JP6344602B2 - 硬質被膜、切削工具および硬質被膜の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、硬質被膜、切削工具および硬質被膜の製造方法に関する。

従来より、超硬合金からなる切削工具を用いて、鋼および鋳物などの切削加工が行われている。このような切削工具は、切削加工時において、その刃先が高温および高圧などの過酷な環境に曝されるため、刃先が摩耗したり、欠けたりするといった問題が生じる場合が多く、その切削性能には課題がある。

そこで、切削工具の切削性能の改善を目的として、超硬合金などの基材の表面を被覆する被膜の開発が進められている。なかでも、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）と窒素（Ｎ）との化合物（以下、「ＴｉＡｌＮ」ともいう。）からなる被膜は、高い硬度を有することができるとともに、Ａｌの含有割合を高めることによって耐酸化性を高めることができる。このような被膜によって切削工具を被覆することにより、切削工具の性能の改善が可能であることから、当該被膜のさらなる開発が期待されている。

たとえば、特許文献１には、プラズマ励起を行わずにＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）により作成されたＴｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜を少なくとも１つ有する硬質被膜が開示されている。Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜は、ｘ＞０．７５〜ｘ＝０．９３の化学量論係数および０．４１２ｎｍ〜０．４０５ｎｍの格子定数ａ_fccを有する立方晶ＮａＣｌ構造の単相の層として存在しているか、またはＴｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜は、その主要な相がｘ＞０．７５〜ｘ＝０．９３の化学量論係数および０．４１２ｎｍ〜０．４０５ｎｍの格子定数ａ_fccを有する立方晶ＮａＣｌ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮからなっている。また、別の相として、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮがウルツ鉱構造および／またはＮａＣｌ構造のＴｉＮ_xとして含有されている多相の層であり、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜の塩素含有率が０．０５〜０．９原子％の範囲となっている。非特許文献１にも同様の技術が開示されている。

また、たとえば、特許文献２には、少なくとも１の硬質材料複合層が開示されている。硬質材料複合層は、主相として立方晶ＴｉＡｌＣＮ及び六方晶ＡｌＮを含有し、立方晶ＴｉＡｌＣＮが、≧０．１μｍの結晶子サイズを有する微晶質ｆｃｃ−Ｔｉ_1-xＡｌ_xＣ_yＮ_z（ここで、ｘ＞０．７５、ｙ＝０〜０．２５であり、かつｚ＝０．７５〜１である）となっている。また、硬質材料複合層は、さらに粒界領域内に非晶質炭素を０．０１％〜２０％の質量割合で含有している。非特許文献２にも同様の技術が開示されている。

また、たとえば、特許文献３および非特許文献３には、ｆｃｃ構造のＴｉＮ膜とｈｃｐ構造のＡｌＮ膜とが交互に積層された超多層膜が開示されている。ここで、ＴｉＮ膜の厚さは３ｎｍであり、ＡｌＮ膜の厚さは１０ｎｍであって、硬質粒子の粒径は１．０μｍ未満である。また、この超多層膜は、２８ＧＰａ程度の硬度を有するとともに１．２０ＧＰａの圧縮残留応力を有している。また、この超多層膜は、ＡｌＣｌ₃ガス、ＴｉＣｌ₄ガス、Ｎ₂ガス、ＮＨ₃ガスおよびＨ₂ガスを原料ガスとし、ＣＶＤ炉の内部の雰囲気の温度を８００℃とし、圧力を３ｋＰａとして形成されている。

特表２００８−５４５０６３号公報 特表２０１３−５１０９４６号公報 オーストリア特許公報（ＡＴ５１０７１３Ｂ１）

Ｉ． Ｅｎｄｌｅｒ ｅｔ ａｌ．， "Ｎｏｖｅｌ ａｌｕｍｉｎｕｍ−ｒｉｃｈ Ｔｉ１−ｘＡｌｘＮ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｂｙ ＬＰＣＶＤ"， Ｓｕｒｆａｃｅ ＆ Ｃｏａｔｉｎｇｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ２０３ （２００８） ５３０−５３３ Ｉ． Ｅｎｄｌｅｒ ｅｔ ａｌ．， "Ａｌｕｍｉｎｕｍ−ｒｉｃｈ ＴｉＡｌＣＮ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｂｙ Ｌｏｗ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ"， Ｓｕｒｆａｃｅ ＆ Ｃｏａｔｉｎｇｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ２０５ （２０１０） １３０７−１３１２ Ｊ． Ｋｅｃｋｅｓ， "Ｓｅｌｆ−ｏｒｇａｎｉｚｅｄ ｐｅｒｉｏｄｉｃ ｓｏｆｔ−ｈａｒｄ ｎａｎｏｌａｍｅｌｌａｅ ｉｎ ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ＴｉＡｌＮ"， Ｔｈｉｎ ｓｏｌｉｄ Ｆｉｌｍｓ ５４５ （２０１３） ２９−３２

しかしながら、特許文献１および非特許文献１に記載のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜は、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜中のｘが０．７よりも大きいため、立方晶としては不安定であり、切削加工時に発生する擦過熱により高温に加熱されるとウルツ鉱型構造に相変態し、硬度が低下するという問題があった。Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜中のｘが０．７よりも大きい場合には、結晶構造に大きな歪が生じるため、より安定なウルツ鉱型に相転移することによって被膜全体の内部エネルギーを安定化させるためである。

また、特許文献１および非特許文献１に記載のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜においては、高温に加熱された後の冷却過程における熱落差によって、硬度の低い六方晶ＡｌＮが析出する。このように析出した六方晶ＡｌＮがＴｉ_1-xＡｌ_xＮ硬質被膜中の欠陥となり、被膜の耐摩耗性の向上を妨げ、切削工具の耐チッピング性および耐欠損性を低下させるため、十分な切削性能を得ることができない。

このような課題を解決するため、特許文献２および非特許文献２においては、非晶質炭素を添加して、結晶粒界に非晶質炭素を析出させることによって、立方晶ＴｉＡｌＣＮからウルツ鉱型への相転移を抑制している。

しかしながら、非晶質炭素は切削加工時に酸化されるため、立方晶ＴｉＡｌＣＮのウルツ鉱型への相転移が突発的に発生する。そのため、切削工具の被膜の硬度が突然低下し、突発的な欠損が発生する。

