WO2019188783A1 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

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WO2019188783A1
WO2019188783A1 PCT/JP2019/012095 JP2019012095W WO2019188783A1 WO 2019188783 A1 WO2019188783 A1 WO 2019188783A1 JP 2019012095 W JP2019012095 W JP 2019012095W WO 2019188783 A1 WO2019188783 A1 WO 2019188783A1
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達貴 木下
達生 橋本
峻 佐藤
雄斗 菅原
拓哉 前川
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三菱マテリアル株式会社
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    • C23C28/40—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition
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    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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    • B23B2228/00—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner
    • B23B2228/10—Coatings
    • B23B2228/105—Coatings with specified thickness

Definitions

  • This invention exhibits excellent chipping resistance and wear resistance in high-speed cutting of Ni-based heat-resistant alloys without causing peeling of the hard coating layer, and excellent cutting performance over a long period of use.
  • the present invention relates to a surface-coated cutting tool (hereinafter also referred to as a coated tool). This application claims priority on March 27, 2018 based on Japanese Patent Application No. 2018-59675 filed in Japan, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • a throw-away tip that is used by being detachably attached to the tip of a cutting tool in turning or planing of a work material such as various types of steel and cast iron, and drilling of the work material.
  • a work material such as various types of steel and cast iron
  • drills and miniature drills used in the above end mills used for chamfering, grooving and shouldering of the work material, solid hob and pinion cutter used for gear cutting of the work material tooth profile, etc. It has been. Many proposals have been made for the purpose of improving the cutting performance of the coated tool.
  • Patent Document 1 proposes a hard film having excellent wear resistance formed on the surface of a cutting tool or the like for alloy steel and a method for forming such a hard film.
  • the hard film has been proposed consisting of M a Cr b Al c Si d B e Y f Z.
  • M is at least one element selected from Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements (excluding Cr) in the periodic table, and Z is any of N, CN, NO, or CNO Indicate.
  • a + b + c + d + e + f 1, 0 ⁇ a ⁇ 0.3, 0.05 ⁇ b ⁇ 0.4, 0.4 ⁇ c ⁇ 0.8, 0 ⁇ d ⁇ 0.2, 0 ⁇ e ⁇ 0.2, 0. 01 ⁇ f ⁇ 0.1 (a, b, c, d, e, and f represent atomic ratios of M, Cr, Al, Si, B, and Y, respectively) are satisfied.
  • Ti can be selected as M, and when M is Ti, c satisfies 0.5 ⁇ c ⁇ 0.8, and f satisfies 0.02 ⁇ f ⁇ 0.1. It is described that the hard coating is obtained by alternately laminating layers having different compositions. Further, the hard coating is prepared by inserting the substrate into an AIP apparatus, cleaning the substrate under specific conditions (for example, pressure: 0.6 Pa, voltage: 500 V, time: 5 minutes) using Ar ions, It is described that it can be obtained by forming a film by a cathode discharge type arc ion plating method.
  • a base material in order to improve the durability of the coated cutting tool applied to cutting of steel or Ni-base heat-resistant alloy, a base material, an intermediate film provided on the base material, Coated cutting tools having a hard coating provided on the coating have been proposed.
  • the intermediate film has a nanobeam diffraction pattern indexed to the crystal structure of WC, is composed of a carbide containing W and Ti, and has a film thickness of 1 nm to 10 nm.
  • the hard coating is made of nitride or carbonitride having a face-centered cubic lattice structure, and contains at least Al, Ti, and Y.
  • the Al content ratio (atomic%) is 60% to 75% and the Ti content ratio (atomic%) is 20% or more. 35% or less, and the Y content (atomic%) is 1% or more and 5% or less.
  • the intermediate film it is preferable to perform Ti bombardment using a cathode having a magnetic field configuration in which a coil magnet is provided on the outer periphery of the target to confine the arc spot inside the target. ing. Furthermore, it is described that the following conditions are preferable as specific processing conditions.
  • the negative bias voltage applied to the substrate is -1000V to -700V.
  • the current input to the target is 80A to 150A.
  • the heating temperature of the base material before bombarding is set to 450 ° C. or higher.
  • Ti bombardment is performed for 3 to 7 minutes. Ti bombardment may be carried out while introducing argon gas, nitrogen gas, hydrogen gas, hydrocarbon gas, etc., but it is preferable to carry out the furnace atmosphere under a vacuum of 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa or less. .
  • Patent Document 3 a WC-based cemented carbide is used as a base material for the purpose of improving the adhesion strength between the coating and the base material and improving the peel resistance and wear resistance in the cutting of alloy tool steel (SKD11).
  • a coated tool and a manufacturing method thereof have been proposed.
  • this coated tool has a W-modified phase (preferably having an average thickness of 10 to 300 nm) having a bcc crystal structure on the surface of a WC-based cemented carbide substrate.
  • the W modified phase is composed of W formed by decomposing WC of the base material into W and C by ion irradiation of one or more metals selected from Ti, Zr, Hf, Nb and Ta.
  • a carbide phase of one or more metals selected from Ti, Zr, Hf, Nb, and Ta immediately above the W-modified phase, and a hard film is directly above the carbide phase.
  • a hard film is directly above the carbide phase.
  • at least one layer of the hard coating is a nitride containing Al and one or more elements selected from Ti, Cr, W, Nb, Y, Ce, Si and B.
  • this coating tool can be manufactured by the 1st process of performing an ion bombardment process to a base material, and the 2nd process of forming a hard film.
  • a negative bias voltage of ⁇ 1000 to ⁇ 600 (V) is applied to the substrate, and a pressure of 0.01 to 2 Pa is applied between hydrogen gas and Ar or N 2 .
  • a mixed gas is used. However, the hydrogen gas volume ratio of the mixed gas is 1 to 20%.
  • the cathode material one or more metals selected from Ti, Zr, Hf, Nb and Ta
  • the substrate is irradiated with metal ions evaporated from the cathode material, and the surface temperature of the substrate is in the range of 800 to 860 ° C.
  • a W-modified phase having a bcc crystal structure is formed on the surface of the substrate, and at least one metal selected from Ti, Zr, Hf, Nb, and Ta is directly above the W-modified phase.
  • the carbide phase is further formed, and a hard film is formed immediately above the carbide phase.
  • Patent Documents 1 and 3 do not have sufficient adhesion between the tool base and the hard coating layer. For this reason, when the Ni-base heat-resistant alloy is subjected to high-speed milling and high-speed drilling, abnormal damage such as peeling occurs, and this causes the service life to be shortened in a short time.
  • Patent Document 2 a cubic structure nitride layer or carbonitride layer containing at least Al, Ti, and Y is provided as the hard coating, and Ti bombardment is provided between the tool base and the hard coating. An intermediate film formed by treatment is provided. Thereby, it is supposed that the durability of the coated tool in cutting of Ni-base heat-resistant alloy or the like will be improved. However, in the coated tool of Patent Document 2, the adhesion between the intermediate film and the hard film is not sufficient. For this reason, in high-speed milling processing of Ni-base heat-resistant alloys, high-speed drilling, such as cutting with large thermal load and mechanical load acting on the cutting blade, peeling is likely to occur. At present, the service life is reached in a relatively short time.
  • An object of the present invention is to provide a surface-coated cutting tool that exhibits cutting performance.
  • the present inventors from the above-mentioned viewpoint, are accompanied by high heat generation such as high-speed milling processing and high-speed drilling processing such as Ni-base heat-resistant alloys, and a large thermal load on the cutting blade.
  • high heat generation such as high-speed milling processing and high-speed drilling processing such as Ni-base heat-resistant alloys
  • high-speed milling processing such as Ni-base heat-resistant alloys
  • Ni-base heat-resistant alloys such as Ni-base heat-resistant alloys
  • Ni-base heat-resistant alloy as a cutting tool for the hard coating disclosed in Patent Document 1 proposed as a cutting tool for alloy steel.
  • Hard coating layer having an average composition satisfying ⁇ b ⁇ 0.40, 0 ⁇ c ⁇ 0.20, 0.01 ⁇ d ⁇ 0.10 (where a, b, c, and d are atomic ratios) (Hereinafter, it may be indicated as “(Al, Ti, Cr, Si, Y) N layer”) is suitable from the viewpoint of welding resistance in high-speed cutting of a Ni-base heat-resistant alloy.
  • the Y component contained in the hard coating layer generates a stable oxide on the outermost surface of the hard coating layer. This oxide improves the welding resistance. Further, since the Y component is uniformly present in the hard coating layer, even if cutting progresses, an oxide of Y is always present on the outermost surface of the hard coating layer, and the welding resistance does not deteriorate. However, when the layer thickness of the (Al, Ti, Cr, Si, Y) N layer is excessively increased, the life of the coated tool is shortened due to occurrence of chipping, chipping, peeling, and the like.
  • the present inventors conducted the following experiment in order to provide a coated tool that exhibits excellent wear resistance over a long period of use without occurrence of chipping, chipping or peeling.
  • the hard coating layer the above (Al, Ti, Cr, Si, Y) N layers and Al and Cr composite nitride layers (hereinafter sometimes referred to as “(Al, Cr) N layers”) are alternately provided.
  • a layer having an alternately laminated structure was prepared.
  • the bombardment taught by Patent Documents 2 and 3 was applied to the surface of the tool base. Specifically, first, the surface of the tool base was bombarded. Subsequently, the hard coating layer which has the said alternately laminated structure was formed.
  • the present inventors ion bombarded any one kind of metal selected from Ti, Cr, Zr, Hf, Nb and Ta as a metal ion bombardment for the tool base.
  • the processing atmosphere was set to a high vacuum of 1 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa or less, the processing temperature of the tool base was increased to about 750 to 800 ° C., and the processing time was increased (for example, 30 minutes to 60 minutes).
  • a lower layer different from the lower layers described in Patent Documents 2 and 3 was formed. Specifically, a hard layer is formed by forming a lower layer composed of a W layer, a metal carbide layer formed immediately above the W layer, and a metal carbonitride layer formed immediately above the metal carbide layer. It has been found that the adhesion between the coating layer and the tool substrate can be improved.
  • a tool substrate made of a tungsten carbide-based cemented carbide; A lower layer provided on the tool base; An upper layer provided on the surface of the lower layer and having an alternating laminated structure;
  • the lower layer includes a W layer, a metal carbide layer, and a metal carbonitride layer,
  • the W layer is formed from the surface of the tool base to the inside thereof over a depth of 10 to 500 nm,
  • the metal carbide layer is any one metal carbide layer selected from Ti, Cr, Zr, Hf, Nb and Ta, and has an average layer thickness of 5 to 500 nm, Formed directly above,
  • the metal carbonitride layer is a metal carbonitride layer containing a metal component contained in the metal carbide layer, has an average layer thickness of 5 to 300 nm, and is directly above the metal carbide layer.
