JP5334561B2 - Surface coated cutting tool - Google Patents
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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。 The present invention relates to a surface-coated cutting tool comprising a substrate and a coating formed on the substrate.
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。 In recent years, cutting tools that exhibit excellent tool life under various cutting conditions have been demanded, and various researches have been actively conducted.
たとえば、表面被覆切削工具の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）。 For example, a surface-coated cutting tool that has excellent lubricity in high-temperature processing has been proposed by using a surface coating tool with a structure consisting of an inner layer and an outermost layer, and using aluminum nitride containing chlorine in the outermost layer. (Patent Document 1).
また、表面被覆切削工具の被膜として、下地強靭層、下側硬質層、複合酸炭化物層または複合炭窒酸化物層、酸化アルミニウム層、窒化アルミニウム層からなる構造を有し、高温安定性を示す表面被覆切削工具が提案されている（特許文献２）。
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該層の強度が低下する場合があり、また内層として含まれる窒化物層の厚みが薄いことと相俟って耐摩耗性が低下する場合があった。 However, in the surface-coated cutting tool of Patent Document 1, the outermost aluminum nitride contains chlorine, so that the strength of the layer may be reduced, and the nitride layer included as the inner layer is thin. As a result, the wear resistance sometimes deteriorated.
また、上記特許文献２の表面被覆切削工具は、複合酸炭化物層または複合炭窒酸化物層上に酸化アルミニウム層を形成させた構造を含むため、その部分が脆化することから被膜全体としての耐摩耗性が劣る結果となっていた。 Further, the surface-coated cutting tool of Patent Document 2 includes a structure in which an aluminum oxide layer is formed on a composite oxycarbide layer or a composite carbonitride oxide layer. The result was poor wear resistance.
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の潤滑作用により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。 When an aluminum nitride layer is formed on the outermost surface of the coating, an improvement in wear resistance is expected due to the lubricating action of the aluminum nitride layer, but a surface-coated cutting tool that has fully demonstrated its effect has not yet been provided. is there.
本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、基材上に窒化物層を形成し、該窒化物層上に炭窒化物層を形成した後、被膜の最表面層として窒化アルミニウム層を形成することにより極めて優れた耐摩耗性を示す表面被覆切削工具を提供することにある。 The present invention has been made in view of the current situation as described above, and the object of the present invention is to form a nitride layer on a substrate and form a carbonitride layer on the nitride layer. Another object of the present invention is to provide a surface-coated cutting tool that exhibits extremely excellent wear resistance by forming an aluminum nitride layer as the outermost surface layer of the coating.
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であって、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の炭窒化物層と、該炭窒化物層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含むことを特徴とする表面被覆切削工具に係る。 The present invention is a surface-coated cutting tool comprising a substrate and a coating formed on the substrate, wherein the coating is a physical vapor deposition film and has a thickness of 7 to 7 formed on the substrate. 15 μm (7 μm or more and 15 μm or less, the same notation in this specification unless otherwise specified) nitride layer having a thickness of 3 to 10 μm formed on the nitride layer A surface-coated cutting tool comprising a physical layer and an AlN layer having a thickness of 0.2 to 5 μm formed on the carbonitride layer.
ここで、上記被膜は、１２〜３０μｍの厚みを有することが好ましく、また上記窒化物層はＴｉＡｌＮ層であり、上記炭窒化物層はＴｉＣＮ層であることが好ましい。 Here, the film preferably has a thickness of 12 to 30 μm, the nitride layer is a TiAlN layer, and the carbonitride layer is preferably a TiCN layer.
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ＴｉＡｌＮ層は、ＴｉxＡｌ1-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く、上記ＴｉＣＮ層は、ＴｉＣyＮ1-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い。 Further, the AlN layer is formed by a sputtering method, includes a hexagonal crystal structure, and preferably has a hardness of 2800 to 3800 mgf / μm 2 . The TiAlN layer is preferably made of a compound represented by Ti x Al 1-x N (wherein x is 0.3 ≦ x ≦ 0.7), and the TiCN layer is composed of TiC y N 1. It is preferably made of a compound represented by -y (wherein y is 0.05 ≦ y ≦ 0.60).
また、上記被膜全体の残留応力は、＋１〜−１ＧＰａであることが好ましく、上記ＴｉＡｌＮ層、上記ＴｉＣＮ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。 Moreover, it is preferable that the residual stress of the whole film is +1 to −1 GPa, and at least one of the TiAlN layer, the TiCN layer, and the AlN layer includes V, Cr, It is preferable that 0.1 to 20 atomic% of at least one element selected from the group consisting of Y, Nb, Hf, Ta, B, and Si is included with respect to the metal component contained in the compound.
また、上記窒化物層は、ＴｉＡｌＭｅ１Ｎ層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＡｌＮ薄層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記炭窒化物層は、ＴｉＭｅ３ＣＮ層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＣＮ薄層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記ＡｌＮ層は、ＡｌＭｅ５Ｎ層とＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＡｌＮ薄層とＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ３、Ｍｅ４、Ｍｅ５、およびＭｅ６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い態様とすることが好ましい。 The nitride layer has a super multi-layer structure in which TiAlMe1N layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked or a super multi-layer structure in which TiAlN thin layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked. , Having a super multi-layer structure in which TiMe3CN layers and TiMe4CN layers are alternately stacked or a super multi-layer structure in which TiCN thin layers and TiMe4CN layers are alternately stacked, and the AlN layer includes AlMe5N layers and AlMe6N layers Or a multilayer structure in which AlN thin layers and AlMe6N layers are alternately stacked, and Me1, Me2, Me3, Me4, Me5, and Me6 are each independently V, Cr Represents at least one element selected from the group consisting of Y, Nb, Hf, Ta, B, and Si, but Me1 and Me2 are the same Not to exhibit containing not indicate the same elements as Me3 and Me4, preferably in the manner does not show the same elements as Me5 and Me6.
