JPWO2015080149A1 - 切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐溶着性および耐摩耗性の高い切削工具を提供する。【解決手段】Ｃｒを含有する超硬合金からなる基体（１）と、基体（１）の表面に、少なくとも１層のＴｉ（Ｃｘ１Ｎｙ１Ｏｚ１）（０≦ｘ１≦１、０≦ｙ１≦１、０≦ｚ１≦１、ｘ１＋ｙ１＋ｚ１＝１）からなるＴｉ系層（２）、Ａｌ２Ｏ３層（５）、および、Ｔｉ（Ｃｘ３Ｎｙ３Ｏｚ３）（０≦ｘ３≦１、０≦ｙ３≦１、０≦ｚ３≦１、ｘ３＋ｙ３＋ｚ３＝１）からなる最表層（６）を、其体側から順に積層した被覆層（７）とを有してなり、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、Ｔｉ系層（２）中の基体側の第１Ｔｉ系層（２ａ）の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が、基体（１）に含有されるＣｒの含有量よりも低いとともに、Ａｌ２Ｏ３層（５）の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高く、かつ最表層（６）の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量がＡｌ２Ｏ３層（５）の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高い切削工具（８）である。

Description

本発明は切削工具に関し、特に被覆層を具備する切削工具に関する。

従来から金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金等の基体の表面にＴｉＣＮ層やＡｌ_２Ｏ_３層等の多層の被覆層を被着形成したものが広く用いられている。また、超硬合金中にはＷＣ以外にＣｒ成分を含有させて、超硬合金の耐食性を高めることが知られている。

一方、特許文献１では、超硬合金の基体の表面に、ＣＶＤ（化学蒸着）法によって、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、Ａｌ_２Ｏ_３層、ＴｉＮ層を順に被覆した切削工具が開示され、基体側のＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層の結晶粒界にＷとＣｏとを拡散含有させることが記載されている。

また、特許文献２には、超硬合金の基体中のＣｏ成分とともにＣｒ成分を基体側のＴｉ系被覆層中に拡散させ、Ｔｉ系被覆層の耐酸化性を高める方法が開示されている。

特開平０８−１１８１０８号公報 特開２０１１−３６９８８号公報

しかしながら、特許文献１に記載の被覆層内にＷとＣｏとを拡散含有させた切削工具では、被覆層の酸化が進行しやすく、被覆層の耐摩耗性が低下するおそれがあった。また、特許文献２に記載のＣｏとＣｒとを被覆層内に拡散させた切削工具でも、被覆層の表面における耐酸化性が不十分であった。

本発明の目的は、高速加工等の切刃が高温になる加工によっても被覆層の酸化を抑えて、優れた耐摩耗性を発揮することができる切削工具を提供することにある。

本実施形態の切削工具は、Ｃｒを含有する超硬合金からなる基体と、該基体の表面に、少なくとも１層のＴｉ（Ｃ_ｘ１Ｎ_ｙ１Ｏ_ｚ１）（０≦ｘ１≦１、０≦ｙ１≦１、０≦ｚ１≦１、ｘ１＋ｙ１＋ｚ１＝１）からなるＴｉ系層、Ａｌ_２Ｏ_３層およびＴｉ（Ｃ_ｘ３Ｎ_{ｙ ３}Ｏ_ｚ３）（０≦ｘ３≦１、０≦ｙ３≦１、０≦ｚ３≦１、ｘ３＋ｙ３＋ｚ３＝１）からなる最表層を前記基体側から順に積層した被覆層とを有してなり、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記Ｔｉ系層中の前記基体側の第１Ｔｉ系層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が、前記基体に含有されるＣｒの含有量よりも低く、かつ、前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高く、前記最表層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高いものである。

本実施形態の切削工具によれば、超硬合金の基体の表面に被覆されるＴｉ系層、Ａｌ_２Ｏ_３層および最表層にＣｒが含有されており、基体に含有されるＣｒの含有量に対する各層に含有されるＣｒの含有量を、所定の順となるように調整することによって、Ｔｉを含有する被覆層の耐酸化性を高めて切削工具の耐摩耗性を向上できる。