  • the upper layer has an alternating laminated structure in which at least one layer of A and B layers are alternately laminated, and has a total average layer thickness of 1.0 to 8.0 ⁇ m
  • the layer A is a composite nitride layer of Al and Cr having an average layer thickness of 0.1 to 5.0 ⁇ m, and the composition is When expressed by a composition formula: (Al x Cr 1-x ) N, it has an average composition satisfying 0.40 ⁇ x ⁇ 0.80 (where x is an atomic ratio)
  • the B layer is a composite nitride layer of Al, Ti, Cr, Si, and Y having an average layer thickness of 0.1 to 5.0 ⁇ m, and the composition is Composition formula: (Al 1-a-b -c-d Ti a Cr b Si c Y d) when expressed in N, 0 ⁇ a ⁇ 0.40,0.05 ⁇ b ⁇ 0.40,0 ⁇ c
  • a surface-coated cutting tool characterized by having
  • the surface-coated cutting tool according to (1) wherein the surface-coated cutting tool is any one of a surface-coated insert, a surface-coated end mill, and a surface-coated drill.
  • the surface-coated cutting tool according to (1) or (2) above which is a cutting tool for cutting a Ni-base heat-resistant alloy at high speed.
  • the coated tool which concerns on 1 aspect of this invention is equipped with a lower layer and an upper layer.
  • the lower layer includes a W layer formed from the surface of the tool base to a predetermined depth therein, a metal carbide layer formed on the surface of the W layer, and a metal carbon formed on the surface of the metal carbide layer. It consists of a nitride layer.
  • the upper layer has an alternate laminated structure in which at least one A layer composed of (Al, Cr) N layers and B layer composed of (Al, Ti, Cr, Si, Y) N layers are alternately laminated. The adhesion strength between the tool base and the upper layer is enhanced by the lower layer formed between the tool base and the upper layer.
  • the upper layer has excellent welding resistance, chipping resistance, chipping resistance, and wear resistance. Therefore, the coated tool according to one aspect of the present invention causes generation of peeling in high-speed cutting of a Ni-based heat-resistant alloy that is accompanied by high heat generation and a large thermal load or mechanical load acts on the cutting edge. In addition, it suppresses the occurrence of abnormal damage such as welding, chipping and chipping, and exhibits excellent cutting performance over a long period of use.
  • FIG. 1 An example of the schematic diagram of the schematic longitudinal cross-section of the coated tool of this embodiment is shown.
  • An example of the arc ion plating apparatus used for forming the upper layer of the coated tool of this embodiment is shown, (a) is a schematic plan view, and (b) is a schematic front view. A metal target for metal ion bombardment is not shown.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of a schematic longitudinal section of a coated tool of the present embodiment.
  • a lower layer 20 and an upper layer 30 having an alternately laminated structure are formed on a tool base 10 made of a tungsten carbide-based cemented carbide.
  • the coated tool 1 of the present embodiment includes a tool base 10, a lower layer 20 provided on the tool base 10, and an upper layer 30 provided on the surface of the lower layer 20 and having an alternately laminated structure.
  • the lower layer 20 includes a W layer 21, a metal carbide layer 22, and a metal carbonitride layer 23.
  • the W layer 21 is not formed on the surface of the tool base 10, but is formed over an average depth of 10 to 500 nm from the surface of the tool base 10 toward the inside thereof. That is, the W layer 21 is provided over a region from the surface of the tool base 10 to an average depth of 10 to 500 nm.
  • Parts of the tool base 10 other than the W layer 21 are also referred to as tungsten carbide-based cemented carbide layers.
  • the metal carbide layer 22 is formed immediately above the W layer 21 with an average layer thickness of 5 to 500 nm. Further, immediately above the metal carbide layer 22, the metal carbonitride layer 23 is formed with an average layer thickness of 5 to 300 nm.
  • An upper layer 30 is formed on the surface of the lower layer 20 composed of the W layer 21, the metal carbide layer 22, and the metal carbonitride layer 23.
  • the upper layer 30 has an alternately laminated structure in which at least one A layer 31 and B layer 32 are alternately laminated, and has a total average layer thickness of 1.0 to 8.0 ⁇ m. Specifically, the upper layer 30 includes one or more A layers 31 and B layers 32, and the A layers 31 and the B layers 32 are alternately stacked one by one.
  • FIG. 2 shows an arc ion plating (hereinafter also referred to as “AIP”) apparatus for forming the layer structure of the present embodiment.
  • AIP arc ion plating
  • FIG. 2 does not show a metal target for metal ion bombardment.
  • a lower layer composed of a W layer 21, a metal carbide layer 22, and a metal carbonitride layer 23 by performing metal ion bombardment on the surface of the tool base 10 disposed on the rotary table 110 of the AIP apparatus 100 under predetermined conditions. 20 is formed.
  • the upper layer 30 is formed by alternately stacking the A layers 31 and the B layers 32.
  • Both the W layer 21 and the metal carbide layer 22 constituting the lower layer 20 are layers formed by the metal ion bombardment process of the present embodiment described later.
  • the W layer 21 and the metal carbide layer 22 immediately above the W layer 21 are formed as follows.
  • WC near the surface of the tool base 10 is decomposed into W and C by metal ion bombardment (irradiation).
  • the W layer 21 is formed from the surface of the tool base 10 to a predetermined depth.
  • the ion bombarded metal and C react to form a metal carbide layer 22.
  • the average thickness (depth) of the formed W layer 21 is set to 5 to 500 nm or less.
  • the average thickness (depth) of the W layer 21 is more preferably 20 nm to 300 nm.
  • the metal carbide layer 22 formed immediately above the W layer 21 is formed by reacting bombarded metal ions with C of W and C decomposed from WC, as described above.
  • the average layer thickness of the metal carbide layer 22 is less than 5 nm, the thickness of the W layer 21 is too thin and the effect of improving the adhesion with the hard layer is small. On the other hand, if the average layer thickness of the metal carbide layer 22 exceeds 500 nm, the average thickness (depth) of the W layer 21 will exceed 500 nm as a result, leading to embrittlement of the surface of the tool base 10. Accordingly, the average thickness of the metal carbide layer 22 formed immediately above the W layer 21 is set to 5 to 500 nm.
  • the average layer thickness of the metal carbide layer 22 is more preferably 10 nm to 300 nm.
  • a metal carbonitride layer 23 is formed on the surface of the metal carbide layer 22, and the metal carbonitride layer 23 is formed by an evaporation method after the metal ion bombardment process of the present embodiment. It is a layer formed when The metal layer is bombarded for a long time (30 to 60 minutes) under a high vacuum to form the W layer 21 and the metal carbide layer 22.
  • the metal carbonitride layer 23 can be formed by further forming the upper layer 30 by vapor deposition in a nitrogen atmosphere.
  • the metal carbonitride layer 23 includes a metal component contained in the metal carbide layer 22.
  • the metal carbonitride layer 23 is excellent in adhesion strength with the metal carbide layer 22, and at the same time, a hard layer formed on the surface of the metal carbonitride layer 23, in particular, a composite nitride layer of Al and Cr. Excellent adhesion to the A layer 31. For this reason, generation
  • the average thickness of the metal carbonitride layer 23 exceeds 300 nm, the strain in the layer becomes large, which causes a decrease in adhesion. Therefore, the average thickness of the metal carbonitride layer 23 is 5 to 300 nm.
  • the average layer thickness of the metal carbonitride layer 23 is more preferably 10 to 200 nm.
  • Formation of the lower layer 20 is as follows. First, the tool base 10 is placed on the rotary table 110 in the AIP apparatus 100 so as to be able to rotate. The inside of the apparatus is kept at a high vacuum of 1 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa or less, and the temperature of the tool base 10 is heated to about 500 ° C. by the heater 120. The temperature of the tool substrate 10 is then increased to about 750-800 ° C. and this temperature is maintained during the bombardment process. Next, a bias voltage of about ⁇ 1000 V is applied to the tool base 10 by the bias power source 130, and an arc current of about 100 A is caused to flow through a target for metal ion bombardment (eg, a Ti target).
  • a target for metal ion bombardment eg, a Ti target
  • the metal ion bombardment process is performed by continuing this process for about 30 to 60 minutes.
  • the W layer 21 is formed over a predetermined depth from the surface of the tool base 10 toward the inside thereof.
  • a metal carbide layer 22 having a predetermined thickness is formed on the surface of the W layer 21.
  • the metal carbonitride layer 23 is formed by a diffusion reaction between the upper layer 30 and the metal carbide layer 22.
  • the W layer 21, the metal carbide layer 22, and the metal carbonitride layer 23 are preferably formed in layers on the tool base 10.
  • these layers may be formed in an island shape preferentially on, for example, WC particles, and in this case as well, the effect of improving the adhesion strength between the base material and the hard coating layer can be obtained.
  • any one metal selected from Ti, Cr, Zr, Hf, Nb, and Ta is suitable, and especially Ti and Cr are preferable.
  • each of the metals is more likely to form carbide than W. Therefore, C of W and C decomposed from WC near the surface of the tool base 10. Reacts with the metal. As a result, metal carbide layer 22 is formed on the surface of W layer 21.
  • the metal carbonitride layer 23 is a carbonitride layer containing a metal component contained in the metal carbide layer 22, and as the types of metals constituting the metal carbonitride layer 23, Al, Ti, At least one metal selected from Cr, Zr, Hf, Nb and Ta is preferred, and Ti and Cr are particularly preferred.
  • the metal contained in the A layer 31 may be diffused and contained in the metal carbonitride layer 23. Since the metal carbonitride layer 23 is formed, lattice mismatch at the interface with the upper layer 30 is alleviated, so that the adhesion strength with the upper layer 30 is improved.
  • the ratio of carbon to nitrogen in the metal carbonitride layer 23 is not limited, but preferably, the ratio of the atomic concentration of nitrogen to the total atomic concentration of carbon and nitrogen is within the metal carbonitride layer 23.
  • the average is 0.1 to 0.9.
  • the metal constituting the metal carbide layer 22 and the metal constituting the metal carbonitride layer 23 are the same kind of metal (for example, Ti carbide layer and Ti carbonitride layer), There is an advantage that the metal carbonitride layer 23 can be continuously formed.
