JP6406592B2 - 被覆切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、被覆切削工具に関するものである。

近年、切削加工の高能率化に対する需要の高まりに伴い、従来よりも工具寿命の長い切削工具が求められている。このため、工具材料の要求特性として、切削工具の寿命に関係する耐摩耗性の向上および耐欠損性の向上が一段と重要になっている。そこで、これらの特性を向上させるため、超硬合金、サーメット、ｃＢＮなどからなる基材表面にＴｉＮ層、ＴｉＡｌＮ層などの被覆層を１層または２層以上含む被覆切削工具が広く用いられている。

このような被覆層の特性を改善するための様々な技術が提案されている。たとえば特許文献１には、炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、ＡｌとＴｉの合量に占めるＴｉの含有割合が０．１５〜０．４５（但し、原子比）である硬質被覆層を形成し、硬質被覆層表面における平均粒径は０．２μｍ〜０．５μｍであり、工具基体と硬質被覆層の界面における粒状結晶粒の平均粒径は、硬質被覆層表面の粒状結晶粒の平均粒径より０．０２μｍ〜０．１μｍ小さく、粒径が０．１５μｍ以下の結晶粒が占める結晶粒径長割合は２０％以下であることを特徴とする表面被覆切削工具が提案されている。

特開２０１４−１６６６７２号公報

加工能率を上げるために従来よりも切削条件が厳しくなる傾向の中で、これまでよりも工具寿命を長くすることが求められている。しかしながら、ニッケル基耐熱合金やコバルト基耐熱合金等の熱伝導率が低い難削材の加工においては、切削加工時の発熱によって切れ刃における被膜が分解および酸化しやすい。その結果、被膜の硬度が低下し、摩耗が進行する傾向にある。また、被膜が脆化することにより、工具の欠損が生じる傾向にある。

このような背景により、上記特許文献１の被覆切削工具においては、硬質被覆層のＡｌの含有割合が均一であるため、耐酸化性が不十分である。また、工具基体と硬質被覆層との界面における硬質被覆層の平均粒径は、０．１μｍ以上であり、それらの間の密着性が不十分であるため、耐欠損性が不十分である。

本発明は、これらの問題を解決するためになされたものであり、特に熱伝導率が低い難削材の加工において、耐摩耗性を低下させずに、かつ耐欠損性を向上させ、その結果、長期間にわたって加工できる被覆切削工具を提供するものである。

本発明者は被覆切削工具の工具寿命の延長について研究を重ねた。その結果、被覆切削工具を以下の構成にすると、耐摩耗性を低下させずに、耐欠損性を向上させることが可能となり、被覆切削工具の工具寿命を延長できることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］超硬合金からなる基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具であって、前記被覆層は、少なくとも１層の所定の層からなり、又は、前記所定の層と、前記所定の層の前記基材とは反対側に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物からなる１層の外部層と、からなり、前記所定の層は、下記式：
（Ａｌ_xＴｉ_yＭ_1-x-y）Ｎ
［式中、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を表し、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素とＭで表される元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＴｉ元素とＭで表される元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５、０．１０≦ｙ≦０．４０、０．７０≦ｘ＋ｙ≦１．００を満足する。］
で表される組成を有する化合物からなる層であり、前記所定の層の平均厚さは、１．３μｍ以上９μｍ以下であり、前記所定の層は、下記の条件（１）、（２）および（３）を満たす上部領域と下部領域と、前記上部領域と前記下部領域との間に位置する中間領域とからなり、前記上部領域における平均粒径は、１０５ｎｍ以上４６８ｎｍ以下であり、前記中間領域における平均粒径は、６４ｎｍ以上４２３ｎｍ以下であり、前記下部領域における平均粒径は、１３ｎｍ以上９５ｎｍ以下であり、
前記中間領域における平均粒径は、前記上部領域における平均粒径よりも小さく、かつ、前記下部領域における平均粒径よりも大きい、被覆切削工具。
条件（１）：前記上部領域は、前記被覆切削工具の表面側の界面から前記基材に向かって０．５μｍ以上２．５μｍ以下の平均厚さであって、かつ前記所定の層の平均厚さ未満の平均厚さを有し、前記下部領域は、前記基材側の界面から前記被覆切削工具の表面に向かって０．５μｍ以上２．５μｍ以下の平均厚さであって、かつ前記所定の層の平均厚さ未満の平均厚さを有する。
条件（２）：前記上部領域に含まれるＡｌ元素の原子比は、前記下部領域に含まれるＡｌ元素の原子比よりも、３原子％〜１０原子％高い。
条件（３）：前記上部領域における平均粒径が、前記下部領域における平均粒径よりも３５ｎｍ以上３７９ｎｍ以下大きい。
［２］前記中間領域におけるＡｌ元素の原子比は、前記上部領域よりも低く、かつ前記下部領域よりも高い、［１］に記載の被覆切削工具。
［３］前記下部領域における平均粒径は、１３ｎｍ以上８０ｎｍ以下である、［１］又は［２］に記載の被覆切削工具。
［４］前記外部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、［１］〜［３］のいずれか１つに記載の被覆切削工具。
［５］前記被覆層の平均厚さは、１．５μｍ以上１５μｍ以下である、［１］〜［４］のいずれか１つに記載の被覆切削工具。