また、特許文献３および非特許文献３に記載の超多層膜は、ｈｃｐ構造のＡｌＮ膜を含んでいるため、相転移に伴う硬度の低下の可能性はなくなるが、超多層膜自体が低硬度であるため、高速加工時の耐摩耗性が不十分となる。また、この超多層膜を構成する膜は、結晶粒同士が固着し、非晶質相を有しない粒状組織となっているため、切削工具の突発的な欠損は発生しにくい。しかしながら、凝着しやすい被削材（ステンレスおよび鉄板材など）の切削においては、膜から粒子が脱落し、耐溶着性が低いという問題がある。

したがって、未だ、長寿命の切削工具の実現には至っておらず、その開発が要望されている。

本発明の一態様に係る硬質被膜は、複数の結晶粒と、前記複数の結晶粒の間に配置され、前記複数の結晶粒のそれぞれを囲む非晶質相とを含み、前記結晶粒は、それぞれ、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層と、ｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層とが交互に積層された構造を有しており、前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層のＡｌ組成比ｘは、０≦ｘ＜１の関係を満たし、前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層のＡｌ組成比ｙは、０＜ｙ≦１の関係を満たし、前記Ａｌ組成比ｘと前記Ａｌ組成比ｙとは、（ｙ−ｘ）≧０．１の関係を満たし、前記非晶質相は、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含んでいる。

本発明の他の一態様に係る切削工具は、基材と、前記基材上に設けられた上記の硬質被膜とを備えている。

本発明のさらに他の一態様に係る硬質被膜の製造方法は、チタンのハロゲン化物ガスと、アルミニウムのハロゲン化物ガスと、テトラキスネオペンチルチタンガスと、アンモニアガスとを基材の表面に噴出する工程と、前記基材を冷却する工程とを含んでいる。

上記によれば、長寿命の切削工具を作製することが可能な硬質被膜、切削工具および硬質被膜の製造方法を提供することができる。

実施形態の切削工具の模式的な断面図である。 硬質被膜の模式的な拡大断面図である。 結晶粒の１個の模式的な拡大断面図である。 実施形態の硬質被膜の作製に用いられるＣＶＤ装置の一例の模式的な断面図である。 図４に示すガス導入管の模式的な断面図である。 第１ガス〜第４ガスの噴出方向を示す模式的な平面図である。 結晶粒の粒径の算出方法を図解する模式的な拡大平面図である。

[本発明の実施形態の説明]
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

（１）本発明の一態様に係る硬質被膜は、複数の結晶粒と、前記結晶粒の間の非晶質相とを含み、前記結晶粒は、それぞれ、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層と、ｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層とが交互に積層された構造を有しており、前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層のＡｌ組成比ｘは０≦ｘ＜１の関係を満たし、前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層のＡｌ組成比ｙは０＜ｙ≦１の関係を満たし、前記Ａｌ組成比ｘと前記Ａｌ組成比ｙとは（ｙ−ｘ）≧０．１の関係を満たし、前記非晶質相は、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含んでいる。これにより、硬質被膜の耐摩耗性が向上するため、硬質被膜を備えた切削工具の耐チッピング性および耐欠損性が向上し、ひいては長寿命の切削工具を実現することができる。また、従来の非晶質炭素よりも酸化されにくい非晶質相によって、高温における摩擦係数が低下するため、過酷な環境下でも工具の刃先の脱落およびチッピングが少なく、刃先の安定性に優れるため、切削工具の長寿命化に寄与する。

（２）本発明の一態様に係る硬質被膜において、隣り合う前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層の１層当たりの厚さと前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層の１層当たりの厚さとの合計厚さは、１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが好ましい。隣り合う前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層の１層当たりの厚さと前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層の１層当たりの厚さとの合計厚さが１ｎｍ以上である場合には、硬質被膜の作製が容易となる。また、隣り合う前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層の１層当たりの厚さと前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層の１層当たりの厚さとの合計厚さが５０ｎｍ以下である場合には、前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層と前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層との界面の歪の緩和に起因する硬質被膜の耐摩耗性の低下を抑制することができる。

（３）本発明の一態様に係る硬質被膜においては、前記結晶粒の粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であることが好ましい。前記結晶粒の粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下である場合には、硬質被膜を高硬度にすることができるとともに、非晶質相を高潤滑性にすることができる。これにより、硬質被膜の耐摩耗性が向上するため、硬質被膜を備えた実施形態の切削工具の耐チッピング性および耐欠損性が向上し、切削工具のさらなる長寿命化も図ることができる。

（４）本発明の一態様に係る硬質被膜においては、前記非晶質相の厚さが１００ｎｍ以下であることが好ましい。この場合には、硬質被膜が硬脆くなるのを抑制することができるとともに、硬質被膜に好適な潤滑性を付与することができるため、硬質被膜の耐摩耗性を向上することができる。これにより、硬質被膜を備えた切削工具の耐チッピング性および耐欠損性をさらに向上することができる。

（５）本発明の一態様に係る硬質被膜においては、前記硬質被膜のナノインデンテーション法による押し込み硬さが２８ＧＰａ以上であることが好ましい。この場合には、硬質被膜を備えた切削工具を用いて、耐熱合金などの難削材の切削加工を行う際に優れた性能を発揮することができる。

（６）本発明の一態様に係る硬質被膜は、４００℃におけるステンレスとの摩擦係数が０．５以下であることが好ましい。硬質被膜の４００℃におけるステンレスとの摩擦係数が０．５以下である場合には、ステンレス等の溶着しやすい被削材を切削加工したときに、硬質被膜の脱落または剥離を抑制することができるため、耐チッピング性および耐欠損性が向上し、工具刃先の安定性を著しく向上することができ、ひいては切削工具の長寿命化につながる。

（７）本発明の一態様に係る切削工具は、基材と、前記基材上に設けられた上記のいずれかに記載の硬質被膜とを備えている。これにより、硬質被膜の耐摩耗性が向上するため、硬質被膜を備えた切削工具の耐チッピング性および耐欠損性が向上し、ひいては長寿命の切削工具を実現することができる。また、従来の非晶質炭素よりも酸化されにくい非晶質相によって、高温における摩擦係数が低下するため、過酷な環境下でも工具の刃先の脱落およびチッピングが少なく、刃先の安定性に優れるため、切削工具の長寿命化に寄与する。

（８）本発明の一態様に係る硬質被膜の製造方法は、チタンのハロゲン化物ガスと、アルミニウムのハロゲン化物ガスと、テトラキスネオペンチルチタンガスと、アンモニアガスとを基材の表面に噴出する工程と、前記基材を冷却する工程とを含んでいる。これにより、硬質被膜の耐摩耗性が向上するため、硬質被膜を備えた切削工具の耐チッピング性および耐欠損性が向上し、ひいては長寿命の切削工具を実現することができる。また、従来の非晶質炭素よりも酸化されにくい非晶質相によって、高温における摩擦係数が低下するため、過酷な環境下でも工具の刃先の脱落およびチッピングが少なく、刃先の安定性に優れるため、切削工具の長寿命化に寄与する。