  • the metal is not limited to the same type of metal, and different types of metals can be used. In the metal ion bombardment process of this embodiment, W particles may partially remain in the layer during the reaction process when the lower layer 20 is formed. Even in this case, the adhesion of the lower layer 20 is increased. The effect of improving is demonstrated.
  • the upper layer 30 formed on the lower layer 20 has an alternate laminated structure in which at least one A layer 31 and B layer 32 are alternately laminated, and has a total average layer thickness of 1.0 to 8.0 ⁇ m.
  • the upper layer 30 includes one or more A layers 31 and B layers 32, and the A layers 31 and the B layers 32 are alternately stacked one by one.
  • the A layer 31 is a composite nitride of Al and Cr (hereinafter sometimes referred to as “(Al, Cr) N”) having an average layer thickness of 0.1 to 5.0 ⁇ m,
  • the composition is represented by the composition formula: (Al x Cr 1-x ) N, it has an average composition satisfying 0.40 ⁇ x ⁇ 0.80 (where x is an atomic ratio).
  • the B layer 32 is a composite nitride of Al, Ti, Cr, Si, and Y (“(Al, Ti, Cr, Si, Y) N”) having an average layer thickness of 0.1 to 5.0 ⁇ m.
  • a layer, its composition the composition formula: (when expressed in Al 1-a-b-c -d Ti a Cr b Si c Y d) N, 0 ⁇ a ⁇ 0.40,0.05 ⁇ b ⁇ 0.40, 0 ⁇ c ⁇ 0.20, 0.01 ⁇ d ⁇ 0.10 (where a, b, c and d are atomic ratios).
  • the value of N / (Al + Cr + N) in the composition formula regarding the A layer 31 and the value of N / (Al + Ti + Cr + Si + Y + N) in the composition formula regarding the B layer 32 are necessarily 0.5 which is a stoichiometric ratio. There is no need.
  • the atomic ratio of the content ratio of Al, Cr, N is quantified, and Al, Ti, Cr, The atomic ratio of the content ratio of Si, Y, and N is quantified. If the value of N / (Al + Cr + N) or N / ((Al + Ti + Cr + Si + Y + N) is in the range of 0.45 or more and 0.65 or less, the value is 0.5 in the stoichiometric ratio A layer 31. Or since the same effect as the B layer 32 is acquired, there is no problem in particular.
  • (Al, Cr) N layer constituting the A layer 31 of the upper layer 30 When the average layer thickness of the A layer 31 composed of the (Al, Cr) N layer is less than 0.1 ⁇ m, the effect of improving wear resistance and the effect of improving fracture resistance are not sufficient. On the other hand, when the average layer thickness of one layer exceeds 5.0 ⁇ m, the internal strain of the A layer 31 increases and the layer A tends to break. Therefore, the average layer thickness of the A layer 31 is set to 0.1 to 5.0 ⁇ m.
  • the average layer thickness of one layer of the A layer 31 is preferably 0.5 to 3.0 ⁇ m.
  • the value of x indicating the average composition ratio of Al is set to 0.40 ⁇ x ⁇ 0.80.
  • the value x indicating the average composition ratio of Al is preferably 0.50 ⁇ x ⁇ 0.75.
  • the average composition ratio x of the Al component in the A layer 31 is obtained by measuring the amount of Al component at a plurality of locations (for example, five locations) in the longitudinal section of the A layer 31 using SEM-EDS, and averaging the measured values. You can ask for it.
  • the Al component has the effect of improving the high temperature hardness and heat resistance.
  • the Ti component has an effect of improving high temperature hardness.
  • the Cr component has an effect of improving high temperature toughness and high temperature strength. In addition to these effects, when Al and Cr are contained together, there is an effect of improving high-temperature oxidation resistance.
  • the Si component has the effect of improving the heat-resistant plastic deformability.
  • the Y component has the effect of increasing the resistance to welding and at the same time increasing the resistance to oxidation.
  • the a value (atomic ratio) indicating the Ti content in the total amount of Al, Ti, Cr, Si and Y in the (Al, Ti, Cr, Si, Y) N layer exceeds 0.40 Since the durability of the coated tool 1 decreases due to a relative decrease in the Al content, the a value is set to 0 to 0.40. Also, if the b value (atomic ratio) indicating the Cr content is less than 0.05, the minimum required high-temperature toughness and high-temperature strength cannot be ensured. Can not. On the other hand, if the b value exceeds 0.40, the progress of wear is promoted due to the relative decrease in the Al content. For this reason, the b value is set to 0.05 to 0.40.
  • the c value (atomic ratio) indicating the Si content ratio exceeds 0.20, the improvement in heat-resistant plastic deformation is saturated, while the effect of improving the wear resistance tends to be reduced. For this reason, the c value is set to 0 to 0.20. Furthermore, if the d value (atomic ratio) indicating the Y content is less than 0.01, the effect of improving the welding resistance and oxidation resistance cannot be expected. On the other hand, when the d value exceeds 0.10, AlN having a hexagonal crystal structure is generated, and the hardness of the B layer 32 decreases. For this reason, the d value is set to 0.01 to 0.10.
  • Desirable ranges for a, b, c, and d are 0.10 ⁇ a ⁇ 0.30, 0.10 ⁇ b ⁇ 0.30, 0.05 ⁇ c ⁇ 0.15, 0.05. ⁇ d ⁇ 0.08.
  • the B layer 32 made of the (Al, Ti, Cr, Si, Y) N layer cannot exhibit excellent wear resistance over a long period of use when its average layer thickness is less than 0.1 ⁇ m. On the other hand, if the average layer thickness of one layer exceeds 5.0 ⁇ m, chipping and defects are likely to occur. Therefore, the average layer thickness of the B layer 32 composed of (Al, Ti, Cr, Si, Y) N layers is determined to be 0.1 to 5.0 ⁇ m.
  • the average layer thickness of one layer of the B layer 32 is preferably 1.5 to 5.0 ⁇ m.
  • the average composition ratios a, b, c, and d of the Ti component, Cr component, Si component, and Y component in the B layer 32 are determined at a plurality of locations (for example, in the longitudinal section of the B layer 32 using SEM-EDS). It can be obtained by measuring the amount of each component at 5 points and averaging the measured values.
  • Total average layer thickness of the upper layer 30 As described above, the average layer thickness of one layer of the A layer 31 and the average layer thickness of one layer of the B layer 32 are 0.1 to 5.0 ⁇ m, respectively, but the upper layer 30 includes the A layer 31 and the B layer 32. Has a laminated structure in which at least one layer is alternately laminated.
  • the total average layer thickness of the upper layer 30 is set to 1.0 to 8.0 ⁇ m.
  • the total average layer thickness of the upper layer 30 is preferably 3.0 to 6.0 ⁇ m. When the total average layer thickness of the upper layer 30 is less than 1.0 ⁇ m, excellent wear resistance cannot be exhibited over a long period of use.
  • the upper layer 30 is liable to cause abnormal damage such as chipping, chipping and peeling.
  • the adhesion strength between the A layer 31 and the metal carbonitride layer 23 of the lower layer 20 is high, and the adhesion strength between the A layer 31 and the B layer 32 is also high. Therefore, when forming the upper layer 30 on the surface of the lower layer 20, it is desirable to provide the A layer 31 of the upper layer 30 immediately above the metal carbonitride layer 23 of the lower layer 20.
  • Example 1 As raw material powders, WC powder, TiC powder, VC powder, TaC powder, NbC powder, Cr 3 C 2 powder and Co powder each having an average particle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m were prepared. These raw material powders were blended in the blending composition shown in Table 1, added with wax, and mixed in acetone by a ball mill for 24 hours. The mixture was dried under reduced pressure and then press-molded at a pressure of 98 MPa to obtain a green compact having a predetermined shape. This green compact was sintered in a vacuum of 5 Pa at a predetermined temperature in the range of 1370 to 1470 ° C. for 1 hour. After sintering, honing was performed on the cutting edge to produce WC-base cemented carbide tool bases (inserts) 1 to 4 having an insert shape specified in ISO ⁇ CNMG120408.
  • the lower layer and the upper layer are formed on the tool bases (inserts) 1 to 4 in the following steps, and the surface-coated inserts 1 to 8 (hereinafter referred to as the present invention tools 1 to 8) of this embodiment are formed.
  • the present invention tools 1 to 8 hereinafter referred to as the present invention tools 1 to 8 of this embodiment are formed.
  • Each was manufactured.
  • the dried tool bases 1 to 4 were mounted along the outer periphery at a predetermined distance in the radial direction from the central axis on the rotary table 110 of the AIP apparatus 100 shown in FIG.
  • a target (evaporation source, cathode electrode) 141 made of an Al—Cr alloy having a predetermined composition is disposed on one side of the AIP apparatus 100, and a target (evaporation source) made of an Al—Ti—Cr—Si—Y alloy having a predetermined composition is placed on the other side.
  • Cathode electrode) 142 was disposed. Step (b): First, the air in the apparatus was exhausted from the exhaust gas port 151, and the atmosphere in the apparatus was maintained in a vacuum (1 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa or less). While maintaining the atmosphere in a vacuum, the tool substrate rotating while rotating on the rotary table 110 is sequentially heated by the heater 120 from about 500 ° C.
  • a DC bias voltage shown in Table 3 is applied by the bias power source 130, and between the Al—Ti—Cr—Si—Y alloy target 142 and the second anode electrode 172 by the second arc power source 162.
  • An arc discharge was generated by supplying a current of 150A.
  • the B layer having the composition shown in Table 4 and the average thickness of one layer was formed on the surface of the tool base by the vapor deposition method.
  • the tools 1 to 8 of the present invention shown in Table 4 were produced by the above steps (a) to (e), respectively.
  • condition type 1 the lower layer and the upper layer were formed under the conditions of the lower layer formation type 1 and the upper layer formation type 1 of the present invention condition.
  • the lower layer and the upper layer were formed under the conditions of the lower layer formation type and the upper layer formation type of the present invention number having the same number as the present invention condition type.
  • each of the WC-base cemented carbide tool substrates (inserts) 1 to 4 produced in Example 1 was ultrasonically cleaned in acetone and dried.
  • the dried tool bases 1 to 4 were mounted along the outer periphery at a predetermined distance in the radial direction from the central axis on the rotary table 110 of the AIP apparatus 100 shown in FIG.
  • Surface-coated inserts 1 to 6 of comparative examples shown in Table 7 (hereinafter referred to as comparative tool 1 to 6) were produced in the same manner as in Example 1 except that the bombarding conditions were changed. Specifically, it is as follows.