本発明の被覆切削工具は、耐摩耗性を低下させずに、耐欠損性を向上させることが可能となり、被覆切削工具の工具寿命を延長できるという効果を奏する。

本発明の被覆切削工具の一例を示す断面模式図である。 本発明の被覆切削工具の別の一例を示す断面模式図である。

以下、必要に応じて図面を参照しつつ、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。本実施形態の被覆切削工具は、基材とその基材の表面に形成された被覆層とを含む。本実施形態における基材は、被覆切削工具の基材として用いられ得るものであれば、特に限定はされない。基材の例として、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、および高速度鋼を挙げることができる。それらの中でも、基材が、超硬合金、サーメット、セラミックスおよび立方晶窒化硼素焼結体のいずれかであると、耐摩耗性および耐欠損性に一層優れるので、さらに好ましい。

本実施形態の被覆切削工具において、被覆層の全体の平均厚さが１．５μｍ以上であると耐摩耗性が更に向上する傾向がみられる。一方、被覆層の全体の平均厚さが１５．０μｍ以下であると、耐欠損性が更に向上する傾向がみられる。そのため、被覆層の全体の平均厚さは、１．５μｍ以上１５μｍ以下であることが好ましい。その中でも、上記と同様の観点から、被覆層の全体の平均厚さは２．０μｍ以上１０μｍ以下であるとさらに好ましい。

本実施形態の被覆層は１層であってもよく、２層以上の多層であってもよいが、被覆層の少なくとも１層は以下に説明する特定の層（以下、「硬質層」という。）を含む。本実施形態に係る硬質層は、下記式：
（Ａｌ_ｘＴｉ_ｙＭ_{１−ｘ―ｙ}）Ｎ
で表される組成を有する化合物を含有するため、耐酸化性に優れる。本実施形態の硬質層において上記式で表される組成を有する化合物は、立方晶、または立方晶と六方晶とを含むと好ましい。なお、上記式において、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素とＭで表される元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５を満足する。Ａｌ元素の原子比ｘは、０．６０以上であると、Ａｌの含有量が多くなることにより、耐酸化性の低下をさらに抑制でき、０．８５以下であると、六方晶の存在比率をより低く抑えることにより、耐摩耗性の低下をさらに抑制できる。その中でも、ｘが０．６０以上０．７５以下であると、耐酸化性と耐摩耗性とのバランスにより優れるため、好ましい。ｙはＡｌ元素とＴｉ元素とＭで表される元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０≦ｙ≦０．４０を満足する。Ｔｉ元素の原子比ｙは、０．４０以下であると、相対的にＡｌ元素の原子比が高くなることにより、耐酸化性の低下をさらに抑制できる。さらには、原子比ｘおよびｙは、０．６０≦ｘ＋ｙ≦１．００を満足するものである。Ｍで表される元素は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素であると、耐摩耗性や耐欠損性がさらに向上するため、好ましい。同様の観点から、Ｍで表される元素は、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素であるとより好ましい。

