JPH08158052A - 被覆硬質合金 - Google Patents
被覆硬質合金Info
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- JPH08158052A JPH08158052A JP25589395A JP25589395A JPH08158052A JP H08158052 A JPH08158052 A JP H08158052A JP 25589395 A JP25589395 A JP 25589395A JP 25589395 A JP25589395 A JP 25589395A JP H08158052 A JPH08158052 A JP H08158052A
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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- C23C28/40—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition
- C23C28/42—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition characterized by the composition of the alternating layers
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、通常の切削条
件はもとより、刃先温度が１０００℃を越えるような高
速ないし高能率の厳しい切削条件においても十分に使用
に耐え得る、切削工具として有用な被覆硬質合金を提供
する。 【解決手段】 超硬合金又はサーメットからなる母材１
と、その表面に設けたＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化
物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少な
くとも１層の膜厚０.１〜５μｍの内側層２と、Ａｌ2Ｏ
3及び／又はＺｒＯ2を主体とする中間層３と、Ｔｉの炭
化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホ
ウ窒化物からなる少なくとも１層の膜厚５〜１００μｍ
の外側層３とからなる被覆硬質合金。
件はもとより、刃先温度が１０００℃を越えるような高
速ないし高能率の厳しい切削条件においても十分に使用
に耐え得る、切削工具として有用な被覆硬質合金を提供
する。 【解決手段】 超硬合金又はサーメットからなる母材１
と、その表面に設けたＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化
物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少な
くとも１層の膜厚０.１〜５μｍの内側層２と、Ａｌ2Ｏ
3及び／又はＺｒＯ2を主体とする中間層３と、Ｔｉの炭
化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホ
ウ窒化物からなる少なくとも１層の膜厚５〜１００μｍ
の外側層３とからなる被覆硬質合金。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として切削加工
に使用する切削工具用の被覆硬質合金に関し、特に耐摩
耗性及び耐欠損性に優れ、高速ないし高能率の切削条件
にも耐え得る切削工具として有用な被覆硬質合金に関す
る。
に使用する切削工具用の被覆硬質合金に関し、特に耐摩
耗性及び耐欠損性に優れ、高速ないし高能率の切削条件
にも耐え得る切削工具として有用な被覆硬質合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】切削工具の切削中に於ける刃先温度は、
通常の１００〜３００ｍ／ｍｉｎ程度の切削条件におい
ても、最高で約８００℃以上になることが知られてい
る。更に近年においては、ＮＣ工作機の普及、生産コス
トの低減努力、労働時間短縮の流れから、単位時間当た
りの生産性を高めるため、従来よりも高速あるいは高送
りの条件、例えば３００ｍ／ｍｉｎ以上の高速で切削可
能な切削工具の開発に対する要求が自動車メーカーを中
心に高まっている。
通常の１００〜３００ｍ／ｍｉｎ程度の切削条件におい
ても、最高で約８００℃以上になることが知られてい
る。更に近年においては、ＮＣ工作機の普及、生産コス
トの低減努力、労働時間短縮の流れから、単位時間当た
りの生産性を高めるため、従来よりも高速あるいは高送
りの条件、例えば３００ｍ／ｍｉｎ以上の高速で切削可
能な切削工具の開発に対する要求が自動車メーカーを中
心に高まっている。
【０００３】しかし、そのような切削条件では、切削工
具の刃先温度は１０００℃を越えることになり、工具材
質にとっては非常に苛酷な切削条件である。即ち、刃先
温度が高くなれば切削工具の刃先は熱により塑性変形
し、刃先位置の後退を招くうえ、１０００℃を越える温
度では工具を構成している超硬合金等の硬質合金が酸化
し、急激に摩耗が進行するからである。
具の刃先温度は１０００℃を越えることになり、工具材
質にとっては非常に苛酷な切削条件である。即ち、刃先
温度が高くなれば切削工具の刃先は熱により塑性変形
し、刃先位置の後退を招くうえ、１０００℃を越える温
度では工具を構成している超硬合金等の硬質合金が酸化
し、急激に摩耗が進行するからである。
【０００４】このような切削による工具の損傷を改善す
るために、化学蒸着法あるいは物理蒸着法により硬質合
金の表面に各種硬質被覆層を形成した被覆硬質合金工具
が使用されている。歴史的には、まずＴｉ系化合物を被
覆した工具が登場し、硬質合金よりも高温での安定性に
優れるため切削速度の向上が得られた。その後、更にＴ
ｉ系化合物の上に１〜２μｍのＡｌ2Ｏ3層を被覆した工
具が開発され、切削速度を更に向上させることが可能と
なったため、これが現在の被覆切削工具の主流となって
いる。
るために、化学蒸着法あるいは物理蒸着法により硬質合
金の表面に各種硬質被覆層を形成した被覆硬質合金工具
が使用されている。歴史的には、まずＴｉ系化合物を被
覆した工具が登場し、硬質合金よりも高温での安定性に
優れるため切削速度の向上が得られた。その後、更にＴ
ｉ系化合物の上に１〜２μｍのＡｌ2Ｏ3層を被覆した工
具が開発され、切削速度を更に向上させることが可能と
なったため、これが現在の被覆切削工具の主流となって
いる。
【０００５】この被覆切削工具による切削速度の向上
は、Ａｌ2Ｏ3の標準生成自由エネルギーが小さく、化学
的にＴｉ系化合物よりも安定なことから、刃先の中で最
も高温となるすくい面部分でのクレーター摩耗の抑制に
効果が大きく、高速切削に適していることや、熱伝導度
が小さいため切削熱の伝播が抑制され、下地である硬質
合金母材を低温に保つことができるためであると言われ
ている。従って、更に高速切削が可能な工具を開発する
ためには、Ａｌ2Ｏ3層の膜厚を更に厚くすれば良いこと
になる。
は、Ａｌ2Ｏ3の標準生成自由エネルギーが小さく、化学
的にＴｉ系化合物よりも安定なことから、刃先の中で最
も高温となるすくい面部分でのクレーター摩耗の抑制に
効果が大きく、高速切削に適していることや、熱伝導度
が小さいため切削熱の伝播が抑制され、下地である硬質
合金母材を低温に保つことができるためであると言われ
ている。従って、更に高速切削が可能な工具を開発する
ためには、Ａｌ2Ｏ3層の膜厚を更に厚くすれば良いこと
になる。
【０００６】しかしながら、Ａｌ2Ｏ3層の膜厚を厚くす
ると、被覆層を構成する結晶粒の粗大化が進行するため
硬度が低下し、逃げ面での耐摩耗性の低下が問題とな
る。実際にそのような工具を使用すると、摩耗の進行が
早いために、刃先位置の後退により被削材の寸法が変化
するようになり、工具の寿命が極めて短いことが分かっ
た。
ると、被覆層を構成する結晶粒の粗大化が進行するため
硬度が低下し、逃げ面での耐摩耗性の低下が問題とな
る。実際にそのような工具を使用すると、摩耗の進行が
早いために、刃先位置の後退により被削材の寸法が変化
するようになり、工具の寿命が極めて短いことが分かっ
た。
【０００７】これに対して、特公平５−４９７５０号公
報では、Ａｌ2Ｏ3層を何層かに分割することにより、結
晶粒の粗大化を防ぐ方法が提案されている。この方法に
よれば、確かにＡｌ2Ｏ3の粒度を小さくすることがで
き、耐摩耗性を向上させることができる。その反面、Ａ
ｌ2Ｏ3と他の物質との界面が増えるため、界面での層剥
離が生じやすくなり、断続切削等の衝撃の大きい切削で
は、逃げ面及びすくい面での層剥離から急激に損傷が大
きくなり、工具寿命となるケースが多かった。
報では、Ａｌ2Ｏ3層を何層かに分割することにより、結
晶粒の粗大化を防ぐ方法が提案されている。この方法に
よれば、確かにＡｌ2Ｏ3の粒度を小さくすることがで
き、耐摩耗性を向上させることができる。その反面、Ａ
ｌ2Ｏ3と他の物質との界面が増えるため、界面での層剥
離が生じやすくなり、断続切削等の衝撃の大きい切削で
は、逃げ面及びすくい面での層剥離から急激に損傷が大
きくなり、工具寿命となるケースが多かった。
【０００８】又、Ａｌ2Ｏ3層を厚膜化する代わりに、Ａ
ｌ2Ｏ3並に標準生成自由エネルギーが小さく、熱伝導率
がＡｌ2Ｏ3よりも小さいＺｒＯ2膜を用いることも、特
公昭５２−４３１８８号公報や特公昭５４−３４１８２
号公報等に提案されている。しかしながら、ＺｒＯ2を
被覆層として用いた工具は現在まで実用化されていな
い。これは、ＺｒＯ2の硬度がＡｌ2Ｏ3に比較して低い
ため、ＺｒＯ2層が耐摩耗性に劣るためである。
ｌ2Ｏ3並に標準生成自由エネルギーが小さく、熱伝導率
がＡｌ2Ｏ3よりも小さいＺｒＯ2膜を用いることも、特
公昭５２−４３１８８号公報や特公昭５４−３４１８２
号公報等に提案されている。しかしながら、ＺｒＯ2を
被覆層として用いた工具は現在まで実用化されていな
い。これは、ＺｒＯ2の硬度がＡｌ2Ｏ3に比較して低い
ため、ＺｒＯ2層が耐摩耗性に劣るためである。
【０００９】更に、特公平６−１５７１４号公報では、
Ａｌ2Ｏ3層を内側層と外側層の２層に分けて被覆した被
覆焼結合金が提案されている。しかし、外側層のＡｌ2
Ｏ3膜の役割として断熱性と耐摩耗性の両方が期待され
ているが、摩耗により断熱層としての働きは早期に低下
するうえ、耐摩耗性についても特別な工夫が施されてい
ないため摩耗の進行が早く、工具は極めて短寿命であっ
た。
Ａｌ2Ｏ3層を内側層と外側層の２層に分けて被覆した被
覆焼結合金が提案されている。しかし、外側層のＡｌ2
Ｏ3膜の役割として断熱性と耐摩耗性の両方が期待され
ているが、摩耗により断熱層としての働きは早期に低下
するうえ、耐摩耗性についても特別な工夫が施されてい
ないため摩耗の進行が早く、工具は極めて短寿命であっ
た。
【００１０】
【発明が解決しよとする課題】本発明は、かかる従来の
事情に鑑み、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、通常の切削
条件はもとより、刃先温度が１０００℃を越えるような
高速ないし高能率の厳しい切削条件においても十分に使
用に耐え得る、切削工具として有用な被覆硬質合金を提
供することを目的とする。
事情に鑑み、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、通常の切削
条件はもとより、刃先温度が１０００℃を越えるような
高速ないし高能率の厳しい切削条件においても十分に使
用に耐え得る、切削工具として有用な被覆硬質合金を提
供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提供する被覆硬質合金は、超硬合金又はサ
ーメットからなる母材の表面に硬質被覆層を設けた被覆
硬質合金において、前記硬質被覆層が、母材上に形成し
たＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸
化物又はホウ窒化物からなる少なくとも１層で構成され
た膜厚０.１〜５μｍの内側層と、該内側層上に形成し
たＡｌ2Ｏ3及び／又はＺｒＯ2を主体とする少なくとも
１層の中間層と、該中間層上に形成したＴｉの炭化物、
窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化
物からなる少なくとも１層で構成された膜厚５〜１００
μｍで、該膜厚が前記内側層よりも厚い外側層とからな
ることを特徴とする。
め、本発明が提供する被覆硬質合金は、超硬合金又はサ
ーメットからなる母材の表面に硬質被覆層を設けた被覆
硬質合金において、前記硬質被覆層が、母材上に形成し
たＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸
化物又はホウ窒化物からなる少なくとも１層で構成され
た膜厚０.１〜５μｍの内側層と、該内側層上に形成し
たＡｌ2Ｏ3及び／又はＺｒＯ2を主体とする少なくとも
１層の中間層と、該中間層上に形成したＴｉの炭化物、
窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化
物からなる少なくとも１層で構成された膜厚５〜１００
μｍで、該膜厚が前記内側層よりも厚い外側層とからな
ることを特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】従来の被覆硬質合金工具は、その
発展経緯からみて、超硬合金等の工具合金母材上にＴｉ
系化合物が被覆され、その上に厚さ１〜２μｍのＡｌ2
