JP5376374B2

JP5376374B2 - 表面被覆切削工具

Info

Publication number: JP5376374B2
Application number: JP2010028828A
Authority: JP
Inventors: 晋也今村; さち子小池; 一夫山縣
Original assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Current assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Priority date: 2010-02-12
Filing date: 2010-02-12
Publication date: 2013-12-25
Anticipated expiration: 2030-02-12
Also published as: JP2011161585A

Description

本発明は、基材とその上に形成された被覆膜とを備える表面被覆切削工具に関する。

最近の切削工具の動向として、地球環境保全の観点から切削油剤を用いないドライ加工が求められていること、被削材が多様化していること、加工能率を一層向上させるため切削速度がより高速になってきていることなどの理由から、工具刃先温度はますます高温になる傾向にあり、工具材料に要求される特性は厳しくなる一方である。特に工具材料の要求特性として、基材上に形成される被覆膜の高温での安定性（耐酸化特性や被覆膜の密着性）はもちろんのこと、切削工具寿命に関係する耐摩耗性の向上や耐欠損性の向上が一段と重要になっている。

耐摩耗性および表面保護機能改善のため、ＷＣ基超硬合金、サーメット、高速度鋼等の硬質基材からなる切削工具や耐摩耗工具等の表面には、硬質被覆膜としてＴｉＡｌの窒化物を単層または複層形成することはよく知られているところである。しかしながら、最近の高速、ドライ加工では、ＴｉＡｌの窒化物からなる被覆膜では十分な工具寿命が得られないのが現状である。

このような状況下、被覆膜の耐熱性を向上し、長い工具寿命を実現する方法として、特許文献１には、ＴｉとＡｌとの複合窒化物において、さらにＳｉを添加した被覆膜が提案されている。このようにＳｉを含む被覆膜は、その表面にＳｉを含有する緻密な酸化保護膜が形成されることから、ＴｉＡｌの窒化物からなる被覆膜よりも耐熱性が優れるという利点がある。しかし、その一方で特許文献１に開示される被覆膜は、その硬度および靭性の性能が十分ではないという問題があった。

このような問題を解決する試みとして、特許文献２および特許文献３には、Ｔｉの窒化物、炭窒化物、窒酸化物、または炭窒酸化物にＳｉを適量含有した層と、ＴｉおよびＡｌを主成分とする窒化物、炭窒化物、窒酸化物、または炭窒酸化物からなる層とを交互に積層した被覆膜が開示されている。また、特許文献４には、ＡｌＴｉＳｉＮからなる層と、ＴｉＳｉＮからなる層とを交互に積層した被覆膜が開示されている。

特開平０７−３１０１７４号公報特開２０００−３３４６０６号公報特開２０００−３３４６０７号公報特開２００３−２９１００５号公報

しかしながら、上記特許文献２および特許文献３に開示されているＴｉＳｉ系の被覆膜は、圧縮残留応力が極端に高いことにより、被覆膜自体が自己破壊しやすいため、基材または下層との密着性が十分ではないという問題があった。また、上記の特許文献４で開示されている被覆膜は、耐熱性、硬度、および靭性に優れる一方、かかる被覆膜で被覆した切削工具を用いて切削加工を行なうと、積層構造中の層間で剥離する傾向があり、十分な工具寿命が得られないという問題があった。

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、耐熱性、硬度、および応力バランスに優れるというＡｌＴｉＳｉＮの特性と、耐摩耗性と靭性に優れるというＴｉＳｉＮの特性とを兼備し、耐摩耗性、耐欠損性、および密着性を兼ね備えた被覆膜を表面に有する表面被覆切削工具を提供することにある。

本発明者らは、上記のような課題を解決するために、被覆膜の構成について種々の検討を重ねたところ、特許文献４に開示される被覆膜が層間で剥離しやすいのは、積層構造を構成する各層の層厚およびＳｉ量がマッチングしていなかったことによるものであるという知見を得た。かかる知見に基づいて、ＡｌＴｉＳｉＮからなる層と、ＴｉＳｉＮからなる層との層厚および原子比についてさらに鋭意検討を重ねることにより、ついに本発明を完成させたものである。

すなわち、本発明の表面被覆切削工具は、基材とその上に形成された被覆膜とを備え、該被覆膜は、１μｍ以上１５μｍ以下の膜厚であり、かつＡｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮ（ただし式中、０．３５≦ａ≦０．７、０＜ｃ≦０．１、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）からなるＡ層と、Ｔｉ_dＳｉ_eＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）からなるＢ層とが交互に各２層以上積層された積層体を含み、Ａ層およびＢ層はそれぞれ、２０ｎｍ以下の層厚であり、各Ａ層は、実質的に同一の層厚であり、各Ｂ層は、実質的に同一の層厚であり、Ａ層は、基材側から被覆膜の表面側にかけて連続的または段階的にＡｌの原子比が減少し、基材に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの上記式中における原子比をａ₁とし、被覆膜の表面に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの上記式中における原子比をａ₂とすると、以下の式（Ｉ）を満たすことを特徴とする。