また、上記窒化物層は、ＴｉＡｌＭｅ１Ｎ層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＡｌＮ薄層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記炭窒化物層は、ＴｉＭｅ３ＣＮ層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＣＮ薄層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、前記Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ３、およびＭｅ４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い態様とすることも好ましい。 The nitride layer has a super multi-layer structure in which TiAlMe1N layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked or a super multi-layer structure in which TiAlN thin layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked. , TiMe3CN layers and TiMe4CN layers are alternately laminated, or TiCN thin layers and TiMe4CN layers are alternately laminated. The Me1, Me2, Me3, and Me4 are independent of each other. And at least one element selected from the group consisting of V, Cr, Y, Nb, Hf, Ta, B, and Si, but Me1 and Me2 do not represent the same element, Me3 and Me4, It is also preferable to adopt an embodiment in which does not represent the same element.
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。 The base material is preferably composed of any one of cemented carbide, cermet, high speed steel, ceramics, cubic boron nitride sintered body, and diamond sintered body.
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、極めて優れた耐摩耗性を示すという優れた効果を有する。 The surface-coated cutting tool of the present invention has an excellent effect of exhibiting extremely excellent wear resistance by having the above-described configuration.
＜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の炭窒化物層と、該炭窒化物層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含むことを特徴とする。
<Surface coated cutting tool>
The surface-coated cutting tool of the present invention comprises a substrate and a coating formed on the substrate, and the coating is a physical vapor deposition film and has a thickness of 7 to 15 μm formed on the substrate. It includes a nitride layer, a carbonitride layer having a thickness of 3 to 10 μm formed on the nitride layer, and an AlN layer having a thickness of 0.2 to 5 μm formed on the carbonitride layer. And
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。 The surface-coated cutting tool of the present invention having such a structure is, for example, a drill, an end mill, a milling or turning edge cutting type cutting tip, a metal saw, a gear cutting tool, a reamer, a tap, or a pin milling of a crankshaft. It can be used extremely useful as a chip for an automobile.
＜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。
<Base material>
As the base material of the surface-coated cutting tool of the present invention, a conventionally known material known as such a cutting tool base material can be used without particular limitation. For example, cemented carbide (for example, WC base cemented carbide, including WC, including Co, or further including carbonitride such as Ti, Ta, Nb, etc.), cermet (TiC, TiN, TiCN, etc.) High-speed steel, ceramics (titanium carbide, silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, aluminum oxide, and mixtures thereof), cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body Etc. can be mentioned as examples of such a substrate.
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。 In addition, when using a cemented carbide as a base material, even if such a cemented carbide contains the abnormal phase called a free carbon and (eta) phase in a structure | tissue, the effect of this invention is shown. The base material used in the present invention may have a modified surface. For example, in the case of cemented carbide, a de-β layer may be formed on the surface, or in the case of cermet, a surface hardened layer may be formed, and even if the surface is modified in this way, The effect is shown.
＜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の炭窒化物層と、該炭窒化物層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含むことを特徴とする。本発明の被膜は、このような構造を有することにより、次のような優れた作用効果が示される。すなわち、高硬度を有することから耐摩耗性に優れるという好適な特性を有する反面、欠け易いという短所を併せ持つ炭窒化物層に対して、その下層として窒化物層を形成したことにより、炭窒化物層に発生した亀裂が基材に伝播することを有効に防止することができ、工具全体の破壊を抑制することができる。さらに、潤滑作用に優れ、かつ異常摩耗を抑制できるＡｌＮ層を該炭窒化物層上に形成したことにより、切削加工時における該炭窒化物層に対する切削抵抗を低減することができる。このようにして、本発明の表面被覆切削工具は、工具自体が破壊されることを極めて有効に防止し得、かつ切削抵抗を低減でき、以って極めて優れた耐摩耗性が示される。
<Coating>
The film of the present invention is a physical vapor deposition film, and a nitride layer having a thickness of 7 to 15 μm formed on the substrate, and a carbonitride layer having a thickness of 3 to 10 μm formed on the nitride layer, And an AlN layer having a thickness of 0.2 to 5 μm formed on the carbonitride layer. By having such a structure, the coating film of the present invention exhibits the following excellent effects. That is, while having a suitable property of being excellent in wear resistance due to its high hardness, a carbonitride is formed by forming a nitride layer as a lower layer with respect to a carbonitride layer having the disadvantage of being easily chipped. It is possible to effectively prevent the cracks generated in the layer from propagating to the base material, and to suppress the destruction of the entire tool. Furthermore, by forming an AlN layer on the carbonitride layer that has an excellent lubricating action and can suppress abnormal wear, the cutting resistance against the carbonitride layer during cutting can be reduced. In this way, the surface-coated cutting tool of the present invention can extremely effectively prevent the tool itself from being destroyed, and can reduce cutting resistance, thereby exhibiting extremely excellent wear resistance.
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。 Here, such a coating film of the present invention includes a mode in which the entire surface of the substrate is coated, a mode in which the coating film is not partially formed, and a partial lamination of the coating film. Embodiments in which the embodiments are different are also included. Moreover, it is preferable that the thickness of the whole film of this invention is 12-30 micrometers. The total thickness is more preferably 15 to 20 μm. If it is less than 12 μm, the wear resistance may be inferior, and if it exceeds 30 μm, the stress remaining in the film may not be able to be endured and the film may self-destruct.
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。 The coating film of the present invention is a physical vapor deposition film. The physical vapor deposition film referred to in the present invention refers to a film formed by a physical vapor deposition method (PVD method). The reason for adopting such a physical vapor deposition film in the present invention is that it is indispensable to form a film made of a compound having high crystallinity as a film to be formed on the surface of the substrate, and various film forming methods have been examined. As a result, it was found that the film formed by physical vapor deposition was optimal.
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。 In addition, as a physical vapor deposition method used for forming the physical vapor deposition film of the present invention, a conventionally known physical vapor deposition method can be used without any particular limitation. Examples of such physical vapor deposition include sputtering, ion plating, arc ion plating, and electron ion beam vapor deposition. In particular, the cathode arc ion plating method or sputtering method, which has a high ion ratio of the raw material elements, allows metal or gas ion bombardment treatment to be performed on the substrate surface before forming the coating. This is preferable because the adhesiveness is greatly improved.
