーティング法により形成したことを示し、「スパッタ」はスパッタリング法により形成したことを示し、「ＣＶＤ」は公知の化学的蒸着法により形成したことを示し、「ｘ」は化学式Ｔｉ_xＡｌ_1-xＮにおけるｘを示し、「ｙ」は化学式ＴｉＣ_yＮ_1-yにおけるｙを示す。また、複合耐摩耗層の欄の「繰返し数」は炭窒化物薄層および窒化物薄層のそれぞれの積層数を示し、「総厚み」は複合耐摩耗層全体としての厚みを示す。

また、表１〜表３中の実施例４３〜４６の各層は超多層構造を有するものであるが、これらについても上記のような成膜温度を採用する以外は従来公知の条件で成膜し、窒化物層およびＡｌＮ層については「厚み比」の欄に各対応する各層の厚みを示し、複合耐摩耗層については炭窒化物薄層および窒化物薄層の「厚み」の欄の括弧内に各対応する各層の厚みを示した（たとえば表３の実施例４４の窒化物層は４ｎｍの「Ｔｉ_0.5Ａｌ_0.5Ｎ」と５ｎｍの「Ｔｉ_0.47Ａｌ_0.47Ｈｆ_0.06Ｎ」とが交互に積層されて厚み１０．０μｍの窒化物層を形成していることを示し、同炭窒化物薄層は６ｎｍの「Ｔｉ_0.95Ｈｆ_0.05ＣＮ」と５ｎｍの「Ｔｉ_0.91Ｔａ_0.09ＣＮ」とが交互に積層されて厚み１．０μｍの炭窒化物薄層を形成していることを示す）。これに対し、表１中の実施例５は、窒化物層が２層で構成されており、各層の厚みを「厚み比」の欄に記載した。なお、「厚み」の単位は、明示した場合を除き「μｍ」である。

また、「結晶構造」の欄の「ｈ含有」とは、六方晶型の結晶構造を含んでいることを示し、「ａｍｏ」とはアモルファス状態であることを示す。また、「全体」の欄の「厚み」は被膜全体の厚み（μｍ）を示し、「応力」は被膜全体の残留応力（ＧＰａ）を示す。

なお、比較例１〜５については、本発明の表面被覆切削工具の被膜構成とは異なるものが含まれるが、表３においては便宜的に本発明の被膜構成に対応した欄に組成等を記載した（たとえば比較例４の窒化物層の欄は、本発明の窒化物層ではないが、１．０μｍの「ＴｉＣＮ」と０．５μｍの「Ｔｉ_0.5Ａｌ_0.5Ｎ」とが各３層ずつ交互に積層されて４．５μｍの層を形成していることを示す）。

＜表面被覆切削工具の耐摩耗性の評価＞
上記で作製した実施例１〜５２および比較例１〜５の表面被覆切削工具のそれぞれについて、以下の条件による連続旋削試験を行なうことにより耐摩耗性の評価を行なった。該評価は、刃先の逃げ面摩耗幅（Ｖ_b）が０．２ｍｍを超える時間を切削時間（寿命）として測定することにより行なった。その結果を表４に示す。切削時間（寿命）が長いもの程耐摩耗性が優れていることを示している。

＜連続旋削試験の条件＞
被削材：ＳＣＭ４３５丸棒
切削速度：２７０ｍ／分
切り込み：２．０ｍｍ
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．
ＤＲＹ／ＷＥＴ：ＤＲＹ

表４より明らかなように、実施例１〜５２の本発明に係る表面被覆切削工具は、比較例１〜５の表面被覆切削工具に比し、優れた耐摩耗性を示し、工具寿命が向上していることが確認できた。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ 表面被覆切削工具、２ すくい面、３ 逃げ面、４ すくい面摩耗、５ 逃げ面摩耗。

Claims (11)

1. 基材と、該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
   前記被膜は、物理的蒸着膜であり、かつ基材上に形成された厚み７〜１５μｍの窒化物層と、該窒化物層上に形成された厚み３〜１０μｍの複合耐摩耗層と、該複合耐摩耗層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含み、
   前記複合耐摩耗層は、厚み０．２〜１．５μｍの炭窒化物薄層と厚み０．２〜１．５μｍの窒化物薄層とが交互に積層されている、表面被覆切削工具。
2. 前記被膜は、１２〜３０μｍの厚みを有する、請求項１記載の表面被覆切削工具。
3. 前記窒化物層はＴｉＡｌＮ層であり、前記炭窒化物薄層はＴｉＣＮ層であり、前記窒化物薄層はＴｉＡｌＮ層である、請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記ＡｌＮ層は、スパッタリング法で形成され、六方晶型の結晶構造を含んでおり、２８００〜３８００ｍｇｆ／μｍ²の硬度を有する、請求項１〜３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
5. 前記窒化物層である前記ＴｉＡｌＮ層と前記窒化物薄層である前記ＴｉＡｌＮ層とは、組成が同じであってもよいし異なっていてもよく、Ｔｉ_xＡｌ_1-xＮ（式中ｘは０．３≦ｘ≦０．７である）で表わされる化合物からなる、請求項３または４に記載の表面被覆切削工具。
6. 前記ＴｉＣＮ層は、ＴｉＣ_yＮ_1-y（式中ｙは０．０５≦ｙ≦０．６０である）で表わされる化合物からなる、請求項３〜５のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
7. 前記被膜全体の残留応力は、＋１〜−１ＧＰａである、請求項１〜６のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
8. 前記窒化物層、前記炭窒化物薄層、前記窒化物薄層、および前記ＡｌＮ層のうち少なくとも１層は、その層を構成する化合物がＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素をその化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％含む、請求項１〜７のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
9. 前記窒化物層、前記炭窒化物薄層、前記窒化物薄層、および前記ＡｌＮ層のうち少なくとも１層は、超多層構造を有する、請求項１〜８のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
10. 前記超多層構造を構成する層のうち少なくとも１層は、その層を構成する化合物がＶ、Ｃｒ、Ｙ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｂ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素をその化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％含む、請求項９に記載の表面被覆切削工具。
11. 前記基材は、超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立方晶型窒化硼素焼結体、またはダイヤモンド焼結体のいずれかにより構成される、請求項１〜１０のいずれかに記載の表面被覆切削工具。

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