JP6857299B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は、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な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チッピング性、耐摩耗性を備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能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工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）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、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、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、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、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、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む表面被覆部材であって、
前記硬質被膜は１または２以上の層により構成され、
前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含む層であり、
前記硬質粒子は、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含み、
前記第１単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物を含み、
前記第２単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第２化合物を含む、表面被覆部材について提案され、この表面被覆部材によれば、耐摩耗性および耐溶着性などの諸特性が向上するため、安定化、長寿命化を図ることができるとされている。
前記硬質被膜は１または２以上の層により構成され、
前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含む層であり、
前記硬質粒子は、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含み、
前記第１単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物を含み、
前記第２単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第２化合物を含む、表面被覆部材について提案され、この表面被覆部材によれば、耐摩耗性および耐溶着性などの諸特性が向上するため、安定化、長寿命化を図ることができるとされている。
また、特許文献２には、基体上にＣＶＤで形成された３〜２５μｍの耐摩耗コーティング層を有する工具において、耐摩耗性コーティング層は、少なくとも、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚで表した場合に、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５および０．７５≦ｚ＜１.１５を満足し、１．５〜１７μｍの層厚を有するＴｉＡｌＣＮ層を備え、該層は、１５０ｎｍ未満のラメラ間隔のラメラ構造を有し、該ラメラ構造は、交互に異なったＴｉ量とＡｌ量を有するＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚが周期的に形成されていることによって成るラメラ構造であり、さらに、同一結晶構造を有し、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層は少なくとも９０体積％以上が面心立方構造を有することが開示されている。
このような同一結晶構造からなるラメラ構造を有することで、面心立方構造と六方構造のラメラ構造に比べ、硬さが向上することにより、耐摩耗性が向上するため、長寿命化を図ることができるとされている。
このような同一結晶構造からなるラメラ構造を有することで、面心立方構造と六方構造のラメラ構造に比べ、硬さが向上することにより、耐摩耗性が向上するため、長寿命化を図ることができるとされている。
また、特許文献３、４、５、６、７には、ＴｉとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層で構成される硬質皮膜層について、結晶粒中のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の結晶方位について、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析される結晶粒個々の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）をある一定水準以上に導入する技術が開示されている。そして、この技術によれば（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１−Ｙ）層からなる硬質被覆層を合金鋼の高速断続切削等に用いた場合に、チッピング、欠損の発生が抑えられるとともに、長期の表面被覆工具の使用にわたって優れた耐摩耗性が発揮されるとされている。
近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、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、前記特許文献１、２に記載されている被覆工具では、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な負荷が作用する高速断続切削加工において、耐チッピング、耐摩耗性が十分ではなく、満足できる切削性能を備えるとはいえない。
また、特許文献３〜７に記載された技術は、ＴｉＡｌ系あるいはＣｒＡｌ系の複合窒化物もしくは複合炭窒化物層の立方晶結晶構造を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ）に着目しているが、結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）は対象のピクセルから遠方のピクセルとの方位差を含んだ評価であり、隣り合うピクセル同士の方位差については特段の考慮がなされていないため、結晶粒そのものの靱性を高めた皮膜とはとはいえない面がある。
しかし、前記特許文献１、２に記載されている被覆工具では、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な負荷が作用する高速断続切削加工において、耐チッピング、耐摩耗性が十分ではなく、満足できる切削性能を備えるとはいえない。
また、特許文献３〜７に記載された技術は、ＴｉＡｌ系あるいはＣｒＡｌ系の複合窒化物もしくは複合炭窒化物層の立方晶結晶構造を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ）に着目しているが、結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）は対象のピクセルから遠方のピクセルとの方位差を含んだ評価であり、隣り合うピクセル同士の方位差については特段の考慮がなされていないため、結晶粒そのものの靱性を高めた皮膜とはとはいえない面がある。
そこで、本発明は前記課題を解決し、合金鋼等の高速断続切削等に供した場合であっても、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、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。
