WO2018030329A1 - 耐溶着チッピング性と耐剥離性にすぐれた表面被覆切削工具 - Google Patents

耐溶着チッピング性と耐剥離性にすぐれた表面被覆切削工具 Download PDF

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晃浩 村上
斉 功刀
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三菱マテリアル株式会社
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    • C22C—ALLOYS
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Definitions

  • the present invention relates to a surface-coated cutting tool (hereinafter referred to as a coated tool) having an excellent resistance to welding chipping and an excellent peeling resistance in a hard coating layer in intermittent cutting of difficult-to-cut materials.
  • a substrate hereinafter collectively referred to as a tool substrate
  • a substrate composed of a tungsten carbide (hereinafter referred to as WC) -based cemented carbide or titanium carbonitride (hereinafter referred to as TiCN) -based cermet.
  • TiC Ti carbide
  • TiN nitride
  • TiCN carbonitride
  • TiCO carbon oxide
  • TiCNO carbonitride oxide
  • a coating tool in which an upper layer forms an aluminum oxide (hereinafter referred to as Al 2 O 3 ) layer formed by chemical vapor deposition and a hard coating layer composed of (a) and (b) above is known. This coated tool is used for cutting various types of steel and cast iron.
  • such a coated tool is, for example, cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel, in particular, duplex stainless steel, for example, interrupted cutting in which an intermittent and impactful high load acts on the cutting edge.
  • difficult-to-cut materials such as stainless steel, in particular, duplex stainless steel, for example, interrupted cutting in which an intermittent and impactful high load acts on the cutting edge.
  • chipping and peeling due to welding are likely to occur and the tool life is short.
  • Several proposals have been made to prevent adhesion chipping, peeling, and the like by improving the adhesion between the tool base and the hard coating layer.
  • Patent Document 1 discloses that a tool base includes C (for example, WC-based cemented carbide, cermet (mainly composed of TiC, TiCN, etc.), high-speed steel, ceramics (titanium carbide, silicon carbide). Etc.), a layer in contact with the tool base is used as a TiN layer, and C, which is a component of the tool base, is diffused into the TiN layer, thereby improving the adhesion between the tool base and the coating film.
  • C for example, WC-based cemented carbide, cermet (mainly composed of TiC, TiCN, etc.), high-speed steel, ceramics (titanium carbide, silicon carbide).
  • Etc. a layer in contact with the tool base is used as a TiN layer
  • C which is a component of the tool base, is diffused into the TiN layer, thereby improving the adhesion between the tool base and the coating film.
  • C is allowed to exist in a state having a concentration distribution in the thickness direction of the TiN
  • Patent Document 2 discloses that oxygen measured by Auger spectroscopic analysis is provided at the interface between the tool base and the hard coating layer for the purpose of improving the adhesion between the tool base and the hard coating layer and the peel resistance.
  • a coated tool is proposed in which the amount is 10 atomic% or less and the surface roughness at the interface is 50 to 150 nm in terms of arithmetic mean roughness Ra value. Since the oxide does not intervene at the interface between the tool base and the hard coating layer, and the unevenness of the interface has a predetermined arithmetic average roughness Ra, the adhesion between the tool base and the hard coating layer is good and chipping is performed. It is said that there are no defects or film peeling.
  • the coated tools proposed in Patent Document 1 and Patent Document 2 both improve the adhesion between the tool base and the hard coating layer, and prevent the occurrence of peeling from the interface.
  • a single-slip material made of duplex stainless steel which is a difficult-to-cut material that is particularly prone to welding chipping
  • high feed interruption is caused by the occurrence of peeling near the cutting edge or peeling away from the cutting edge.
  • Tool life in cutting is short-lived. Therefore, there is a need for a coated tool having excellent welding chipping resistance and peeling resistance even in cutting difficult-to-cut materials.
  • the present invention prevents peeling due to thermal stress at the time of cutting and improves the adhesion strength at the interface between the tool base and the hard coating layer, so that even in the vicinity of the cutting edge, even at a position away from the cutting edge, It is an object to provide a coated tool that hardly causes peeling.
  • the present inventors have improved the adhesion strength between the tool base and the hard coating layer, and difficult cutting such as duplex stainless steel in which intermittent and impact high loads act on the cutting edge.
  • the hard coating layer has excellent welding chipping and peeling resistance in the vicinity of the cutting edge and at a position away from the cutting edge.
  • Intensive research was conducted on coated tools that exhibit excellent cutting performance throughout their use. In particular, when research was made on the relationship between the structure and adhesion of the hard coating layer in the vicinity of the cutting edge of the coated tool and the position away from the cutting edge of the flank, at least nitrogen and carbon were introduced into the vicinity of the cutting edge and the flank.
  • a region where the nitrogen concentration gradually increases from the interface between the tool base and the hard coating layer toward the surface of the hard coating layer is formed in the vicinity of the cutting edge.
  • the average nitrogen concentration in the Ti compound layer is lower than the average nitrogen concentration in the Ti compound layer at a position away from the flank cutting edge, the adhesion between the tool base and the hard coating layer in the vicinity of the cutting edge is improved. This prevents the occurrence of delamination near the cutting edge due to thermal stress during cutting, and at a position away from the cutting edge near the flank.
  • By forming a Ti compound layer having an increased ability to follow the deformation of the tool substrate it was found to be capable of suppressing delamination due to deformation of the tool substrate.
  • flank surface It has been found that the adhesion between the tool base (flank) and the Ti compound layer at a position away from the vicinity of the cutting edge is further improved.
  • the coated tool having the hard coating layer having the above structure is welded chipping in the vicinity of the cutting edge and at a position away from the cutting edge, even in high-feed intermittent cutting of difficult-to-cut materials such as duplex stainless steel. It has been found that since the occurrence of peeling is suppressed, excellent cutting performance is exhibited over a long period of use, and the tool life is extended.
  • a surface-coated cutting tool in which a hard coating layer is formed on the surface of a tool base made of a WC-based cemented carbide or TiCN-based cermet (A) A Ti compound layer containing at least nitrogen and carbon is formed on the surface of the tool base, (B) When the nitrogen concentration in the Ti compound layer is measured in the vertical direction from the tool base surface in the vicinity of the cutting edge of the tool base, the tool is within a range of 0.20 ⁇ m from the tool base surface to the Ti compound layer side.
  • the nitrogen concentration in the Ti compound layer gradually increases, and the average concentration gradient of the nitrogen concentration is 20 atomic% / ⁇ m or more and 300 atomic% / ⁇ m or less, (C)
  • the average nitrogen concentration in the Ti compound layer formed immediately above the tool base surface in the vicinity of the cutting edge is in the Ti compound layer formed immediately above the tool base surface at a position away from the cutting edge of the flank.
  • a surface-coated cutting tool characterized by being 3 atomic% or more lower than the average nitrogen concentration.
  • the carbon concentration (1) characterized in that there is a low nitrogen region having a high nitrogen concentration and a low nitrogen concentration (including zero nitrogen concentration) and a high nitrogen region having a high nitrogen concentration and a low carbon concentration (including zero carbon concentration).
  • one or more layers of Ti are further formed on the surface of the Ti compound layer containing at least nitrogen and carbon formed immediately above the surface of the tool base. The surface-coated cutting tool according to (1) or (2), wherein a compound layer is formed.
  • an Al 2 O 3 layer having an ⁇ -type or ⁇ -type crystal structure is further formed on the surface of the single-layer or multilayer Ti compound layer.
  • “near the cutting edge” refers to a honing portion in the case of a tool having honing, while it refers to an area within a distance of 0.02 mm from the cutting edge in the case of a tool without honing.
  • the “position away from the cutting edge of the flank” refers to a position 0.4 mm to 0.6 mm away from the “near the cutting edge” toward the flank.
  • FIG. 1 an example of the longitudinal cross-sectional schematic diagram of the hard coating layer formed in the tool base
  • 2 (a) and 2 (b) show an example of a schematic longitudinal sectional view of a hard coating layer formed on the tool base surface at a position away from the cutting edge of the flank of the coated tool of the present invention. ) Shows one embodiment, and (b) shows another embodiment.
  • the nitrogen concentration is on the tool substrate side immediately above the surface of the tool substrate 1 made of a WC-based cemented carbide or TiCN-based cermet near the cutting edge.
  • Ti compound layer for example, TiCN layer
  • TiCN layer containing at least nitrogen and carbon that gradually increases from the hard coating layer to the surface side of the hard coating layer is formed, and a single or multi-layer Ti compound layer is formed thereon as the second Ti compound layer 3 (For example, a TiCN layer having a uniform nitrogen concentration and carbon concentration) is formed, and an Al 2 O 3 layer 4 is further formed thereon.
  • the first Ti compound layer 2 is a layer in which, for example, the concentration of nitrogen contained in the layer gradually increases from the tool substrate surface side to the hard coating layer surface side along the layer thickness direction.
  • this is a Ti compound layer in which a TiC or high carbon concentration TiCN region 5 is formed directly on the surface of the tool base near the cutting edge, and a TiN or high nitrogen concentration TiCN region 6 is formed thereon.
  • the second Ti compound layer 3 is, for example, a Ti compound layer composed of a TiCN layer having a substantially uniform component concentration in the layer, and does not require a change in nitrogen concentration along the layer thickness direction.
  • the Ti compound layer has a different layer structure.
  • Fig.2 (a) shows the longitudinal cross-section schematic diagram of one aspect of the hard coating layer currently formed in the tool base
  • the first Ti compound is formed directly on the surface of the tool base 1 made of WC-based cemented carbide or TiCN-based cermet at a position away from the flank cutting edge.
  • a Ti compound layer containing at least nitrogen is formed as the layer 2 ′, and a TiCN layer having a different nitrogen concentration, concentration distribution, etc. from the first Ti compound layer 2 ′ is formed thereon as the second Ti compound layer 3, for example.
  • the Al 2 O 3 layer 4 and the outermost layer are further formed thereon.
  • the first Ti compound layer 2 ′ is a Ti compound layer containing at least nitrogen, and, like the first Ti compound layer 2, the nitrogen concentration gradually increases from the tool base side toward the hard coating layer surface side. Although it can be formed as a TiCN layer, in the first Ti compound layer 2 ′, it is not always necessary to change the nitrogen concentration in the layer along the layer thickness direction, and Ti having a substantially uniform component concentration throughout the layer. It may be formed as a compound layer.
  • the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4 and the outermost layer formed on the surface of the first Ti compound layer 2 ′ are the same as those in FIG.
  • First Ti compound layer 2 containing at least nitrogen and carbon formed immediately above the surface of the tool base near the cutting edge As shown in FIG. 1, the first Ti compound layer 2 formed immediately above the surface in the vicinity of the cutting edge of the tool base 1 is a Ti compound layer containing at least nitrogen and carbon, for example, a TiCN layer or a TiCNO layer. Is preferably a TiCN layer.
  • the nitrogen concentration of the first Ti compound layer 2 is measured in the direction perpendicular to the surface of the tool base 1 into the interior of the first Ti compound layer 2 up to 0.2 ⁇ m, the distance from the surface of the tool base 1 As the distance increases, the nitrogen concentration gradually increases.
  • the first Ti compound layer 2 includes a low nitrogen region 5 in which the carbon concentration is high and the nitrogen concentration is low (including zero nitrogen concentration), and the nitrogen concentration is high and carbon.
  • a high nitrogen region 6 having a low concentration (including zero carbon concentration) is formed.
  • the presence of the low nitrogen region 5 and the high nitrogen region 6 in the first Ti compound layer 2 improves the adhesion between the tool base 1 near the cutting edge and the first Ti compound layer 2.
  • peeling of the first Ti compound layer 2 in the vicinity of the cutting edge due to thermal stress during cutting is prevented, and as a result, welding chipping resistance and peeling resistance are improved.
  • the reason why adhesion and peel resistance are improved by the first Ti compound layer 2 having the above-described structure is as follows. First, the following conditions (a) to (c) can be given as conditions required for the first Ti compound layer 2 in order to improve adhesion.
  • the toughness of the first Ti compound layer 2 as a whole is low, when the tool base 1 is deformed, cracks and the like are generated inside the first Ti compound layer 2, and the tool base 1 is further deformed in such a state. Then, the first Ti compound layer 2 is broken from the inside and detached from the tool base 1. (Strictly speaking, this phenomenon is not “peeling” but “destruction of the first Ti compound layer 2”, but the first Ti compound layer 2 is thinner than the other layers, so that it is observed as if peeling occurred. )
  • TiC and TiN are compared, since TiN is superior in toughness, in order to deform following the deformation of the tool base 1 at the time of cutting, the first Ti compound layer 2 as a whole has a nitrogen content. It can be said that it is preferable that there are many.
