JP7463948B2 - 被覆切削工具 - Google Patents

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Description

本発明は、被覆切削工具に関するものである。
従来、鋼などの切削加工には超硬合金や立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）焼結体からなる切削工具が広く用いられている。中でも超硬合金基材の表面にＴｉＮ層、ＴｉＡｌＮ層などの硬質被覆膜を１又は２以上含む表面被覆切削工具は汎用性の高さから様々な加工に使用されている。
例えば、特許文献１では、被覆切削工具が基材上に（ＡｌaＴｉbＭc）Ｘ［但し、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙ、Ｂ及びＳｉからなる群より選択された少なくとも１種の元素を表し、ＸはＣ、Ｎ及びＯからなる群より選択された少なくとも１種の元素を表し、ａはＡｌ元素とＴｉ元素とＭ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｂはＡｌ元素とＴｉ元素とＭ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、ｃはＡｌ元素とＴｉ元素とＭ元素との合計に対するＭ元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０．３０≦ａ≦０．６５、０．３５≦ｂ≦０．７０、０≦ｃ≦０．２０、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］と表される層を有し、該層の平均粒径を２００ｎｍよりも大きくすることで、従来よりも耐摩耗性が向上することが提案されている。
また、例えば、特許文献２では、切削工具が基材上にＴｉＢ2層からなる下部層と、ＴｉＢ2層とＴｉＮ層との２相混合層からなる中間層と、（Ａｌ1-xＴｉx）Ｎ[０．３５≦Ｘ≦０．７]であるＴｉとＡｌとの複合窒化物層からなる上部層で構成されることを特徴としており、該被膜層を蒸着した切削工具は従来よりも耐欠損性、耐摩耗性に優れることが提案されている。
国際公開第２０１４/１３６７５５号 特許第５２９３３３０号公報
近年のステンレス鋼などの難削材旋削加工は高速化および高送り化の傾向にあり、従来よりも切削条件が厳しくなる傾向の中で、これまでより刃先が高温になりやすいため、高温安定性が求められ、さらには耐摩耗性及び耐欠損性も向上させ、工具寿命を延長することが求められている。上記特許文献１の層は全体として平均粒径が２００ｎｍよりも大きいことから、優れた耐摩耗性を発揮する一方で、突発的な欠損やチッピングを生じやすいことが予想される。上記特許文献２の切削工具は基材上にＴｉＢ2層が成膜されており、基材との密着性が低下しやすく、切削加工時における密着性が不十分であることにより、工具寿命を長くし難い。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長い被覆切削工具を提供することを目的とする。
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ところ、被覆切削工具を特定の構成にすると、その耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが可能となり、その結果、被覆切削工具の工具寿命を延長することが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］
基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含み、
前記被覆層は、前記基材側から表面側に向かって、第１層、第２層及び第３層をこの順で有し、
前記第１層は、下記式（１）で表される組成からなる化合物層であり、
（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ （１）
［式（１）中、ｘはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｘ≦０．７５を満足する。］
前記第１層の粒子の平均粒径が、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、
前記第１層の平均厚さが、１．０μｍ以上８．０μｍ以下であり、
前記第２層は、ＴｉＢ2からなる化合物層であり、
前記第２層の粒子の平均粒径が、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であり、
前記第２層の平均厚さが、０．２μｍ以上１．０μｍ以下であり、
前記第３層は、下記式（２）で表される組成からなる化合物層であり、
（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ （２）
［式（１）中、ｙはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｙ≦０．７５を満足する。］
前記第３層の粒子は、アスペクト比が２．０以上の柱状晶であり、
前記第３層の粒子の平均粒径が、１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
前記第３層の平均厚さが０．２μｍ以上１．０μｍ以下である、被覆切削工具。
［２］
前記被覆層全体の平均厚さが、１．４μｍ以上１０．０μｍ以下である、［１］に記載の被覆切削工具。
［３］
前記被覆層の硬さが、３５ＧＰａ以上５５ＧＰａ以下である、［１］又は［２］に記載の被覆切削工具。
［４］
前記被覆層の圧縮応力が、２．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ以下である、［１］～［３］のいずれかに記載の被覆切削工具。
［５］
前記被覆層は、前記基材と前記第１層との間に、下部層を有し、
前記下部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、前記式（１）で表される組成からなる化合物を除く。）の単層又は多層であり、
前記下部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、［１］～［４］のいずれかに記載の被覆切削工具。
［６］
前記被覆層は、前記第３層における前記基材と反対側の表面に、上部層を有し、
前記上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、前記式（２）で表される組成からなる化合物を除く。）の単層又は多層であり、
前記上部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、［１］～［５］のいずれかに記載の被覆切削工具。
［７］
前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス又は立方晶窒化硼素焼結体のいずれかである、［１］～［６］のいずれかに記載の被覆切削工具。