ａ₁−ａ₂≧０．００５・・・（Ｉ）
そして、Ａ層を構成するＳｉの原子比ｃと、Ｂ層を構成するＳｉの原子比ｅとは、以下の式（ＩＩ）を満たすことが好ましい。

｜ｃ−ｅ｜≦０．０５・・・（ＩＩ）
Ａ層およびＢ層は、２ｎｍ以上１０ｎｍ以下の層厚であることが好ましい。被覆膜は、その表面側に最表面層を有し、該最表面層は、Ｔｉ_dＳｉ_eＣＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）からなることが好ましい。

Ａ層は、Ａｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮ（ただし式中、０．５≦ａ≦０．６、０．０３≦ｃ≦０．０８、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）からなることが好ましい。Ｂ層は、Ｔｉ_dＳｉ_eＮ（ただし式中、０．０３≦ｅ≦０．０８、ｄ＋ｅ＝１）からなることが好ましい。被覆膜は、アークイオンプレーティング法により形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、耐熱性、硬度、および応力バランスに優れるというＡｌＴｉＳｉＮの特性と、耐摩耗性および靭性に優れるというＴｉＳｉＮの特性とを兼備し、耐摩耗性、耐欠損性、および密着性を兼ね備えたものである。

基材直上にＡ層が形成され、表面側のＢ層上に最表面層が形成された態様の被覆膜を示す概略断面図である。（ａ）は、被覆膜に押し付けた鋼球を取り除く前の状態を示す模式的な断面図であり、（ｂ）は、被覆膜に押し付けた鋼球を取り除いた後の状態を示す模式的な断面図である。アークイオンプレーティング装置の概略図である。

以下、本発明について、詳細に説明する。なお、以下の実施の形態の説明では、図面を用いて説明しているが、本願の図面において同一の参照符号を付したものは、同一部分または相当部分を示している。なおまた、本発明において、層厚または膜厚は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscope）により測定し、被覆膜の組成はエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ：Energy Dispersive x-ray Spectroscopy）により測定するものとする。

＜表面被覆切削工具＞
本発明の表面被覆切削工具は、基材とその上に形成された被覆膜とを備えたものである。このような基本的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。このような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、これらの基材は、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よく、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。

＜被覆膜＞
本発明の被覆膜は、Ａｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮ（ただし式中、０．３５≦ａ≦０．７、０＜ｃ≦０．１、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）からなるＡ層と、Ｔｉ_dＳｉ_eＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）からなるＢ層とが交互に各２層以上積層された積層体を含み、該Ａ層および該Ｂ層はそれぞれ２０ｎｍ以下の層厚であり、各Ａ層は実質的に同一の層厚であり、各Ｂ層は実質的に同一の層厚であり、Ａ層は、基材側から被覆膜の表面側にかけて連続的または段階的にＡｌの原子比が減少し、基材に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの上記式中における原子比をａ₁とし、被覆膜の表面に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの上記式中における原子比をａ₂とすると、以下の式（Ｉ）を満たすことを特徴としている。

ａ₁−ａ₂≧０．００５・・・（Ｉ）
このような本発明の被覆膜は、基材上の全面を被覆する態様を含むとともに、部分的に被覆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覆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、本発明の被覆膜は、その全体の膜厚が１μｍ以上１５μｍ以下であることを特徴とする。１μｍ未満であると耐摩耗性に劣る場合があり、１５μｍを超えると基材との密着性および耐欠損性が低下する場合がある。このような被覆膜の特に好ましい膜厚は２μｍ以上８μｍ以下である。本発明の被覆膜は、その表面側に後述の最表面層を含むことができる。なお、上記の被覆膜は、Ａ層、Ｂ層、および最表面層以外の他の任意の層を含んでいてもよい。

以下、このような被覆膜についてさらに詳細に説明する。
＜Ａ層＞
積層体を構成するＡ層は、Ａｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮ（ただし式中、０．３５≦ａ≦０．７、０＜ｃ≦０．１、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）からなることを特徴とする。このようなＡ層は、耐熱性、硬度、および応力バランスに優れるため、高速、ドライ加工時の刃先の耐欠損性に効果的である。また、上記ａは０．５≦ａ≦０．６であり、上記ｃは０．０３≦ｃ≦０．０８であることがより好ましい。この場合耐熱性、硬度、および圧縮残留応力のバランスがさらに良好なものとなる。上記式中、ａが０．３５未満であるか、またはｃが０．１を超えると、耐酸化性および硬度を向上させる効果を十分に得ることができず、ａが０．７を超えると、被覆膜の硬度が大きく低下して耐摩耗性が低下するため好ましくない。