本発明者らは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「ＴｉＡｌＣＮ」あるいは「（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）」で示すことがある）層を少なくとも含む硬質被覆層を工具基体表面に設けた被覆工具の耐チッピング性、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。
即ち、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒が、工具基体に垂直方向に柱状組織として形成されているような場合には、高靱性を有するものの、その反面、十分な硬さを備えるものではないため、耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えた被覆工具を得るためには、ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性を向上させることが望まれる。
そこで、本発明者らは、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の各結晶粒内における組成のむらと結晶方位差について鋭意研究したところ、ＴｉＡｌＣＮ層がＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒を含有し、かつ、該ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について結晶粒内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘ(以下、「Ａｌの含有割合ｘ」という) を測定した場合、結晶粒内には組成のむらΔｘが存在し、かつ、該Δｘが０．０３〜０．２０である場合には、結晶が歪むために硬さが高まることを見出した。
さらに、前記結晶粒内の組成のむらΔｘが０．０３〜０．２である結晶粒について、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を測定した場合、ＧＡＭが０．５度未満を示す結晶粒が存在する場合には、結晶粒内の組成のむらにより生じやすい結晶格子のミスマッチが抑制されるため、耐摩耗性が向上することを見出した。
したがって、ＴｉＡｌＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について測定した前記Δｘが０．０３〜０．２０であり、かつ、前記ＧＡＭが０．５度未満である結晶粒が存在する場合には、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さが向上するため、このようなＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を設けた被覆工具は、耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えることを見出したのである。
そこで、本発明者らは、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の各結晶粒内における組成のむらと結晶方位差について鋭意研究したところ、ＴｉＡｌＣＮ層がＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒を含有し、かつ、該ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について結晶粒内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘ(以下、「Ａｌの含有割合ｘ」という) を測定した場合、結晶粒内には組成のむらΔｘが存在し、かつ、該Δｘが０．０３〜０．２０である場合には、結晶が歪むために硬さが高まることを見出した。
さらに、前記結晶粒内の組成のむらΔｘが０．０３〜０．２である結晶粒について、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を測定した場合、ＧＡＭが０．５度未満を示す結晶粒が存在する場合には、結晶粒内の組成のむらにより生じやすい結晶格子のミスマッチが抑制されるため、耐摩耗性が向上することを見出した。
したがって、ＴｉＡｌＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について測定した前記Δｘが０．０３〜０．２０であり、かつ、前記ＧＡＭが０．５度未満である結晶粒が存在する場合には、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さが向上するため、このようなＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を設けた被覆工具は、耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えることを見出したのである。
本発明は、前記知見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、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、該複合窒化物または複合炭窒化物を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、透過型電子顕微鏡を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により、結晶粒内の組成を５ｎｍ間隔で測定し、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘのマッピングを行った場合、結晶粒内に組成のむらΔｘがあり、該Δｘは０．０３〜０．２０である結晶粒が存在し、
（ｃ）前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所と同じ個所について、電子回折パターンによる結晶方位マッピングを１０ｎｍ間隔で測定し、各々の測定点同士の結晶方位関係を解析し、測定した結晶粒の局所方位差平均を求めた場合、結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒が存在し、
（ｄ）前記Δｘが０．０３〜０．２０であり、かつ、前記結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒の存在割合は、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所に存在する前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の総数の１０個数％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（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、本発明でいう“結晶粒内局所方位差平均”とは、後述するＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）のことを意味する。
以下では、“結晶粒内局所方位差平均”を、単に“ＧＡＭ”と記す場合もある。
「（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、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、該複合窒化物または複合炭窒化物を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、透過型電子顕微鏡を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により、結晶粒内の組成を５ｎｍ間隔で測定し、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘのマッピングを行った場合、結晶粒内に組成のむらΔｘがあり、該Δｘは０．０３〜０．２０である結晶粒が存在し、
（ｃ）前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所と同じ個所について、電子回折パターンによる結晶方位マッピングを１０ｎｍ間隔で測定し、各々の測定点同士の結晶方位関係を解析し、測定した結晶粒の局所方位差平均を求めた場合、結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒が存在し、