本実施形態の切削工具の表面を含む断面について、（ａ）走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、（ｂ）グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）データを並べたものである。 図１のＧＤＳ分析データの微量成分の分布状態を見るための拡大図である。

図１（ａ）は切削工具の被覆層を含む断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真であり、図１（ｂ）は被覆層の表面から深さ方向についてのグロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）データを示す。なお、図２は図１におけるＧＤＳ分析データの微量成分の分布状態を見るための部分拡大図である。図１、２には各元素の分布および電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）との対応によって決定される各層の構成を特定している。

１が基体（超硬合金）、２がＴｉ（Ｃ_ｘ１Ｎ_ｙ１Ｏ_ｚ１）（０≦ｘ１≦１、０≦ｙ１≦１、０≦ｚ１≦１、ｘ１＋ｙ１＋ｚ１＝１）からなるＴｉ系層、２ａがＴｉ（Ｃ_ｘ１１Ｎ _ｙ１１Ｏ_ｚ１１）（０≦ｘ１１≦１、０≦ｙ１１≦１、０≦ｚ１１≦１、ｘ１１＋ｙ１１＋ｚ１１＝１）からなる第１Ｔｉ系層、２ｂがＴｉ（Ｃ_ｘ１２Ｎ_ｙ１２Ｏ_ｚ１２）（０≦ｘ１２≦１、０≦ｙ１２≦１、０≦ｚ１２≦１、ｘ１２＋ｙ１２＋ｚ１２＝１）からなる第２Ｔｉ系層、４が（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ_ｘ２Ｎ_ｙ２Ｏ_ｚ２）（０≦ｘ２≦１、０≦ｙ２≦１、０≦ｚ２≦１、ｘ２＋ｙ２＋ｚ２＝１）からなる中間層、５がＡｌ_２Ｏ_３層、６がＴｉ（Ｃ_ｘ３Ｎ_ｙ３Ｏ_ｚ３）（０≦ｘ３≦１、０≦ｙ３≦１、０≦ｚ３≦１、ｘ３＋ｙ３＋ｚ３＝１）からなる最表層、７が各層を積層してなる被覆層、８が切削工具であり、図１では切削工具８の一部を示している。

なお、中間層４は省くことができる。本実施形態によれば、基体１側の第１Ｔｉ系層２ａがＴｉＣＮ層、第２Ｔｉ系層２ｂもＣＮ比の異なるＴｉＣＮ層である。

ここで、ＧＤＳ分析にて各層の厚みを算出することはできるが、各層のエッチング速度が異なると各層の厚みの誤差が大きくなってしまう。そこで、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真および電子線マイクロ分析（ＥＰＭＡ）データ（図示せず）と照合しながら各層の構成を確認しつつ、ＧＤＳ分析データのピークの形を確認して、各層の範囲を確定した。なお、図１（ａ）のＳＥＭ写真からわかるように、ＳＥＭ写真における各層の厚みとＧＤＳ分析で検出される各層の厚みとは比例しない部分がある。また、図１（ａ）のＳＥＭ写真において、被覆層７の中で、最も層厚が厚いのがＴｉ系層２のうちの第１Ｔｉ系層２ａであるＴｉＣＮ層、次に層厚が厚いのがＡｌ_２Ｏ_３層５であることが確認でき、図１（ｂ）のＧＤＳ分析データのピークの形からＴｉの分布が高い濃度で推移する領域とＡｌの分布が高い濃度で推移する領域とが存在することを確認できた。そして、このＴｉの分布が高い濃度で推移する領域を第１Ｔｉ系層２ａの領域、および第２Ｔｉ系層２ｂの領域、Ａｌの分布が高い濃度で推移する領域をＡｌ_２Ｏ_３層５の領域と特定する。そして、各層の厚みの中央の位置を、第１Ｔｉ系層２ａの中央Ｌ_Ｔｉ、Ａｌ_２Ｏ_３層５の中央Ｌ_Ａｌとして特定する。中間層４および最表層６については、第１Ｔｉ系層２ａと第２Ｔｉ系層２ｂとのＴｉ系層２の領域およびＡｌ_２Ｏ_３層５の領域の特定によって決定され、中間層４および最表層６の中央の位置については、領域中の中央の位置を中央位置（図示せず）として特定する。