＜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。上記厚みは、より好ましくは８〜１２μｍである。該厚みが７μｍ未満では、被膜中で発生した亀裂が基材に伝播するのを防止することができず、靭性が不十分となってしまう。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炭窒化物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。
<Nitride layer>
The nitride layer of the present invention is formed on a substrate and has a thickness of 7 to 15 μm. Here, “formed on the base material” means that it is formed on the base material so as to be in contact with the base material. The thickness is more preferably 8 to 12 μm. If the thickness is less than 7 μm, the cracks generated in the coating cannot be prevented from propagating to the substrate, and the toughness becomes insufficient. Moreover, when this thickness exceeds 15 micrometers, a droplet will be included in the said layer and the surface roughness of the said layer will become coarse. When the surface roughness of the layer becomes rough, the carbonitride layer formed on the layer is formed sparsely, resulting in poor adhesion between the two layers.
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。 The nitride layer of the present invention can be composed of a plurality of layers having different compositions from each other in addition to the super multi-layer structure described later. Thus, when comprised by several layers, the said thickness shall show the total thickness.
このような本発明の窒化物層は、既に上記したように炭窒化物層に発生した亀裂を基材に伝播することを極めて有効に防止するという優れた効果を示すものである。しかも、当該窒化物層自体が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えることもできる。さらに、切削時（特に高温時）の基材と被膜間の原子拡散を有効に防止することができ、この点からも基材の破損を好適に防止することができるという優れた作用を示すものである。 Such a nitride layer of the present invention exhibits an excellent effect of extremely effectively preventing the cracks generated in the carbonitride layer from propagating to the substrate as described above. In addition, since the nitride layer itself is excellent in impact resistance, it is possible to suppress substrate defects due to impact during intermittent processing. Furthermore, it can effectively prevent atomic diffusion between the base material and the coating during cutting (particularly at high temperatures), and from this point, it exhibits an excellent effect of being able to suitably prevent damage to the base material. It is.
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）。 In the present invention, as long as the thickness is 7 to 15 μm, various conventionally known nitrides can be selected as the nitride constituting such a nitride layer. It is preferable to employ a TiAlN layer made of TiAlN (that is, a layer made of TiAlN). TiAlN has a structure in which AlN, which is originally a stable phase of hexagonal crystal, is dissolved in cubic TiN among various nitrides, and strain is maintained in the crystal lattice. Therefore, it has excellent defect resistance and extremely effectively suppresses the diffusion of atoms between the substrate and the substrate (that is, exhibits good diffusion resistance).
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、ＴｉＡｌＮ層は、特に好ましくはＴｉxＡｌ1-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。 TiAlN constituting such a TiAlN layer is not limited to those having an atomic ratio of Ti, Al, and N of 1: 1: 2, and a conventionally known composition can be used without any particular limitation. (In the present invention, when the compound is represented by a chemical formula such as “TiAlN” and the atomic ratio is not particularly defined, it indicates that any conventionally known atomic ratio can be included). The TiAlN layer is particularly preferably made of a compound represented by Ti x Al 1-x N (where x is 0.3 ≦ x ≦ 0.7). This is because particularly good fracture resistance and diffusion resistance are exhibited.
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ＴｉxＡｌ1-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。 In the above formula, x is more preferably 0.4 ≦ x ≦ 0.6. When x is less than 0.3, the wear resistance may be reduced, and when it exceeds 0.7, the strain in the lattice may be reduced and the fracture resistance may be reduced. The atomic ratio of N in the formula Ti x Al 1-x N is not particularly limited, but when the total of Ti and Al is 1, the atomic ratio of N is 0.95 to 1.05. It is preferable to do.
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成膜し、次いで５５０℃で５００ｎｍ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。 Such a nitride layer can be formed, for example, by physical vapor deposition using the following conditions, preferably by arc ion plating. That is, using a sintered or melted target of the desired metal composition, immediately after film formation on the substrate, the substrate temperature is set to a relatively high temperature such as 700 ° C. or higher. Film. Subsequently, the heater is temporarily turned off to cool the substrate temperature to about 550 ° C., and a film is formed at that temperature to about 500 nm. Thereafter, a nitride layer having a desired thickness can be formed by repeating a cycle of forming a film of 100 nm at 700 ° C. and then forming a film of 500 nm at 550 ° C.
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。 In this way, by controlling the film formation temperature by repeating high temperature and low temperature for every fixed thickness, the crystallinity of the nitride layer constituting the nitride layer can be suppressed while preventing three-dimensional growth. Can be controlled very well. On the other hand, continuous film formation (film thickness of 100 nm or more) at a high temperature of about 700 ° C. is not preferable because crystal grains grow three-dimensionally radially toward the surface of the film. On the other hand, when a film thickness exceeding 500 nm is formed at a low temperature of about 550 ° C., the crystallinity tends to deteriorate. Note that, since the initial film formation is affected by the particle shape of each crystal constituting the substrate, it is preferable to form the film at a high temperature so that the crystallinity is improved.
＜炭窒化物層＞
本発明の炭窒化物層は、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る。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、該層中に亀裂が発生しやすくなり、自己破壊してしまう。
<Carbonitide layer>
The carbonitride layer of the present invention is formed on the above nitride layer and has a thickness of 3 to 10 μm. The thickness is more preferably 4 to 7 μm. When the thickness is less than 3 μm, the wear resistance is insufficient. On the other hand, if the thickness exceeds 10 μm, cracks are likely to occur in the layer, resulting in self-destruction.
なお、本発明の炭窒化物層は、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。 The carbonitride layer of the present invention can be composed of a plurality of layers having different compositions from each other in addition to the super multi-layer structure described later. Thus, when comprised by several layers, the said thickness shall show the total thickness.
このような本発明の炭窒化物層は、既に上記したように高硬度を有することから耐摩耗性に極めて優れているとともに、とりわけ上記の窒化物層上に当該炭窒化物層を形成したことによりすくい面摩耗の基材表面に対する傾斜角度を大きくすることができ、切り屑と被膜との接触面積が小さくなることから摩耗の進行を飛躍的に抑制し、以って工具寿命を延長することができるという作用を示す。因みに、この構成を逆にすると（すなわち炭窒化物層上に窒化物層を形成すると）、すくい面摩耗の基材表面に対する傾斜角度が小さくなり摩耗が著しく進行することになる。 Such a carbonitride layer of the present invention has extremely high wear resistance because it already has high hardness as described above, and in particular, the carbonitride layer is formed on the nitride layer. Can increase the angle of inclination of the rake face wear with respect to the substrate surface, and the contact area between the chip and the coating is reduced, so the progress of wear is dramatically suppressed, thereby extending the tool life. The effect that can be done. Incidentally, when this configuration is reversed (that is, when a nitride layer is formed on the carbonitride layer), the inclination angle of the rake face wear with respect to the substrate surface is reduced, and the wear proceeds remarkably.