なお、Ａｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮという表記において、「Ａｌ_aＴｉ_bＳｉ_c」と、「Ｎ」との組成比は１：１の場合のみに限られるものではなく、組成比として可能である比を全て含み得るものであり、両者の比は特に限定されない。

＜Ｂ層＞
上記のＡ層とともに積層体を構成するＢ層は、Ｔｉ_dＳｉ_eＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）であることを特徴とする。このようなＢ層は、耐摩耗性と靭性に優れるが、さらなる高速、ドライ加工へ対応するためにはそれ単体では限界があるため、本発明においては上記のＡ層と交互に積層されるものである。上記のｅが０．１以下であることにより、Ｂ層の急激な圧縮応力の増加を抑制し、密着性の低下を抑制することができる。ここで、上記ｅは０．０３≦ｅ≦０．０８であることがより好ましく、この場合耐摩耗性と靭性のバランスが一層良好なものとなる。上記式中、ｅが０．１を超えると、圧縮残留応力が大きくなり、層間剥離が発生しやすくなるため好ましくない。

なお、Ｔｉ_dＳｉ_eＮという表記において、「Ｔｉ_dＳｉ_e」と「Ｎ」との組成比は１：１の場合のみに限られるものではなく、組成比として可能である比を全て含み得るものであり、両者の比は特に限定されない。

＜Ａ層およびＢ層の層厚および積層体＞
上記のようなＡ層およびＢ層はそれぞれ、２０ｎｍ以下の層厚であることを特徴とする。このような層厚のＡ層およびＢ層を２層以上交互に積層させることにより、Ａ層およびＢ層の密着が強固なものとなり、層間の剥離を抑制しつつ、Ａ層およびＢ層の両層が有するそれぞれの特性を享受することができる。かかるＡ層およびＢ層は、層間で剥離しない程度に薄くすることにより密着性を向上できることから、可能な限り薄い層厚であることが好ましいが、製造設備の都合上、２ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることがより好ましい。これらの層厚が２ｎｍ未満の場合、成膜装置の基材をセットする回転テーブルの回転数が早すぎて、装置のスペック上成膜が困難となり、２０ｎｍを超えると層厚が厚すぎるため、Ａ層およびＢ層の両層が有するそれぞれの特性を享受することができない。

また、積層体を構成する各Ａ層は、実質的に同一の層厚であることを特徴とする。ここで、「実質的に同一の層厚」とは、いずれか１層のＡ層の層厚と、他のＡ層の層厚とが同一である場合はもちろん、実質的に同一とみなせる程度の微差があってもよいことを意味する。また、Ａ層と同様に、各Ｂ層も実質的に同一の層厚であることを特徴とする。なお、Ａ層およびＢ層の層厚は、ＴＥＭにより測定した値を採用する。

ここで、被覆膜１０５に含まれる積層体は、図１に示されるように基材１１０の直上に設けてもよいし、基材１１０上に中間層を形成した後に、該中間層上に設けてもよい。かかる積層体は、Ａ層１０２およびＢ層１０３の両層が交互に積層される限り、どちらの層により積層を開始してもよいし、どちらの層により積層を終えてもよい。また、被覆膜１０５の最表面に最表面層１０４を形成してもよいし、最表面層１０４を形成しなくてもよい。最表面層１０４を形成する場合、図１に示すようにＢ層１０３上に最表面層１０４を形成してもよいし、図示はしていないがＡ層上に最表面層を形成してもよい。また、積層体上にバインダー層を形成してから最表面層１０４を形成してもよい。なお、図１における点線部分は積層が繰り返されていることを示すものであるが、本発明の積層態様の最少積層数はＡ層１０２、Ｂ層１０３がともに２層ずつである計４層の場合である。

＜Ａｌの原子比の差＞
本発明の被覆膜は、上記のＡ層と上記のＢ層とが交互に各２層以上積層されていることを基本とする。これは、耐熱性、硬度、および応力バランスに優れるＡ層と、耐摩耗性および靭性に優れるＢ層とを交互に積層させることにより、これらの両層が有するそれぞれの特性を享受することを期待したものである。しかし、これら両層を同一の組成で単純に積層させただけでは両層が有する特性を両立させることはできず、特に鉄系の被削材の高速加工およびドライ加工において、Ａｌの原子比が多い被覆膜では拡散反応が起こり、クレーター摩耗（すくい面の摩耗）が発生しやすいものである。