Ｏ3を被覆した基本的構造を有し、使用済みコーナー識
別のため３μｍ以下の薄いＴｉＮやＴｉＣＮがＡｌ2Ｏ3
層上に被覆され、総膜厚は約１０μｍ程度であった。し
かも、最外層のＴｉＮやＴｉＣＮの膜厚は使用済みコー
ナー識別のためであるから、摩耗を認識できるように内
側のＴｉ化合物の膜厚よりも当然薄くなっている。従っ
て、外側の薄いＴｉＮやＴｉＣＮ膜は早期に摩耗し、耐
摩耗性向上に寄与しているのは内層のＴｉ系化合物及び
中間層のＡｌ2Ｏ3である。
発展経緯からみて、超硬合金等の工具合金母材上にＴｉ
系化合物が被覆され、その上に厚さ１〜２μｍのＡｌ2
Ｏ3を被覆した基本的構造を有し、使用済みコーナー識
別のため３μｍ以下の薄いＴｉＮやＴｉＣＮがＡｌ2Ｏ3
層上に被覆され、総膜厚は約１０μｍ程度であった。し
かも、最外層のＴｉＮやＴｉＣＮの膜厚は使用済みコー
ナー識別のためであるから、摩耗を認識できるように内
側のＴｉ化合物の膜厚よりも当然薄くなっている。従っ
て、外側の薄いＴｉＮやＴｉＣＮ膜は早期に摩耗し、耐
摩耗性向上に寄与しているのは内層のＴｉ系化合物及び
中間層のＡｌ2Ｏ3である。
【００１３】この被覆硬質合金工具が実際に使用されて
いる環境を熱電対を工具に埋め込んで調べたところ、工
具刃先の断面温度分布は、逃げ面の温度がすくい面の最
高温度に比べて約３００℃も低く、５００ｍ／ｍｉｎの
高速切削でも逃げ面の最高温度は１０００℃に達してい
ないことが分かった。又、各切削温度でのＴｉ系化合物
とＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2との耐摩耗性を比較した結果、
逃げ面では切削温度が１０００℃以上のときにはＡｌ2
Ｏ3が最も耐摩耗性に優れるが、１０００℃よりも切削
温度が低い条件ではＴｉ系化合物の方が耐摩耗性に優れ
ること、及びすくい面では６００℃以上の温度でＡｌ2
Ｏ3及びＺｒＯ2がＴｉ系化合物よりもクレーター摩耗の
抑制に効果があることが判明した。
いる環境を熱電対を工具に埋め込んで調べたところ、工
具刃先の断面温度分布は、逃げ面の温度がすくい面の最
高温度に比べて約３００℃も低く、５００ｍ／ｍｉｎの
高速切削でも逃げ面の最高温度は１０００℃に達してい
ないことが分かった。又、各切削温度でのＴｉ系化合物
とＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2との耐摩耗性を比較した結果、
逃げ面では切削温度が１０００℃以上のときにはＡｌ2
Ｏ3が最も耐摩耗性に優れるが、１０００℃よりも切削
温度が低い条件ではＴｉ系化合物の方が耐摩耗性に優れ
ること、及びすくい面では６００℃以上の温度でＡｌ2
Ｏ3及びＺｒＯ2がＴｉ系化合物よりもクレーター摩耗の
抑制に効果があることが判明した。
【００１４】これらの事実から、すくい面の最高温度が
６００℃以上１３００℃以下程度となる切削条件、即ち
１００ｍ／ｍｉｎ程度の低速から５００ｍ／ｍｉｎ程度
の高速の切削条件において最も耐摩耗性に優れる物質
は、すくい面ではＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2であり、逃げ面
ではＴｉ系化合物であることになる。従って、被覆硬質
合金の膜構造としては、逃げ面にはＴｉ系化合物のみが
被覆され、すくい面にはＡｌ2Ｏ3及び／又はＺｒＯ2の
みが被覆されることが好ましいことになる。しかしなが
ら、硬質被覆層を蒸着法により形成する場合、同一バッ
チで面によって蒸着物質を変えることは困難である。
６００℃以上１３００℃以下程度となる切削条件、即ち
１００ｍ／ｍｉｎ程度の低速から５００ｍ／ｍｉｎ程度
の高速の切削条件において最も耐摩耗性に優れる物質
は、すくい面ではＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2であり、逃げ面
ではＴｉ系化合物であることになる。従って、被覆硬質
合金の膜構造としては、逃げ面にはＴｉ系化合物のみが
被覆され、すくい面にはＡｌ2Ｏ3及び／又はＺｒＯ2の
みが被覆されることが好ましいことになる。しかしなが
ら、硬質被覆層を蒸着法により形成する場合、同一バッ
チで面によって蒸着物質を変えることは困難である。
【００１５】そこで、本発明においては、従来のごとく
Ａｌ2Ｏ3を外側に被覆するよりは、内側にＡｌ2Ｏ3やＺ
ｒＯ2を被覆し、更に外側にＴｉ系化合物を厚く被覆す
ることによって、逃げ面での耐摩耗性が向上し、被削材
の寸法変化を抑えることができるとの考えに至り、前記
のごとく硬質合金母材側に内側層としてＴｉ系化合物、
中間層にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2、外側層に厚いＴｉ系化
合物を配置する被覆層構造を採用した。この場合、すく
い面での耐クレーター摩耗性はＴｉ系化合物を外側層と
したことで初期には低下するが、その内側にＡｌ2Ｏ3又
はＺｒＯ2が存在するので母材に達するような摩耗を防
ぐことができる。更に、外側に厚いＴｉ系化合物を被覆
すれば、その内側には比較的耐摩耗性の低い硬質膜を被
覆することが可能となる。
Ａｌ2Ｏ3を外側に被覆するよりは、内側にＡｌ2Ｏ3やＺ
ｒＯ2を被覆し、更に外側にＴｉ系化合物を厚く被覆す
ることによって、逃げ面での耐摩耗性が向上し、被削材
の寸法変化を抑えることができるとの考えに至り、前記
のごとく硬質合金母材側に内側層としてＴｉ系化合物、
中間層にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2、外側層に厚いＴｉ系化
合物を配置する被覆層構造を採用した。この場合、すく
い面での耐クレーター摩耗性はＴｉ系化合物を外側層と
したことで初期には低下するが、その内側にＡｌ2Ｏ3又
はＺｒＯ2が存在するので母材に達するような摩耗を防
ぐことができる。更に、外側に厚いＴｉ系化合物を被覆
すれば、その内側には比較的耐摩耗性の低い硬質膜を被
覆することが可能となる。
【００１６】実際に、母材上の薄いＴｉ系化合物の内側
層の上にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2若しくはこれらの混合物
からなる中間層を設け、その上に厚いＴｉ系化合物の外
側層を被覆した工具を試作し、高速切削テストを実施し
たところ、従来の膜構造の工具に比較して、耐塑性変形
性に優れ、逃げ面での耐摩耗性に優れるため、被削材の
寸法変化が起こり難く、すくい面でのクレーター摩耗も
同時に抑制できることが判明した。
層の上にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2若しくはこれらの混合物
からなる中間層を設け、その上に厚いＴｉ系化合物の外
側層を被覆した工具を試作し、高速切削テストを実施し
たところ、従来の膜構造の工具に比較して、耐塑性変形
性に優れ、逃げ面での耐摩耗性に優れるため、被削材の
寸法変化が起こり難く、すくい面でのクレーター摩耗も
同時に抑制できることが判明した。
【００１７】特にＺｒＯ2は硬度が低く、耐摩耗性が低
いため実用化されていなかったが、熱伝導率が断熱性に
優れたＡｌ2Ｏ3と比べても非常に小さい（２０℃でＡｌ
2Ｏ3は０.０５４ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃、ＺｒＯ2は
０.００５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃：１０００℃でＡｌ2
Ｏ3は０.０１５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃、ＺｒＯ2は０.
００５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃）ため、母材の塑性変形
を抑制すると共に母材の変形に伴う膜剥離を防止する効
果に優れ、Ａｌ2Ｏ3層より薄いＺｒＯ2層であってもＡ
ｌ2Ｏ3層とほぼ同一の優れた断熱効果が得られる。
いため実用化されていなかったが、熱伝導率が断熱性に
優れたＡｌ2Ｏ3と比べても非常に小さい（２０℃でＡｌ
2Ｏ3は０.０５４ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃、ＺｒＯ2は
０.００５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃：１０００℃でＡｌ2
Ｏ3は０.０１５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃、ＺｒＯ2は０.
００５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃）ため、母材の塑性変形
を抑制すると共に母材の変形に伴う膜剥離を防止する効
果に優れ、Ａｌ2Ｏ3層より薄いＺｒＯ2層であってもＡ
ｌ2Ｏ3層とほぼ同一の優れた断熱効果が得られる。
【００１８】ＺｒＯ2中間層はＡｌ2Ｏ3よりも薄い膜厚
で優れた耐塑性変形性が得られるだけでなく、膜厚を薄
くできただけ被覆後の面粗さが向上し、耐剥離性が向上
することも判明した。更に驚くべきことに、ステンレス
等の加工硬化しやすい被削材の切削において問題となる
境界摩耗が減少し、耐欠損性が向上するという予想外の
効果が得られた。その原因は明らかでないが、ＺｒＯ2
の硬度が低いため、変形能が大きいことに起因している
のではないかと考えられる。
で優れた耐塑性変形性が得られるだけでなく、膜厚を薄
くできただけ被覆後の面粗さが向上し、耐剥離性が向上
することも判明した。更に驚くべきことに、ステンレス
等の加工硬化しやすい被削材の切削において問題となる
境界摩耗が減少し、耐欠損性が向上するという予想外の
効果が得られた。その原因は明らかでないが、ＺｒＯ2
の硬度が低いため、変形能が大きいことに起因している
のではないかと考えられる。
【００１９】ところで、特開昭５４−２８３１６号公報
には、鋼切削時の耐クレーター摩耗性の向上を目的とし
て、中間層にＡｌ2Ｏ3等の酸化物、内側層と外側層にＴ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種又はその窒化物若しくは炭窒化物
を被覆した被覆超硬合金部材が提案されている。
には、鋼切削時の耐クレーター摩耗性の向上を目的とし
て、中間層にＡｌ2Ｏ3等の酸化物、内側層と外側層にＴ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種又はその窒化物若しくは炭窒化物
を被覆した被覆超硬合金部材が提案されている。
【００２０】しかし、上記公報は最外層と鋼との潤滑性
の向上、特にすくい面での鋼との反応性に着目した提案
であり、逃げ面での耐摩耗性向上を意図した提案ではな
い。このため、最外層のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種又はそ
の窒化物若しくは炭窒化物の膜厚は薄く、実施例におい
ても２μｍの膜厚に被覆されている。従って、摩耗によ
り簡単に下層の酸化物が露出することになるので、逃げ
面での被削材の寸法変化を抑制することは難しい。この
ように、最外層に耐摩耗性の機能を期待していないこと
は、上記公報の第２頁右上欄１７行〜左下欄３行におけ
る、高速高送り切削時には最外層は酸化されてしまうた
め、直接Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2等の酸化物が露出するとい
う記載からも読み取ることができる。
の向上、特にすくい面での鋼との反応性に着目した提案
であり、逃げ面での耐摩耗性向上を意図した提案ではな
い。このため、最外層のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種又はそ
の窒化物若しくは炭窒化物の膜厚は薄く、実施例におい
ても２μｍの膜厚に被覆されている。従って、摩耗によ
り簡単に下層の酸化物が露出することになるので、逃げ
面での被削材の寸法変化を抑制することは難しい。この
ように、最外層に耐摩耗性の機能を期待していないこと
は、上記公報の第２頁右上欄１７行〜左下欄３行におけ
る、高速高送り切削時には最外層は酸化されてしまうた
め、直接Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2等の酸化物が露出するとい
う記載からも読み取ることができる。
【００２１】このように、上記特開昭５４−２８３１６
号公報の提案は本発明とは異なるものであるが、本発明
では更に中間層として断熱性に優れたＡｌ2Ｏ3又はＺｒ
Ｏ2を採用し、従来よりも母材合金の塑性変形を抑制す
ることができるので、被覆層の剥離が起こり難い。この
被覆層剥離の抑制とは、高速切削による発熱で母材が弾
性変形若しくは塑性変形し、変形能の小さい硬質被覆層
が変形に追随できず、被覆層に大きな亀裂が導入され、
そこに被削材が溶着して層剥離する現象の抑制を意味す
る。しかも、外側層には耐摩耗性に優れたＴｉ化合物が
５μｍより厚く被覆されていることから、断熱層である
中間層が摩耗し、耐塑性変形性が急激に低下するような
現象を避けることができる。更に逃げ面での耐摩耗性に
も優れるため、被削材の寸法変化がなく、しかもすくい
面でのクレーター摩耗も同時に抑制できる被覆硬質合金
切削工具を得ることができたものである。
号公報の提案は本発明とは異なるものであるが、本発明
では更に中間層として断熱性に優れたＡｌ2Ｏ3又はＺｒ
Ｏ2を採用し、従来よりも母材合金の塑性変形を抑制す
ることができるので、被覆層の剥離が起こり難い。この
被覆層剥離の抑制とは、高速切削による発熱で母材が弾