（ｄ）前記Δｘが０．０３〜０．２０であり、かつ、前記結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒の存在割合は、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所に存在する前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の総数の１０個数％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（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、本発明でいう“結晶粒内局所方位差平均”とは、後述するＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）のことを意味する。
以下では、“結晶粒内局所方位差平均”を、単に“ＧＡＭ”と記す場合もある。
本発明について、以下に詳細に説明する。
ＴｉＡｌＣＮ層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表されるＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。これは、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗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、ＴｉＡｌＣＮ層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなるという理由による。
したがって、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
本発明の硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表されるＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。これは、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗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、ＴｉＡｌＣＮ層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなるという理由による。
したがって、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
ＴｉＡｌＣＮ層の平均組成：
本発明におけるＴｉＡｌＣＮ層は、Ａｌの平均含有割合ＸおよびＣの平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．６０未満であると、ＴｉＡｌＣＮ層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘは、０．６０≦Ｘ≦０．９５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＣＮ層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果としてＴｉＡｌＣＮ層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｙが０≦Ｙ≦０．００５の範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＣＮ層の靭性が低下するため耐チッピング性、耐欠損性が逆に低下するため好ましくない。
したがって、Ｃの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５と定めた。
本発明におけるＴｉＡｌＣＮ層は、Ａｌの平均含有割合ＸおよびＣの平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．６０未満であると、ＴｉＡｌＣＮ層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘは、０．６０≦Ｘ≦０．９５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＣＮ層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果としてＴｉＡｌＣＮ層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｙが０≦Ｙ≦０．００５の範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＣＮ層の靭性が低下するため耐チッピング性、耐欠損性が逆に低下するため好ましくない。
したがって、Ｃの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５と定めた。
ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＮａＣｌ型の面心立方構造(以下、単に、「立方晶」ともいう)を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒内の組成のむらΔｘ：
本発明では、ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に、ＴｉとＡｌの含有割合の周期的組成変化(言い換えれば、前記組成式におけるＡｌの含有割合ｘの周期的変化)を存在させることによって、結晶粒に歪みを発生させ、硬さを向上する。しかし、前記組成式におけるＡｌの含有割合ｘの周期的変化の極大値の平均と極小値の平均の差、即ち、組成のむらΔｘ、が０．０３より小さいと前述した結晶粒の歪みが小さいため、十分な硬さの向上が見込めない。一方、ｘの極大値の平均と極小値の平均の差である組成のむらΔｘが０．２０を超えると結晶粒の歪みが大きくなり過ぎて格子欠陥が大きくなるため硬さが低下する。
そこで、立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に存在するＡｌの含有割合ｘの組成のむらΔｘを０．０３〜０．２０とする。好ましいΔｘは、０．０５〜０．１０である。
立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に存在する組成のむらΔｘは、ＴｉＡｌＣＮ層について、透過型電子顕微鏡を用いて、立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により、結晶粒内の組成を５ｎｍ間隔で測定し、Ａｌの含有割合ｘのマッピングを行うことによって求めることができる。
図１に、結晶粒内に、ＴｉとＡｌの周期的組成変化が存在する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒のＴＥＭ像の一例を示す。
本発明では、ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に、ＴｉとＡｌの含有割合の周期的組成変化(言い換えれば、前記組成式におけるＡｌの含有割合ｘの周期的変化)を存在させることによって、結晶粒に歪みを発生させ、硬さを向上する。しかし、前記組成式におけるＡｌの含有割合ｘの周期的変化の極大値の平均と極小値の平均の差、即ち、組成のむらΔｘ、が０．０３より小さいと前述した結晶粒の歪みが小さいため、十分な硬さの向上が見込めない。一方、ｘの極大値の平均と極小値の平均の差である組成のむらΔｘが０．２０を超えると結晶粒の歪みが大きくなり過ぎて格子欠陥が大きくなるため硬さが低下する。
そこで、立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に存在するＡｌの含有割合ｘの組成のむらΔｘを０．０３〜０．２０とする。好ましいΔｘは、０．０５〜０．１０である。
立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に存在する組成のむらΔｘは、ＴｉＡｌＣＮ層について、透過型電子顕微鏡を用いて、立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により、結晶粒内の組成を５ｎｍ間隔で測定し、Ａｌの含有割合ｘのマッピングを行うことによって求めることができる。