本発明によると、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長い被覆切削工具を提供することができる。
本発明の被覆切削工具の一例を示す模式図である。
以下、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。なお、図面中、同一要素には同一符号を付すこととし、重複する説明は省略する。また、上下左右等の位置関係は、特に断らない限り、図面に示す位置関係に基づくものとする。更に、図面の寸法比率は図示の比率に限られるものではない。
本実施形態の被覆切削工具は、基材と基材の表面に形成された被覆層とを含み、被覆層は、基材側から表面側に向かって、第１層、第２層及び第３層をこの順で有し、第１層は、下記式（１）で表される組成からなる化合物層であり、
（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ （１）
［式（１）中、ｘはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｘ≦０．７５を満足する。］
第１層の粒子の平均粒径が、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、第１層の平均厚さが、１．０μｍ以上８．０μｍ以下であり、第２層は、ＴｉＢ2からなる化合物層であり、第２層の粒子の平均粒径が、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であり、第２層の平均厚さが、０．２μｍ以上１．０μｍ以下であり、第３層は、下記式（２）で表される組成からなる化合物層であり、
（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ （２）
［式（１）中、ｙはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｙ≦０．７５を満足する。］
第３層の粒子は、アスペクト比が２．０以上の柱状晶であり、第３層の粒子の平均粒径が、１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、第３層の平均厚さが０．２μｍ以上１．０μｍ以下である。
このような被覆切削工具が、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長いものとなる要因は、詳細には明らかではないが、本発明者はその要因を下記のように考えている。ただし、要因はこれに限定されない。すなわち、第１層において、（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ中のｘが０．７５以下であると、耐熱性が向上するため、高速加工や負荷の大きい加工といった切削温度が高い加工においても反応摩耗を抑制することができる結果、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第１層において、（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ中のｘが０．２５以上であると、Ｔｉを含有することによる効果として、高温強度や六方晶の形成を抑制することで被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第１層において、平均厚さが１．０μｍ以上であると、第２層との密着性に優れる。また、第１層の平均厚さが８．０μｍ以下であると、被覆層の剥離が抑制されることに主に起因して被覆切削工具の耐欠損性が向上する。また、第１層において、粒子の平均粒径が１００ｎｍ以上であると、粒子の脱落が抑制されるので、基材又は下部層との密着性が向上する。また、第１層において、粒子の平均粒径が５００ｎｍ以下であると、硬さが向上するため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第２層において、平均厚さが０．２μｍ以上であると、高温安定性が向上するため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。一方、第２層において、平均厚さが１．０μｍ以下であると、第１層及び第３層との密着性に優れる。また、第２層において、粒子の平均粒径が１ｎｍ以上であると、圧縮応力が高くなりすぎるのを抑え、剥離を抑制できるため、第１層及び第３層との密着性が向上する。一方、第２層において、粒子の平均粒径が１０ｎｍ以下であると、硬さが向上するため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、ＴｉＢ2からなる化合物層を第２層として有することで、第３層の粒子の微粒化に寄与するので、微粒且つ柱状晶の第３層を形成することができる。また、第３層において、（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ中のｙが０．７５以下であると、耐熱性が向上するため、高速加工や負荷の大きい加工といった切削温度が高い加工においても反応摩耗を抑制することができるため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。一方、第３層において、（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ中のｙが０．２５以上であると、Ｔｉを含有することによる効果として、高温強度や六方晶の形成を抑制することで被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第３層において、平均厚さが０．２μｍ以上であると、切削加工中に発生した亀裂が基材に向かって進展するのを抑制することができるため、被覆切削工具の耐欠損性が向上する。一方、第３層において、平均厚さが１．０μｍ以下であると、第２層との密着性に優れる。また、第３層において、粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上であると、圧縮応力が高くなりすぎるのを抑えることで、剥離を抑制できるため、第２層との密着性が向上する。第３層において、粒子の平均粒径が５０ｎｍ以下であると、圧縮応力が大きくなるため、亀裂の進展が抑制されるので被覆切削工具の耐欠損性が向上する。また、第３層の粒子のアスペクト比が２．０以上であると、粒子の脱落を抑制することにより、第３層の効果が長く発揮される。これにより、被覆切削工具の耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。これらの効果が相俟って、本実施形態の被覆切削工具は、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させた工具寿命の長いものとなる。