本発明においては、その厚みが３〜１０μｍとなる限りこのような炭窒化物層を構成する炭窒化物としては従来公知の種々のものを選択することが可能であるが、とりわけそのような炭窒化物として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。このような特性は、窒化物層としてのＴｉＡｌＮ層上にこのＴｉＣＮ層を形成した場合に顕著に発揮されるため特に好ましい。 In the present invention, as long as the thickness is 3 to 10 μm, various conventionally known carbonitrides constituting such a carbonitride layer can be selected. It is preferable to employ a TiCN layer using TiCN as a nitride (that is, a layer made of TiCN). TiCN has a particularly high hardness among various carbonitrides and exhibits particularly excellent wear resistance. Such characteristics are particularly preferable because the TiCN layer is formed remarkably on the TiAlN layer as the nitride layer.
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ＴｉＣyＮ1-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い。これにより、特に良好な耐摩耗性が示されるからである。 The TiCN constituting such a TiCN layer is not limited to a Ti / (C + N) atomic ratio of 1: 1, and a conventionally known composition can be used without any particular limitation. . Particularly preferably, the TiCN layer is made of a compound represented by TiC y N 1-y (where y is 0.05 ≦ y ≦ 0.60). This is because particularly good wear resistance is exhibited.
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ＴｉＣyＮ1-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。 In the above formula, y is more preferably 0.2 ≦ y ≦ 0.4. If y is less than 0.05, the hardness may be low and wear resistance may be reduced. If y exceeds 0.60, the hardness may be too high and self-destruction may occur. The atomic ratio of Ti in the above formula TiC y N 1-y is not particularly limited, but when the total of C and N is 1, the atomic ratio of Ti is 0.95 to 1.05. It is preferable.
なお、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。 Note that y in the above formula does not necessarily have to be constant throughout the layer, and for example, the value may change (distribute) in the thickness direction of the film.
このような炭窒化物層は、たとえば上記の窒化物層の形成方法と同様の方法を採用することにより形成することができる。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。 Such a carbonitride layer can be formed, for example, by adopting a method similar to the method for forming the nitride layer described above. The atomic ratio of carbon can be changed in the thickness direction by controlling the flow rate of the carbon source gas such as methane.
＜ＡｌＮ層＞
本発明のＡｌＮ層は、ＡｌＮ（窒化アルミニウム、なおＡｌが１に対してＮが０．９〜１．１である原子比のものも含む）により構成される層であり、上記の炭窒化物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、炭窒化物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。
<AlN layer>
The AlN layer of the present invention is a layer composed of AlN (including aluminum nitride, which includes an atomic ratio in which N is 0.9 to 1.1 with respect to Al = 1), It is formed on the layer and has a thickness of 0.2-5 μm. The thickness is more preferably 0.5 to 3 μm. When the thickness is less than 0.2 μm, the influence of the surface roughness of the carbonitride layer becomes large, and the original effect of the AlN layer is not shown. On the other hand, when the thickness exceeds 5 μm, productivity is extremely inferior and crystallization cannot be suppressed and uniform wear becomes difficult.
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。 The AlN layer of the present invention can be composed of a plurality of layers having different compositions from each other, in addition to the super multi-layer structure described later. Thus, when comprised by several layers, the said thickness shall show the total thickness.
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、硬度が高い反面脆いという短所を併せ持つ炭窒化物層上にこのＡｌＮ層を形成することにより、炭窒化物層の短所を相補し、炭窒化物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。 In such an AlN layer of the present invention, the flank wear becomes particularly uniform by making this layer the outermost surface layer, and abnormal wear can be extremely effectively suppressed. For this reason, by forming this AlN layer on the carbonitride layer that has the disadvantages of being hard but also brittle, it complements the disadvantages of the carbonitride layer and extremely effectively suppresses abnormal wear that occurs in the carbonitride layer. can do. Moreover, since such an AlN layer is excellent in slidability, it is difficult for the work material to be welded to the cutting edge, and from this point, it is possible to further suppress abnormal wear.
一般に異常摩耗が生じた部分は切削抵抗が高くなり摩耗の進行が助長されることから、このような異常摩耗を抑制することは工具全体としての耐摩耗性の向上に直接的に貢献するものとなる。 In general, where abnormal wear occurs, the cutting resistance increases and the progress of wear is promoted, so suppressing such abnormal wear directly contributes to improving the wear resistance of the entire tool. Become.
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。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。 AlN constituting such an AlN layer is not limited to one having an atomic ratio of Al to N of 1: 1, and a conventionally known composition can be used without any particular limitation. Such an AlN layer preferably does not contain chlorine. When chlorine is contained, the crystallinity is deteriorated and the wear resistance is inferior.
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、炭窒化物層（特にＴｉＣＮ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。 Such an AlN layer is formed by a sputtering method in particular and includes a hexagonal crystal structure, and has a hardness of 2800 to 3800 mgf / μm 2 (more preferably 3200 to 3600 mgf / μm 2 ). preferable. By setting the hardness within this range, the hardness becomes lower than the hardness of the carbonitride layer (particularly, the TiCN layer), and wear becomes more uniform. Furthermore, the wear becomes even more uniform by including a hexagonal crystal structure (that is, the half width of the (102) plane by XRD (X-ray diffraction) is 0.4 to 0.7 °). Although the detailed mechanism has not yet been elucidated, the crystalline component containing the hexagonal crystal structure and the amorphous component not containing the crystal structure are mixed in a minute size in the AlN layer, This is thought to be because the wear unit during cutting is miniaturized.
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。 In addition, when an AlN layer is formed by a sputtering method, there is an advantage that the structure of the layer becomes uniform, and the hardness and crystallinity distribution become uniform.