  • Comparative Examples Tools 1 to 4 As shown in Comparative Example Conditions 1 to 4 in Table 5, while maintaining the inside of the AIP apparatus 100 in the furnace atmosphere and the furnace pressure shown in Table 5, the tool base with the heater 120 was heated to the temperature shown in Table 5.
  • a DC bias voltage shown in Table 5 is applied to the tool base that rotates while rotating on the rotary table 110 by the bias power source 130, and Table 5 shows between the target for metal ion bombardment and the anode electrode.
  • An arc discharge was generated by flowing an arc current.
  • the surface of the tool base was bombarded.
  • the comparative tools 5 and 6 were subjected to bombardment treatment under comparative example conditions 5 and 6 in Table 5.
  • the process of Comparative Example Condition 5 is a condition within the range disclosed in Patent Document 2.
  • Comparative Example Condition 6 is a condition within the range disclosed in Patent Document 3.
  • Table 6 shows the film forming conditions of the upper layer after the bombarding process for the comparative tools 1 to 4 and the comparative tools 5 and 6.
  • the lower layer and the upper layer were formed under the conditions of the lower layer formation type 1 and the upper layer formation type 1 of the comparative example condition.
  • the lower layer and the upper layer were formed under the conditions of the lower layer formation type and the upper layer formation type of the comparative example condition having the same number as the comparative example condition type.
  • the cross-sectional composition was measured using the same analysis method as that for the upper layer.
  • the method for obtaining the layer thickness of each lower layer will be specifically described as follows.
  • a compositional line analysis was performed along the normal direction (layer thickness direction) of the substrate surface.
  • line analysis a curve in which the horizontal axis is the position in the thickness direction (distance from a certain reference in the thickness direction) and the vertical axis is the content of each component (change in the content of each component in the layer thickness direction) And a concentration profile of each component in the layer thickness direction). Based on this curve, the boundary of each layer was defined according to the following procedure.
  • the position where the increase in the W content starts was defined as the boundary between the tungsten carbide-based cemented carbide layer (WC layer) and the W layer. Further, the intersection of the curve indicating the change in the W content in the thickness direction of the layer and the curve indicating the change in the content of the metal component constituting the metal carbide layer in the thickness direction of the layer is obtained, and the position of the intersection was defined as the boundary between the W layer and the metal carbide layer. Further, in the curve showing the change in the N content in the layer thickness direction, the position where the increase in the N content starts was defined as the boundary between the metal carbide layer and the metal carbonitride layer.
  • the boundary of each layer was determined based on the intersection of the curve indicating the change in the content of each metal component and the position where the increase in the W content starts, the position where the increase in the N content starts, and the content of each metal component. From the position of the boundary between these layers, the depth of the W layer, the thickness of the metal carbide layer, and the thickness of the metal carbonitride layer were determined.
  • Tables 4 and 7 show the values calculated by measurement.
  • the x value of the A layer is an atomic ratio x when the composition of the A layer is represented by a composition formula: (Al x Cr 1-x ) N.
  • the composition of the cathode electrode (target) described in Tables 3 and 6 is shown in atomic ratio (atomic%).
  • cutting condition 1 a wet continuous cutting test of a Ni-base heat-resistant alloy was performed under the following conditions (referred to as cutting condition 1), and the wear width of the flank face of the cutting edge was measured.
  • Cutting condition 1 Work material: Round bar of Ni-based heat-resistant alloy (Cr 19 mass%-Fe 19 mass%-Mo 3 mass%-Ti 0.9 mass%-Al 0.5 mass%-Ni balance)
  • Cutting speed 100 m / min.
  • Cutting depth 0.5mm Feed: 0.15 mm / rev.
  • Cutting time 10 minutes
  • Water-soluble coolant Table 8 shows the results.
  • Example 2 The raw material powder having the composition shown in Table 1 was sintered under the conditions shown in Example 1 to form a round bar sintered body for forming a tool base having a diameter of 10 mm. Further, a tool made of a WC-based cemented carbide having a four-blade square shape having a diameter x length of 6 mm x 12 mm and a twist angle of 30 degrees is obtained by grinding from the round bar sintered body. Substrates (end mills) 1 to 4 were produced. Next, for the tool bases (end mills) 1 to 4, the surface-coated end mill according to this embodiment shown in Table 9 is processed in the same steps as steps (a) to (e) of Example 1 using the AIP apparatus 100.
  • the present invention tools 11 to 18 were produced.
  • the average composition and average layer thickness of the lower W layer, metal carbide layer and metal carbonitride layer were calculated in the same manner as in Example 1. Also in the upper layer A layer and B layer, the average composition and average layer thickness of each layer were calculated. Table 9 shows the respective values calculated by measurement.
  • Cutting condition 2 a side cutting test of a Ni-based heat-resistant alloy was performed under the following conditions (referred to as cutting condition 2), and the wear width of the flank face of the cutting blade was measured.
  • Cutting condition 2 Work material: Ni-base heat-resistant alloy with a plane dimension of 100 mm x 250 mm and a thickness of 50 mm (Cr 19 mass%-Fe 19 mass%-Mo 3 mass%-Ti 0.9 mass%-Al 0.5 mass%-Ni balance) Board material.
  • Cutting speed 40 m / min. Rotational speed: 2100 min. -1
  • Cutting depth (ap) 6 mm
  • Cutting length 10m Table 10 shows the cutting test results.
  • Example 3 The round bar sintered body having a diameter of 10 mm manufactured in Example 2 was used. From this round bar sintered body, a WC-based cemented carbide having a two-blade shape with a groove forming portion diameter ⁇ length of 6 mm ⁇ 30 mm and a twist angle of 30 degrees by grinding. A manufactured tool substrate (drill) was manufactured.
  • this tool base (drill) was honed, ultrasonically cleaned in acetone, and dried.
  • the surface-coated drills 21 to 28 of the present embodiment including the lower layer and the upper layer shown in Table 11 under the same conditions as in Example 1 were inserted into the AIP apparatus 100 (hereinafter referred to as the inventive tool 21-). 28).
  • the average composition and average layer thickness of the lower W layer, metal carbide layer and metal carbonitride layer were calculated in the same manner as in Example 1. Also in the upper layer A layer and B layer, the average composition and average layer thickness of each layer were calculated. Table 11 shows the respective values calculated by measurement.
  • Cutting condition 3 a wet drilling test of Ni-base heat-resistant alloy was performed under the following conditions (referred to as cutting condition 3), and the cutting edge when the number of drilling operations was 30 holes The wear width of the flank was measured.
  • Cutting condition 3 Work material: Ni-base heat-resistant alloy with a plane dimension of 100 mm x 250 mm and a thickness of 50 mm (Cr 19 mass%-Fe 19 mass%-Mo 3 mass%-Ti 0.9 mass%-Al 0.5 mass%-Ni balance) Board material.
  • Cutting speed 13.7 m / min.
  • Feed 0.06mm / rev Hole depth: 12mm Table 12 shows the cutting test results.
  • the tools 1 to 8, 11 to 18, and 21 to 28 of the present invention are accompanied by high heat generation and a large thermal load and mechanical load on the cutting edge.
  • Comparative Tools 1 to 6 caused peeling, chipping, chipping, and the like due to the thermal load and mechanical load during cutting that act on the cutting edge.
  • the lifetime was short.
  • the coated tool of the present embodiment exhibits excellent cutting performance over a long period when subjected to high-speed cutting of a Ni-base heat-resistant alloy. It can be applied to high-speed cutting such as Fe-based heat-resistant alloys, and can be said to be a versatile cutting tool.