図１に、結晶粒内に、ＴｉとＡｌの周期的組成変化が存在する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒のＴＥＭ像の一例を示す。
ＴｉＡｌＣＮ層を構成する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）：
本発明では、透過型電子顕微鏡を用いて、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所と同じ個所について、電子回折パターンによる結晶方位マッピングを１０ｎｍ間隔で測定し、各々の測定点同士の結晶方位関係を解析し、測定した結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を求めた場合、ＧＡＭが０．５度未満を示す立方晶の結晶粒が存在することが必要である。
これは、Ａｌの含有割合ｘの組成のむらΔｘが０．０３〜０．２０である立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒において、該結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度を超えると、組成のむらΔｘによる結晶格子のミスマッチが大きくなりすぎて、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工における切削応力に耐えきれず、摩耗が進行しやすくなり、その結果、耐摩耗性が低下するからである。
そして、Δｘが０．０３〜０．２０であって、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒の存在割合が、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所に存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の総数の１０個数％以上である場合に、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等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。
本発明では、透過型電子顕微鏡を用いて、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所と同じ個所について、電子回折パターンによる結晶方位マッピングを１０ｎｍ間隔で測定し、各々の測定点同士の結晶方位関係を解析し、測定した結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を求めた場合、ＧＡＭが０．５度未満を示す立方晶の結晶粒が存在することが必要である。
これは、Ａｌの含有割合ｘの組成のむらΔｘが０．０３〜０．２０である立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒において、該結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度を超えると、組成のむらΔｘによる結晶格子のミスマッチが大きくなりすぎて、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工における切削応力に耐えきれず、摩耗が進行しやすくなり、その結果、耐摩耗性が低下するからである。
そして、Δｘが０．０３〜０．２０であって、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒の存在割合が、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所に存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の総数の１０個数％以上である場合に、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等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。
結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）は、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所と同じ個所のＴｉＡｌＣＮ層の表面研磨面について、表面に垂直な方向から、透過型電子顕微鏡を用いてナノサイズに収束された電子プローブを走査し、10ｎｍ間隔で電子回折パターンを取得して、結晶方位マッピングを得ることによって、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を求めることができる。
図２を用いて、より具体的に説明すれば、次のとおりである。
図２に示すように、隣接する測定点（以下、「ピクセル」ともいう）間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界と定義する。そして、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義する。ただし、隣接するピクセル全てと５度以上の方位差がある単独に存在するピクセルは結晶粒とせず、２ピクセル以上が連結しているものを結晶粒として取り扱う。
そして、立方晶結晶粒内のあるピクセルと、これに隣接する他のピクセル間での方位差を計算し、これを結晶粒内局所方位差として求め、立方晶結晶粒内の全てのピクセルについて求めた結晶粒内局所方位差を平均化した値を、当該結晶粒における結晶粒内局所方位差平均ＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）として定義する。
なお、ＧＡＭについては、例えば、文献「日本機械学会論文集(Ａ編) ７１巻７１２号（２００５−１２） 論文Ｎｏ．０５−０３６７ １７２２〜１７２８」に説明がなされている。
本発明でいう“結晶粒内局所方位差平均”とは、このＧＡＭを意味する。
なお、ＧＡＭを数式で表す場合、同一結晶粒内のあるピクセルとこれに隣接する他のピクセルの境界数をｍ、同一結晶粒内の隣接するピクセル間の境界におのおの付けた番号をｉ（ここで １≦ｉ≦ｍとなる）、境界ｉにおいて隣接するそれぞれのピクセルの結晶方位から求められる局所方位差をαｉとすると、
で表すことができる。
即ち、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）は、結晶粒内の隣接するピクセル間での方位差(局所方位差)を求め、その値を平均化した数値であるといえる。
図２に示すように、隣接する測定点（以下、「ピクセル」ともいう）間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界と定義する。そして、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義する。ただし、隣接するピクセル全てと５度以上の方位差がある単独に存在するピクセルは結晶粒とせず、２ピクセル以上が連結しているものを結晶粒として取り扱う。
そして、立方晶結晶粒内のあるピクセルと、これに隣接する他のピクセル間での方位差を計算し、これを結晶粒内局所方位差として求め、立方晶結晶粒内の全てのピクセルについて求めた結晶粒内局所方位差を平均化した値を、当該結晶粒における結晶粒内局所方位差平均ＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）として定義する。
なお、ＧＡＭについては、例えば、文献「日本機械学会論文集(Ａ編) ７１巻７１２号（２００５−１２） 論文Ｎｏ．０５−０３６７ １７２２〜１７２８」に説明がなされている。
本発明でいう“結晶粒内局所方位差平均”とは、このＧＡＭを意味する。
なお、ＧＡＭを数式で表す場合、同一結晶粒内のあるピクセルとこれに隣接する他のピクセルの境界数をｍ、同一結晶粒内の隣接するピクセル間の境界におのおの付けた番号をｉ（ここで １≦ｉ≦ｍとなる）、境界ｉにおいて隣接するそれぞれのピクセルの結晶方位から求められる局所方位差をαｉとすると、
で表すことができる。