なお、本実施形態において硬質層の組成を（Ａｌ_０．６Ｔｉ_０．４）Ｎと表記する場合は、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比が０．６、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比が０．４であることを表す。すなわち、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の量が６０原子％、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＴｉ元素の量が４０原子％であることを意味する。

本実施形態において、硬質層の平均厚さが１．３μｍ以上であると耐摩耗性の低下をより抑制でき、１５．０μｍ以下であると耐欠損性の低下をさらに抑制できる。そのため、硬質層の平均厚さは１．３μｍ以上１５．０μｍ以下である。その中でも、上記と同様の観点から、硬質層の平均厚さは２．０μｍ以上８．０μｍ以下であると好ましい。

本実施形態に係る硬質層は、下記の条件（１）、（２）および（３）を満たす上部領域と下部領域とを有する。
条件（１）：上部領域は、硬質層の被覆切削工具の表面側の界面から基材に向かって０．５μｍ以上２．５μｍ以下の平均厚さであって、かつ硬質層の平均厚さ未満の平均厚さを有し、下部領域は、硬質層の基材側の界面から被覆切削工具の表面に向かって０．５μｍ以上２．５μｍ以下の平均厚さであって、かつ硬質層の平均厚さ未満の平均厚さを有する。
条件（２）：上部領域に含まれるＡｌ元素の原子比は、下部領域に含まれるＡｌ元素の原子比よりも、３原子％〜１０原子％高い。これにより、被覆切削工具の耐酸化性が向上するので、その結果、耐欠損性が向上する。同様の観点から、上部領域に含まれるＡｌ元素の原子比は、下部領域に含まれるＡｌ元素の原子比よりも、３原子％〜８原子％高いと好ましい。
条件（３）：上部領域における平均粒径が、下部領域における平均粒径よりも大きい。これにより、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、下部領域の平均粒径が上部領域の平均粒径よりも小さいため、チッピングの面積をより小さくすることができる。特に、硬質層が、被覆層において最も基材側に位置する層（最下層）であると、切削加工における剥離面積が小さくなる傾向があるため、好ましい。同様の観点から、上部領域における平均粒径が、下部領域における平均粒径よりも、２０ｎｍ以上大きいとより好ましく、３０ｎｍ以上大きいと更に好ましい。それらの平均粒径の差の上限は特に限定されず、上部領域における平均粒径が、下部領域における平均粒径よりも、４００ｎｍ以下大きくてもよい。

上記条件（２）および（３）を満たす上部領域の平均厚さが０．５μｍ以上であると、耐酸化性を向上させることができる。一方、上記条件（２）および（３）を満たす上部領域の平均厚さが２．５μｍ以下であると、耐チッピング性および耐欠損性の低下を抑制する。また、上記条件（２）および（３）を満たす下部領域の平均厚さが０．５μｍ以上であると、硬質層の基材に対する密着性を向上させることができるため、耐チッピング性および耐欠損性の低下を抑制する。一方、上記条件（２）および（３）を満たす下部領域の平均厚さが２．５μｍ以下であると、耐摩耗性の低下を抑制できる。

本実施形態に係る硬質層は、上部領域における平均粒径が、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、下部領域における平均粒径が、１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であると、さらに好ましい。これにより、被覆切削工具の耐摩耗性を更に向上でき、チッピングの面積をさらに小さくすることができる。

本実施形態の硬質層は、上部領域と下部領域との間に中間領域を有し、その中間領域におけるＡｌ元素の原子比が、上部領域よりも低く、かつ下部領域よりも高いと好ましい。これにより、被覆切削工具の内部への酸化の進行が抑制される傾向を示す。