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。本実施形態に用いる基材は、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、及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、セラミックス又は立方晶窒化硼素焼結体のいずれかであると、被覆切削工具の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、被覆層全体の平均厚さが、１．４μｍ以上１０．０μｍ以下であることが好ましい。被覆層全体の平均厚さが１．４μｍ以上であると、耐摩耗性が更に向上する傾向にある。一方、本実施形態の被覆切削工具において、被覆層全体の平均厚さが１０．０μｍ以下であると、耐欠損性が一層向上する傾向にある。そのため、被覆層全体の平均厚さは、１．４μｍ以上１０．０μｍ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、被覆層全体の平均厚さは２．０μｍ以上９．５μｍ以下であるとより好ましく、２．５μｍ以上９．０μｍ以下であるとさらに好ましい。
〔第１層〕
本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第１層は、下記式（１）で表される組成からなる化合物層である。
（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ （１）
［式（１）中、ｘはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｘ≦０．７５を満足する。］
第１層において、（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ中のｘが０．７５以下であると、耐熱性が向上するため、高速加工や負荷の大きい加工といった切削温度が高い加工においても反応摩耗を抑制することができる結果、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第１層において、（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ中のｘが０．２５以上であると、Ｔｉを含有することによる効果として、高温強度や六方晶の形成を抑制することで被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。同様の観点から、第１層において、（ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ中のｘが０．３０以上０．７０以下であることが好ましい。
また、本実施形態において、各層の組成を（Ｔｉ0.70Ａｌ0.30）Ｎと表記する場合は、Ｔｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素が０．７０、Ｔｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＡｌ元素が０．３０であることを意味する。すなわち、Ｔｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の量が７０原子％、Ｔｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＡｌ元素の量が３０原子％であることを意味する。
また、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第１層の粒子の平均粒径は１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下である。第１層において、粒子の平均粒径が１００ｎｍ以上であると、粒子の脱落が抑制されるので、基材又は下部層との密着性が向上する。一方、第１層において、粒子の平均粒径が５００ｎｍ以下であると、硬さが向上するため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。同様の観点から第１層の粒子の平均粒径は１１０ｎｍ以上４７０ｎｍ以下であることが好ましく、１２０ｎｍ以上４５０ｎｍ以下であることがより好ましい。
さらに、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第１層の平均厚さは１．０μｍ以上８．０μｍ以下である。第１層において、平均厚さが１．０μｍ以上であると、第２層との密着性に優れる。また、第１層の平均厚さが８．０μｍ以下であると、被覆層の剥離が抑制されることに主に起因して被覆切削工具の耐欠損性が向上する。同様の観点から第１層の平均厚さは１．５μｍ以上７．０μｍ以下であることが好ましく、２．０μｍ以上６．０μｍ以下であることがより好ましい。
〔第２層〕
本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第２層は、ＴｉＢ2からなる化合物層である。ＴｉＢ2からなる化合物層を第２層として有することで、第３層の粒子の微粒化に寄与するので、微粒且つ柱状晶の第３層を形成することができる。
また、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第２層の平均厚さが、０．２μｍ以上１．０μｍ以下である。第２層において、平均厚さが０．２μｍ以上であると、高温安定性が向上するため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第２層において、平均厚さが１．０μｍ以下であると、第１層及び第３層との密着性に優れる。同様の観点から第２層の平均厚さは０．３μｍ以上０．８μｍ以下であることが好ましい。
また、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第２層の粒子の平均粒径が、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下である。第２層において、粒子の平均粒径が１ｎｍ以上であると、圧縮応力が高くなりすぎるのを抑え、剥離を抑制できるため、第１層及び第３層との密着性が向上する。また、第２層において、粒子の平均粒径が１０ｎｍ以下であると、硬さが向上するため、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。同様の観点から第２層の粒子の平均粒径は１ｎｍ以上９ｎｍ以下であることが好ましい。
〔第３層〕
本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第３層は、下記式（２）で表される組成からなる化合物層である。
（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ （２）
［式（１）中、ｙはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｙ≦０．７５を満足する。］