即ち、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）は、結晶粒内の隣接するピクセル間での方位差(局所方位差)を求め、その値を平均化した数値であるといえる。
ＴｉＡｌＣＮ層の成膜法：
前記のような組成のむらΔｘおよび結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を備えるＴｉＡｌＣＮ層は、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
すなわち、化学蒸着反応装置へ、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｃ２Ｈ４、Ｈ２からなるガス群Ｂをおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給し、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、（イ）ガス群Ａ、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）ガス群Ｂと時間的に変化させる。
そして、上記反応を例えば、
反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）：
ガス群Ａ： ＮＨ３：０．５〜１．５％、Ｈ２：３０〜５０％、
ガス群Ｂ： ＡｌＣｌ３：０．２〜０．３％、ＴｉＣｌ４：０．０７〜０．１０％、Ｎ２：０．０〜４．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．１％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力： ４．５〜５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
供給周期： １０〜３０秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．５〜３．０秒、
ガス群Ａとガス群Ｂの位相差： ０．４〜２．５秒
の条件で、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことによって、所定の組成のむらΔｘと結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を備える本発明のＴｉＡｌＣＮ層を形成することができる。
また、成膜後にアニール処理を施すことによって、所定の組成のむらΔｘと結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を制御することも可能である。
また、硬質被覆層の耐チッピング性、耐摩耗性の向上という観点からは、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒は柱状組織であることが望ましいが、上記本発明の成膜法によれば、ＴｉＡｌＣＮ層を構成する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒は柱状組織として形成されるため、耐チッピング性にすぐれたＴｉＡｌＣＮ層が得られる。
前記のような組成のむらΔｘおよび結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を備えるＴｉＡｌＣＮ層は、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
すなわち、化学蒸着反応装置へ、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｃ２Ｈ４、Ｈ２からなるガス群Ｂをおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給し、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、（イ）ガス群Ａ、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）ガス群Ｂと時間的に変化させる。
そして、上記反応を例えば、
反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）：
ガス群Ａ： ＮＨ３：０．５〜１．５％、Ｈ２：３０〜５０％、
ガス群Ｂ： ＡｌＣｌ３：０．２〜０．３％、ＴｉＣｌ４：０．０７〜０．１０％、Ｎ２：０．０〜４．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．１％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力： ４．５〜５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
供給周期： １０〜３０秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．５〜３．０秒、
ガス群Ａとガス群Ｂの位相差： ０．４〜２．５秒
の条件で、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことによって、所定の組成のむらΔｘと結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を備える本発明のＴｉＡｌＣＮ層を形成することができる。
また、成膜後にアニール処理を施すことによって、所定の組成のむらΔｘと結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）を制御することも可能である。
また、硬質被覆層の耐チッピング性、耐摩耗性の向上という観点からは、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒は柱状組織であることが望ましいが、上記本発明の成膜法によれば、ＴｉＡｌＣＮ層を構成する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒は柱状組織として形成されるため、耐チッピング性にすぐれたＴｉＡｌＣＮ層が得られる。
下部層および上部層：
また、本発明のＴｉＡｌＣＮ層は、それだけでも十分な効果を奏するが、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層を設けた場合、あるいは、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で設けられた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を発揮することができる。
Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。
また、本発明のＴｉＡｌＣＮ層は、それだけでも十分な効果を奏するが、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層を設けた場合、あるいは、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で設けられた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を発揮することができる。
Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。
本発明は、工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含み、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、Ａｌの平均含有割合ＸおよびＣの平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層には立方晶結晶粒が存在し、該結晶粒の結晶粒内の組成を測定した場合、結晶粒内の組成のむらΔｘ０．０３〜０．２０が存在することによって、結晶が歪み硬さが向上し、さらに、Δｘが０．０３〜０．２０の結晶粒のうちで、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満のものが所定の個数％以上存在することによって、結晶格子のミスマッチが抑制され、その結果、ＴｉＡｌＣＮ層として耐摩耗性が向上する。