  • the first Ti compound layer 2 as a whole when the toughness of the first Ti compound layer 2 as a whole is high, but the toughness of the first Ti compound layer 2 formed immediately above the surface of the tool base 1 is low, the first Ti compound is deformed when the tool base 1 is deformed. Although cracks do not occur inside the layer 2, cracks may occur at the interface between the tool base 1 and the first Ti compound layer 2, and peeling may occur from the interface. Note that when TiC and TiN are compared, TiN is superior in toughness as described above. In order to withstand deformation of the tool base 1, the first Ti compound layer 2 immediately above the surface of the tool base 1 is used. It can be said that a larger amount of nitrogen is preferable.
  • a Ti compound layer having a high nitrogen concentration and a Ti compound having a low nitrogen concentration coexist just above the substrate surface” rather than “to form a Ti compound layer having a uniform nitrogen concentration immediately above the substrate surface”. It was confirmed by an experiment that “it is more difficult to cause peeling from the tool substrate”. That is, in the layer on the surface side corresponding to a layer thickness of, for example, 50% in the layer thickness direction, rather than forming a Ti compound layer having a uniform composition of TiC 0.5 N 0.5 on the surface of the tool base 1.
  • the TiC 0.3 N 0.7 is formed on the tool base, and the TiC 0.7 N 0.3 is formed in the layer on the tool base side corresponding to the remaining 50% of the layer thickness.
  • the thermal expansion coefficient measured between room temperature 25 ° C. and 1000 ° C. is about 6.0 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. for WC-based cemented carbide (strictly speaking, depending on the composition), and TiC is 7.7 ⁇ 10 6 Ti- 6 is -6 / ° C and TiN is 9.2 ⁇ 10 -6 / ° C.
  • the Ti compound layer formed immediately above the WC-based cemented carbide substrate in order to reduce the thermal stress applied to the interface due to the change in the blade temperature, the Ti compound layer formed immediately above the WC-based cemented carbide substrate. It can be said that a lower nitrogen concentration is preferable. Since the TiCN-based cermet has a thermal expansion coefficient of approximately 8.0 ⁇ 10 ⁇ 6 / ° C. (strictly, it varies depending on the composition), it must be formed on the surface of the TiCN-based cermet substrate in order to withstand changes in the blade temperature.
  • a TiCN layer having a nitrogen amount having the same thermal expansion coefficient as that of the TiCN-based cermet (depending on the composition of the TiCN-based cermet, the Ti 50 C having a nitrogen content of about 10 atomic% and a carbon content of about 40 atomic%) 40 N 10 ) is most preferred.
  • the present coated tool in which the first Ti compound layer 2 in which the nitrogen concentration gradually increases as the distance from the tool base surface in the vertical direction is formed immediately above the surface of the tool base 1 near the cutting edge.
  • a higher nitrogen concentration can ensure toughness and can follow the deformation of the WC-based cemented carbide substrate 1.
  • the first Ti compound layer 2 in contact with the surface of the tool base 1 has a low nitrogen concentration (there is a low nitrogen region 5), the difference in thermal expansion from the tool base 1 becomes small, and the first Ti compound Since the change in the coefficient of thermal expansion inside the layer 2 is gradual, the thermal stress generated at the interface due to the change in blade edge temperature is reduced.
  • the average layer thickness of the first Ti compound layer 2 is preferably 0.2 to 2.0 ⁇ m, but this is along the layer thickness direction when the average layer thickness is less than 0.2 ⁇ m. The effect of improving the adhesion with the tool base 1 by gradually increasing the nitrogen concentration is small. On the other hand, if the average layer thickness exceeds 2.0 ⁇ m, it is difficult to secure the thickness of other layers having excellent wear resistance. Because.
  • the formation of the first Ti compound layer 2 can ensure adhesion and peel resistance, but the high temperature hardness and high temperature strength are inferior to those of the second Ti compound layer 3, so When attempting to increase the total thickness of the hard coating layer including the two Ti compound layers 3 and the like, on the contrary, peeling tends to occur, so the average layer thickness of the first Ti compound layer 2 is “adhesiveness”. It is desirable to set the minimum necessary layer thickness that can be secured.
  • the average concentration gradient of nitrogen concentration is 20 atomic% / ⁇ m or more over the range of 0.2 ⁇ m to the inside of the first Ti compound layer 2 in the vertical direction from the surface of the tool base 1. It is necessary to form a region that is 300 atomic% / ⁇ m or less. If the average concentration gradient of the nitrogen concentration over the range up to 0.2 ⁇ m into the first Ti compound layer 2 is less than 20 atomic% / ⁇ m, the effect of gradually increasing the nitrogen concentration is small. This is because “toughness as a whole of the compound layer 2” and “reducing the difference in thermal expansion of the first Ti compound layer 2 formed immediately above the surface of the tool base 1” cannot be sufficiently achieved.
  • the average concentration gradient of the nitrogen concentration exceeds 300 atomic% / ⁇ m, the change in the coefficient of thermal expansion in the first Ti compound layer 2 becomes too steep and the durability against the change in the blade edge temperature decreases (heat Because the change in the expansion coefficient is too large, the thermal stress when the temperature changes is increased, and peeling from the interface is likely to occur).
  • the first Ti compound layer 2 that is, a Ti compound layer containing at least nitrogen and carbon, extending vertically from the surface of the tool base 1 to the inside of the first Ti compound layer 2 up to 0.2 ⁇ m,
  • the film formation of the first Ti compound layer 2 in which there is a region where the average concentration gradient of the nitrogen concentration is 20 atomic% / ⁇ m or more and 300 atomic% / ⁇ m or less is closely related to the film formation of the first Ti compound layer 2 ′ described later.
  • the following method can be used. First, normal conditions by chemical vapor deposition, for example, Reaction gas composition (volume%): TiCl 4 3.5-5.0%, N 2 15-35%, H 2 remaining, Reaction atmosphere temperature: 880 to 920 ° C.
  • Reaction atmosphere pressure 9 to 35 kPa
  • Reaction gas composition (volume%): TiCl 4 1.0%, CH 3 CN 0.5-1.5%, N 2 8-25%, H 2 remaining, Reaction atmosphere temperature: 880 to 920 ° C.
  • Reaction atmosphere pressure 5 to 9 kPa
  • TiCN with a low nitrogen concentration is first deposited, Thereafter, the amount of CH 3 CN is gradually decreased, and the concentration of other gases and the reaction atmosphere pressure are gradually changed.
  • the deposition conditions for high nitrogen concentration TiCN for example, Reaction gas composition (volume%): TiCl 4 1.5 to 5.0%, CH 3 CN 0.1%, N 2 8 to 25%, H 2 remaining, Reaction atmosphere temperature: 880 to 920 ° C.
  • Reaction atmosphere pressure 5 to 9 kPa
  • the first Ti compound layer 2 having an average concentration gradient of a predetermined nitrogen concentration can be formed in the vertical direction from the surface of the tool base 1 by depositing TiCN having a high nitrogen concentration under the conditions described above.
  • Normal TiN deposition conditions for example Reaction gas composition (volume%): TiCl 4 3.5-5.0%, N 2 15-35%, H 2 remaining, Reaction atmosphere temperature: 880 to 920 ° C.
  • the first Ti compound layer 2 having an average concentration gradient of a predetermined nitrogen concentration can also be formed in the vertical direction from the surface of the tool base 1 by depositing TiN under the conditions described above.
  • a Ti compound layer containing at least carbon in the above example, a TiCN layer having a low nitrogen concentration
  • the first Ti compound layer 2 is formed as a first Ti compound layer 2 in the vertical direction from the surface of the tool substrate by forming a TiCN layer or a TiN layer having a high nitrogen concentration and gradually changing the nitrogen concentration in the layer.
  • the first Ti compound layer 2 in which there is a region where the nitrogen concentration gradually increases over the range up to 0.2 ⁇ m (the average concentration gradient of the nitrogen concentration is 20 atomic% / ⁇ m or more and 300 atomic% / ⁇ m or less) (in other words, for example, a Ti compound layer in which TiC or a low nitrogen concentration TiCN region 5 and TiN or a high nitrogen concentration TiCN region 6 exist) can be formed.
  • a Ti compound layer in which TiC or a low nitrogen concentration TiCN region 5 and TiN or a high nitrogen concentration TiCN region 6 exist can be formed.
  • the adhesion between the tool base 1 near the cutting edge and the first Ti compound layer 2 is improved, and the durability to the blade temperature change is provided.
  • intermittent cutting of difficult-to-cut materials such as duplex stainless steel, it is possible to suppress the occurrence of welding chipping and peeling.
  • a second Ti compound layer 3 composed of one or more Ti compound layers is formed on the surface of the first Ti compound layer 2 as necessary. It is desirable to form the Al 2 O 3 layer 4 composed of an ⁇ -Al 2 O 3 layer or a ⁇ -Al 2 O 3 layer excellent in wear resistance.
  • the second Ti compound layer 3 can be formed of a single layer or a multilayer Ti compound layer, specifically, any one or more layers selected from a TiC layer, a TiN layer, a TiCN layer, a TiCO layer, and a TiCNO layer, Alternatively, it can be formed of a Ti compound layer that contains at least nitrogen and carbon and has a gradient composition in which the nitrogen amount gradually changes as the distance from the tool substrate increases.
  • the preferred second Ti compound layer 3 is a TiCN layer from the viewpoint of excellent high-temperature hardness and high-temperature strength, but any Ti compound layer has a high-temperature hardness and high temperature as the entire hard coating layer. Increase strength.
  • the adhesiveness to the first Ti compound layer 2 is excellent, and the Al 2 O 3 layer 4 comprising an ⁇ -Al 2 O 3 layer or a ⁇ -Al 2 O 3 layer on the surface of the second Ti compound layer 3. Is excellent in adhesion to the Al 2 O 3 layer 4.
  • the average total layer thickness of the first Ti compound layer 2 and the second Ti compound layer 3 is desirably 2 to 25 ⁇ m. This is because if the thickness is less than 2 ⁇ m, sufficient high-temperature hardness and high-temperature strength cannot be secured, and the effect of extending the life due to improved wear resistance is small. On the other hand, if the average total layer thickness exceeds 25 ⁇ m, This is because chipping, peeling, and the like occur.
  • Al 2 O 3 layer 4 and outermost layer When the Al 2 O 3 layer 4 having an ⁇ -type or ⁇ -type crystal structure is formed on the second Ti compound layer 3, as already well known, high temperature hardness and heat resistance are improved. It is done. However, when the average layer thickness of the Al 2 O 3 layer 4 having an ⁇ -type or ⁇ -type crystal structure is less than 0.5 ⁇ m, the effect of extending the life due to improved wear resistance is small, whereas the average layer thickness exceeds 20 ⁇ m. And Al 2 O 3 crystal grains are likely to be coarsened. As a result, in addition to a decrease in high-temperature hardness and high-temperature strength, chipping, peeling, and the like occur during intermittent cutting processing.
  • the average layer thickness is desirably 0.5 to 20 ⁇ m.
  • TiN or the like may be formed on the Al 2 O 3 layer 4 in order to improve the edge identification, and further, a process such as shot peening may be applied to the Al 2 O 3 layer 4 after forming the hard coating layer. Good.
  • Fig.2 (a) shows the longitudinal cross-section schematic diagram of one aspect of the hard coating layer currently formed in the tool base
  • the coated tool of the present invention includes at least nitrogen immediately above the surface of the tool base 1 made of WC-based cemented carbide or TiCN-based cermet at a position away from the flank cutting edge.
  • One Ti compound layer 2 ′ is formed, and a second Ti compound layer 3 (for example, a TiCN layer) composed of one layer or multiple layers is formed thereon, and an Al 2 O 3 layer 4 and an outermost layer are further formed thereon. Is formed.
  • the first Ti compound layer 2 ′ formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge of the flank face does not cause large-scale peeling due to the deformation of the tool base 1 during cutting. Furthermore, it is formed of TiN or a high nitrogen concentration TiCN layer that has excellent toughness and can be deformed following the deformation of the tool base 1.
  • the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 (see FIG. 1) formed immediately above the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge and the tool base 1 at a position away from the flank cutting edge. It is necessary to define the relationship with the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 ′ formed immediately above the surface, and specifically, the first formed immediately above the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge.
  • the average nitrogen concentration in the Ti compound layer 2 (see FIG. 1) is 3 than the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 ′ formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the flank cutting edge. It is necessary to balance so that it becomes a value lower than atomic%. This prevents deformation of the tool base 1 and occurrence of peeling of the first Ti compound layer 2 in the vicinity of the cutting edge due to thermal stress, and at the same time, at a position away from the cutting edge of the flank due to deformation of the tool base 1. Generation
  • the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4, and the outermost layer further formed on the first Ti compound layer 2 ′ formed at a position away from the flank cutting edge, the vicinity of the cutting edge The same as the case of the second Ti compound layer 3, Al 2 O 3 layer 4 and outermost layer formed above.