（９）本発明の一態様に係る硬質被膜の製造方法は、前記基材を冷却する工程の後に、アンモニアガスの気流中またはアンモニアガスと水素ガスとの混合ガスの気流中で前記基材を６００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上３００分以下加熱する工程をさらに含むことが好ましい。この場合には、非晶質相に含まれる未反応物および欠陥を除去することができるため、硬質被膜の潤滑性が向上し、実施形態の切削工具の耐チッピング性および耐欠損性をさらに向上することができる。

[本発明の実施形態の詳細]
以下、実施形態について説明する。なお、実施形態の説明に用いられる図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わすものとする。また、本明細書において、ｆｃｃ構造は、面心立方構造の結晶構造を意味するものとする。また、ｈｃｐ構造は、六方細密充填構造の結晶構造を意味するものとする。

＜被膜＞
図１に、実施形態の切削工具の模式的な断面図を示す。図１に示すように、実施形態の切削工具は、基材１１と、基材１１上に設けられた被膜５０とを備えている。被膜５０は、下地膜２０と、下地膜２０上に設けられた硬質被膜３０とを備えている。

図２に、硬質被膜３０の模式的な拡大断面図を示す。図２に示すように、硬質被膜３０は、複数の結晶粒２１と、複数の結晶粒２１の間の非晶質相２２とを含んでいる。

＜結晶粒＞
図３に、結晶粒２１の１個の模式的な拡大断面図を示す。図３に示すように、結晶粒２１は、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａと、ｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとが交互に積層された構造を有している。ここで、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａのＡｌ組成比ｘは、０≦ｘ＜１の関係を満たしている。また、Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂのＡｌ組成比ｙは、０＜ｙ≦１の関係を満たしている。さらに、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａのＡｌ組成比ｘとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂのＡｌ組成比ｙとは、（ｙ−ｘ）≧０．１の関係を満たしている。

なお、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａのＡｌ組成比ｘは、上記の関係を満たす限り、結晶粒２１を構成する他の少なくとも１層のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａのＡｌ組成比ｘと異なっていてもよく、同じであってもよい。また、Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂのＡｌ組成比ｙも、上記の関係を満たす限り、結晶粒２１を構成する他の少なくとも１層のＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂのＡｌ組成比ｙと異なっていてもよく、同じであってもよい。

また、結晶粒２１のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａがｆｃｃ構造を有していること、およびＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂがｈｃｐ構造を有していることについては、それぞれ、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察により確認することができる。

また、結晶粒２１のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａおよびＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂの組成（構成元素の種類および構成元素の構成比率）については、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）または３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡分析により求めることができる。

＜非晶質相＞
非晶質相２２は、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含んでいる。

すなわち、非晶質相２２は、Ｔｉの炭化物（ＴｉＣ）、Ｔｉの窒化物（ＴｉＮ）、Ｔｉの炭窒化物（ＴｉＣＮ）、Ａｌの炭化物（ＡｌＣ）、Ａｌの窒化物（ＡｌＮ）、Ａｌの炭窒化物（ＡｌＣＮ）、ＴｉおよびＡｌの炭化物（ＴｉＡｌＣ）、ＴｉおよびＡｌの窒化物（ＴｉＡｌＮ）およびＴｉおよびＡｌの炭窒化物（ＴｉＡｌＣＮ）からなる群から選択された少なくとも１つの金属化合物を含んでいる。

なお、非晶質相２２の存在は、それぞれ、ＴＥＭを用いた観察により確認することができる。

＜基材＞
基材１１としては、たとえば、炭化タングステン（ＷＣ）基超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立方晶型窒化ホウ素焼結体またはダイヤモンド焼結体などを用いることができるが、特にこれらに限定されるものではない。

＜下地膜＞
下地膜２０としては、基材１１と硬質被膜３０との接合強度を高くすることが可能な膜を用いることができ、たとえば、窒化チタン（ＴｉＮ）膜、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）膜またはＴｉＮ膜とＴｉＣＮ膜との積層膜などを用いることができる。

＜切削工具＞
実施形態の切削工具としては、たとえば、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマまたはタップなどを挙げることができる。

＜ＣＶＤ装置＞
図４に、実施形態の硬質被膜３０の作製に用いられるＣＶＤ装置の一例の模式的な断面図を示す。図４に示すように、ＣＶＤ装置１０は、基材１１を保持するための基材セット治具１２の複数と、基材セット治具１２を被覆する耐熱合金鋼製の反応容器１３とを備えている。また、反応容器１３の周囲には、反応容器１３内の温度を制御するための調温装置１４が設けられている。反応容器１３にはガス導入口１５を有するガス導入管１６が設けられている。ガス導入管１６は、基材セット治具１２が配置される反応容器１３の内部の空間を鉛直方向に延在するように設けられている。また、ガス導入管１６の内部を流れるガスを基材セット治具１２に保持された基材１１の表面に噴出するための複数の貫通孔１７がガス導入管１６に形成されている。さらに、反応容器１３には、反応容器１３の内部のガスを外部に排気するためのガス排気管１８が設けられており、反応容器１３の内部のガスは、ガス排気管１８の内部を通過して、ガス排気口１９から反応容器１３の外部に排出される。

図５に、図４に示すガス導入管１６の模式的な断面図を示す。なお、図５は、ガス導入管１６の軸方向に垂直な断面であって、貫通孔１７が位置する部分の断面を示している。図５に示すように、ガス導入管１６の軸方向に沿って４つの管路１６ａ〜１６ｄが設けられており、それぞれの管路１６ａ〜１６ｄの外周の一部を構成するように貫通孔１７が設けられている。

図４に示すＣＶＤ装置１０においては、ガス導入管１６のガス導入口１５側から導入された異なる種類の複数のガスは、４つの管路１６ａ〜１６ｄのそれぞれ異なる管路を通って、鉛直上方に流れるとともに、各貫通孔１７から反応容器１３の内部の基材セット治具１２に保持された基材１１の表面に噴出される。