そのため、本発明被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工に供した場合、すぐれた耐チッピング性とともにすぐれた耐摩耗性を発揮する。
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、Ａｌの平均含有割合ＸおよびＣの平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層には立方晶結晶粒が存在し、該結晶粒の結晶粒内の組成を測定した場合、結晶粒内の組成のむらΔｘ０．０３〜０．２０が存在することによって、結晶が歪み硬さが向上し、さらに、Δｘが０．０３〜０．２０の結晶粒のうちで、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満のものが所定の個数％以上存在することによって、結晶格子のミスマッチが抑制され、その結果、ＴｉＡｌＣＮ層として耐摩耗性が向上する。
そのため、本発明被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工に供した場合、すぐれた耐チッピング性とともにすぐれた耐摩耗性を発揮する。
次に、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、実施例としては、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具について述べるが、工具基体としてｃＢＮ基超高圧焼結体を用いた場合も同様である。
なお、実施例としては、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具について述べるが、工具基体としてｃＢＮ基超高圧焼結体を用いた場合も同様である。
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、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ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜γ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、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：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体δを作製した。
つぎに、これらの工具基体α〜δの表面に、化学蒸着装置を用い、成膜反応を行った。
成膜反応は、次のとおりである。
表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｈ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｃ２Ｈ４、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：０．５〜１．５％、Ｈ２：３０〜５０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．２〜０．３％、ＴｉＣｌ４：０．０７〜０．１０％、Ｎ２：０．０〜４．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１０〜３０秒、１周期当たりのガス供給時間０．５〜３．０秒、ガス群Ａとガス群Ｂの位相差０．４〜２．５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
成膜反応は、次のとおりである。
表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｈ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｃ２Ｈ４、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：０．５〜１．５％、Ｈ２：３０〜５０％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．２〜０．３％、ＴｉＣｌ４：０．０７〜０．１０％、Ｎ２：０．０〜４．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１０〜３０秒、１周期当たりのガス供給時間０．５〜３．０秒、ガス群Ａとガス群Ｂの位相差０．４〜２．５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
ついで、形成条件Ｃ，Ｅ、Ｆに関しては表５に示される条件、すなわち、アニール雰囲気圧力４．５〜５．０ｋＰａ、アニール雰囲気温度：７００〜９００℃、アニール時間１〜３時間として、Ｈ２ガス減圧雰囲気下にてアニール処理を行った。
成膜反応、アニール処理を行うことによって、表７に示される組成のむらΔｘおよびＧＡＭ（結晶粒内局所方位差平均）を有する立方晶結晶粒が表７に示される個数％存在し、表７に示される目標層厚を有するＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより本発明被覆工具１〜１２を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１０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／または表７に示される上部層を形成した。
成膜反応、アニール処理を行うことによって、表７に示される組成のむらΔｘおよびＧＡＭ（結晶粒内局所方位差平均）を有する立方晶結晶粒が表７に示される個数％存在し、表７に示される目標層厚を有するＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより本発明被覆工具１〜１２を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１０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／または表７に示される上部層を形成した。
また、比較の目的で、工具基体α〜δの表面に、表３に示される条件での下部層の形成を行い（あるいは、行わず）、表４、表５に示される形成条件ａ〜ｈでの成膜反応を行い、表８に示される目標層厚（μｍ）を有し、少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。
なお、表５に示すように、形成条件ａ〜ｅでは、成膜反応時に工具基体表面における反応ガス組成が時間的に変化しない様にＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより比較被覆工具１〜１２を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１０と同様に、比較被覆工具４〜１０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／または表８に示される上部層を形成した。
なお、表５に示すように、形成条件ａ〜ｅでは、成膜反応時に工具基体表面における反応ガス組成が時間的に変化しない様にＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより比較被覆工具１〜１２を製造した。
なお、本発明被覆工具４〜１０と同様に、比較被覆工具４〜１０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／または表８に示される上部層を形成した。
また、本発明被覆工具１〜１２、比較被覆工具１〜１２の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表７および表８に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、ＴｉＡｌＣＮ層のＡｌの平均含有割合Ｘについては、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均含有割合Ｘを求めた。
Ｃの平均含有割合Ｙについては、二次イオン質量分析（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。Ｃの平均含有割合ＹはＴｉＡｌＣＮ層についての深さ方向の平均値を示す。