性変形若しくは塑性変形し、変形能の小さい硬質被覆層
が変形に追随できず、被覆層に大きな亀裂が導入され、
そこに被削材が溶着して層剥離する現象の抑制を意味す
る。しかも、外側層には耐摩耗性に優れたＴｉ化合物が
５μｍより厚く被覆されていることから、断熱層である
中間層が摩耗し、耐塑性変形性が急激に低下するような
現象を避けることができる。更に逃げ面での耐摩耗性に
も優れるため、被削材の寸法変化がなく、しかもすくい
面でのクレーター摩耗も同時に抑制できる被覆硬質合金
切削工具を得ることができたものである。
【００２２】本発明の被覆硬質合金において、母材は超
硬合金又はサーメット、即ち鉄族金属と周期律表のIV
ａ、Vａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物から
なる硬質合金である。この母材の上に設ける硬質被覆層
のうち、Ｔｉ系化合物の内側層は母材とＡｌ2Ｏ3又はＺ
ｒＯ2の中間層との接着層として作用し、断熱性に優れ
た中間層はすくい面での耐クレーター摩耗性と共に耐塑
性変形性を向上させ、更にＴｉ系化合物の外側層は内側
層よりも厚く被覆され、逃げ面での耐摩耗性の向上に寄
与するものである。
硬合金又はサーメット、即ち鉄族金属と周期律表のIV
ａ、Vａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物から
なる硬質合金である。この母材の上に設ける硬質被覆層
のうち、Ｔｉ系化合物の内側層は母材とＡｌ2Ｏ3又はＺ
ｒＯ2の中間層との接着層として作用し、断熱性に優れ
た中間層はすくい面での耐クレーター摩耗性と共に耐塑
性変形性を向上させ、更にＴｉ系化合物の外側層は内側
層よりも厚く被覆され、逃げ面での耐摩耗性の向上に寄
与するものである。
【００２３】従って、この被覆硬質合金からなる切削工
具では、１０００℃以下でのＴｉ系化合物の優れた耐摩
耗性のため逃げ面での耐摩耗性に優れ、被削材の寸法変
化を小さくし、工具寿命も長くなる。しかも、逃げ面部
分よりも高温となるすくい面部分においては、Ｔｉ系化
合物の外側層が摩耗しても、その下層に断熱性に優れた
Ａｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層が存在するため、優れた
耐クレーター摩耗性が期待できる。工具にとってすくい
面での摩耗は母材が露出しない限り問題にならないもの
であり、初期にＴｉ系化合物の外側層が摩耗することは
大きな障害とならない。この結果、本発明による切削工
具は、低速から高速までの幅広い切削条件で、優れた耐
摩耗性を発揮することができる。
具では、１０００℃以下でのＴｉ系化合物の優れた耐摩
耗性のため逃げ面での耐摩耗性に優れ、被削材の寸法変
化を小さくし、工具寿命も長くなる。しかも、逃げ面部
分よりも高温となるすくい面部分においては、Ｔｉ系化
合物の外側層が摩耗しても、その下層に断熱性に優れた
Ａｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層が存在するため、優れた
耐クレーター摩耗性が期待できる。工具にとってすくい
面での摩耗は母材が露出しない限り問題にならないもの
であり、初期にＴｉ系化合物の外側層が摩耗することは
大きな障害とならない。この結果、本発明による切削工
具は、低速から高速までの幅広い切削条件で、優れた耐
摩耗性を発揮することができる。
【００２４】硬質被覆層のうち、母材上に形成される内
側層は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、
炭窒酸化物及びホウ窒化物の少なくとも１層からなる。
これらのＴｉ系化合物を内側層として用いる理由は、母
材である硬質合金との密着性に優れ、中間層であるＡｌ
2Ｏ3又はＺｒＯ2との接着性にも優れているためであ
る。又、その膜厚は、合計で０.１μｍ未満ではその効
果がなく、５μｍを越えると接着層として厚すぎるた
め、０.１〜５μｍの範囲とし、好ましくは０.５〜３μ
ｍの範囲とする。
側層は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、
炭窒酸化物及びホウ窒化物の少なくとも１層からなる。
これらのＴｉ系化合物を内側層として用いる理由は、母
材である硬質合金との密着性に優れ、中間層であるＡｌ
2Ｏ3又はＺｒＯ2との接着性にも優れているためであ
る。又、その膜厚は、合計で０.１μｍ未満ではその効
果がなく、５μｍを越えると接着層として厚すぎるた
め、０.１〜５μｍの範囲とし、好ましくは０.５〜３μ
ｍの範囲とする。
【００２５】内側層上に形成する中間層は、Ａｌ2Ｏ3及
び／又はＺｒＯ2であるが、このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2中
には５０％以下の割合で他の酸化物、例えばＺｒＯ2、
Ａｌ2Ｏ3、ＨｆＯ2やＴｉＯ2のほか、ＴｉＣやＴｉＮ等
が含まれたり、又はＺｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｌ、Ｎ等が固
溶していても良い。又、このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主
体とする中間層は、１層でも複数層でも良く、他の膜
質、例えばＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＢＮ、Ｔｉ
ＣＯ、ＴｉＣＮＯ等のＴｉ系化合物、ＺｒＮ、ＺｒＣ等
のＺｒ系化合物、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＨｆＯ2、ＴｉＯ
2等の酸化物の薄膜により複数層に分割されていても良
い。
び／又はＺｒＯ2であるが、このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2中
には５０％以下の割合で他の酸化物、例えばＺｒＯ2、
Ａｌ2Ｏ3、ＨｆＯ2やＴｉＯ2のほか、ＴｉＣやＴｉＮ等
が含まれたり、又はＺｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｌ、Ｎ等が固
溶していても良い。又、このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主
体とする中間層は、１層でも複数層でも良く、他の膜
質、例えばＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＢＮ、Ｔｉ
ＣＯ、ＴｉＣＮＯ等のＴｉ系化合物、ＺｒＮ、ＺｒＣ等
のＺｒ系化合物、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＨｆＯ2、ＴｉＯ
2等の酸化物の薄膜により複数層に分割されていても良
い。
【００２６】このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主体とする中
間層は、その優れた断熱性によって母材の塑性変形を抑
制し、すくい面での耐クレーター摩耗性を改善する効果
が大きい。特に、この中間層の断熱効果により、母材の
熱変形に起因する膜剥離の抑制が可能となった効果は重
要である。中間層の膜厚は、薄すぎるとその効果がなく
又厚すぎると強度が低下するため、Ａｌ2Ｏ3の場合は５
〜５０μｍの範囲が好ましく、１０〜４０μｍの範囲が
更に好ましい。又、ＺｒＯ2の場合は、０.５〜２０μｍ
の範囲が好ましく、３〜１５μｍの範囲が更に好まし
い。
間層は、その優れた断熱性によって母材の塑性変形を抑
制し、すくい面での耐クレーター摩耗性を改善する効果
が大きい。特に、この中間層の断熱効果により、母材の
熱変形に起因する膜剥離の抑制が可能となった効果は重
要である。中間層の膜厚は、薄すぎるとその効果がなく
又厚すぎると強度が低下するため、Ａｌ2Ｏ3の場合は５
〜５０μｍの範囲が好ましく、１０〜４０μｍの範囲が
更に好ましい。又、ＺｒＯ2の場合は、０.５〜２０μｍ
の範囲が好ましく、３〜１５μｍの範囲が更に好まし
い。
【００２７】中間層上に形成する外側層は、Ｔｉの炭化
物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物及びホウ
窒化物の少なくとも１層からなり、逃げ面での耐摩耗性
を向上させることに大きな効果がある。この外側層の膜
厚を５μｍ以上とする理由について説明する。発明者ら
が実際の鋼部品加工ラインで使用済み工具を回収し、工
具の損傷状態を調査したところ、逃げ面摩耗量ＶBが０.
０５ｍｍ以上のものが殆どであった。図１に示すように
切削工具Ａは被削材Ｂに対して逃げ角５〜６°で使用さ
れるため、摩耗量ＶBが０.０５ｍｍであるということ
は、図２に示すごとく母材１上の内側層２、中間層３及
び外側層４からなる被覆層の摩耗厚さｔは最大で約５μ
ｍとなる。従って、工具表面には摩耗厚さｔに相当する
５μｍ以上の耐摩耗性に優れた被覆層がないと耐摩耗性
に劣る下層若しくは母材が露出し、短期に寿命となりや
すい。このため、切削速度１００〜５００ｍ／ｍｉｎで
優れた耐摩耗性を示す前記Ｔｉ化合物を外側層として５
μｍ以上被覆することが必要である。しかしながら、そ
の膜厚が１００μｍを越えると強度が低下するため、膜
厚は５〜１００μｍの範囲とするが、切削速度が３００
ｍ／ｍｉｎを越える切削条件下では特に１０μｍ以上の
膜厚が好ましく、更に好ましくは１５〜５０μｍの範囲
とする。
物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物及びホウ
窒化物の少なくとも１層からなり、逃げ面での耐摩耗性
を向上させることに大きな効果がある。この外側層の膜
厚を５μｍ以上とする理由について説明する。発明者ら
が実際の鋼部品加工ラインで使用済み工具を回収し、工
具の損傷状態を調査したところ、逃げ面摩耗量ＶBが０.
０５ｍｍ以上のものが殆どであった。図１に示すように
切削工具Ａは被削材Ｂに対して逃げ角５〜６°で使用さ
れるため、摩耗量ＶBが０.０５ｍｍであるということ
は、図２に示すごとく母材１上の内側層２、中間層３及
び外側層４からなる被覆層の摩耗厚さｔは最大で約５μ
ｍとなる。従って、工具表面には摩耗厚さｔに相当する
５μｍ以上の耐摩耗性に優れた被覆層がないと耐摩耗性
に劣る下層若しくは母材が露出し、短期に寿命となりや
すい。このため、切削速度１００〜５００ｍ／ｍｉｎで
優れた耐摩耗性を示す前記Ｔｉ化合物を外側層として５
μｍ以上被覆することが必要である。しかしながら、そ
の膜厚が１００μｍを越えると強度が低下するため、膜
厚は５〜１００μｍの範囲とするが、切削速度が３００
ｍ／ｍｉｎを越える切削条件下では特に１０μｍ以上の
膜厚が好ましく、更に好ましくは１５〜５０μｍの範囲
とする。
【００２８】又、これら硬質被覆層の膜厚の合計は、中
間層がＡｌ2Ｏ3の場合は２５〜６０μｍ、及びＺｒＯ2
の場合は２０〜６０μｍの範囲が好ましい。その理由
は、合計膜厚が上記各下限値よりも薄いと、逃げ面の摩
耗量が０.２ｍｍを越えたとき母材が露出して急激な摩
耗進行を引き起こすため、本発明によって被覆層の剥離
が抑制されるにも拘らず、工具寿命を延長することがで
きなくなり、又上限値の６０μｍを越えると工具の耐欠
損性が低下するからである。
間層がＡｌ2Ｏ3の場合は２５〜６０μｍ、及びＺｒＯ2
の場合は２０〜６０μｍの範囲が好ましい。その理由
は、合計膜厚が上記各下限値よりも薄いと、逃げ面の摩
耗量が０.２ｍｍを越えたとき母材が露出して急激な摩
耗進行を引き起こすため、本発明によって被覆層の剥離
が抑制されるにも拘らず、工具寿命を延長することがで
きなくなり、又上限値の６０μｍを越えると工具の耐欠
損性が低下するからである。
【００２９】本発明者らは、本発明の構造の被覆合金を
試作した際に、Ａｌ2Ｏ3やＺｒＯ2の中間層の上にＴｉ
系化合物を被覆した場合、両者の密着力が低いため、外
側のＴｉ系化合物の膜厚を厚くすることが難しいことも
知見した。このため本発明では、中間層と外側層との間
に、両者の密着力を向上させる薄膜を中間層に直接接し
た状態で設けることが好ましい。かかる薄膜としては、
まず第１に、中間層がＡｌ2Ｏ3の場合にはＡｌの窒化物
又は酸窒化物があり、ＺｒＯ2の場合にはＺｒの炭化
物、窒化物、酸窒化物、炭酸化物、酸窒化物、又は炭窒
酸化物がある。これらの薄膜の膜厚は０.１〜２μｍの
範囲とすることが好ましい。更に、これらの薄膜と中間
層との間で組成が連続的に変化している、即ちＡｌ含有
薄膜の窒素含有量が中間層に近付くにつれて減少し且つ
酸素含有量は中間層に近付くにつれて増加し、またＺｒ
含有薄膜の窒素含有量及び／又は炭素含有量が中間層に
近付くにつれて減少し且つ酸素含有量は中間層に近付く
につれて増加していると、更に密着力が向上するので好
ましい。
試作した際に、Ａｌ2Ｏ3やＺｒＯ2の中間層の上にＴｉ
系化合物を被覆した場合、両者の密着力が低いため、外
側のＴｉ系化合物の膜厚を厚くすることが難しいことも
知見した。このため本発明では、中間層と外側層との間
に、両者の密着力を向上させる薄膜を中間層に直接接し
た状態で設けることが好ましい。かかる薄膜としては、
まず第１に、中間層がＡｌ2Ｏ3の場合にはＡｌの窒化物
又は酸窒化物があり、ＺｒＯ2の場合にはＺｒの炭化
物、窒化物、酸窒化物、炭酸化物、酸窒化物、又は炭窒
酸化物がある。これらの薄膜の膜厚は０.１〜２μｍの
範囲とすることが好ましい。更に、これらの薄膜と中間
層との間で組成が連続的に変化している、即ちＡｌ含有
薄膜の窒素含有量が中間層に近付くにつれて減少し且つ
酸素含有量は中間層に近付くにつれて増加し、またＺｒ
含有薄膜の窒素含有量及び／又は炭素含有量が中間層に