そこで、本発明者らが種々の検討を重ねた結果、上記のＡ層は、基材側から被覆膜の表面側にかけて連続的または段階的にＡｌの原子比が減少し、基材に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの式中における原子比をａ₁とし、被覆膜の表面に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの式中における原子比をａ₂とすると、以下の式（Ｉ）を満たすことにより、両層の特性がなんら損ねられることなく、クレーター摩耗を抑制することができることを見出した。

ａ₁−ａ₂≧０．００５・・・（Ｉ）
なお、式（Ｉ）中のａ₁−ａ₂のことを以下においては「Ａｌの原子比の差」とも記す。

すなわち、基材に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの原子比を多くすることにより靭性の向上を図る一方、被覆膜の表面に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの原子比を少なくすることによりクレーター摩耗を抑制する。このような本発明の被覆膜は、耐摩耗性、および耐欠損性を兼ね備えたものであり、高速、ドライ加工における工具寿命を著しく改善することができる。

Ａｌの原子比の差（すなわちａ₁−ａ₂）は、０．０１以上０．１以下であることが好ましい。このようなＡｌの分布とすることにより、靭性と耐クレーター摩耗とをバランスよく両立することができる。Ａｌの原子比の差が０．００５未満であると、クレーター摩耗の改善効果を十分に得ることができず、０．１を超えると、Ａｌの原子比の差が大きすぎることにより応力バランスが崩れ、被覆膜が剥離しやすくなる。Ａ層にＡｌの原子比の差を生じせしめるための成膜条件は後述する。

ここで、基材に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの原子比ａ₁と、被覆膜の表面に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの原子比ａ₂とは、ＥＤＳで測定した値を採用するものとする。以下、図２（ａ）および（ｂ）を参照して、Ａｌの原子比の差の算出方法を説明する。図２（ａ）は、被覆膜に押し付けた鋼球を取り除く前の状態を示す模式的な断面図であり、（ｂ）は、被覆膜に押し付けた鋼球を取り除いた後の状態を示す模式的な断面図である。

まず、図２（ａ）に示されるように、直径３０ｍｍの鋼球１００を回転させながら基材１１０に接するまで被覆膜１０５に押し付けることにより、被覆膜１０５にカロテスト痕を形成する。このカロテスト痕をＳＥＭにより５０００倍の倍率で観察し、ＥＤＳを用いて被覆膜１０５の基材に最も近い側のＡ層１０６のＴｉとＡｌとＳｉとの原子比と、被覆膜１０５の表面に最も近い側のＡ層１０７のＴｉとＡｌとＳｉとの原子比とをそれぞれ測定する。そして、これらの測定値に基づいて、被覆膜中のＡｌの原子比の差を算出する。

＜Ｓｉの原子比＞
Ａ層を構成するＳｉの原子比ｃと、Ｂ層を構成するＳｉの原子比ｅとはそれぞれ、各式中において０．１以下であることが好ましい。これにより耐熱性を向上しつつ圧縮応力の増加を抑えることができ、密着性の低下を防ぐことができる。Ｓｉの原子比であるｃおよびｅが０．１を超えると、圧縮応力が増加することにより層間の剥離が生じやすくなる。なお、上述のようにＡｌの原子比ａが基材側から被覆膜の表面側にかけて減少することにより、Ｓｉの原子比ｃが基材側から被覆膜の表面側にかけて増加することになるが、ここでのＳｉの原子比ｃは、積層体の厚み方向の中間点に最近接するＡ層を構成するＳｉの原子比を採用するものとする。

また、Ａ層を構成するＳｉの原子比ｃと、Ｂ層を構成するＳｉの原子比ｅとは、以下の式（ＩＩ）を満たすことが好ましく、より好ましくは式（ＩＩ）中の｜ｃ−ｅ｜が０．０３以下である。

｜ｃ−ｅ｜≦０．０５・・・（ＩＩ）
Ａ層およびＢ層のＳｉの原子比をこのような範囲内に調整することにより、被覆膜の密着性を顕著に向上させることができる。式（ＩＩ）を満たさない場合、組成の均一性が取れなくなるためか、各層の応力差が大きすぎるためか、その理由は定かではないが密着性が低下する場合がある。

＜最表面層＞
本発明の表面被覆切削工具は、上記被覆膜の表面側（すなわち被覆膜の基材と接する側とは反対側）に最表面層を備えることが好ましく、このような最表面層は、Ｔｉ_dＳｉ_eＣＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）からなることが好ましい。このようにＢ層を構成する組成の炭窒化物からなる最表面層は、その層中に炭素が分散していることにより、窒化物に比して摩擦係数が低く、潤滑性が高いものとなる。このため、切削加工中の工具の刃先が高温になりにくくなり、被覆膜の酸化を抑制するとともに、被削材が刃先に溶着するのを防ぎ、加工面粗さを向上させることができる。このような最表面層は、その層厚が０．０５μｍ以上４μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは０．１μｍ以上２μｍ以下である。