本実施形態の硬質層の中間領域において、その平均厚さが０．１μｍ以上２．５μｍ以下であると好ましい。これにより、中間領域を有することによる上記の効果をより有効かつ確実に奏することができる。

本実施形態の硬質層の中間領域において、その平均粒径が６０ｎｍ以上４７５ｎｍ以下であり、しかも、上部領域における平均粒径よりも小さく、かつ下部領域における平均粒径よりも大きいと好ましい。これにより、被覆切削工具の耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに一層優れる。

本発明の硬質層の下部領域において、その平均粒径が１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であると、基材と硬質層との密着性に更に優れる傾向を示すため、好ましい。

本実施形態において、硬質層は、少なくとも下部領域と上部領域とを有する。そして、Ａｌ元素の原子比および平均粒径が、上部領域におけるものの方が、下部領域におけるものよりも大きい。このように、本実施形態に係る硬質層は、単に、Ａｌの原子比および平均粒径が層の全体に亘って均一である層とは異なるものである。

本実施形態に係る被覆層は、硬質層の基材とは反対側（すなわち、硬質層の上層）、好ましくは硬質層の表面、に外部層を備えてもよい。外部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物（ただし、硬質層と組成が異なる。）を含むと、耐摩耗性に一層優れる傾向を示すので、さらに好ましい。また、上記と同様の観点から、外部層は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むとより好ましく、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、ＡｌおよびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、ＣおよびＮからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むとさらに好ましい。ただし、上部層は、硬質層と組成が異なる。また、上部層は単層であってもよく２層以上の多層であってもよい。

本発明の外層の平均層厚は、０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると耐摩耗性に優れる傾向を示すため、好ましい。

図１は、本実施形態の被覆切削工具の一例を示す模式的な部分断面図である。この被覆切削工具１０は、基材１と、基材１の表面に形成された被覆層４とを備え、被覆層４は硬質層２からなり、硬質層２は、基材１側から下部領域２Ａと上部領域２Ｂとをこの順で有する。また、図２は、本実施形態の被覆切削工具の別の一例を示す模式的な部分断面図である。この被覆切削工具２０は、基材１と、基材１の表面に形成された被覆層４とを備え、被覆層４は、基材１側から硬質層２と硬質層２の表面に形成された外部層３とをこの順に備え、硬質層２は、基材側から下部領域２Ａと中間領域２Ｃと上部領域２Ｂとをこの順で有する。

本実施形態の被覆切削工具における被覆層の製造方法は、特に限定されるものではないが、例えば、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、スパッタ法、およびイオンミキシング法などの物理蒸着法が挙げられる。物理蒸着法を用いて、被覆層を形成すると、シャープエッジを形成することができるので好ましい。その中でも、アークイオンプレーティング法は、被覆層と基材との密着性に一層優れるので、より好ましい。

本実施形態の被覆切削工具の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の被覆切削工具の製造方法は、当該被覆切削工具の構成を達成し得る限り、特に制限されるものではない。

まず、工具形状に加工した基材を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、金属蒸発源を反応容器内に設置する。このとき、反応容器内に、Ａｌ元素の原子比の差が３原子％〜８原子％である２種類の金属蒸発源を設置する。その後、反応容器内をその圧力が１．０×１０^−２Ｐａ以下の真空になるまで真空引きし、反応容器内のヒーターにより基材をその温度が６００℃〜７００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、圧力を０．５Ｐａ〜５．０Ｐａとする。圧力０．５Ｐａ〜５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−３５０Ｖ〜−５００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａ〜５０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。基材の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内をその圧力が１．０×１０^−２Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。