ここで、各層の境界は、各元素の含有量が急激に変化する屈曲点とする。しかしながら、各元素の含有量が急激に変化する位置が明確に決定できない境界においては、下記方法にて、各層の境界を特定する。すなわち、第１Ｔｉ系層２ａの領域と第２Ｔｉ系層２ｂの領域との境界は、第１Ｔｉ系層２ａの領域におけるＴｉの含有量の最高値に対して、Ｔｉの含有量が１０％低い含有量となる位置と定義する。同様に、第２Ｔｉ系層２ｂの領域と中間層４の領域との境界は、第２Ｔｉ系層２ｂの領域におけるＴｉの含有量の最高値に対して、Ｔｉの含有量が１０％低い含有量となる位置と定義する。また、中間層４の領域とＡｌ_２Ｏ_３層５の領域との境界は、Ａｌ_２Ｏ_３層５におけるＡｌの含有量の最高値に対して、Ａｌの含有量が１０％低い含有量となる位置と定義する。

また、ＧＤＳ分析では、被覆層の面内方向の測定領域が１ｍｍ程度と広いために、各層の層間に凹凸がある場合には、各層に隣接する他の層の成分が混在して検出されることがある。また、各層のエッチング速度の違いによって、ＧＤＳ分析において、第１Ｔｉ系層２ａと特定された領域内の基体側には、基体１に含有される成分が混在している。また、中間層４と特定された領域内の基体側には、下層のＴｉ系層２に含有される成分が混在し、中間層４と特定された領域内の表面側には、上層のＡｌ_２Ｏ_３層５に含有される成分が混在した状態で検出されている。その結果、ＧＤＳ分析における中間層４の領域は、ＳＥＭ写真にて観察される実際の厚みよりも広く観察されている。

ここで、基体１の好適例は、ＷＣ相、結合相、および所望によってＢ１型固溶相から形成されている。そして、ＷＣを８０〜９４質量％、Ｃｏを５〜１５質量％、ＣｒをＣｒ_３Ｃ_２換算量で０．１〜１質量％、Ｃｒを除く周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも１種を０〜１０質量％の比率で含有する。

本実施形態によれば、基体１の表面には、Ｔｉ系層２、中間層４、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６が基体１側から順に積層された被覆層７を有している。図２のグロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、Ｔｉ系層中２の基体１側の第１Ｔｉ系層２ａの厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が、基体１に含有されるＣｒの含有量よりも低く、かつＡｌ_２Ｏ_３層５の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高い。さらに、最表層６の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高い。

これによって、Ｔｉが含有される第１Ｔｉ系層２ａおよび最表層６、さらに、場合によっては第２Ｔｉ系層２ｂの耐酸化性が向上する。その結果、高速切削等の切刃が高温になる加工においても、被覆層７が酸化して硬度が低下することを抑制して、切削工具８の耐摩耗性を高めることができる。また、Ａｌ_２Ｏ_３層５においては、Ｃｒの含有量が他の層に比べて低いことによって、耐摩耗性が向上するという効果がある。さらに、最表層６においては、Ｃｒを含有することによって、被覆層７の表面における耐溶着性を高める効果もある。

すなわち、第１Ｔｉ系層２ａの厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が、Ａｌ_２Ｏ_３層５の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量と同じであるかまたは少ないと、被覆層７の酸化が進行しやすい傾向にある。Ａｌ_２Ｏ_３層５の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が、第１Ｔｉ系層２ａの厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量、または最表層６の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量と同じであるかまたは多いと、Ａｌ_２Ｏ_３層５の耐摩耗性が低下する傾向にある。最表層６の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量がＡｌ_２Ｏ_３層５の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量と同じであるかまたは低いと、被覆層７の耐溶着性が低下する傾向にある。

