JP5995087B2 - 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5995087B2 JP5995087B2 JP2013001015A JP2013001015A JP5995087B2 JP 5995087 B2 JP5995087 B2 JP 5995087B2 JP 2013001015 A JP2013001015 A JP 2013001015A JP 2013001015 A JP2013001015 A JP 2013001015A JP 5995087 B2 JP5995087 B2 JP 5995087B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- average
- hard coating
- coating layer
- dispersed particle
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Description
この発明は、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された基体（以下、これらを総称して基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により被覆形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、上記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
ただ、上記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｔｉ粉末、Ａｌ粉末、さらにＴｉＮ粉末からなる所定組成の焼結体をカソード電極（蒸発源）として用いた物理蒸着法により、工具基体表面に、（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（但し、Ｘは、原子比で、０．２５〜０．７５）からなる素地に５〜４０面積％のＴｉＮ相が分散分布する硬質被覆層を形成することにより、素地によってすぐれた耐熱性と高温硬さを確保し、ＴｉＮ相が高速重切削時に発生する機械的および熱的衝撃を吸収・緩和することにより、被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性を改善することが提案されている。
また、例えば、特許文献２には、工具基体表面に、第１薄層と第２薄層の交互積層からなる硬質被覆層を物理蒸着法で被覆した被覆工具において、第１薄層を、（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＭＮＭ（但し、厚さ方向中央部において、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、Ｍ：０．６〜０．９９）のいずれか、または両方とし、また、第２薄層を、（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ＭＮＭ（但し、厚さ方向中央部において、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、Ｍ：０．６〜０．９９）からなる素地に、５〜４０面積％のＡｌＮ相が分散分布した混合相組織とすることにより、第１薄層に高温硬さとすぐれた耐熱性を、また、第２薄層に機械的熱的衝撃吸収特性を付与せしめることにより、被覆工具の耐チッピング性を改善することが提案されている。
また、例えば、特許文献３には、物理蒸着法で（ＴｉＡｌ）Ｎ系硬質膜を被覆形成した耐摩耗用工具において、硬質膜を２種以上の立方晶化合物からなる複合層として形成し、該複合層の素地を構成する１種以上の立方晶化合物である（ＴｉＡｌ）Ｎ系硬質膜中に、この素地組成とは金属成分あるいは非金属成分の少なくともいずれかの成分量が５原子％以上異なる別組成の他の１種以上の立方晶化合物である（ＴｉＡｌ）Ｎ系微粒子を２〜５０体積％分散させることによって、硬質膜の強度，靱性，耐摩耗性，耐溶着性，耐酸化性などを向上させることが提案されている。
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、上記特許文献１〜３に記載される従来の被覆工具は、硬質被覆層中にＴｉの窒化物相、Ａｌの窒化物相あるいは（ＴｉＡｌ）Ｎ系微粒子を分散分布させることによって、耐衝撃性、耐チッピング性を向上させるものであるが、素地の強度を十分に高めることができないため、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する高速断続切削加工では、十分な耐チッピング性を発揮することができないという問題があった。
そこで、本発明は、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐酸化性を発揮するとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とするものである。
しかし、上記特許文献１〜３に記載される従来の被覆工具は、硬質被覆層中にＴｉの窒化物相、Ａｌの窒化物相あるいは（ＴｉＡｌ）Ｎ系微粒子を分散分布させることによって、耐衝撃性、耐チッピング性を向上させるものであるが、素地の強度を十分に高めることができないため、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する高速断続切削加工では、十分な耐チッピング性を発揮することができないという問題があった。
そこで、本発明は、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐酸化性を発揮するとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とするものである。
本発明者等は、上述の観点から、ＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ」で示すことがある）あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ」で示すことがある）からなる硬質被覆層を化学蒸着で被覆形成した被覆工具の耐チッピング性、耐酸化性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
なお、この発明では、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎと（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮをまとめて、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）で示すことがある。
なお、この発明では、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎと（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮをまとめて、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）で示すことがある。
炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す）、炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す）、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体（以下、「ｃＢＮ基超高圧焼結体」で示す）のいずれかで構成された工具基体の表面に、
例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）を反応ガス成分として含有する特定組成の反応ガス中での化学蒸着により、硬質被覆層としての立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜した後、これを特定の冷却速度範囲となるように急冷し、スピノーダル分解による（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中における第２相のナノ分散を促進すると、
（イ）素地相と分散粒子相とからなる硬質被覆層が形成されること。
（ロ）素地相は、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足するとともに、（但し、Ｕは原子比によるＡｌ含有割合、Ｖは原子比によるＣ含有割合をそれぞれ示す。）立方晶構造を有し、かつ、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比として表される平均アスペクト比Ｌ／Ｗの値が２を超える柱状組織を示すこと。 本発明者らは、この発明の硬質被覆層が、上記（イ）、（ロ）の組織、結晶構造、組成を特徴として備えることを見出したのである。
例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）を反応ガス成分として含有する特定組成の反応ガス中での化学蒸着により、硬質被覆層としての立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜した後、これを特定の冷却速度範囲となるように急冷し、スピノーダル分解による（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中における第２相のナノ分散を促進すると、
（イ）素地相と分散粒子相とからなる硬質被覆層が形成されること。
（ロ）素地相は、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足するとともに、（但し、Ｕは原子比によるＡｌ含有割合、Ｖは原子比によるＣ含有割合をそれぞれ示す。）立方晶構造を有し、かつ、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比として表される平均アスペクト比Ｌ／Ｗの値が２を超える柱状組織を示すこと。 本発明者らは、この発明の硬質被覆層が、上記（イ）、（ロ）の組織、結晶構造、組成を特徴として備えることを見出したのである。
また、本発明者等は、上記分散粒子相について、さらに詳細に検討したところ、
（ハ）分散粒子相は、該分散粒子相の外側を構成する立方晶構造の外側相と、該分散粒子相の内側を構成する六方晶構造の内側相からなり、