次いで、基材をその温度が５００℃〜６００℃の範囲になるように加熱し、窒素ガス（Ｎ_２）とアルゴンガス（Ａｒ）との混合ガスを２：８〜３：７の分圧比（Ｎ_２：Ａｒ）で反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５〜５．０Ｐａに調整する。その後、基材に−８０Ｖ〜−１００Ｖのバイアス電圧を印加し、２種類の金属蒸発源のうち、Ａｌ元素の原子比が低い金属蒸発源を１００Ａ〜２００Ａとするアーク放電により蒸発させて基材の表面に硬質層の下部領域を成膜する。成膜を開始した後、基材の温度を低温に変化させながら下部領域を形成する。基材の温度を低温に変化させながら下部領域を形成すると、粒子が形成される速度が遅くなる。粒子が形成される速度を急激に遅くすることにより、より均一な粒子径および粒子形状の粒子を有する下部領域を形成することができる。

下部領域を形成した後、基材をその温度が４００℃〜５００℃になるまで冷却し、Ｎ_２ガスとＡｒガスとの混合ガスを４：６〜５：５の分圧比（Ｎ_２：Ａｒ）で反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５〜５．０Ｐａに調整する。その後、基材に−６０Ｖ〜−８０Ｖのバイアス電圧を印加し、２種類の金属蒸発源を１００〜２００Ａとするアーク放電により蒸発させて中間領域を成膜する。成膜を開始した後、基材の温度を低温に変化させながら中間領域を形成する。基材の温度を低温に変化させながら中間領域を形成すると、粒子の成長がより顕著になる。基材の温度の冷却速度を、１０℃／時間以上にすると、粒子の成長がより十分となる。一方、基材の温度の冷却速度を、５０℃／時間以下にすると、実質的に成膜される時間がより長くなり、中間領域を一層厚くすることができる。そのため、基材の温度の冷却速度を、１０℃／時間以上５０℃／時間以下にすることが好ましい。

中間領域を形成した後、基材をその温度が３００℃〜４００℃になるまで冷却し、Ｎ_２ガスとＡｒガスとの混合ガスを６：４〜７：３の分圧比（Ｎ_２：Ａｒ）で反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５〜５．０Ｐａに調整する。その後、基材に−４０Ｖ〜−６０Ｖのバイアス電圧を印加し、２種類の金属蒸発源のうち、Ａｌ元素の原子比が高い金属蒸発源を１００〜２００Ａとするアーク放電により蒸発させて上部領域を成膜する。成膜を開始した後、基材の温度を低温に変化させながら上部領域を形成する。基材の温度を低温に変化させながら上部領域を形成すると、粒子の成長がより顕著になる。基材の温度の冷却速度を、１０℃／時間以上にすると、粒子の成長がより十分となる。一方、基材の温度の冷却速度を、５０℃／時間以下にすると、実質的に成膜される時間がより長くなり、上部領域を一層厚くすることができる。そのため、基材の温度の冷却速度を、１０℃／時間以上５０℃／時間以下にすることが好ましい。

本実施形態の硬質層における各領域の平均粒径を大きくするためには、成膜時の基材の温度を低くするとよい。基材の温度を低くすることにより、硬質層における各領域の核の発生が抑制される。これにより、核同士の接触が抑制され、粒子は大きくなる。なお、中間領域および上部領域は、基材の温度を低温に変化させながら形成することが好ましい。これにより、硬質層における各領域の核の発生がさらに抑制されるため、粒子の成長が顕著になる。また、基材に印加するバイアス電圧を低くすると、硬質層における各領域の粒径が、大きくなる傾向がある。通常、被覆層は、Ａｌ元素の原子比を大きくすると、粒径が小さくなる。したがって、本実施形態の硬質層を形成する時に、基材の温度やバイアス電圧を制御することが好ましい。

本実施形態の硬質層における上部領域のＡｌ元素の原子比を大きくするためには、Ａｌ元素の原子比が異なる２種類の金属蒸発源を使用すること、反応容器内に導入するＮ_２ガスとＡｒガスとの混合ガスについて、Ｎ_２ガスの分圧をより高くすることが好ましい。