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Abstract

この表面被覆切削工具は、工具基体と下部層と上部層とを有し、下部層は、Ｗ層と金属炭化物層と金属炭窒化物層とからなり、Ｗ層は、工具基体の表面から深さ１０～５００ｎｍにわたって形成され、金属炭化物層は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａのいずれか一種を含み、５～５００ｎｍの平均層厚を有し、金属炭窒化物層は、金属炭化物層に含有される金属を含み、５～３００ｎｍの平均層厚を有し、上部層は、Ａ層とＢ層の交互積層構造を有し、１．０～８．０μｍの合計平均層厚を有し、Ａ層は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有し、（ＡｌｘＣｒ１－ｘ）Ｎ（０．４０≦ｘ≦０．８０）の平均組成を有し、Ｂ層は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有し、（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃ－ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎ（０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０）の平均組成を有する。

Description

表面被覆切削工具
　この発明は、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、硬質被覆層が剥離等を発生することもなく、優れた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、長期の使用にわたって優れた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具とも言う）に関する。
　本願は、２０１８年３月２７日に、日本に出願された特願２０１８－５９６７５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。 
　一般に、被覆工具として、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にて、バイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるエンドミル、前記被削材の歯形の歯切加工などに用いられるソリッドホブ、ピニオンカッタなどが知られている。
　そして、被覆工具の切削性能の改善を目的として、従来から、数多くの提案がなされている。
　例えば、特許文献１では、合金鋼用の切削工具等の表面に形成される耐摩耗性に優れた硬質皮膜およびこのような硬質皮膜を形成するための方法が提案されている。前記耐摩耗性に優れた硬質皮膜としては、ＭａＣｒｂＡｌｃＳｉｄＢｅＹｆＺからなる硬質皮膜が提案されている。但し、Ｍは、周期律表の第４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素（Ｃｒを除く）から選択される少なくとも１種の元素であり、Ｚは、Ｎ、ＣＮ、ＮＯまたはＣＮＯのいずれかを示す。ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１、０＜ａ≦０．３、０．０５≦ｂ≦０．４、０．４≦ｃ≦０．８、０≦ｄ≦０．２、０≦ｅ≦０．２、０．０１≦ｆ≦０．１（ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅおよびｆは、それぞれＭ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ，ＢおよびＹの原子比を示す）を満足する。
　そして、前記ＭとしてはＴｉを選択できること、また、前記ＭがＴｉである場合に、前記ｃは０．５≦ｃ≦０．８を満たし、かつ前記ｆは０．０２≦ｆ≦０．１を満たすこと、前記硬質皮膜は、相互に異なる組成の層を交互に積層したものとして得られることが記載されている。
　さらに、前記硬質皮膜は、ＡＩＰ装置内に基体を装入し、Ａｒイオンによる特定の条件（例えば、圧力：０．６Ｐａ、電圧：５００Ｖ、時間：５分）で基体のクリーニングを実施し、次いでカソード放電型アークイオンプレーティング法によって成膜することにより、得られることが記載されている。
　また、特許文献２では、鋼やＮｉ基耐熱合金等の切削加工に適用される被覆切削工具の耐久性の向上を図るため、基材と、基材の上に設けられた中間皮膜と、中間皮膜の上に設けられた硬質皮膜とを備える被覆切削工具が提案されている。前記中間皮膜は、ナノビーム回折パターンがＷＣの結晶構造に指数付けされ、ＷとＴｉを含有する炭化物からなり、かつ膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ以下である。前記硬質皮膜は、結晶構造が面心立方格子構造の窒化物または炭窒化物からなり、少なくともＡｌとＴｉとＹとを含有する。半金属を含む金属元素の含有比率（原子％）の合計を１００％とした場合、Ａｌの含有比率（原子％）が６０％以上７５％以下、Ｔｉの含有比率（原子％）が２０％以上３５％以下、Ｙの含有比率（原子％）が１％以上５％以下である。
　そして、前記の中間皮膜を形成するためには、ターゲットの外周にコイル磁石を配備してアークスポットをターゲット内部に閉じ込めるような磁場構成としたカソードを用いてＴｉボンバードを実施することが好ましいとされている。さらに、その具体的な処理条件として、以下の条件が好ましいと記載されている。
　基材に印加する負のバイアス電圧は－１０００Ｖ～－７００Ｖとする。
　ターゲットへ投入する電流は８０Ａ～１５０Ａとする。
　ボンバード処理前の基材の加熱温度を４５０℃以上とする。
　Ｔｉボンバード処理は３分～７分とする。
　Ｔｉボンバードはアルゴンガス、窒素ガス、水素ガス、炭化水素系ガス等を導入しながら実施してもよいが、炉内雰囲気を１．０×１０－２Ｐａ以下の真空下で実施することが好ましい。
　また、特許文献３では、皮膜と基材の密着強度を改善し、合金工具鋼（ＳＫＤ１１）の切削加工における耐剥離性と耐摩耗性の向上を目的とした、ＷＣ基超硬合金を基材とする被覆工具及びその製造方法が提案されている。
　特許文献３の記載によれば、この被覆工具は、ＷＣ基超硬合金基材の表面に結晶構造がｂｃｃ構造からなるＷ改質相（好ましくは、その平均厚さは１０～３００ｎｍ）を有する。前記Ｗ改質相は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属のイオン照射によって前記基材のＷＣがＷとＣとに分解して形成されたＷからなる。前記Ｗ改質相の直上にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属の炭化物相を有し、前記炭化物相の直上に硬質皮膜を有する。好ましくは、この硬質皮膜の少なくとも１層が、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｙ、Ｃｅ、Ｓｉ及びＢから選択される１種以上の元素とＡｌとを含有する窒化物である。
　そして、この被覆工具は、基材にイオンボンバードメント処理を行う第１の工程と、硬質皮膜を形成する第２の工程とで製造することができる。詳細には、以下の事項が開示されている。前記イオンボンバードメント処理を行う第１の工程では、基材に－１０００～－６００（Ｖ）の負のバイアス電圧を印加し、圧力０．０１～２Ｐａで、水素ガスとＡｒ又はＮ２との混合ガスを用いる。但し、前記混合ガスの水素ガス体積比率は、１から２０％である。そして、アーク放電式蒸発源から陰極物質（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属）を蒸発させる。前記陰極物質から蒸発した金属イオンを基材に照射し、かつ基材の表面温度を８００～８６０℃の範囲とする。これにより、基材の表面に結晶構造がｂｃｃ構造からなるＷ改質相を形成するとともに、前記Ｗ改質相の直上にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属の炭化物相を形成し、さらに、前記炭化物相の直上に硬質皮膜を形成する。
　近年の切削加工装置のＦＡ（Ｆａｃｔｏｒｙ　Ａｕｔｏｍａｔｉｏｎ）化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強い。これに伴い、切削加工はますます高速化、高能率化する傾向にあるとともに、できるだけ多くの材種の被削材の切削加工が可能となるような汎用性のある切削工具が求められる傾向にある。
　特許文献１、３に示した従来の被覆工具においては、これを合金鋼の切削加工に用いた場合には、特段の問題は生じない。しかし、例えば、インコネル７１８（登録商標）に代表されるＮｉ基耐熱合金の高速ミーリング加工、高速ドリル加工に被覆工具を供した場合には、切刃に大きな熱的負荷、機械的負荷が作用する。特許文献１、３の従来の被覆工具は、工具基体と硬質被覆層の密着性が十分ではない。このため、Ｎｉ基耐熱合金の高速ミーリング加工、高速ドリル加工に供した場合、剥離等の異常損傷が発生し、これを原因として、短時間で使用寿命に至るのが現状である。
　また、特許文献２では、硬質皮膜として、少なくともＡｌとＴｉとＹとを含有する立方晶構造の窒化物層または炭窒化物層を設け、かつ、工具基体と硬質皮膜との間に、Ｔｉボンバード処理によって形成した中間皮膜を設ける。これにより、Ｎｉ基耐熱合金等の切削加工における被覆工具の耐久性を高めるとされている。しかし、特許文献２の被覆工具では、中間皮膜と硬質皮膜間の密着性が十分でない。このため、Ｎｉ基耐熱合金の高速ミーリング加工、高速ドリル加工のような、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用する切削加工では、剥離が発生しやすく、これを原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
特許第４７１３４１３号公報 特開２０１７－００１１４７号公報 特許第５０９８７２６号公報
　この発明は、前述した事情に鑑みてなされたものであって、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制し、かつ異常損傷の発生を抑制し、長期の使用にわたって、優れた切削性能を発揮する表面被覆切削工具を提供することを目的とする。
　そこで、本発明者等は、上述のような観点から、Ｎｉ基耐熱合金などの高速ミーリング加工、高速ドリル加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかる切削加工条件下で、硬質被覆層が優れた耐溶着性、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を備え、長期の使用にわたって、優れた耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、鋭意研究を行った。その結果、以下のような知見を得た。
　本発明者らは、まず、合金鋼用の切削工具として提案された特許文献１に開示された硬質皮膜について、Ｎｉ基耐熱合金の切削工具としての適用可能性を調査した。耐溶着性の観点からは、組成を組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃ－ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有する硬質被覆層（以下、「（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層」と示す場合がある）を備えた被覆工具が、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工における耐溶着性の観点から好適であることを見出した。
　すなわち、上記の被覆工具において、特に、硬質被覆層中に含有されるＹ成分は、硬質被覆層の最表面においては、安定酸化物を生成する。この酸化物が耐溶着性を向上させる。さらに、Ｙ成分は硬質被覆層中に均一に存在するため、切削加工の進行によっても、硬質被覆層の最表面には、常にＹの酸化物が存在し、耐溶着性の低下が生じない。
　しかし、上記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層の層厚を過度に厚くすると、チッピング、欠損、剥離等の発生により、被覆工具の寿命が短命となった。
　そこで、本発明者らは、チッピング、欠損、剥離等の発生がなく、長期の使用にわたって優れた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供するために、以下の実験を行った。硬質被覆層として、上記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層と、ＡｌとＣｒの複合窒化物層（以下、「（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層」で示す場合がある）とを交互に積層し、交互積層構造を有する層を作製した。さらに、工具基体の表面に、特許文献２、３によって教示されるボンバード処理を施した。詳細には、まず工具基体の表面にボンバード処理を施した。次いで、前記交互積層構造を有する硬質被覆層を形成した。Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、チッピング、欠損の発生は抑制され、ある程度の工具寿命の延長化は図られた。しかし、剥離発生を抑制することができず、未だ十分に満足できる工具特性を備えるとはいえなかった。
　そこで、本発明者らは、特許文献２、３に示されるボンバード処理についてさらに研究を進めた。金属イオンボンバード処理条件を変更し、特許文献２、３に記載されるものとは異なった層構造の下部層を形成した。そして、前記下部層を介して硬質被覆層を形成することによって、硬質被覆層と工具基体との間の密着性を改善する効果が格段に向上した。その結果、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制することができると同時に、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制することができた。これにより、長期の使用にわたって、優れた耐摩耗性を発揮する被覆工具が得られることを見出した。