ただし、Ｃの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＣ２Ｈ４の供給量を０とした場合のＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ｃ２Ｈ４を意図的に供給した場合に得られるＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をＹとして求めた。
Ｃの平均含有割合Ｙについては、二次イオン質量分析（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。Ｃの平均含有割合ＹはＴｉＡｌＣＮ層についての深さ方向の平均値を示す。
ただし、Ｃの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＣ２Ｈ４の供給量を０とした場合のＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ｃ２Ｈ４を意図的に供給した場合に得られるＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をＹとして求めた。
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について、透過型電子顕微鏡を用いて電子プローブを走査し、ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶結晶粒のうち任意の結晶粒１０個に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用い、結晶粒内の組成を５ｎｍ間隔で測定し、Ａｌの含有割合ｘのマッピングを行い、結晶粒内に存在するＡｌの含有割合ｘの変化を測定し、Ａｌの含有割合ｘの周期的変化の極大値の平均と極小値の平均の差を組成のむらΔｘとして求め、前記マッピング図から、組成のむらΔｘが０．０３〜０．２０を示す結晶粒をカウントした。
表７および表８に、その結果を示す。
また、図１に、本発明被覆工具７の組成のむらΔｘが存在する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒のＴＥＭ像の一例を示す。
表７および表８に、その結果を示す。
また、図１に、本発明被覆工具７の組成のむらΔｘが存在する立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒のＴＥＭ像の一例を示す。
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用いて測定した箇所と同じ箇所について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属する結晶方位解析装置を用いて、表面研磨面の法線方向に対して０．５〜１．０度に傾けた電子線をＰｒｅｃｅｓｓｉｏｎ（歳差運動） 照射しながら、電子線を任意のビーム径及び間隔でスキャンし、連続的に電子回折パターンを取り込み、個々の測定点の結晶方位を解析した。なお、本測定に用いた電子回折パターンの取得条件は、加速電圧２００ｋＶ、カメラ長２０ｃｍ、ビームサイズ２．４ｎｍで、測定ステップは１０．０ｎｍである。
また、個々の測定点の電子回折パターンを、立方晶の任意の方位に対してあらかじめ計算した電子回折パターンと比較し、最も良くマッチした結晶方位をその測定点の結晶方位として採用した。
次に、ＴｉＡｌＮ層の縦断面の測定範囲において、前記測定範囲内の各測定点における結晶方位を測定するとともに、隣接する測定点における結晶方位との角度差を求め、該角度差が５度以上の場合には、隣接する測定点の間にＴｉＡｌＮ結晶粒の粒界が存在するとして粒界の位置を定め、そして、粒界によって囲まれた領域をＴｉＡｌＮ結晶粒であるとした。この時、結晶粒内のあるピクセルと、これに隣接する同一結晶粒内の他のピクセル間における結晶粒内局所方位差を求め、結晶粒内局所方位差が０度以上０．１度未満、０．１度以上０．２度未満、０．２度以上０．３度未満、０．３度以上０．４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を０．１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒を特定し、その結晶粒をカウントした。
表７および表８に、その結果を示す。
また、Δｘが０．０３〜０．２０を示し、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒をカウントし、個数％を算出した。
表７および表８に、その結果を示す。
また、個々の測定点の電子回折パターンを、立方晶の任意の方位に対してあらかじめ計算した電子回折パターンと比較し、最も良くマッチした結晶方位をその測定点の結晶方位として採用した。
次に、ＴｉＡｌＮ層の縦断面の測定範囲において、前記測定範囲内の各測定点における結晶方位を測定するとともに、隣接する測定点における結晶方位との角度差を求め、該角度差が５度以上の場合には、隣接する測定点の間にＴｉＡｌＮ結晶粒の粒界が存在するとして粒界の位置を定め、そして、粒界によって囲まれた領域をＴｉＡｌＮ結晶粒であるとした。この時、結晶粒内のあるピクセルと、これに隣接する同一結晶粒内の他のピクセル間における結晶粒内局所方位差を求め、結晶粒内局所方位差が０度以上０．１度未満、０．１度以上０．２度未満、０．２度以上０．３度未満、０．３度以上０．４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を０．１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒を特定し、その結晶粒をカウントした。
表７および表８に、その結果を示す。
また、Δｘが０．０３〜０．２０を示し、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒をカウントし、個数％を算出した。
表７および表８に、その結果を示す。
つぎに、前記各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜１２、比較被覆工具１〜１２について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
工具基体：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、
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：９９４ ｍｉｎ−１、
切削速度：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：３．０ ｍｍ、
一刃送り量：０．２５ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、
表９に、その結果を示す。
工具基体：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、
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：９９４ ｍｉｎ−１、
切削速度：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：３．０ ｍｍ、
一刃送り量：０．２５ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、
表９に、その結果を示す。
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、ＴｉＮ粉末およびＣｏ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、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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体ε〜η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、ＮｂＣ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１１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：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体θを形成した。