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０．１〜０．６μｍ／時とすることが好ましい。 Specific conditions of such a sputtering method can include the following conditions, for example. That is, a pulsed sputtering method that can alternately apply a high-frequency pulse and a low-frequency pulse is employed, and a sintered or melted target having a target composition is used as the target. Then, the pulse frequency applied to the sputtering cathode is controlled every time the thickness becomes 20 to 70 nm, and a pulse frequency of 100 kHz or less and a pulse frequency of 300 kHz or more are alternately applied. The film formation temperature is preferably 700 ° C. or lower, and the film formation rate is preferably 0.1 to 0.6 μm / hour.
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。 Thus, the energy of the particles flying from the target can be adjusted by applying the pulse frequency while alternately changing the pulse frequency. That is, when the application rate of the pulse frequency of 300 kHz or higher is increased, the crystallinity is improved and the hardness is improved. On the other hand, when the application rate of the pulse frequency of 100 kHz or less is increased, the crystallinity is deteriorated and the hardness is decreased. The characteristics of the AlN layer can be controlled by controlling the pulse frequency.
一方、ＡｌＮ層は、上記の窒化物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。 On the other hand, the AlN layer can also be formed by the arc ion plating method by employing the same conditions as those for forming the nitride layer.
＜他の元素の添加＞
本発明の上記ＴｉＡｌＮ層、上記ＴｉＣＮ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。
<Addition of other elements>
At least one of the TiAlN layer, the TiCN layer, and the AlN layer according to the present invention includes at least one compound constituting the layer (ie, at least one of TiAlN, TiCN, and AlN) of V, Cr, Y, Nb. And at least one element selected from the group consisting of Hf, Ta, B, and Si is contained in an amount of 0.1 to 20 atomic% (more preferably 1 to 10 atomic%) with respect to the metal component contained in the compound. Is preferred. By including such other elements, strain is introduced into the crystal lattice and the hardness is further improved, so that the wear resistance is further improved. Moreover, atomic diffusion is suppressed in the coating or between the coating and the substrate during cutting, and the reaction resistance such as oxidation resistance is improved.
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。 In addition, when forming such a film by a physical vapor deposition method, such other elements can be contained in a compound constituting the layer by including a desired amount in a target as a raw material of the film. . In addition, such an aspect of containing other elements may be an infiltration type or a substitution type.
＜超多層構造＞
本発明の被膜を構成する窒化物層、炭窒化物層、およびＡｌＮ層は、それぞれ次のような超多層構造とすることが好ましい。すなわち、上記窒化物層は、ＴｉＡｌＭｅ１Ｎ層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＡｌＮ薄層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記炭窒化物層は、ＴｉＭｅ３ＣＮ層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＣＮ薄層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記ＡｌＮ層は、ＡｌＭｅ５Ｎ層とＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＡｌＮ薄層とＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、上記Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ３、Ｍｅ４、Ｍｅ５、およびＭｅ６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い態様とすることが好ましい。なお、上記において、窒化物層および炭窒化物層を上記のような超多層構造とし、ＡｌＮ層のみを通常の層（すなわち超多層構造ではない層）とする態様を採用することもできる。
<Super multilayer structure>
The nitride layer, carbonitride layer, and AlN layer constituting the coating of the present invention preferably have the following super multi-layer structure. That is, the nitride layer has a super multi-layer structure in which TiAlMe1N layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked, or a super multi-layer structure in which TiAlN thin layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked. , Having a super multi-layer structure in which TiMe3CN layers and TiMe4CN layers are alternately stacked or a super multi-layer structure in which TiCN thin layers and TiMe4CN layers are alternately stacked, and the AlN layer includes AlMe5N layers and AlMe6N layers Or a multilayer structure in which AlN thin layers and AlMe6N layers are alternately stacked, and Me1, Me2, Me3, Me4, Me5, and Me6 are each independently V, Cr , Y, Nb, Hf, Ta, B and at least one element selected from the group consisting of Si, Me1 and Me2 Flip not indicate an element, not to show the same elements as Me3 and Me4, preferably in the manner does not show the same elements as Me5 and Me6. In the above, it is possible to adopt a mode in which the nitride layer and the carbonitride layer have the super multilayer structure as described above, and only the AlN layer has a normal layer (that is, a layer not having the super multilayer structure).
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。 By adopting the super multilayer structure as described above, the wear resistance can be further improved. This is probably due to the super multi-layer structure, so that even if cracks occur anywhere in the coating, it will not propagate, thus preventing large scale destruction of the coating and consequently It is thought that the wear resistance is improved.
ここで、上記窒化物層において、ＴｉとＡｌとの原子比は上記化学式ＴｉxＡｌ1-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とＭｅ２の原子比はＴｉとＡｌとこれらの金属（Ｍｅ１またはＭｅ２）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またはＭｅ２）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薄層とは、Ｍｅ１やＭｅ２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。 Here, in the nitride layer, the atomic ratio between Ti and Al can adopt an atomic ratio similar to the atomic ratio defined by “x” in the chemical formula Ti x Al 1-x N, and Me1 and The atomic ratio of Me2 may be in the range of 0.001 to 0.2 (i.e., 0.1 to 20 atomic%) when the sum of Ti, Al, and these metals (Me1 or Me2) is 1. The atomic ratio of N can be in the range of 0.95 to 1.05 when the sum of Ti, Al, and these metals (Me1 or Me2) is 1. Further, the TiAlN thin layer means a layer that does not contain other elements such as Me1 and Me2 and is composed of only Ti, Al, and N (the atomic ratio of these three elements is the same as above).
また、上記炭窒化物層において、ＣとＮとの原子比は上記化学式ＴｉＣyＮ1-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。 In the carbonitride layer, the atomic ratio between C and N can be the same atomic ratio defined by “y” in the chemical formula TiC y N 1-y , and Me3 and Me4. The atomic ratio of Ti, when the sum of Ti and these metals (Me3 or Me4) is 1, can be in the range of 0.001 to 0.2, respectively, and the total atomic ratio of Ti and these metals Can be in the range of 0.95 to 1.05 when the sum of C and N is 1. Further, the TiCN thin layer means a layer that does not contain other elements such as Me3 and Me4 and is composed of only Ti, C, and N (the atomic ratio of these three elements is the same as above).