本実施形態の被覆切削工具における被覆層を構成する各層および各領域の厚さは、被覆切削工具の断面組織から、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、本実施形態の被覆切削工具における各層および各領域の平均厚さは、金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から、当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍における３箇所以上の断面から各層および各領域の厚さを測定して、その平均値（相加平均値）を計算することで求めることができる。

また、本実施形態の被覆切削工具における被覆層を構成する各層および各領域の組成は、本実施形態の被覆切削工具の断面組織から、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）や波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）などを用いて測定することができる。

本実施形態において、硬質層の各領域の平均粒径は硬質層の断面組織を観察して求めることができる。具体的には、被覆切削工具における基材の表面に対して直交する方向の断面（すなわち、図１に示すような方向から見た断面）を鏡面研磨し、得られた鏡面研磨面を断面組織とする。硬質層を鏡面研磨する方法としては、ダイヤモンドペーストまたはコロイダルシリカを用いて研磨する方法およびイオンミリングを挙げることができる。各領域の断面組織をＦＥ−ＳＥＭ又はＴＥＭを用いて、５０００倍〜２００００倍の倍率で観察する。硬質層の各領域の粒径は、基材の表面に平行な方向の各粒子間の距離とする。このとき、各粒子間の距離は、各粒子間の最長となる位置での距離とする。測定範囲は、各領域において、基材表面に平行な方向に１０μｍ、基材の表面に直交する方向に０．５μｍの範囲の矩形で囲まれた範囲とする。この測定範囲内に存在する全ての粒子の粒径を求める。測定箇所は、金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から、当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍とする。３箇所以上の断面組織において、粒径を測定し、求めた全ての粒子の粒径の平均値（相加平均値）を平均粒径とする。

本実施形態の被覆切削工具は、特に熱伝導率が低い難削材の加工において、耐摩耗性を低下させずに、かつ耐欠損性を向上させ、その結果、長期間にわたって加工できる。耐欠損性が向上するのは、その耐酸化性に優れていることに起因すると考えられる。本実施形態の被覆切削工具の種類として具体的には、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、およびエンドミルなどを挙げることができる。

以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

基材として、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８形状のインサートに加工し、９３．２ＷＣ−６．５Ｃｏ−０．３Ｃｒ_３Ｃ_２（以上質量％）の組成を有する超硬合金を用意した。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に硬質層の下部領域および上部領域の組成が表１示す組成になる金属蒸発源を配置した。また、発明品における硬質層および外部層の組成が表２に示す組成となり、比較品における各層の組成が表３に示す組成となる金属蒸発源を配置した。用意した基材を反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定した。

その後、反応容器内をその圧力が５．０×１０^−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。真空引き後、反応容器内のヒーターにより、基材をその温度が６００℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にその圧力が５．０ＰａになるようにＡｒガスを導入した。

圧力５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−４００Ｖのバイアス電圧を印加して、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間施した。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内をその圧力が５．０×１０^−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。

真空引き後、硬質層における下部領域を形成するため、基材をその温度が表４に示す温度になるまで加熱し、表４に示すＮ_２ガスとＡｒガスとの分圧比で混合ガスを反応容器内に導入し、圧力３．０Ｐａの混合ガス雰囲気にした。

さらに、表４に示す電圧（バイアス電圧）を基材に印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により蒸発させて、硬質層における下部領域を形成した。

下部領域を形成した後、硬質層における中間領域を形成するため、基材をその温度が表４に示す温度になるまで冷却し、反応容器内の圧力を３．０Ｐａに維持しながら、導入するＮ_２ガスおよびＡｒガスの混合ガスにおける分圧比を表４に示す条件に変更した。

さらに、表４に示す電圧（バイアス電圧）を基材に印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により蒸発させて、硬質層における中間領域の形成を開始した。中間領域の形成を開始した後、基材の温度を表４に示す冷却速度で低温に変化させながら粒子を形成した。