本実施形態では、さらに、基体１に含有されるＣｒの含有量に対する第１Ｔｉ系層２ａ、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６の各層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量の比率を、それぞれ、Ｃｒ_Ｔｉ、Ｃｒ_ＡｌおよびＣｒ_ｓとしたとき、０．５≦Ｃｒ_Ｔｉ≦０．９、０．０１≦Ｃｒ_Ａｌ≦０．２、０．４≦Ｃｒ_ｓ≦０．７である。ここで、基体１に含有されるＣｒの含有量は、ＧＤＳ分析データにおいて、ＷおよびＣの含有量の変化率が５％以内である領域において測定する。

これによって、Ｔｉが含有される第１Ｔｉ系層２ａ、第２Ｔｉ系層２ｂ、さらに最表層６の耐酸化性が向上し、高速切削等の切刃が高温になる加工においても、被覆層７が酸化して硬度が低下することを抑制して、切削工具８の耐摩耗性を高めることができる。なお、中間層４を省いた被覆層においても同様の効果を得ることができる。

さらに、本実施形態では、基体１に含有されるＣｒの含有量に対する中間層４の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量の比率をＣｒ_ｍとしたとき、０．２≦Ｃｒ_ｍ≦０．５である。これによって、中間層４の耐酸化性が向上する。

ここで、被覆層７中にはＣｒの他にＷおよびＣｏが含有されている。本実施形態においては、基体１に含有されるＷおよびＣｏの含有量に対する第１Ｔｉ系層２ａ、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６の各層に含有されるＷおよびＣｏの含有量の比率を、それぞれ、Ｗ_{Ｔ ｉ}、Ｗ_Ａｌ、Ｗ_ｓ、Ｃｏ_Ｔｉ、Ｃｏ_ＡｌおよびＣｏ_ｓとしたとき、０．０５≦Ｗ_Ｔｉ≦０．３、Ｗ_Ａｌ≦０．０１、Ｗ_ｓ≦０．０１、０．０５≦Ｃｏ_Ｔｉ≦０．３、Ｃｏ_Ａｌ≦０．０１、Ｃｏ_ｓ≦０．０１である。つまり、基体１から拡散するＷおよびＣｏは、Ｔｉ系層２中に拡散して、基体１と被覆層７との密着性をさらに高めることができる。しかし、ＷおよびＣｏは高温になると酸化しやすいので、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６にはほとんど拡散せず、被覆層７の酸化を抑制できる。

このとき、基体１に含有されるＷおよびＣｏの含有量に対する中間層４に含有されるＷおよびＣｏの含有量の比率を、それぞれ、Ｗ_ｍおよびＣｏ_ｍとしたとき、Ｗ_ｍ≦０．０５、Ｃｏ_ｍ≦０．０５である。つまり、基体１から拡散するＷおよびＣｏは、中間層４にはほとんど拡散せず、被覆層７の酸化を抑制できる。

また、本実施形態によれば、基体１中には、不可避不純物成分としてＳｉおよびＦｅが含有されており、これらが被覆層７中に拡散されている。基体１に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量に対する第１Ｔｉ系層２ａ、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６の各層に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量の比率を、それぞれ、Ｓｉ_Ｔｉ、Ｓｉ_ＡｌおよびＳｉ_ｓ、Ｆｅ_Ｔｉ、Ｆｅ_ＡｌおよびＦｅ_ｓとしたとき、０．０５≦Ｓｉ_Ｔｉ≦０．４、Ｓｉ_Ａｌ≦０．０１、Ｓｉ_ｓ≦０．０１、０．０５≦Ｆｅ_Ｔｉ≦０．４、Ｆｅ_Ａｌ≦０．０１、Ｆｅ_ｓ≦０．０１である。つまり、基体１から拡散するＳｉおよびＦｅは、Ｔｉ系層２中に拡散して、基体１と被覆層７との密着性をさらに高めることができる。しかし、ＳｉおよびＦｅは高温になると酸化しやすいので、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６にはほとんど拡散せず、被覆層７の酸化を抑制できる。

このとき、本実施形態によれば、基体１に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量に対する中間層４に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量の比率を、それぞれ、Ｓｉ_ｍおよびＦｅ_ｍとしたとき、Ｓｉ_ｍ≦０．０５、Ｆｅ_ｍ≦０．０５である。つまり、基体１から拡散するＳｉおよびＦｅは、中間層４にはほとんど拡散せず、被覆層７の酸化を抑制できる。