近付くにつれて減少し且つ酸素含有量は中間層に近付く
につれて増加していると、更に密着力が向上するので好
ましい。
【００３０】又、密着力の向上のため中間層と外側層の
間に中間層に接して設ける薄膜として、第２に、前記外
側層のなかのＴｉＢＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯも有効で
あるため、中間層に直接接した状態でこれらの薄膜を設
けても良い。更に第３に、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、又は
ＴｉＯ2の薄膜も中間層に直接接して設ければ、密着力
向上に有効である。これらの薄膜を設けることにより、
Ａｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層及びＴｉ系化合物の外側
層との間に優れた密着力が得られ、層間剥離が起こり難
くなり、一層優れた耐摩耗性を達成することができる。
これらの薄膜の膜厚も上記同様０.１〜２μｍの範囲と
することが好ましい。
間に中間層に接して設ける薄膜として、第２に、前記外
側層のなかのＴｉＢＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯも有効で
あるため、中間層に直接接した状態でこれらの薄膜を設
けても良い。更に第３に、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、又は
ＴｉＯ2の薄膜も中間層に直接接して設ければ、密着力
向上に有効である。これらの薄膜を設けることにより、
Ａｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層及びＴｉ系化合物の外側
層との間に優れた密着力が得られ、層間剥離が起こり難
くなり、一層優れた耐摩耗性を達成することができる。
これらの薄膜の膜厚も上記同様０.１〜２μｍの範囲と
することが好ましい。
【００３１】更に、硬質被覆層、特に外側層が主に柱状
結晶であると、耐欠損性等が向上するため、好ましいこ
とが判明した。その理由は、化学蒸着法等によって母材
上に硬質被覆層を蒸着したとき、母材と被覆層の熱膨張
係数の差から被覆層に引張残留応力が発生するので、工
具の耐欠損性を低下させることが多いが、図３及び図４
に示すように、特に外側層４が主に柱状結晶５である場
合には、柱状結晶５の粒界に亀裂６が入る形で引張残留
応力が解放されやすく、工具寿命に至るような大きな欠
損を引き起こし難くなるためであると推定される。
結晶であると、耐欠損性等が向上するため、好ましいこ
とが判明した。その理由は、化学蒸着法等によって母材
上に硬質被覆層を蒸着したとき、母材と被覆層の熱膨張
係数の差から被覆層に引張残留応力が発生するので、工
具の耐欠損性を低下させることが多いが、図３及び図４
に示すように、特に外側層４が主に柱状結晶５である場
合には、柱状結晶５の粒界に亀裂６が入る形で引張残留
応力が解放されやすく、工具寿命に至るような大きな欠
損を引き起こし難くなるためであると推定される。
【００３２】このため、母材１の上にＴｉ系化合物の内
側層２を設け、その上にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主体と
する中間層３を設け、更にその上にＴｉ系化合物の外側
層４を設けた本発明の被覆硬質合金において、特に外側
層４を柱状結晶５にすることにより、その柱状結晶５の
粒界に入る亀裂６によって引張残留応力が解放されるの
で、外側層５の膜厚を厚くすることが可能であり、一層
優れた耐摩耗性を長期にわたって発揮できる。
側層２を設け、その上にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主体と
する中間層３を設け、更にその上にＴｉ系化合物の外側
層４を設けた本発明の被覆硬質合金において、特に外側
層４を柱状結晶５にすることにより、その柱状結晶５の
粒界に入る亀裂６によって引張残留応力が解放されるの
で、外側層５の膜厚を厚くすることが可能であり、一層
優れた耐摩耗性を長期にわたって発揮できる。
【００３３】このように硬質被覆層に入る亀裂の平均間
隔を２０〜４０μｍに制御することにより、硬質被覆層
の耐剥離性及び耐欠損性が特に優れたものとなることが
判った。特に硬質被覆層の膜厚が２５μｍ以上の厚膜の
場合には、上記範囲に亀裂間隔を制御する効果は絶大で
あり、従来は使用不可能と考えられていた厚膜の被覆層
でも使用可能である。又、外側層又は内側層に入った亀
裂の間隔が中間層に入った亀裂の間隔よりも小さくなる
ように亀裂の分布状態を制御することにより、特に優れ
た耐欠損性と耐摩耗性が得られる。
隔を２０〜４０μｍに制御することにより、硬質被覆層
の耐剥離性及び耐欠損性が特に優れたものとなることが
判った。特に硬質被覆層の膜厚が２５μｍ以上の厚膜の
場合には、上記範囲に亀裂間隔を制御する効果は絶大で
あり、従来は使用不可能と考えられていた厚膜の被覆層
でも使用可能である。又、外側層又は内側層に入った亀
裂の間隔が中間層に入った亀裂の間隔よりも小さくなる
ように亀裂の分布状態を制御することにより、特に優れ
た耐欠損性と耐摩耗性が得られる。
【００３４】この亀裂の制御に関連して、上記の外側層
４における柱状結晶５のアスペクト比が５〜８０のと
き、特に耐摩耗性及び耐欠損性の向上が著しい。ここで
アスペクト比とは、図３に示すように、柱状結晶５の長
さｌと結晶粒径ｄの比ｌ／ｄである。その測定は、硬質
被覆層の断面をＴＥＭで撮影し、任意の３視野の平均値
を求めることにより行った。
４における柱状結晶５のアスペクト比が５〜８０のと
き、特に耐摩耗性及び耐欠損性の向上が著しい。ここで
アスペクト比とは、図３に示すように、柱状結晶５の長
さｌと結晶粒径ｄの比ｌ／ｄである。その測定は、硬質
被覆層の断面をＴＥＭで撮影し、任意の３視野の平均値
を求めることにより行った。
【００３５】又、内側層のうち少なくとも最も厚い層
を、アスペクト比５〜３０の柱状結晶を主体とする層で
構成すれば、内側層の強度を向上させることができる。
内側層のアスペクト比を上記範囲にすることで、特に厚
膜化時に問題となりやすい内側層の膜中破壊を防止でき
ることが判った。
を、アスペクト比５〜３０の柱状結晶を主体とする層で
構成すれば、内側層の強度を向上させることができる。
内側層のアスペクト比を上記範囲にすることで、特に厚
膜化時に問題となりやすい内側層の膜中破壊を防止でき
ることが判った。
【００３６】更に、中間層の少なくとも１層をアスペク
ト比３〜２０の柱状結晶を主体とする層とすることによ
り、中間層の強度及び靭性を改善向上させることができ
る。特に、従来から強度や靭性が低下すると見られてい
た５μｍ以上の厚膜の中間層でも、厚膜化してもＡｌ2
Ｏ3等の結晶粒の粗大化は小さく且つアスペクト比を大
きくできるため、厚膜化によってアスペクト比を上記範
囲とすることで、かえって強度及び靭性に優れた膜質と
できることが判明した。
ト比３〜２０の柱状結晶を主体とする層とすることによ
り、中間層の強度及び靭性を改善向上させることができ
る。特に、従来から強度や靭性が低下すると見られてい
た５μｍ以上の厚膜の中間層でも、厚膜化してもＡｌ2
Ｏ3等の結晶粒の粗大化は小さく且つアスペクト比を大
きくできるため、厚膜化によってアスペクト比を上記範
囲とすることで、かえって強度及び靭性に優れた膜質と
できることが判明した。
【００３７】中間層がＡｌ2Ｏ3を主体とする場合には、
α−Ａｌ2Ｏ3を主体とすることによりアスペクト比３〜
２０の中間層を形成しやすく、更にＡｌ2Ｏ3中間層が
(１０４)又は(１１６)にＸ線回折の最高ピーク強度を有
するようにすることで、外側層との密着力を向上させる
ことができる。しかも、中間層がＡｌ2Ｏ3からなると
き、この中間層が内側層と接する付近及び外側層と接す
る付近で、Ａｌ2Ｏ3の結晶系をκ−Ａｌ2Ｏ3を主体とす
ることにより、内側層及び外側層との密着力を向上させ
ることができる上、α−Ａｌ2Ｏ3との密着力も向上する
ことが判った。
α−Ａｌ2Ｏ3を主体とすることによりアスペクト比３〜
２０の中間層を形成しやすく、更にＡｌ2Ｏ3中間層が
(１０４)又は(１１６)にＸ線回折の最高ピーク強度を有
するようにすることで、外側層との密着力を向上させる
ことができる。しかも、中間層がＡｌ2Ｏ3からなると
き、この中間層が内側層と接する付近及び外側層と接す
る付近で、Ａｌ2Ｏ3の結晶系をκ−Ａｌ2Ｏ3を主体とす
ることにより、内側層及び外側層との密着力を向上させ
ることができる上、α−Ａｌ2Ｏ3との密着力も向上する
ことが判った。
【００３８】外側層については、特に柱状結晶のＴｉＣ
Ｎからなるとき、逃げ面での耐摩耗性及び耐剥離性に優
れ、中でもＴｉＣＮのＣ：Ｎ比がモル比で５：５〜７：
３の範囲にある場合に、特に優れた耐摩耗性を示す。こ
れは、ＴｉＣＮのＣ：Ｎ比がこの範囲にあると被覆層の
硬度、靭性のバランスが良く、優れた耐摩耗性と耐欠損
性を示すためである。尚、Ｃ：Ｎ比のモル比は、ＥＳＣ
Ａ（ELECTRON SPECTROSCOPY FOR CHEMICAL ANALYSIS）
やＥＰＭＡ（ELECTRON PROBE MICRO ANALYSIS）による
分析又はＸ線分析で、ＴｉＣＮ外側層の格子定数を求め
ることにより測定できる。
Ｎからなるとき、逃げ面での耐摩耗性及び耐剥離性に優
れ、中でもＴｉＣＮのＣ：Ｎ比がモル比で５：５〜７：
３の範囲にある場合に、特に優れた耐摩耗性を示す。こ
れは、ＴｉＣＮのＣ：Ｎ比がこの範囲にあると被覆層の
硬度、靭性のバランスが良く、優れた耐摩耗性と耐欠損
性を示すためである。尚、Ｃ：Ｎ比のモル比は、ＥＳＣ
Ａ（ELECTRON SPECTROSCOPY FOR CHEMICAL ANALYSIS）
やＥＰＭＡ（ELECTRON PROBE MICRO ANALYSIS）による
分析又はＸ線分析で、ＴｉＣＮ外側層の格子定数を求め
ることにより測定できる。
【００３９】発明者らがＸ線分析で求めた結果では、
Ｃ：Ｎ比のモル比が５：５〜７：３の範囲にあるＴｉＣ
Ｎの格子定数は４.２７５〜４.２９５の範囲にあり、こ
のときに特に優れた耐摩耗性と耐欠損性を示した。この
結果は、化学量論組成のＴｉＣＮで考えるとずれを含む
が、ＴｉＣＮが例えばＴｉ(ＣＮ)0.9のような非化学量
論組成を持つことがあるため、このようなずれが生じた
ものと思われる。又、外側層のＴｉＣＮを主体とする層
が、(１１１)、(４２２)、又は(３１１)にＸ線回折の最
高ピーク強度を有することにより、その下層との層間密
着力に優れた膜とすることができる。
Ｃ：Ｎ比のモル比が５：５〜７：３の範囲にあるＴｉＣ
Ｎの格子定数は４.２７５〜４.２９５の範囲にあり、こ
のときに特に優れた耐摩耗性と耐欠損性を示した。この
結果は、化学量論組成のＴｉＣＮで考えるとずれを含む
が、ＴｉＣＮが例えばＴｉ(ＣＮ)0.9のような非化学量
論組成を持つことがあるため、このようなずれが生じた
ものと思われる。又、外側層のＴｉＣＮを主体とする層
が、(１１１)、(４２２)、又は(３１１)にＸ線回折の最
高ピーク強度を有することにより、その下層との層間密
着力に優れた膜とすることができる。
【００４０】本発明に係わる硬質被覆層は、通常の化学
蒸着法あるいは物理蒸着法により形成することができ
る。例えば、中間層の上にＴｉＣＮの外側層を化学蒸着
法により形成する場合、原料ガスのＴｉ源としてＴｉＣ
ｌ4、炭素源及び窒素源として有機炭窒化合物、キャリ
アガスとして水素ガスを用いて、７００〜１１００℃、
５００Ｔｏｒｒ以下の圧力でＴｉＣＮを被覆すると、中
間層上に均一で微細な核生成が行われるため中間層との
密着力に優れ、層間剥離を起こし難く、優れた耐摩耗性
を発揮する硬質被覆層を得ることができる。
蒸着法あるいは物理蒸着法により形成することができ
る。例えば、中間層の上にＴｉＣＮの外側層を化学蒸着
法により形成する場合、原料ガスのＴｉ源としてＴｉＣ
ｌ4、炭素源及び窒素源として有機炭窒化合物、キャリ
アガスとして水素ガスを用いて、７００〜１１００℃、
５００Ｔｏｒｒ以下の圧力でＴｉＣＮを被覆すると、中
間層上に均一で微細な核生成が行われるため中間層との
密着力に優れ、層間剥離を起こし難く、優れた耐摩耗性
を発揮する硬質被覆層を得ることができる。
【００４１】特に、上記方法において、炭素源及び窒素
源として有機炭窒化合物、例えばＣＨ3ＣＮを用いる
と、ＴｉＣＮ外側層の結晶粒を柱状結晶にしやすく、そ
の柱状結晶のアスペクト比を大きくすることが容易であ
って、しかもＣ：Ｎ比のモル比も５：５〜７：３の範囲
にあるＴｉＣＮ外側層を形成しやすい。
源として有機炭窒化合物、例えばＣＨ3ＣＮを用いる
と、ＴｉＣＮ外側層の結晶粒を柱状結晶にしやすく、そ
の柱状結晶のアスペクト比を大きくすることが容易であ
って、しかもＣ：Ｎ比のモル比も５：５〜７：３の範囲
にあるＴｉＣＮ外側層を形成しやすい。
【００４２】更に好ましい態様として、本発明の被覆硬
質合金において、外側層の上に、更にＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ
2又はＨｆＯ2等の酸化物からなる少なくとも１層の外側
薄膜を合計で０.５〜５μｍの膜厚で設けることによ
り、境界摩耗、摩耗部以外でのＴｉ化合物外側層の膜質
劣化を防ぐことができる。特に境界摩耗の抑制効果は、
ステンレス等の難削材の切削において顕著であった。外
側薄膜の膜厚は、０.５μｍより薄いと効果が小さく、
５μｍを越えると逃げ面での耐摩耗性が低下するため好
ましくなく、好適には１〜３μｍの範囲である。
質合金において、外側層の上に、更にＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ
2又はＨｆＯ2等の酸化物からなる少なくとも１層の外側
薄膜を合計で０.５〜５μｍの膜厚で設けることによ
り、境界摩耗、摩耗部以外でのＴｉ化合物外側層の膜質
劣化を防ぐことができる。特に境界摩耗の抑制効果は、
ステンレス等の難削材の切削において顕著であった。外
側薄膜の膜厚は、０.５μｍより薄いと効果が小さく、
５μｍを越えると逃げ面での耐摩耗性が低下するため好
ましくなく、好適には１〜３μｍの範囲である。
【００４３】本発明の被覆硬質合金で形成される切削工
具の切刃においては、被覆層の一部が除去されて、面粗
さＲａの平均値が０.０５μｍ以下である表面が形成さ
れていることが好ましい。切刃部分にこのような平滑な
表面を形成することによって、耐摩耗性に優れた切削工
具を提供することができる。尚、本発明の被覆硬質合金
の最外表面には、使用済みコーナーの識別に役立つＴｉ
ＮやＺｒＮ等の黄金色を示す薄膜が被覆されても良い。
具の切刃においては、被覆層の一部が除去されて、面粗
さＲａの平均値が０.０５μｍ以下である表面が形成さ
れていることが好ましい。切刃部分にこのような平滑な
表面を形成することによって、耐摩耗性に優れた切削工
具を提供することができる。尚、本発明の被覆硬質合金
の最外表面には、使用済みコーナーの識別に役立つＴｉ
ＮやＺｒＮ等の黄金色を示す薄膜が被覆されても良い。
【００４４】
【実施例】以下に本発明の実施形態を実施例で示すが、
本発明はこれらの実施例により限定されるものではな
い。
本発明はこれらの実施例により限定されるものではな
い。
【００４５】実施例１ 母材として、ＩＳＯ Ｍ２０超硬合金（母材イ）、ＩＳ
Ｏ Ｋ２０（母材ロ）、及び市販のサーメット工具（母
材ハ）を用意し、各母材上に公知の化学蒸着法により蒸
着温度１０００℃で表１に示す硬質被覆層のいずれかを
形成し、それぞれＳＮＧＮ１２０４０８のチップ形状の
工具を作製した。
Ｏ Ｋ２０（母材ロ）、及び市販のサーメット工具（母
材ハ）を用意し、各母材上に公知の化学蒸着法により蒸
着温度１０００℃で表１に示す硬質被覆層のいずれかを
形成し、それぞれＳＮＧＮ１２０４０８のチップ形状の
工具を作製した。
【００４６】
【表１】記号 硬質被覆層の構成（左側が母材側、括弧内は膜厚(μm)） A TiN(0.5)／ZrO2(3)／TiCN(15) B TiC(0.5)／TiCN(3)／TiBN(0.5)／ZrO2(1)／TiN(7) C TiCN(2)／TiCO(0.5)／ZrO2(5)／TiCN(20) D TiN(0.5)／TiCNO(0.5)／ZrO2(18)／TiCN(30)／TiC(10) E ZrO2(3)／TiCN(15) F TiN(0.5)／ZrO2(0.3)／TiCN(15) G TiN(0.5)／TiCN(15)／ZrO2(3) H TiN(0.5)／ZrO2(3) I TiN(1)／TiBN(0.5)／ZrO2(3)／TiC(0.5)／TiCN(10) J TiN(0.5)／Al2O3(10)／TiCN(15) K TiC(0.5)／TiCN(3)／TiBN(0.5)／Al2O3(5)／TiN(7) L TiCN(2)／TiCO(0.5)／Al2O3(20)／TiCN(20) M TiN(0.5)／TiCNO(0.5)／Al2O3(45)／TiCN(30)／TiC(10) N Al2O3(10)／TiCN(15) O TiN(0.5)／Al2O3(2)／TiCN(15) P TiN(0.5)／TiCN(15)／Al2O3(10) Q TiN(0.5)／Al2O3(10) R TiN(1)／TiBN(0.5)／Al2O3(10)／TiC(0.5)／TiCN(10) （注）表中の硬質被覆層の構成に関して、左側が母材側及び括弧内は膜厚(μｍ) を表す（以下の表においても同様）。
【００４７】上記のごとく母材上に硬質被覆層を形成し
た各チップを用い、下記表２の切削条件でＳＣＭ４１５
の被削材を切削加工し、それぞれ切削性能を評価した。
その結果を表３に、母材と硬質被覆層の組合せと共に示
した。
た各チップを用い、下記表２の切削条件でＳＣＭ４１５
の被削材を切削加工し、それぞれ切削性能を評価した。
その結果を表３に、母材と硬質被覆層の組合せと共に示
した。
【００４８】
【表２】 切削 切削速度 送 り 切込み条件 (m／min) (mm／rev) (mm) 切削油 ホルダー 寿命判定基準 ａ 500 0.5 1.5 無し FN11R44A ＶB＝0.15mm ｂ 200 0.4 1.5 有り FN11R44A ＶB＝0.15mm ｃ 100 0.3 1.5 無し FN11R44A 欠損
【００４９】
【表３】 （注）表中の＊を付した試料は比較例である（以下同
じ）。
じ）。
【００５０】上記の結果から、本発明例の試料１〜４及
び９〜１２の各チップは、高速切削（切削条件ａ）だけ
でなく低速切削（切削条件ｂ）でも優れた切削性能を示
すことが分かる。試料１と５及び９と１３の比較によ
り、内側層としてＴｉ系化合物を有する効果が分かる。
試料１と６及び９と１４の比較から中間層の膜厚が所定
範囲より薄いと効果が小さいことがわかり、又試料１と
７及び９と１５の比較によってＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3は
外側層として被覆するよりも中間層として用いる方が耐
摩耗性に優れることが分かる。試料１と８及び９と１６
の比較によって、外側層としてはＺｒＯ2やＡｌ2Ｏ3よ
りもＴｉ系化合物の方が耐摩耗性に優れていることが分
かる。
び９〜１２の各チップは、高速切削（切削条件ａ）だけ
でなく低速切削（切削条件ｂ）でも優れた切削性能を示
すことが分かる。試料１と５及び９と１３の比較によ
り、内側層としてＴｉ系化合物を有する効果が分かる。
試料１と６及び９と１４の比較から中間層の膜厚が所定
範囲より薄いと効果が小さいことがわかり、又試料１と
７及び９と１５の比較によってＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3は
外側層として被覆するよりも中間層として用いる方が耐
摩耗性に優れることが分かる。試料１と８及び９と１６
の比較によって、外側層としてはＺｒＯ2やＡｌ2Ｏ3よ
りもＴｉ系化合物の方が耐摩耗性に優れていることが分
かる。
【００５１】実施例２ 前記実施例１における母材イの表面に下記表４に示す硬
質被覆層を形成し、試料１７〜２８のチップを準備し
た。これらのチップを用いて切削条件ｂにより実施例１
と同様に切削性能を評価した。又、図５に示すように円
周上に４つの溝８を有するＳＣＭ４３５からなる被削材
７を用いて、前記表３の切削条件ｃにより耐欠損性を試
験した。耐欠損性はチップが欠けるまでの切削時間で評
価した。これらの結果を、表４にまとめて示した。
質被覆層を形成し、試料１７〜２８のチップを準備し
た。これらのチップを用いて切削条件ｂにより実施例１
と同様に切削性能を評価した。又、図５に示すように円
周上に４つの溝８を有するＳＣＭ４３５からなる被削材
７を用いて、前記表３の切削条件ｃにより耐欠損性を試
験した。耐欠損性はチップが欠けるまでの切削時間で評
価した。これらの結果を、表４にまとめて示した。
【００５２】
【表４】 耐摩耗性 耐欠損性試料 硬質被覆層の構成 切削条件ｂ 切削条件ｃ 17＊ ZrO2(3)／TiCN(15) 1分49秒で剥離 3分11秒 18 TiC(0.2)／ZrO2(3)／TiCN(15) 67分45秒 5分 7秒 19 TiC(0.5)／ZrO2(3)／TiCN(15) 91分27秒 6分50秒 20 TiC(3)／ZrO2(3)／TiCN(15) 113分21秒 6分24秒 21 TiC(5)／ZrO2(3)／TiCN(15) 97分14秒 5分59秒 22＊ TiC(10)／ZrO2(3)／TiCN(15) 88分 5秒 4分33秒 23＊ Al2O3(10)／TiCN(15) 1分38秒で剥離 2分50秒 24 TiC(0.2)／Al2O3(10)／TiCN(15) 65分51秒 4分29秒 25 TiC(0.5)／Al2O3(10)／TiCN(15) 89分33秒 5分41秒 26 TiC(3)／Al2O3(10)／TiCN(15) 115分54秒 5分12秒 27 TiC(5)／Al2O3(10)／TiCN(15) 93分29秒 4分44秒 28＊ TiC(10)／Al2O3(10)／TiCN(15) 87分47秒 3分47秒
【００５３】上記の結果から分かるように、内側層とし
てＴｉ系化合物のない試料１７及び２３は被覆層の密着
力が低いため、耐摩耗性試験において早期に被覆層の剥
離が発生し、極めて短寿命であった。試料２２及び２８
の各チップは内側層の膜厚が厚いため、やや耐欠損性に
欠ける結果となったが、耐摩耗性については優れてい
る。これに対し本発明例の試料１８〜２１及び２４〜２
７では、耐摩耗性と耐欠損性に優れ、特に試料１９と２
０及び２５と２６は耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優
れている。
てＴｉ系化合物のない試料１７及び２３は被覆層の密着
力が低いため、耐摩耗性試験において早期に被覆層の剥
離が発生し、極めて短寿命であった。試料２２及び２８
の各チップは内側層の膜厚が厚いため、やや耐欠損性に
欠ける結果となったが、耐摩耗性については優れてい
る。これに対し本発明例の試料１８〜２１及び２４〜２
７では、耐摩耗性と耐欠損性に優れ、特に試料１９と２
０及び２５と２６は耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優
れている。
【００５４】実施例３ 前記実施例１における母材ロの表面に下記表５に示す硬
質被覆層を形成し、試料２９〜４２の各チップを準備し
た。これらのチップを用いて切削条件ａにより実施例１
と同様に切削性能を評価した。又、実施例２と同様にし
て、切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結
果を表５にまとめて示した。
質被覆層を形成し、試料２９〜４２の各チップを準備し
た。これらのチップを用いて切削条件ａにより実施例１
と同様に切削性能を評価した。又、実施例２と同様にし
て、切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結
果を表５にまとめて示した。
【００５５】
【表５】 耐摩耗性 耐欠損性試料 硬質被覆層の構成 切削条件ａ 切削条件ｃ 29＊ TiCN(2)／ZrO2(0.3)／TiC(13) 2分18秒で欠損 7分19秒 30 TiCN(2)／ZrO2(0.5)／TiC(13) 8分22秒 8分51秒 31 TiCN(2)／ZrO2(3)／TiC(13) 13分37秒 9分25秒 32 TiCN(2)／ZrO2(10)／TiC(13) 15分41秒 8分31秒 33 TiCN(2)／ZrO2(15)／TiC(13) 14分18秒 8分17秒 34 TiCN(2)／ZrO2(20)／TiC(13) 12分34秒 7分15秒 35＊ TiCN(2)／ZrO2(30)／TiC(13) 11分16秒 6分 8秒 36＊ TiCN(2)／Al2O3(0.5)／TiC(13) 1分13秒で欠損 6分52秒 37 TiCN(2)／Al2O3(5)／TiC(13) 9分51秒 7分24秒 38 TiCN(2)／Al2O3(10)／TiC(13) 12分 3秒 7分33秒 39 TiCN(2)／Al2O3(20)／TiC(13) 12分54秒 6分53秒 40 TiCN(2)／Al2O3(38)／TiC(13) 12分29秒 5分47秒 41 TiCN(2)／Al2O3(48)／TiC(13) 10分47秒 3分51秒 42＊ TiCN(2)／Al2O3(60)／TiC(13) 10分21秒 2分28秒
【００５６】上記の結果から分かるように、中間層の膜
厚が薄い試料２９と３６及び中間層の膜厚が厚い試料３
５と４２以外は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優れ
た切削性能を示し、中でも試料３１〜３３及び３８〜４
０の各チップは特に優れた性能性能を示した。
厚が薄い試料２９と３６及び中間層の膜厚が厚い試料３
５と４２以外は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優れ
た切削性能を示し、中でも試料３１〜３３及び３８〜４
０の各チップは特に優れた性能性能を示した。
【００５７】実施例４ 前記実施例１における母材ハの表面に下記表６に示す硬
質被覆層を形成し、試料４３〜５６のチップを準備し
た。これらのチップを用いて切削条件ａ及びｂにより実
施例１と同様に切削性能を評価し、又実施例２と同様に
して切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結
果を表６にまとめて示した。
質被覆層を形成し、試料４３〜５６のチップを準備し
た。これらのチップを用いて切削条件ａ及びｂにより実
施例１と同様に切削性能を評価し、又実施例２と同様に
して切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結
果を表６にまとめて示した。
【００５８】