  • the first Ti compound layer 2, the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4, and the outermost layer on the tool base surface near the cutting edge As described above, by forming the first Ti compound layer 2, the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4, and the outermost layer on the tool base surface near the cutting edge (see FIG. 1), The deformation of the tool base and the occurrence of peeling due to thermal stress are prevented, and the first Ti compound layer 2 ′, the second Ti compound layer 3, and Al 2 are formed on the tool base surface at a position away from the flank cutting edge.
  • the O 3 layer 4 and the outermost layer see FIG. 2A
  • large-scale peeling due to the deformation of the tool base is prevented at a position away from the cutting edge of the flank,
  • the coated tool of the present invention exhibits excellent wear resistance over a long period of use without occurrence of welding chipping and peeling.
  • FIG. 2B According to the coated tool of the present invention shown in FIG. 2B, at least a nitrogen and carbon are included immediately above the surface of the tool base 1 made of a WC-based cemented carbide or TiCN-based cermet at a position away from the flank cutting edge.
  • a first Ti compound layer 2 ′′ is formed, a second Ti compound layer 3 composed of a single or multi-layer Ti compound layer is formed thereon, and an Al 2 O 3 layer 4 is further formed thereon. .
  • the first Ti compound layer 2 ′′ formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge of the flank so as not to cause large-scale peeling due to deformation of the tool base during the cutting process.
  • the nitrogen concentration and carbon concentration in the first Ti compound layer 2 ′′ formed immediately above the surface of the tool base 1 at the position away from the cutting edge of the flank are determined as the tool base.
  • a high nitrogen region 8 having a low carbon concentration (including zero carbon concentration) is formed.
  • the nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 ′′ is measured in the low nitrogen region 7 in the direction perpendicular to the surface of the tool base 1, similarly to the first Ti compound layer 2 described above, In the range within 0.2 ⁇ m from the surface of the tool base 1 to the first Ti compound layer 2 ′′ side, the nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 ′′ gradually increases as the distance from the tool base 1 increases.
  • the first Ti compound layer 2 ′′ having an average concentration gradient of nitrogen concentration of 20 atomic% / ⁇ m to 300 atomic% / ⁇ m is formed.
  • the effect of the concentration gradient of nitrogen formed in the direction perpendicular to the surface of the tool base 1 is the same as that in the first Ti compound layer 2 described above.
  • the low nitrogen region 7 having a high carbon concentration and a low nitrogen concentration (including zero nitrogen concentration) formed along the direction L parallel to the surface of the tool base 1 is affected by thermal stress accompanying the temperature change of the tool base 1. The occurrence of exfoliation on the flank surface is prevented, and at the same time, the high nitrogen region 8 having a high nitrogen concentration and a low carbon concentration (including zero carbon concentration) is formed, thereby reducing the toughness of the first Ti compound layer 2 ′′.
  • the first Ti compound layer 2 ′′ coexists with the low nitrogen region 7 and the high nitrogen region 8, thereby further improving the resistance to welding chipping and the resistance to chipping.
  • the difference in nitrogen concentration between the “low nitrogen region 7” and the “high nitrogen region 8” is preferably 3 atomic% or more, and more preferably 8 atomic% or more.
  • the surface of the tool base 1 at a position where the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 (see FIG. 1) formed immediately above the surface of the tool base 1 near the cutting edge is away from the cutting edge of the flank face. It is necessary to make a balance so as to be 3 atomic% or more lower than the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 ′′ formed immediately above. Thereby, deformation of the tool base 1 and occurrence of peeling due to thermal stress are prevented not only in the first Ti compound layer 2 in the vicinity of the cutting edge, but also in the first Ti compound layer at a position away from the cutting edge of the flank. Even 2 ′′ can be prevented.
  • a second Ti compound layer 3, an Al 2 O 3 layer 4, and an outermost layer are further formed on the first Ti compound layer 2 ′′ formed at a position away from the flank cutting edge.
  • these functions are the same as those of the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4 and the outermost layer already described.
  • the coated tool of the present invention includes a first Ti compound layer 2 formed immediately above the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge, and a first surface formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge of the flank.
  • One Ti compound layer 2 ′ (see FIGS. 1 and 2A) is a Ti compound layer having a different layer structure.
  • the Ti compound layer 2 ′ can be formed by the following method. (A) First, a TiN layer is vapor-deposited on the surface of the tool base 1 including at least the vicinity of the cutting edge and the position away from the cutting edge of the flank by an ordinary CVD apparatus.
  • the TiN layer coated in the vicinity of the cutting edge of the tool base 1 is removed by any means such as a brush.
  • C Next, in the CVD apparatus, TiCN is deposited on the surface of the tool base 1 including the vicinity of the cutting edge where the TiN layer is not present and the position of the flank where the TiN layer is formed away from the cutting edge. Then, the deposition conditions (gas composition) are adjusted so that the N concentration gradually increases, and the deposition is continued until a predetermined layer thickness is reached.
  • the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4 or the TiN layer as the outermost layer is formed by vapor deposition in a CVD apparatus.
  • the first Ti compound layer 2 in the vicinity of the cutting edge shown in FIG. 1 and the first Ti compound layer 2 ′ at a position away from the cutting edge of the flank shown in FIG. 2 (a) (or Furthermore, it is possible to produce the present invention coated tool comprising a second Ti compound layer 3, Al 2 O 3 layer 4, the outermost layer). It is also possible to form a film by the following method.
  • the TiCN layer in which the N concentration is gradually increased and formed at a position away from the cutting edge of the flank of the tool base 1 is removed by an arbitrary means such as a brush.
  • C Next, in the CVD apparatus, the vicinity of the cutting edge where the TiCN layer where the N concentration gradually increases exists, and the flank cutting edge where the TiCN layer where the N concentration gradually increases does not exist. TiN is vapor-deposited on the surface of the tool base 1 including the position, and vapor deposition is continued until a predetermined layer thickness is reached.
  • the second Ti compound layer 3, the Al 2 O 3 layer 4 or the TiN layer as the outermost layer is formed by vapor deposition in a CVD apparatus.
  • the present invention coated tool comprising a second Ti compound layer 3, Al 2 O 3 layer 4, the outermost layer).
  • a coated tool comprising a first Ti compound layer 2 immediately above the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge and a first Ti compound layer 2 ′′ immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the flank cutting edge (see FIG. 1 and FIG. 2B), for example, can be formed by the following method.
  • a small amount of TiCN with a high nitrogen concentration is vapor-deposited on the surface of the tool base 1 including at least the vicinity of the cutting edge and the position away from the cutting edge of the flank by an ordinary CVD apparatus (here, The deposited small amount of TiCN having a high nitrogen concentration finally becomes the high nitrogen region 8 formed in the first Ti compound layer 2 ′′.)
  • TiCN deposited in a small amount in the vicinity of the cutting edge of the tool base 1 is removed by any means such as a brush.
  • the present invention coated tool comprising a second Ti compound layer 3, Al 2 O 3 layer 4, the outermost layer).
  • the coated tool of the present invention includes at least nitrogen and carbon as the first Ti compound layer 2 immediately above the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge, and in the first layer in the direction perpendicular to the surface of the tool base 1 in the layer.
  • first Ti compound layer 2 ′ is formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge of the flank, it is possible to prevent occurrence of peeling due to deformation of the tool base, Further, when the first Ti compound layer 2 ′′ is formed, it is possible to prevent the occurrence of peeling due to thermal stress and the occurrence of peeling due to the deformation of the tool base.
  • the coated tool of the present invention as the hard coating layer, at least the first Ti compound layer 2 is formed directly on the surface of the tool base 1 near the cutting edge, and the first Ti compound layer 2 ′ or By forming the first Ti compound layer 2 ′′ immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge of the flank face, it is difficult to achieve a difficulty such as a duplex stainless steel on which intermittent and impact high loads act. In intermittent cutting of the work material, it is possible to suppress the occurrence of welding chipping and peeling, exhibit excellent wear resistance over a long period of use, and extend the life of the coated tool.
  • WC powder, TiC powder, ZrC powder, TaC powder, NbC powder, Cr3C2 powder, TiN powder, and Co powder each having an average particle diameter of 1 to 3 ⁇ m were prepared. Then, after adding wax, ball mill mixing in acetone for 24 hours, drying under reduced pressure, press-molding into a green compact of a predetermined shape at a pressure of 98 MPa. In vacuum, sintering is performed at a predetermined temperature within a range of 1370 to 1470 ° C. for 1 hour, and after sintering, the cutting edge is subjected to a honing process of R: 0.04 mm to obtain ISO ⁇ CNMG120408. Tool bases A and B made of a WC-based cemented carbide having a prescribed insert shape were manufactured.
  • the first Ti compound layer 2 shown in FIG. 1 and the first Ti compound layer 2 ′ shown in FIG. Vapor deposition was performed under the conditions shown as formation symbols A to D in FIG.
  • the formation condition by the formation symbol A is as follows.
  • a TiCN layer having a low nitrogen concentration is applied under the condition A shown in Table 3. Then, under the condition A shown in Table 3, the gas conditions and the reaction atmosphere pressure are gradually changed to the conditions for forming the high nitrogen concentration TiCN, and the deposition is continued.
  • a first Ti compound layer 2 shown in Table 6 was also formed at a position away from the cutting edge of the flank.
  • the second Ti compound layer 3 shown in Table 5 and Al 2 O on the surfaces of the first Ti compound layer 2 and the first Ti compound layer 2 ′ under the conditions shown in Table 4 Three layers 4 or a TiN layer as the outermost layer for identifying the cutting edge was formed by vapor deposition.
  • the first Ti compound layer 2 shown in Table 6 is formed immediately above the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge, and the surface of the tool base 1 at a position away from the flank cutting edge.
  • the coated tools 1 to 14 of the present invention on which the first Ti compound layer 2 ′ shown in Table 6 was formed were produced.
  • the nitrogen concentration gradually increases over the range of 0.2 ⁇ m into the first Ti compound layer 2 in the vertical direction from the surface of the tool base 1 near the cutting edge.
  • a first Ti compound layer 2 having an average concentration gradient of nitrogen concentration of 20 atomic% / ⁇ m to 300 atomic% / ⁇ m is formed, and the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 is A first Ti compound layer 2 lower than the average nitrogen concentration of one Ti compound layer 2 ′ by 3 atomic% or more was formed.
  • the first Ti compound layer 2 and the first Ti compound layer 2 ′ were deposited on the surfaces of the tool bases A to C under the conditions shown as formation symbols G to H in Table 3.
  • the second Ti compound layer 3 shown in Table 5 the Al 2 O 3 layer 4 having an ⁇ -type or ⁇ -type crystal structure, and some of them as an outermost layer for cutting edge identification
  • comparative example coated tools 1 to 14 shown in Table 7 were produced.
  • the vicinity of the interface between the surface of the tool base 1 of the inventive coated tools 1 to 14 and the comparative coated tools 1 to 14 and the first Ti compound layer 2 and the first Ti compound layer 2 ′ was cut by Auger electron spectroscopy.
  • the nitrogen concentration (atomic%) was measured at various positions in the first Ti compound layer 2 'in the vicinity of the first Ti compound layer 2 in the vicinity of the blade and the cutting edge of the flank. More specifically, first, in the vicinity of the cutting edge, slope lapping was performed on a surface inclined by 15 ° from the thickness direction, and CP polishing was performed.
  • position A A position corresponding to 0.04 ⁇ m inside 2 (this position is referred to as “position A”.
  • the position A is “the surface of the tool base 1 and the first Ti compound layer when polished in a plane parallel to the thickness direction”.
  • the position is 0.04 ⁇ m from the interface to the inside of the first Ti compound layer 2.
  • the above-described line analysis is performed in five areas near different interfaces, and the nitrogen concentration measured at each position is averaged, and this value is obtained as “nitrogen concentration (atomic atom) at each position of the first Ti compound layer 2. %) ”.
  • the nitrogen concentration (atomic%) at various positions in the first Ti compound layer 2 ′ at a position away from the flank cutting edge was measured by the same method as described above, and separated from the flank cutting edge. The nitrogen concentration measured at each position was averaged, and this value was determined as “nitrogen concentration (atomic%)” at each position of the first Ti compound layer 2 ′.
  • the nitrogen amount at the position A may not be 50 atomic% in spite of TiN film formation as in the “position away from the flank cutting edge” of the inventive coated tool 1. It is presumed that carbon was slightly diffused from the substrate.
  • the position A ⁇ position of the first Ti compound layer 2 and the first Ti compound layer 2 ′ is obtained.
  • Table 6 shows the “nitrogen concentration (atomic%)”, average concentration gradient BA (atomic% / ⁇ m), and average concentration gradient CB (atomic% / ⁇ m) determined above.