　即ち、本発明者らは、工具基体に対する金属イオンボンバードとして、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択される何れか一種の金属をイオンボンバードした。その処理雰囲気を１×１０－３Ｐａ以下の高真空とし、工具基体の処理温度を約７５０～８００℃と高くし、かつ、処理時間を長くした（例えば、３０分以上６０分以下）。これにより、特許文献２、３に記載される下部層とは異なる下部層が形成された。具体的には、Ｗ層とこのＷ層の直上に形成される金属炭化物層と、さらに、前記金属炭化物層の直上に形成される金属炭窒化物層からなる下部層を形成することにより、硬質被覆層と工具基体の密着性を高めることができることを見出した。
　そして、このような下部層を、硬質被覆層と工具基体との間に介在して形成する。これにより、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用するＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制し、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用にわたって、優れた切削性能を発揮する被覆工具を得られることを見出した。
　この発明の一態様は、上記の知見に基づいてなされたものであって、以下の要件を有する。
（１）炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体と、
　前記工具基体に設けられた下部層と、
　前記下部層の表面に設けられ、交互積層構造を有する上部層と、を有し、
（ａ）前記下部層は、Ｗ層と金属炭化物層と金属炭窒化物層とからなり、
（ｂ）前記Ｗ層は、前記工具基体の表面からその内部へ１０～５００ｎｍの深さにわたって形成され、
（ｃ）前記金属炭化物層は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択されるいずれか一種の金属炭化物層であって、５～５００ｎｍの平均層厚を有し、前記Ｗ層の直上に形成され、
（ｄ）前記金属炭窒化物層は、前記金属炭化物層に含有される金属成分を含む金属炭窒化物層であって、５～３００ｎｍの平均層厚を有し、前記金属炭化物層の直上に形成され、
（ｅ）前記上部層は、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０～８．０μｍの合計平均層厚を有し、
（ｆ）前記Ａ層は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有するＡｌとＣｒの複合窒化物層であって、その組成を、
　組成式：（ＡｌｘＣｒ１－ｘ）Ｎで表した場合、０．４０≦ｘ≦０．８０（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有し、
（ｇ）前記Ｂ層は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有するＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの複合窒化物層であって、その組成を、
　組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃ－ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記表面被覆切削工具が、表面被覆インサート、表面被覆エンドミル、表面被覆ドリルのいずれかであることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）Ｎｉ基耐熱合金を高速で切削加工するための切削工具であ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。
　本発明の一態様に係る被覆工具は、下部層と上部層を備える。前記下部層は、工具基体の表面からその内部の所定深さにわたって形成されるＷ層と、前記Ｗ層の表面に形成される金属炭化物層と、前記金属炭化物層の表面に形成される金属炭窒化物層からなる。前記上部層は、（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層からなるＡ層と（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層からなるＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなる。工具基体と上部層との間に介在して形成された前記下部層によって、工具基体と上部層との密着強度が高められる。さらに、前記上部層は、優れた耐溶着性、耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性を備えている。
　従って、本発明の一態様に係る被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用するＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制し、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用にわたって、優れた切削性能を発揮する。
本実施形態の被覆工具の概略縦断面の模式図の一例を示す。 本実施形態の被覆工具の上部層を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置の一例を示し、（ａ）は概略平面図であり、（ｂ）は概略正面図である。なお、金属イオンボンバード用の金属ターゲットは図示していない。
　本実施形態の被覆工具について、詳細に説明する。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などが実際と同じであるとは限らない。
　図１は、本実施形態の被覆工具の概略縦断面の模式図を示す。
　図１に示すように、本実施形態の被覆工具１は、炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体１０に、下部層２０及び交互積層構造からなる上部層３０が形成されている。詳細には、本実施形態の被覆工具１は、工具基体１０と、工具基体１０に設けられた下部層２０と、下部層２０の表面に設けられ、交互積層構造を有する上部層３０と、を有する。
　ここで、前記下部層２０は、Ｗ層２１と金属炭化物層２２と金属炭窒化物層２３とからなる。前記Ｗ層２１は、工具基体１０の表面上に形成されているのではなく、工具基体１０の表面からその内部に向かう１０～５００ｎｍの平均深さにわたって形成されている。すなわち、Ｗ層２１は、工具基体１０の表面から平均深さ１０～５００ｎｍまでの領域に渡って設けられている。工具基体１０のうち、Ｗ層２１以外の部位は、炭化タングステン基超硬合金層ともいう。
　そして、前記Ｗ層２１の直上には、前記金属炭化物層２２が５～５００ｎｍの平均層厚で形成される。さらに、前記金属炭化物層２２の直上には、前記金属炭窒化物層２３が５～３００ｎｍの平均層厚で形成されている。そして、Ｗ層２１と金属炭化物層２２と金属炭窒化物層２３とからなる前記下部層２０の表面には、上部層３０が形成されている。上部層３０は、Ａ層３１とＢ層３２が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０～８．０μｍの合計平均層厚を有する。詳細には、上部層３０は、Ａ層３１とＢ層３２のそれぞれを１層以上有し、Ａ層３１とＢ層３２は、１層ずつ交互に積層されている。
　図２は、前記した本実施形態の層構造を形成するためのアークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」とも言う）装置を示す。なお、図２では、金属イオンボンバード処理用の金属ターゲットを図示していない。ＡＩＰ装置１００の回転テーブル１１０に配置された工具基体１０の表面に対して、所定条件で金属イオンボンバードを行って、Ｗ層２１と金属炭化物層２２と金属炭窒化物層２３とからなる下部層２０を形成する。次いで、Ａ層３１とＢ層３２とを交互に積層して上部層３０を成膜する。以上により、本実施形態の層構造を有する表面被覆切削工具を作製することができる。
下部層２０：
　下部層２０を構成するＷ層２１、金属炭化物層２２のいずれも、後記する本実施形態の金属イオンボンバード処理によって形成される層である。
　前記層のうち、Ｗ層２１及びＷ層２１の直上の金属炭化物層２２は、以下のように形成される。金属イオンボンバード（照射）により、工具基体１０の表面近傍のＷＣがＷとＣに分解される。それにより、工具基体１０の表面から所定深さにまでＷ層２１が形成される。また、Ｗ層２１の表面には、イオンボンバードされた金属とＣとが反応して、金属炭化物層２２が生成する。
　ここで、形成されるＷ層２１の平均厚さ(深さ)が１０ｎｍ未満では、直上の金属炭化物層２２が十分に形成されず、硬質相との十分な密着強度が得られない。一方、その平均厚さが５００ｎｍを超えると、工具基体１０の表面の脆化によって、硬質被覆層が剥離しやすくなる。このため、工具基体１０の表面からその内部に向かって形成されるＷ層２１の平均厚さ(深さ)は、５～５００ｎｍ以下とする。Ｗ層２１の平均厚さ(深さ)は、より好ましくは２０ｎｍ～３００ｎｍである。
　また、前記Ｗ層２１の直上に形成される金属炭化物層２２は、前述したように、ボンバードされた金属イオンが、ＷＣから分解されたＷとＣのうちのＣと反応することによって形成される。金属炭化物層２２の平均層厚が、５ｎｍ未満では、Ｗ層２１の厚さも薄くなりすぎて硬質層との密着性を向上させる効果が少ない。一方、金属炭化物層２２の平均層厚が５００ｎｍを超えると、結果としてＷ層２１の平均厚さ(深さ)が、５００ｎｍを超えるようになるため、工具基体１０の表面の脆化を招く。従って、Ｗ層２１の直上に形成される金属炭化物層２２の平均層厚は５～５００ｎｍとする。金属炭化物層２２の平均層厚は、より好ましくは１０ｎｍ～３００ｎｍである。
　また、前記金属炭化物層２２の表面に金属炭窒化物層２３が形成されるが、この金属炭窒化物層２３は、本実施形態の金属イオンボンバード処理の後に、上部層３０を蒸着法で形成する際に形成される層である。高真空下で長時間（３０～６０分）にわたって金属イオンボンバード処理し、前記Ｗ層２１と前記金属炭化物層２２が形成される。次いで、さらに窒素雰囲気下で上部層３０を蒸着法で形成することで、前記金属炭窒化物層２３を形成できる。金属炭窒化物層２３は、前記金属炭化物層２２に含有される金属成分を含む。
　そして、この金属炭窒化物層２３は、金属炭化物層２２との密着強度に優れると同時に、金属炭窒化物層２３の表面に形成される硬質層、特に、ＡｌとＣｒの複合窒化物層からなるＡ層３１との密着性に優れる。このため、高熱の発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかるＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、硬質層の剥離の発生が抑制される。しかしながら、金属炭窒化物層２３の平均層厚が５ｎｍ未満では、上記の金属炭化物層２２およびＡ層３１との密着性が充分に発揮されない。また、金属炭窒化物層２３の平均層厚が３００ｎｍを超えると、層内の歪が大きくなり、かえって密着力の低下を招く。従って、金属炭窒化物層２３の平均層厚は５～３００ｎｍとする。金属炭窒化物層２３の平均層厚は、より好ましくは１０～２００ｎｍである。
下部層２０の形成：
　より具体的に、前記下部層２０の形成方法の一例を述べれば、例えば、次のとおりである。
　まず、工具基体１０をＡＩＰ装置１００内の回転テーブル１１０上に自転可能に載置する。装置内を１×１０－３Ｐａ以下の高真空に保持し、ヒーター１２０により、工具基体１０の温度を約５００℃に加熱する。次いで、工具基体１０の温度を約７５０～８００℃にまで高めて、この温度をボンバード処理中に維持する。次いで、バイアス電源１３０により、工具基体１０に約－１０００Ｖのバイアス電圧を印加し、金属イオンボンバード用のターゲット（例えば、Ｔｉターゲット）に約１００Ａのアーク電流を流す。この処理を約３０～６０分間継続することにより金属イオンボンバード処理を行う。これにより、工具基体１０の表面からその内部に向かった所定の深さに渡ってＷ層２１を形成する。同時に、Ｗ層２１の表面に所定厚さの金属炭化物層２２を形成する。さらに、上部層３０を蒸着法で形成する際に、上部層３０と金属炭化物層２２との間の拡散反応によって金属炭窒化物層２３を形成する。
　前記方法によって、工具基体１０に、所定深さのＷ層２１、所定平均層厚の金属炭化物層２２、所定平均層厚の金属炭窒化物層２３からなる下部層２０を形成することができる。
　なお、Ｗ層２１および金属炭化物層２２、金属炭窒化物層２３は工具基体１０上に層状に形成されることが望ましい。しかし、これら層は、例えばＷＣ粒子上に優先的に島状に形成される場合もあり、この場合も基材と硬質被覆層の密着強度改善の効果を得ることができる。
　前記金属炭化物層２２を構成する金属の種類としては、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択されるいずれか一種の金属が好適であり、特に、Ｔｉ、Ｃｒが好ましい。
　金属炭化物層２２を構成する前記の金属をイオンボンバードした際、前記の各金属は、Ｗよりも炭化物を形成しやすいため、工具基体１０の表面近傍でＷＣから分解したＷとＣのうちのＣと前記金属とが反応する。その結果、Ｗ層２１の表面に金属炭化物層２２が形成される。
　また、金属炭窒化物層２３は、前記金属炭化物層２２に含有される金属成分を含む炭窒化物層であるが、金属炭窒化物層２３を構成する金属の種類としては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択される少なくとも一種以上の金属が好適であり、特に、Ｔｉ、Ｃｒが好ましい。なお、Ａ層３１に含まれる金属が拡散して金属炭窒化物層２３に含まれる場合がある。
　前記金属炭窒化物層２３が形成されることで、上部層３０との界面における格子の不整合が緩和されるため、上部層３０との密着強度が向上する。