＜製造方法＞
本発明の被覆膜は、物理的蒸着法（ＰＶＤ法）により形成されることが好ましい。これは、本発明の被覆膜を基材表面に成膜するためには結晶性の高い化合物を形成することができる成膜プロセスであることが不可欠であり、種々の成膜方法を検討した結果、物理的蒸着法を用いることが最適であることが見出されたからである。物理的蒸着法には、たとえばスパッタリング法、イオンプレーティング法などがあるが、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を用いると、被覆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、被覆膜と基材との密着性が格段に向上するので好ましい。

したがって、本発明の被覆膜は、物理的蒸着法の一種であるカソードアークイオンプレーティング法を採用して形成することが好ましい。図３は、カソードアークイオンプレーティング法に用いられるアークイオンプレーティング装置２００の概略図である。対向する蒸発源２０１、２０２において、蒸発源２０１にはＡ層用のＡｌＴｉＳｉターゲットをセットし、蒸発源２０２にはＢ層用のＴｉＳｉターゲットをセットする。一方、蒸発源２０３にはターゲットをセットしない。また、回転テーブル２０４に基材２１０（切削工具）をセットする。

ここで、蒸発源２０１にセットされるターゲットの組成（ＡｌとＴｉとＳｉとの比）によりＡ層を構成するＡｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮのａ、ｂ、およびｃを決定することができる。ただし、後述するが、Ａｌの原子比ａは、チャンバー内の圧力および温度、ならびに基材２１０に印加するバイアス電圧により増減させることができる。また、蒸発源２０２にセットされるターゲットの組成（ＴｉとＳｉとの比）によりＢ層を構成するＴｉ_dＳｉ_eＮのｄ、およびｅを決定することができる。

そして、装置内が真空となるように排気した後に、装置内をたとえば５００℃に加熱した状態で回転テーブル２０４を５ｒｐｍで回転させながら、Ａｒガスによるスパッタクリーニング（ボンバード）を行なう。その後、基材に−５０Ｖのバイアス電圧を印加し、回転テーブル２０４を３ｒｐｍで回転させながら、常に一定のアーク電流により蒸発源２０１、２０２をアーク放電させることにより、各ターゲットをイオン化させる。同時に反応ガスである窒素をガス導入口２０５から導入し、基材２１０の表面にＡ層およびＢ層を交互に成膜する。

すなわち、蒸発源２０１の前を基材２１０が通過するときにＡｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮからなるＡ層が成膜され、蒸発源２０２の前を基材２１０が通過するときにＴｉ_dＳｉ_eＮからなるＢ層が成膜され、このように回転テーブル２０４が回転するのに従いＡ層とＢ層とを順次交互に積層させることができる。なお、成膜する間の蒸発源２０１のアーク電流、およびテーブルの回転数を調整することにより、Ａ層およびＢ層の層厚を調整することができ、蒸発源２０１、２０２のアーク電流を一定とすることにより、Ａ層およびＢ層をいずれも実質的に同一の層厚にすることができる。

すなわち、蒸発源２０１、２０２のアーク電流を低くするほど、Ａ層およびＢ層の層厚は薄く形成される。ただし、ターゲットの放電を安定させるためにはアーク電流は８０Ａ以上とする必要がある。アーク電流を８０Ａ未満にすると、アーク放電が不安定になり、Ａ層およびＢ層の層厚を均一に形成しにくくなる。

また、Ａ層およびＢ層をそれぞれ実質的に同一の層厚で形成するためには、上記の蒸発源２０１、２０２のアーク電流は、被覆膜の成膜中は常に一定にする必要がある。すなわち、成膜中にアーク電流を増減させると、Ａ層およびＢ層を実質的に同一の層厚にすることができない。

また、アーク電流を１５０Ａ程度とした場合、テーブルの回転数を３ｒｐｍ以上１５ｒｐｍ以下にすることにより、２０ｎｍ以下の層厚のＡ層およびＢ層を形成することができる。テーブルの回転数を３ｒｐｍ未満にすると、Ａ層およびＢ層の層厚が２０ｎｍを超える場合があり、１５ｒｐｍを超えることは製造設備の制約上好ましくない。