  • “the average concentration gradient BA (atomic% / ⁇ m) and the average concentration gradient CB (atomic% / ⁇ m) are both 20 atomic% / ⁇ m to 300 atomic% / ⁇ m”
  • the nitrogen concentration is measured in the vertical direction from the surface of the tool base 1 in the vicinity, the distance from the tool base 1 is increased within the range of 0.20 ⁇ m from the surface of the tool base 1 to the first Ti compound layer 2 side.
  • the nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 gradually increases, and the average concentration gradient of the nitrogen concentration is 20 atomic% / ⁇ m or more and 300 atomic% / ⁇ m or less.
  • the gas conditions may be changed stepwise in addition to the method of gradually changing the gas concentration and the film formation atmosphere pressure. Even in this case, the condition that “the average concentration gradient BA (atomic% / ⁇ m) and the average concentration gradient CB (atomic% / ⁇ m) are both 20 atomic% / ⁇ m or more and 300 atomic% / ⁇ m or less” must be satisfied. In this case, the first Ti compound layer 2 and the first Ti compound layer 2 ′ having excellent adhesion and peel resistance can be obtained.
  • the average nitrogen concentration as the whole layer is obtained by the following method, The difference between the average nitrogen concentration of the first Ti compound layer 2 and the average nitrogen concentration of the first Ti compound layer 2 ′ at a position away from the flank cutting edge was calculated. That is, the measurement method and definition of the average nitrogen concentration of the layer referred to in the present invention are as follows. In the line scan of Auger electron spectroscopy, the line width is set to 10 ⁇ m, the line scan is performed perpendicularly to the tool base / TiCN interface, and the first Ti compound is formed from the interface between the surface of the tool base 1 and the first Ti compound layer 2.
  • the layer thickness of each constituent layer was measured using a scanning electron microscope to obtain the average layer thickness. Tables 5 to 7 show these values.
  • the first Ti compound layer 2 containing at least nitrogen and carbon is coated on the tool substrate surface near the cutting edge, and the surface of the tool substrate is formed.
  • 1st Ti compound formed in the vertical direction to the inside of the layer a nitrogen concentration distribution in which the nitrogen concentration gradually increases over a range of up to 0.2 ⁇ m, and formed immediately above the surface of the tool base near the cutting edge Since the average nitrogen concentration in the layer 2 is 3 atomic% or more lower than the average nitrogen concentration of the first Ti compound layer 2 ′ formed immediately above the tool substrate surface at a position away from the flank cutting edge, the cutting edge It is possible to suppress the occurrence of peeling due to thermal stress in the vicinity and the occurrence of peeling due to the deformation of the tool base, and further suppress the occurrence of peeling due to the deformation of the tool base at a position away from the cutting edge of the flank. It can be.
  • the first Ti compound layer 2 and the first Ti compound layer 2 ′ having the layer structure defined in the present invention are not formed, which is caused by thermal stress or deformation of the tool base. It is clear that the tool life is short due to the occurrence of peeling, and the cutting performance is inferior to that of the coated tool of the present invention.
  • a first Ti compound layer 2 shown in FIG. 1 and a first Ti compound layer 2 ′′ shown in FIG. Evaporation was formed under the conditions shown as formation symbols J to M in FIG.
  • the formation conditions based on the formation symbol J are as follows.
  • B Next, only the high nitrogen concentration TiCN deposited in the vicinity of the cutting edge of the tool base 1 was removed with a brush.
  • the nitrogen concentration gradually increases from the surface of the tool base 1 in the vicinity of the cutting edge to the inside of the first Ti compound layer 2 over the range up to 0.2 ⁇ m by the above film formation.
  • a first Ti compound layer 2 having an average concentration gradient of nitrogen concentration of 20 atomic% / ⁇ m to 300 atomic% / ⁇ m is formed, and the average nitrogen concentration in the first Ti compound layer 2 is A first Ti compound layer 2 lower than the average nitrogen concentration of one Ti compound layer 2 ′′ by 3 atomic% or more was formed.
  • the first Ti compound layer 2 ′′ formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge of the flank by the above film formation is parallel to the surface of the tool base 1. A low nitrogen region and a high nitrogen region were formed in various directions.
  • the first Ti compound layer 2 formed immediately above the surface of the tool base 1 near the cutting edge and the first Ti compound layer formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edge.
  • the nitrogen concentration (atomic%) in the vertical direction from the surface of the tool base 1 was measured by Auger electron spectroscopy in the same manner as in Example 1, and the first Ti compound layer 2 or It calculated
  • an average concentration gradient BA (atomic% / ⁇ m) and an average concentration gradient CB (atomic% / ⁇ m) were calculated.
  • the first Ti compound layer 2 ′′ formed immediately above the surface of the tool base 1 at a position away from the cutting edges of the coated tools 15 to 28 of the present invention is at a distance of 0.04 ⁇ m from the surface of the tool base 1, and A line analysis was performed by Auger electron spectroscopy along a direction parallel to the surface of the tool substrate 1, and a nitrogen concentration (atomic%) and a carbon concentration (atomic%) were measured. Next, five low nitrogen regions were identified from the measured minimum value of nitrogen concentration and the maximum value of carbon concentration, and five high nitrogen regions were identified from the maximum value of nitrogen concentration and the minimum value of carbon concentration. . Next, the values measured in the low nitrogen region and the high nitrogen region were averaged, and this value was determined as the nitrogen concentration (atomic%) and the carbon concentration (atomic%) in each region of the low nitrogen region and the high nitrogen region. Table 10 shows the results.
  • the layer thickness of each constituent layer of the coated tools 15 to 28 of the present invention was measured using a scanning electron microscope, and the average layer thickness was obtained. Tables 5 and 10 show these values.
  • the first Ti compound layer 2 ′′ is formed at a position away from the cutting edge of the flank. Therefore, the occurrence of welding chipping and peeling is further prevented.
  • the coated tools 1 to 14.15 to 28 of the present invention are used for welding chipping in intermittent cutting of difficult-to-cut materials such as duplex stainless steel. Without causing peeling, excellent wear resistance can be exhibited over a long period of use, and the life of the coated tool can be extended.
  • the coated tool of the present invention not only exhibits excellent cutting performance in intermittent cutting of duplex stainless steel, but also in intermittent cutting where a high load acts on the cutting edge of various difficult-to-cut materials, Without causing the occurrence of welding chipping, peeling, etc., it exhibits excellent cutting performance over a long period of use, and can extend the service life.