（ニ）上記立方晶構造の外側相は、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足すること（但し、αは原子比によるＡｌ含有割合、βは原子比によるＣ含有割合をそれぞれ示す。）。
（ホ）上記六方晶構造の内側相は、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足すること（但し、γは原子比によるＡｌ含有割合、δは原子比によるＣ含有割合をそれぞれ示す。）。
（ヘ）上記素地相の組成と、上記分散粒子相の外側相の組成を比較した場合、（α−Ｕ）の値が０．０３以上であること。
本発明者等は、この発明の硬質被覆層が、さらに、上記（ハ）〜（ヘ）の組織、結晶構造、組成を特徴として備えることを見出したのである。
（ハ）分散粒子相は、該分散粒子相の外側を構成する立方晶構造の外側相と、該分散粒子相の内側を構成する六方晶構造の内側相からなり、
（ニ）上記立方晶構造の外側相は、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足すること（但し、αは原子比によるＡｌ含有割合、βは原子比によるＣ含有割合をそれぞれ示す。）。
（ホ）上記六方晶構造の内側相は、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足すること（但し、γは原子比によるＡｌ含有割合、δは原子比によるＣ含有割合をそれぞれ示す。）。
（ヘ）上記素地相の組成と、上記分散粒子相の外側相の組成を比較した場合、（α−Ｕ）の値が０．０３以上であること。
本発明者等は、この発明の硬質被覆層が、さらに、上記（ハ）〜（ヘ）の組織、結晶構造、組成を特徴として備えることを見出したのである。
（ト）さらに、本発明者等は、上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる硬質被覆層の立方晶構造の結晶粒について、その｛１１０｝面の法線が、工具基体表面の法線とのなす角度を測定し、傾斜角度数分布を求めたところ、工具基体表面の法線に対してなす測定傾斜角が２〜１５度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の６０％以上の割合を占めることを見出したのである。
そして、上記の特徴（イ）〜（へ）を有する硬質被覆層、あるいは、さらに特徴（ト）をも備える硬質被覆層を備えた被覆工具を、例えば、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する高速断続切削加工に供したところ、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷の発生が抑えられるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することを本発明者等は見出したのである。
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、化学蒸着法で成膜された１〜２０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層は、素地相と分散粒子相からなり、該素地相は、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＵおよびＣ含有割合Ｖ（但し、Ｕ、Ｖは何れも原子比）は、それぞれ、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足する平均組成を有するとともに、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織のＴｉとＡｌの複合窒化物相あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物相からなり、
（ｂ）上記分散粒子相は、平均粒子径が１０〜１００ｎｍであって、硬質被覆層の３０〜５０面積％を占め、また、上記分散粒子相は、該分散粒子相の外側を構成する立方晶構造の外側相と、該分散粒子相の２０面積％以下を占め、かつ、分散粒子相の内側を構成する六方晶構造の内側相からなり、上記立方晶構造の外側相を、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、Ａｌ含有割合αおよびＣ含有割合β（但し、α、βは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足する平均組成を有し、
また、上記六方晶構造の内側相を、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、Ａｌ含有割合γおよびＣ含有割合δ（但し、γ、δは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足する平均組成を有し、
（ｃ）上記素地相の平均組成と、上記分散粒子相の外側相の平均組成を比較した場合、（α−Ｕ）の値が０．０３以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 上記柱状組織の素地相において、基体表面と平行な面内の結晶粒幅の平均値を平均結晶粒幅Ｗとし、また、基体表面と垂直な方向の結晶粒長さの平均値を平均結晶粒長さＬとした場合、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比Ｌ／Ｗで表される平均アスペクト比が、Ｌ／Ｗ＞２であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 上記硬質被覆層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折像装置を用い、立方晶構造を有する素地相と分散粒子相の外側相の結晶粒の結晶面である（１１０）面の法線が、工具基体表面の法線方向に対してなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、工具基体表面の法線に対して０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して、各区分内に存在する傾斜角度数分布を求めた時、２〜１５度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の６０％以上の割合を占めることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物層あるいは複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来より知られている下部層や上部層などと併用することにより、一層すぐれた特性を創出することができる。
「（１） 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、化学蒸着法で成膜された１〜２０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層は、素地相と分散粒子相からなり、該素地相は、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＵおよびＣ含有割合Ｖ（但し、Ｕ、Ｖは何れも原子比）は、それぞれ、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足する平均組成を有するとともに、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織のＴｉとＡｌの複合窒化物相あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物相からなり、
（ｂ）上記分散粒子相は、平均粒子径が１０〜１００ｎｍであって、硬質被覆層の３０〜５０面積％を占め、また、上記分散粒子相は、該分散粒子相の外側を構成する立方晶構造の外側相と、該分散粒子相の２０面積％以下を占め、かつ、分散粒子相の内側を構成する六方晶構造の内側相からなり、上記立方晶構造の外側相を、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、Ａｌ含有割合αおよびＣ含有割合β（但し、α、βは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足する平均組成を有し、
また、上記六方晶構造の内側相を、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、Ａｌ含有割合γおよびＣ含有割合δ（但し、γ、δは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足する平均組成を有し、
（ｃ）上記素地相の平均組成と、上記分散粒子相の外側相の平均組成を比較した場合、（α−Ｕ）の値が０．０３以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 上記柱状組織の素地相において、基体表面と平行な面内の結晶粒幅の平均値を平均結晶粒幅Ｗとし、また、基体表面と垂直な方向の結晶粒長さの平均値を平均結晶粒長さＬとした場合、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比Ｌ／Ｗで表される平均アスペクト比が、Ｌ／Ｗ＞２であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 上記硬質被覆層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折像装置を用い、立方晶構造を有する素地相と分散粒子相の外側相の結晶粒の結晶面である（１１０）面の法線が、工具基体表面の法線方向に対してなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、工具基体表面の法線に対して０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して、各区分内に存在する傾斜角度数分布を求めた時、２〜１５度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の６０％以上の割合を占めることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物層あるいは複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来より知られている下部層や上部層などと併用することにより、一層すぐれた特性を創出することができる。