第３層において、（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ中のｙが０．７５以下であると、耐熱性が向上するため、高速加工や負荷の大きい加工といった切削温度が高い加工においても反応摩耗を抑制することができる結果、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。また、第３層において、（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ中のｙが０．２５以上であると、Ｔｉを含有することによる効果として、高温強度や六方晶の形成を抑制することで被覆切削工具の耐摩耗性が向上する。同様の観点から、第３層において、（ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ中のｙが０．２７以上０．７３以下であることが好ましく、０．３０以上０．７０以下であることがより好ましい。
また、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第３層の平均厚さが０．２μｍ以上１．０μｍ以下である。第３層において、平均厚さが０．２μｍ以上であると、切削加工中に発生した亀裂が基材に向かって進展するのを抑制することができるため、被覆切削工具の耐欠損性が向上する。また、第３層において、平均厚さが１．０μｍ以下であると、第２層との密着性に優れる。同様の観点から第３層の平均厚さは０．３μｍ以上０．８μｍ以下であることが好ましい。
また、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第３層の粒子は、アスペクト比が２．０以上の柱状晶である。第３層の粒子のアスペクト比が２．０以上であると、粒子の脱落を抑制することにより、第３層の効果が長く発揮される。これにより、被覆切削工具の耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。同様の観点から、第３層の粒子のアスペクト比は、２．３以上であることが好ましく、２．５以上であることがより好ましい。なお、アスペクト比とは、第３層の各粒子において、最も長い軸を最も短い軸で除した値であり、アスペクト比が１に近いほど等軸粒であることを表す。第３層の粒子のアスペクト比の上限は、特に限定されないが、例えば、１６．６である。
また、本実施形態の被覆切削工具に用いる被覆層において、第３層の粒子の平均粒径が、１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。第３層において、粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上であると、圧縮応力が高くなりすぎるのを抑えることで、剥離を抑制できるため、第２層との密着性が向上する。第３層において、粒子の平均粒径が５０ｎｍ以下であると、圧縮応力が大きくなるため、亀裂の進展が抑制されるので被覆切削工具の耐欠損性が向上する。同様の観点から第３層の粒子の平均粒径は１１ｎｍ以上４９ｎｍ以下であることが好ましく、１２ｎｍ以上４８ｎｍ以下であることがより好ましい。
なお、本実施形態において、被覆層の各層における粒子の平均粒径は、基材の表面と平行な方向を粒径とし、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。また、第３層の粒子の形態及びアスペクト比も後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
さらに、本実施形態の被覆切削工具は、被覆層の硬さが、３５ＧＰａ以上５５ＧＰａ以下であることが好ましい。被覆層の硬さが３５ＧＰａ以上であると、被覆切削工具の耐摩耗性が向上する傾向にあり、被覆層の硬さが５５ＧＰａ以下であると、被覆切削工具の耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、被覆層の硬さは、３６ＧＰａ以上５３ＧＰａ以下であることがより好ましく、３７ＧＰａ以上５２ＧＰａ以下であることがさらに好ましい。
被覆層の硬さは、単位Ｐａ（より具体的には、ＧＰａ）を有する物性値であり、測定したい箇所にダイナミック硬度計を押し当てることに測定することができる（以下、このような測定を「ナノインデンテーション測定」ともいう。）。なお、本明細書中、ナノインデンテーション測定は、国際標準化機構による規格（ＩＳＯ１４５７７）に準拠して測定される。ダイナミック硬度計としては、上記規格に従うものであれば特に限定されず、例えば、ＭＴＳ社製の商品名「ナノインデンター」等を用いることができる。
なお、本実施形態において、被覆層の硬さは、ＩＳＯ１４５７７に準拠して、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
さらに、本実施形態の被覆切削工具は、被覆層の圧縮応力が、２．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ以下であることが好ましい。被覆層の圧縮応力が２．０ＧＰａ以上であると、亀裂の進展を抑制することができるので、被覆切削工具の耐欠損性が向上する傾向にあり、被覆層の圧縮応力が１０．０ＧＰａ以下であると、被覆層を形成した後に亀裂が生じるのを抑制することができるので、被覆切削工具の耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、被覆層の圧縮応力は、２．２ＧＰａ以上９．６ＧＰａ以下であることがより好ましく、２．４ＧＰａ以上９．４ＧＰａ以下であることがさらに好ましい。
なお、本実施形態において、被覆層の圧縮応力は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
図１は、本実施形態の被覆切削工具の一例を示す模式断面図である。被覆切削工具５は、基材１と、その基材１の表面上に形成された被覆層７とを備え、更に被覆層７は、基材１側から表面上に向かって、下部層２、第１層３、第２層４、第３層５及び上部層６をこの順で有している。
本実施形態に用いる被覆層は、第１層、第２層及び第３層だけで構成されてもよいが、基材と第１層との間（すなわち、第１層の下層）に下部層を有すると好ましい。これにより、基材と被覆層との密着性が更に向上する。その中でも、下部層は、上記と同様の観点から、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、式（１）で表される組成からなる化合物を除く。）を含むと好ましく、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物を含むとさらに好ましい。また、下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。