中間領域を形成した後、硬質層における上部領域を形成するため、基材をその温度が表４に示す温度になるまで冷却し、反応容器内の圧力を３．０Ｐａに維持しながら、導入するＮ_２ガスおよびＡｒガスの混合ガスにおける分圧比を表４に示す条件に変更した。

さらに、表４に示す電圧（バイアス電圧）を基材に印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により蒸発させて、硬質層における上部領域の形成を開始した。上部領域の形成を開始した後、基材の温度を表４に示す冷却速度で低温に変化させながら粒子を形成した。

発明品５〜１３については、硬質層を形成した後、基材をその温度が６００℃になるまで加熱し、基材に−５０Ｖのバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により表１に示す金属蒸発源を蒸発させて、硬質層の表面に外部層を形成した。

発明品１４については、硬質層を形成した後、基材をその温度が６００℃になるまで加熱し、反応容器内の圧力が５．０×１０^−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。次に、Ｎ_２ガスとＣＨ_４ガスとの分圧比がＮ_２：ＣＨ_４＝１：１となるように混合した混合ガスを反応容器内に導入して、反応容器内を圧力３．０Ｐａの混合ガス雰囲気にした。次いで、基材に−５０Ｖのバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により、硬質層の表面にＴｉＣＮからなる外部層を形成した。

比較品１〜７については、表５に示す条件で、基材の表面に第１層を形成した。このとき、アーク電流は、１２０Ａにした。それらの条件以外は、発明品における硬質層の形成と同様の操作により、第１層を形成した。便宜上、第１層における各領域は、基材側から順に、下部領域、中間領域、および上部領域とした。

比較品１〜７について、第１層を形成した後、６００℃になるまで加熱し、基材に−５０Ｖのバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により表３に示す金属蒸発源を蒸発させて、第１層の表面に第２層を形成した。

基材の表面に表２および表３に示す所定の厚さまで各層を形成した後に、ヒーターの電源を切り、試料温度が１００℃以下になった後で、反応容器内から試料を取り出した。

＊硬質層の「組成」は、硬質層の平均厚さの５０％となる厚さの位置における組成とした。
「組成」および「平均厚さ」の欄における、「−」とは、外部層が形成されていないことを意味する。

＊第１層の「組成」は、第１層の平均厚さの５０％となる厚さの位置における組成とした。
「組成」および「平均厚さ」の欄における、「−」とは、第２層が形成されていないことを意味する。

得られた試料の各層の平均厚さは、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、３箇所の断面をＳＥＭ観察し、各層の厚さを測定し、その平均値を計算することで求めた。得られた試料の各層の組成は、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から中心部に向かって５０μｍまでの位置の近傍の断面において、ＥＤＳを用いて測定した。それらの結果も、表２および表３に示す。なお、硬質層および比較品の第１層の組成は、各平均厚さの５０％となる厚さの位置における組成とした。表２および表３の各層の金属元素の組成比は、各層を構成する金属化合物における金属元素全体に対する各金属元素の原子比で示した。また、硬質層および比較品の第１層の各領域におけるＡｌ元素の原子比を求めた結果を表６および表７に示す。比較品７については、第１層の厚さを３等分にし、基材側から順に、下部領域、中間領域、上部領域とした。

得られた試料の硬質層における各領域の平均粒径は、硬質層の断面組織を観察して求めた。具体的には、基材の表面に対して直交する方向の断面を鏡面研磨し、得られた鏡面研磨面を断面組織とした。硬質層を鏡面研磨する際には、コロイダルシリカを用いて研磨した。各領域の断面組織をＦＥ−ＳＥＭを用いて、２００００倍の倍率で観察した。硬質層の各粒子の粒径は、基材の表面に平行な方向の各粒子間の距離とした。このとき、各粒子間の距離は、各粒子間の最長となる位置での距離とした。各領域において、基材表面に平行な方向に１０μｍ、基材表面に直交する方向に０．５μｍの範囲の矩形で囲まれた範囲を測定した。また、金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から、当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍を測定した。３箇所以上の断面組織において、粒径を測定し、求めた全ての粒子の粒径の平均値（相加平均値）を平均粒径とした。各試料の平均粒径の結果を表８および表９に示す。