つぎに、この発明の被覆工具の硬質被覆層について、より具体的に説明する。
ＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層（（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層）の平均層厚：
上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は、その平均層厚が１μｍ未満では、基体との密着性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、高熱発生を伴い、切刃に衝撃的・断続的な高負荷が作用する高速断続切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚は１〜２０μｍと定めた。
上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は、その平均層厚が１μｍ未満では、基体との密着性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、高熱発生を伴い、切刃に衝撃的・断続的な高負荷が作用する高速断続切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚は１〜２０μｍと定めた。
図１に概略を図示するように、この発明では、硬質被覆層全体にわたって、均質な組織を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層により均一組成のものとして形成するのではなく、硬質被覆層の素地相と、該素地相中に分散分布する分散粒子相とから構成し、さらに、該分散粒子相は、該分散粒子相の外側を構成する立方晶構造の外側相と、該分散粒子相の内側を構成する六方晶構造の内側相とから構成する。
分散粒子相は、硬質被覆層を化学蒸着法により形成し、これを冷却する際に、スピノーダル分解によって硬質被覆層の素地内にナノ分散することによって生成する。
この分散粒子相は、変形時の転位の移動を阻止することによって硬質被覆層の強度向上に寄与し、さらに、硬度の上昇にも寄与し、被覆工具の耐摩耗性を高めるとともに靭性を改善する。
また、この発明の分散粒子相は、図２に概略を示すように、立方晶構造の外側相と六方晶構造の内側相とからなり、特に、六方晶構造の内側相が硬質被覆層の耐酸化性向上に寄与する。
つまり、この発明の被覆工具の硬質被覆層は、素地相と、外側相と内側相から構成され素地中に分散分布する分散粒子相によって、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に衝撃的・断続的高負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた耐チッピング性、耐酸化性を有し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。
以下に、素地相、分散粒子相について説明する。
分散粒子相は、硬質被覆層を化学蒸着法により形成し、これを冷却する際に、スピノーダル分解によって硬質被覆層の素地内にナノ分散することによって生成する。
この分散粒子相は、変形時の転位の移動を阻止することによって硬質被覆層の強度向上に寄与し、さらに、硬度の上昇にも寄与し、被覆工具の耐摩耗性を高めるとともに靭性を改善する。
また、この発明の分散粒子相は、図２に概略を示すように、立方晶構造の外側相と六方晶構造の内側相とからなり、特に、六方晶構造の内側相が硬質被覆層の耐酸化性向上に寄与する。
つまり、この発明の被覆工具の硬質被覆層は、素地相と、外側相と内側相から構成され素地中に分散分布する分散粒子相によって、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に衝撃的・断続的高負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた耐チッピング性、耐酸化性を有し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。
以下に、素地相、分散粒子相について説明する。
硬質被覆層の素地相の結晶構造、組織、平均組成：
硬質被覆層の素地相は、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織として形成され、該素地相の平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＵおよびＣ含有割合Ｖ（但し、Ｕ、Ｖは何れも原子比）は、それぞれ、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足することが必要である。
Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の値が０．６５未満であると、硬質被覆層に及ぼす高温硬さ低下の影響が大きく、耐摩耗性を劣化させることとなり、一方、Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の値が０．９５を超えると、素地相の立方晶構造を維持できなくなり、素地中に軟質の六方晶構造が生成してしまい、耐摩耗性を劣化させることから、Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の値は０．６５〜０．９５と定めた。なお、Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の好ましい値は、０．７８〜０．８５である。
素地相において、Ｃ成分には層の硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には層の高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の含有割合Ｖ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下してくることから、Ｖ（原子比）の値は、０．００５以下と定めた。
また、素地相は、立方晶構造を有する柱状組織相として形成するが、硬質被覆層の形成に際し、後記する化学蒸着法を採用することによって、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織からなる素地相を形成することができる。
硬質被覆層の素地相は、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織として形成され、該素地相の平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＵおよびＣ含有割合Ｖ（但し、Ｕ、Ｖは何れも原子比）は、それぞれ、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足することが必要である。
Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の値が０．６５未満であると、硬質被覆層に及ぼす高温硬さ低下の影響が大きく、耐摩耗性を劣化させることとなり、一方、Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の値が０．９５を超えると、素地相の立方晶構造を維持できなくなり、素地中に軟質の六方晶構造が生成してしまい、耐摩耗性を劣化させることから、Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の値は０．６５〜０．９５と定めた。なお、Ａｌ含有割合Ｕ（原子比）の好ましい値は、０．７８〜０．８５である。
素地相において、Ｃ成分には層の硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には層の高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の含有割合Ｖ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下してくることから、Ｖ（原子比）の値は、０．００５以下と定めた。
また、素地相は、立方晶構造を有する柱状組織相として形成するが、硬質被覆層の形成に際し、後記する化学蒸着法を採用することによって、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織からなる素地相を形成することができる。
硬質被覆層の素地相の平均アスペクト比：
素地相の柱状組織に関し、基体表面と平行な面内の結晶粒幅の平均値を平均結晶粒幅Ｗとし、また、基体表面と垂直な方向の結晶粒長さの平均値を平均結晶粒長さＬとした場合、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比で表される平均アスペクト比Ｌ／Ｗの値が、Ｌ／Ｗ＞２であることが望ましく、これによって、硬質被覆相の耐摩耗性が向上されるという効果が発揮される。
これは、素地相の平均アスペクト比が２を超える柱状組織になると、摩擦による結晶粒の脱落が起きにくくなり、脱落した硬質皮膜自体による摩耗が軽減され、耐摩耗性が向上するためである。
素地相の柱状組織に関し、基体表面と平行な面内の結晶粒幅の平均値を平均結晶粒幅Ｗとし、また、基体表面と垂直な方向の結晶粒長さの平均値を平均結晶粒長さＬとした場合、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比で表される平均アスペクト比Ｌ／Ｗの値が、Ｌ／Ｗ＞２であることが望ましく、これによって、硬質被覆相の耐摩耗性が向上されるという効果が発揮される。
これは、素地相の平均アスペクト比が２を超える柱状組織になると、摩擦による結晶粒の脱落が起きにくくなり、脱落した硬質皮膜自体による摩耗が軽減され、耐摩耗性が向上するためである。
硬質被覆層の素地相と分散粒子外側相の傾斜角度数分布形態：