  • Tool substrate 2 First Ti compound layer (first layer) 2 'first Ti compound layer (first layer) 2 "first Ti compound layer (first layer) 3 Second Ti compound layer (second layer) 4 Al 2 O 3 layer 5 TiC region or low nitrogen concentration TiCN region 6 TiN region or high nitrogen concentration TiCN region 7 Low nitrogen region (TiC or low nitrogen concentration TiCN region formed in a direction parallel to the tool substrate surface) 8 High nitrogen region (TiN formed in a direction parallel to the tool substrate surface or TiCN region with high nitrogen concentration) L Direction parallel to the tool substrate surface for measuring high and low nitrogen regions

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Abstract

二相ステンレス鋼等の難削材の断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐溶着チッピング性、耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。　工具基体表面に、少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層が形成されている表面被覆切削工具であって、切れ刃近傍の工具基体表面から垂直方向に測定した場合、工具基体表面からＴｉ化合物層側へ０．２０μｍ以内の範囲において、工具基体からの距離が離れるにしたがい、Ｔｉ化合物層中の窒素濃度が漸次増加するとともに、窒素濃度の平均濃度勾配が２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下であり、また、切れ刃近傍のＴｉ化合物層中の平均窒素濃度は、逃げ面の切れ刃から離れた位置におけるＴｉ化合物層中の平均窒素濃度より３原子％以上低い表面被覆切削工具。

Description

耐溶着チッピング性と耐剥離性にすぐれた表面被覆切削工具
　本発明は、難削材の断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐溶着チッピング性とすぐれた耐剥離性を備え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）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、化学蒸着形成された酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具が知られており、この被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられている。
　ただ、このような被覆工具は、例えば、ステンレス鋼、特に、二相ステンレス鋼、のような難削材の切削加工、例えば、切れ刃に断続的かつ衝撃的な高負荷が作用する断続切削加工においては、溶着に起因するチッピング、剥離を発生しやすく、工具寿命が短いという問題がある。
　工具基体と硬質被覆層との密着性を改善することにより、溶着チッピング、剥離等を防止するために、いくつかの提案がなされている。
　例えば、特許文献１には、工具基体として、Ｃを含むもの（例えば、ＷＣ基超硬合金、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素など）、ダイヤモンド焼結体）を用い、工具基体と接する層をＴｉＮ層とし、工具基体の成分であるＣをＴｉＮ層中に拡散させることによって、工具基体と被覆膜との密着性を向上させ、一方、ＴｉＮ層中にＣが存在することによって被覆膜が脆化するという相反的な作用を調和させるために、ＣをＴｉＮ層の厚み方向に濃度分布を有するような状態で存在させ、工具基体側のＣ濃度を高くし、被覆膜の表面側にかけてその濃度を低くさせた被覆工具が提案されている。
　そして、この被覆工具によれば、工具基体とその表面に形成される被覆膜との密着性改善が図られるとともに、被覆膜の脆化が防止されるとされている。
　また、特許文献２には、工具基体と硬質被覆層との密着性、耐剥離性を向上させることを目的として、工具基体と硬質被覆層との界面にはオージェ分光分析法で測定される酸素量を１０原子％以下とし、かつ、該界面における表面粗さが、算術平均粗さＲａ値換算で５０～１５０ｎｍである微細凹凸を形成した被覆工具が提案されており、この被覆工具によれば、工具基体と硬質被覆層との界面に酸化物が介在せず、かつ界面の凹凸が所定の算術平均粗さＲａを有するため、工具基体と硬質被覆層との間の密着性が良くてチッピング、欠損や膜剥離の発生がないとされている。
国際公開第２０１３／１５７４７２号 特開２０１２－３０３０９号公報
　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、被覆工具は一段と過酷な条件下で使用されるようになってきており、例えば、切削加工時の被削材の溶着と脱離との繰返しにより、工具基体の切れ刃近傍と硬質被覆層の界面において、しばしば剥離が生じる。
　例えば、厳しい切削加工条件である１スリット材の高送り断続切削においては、切れ刃に熱サイクルがかかるが、工具基体と硬質被覆層では熱膨張係数が異なるため、熱応力により、通常よりもさらにコーティング剥離が生じ易くなる。
　加えて、工具基体の塑性変形によって、逃げ面の切れ刃から０．５ｍｍ程度離れた箇所においては大面積にわたる剥離が生じることがある。そして、この大面積にわたる剥離は、しばしば切れ刃付近にまで及んで、切れ刃の硬質被覆層を持ち去るため、工具寿命が大きくばらついてしまう。
　このように、１スリット材の高送り断続切削加工では、通常の切削条件と比較して、工具寿命が低下しやすく、しかも、寿命が大きくばらつくという問題点がある。
　前記特許文献１、特許文献２で提案されている被覆工具は、いずれも、工具基体と硬質被覆層との密着性を高め、界面からの剥離等の発生を防止するというものであるが、被削材が特に溶着チッピングを生じ易い難削材である二相ステンレス鋼の１スリット材の場合には、切れ刃近傍における剥離発生、あるいは、切れ刃から離れた位置における剥離発生により、高送り断続切削加工における工具寿命は短命なものとなっている。
　そこで、難削材の切削加工においても、耐溶着チッピング性、耐剥離性にすぐれた被覆工具が求められている。
　本発明は、切削加工時の熱応力による剥離を防止するとともに、工具基体と硬質被覆層との界面における付着強度を向上させることで、切れ刃近傍においても、切れ刃から離れた位置においても、剥離を生じにくい被覆工具を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前述のような観点から、工具基体と硬質被覆層の密着強度を向上させ、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する二相ステンレス鋼等のような難削材の高送り断続切削加工に用いた場合であっても、切れ刃近傍においても、切れ刃から離れた位置においても、硬質被覆層がすぐれた耐溶着チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する被覆工具について鋭意研究を行った。
　特に、被覆工具の切れ刃近傍と逃げ面の切れ刃から離れた位置における硬質被覆層の構造と密着性との関連について研究を進めたところ、切れ刃近傍および逃げ面に、少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層を形成するとともに、切れ刃近傍においては、工具基体と硬質被覆層の界面から、硬質被覆層の表面に向かって、窒素濃度が漸次増加する領域を形成し、さらに、切れ刃近傍の前記Ｔｉ化合物層における平均窒素濃度を、逃げ面の切れ刃から離れた位置における前記Ｔｉ化合物層における平均窒素濃度より低くした場合に、切れ刃近傍における工具基体と硬質被覆層との密着性向上が図られることにより、切削加工時の熱応力による切れ刃近傍における剥離発生が防止されること、また、逃げ面の切れ刃近傍から離れた位置においては、工具基体の変形に追従する能力を高めたＴｉ化合物層を形成することによって、工具基体の変形に起因する剥離発生を抑制し得ることを見出した。
　さらに、逃げ面の切れ刃近傍から離れた位置におけるＴｉ化合物層中に、工具基体表面と平行な方向に窒素濃度が異なる領域（低窒素領域と高窒素領域）を形成した場合には、逃げ面の切れ刃近傍から離れた位置における工具基体（逃げ面）とＴｉ化合物層との密着性がより向上することを見出したのである。
　したがって、前記の構造の硬質被覆層を形成した被覆工具は、二相ステンレス鋼等のような難削材の高送り断続切削加工においても、切れ刃近傍および切れ刃から離れた位置における溶着チッピング、剥離の発生が抑制されるため、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮し、工具の長寿命化が図られ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）ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に硬質被覆層が形成されている表面被覆切削工具であって、
（ａ）工具基体表面には、少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層が形成され、
（ｂ）前記工具基体の切れ刃近傍において、工具基体表面から垂直方向に前記Ｔｉ化合物層中の窒素濃度を測定した場合、工具基体表面からＴｉ化合物層側へ０．２０μｍ以内の範囲において、工具基体からの距離が離れるにしたがい、前記Ｔｉ化合物層中の窒素濃度が漸次増加しており、窒素濃度の平均濃度勾配が、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下であり、
（ｃ）前記切れ刃近傍において工具基体表面直上に形成されているＴｉ化合物層中の平均窒素濃度は、逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面直上に形成されているＴｉ化合物層中の平均窒素濃度より３原子％以上低いことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面直上に形成されているＴｉ化合物層について、窒素濃度と炭素濃度を工具基体表面と平行な方向に沿って測定した場合、炭素濃度が高く窒素濃度が低い（窒素濃度ゼロを含む）低窒素領域と、窒素濃度が高く炭素濃度が低い（炭素濃度ゼロを含む）高窒素領域が存在してい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（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具において、工具基体表面直上に形成されている少なくとも窒素と炭素を含む前記Ｔｉ化合物層の表面に、さらに、一層又は多層のＴｉ化合物層が形成されていることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記（３）に記載の表面被覆切削工具において、前記一層又は多層のＴｉ化合物層の表面に、さらに、α型またはκ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３層が形成されていることを特徴とする前記（３）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「切れ刃近傍」とは、ホーニングを有する工具の場合は、ホーニング部をいい、一方、ホーニングの無い工具の場合は、切れ刃から距離０．０２ｍｍ以内の領域をいう。
　また、「逃げ面の切れ刃から離れた位置」とは、前記「切れ刃近傍」から、逃げ面側に０．４ｍｍ～０．６ｍｍ離れた位置をいう。
　本発明について、図面とともに、以下に詳細に説明する。
　図１に、本発明被覆工具の切れ刃近傍の工具基体表面に形成された硬質被覆層の縦断面模式図の一例を示す。
　また、図２（ａ）、（ｂ）に、本発明被覆工具の逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体表面に形成された硬質被覆層の縦断面模式図の一例を示し、（ａ）は一つの態様を示し、また、（ｂ）は別の態様を示す。
　図１に示される本発明被覆工具によれば、切れ刃近傍のＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体１の表面直上に、第一Ｔｉ化合物層２として、窒素濃度が工具基体側から硬質被覆層表面側に向かって漸次増加する少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層（例えば、ＴｉＣＮ層）が形成され、その上に、第二Ｔｉ化合物層３として、一層又は多層のＴｉ化合物層（例えば、均一な窒素濃度、炭素濃度のＴｉＣＮ層）が形成され、その上にさらに、Ａｌ２Ｏ３層４が形成されている。
　前記第一Ｔｉ化合物層２は、例えば、層厚方向に沿って、工具基体表面側から硬質被覆層表面側に向かうにしたがって、層中に含有される窒素濃度が漸次増加する層であり、言い換えれば、切れ刃近傍の工具基体表面直上にＴｉＣまたは高炭素濃度のＴｉＣＮ領域５が形成され、その上にＴｉＮまたは高窒素濃度のＴｉＣＮ領域６が形成されているＴｉ化合物層であるといえる。
　一方、第二Ｔｉ化合物層３は、例えば、層内において成分濃度がほぼ均一なＴｉＣＮ層からなるＴｉ化合物層であって、層厚方向に沿った窒素濃度の変化は必要としない。
　したがって、前記第一Ｔｉ化合物層２と第二Ｔｉ化合物層３とは、仮に、ＴｉＣＮ系というように成分系が同じ層であったとしても、層厚方向に沿った成分濃度の変化の有無という点で、異なる層構造のＴｉ化合物層であるといえる。
　図２（ａ）は、逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面に形成されている硬質被覆層の一つの態様の縦断面模式図を示す。
　図２（ａ）に示される本発明被覆工具によれば、逃げ面の切れ刃から離れた位置において、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体１の表面直上に、第一Ｔｉ化合物層２’として、少なくとも窒素を含むＴｉ化合物層が形成され、その上に、第二Ｔｉ化合物層３として、例えば、第一Ｔｉ化合物層２’とは窒素濃度、濃度分布等の異なるＴｉＣＮ層が形成され、その上にさらに、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層が形成されている。前記第一Ｔｉ化合物層２’は、少なくとも窒素を含むＴｉ化合物層であって、第一Ｔｉ化合物層２と同様に、窒素濃度が工具基体側から硬質被覆層表面側に向かって漸次増加する例えばＴｉＣＮ層として形成することができるが、第一Ｔｉ化合物層２’において、層内の窒素濃度を層厚方向に沿って変化させることは必ずしも必要ではなく、層内にわたってほぼ均一な成分濃度のＴｉ化合物層として形成しても良い。
　第一Ｔｉ化合物層２’の表面に形成する、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層については、図１の場合と同様である。
　切れ刃近傍の工具基体表面直上に形成される少なくとも窒素と炭素を含む第一Ｔｉ化合物層２：
　図１に示すように、工具基体１の切れ刃近傍の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２は、少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層であり、例えば、ＴｉＣＮ層あるいはＴｉＣＮＯ層であるが、好ましくは、ＴｉＣＮ層である。
　前記第一Ｔｉ化合物層２について、工具基体１の表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたって窒素濃度を測定した場合、工具基体１の表面からの距離が離れるに従い、窒素濃度が漸次増加し、その結果、第一Ｔｉ化合物層２内には、炭素濃度が高く窒素濃度が低い（窒素濃度ゼロを含む）低窒素領域５と、窒素濃度が高く炭素濃度が低い（炭素濃度ゼロを含む）高窒素領域６が形成される。