つぎに、これらの工具基体ε〜ηおよび工具基体θの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３に示される条件での下部層の形成、表４、表５に示される条件で成膜反応、実施例１と同じ条件でのアニール処理を行うことにより、少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１３に示される本発明被覆工具１３〜２４を製造した。
なお、本発明被覆工具１６〜２０については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または表１３に示される上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１６〜２０については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または表１３に示される上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体ε〜ηおよび工具基体θの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３に示される条件での下部層の形成、表４、表５に示される条件での成膜反応を行うことにより、表１４に示される比較被覆工具１３〜２４を製造した。
なお、本発明被覆工具１６〜２０と同様に、比較被覆工具１６〜２０については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または表１４に示される上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１６〜２０と同様に、比較被覆工具１６〜２０については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または表１４に示される上部層を形成した。
本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１３および表１４に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、実施例１と同様に、本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４の立方晶構造のＴｉＡｌＣＮ結晶粒のうち任意の結晶粒１０個のうち、組成のむらΔｘが０．０３〜０．２０である結晶粒をカウントした。
また、実施例１と同様に、立方晶構造のＴｉＡｌＣＮ結晶粒について、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満である結晶粒をカウントした。
さらに、実施例１と同様に、Δｘが０．０３〜０．２０を示し、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒をカウントし、個数％を算出した。
表１３、表１４に、測定結果を示す。
また、実施例１と同様に、本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４の立方晶構造のＴｉＡｌＣＮ結晶粒のうち任意の結晶粒１０個のうち、組成のむらΔｘが０．０３〜０．２０である結晶粒をカウントした。
また、実施例１と同様に、立方晶構造のＴｉＡｌＣＮ結晶粒について、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満である結晶粒をカウントした。
さらに、実施例１と同様に、Δｘが０．０３〜０．２０を示し、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒をカウントし、個数％を算出した。
表１３、表１４に、測定結果を示す。
つぎに、前記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１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．３ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．３ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
表９および表１５に示される結果から、本発明の被覆工具は、ＡｌＴｉＣＮ層の立方晶結晶粒内において、所定の組成のむらΔｘが０．０３〜０．２あり、かつ、結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満である立方晶結晶粒が存在することから、結晶粒が歪み硬さが向上し、一方、組成むらによる結晶格子のミスマッチが小さくなるため、耐チッピン性とともに耐摩耗性が向上し、その結果、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する。
これに対して、ＡｌＴｉＣＮ層を構成する立方晶結晶粒内において、所定の組成のむらΔｘが存在していない比較被覆工具、あるいは、所定の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が存在していない比較被覆工具については、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング等の異常損傷の発生により、あるいは、摩耗進行の促進により、短時間で寿命に至ることが明らかである。
前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼の高速断続切削加工ばかりでなく、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チッピング性、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、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、該複合窒化物または複合炭窒化物を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、透過型電子顕微鏡を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により、結晶粒内の組成を５ｎｍ間隔で測定し、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘのマッピングを行った場合、結晶粒内に組成のむらΔｘがあり、該Δｘは０．０３〜０．２０である結晶粒が存在し、
（ｃ）前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所と同じ個所について、電子回折パターンによる結晶方位マッピングを１０ｎｍ間隔で測定し、各々の測定点同士の結晶方位関係を解析し、測定した結晶粒の局所方位差平均を求めた場合、結晶粒の結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒が存在し、
（ｄ）前記Δｘが０．０３〜０．２０であり、かつ、前記結晶粒内局所方位差平均（ＧＡＭ）が０．５度未満を示す結晶粒の存在割合は、前記エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定を行った箇所に存在する前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の総数の１０個数％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在す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。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在す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。
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