さらに、この発明の上記硬質被覆層の素地相と分散粒子外側相について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、その縦断面方向から解析した場合、基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１０｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する傾斜角度数を集計したとき、２〜１５度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の６０％以上の割合となる傾斜角度数分布形態を示す場合に、上記硬質被覆層は、高硬度を示すとともに、上記傾斜角度数分布形態によって一段とすぐれた靭性を発揮する。
したがって、この発明の硬質被覆層は、このような傾斜角度数分布形態を有することが望ましく、このためには、後記する化学蒸着の条件のうち、特に、成膜温度と成膜圧力を調整することが必要である。
図３に、本発明の被覆工具について測定して求めた傾斜角度数分布グラフの一例を示す。
さらに、この発明の上記硬質被覆層の素地相と分散粒子外側相について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、その縦断面方向から解析した場合、基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１０｝面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する傾斜角度数を集計したとき、２〜１５度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の６０％以上の割合となる傾斜角度数分布形態を示す場合に、上記硬質被覆層は、高硬度を示すとともに、上記傾斜角度数分布形態によって一段とすぐれた靭性を発揮する。
したがって、この発明の硬質被覆層は、このような傾斜角度数分布形態を有することが望ましく、このためには、後記する化学蒸着の条件のうち、特に、成膜温度と成膜圧力を調整することが必要である。
図３に、本発明の被覆工具について測定して求めた傾斜角度数分布グラフの一例を示す。
硬質被覆層の素地相中に分散分布する分散粒子相：
既に述べたように、分散粒子相は、立方晶構造の外側相と六方晶構造の内側相とからなっている。
分散粒子相は平均粒子径が１０〜１００ｎｍであって、硬質被覆層の３０〜５０面積％を占める。
さらに、硬質被覆層において、六方晶構造の内側相が占める面積割合は２０面積％以下である。
ここで、分散粒子相の平均粒子径が１０ｎｍ未満では、組織の均一性が高くなりすぎて、変形時の転位の移動を阻止する効果が低下してしまい、一方、平均粒子径が１００ｎｍを超えると素地相と分散粒子相の界面の歪が高くなり、界面がクラック発生の起点となり易いことから、硬質被覆層の強度向上を図るためには、分散粒子相の平均粒子径を１０〜１００ｎｍと定めた。
また、分散粒子相の硬質被覆層に占める面積率が３０面積％未満であると、分散粒子内側相を生成させることが難しくなること、一方、面積率が５０面積％を超えると、素地に比して分散粒子相が多くなることで均一性が保てず靭性が低下傾向を示すようになることから、硬質被覆層の強度向上を図るためには、分散粒子相の面積占有率を３０〜５０面積％と定めた。
さらに、分散粒子相において、六方晶構造の内側相が占める面積割合が硬質被覆層に対して２０面積％以下であれば、硬度の低下を抑えつつ高温強度を挙げることが出来るが、これが、２０面積％を超えると硬度が低い六方晶構造が多くなるため、耐摩耗性が維持できずに劣化することから、硬質被覆層の強度向上を図るためには、硬質被覆層において、六方晶構造の内側相が占める面積割合は２０面積％以下と定めた。
既に述べたように、分散粒子相は、立方晶構造の外側相と六方晶構造の内側相とからなっている。
分散粒子相は平均粒子径が１０〜１００ｎｍであって、硬質被覆層の３０〜５０面積％を占める。
さらに、硬質被覆層において、六方晶構造の内側相が占める面積割合は２０面積％以下である。
ここで、分散粒子相の平均粒子径が１０ｎｍ未満では、組織の均一性が高くなりすぎて、変形時の転位の移動を阻止する効果が低下してしまい、一方、平均粒子径が１００ｎｍを超えると素地相と分散粒子相の界面の歪が高くなり、界面がクラック発生の起点となり易いことから、硬質被覆層の強度向上を図るためには、分散粒子相の平均粒子径を１０〜１００ｎｍと定めた。
また、分散粒子相の硬質被覆層に占める面積率が３０面積％未満であると、分散粒子内側相を生成させることが難しくなること、一方、面積率が５０面積％を超えると、素地に比して分散粒子相が多くなることで均一性が保てず靭性が低下傾向を示すようになることから、硬質被覆層の強度向上を図るためには、分散粒子相の面積占有率を３０〜５０面積％と定めた。
さらに、分散粒子相において、六方晶構造の内側相が占める面積割合が硬質被覆層に対して２０面積％以下であれば、硬度の低下を抑えつつ高温強度を挙げることが出来るが、これが、２０面積％を超えると硬度が低い六方晶構造が多くなるため、耐摩耗性が維持できずに劣化することから、硬質被覆層の強度向上を図るためには、硬質被覆層において、六方晶構造の内側相が占める面積割合は２０面積％以下と定めた。
分散粒子相の外側相：
分散粒子相の外側相は、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）からなるが、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、Ａｌ含有割合αおよびＣ含有割合β（但し、α、βは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足することが必要であると同時に、（α−Ｕ）の値が０．０３以上であることが必要である。
ここで、Ｕは、既に述べたように、素地相の平均組成を、（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）で表した場合の、Ａｌ含有割合Ｕ（但し、Ｕは原子比）であって、０．６５≦Ｕ≦０．９５である。
これは、次のような理由による。
外側相のＡｌ含有割合αが最大で１の場合には、外側相はＡｌ（ＣβＮ１−β）となるが、このＡｌの窒化物あるいは炭窒化物は、高Ａｌ含有となって硬さ，耐酸化性が向上するので、結果として耐摩耗性，耐溶着性が改善される。一方、Ａｌ含有割合αが０．７８未満になると、素地相と内側相の界面となる外側相の強度の低下によって、結晶構造が異なる分散粒子内側相と外側相での界面で破壊が生じやすくなり、靱性が低下するため、外側相のＡｌ含有割合αは、０．７８≦α≦１と定めた。
なお、外側相のＣ含有割合βを０≦β≦０．００５とすることは、硬質被覆層の素地相の平均組成におけるＣ含有割合Ｖと同様な理由による。
さらに、（α−Ｕ）の値が０．０３未満である場合、即ち、素地相におけるＡｌ含有割合Ｕ（あるいは、Ｔｉ含有割合１−Ｕ）と、分散粒子相の外側相におけるＡｌ含有割合α（あるいは、Ｔｉ含有割合１−α）との差が小さすぎる場合には、素地相と分散粒子相の外側相のそれぞれにおける格子定数の差が小さくなるため、転位の移動を阻止する作用が十分でなくなり、その結果、強度向上効果が小さくなることから、（α−Ｕ）の値を０．０３以上と定めた。
分散粒子相の外側相は、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）からなるが、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、Ａｌ含有割合αおよびＣ含有割合β（但し、α、βは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足することが必要であると同時に、（α−Ｕ）の値が０．０３以上であることが必要である。
ここで、Ｕは、既に述べたように、素地相の平均組成を、（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）で表した場合の、Ａｌ含有割合Ｕ（但し、Ｕは原子比）であって、０．６５≦Ｕ≦０．９５である。
これは、次のような理由による。
外側相のＡｌ含有割合αが最大で１の場合には、外側相はＡｌ（ＣβＮ１−β）となるが、このＡｌの窒化物あるいは炭窒化物は、高Ａｌ含有となって硬さ，耐酸化性が向上するので、結果として耐摩耗性，耐溶着性が改善される。一方、Ａｌ含有割合αが０．７８未満になると、素地相と内側相の界面となる外側相の強度の低下によって、結晶構造が異なる分散粒子内側相と外側相での界面で破壊が生じやすくなり、靱性が低下するため、外側相のＡｌ含有割合αは、０．７８≦α≦１と定めた。
なお、外側相のＣ含有割合βを０≦β≦０．００５とすることは、硬質被覆層の素地相の平均組成におけるＣ含有割合Ｖと同様な理由による。
さらに、（α−Ｕ）の値が０．０３未満である場合、即ち、素地相におけるＡｌ含有割合Ｕ（あるいは、Ｔｉ含有割合１−Ｕ）と、分散粒子相の外側相におけるＡｌ含有割合α（あるいは、Ｔｉ含有割合１−α）との差が小さすぎる場合には、素地相と分散粒子相の外側相のそれぞれにおける格子定数の差が小さくなるため、転位の移動を阻止する作用が十分でなくなり、その結果、強度向上効果が小さくなることから、（α−Ｕ）の値を０．０３以上と定めた。
分散粒子相の内側相：
分散粒子相の内側相は、六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）からなるが、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、Ａｌ含有割合γおよびＣ含有割合δ（但し、γ、δは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足することが必要である。
内側相のＡｌ含有割合γが最大で１の場合には、内側相はＡｌ（ＣδＮ１−δ）となり、この相の分散により膜全体の耐酸化性が増し、高温強度が向上する。このＡｌの窒化物あるいは炭窒化物のＡｌ含有割合γが０．７８未満になると、Ａｌ含有量が少なくなり高温強度の向上が図れなくなるため、内側相のＡｌ含有割合γは、０．７８≦α≦１と定めた。
なお、内側相のＣ含有割合δを０≦δ≦０．００５とすることは、硬質被覆層の素地相の平均組成におけるＣ含有割合Ｖと同様な理由による。
分散粒子相の内側相は、六方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）からなるが、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、Ａｌ含有割合γおよびＣ含有割合δ（但し、γ、δは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足することが必要である。