【表６】 耐摩耗性 耐摩耗性 耐欠損性試料 硬質被覆層の構成 切削条件ａ 切削条件ｂ 切削条件ｃ 43＊ TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(2) 1分12秒欠損 8分12秒欠損 9分47秒 44 TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(10) 4分15秒 22分39秒 8分41秒 45 TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(15) 5分49秒 53分10秒 7分58秒 46 TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(30) 7分 3秒 85分14秒 6分35秒 47 TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(46) 6分11秒 72分51秒 6分 7秒 48 TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(95) 5分20秒 65分32秒 3分29秒 49＊ TiN(4)／ZrO2(3)／TiCN(120) 3分 5秒 49分 8秒 2分36秒 50＊ TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(2) 3分5秒欠損 18分3秒欠損 8分 2秒 51 TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(10) 7分24秒 25分14秒 7分15秒 52 TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(15) 9分28秒 55分21秒 6分39秒 53 TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(30) 10分31秒 84分53秒 5分56秒 54 TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(46) 11分23秒 74分31秒 5分12秒 55 TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(95) 10分19秒 63分16秒 3分 4秒 56＊ TiN(4)／Al2O3(10)／TiCN(120) 6分 5秒 52分47秒 1分57秒
【００５９】上記の結果から分かるように、ＴｉＣＮの
外側層の膜厚が薄い試料４３と５０及び外側層の膜厚が
厚い試料４９と５６以外は、耐摩耗性と耐欠損性のバラ
ンスに優れた切削性能を示し、中でも試料４５〜４７及
び試料５２〜５４の各チップは特に優れた性能性能を示
した。
外側層の膜厚が薄い試料４３と５０及び外側層の膜厚が
厚い試料４９と５６以外は、耐摩耗性と耐欠損性のバラ
ンスに優れた切削性能を示し、中でも試料４５〜４７及
び試料５２〜５４の各チップは特に優れた性能性能を示
した。
【００６０】又、前記実施例３の表５及び実施例４の表
６に示す結果から、硬質被覆層の合計膜厚が２０〜６０
μｍの範囲内にある試料３２、３３、３７〜３９、４５
〜４７、５２〜５４の各チップは、耐摩耗性と耐欠損性
のバランスが特に優れていることが分かる。
６に示す結果から、硬質被覆層の合計膜厚が２０〜６０
μｍの範囲内にある試料３２、３３、３７〜３９、４５
〜４７、５２〜５４の各チップは、耐摩耗性と耐欠損性
のバランスが特に優れていることが分かる。
【００６１】実施例５ 前記実施例１における母材イの表面に、前記表１の記号
Ｉ又は記号Ｒの構成からなる硬質被覆層を形成し、試料
５７〜６８のチップを準備した。尚、これらの試料にお
ける最外側のＴｉＣＮ層の結晶粒の形状を成膜条件を変
えることで変化させ、それぞれのアスペクト比を下記表
７に示した。これらのチップを用いて実施例１と同様に
切削条件ｂにより切削性能を評価し、又実施例２と同様
にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの
結果を表７にまとめて示した。
Ｉ又は記号Ｒの構成からなる硬質被覆層を形成し、試料
５７〜６８のチップを準備した。尚、これらの試料にお
ける最外側のＴｉＣＮ層の結晶粒の形状を成膜条件を変
えることで変化させ、それぞれのアスペクト比を下記表
７に示した。これらのチップを用いて実施例１と同様に
切削条件ｂにより切削性能を評価し、又実施例２と同様
にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの
結果を表７にまとめて示した。
【００６２】
【表７】
【００６３】外側層のうちの最外側のＴｉＣＮ層を構成
するＴｉＣＮのアスペクト比が５〜８０の範囲内にある
場合、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、中でも試料５９と
６０及び６５と６６は特に優れた性能を示すことが分か
る。
するＴｉＣＮのアスペクト比が５〜８０の範囲内にある
場合、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、中でも試料５９と
６０及び６５と６６は特に優れた性能を示すことが分か
る。
【００６４】実施例６ 前記実施例１で作製した試料１（母材イ、硬質被覆層記
号Ａ）、及び試料９（母材イ、硬質被覆層Ｊ）の各チッ
プの外側層であるＴｉＣＮ層のＣ：Ｎ比を、Ｘ線回折法
により格子定数を求めて算出したところ、モル比で４：
６であった。次に、試料１及び試料９と内側層及び中間
層は同じであるが、原料ガスの流量比を変化させること
で下記表８に示すようにＣ：Ｎ比の異なるＴｉＣＮ層を
外側層として形成し、試料１−４及び９−４のチップを
作製した。
号Ａ）、及び試料９（母材イ、硬質被覆層Ｊ）の各チッ
プの外側層であるＴｉＣＮ層のＣ：Ｎ比を、Ｘ線回折法
により格子定数を求めて算出したところ、モル比で４：
６であった。次に、試料１及び試料９と内側層及び中間
層は同じであるが、原料ガスの流量比を変化させること
で下記表８に示すようにＣ：Ｎ比の異なるＴｉＣＮ層を
外側層として形成し、試料１−４及び９−４のチップを
作製した。
【００６５】これらのチップを用いて実施例１と同様に
切削条件ａ及びｂにより切削性能を評価し、又実施例２
と同様にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。こ
れらの結果を表８にまとめて示した。
切削条件ａ及びｂにより切削性能を評価し、又実施例２
と同様にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。こ
れらの結果を表８にまとめて示した。
【００６６】
【表８】
【００６７】上記の結果から、Ｃ：Ｎ比がモル比で５：
５〜７：３の範囲にある試料６９〜７１及び７３〜７５
の各チップは、耐摩耗性及び耐欠損性に優れており、優
れた切削性能を示すことが分かる。
５〜７：３の範囲にある試料６９〜７１及び７３〜７５
の各チップは、耐摩耗性及び耐欠損性に優れており、優
れた切削性能を示すことが分かる。
【００６８】実施例７ 実施例１の試料４（母材イ、硬質被覆層Ｄ）と試料１２
（母材イ、硬質被覆層Ｍ）を作製するに際して、外側層
のうちのＴｉＣＮ層の形成を、原料ガスとしてＴｉＣｌ
4とＣＨ3ＣＮ及びキャリアガスとして水素ガスを用い、
１０００℃及び５０Ｔｏｒｒの圧力で行うことにより、
試料４−１と試料１２−１のチップを作製した。得られ
たチップを用いて、切削条件ａ及びｂにより切削性能を
評価した結果を表９に示した。
（母材イ、硬質被覆層Ｍ）を作製するに際して、外側層
のうちのＴｉＣＮ層の形成を、原料ガスとしてＴｉＣｌ
4とＣＨ3ＣＮ及びキャリアガスとして水素ガスを用い、
１０００℃及び５０Ｔｏｒｒの圧力で行うことにより、
試料４−１と試料１２−１のチップを作製した。得られ
たチップを用いて、切削条件ａ及びｂにより切削性能を
評価した結果を表９に示した。
【００６９】又、通常のＣＶＤ法により、原料ガスとし
てＴｉＣｌ4とＣＨ4と窒素ガス、及びキャリアガスとし
て水素ガスを用いた以外、上記と同様にしてＴｉＣＮ層
を形成した前記実施例１の試料４と１２について、同様
に評価した結果を表９に併せて示した。表９から、原料
ガスとしてＣＨ3ＣＮを用いた試料７７と７８の方が優
れた切削性能を示すことが分かる。
てＴｉＣｌ4とＣＨ4と窒素ガス、及びキャリアガスとし
て水素ガスを用いた以外、上記と同様にしてＴｉＣＮ層
を形成した前記実施例１の試料４と１２について、同様
に評価した結果を表９に併せて示した。表９から、原料
ガスとしてＣＨ3ＣＮを用いた試料７７と７８の方が優
れた切削性能を示すことが分かる。
【００７０】
【表９】
【００７１】実施例８ 前記実施例２の試料１９及び２５の各チップにおいて、
ＺｒＯ2又はＡｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との
間に、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＯ、Ｔ
ｉＣＮＯ、又はＴｉＯ2からなる薄膜を、通常のＣＶＤ
法により１０００℃で約０.５μｍの膜厚に形成した試
料１９−１〜６及び試料２５−１〜６のチップを作製し
た。尚、原料ガスは、膜質に応じてＴｉＣｌ4、ＣＨ4、
Ｎ2、Ｈ2、ＣＯ、ＮＨ3、ＢＣｌ3を使用した。得られた
各チップについて、切削条件ｂによる耐摩耗性及び切削
条件ｃによる耐欠損性を評価した結果を、薄膜のない試
料１９及び２５のチップと比較して表１０に示した。
ＺｒＯ2又はＡｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との
間に、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＯ、Ｔ
ｉＣＮＯ、又はＴｉＯ2からなる薄膜を、通常のＣＶＤ
法により１０００℃で約０.５μｍの膜厚に形成した試
料１９−１〜６及び試料２５−１〜６のチップを作製し
た。尚、原料ガスは、膜質に応じてＴｉＣｌ4、ＣＨ4、
Ｎ2、Ｈ2、ＣＯ、ＮＨ3、ＢＣｌ3を使用した。得られた
各チップについて、切削条件ｂによる耐摩耗性及び切削
条件ｃによる耐欠損性を評価した結果を、薄膜のない試
料１９及び２５のチップと比較して表１０に示した。
【００７２】
【表１０】
【００７３】この結果から、ＺｒＯ2又はＡｌ2Ｏ3の中
間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮ
Ｏ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、又はＴｉＯ2か
らなる薄膜を形成した試料１９−１〜６及び試料２５−
１〜６は、これらの薄膜のない試料１９及び２５より
も、優れた切削性能を示すことが分かる。
間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮ
Ｏ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、又はＴｉＯ2か
らなる薄膜を形成した試料１９−１〜６及び試料２５−
１〜６は、これらの薄膜のない試料１９及び２５より
も、優れた切削性能を示すことが分かる。
【００７４】実施例９ 前記実施例４の試料４６のチップにおいて、ＺｒＯ2の
中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＺｒＣ、ＺｒＣ
Ｎ、ＺｒＮ、ＺｒＣＯ、ＺｒＣＮＯ、ＺｒＮＯからなる
薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃で約０.５μ
ｍの膜厚に形成した試料４６−１〜６のチップを作製し
た。尚、原料ガスは膜質に応じてＺｒＣｌ4、ＣＯ2、Ｎ
2、Ｈ2を使用した。得られた各チップについて、切削条
件ｂでの耐摩耗性及び切削条件ｃでの耐欠損性を評価し
た結果を、試料４６のチップと比較して表１１に示し
た。
中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＺｒＣ、ＺｒＣ
Ｎ、ＺｒＮ、ＺｒＣＯ、ＺｒＣＮＯ、ＺｒＮＯからなる
薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃で約０.５μ
ｍの膜厚に形成した試料４６−１〜６のチップを作製し
た。尚、原料ガスは膜質に応じてＺｒＣｌ4、ＣＯ2、Ｎ
2、Ｈ2を使用した。得られた各チップについて、切削条
件ｂでの耐摩耗性及び切削条件ｃでの耐欠損性を評価し
た結果を、試料４６のチップと比較して表１１に示し
た。
【００７５】又、試料５３のチップにおいて、Ａｌ2Ｏ3
の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＡｌＮ又はＡｌ
ＯＮからなる薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃
で約０.５μｍの膜厚に形成した試料５３−１〜２のチ
ップを作製した。尚、原料ガスは、膜質に応じてＡｌＣ
ｌ4、ＣＯ2、Ｎ2、Ｈ2を使用した。得られた各チップに
ついて、同様に耐摩耗性及び耐欠損性を評価した結果を
試料５３のチップと比較して表１１に併せて示した。
の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＡｌＮ又はＡｌ
ＯＮからなる薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃
で約０.５μｍの膜厚に形成した試料５３−１〜２のチ
ップを作製した。尚、原料ガスは、膜質に応じてＡｌＣ
ｌ4、ＣＯ2、Ｎ2、Ｈ2を使用した。得られた各チップに
ついて、同様に耐摩耗性及び耐欠損性を評価した結果を
試料５３のチップと比較して表１１に併せて示した。
【００７６】
【表１１】
【００７７】上記の結果から、ＺｒＯ2中間層とＴｉＣ
Ｎの外側層との間にＺ化合物の薄膜を形成した試料４６