図６に、ガス導入管１６のガス導入口１５側から導入される異なる種類の複数のガス（第１ガス〜第４ガス）の噴出方向を示す模式的な平面図を示す。第１ガスは貫通孔１７から矢印Ｐ１の方向に噴出し、第２ガスは貫通孔１７から矢印Ｐ２の方向に噴出し、第３ガスは貫通孔１７から矢印Ｐ３の方向に噴出し、第４ガスは貫通孔１７から矢印Ｐ４の方向に噴出している。本実施形態においては、第１ガスと第２ガス、第２ガスと第４ガス、第４ガスと第３ガス、第３ガスと第１ガスはそれぞれ軸Ｗに関して互いに９０°の位相を有している状態で貫通孔１７から噴出される。また、ガス導入管１６は、ガス導入管１６の軸を中心軸として回転しながらガスを貫通孔１７から噴出するため、異なる種類の複数のガスのすべてが各基材１１の表面に到達することになる。

＜製造方法＞
以下、図４〜図６に示すＣＶＤ装置を用いて、実施形態の硬質被膜３０の製造方法の一例について説明する。実施形態の硬質被膜３０の製造方法の一例は、噴出工程と冷却工程とを含み、硬質被膜３０をＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により製造している。

＜噴出工程＞
まず、本工程を実施するに先立って、ＣＶＤ装置１０の反応容器１３の内部の基材セット治具１２には、硬質被膜３０の形成部位となる基材１１の表面が反応容器１３の内部に露出するように基材１１が配置される。

反応容器１３の内部は、高温減圧環境に維持される。ここで、反応容器１３の内部の温度は７００℃以上９００℃以下に維持されることが好ましい。また、反応容器１３の内部の圧力は、０．１ｋＰａ以上１３ｋＰａ以下に維持されることが好ましい。

次に、ガス導入管１６に、チタンのハロゲン化物ガスと、アルミニウムのハロゲン化物ガスと、チタンのアルキル化合物（テトラキスネオペンチルチタン（Ｔｉ［ＣＨ₂Ｃ（ＣＨ₃）₃］₄））ガスと、アンモニア（ＮＨ₃）ガスとを導入して、ガス導入管１６に設けられた複数の貫通孔１７から基材１１の表面に噴出させる。

ここで、チタンのハロゲン化物ガスとしては、たとえば四塩化チタン（ＴｉＣｌ₄）ガスなどを用いることができる。また、アルミニウムのハロゲン化物ガスとしては、たとえば三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ₃）ガスなどを用いることができる。

たとえば、第１ガスをＴｉＣｌ₄ガスとし、第２ガスをＡｌＣｌ₃ガスとし、第３ガスをＴｉ［ＣＨ₂Ｃ（ＣＨ₃）₃］₄ガスとし、第４ガスをＮＨ₃ガスとする。そして、本実施形態において、第１ガスを管路１６ａ内に導入し、第２ガスを管路１６ｂ内に導入し、第３ガスを管路１６ｃ内に導入し、第４ガスを管路１６ｄ内に導入する。そして、ガス導入管１６が不図示の駆動部によって回転することによって、第１ガス〜第４ガスの各ガスが反応容器１３の内部に同時に噴出され、第１ガス〜第４ガスが順番に基材１１の表面に到達し、基材１１の表面上に膜がＣＶＤ法により形成されることになる。なお、第１ガス〜第４ガスの各ガスとともに、たとえば水素（Ｈ₂）ガスおよびアルゴン（Ａｒ）ガスなどのキャリアガスを導入してもよい。

第１ガス〜第４ガスの噴出速度は、各管路１６ａ〜１６ｄ内に導入する各ガスの導入速度（Ｌ／分）、各管路１６ａ〜１６ｄに通じる貫通孔１７の数、大きさ等を制御することにより容易に制御することができる。

＜冷却工程＞
次に、基材１１を冷却する。これにより、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとが交互に積層された硬質被膜３０を安定して作製することができる。

また、基材１１を冷却した後に、ＮＨ₃ガスの気流中またはＮＨ₃ガスとＨ₂ガスとの混合ガスの気流中で基材１１を６００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上３００分以下加熱することが好ましい。この場合には、非晶質相２２に含まれる未反応物および欠陥を除去することができるため、硬質被膜３０の潤滑性が向上し、実施形態の切削工具の耐チッピング性および耐欠損性をさらに向上することができる。

＜作用効果＞
実施形態の硬質被膜３０は、複数の結晶粒２１と、複数の結晶粒２１の間の非晶質相２２とを含み、結晶粒２１は、それぞれ、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａと、ｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとが交互に積層された構造を有しており、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａのＡｌ組成比ｘとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂのＡｌ組成比ｙとは、０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１、および（ｙ−ｘ）≧０．１の関係を満たしており、非晶質相２２は、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含んでいる。

このような構成を有する硬質被膜３０の結晶粒２１においては、異なる結晶構造（ｆｃｃ構造とｈｃｐ構造）で異なる組成のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとの界面に大きな弾性率の差に起因する歪が生じる。Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとの界面に異なる弾性率を有する相が複数積層することによって、高強度であるとともに、優れた靭性を有する硬質被膜３０を形成することができるため、硬質被膜３０の耐チッピング性が向上する。

また、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａのＡｌ組成比ｘと、Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂのＡｌ組成比ｙとが（ｙ−ｘ）≧０．１の関係を満たすことによって、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとの界面に形成される弾性率の差に起因する歪による効果をさらに大きくすることができるため、硬質被膜３０の硬度をさらに高めることができる。これにより、硬質被膜３０の耐摩耗性がさらに向上する。

さらに、結晶粒２１の間には、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含む非晶質相２２が設けられている。非晶質相２２は、硬質被膜３０の潤滑性を向上させることにより、硬質被膜３０の耐摩耗性を向上させることができる。また、非晶質相２２は、従来の非晶質炭素よりも酸化されにくいため、高温における摩擦係数が低下する。これにより、過酷な環境下でも工具の刃先の脱落およびチッピングが少なく、刃先の安定性に優れた切削工具を作製することができるため、切削工具の長寿命化に寄与する。

以上の理由により、本実施形態においては、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層とが交互に積層されてなる結晶粒２１と、これらの結晶粒２１の間の非晶質相２２とによって、高硬度かつ高潤滑性の硬質被膜３０の耐摩耗性を向上することができる。これにより、硬質被膜３０の耐摩耗性が向上するため、硬質被膜３０を備えた切削工具の耐チッピング性および耐欠損性が向上し、ひいては長寿命の切削工具を実現することができる。また、従来の非晶質炭素よりも酸化されにくい非晶質相によって、刃先の安定性に優れた切削工具を作製することができるため、切削工具の長寿命化に寄与する。