さらに、本実施形態によれば、基体１および被覆層７中には、Ｃ（炭素）が含有されている。基体１に含有されるＣの含有量に対する第１Ｔｉ系層２ａ、中間層４、Ａｌ_２Ｏ_３層５および最表層６の各層に含有されるＣの含有量の比率を、それぞれ、Ｃ_Ｔｉ、Ｃ_ｍ、Ｃ_ＡｌおよびＣ_ｓとしたとき、０．２≦Ｃ_Ｔｉ≦０．７、０．０１≦Ｃ_ｍ≦０．１８、Ｃ _Ａｌ≦０．０１、Ｃ_ｓ≦０．３０である。被覆層７中のＣ含有量を制御することによって、基体１と被覆層７との密着性をさらに高めることができる。Ｃ_Ｔｉのさらに望ましい範囲は、０．３≦Ｃ_Ｔｉ≦０．６である。

なお、本実施形態におけるＴｉ系層２は、基体１側の第１Ｔｉ系層２ａ、第２Ｔｉ系層２ｂともにＴｉＣＮ層であり、これらの複数層を積層したものであったが、Ｔｉ系層は単層であってもよく、または３層以上の多層であってもよい。この構成によって、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｏ、Ｆｅ、ＳｉおよびＣの各成分の被覆層７への拡散の程度を容易に調整することができる。

（製造方法）
上述した本実施形態の切削工具を構成する超硬合金の製造方法の一例について説明する。まず、ＷＣ粉末を８０〜９４質量％と、金属Ｃｏ粉末を５〜１５質量％と、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末を０．１〜１質量％、所望により他の金属成分を含有する化合物粉末を０〜１０質量％以下の比率で調合する。

この調合した粉末に溶媒を加えて、所定時間混合・粉砕してスラリーとする。このスラリーにバインダを添加してさらに混合し、スプレードライヤー等を用いてスラリーを乾燥しながら混合粉末の造粒を行う。次に、造粒された顆粒を用いてプレス成形により切削工具形状に成形を行う。さらに、焼成炉にて脱脂を行った後、２０〜２０００Ｐａの減圧雰囲気中、焼成炉の温度を１３８０〜１４８０℃の焼成温度に上げて１〜１．５時間焼成して超硬合金を作製することができる。

そして、作製された超硬合金について、所望によって超硬合金の表面を研磨加工したり、切刃部にホーニング加工を施したりする。その後、超硬合金からなる基体を酸処理やアルカリ処理して、基体の表面の汚れを除去し、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末または金属クロム（Ｃｒ）を含有する溶液を準備しておき、スプレー法、含浸法、塗布法により、基体の表面にＣｒ成分を付着させＣｒ濃度を高めておく。

次に、得られた基体の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層２を形成する。その成膜条件の一例について説明すると、まず、所望により、基体の表面に、第１Ｔｉ系層であるＴｉＮ（窒化チタン）層を形成する。その好適な成膜条件は、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８００〜９４０℃、圧力を８〜５０ｋＰａである。

次に、ＴｉＮ層の上層に第２Ｔｉ系層であるＴｉＣＮ層を形成する。その成膜条件は、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜３．０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜８５０℃、圧力を５〜２５ｋＰａの条件が挙げられ、この条件によって、いわゆる柱状結晶にて構成されるＭＴ（Moderate Temprature）−ＴｉＣＮ層が成膜される。アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの流量を成膜中に増減させることによって、柱状結晶の結晶幅を調整することができる。次いでＭＴ−ＴｉＣＮ層の上層にいわゆる粒状結晶からなるＨＴ（High Temprature）−ＴｉＣＮ層を形成する。具体的には、上記ＴｉＣＮ層に続いて、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜３体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜１５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスまたはアセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜１０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９００〜１０２０℃、圧力を５〜４０ｋＰａとする成膜条件に切り替えてＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜する。