　そして、前記第一Ｔｉ化合物層２内には、低窒素領域５と高窒素領域６が存在することによって、切れ刃近傍の工具基体１と前記第一Ｔｉ化合物層２との密着性が向上するとともに、切削時の熱応力による切れ刃近傍の前記第一Ｔｉ化合物層２の剥離発生が防止され、その結果、耐溶着チッピング性、耐剥離性が向上する。
　前記構造の第一Ｔｉ化合物層２により、密着性、耐剥離性が向上する理由は次のとおりである。
まず、密着性を向上させるために第一Ｔｉ化合物層２に求められる条件として、次の（イ）～（ハ）を挙げることができる。
（イ）第一Ｔｉ化合物層２全体としての靱性：
切削時には、切削熱および切削によって刃先にかかる負荷により、例えば、ＷＣ基超硬合金からなる工具基体１が変形することが知られているが、第一Ｔｉ化合物層２全体としての靭性が高いほど、工具基体１が変形しても、第一Ｔｉ化合物層２の破壊は生じ難く、硬質被覆層が工具基体１の変形に追従することができる。
　逆に、第一Ｔｉ化合物層２全体としての靭性が低い場合、工具基体１が変形した際に、第一Ｔｉ化合物層２内部にクラック等が生じ、このような状態で工具基体１がさらに変形すると、第一Ｔｉ化合物層２が内部から破壊され、工具基体１から脱離する。（なお、この現象は厳密には「剥離」ではなく「第一Ｔｉ化合物層２の破壊」であるが、第一Ｔｉ化合物層２はその他の層より薄いため、あたかも剥離を生じたかのように観察される。）
　ＴｉＣとＴｉＮを比較すると、ＴｉＮの方が靭性に優れていることから、切削加工時の工具基体１の変形に追従して変形するためには、第一Ｔｉ化合物層２全体としては、窒素量が多い方が好ましいといえる。
（ロ）工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２の靭性：
前述のとおり、第一Ｔｉ化合物層２全体としての靭性が高いほど、工具基体１が変形した際に第一Ｔｉ化合物層２自体の破壊を生じ難く、硬質被覆層が変形に追従することができる。
これに加え、工具基体１の表面直上に形成された第一Ｔｉ化合物層２の靭性が高い場合には、より大きく工具基体１が変形した際にも、硬質被覆層（第一Ｔｉ化合物層２）が工具基体１の変形に追従することができる。
　つまり、第一Ｔｉ化合物層２全体としての靭性は高いが、工具基体１の表面直上に形成された第一Ｔｉ化合物層２の靭性が低い場合、工具基体１が変形した際に第一Ｔｉ化合物層２内部にクラックが生じることは無いが、工具基体１と第一Ｔｉ化合物層２の界面にクラックが生じ、該界面から剥離を生じることがある。
　なお、ＴｉＣとＴｉＮを比較すると、ＴｉＮの方が靭性に優れていることは前述のとおりであり、工具基体１の変形に耐えるためには、工具基体１の表面直上の第一Ｔｉ化合物層２としては、窒素量が多い方が好ましいといえる。
　しかし、本発明者は、『「基体表面直上に均一な窒素濃度のＴｉ化合物層を形成する」よりも、「基体表面直上には、窒素濃度の高いＴｉ化合物と窒素濃度の低いＴｉ化合物を共存させる」ほうが、工具基体からの剥離を生じ難くなる』ことを実験により確認した。
　つまり、工具基体１表面に、ＴｉＣ０．５Ｎ０．５の均一組成を有するＴｉ化合物層を形成するよりも、層厚方向にわたって、例えば、５０％の層厚に相当する表面側の層中にＴｉＣ０．３Ｎ０．７を形成し、残りの５０％の層厚に相当する工具基体側の層中にＴｉＣ０．７Ｎ０．３を形成したほうが、工具基体表面とＴｉ化合物層との界面からの剥離は生じ難くなることを確認したのである。
　これは、窒素濃度が低く靭性に乏しいＴｉ化合物が被覆された領域が工具基体１の変形に追従できず、界面にクラックが入ったとしても、窒素濃度が高く靭性に富むＴｉ化合物が被覆された領域でクラックの進展を止めることができるため、見かけ上、靭性（クラックの進展に対する抵抗力）が向上するためと推測される。
（ハ）工具基体１とその表面直上の第一Ｔｉ化合物層２の熱膨張率の差：
工具基体１とその表面直上に形成された第一Ｔｉ化合物層２の熱膨張係数の差が小さいほど、断続切削時の刃先温度の変化によって、界面にかかる熱応力が小さくなるため、剥離を生じ難くなる。
　室温２５℃から１０００℃の間で測定した熱膨張係数は、ＷＣ基超硬合金はおよそ６．０×１０－６／℃（厳密には、組成により異なるが）、ＴｉＣは７．７×１０－６／℃、ＴｉＮは９．２×１０－６／℃であるから、刃先温度の変化による界面にかかる熱応力を小さくするためには、ＷＣ基超硬合金基体直上に形成するＴｉ化合物層は、窒素濃度が少ない方が好ましいといえる。
　なお、ＴｉＣＮ基サーメットは熱膨張係数がおよそ８．０×１０－６／℃（厳密には、組成により異なる）であるため、刃先温度の変化に耐えるためには、ＴｉＣＮ基サーメット基体表面に形成するＴｉ化合物層としては、ＴｉＣＮ基サーメットと同じ熱膨張率となる窒素量を有するＴｉＣＮ層（ＴｉＣＮ基サーメットの組成により異なるが、およそ窒素量１０原子％、炭素量４０原子％程度のＴｉ５０Ｃ４０Ｎ１０）が最も好ましいといえる。
　切れ刃近傍の工具基体１の表面直上に、工具基体表面から垂直方向に距離が離れるに従い窒素濃度が漸次増加している第一Ｔｉ化合物層２を形成した本発明被覆工具（図１参照）は、前述した理由、要すれば、
（１） 第一Ｔｉ化合物層２全体としては、窒素濃度が高い方が靭性を確保することがで
き、ＷＣ基超硬合金基体１の変形に追従することができる。
（２）工具基体１の表面と接する第一Ｔｉ化合物層２は、窒素濃度が低い（低窒素領域５が存在する）ので、工具基体１との熱膨張差が小さくなり、かつ第一Ｔｉ化合物層２の内部での熱膨張率の変化が緩やかであるため、刃先温度変化により界面に発生する熱応力が小さくなる。
という理由により、切れ刃近傍の工具基体１と第一Ｔｉ化合物層２は密着性が向上するとともに耐剥離性が向上する。
　なお、第一Ｔｉ化合物層２の平均層厚は、０．２～２．０μｍであることが望ましいが、これは、平均層厚が、０．２μｍ未満であると、層厚方向に沿って窒素濃度を漸次増加させたことによる工具基体１との密着性向上効果が少なく、一方、平均層厚が２．０μｍを超えると、耐摩耗性に優れる他の層の厚さを確保し難くなるためである。
　第一Ｔｉ化合物層２の形成によって密着性、耐剥離性を確保することはできるが、高温硬さ、高温強度は第二Ｔｉ化合物層３に劣るため、耐摩耗性等の向上のために第二Ｔｉ化合物層３等を含む硬質被覆層の総層厚を厚くしようとした場合には、逆に剥離を生じやすくなってしまうので、第一Ｔｉ化合物層２の平均層厚は、「密着性が確保できる必要最小限の層厚」とすることが望ましい。
　また、前記窒素濃度の漸次増加において、工具基体１の表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたり、窒素濃度の平均濃度勾配が２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下である領域を形成することが必要である。
　前記第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたる窒素濃度の平均濃度勾配が２０原子％／μｍ未満では、窒素濃度を漸次増加させたことによる効果が少ないため、「第一Ｔｉ化合物層２全体としての靭性」と「工具基体１の表面直上に形成された第一Ｔｉ化合物層２の熱膨張差を小さくすること」を十分に両立できなくなるためである。
　また、窒素濃度の平均濃度勾配が３００原子％／μｍを超えると、第一Ｔｉ化合物層２中での熱膨張率の変化が急峻になりすぎ、刃先温度変化への耐久性が低下する（熱膨張率の変化が大きすぎるため、温度が変化したときの熱応力が大きくなり、界面からの剥離を生じやすくなる）という理由による。
　前記第一Ｔｉ化合物層２、即ち、少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層であって、工具基体１の表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたり、窒素濃度の平均濃度勾配が２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下である領域が存在する第一Ｔｉ化合物層２の成膜は、後記する第一Ｔｉ化合物層２’の成膜とも密接に関連するが、例えば、以下の方法で行うことができる。
　まず、化学蒸着法による通常の条件、例えば、
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ４　３．５～５．０％，Ｎ２　１５～３５％，Ｈ２　残り、
反応雰囲気温度：８８０～９２０℃、
反応雰囲気圧力：９～３５ｋＰａ、
という条件で、工具基体１の切れ刃近傍および逃げ面の切れ刃から離れた位置にＴｉＮを蒸着した後、切れ刃近傍に蒸着されたＴｉＮのみをブラシ等で除去し、次いで、
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ４　１．０％，ＣＨ３ＣＮ　０．５～１．５％，Ｎ２　８～２５％，Ｈ２　残り、
反応雰囲気温度：８８０～９２０℃、
反応雰囲気圧力：５～９ｋＰａ、
という条件で、低窒素濃度のＴｉＣＮを最初蒸着し、
その後、ＣＨ３ＣＮ量を漸次減少させ、併せて他のガスの濃度および反応雰囲気圧力を漸次変化させ、最終的には、高窒素濃度のＴｉＣＮの蒸着条件、例えば、
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ４　１．５～５．０％，ＣＨ３ＣＮ　０．１％，Ｎ２　８～２５％，Ｈ２　残り、
反応雰囲気温度：８８０～９２０℃、
反応雰囲気圧力：５～９ｋＰａ、
という条件で、高窒素濃度のＴｉＣＮを蒸着することによって、工具基体１の表面から垂直方向に、所定の窒素濃度の平均濃度勾配を有する第一Ｔｉ化合物層２を形成することができる。
　なお、前記高窒素濃度のＴｉＣＮの蒸着のかわりに、
通常のＴｉＮの蒸着条件、例えば、
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ４　３．５～５．０％，Ｎ２　１５～３５％，Ｈ２　残り、
反応雰囲気温度：８８０～９２０℃、
反応雰囲気圧力：９～３５ｋＰａ、
という条件で、ＴｉＮを蒸着することによっても、工具基体１の表面から垂直方向に、所定の窒素濃度の平均濃度勾配を有する第一Ｔｉ化合物層２を形成することができる。
　上記のような蒸着によって、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上には、成膜初期には、少なくとも炭素を含むＴｉ化合物層（上記例では、低窒素濃度のＴｉＣＮ層）が形成され、ついで、高窒素濃度のＴｉＣＮ層あるいはＴｉＮ層の成膜を行い、層中の窒素濃度を漸次変化させることによって、第一Ｔｉ化合物層２として、工具基体表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたり、窒素濃度が漸次増加する（窒素濃度の平均濃度勾配が２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下）領域が存在する第一Ｔｉ化合物層２（言い換えれば、ＴｉＣまたは低窒素濃度のＴｉＣＮ領域５、および、ＴｉＮまたは高窒素濃度のＴｉＣＮ領域６が存在するＴｉ化合物層）を形成することができる。
なお、第一Ｔｉ化合物中の窒素濃度が基体表面から０．２μｍまでの範囲にわたり徐々に窒素濃度が変化するよう、複数回に分けて成膜を行うことでも、密着性に優れるとともに刃先温度変化への耐久性を備え、すぐれた耐溶着チッピング性、耐剥離性を有する第一Ｔｉ化合物層２を得ることが可能である。
　前述した条件で第一Ｔｉ化合物層２を形成することによって、切れ刃近傍の工具基体１と第一Ｔｉ化合物層２の密着性は向上するとともに、刃先温度変化への耐久性が備わることから、二相ステンレス鋼等の難削材の断続切削において、溶着チッピング、剥離等の発生を抑制することができる。
　ただ、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を保持するためには、第一Ｔｉ化合物層２の表面に、必要に応じて、一層又は多層のＴｉ化合物層からなる第二Ｔｉ化合物層３を形成すること、あるいはさらに、耐摩耗性にすぐれたα－Ａｌ２Ｏ３層またはκ－Ａｌ２Ｏ３層からなるＡｌ２Ｏ３層４を形成することが望ましい。
第二Ｔｉ化合物層３：
　第二Ｔｉ化合物層３は、一層又は多層のＴｉ化合物層で形成することができ、具体的には、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層から選ばれる何れか１層以上、または、少なくとも窒素と炭素を含有し、工具基体からの距離が離れるに従い窒素量が漸次変化する傾斜組成を有するＴｉ化合物層で形成することができる。
　好ましい第二Ｔｉ化合物層３は、高温硬さ、高温強度に優れているという観点から、ＴｉＣＮ層であるが、いずれのＴｉ化合物層であっても、硬質被覆層全体としての高温硬さ、高温強度を高める。また同時に、第一Ｔｉ化合物層２との密着性にすぐれ、また、第二Ｔｉ化合物層３の表面にα－Ａｌ２Ｏ３層あるいはκ－Ａｌ２Ｏ３層からなるＡｌ２Ｏ３層４を形成した場合には、該Ａｌ２Ｏ３層４との密着性にもすぐれる。
　第一Ｔｉ化合物層２と第二Ｔｉ化合物層３の平均総層厚は、２～２５μｍであることが望ましい。これは、２μｍ未満であると高温硬さ、高温強度が十分に確保できず、耐摩耗性向上による寿命延長効果が少ないためであり、一方、平均総層厚が２５μｍを超えると断続切削加工時にチッピング、剥離等が発生するようになるという理由による。
Ａｌ２Ｏ３層４と最外層：
　第二Ｔｉ化合物層３上に、α型またはκ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３層４を形成した場合には、既によく知られているように、高温硬さと耐熱性の向上が図られる。
　ただ、α型またはκ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３層４の平均層厚が０．５μｍ未満では、耐摩耗性向上による寿命延長効果が少なく、一方、その平均層厚が２０μｍを越えるとＡｌ２Ｏ３結晶粒が粗大化し易くなり、その結果、高温硬さ、高温強度の低下に加え、断続切削加工時にチッピング、剥離等が発生するようになることから、α型またはκ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３層４を第二Ｔｉ化合物層３上に形成する場合には、その平均層厚を０．５～２０μｍとすることが望ましい。
　また、刃先識別性の向上のためにＡｌ２Ｏ３層４上にＴｉＮ等を形成してもよく、さらに硬質被覆層の形成後にＡｌ２Ｏ３層４にショットピーニング等の処理を施してもよい。
　図２（ａ）は、逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面に形成されている硬質被覆層の一つの態様の縦断面模式図を示す。
　図２（ａ）によれば、本発明被覆工具は、逃げ面の切れ刃から離れた位置において、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体１の表面直上に、少なくとも窒素を含む第一Ｔｉ化合物層２’が形成され、その上に、一層又は多層からなる第二Ｔｉ化合物層３（例えば、ＴｉＣＮ層）が形成され、その上にさらに、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層が形成されている。
　逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２’は、切削加工時の工具基体１の変形による大規模な剥離を発生することがないように、靱性にすぐれ工具基体１の変形に追従して変形することが可能なＴｉＮまたは高窒素濃度のＴｉＣＮ層で形成する。
　そのためには、切れ刃近傍において工具基体１の表面直上に形成されている第一Ｔｉ化合物層２（図１参照）中の平均窒素濃度と、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２’中の平均窒素濃度との関係を規定する必要があり、具体的には、切れ刃近傍において工具基体１の表面直上に形成されている第一Ｔｉ化合物層２（図１参照）中の平均窒素濃度が、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２’中の平均窒素濃度より３原子％以上低い値となるようにバランスさせることが必要である。
　これにより、工具基体１の変形、熱応力による切れ刃近傍における第一Ｔｉ化合物層２の剥離発生が防止されると同時に、工具基体１の変形に起因する逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２’の剥離発生を防止することができる。
　逃げ面の切れ刃から離れた位置に形成された前記第一Ｔｉ化合物層２’の上にさらに形成される第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層については、切れ刃近傍に形成した前出の第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層の場合と同様である。