また、硬質被膜３０の形成時に、チタンのハロゲン化物ガス、アルミニウムのハロゲン化物ガスおよびＮＨ₃ガスとともに、Ｔｉ［ＣＨ₂Ｃ（ＣＨ₃）₃］₄ガスを導入することによって、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＣ、ＴｉＡｌＮおよびＴｉＡｌＣＮからなる群から選択された少なくとも１つの金属化合物を含む非晶質相２２を形成することができる。これらのＴｉ炭化物、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物は切削加工時の擦化熱による酸化をさらに防止することができ、高温における摩擦係数が低下する。これにより、過酷な環境下でも工具の刃先の脱落およびチッピングが少なく、刃先の安定性に優れた切削工具を作製することができるため、Ｔｉ［ＣＨ₂Ｃ（ＣＨ₃）₃］₄ガスを用いて非晶質相２２を形成した場合には、切削工具をさらに長寿命にすることができる。

＜その他の好ましい形態＞
≪Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層とＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層との合計厚さ≫
結晶粒２１において、隣り合うＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａの１層当たりの厚さｔ１とＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂの１層当たりの厚さｔ２との合計厚さｔ３は、１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが好ましい。隣り合うＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａの１層当たりの厚さｔ１とＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂの１層当たりの厚さｔ２との合計厚さｔ３が１ｎｍ以上である場合には、硬質被膜３０の作製が容易となる。また、隣り合うＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａの１層当たりの厚さｔ１とＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂの１層当たりの厚さｔ２との合計厚さｔ３が５０ｎｍ以下である場合には、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとの界面の歪の緩和に起因する硬質被膜３０の耐摩耗性の低下を抑制することができる。

なお、結晶粒２１において、隣り合うＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとの少なくとも１組の合計厚さが１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であればよいが、隣り合うＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａとＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂとのすべての組の合計厚さが１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが耐摩耗性に優れた硬質被膜３０を安定して作製する観点からは好ましい。

また、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層２１ａの１層当たりの厚さｔ１およびＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層２１ｂの１層当たりの厚さｔ２は、それぞれ、基材１１の表面上に硬質被膜３０を形成し、基材１１の表面上に形成された硬質被膜３０の断面をＳＴＥＭを用いたＳＴＥＭ高角度散乱暗視野法（ＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ：High-Angle Annular Dark-field Scanning Transmission Electron Microscopy）で観察することにより測定することができる。

≪結晶粒の粒径≫
結晶粒２１の粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下であることが好ましい。結晶粒２１の粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下である場合には、結晶粒２１を高硬度にすることができるとともに、非晶質相２２を高潤滑性にすることができる。これにより、硬質被膜３０の耐摩耗性が向上するため、硬質被膜３０を備えた実施形態の切削工具の耐チッピング性および耐欠損性が向上し、切削工具のさらなる長寿命化も図ることができる。

結晶粒２１の粒径は、以下の方法（以下、この方法を「線分法」という）で算出される。まず、たとえば、図７の模式的拡大平面図に示すように、硬質被膜３０を光学顕微鏡を用いて観察して得られた組織を紙面に印刷し、任意の線４０を引き、線４０全体の長さ（Ｌ）を調べる。次に、線４０が横切る結晶粒２１のそれぞれの長さ（ＬＣ１、ＬＣ２、ＬＣ３）を調べる。最後に、上記のように調べた長さ（Ｌ、ＬＣ１、ＬＣ２およびＬＣ３）をそれぞれ実際の長さに換算し、線４０が横切る結晶粒２１のそれぞれの換算後の長さの合計（ＬＣ１＋ＬＣ２＋ＬＣ３）を線４０が横切る結晶粒２１の数（３個）で割ることによって、結晶粒２１の粒径を算出することができる。

≪非晶質相の厚さ≫
非晶質相２２の厚さは、１００ｎｍ以下であることが好ましい。非晶質相２２の厚さが１００ｎｍ以下である場合、硬質被膜３０が硬脆くなるのを抑制することができるとともに、硬質被膜３０に好適な潤滑性を付与することができるため、硬質被膜３０の耐摩耗性を向上することができる。これにより、硬質被膜３０を備えた実施形態の切削工具の耐チッピング性および耐欠損性をさらに向上することができる。

非晶質相２２の厚さも線分法で算出される。たとえば、まず、図７の模式的拡大平面図に示すように、硬質被膜３０を光学顕微鏡を用いて観察して得られた組織を紙面に印刷し、任意の線４０を引き、線４０全体の長さ（Ｌ）を調べる。次に、線４０が横切る非晶質相２２のそれぞれの長さ（ＬＡ１、ＬＡ２）を調べる。最後に、上記のように調べた長さ（Ｌ、ＬＡ１およびＬＡ２）をそれぞれ実際の長さに換算し、線４０が横切る非晶質相２２の数（２個）で割ることによって、非晶質相２２の厚さを算出することができる。

≪押し込み硬さ≫
硬質被膜３０のナノインデンテーション法による押し込み硬さは２８ＧＰａ以上であって、かつナノインデンテーション法で測定された押し込み硬さ（Ｈｖ）とヤング率（Ｅ）との比（以下、「Ｈｖ／Ｅ比」という。）が０．０８以上であることが好ましい。硬質被膜３０のナノインデンテーション法による押し込み硬さが２８ＧＰａ以上であって、かつＨｖ／Ｅ比が０．０８以上である場合には、硬質被膜３０を備えた切削工具を用いて、耐熱合金などの難削材の切削加工を行う際に優れた性能を発揮することができる。

硬質被膜３０のナノインデンテーション法による押し込み硬さおよびヤング率の測定は、ナノインデンテーション法が利用可能な超微小押し込み硬さ試験機（たとえば、（株）エリオニクス社製）を用いて硬質被膜３０の厚さ方向に垂直に所定の荷重（たとえば２５ｍＮ）で圧子を押し込んだときの圧子と硬質被膜３０との接触面積で除することによって算出される。

≪ステンレスとの摩擦係数≫
硬質被膜３０の４００℃におけるステンレスとの摩擦係数は、０．５以下であることが好ましく、０．３以下であることがより好ましい。硬質被膜３０の４００℃におけるステンレスとの摩擦係数が０．５以下である場合、特に０．３以下である場合には、ステンレス等の溶着しやすい被削材を切削加工したときに、硬質被膜３０の脱落または剥離を抑制することができるため、耐チッピング性および耐欠損性が向上し、工具刃先の安定性を著しく向上することができ、ひいては切削工具の長寿命化につながる。なお、硬質被膜３０の４００℃におけるステンレスとの摩擦係数は、高温摩擦係数の測定が可能な高温トライボーメータを用いて測定することができる。たとえば、ＣＳＭインストルメンツ社製の高温トライボーメータを用いて４００℃に保たれた雰囲気中に、硬質被膜３０が被覆された基材１１の表面に、直径６ｍｍのＳＵＳ３０４剛球を１Ｎの荷重で押さえつけながら、基材１１を一定の速度で稼動させる。このとき、硬質被膜３０が被覆された基材１１の表面とＳＵＳ３０４剛球との間に発生する摩擦応力を計測し、当該摩擦応力により摩擦係数を算出することができる。