本実施形態において、下部層の平均厚さが０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると、基材と被覆層との密着性が更に向上する傾向を示すため、好ましい。同様の観点から、下部層の平均厚さは、０．２μｍ以上３．０μｍ以下であるとより好ましく、０．３μｍ以上２．５μｍ以下であるとさらに好ましい。
本実施形態に用いる被覆層は、第３層における基材と反対側の表面（すなわち、第３層の上層）に上部層を有してもよい。上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、式（２）で表される組成からなる化合物を除く。）を含むと、耐摩耗性に一層優れるので、さらに好ましい。また、上記と同様の観点から、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物を含むとさらに好ましい。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。
本実施形態において、上部層の平均厚さが０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると、耐摩耗性により優れる傾向を示すため好ましい。同様の観点から、上部層の平均厚さは、０．３μｍ以上３．０μｍ以下であるとより好ましく、０．５μｍ以上２．５μｍ以下であるとさらに好ましい。
〔被覆層の製造方法〕
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、及びイオンミキシング法などの物理蒸着法が挙げられる。物理蒸着法を使用して、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。
〔被覆切削工具の製造方法〕
本実施形態の被覆切削工具の製造方法について、以下に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。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２００℃～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、反応容器内の圧力を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－５００Ｖ～－３５０Ｖ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。
本実施形態に用いる下部層を形成する場合、基材をその温度が４００℃～６００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ～５．０Ｐａとする。ガスとしては、例えば、下部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物で構成される場合、Ｎ2ガスが挙げられ、下部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎ及びＣとからなる化合物で構成される場合、Ｎ2ガスとＣ2Ｈ2ガスとの混合ガスが挙げられる。混合ガスの体積比率としては、特に限定されないが、例えば、Ｎ2ガス：Ｃ2Ｈ2ガス＝９５：５～８５：１５であってもよい。次いで、基材に－８０Ｖ～－４０Ｖのバイアス電圧を印加してアーク電流１００Ａ～２００Ａのアーク放電により各層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて下部層を形成するとよい。
本実施形態に用いる第１層を形成する場合、基材をその温度が４００℃～８００℃になるように制御する。温度を制御した後、反応容器内に窒素ガス（Ｎ2）を導入して、反応容器内の圧力を２．０Ｐａ～４．０Ｐａとする。次いで、基材に－１００Ｖ～－２０Ｖのバイアス電圧を印加し、アーク電流１５０Ａ～２００Ａのアーク放電により第１層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて、第１層を形成するとよい。
本実施形態に用いる第２層を形成する場合、基材をその温度が４００℃～８００℃になるように制御する。その基材の温度が第１層を形成する際の基材の温度と異なる場合は、第２層を形成する前に温度を変更する。なお、その基材の温度を、第１層を形成する際の基材の温度と同じにすると、第１層と第２層とを連続して形成することができるので好ましい。温度を制御した後、反応容器内にアルゴンガス（Ａｒ）を導入して、反応容器内の圧力を２．０Ｐａ～４．０Ｐａとする。次いで、基材に－１２０Ｖ～－２０Ｖのバイアス電圧を印加し、アーク電流１５０Ａ～２００Ａのアーク放電により第２層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて、第２層を形成するとよい。
本実施形態に用いる第３層を形成する場合、基材をその温度が４００℃～８００℃になるように制御する。その基材の温度が第２層を形成する際の基材の温度と異なる場合は、第３層を形成する前に温度を変更する。なお、その基材の温度を、第２層を形成する際の基材の温度と同じにすると、第２層と第３層とを連続して形成することができるので好ましい。温度を制御した後、反応容器内に窒素ガス（Ｎ2）を導入して、反応容器内の圧力を２．０Ｐａ～４．０Ｐａとする。次いで、基材に－１００Ｖ～－２０Ｖのバイアス電圧を印加し、アーク電流１５０Ａ～２００Ａのアーク放電により第３層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて、第３層を形成するとよい。
金属蒸発源のアーク放電時間をそれぞれ調整することによって、被覆層を構成する各層の厚さを制御することができる。
本実施形態に用いる各層の粒子の平均粒径を所望の値にするには、上述の各層を形成する過程において、バイアス電圧、温度及び圧力を制御するとよい。バイアス電圧が小さくなるほど、各層の粒子の平均粒径が小さくなる傾向にある。また、温度が低くなるほど、各層の粒子の平均粒径が小さくなる傾向にある。また、圧力が低くなるほど、各層の粒子の平均粒径が小さくなる傾向にある。また、各層の平均厚さを厚くするほど、各層の粒子の平均粒径が大きくなる傾向にある。さらに、本実施形態に用いるＴｉＡｌＮ層（第１層及び第３層）の粒子の平均粒径を所望の値にするには、上述の第１層及び第３層を形成する過程において、ＴｉＡｌＮ中のＴｉ元素の原子比の割合を増大させると、第１層及び第３層の粒子の平均粒径が大きくなる傾向にある。また、第１層及び／又は第２層の粒子の平均粒径を小さくすると、その上層（第２層及び／又は第３層）の粒子の平均粒径は小さくなる傾向にある。特に、第３層（ＴｉＡｌＮ層）の製造条件が第１層（ＴｉＡｌＮ層）と同等であっても、第３層の下に第２層として微粒のＴｉＢ2層を形成することにより、第３層（ＴｉＡｌＮ層）の粒子は、第１層（ＴｉＡｌＮ層）の粒子より微粒化し、かつ、アスペクト比が２．０以上の柱状晶となると考えられる。なお、この第２層のＴｉＢ2層の第３層の粒子に対する微粒化の効果（以下単に「微粒化効果」とも記す）は、ＴｉＢ2層の平均厚さが０．２μｍ以上であると有効に発現するが、ＴｉＢ2層の平均厚さが０．２μｍ未満（例えば、０．１μｍ）であると、第３層の粒子は微粒化せずにアスペクト比が小さくなる場合がある。この理由は明らかではないが本発明者は以下のとおり推定している。ＴｉＢ2層の平均厚さが０．２μｍ以上であるとＴｉＢ2層が第１層を均一に覆うことができるため、微粒化効果は有効に発現する。一方、ＴｉＢ2層の平均厚さが０．２μｍ未満、例えば、０．１μｍと極めて薄いと、ＴｉＢ2層の場所によっては、厚さが０．１μｍよりも薄い場所があり、そのような場所では、ＴｉＢ2層が第１層を均一に覆うことができていないため、微粒化効果が十分に発現せず、この結果、第３層の粒子の平均粒径が微粒化しないで、アスペクト比が小さくなる場合があると推定している。また、上述の第３層を形成する過程において、ＴｉＡｌＮ中のＴｉ元素の原子比の割合を減少させると、第３層の粒子のアスペクト比が大きくなる傾向にある。