−１〜６、及びＡｌ2Ｏ3中間層とＴｉＣＮの外側層との
間にＡｌＮ又はＡｌＯＮの薄膜を形成した試料５３−１
〜２は、これらの薄膜のない試料４６又は５３と比較し
て優れた切削性能を示すことが分かる。
Ｎの外側層との間にＺ化合物の薄膜を形成した試料４６
−１〜６、及びＡｌ2Ｏ3中間層とＴｉＣＮの外側層との
間にＡｌＮ又はＡｌＯＮの薄膜を形成した試料５３−１
〜２は、これらの薄膜のない試料４６又は５３と比較し
て優れた切削性能を示すことが分かる。
【００７８】実施例１０ 前記実施例２の試料１９のチップの中間層を、Ａｌ2Ｏ3
で置き換えて被覆した試料１９−７〜９を作製した。こ
れらのチップを用いて、ＳＵＳ３０４を切削速度３５０
ｍ／ｍｉｎ、送り０.５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み１.５ｍｍ
の条件で湿式にて２０分間切削し、塑性変形量と境界摩
耗量を測定した。又、前記表４の切削条件ｃでの耐欠損
性を評価し、これらの結果を表１２に示した。
で置き換えて被覆した試料１９−７〜９を作製した。こ
れらのチップを用いて、ＳＵＳ３０４を切削速度３５０
ｍ／ｍｉｎ、送り０.５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み１.５ｍｍ
の条件で湿式にて２０分間切削し、塑性変形量と境界摩
耗量を測定した。又、前記表４の切削条件ｃでの耐欠損
性を評価し、これらの結果を表１２に示した。
【００７９】
【表１２】 中間層 塑性変形量 境界摩耗量 耐欠損性試 料 (μm) (mm) (mm) 切削条件ｃ 19 ZrO2(3) 0 0.13 6分50秒 19−7 Al2O3(3) 0.07 0.32 6分12秒 19−8 Al2O3(10) 0.02 0.35 5分53秒 19−9 Al2O3(20) 0 0.41 5分34秒 （注）中間層の括弧内は膜厚（μｍ）である。
【００８０】この結果より、中間層としてＺｒＯ2を有
する試料１９のチップは、中間層としてＡｌ2Ｏ3を被覆
した他の試料１９−７〜９のチップと比較して、境界摩
耗量が小さく、塑性変形量も同一膜厚の試料１９−７よ
りも小さくなり、且つ耐欠損性にも優れていることが分
かる。
する試料１９のチップは、中間層としてＡｌ2Ｏ3を被覆
した他の試料１９−７〜９のチップと比較して、境界摩
耗量が小さく、塑性変形量も同一膜厚の試料１９−７よ
りも小さくなり、且つ耐欠損性にも優れていることが分
かる。
【００８１】実施例１１ 前記実施例５の試料５９（硬質被覆層Ｉ）及び試料６５
（硬質被覆層Ｒ）の各チップの硬質被覆層上に、更に下
記表１３に示す外側薄膜を被覆したチップをそれぞれ作
製した。これらの各チップを用いて、切削条件ａ及びｂ
による切削試験を行い、更に実施例１０の切削条件ｃに
より境界摩耗量を求め、その結果を表１３に併せて示し
た。
（硬質被覆層Ｒ）の各チップの硬質被覆層上に、更に下
記表１３に示す外側薄膜を被覆したチップをそれぞれ作
製した。これらの各チップを用いて、切削条件ａ及びｂ
による切削試験を行い、更に実施例１０の切削条件ｃに
より境界摩耗量を求め、その結果を表１３に併せて示し
た。
【００８２】
【表１３】 耐摩耗性 耐摩耗性 境界摩耗量試料 外 側 薄 膜 の 構 成 切削条件ａ 切削条件ｂ (mm) 59 無し 5分32秒 81分 9秒 0.15 59−1 Al2O3(2)／TiN(0.5) 7分15秒 83分14秒 0.06 59−2 TiBN(0.5)／Al2O3(1) 6分49秒 85分46秒 0.07 59−3 ZrO2(1) 7分 5秒 84分28秒 0.08 59−4 TiCN(0.5)／Al2O3(3)／TiN(0.5) 7分38秒 79分31秒 0.03 59−5 HfCN(0.5)／HfO2(1) 7分24秒 82分17秒 0.07 65 無し 4分57秒 79分45秒 0.33 65−1 Al2O3(2)／TiN(0.5) 6分39秒 81分33秒 0.12 65−2 TiBN(0.5)／Al2O3(1) 6分 7秒 84分16秒 0.14 65−3 ZrO2(1) 5分45秒 82分51秒 0.15 65−4 TiCN(0.5)／Al2O3(3)／TiN(0.5) 7分28秒 78分27秒 0.10 65−5 HfCN(0.5)／HfO2(1) 6分54秒 83分48秒 0.17
【００８３】上記の結果から、ＴｉＣＮの外側層の上
に、更にＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＨｆＯ2等の酸化物又はＴ
ｉＮ等からなる薄膜を被覆した試料５９−１〜５及び試
料６５−１〜５の各試料は、特にステンレスの切削での
境界摩耗の抑制に優れることが分かる。
に、更にＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＨｆＯ2等の酸化物又はＴ
ｉＮ等からなる薄膜を被覆した試料５９−１〜５及び試
料６５−１〜５の各試料は、特にステンレスの切削での
境界摩耗の抑制に優れることが分かる。
【００８４】実施例１２ 実施例４の試料４６のチップにおいて、ＺｒＯ2の中間
層とＴｉＣＮの外側層との間に実施例９と同様にＺｒＮ
又はＺｒＮＯからなる薄層を形成した試料４６−３と６
を作製した。又、実施例４の試料５３のチップについ
て、Ａｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との間にＡｌ
Ｎ又ＡｌＯＮからなる薄層を形成した試料５３−１と２
のチップも作製した。
層とＴｉＣＮの外側層との間に実施例９と同様にＺｒＮ
又はＺｒＮＯからなる薄層を形成した試料４６−３と６
を作製した。又、実施例４の試料５３のチップについ
て、Ａｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との間にＡｌ
Ｎ又ＡｌＯＮからなる薄層を形成した試料５３−１と２
のチップも作製した。
【００８５】更に、上記の薄層について、ＺｒＯ2から
ＺｒＮ又はＺｒＮＯまで組成が連続的に変化した薄層を
約０.５μｍの膜厚で形成した試料４６−７と８、及び
Ａｌ2Ｏ3からＡｌＮ又はＡｌＯＮまで組成が連続的に変
化した薄層を約０.５μｍの膜厚で形成した試料５３−
３と４のチップも作製した。これらの組成を連続的に変
化させた薄層は通常のＣＶＤ法を用いて温度を９００℃
から１０００℃まで連続的に変化させながら、ＣＯ2／
Ｎ2の原料ガス比を連続的に減少させることにより作製
した。
ＺｒＮ又はＺｒＮＯまで組成が連続的に変化した薄層を
約０.５μｍの膜厚で形成した試料４６−７と８、及び
Ａｌ2Ｏ3からＡｌＮ又はＡｌＯＮまで組成が連続的に変
化した薄層を約０.５μｍの膜厚で形成した試料５３−
３と４のチップも作製した。これらの組成を連続的に変
化させた薄層は通常のＣＶＤ法を用いて温度を９００℃
から１０００℃まで連続的に変化させながら、ＣＯ2／
Ｎ2の原料ガス比を連続的に減少させることにより作製
した。
【００８６】これらの各チップを用いて、切削条件ｂに
より耐摩耗性及び切削条件ｃにより耐欠損性を評価し、
薄層の組成を連続的に変化させた試料４６−７と８及び
試料５３−３〜４と、変化させていない試料４６−３と
６及び５３−１と２を比較して、表１４に示した。
より耐摩耗性及び切削条件ｃにより耐欠損性を評価し、
薄層の組成を連続的に変化させた試料４６−７と８及び
試料５３−３〜４と、変化させていない試料４６−３と
６及び５３−１と２を比較して、表１４に示した。
【００８７】
【表１４】
【００８８】上記の結果から、中間層と上側層との間に
薄層を形成した場合、その薄層の組成を中間層から連続
的に変化させた試料が、組成を変化させていない試料よ
りも優れた切削性能を示すことが判る。
薄層を形成した場合、その薄層の組成を中間層から連続
的に変化させた試料が、組成を変化させていない試料よ
りも優れた切削性能を示すことが判る。
【００８９】実施例１３ 実施例２の試料２６において、ＴｉＣＮの外側層を被覆
する際に、コーティング温度及びガス組成を変化させ
て、配向性の異なるＴｉＣＮ外側層を形成した試料２６
−１〜６を作製した。各試料について、Ｘ線回折での最
高ピーク強度を示す回折面と、上記実施例１２と同様に
切削性能を評価した結果を表１５に併せて示した。
する際に、コーティング温度及びガス組成を変化させ
て、配向性の異なるＴｉＣＮ外側層を形成した試料２６
−１〜６を作製した。各試料について、Ｘ線回折での最
高ピーク強度を示す回折面と、上記実施例１２と同様に
切削性能を評価した結果を表１５に併せて示した。
【００９０】
【表１５】
【００９１】以上の結果から、ＴｉＣＮ外側層のＸ線回
折の最高ピーク強度が（１１１）、（４２２）、（３１
１）のいずれかにある場合、他の場合に比べて優れた切
削性能を示すことが判る。
折の最高ピーク強度が（１１１）、（４２２）、（３１
１）のいずれかにある場合、他の場合に比べて優れた切
削性能を示すことが判る。
【００９２】実施例１４ 実施例１と同様にして、母材イの上に、内側から順にＴ
ｉＮ（０.５μｍ）、ＴｉＣＮ（３μｍ）、ＴｉＢＮ
（０.５μｍ）、ＺｒＯ2（１μｍ）、Ａｌ2Ｏ3（１５μ
ｍ）、ＡｌＯＮ（０.５μｍ）、ＴｉＣＮ（１０μｍ）
からなる構造の硬質被覆層を形成するに際して、内側層
のＴｉＣＮ層を形成するときの温度及びガス組成比を変
化させてアスペクト比の異なるＴｉＣＮ層を形成した試
料６９−１〜５の各チップを作製した。得られた各試料
のチップの切削性能を性能条件ａとｃにより評価し、結
果を表１６に示した。
ｉＮ（０.５μｍ）、ＴｉＣＮ（３μｍ）、ＴｉＢＮ
（０.５μｍ）、ＺｒＯ2（１μｍ）、Ａｌ2Ｏ3（１５μ
ｍ）、ＡｌＯＮ（０.５μｍ）、ＴｉＣＮ（１０μｍ）
からなる構造の硬質被覆層を形成するに際して、内側層
のＴｉＣＮ層を形成するときの温度及びガス組成比を変
化させてアスペクト比の異なるＴｉＣＮ層を形成した試
料６９−１〜５の各チップを作製した。得られた各試料
のチップの切削性能を性能条件ａとｃにより評価し、結
果を表１６に示した。
【００９３】
【表１６】
【００９４】上記の結果から、内側層のうちの最も厚い
層であるＴｉＣＮ層のアスペクト比を５〜３０の範囲に
することによって、優れた切削性能が得られることが判
る。
層であるＴｉＣＮ層のアスペクト比を５〜３０の範囲に
することによって、優れた切削性能が得られることが判
る。
【００９５】実施例１５ 実施例３の試料３８において、Ａｌ2Ｏ3中間層の結晶粒
径を成膜温度とガス組成を変えることで変化させ、アス
ペクト比の異なるＡｌ2Ｏ3層を被覆した試料３８−１〜
５を作製した。得られた各チップについて、上記と同様
に評価した切削性能を表１７に示した。
径を成膜温度とガス組成を変えることで変化させ、アス
ペクト比の異なるＡｌ2Ｏ3層を被覆した試料３８−１〜
５を作製した。得られた各チップについて、上記と同様
に評価した切削性能を表１７に示した。
【００９６】
【表１７】
【００９７】上記の結果から、中間層のＡｌ2Ｏ3層のア
スペクト比が３〜２０の範囲にある試料３８−２〜４の
チップは、他のものに比較して優れた切削性能を有する
ことが判る。
スペクト比が３〜２０の範囲にある試料３８−２〜４の
チップは、他のものに比較して優れた切削性能を有する
ことが判る。
【００９８】実施例１６ 実施例９の試料５３−２について、中間層のＡｌ2Ｏ3の
結晶系を成膜温度とガス組成を変えることで変化させ、
その結晶系がκとαの２種類の試料５３−２−ａ、ｂを
作製した。又、上記中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系が、Ｔｉ
Ｎの内側層と接する層及びＴｉＣＮの外側層と接する層
で共に膜厚約１.０μｍのκ−Ａｌ2Ｏ3からなり、これ
らに挟まれた部分の結晶系がα−Ａｌ2Ｏ3からなる試料
５３−２ｃを作製した。
結晶系を成膜温度とガス組成を変えることで変化させ、
その結晶系がκとαの２種類の試料５３−２−ａ、ｂを
作製した。又、上記中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系が、Ｔｉ
Ｎの内側層と接する層及びＴｉＣＮの外側層と接する層
で共に膜厚約１.０μｍのκ−Ａｌ2Ｏ3からなり、これ
らに挟まれた部分の結晶系がα−Ａｌ2Ｏ3からなる試料
５３−２ｃを作製した。
【００９９】これら中間層の成膜はＨ2、ＣＯ2、ＡｌＣ
ｌ3を原料ガスとし、κ−Ａｌ2Ｏ3の形成時には９５０
℃で５０Ｔｏｒｒ、ＣＯ2＝２％とし、α−Ａｌ2Ｏ3の
形成時には１０５０℃で５０Ｔｏｒｒ、ＣＯ2＝５％と
することにより行った。又、κ−Ａｌ2Ｏ3とα−Ａｌ2
Ｏ3の形成の間で、真空度を１０-3Ｔｏｒｒ以下の高真
空とした。
ｌ3を原料ガスとし、κ−Ａｌ2Ｏ3の形成時には９５０
℃で５０Ｔｏｒｒ、ＣＯ2＝２％とし、α−Ａｌ2Ｏ3の
形成時には１０５０℃で５０Ｔｏｒｒ、ＣＯ2＝５％と
することにより行った。又、κ−Ａｌ2Ｏ3とα−Ａｌ2
Ｏ3の形成の間で、真空度を１０-3Ｔｏｒｒ以下の高真
空とした。
【０１００】このようにして得られた各チップについ
て、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価した結果を表
１８に示した。中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系を、α−Ａｌ
2Ｏ3を主体とする（試料５３−２ｂ）ことにより、更に
はκ→α→κと変化させる（試料５３−２ｃ）ことによ
り、一層優れた切削性能が得られることが判る。
て、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価した結果を表