続いて、中間層を成膜する。ＴｉＡｌＣＮＯ層を成膜する具体的な成膜条件の一例としては、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜３体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１〜１５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスまたはアセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜１０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを０．５〜３．０体積％、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）を０．５〜３．０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９００〜１０２０℃、圧力を５〜４０ｋＰａである。

その後、引き続き、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成する。具体的な成膜条件の一例としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９３０〜１０１０℃、圧力を５〜１０ｋＰａとする。

ついで、所望により、Ａｌ_２Ｏ_３層の表面に最表層を成膜する。最表層としてＴｉＮ層を成膜する場合の成膜条件としては、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、塩化クロム（ＣｒＣｌ_２）ガスを０．００５〜０．０２５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１〜６０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８５５〜１０１０℃、圧力を１０〜８５ｋＰａとする。

そして、被覆層を成膜終了後、成膜チャンバ内を圧力３５０ｋＰａ〜８５０ｋＰａ、温度１０００〜１２００℃にして３０分〜１２０分保持した後、チャンバ内を冷却することによって、基体表面に存在するＣｒ成分、およびＷ、Ｃｏ、Ｆｅ、ＳｉおよびＣ成分を被覆層側に拡散させて、Ｔｉ系層、中間層、Ａｌ_２Ｏ_３層内に所定の比率で含有させる。最表層については、上記成膜時にＣｒ成分を含有する原料ガスを流して、最表層内にＣｒ成分を含有させる。

その後、所望により、形成した被覆層の表面の少なくとも切刃部を研磨加工する。この研磨加工により、切刃部が平滑に加工され、被削材の溶着を抑制して、さらに耐欠損性に優れた工具となる。

平均粒径５μｍのＷＣ粉末に対して、平均粒径１．５μｍの金属Ｃｏ粉末を８質量％、平均粒径１．０μｍのＴｉＣ粉末を０．８質量％、平均粒径１．０μｍのＮｂＣ粉末を３．５質量％、平均粒径２．０μｍのＺｒＣ粉末を０．３質量％、平均粒径２．０μｍのＣｒ_３Ｃ_２粉末を０．６質量％の比率で、原料の総計が１００質量％となるように調合、添加して、これに有機溶剤を加えて混合・粉砕した後、保形剤を添加してさらに混合し、できたスラリーをスプレードライヤーに投入して造粒粉末を作製した。次に、この造粒粉末を用いて、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ）に成形を行い、焼成炉にて４５０℃で３時間脱脂を行った後、１４５０℃、１時間で焼成して超硬合金を作製した。

そして、上記超硬合金を研削加工してＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳの略平板形状にした後、この基体の表面に対して、さらに切刃部にホーニング加工を施した。次いで、Ｃｒ_３Ｃ _２を含有するスラリーを用いて表２の方法で基体表面のＣｒ濃度を高める処理を行う表面処理を実施して、基体の表面におけるＣｒの含有量を高めた。

さらに、この加工した超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって、表１の成膜条件で表２〜５の構成の被覆層を順次成膜した。なお、Ｔｉ系層は、第１Ｔｉ系層としてＴｉＮ層を成膜し、第２Ｔｉ系層は、ＭＴ−ＴｉＣＮ層とＨＴ−ＴｉＣＮ層との積層とした。第２Ｔｉ系層の厚みは、ＨＴ−ＴｉＣＮ層の厚みを０．５μｍで一定とし、ＭＴ−ＴｉＣＮ層の厚みを調整して、総厚みが表２の厚みとなるようにした。また、試料Ｎｏ．９については、最表層を成膜する際の混合ガス中に塩化クロム（ＣｒＣｌ_４）ガスを添加しないで成膜し、試料Ｎｏ．１２については、最表層を成膜する際の混合ガス中に塩化クロム（ＣｒＣｌ_４）ガスを成膜時間の中間以後の後半のみ添加して成膜した。成膜後、チャンバ内にＮ_２ガスを５００ｋＰａとなるように充填にして、表２に示す温度で６０分保持する成膜後高温保持工程を経てチャンバ内を冷却した。なお、各層の厚みは被覆層の断面を走査型電子顕微鏡で観察して確認した。