本実施形態に用いる被覆層の硬さを所望の値にするには、上述の各層を形成する過程において、バイアス電圧、温度及び圧力を制御するとよい。バイアス電圧が小さくなるほど、被覆層の硬さが硬くなる傾向にある。また、温度が低くなるほど、被覆層の硬さが硬くなる傾向にある。また、圧力が低くなるほど、被覆層の硬さが硬くなる傾向にある。さらに、上述の第１層及び第３層を形成する過程において、ＴｉＡｌＮ中のＴｉ元素の原子比の割合を増大させると、被覆層の硬さが柔らかくなる傾向にある。また、第２層（ＴｉＢ2層）の平均厚さを大きくすると、被覆層の硬さが硬くなる傾向にある。
本実施形態に用いる被覆層の圧縮応力を所望の値にするには、上述の各層を形成する過程において、バイアス電圧及び温度を制御するとよい。バイアス電圧が小さくなるほど、被覆層の圧縮応力が高くなる傾向にある。また、温度が低くなるほど、被覆層の圧縮応力が高くなる傾向にある。さらに、上述の第１層及び第３層を形成する過程において、ＴｉＡｌＮ中のＴｉ元素の原子比の割合を増大させると、被覆層の圧縮応力が低くなる傾向にある。また、第２層（ＴｉＢ2層）の平均厚さを大きくすると、被覆層の圧縮応力が高くなる傾向にある。
本実施形態に用いる上部層を形成する場合、上述した下部層と同様の製造条件により形成するとよい。すなわち、まず、基材をその温度が４００℃～６００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ～５．０Ｐａとする。ガスとしては、例えば、上部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物で構成される場合、Ｎ2ガスが挙げられ、上部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎ及びＣとからなる化合物で構成される場合、Ｎ2ガスとＣ2Ｈ2ガスとの混合ガスが挙げられる。混合ガスの体積比率としては、特に限定されないが、例えば、Ｎ2ガス：Ｃ2Ｈ2ガス＝９５：５～８５：１５であってもよい。次いで、基材に－８０Ｖ～－４０Ｖのバイアス電圧を印加してアーク電流１００Ａ～２００Ａのアーク放電により各層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて、上部層を形成するとよい。
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。
本実施形態の被覆切削工具は、少なくとも耐摩耗性及び耐欠損性に優れていることに起因して、従来よりも工具寿命を延長できるという効果を奏すると考えられる（ただし、工具寿命を延長できる要因は上記に限定されない。）。本実施形態の被覆切削工具の種類として具体的には、フライス加工用又は旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、及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。
（実施例１）
基材として、ＣＮＭＧ１２０４０８－ＳＭ（８９．６ＷＣ－９．８Ｃｏ－０．６Ｃｒ3Ｃ2（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、表１及び表２に示す各層の組成になるよう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４５０℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にその圧力が２．７ＰａになるようにＡｒガスを導入した。
圧力２．７Ｐａ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。
発明品１～２３については、真空引き後、基材をその温度が表３に示す温度（成膜開始時の温度）になるように制御し、第１層及び第３層を形成する際は窒素ガス（Ｎ2）を反応容器内に導入し、第２層を形成する際はアルゴンガス（Ａｒ）を反応容器内に導入し、反応容器内を表３に示す圧力に調整した。なお、第１層から第３層を形成する過程において、温度が異なる試料は、各層を形成する前に温度を変更した。また、基材に表３に示すバイアス電圧を印加して、表１に示す組成の第１層、第２層及び第３層の金属蒸発源をこの順で、表３に示すアーク電流のアーク放電により蒸発させて、基材の表面に第１層、第２層及び第３層をこの順で形成した。このとき表３に示す反応容器内の圧力になるよう制御した。また、第１層、第２層及び第３層の厚さは、表１に示す平均厚さとなるように、それぞれのアーク放電時間を調整して制御した。
比較品１～１４については、真空引き後、基材をその温度が表４に示す温度（成膜開始時の温度）になるように制御し、Ａ層及びＣ層を形成する際は窒素ガス（Ｎ2）を反応容器内に導入し、Ｂ層を形成する際はアルゴンガス（Ａｒ）を反応容器内に導入し、反応容器内を表４に示す圧力に調整した。なお、比較例２のＢ層（ＴｉＮ層）を形成する際は窒素ガス（Ｎ2）を反応容器内に導入した。また、Ａ層からＣ層を形成する過程において、温度が異なる試料は、各層を形成する前に温度を変更した。また、基材に表４に示すバイアス電圧を印加して、表２に示す組成のＡ層、Ｂ層及びＣ層の金属蒸発源をこの順で、表４に示すアーク電流のアーク放電により蒸発させて、基材の表面にＡ層、Ｂ層及びＣ層をこの順で形成した。このとき表４に示す反応容器内の圧力になるよう制御した。また、Ａ層、Ｂ層及びＣ層の厚さは、表２に示す平均厚さとなるように、それぞれのアーク放電時間を調整して制御した。
基材の表面に表１及び表２に示す所定の平均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。
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ＴＥＭ観察し、各層の厚さを測定し、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。それらの結果も、表１及び表２に併せて示す。