また、上記ＡｌＮ層において、ＡｌとＮとの原子比はＡｌと他の金属（Ｍｅ５またはＭｅ６）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、Ｍｅ５とＭｅ６の原子比はＡｌとこれらの金属（Ｍｅ５またはＭｅ６）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薄層とは、Ｍｅ５やＭｅ６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。 In the AlN layer, when the atomic ratio between Al and N is 1, the sum of Al and another metal (Me5 or Me6) is 1, N can be in the range of 0.9 to 1.1. The atomic ratio of Me5 to Me6 can be in the range of 0.001 to 0.2 when the sum of Al and these metals (Me5 or Me6) is 1, respectively. The AlN thin layer means a layer that does not contain other elements such as Me5 and Me6 and is composed of only Al and N (the atomic ratio of both is the same as described above).
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。 On the other hand, the thickness of each layer constituting the super multi-layer structure is preferably 1 to 50 nm, more preferably 2 to 20 nm. If the thickness of each layer is less than 1 nm, the production becomes difficult, and if it exceeds 50 nm, it becomes difficult to effectively suppress the propagation of cracks.
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。 Such a super multi-layer structure can be formed by the same physical vapor deposition method as described above, and various conditions can be arbitrarily selected from a conventionally known range.
＜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。
<Residual stress of the entire coating>
The residual stress of the entire coating film of the present invention is preferably +1 to −1 GPa (−1 GPa or more and +1 GPa or less). More preferably, it is + 0.5--0.7 GPa, More preferably, it is + 0.2--0.5 GPa. When the residual stress exceeds +1 GPa, the rigidity of the film may be insufficient, and when it is less than −1 GPa, the film may be self-destructed. When the coating film has a residual stress in such a range, particularly a residual stress whose absolute value is small, it is possible to perform turning with excellent fracture resistance and to obtain a tool with extremely high reliability.
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。 Here, the residual stress refers to the average residual stress of the entire coating, and can be measured by the following method called the sin 2 ψ method. The sin 2 ψ method using X-rays is widely used as a method for measuring the residual stress of a polycrystalline material. This measurement method is described in detail on pages 54 to 66 of “X-ray stress measurement method” (Japan Society for Materials Science, published by Yokendo Co., Ltd. in 1981). The X-ray penetration depth is fixed in combination with the method, and the diffraction angle 2θ with respect to various ψ directions is measured in the plane including the stress direction to be measured and the sample surface normal set at the measurement position to obtain 2θ−sin 2. A ψ diagram can be created, and the average value of the residual stress from the gradient to the depth (distance from the surface of the coating) can be obtained.
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。 More specifically, X-rays that cause X-rays from an X-ray source to enter a sample at a predetermined angle, detect X-rays diffracted by the sample with an X-ray detector, and measure internal stress based on the detected values. In the stress measurement method, an X-ray is incident from an X-ray source at an arbitrary setting angle on the sample surface at an arbitrary position of the sample, passes through the X-ray irradiation point on the sample, and the ω axis is perpendicular to the incident X-ray When rotating the sample around the χ axis that coincides with the incident X-ray when the ω axis is rotated in parallel with the sample stage, the sample is placed so that the angle formed by the sample surface and the incident X-ray is constant. By measuring the diffraction line while changing the angle ψ formed by the normal line of the diffraction surface and the normal line of the sample surface while rotating, the residual stress inside the sample (that is, the coating) can be obtained.
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。 As the X-ray source used above, synchrotron radiation (SR) is preferably used in terms of the quality of the X-ray source (high brightness, high parallelism, wavelength variability, etc.).
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。 In addition, in order to obtain the residual stress from the 2θ-sin 2 ψ diagram as described above, the Young's modulus and Poisson's ratio of the coating are required. However, the Young's modulus can be measured using a dynamic hardness meter or the like, and since the Poisson's ratio does not vary greatly depending on the material, a value of around 0.2 may be used.
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。 On the other hand, the compressive stress (compressive residual stress) referred to in the present invention is a kind of internal stress (intrinsic strain) existing in the film, and is represented by a negative numerical value (unit: GPa). On the other hand, the tensile stress (tensile residual stress) referred to in the present invention is also a kind of internal stress existing in the film, and is represented by a positive numerical value (unit: GPa). Since such compressive stress and tensile stress are both internal stresses remaining in the coating film, these may be simply combined and expressed as residual stress (including 0 GPa for convenience).
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。 A film having residual stress in such a range can be formed by adjusting the momentum of atoms or ions that collide with the substrate and become a film by physical vapor deposition, and generally has a large momentum. In some cases, it is possible to obtain a compressive residual stress whose absolute value increases.
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）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。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example is given and this invention is demonstrated in detail, this invention is not limited to these. In addition, the thickness of the coating film and each layer in the examples is measured by observing the cross section of the coating film using an SEM (scanning electron microscope), and the composition of the compound constituting each layer is measured by XPS (X-ray photoelectron spectroscopy analyzer). confirmed. The crystal structure was confirmed by XRD (X-ray diffraction), and the half width was measured and calculated under the condition of an incident angle of 0.5 ° using XRD. Further, the residual stress of the whole coating was measured by the above sin 2 ψ method, and the hardness was measured using a dynamic hardness meter (Nanoindenter manufactured by MTS).
＜実施例１〜４４および比較例１〜６＞
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。
<Examples 1-44 and Comparative Examples 1-6>
A surface-coated cutting tool was prepared and evaluated as follows.
＜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。
<Creation of surface coated cutting tool>
First, as a base material for a surface-coated cutting tool, a cutting edge exchangeable cutting tip for material with a material of P20 (JIS) and a shape of CNMG120408 (JIS) is prepared, and the base material is used as a cathode arc ion plating / sputtering device. Attached to.
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。 Subsequently, the inside of the chamber of the apparatus is depressurized by a vacuum pump, and the temperature of the base material is heated to 650 ° C. by a heater installed in the apparatus, so that the pressure in the chamber is 1.0 × 10 −4 Pa. A vacuum was drawn until
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。 Next, argon gas is introduced to maintain the pressure in the chamber at 3.0 Pa, the substrate bias power supply voltage of the base material is gradually increased to −1500 V, and the W filament is heated to emit thermoelectrons. The surface of the substrate was cleaned for 15 minutes. Thereafter, argon gas was exhausted.