　前記したように、切れ刃近傍の工具基体表面に、第一Ｔｉ化合物層２、さらに、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層を形成する（図１参照）ことによって、工具基体の変形、熱応力による剥離発生は防止され、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体表面に、第一Ｔｉ化合物層２’、さらに、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層を形成する（図２（ａ）参照）ことによって、逃げ面の切れ刃から離れた位置において、工具基体の変形に起因する大規模な剥離発生が防止されるため、本発明被覆工具は、溶着チッピングの発生、剥離の発生もなく、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
　次に、図２（ｂ）を用い、本発明被覆工具の逃げ面の切れ刃から離れた位置に形成される硬質被覆層の別の態様について説明する。
　図２（ｂ）の本発明被覆工具によれば、逃げ面の切れ刃から離れた位置において、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体１の表面直上に、少なくとも窒素と炭素を含む第一Ｔｉ化合物層２”が形成され、その上に、一層又は多層のＴｉ化合物層からなる第二Ｔｉ化合物層３が形成され、その上にさらに、Ａｌ２Ｏ３層４が形成されている。
　逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２”は、切削加工時の工具基体の変形による大規模な剥離を発生することがないように、すぐれた靱性を備え、工具基体１の変形に追従して変形することを可能にするとともに、工具基体１との熱膨張差を低減し、刃先温度変化への耐久性を向上させることにより、さらに一段と、耐溶着チッピング性、耐剥離性を高めた層である。
　図２（ｂ）に示すように、逃げ面の切れ刃から離れた位置において、工具基体１の表面直上に形成されている第一Ｔｉ化合物層２”中の窒素濃度と炭素濃度を、工具基体表面からの距離０．０４μｍの位置で工具基体表面と平行な方向Ｌに沿って測定した場合、炭素濃度が高く窒素濃度が低い（窒素濃度ゼロを含む）低窒素領域７と、窒素濃度が高く炭素濃度が低い（炭素濃度ゼロを含む）高窒素領域８が形成されている。
　さらに、前記低窒素領域７において、前記工具基体１の表面に垂直な方向へ、前記第一Ｔｉ化合物層２”中の窒素濃度を測定した場合、前述した第一Ｔｉ化合物層２と同様に、工具基体１の表面から第一Ｔｉ化合物層２”側へ０．２μｍ以内の範囲において、工具基体１からの距離が離れるにしたがい、前記第一Ｔｉ化合物層２”中の窒素濃度が漸次増加しており、窒素濃度の平均濃度勾配が、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下である第一Ｔｉ化合物層２”を形成する。
　前記第一Ｔｉ化合物層２”において、工具基体１の表面に垂直な方向に形成される窒素の濃度勾配による作用効果は、前述した第一Ｔｉ化合物層２におけるそれと同様である。
　また、工具基体１の表面と平行な方向Ｌに沿って形成された炭素濃度が高く窒素濃度が低い（窒素濃度ゼロを含む）低窒素領域７は、工具基体１の温度変化に伴う熱応力に起因する逃げ面における剥離発生を防止し、同時に、窒素濃度が高く炭素濃度が低い（炭素濃度ゼロを含む）高窒素領域８が形成されていることによって、第一Ｔｉ化合物層２”の靱性をも確保しつつ、工具基体１の変形によってもたらされる剥離発生を防止する。
　したがって、工具基体１の表面と平行な方向Ｌに沿って、第一Ｔｉ化合物層２”には低窒素領域７と高窒素領域８とが共存することによって、より一段と、耐溶着チッピング性、耐剥離性が向上する。なお「低窒素領域７」と「高窒素領域８」の窒素濃度差は３原子％以上であることが好ましく、より好ましくは８原子％以上である。
　また、切れ刃近傍において工具基体１の表面直上に形成されている第一Ｔｉ化合物層２（図１参照）中の平均窒素濃度が、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２”中の平均窒素濃度より３原子％以上低い値となるようにバランスさせることが必要である。
　これにより、工具基体１の変形、熱応力に起因する剥離発生は、切れ刃近傍における第一Ｔｉ化合物層２において防止されるばかりか、逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２”においても防止することができる。
　なお、逃げ面の切れ刃から離れた位置に形成された前記第一Ｔｉ化合物層２”の上に、必要に応じてさらに第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層を形成することができるが、これらの作用については、既に述べた第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層の場合と同様である。
成膜法：
　本発明の被覆工具は、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２と、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に形成される第一Ｔｉ化合物層２’（図１、図２（ａ）参照）は、層構造が異なるＴｉ化合物層であるが、例えば、次のような方法によって成膜することができる。
（ａ）まず、通常のＣＶＤ装置により、少なくとも、切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面にＴｉＮ層を蒸着形成する。
（ｂ）次いで、工具基体１の切れ刃近傍に被覆形成されたＴｉＮ層をブラシ等の任意の手段で除去する。
（ｃ）次いで、ＣＶＤ装置内で、ＴｉＮ層が存在しない切れ刃近傍、および、ＴｉＮ層が形成されている逃げ面の切れ刃から離れた位置、を含む工具基体１の表面に、ＴｉＣＮを蒸着形成し、漸次Ｎ濃度が増加するように蒸着条件（ガス組成）を調整し、所定の層厚になるまで蒸着を継続する。
（ｄ）次いで、必要に応じて、ＣＶＤ装置内で、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４あるいは最外層としてのＴｉＮ層を蒸着形成する。
　上記の成膜法によって、図１に示す切れ刃近傍の第一Ｔｉ化合物層２と、図２（ａ）に示す逃げ面の切れ刃から離れた位置の第一Ｔｉ化合物層２’（あるいは、さらに、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層）を備える本発明被覆工具を作製することができる。
　また、次のような方法によって成膜することも可能である。
（ａ）まず、通常のＣＶＤ装置により、少なくとも、切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面にＴｉＣＮを蒸着形成し、漸次Ｎ濃度が増加するように蒸着条件（ガス組成）を調整する。
（ｂ）次いで、工具基体１の逃げ面の切れ刃から離れた位置に被覆形成された、Ｎ濃度が漸次増加しているＴｉＣＮ層をブラシ等の任意の手段で除去する。
（ｃ）次いで、ＣＶＤ装置内で、Ｎ濃度が漸次増加しているＴｉＣＮ層が存在する切れ刃近傍、および、Ｎ濃度が漸次増加しているＴｉＣＮ層が存在しない逃げ面の切れ刃から離れた位置、を含む工具基体１の表面に、ＴｉＮを蒸着形成し、所定の層厚になるまで蒸着を継続する。
（ｄ）次いで、必要に応じて、ＣＶＤ装置内で、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４あるいは最外層としてのＴｉＮ層を蒸着形成する。
　上記の成膜法によって、図１に示す切れ刃近傍の第一Ｔｉ化合物層２と、図２（ａ）に示す逃げ面の切れ刃から離れた位置の第一Ｔｉ化合物層２’（あるいは、さらに、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層）を備える本発明被覆工具を作製することができる。
　また、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上に第一Ｔｉ化合物層２、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に 第一Ｔｉ化合物層２”を備える被覆工具（図１、図２（ｂ）参照）は、例えば、次のような方法によって成膜することができる。
（ａ）まず、通常のＣＶＤ装置により、少なくとも、切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面に、高窒素濃度のＴｉＣＮを微量蒸着する（なお、ここで、蒸着した微量の高窒素濃度のＴｉＣＮは、最終的に第一Ｔｉ化合物層２”中に形成される高窒素領域８となる。）
（ｂ）次いで、工具基体１の切れ刃近傍に微量蒸着されたＴｉＣＮをブラシ等の任意の手段で除去する。
（ｃ）次いで、ＣＶＤ装置内で、ＴｉＣＮが除去された切れ刃近傍、および、高窒素濃度の微量のＴｉＣＮが蒸着されている逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面に、低窒素濃度のＴｉＣＮ層を蒸着形成し、漸次Ｎ濃度が増加するように蒸着条件（ガス組成）を調整し、最終的に、高窒素濃度のＴｉＣＮ層（ＴｉＮ層も可）を所定の層厚になるまで蒸着形成する。
（ｄ）次いで、必要に応じて、ＣＶＤ装置内で、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４あるいは最外層としてのＴｉＮ層を蒸着形成する。
　上記の成膜法によって、図１に示す切れ刃近傍の第一Ｔｉ化合物層２と、図２（ｂ）に示す逃げ面の切れ刃から離れた位置の第一Ｔｉ化合物層２”（あるいは、さらに、第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４、最外層）を備える本発明被覆工具を作製することができる。
　本発明の被覆工具は、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上に、第一Ｔｉ化合物層２として、少なくとも窒素と炭素を含み、該層において、工具基体１の表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたって窒素濃度が漸次増加する第一Ｔｉ化合物層２を形成することにより、熱応力による剥離発生と工具基体１の変形に伴う剥離発生を防止することができる。
　また、逃げ面の切れ刃から離れた位置における工具基体１の表面直上に、第一Ｔｉ化合物層２’ が形成されていることによって、工具基体の変形に伴う剥離発生を防止することができ、また、第一Ｔｉ化合物層２”が形成されている場合には、熱応力による剥離発生と工具基体の変形に伴う剥離発生を防止することができる。
　したがって、本発明の被覆工具は、硬質被覆層として、少なくとも前記第一Ｔｉ化合物層２を切れ刃近傍の工具基体１の表面直上に形成することにより、また、前記第一Ｔｉ化合物層２’あるいは 第一Ｔｉ化合物層２”を、逃げ面の切れ刃から離れた位置における工具基体１の表面直上に形成することによって、断続的・衝撃的高負荷が作用する二相ステンレス鋼等のような難削材の断続切削加工において、溶着チッピングの発生、剥離の発生を抑制し、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができ、被覆工具の長寿命化が図られる。
本発明被覆工具の切れ刃近傍の工具基体１の表面に形成される硬質被覆層の縦断面模式図の一例を示す。 本発明被覆工具の逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面に形成される硬質被覆層の縦断面模式図の一例であって、（ａ）は一つの態様を示し、また、（ｂ）は別の態様を示す。
　つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
　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、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、切刃部にＲ：０．０４ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ、Ｂを製造した。
　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、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、ＺｒＣ粉末、Ｍｏ2Ｃ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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０４ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８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Ｃを形成した。
　つぎに、これらの工具基体Ａ～Ｃの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、図１に示す第一Ｔｉ化合物層２と図２（ａ）に示す第一Ｔｉ化合物層２’を、表３に形成記号Ａ～Ｄとして示す条件で蒸着形成した。
　例えば、形成記号Ａによる形成条件について、より具体的に言えば、次のとおりである。（ａ）まず、切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面に、表３に示す条件ＡでＴｉＮ層を蒸着した。
（ｂ）次いで、工具基体１の切れ刃近傍に被覆形成されたＴｉＮ層のみをブラシで除去した。
（ｃ）次いで、ＴｉＮ層をブラシで除去した切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面に、表３に示す条件Ａで低窒素濃度のＴｉＣＮ層を蒸着形成し、次いで、同じく表３に示す条件Ａで、ガス条件と反応雰囲気圧力を高窒素濃度ＴｉＣＮの形成条件へと漸次変化させて蒸着を継続することで、切れ刃近傍には表６に示す第一Ｔｉ化合物層２を形成し、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置には同じく表６に示す第一Ｔｉ化合物層２’を形成した。
（ｄ）次いで、いくつかのものについては、第一Ｔｉ化合物層２および第一Ｔｉ化合物層２’の表面に、表４に示す条件で表５に示す第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４あるいは切れ刃識別用の最外層としてのＴｉＮ層を蒸着形成した。
　上記の成膜により、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上には、表６に示す第一Ｔｉ化合物層２が形成され、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上には、表６に示す第一Ｔｉ化合物層２’が形成された本発明被覆工具１～１４を作製した。
　なお、上記成膜により、表６に示すように、切れ刃近傍の工具基体１の表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたって窒素濃度が漸次増加し、かつ、窒素濃度の平均濃度勾配が、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下である第一Ｔｉ化合物層２が形成され、さらに、第一Ｔｉ化合物層２における平均窒素濃度が、第一Ｔｉ化合物層２’の平均窒素濃度より３原子％以上低い第一Ｔｉ化合物層２が形成された。
　比較の目的で、工具基体Ａ～Ｃの表面に、表３に形成記号Ｇ～Ｈとして示す条件で第一Ｔｉ化合物層２、第一Ｔｉ化合物層２’を蒸着し、さらに同じく表４に示される条件で表５に示される第二Ｔｉ化合物層３、α型またはκ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３層４、さらに、いくつかのものについては、切れ刃識別用の最外層としてのＴｉＮ層を形成することにより、表７に示す比較例被覆工具１～１４を作製した。
　前記本発明被覆工具１～１４、比較例被覆工具１～１４の工具基体１の表面と第一Ｔｉ化合物層２、第一Ｔｉ化合物層２’との界面近傍について、オージェ電子分光法により、切れ刃近傍における第一Ｔｉ化合物層２および逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２’中の種々の位置における窒素濃度（原子％）を測定した。
　より具体的にいえば、まず切れ刃近傍にて、厚さ方向から１５°傾いた面で斜面ラップを行い、ＣＰ研磨を施した。