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、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて測定した。それらの結果も、表１及び表２に併せて示す。なお、表１及び表２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を示す。
〔粒子の形態、アスペクト比及び平均粒径〕
得られた試料について、以下のとおり、市販の透過型顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、各層における粒子の平均粒径、並びに、第３層及びＣ層の粒子の形態及びアスペクト比を測定した。
なお、第１層及びＡ層の平均粒径については、基材側の界面から被覆層の表面側に向かって５００ｎｍの位置（以下、単に「第１層及びＡ層の基材側から５００ｎｍの位置」とも記す。）における結晶粒の平均粒径を測定し、第２層及びＢ層の平均粒径については、基材側の界面から被覆層の表面側に向かって１００ｎｍの位置（以下、単に「第２層及びＢ層の基材側から１００ｎｍの位置」とも記す。）における結晶粒の平均粒径を測定し、第３層及びＣ層の平均粒径については、第３層及びＣ層の基材と反対側の表面から基材側に向かって１００ｎｍの位置（以下、単に「第３層及びＣ層の表面から１００ｎｍの位置」とも記す。）における結晶粒の平均粒径を測定した。まず、集束イオンビーム（ＦＩＢ）加工機を用いて、被覆層の断面（被覆層の厚さを観察するときと同じ方向の断面：基材表面に対して垂直方向）を観察面とする薄膜の試料を作製した。作製した試料の観察面について走査透過電子像（ＳＴＥＭ像）の写真を撮影した。撮影した写真の第１層又はＡ層の基材側から５００ｎｍの位置において、基材の表面と平行な方向に直線を引き、この線上に存在する結晶粒の数を測定した。この直線の長さをこの線上に存在する結晶粒の数で除し、得られた値を第１層又はＡ層の基材側から５００ｎｍの位置における結晶粒の平均粒径とした。このとき、直線の長さを１０μｍ以上とした。同様に、撮影した写真の第２層又はＢ層の基材側から１００ｎｍの位置において、基材の表面と平行な方向に直線を引き、この直線の長さをこの線上に存在する結晶粒の数で除し、得られた値を第２層又はＢ層の基材側から１００ｎｍの位置における結晶粒の平均粒径とした。また、同様に、撮影した写真の第３層又はＣ層の表面から１００ｎｍの位置において、基材の表面と平行な方向に直線を引き、この直線の長さをこの線上に存在する結晶粒の数で除し、得られた値を第３層又はＣ層の表面から１００ｎｍの位置における結晶粒の平均粒径とした。さらに、第３層及びＣ層について、特定した各粒子の形態及びアスペクト比をそれぞれ求めた。測定結果を、表５及び表６に示す。なお、本実施形態において、粒子の形態は、アスペクト比が２以上の場合を「柱状晶」とし、アスペクト比が２未満の場合を「粒状晶」とする。
〔被覆層の硬さ〕
得られた各試料について、ダイナミック硬度計（ＭＴＳ社製の商品名「ナノインデンター」）を用いたナノインデンテーション法により、被覆層の硬さを測定した。より具体的には、得られた被覆切削工具の逃げ面において、ドロップレットを避けるようにして、無作為に各３箇所を選択して、１箇所につき１０点ナノインデンテーション測定を行い、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。なお、１０点測定する場合、硬さ測定に影響を及ぼさない程度に各測定点の間隔をあけて、圧痕を打った。その結果を、表５及び表６に示す。
〔被覆層の圧縮応力〕
得られた試料における被覆層の圧縮応力は、Ｘ線応力測定装置（株式会社リガク製、型式「ＲＩＮＴ ＴＴＲＩＩＩ」）を用いたｓｉｎ2ψ法により逃げ面の任意の部分を測定した。具体的には、被覆層中の任意の３点における圧縮応力をｓｉｎ2ψ法により測定し、これら３点の圧縮応力の相加平均値を求めた。測定箇所となる被覆層中の任意の３点は、互いに０．１ｍｍ以上離れるように選択した。より具体的には、まず、被覆層のうち測定対象としてＴｉＡｌＮ層の（２，２，０）面を選択して測定した。ＴｉＡｌＮ層が形成された試料を、Ｘ線回折装置によって分析した。そして、試料面法線と格子面法線とのなす角度ψを変えた時のＴｉＡｌＮ層の（２，２，０）面の回折角の変化から圧縮応力を求めた。このとき、第１層と第３層とのピークを分離するのではなく、両方の反射を含むピークから圧縮応力を求めた。このため、便宜上、このようして求めた圧縮応力を被覆層の圧縮応力とした。その結果を、表５及び表６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１］
被削材：ＳＵＳ３０４
被削材形状：１２０ｍｍ×４００ｍｍの丸棒
切削速度：１５０ｍ/分
１刃あたりの送り：０．３ｍｍ/ｒｅｖ
切り込み深さ：２．０ｍｍ
クーラント：使用
評価項目：試料が欠損した（試料の切れ刃部に欠けが生じた）とき、又は逃げ面摩耗幅が０．３０ｍｍ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。また、加工時間が１０分のとき（加工時間が１０分未満で工具寿命となった場合は工具寿命に至ったとき）の損傷形態をそれぞれＳＥＭで観察した。なお、加工時間が１０分であるときの損傷形態が「チッピング」であるのは、加工を継続できる程度の欠けであったことを意味する。また、加工時間が長いことは、耐欠損性及び耐摩耗性に優れていることを意味する。得られた評価の結果を表７及び表８に示す。
表７及び表８に示す結果より、発明品１～２３の加工時間は２４分以上であり、全ての比較品１～１４の加工時間よりも長かった。
以上の結果より、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させたことにより、発明品の工具寿命が長くなっていることが分かった。
（実施例２）
基材として、ＣＮＭＧ１２０４０８－ＳＭ（８９．６ＷＣ－９．８Ｃｏ－０．６Ｃｒ3Ｃ2（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、表９及び表１０に示す各層の組成になるよう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４５０℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にその圧力が２．７ＰａになるようにＡｒガスを導入した。
圧力２．７Ｐａ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。