　なお、金属炭窒化物層２３の炭素と窒素の比は限定されるものではないが、好ましくは、炭素と窒素の原子濃度の合計に対する窒素の原子濃度の割合が金属炭窒化物層２３内の平均で０．１～０．９である。
　また、金属炭化物層２２を構成する金属と、金属炭窒化物層２３を構成する金属が、同種の金属（例えば、Ｔｉ炭化物層とＴｉ炭窒化物層）であることによって、金属イオンボンバード処理と金属炭窒化物層２３の形成処理を連続して行えるという利点がある。
　しかし、同種の金属に限定されるものではなく、異種の金属であっても差し支えはない。なお、本実施形態の金属イオンボンバード処理において、下部層２０を形成する際の反応過程で部分的にＷ粒子が層内に残留する場合があるが、その場合においても下部層２０の密着力を向上させる効果は発揮される。
上部層３０：
　前記下部層２０の上に形成される上部層３０は、Ａ層３１とＢ層３２が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０～８．０μｍの合計平均層厚を有する。詳細には、上部層３０は、Ａ層３１とＢ層３２のそれぞれを１層以上有し、Ａ層３１とＢ層３２は、１層ずつ交互に積層されている。
　Ａ層３１は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有するＡｌとＣｒの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ」で示す場合がある。）層であって、その組成を、組成式：（ＡｌｘＣｒ１－ｘ）Ｎで表した場合、０．４０≦ｘ≦０．８０（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有する。
　また、Ｂ層３２は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有するＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの複合窒化物（「（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ」）層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃ－ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有する。
　なお、前記Ａ層３１に関する組成式におけるＮ／（Ａｌ＋Ｃｒ＋Ｎ）の値、また、前記Ｂ層３２に関する組成式におけるＮ／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｙ＋Ｎ）の値は、必ずしも、化学量論比である０．５である必要はない。工具基体１０の表面の汚染の影響などで不可避的に検出される炭素や酸素などの元素を除いて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎの含有割合の原子比を定量し、また、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｙ、Ｎの含有割合の原子比を定量する。そして、Ｎ／（Ａｌ＋Ｃｒ＋Ｎ）の値あるいはＮ／（（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｙ＋Ｎ）の値が、０．４５以上０．６５以下の範囲であれば、前記値が化学量論比の０．５であるＡ層３１あるいはＢ層３２と同等の効果が得られるため、特に問題はない。
上部層３０のＡ層３１を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層：
　（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層からなる前記Ａ層３１について、その一層の平均層厚が０．１μｍ未満の場合には、耐摩耗性を向上させる効果、耐欠損性を向上させる効果が十分でない。一方、一層の平均層厚が５．０μｍを超えると、Ａ層３１の内部歪みが大きくなり自壊しやすくなる。このため、Ａ層３１の一層の平均層厚は０．１～５．０μｍとする。Ａ層３１の一層の平均層厚は、好ましくは０．５～３．０μｍである。
　また、Ａ層３１の組成式：（ＡｌｘＣｒ１－ｘ）Ｎにおいて、Ａｌの平均組成比を示すｘの値が０．４０未満の場合には、下部層２０の金属炭窒化物層２３とＡ層３１との密着強度、また、Ａ層３１とＢ層３２の密着強度は高くなる反面、Ａ層３１の高温硬さおよび高温耐酸化性が低下する。一方、ｘの値が０．８０を超える場合には、六方晶構造の結晶粒が形成されやすくなり、Ａ層３１の硬度が低下し十分な耐摩耗性を得ることができなくなる。
　従って、Ａｌの平均組成比を示すｘの値は、０．４０≦ｘ≦０．８０とする。Ａｌの平均組成比を示すｘの値は、好ましくは０．５０≦ｘ≦０．７５である。なお、Ａ層３１におけるＡｌ成分の平均組成比ｘは、ＳＥＭ－ＥＤＳを用いて、Ａ層３１の縦断面の複数個所（例えば、５箇所）でＡｌ成分量を測定し、その測定値を平均することによって求めることができる。
上部層３０のＢ層３２を構成する（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層：
　上部層３０のＢ層３２を構成する（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層において、Ａｌ成分には、高温硬さと耐熱性を向上させる効果がある。Ｔｉ成分には、高温硬さを向上させる効果がある。Ｃｒ成分には、高温靭性、高温強度を向上させる効果がある。これら効果と共に、ＡｌおよびＣｒが共存して含有した状態では、高温耐酸化性を向上させる効果がある。さらにＳｉ成分には、耐熱塑性変形性を向上させる作用がある。また、Ｙ成分には、前述したように、耐溶着性を高めると同時に耐酸化性を高める作用がある。
　しかし、前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層におけるＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの合計量に占めるＴｉの含有割合を示すａ値（原子比）が０．４０を超えると、相対的なＡｌの含有割合の低下によって被覆工具１の耐久性が低下することから、ａ値は、０～０．４０と定める。
　また、Ｃｒの含有割合を示すｂ値（原子比）が０．０５未満では、最低限必要とされる高温靭性、高温強度を確保することができないため、チッピング、欠損の発生を抑制することができない。一方、ｂ値が０．４０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、摩耗進行が促進する。このため、ｂ値を０．０５～０．４０と定める。
　また、Ｓｉの含有割合を示すｃ値（原子比）が０．２０を超えると、耐熱塑性変形性の向上が飽和する一方、耐摩耗性を向上させる効果に低下傾向がみられるようになる。このため、ｃ値を０～０．２０と定める。
　さらに、Ｙの含有割合を示すｄ値（原子比）が０．０１未満では、耐溶着性、耐酸化性向上の効果を期待することができない。一方、ｄ値が０．１０を超えると、六方晶構造のＡｌＮが生成するようになり、Ｂ層３２の硬さが低下する。このため、ｄ値を０．０１～０．１０と定める。
　なお、上記ａ、ｂ、ｃ、ｄについての、望ましい範囲は、０．１０≦ａ≦０．３０、０．１０≦ｂ≦０．３０、０．０５≦ｃ≦０．１５、０．０５≦ｄ≦０．０８である。
　前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層からなるＢ層３２は、その一層の平均層厚が０．１μｍ未満では、長期の使用にわたって優れた耐摩耗性を発揮することはできない。一方、その一層の平均層厚が５．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなる。このため、（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層からなるＢ層３２の一層の平均層厚は、０．１～５．０μｍと定める。Ｂ層３２の一層の平均層厚は、好ましくは１．５～５．０μｍである。なお、Ｂ層３２におけるＴｉ成分、Ｃｒ成分、Ｓｉ成分及びＹ成分のそれぞれの平均組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄは、ＳＥＭ－ＥＤＳを用いて、Ｂ層３２の縦断面の複数個所（例えば、５箇所）で各成分量を測定し、その測定値を平均することによって求めることができる。
上部層３０の合計平均層厚：
　前述のとおり、Ａ層３１の一層の平均層厚及びＢ層３２の一層の平均層厚は、それぞれ、０．１～５．０μｍとするが、上部層３０は、Ａ層３１とＢ層３２が少なくとも１層ずつ交互に積層された積層構造を有する。この上部層３０の合計平均層厚は、１．０～８．０μｍとする。上部層３０の合計平均層厚は、好ましくは３．０～６．０μｍである。
　上部層３０の合計平均層厚が１．０μｍ未満では、長期の使用にわたって優れた耐摩耗性を発揮することができない。一方、合計平均層厚が８．０μｍを超えると、上部層３０がチッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生しやすくなる。
　なお、Ａ層３１と下部層２０の金属炭窒化物層２３との密着強度は高く、また、Ａ層３１とＢ層３２の密着強度も高い。このため、下部層２０の表面に、上部層３０を成膜する場合、下部層２０の金属炭窒化物層２３の直上には、上部層３０のＡ層３１を設けることが望ましい。
　本実施形態の被覆工具について、実施例を用いてより具体的に説明する。
（実施例１）
　原料粉末として、いずれも０．５～５μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末およびＣｏ粉末を用意した。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時間ボールミルにより混合した。混合物を減圧乾燥し、次いで９８ＭＰａの圧力でプレス成形し所定形状の圧粉体を得た。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時間保持して真空焼結した。焼結後、切刃部に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有するＷＣ基超硬合金製の工具基体（インサート）１～４を製造した。
　前記の工具基体（インサート）１～４に対して、以下の工程で下部層と上部層を形成し、本実施形態の表面被覆インサート１～８（以下、本発明工具１～８と言う）をそれぞれ製造した。
工程（ａ）：
　上記の工具基体１～４のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した。この乾燥した状態の工具基体１～４を、図２に示すＡＩＰ装置１００の回転テーブル１１０上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着した。ＡＩＰ装置１００の一方に所定組成のＡｌ－Ｃｒ合金からなるターゲット（蒸発源、カソード電極）１４１を配置し、他方側に所定組成のＡｌ－Ｔｉ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｙ合金からなるターゲット（蒸発源、カソード電極）１４２を配置した。
工程（ｂ）：
　まず、装置内の空気を排ガス口１５１から排気して装置内の雰囲気を真空（１×１０－３Ｐａ以下）に保持した。雰囲気を真空に保持しながら、前記回転テーブル１１０上で自転しながら回転する工具基体を、約５００℃から表２に示す所定の温度（ボンバード処理中の工具基体温度）にまでヒーター１２０で順次加熱した。表２に示すバイアス電圧を、バイアス電源１３０により、工具基体に印加し、かつ工具基体と金属イオンボンバード用ターゲット（例えば、Ｔｉ）との間に表２に示すアーク電流を流した。表２に示す処理時間で、工具基体に金属イオンボンバード処理を施すことにより表４に示す下部層を形成した。
工程（ｃ）：
　次いで、反応ガス導入口１５２より、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表３に示す窒素分圧とした。この装置内の雰囲気を保持しながら、前記回転テーブル１１０上で自転しながら回転する工具基体の温度を表３に示す温度範囲内に維持した。同時に、バイアス電源１３０により、表３に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ第１のアーク電源１６１により、前記Ａｌ－Ｃｒ合金ターゲット１４１と第１のアノード電極１７１との間に１５０Ａの電流を流してアーク放電を発生させた。以上により、前記工具基体の表面に、表４に示される組成および一層の平均層厚のＡ層を蒸着法により形成した。
工程（ｄ）：
　次いで、反応ガス導入口１５２より、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表３に示す窒素分圧とした。この装置内の雰囲気を保持しながら、前記回転テーブル１１０上で自転しながら回転する工具基体の温度を表３に示す温度範囲内に維持した。同時に、バイアス電源１３０により、表３に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ第２のアーク電源１６２により、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｃｒ－Ｓｉ－Ｙ合金ターゲット１４２と第２のアノード電極１７２との間に１５０Ａの電流を流してアーク放電を発生させた。以上により、前記工具基体の表面に、表４に示される組成および一層の平均層厚のＢ層を蒸着法により形成した。
工程（ｅ）：
　次いで、前記（ｃ）と（ｄ）を、上部層の合計平均層厚になるまで繰り返し行った。
　上記工程（ａ）～（ｅ）により、表４に示す本発明工具１～８をそれぞれ製造した。
　なお、本発明条件種別１では、本発明条件の下部層形成種別１と上部層形成種別１の条件で下部層と上部層を形成した。このように、各本発明条件種別では、本発明条件種別と同一の番号の本発明条件の下部層形成種別と上部層形成種別の条件で下部層と上部層を形成した。
比較例：