また、上記の成膜中に基材のバイアス電圧を傾斜的または段階的に増加させることにより、基材へのイオン粒子の衝突エネルギーが徐々に高くなり、Ａ層中のＡｌの一部がスパッタされて系外に放出されるため、基材側から被覆膜の表面側にかけて傾斜的または段階的にＡ層中のＡｌの原子比が減少する。一方、Ａｌ以外の原子は、スパッタにより系外に放出されないため、Ａ層中のＡｌの原子比が減少するにつれて、Ａ層中のＴｉおよびＳｉの原子比は基材側から被覆膜の表面側にかけて相対的に増加する。これに対し、Ｂ層はＡｌを含まないため、Ｂ層を構成する組成の原子比は変化せず、蒸発源２０２にセットされるターゲットの組成比に一致する。

上記式（Ｉ）を満たすように被覆膜を成膜するためには、成膜初期と成膜終期とで、チャンバー内の圧力および温度、ならびに基材に印加するバイアス電圧などの条件に一定の差を持たせることが好ましく、特に、成膜初期と成膜終期とにおけるバイアス電圧の差を７０Ｖ以上とすることが好ましい。すなわちたとえば、成膜初期のバイアス電圧が３０Ｖであると、そこから傾斜的または段階的にバイアス電圧を増加させて成膜後期のバイアス電圧が１００Ｖとなるようにバイアス電圧を調整することが好ましい。

上記のバイアス電圧と同様の観点から、チャンバー内の圧力は、成膜初期から成膜終期にかけて１．５Ｐａ以上減圧することが好ましい。たとえば、成膜初期におけるチャンバー内の圧力が４Ｐａであると、そこから傾斜的または段階的に減圧し、成膜終期におけるチャンバー内の圧力が２．５Ｐａとなるようにチャンバー内の圧力を調整することが好ましい。

また、チャンバー内の温度は、成膜初期から成膜終期にかけて２００℃以上昇温させることが好ましい。たとえば、成膜初期におけるチャンバー内の温度が５００℃であると、そこから傾斜的または段階的に昇温し、成膜終期におけるチャンバー内の温度が７００℃以上になるようにチャンバー内の温度を調整することが好ましい。

各層の層厚は、回転テーブル２０４の回転数、およびアーク電流値により制御することができる。なお、Ａ層およびＢ層の各層厚が２ｎｍ未満では回転テーブルの回転数が非常に早くなり、装置スペック上成膜が困難となる。なお、アークイオンプレーティング装置２００は、複数のヒータ２０６が備えられている。

上記のようにＡ層およびＢ層を形成した後に、チャンバー内の窒素を排気してから、ガス導入口２０５から反応ガスである窒素とメタンとを導入する。同時に、基材２１０にバイアス電圧を印加し、回転テーブル２０４を回転させながら、アーク電流を印加して蒸発源２０２をアーク放電させることにより、ＴｉＳｉターゲットをイオン化させて、ＴｉＳｉＣＮからなる最表面層を形成する。このようにして形成される最表面層は、チャンバー内の温度を５５０℃以上の高温にした上で、成膜時のバイアス電圧を２００Ｖ以上に印加して成膜することが好ましい。このような条件で成膜することにより緻密な最表面層を形成することができる。最表面層を形成するときのバイアス電圧が、３０Ｖ以上１００Ｖ以下のような通常のアークイオンプレーティング法の成膜条件では、反応ガスであるメタンやアセチレンが十分に分解されずに部分的に炭素が析出し、耐熱性および強度が低下する場合があるため好ましくない。

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。

図３のようなアークイオンプレーティング装置を用い、各層形成用のターゲットを蒸発源にセットし、基材温度４５０℃にて基材上に被覆膜を成膜した。

基材としては、超硬合金製エンドミル（φ１０ｍｍ、６枚刃）、超硬合金製ドリル（φ８ｍｍ）、Ｐ２０相当超硬合金製フライス用スローアウェイチップ（形状：ＳＥＭＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇ）の３種類を準備し、それぞれに表１に示した実施例１〜２１および比較例１〜１２の被覆膜を成膜した。

被覆膜は、表１中の「組成」の欄に記載した「Ａ層」および「Ｂ層」を積層させた上で、その最表面に表１中の「組成」の欄に記載した「最表面層」を形成することにより構成した。最表面層を形成しない場合は、表１中に「−」を示した。なお、Ａ層は、基材側から表面側にかけてＡｌの原子比が減少しているが、表１中では、被覆膜を構成する積層体の厚み方向の中間点に最近接するＡ層の組成を示した。「層厚」の欄には、Ａ層、Ｂ層、および最表面層のそれぞれの層厚を示し、「全体膜厚」の欄は、被覆膜の膜厚を示した。

また、「Ｓｉ比の差」の欄には、その被覆膜を構成するＡ層を構成するＳｉの原子比ｃと、Ｂ層を構成するＳｉの原子比ｅとの差を示し、「Ａｌ比の差」の欄には、その被覆膜の基材に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの原子比ａ₁と、表面側に最も近い側のＡ層を構成するＡｌの原子比ａ₂との差を示した。