内側相のＡｌ含有割合γが最大で１の場合には、内側相はＡｌ（ＣδＮ１−δ）となり、この相の分散により膜全体の耐酸化性が増し、高温強度が向上する。このＡｌの窒化物あるいは炭窒化物のＡｌ含有割合γが０．７８未満になると、Ａｌ含有量が少なくなり高温強度の向上が図れなくなるため、内側相のＡｌ含有割合γは、０．７８≦α≦１と定めた。
なお、内側相のＣ含有割合δを０≦δ≦０．００５とすることは、硬質被覆層の素地相の平均組成におけるＣ含有割合Ｖと同様な理由による。
硬質被覆層の蒸着形成方法：
この発明の被覆工具の硬質被覆層は、例えば、以下に述べる化学蒸着法によって（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を蒸着形成した後、所定の冷却速度で急冷することによって、所定の成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態を備える硬質被覆層を成膜することができる。
化学蒸着するにあたって、反応ガス成分として、Ａｌ（ＣＨ３）３を添加するとともに、Ｎ2Ｈ2の添加量を低減した反応ガス雰囲気で蒸着形成することが特に望ましい。
以下に、化学蒸着の蒸着条件を示す。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ １．５〜４．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３ ７〜１２．０％、
ＡｌＣｌ３ １〜１０．０％、ＮＨ３ ７．０〜１４．０％、
Ｎ２ ５．０〜１０．０％、Ｃ２Ｈ４０〜２．０％、Ｎ２Ｈ２ １〜３％
Ａｒ ０〜１０．０％、残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００ ℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ ｋＰａ、
上記条件の化学蒸着によって成膜した後、成膜雰囲気温度から５００℃までの冷却速度範囲が１０〜２０℃／ｓｅｃの範囲となるように冷却時の圧力と冷却ガス流量を調整することによって急冷すると、本発明で定めた成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態を備える硬質被覆層が形成される。
この発明の被覆工具の硬質被覆層は、例えば、以下に述べる化学蒸着法によって（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を蒸着形成した後、所定の冷却速度で急冷することによって、所定の成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態を備える硬質被覆層を成膜することができる。
化学蒸着するにあたって、反応ガス成分として、Ａｌ（ＣＨ３）３を添加するとともに、Ｎ2Ｈ2の添加量を低減した反応ガス雰囲気で蒸着形成することが特に望ましい。
以下に、化学蒸着の蒸着条件を示す。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ １．５〜４．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３ ７〜１２．０％、
ＡｌＣｌ３ １〜１０．０％、ＮＨ３ ７．０〜１４．０％、
Ｎ２ ５．０〜１０．０％、Ｃ２Ｈ４０〜２．０％、Ｎ２Ｈ２ １〜３％
Ａｒ ０〜１０．０％、残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００ ℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ ｋＰａ、
上記条件の化学蒸着によって成膜した後、成膜雰囲気温度から５００℃までの冷却速度範囲が１０〜２０℃／ｓｅｃの範囲となるように冷却時の圧力と冷却ガス流量を調整することによって急冷すると、本発明で定めた成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態を備える硬質被覆層が形成される。
なお、上記の化学蒸着法における蒸着条件及び急冷条件と、この発明の硬質被覆層の成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態との関連は、概ね以下のとおりである。
硬質被覆層の素地相、分散粒子の外側相の成分組成は、反応ガス組成によって調整され、ＴｉＣｌ４に対するＡｌ（ＣＨ３）３，ＡｌＣｌ３の量が増加するとＡｌ含有量が増加する。分散粒子の内側相の成分組成は、分散粒子の外側相に対して、成膜温度が高いほどＡｌ量が増加する。
硬質被覆層の分散粒子相の平均粒子径、占有面積割合は冷却条件と成膜温度によって調整され、温度が高いと分散粒子の平均粒径、面積分率が増加し、冷却速度が遅いと同様の効果が得られる。たとえば、成膜温度９００℃以上、且つ冷却速度１０℃／ｓｅｃ未満になってしまうと分散粒子径が大きくなりすぎてしまう。
平均アスペクト比や傾斜角度数分布形態は成膜温度や成膜圧量の影響をうけて、成膜温度や圧力の増加によって低下する。
分散粒子内側相の面積割合は冷却条件と成膜速度また圧力によって調整され、温度が高いと分散粒子の内側相の面積分率が増加し、冷却速度が遅い場合と圧力が高い場合と同様の効果が得られる。内側相の結晶構造は反応ガス組成と冷却速度によって調整され、ＴｉＣｌ４に対するＡｌ（ＣＨ３）３，ＡｌＣｌ３の量が減少したり、冷却速度を２０℃/ｓｅｃ以上に早くすると六方晶は生成しない。
したがって、所望の成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態を得るためには、適切な蒸着条件及び急冷条件を選択することが必要である。
硬質被覆層の素地相、分散粒子の外側相の成分組成は、反応ガス組成によって調整され、ＴｉＣｌ４に対するＡｌ（ＣＨ３）３，ＡｌＣｌ３の量が増加するとＡｌ含有量が増加する。分散粒子の内側相の成分組成は、分散粒子の外側相に対して、成膜温度が高いほどＡｌ量が増加する。
硬質被覆層の分散粒子相の平均粒子径、占有面積割合は冷却条件と成膜温度によって調整され、温度が高いと分散粒子の平均粒径、面積分率が増加し、冷却速度が遅いと同様の効果が得られる。たとえば、成膜温度９００℃以上、且つ冷却速度１０℃／ｓｅｃ未満になってしまうと分散粒子径が大きくなりすぎてしまう。
平均アスペクト比や傾斜角度数分布形態は成膜温度や成膜圧量の影響をうけて、成膜温度や圧力の増加によって低下する。
分散粒子内側相の面積割合は冷却条件と成膜速度また圧力によって調整され、温度が高いと分散粒子の内側相の面積分率が増加し、冷却速度が遅い場合と圧力が高い場合と同様の効果が得られる。内側相の結晶構造は反応ガス組成と冷却速度によって調整され、ＴｉＣｌ４に対するＡｌ（ＣＨ３）３，ＡｌＣｌ３の量が減少したり、冷却速度を２０℃/ｓｅｃ以上に早くすると六方晶は生成しない。
したがって、所望の成分組成、組織、平均アスペクト比、傾斜角度数分布形態を得るためには、適切な蒸着条件及び急冷条件を選択することが必要である。
本発明の被覆工具は、化学蒸着で（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を硬質被覆層として蒸着形成したものであって、該硬質被覆層は、立方晶構造かつ柱状組織の素地相と該素地相に分散分布する分散粒子相からなり、また、該分散粒子相は、立方晶構造の外側相と六方晶構造の内側相で構成され、分散粒子相の外側相と素地相は、成分組成を原子比で表現した場合に少なくとも０．０３以上組成が異なり、或いはさらに、素地相の平均アスペクト比Ｌ／Ｗが２を超え、また、素地相と分散粒子外側相について、工具基体表面の法線に対する｛１１０｝面の法線の傾斜角を集計した傾斜角度数分布を求めた場合、２〜１５度の傾斜角区分に存在する度数割合は、度数全体の６０％以上である特定の傾斜角度数分布形態を示すことから、すぐれた強度、硬度、耐酸化性を備え、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に衝撃的・断続的な高負荷が作用する合金鋼の高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐酸化性に優れ、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができるのである。
つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、ここでは、工具基体として、ＷＣ基超硬合金及びＴｉＣＮ基サーメットを用いた場合について説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体とした被覆工具にも適用できることは勿論である。
なお、ここでは、工具基体として、ＷＣ基超硬合金及びＴｉＣＮ基サーメットを用いた場合について説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体とした被覆工具にも適用できることは勿論である。
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮ１に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の基体Ａ〜Ｄをそれぞれ製造した。
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ１のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の基体ａ〜ｄを作製した。
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を目標層厚で蒸着形成するとともに、引き続き、同じく表４に示される条件で急冷処理することにより、表７に示される本発明被覆工具１〜１５を製造した。
また、本発明被覆工具１１〜１５については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または上部層を形成した。
また、本発明被覆工具１１〜１５については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、比較例の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を目標層厚で蒸着形成し、引き続き、同じく表４に示される条件で冷却処理（急冷、徐冷等を含む）することにより、表６に示される比較例被覆工具１〜１５を製造した。