１８に示した。中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系を、α−Ａｌ
2Ｏ3を主体とする（試料５３−２ｂ）ことにより、更に
はκ→α→κと変化させる（試料５３−２ｃ）ことによ
り、一層優れた切削性能が得られることが判る。
【０１０１】
【表１８】
【０１０２】実施例１７ 実施例４の試料５１のチップについて、中間層のＡｌ2
Ｏ3層の配向性を成膜温度及びガス組成の制御により変
化させ、試料５１−１〜５のチップを得た。これらの各
チップの切削性能を切削条件ｂとｃにより評価し、Ａｌ
2Ｏ3のＸ線回折による最高ピーク強度を示す回折面と共
に結果を表１９に示した。
Ｏ3層の配向性を成膜温度及びガス組成の制御により変
化させ、試料５１−１〜５のチップを得た。これらの各
チップの切削性能を切削条件ｂとｃにより評価し、Ａｌ
2Ｏ3のＸ線回折による最高ピーク強度を示す回折面と共
に結果を表１９に示した。
【０１０３】
【表１９】
【０１０４】以上の結果から、中間層のＡｌ2Ｏ3が（１
０４）又は（１１６）にＸ線回折の最高ピーク強度を有
する場合に、優れた切削性能を示すことが判る。
０４）又は（１１６）にＸ線回折の最高ピーク強度を有
する場合に、優れた切削性能を示すことが判る。
【０１０５】実施例１８ 実施例１４の試料６９−３において、ＴｉＣＮ内側層と
ＴｉＣＮ外側層のアスペクト比がＡｌ2Ｏ3中間層のアス
ペクト比よりも２倍以上大きい試料６９−３−ａと、２
倍以下の試料６９−３−ｂを作製した。
ＴｉＣＮ外側層のアスペクト比がＡｌ2Ｏ3中間層のアス
ペクト比よりも２倍以上大きい試料６９−３−ａと、２
倍以下の試料６９−３−ｂを作製した。
【０１０６】これらの試料の被覆層の亀裂間隔を、試料
断面の鏡面研磨後の光学顕微鏡による倍率５００倍で５
視野測定により行ったところ、下記表２０に示す結果が
得られた。又、切削条件ａとｃによる切削性能を評価
し、その結果も表２０に併せて示した。
断面の鏡面研磨後の光学顕微鏡による倍率５００倍で５
視野測定により行ったところ、下記表２０に示す結果が
得られた。又、切削条件ａとｃによる切削性能を評価
し、その結果も表２０に併せて示した。
【０１０７】
【表２０】 内側層亀裂 外側層亀裂 中間層亀裂 耐摩耗性 耐欠損性 試 料 間隔 (μm) 間隔 (μm) 間隔 (μm) 切削条件ｂ 切削条件ｃ 69−3−a 80 70 100 12分45秒 8分 4秒 69−3−b 100 100 100 10分11秒 7分32秒
【０１０８】上記の結果から、被覆層の亀裂間隔のう
ち、内側層と外側層の亀裂間隔を中間層の亀裂間隔より
も小さくした被覆硬質合金チップは、優れた切削性能を
有することが判る。
ち、内側層と外側層の亀裂間隔を中間層の亀裂間隔より
も小さくした被覆硬質合金チップは、優れた切削性能を
有することが判る。
【０１０９】実施例１９ 実施例４の試料５２において、硬質被覆層の成膜後、遠
心バレルにより被覆層に対して垂直方向の亀裂を、亀裂
間隔を変えて導入した。被覆層の亀裂間隔の異なる各試
料のチップについて、切削条件ｂとｃにより切削性能を
評価し、その結果を表２１に示した。
心バレルにより被覆層に対して垂直方向の亀裂を、亀裂
間隔を変えて導入した。被覆層の亀裂間隔の異なる各試
料のチップについて、切削条件ｂとｃにより切削性能を
評価し、その結果を表２１に示した。
【０１１０】
【表２１】
【０１１１】上記の結果から、硬質被覆層の亀裂間隔を
２０〜４０μｍの範囲とすることにより優れた切削性能
が得られることが判る。尚、被覆層に亀裂を導入する方
法は、バレル処理以外にショットブラスト法や弾性砥石
による処理、急冷処理等の方法により行うことができ
る。又、この亀裂間隔は被覆層の全てで達成されている
必要はなく、切刃稜線部の少なくとも一部で上記範囲の
亀裂が入っていれば優れた切削性能が得られる。
２０〜４０μｍの範囲とすることにより優れた切削性能
が得られることが判る。尚、被覆層に亀裂を導入する方
法は、バレル処理以外にショットブラスト法や弾性砥石
による処理、急冷処理等の方法により行うことができ
る。又、この亀裂間隔は被覆層の全てで達成されている
必要はなく、切刃稜線部の少なくとも一部で上記範囲の
亀裂が入っていれば優れた切削性能が得られる。
【０１１２】実施例２０ 実施例８の試料２５−６のチップにおいて、その切刃稜
線部の被覆層を弾性砥石で研磨して除去部表面の面粗さ
Ｒａの平均値を変化させた。かくして得られた試料のチ
ップを用いて、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価
し、その結果を表２２に示した。
線部の被覆層を弾性砥石で研磨して除去部表面の面粗さ
Ｒａの平均値を変化させた。かくして得られた試料のチ
ップを用いて、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価
し、その結果を表２２に示した。
【０１１３】尚、面粗さＲａの平均値は、エリオニクス
（株）製のＥＲＡ８０００にて、切刃稜線部を５０００
倍に拡大して計測した。ここで言う面粗さＲａの平均値
とは、測定視野の水平方向ライン１８０本の面粗さＲａ
の平均値である。
（株）製のＥＲＡ８０００にて、切刃稜線部を５０００
倍に拡大して計測した。ここで言う面粗さＲａの平均値
とは、測定視野の水平方向ライン１８０本の面粗さＲａ
の平均値である。
【０１１４】
【表２２】
【０１１５】以上の結果から、チップの切刃稜線部にお
ける被覆層の面粗さＲａの平均値を０.０５μｍ以下と
することによって、優れた切削性能が得られることが判
る。
ける被覆層の面粗さＲａの平均値を０.０５μｍ以下と
することによって、優れた切削性能が得られることが判
る。
【０１１６】
【発明の効果】本発明によれば、優れた耐摩耗性及び耐
欠損性を有し、切削工具として通常の切削条件はもとよ
り、刃先温度が１０００℃を越えるような高速ないし高
能率の厳しい切削条件においても十分に使用に耐え得る
被覆硬質合金を提供することができる。
欠損性を有し、切削工具として通常の切削条件はもとよ
り、刃先温度が１０００℃を越えるような高速ないし高
能率の厳しい切削条件においても十分に使用に耐え得る
被覆硬質合金を提供することができる。
【図１】切削工具による被削材の切削状態を示す概略の
側面図である。
側面図である。
【図２】使用済み切削工具の逃げ面摩耗状態を示す概略
の断面図である。
の断面図である。
【図３】本発明の被覆硬質合金の一具体例である外側層
が柱状結晶からなる被覆硬質合金の概略断面図である。
が柱状結晶からなる被覆硬質合金の概略断面図である。
【図４】本発明の被覆硬質合金における外側層の柱状結
晶に亀裂が生じる状態を示した概略断面図である。
晶に亀裂が生じる状態を示した概略断面図である。
【図５】実施例の耐欠損性試験に用いた被削材の概略断
面図である。
面図である。
Ａ 切削工具 Ｂ 被削材 １ 母材 ２ 内側層 ３ 中間層 ４ 外側層 ５ 柱状結晶 ６ 亀裂 ７ 被削材 ８ 溝
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 16/36 16/40 // Ｃ２３Ｃ 28/04 (72)発明者 内野 克哉 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (22)
- 【請求項１】 超硬合金又はサーメットからなる母材の
表面に硬質被覆層を設けた被覆硬質合金において、前記
硬質被覆層が、母材上に形成したＴｉの炭化物、窒化
物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物か
らなる少なくとも１層で構成された膜厚０.１〜５μｍ
の内側層と、該内側層上に形成したＡｌ2Ｏ3及び／又は
ＺｒＯ2を主体とする少なくとも１層の中間層と、該中
間層上に形成したＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭
酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少なくとも
１層で構成された膜厚５〜１００μｍで、該膜厚が前記
内側層より厚い外側層とからなることを特徴とする被覆
硬質合金。 - 【請求項２】 前記中間層がＡｌ2Ｏ3を主体とし、その
膜厚が５〜５０μｍであることを特徴とする、請求項１
に記載の被覆硬質合金。 - 【請求項３】 前記内側層の膜厚が０.５〜３μｍ、前
記Ａｌ2Ｏ3を主体とする中間層の膜厚が１０〜４０μ
ｍ、及び前記外側層の膜厚が１０〜５０μｍであって、
これらの膜厚の合計が２５〜６０μｍであることを特徴
とする、請求項２に記載の被覆硬質合金。 - 【請求項４】 前記Ａｌ2Ｏ3を主体とする中間層と前記
外側層との間に、該中間層に接して、Ａｌの窒化物又は
酸窒化物からなる膜厚０.１〜２μｍのＡｌ含有薄膜が
設けられていることを特徴とする、請求項１〜３のいず
れかに記載の被覆硬質合金。 - 【請求項５】 前記Ａｌ含有薄膜の窒素含有量は前記中
間層に近付くにつれて減少し、且つ酸素含有量は前記中
間層に近付くにつれて増加することを特徴とする、請求
項４に記載の被覆硬質合金。 - 【請求項６】 前記中間層がＺｒＯ2を主体とし、その
膜厚が０.５〜２０μｍであることを特徴とする、請求
項１に記載の被覆硬質合金。 - 【請求項７】 前記内側層の膜厚が０.５〜３μｍ、前
記ＺｒＯ2を主体とする中間層の膜厚が３〜１５μｍ、
及び前記外側層の膜厚が１０〜５０μｍであって、これ
らの膜厚の合計が２０〜６０μｍであることを特徴とす
る、請求項６に記載の被覆硬質合金。 - 【請求項８】 前記ＺｒＯ2を主体とする中間層と前記
外側層との間に、該中間層に接して、Ｚｒの炭化物、窒
化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物、又は炭窒酸化物
からなる膜厚０.１〜２μｍのＺｒ含有薄膜が設けられ
ていることを特徴とする、請求項６又は７に記載の被覆
硬質合金。 - 【請求項９】 前記Ｚｒ含有薄膜の窒素含有量及び／又
は炭素含有量は前記中間層に近付くにつれて減少し、且
つ酸素含有量は前記中間層に近付くにつれて増加するこ
とを特徴とする、請求項８に記載の被覆硬質合金。 - 【請求項１０】 前記中間層と前記外側層との間に、該
中間層に接して、ＴｉＢＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、Ｔ
ｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、又はＴｉＯ2の少なくとも１種か
らなる膜厚０.１〜２μｍの薄膜を設けたことを特徴と
する、請求項１〜９のいずれかに記載の被覆硬質合金。 - 【請求項１１】 前記外側層のうち少なくとも一層がア
スペクト比５〜８０の柱状結晶を主体とする層からなる
ことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれかに記載の
被覆硬質合金。 - 【請求項１２】 前記外側層がＴｉＣＮを主体とする層
からなり、そのＣ：Ｎ比がモル比で５：５〜７：３の範
囲にあることを特徴とする、請求項１１に記載の被覆硬
質合金。 - 【請求項１３】 前記外側層のＴｉＣＮを主体とする層
が、(１１１)、(４２２)、又は(３１１)にＸ線回折の最
高ピーク強度を有することを特徴とする、請求項１２に
記載の被覆硬質合金。 - 【請求項１４】 前記内側層のうち少なくとも最も厚い
層がアスペクト比５〜３０の柱状結晶を主体とする層か
らなることを特徴とする、請求項１〜１３のいずれかに
記載の被覆硬質合金。 - 【請求項１５】 前記中間層のうち少なくとも１層がア
スペクト比３〜２０の柱状結晶を主体とする層からなる
ことを特徴とする、請求項１〜１４のいずれかに記載の
被覆硬質合金。 - 【請求項１６】 前記Ａｌ2Ｏ3の中間層がα−Ａｌ2Ｏ3
を主体とすることを特徴とする、請求項１〜５、１０〜
１５のいずれかに記載の被覆硬質合金。 - 【請求項１７】 前記Ａｌ2Ｏ3の中間層が、内側層と接
する付近及び外側層と接する付近でその結晶系がκ−Ａ
ｌ2Ｏ3を主体とすることを特徴とする、請求項１６に記
載の被覆硬質合金。 - 【請求項１８】 前記Ａｌ2Ｏ3の中間層が、(１０４)又
は(１１６)にＸ線回折の最高ピーク強度を有することを
特徴とする、請求項１６又は１７に記載の被覆硬質合
金。 - 【請求項１９】 前記外側層又は内側層に入った亀裂の
間隔が、前記中間層に入った亀裂の間隔よりも小さいこ
とを特徴とする、請求項１〜１８のいずれかに記載の被
覆硬質合金。 - 【請求項２０】 前記硬質被覆層に入った亀裂の平均間
隔が２０〜４０μｍであることを特徴とする、請求項１
〜１９のいずれかに記載の被覆硬質合金。 - 【請求項２１】 前記外側層の上に、更にＡｌ2Ｏ3、Ｚ
ｒＯ2、又はＨｆＯ2からなる膜厚０.５〜５μｍの外側
薄膜を設けたことを特徴とする、請求項１〜２０のいず
れかに記載の被覆硬質合金。 - 【請求項２２】 切刃稜線部で前記硬質被覆層の少なく
とも一部が除去され、その除去部表面の面粗さＲａの平
均値が０.０５μｍ以下であることを特徴とする、請求
項１〜２１のいずれかに記載の被覆硬質合金。
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| JP26457594 | 1994-10-04 | ||
| JP6-264574 | 1994-10-04 | ||
| JP6-264575 | 1994-10-04 | ||
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