＜その他の構成＞
硬質被膜３０は、塩素（Ｃｌ）、酸素（Ｏ）および炭素（Ｃ）からなる群から選択された少なくとも１種の不純物を含んでいてもよく、含んでいなくてもよい。

実施形態の切削工具の被膜５０は、下地膜２０および硬質被膜３０以外の膜を含んでいてもよい。下地膜２０および硬質被膜３０以外の膜としては、たとえば、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択された少なくとも１つと、Ｎ、Ｏ、Ｃ、Ｂ、ＣＮ、ＢＮ、ＣＯおよびＮＯからなる群から選択された少なくとも１つとの化合物からなる膜を含んでいてもよい。また、被膜５０は、耐酸化膜として、α−Ａｌ₂Ｏ₃膜およびκ−Ａｌ₂Ｏ₃膜の少なくとも一方を含んでいてもよい。たとえば、被膜５０は、硬質被膜３０の最表面の最外膜として他の膜を含んでいてもよい。また、被膜５０は、下地膜２０を含んでいなくてもよい。

硬質被膜３０の総厚Ｔ１は、１μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましい。硬質被膜３０の総厚Ｔ１が１μｍ以上である場合には、硬質被膜３０の特性が顕著に向上する傾向にある。硬質被膜３０の総厚Ｔ１が２０μｍ以下である場合には、硬質被膜３０の特性の向上に大きな変化が見られる傾向にある。硬質被膜３０の特性を向上させる観点からは、硬質被膜３０の総厚Ｔ１は、２μｍ以上１５μｍ以下であることがより好ましく、３μｍ以上１０μｍ以下であることがさらに好ましい。

被膜５０の総厚Ｔ２は、３μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。被膜５０の総厚Ｔ２が３μｍ以上である場合には、被膜５０の特性が好適に発揮される傾向にある。被膜５０の総厚Ｔ２が３０μｍ以下である場合には、切削加工時の被膜５０の剥離を抑制することができる傾向にある。被膜５０の特性を好適に発揮するとともに、切削中の被膜５０の剥離を抑制する観点からは、被膜５０の総厚Ｔ２は、５μｍ以上２０μｍ以下であることがより好ましく、７μｍ以上１５μｍ以下であることがさらに好ましい。

被膜５０の圧縮残留応力の絶対値は、Ｘ線回折法による残留応力測定において、０．２ＧＰａ以下であることが好ましい。被膜５０の圧縮残留応力の絶対値が０．２ＧＰａ以下である場合には、被膜５０に適切な大きさの歪が維持されるため、被膜５０が高硬度になる傾向にある。被膜５０を高硬度にする観点からは、被膜５０の圧縮残留応力の絶対値は、０．２ＧＰａ以上２ＧＰａ以下であることがより好ましく、０．２ＧＰａ以上２ＧＰａ以下であることがさらに好ましい。なお、被膜５０の圧縮残留応力は、たとえば付加的な物理処理（ピーニング処理）等によって発現し得る。

ここで、「圧縮残留応力」とは、被膜５０に存する内部応力（固有ひずみ）の一種であって、「−」（マイナス）の数値（単位：実施形態では「ＧＰａ」を使う）で表される応力をいう。このため、圧縮残留応力が大きいという概念は、上記数値の絶対値が大きくなることを示し、また、圧縮残留応力が小さいという概念は、上記数値の絶対値が小さくなることを示す。すなわち、圧縮残留応力の絶対値が２ＧＰａ以下であるとは、被膜５０に関する好ましい圧縮残留応力が−２ＧＰａ以上０ＧＰａ未満であることを意味する。

被膜５０の圧縮残留応力は、Ｘ線応力測定装置を用いたｓｉｎ²ψ法により測定することができる。このような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ものであり、たとえば、「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５４〜６７頁に詳細に説明されている方法を用いることができる。

以下の各試料における被膜の各膜の厚さは、ＳＴＥＭを用いたＳＴＥＭ高角度散乱暗視野法で被膜の断面を観察することにより測定したものである。また、以下の各試料における被膜の各膜の組成は、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡分析により求めた。また、以下の各試料における被膜の各膜の結晶粒の結晶構造および非晶質相の存在は、ＴＥＭを用いた観察により確認した。以下の各試料における被膜の各膜の結晶粒の粒径および非晶質相の厚さはそれぞれ線分法で算出した。また、以下の各試料における被膜のナノインデンテーション法による押し込み硬さ（Ｈｖ）およびヤング率（Ｅ）は、（株）エリオニクス社製の超微小押し込み硬さ試験機を用いて算出した。さらに、以下の各試料の被膜の圧縮残留応力の絶対値は、Ｘ線応力測定装置を用いたｓｉｎ²ψ法により算出した。

＜切削工具の作製＞
≪基材の準備≫
まず、被膜を形成させる対象となる基材として、以下の表１に示す基材Ｋおよび基材Ｌを準備した。具体的には、まず、表１に記載の配合組成（質量％）からなる原料粉末を均一に混合した。表１中の「残り」とは、ＷＣが配合組成（質量％）の残部を占めることを示している。次に、この混合粉末を所定の形状に加圧成形した後に、１３００〜１５００℃で１〜２時間焼結することにより、超硬合金からなる基材Ｋおよび基材Ｌを得た。

≪被膜の作製：試料Ｎｏ．１〜２４≫
基材Ｋまたは基材Ｌの表面上に、表２の被膜の構成の欄に示される下地膜、硬質被膜および最外膜を形成することによって、基材Ｋまたは基材Ｌの表面上に被膜が形成された切削工具（試料Ｎｏ．１〜２４）を作製した。なお、試料Ｎｏ．１〜６および８〜１５の切削工具が実施例であり、試料Ｎｏ．７および１６〜２４の切削工具が比較例である。