なお、本発明被覆工具１１〜１５と同様に、比較被覆工具１１〜１５については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１１〜１５と同様に、比較被覆工具１１〜１５については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または上部層を形成した。
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、まず、該層の素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ，平均Ｃ含有割合Ｖ、分散粒子相の外側相の平均Ａｌ含有割合α，平均Ｃ含有割合β、分散粒子相の内側相の平均Ａｌ含有割合γ，平均Ｃ含有割合δを測定によって求め、さらに、素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕと分散粒子相の外側相の平均Ａｌ含有割合αの差（α―Ｕ）の値を求めた。
なお、具体的な測定は次のとおりである。
素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ，平均Ｃ含有割合Ｖ、分散粒子の外側相の平均Ａｌ含有割合α，平均Ｃ含有割合β、分散粒子の内側相の平均Ａｌ含有割合γ、平均Ｃ含有割合δについては、透過型電子顕微鏡を用いて１μｍ×１μｍの観察視野内の素地相、分散粒子相の外側相、分散粒子の内側相、それぞれをエネルギー分散型Ｘ線分光法（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy）によって調査した。素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ、平均Ｃ含有割合Ｖは５測定点の平均値を示す。分散粒子の外側相の平均Ａｌ含有割合α、平均Ｃ含有割合β、分散粒子の内側相の平均Ａｌ含有割合γ、平均Ｃ含有割合δは５つの粒子の平均値を示す。
表７に、その結果を示す。
なお、具体的な測定は次のとおりである。
素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ，平均Ｃ含有割合Ｖ、分散粒子の外側相の平均Ａｌ含有割合α，平均Ｃ含有割合β、分散粒子の内側相の平均Ａｌ含有割合γ、平均Ｃ含有割合δについては、透過型電子顕微鏡を用いて１μｍ×１μｍの観察視野内の素地相、分散粒子相の外側相、分散粒子の内側相、それぞれをエネルギー分散型Ｘ線分光法（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy）によって調査した。素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ、平均Ｃ含有割合Ｖは５測定点の平均値を示す。分散粒子の外側相の平均Ａｌ含有割合α、平均Ｃ含有割合β、分散粒子の内側相の平均Ａｌ含有割合γ、平均Ｃ含有割合δは５つの粒子の平均値を示す。
表７に、その結果を示す。
また、本発明被覆工具１〜１５の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、その結晶構造（立方晶、六方晶）、組織（柱状、分散粒子相の平均粒子径，占有面積割合、分散粒子相の内側相の占有面積割合、平均アスペクト比）、傾斜角度数分布形態をそれぞれ測定によって求めた。
具体的な測定手法は、以下のとおりである。
素地相、分散粒子相の外側相、分散粒子相の内側相の結晶構造については透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定した。分散粒子相の平均粒子径は１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、各々の面積を透過型電子顕微鏡の画像、画像解析により算出し、占有面積割合を算出した。また、円と仮定した際の直径を粒径とし、それらの平均値を算出した。 分散粒子相の内側相の専有面積割合も同様に算出した。
平均アスペクト比は工具基体表面と水平方向に長さ２０μｍの範囲に存在する硬質被覆層の柱状組織（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）層中の個々の結晶粒の工具基体表面と平行な粒子幅を測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子幅Ｗ、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さを測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子長さＬを求めた。
また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、工具基体と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１１０｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、２〜１５度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
また、硬質被覆層の平均層厚は、走査型電子顕微鏡を用い断面測定を行い、５ヶ所の平均値を求め、その平均値を硬質被覆層の平均層厚とした。
表７に、その結果を示す。
具体的な測定手法は、以下のとおりである。
素地相、分散粒子相の外側相、分散粒子相の内側相の結晶構造については透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定した。分散粒子相の平均粒子径は１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、各々の面積を透過型電子顕微鏡の画像、画像解析により算出し、占有面積割合を算出した。また、円と仮定した際の直径を粒径とし、それらの平均値を算出した。 分散粒子相の内側相の専有面積割合も同様に算出した。
平均アスペクト比は工具基体表面と水平方向に長さ２０μｍの範囲に存在する硬質被覆層の柱状組織（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）層中の個々の結晶粒の工具基体表面と平行な粒子幅を測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子幅Ｗ、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さを測定し、測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子長さＬを求めた。
また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、工具基体と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１１０｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、２〜１５度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
また、硬質被覆層の平均層厚は、走査型電子顕微鏡を用い断面測定を行い、５ヶ所の平均値を求め、その平均値を硬質被覆層の平均層厚とした。
表７に、その結果を示す。
ついで、比較例被覆工具１〜１５についても、本発明被覆工具１〜１５と同様にして、測定を行った。
表８に、その結果を示す。
表８に、その結果を示す。
つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具１〜１５、比較例被覆工具１〜１５について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ９１６ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： １０分、
表９に、上記切削試験の結果を示す。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ９１６ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： １０分、
表９に、上記切削試験の結果を示す。
表７〜９に示される結果から、本発明被覆工具１〜１５においては、硬質被覆層が、立方晶構造かつ柱状組織の素地相と該素地相に分散分布する分散粒子相からなり、また、該分散粒子相は、立方晶構造の外側相と六方晶構造の内側相で構成され、分散粒子相の外側相と素地相は、成分組成が少なくとも０．０３（原子比）以上組成が異なり、或いはさらに、素地相が特定の平均アスペクト比を有し、また、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が特定の傾斜角度数分布形態を示すことから、すぐれた強度、硬度、耐酸化性を備え、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に衝撃的・断続的な高負荷が作用する合金鋼の高速断続切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐酸化性、耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具１〜１５については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
これに対して、比較例被覆工具１〜１５については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を用意し、これら原料粉末を表１０に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：４ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて所定の寸法に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×内接円直径：１２．７mmの８０°菱形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、体積％で、Ｚｒ：３７．５％、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：残りからなる組成を有するＴｉ−Ｚｒ−Ｃｕ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２のインサート形状をもった工具基体イ〜ニをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体イ〜ニの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２に示される本発明被覆工具２１〜３５を製造した。 なお、本発明被覆工具３１〜３５については、表３に示される形成条件で、表１１に示される下部層および／または上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体イ〜ニの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１３に示される比較例被覆工具２１〜３５を製造した。