次いで、上記基材上に直接接するようにして表１および表２記載の各窒化物層を形成した。かかる窒化物層は、上記で既に説明したように目的とする組成（すなわち表１および表２記載の窒化物層の金属組成）の焼結ターゲットまたは溶成ターゲットを用い、ＡｒおよびＮ2ガスを導入して成膜を行なった。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および表２記載の厚みを有するようにして形成した。 Subsequently, each nitride layer described in Table 1 and Table 2 was formed so as to be in direct contact with the substrate. As described above, the nitride layer uses a sintered target or a melt target having a target composition (that is, the metal composition of the nitride layer shown in Tables 1 and 2), and Ar and N 2 gases are used. The film was introduced to form a film. Immediately after the film formation on the substrate, the substrate temperature is set to a high temperature of 700 ° C. or higher to first form a film of about 300 nm, and then the heater is turned off to bring the substrate temperature to about 550 ° C. After cooling, a film having a thickness of about 500 nm is formed at that temperature, and thereafter, an operation of forming a film with a thickness of 700 nm at 700 ° C. and an operation of forming a film with a thickness of 500 nm at 550 ° C. are repeated. Thus formed.
なお、表１および表２中、「窒化物層」の欄の「組成」は窒化物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、「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ＴｉxＡｌ1-xＮにおけるｘを示す。また、表２中の実施例３５〜３８の窒化物層は超多層構造を有するものであるが、これらについては従来公知の条件で成膜し、「厚み比」の欄に各対応する各層の厚みを示した。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、各層の厚みは「厚み比」の欄に記載されている厚みを有することを示している。 In Tables 1 and 2, “Composition” in the column of “Nitride layer” indicates the composition of the compound constituting the nitride layer, and “Arc” in the column of “Manufacturing method” is formed by the arc ion plating method. “CVD” indicates that it was formed by a known chemical vapor deposition method, and “x” indicates x in the chemical formula Ti x Al 1-x N. In addition, the nitride layers of Examples 35 to 38 in Table 2 have a super multi-layer structure, but these were formed under conventionally known conditions, and each of the corresponding layers in the column of “thickness ratio” Thickness is shown. On the other hand, Example 5 in Table 1 shows that the nitride layer is composed of two layers, and the thickness of each layer has the thickness described in the column of “thickness ratio”.
続いて、上記で形成した窒化物層上に表１および表２記載の各炭窒化物層を形成した。かかる炭窒化物層は、上記の窒化物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および表２記載の炭窒化物層の金属組成）の焼結ターゲットまたは溶成ターゲットを用い、Ａｒ、Ｎ2、およびＣＨ4を導入しながら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および表２記載の厚みを有するようにして形成した。 Subsequently, the carbonitride layers described in Table 1 and Table 2 were formed on the nitride layer formed as described above. Such a carbonitride layer can be formed in the same manner as the above nitride layer, that is, a sintered target or a solution having a target composition (that is, the metal composition of the carbonitride layer described in Tables 1 and 2). The thicknesses listed in Tables 1 and 2 were obtained by repeating the operation of forming a film with a thickness of 700 nm at 700 ° C. and the operation of forming a film with a thickness of 500 nm at 550 ° C. while introducing Ar, N 2 , and CH 4. It was formed so as to have
なお、表１および表２中、「炭窒化物層」の欄の「組成」は炭窒化物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、「ＣＶＤ」は公知の化学的蒸着法により形成したことを示し、「ｙ」は化学式ＴｉＣyＮ1-yにおけるｙを示す。また、表２中の実施例３５〜３８の炭窒化物層は超多層構造を有するものであるが、これらについては従来公知の条件で成膜し、「厚み比」の欄に各対応する各層の厚みを示した。 In Tables 1 and 2, “Composition” in the “Carbonitide layer” column indicates the composition of the compound constituting the carbonitride layer, and “Arc” in the “Manufacturing method” column indicates the arc ion plating method. “CVD” indicates that it was formed by a known chemical vapor deposition method, and “y” indicates y in the chemical formula TiC y N 1-y . In addition, the carbonitride layers of Examples 35 to 38 in Table 2 have a super multi-layer structure, and these were formed under conventionally known conditions, and each layer corresponding to each column in the “thickness ratio” column. The thickness was shown.
続いて、上記で形成した炭窒化物層上に表１および表２記載の各ＡｌＮ層を形成した。かかるＡｌＮ層は、上記の窒化物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および表２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および表２記載の厚みを有するようにして形成した。 Then, each AlN layer of Table 1 and Table 2 was formed on the carbonitride layer formed above. Such an AlN layer can be formed in the same manner as the nitride layer described above, that is, using a sintered target or a melted target having a target composition (that is, the metal composition of the AlN layer described in Tables 1 and 2). By repeating the operation of forming a film with a thickness of 100 nm at 700 ° C. and the operation of forming a film with a thickness of 500 nm at 550 ° C., the film was formed so as to have the thicknesses shown in Tables 1 and 2.
一方、ＡｌＮ層をスパッタリング法で形成する場合は、ＡｌＮ層を炭窒化物層上に、上記で既に説明したように、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０．１〜０．６μｍ／時とした。 On the other hand, when the AlN layer is formed by the sputtering method, the AlN layer is formed on the carbonitride layer, and as described above, the pulse frequency applied to the sputtering cathode is controlled every time the thickness is 20 to 70 nm. , By alternately applying a pulse frequency of 100 kHz or less and a pulse frequency of 300 kHz or more. The film formation temperature was 700 ° C. and the film formation rate was 0.1 to 0.6 μm / hour.