たとえば、実施例１は、図３のアークイオンプレーティング装置を用い、蒸発源２０１のターゲット材料にＡｌ_0.55Ｔｉ_0.4Ｓｉ_0.05をセットし、蒸発源２０２のターゲット材料にＴｉ_0.96Ｓｉ_0.04をそれぞれセットして、被覆膜を形成した表面被覆切削工具に関するものである。なお、目的の組成からなる被覆膜を得るためにＮ₂ガス、ＣＨ₄ガス、およびＡｒガスからなる群より選択される１種以上の反応ガスを導入してチャンバー内の圧力を調整した。

まず、図３のアークイオンプレーティング装置のチャンバー内の圧力が真空になるように排気した後に、チャンバー内の温度を５７０℃まで昇温した。そして、Ａｒガスを導入してチャンバー内の圧力を３．０Ｐａに保持し、ＤＣバイアス電圧を徐々に上げながら−１０００Ｖとし基材表面のクリーニング（ボンバード）を１５分間行なった。その後アルゴンガスを排気した。これにより、Ａｒイオンが基材表面をスパッタクリーニングし強固な汚れや酸化膜が除去された。

次に、Ａ層およびＢ層を成膜した。チャンバー内の圧力が３ＰａになるようにＮ₂ガスを導入し、基材ＤＣバイアス電圧を−５０Ｖとした。Ａｌ_0.55Ｔｉ_0.4Ｓｉ_0.05ターゲットをアーク電流１５０Ａとしてイオン化し、Ｔｉ_0.96Ｓｉ_0.04ターゲットをアーク電流１３０Ａとしてイオン化し、それぞれＮ₂ガスと反応させることにより、基材上に層厚が８ｎｍのＡｌ_0.55Ｔｉ_0.4Ｓｉ_0.05ＮからなるＡ層と、層厚が６ｎｍのＴｉ_0.96Ｓｉ_0.04ＮからなるＢ層とを交互に成膜した。

かかる成膜中に、基材ＤＣバイアス電圧を−５０Ｖから傾斜的に減少させて成膜終了時における基材ＤＣバイアス電圧を−１５０Ｖにするとともに、チャンバー内の圧力を３Ｐａから傾斜的に減少させて、成膜終了時におけるチャンバー内の圧力を１．５Ｐａとなるように成膜した。なお、Ａ層とＢ層の積層数はそれぞれ２３６層であった。

そして、最後に最表面層を成膜した。チャンバー内の温度を５５０℃として、その圧力が３Ｐａとなるように、Ｎ₂ガスとメタンガスとを４：１の流量比で導入し、基材ＤＣバイアス電圧を２００Ｖとした。そして、Ｔｉ_0.96Ｓｉ_0.04ターゲットをアーク電流１３０Ａとしてイオン化し、Ｎ₂ガスおよびメタンガスと反応させることにより、層厚が０．２μｍのＴｉ_0.96Ｓｉ_0.04ＣＮからなる最表面層を成膜し、本発明の表面被覆切削工具を作製した。

このようにして作製した被覆膜に対し、直径３０ｍｍの鋼球を回転させながら基材に接するまで被覆膜に押し付けることにより、カロテスト痕を形成した。このカロテスト痕をＳＥＭにより５０００倍で観察し、ＥＤＸを用いて被覆膜１０５の基材に最も近い側のＡ層１０６の原子比ａ₁を測定したところ、Ａｌの原子比ａ₁は０．５５３０であった。一方、被覆膜１０５の表面側に最も近い側のＡ層１０７の原子比ａ₂を測定したところ、Ａｌの原子比は０．５４７０であった。これらのＡｌの原子比の値から、Ａｌの原子比の差として０．００６０を算出した。

他の実施例および比較例の表面被覆切削工具もこれらのものと同様にして作製し、そのＡｌの原子比の差を測定した。なお、比較例１２は、実施例１と同一のターゲット材料を使用したが、成膜中の蒸発源２０１、２０２のアーク電流を変更し、基材側から表面側にかけてＡ層の層厚が徐々に薄くなるようにＡ層を形成することにより、被覆膜の基材側ほどＡｌの原子比が多く、被覆膜の表面側ほどＡｌの原子比が少なくなるように、Ａｌの原子比を制御した。

このようにして得られた表面被覆切削工具（すなわち表面被覆エンドミル、表面被覆ドリル、表面被覆フライス加工用スローアウェイチップ）について次に示す切削条件にて評価を行なった。その切削評価の結果を表２に示す。

（１）エンドミル評価
表面被覆エンドミルを用いて行なった。すなわち、エンドミル切削条件は基材として上記の通り６枚刃、外径１０ｍｍの超硬合金製エンドミルを用い、被削材はＳＫＤ１１（ＨＲＣ６１）とし、側面切削をダウンカットで切削速度＝５００ｍ／ｍｉｎ、送り量＝０．０２５ｍｍ／刃、切込み量ａ_p＝１０ｍｍ、ａ_e＝０．６ｍｍ、エアーブローで行なった。切削長２０ｍ時点での切れ刃外周の摩耗幅を測定した。摩耗幅が少ない程、耐摩耗性に優れていることを示している。

（２）ドリル評価
表面被覆ドリルを用いて行なった。すなわち、ドリル切削条件は基材として上記の通り外径８ｍｍの超硬合金製ドリルを用い、被削材はＳ５０Ｃとし、穴加工を切削速度＝１５０ｍ／ｍｉｎ、送り量＝０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ３０ｍｍの貫通穴、切削油なしで行なった。切削長２０ｍ時点での先端マージン部の摩耗幅を測定した。摩耗幅が少ない程、耐摩耗性に優れていることを示している。

（３）フライス評価
表面被覆フライス加工用スローアウェイチップを用いて行なった。フライス切削条件は基材として上記の通りＰ２０相当超硬合金製スローアウェイチップ（形状：ＳＥＭＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇ）を用い、被削材はＳＣＭ４３５（幅３００ｍｍ×長さ２００ｍｍのブロック材）とし、切削速度＝３５０ｍ／ｍｉｎ、送り量＝０．２５ｍｍ／ｔ、切込み量＝１．５ｍｍ、切削油なしで行なった。切削時間１２分時点での逃げ面の摩耗幅を測定した。摩耗幅が少ない程、耐摩耗性に優れていることを示している。

表２より、実施例の表面被覆切削工具は、比較例の表面被覆切削工具と比較して工具寿命が著しく向上しており、高速、ドライ加工に十分対応できることがわかった。すなわち、本発明の表面被覆切削工具が、ＡｌＴｉＳｉＮの特性とＴｉＳｉＮの特性とを兼備し、耐摩耗性、耐欠損性、および密着性を兼ね備えたものであることが確認された。

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。

１００鋼球、１０６基材に最も近い側のＡ層、１０７表面に最も近い側のＡ層、１１０，２１０基材、１０２Ａ層、１０３Ｂ層、２００アークイオンプレーティング装置、２０１，２０２，２０３蒸発源、２０４回転テーブル、２０５ガス導入口、２０６ヒータ。

Claims

基材とその上に形成された被覆膜とを備え、
前記被覆膜は、１μｍ以上１５μｍ以下の膜厚であり、かつＡｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮ（ただし式中、０．３５≦ａ≦０．７、０＜ｃ≦０．１、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）からなるＡ層と、Ｔｉ_dＳｉ_eＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）からなるＢ層とが交互に各２層以上積層された積層体を含み、
前記Ａ層および前記Ｂ層はそれぞれ、２０ｎｍ以下の層厚であり、
前記各Ａ層は、実質的に同一の層厚であり、
前記各Ｂ層は、実質的に同一の層厚であり、
前記Ａ層は、基材側から被覆膜の表面側にかけて連続的または段階的にＡｌの原子比が減少し、
前記基材に最も近い側の前記Ａ層を構成するＡｌの前記式中における原子比をａ₁とし、前記被覆膜の表面に最も近い側の前記Ａ層を構成するＡｌの前記式中における原子比をａ₂とすると、以下の式（Ｉ）を満たす、表面被覆切削工具。
ａ₁−ａ₂≧０．００５・・・（Ｉ）
前記Ａ層を構成するＳｉの原子比ｃと、前記Ｂ層を構成するＳｉの原子比ｅとは、以下の式（ＩＩ）を満たす、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
｜ｃ−ｅ｜≦０．０５・・・（ＩＩ）
前記Ａ層および前記Ｂ層はいずれも、２ｎｍ以上１０ｎｍ以下の層厚である、請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
前記被覆膜は、その表面側に最表面層を有し、
前記最表面層は、Ｔｉ_dＳｉ_eＣＮ（ただし式中、０＜ｅ≦０．１、ｄ＋ｅ＝１）からなる、請求項１〜３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
前記Ａ層は、Ａｌ_aＴｉ_bＳｉ_cＮ（ただし式中、０．５≦ａ≦０．６、０．０３≦ｃ≦０．０８、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）からなる、請求項１〜４のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
前記Ｂ層は、Ｔｉ_dＳｉ_eＮ（ただし式中、０．０３≦ｅ≦０．０８、ｄ＋ｅ＝１）からなる、請求項１〜５のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
前記被覆膜は、アークイオンプレーティング法により形成される、請求項１〜６のいずれかに記載の表面被覆切削工具。