得られた切削工具について、表面から深さ方向の組成変化についてＧＤＳ分析（堀場製作所社製ＧＤ−ＰＲＯＦＴＬＥＲ、分析条件：電力２０Ｗ、Ａｒ圧力６００Ｐａ、放電範囲２ｍｍφ、サンプルリング時間０．３ｓｅｃ/ｐｏｉｎｔ）を行い、各層の中央におけるＣｒ、Ｗ、Ｃｏ、Ｆｅ、ＳｉおよびＣの各元素の分布を確認し、各元素の濃度を表２〜５に示した。また、切削工具の断面についてＳＥＭ観察を行った。

そして、この工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および強断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。

（摩耗評価条件）
被削材 ：ＳＣＭ４３５
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ（３秒切削毎に切込変動）
切削時間：１５分
切削液 ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：顕微鏡にて切刃を観察し、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
（強断続切削条件）
被削材 ：ＳＣＭ４４０ ４本溝入材
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液 ：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：欠損に至る衝撃回数
衝撃回数１０００回時点で顕微鏡にて切刃の状態を観察
結果は表６に示した。

表１〜６に示す結果より、基体の表面にＴｉＮ層を形成しなかった試料Ｎｏ．５では、Ｃｒ_Ｔｉが基体中のＣｒ含有量と同じになり、強断続試験において被覆層が剥離した。また、基体の表面にＣｒを付着させなかった試料Ｎｏ．６、および成膜後の熱処理をしなかった試料Ｎｏ．８では、Ｃｒ_ＴｉがＣｒ_Ａｌに対して同じかまたは小さくなり、耐摩耗性が低下した。さらに、成膜後の熱処理温度が高く、Ｃｒ_ｓがＣｒ_Ａｌよりも小さい試料Ｎｏ．７では、被覆層の耐摩耗性が低下した。また、最表層中のＣｒ_ｓが０．４より小さい試料Ｎｏ．９では、被覆層に溶着が発生して、耐摩耗性が低下した。

これに対して、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層を順に積層し、ＧＤＳ分析において、Ｃｒ_Ｔｉが基体のＣｒ含有量よりも小さいとともに、Ｃｒ_Ａｌがよりも大きく、Ｃｒ _ＡｌがＣｒ_ｓよりも小さい試料Ｎｏ．１〜４、１０〜１２では、いずれも被覆層の密着力が高く、かつ耐摩耗性に優れた切削性能を有するものであった。特に、０．５≦Ｃｒ_Ｔｉ≦０．９、０．０１≦Ｃｒ_Ａｌ≦０．２、０．４≦Ｃｒ_ｓ≦０．７を満たす試料Ｎｏ．１〜４では、耐摩耗性が特に高いものであった。

１ 基体（超硬合金）
２ Ｔｉ系層
２ａ 第１Ｔｉ系層
２ｂ 第２Ｔｉ系層
４ 中間層
５ Ａｌ_２Ｏ_３層
６ 最表層
７ 被覆層
８ 切削工具

Claims (10)