なお、表１および表２中、「ＡｌＮ層」の欄の「組成」は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す。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、表２中の実施例３５〜３７のＡｌＮ層は超多層構造を有するものであるが、これらについては従来公知の条件で成膜し、「厚み比」の欄に各対応する各層の厚みを示した。また、「全体」の欄の「厚み」は被膜全体の厚みを示し、「応力」は被膜全体の残留応力を示す。 In Tables 1 and 2, “Composition” in the “AlN layer” column indicates the composition of the compound constituting the AlN layer, and “Arc” in the “Manufacturing method” column is formed by the arc ion plating method. “Sputtering” indicates that the film was formed by sputtering, and “CVD” indicates that it was formed by a known chemical vapor deposition method. Further, “h content” in the column of “crystal structure” indicates that a hexagonal crystal structure is included, and “amo” indicates an amorphous state. In addition, the AlN layers of Examples 35 to 37 in Table 2 have a super multi-layer structure, but these were formed under a conventionally known condition, and the thickness of each corresponding layer in the “thickness ratio” column. showed that. In the “total” column, “thickness” indicates the thickness of the entire coating, and “stress” indicates the residual stress of the entire coating.
＜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１〜４４および比較例１〜６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が０．２ｍｍを超える時間を切削時間として測定することにより行なった。その結果を表３に示す。切削時間が長いもの程耐摩耗性が優れていることを示している。
<Evaluation of wear resistance of surface coated cutting tools>
Each of the surface-coated cutting tools of Examples 1 to 44 and Comparative Examples 1 to 6 prepared above was evaluated for wear resistance by performing a continuous turning test under the following conditions. This evaluation was performed by measuring the time when the flank wear width of the blade edge exceeded 0.2 mm as the cutting time. The results are shown in Table 3. The longer the cutting time, the better the wear resistance.
＜連続旋削の条件＞
被削材：ＳＣＭ４３５丸棒
切削速度：２５０ｍ／分
切り込み：２．０ｍｍ
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
ＤＲＹ／ＷＥＴ：ＤＲＹ
<Conditions for continuous turning>
Work material: SCM435 round bar Cutting speed: 250m / min Cutting depth: 2.0mm
Feed: 0.3mm / rev
DRY / WET: DRY
表３より明らかなように、実施例１〜４４の本発明に係る表面被覆切削工具は、比較例１〜６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。 As is clear from Table 3, the surface-coated cutting tools according to the present invention of Examples 1 to 44 exhibit superior wear resistance and improved tool life compared to the surface-coated cutting tools of Comparative Examples 1 to 6. I was able to confirm.
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。 Although the embodiments and examples of the present invention have been described as described above, it is also planned from the beginning to appropriately combine the configurations of the above-described embodiments and examples.
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。 It should be understood that the embodiments and examples disclosed herein are illustrative and non-restrictive in every respect. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
Claims (2)
前記被膜は、物理的蒸着膜であり、１２〜３０μｍの厚みを有し、
前記被膜全体の残留応力は、＋１〜−１ＧＰａであり、
前記被膜は、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の炭窒化物層と、該炭窒化物層上に形成された厚み０．２〜５μｍのＡｌＮ層とを含み、
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／μｍ 2 の硬度を有し、
前記窒化物層は、ＴｉＡｌＮ層であって、ＴｉＡｌＭｅ１Ｎ層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＡｌＮ薄層とＴｉＡｌＭｅ２Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、
前記炭窒化物層は、ＴｉＣＮ層であって、ＴｉＭｅ３ＣＮ層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造またはＴｉＣＮ薄層とＴｉＭｅ４ＣＮ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、
前記ＡｌＮ層は、ＡｌＭｅ５Ｎ層とＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造またはＡｌＮ薄層とＡｌＭｅ６Ｎ層とを交互に積層させた超多層構造を有し、
前記Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ３、Ｍｅ４、Ｍｅ５、およびＭｅ６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、
前記窒化物層を構成する前記超多層構造のそれぞれにおけるＴｉとＡｌとの原子比は、Ｔｉ x Ａｌ 1-x Ｎ（式中ｘは０．３≦ｘ≦０．７である）で表され、
前記炭窒化物層を構成する前記超多層構造のそれぞれにおけるＣとＮとの原子比は、ＴｉＣ y Ｎ 1-y （式中ｙは０．０５≦ｙ≦０．６０である）で表され、
前記Ｍｅ１、Ｍｅ２、Ｍｅ３、Ｍｅ４、Ｍｅ５、およびＭｅ６は、これらを含む化合物に含まれる金属成分に対して０．１〜２０原子％含まれる、
表面被覆切削工具。 A surface-coated cutting tool comprising a substrate and a coating formed on the substrate,
The coating is a physical vapor deposition film having a thickness of 12 to 30 μm,
The residual stress of the whole coating is +1 to −1 GPa,
The coating is formed on the nitride layer having a thickness of 7 to 15 μm formed on the substrate, the carbonitride layer having a thickness of 3 to 10 μm formed on the nitride layer, and the carbonitride layer. and an AlN layer having a thickness of 0.2~5μm only contains was,
The AlN layer is formed by a sputtering method, includes a hexagonal crystal structure , has a hardness of 2800 to 3800 mgf / μm 2 ,
The nitride layer is a TiAlN layer, and has a super multilayer structure in which TiAlMe1N layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked, or a multilayer structure in which TiAlN thin layers and TiAlMe2N layers are alternately stacked,
The carbonitride layer is a TiCN layer, and has a super multi-layer structure in which TiMe 3 CN layers and TiMe 4 CN layers are alternately laminated, or a super multi-layer structure in which TiCN thin layers and TiMe 4 CN layers are alternately laminated,
The AlN layer has a super multilayer structure in which AlMe5N layers and AlMe6N layers are alternately stacked, or a super multilayer structure in which AlN thin layers and AlMe6N layers are alternately stacked.
Me1, Me2, Me3, Me4, Me5, and Me6 each independently represent at least one element selected from the group consisting of V, Cr, Y, Nb, Hf, Ta, B, and Si. Me1 and Me2 do not represent the same element, Me3 and Me4 do not represent the same element, Me5 and Me6 do not represent the same element,
The atomic ratio of Ti and Al in each of the super multi-layer structures constituting the nitride layer is represented by Ti x Al 1-x N (where x is 0.3 ≦ x ≦ 0.7). ,
The atomic ratio of C and N in each of the super multi-layer structures constituting the carbonitride layer is represented by TiC y N 1-y (where y is 0.05 ≦ y ≦ 0.60). ,
Me1, Me2, Me3, Me4, Me5, and Me6 are contained in an amount of 0.1 to 20 atomic% with respect to the metal component contained in the compound containing them .
Surface coated cutting tool.
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