得られた試料を用いて、以下の切削試験を行い、評価した。

［切削試験］
被削材：インコネル７１８、
被削材形状：φ１２０ｍｍ×４００ｍｍの円柱、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：１．０ｍｍ、
クーラント：有り、
評価項目：試料が欠損したとき、または試料の逃げ面摩耗幅または境界摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工時間を測定した。

切削試験の結果を表１０に示す。

比較品１、３および７では、切削試験の途中で試料が欠損した。試料にクレーター摩耗が認められたことから、その欠損の要因は、酸化の進行により、刃先の強度が低下したことにあると考えられる。

表１０の結果より、発明品の加工時間は全ての比較品の加工時間よりも長いことがわかった。したがって、発明品は、耐欠損性に優れ、工具寿命が長くなっていることが分かった。

本発明の被覆切削工具は、耐欠損性に優れ、従来よりも工具寿命を延長できるので、産業上の利用可能性が高い。

１…基材、２…硬質層、２Ａ…下部領域、２Ｂ…上部領域、２Ｃ…中間領域、３…外部層、４…被覆層、１０、２０…被覆切削工具。

Claims (5)

1. 超硬合金からなる基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具であって、
   前記被覆層は、少なくとも１層の所定の層からなり、又は、前記所定の層と、前記所定の層の前記基材とは反対側に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含からなる１層の外部層と、からなり、
   前記所定の層は、下記式：
   （Ａｌ_xＴｉ_yＭ_1-x-y）Ｎ
   ［式中、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を表し、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素とＭで表される元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＴｉ元素とＭで表される元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５、０．１０≦ｙ≦０．４０、０．７０≦ｘ＋ｙ≦１．００を満足する。］
   で表される組成を有する化合物からなる層であり、
   前記所定の層の平均厚さは、１．３μｍ以上９μｍ以下であり、
   前記所定の層は、下記の条件（１）、（２）および（３）を満たす上部領域と下部領域と、前記上部領域と前記下部領域との間に位置する中間領域とからなり、
   前記上部領域における平均粒径は、１０５ｎｍ以上４６８ｎｍ以下であり、
   前記中間領域における平均粒径は、６４ｎｍ以上４２３ｎｍ以下であり、
   前記下部領域における平均粒径は、１３ｎｍ以上９５ｎｍ以下であり、
   前記中間領域における平均粒径は、前記上部領域における平均粒径よりも小さく、かつ、前記下部領域における平均粒径よりも大きい、被覆切削工具。
   条件（１）：前記上部領域は、前記被覆切削工具の表面側の界面から前記基材に向かって０．５μｍ以上２．５μｍ以下の平均厚さであって、かつ前記所定の層の平均厚さ未満の平均厚さを有し、前記下部領域は、前記基材側の界面から前記被覆切削工具の表面に向かって０．５μｍ以上２．５μｍ以下の平均厚さであって、かつ前記所定の層の平均厚さ未満の平均厚さを有する。
   条件（２）：前記上部領域に含まれるＡｌ元素の原子比は、前記下部領域に含まれるＡｌ元素の原子比よりも、３原子％〜１０原子％高い。
   条件（３）：前記上部領域における平均粒径が、前記下部領域における平均粒径よりも３５ｎｍ以上３７９ｎｍ以下大きい。
2. 前記中間領域におけるＡｌ元素の原子比は、前記上部領域よりも低く、かつ前記下部領域よりも高い、請求項１に記載の被覆切削工具。
3. 前記下部領域における平均粒径は、１３ｎｍ以上８０ｎｍ以下である、請求項１又は２に記載の被覆切削工具。
4. 前記外部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
5. 前記被覆層の平均厚さは、１．５μｍ以上１５μｍ以下である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の被覆切削工具。

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