表２において、下地膜は基材の表面と直接接する膜であり、硬質被膜は下地膜上に形成された膜であり、最外膜は硬質被膜上に形成された膜であって外部に露出する膜である。また、表２の化合物の記載は、表２の下地膜、硬質被膜および最外膜を構成する化合物であり、化合物の右の括弧は膜の厚さを意味している。また、表２の１つの欄内に２つの化合物（たとえば、「ＴｉＮ（１．０）−ＴｉＣＮ（２．０）」）が記載されている場合には、左側（「ＴｉＮ（１．０）」）の化合物が基材の表面に近い側に位置する膜であることを意味し、右側（「ＴｉＣＮ（２．０）」）の化合物が基材の表面から遠い側に位置する膜であることを意味しており、括弧の中の数値はそれぞれの膜の厚さを意味している。また、表２の「−」で示される欄は、膜が存在しないことを意味する。

たとえば、表２の試料Ｎｏ．１０の切削工具は、基材Ｌの表面上に１．０μｍの厚さのＴｉＮ膜および２．０μｍの厚さのＴｉＣＮ膜がこの順序に積層されて下地膜が形成され、その上に後述する形成条件ａで形成された３．０μｍの厚さの硬質被膜が形成され、硬質被膜上には０．５μｍの厚さのＴｉＮ膜からなる最外膜が形成されている被膜を有しているとともに、被膜全体の厚さが６．５μｍである切削工具を意味している。

表２に示す下地膜および最外膜は、従来公知のＣＶＤ法によって形成された膜であり、その形成条件は表３に示す通りである。たとえば、表３の「ＴｉＮ（下地膜）」の行には、下地膜としてのＴｉＮ膜の形成条件が示されている。表３のＴｉＮ膜（下地膜）の記載は、ＣＶＤ装置の反応容器内（容器内の環境は６．７ｋＰａ、９１５℃）に基材を配置し、反応容器内に２体積％のＴｉＣｌ₄ガス、３９．７体積％のＮ₂ガスおよび残り５８．３体積％のＨ₂ガスからなる混合ガスを６３．８Ｌ／分の流量で噴出することにより形成されたことを意味している。なお、各形成条件によって形成される各膜の厚さは、各反応ガスを噴出する時間によって制御している。

また、表２に示される硬質被膜は、図４〜図６に示されるＣＶＤ装置１０を用いて、表４に示す形成条件ａ〜ｊ、ｌおよびｍのいずれかの条件で作製された。たとえば、表４の形成条件ａ（１−Ａ）の記載は、交互積層膜が、表５のＮｏ．１の成膜温度（８７０℃）、炉内圧力（３ｋＰａ）、反応ガス組成（Ｎ₂：１０体積％、Ａｒ：５体積％、ＡｌＣｌ₃：２体積％、ＴｉＣｌ₄：０．５体積％、Ｔｉ［ＣＨ₂Ｃ（ＣＨ₃）₃］₄：０．０１体積％、ＮＨ₃：６体積％、Ｈ₂：残り）および全ガス量（５０Ｌ／分）の条件で形成され、その後、基材が冷却され、最後に、表６のＮｏ．Ａの加熱温度（８００℃）、加熱時間（３０分）および気流組成の条件で基材が加熱されることによって、表４に示す特性（Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層のＡｌ組成比ｘ（０．４５）、Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層のＡｌ組成比ｙ（０．７５）、ｙ−ｘ（０．３）、隣り合うＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層とＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層の合計厚さ（１２ｎｍ）、結晶粒の粒径（１００ｎｍ未満）、非晶質相の厚さ（２０μｍ未満）、Ｈｖ（３０．７ＧＰａ）、Ｅ（３４１ＧＰａ）、Ｈｖ／Ｅ（０．０９）および４００℃におけるステンレスとの摩擦係数（０．２２）を有する硬質被膜を作製した。

以上のようにして、表２に示す試料Ｎｏ．１〜１８においては、複数の結晶粒と、結晶粒の間の非晶質相とを含み、それぞれの結晶粒は、表４に示す組成のｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層と、ｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層とが交互に１層ずつ積層された構造を有しており、結晶粒間にＴｉＣＮからなる非晶質相が形成された硬質被膜が形成された。

なお、表４の形成条件ｊは、複数のＡｌ_0.87Ｔｉ_0.13Ｎ結晶粒とその間の非晶質炭素（ａ−Ｃ）とを含む単層を表５のＮｏ．６に示す条件のＣＶＤ法により形成した後に基材を冷却し、表６のＮｏ．Ｃに示すように冷却後に加熱されずに形成された膜であることを意味している。

なお、表４の形成条件ｌは、ｆｃｃ構造のＴｉＮ結晶粒（ｆｃｃ−ＴｉＮ）の粒状組織と、ｈｃｐ構造のＡｌＮ結晶粒（ｈｃｐ−ＡｌＮ）の粒状組織とからなる膜（非晶質相なし）を表５のＮｏ．７に示す条件のＣＶＤ法により形成した後に基材を冷却し、表６のＮｏ．Ｃに示すように冷却後に加熱されずに形成された膜であることを意味している。

また、表４の形成条件ｍも、Ａｌ_0.5Ｔｉ_0.5Ｎの多結晶膜の単層を表５のＮｏ．８に示す条件のＰＶＤ法で形成した後に、基材を冷却し、表６のＮｏ．Ｃに示すように冷却後に加熱されずに形成された膜であることを意味している。

また、表２の硬質被膜の欄のａ〜ｊ、ｌおよびｍの記載は、それぞれ、表４の形成条件の欄のａ〜ｊ、ｌおよびｍの条件で形成された膜であることを意味しており、表２の硬質被膜の欄のａ〜ｊ、ｌおよびｍの右側の括弧の中の数値は硬質被膜の総厚を意味している。

また、表４の結晶粒の粒径は、硬質被膜の結晶粒の粒径を意味し、表４の非晶質相の厚さは、硬質被膜の非晶質相の厚さを意味している。

また、表４に示す４００℃におけるステンレスとの摩擦係数は、以下のようにして測定した。まず、ＣＳＭインストルメンツ社製の高温トライボーメータを用いて４００℃に保たれた雰囲気中に、硬質被膜３０が被覆された基材１１の表面に、直径６ｍｍのＳＵＳ３０４剛球を１Ｎの荷重で押さえつけながら、基材１１を一定の速度で稼動させた。そして、硬質被膜３０が被覆された基材１１の表面とＳＵＳ３０４剛球との間に発生する摩擦応力を計測し、当該摩擦応力により摩擦係数を算出した。