1. Ｃｒを含有する超硬合金からなる基体と、該基体の表面に、少なくとも１層のＴｉ（Ｃ _ｘ１Ｎ_ｙ１Ｏ_ｚ１）（０≦ｘ１≦１、０≦ｙ１≦１、０≦ｚ１≦１、ｘ１＋ｙ１＋ｚ１＝１）からなるＴｉ系層、Ａｌ_２Ｏ_３層およびＴｉ（Ｃ_ｘ３Ｎ_ｙ３Ｏ_ｚ３）（０≦ｘ３≦１、０≦ｙ３≦１、０≦ｚ３≦１、ｘ３＋ｙ３＋ｚ３＝１）からなる最表層を前記基体側から順に積層した被覆層とを有してなり、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記Ｔｉ系層中の前記基体側の第１Ｔｉ系層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が、前記基体に含有されるＣｒの含有量よりも低く、かつ、前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高く、前記最表層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量が前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量よりも高い切削工具。
2. グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＣｒの含有量に対する前記Ｔｉ系層中の基体側の第１Ｔｉ系層、前記Ａｌ_２Ｏ_３層および前記最表層の各層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量の比率を、それぞれ、Ｃｒ_Ｔｉ、Ｃｒ _ＡｌおよびＣｒ_ｓとしたとき、０．５≦Ｃｒ_Ｔｉ≦０．９、０．０１≦Ｃｒ_Ａｌ≦０．２、０．４≦Ｃｒ_ｓ≦０．７である請求項１記載の切削工具。
3. グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＷおよびＣｏの含有量に対する前記第１Ｔｉ系層、前記Ａｌ_２Ｏ_３層および前記最表層の各層に含有されるＷおよびＣｏの含有量の比率を、それぞれ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ａｌ、Ｗ_ｓ、Ｃｏ_Ｔｉ、Ｃｏ _ＡｌおよびＣｏ_ｓとしたとき、０．０５≦Ｗ_Ｔｉ≦０．３、Ｗ_Ａｌ≦０．０１、Ｗ_ｓ≦０．０１、０．０５≦Ｃｏ_Ｔｉ≦０．３、Ｃｏ_Ａｌ≦０．０１、Ｃｏ_ｓ≦０．０１である請求項２記載の切削工具。
4. 前記基体中にＳｉおよびＦｅが含有されており、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量に対する前記第１Ｔｉ系層、前記Ａｌ_２Ｏ_３層および前記最表層の各層に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量の比率を、それぞれ、Ｓｉ_Ｔｉ、Ｓｉ_ＡｌおよびＳｉ_ｓ、Ｆｅ_Ｔｉ、Ｆｅ_ＡｌおよびＦｅ_ｓとしたとき、０．０５≦Ｓｉ_Ｔｉ≦０．４、Ｓｉ_Ａｌ≦０．０１、Ｓｉ_ｓ≦０．０１、０．０５≦Ｆｅ_Ｔｉ≦０．４、Ｆｅ_Ａｌ≦０．０１、Ｆｅ_ｓ≦０．０１である請求項２または３記載の切削工具。
5. グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＣの含有量に対する前記第１Ｔｉ系層、前記Ａｌ_２Ｏ_３層および前記最表層の各層に含有されるＣの含有量の比率を、それぞれ、Ｃ_Ｔｉ、Ｃ_ＡｌおよびＣ_ｓとしたとき、０．２≦Ｃ_Ｔｉ≦０．７、Ｃ_Ａｌ≦０．０１、Ｃ_ｓ≦０．３０である請求項２乃至４のいずれか記載の切削工具。
6. 前記Ｔｉ系層と前記Ａｌ_２Ｏ_３層との間に、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ_ｘ２Ｎ_ｙ２Ｏ_ｚ２）（０≦ｘ２≦１、０≦ｙ２≦１、０≦ｚ２≦１、ｘ２＋ｙ２＋ｚ２＝１）からなる中間層が存在する請求項１乃至５のいずれか記載の切削工具。
7. グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＣｒの含有量に対する前記中間層の厚みの中央の位置に含有されるＣｒの含有量の比率を、Ｃｒ_ｍとしたとき、０．２≦Ｃｒ_ｍ≦０．５である請求項６記載の切削工具。
8. グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＷおよびＣｏの含有量に対する前記中間層に含有されるＷおよびＣｏの含有量の比率を、それぞれ、Ｗ _ｍおよびＣｏ_ｍとしたとき、Ｗ_ｍ≦０．０５、Ｃｏ_ｍ≦０．０５である請求項６または７記載の切削工具。
9. グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記基体に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量に対する前記中間層に含有されるＳｉおよびＦｅの含有量の比率を、それぞれ、Ｓｉ_ｍおよびＦｅ_ｍとしたとき、Ｓｉ_ｍ≦０．０５、Ｆｅ_ｍ≦０．０５である請求項６乃至８のいずれか記載の切削工具。
10. 前記基体に含有されるＣの含有量に対する前記中間層に含有されるＣの含有量の比率をＣ_ｍとしたとき、０．０１≦Ｃ_ｍ≦０．１８である請求項６乃至９のいずれか記載の切削工具。