なお、比較例被覆工具３１〜３５については、表３に示される形成条件で、表１１に示される下部層および／または上部層を形成した。
なお、比較例被覆工具３１〜３５については、表３に示される形成条件で、表１１に示される下部層および／または上部層を形成した。
ついで、上記の本発明被覆工具２１〜３５の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ，平均Ｃ含有割合Ｖ、分散粒子相の平均Ａｌ含有割合α，平均Ｃ含有割合βを測定によって求め、さらに、素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕと分散粒子相の平均Ａｌ含有割合αの差（α−Ｕ）を求めた。
また、その結晶構造、組織（柱状、分散粒子相の平均粒子径，平均アスペクト比）、傾斜角度数分布形態をそれぞれ測定によって求めた。
表１２に、その結果を示す。
また、その結晶構造、組織（柱状、分散粒子相の平均粒子径，平均アスペクト比）、傾斜角度数分布形態をそれぞれ測定によって求めた。
表１２に、その結果を示す。
ついで、比較例被覆工具２１〜３５についても、本発明被覆工具２１〜３５と同様にして、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕ，平均Ｃ含有割合Ｖ、分散粒子相の平均Ａｌ含有割合α，平均Ｃ含有割合βを測定によって求め、さらに、素地相の平均Ａｌ含有割合Ｕと分散粒子相の平均Ａｌ含有割合αの差（α−Ｕ）を求めた。
また、その結晶構造、組織（柱状、分散粒子相の平均粒子径，平均アスペクト比）、傾斜角度数分布形態をそれぞれ測定によって求めた。
表１３に、その結果を示す。
また、その結晶構造、組織（柱状、分散粒子相の平均粒子径，平均アスペクト比）、傾斜角度数分布形態をそれぞれ測定によって求めた。
表１３に、その結果を示す。
つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具２１〜３５、比較例被覆工具２１〜３５について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ ｍｍ、
送り： ０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表１４に、上記切削試験の結果を示す。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ ｍｍ、
送り： ０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表１４に、上記切削試験の結果を示す。
表７〜９、１２〜１４に示される結果から、本発明被覆工具１〜１５、２１〜３５においては、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層が、立方晶構造かつ柱状組織の素地相と該素地相に分散分布する立方晶構造の分散粒子相からなり、分散粒子相と素地相は、成分組成が少なくとも０．０３（原子比）以上組成が異なり、或いはさらに、素地相が特定の平均アスペクト比を有し、また、素地相が特定の傾斜角度数分布形態を示すことから、すぐれた強度、硬度を備え、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に衝撃的・断続的な高負荷が作用する合金鋼の高速断続切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具１〜１５、２１〜３５については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
これに対して、比較例被覆工具１〜１５、２１〜３５については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆工具は、合金鋼の高速断続切削ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (3)
- 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、化学蒸着法で成膜された１〜２０μｍの平均層厚を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層は、素地相と分散粒子相からなり、該素地相は、
組成式：（Ｔｉ１−ＵＡｌＵ）（ＣＶＮ１−Ｖ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＵおよびＣ含有割合Ｖ（但し、Ｕ、Ｖは何れも原子比）は、それぞれ、０．６５≦Ｕ≦０．９５、０≦Ｖ≦０．００５を満足する平均組成を有するとともに、立方晶構造を有し、かつ、柱状組織のＴｉとＡｌの複合窒化物相あるいはＴｉとＡｌの複合炭窒化物相からなり、
（ｂ）上記分散粒子相は、平均粒子径が１０〜１００ｎｍであって、硬質被覆層の３０〜５０面積％を占め、また、上記分散粒子相は、該分散粒子相の外側を構成する立方晶構造の外側相と、該分散粒子相の内側を構成する六方晶構造の内包粒子からなり、内包粒子は硬質被覆層に対して２０面積％以下を占め、上記立方晶構造の外側相を、
組成式：（Ｔｉ１−αＡｌα）（ＣβＮ１−β）
で表した場合、Ａｌ含有割合αおよびＣ含有割合β（但し、α、βは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦α≦１、０≦β≦０．００５を満足する平均組成を有し、
また、上記六方晶構造の内側相を、
組成式：（Ｔｉ１−γＡｌγ）（ＣδＮ１−δ）
で表した場合、Ａｌ含有割合γおよびＣ含有割合δ（但し、γ、δは何れも原子比）は、それぞれ、０．７８≦γ≦１、０≦δ≦０．００５を満足する平均組成を有し、
（ｃ）上記素地相の平均組成と、上記分散粒子相の外側相の平均組成を比較した場合、（α-Ｕ）の値が０．０３以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 上記柱状組織の素地相において、基体表面と平行な面内の結晶粒幅の平均値を平均結晶粒幅Ｗとし、また、基体表面と垂直な方向の結晶粒長さの平均値を平均結晶粒長さＬとした場合、平均結晶粒幅Ｗと平均結晶粒長さＬの比Ｌ／Ｗで表される平均アスペクト比が、Ｌ／Ｗ＞２であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
- 上記硬質被覆層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折像装置を用い、立方晶構造を有する素地相と分散粒子相の外側相の結晶粒の結晶面である（１１０）面の法線が、工具基体表面の法線方向に対してなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、工具基体表面の法線に対して０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して、各区分内に存在する傾斜角度数分布を求めた時、２〜１５度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の６０％以上の割合を占めることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013001015A JP5995087B2 (ja) | 2013-01-08 | 2013-01-08 | 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013001015A JP5995087B2 (ja) | 2013-01-08 | 2013-01-08 | 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2014133267A JP2014133267A (ja) | 2014-07-24 |
| JP5995087B2 true JP5995087B2 (ja) | 2016-09-21 |
Family
ID=51411972
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013001015A Active JP5995087B2 (ja) | 2013-01-08 | 2013-01-08 | 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5995087B2 (ja) |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6296294B2 (ja) * | 2014-07-30 | 2018-03-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| JP6296298B2 (ja) * | 2014-08-28 | 2018-03-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| JP5924507B2 (ja) | 2014-09-25 | 2016-05-25 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| JP6284034B2 (ja) * | 2014-09-25 | 2018-02-28 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| JP6709526B2 (ja) * | 2014-10-28 | 2020-06-17 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| WO2016068122A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2016-05-06 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| JP6120229B2 (ja) | 2015-01-14 | 2017-04-26 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 硬質被膜、切削工具および硬質被膜の製造方法 |