発明品２４については、真空引き後、基材をその温度が表１２に示す温度（成膜開始時の温度）になるように制御し、発明品２５～２８については、真空引き後、基材をその温度が表１１に示す温度（成膜開始時の温度）になるように制御した。また、下部層、上部層、第１層及び第３層を形成する際は窒素ガス（Ｎ2）を反応容器内に導入し、第２層を形成する際はアルゴンガス（Ａｒ）を反応容器内に導入し、反応容器内を表１１及び表１２に示す圧力に調整した。なお、各層を形成する過程において、温度が異なる試料は、各層を形成する前に温度を変更した。また、基材に表１１及び表１２に示すバイアス電圧を印加して、発明品２４については、表９及び表１０に示す組成の下部層、第１層、第２層及び第３層の金属蒸発源をこの順で、発明品２５～２８については、表９及び表１０に示す組成の第１層、第２層、第３層及び上部層の金属蒸発源をこの順で、表１１及び表１２に示すアーク電流のアーク放電により蒸発させて、発明品２４については、基材の表面に下部層、第１層、第２層及び第３層をこの順で形成し、発明品２５～２８については、基材の表面に第１層、第２層、第３層及び上部層をこの順で形成した。このとき表１１及び表１２に示す反応容器内の圧力になるよう制御した。また、各層の厚さは、表９及び表１０に示す平均厚さとなるように、それぞれのアーク放電時間を調整して制御した。
基材の表面に表９及び１０に示す所定の平均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。
得られた試料の各層の平均厚さ及び組成は、実施例１と同様の方法より求めた。それらの結果を、表９及び表１０に併せて示す。
〔粒子の形態、アスペクト比及び平均粒径〕
得られた試料について、第１～３層における粒子の平均粒径、並びに、第３層及の粒子の形態及びアスペクト比を、実施例１と同様の方法により求めた。測定結果を表１３に示す。
〔被覆層の硬さ〕
得られた試料について、被覆層の硬さを実施例１と同様の方法により求めた。その結果を表１３に示す。
〔被覆層の圧縮応力〕
得られた試料について、被覆層の圧縮応力を実施例１と同様の方法により求めた。その結果を表１３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２］
被削材：ＳＵＳ３０４
被削材形状：１２０ｍｍ×４００ｍｍの丸棒
切削速度：１５０ｍ/分
１刃あたりの送り：０．３ｍｍ/ｒｅｖ
切り込み深さ：２．０ｍｍ
クーラント：使用
評価項目：試料が欠損した（試料の切れ刃部に欠けが生じた）とき、又は逃げ面摩耗幅が０．３０ｍｍ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。また、加工時間が１０分のときの損傷形態をそれぞれＳＥＭで観察した。また、加工時間が長いことは、耐欠損性及び耐摩耗性に優れていることを意味する。得られた評価の結果を表１４に示す。
表１４に示す結果より、発明品２４～２８の加工時間は３３分以上であり、全ての比較品１～１４の加工時間よりも長かった。
以上の結果より、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させたことにより、発明品の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、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることにより、従来よりも工具寿命を延長できるので、その点で産業上の利用可能性が高い。
１…基材、２…下部層、３…第１層、４…第２層、５…第３層、６…上部層、７…被覆層、８…被覆切削工具。

Claims (7)

  1. 基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含み、
    前記被覆層は、前記基材側から表面側に向かって、第１層、第２層及び第３層をこの順で有し、
    前記第１層は、下記式（１）で表される組成からなる化合物層であり、
    （ＴｉxＡｌ1-x）Ｎ （１）
    ［式（１）中、ｘはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｘ≦０．７５を満足する。］
    前記第１層の粒子の平均粒径が、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、
    前記第１層の平均厚さが、１．０μｍ以上８．０μｍ以下であり、
    前記第２層は、ＴｉＢ2からなる化合物層であり、
    前記第２層の粒子の平均粒径が、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であり、
    前記第２層の平均厚さが、０．２μｍ以上１．０μｍ以下であり、
    前記第３層は、下記式（２）で表される組成からなる化合物層であり、
    （ＴｉyＡｌ1-y）Ｎ （２）
    ［式（１）中、ｙはＴｉ元素とＡｌ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、０．２５≦ｙ≦０．７５を満足する。］
    前記第３層の粒子は、アスペクト比が２．０以上の柱状晶であり、
    前記第３層の粒子の平均粒径が、１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
    前記第３層の平均厚さが０．２μｍ以上１．０μｍ以下である、被覆切削工具。
  2. 前記被覆層全体の平均厚さが、１．４μｍ以上１０．０μｍ以下である、請求項１に記載の被覆切削工具。
  3. 前記被覆層の硬さが、３５ＧＰａ以上５５ＧＰａ以下である、請求項１又は２に記載の被覆切削工具。
  4. 前記被覆層の圧縮応力が、２．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の被覆切削工具。
  5. 前記被覆層は、前記基材と前記第１層との間に、下部層を有し、
    前記下部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、前記式（１）で表される組成からなる化合物を除く。）の単層又は多層であり、
    前記下部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ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。
  6. 前記被覆層は、前記第３層における前記基材と反対側の表面に、上部層を有し、
    前記上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及び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及び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、前記式（２）で表される組成からなる化合物を除く。）の単層又は多層であり、
    前記上部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
  7. 前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス又は立方晶窒化硼素焼結体のいずれかである、請求項１～６のいずれか一項に記載の被覆切削工具。
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