　次に工具基体１の表面と第一Ｔｉ化合物層２との界面を挟んだ界面近傍領域において線分析を行い、工具基体１の表面と第一Ｔｉ化合物層２との界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．０４μｍに相当する位置（この位置を「位置Ａ」という。位置Ａは、“厚さ方向と平行な面で研磨した場合に、工具基体１の表面と第一Ｔｉ化合物層２との界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．０４μｍの位置”である。したがって厚さ方向から１５°傾いた面でラップして分析する場合は、０．０４／ｓｉｎ（１５°）＝０．１５より、工具基体１の表面と第一Ｔｉ化合物層２との界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．１５μｍの位置が位置Ａである。）における窒素濃度、界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．１２μｍに相当する位置（「位置Ｂ」という）における窒素濃度、界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２０μｍに相当する位置（「位置Ｃ」という）における窒素濃度をそれぞれ測定した。
　そして、前記の線分析を、異なった界面近傍領域で５本行い、それぞれの位置において測定された窒素濃度を平均し、この値を、第一Ｔｉ化合物層２の各位置における「窒素濃度（原子％）」として求めた。
次に、逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２’中の種々の位置における窒素濃度（原子％）を前記と同様な方法で測定し、逃げ面の切れ刃から離れた各位置において測定した窒素濃度を平均して、この値を、第一Ｔｉ化合物層２’ の各位置における「窒素濃度（原子％）」として求めた。
　なお、本発明例被覆工具１の「逃げ面の切れ刃から離れた位置」のように、ＴｉＮを成膜しているにも関わらず位置Ａにおける窒素量が５０原子％でない場合があるのは、基体からわずかに炭素が拡散したためと推定される。
　さらに、前記で求めた第一Ｔｉ化合物層２、第一Ｔｉ化合物層２’の「窒素濃度（原子％）」から、第一Ｔｉ化合物層２、第一Ｔｉ化合物層２’の位置Ａ－位置Ｂ間における窒素濃度の平均濃度勾配を、平均濃度勾配ＢＡ（原子％／μｍ）＝（位置Ｂでの窒素濃度－位置Ａでの窒素濃度）／（０．１２－０．０４）として算出し、また、位置Ｂ－位置Ｃ間における窒素濃度の平均濃度勾配を、平均濃度勾配ＣＢ（原子％／μｍ）＝（位置Ｃでの窒素濃度－位置Ｂでの窒素濃度）／（０．２０－０．１２）として算出した。
　表６に、前記で求めた「窒素濃度（原子％）」、平均濃度勾配ＢＡ（原子％／μｍ）および平均濃度勾配ＣＢ（原子％／μｍ）を示す。
　ここで「平均濃度勾配ＢＡ（原子％／μｍ）と平均濃度勾配ＣＢ（原子％／μｍ）が、いずれも、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下であること」を以て、「切れ刃近傍において工具基体１の表面から垂直方向に窒素濃度を測定した場合、工具基体１の表面から第一Ｔｉ化合物層２側へ０．２０μｍ以内の範囲において、工具基体１からの距離が離れるにしたがい、前記第一Ｔｉ化合物層２中の窒素濃度が漸次増加しており、窒素濃度の平均濃度勾配が、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下である」とする。
　なお、第一Ｔｉ化合物層２、第一Ｔｉ化合物層２’の形成法について、ガス濃度および成膜雰囲気圧力を漸次変化させる方法以外に、ガス条件を段階的に変化させても良い。
この場合でも「平均濃度勾配ＢＡ（原子％／μｍ）と平均濃度勾配ＣＢ（原子％／μｍ）が、いずれも、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下であること」の条件を満たせば、密着性、耐剥離性に優れた第一Ｔｉ化合物層２、第一Ｔｉ化合物層２’を得ることが出来る。
　また、切れ刃近傍における第一Ｔｉ化合物層２、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２’について、次の方法で、該層全体としての平均窒素濃度を求め、第一Ｔｉ化合物層２の平均窒素濃度と、逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２’の平均窒素濃度の差を算出した。
　即ち、本発明でいう層の平均窒素濃度の測定法および定義は以下の通りである。
　オージェ電子分光法のラインスキャンにて、ラインの幅を１０ｕｍとして、工具基体／ＴｉＣＮ界面に垂直にラインスキャンを行い、工具基体１の表面と第一Ｔｉ化合物層２との界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．０４μｍに相当する位置（位置Ａ）での窒素濃度（Ｃａ）、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．１２μｍに相当する位置（「位置Ｂ」という）における窒素濃度（Ｃｂ）、界面から第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２０μｍに相当する位置（「位置Ｃ」という）における窒素濃度（Ｃｃ）をそれぞれ測定し、位置Ａ、Ｂ、Ｃの３点での窒素濃度の平均値（Ｃａ＋Ｃｂ＋Ｃｃ）／３を求める。
　このラインスキャンを５本の異なる工具基体／ＴｉＣＮ界面で行い、５か所の（Ｃａ＋Ｃｂ＋Ｃｃ）／３の平均値を「層の平均窒素濃度」と定義する。
　表６、表７に、これらの値を示す。
　また、前記で作製した本発明被覆工具１～１４、比較例被覆工具１～１４について、各構成層の層厚を、走査型電子顕微鏡を用いて測定し平均層厚を求めた。
表５～表７に、これらの値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　つぎに、上記本発明被覆工具１～１４および比較例被覆工具１～１４について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３２９の長さ方向１本縦溝入り丸棒、
　切削速度：１３０ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：２．０ｍｍ、
　送り：０．４０ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：１．０分、
　切削油：水溶性クーラント
の条件での二相ステンレス鋼の湿式断続切削加工試験、
を行い、逃げ面摩耗幅（ｍｍ）を測定するとともに目視観察を行い、切れ刃近傍の損傷状態、逃げ面の切れ刃から離れた位置における損傷状態を確認した。
　表８に、その結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８に示される結果から、本発明被覆工具１～１４は、切れ刃近傍の工具基体表面直上に、少なくとも窒素と炭素を含む第一Ｔｉ化合物層２が被覆形成され、かつ、工具基体の表面から垂直方向に、該層の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたって窒素濃度が漸次増加する窒素濃度の分布が形成され、かつ、切れ刃近傍の工具基体表面直上に形成されている第一Ｔｉ化合物層２中の平均窒素濃度が、逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面直上に形成されている第一Ｔｉ化合物層２’の平均窒素濃度より３原子％以上低いことから、切れ刃近傍における熱応力による剥離発生と工具基体の変形に伴う剥離発生を抑制することができ、さらに、逃げ面の切れ刃から離れた位置における工具基体の変形に伴う剥離発生を抑制することができる。
　これに対して、比較例被覆工具では、本発明で規定する層構造の第一Ｔｉ化合物層２および第一Ｔｉ化合物層２’が形成されていないため、熱応力あるいは工具基体の変形に起因する剥離発生により、工具寿命が短命であり、本発明被覆工具に比して切削性能が劣ることは明らかである。
　つぎに、前記の工具基体Ａ～Ｃの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、図１に示す第一Ｔｉ化合物層２と図２（ｂ）に示す第一Ｔｉ化合物層２”を、表９に形成記号Ｊ～Ｍとして示す条件で蒸着形成した。
例えば、形成記号Ｊによる形成条件は、次のとおりである。
（ａ）まず、切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面に、表９に示す条件Ｊで高窒素濃度のＴｉＣＮを微量蒸着した。
（ｂ）次いで、工具基体１の切れ刃近傍に微量蒸着された高窒素濃度のＴｉＣＮのみをブラシで除去した。
（ｃ）次いで、高窒素濃度のＴｉＣＮをブラシで除去した切れ刃近傍、および、逃げ面の切れ刃から離れた位置を含む工具基体１の表面に、表９に示す条件Ｊで低窒素濃度のＴｉＣＮ層を蒸着形成し、漸次Ｎ濃度が増加するようにガス条件と反応雰囲気圧力を調整しながら蒸着を継続し、最終的に、高窒素濃度のＴｉＣＮ層（あるいはＴｉＮ層）を蒸着形成し、
切れ刃近傍には表１０に示す第一Ｔｉ化合物層２を形成し、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置には表１０に示す第一Ｔｉ化合物層２”を形成した。
（ｄ）次いで、いくつかのものについては、第一Ｔｉ化合物層２および第一Ｔｉ化合物層２”の表面に、表４に示す条件で、表５に示すそれぞれ示す第二Ｔｉ化合物層３、Ａｌ２Ｏ３層４あるいは切れ刃識別用の最外層としてのＴｉＮ層を形成した。
上記の成膜により、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上には、表１０に示す第一Ｔｉ化合物層２が形成され、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上には、表１０に示す第一Ｔｉ化合物層２”が形成された本発明被覆工具１５～２８を作製した。
　なお、上記成膜により、表１０に示すように、切れ刃近傍の工具基体１の表面から垂直方向に、第一Ｔｉ化合物層２の内部へ０．２μｍまでの範囲にわたって窒素濃度が漸次増加し、かつ、窒素濃度の平均濃度勾配が、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下である第一Ｔｉ化合物層２が形成され、さらに、第一Ｔｉ化合物層２における平均窒素濃度が、第一Ｔｉ化合物層２”の平均窒素濃度より３原子％以上低い第一Ｔｉ化合物層２が形成された。
　また、上記成膜により、逃げ面の切れ刃から離れた位置の工具基体１の表面直上に形成された第一Ｔｉ化合物層２”について、表１０に示すように、工具基体１の表面と平行な方向に低窒素領域と高窒素領域が形成された。
　本発明被覆工具１５～２８について、切れ刃近傍の工具基体１の表面直上に形成した第一Ｔｉ化合物層２および切れ刃から離れた位置における工具基体１の表面直上に形成した第一Ｔｉ化合物層２”について、実施例１と同様にして、オージェ電子分光法により、工具基体１の表面から垂直方向の窒素濃度（原子％）を、オージェ電子分光法により測定し、第一Ｔｉ化合物層２あるいは第一Ｔｉ化合物層２”の各位置における「窒素濃度（原子％）」として求めた。
　また、第一Ｔｉ化合物層２については、平均濃度勾配ＢＡ（原子％／μｍ）および平均濃度勾配ＣＢ（原子％／μｍ）を算出した。
　さらに、切れ刃近傍における第一Ｔｉ化合物層２、また、逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２”について、該層全体としての平均窒素濃度を求めるとともに、第一Ｔｉ化合物層２の平均窒素濃度と、逃げ面の切れ刃から離れた位置における第一Ｔｉ化合物層２”の平均窒素濃度の差を算出した。
　表１０に、その結果を示す。
　また、本発明被覆工具１５～２８の切れ刃から離れた位置における工具基体１の表面直上に形成した第一Ｔｉ化合物層２”について、工具基体１の表面から０．０４μｍの距離で、かつ、工具基体１の表面に平行な方向に沿ってオージェ電子分光法により線分析を行い、窒素濃度（原子％）および炭素濃度（原子％）を測定した。
　次いで、測定された窒素濃度の極小値と炭素濃度の極大値から低窒素領域を５か所特定し、また、窒素濃度の極大値と炭素濃度の極小値から高窒素領域を５か所特定した。
　次いで、低窒素領域および高窒素領域において測定された値を平均し、この値を、低窒素領域および高窒素領域の各領域における窒素濃度（原子％）、炭素濃度（原子％）として求めた。
　表１０に、その結果を示す。
　また、本発明被覆工具１５～２８の各構成層の層厚を、走査型電子顕微鏡を用いて測定し平均層厚を求めた。
　表５、表１０に、これらの値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　つぎに、上記本発明被覆工具１５～２８について、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、実施例１と同じ切削条件で二相ステンレス鋼の湿式断続切削加工試験を行い、逃げ面摩耗幅（ｍｍ）を測定するとともに目視観察を行い、切れ刃近傍の損傷状態、逃げ面の切れ刃から離れた位置における損傷状態を確認した。
　表１１に、その結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表１１に示される結果から、本発明被覆工具１５～２８は、前記第一Ｔｉ化合物層２による効果に加えて、逃げ面の切れ刃から離れた位置に第一Ｔｉ化合物層２”が形成されていることによって、より一層、溶着チッピング、剥離の発生が防止される。
　表８、表１１に示される切削試験結果からも明らかなように、本発明被覆工具１～１４．１５～２８は、二相ステンレス鋼のような難削材の断続切削加工において、溶着チッピング、剥離を発生することもなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができ、被覆工具の長寿命化が図られる。
　前述のように、本発明の被覆工具は、二相ステンレス鋼の断続切削加工においてすぐれた切削性能を発揮するのみならず、各種の難削材の刃先に高負荷が作用する断続切削加工において、溶着チッピング、剥離等の発生を招くことなく、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮し、使用寿命の延命化を可能とするものである。
１　　　工具基体
２　　　第一Ｔｉ化合物層（第一層）
２’　　第一Ｔｉ化合物層（第一層）
２”　　第一Ｔｉ化合物層（第一層）
３　　　第二Ｔｉ化合物層（第二層）
４　　　Ａｌ２Ｏ３層
５　　　ＴｉＣ領域または低窒素濃度のＴｉＣＮ領域
６　　　ＴｉＮ領域または高窒素濃度のＴｉＣＮ領域
７　　　低窒素領域（工具基体表面に平行な方向に形成されＴｉＣまたは低窒素濃度のＴｉＣＮ領域）
８　　　高窒素領域（工具基体表面に平行な方向に形成されたＴｉＮまたは高窒素濃度のＴｉＣＮ領域）
Ｌ　　　高窒素領域と低窒素領域を測定するための工具基体表面に平行な方向

Claims (4)

  1. 　ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に硬質被覆層が形成されている表面被覆切削工具であって、
    （ａ）工具基体表面には、少なくとも窒素と炭素を含むＴｉ化合物層が形成され、
    （ｂ）前記工具基体の切れ刃近傍において、工具基体表面から垂直方向に前記Ｔｉ化合物層中の窒素濃度を測定した場合、工具基体表面からＴｉ化合物層側へ０．２０μｍ以内の範囲において、工具基体からの距離が離れるにしたがい、前記Ｔｉ化合物層中の窒素濃度が漸次増加しており、窒素濃度の平均濃度勾配が、２０原子％／μｍ以上３００原子％／μｍ以下であり、
    （ｃ）切れ刃近傍において工具基体表面直上に形成されているＴｉ化合物層中の平均窒素濃度は、逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面直上に形成されているＴｉ化合物層中の平均窒素濃度より３原子％以上低いことを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 　前記逃げ面の切れ刃から離れた位置において工具基体表面直上に形成されているＴｉ化合物層について、窒素濃度と炭素濃度を工具基体表面と平行な方向に沿って測定した場合、炭素濃度が高く窒素濃度が低い（窒素濃度ゼロを含む）低窒素領域と、窒素濃度が高く炭素濃度が低い（炭素濃度ゼロを含む）高窒素領域が存在してい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。
  3. 　請求項１または２に記載の表面被覆切削工具において、工具基体表面直上に形成されている少なくとも窒素と炭素を含む前記Ｔｉ化合物層の表面に、さらに、一層又は多層のＴｉ化合物層が形成されてい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。
  4. 　請求項３に記載の表面被覆切削工具において、前記一層又は多層のＴｉ化合物層の表面に、さらに、α型またはκ型の結晶構造を有するＡｌ２Ｏ３層が形成されていることを特徴とする請求項３に記載の表面被覆切削工具。
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