　比較の目的で、実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製の工具基体（インサート）１～４のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した。この乾燥した状態の工具基体１～４を、図２に示すＡＩＰ装置１００の回転テーブル１１０上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着した。ボンバード処理条件を変更した以外、実施例１と同様な方法で、表７に示す比較例の表面被覆インサート１～６（以下、比較例工具１～６と言う）をそれぞれ製造した。
　具体的に言えば、次のとおりである。
　比較例工具１～４については、表５の比較例条件１～４に示されるように、ＡＩＰ装置１００内を表５に示す炉内雰囲気、炉内圧力に維持しながら、ヒーター１２０で工具基体を表５に示す温度に加熱した。次いで、回転テーブル１１０上で自転しながら回転する工具基体に、バイアス電源１３０により、表５に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ、金属イオンボンバード用ターゲットとアノード電極との間に表５に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させた。以上により、工具基体の表面をボンバード処理した。
　また、比較例工具５、６については、表５の比較例条件５、６にてボンバード処理を行った。比較例条件５の処理は、特許文献２に開示される範囲内の条件である。比較例条件６の処理は、特許文献３に開示される範囲内の条件である。また、比較例工具１～４及び比較例工具５、６について、ボンバード処理後の、上部層の成膜条件は、表６に示すとおりである。
　なお、比較例条件種別１では、比較例条件の下部層形成種別１と上部層形成種別１の条件で下部層と上部層を形成した。このように、各比較例条件種別では、比較例条件種別と同一の番号の比較例条件の下部層形成種別と上部層形成種別の条件で下部層と上部層を形成した。
　上記で作製した本発明工具１～８および比較例工具１～６について、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて縦断面を切り出した。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）や電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いて断面を測定し、上部層のＡ層、Ｂ層の成分組成、各層の厚さを５箇所測定した。その測定値の平均値から平均組成および平均層厚を算出した。
　下部層のＷ層、金属炭化物層および金属炭窒化物層においても、上部層と同様の分析手法を用いて断面の組成を測定した。下部層の各層の層厚を求める手法を具体的に述べれば、次の通りである。工具の縦断面において、基体表面の法線方向（層の厚さ方向）に沿って組成の線分析を行った。線分析により、横軸を厚さ方向の位置（厚さ方向のある基準からの距離）とし、縦軸を各成分の含有量とする曲線（層の厚さ方向における各成分の含有量の変化を示す曲線、層の厚さ方向における各成分の濃度プロファイルとも言う）を得た。この曲線を基にして、次の手順に従って各層の境界を定義した。
　まず、層の厚さ方向におけるＷ含有量の変化を示す曲線において、Ｗ含有量の増加が開始する位置を、炭化タングステン基超硬合金層（ＷＣ層）とＷ層との境界とした。また、層の厚さ方向におけるＷ含有量の変化を示す曲線と、層の厚さ方向における金属炭化物層を構成する金属成分の含有量の変化を示す曲線との交点を求め、この交点の位置をＷ層と金属炭化物層の境界とした。さらに層の厚さ方向におけるＮ含有量の変化を示す曲線において、Ｎ含有量の増加が開始する位置を、金属炭化物層と金属炭窒化物層の境界とした。そして、層の厚さ方向における金属炭窒化物層を構成する金属成分の含有量の変化を示す曲線と、層の厚さ方向における上部層を構成する金属成分の含有量の変化を示す曲線との交点を求め、この交点の位置を金属炭窒化物層と上部層の境界とした。
　以上のように、Ｗ含有量の増加が開始する位置、Ｎ含有量の増加が開始する位置、及び各金属成分の含有量の変化を示す曲線の交点を基準として、各層の境界を求めた。これら各層の境界の位置より、Ｗ層の深さ、金属炭化物層の厚さ、及び金属炭窒化物層の厚さを求めた。
　表４、表７に、測定して算出したそれぞれの値を示す。
　なお、以下の表において、Ａ層のｘ値は、Ａ層の組成を組成式：（ＡｌｘＣｒ１－ｘ）Ｎで表した場合の原子比ｘである。Ｂ層のａ値、ｂ値、ｃ値、ｄ値は、それぞれＢ層の組成を組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃ－ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎで表した場合の原子比ａ，ｂ，ｃ，ｄである。
　また、表３，６に記載のカソード電極（ターゲット）の組成は、原子比（原子％）で示されている。
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
　次に、上記本発明工具１～８および比較例工具１～６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。この状態で、下記の条件（切削条件１と言う）にてＮｉ基耐熱合金の湿式連続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面の摩耗幅を測定した。
＜切削条件１＞
　被削材：Ｎｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％－Ｆｅ１９質量％－Ｍｏ３質量％－Ｔｉ０．９質量％－Ａｌ０．５質量％－Ｎｉ残部）の丸棒
　切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．
　切り込み：０．５ｍｍ
　送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．
　切削時間：１０分
　切削油：水溶性クーラント
　表８に、その結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
（実施例２）
　表１に示される配合組成の原料粉末を、実施例１に示す条件で焼結して、直径が１０ｍｍの工具基体形成用の丸棒焼結体を形成した。さらに前記丸棒焼結体から、研削加工にて、切刃部の直径×長さが６ｍｍ×１２ｍｍの寸法で、ねじれ角３０度の４枚刃スクエア形状を有するＷＣ基超硬合金製の工具基体（エンドミル）１～４をそれぞれ製造した。
　次いで、前記の工具基体（エンドミル）１～４ついて、ＡＩＰ装置１００を用いて、実施例１の工程（ａ）～（ｅ）と同様な工程で、表９に示す本実施形態の表面被覆エンドミル１１～１８（以下、本発明工具１１～１８と言う）を製造した。
　上記で作製した本発明工具１１～１８について、実施例１と同様な方法で、下部層のＷ層、金属炭化物層および金属炭窒化物層の平均組成、平均層厚を算出した。上部層のＡ層、Ｂ層においても、各層の平均組成、平均層厚を算出した。
　表９に、測定して算出したそれぞれの値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　次に、上記本発明工具１１～１８のエンドミルについて、下記の条件（切削条件２と言う）にてＮｉ基耐熱合金の側面切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面の摩耗幅を測定した。
＜切削条件２＞
　被削材：平面寸法が１００ｍｍ×２５０ｍｍであり、厚さが５０ｍｍのＮｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％－Ｆｅ１９質量％－Ｍｏ３質量％－Ｔｉ０．９質量％－Ａｌ０．５質量％－Ｎｉ残部）の板材。
　切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ．
　回転速度：２１００ｍｉｎ．－１
　切り込み量（ａｅ）：０．３ｍｍ、
　切り込み深さ（ａｐ）：６ｍｍ
　送り速度（１刃当り）：０．０３ｍｍ／ｔｏｏｔｈ
　切削長：１０ｍ
　表１０に、切削試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
（実施例３）
　上記の実施例２で製造した直径が１０ｍｍの丸棒焼結体を用いた。この丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さが６ｍｍ×３０ｍｍの寸法であり、かついずれもねじれ角が３０度の２枚刃形状を有するＷＣ基超硬合金製の工具基体（ドリル）を製造した。
　次いで、この工具基体（ドリル）の切刃に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した。
　次いで、ＡＩＰ装置１００に装入し、前記実施例１と同一の条件で、表１１に示される下部層、上部層を備える本実施形態の表面被覆ドリル２１～２８（以下、本発明工具２１～２８と言う）を製造した。
　上記で作製した本発明工具２１～２８について、実施例１と同様な方法で、下部層のＷ層、金属炭化物層および金属炭窒化物層の平均組成、平均層厚を算出した。上部層のＡ層、Ｂ層においても、各層の平均組成、平均層厚を算出した。
　表１１に、測定して算出したそれぞれの値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　次に、上記本発明工具２１～２８について、下記の条件（切削条件３と言う）にてＮｉ基耐熱合金の湿式穴あけ切削加工試験を実施し、穴あけ加工数を３０穴とした時の切れ刃の逃げ面の摩耗幅を測定した。
＜切削条件３＞
　被削材：平面寸法が１００ｍｍ×２５０ｍｍであり、厚さが５０ｍｍのＮｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％－Ｆｅ１９質量％－Ｍｏ３質量％－Ｔｉ０．９質量％－Ａｌ０．５質量％－Ｎｉ残部）の板材。
　切削速度：１３．７ｍ／ｍｉｎ．
　送り：０．０６ｍｍ／ｒｅｖ
　穴深さ：１２ｍｍ
　表１２に、切削試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表８、表１０、表１２に示される結果から、本発明工具１～８、１１～１８、２１～２８は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかるＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生はなかった。さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生もなく、長期の使用にわたって優れた耐摩耗性を発揮することがわかった。
　これに対して、比較例工具１～６は、切刃に作用する切削加工時の熱的負荷、機械的負荷により、剥離、チッピング、欠損等を発生した。しかも、寿命は短命であった。
　上述のように、本実施形態の被覆工具は、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工に供した場合に長期に亘って優れた切削性能を示すが、Ｎｉ基耐熱合金以外にも、Ｃｏ基耐熱合金、Ｆｅ基耐熱合金等の高速切削加工にも適用することが可能であって、汎用性のある切削工具であるといえる。
　１　表面被覆切削工具（被覆工具）
　１０　工具基体
　２０　下部層
　２１　Ｗ層
　２２　金属炭化物層
　２３　金属炭窒化物層
　３０　上部層
　３１　Ａ層
　３２　Ｂ層

Claims (3)

  1. 　炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体と、
    　前記工具基体に設けられた下部層と、
    　前記下部層の表面に設けられ、交互積層構造を有する上部層と、を有し、
    （ａ）前記下部層は、Ｗ層と金属炭化物層と金属炭窒化物層とからなり、
    （ｂ）前記Ｗ層は、前記工具基体の表面からその内部へ１０～５００ｎｍの深さにわたって形成され、
    （ｃ）前記金属炭化物層は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択されるいずれか一種の金属炭化物層であって、５～５００ｎｍの平均層厚を有し、前記Ｗ層の直上に形成され、
    （ｄ）前記金属炭窒化物層は、前記金属炭化物層に含有される金属成分を含む金属炭窒化物層であって、５～３００ｎｍの平均層厚を有し、前記金属炭化物層の直上に形成され、
    （ｅ）前記上部層は、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０～８．０μｍの合計平均層厚を有し、
    （ｆ）前記Ａ層は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有するＡｌとＣｒの複合窒化物層であって、その組成を、
    　組成式：（ＡｌｘＣｒ１－ｘ）Ｎで表した場合、０．４０≦ｘ≦０．８０（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有し、
    （ｇ）前記Ｂ層は、０．１～５．０μｍの一層の平均層厚を有するＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの複合窒化物層であって、その組成を、
    　組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂ－ｃ－ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有することを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 　前記表面被覆切削工具が、表面被覆インサート、表面被覆エンドミル、表面被覆ドリルのいずれかであ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. 　Ｎｉ基耐熱合金を高速で切削加工するための切削工具であることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
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