＜切削性能＞
上記のようにして作製した試料Ｎｏ．１〜２４の切削工具を用いて、以下の切削試験１〜４を行い、各切削工具の切削性能を評価した。

＜切削試験１：丸棒外周切削試験＞
試料Ｎｏ．１〜９および１９〜２１の切削工具について、以下の切削試験１の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表７に示す。表７の切削時間の欄の数値が大きいほど、被膜の耐摩耗性に優れ、切削工具が長寿命であることを示している。また、表７に示す最終損傷形態の記載が、正常摩耗、チッピングおよび欠損の順に耐摩耗性が優れていることを示す。なお、表７の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピングおよび欠けを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味する。

＜切削試験１の切削条件＞
被削材：ＳＵＳ３０４丸棒外周切削
周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：有り

表７に示すように、試料Ｎｏ．１〜６、８および９の切削工具は、それぞれ、試料Ｎｏ．７および１９〜２１の切削工具と比べて、切削時間が長く、切削工具の長寿命を達成できることが確認された。これは、試料Ｎｏ．１〜６、８および９の被膜は、試料Ｎｏ．７および１９〜２１の被膜と比べて耐摩耗性に優れていることを示している。

＜切削試験２：丸棒外周切削試験＞
試料Ｎｏ．１〜５、７〜９および１９〜２１の切削工具について、以下の切削試験２の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表８に示す。表８の切削時間の欄の数値が大きいほど、被膜の耐摩耗性が優れ、切削工具が長寿命であることを示している。なお、表８の最終損傷形態において、「チッピング」は、仕上げ面を生成する切れ刃部に生じた微小な欠けを意味している。また、表８の最終損傷形態において、「欠損」は、切れ刃部に生じた大きな欠けを意味する。表８のその他の表記は、表７と同様である。

＜切削試験２の切削条件＞
被削材：ＦＣＤ４５０丸棒外周切削
周速：１８０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：有り

表８に示すように、試料Ｎｏ．１〜５、８および９の切削工具は、それぞれ、試料Ｎｏ．７および１９〜２１の切削工具と比べて、耐摩耗性に優れ、かつ切削工具の長寿命を達成できることが確認された。これは、試料Ｎｏ．１〜５、８および９の被膜が、試料Ｎｏ．７および１９〜２１の被膜と比べて耐摩耗性に優れていることを示している。

＜切削試験３：溝材耐溶着チッピング性試験＞
試料Ｎｏ．１〜９および１９〜２１の切削工具について、以下の切削試験３の切削条件により工具刃先部において欠損またはチッピングが発生するまでの切削時間（分）を測定した。その結果を表９に示す。表９に示す切削時間が長いものほど耐溶着性に優れていることを示している。

＜切削試験３の切削条件＞
被削材：ＦＣＤ７００溝材
周速：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２ｍｍ／ｓ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：有り

表９に示すように、試料Ｎｏ．１〜６、８および９の切削工具は、試料Ｎｏ．７および１９〜２１の切削工具と同等あるいはそれ以上の耐溶着性を有することが確認された。

＜切削試験４：ブロック材耐チッピング性試験＞
表１０に示す試料Ｎｏ．９〜１７および２２〜２４の切削工具について、以下の切削試験４の切削条件により欠損または逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍになるまでの切削距離を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表１０に示す。表１０に示す切削距離の欄の数値が大きいほど、耐摩耗性に優れていることを示す。なお、表１０の最終損傷形態の欄の表記は表７および表８と同様である。

＜切削試験４の切削条件＞
被削材：Ｓ２５Ｃブロック材
周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
切込み量：２．０ｍｍ
切削液：有り

表１０に示すように、試料Ｎｏ．９〜１７および２２〜２４の切削工具の最終損傷形態はすべて欠損であったが、試料Ｎｏ．９〜１７の切削工具は、試料Ｎｏ．２２〜２４の切削工具と比べて、切削距離が長く、被膜の耐摩耗性に優れていることが確認された。これは、試料Ｎｏ．９〜１７の切削工具の硬質被膜を含む被膜は、試料Ｎｏ．２２〜２４の切削工具の被膜と比べて、耐摩耗性に優れていることを示している。

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、上述の実施の形態および各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実施の形態および実施例ではなく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。

１０ ＣＶＤ装置
１１ 基材
１２ 基材セット治具
１３ 反応容器
１４ 調温装置
１５ ガス導入口
１６ ガス導入管
１７ 貫通孔
１８ ガス排気管
１９ ガス排気口
２０ 下地膜
３０ 硬質被膜
２１ａ Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層
２１ｂ Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層
３０ 硬質被膜
４０ 線
５０ 被膜

Claims (9)

1. 複数の結晶粒と、
   前記複数の結晶粒の間に配置され、前記複数の結晶粒のそれぞれを囲む非晶質相と、を含み、
   前記結晶粒は、それぞれ、ｆｃｃ構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ層と、ｈｃｐ構造を有するＴｉ_1-yＡｌ_yＮ層とが交互に積層された構造を有しており、
   前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層のＡｌ組成比ｘは、０≦ｘ＜１の関係を満たし、
   前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層のＡｌ組成比ｙは、０＜ｙ≦１の関係を満たし、
   前記Ａｌ組成比ｘと前記Ａｌ組成比ｙとは、（ｙ−ｘ）≧０．１の関係を満たし、
   前記非晶質相は、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含む、硬質被膜。
2. 隣り合う前記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ層の１層当たりの厚さと前記Ｔｉ_1-yＡｌ_yＮ層の１層当たりの厚さとの合計厚さは、１ｎｍ以上５０ｎｍ以下である、請求項１に記載の硬質被膜。
3. 前記結晶粒の粒径が０．０１μｍ以上１μｍ以下である、請求項１または請求項２に記載の硬質被膜。
4. 前記非晶質相の厚さが１００ｎｍ以下である、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の硬質被膜。
5. 前記硬質被膜のナノインデンテーション法による押し込み硬さが２８ＧＰａ以上である、請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の硬質被膜。
6. ４００℃におけるステンレスとの摩擦係数が０．５以下である、請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の硬質被膜。
7. 基材と、
   前記基材上に設けられた請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の硬質被膜とを備えた、切削工具。
8. チタンのハロゲン化物ガスと、アルミニウムのハロゲン化物ガスと、テトラキスネオペンチルチタンガスと、アンモニアガスとを基材の表面に噴出する工程と、
   前記基材を冷却する工程とを含む、請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の硬質被膜の製造方法。
9. 前記基材を冷却する工程の後に、アンモニアガスの気流中またはアンモニアガスと水素ガスとの混合ガスの気流中で前記基材を６００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上３００分以下加熱する工程をさらに含む、請求項８に記載の硬質被膜の製造方法。

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