| JP6349581B2 (ja) * | 2015-01-14 | 2018-07-04 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 硬質被膜、切削工具および硬質被膜の製造方法 |
| JP7160677B2 (ja) * | 2015-07-27 | 2022-10-25 | ヴァルター アーゲー | ＴｉＡｌＮコーティングを有する工具とその工具の製造方法 |
| JP6931453B2 (ja) | 2015-10-30 | 2021-09-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| WO2017073792A1 (ja) * | 2015-10-30 | 2017-05-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具およびその製造方法 |
| WO2017073790A1 (ja) * | 2015-10-30 | 2017-05-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具およびその製造方法 |
| JP6931454B2 (ja) * | 2015-10-30 | 2021-09-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| WO2017073789A1 (ja) * | 2015-10-30 | 2017-05-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具およびその製造方法 |
| JP6931452B2 (ja) * | 2015-10-30 | 2021-09-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
| CN108291300B (zh) * | 2015-11-25 | 2020-09-08 | 三菱日立工具株式会社 | 氮化钛铝硬质皮膜、硬质皮膜包覆工具及它们的制造方法 |
| JP6573171B2 (ja) * | 2015-12-24 | 2019-09-11 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
| JP6481897B2 (ja) * | 2016-09-16 | 2019-03-13 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| EP3769871A4 (en) * | 2018-03-22 | 2021-12-22 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | COATED SURFACE CUTTING TOOL AND ITS MANUFACTURING PROCESS |
| CN111886093B (zh) * | 2018-03-22 | 2023-01-31 | 住友电工硬质合金株式会社 | 表面被覆切削工具及其制造方法 |
| JP6565091B1 (ja) * | 2018-03-22 | 2019-08-28 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具およびその製造方法 |
| CN111971138B (zh) * | 2018-03-22 | 2023-02-21 | 住友电工硬质合金株式会社 | 表面被覆切削工具及其制造方法 |
| EP3769869A4 (en) * | 2018-03-22 | 2021-12-29 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Surface coated cutting tool and method for manufacturing same |
| JP6565093B1 (ja) * | 2018-03-22 | 2019-08-28 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具およびその製造方法 |
| JP6565092B1 (ja) * | 2018-03-22 | 2019-08-28 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具およびその製造方法 |
| JP7377434B2 (ja) * | 2020-01-23 | 2023-11-10 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002129306A (ja) * | 2000-10-25 | 2002-05-09 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 分散強化された複合硬質膜およびこれを被覆した工具 |
| WO2008078592A1 (ja) * | 2006-12-25 | 2008-07-03 | Kyocera Corporation | 表面被覆工具および被切削物の加工方法 |
-
2013
- 2013-01-08 JP JP2013001015A patent/JP5995087B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2014133267A (ja) | 2014-07-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5995087B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5924507B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6478100B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6044322B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6394898B2 (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5257535B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP6391045B2 (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6590255B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6296294B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6578935B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6284034B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP2014097536A (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4946333B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| WO2016148056A1 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4888771B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5263514B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4747388B2 (ja) | 難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP5240668B2 (ja) | 硬質合金鋼の高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5023896B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP4888709B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5176787B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6957824B2 (ja) | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6573171B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5995076B2 (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5892335B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を備える表面被覆切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150930 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160728 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160729 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160810 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Ref document number: 5995087 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |