WO2019230166A1 - 被覆切削工具及びその製造方法 - Google Patents

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WO2019230166A1
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亮太郎 府玻
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三菱日立ツール株式会社
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    • B23B2228/10—Coatings
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Definitions

  • the present invention relates to a coated cutting tool that exhibits excellent wear resistance and a method for producing the same.
  • This application claims priority on May 30, 2018 based on Japanese Patent Application No. 2018-103480 for which it applied to Japan, and uses the content here.
  • Patent Document 1 includes, on a base material, a first film-forming layer made of (AlCrB) N or (AlCrB) CN and inevitable impurities, and SiN, SiCN, CN or CNB and inevitable impurities.
  • a coated cutting tool having a multilayer coating layer in which two or more second film-forming layers are alternately laminated is disclosed.
  • Patent Document 2 JP-T-2018-505310 sequentially laminates a base layer 212 made of (AlCr) N, an A layer made of (AlCrB) N, and a B layer made of (AlCr) N on a base material. And a coating (paragraphs 0022, 0024, FIG. 2) having a multilayer film 216 and an outermost layer 220 made of (AlCrB) N.
  • Patent Document 3 discloses a multilayer coating system (paragraph 0014) having a multilayer structure in which (AlCrB) N individual layers and (TiAl) N individual layers are alternately laminated on a base material. doing.
  • Patent Document 4 discloses that a (TiB) N film and a (TiAlN) -based hard film or (CrAl) N-based hard film excellent in oxidation resistance are laminated to form a multilayer structure. (Paragraph 0017).
  • Both the multilayer coating system described in Patent Document 3 and the coated tool described in Patent Document 4 lack the laminated portion (combination of a layer and b layer) according to the present invention, and flank wear and rake surface wear. Cannot be controlled in a well-balanced manner.
  • an object of the present invention is to provide a new and high-performance coated cutting tool that exhibits superior wear resistance compared to a conventional coated cutting tool on which an (AlCr) N coating or a (TiB) N coating is formed, and a method for manufacturing the same. Is to provide.
  • the coated cutting tool of the present invention is a coated cutting tool having a hard film on a substrate, and has a substrate-side single layer part and a laminated part in order from the substrate side as the hard film, and the substrate-side single layer part Is a nitride-based hard film containing at most Al in the proportion of metal (including metalloid) element, the total content ratio (atomic ratio) of Al and Cr being 0.9 or more, and containing at least B
  • Ti is the largest in the ratio of metal (including metalloid) element, and a nitride-based a layer containing at least B, and Al in the ratio of metal (including metalloid) element.
  • the most and the nitride-based b layers containing at least Cr and B are alternately laminated, and the laminating period in the film thickness direction of the a layer and the b layer is 5 to 100 nm.
  • the thickness (t1) of the substrate-side single layer portion is 1.0 to 5 ⁇ m
  • the overall thickness (t2) of the laminated portion is 0.5 to 2.5 ⁇ m.
  • the film thickness ratio (t1 / t2) between the side single-layer part and the entire laminated part is preferably 1.0 to 5.
  • the coated cutting tool has a surface-side single layer portion on the laminated portion, and the film thickness (t3) of the surface-side single layer portion is 0.3 to 5 ⁇ m, and the substrate-side single layer portion, the laminated portion, and The X-ray diffraction pattern of the portion composed of the surface-side single layer portion has an fcc single structure, and the surface-side single layer portion has the largest amount of Al in the proportion of metal (including semimetal) elements, and Al and Cr
  • the total content ratio (atomic ratio) is preferably 0.9 or more, and is preferably composed of a nitride-based hard film containing at least B.
  • (111) is preferably 0.2 to 0.37.
  • (111) is preferably 0.03 to 0.15.
  • the manufacturing method of the coated cutting tool of the present invention is a method of manufacturing the coated cutting tool by an arc ion plating method, and the target for forming the base-side single-layer part and the b-layer excludes inevitable impurities.
  • the method for manufacturing a coated cutting tool includes a step of forming a surface-side single layer portion on a laminated portion, and a bias voltage applied to the base material when forming the surface-side single layer portion is set to ⁇ 160 to ⁇ 100V. It is preferable.
  • the same AlCrB alloy or AlCrBC alloy as the base-side single-layer part as the target for forming the surface-side single-layer part.
  • an arc current is simultaneously applied to the formation target for the a layer and the formation target for the b layer in forming the laminated portion.
  • the coated cutting tool of the present invention has a hard film on a base material, and has a base material side single layer part and a laminated part in order from the base material side as the hard film.
  • Al is the most in the proportion of elements (including metalloid), the total content ratio (atomic ratio) of Al and Cr is 0.9 or more, and consists of a nitride-based hard film containing at least B, and is laminated
  • the portion has the largest amount of Ti in the proportion of metal (including metalloid) element, and a nitride-based a layer containing at least B, and the largest amount of Al in the proportion of metal (including metalloid) element, and
  • the nitride-based b layers containing at least Cr and B are alternately laminated, and the laminating period in the film thickness direction of the a layer and the b layer is 5 to 100 nm.
  • the X-ray diffraction pattern of the portion composed of the portion has a single structure of fcc. For this reason, flank wear and rake face wear are suppressed in a well-balanced manner as compared with the conventional coated cutting tool on which the (AlCr) N film or (TiB) N film is formed. By this action, the coated cutting tool of the present invention has high performance and long life.
  • the novel and high-performance coated cutting tool of the present invention can be provided.
  • FIG. 2 is a scanning electron microscope (SEM) photograph (magnification of 20,000 times) showing a cross section of the coated cutting tool of Example 1.
  • FIG. It is a scanning electron microscope (SEM) photograph (magnification 20,000 times) which shows the section of the covering cutting tool of Example 4.
  • SEM scanning electron microscope
  • 2 is a dark field image (magnification: 1,600,000 times) by a transmission electron microscope (TEM) in which the laminated portion of Example 1 is enlarged.
  • TEM transmission electron microscope
  • It is a perspective view which shows an example of the insert base material which comprises the coated cutting tool of this invention.
  • It is the schematic which shows an example of the blade-tip-exchange-type rotary tool equipped with the insert.
  • the coated cutting tool of the present embodiment has a hard film on a base material, and has a base material side single layer part and a laminated part in order from the base material side as the hard film.
  • the layer part is mainly composed of nitride in the proportion of metal (including metalloid) element, the total content ratio (atomic ratio) of Al and Cr is 0.9 or more, and contains at least B. It consists of a hard film.
  • the laminated portion has the largest amount of Ti in the proportion of the metal (including metalloid) element and the largest amount of Al in the nitride-based a layer containing at least B and the proportion of the metal (including metalloid) element,
  • the nitride-based b layers containing at least Cr and B are alternately laminated.
  • the lamination period of the a layer and the b layer in the film thickness direction is 5 to 100 nm.
  • the X-ray diffraction pattern of the portion composed of the substrate-side single layer portion and the laminated portion has a single fcc structure.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of a cross section of the coated cutting tool 40 of the embodiment.
  • the coated cutting tool 40 includes a base material 31, a modified layer 32 provided on the surface of the base material 31 as necessary, and a base material side single layer portion 33 and a laminated portion 34 that are sequentially provided on the modified layer 32. And having.
  • the stacked unit 34 is a layer in which a layers and b layers are alternately deposited in the above-described stacking cycle.
  • the coated cutting tool 40 has a hard coating composed of at least the base-material-side single layer portion 33 and the laminated portion 34.
  • the coated cutting tool 40 may have a hard coating composed of the substrate-side single layer portion 33, the laminated portion 34, and the surface-side single layer portion 35.
  • the X-ray diffraction pattern of the hard coating portion preferably has a single fcc structure.
  • the substrate needs to be a material that is rich in heat resistance and to which physical vapor deposition can be applied.
  • the material of the substrate include cemented carbide, cermet, high speed steel, tool steel, and ceramics such as cubic boron nitride (cBN).
  • the material of the substrate is preferably a cemented carbide substrate or a ceramic substrate from the viewpoints of strength, hardness, wear resistance, toughness, thermal stability, and the like.
  • the cemented carbide is composed of tungsten carbide particles and a binder phase of Co or an alloy mainly containing Co.
  • the content of the binder phase is preferably 1 to 13.5 mass% and more preferably 3 to 13 mass% with respect to the total content (100 mass%) of tungsten carbide and the binder phase.
  • the content of the binder phase in the cemented carbide is less than 1% by mass, the toughness is insufficient, and when it exceeds 13.5% by mass, the hardness (wear resistance) is insufficient.
  • the hard film of this embodiment can be formed on any of the unprocessed surface, the polished surface, and the blade edge processing surface of the sintered base material.
  • (B) Modified layer of cemented carbide substrate When the substrate is cemented carbide, the surface of the substrate is irradiated with ions generated from a TiB alloy target (hereinafter also referred to as ion bombardment), and an average thickness of 1 to It is preferable to form a modified layer having a 10 nm fcc structure.
  • the main component tungsten carbide has an hcp structure, but the modified layer has the same fcc structure as the single-layer part on the substrate side.
  • the cemented carbide base material and the modified layer preferably have a portion of preferably 30% or more, more preferably 50% or more, particularly preferably 70% or more of crystal lattice stripes at the boundary (interface) between them. With this structure, the substrate of the cemented carbide and the substrate-side single layer portion are firmly adhered to each other through the modified layer.
  • the modified layer having an fcc structure is formed in a high-density thin layer, so that it is unlikely to become a starting point for fracture. If the average thickness of the modified layer is less than 1 nm, the effect of improving the adhesion of the hard coating to the substrate cannot be obtained sufficiently, and if it exceeds 10 nm, the adhesion is adversely affected.
  • the average thickness of the modified layer is more preferably 2 to 9 nm.
  • composition (a) Base-side single-layer part and surface-side single-layer part Both the base-side single-layer part and the surface-side single-layer part of this embodiment are metals (including semimetals). )
  • Al is the most in terms of element ratio, the total content ratio (atomic ratio) of Al and Cr is 0.9 or more, and consists of a nitride-based hard film containing at least B.
  • the total content ratio (atomic ratio) of Al and Cr is 0.9 or more, the wear resistance of the coating is improved.
  • the total content ratio (atomic ratio) of Al and Cr is preferably 0.90 to 0.99, and the Al content ratio (atomic ratio) is 0.5 or more.
  • the content ratio (atomic ratio) of B is preferably 0.01 or more.
  • the wear resistance decreases.
  • “Nitride-based” means that the content ratio (atomic ratio) of N is 0.5 or more with respect to the total content ratio (atomic ratio) of non-metallic elements of 1;
  • the ratio (atomic ratio) is preferably 0.6 or more.
  • the composition of the coating is the following general formula: (Al x Cr 1-x-y B y) N 1-e-f C e O f (although, x, 1-x-y , y, 1-e-f, e and f, respectively Al, Cr, B, A numerical value that represents the atomic ratio of N, C, and O, and satisfies 0.5 ⁇ x ⁇ 0.75, 0.01 ⁇ y ⁇ 0.1, 0 ⁇ e ⁇ 0.03, and 0 ⁇ f ⁇ 0.010 Is preferred.)
  • the contents of metal (including metalloid elements), N and O can be analyzed by using EPMA and TEM-EDS (hereinafter also referred to as EDS) described later in combination.
  • EDS TEM-EDS
  • the range of the atomic ratio x of Al is preferably 0.5 to 0.75. If x is less than 0.5, the content of Al is too small, so that the oxidation resistance of the film is impaired. On the other hand, when x exceeds 0.75, a soft crystal phase of hcp structure is formed in the film and the wear resistance is impaired. More preferably, x is 0.50 to 0.74.
  • the range of Cr atomic ratio 1-xy is preferably 0.49 to 0.15. If 1-xy is less than 0.15, the Al content is too high, so that a soft crystal phase of hcp structure is formed in the film and wear resistance is impaired. On the other hand, if 1-xy exceeds 0.49, the content of Al in the coating becomes too low, and the oxidation resistance is impaired. 1-xy is more preferably 0.49 to 0.18.
  • the range of the atomic ratio y of B is preferably 0.01 to 0.1. If y is less than 0.01, the effect of addition cannot be obtained, and the lubricity of the film is impaired. On the other hand, if y exceeds 0.1, the film becomes brittle. More preferably, y is 0.01 to 0.08.
  • the atomic ratio 1-ef of N contained in the (AlCrB) N film, (AlCrB) NO film, and (AlCrB) NCO film of this embodiment is preferably 1 to 0.96.
  • 1-ef is out of the specific range, the wear resistance of the film tends to be lowered. More preferably, 1-ef is 0.998 to 0.96.
  • the atomic ratio f of O contained in the (AlCrB) N coating, (AlCrB) NO coating, and (AlCrB) NCO coating of this embodiment is preferably 0.010 or less. When f exceeds 0.010, the oxygen content becomes excessive, and the wear resistance of the film tends to be lowered. More preferably, f is 0.002 to 0.010.
  • the atomic ratio e of C contained in the (AlCrB) NCO film of this embodiment is preferably 0.03 or less. When e exceeds 0.03, the wear resistance of the film is lowered. In order to improve the wear resistance of the film, e is more preferably 0.01 to 0.03. In the case of the (AlCrB) N film and the (AlCrB) NO film, e is allowed to have an inevitable impurity level of less than 0.01 (for example, about 0.001 to 0.009).
  • the laminate part of the present embodiment includes a nitride-based a layer containing the largest amount of Ti and at least B in the proportion of metal (including metalloid) element, and metal (including metalloid).
  • Al is the most in the ratio of elements, and at least Cr and B-containing nitride-based b layers are alternately stacked.
  • the Ti content ratio (atomic ratio) is preferably 0.65 or more
  • the B content ratio (atomic ratio) is preferably 0.01 or more.
  • the Al content ratio (atomic ratio) is preferably 0.42 or more
  • the Cr content ratio (atomic ratio) is preferably 0.1 or more
  • Niride-based means that the content ratio (atomic ratio) of N is 0.5 or more with respect to the total content ratio (atomic ratio) of non-metallic elements of 1; The ratio (atomic ratio) is preferably 0.6 or more.
  • composition of the metal (including metalloid) element of the a layer is represented by the following general formula: (Ti 1-pqr B p Al q Cr r ) (where 1-pq- r, p, q, and r represent the atomic ratio of Ti, B, Al, and Cr, respectively, 0.01 ⁇ p ⁇ 0.05, 0.02 ⁇ q ⁇ 0.2, and 0.01 ⁇ r ⁇ 0. Is a number satisfying .1).
  • the atomic ratio 1-pqr of Ti is preferably 0.96 to 0.65. When 1-pqr is out of the specific range, the rake face wear resistance of the coating is lowered. 1-pqr is more preferably 0.96 to 0.8.
  • B The atomic ratio p of B is preferably 0.01 to 0.05. When p is out of the specific range, the rake face wear resistance of the coating is lowered. More preferably, p is 0.01 to 0.03.
  • the atomic ratio q of Al is preferably 0.02 to 0.2. When q is out of the specified range, the rake face wear resistance of the coating is lowered. More preferably, q is 0.02 to 0.12.
  • the atomic ratio r of Cr is preferably 0.01 to 0.1. When r is out of the specific range, the rake face wear resistance of the film is lowered. More preferably, r is 0.01 to 0.05.
  • composition of the metal (including metalloid) element of the b layer is the following general formula: (Al 1 ⁇ s ⁇ t ⁇ Cr Cr s B t Ti u ) except for inevitable impurities (where 1 ⁇ s ⁇ t ⁇ u, s, t, and u represent atomic ratios of Al, Cr, B, and Ti, respectively, and 0.1 ⁇ s ⁇ 0.4, 0.01 ⁇ t ⁇ 0.08, and 0.03 ⁇ u ⁇ . Is a number satisfying 0.1).
  • the atomic ratio 1-stu of Al is preferably 0.86 to 0.42. When 1-st-u is out of the specific range, the flank wear resistance of the coating is lowered. 1-pqr is more preferably 0.84 to 0.44.
  • the atomic ratio s of Cr is preferably 0.1 to 0.4. When s is out of the specific range, the flank wear resistance of the film is lowered. More preferably, s is from 0.12 to 0.40.
  • the atomic ratio t of B is preferably 0.01 to 0.08. When t is out of the specific range, the flank wear resistance of the coating is lowered. t is more preferably 0.01 to 0.07.
  • the atomic ratio u of Ti is preferably 0.03 to 0.1. When u is out of the specific range, the flank wear resistance of the coating is lowered. u is more preferably 0.03 to 0.09.
  • Both a layer and b layer are hard films mainly composed of nitride.
  • N is mainly used for the content ratio (atomic ratio) of N, C and O in the a layer and the b layer. That is, in the a layer and the b layer, the content ratio (atomic ratio) of N is 0.5 or more with respect to the total content ratio (atomic ratio) of N, C, and O, and in a preferred example, the content of N The ratio (atomic ratio) was 0.6 or more. For this reason, in Tables 5 and 6 to be described later, the composition of the a layer and the b layer is shown only by the composition of the metal (including metalloid) element.
  • the film thickness (t1) of the base material side single layer part of this embodiment is larger than the film thickness (t2) of the whole laminated part. Further, t1 is preferably 1.0 to 5 ⁇ m. When t1 is less than 1.0 ⁇ m, the flank wear is likely to proceed, and when it exceeds 5 ⁇ m, the adhesion of the substrate-side single layer portion is significantly reduced. It is more preferable that t1 is 1.2 to 5.0 ⁇ m.
  • the total film thickness (t2) of the laminated part is preferably 0.5 to 2.5 ⁇ m. If t2 is less than 0.5 ⁇ m, rake face wear tends to proceed, and if it exceeds 2.5 ⁇ m, the adhesion of the laminated portion is reduced. More preferably, t2 is 0.8 to 2.2 ⁇ m.
  • the film thickness (t3) of the surface-side single layer part in this embodiment is preferably 0.3 to 5 ⁇ m. If t3 is less than 0.3 ⁇ m, the effect of suppressing flank wear cannot be obtained, and if it exceeds 5 ⁇ m, the adhesion between the surface-side single layer portion 35 and the laminated portion 34 is significantly reduced. More preferably, t3 is 0.5 to 4.5 ⁇ m.
  • the film thickness ratio (t1 / t2) between the substrate-side single layer portion and the entire laminated portion of this embodiment is preferably 1.0 to 5.
  • the film thickness ratio (t3 / t2) between the surface-side single layer portion and the entire laminated portion is preferably 0.3 to 4.
  • the ratio (t1 + t3) / t2 of the total film thickness of the substrate-side single layer part and the surface-side single layer part of the present embodiment and the total film thickness of the laminated part is preferably 1.0 to 10. If the respective film thickness ratios t1 / t2, t3 / t2, and (t1 + t3) / t2 are out of the specific ranges, it becomes difficult to achieve both excellent flank wear resistance and rake face wear resistance. More preferably, t1 / t2 is 1.2-5. More preferably, t3 / t2 is 0.5-3. (T1 + t3) / t2 is more preferably 1.2 to 8.
  • the film thickness (ta) of the a layer and the film thickness (tb) of the b layer constituting the laminated portion of this embodiment are both 3 to 30 nm.
  • ta and tb are out of the specific range, it is difficult to achieve both excellent flank wear resistance and rake face wear resistance. More preferably, both ta and tb are 4 to 28 nm.
  • the film thickness ratio (t3 / t1) between the surface-side single layer part and the substrate-side single layer part is preferably 0.1 to 1.5.
  • t3 / t1 is out of the above specific range, it becomes difficult to achieve both excellent flank wear resistance and rake face wear resistance. More preferably, t3 / t1 is 0.2 to 1.2.
  • Thickness of the non-flat substrate-side single-layer part, laminated part and surface-side single-layer part means “arithmetic average thickness”.
  • the laminating period T of the a layer and the b layer of the laminated part of the present embodiment is as follows. As shown in FIG. It is the distance (thickness) in the film thickness direction to the upper end of. T is 5 to 100 nm. When T is less than 5 nm or more than 100 nm, the wear resistance of the film is lowered. T is preferably 10 to 90 nm, and more preferably 20 to 80 nm. In the laminated portion, the boundary between the a layer and the b layer may become unclear due to mutual diffusion between the a layer and the b layer.
  • the stacking period T is the distance in the stacking direction of two a layers arranged with the b layer sandwiched between three adjacent layers (for example, a layer, b layer, and a layer stacked in order) in the stacking portion. Can also be measured.
  • the distance between the two a layers is a distance connecting midpoints in the thickness direction of the respective a layers.
  • the X-ray diffraction pattern of the hard film portion composed of the substrate-side single layer portion and the laminated portion of this embodiment has a single fcc structure. Furthermore, it is preferable that the X-ray diffraction pattern of the portion of the hard coating composed of the substrate-side single layer portion, the laminate portion, and the surface-side single layer portion of this embodiment has a single fcc structure. That is, when the hard coating portion of the present embodiment is an fcc crystal phase, it contributes to higher performance and longer life as a coated cutting tool. As long as it does not appear in the X-ray diffraction pattern, a fine phase other than fcc may exist in the hard coating.
  • the crystal structure of only the laminated part can be identified by electron diffraction (TEM) capable of detecting a microphase.
  • TEM electron diffraction
  • the laminated portion preferably has fcc as the main structure, and more preferably has a single structure of fcc.
  • the ratio I (200) / I (111) between the X-ray diffraction peak value I (200) on the (200) plane and the X-ray diffraction peak value I (111) on the (111) plane is 0. .2 to 0.37 is preferable. If the ratio I (200) / I (111) is out of the specific range, it becomes difficult to suppress flank wear and rake face wear in a well-balanced manner.
  • the ratio I (200) / I (111) is more preferably 0.25 to 0.36.
  • the ratio I (311) / I (111) of the X-ray diffraction peak value I (311) of the (311) plane and the X-ray diffraction peak value I (111) of the (111) plane is 0. 0.03 to 0.15 is preferable. If the ratio I (311) / I (111) is out of the specific range, it becomes difficult to suppress flank wear and rake face wear in a well-balanced manner.
  • the ratio I (311) / I (111) is more preferably 0.06 to 0.12.
  • the base-layer-side single layer portion and the b layer mainly suppress flank wear, and the a layer mainly suppresses rake face wear (crater wear). Furthermore, it has been found that when the surface-side single layer portion is formed, the effect of suppressing flank wear is further improved.
  • the ratio I (200) / I (111) is 0.2 to 0.37, flank wear and rake face wear can be suppressed in a well-balanced manner.
  • the (200) plane orientation is relatively suppressed and the (111) plane orientation is increased.
  • the coated cutting tool of this embodiment is considered to have a high performance and a long life.
  • the AI apparatus includes a decompression vessel 25, arc discharge evaporation sources 13 and 27 attached to the decompression vessel 25 via an insulator 14, and arc discharge evaporation sources 13 and 27. Attached targets 10, 18, arc discharge power sources 11, 12 connected to the respective arc discharge evaporation sources 13, 27, and a rotatable support column 6 penetrating to the inside of the decompression vessel 25 through a bearing portion 24.
  • the decompression vessel 25 is provided with a gas introduction part 2 and an exhaust port 17.
  • the arc ignition mechanisms 16 and 16 are attached to the decompression vessel 25 via arc ignition mechanism bearing portions 15 and 15.
  • a filament type electrode 20 is attached to the decompression vessel 25 via insulators 19 and 19.
  • a shielding plate 23 is provided in the decompression vessel 25 via a shielding plate bearing portion 21.
  • the shielding plate 23 is moved, for example, vertically or horizontally by the shielding plate driving unit 22, and after the shielding plate 23 is not present between the target 10 and the base material 7, the formation of the hard coating of this embodiment is performed. Done.
  • the AlCrB alloy or the AlCrBC alloy used as a target for forming the substrate-side single-layer part) is, for example, an Al powder, an AlC powder and a CrB alloy powder having a predetermined composition, and the following AlCrB alloy or AlCrBC alloy: It mix
  • the oxygen content of the AlCrB sintered body alloy or AlCrBC sintered body alloy produced by the above process is, for example, the Al powder or the particle diameter of the AlC powder and the CrB alloy powder, and the non-oxidizing atmosphere from the blending process to the sintering process. It can be appropriately adjusted by carrying out in an argon gas atmosphere or an atmosphere having a degree of vacuum of 1 to 10 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa, for example.
  • AlCrB alloy or AlCrBC alloy has the following general formula except for inevitable impurities: Al ⁇ Cr 1- ⁇ - ⁇ - ⁇ B ⁇ C ⁇ (where ⁇ , 1- ⁇ - ⁇ - ⁇ , ⁇ and ⁇ are Al , Cr, B and C, and is a number satisfying 0.4 ⁇ ⁇ ⁇ 0.8, 0.04 ⁇ ⁇ ⁇ 0.165, and 0 ⁇ ⁇ ⁇ 0.035. It is preferable to have a composition. By setting ⁇ , ⁇ , and ⁇ within the specific ranges, the substrate-side single layer portion of this embodiment can be formed.
  • the range of the atomic ratio ⁇ of Al is preferably 0.4 to 0.8. If ⁇ is less than 0.4, the Al content in the substrate-side single layer portion is too small, so that the oxidation resistance of the substrate-side single layer portion is impaired. On the other hand, if ⁇ exceeds 0.8, a crystalline phase having a soft hcp structure is formed on the substrate-side single layer portion or the like, and the wear resistance is impaired.
  • the range of ⁇ is more preferably 0.45 to 0.78.
  • the range of Cr atomic ratio 1- ⁇ - ⁇ - ⁇ is preferably 0.56 or less. If 1- ⁇ - ⁇ - ⁇ exceeds 0.56, the Al content in the single-layer part on the substrate side becomes too small and the oxidation resistance is impaired.
  • the range of 1- ⁇ - ⁇ - ⁇ is more preferably 0.485 to 0.025.
  • the range of the atomic ratio ⁇ of B is preferably 0.04 to 0.165. If ⁇ is less than 0.04, the effect of adding B cannot be obtained. On the other hand, if ⁇ exceeds 0.165, the substrate-side single layer portion or the like cannot maintain an fcc single structure in the X-ray diffraction pattern.
  • the range of ⁇ is more preferably 0.05 to 0.16.
  • the atomic ratio ⁇ of C is preferably 0.035 or less. When ⁇ exceeds 0.035, the coated cutting tool has a short life.
  • the range of ⁇ is more preferably 0.015 to 0.035.
  • the oxygen content of the AlCrB alloy or AlCrBC alloy is preferably 2000 to 4000 ⁇ g / g. In both cases where the oxygen content is less than 2000 ⁇ g / g and more than 4000 ⁇ g / g, the atomic ratio f of O in the substrate-side single layer portion is less than 0.002 or more than 0.010.
  • the oxygen content of the AlCrB alloy or AlCrBC alloy is more preferably 2050 to 3900 ⁇ g / g, and particularly preferably 2100 to 3800 ⁇ g / g.
  • TiB alloy target for forming the modified layer and the a layer of the present embodiment has the following general formula: Ti 1- ⁇ B ⁇ (where 1- ⁇ and ⁇ , except for inevitable impurities) Each represents an atomic ratio of Ti and B, and preferably satisfies 0.1 ⁇ ⁇ ⁇ 0.5. If ⁇ is less than 0.1, a decarburized layer is formed, and a modified layer having an fcc structure cannot be obtained. If ⁇ exceeds 0.5, a modified layer having an fcc structure cannot be obtained. More preferably, ⁇ is 0.10 to 0.3.
  • arc discharge evaporation sources 13 and 27 are a target 10 made of a TiB alloy for forming a modified layer or a layer, respectively, and the substrate side.
  • a target 18 made of an AlCrB alloy or an AlCrBC alloy for forming a single layer portion or the like is provided.
  • a direct current or a pulse current is supplied to the target 10 or the target 18 as an arc current.
  • the arc discharge evaporation sources 13 and 27 are provided with magnetic field generating means (a structure composed of an electromagnet and / or a permanent magnet and a yoke), and several tens of G (for example, 10 to 50 G) are provided in the vicinity of the substrate 7. ) Is preferably formed.
  • the droplets generated when the hard coating of the present embodiment is formed serve as a starting point for the destruction of the hard coating. For this reason, it is preferable to suppress excessive generation of droplets by applying a direct current arc current of 150 to 250 A to the target 18 made of AlCrB alloy or AlCrBC alloy and the target 10 made of TiB alloy.
  • (D) Bias power source As shown in FIG. 1, a bias voltage is applied to the substrate 7 from the bias power source 3.
  • the inside of the decompression vessel 25 is 1 to 5 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa (for example, 1.5 ⁇ 10 ⁇ 2 While holding at Pa), the substrate 7 is heated to a temperature of 250 to 650 ° C. by a heater (not shown).
  • the base material 7 can take various shapes such as a solid type end mill or an insert.
  • the base material 7 consists of a WC base cemented carbide, for example.
  • argon gas is introduced into the decompression vessel 25 to obtain an argon gas atmosphere of 0.5 to 10 Pa (for example, 2 Pa).
  • a DC bias voltage or pulse bias voltage of ⁇ 250 to ⁇ 150 V is applied to the base material 7 by the bias power source 3 to clean the surface of the base material 7 by bombarding with argon ions.
  • the substrate temperature is less than 250 ° C., there is no etching effect by argon ions, and if it exceeds 650 ° C., it is difficult to set the substrate temperature to a predetermined condition during the film forming process.
  • the substrate temperature is measured by a thermocouple embedded in the substrate (the same applies to the subsequent steps). If the pressure of the argon gas in the decompression vessel 25 is outside the range of 0.5 to 10 Pa, the bombardment process with argon ions becomes unstable. When the DC bias voltage or pulse bias voltage is less than ⁇ 250 V, arcing occurs in the substrate, and when it exceeds ⁇ 150 V, the cleaning effect by bombard etching cannot be sufficiently obtained.
  • (B) Modified layer formation process Formation of the modified layer on the base material 7 is performed by ion bombarding on the base material 7 using the target 10 of TiB alloy. After cleaning the substrate 7, the inside of the decompression vessel 25 is set to an argon gas atmosphere with a flow rate of 30 to 150 sccm. An arc current (DC current) of 50 to 100 A is applied from the arc discharge power supply 11 to the surface of the target 10 made of TiB alloy attached to the arc discharge evaporation source 13. The substrate 7 is heated to a temperature of 450 to 750 ° C., and a DC bias voltage of ⁇ 1000 to ⁇ 600 V is applied from the bias power source 3 to the substrate 7. The substrate 7 is irradiated with Ti ions and B ions by ion bombardment using the TiB alloy target 10.
  • DC current DC current
  • the fcc-structured modified layer is not formed, or a decarburized layer is formed on the surface of the substrate 7 and the adhesion with the substrate-side single layer portion is remarkably high. descend. If the flow rate of the argon gas in the decompression vessel 25 is less than 30 sccm, the energy of Ti ions incident on the base material 7 is too strong, and a decarburized layer is formed on the surface of the base material 7, and is in close contact with the base material side single layer part. Impairs sex. On the other hand, when the flow rate of argon gas exceeds 150 sccm, the energy of Ti ions and the like is weakened, and the modified layer is not formed.
  • the arc discharge becomes unstable, and when it exceeds 100 A, a large number of droplets are formed on the surface of the base material 7 and the adhesion to the base-side single layer portion is impaired.
  • the DC bias voltage is less than ⁇ 1000 V, energy such as Ti ions is too strong and a decarburized layer is formed on the surface of the base material 7, and when it exceeds ⁇ 600 V, a modified layer is not formed on the base material surface.
  • (C) Film formation step of hard coating (1) Film formation of substrate-side single layer portion On the substrate 7 or, if a modified layer is formed, on the modified layer, the substrate side of the present embodiment A single layer portion is formed. At this time, an arc current is supplied from the arc discharge power source 12 to the surface of the target 18 made of AlCrB alloy or AlCrBC alloy attached to the arc discharge evaporation source 27 using nitrogen gas. At the same time, a DC bias voltage or a unipolar pulse bias voltage is applied from the bias power source 3 to the substrate 7 controlled to the following temperature.
  • the substrate temperature during film formation of the substrate-side single layer portion of this embodiment is set to 400 to 550 ° C.
  • the substrate temperature is less than 400 ° C.
  • the substrate-side single layer portion is not sufficiently crystallized, and therefore the substrate-side single layer portion does not have sufficient lubricity and wear resistance.
  • the increase in residual stress causes film peeling.
  • the substrate temperature is higher than 550 ° C., the refinement of crystal grains in the substrate-side single layer portion is excessively promoted and the lubricity and wear resistance are impaired.
  • the substrate temperature is preferably 480 to 540 ° C.
  • Nitrogen gas is used as the film forming gas for the substrate-side single layer portion of the present embodiment.
  • the pressure (total pressure) of nitrogen gas is 2.7 to 3.3 Pa.
  • the pressure of the nitrogen gas is less than 2.7 Pa, the nitriding of the substrate-side single layer portion becomes insufficient, and the presence of a different phase that is not nitrided leads to a shortened life of the coated cutting tool. Content is excessive.
  • the pressure of the nitrogen gas exceeds 3.3 Pa, the oxygen content in the substrate-side single layer portion becomes too low, leading to softening.
  • the pressure of nitrogen gas is preferably 2.8 to 3.2 Pa, more preferably 2.9 to 3.1 Pa.
  • the flow rate of nitrogen gas is preferably 750 to 900 sccm. If the flow rate of nitrogen gas is less than 750 sccm and more than 900 sccm, it is difficult to adjust the pressure (total pressure) of the nitrogen gas to 2.7 to 3.3 Pa.
  • the flow rate of nitrogen gas is more preferably 770 to 880 sccm.
  • (D) Bias voltage applied to base material In order to form the base material side single layer part of this embodiment, it is preferable to apply the bias voltage of a direct current or a unipolar pulse to a base material.
  • the bias voltage is preferably ⁇ 160 to ⁇ 100V. When the bias voltage is less than ⁇ 160 V, the B content is significantly reduced. On the other hand, when the bias voltage exceeds -100V, the coated cutting tool has a short life.
  • the bias voltage is more preferably ⁇ 150 to ⁇ 110V.
  • the bias voltage means a negative peak value excluding a steep rising portion from zero to the negative side.
  • the frequency of the unipolar pulse bias voltage is preferably 20 to 50 kHz, and more preferably 30 to 40 kHz.
  • the arc current (DC current) applied to the target 18 is 150 to 250 A.
  • the arc current is less than 150A, the arc discharge becomes unstable, and when it exceeds 250A, the number of droplets increases remarkably and the wear resistance of the single layer portion on the substrate side deteriorates.
  • the arc current is more preferably 160 to 240A.
  • the laminated part of this embodiment is formed on the substrate side single layer part.
  • the laminated part may be the outermost layer.
  • the a layer and the b layer are formed by energizing the target 10 (TiB alloy) with the arc current in addition to the target 18 (AlCrB alloy or AlCrBC alloy) while continuing the film formation on the base-side single layer portion.
  • the stacked portion of this embodiment in which layers are alternately deposited is formed. Only the following (i) and (ii) are the film forming conditions peculiar to the laminated part, and the other film forming conditions are the same as the film forming conditions of the substrate side single layer part.
  • the bias voltage applied to the substrate is preferably ⁇ 140 to ⁇ 80V.
  • the composition of the b layer in the laminated portion Becomes richer in Al than the composition of the substrate-side single layer part and the surface-side single layer part.
  • a coated cutting tool with high performance and long life can be obtained.
  • the bias voltage is less than ⁇ 140V, the B content is greatly reduced, and when it exceeds ⁇ 80V, the coated cutting tool has a short life.
  • a more preferable range of the bias voltage is ⁇ 130 to ⁇ 90V. (Ii) It is practical to simultaneously apply an arc current to the target 18 and the target 10 at the time of film formation of the laminated portion.
  • the surface side single layer part of this embodiment is formed on a laminated part as needed. For example, it is preferable to adjust the film formation time to set the film thickness ratio t3 / t1 between the surface-side single layer portion and the substrate-side single layer portion to 0.1 to 1.5. Other than this, the film forming conditions are the same as those of the substrate-side single layer portion.
  • the laminated part or the surface-side single layer part may be the outermost layer, but if necessary, on the laminated part or the surface-side single layer part, for example, a known hard At least one layer may be provided.
  • Known hard coatings include, for example, (TiAl) N, (TiAlCr) N, (TiAlNb) N, (TiAlW) N, (TiSi) N, (TiB) N, TiCN, Al 2 O 3 , Cr 2 O 3 , ( Examples include at least one hard film selected from the group consisting of (AlCr) N and (AlCrSi) N.
  • the present invention will be described in more detail with reference to the following examples, but the present invention is of course not limited thereto.
  • the composition of the target metal element and metalloid element is a measured value by a fluorescent X-ray method unless otherwise specified, and the oxygen content is determined by a carrier gas method (carrier gas hot ion extraction method). It is a measured value.
  • the insert was used as the base material of the hard coating in the examples, the present invention is of course not limited thereto, and can be applied to cutting tools other than the insert (end mill, drill, etc.).
  • Example 1 (1) Cleaning of base material Finished milling insert base material made of WC-based cemented carbide containing 8.0% by mass of Co and the balance consisting of WC and inevitable impurities (Mitsubishi Nichi Tool shown in FIG. 13) ZDFG300-SC manufactured by Co., Ltd.) and an insert base material for physical property measurement (SNMN120408 manufactured by Mitsubishi Hitachi Tool Co., Ltd.) are set on the holder 8 of the AI apparatus shown in FIG. (Not shown).
  • argon gas is introduced at a flow rate of 500 sccm (sccm is 1 atm and cc / min at 25 ° C., the same applies hereinafter) to adjust the pressure in the decompression vessel 25 to 2.0 Pa, and each substrate (hereinafter referred to as the base material).
  • the substrate 7 was also cleaned by etching with argon ion bombardment by applying a DC bias voltage of ⁇ 200 V to the material 7).
  • a DC power of ⁇ 140 V is applied to the base material 7 by the bias power source 3, and a DC arc current of 200 A is passed from the arc discharge power source 12 to the target 18.
  • the composition is Ti 0.85 B 0 while maintaining the film formation conditions of the substrate-side single layer portion except that a DC voltage of ⁇ 120 V is applied to the substrate 7 by the bias power source 3. .15 (atomic ratio), a direct current arc current of 200 A is passed from the arc discharge power source 11 to the target 10 of TiB alloy, and 50 layers of a layer and b layer are alternately formed on the substrate side single layer part.
  • a stacked portion having an overall film thickness (t2) of 1.0 ⁇ m was formed by depositing the layers one by one.
  • the coated cutting tool (milling insert) of this example was produced.
  • FIG. 3 is a scanning electron microscope (SEM) photograph (magnification: 20,000 times) showing the sectional structure of the coated cutting tool.
  • 31 is a WC base cemented carbide base material
  • 33 is a base material side single layer part
  • 34 is a laminated part. The a layer and the b layer constituting the modified layer 32 and the laminated portion 34 are not visible because FIG. 3 shows a low magnification.
  • Respective film thicknesses of the hard coating and the lamination period of the laminated parts The film thicknesses at the left end and the right end of the substrate side single layer part 33 and laminated part 34 in FIG. 3 are measured, and the measured values are arithmetically averaged.
  • the film thickness (t1) of the side single layer part 33 and the entire film thickness (t2) of the laminated part 34 were obtained.
  • TEM transmission electron microscope
  • a dark field image magnification 1, 1 taken of the laminated portion of the sample with the TEM. (600,000 times) is shown in FIG.
  • the lamination period T was measured at the center position of the a layer and the b layer laminated alternately from the upper side to the lower side of the laminated part in FIG. 10, and T was obtained by arithmetically averaging the measured values. T was 20 nm.
  • the (111) plane, (200) plane, (220) plane, and (311) plane were all x-ray diffraction peaks of the fcc structure. Therefore, it can be seen that the portion of the hard coating has a single structure of fcc.
  • the X-ray diffraction peaks not indexed are the X-ray diffraction peaks of the WC-based cemented carbide base material.
  • nanobeam diffraction was performed with a TEM (JEM-2100) under the conditions of an acceleration voltage of 200 kV and a camera length of 50 cm.
  • the diffraction image obtained at position 4 is shown in FIG.
  • the diffraction image obtained at position 5 is shown in FIG.
  • diffraction patterns of the (002) plane, (111) plane, and (11-1) plane of the fcc structure were observed. From this result, it was found that the laminated portion of this example had a single structure of fcc in the electron diffraction pattern.
  • the above-mentioned coated cutting tool (hereinafter also referred to as the insert 40A) is used as a tool body of a blade-tip replaceable rotary tool (ABPF30S32L150 manufactured by Mitsubishi Hitachi Tool Co., Ltd.) 50.
  • a set screw 47 was attached to the tip 48 of 46.
  • the blade diameter of the blade-tip replaceable rotary tool 50 was 30 mm.
  • Cutting is performed under the following rolling conditions using the blade-replaceable rotary tool 50, and the rake face 45a and the flank face 45b of the insert 40A sampled every unit time are observed with an optical microscope (magnification: 100 times).
  • the machining time when the wear width or chipping width of either the rake face 45a or the flank face 45b was 0.2 mm or more was determined as the tool life.
  • Cutting conditions Machining method Continuous rolling Work material: S50C square (120 mm x 250 mm) (HB220) Inserts used: ZDFG300-SC (for milling) Cutting tool: ABPF30S32L150 Cutting speed: 380 m / min Feed amount per blade: 0.3 mm / blade Axial cut amount: 0.3 mm Radial cut depth: 0.1 mm Cutting fluid: None (dry machining)
  • Table 1 shows the composition of the AlCrB alloy target and TiB alloy target used.
  • Table 2 shows the film forming conditions of the substrate-side single layer part.
  • Table 3 shows the DC bias voltage applied at the time of film formation of the laminated portion.
  • Table 4 shows the composition of the substrate-side single layer part.
  • Table 5 shows the metal (including metalloid) composition of layer a
  • Table 6 shows the metal (including metalloid) composition of layer b.
  • Table 8 shows the total film thicknesses t1 and t2 of the substrate-side single layer part and the laminated part, the film thickness ratio t1 / t2 between the substrate-side single layer part and the whole laminated part, and the lamination period T of the laminated part. Show.
  • Table 9 shows the results of X-ray diffraction of the hard coating portion composed of the substrate-side single layer portion and the laminated portion, the results of electron diffraction of the a layer and the b layer, and the tool life.
  • Example 2 By adjusting each film formation time of the substrate side single layer part and the laminated part, the film thickness t1 is set to 1.0 ⁇ m, the film thickness t2 is set to 0.8 ⁇ m, and the film thickness ratio t1 / t2 is set to 1.25.
  • the stacking period T was changed to 16 nm. Except for the above, a coated cutting tool (milling insert) of this example was produced in the same manner as in Example 1, and the tool life and the like were measured.
  • Example 3 The film thickness t1 was set to 5.0 ⁇ m and the film thickness ratio t1 / t2 was changed to 5 by adjusting the film formation time of the substrate-side single layer part. Except for the above, a coated cutting tool (milling insert) of this example was produced in the same manner as in Example 1, and the tool life and the like were measured.
  • Example 4 Similar to Example 1, except that the film formation time of the substrate-side single layer portion was adjusted to set the film thickness t1 to 1.2 ⁇ m, the substrate-side single layer portion was sequentially formed on the substrate on which the modified layer was formed. And the laminated part was formed. Subsequently, a surface side single layer portion (Al 0.60 Cr 0.38 B 0.02 ) is formed on the laminated portion under the same film formation conditions as the substrate side single layer portion except that the film formation time is adjusted. A hard film having a composition of N 0.994 O 0.006 (atomic ratio) and a film thickness (t3) of 1.2 ⁇ m was formed.
  • the film thickness ratio t1 / t2 is set to 1.2
  • the film thickness ratio t3 / t2 is set to 1.2
  • the film thickness ratio (t1 + t3) / t2 is set to 2.4
  • the film thickness ratio t3 / t1 is set to 1.
  • Example 5 In the same manner as in Example 1 except that the film formation time of the substrate-side single layer portion was adjusted, a substrate-side single layer portion having a film thickness t1 of 4.0 ⁇ m in order on the substrate on which the modified layer was formed, And the laminated part whose film thickness t2 is 1.0 micrometer was formed. Subsequently, a surface side single layer portion (Al 0.60 Cr 0.38 B 0.02 ) is formed on the laminated portion under the same film formation conditions as the substrate side single layer portion except that the film formation time is adjusted. A hard film having a composition of N 0.994 O 0.006 (atomic ratio) and a film thickness (t3) of 3.0 ⁇ m was formed.
  • the film thickness ratio t1 / t2 is changed to 4
  • the film thickness ratio t3 / t2 is changed to 3
  • the film thickness ratio (t1 + t3) / t2 is changed to 7
  • the film thickness ratio t3 / t1 is changed to 0.75.
  • the coated cutting tool (milling insert) of an Example was produced and the tool life etc. were measured.
  • Example 6 In the same manner as in Example 1, a base material-side single layer part and a laminated part were formed in order on the base material on which the modified layer was formed. Subsequently, a surface side single layer portion (Al 0.60 Cr 0.38 B 0.02 ) is formed on the laminated portion under the same film formation conditions as the substrate side single layer portion except that the film formation time is adjusted. A hard film having a composition of N 0.995 O 0.005 (atomic ratio) and a film thickness (t3) of 0.5 ⁇ m was formed.
  • the film thickness ratio t1 / t2 is set to 2
  • the film thickness ratio t3 / t2 is set to 0.5
  • the film thickness ratio (t1 + t3) / t2 is set to 2.5
  • the film thickness ratio t3 / t1 is set to 0.25.
  • FIG. 4 is a scanning electron microscope (SEM) photograph (magnification: 20,000 times) showing the cross-sectional structure of the coated cutting tool of Example 4.
  • 31 is a WC-based cemented carbide substrate
  • 33 is a substrate-side single layer portion
  • 34 is a laminated portion
  • 35 is a surface-side single layer portion.
  • the a layer and the b layer constituting the modified layer 32 and the laminated portion 34 are not visible because FIG. 4 shows a low magnification.
  • FIG. 7 shows an X-ray diffraction pattern of a portion of the hard coating composed of the substrate-side single layer portion, the laminated portion, and the surface-side single layer portion of Example 4. From FIG. 7, it can be seen that the hard coating portion of Example 4 has a single fcc structure.
  • FIG. 5 is a scanning electron microscope (SEM) photograph (magnification: 20,000 times) showing the cross-sectional structure of the coated cutting tool of Example 6.
  • 31 is a WC-based cemented carbide substrate
  • 33 is a substrate-side single layer portion
  • 34 is a laminated portion
  • 35 is a surface-side single layer portion.
  • the a layer and the b layer constituting the modified layer 32 and the stacked portion 34 are not visible because FIG. 5 shows a low magnification.
  • FIG. 8 shows an X-ray diffraction pattern of a hard coating portion composed of a base-material-side single layer portion, a laminated portion, and a surface-side single layer portion in Example 6. It can be seen from FIG. 8 that the hard coating portion of Example 6 has a single fcc structure.
  • Table 1 shows the compositions of the AlCrB alloy target and TiB alloy target in Examples 2 to 6.
  • Table 2 shows the film forming conditions for the base-side single layer portion of each example.
  • Table 3 shows the bias voltage of the stacked portion in each example.
  • Table 4 shows the composition of the substrate-side single layer portion of each example.
  • Table 5 shows the composition of the metal (including metalloid) element of the a layer of each example, and
  • Table 6 shows the composition of the metal (including metalloid) element of the b layer of each example.
  • Table 7 shows the composition of the surface-side single layer portion in each of Examples 4 to 6.
  • Table 8 shows the film thicknesses t1, t2, and t3, film thickness ratios t1 / t2, t3 / t2, (t1 + t3) / t2, t3 / t1, and the stacking periods T of each example. .
  • Table 9 shows the results of electron diffraction of the layers and the tool life of each example.
  • Examples 7 to 13 Using the AlCrB alloy target and TiB alloy target of each example shown in Table 1, using the film-forming conditions of the substrate-side single layer part of each example shown in Table 2, and the laminated part of each example shown in Table 3 A coated cutting tool (milling insert) of each example was produced in the same manner as in Example 1 except that the bias voltage was used.
  • the Al (Cr) addition amount of the AlCrB alloy target was changed with respect to Example 1.
  • Examples 8 and 9 the amount of B added to the AlCrB alloy target was greatly changed compared to Example 1.
  • the total pressure of nitrogen gas was changed from that in Example 1.
  • Example 11 the bias voltage was changed from that in Example 9.
  • Example 12 the oxygen content of the AlCrB alloy target was greatly increased compared to Example 1.
  • Table 1 shows the compositions of the AlCrB alloy target and TiB alloy target of each example.
  • Table 2 shows the film forming conditions for the base-side single layer portion of each example.
  • Table 3 shows the bias voltage of the stacked portion in each example.
  • Table 4 shows the composition of the substrate-side single layer portion of each example.
  • Table 5 shows the composition of the metal (including metalloid) element of the a layer of each example, and Table 6 shows the composition of the metal (including metalloid) element of the b layer of each example.
  • Table 8 shows the film thicknesses t1 and t2, the film thickness ratios t1 / t2 and the stacking periods T in each example.
  • Table 9 shows the results of X-ray diffraction of the part composed of the substrate-side single layer part and the laminated part, the results of electron diffraction of the a layer and b layer of each example, and the tool life of each
  • Comparative Example 1 Implementation was carried out except that the AlCrB alloy target shown in Table 1 was used, the total pressure of the nitrogen gas atmosphere in the decompression vessel 25 during film formation was 2 Pa, the flow rate of nitrogen gas was 700 sccm, and the DC bias voltage was ⁇ 120 V.
  • a coated cutting tool (milling insert) of this comparative example in which only the substrate-side single layer portion was formed on the same type of substrate as in Example 1 was produced, and the tool life and the like were measured.
  • FIG. 9 shows an X-ray diffraction pattern of the substrate-side single layer portion of the coated cutting tool of Comparative Example 1.
  • Comparative Example 2 Other than using the AlCrB alloy target shown in Table 1, the total pressure of the nitrogen gas atmosphere in the decompression vessel 25 during film formation was 3.5 Pa, the flow rate of nitrogen gas was 900 sccm, and the DC bias voltage was ⁇ 120 V. In the same manner as in Example 1, a coated cutting tool (milling insert) of this comparative example in which only the substrate-side single layer portion was formed on the same type of substrate as in Example 1 was produced, and the tool life and the like were measured. did.
  • Comparative Example 3 The same kind of substrate as in Example 1 was used in the same manner as in Example 1 except that an AlCrB alloy target having a low oxygen content (420 ⁇ g / g) shown in Table 1 was used and the DC bias voltage was set to ⁇ 120 V. A coated cutting tool (milling insert) of this comparative example in which only the substrate-side single layer portion was formed was prepared, and the tool life and the like were measured.
  • Comparative Example 4 Similar to Example 1, except that an AlCrB alloy target having an excessive oxygen content (5390 ⁇ g / g) shown in Table 1 was used and the DC bias voltage was set to ⁇ 120 V, a substrate of the same type as that of Example 1 was used. The coated cutting tool (milling insert) of this comparative example in which only the substrate-side single layer portion was formed was produced, and the tool life and the like were measured.
  • Example 14 A coated cutting tool (milling insert) of this example was produced in the same manner as in Example 1 except that a modified layer using a TiB alloy target was not formed on the WC-based cemented carbide substrate, and the tool life and the like were measured. .
  • Examples 15-17 A coated cutting tool (milling insert) of this example was produced in the same manner as in Example 1 except that the AlCrBC alloy target of each example shown in Table 1 was used, and the tool life and the like were measured.
  • Table 1 shows the composition of the target made of the AlCrB alloy or AlCrBC alloy of each example used in Examples 14 to 17 and Comparative Examples 1 to 4, and the TiB alloy target.
  • Table 2 shows the film forming conditions for the base-side single layer portion of each example.
  • Table 3 shows the DC bias voltage applied at the time of film formation of the laminated portion of each example.
  • Table 4 shows the composition of the substrate-side single layer portion of each example.
  • Table 5 shows the composition of the metal (including metalloid) element of the a layer in each example, and Table 6 shows the composition of the metal (including metalloid) element of the b layer in each example.
  • Table 8 shows the film thicknesses t1 and t2, the film thickness ratios t1 / t2 and the stacking periods T in each example.
  • Table 9 shows the result of X-ray diffraction of the hard film portion of each example composed of the substrate-side single layer part and the laminated part, the result of electron diffraction of the a layer and b layer of each example, and the tool life of each example. Shown in Each ratio I (200) / I (111) and each ratio I (311) read from the X-ray diffraction patterns (FIGS. 6 to 9) of the hard coating portions of Examples 1, 4, 6 and Comparative Example 1, respectively. Table 10 shows / I (111).
  • each blade-tip replaceable rotary tool of Examples 1 to 17 had a longer life than each blade-exchangeable rotary tool of Comparative Examples 1 to 4.
  • each blade-tip-replaceable rotary tool of Examples 15 to 17 in which each (AlCrB) NCO film (Table 4) containing 0.01 to 0.03 (atomic ratio) of C was formed as the substrate-side single layer portion. was longer than or equal to that of the blade-tip-replaceable rotary tool of Example 1.
  • the blade-tip replaceable rotary tool of Example 14 in which the modified layer was not formed on the surface of the WC-based cemented carbide base material had a shorter life than the blade-tip replaceable rotary tools of Examples 1 to 13 and Examples 15 to 17 However, the tool life was longer than that of each of the blade replacement type rotary tools of Comparative Examples 1 to 4.
  • the ratio I (200) / I (111) was 0.30 in Example 1, 0.35 in Example 4, and 0.36 in Example 6. In contrast, the ratio I (200) / I (111) of Comparative Example 1 was as large as 0.39.
  • the ratio I (311) / I (111) was 0.06 in Example 1, 0.09 in Example 4, and 0.11 in Example 6. In contrast, the ratio I (311) / I (111) of Comparative Example 1 was as large as 0.18.
  • the substrate side single layer part, the b layer, and the surface side single layer part are formed on substantially the same composition by using a target made of the same AlCrB alloy or AlCrBC alloy, but there is no particular limitation.
  • a target composed of a plurality of AlCrB alloys or AlCrBC alloys having different compositions is used, and the composition of any of the base-side single-layer part, the b-layer of the laminated part, and the surface-side single-layer part is within the scope of the present invention May be changed as appropriate.

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Abstract

硬質皮膜として基材（３１）側から順に基材側単層部（３３）及び積層部（３４）を有する被覆切削工具（４０）。基材側単層部（３３）は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなる。積層部（３４）は、金属（半金属を含む）元素の割合でＴｉが最も多く、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体のａ層と、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、かつ少なくともＣｒとＢを含有する窒化物主体のｂ層とが交互に積層されてなる。ａ層とｂ層との膜厚方向の積層周期は５～１００ｎｍである。基材側単層部（３３）及び積層部（３４）から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなる。

Description

被覆切削工具及びその製造方法
　本発明は、優れた耐摩耗性を発揮する被覆切削工具及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１８年５月３０日に、日本に出願された特願２０１８－１０３４８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　過酷な切削加工（高送り加工、高速加工等）で使用する種々の被覆切削工具が提案されている。
　特許第４７１４１８６号公報（特許文献１）は、基材上に、（ＡｌＣｒＢ）Ｎ若しくは（ＡｌＣｒＢ）ＣＮ及び不可避不純物からなる第一成膜層と、ＳｉＮ、ＳｉＣＮ、ＣＮ若しくはＣＮＢ及び不可避不純物からなる第二成膜層とが交互に各２層以上積層された多層皮膜層を有する被覆切削工具を開示している。
　特表２０１８－５０５３１０号公報（特許文献２）は、基材上に順に、（ＡｌＣｒ）Ｎからなるベース層２１２、（ＡｌＣｒＢ）ＮからなるＡ層と（ＡｌＣｒ）ＮからなるＢ層とを積層してなる多層膜２１６、及び（ＡｌＣｒＢ）Ｎからなる最外層２２０を有するコーティング（段落００２２、００２４、図２）を開示している。
　特許第５６８４８２９号公報（特許文献３）は、基材上に、（ＡｌＣｒＢ）Ｎ個別層と（ＴｉＡｌ）Ｎ個別層とが交互に積層された多層構造を有する多層被覆システム（段落００１４）を開示している。
　特開２００４－１３６４３０号公報（特許文献４）は、（ＴｉＢ）Ｎ皮膜と耐酸化性に優れた（ＴｉＡｌＮ）系硬質皮膜や（ＣｒＡｌ）Ｎ系硬質皮膜とを積層して多層構造にする旨（段落００１７）を開示している。
特許第４７１４１８６号公報 特表２０１８－５０５３１０号公報 特許第５６８４８２９号公報 特開２００４－１３６４３０号公報
　特許文献１、２に記載の被覆切削工具を用いて、例えば炭素鋼（被削材）を切削加工した場合、当該切削工具のＡｌＣｒＮ系皮膜の特性から逃げ面摩耗は抑制されるが、すくい面摩耗が進行し易い。
　特許文献３に記載の多層被覆システム及び特許文献４に記載の被覆工具はいずれも、本発明に係る積層部(a層とｂ層との組合せ）を欠いており、逃げ面摩耗及びすくい面摩耗をバランス良く抑制できない。
　従って、本発明の目的は、従来の（ＡｌＣｒ）Ｎ皮膜または（ＴｉＢ）Ｎ皮膜を形成した被覆切削工具よりも優れた耐摩耗性を発揮する新規で高性能な被覆切削工具及びその製造方法を提供することである。
　本発明の被覆切削工具は、基材上に硬質皮膜を有する被覆切削工具であって、硬質皮膜として基材側から順に基材側単層部及び積層部を有し、基材側単層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなり、積層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＴｉが最も多く、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体のａ層と、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、かつ少なくともＣｒとＢを含有する窒化物主体のｂ層とが交互に積層されてなり、ａ層とｂ層との膜厚方向の積層周期は５～１００ｎｍであり、基材側単層部及び積層部から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなることを特徴とする。
　前記被覆切削工具において、基材側単層部の膜厚（ｔ１）は１．０～５μｍであり、積層部の全体の膜厚（ｔ２）は０．５～２．５μｍであり、基材側単層部と積層部の全体との膜厚比（ｔ１／ｔ２）は１．０～５であることが好ましい。
　前記被覆切削工具において、積層部の上に表面側単層部を有し、表面側単層部の膜厚（ｔ３）は０．３～５μｍであり、基材側単層部、積層部及び表面側単層部から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなり、表面側単層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなることが好ましい。
　前記被覆切削工具において、前記Ｘ線回折パターンにおける（２００）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（２００）と（１１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（１１１）との比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．２～０．３７であることが好ましい。
　前記被覆切削工具において、前記Ｘ線回折パターンにおける（３１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（３１１）と（１１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（１１１）との比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）は０．０３～０．１５であることが好ましい。
　本発明の被覆切削工具の製造方法は、前記被覆切削工具をアークイオンプレーティング法により製造する方法であって、基材側単層部及びｂ層の形成用ターゲットは、不可避的不純物を除いて下記一般式：ＡｌαＣｒ１－α－β－γＢβＣγ（ただし、α、１－α－β－γ、β及びγはそれぞれＡｌ、Ｃｒ、Ｂ及びＣの原子比を表し、０．４≦α≦０．８、０．０４≦β≦０．１６５、及び０≦γ≦０．０３５を満たす数字である。）で表される組成のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなり、ａ層の形成用ターゲットは、不可避的不純物を除いて下記一般式：Ｔｉ１－δＢδ（ただし、１－δ及びδはそれぞれＴｉ及びＢの原子比を表し、０．１≦δ≦０．５を満たす数字である。）で表される組成のＴｉＢ合金からなり、全圧２．７～３．３Ｐａとした窒素ガス雰囲気において、基材温度を４００～５５０℃とし、基材側単層部の形成時に基材に印加するバイアス電圧を－１６０～－１００Ｖとし、及び積層部の形成時に基材に印加するバイアス電圧を－１４０～－８０Ｖとすることを特徴とする。
　前記被覆切削工具の製造方法において、積層部の上に表面側単層部を形成する工程を有し、表面側単層部の形成時に基材に印加するバイアス電圧を－１６０～－１００Ｖとすることが好ましい。
　前記被覆切削工具の製造方法において、表面側単層部の形成用ターゲットとして基材側単層部と同じＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金を用いることが好ましい。
　前記被覆切削工具の製造方法において、積層部の形成にあたり、ａ層の形成用ターゲット及びｂ層用の形成用ターゲットに同時にアーク電流を通電することが好ましい。
　本発明の被覆切削工具は、基材上に硬質皮膜を有し、前記硬質皮膜として基材側から順に基材側単層部及び積層部を有し、基材側単層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなり、積層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＴｉが最も多く、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体のａ層と、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、かつ少なくともＣｒとＢを含有する窒化物主体のｂ層とが交互に積層されてなり、ａ層とｂ層との膜厚方向の積層周期は５～１００ｎｍであり、基材側単層部及び積層部から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなる。このため、従来の（ＡｌＣｒ）Ｎ皮膜または（ＴｉＢ）Ｎ皮膜を形成した被覆切削工具に比べて、逃げ面摩耗及びすくい面摩耗がバランス良く抑制される。この作用により本発明の被覆切削工具は、高性能で長寿命である。
　本発明の被覆切削工具の製造方法によれば、上記本発明の新規で高性能な被覆切削工具を提供することができる。
本発明の被覆切削工具の硬質皮膜の形成に使用し得るアークイオンプレーティング装置の一例を示す正面図である。 本発明の被覆切削工具の断面組織の一例を説明する模式図である。 実施例１の被覆切削工具の断面を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（倍率２０，０００倍）である。 実施例４の被覆切削工具の断面を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（倍率２０，０００倍）である。 実施例６の被覆切削工具の断面を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（倍率２０，０００倍）である。 基材上に基材側単層部及び積層部を被覆した実施例１の被覆切削工具の断面における硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンを示すグラフである。 基材上に基材側単層部、積層部及び表面側単層部を被覆した実施例４の被覆切削工具の断面における硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンを示すグラフである。 基材上に基材側単層部、積層部及び表面側単層部を被覆した実施例６の被覆切削工具の断面における硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンを示すグラフである。 比較例１の被覆切削工具の断面における硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンを示すグラフである。 実施例１の積層部を拡大した透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による暗視野像（倍率１，６００，０００倍）である。 図１０の積層部の位置４におけるａ層のナノビーム回折パターンから解析した結晶構造を示す写真である。 図１０の積層部の位置５におけるｂ層のナノビーム回折パターンから解析した結晶構造を示す写真である。 本発明の被覆切削工具を構成するインサート基材の一例を示す斜視図である。 インサートを装着した刃先交換式回転工具の一例を示す概略図である。
　本発明の実施形態を以下詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではなく、本発明の技術的思想を逸脱しない範囲で、当業者の通常の知識に基づいて適宜変更又は改良を加えても良い。また、１つの実施形態に関する説明は、特に断りがなければ他の実施形態にもそのまま適用できる。
［１］　被覆切削工具
　本実施形態の被覆切削工具は、基材上に硬質皮膜を有し、硬質皮膜として基材側から順に基材側単層部及び積層部を有し、基材側単層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなる。積層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＴｉが最も多く、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体のａ層と、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、かつ少なくともＣｒとＢを含有する窒化物主体のｂ層とが交互に積層されてなる。ａ層とｂ層との膜厚方向の積層周期は５～１００ｎｍである。基材側単層部及び積層部から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなる。
　図２は実施形態の被覆切削工具４０の断面の一例を示す模式図である。被覆切削工具４０は、基材３１と、基材３１の表面に必要に応じて設けられる改質層３２と、改質層３２の上に順に設けられる基材側単層部３３及び積層部３４と、を有する。積層部３４は、ａ層とｂ層とが交互に上記の積層周期で堆積された層である。
　被覆切削工具４０は、少なくとも基材側単層部３３及び積層部３４からなる硬質皮膜を有する。被覆切削工具４０は、基材側単層部３３、積層部３４及び表面側単層部３５から構成される硬質皮膜を有しても良い。前記硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなるのが好ましい。
（Ａ）　基材
　基材は耐熱性に富み、物理蒸着法を適用できる材質である必要がある。基材の材質として、例えば超硬合金、サーメット、高速度鋼、工具鋼または立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）等のセラミックスが挙げられる。基材の材質は、強度、硬度、耐摩耗性、靱性及び熱安定性等の観点から、超硬合金基材又はセラミックス基材が好ましい。超硬合金は炭化タングステン粒子とＣｏまたはＣｏを主体とする合金の結合相とからなる。結合相の含有量は、炭化タングステン及び結合相の各含有量の合計（１００質量％）に対して１～１３．５質量％が好ましく、３～１３質量％がより好ましい。超硬合金中の結合相の含有量が、１質量％未満では靭性が不十分であり、１３．５質量％超では硬度（耐摩耗性）が不十分である。焼結後の基材の未加工面、研磨加工面及び刃先処理加工面のいずれにも本実施形態の硬質皮膜を形成できる。
（Ｂ）　超硬合金基材の改質層
　基材が超硬合金の場合、基材表面にＴｉＢ合金のターゲットから発生したイオンを照射し（以後、イオンボンバードともいう）、平均厚さ１～１０ｎｍのｆｃｃ構造を有する改質層を形成するのが好ましい。超硬合金は主成分の炭化タングステンがｈｃｐ構造を有するが、改質層は基材側単層部と同じｆｃｃ構造からなる。超硬合金の基材と改質層とは、それらの境界（界面）における結晶格子縞の好ましくは３０％以上、さらに好ましくは５０％以上、特に好ましくは７０％以上の部分が連続する。この構造により、改質層を介して超硬合金の基材と基材側単層部とが強固に密着する。
　改質層を有する被覆切削工具では、ｆｃｃ構造を持つ改質層が高密度の薄層状に形成されるので破壊の起点になりにくい。改質層の平均厚さが、１ｎｍ未満では硬質皮膜の基材への密着力の向上効果が十分に得られず、１０ｎｍ超では逆に密着力が悪化する。改質層の平均厚さは２～９ｎｍがさらに好ましい。
（Ｃ）　硬質皮膜
（１）　組成
（ａ）　基材側単層部及び表面側単層部
　本実施形態の基材側単層部及び表面側単層部はいずれも、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなる。前記のＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であることにより当該皮膜の耐摩耗性が向上する。当該皮膜の耐摩耗性を向上するために、前記のＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）は０．９０～０．９９が好ましく、Ａｌの含有比率（原子比）は０．５以上が好ましく、Ｂの含有比率（原子比）は０．０１以上が好ましい。前記のＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）、Ａｌの含有比率（原子比）及びＢの含有比率（原子比）が前記特定範囲を外れると耐摩耗性が低下する。なお、「窒化物主体」とは、Ｎの含有比率（原子比）が、非金属元素の含有比率（原子比）の合計１に対して０．５以上であることを意味し、Ｎの含有比率（原子比）は０．６以上であることが好ましい。
　基材側単層部及び表面側単層部が（ＡｌＣｒＢ）Ｎ皮膜、（ＡｌＣｒＢ）ＮＯ皮膜または（ＡｌＣｒＢ）ＮＣＯ皮膜の場合、当該皮膜の組成は不可避的不純物を除いて下記一般式：（ＡｌｘＣｒ１－ｘ－ｙＢｙ）Ｎ１－ｅ－ｆＣｅＯｆ（ただし、ｘ、１－ｘ－ｙ、ｙ、１－ｅ－ｆ、ｅ及びｆはそれぞれＡｌ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎ、Ｃ及びＯの原子比を表し、０．５≦ｘ≦０．７５、０．０１≦ｙ≦０．１、０≦ｅ≦０．０３、及び０≦ｆ≦０．０１０を満たす数字である。）により表されるのが好ましい。金属（半金属元素を含む）元素、Ｎ及びＯの含有量は後述のＥＰＭＡ及びＴＥＭ－ＥＤＳ（以後、ＥＤＳともいう）を併用して分析することができる。Ｃの含有量は後述のＥＰＭＡにより分析することができる。
　Ａｌの原子比ｘの範囲は０．５～０．７５であるのが好ましい。ｘが０．５未満ではＡｌの含有量が少なすぎるため、当該皮膜の耐酸化性が損なわれる。一方、ｘが０．７５を超えると当該皮膜中に軟質なｈｃｐ構造の結晶相が形成されて耐摩耗性が損なわれる。ｘは０．５０～０．７４であるのがさらに好ましい。
　Ｃｒの原子比１－ｘ－ｙの範囲は０．４９～０．１５であるのが好ましい。１－ｘ－ｙが０．１５未満ではＡｌの含有量が多すぎるため、当該皮膜中に軟質なｈｃｐ構造の結晶相が形成されて耐摩耗性が損なわれる。一方、１－ｘ－ｙが０．４９を超えると当該皮膜中のＡｌの含有量が過少になるため耐酸化性が損なわれる。１－ｘ－ｙは０．４９～０．１８であるのがさらに好ましい。
　Ｂの原子比ｙの範囲は０．０１～０．１であるのが好ましい。ｙが０．０１未満では添加効果が得られず、当該皮膜の潤滑性が損なわれる。一方、ｙが０．１を超えると当該皮膜が脆化する。ｙは０．０１～０．０８であるのがさらに好ましい。
　本実施形態の（ＡｌＣｒＢ）Ｎ皮膜、（ＡｌＣｒＢ）ＮＯ皮膜及び（ＡｌＣｒＢ）ＮＣＯ皮膜に含まれるＮの原子比１－ｅ－ｆは１～０．９６であるのが好ましい。１－ｅ－ｆが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐摩耗性が低下しやすい。１－ｅ－ｆは０．９９８～０．９６であるのがさらに好ましい。
　本実施形態の（ＡｌＣｒＢ）Ｎ皮膜、（ＡｌＣｒＢ）ＮＯ皮膜及び（ＡｌＣｒＢ）ＮＣＯ皮膜に含まれるＯの原子比ｆはいずれも０．０１０以下であるのが好ましい。ｆが、０．０１０を超えると酸素含有量が過多になり、当該皮膜の耐摩耗性が低下しやすい。ｆは、０．００２～０．０１０であるのがさらに好ましい。
　本実施形態の（ＡｌＣｒＢ）ＮＣＯ皮膜に含まれるＣの原子比ｅは０．０３以下であるのが好ましい。ｅが、０．０３を超えると当該皮膜の耐摩耗性が低下する。当該皮膜の耐摩耗性を向上するためにｅは０．０１～０．０３であるのがさらに好ましい。上記の（ＡｌＣｒＢ）Ｎ皮膜及び（ＡｌＣｒＢ）ＮＯ皮膜の場合、ｅは０．０１未満の不可避的不純物レベル（例えば０．００１～０．００９程度）が許容される。
（ｂ）　積層部
　本実施形態の積層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＴｉが最も多く、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体のａ層と、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、かつ少なくともＣｒとＢを含有する窒化物主体のｂ層とが交互に積層されてなる。ａ層において、Ｔｉの含有比率（原子比）は０．６５以上であるのが好ましく、Ｂの含有比率（原子比）は０．０１以上であるのが好ましい。ｂ層において、Ａｌの含有比率（原子比）は０．４２以上であるのが好ましく、Ｃｒの含有比率（原子比）は０．１以上であるのが好ましく、Ｂの含有比率（原子比）は０．０１以上であるのが好ましい。ａ層及びｂ層における各元素の含有比率（原子比）が前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐摩耗性が低下しやすい。なお、「窒化物主体」とは、Ｎの含有比率（原子比）が、非金属元素の含有比率（原子比）の合計１に対して０．５以上であることを意味し、Ｎの含有比率（原子比）は０．６以上であることが好ましい。
　ａ層の金属（半金属を含む）元素の組成は、不可避的不純物を除いて下記一般式：（Ｔｉ１－ｐ－ｑ－ｒＢｐＡｌｑＣｒｒ）（ただし、１－ｐ－ｑ－ｒ、ｐ、ｑ及びｒはそれぞれＴｉ、Ｂ、Ａｌ及びＣｒの原子比を表し、０．０１≦ｐ≦０．０５、０．０２≦ｑ≦０．２、及び０．０１≦ｒ≦０．１を満たす数字である。）により表されるのが好ましい。
　Ｔｉの原子比１－ｐ－ｑ－ｒは０．９６～０．６５であるのが好ましい。１－ｐ－ｑ－ｒが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐すくい面摩耗性が低下する。１－ｐ－ｑ－ｒは０．９６～０．８であるのがさらに好ましい。
　Ｂの原子比ｐは０．０１～０．０５であるのが好ましい。ｐが、前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐すくい面摩耗性が低下する。ｐは０．０１～０．０３であるのがさらに好ましい。
　Ａｌの原子比ｑは０．０２～０．２であるのが好ましい。ｑが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐すくい面摩耗性が低下する。ｑは０．０２～０．１２であるのがさらに好ましい。
　Ｃｒの原子比ｒは０．０１～０．１であるのが好ましい。ｒが、前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐すくい面摩耗性が低下する。ｒは０．０１～０．０５であるのがさらに好ましい。
　ｂ層の金属（半金属を含む）元素の組成は、不可避的不純物を除いて下記一般式：（Ａｌ１－ｓ－ｔ－ｕＣｒｓＢｔＴｉｕ）（ただし、１－ｓ－ｔ－ｕ、ｓ、ｔ及びｕはそれぞれＡｌ、Ｃｒ、Ｂ、及びＴｉの原子比を表し、０．１≦ｓ≦０．４、０．０１≦ｔ≦０．０８、及び０．０３≦ｕ≦０．１を満たす数字である。）により表されるのが好ましい。
　Ａｌの原子比１－ｓ－ｔ－ｕは０．８６～０．４２であるのが好ましい。１－ｓ－ｔ－ｕが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐逃げ面摩耗性が低下する。１－ｐ－ｑ－ｒは０．８４～０．４４であるのがさらに好ましい。
　Ｃｒの原子比ｓは０．１～０．４であるのが好ましい。ｓが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐逃げ面摩耗性が低下する。ｓは０．１２～０．４０であるのがさらに好ましい。
　Ｂの原子比ｔは０．０１～０．０８であるのが好ましい。ｔが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐逃げ面摩耗性が低下する。ｔは０．０１～０．０７であるのがさらに好ましい。
　Ｔｉの原子比ｕは０．０３～０．１であるのが好ましい。ｕが前記特定範囲を外れると当該皮膜の耐逃げ面摩耗性が低下する。ｕは０．０３～０．０９であるのがさらに好ましい。
　ａ層及びｂ層はいずれも窒化物主体の硬質皮膜である。ａ層及びｂ層の非金属元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）についてＥＤＳ分析したところ、Ｃの含有は定性分析により確認されたが、Ｃ含有量の測定結果は安定せず、Ｃの正確な定量分析はできなかった。しかし、ａ層及びｂ層のＮ、Ｃ及びＯの各含有比率（原子比）についてはＮが主体であることが分かった。すなわち、ａ層及びｂ層において、Ｎ、Ｃ及びＯの各含有比率（原子比）の合計１に対してＮの含有比率（原子比）は０．５以上であり、好ましい例ではＮの含有比率（原子比）は０．６以上であった。このため、後述の表５、表６ではａ層及びｂ層の組成をいずれも金属（半金属を含む）元素の組成のみで示した。
（ｃ）　硬質皮膜におけるＢ添加の効果
　基材側単層部、積層部のａ層及びｂ層、及び表面側単層部において、前記特定範囲のＢ含有量とすることにより、各皮膜の結晶粒の格子歪が増加する。この作用により、Ｂ添加された硬質皮膜において、皮膜硬度、耐摩耗性及び工具寿命がいずれも向上する。
（ｄ）　硬質皮膜におけるＣ添加の効果
　基材側単層部、積層部のａ層及びｂ層、及び表面側単層部において、前記特定範囲のＢ含有量とすることを前提に、前記特定範囲のＣ含有量とすることにより、各皮膜の結晶粒の格子歪がさらに増加する。この作用により、Ｃ添加された硬質皮膜では、皮膜硬度、耐摩耗性及び工具寿命がいずれもさらに向上する。
（２）　膜厚
　本実施形態の基材側単層部の膜厚（ｔ１）は積層部の全体の膜厚（ｔ２）より大きい。さらに、ｔ１は１．０～５μｍであるのが好ましい。ｔ１が、１．０μｍ未満では逃げ面摩耗が進みやすく、５μｍ超では基材側単層部の密着力が顕著に低下する。ｔ１は１．２～５．０μｍであるのがさらに好ましい。
　積層部の全体の膜厚（ｔ２）は０．５～２．５μｍであるのが好ましい。ｔ２が、０．５μｍ未満ではすくい面摩耗が進みやすく、２．５μｍ超では積層部の密着力が低下する。ｔ２は０．８～２．２μｍであるのがさらに好ましい。
　本実施形態の表面側単層部の膜厚（ｔ３）は０．３～５μｍであるのが好ましい。ｔ３が、０．３μｍ未満では逃げ面摩耗の抑制効果が得られず、５μｍ超では表面側単層部３５と積層部３４との密着力が顕著に低下する。ｔ３は０．５～４．５μｍであるのがさらに好ましい。
　本実施形態の基材側単層部と積層部の全体との膜厚比（ｔ１／ｔ２）は１．０～５であるのが好ましい。本実施形態の表面側単層部と積層部の全体との膜厚比（ｔ３／ｔ２）は０．３～４であるのが好ましい。本実施形態の基材側単層部及び表面側単層部の各膜厚の合計と積層部の全体の膜厚との比（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２は１．０～１０であるのが好ましい。各膜厚比ｔ１／ｔ２、ｔ３／ｔ２、及び（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２がそれぞれ上記特定範囲を外れると優れた耐逃げ面摩耗性及び耐すくい面摩耗性を両立しづらくなる。ｔ１／ｔ２は１．２～５であるのがさらに好ましい。ｔ３／ｔ２は０．５～３であるのがさらに好ましい。（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２は１．２～８であるのがさらに好ましい。
　特に限定されないが、本実施形態の積層部を構成するａ層の膜厚（ｔａ）及びｂ層の膜厚（ｔｂ）はいずれも３～３０ｎｍであるのが好ましい。ｔａ及びｔｂが上記特定範囲を外れると優れた耐逃げ面摩耗性及び耐すくい面摩耗性を両立しづらくなる。ｔａ及びｔｂはいずれも４～２８ｎｍであるのがさらに好ましい。
　表面側単層部と基材側単層部との膜厚比（ｔ３／ｔ１）は０．１～１．５であるのが好ましい。ｔ３／ｔ１が上記特定範囲を外れると優れた耐逃げ面摩耗性及び耐すくい面摩耗性を両立しづらくなる。ｔ３／ｔ１は０．２～１．２であるのがさらに好ましい。
　平坦ではない基材側単層部、積層部及び表面側単層部の「膜厚」は「算術平均厚さ」を意味する。
（３）　積層部の積層周期
　本実施形態の積層部のａ層及びｂ層の積層周期Ｔは、図２に示すように、任意のａ層１層の下端から隣接する直上のｂ層１層の上端までの膜厚方向の距離（厚さ）である。Ｔは５～１００ｎｍである。Ｔが５ｎｍ未満及び１００ｎｍ超ではいずれも当該皮膜の耐摩耗性が低下する。Ｔは１０～９０ｎｍであるのが好ましく、２０～８０ｎｍであるのがさらに好ましい。
　なお、積層部において、ａ層とｂ層との相互拡散によってａ層とｂ層の境界が不明瞭になる場合がある。この場合、積層周期Ｔを、積層部において隣接する３層（例えば順に積層されるａ層、ｂ層、及びａ層）において、ｂ層を挟んで配置される２つのａ層の積層方向における距離として計測することもできる。２つのａ層間の距離は、各々のａ層の厚さ方向の中点同士を結んだ距離である。
（４）　結晶構造
　本実施形態の基材側単層部及び積層部から構成される硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなる。さらに、本実施形態の基材側単層部、積層部及び表面側単層部から構成される硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなるのが好ましい。すなわち、本実施形態の前記硬質皮膜の部分がｆｃｃの結晶相であることにより、被覆切削工具としての高性能化、長寿命化に寄与する。なお、Ｘ線回折パターンに現れない範囲であれば、硬質皮膜内にｆｃｃ以外の微小相が存在していても構わない。積層部のみの結晶構造は微小相の検出が可能な電子回折（ＴＥＭ）により同定できる。高性能化、長寿命化の点から、前記電子回折において、積層部はｆｃｃを主構造とするのが好ましく、ｆｃｃの単一構造からなるのがさらに好ましい。
　上記Ｘ線回折パターンにおいて、（２００）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（２００）と（１１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（１１１）との比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．２～０．３７であるのが好ましい。比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が上記特定範囲を外れると逃げ面摩耗及びすくい面摩耗をバランス良く抑制することが困難になる。比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．２５～０．３６であるのがさらに好ましい。
　上記Ｘ線回折パターンにおいて、（３１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（３１１）と（１１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（１１１）との比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）は０．０３～０．１５であるのが好ましい。比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）が上記特定範囲を外れると逃げ面摩耗及びすくい面摩耗をバランス良く抑制することが困難になる。比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）は０．０６～０．１２であるのがさらに好ましい。
（Ｄ）　メカニズム
　本発明者は、高性能で長寿命なナノ積層皮膜を鋭意検討した結果、（ｉ）基材上に上記特定組成の基材側単層部を形成したこと、（ｉｉ）基材側単層部の上に上記特定組成のａ層とｂ層とを交互に積層するとともに両層の膜厚方向の積層周期Ｔを５～１００ｎｍとしたこと、及び（ｉｉｉ）基材側単層部及び積層部から構成される部分のＸ線回折パターンがｆｃｃの単一構造からなることにより、従来に比べて逃げ面摩耗及びすくい面摩耗をバランス良く顕著に抑制できることを発見した。即ち、十分解明できていないものの、基材側単層部及びｂ層が主に逃げ面摩耗を抑制し、ａ層が主にすくい面摩耗（クレータ摩耗）を抑制することが分かった。さらに、表面側単層部が形成されると逃げ面摩耗の抑制効果がより向上することが分かった。
　また、上記のとおり、比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．２～０．３７である場合に、逃げ面摩耗及びすくい面摩耗をバランス良く抑制できることが分かった。基材側単層部及び積層部、さらには表面側単層部を構成する各皮膜の多結晶粒において、相対的に（２００）面配向が抑制され、（１１１）面配向が増加したことにより、本実施形態の被覆切削工具が高性能で長寿命になったと考えられる。
　また、比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．２～０．３７であることを前提に、比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）は０．０３～０．１５である場合に、逃げ面摩耗及びすくい面摩耗をバランス良くさらに抑制できることが分かった。基材側単層部及び積層部、さらには表面側単層部を構成する各皮膜の多結晶粒において、相対的に（３１１）面配向が抑制され、（１１１）面配向が増加したことにより、本実施形態の被覆切削工具が高性能で長寿命になったと考えられる。
［２］　成膜装置
　本実施形態の硬質皮膜の形成にはアークイオンプレーティング（以後、ＡＩともいう）装置を使用することができる。ＡＩ装置は、例えば図１に示すように、減圧容器２５と、絶縁物１４を介して減圧容器２５に取り付けられたアーク放電式蒸発源１３，２７と、各アーク放電式蒸発源１３，２７に取り付けられたターゲット１０，１８と、各アーク放電式蒸発源１３，２７に接続されたアーク放電用電源１１，１２と、軸受け部２４を介して減圧容器２５の内部まで貫通する回転自在の支柱６と、基材７を保持するために支柱６に支持された保持具８と、支柱６を回転させる駆動部１と、基材７にバイアス電圧を印加するバイアス電源３とを具備する。減圧容器２５には、ガス導入部２及び排気口１７が設けられている。アーク点火機構１６，１６は、アーク点火機構軸受部１５，１５を介して減圧容器２５に取り付けられている。減圧容器２５内に導入したガス（アルゴンガス、窒素ガス等）のイオン化のために、フィラメント型の電極２０が絶縁物１９，１９を介して減圧容器２５に取り付けられている。ターゲット１０と基材７との間には、遮蔽板軸受け部２１を介して減圧容器２５に遮蔽板２３が設けられている。遮蔽板２３は遮蔽板駆動部２２により例えば上下または左右方向に移動し、遮蔽板２３がターゲット１０と基材７との間に存在しない状態にされた後に、本実施形態の硬質皮膜の形成が行われる。
（Ａ）　基材側単層部及び表面側単層部の形成用ターゲット
（１）　ＡｌＣｒＢ合金及びＡｌＣｒＢＣ合金の組成
　本実施形態の基材側単層部、ｂ層及び表面側単層部（以後、基材側単層部等ともいう）の形成用のターゲットとして使用するＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金は、例えば所定組成のＡｌ粉末またはＡｌＣ粉末及びＣｒＢ合金粉末を用いて、下記のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金の組成に配合及び混合し、得られた混合粉末を成形し、得られた成形体を焼結して得られる。上記工程により作製されるＡｌＣｒＢ焼結体合金またはＡｌＣｒＢＣ焼結体合金の含有酸素量は、例えばＡｌ粉末またはＡｌＣ粉末及びＣｒＢ合金粉末の粒径、及び配合工程から焼結工程までを非酸化性雰囲気（例えば、アルゴンガス雰囲気または真空度１～１０×１０－３Ｐａの雰囲気）で行うことにより適宜調整することができる。
　ＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金は、不可避的不純物を除いて下記一般式：ＡｌαＣｒ１－α－β－γＢβＣγ（ただし、α、１－α－β－γ、β及びγはそれぞれＡｌ、Ｃｒ、Ｂ及びＣの原子比を表し、０．４≦α≦０．８、０．０４≦β≦０．１６５、及び０≦γ≦０．０３５を満たす数字である。）により表される組成を有するのが好ましい。α、β及びγをそれぞれ上記特定範囲内にすることにより本実施形態の基材側単層部等を成膜することができる。
　Ａｌの原子比αの範囲は０．４～０．８であるのが好ましい。αが０．４未満では基材側単層部等のＡｌ含有量が少なすぎるため、基材側単層部等の耐酸化性が損なわれる。一方、αが０．８を超えると基材側単層部等に軟質なｈｃｐ構造の結晶相が形成されて耐摩耗性が損なわれる。αの範囲は０．４５～０．７８であるのがさらに好ましい。
　Ｃｒの原子比１－α－β－γの範囲は０．５６以下であるのが好ましい。１－α－β－γが０．５６を超えると基材側単層部等のＡｌ含有量が過少になり耐酸化性が損なわれる。１－α－β－γの範囲は０．４８５～０．０２５であるのがさらに好ましい。
　Ｂの原子比βの範囲は０．０４～０．１６５であるのが好ましい。βが０．０４未満ではＢの添加効果が得られない。一方、βが０．１６５を超えると基材側単層部等がＸ線回折パターンにおいてｆｃｃの単一構造を保持できない。βの範囲は０．０５～０．１６であるのがさらに好ましい。
　Ｃの原子比γは０．０３５以下が好ましい。γが０．０３５を超えると被覆切削工具が短寿命になる。γの範囲は０．０１５～０．０３５がさらに好ましい。
（２）　ＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金の酸素含有量
　ＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金の酸素含有量は２０００～４０００μｇ／ｇであるのが好ましい。酸素含有量が２０００μｇ／ｇ未満及び４０００μｇ／ｇ超ではいずれも、基材側単層部等のＯの原子比ｆが０．００２未満または０．０１０超になる。ＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金の酸素含有量は、２０５０～３９００μｇ／ｇであるのがさらに好ましく、２１００～３８００μｇ／ｇであるのが特に好ましい。
（Ｂ）　ＴｉＢ合金ターゲット
　本実施形態の改質層及びａ層を形成するためのＴｉＢ合金ターゲットは、不可避的不純物を除いて下記一般式：Ｔｉ１－δＢδ（ただし、１－δ及びδはそれぞれＴｉ及びＢの原子比を表し、０．１≦δ≦０．５を満たす。）で表される組成を有するのが好ましい。δが０．１未満では脱炭層が形成されてｆｃｃ構造の改質層が得られない。δが０．５を超えるとｆｃｃ構造の改質層が得られない。δは０．１０～０．３であるのがさらに好ましい。
（Ｃ）　アーク放電式蒸発源及びアーク放電用電源
　図１に示すように、アーク放電式蒸発源１３，２７はそれぞれ改質層若しくはａ層形成用のＴｉＢ合金からなるターゲット１０、及び基材側単層部等形成用のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなるターゲット１８を備える。例えば、ターゲット１０若しくはターゲット１８に、アーク電流として直流電流若しくはパルス電流を通電する。図示していないが、アーク放電式蒸発源１３、２７に磁場発生手段（電磁石及び／又は永久磁石とヨークとからなる構造体）を設け、基材７の近傍に数十Ｇ（例えば１０～５０Ｇ）の磁場分布を形成するのが好ましい。
　本実施形態の硬質皮膜の成膜時に発生するドロップレットは硬質皮膜の破壊の起点となる。そのため、１５０～２５０Ａの直流アーク電流をＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなるターゲット１８及びＴｉＢ合金からなるターゲット１０に通電してドロップレットの過剰発生を抑えることが好ましい。
（Ｄ）　バイアス電源
　図１に示すように、基材７にバイアス電源３からバイアス電圧を印加する。
［３］　成膜条件
　本実施形態のイオンボンバードの条件、及び硬質皮膜の成膜条件を工程ごとに以下に詳述するが、特に限定されるものではない。
（Ａ）　基材のクリーニング工程
　図１に示すＡＩ装置の保持具８上に基材７をセットした後、減圧容器２５内を１～５×１０－２Ｐａ（例えば１．５×１０－２Ｐａ）に保持しながら、ヒーター（図示せず）により基材７を２５０～６５０℃の温度に加熱する。図１では円柱体で示しているが、基材７はソリッドタイプのエンドミルまたはインサート等の種々の形状を取り得る。基材７は、例えばＷＣ基超硬合金からなる。基材７を加熱して昇温した後、アルゴンガスを減圧容器２５内に導入して０．５～１０Ｐａ（例えば２Ｐａ）のアルゴンガス雰囲気とする。この状態で基材７にバイアス電源３により－２５０～－１５０Ｖの直流バイアス電圧またはパルスバイアス電圧を印加して基材７の表面をアルゴンイオンによりボンバードしてクリーニングする。
　基材温度が２５０℃未満ではアルゴンイオンによるエッチング効果がなく、また６５０℃超では成膜工程時に基材温度を所定条件に設定することが困難である。基材温度は基材に埋め込んだ熱電対により測定する（以降の工程でも同様）。減圧容器２５内のアルゴンガスの圧力が０．５～１０Ｐａの範囲外であると、アルゴンイオンによるボンバード処理が不安定になる。直流バイアス電圧またはパルスバイアス電圧が、－２５０Ｖ未満では基材にアーキングの発生が起こり、－１５０Ｖ超ではボンバードのエッチングによるクリーニング効果が十分に得られない。
（Ｂ）　改質層形成工程
　基材７への改質層の形成は、ＴｉＢ合金のターゲット１０を用いた基材７へのイオンボンバードにより行う。基材７のクリーニング後に、減圧容器２５内を流量が３０～１５０ｓｃｃｍのアルゴンガス雰囲気とする。アーク放電式蒸発源１３に取り付けたＴｉＢ合金のターゲット１０の表面にアーク放電用電源１１から５０～１００Ａのアーク電流（直流電流）を通電する。基材７を４５０～７５０℃の温度に加熱するとともに、バイアス電源３から基材７に－１０００～－６００Ｖの直流バイアス電圧を印加する。ＴｉＢ合金のターゲット１０を用いたイオンボンバードにより、Ｔｉイオン及びＢイオンが基材７に照射される。
　基材７の温度が４５０～７５０℃の範囲外ではｆｃｃ構造の改質層が形成されないか、若しくは基材７の表面に脱炭層が形成されて基材側単層部との密着力が著しく低下する。減圧容器２５内のアルゴンガスの流量が３０ｓｃｃｍ未満では基材７に入射するＴｉイオン等のエネルギーが強すぎて、基材７の表面に脱炭層が形成され、基材側単層部との密着性を損なう。一方、アルゴンガスの流量が１５０ｓｃｃｍ超ではＴｉイオン等のエネルギーが弱まり、改質層が形成されない。
　アーク電流が、５０Ａ未満ではアーク放電が不安定になり、１００Ａ超では基材７の表面にドロップレットが多数形成されて基材側単層部との密着性を損なう。直流バイアス電圧が、－１０００Ｖ未満ではＴｉイオン等のエネルギーが強すぎて基材７の表面に脱炭層が形成され、－６００Ｖ超では基材表面に改質層が形成されない。
（Ｃ）　硬質皮膜の成膜工程
（１）　基材側単層部の成膜
　基材７の上、又は改質層を形成した場合は改質層の上に、本実施形態の基材側単層部を形成する。この際、窒素ガスを使用し、アーク放電式蒸発源２７に取り付けたＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなるターゲット１８の表面にアーク放電用電源１２からアーク電流を通電する。同時に、下記温度に制御した基材７にバイアス電源３から直流バイアス電圧またはユニポーラパルスバイアス電圧を印加する。
（ａ）　基材温度
　本実施形態の基材側単層部の成膜時の基材温度を４００～５５０℃にする。基材温度が４００℃未満では基材側単層部が十分に結晶化しないため、基材側単層部が十分な潤滑性及び耐摩耗性を有しない。また、残留応力の増加により皮膜剥離の原因となる。一方、基材温度が５５０℃超では基材側単層部の結晶粒の微細化が過度に促進されて潤滑性及び耐摩耗性が損なわれる。基材温度は４８０～５４０℃が好ましい。
（ｂ）　窒素ガスの圧力
　本実施形態の基材側単層部の成膜ガスとして窒素ガスを使用する。窒素ガスの圧力（全圧）は２．７～３．３Ｐａにする。窒素ガスの圧力が２．７Ｐａ未満では、基材側単層部の窒化が不十分になり、窒化されない異相の存在により被覆切削工具の短寿命化を招くほか、基材側単層部の酸素含有量が過多になる。一方、窒素ガスの圧力が３．３Ｐａ超では、基材側単層部の酸素含有量が過少になり、軟化を招く。窒素ガスの圧力は、２．８～３．２Ｐａにするのが好ましく、２．９～３．１Ｐａにするのがさらに好ましい。
（ｃ）　窒素ガスの流量
　窒素ガスの流量は７５０～９００ｓｃｃｍにするのが好ましい。窒素ガスの流量が７５０ｓｃｃｍ未満及び９００ｓｃｃｍ超ではいずれも上記窒素ガスの圧力（全圧）を２．７～３．３Ｐａに調整するのが困難になる。窒素ガスの流量は７７０～８８０ｓｃｃｍにするのがさらに好ましい。
（ｄ）　基材に印加するバイアス電圧
　本実施形態の基材側単層部を形成するために、基材に直流又はユニポーラパルスのバイアス電圧を印加するのが好ましい。バイアス電圧は－１６０～－１００Ｖにするのが好ましい。バイアス電圧が－１６０Ｖ未満ではＢ含有量が著しく低下する。一方、バイアス電圧が－１００Ｖ超では被覆切削工具が短寿命になる。バイアス電圧は－１５０～－１１０Ｖにするのがさらに好ましい。
　ユニポーラパルスバイアス電圧の場合、バイアス電圧はゼロから負側への立ち上がりの急峻な部分を除いた負のピーク値を意味する。ユニポーラパルスバイアス電圧の周波数は、２０～５０ｋＨｚが好ましく、３０～４０ｋＨｚがさらに好ましい。
（ｅ）　アーク電流
　基材側単層部の成膜時のドロップレットを抑制するために、ターゲット１８に通電するアーク電流（直流電流）は１５０～２５０Ａにするのが好ましい。アーク電流が、１５０Ａ未満ではアーク放電が不安定になり、２５０Ａ超ではドロップレットが顕著に増加して基材側単層部の耐摩耗性が悪化する。アーク電流は１６０～２４０Ａにするのがさらに好ましい。
（２）　積層部の成膜
　基材側単層部の上に、本実施形態の積層部を形成する。積層部を最外層にしても良い。具体的には、基材側単層部の成膜を継続しつつ、ターゲット１８（ＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金）に加えてターゲット１０（ＴｉＢ合金）にアーク電流を通電することにより、ａ層とｂ層とが交互に堆積された本実施形態の積層部を形成する。積層部特有の成膜条件は以下の（ｉ）、（ｉｉ）のみであり、その他は基材側単層部の成膜条件と同一である。
（ｉ）基材に印加するバイアス電圧を－１４０～－８０Ｖにするのが好ましい。積層部の成膜時に基材に印加するバイアス電圧を基材側単層部のバイアス電圧より正電圧側にシフト（このシフトは５～３０Ｖが好ましい）することにより、積層部のｂ層の組成が基材側単層部及び表面側単層部の組成に比較してＡｌリッチになる。この構造により、高性能で長寿命の被覆切削工具を得られる。バイアス電圧が、－１４０Ｖ未満ではＢ含有量が大きく低下し、－８０Ｖ超では被覆切削工具が短寿命になる。バイアス電圧のさらに好ましい範囲は－１３０～－９０Ｖである。
（ｉｉ）積層部の成膜時に、ターゲット１８及びターゲット１０に同時にアーク電流を通電するのが実用的である。
（３）　表面側単層部の成膜
　積層部の上に、必要に応じて本実施形態の表面側単層部を形成する。例えば、成膜時間を調整して、表面側単層部と基材側単層部との膜厚比ｔ３／ｔ１を０．１～１．５に設定するのが好ましい。これ以外は上記基材側単層部の成膜条件と同一である。
（４）　積層部または表面側単層部の上層
　積層部または表面側単層部を最外層にしても良いが、必要に応じて積層部または表面側単層部の上に、例えば公知の硬質皮膜を少なくとも一層設けても良い。公知の硬質皮膜として、例えば（ＴｉＡｌ）Ｎ、（ＴｉＡｌＣｒ）Ｎ、（ＴｉＡｌＮｂ）Ｎ、（ＴｉＡｌＷ）Ｎ、（ＴｉＳｉ）Ｎ、（ＴｉＢ）Ｎ、ＴｉＣＮ、Ａｌ２Ｏ３、Ｃｒ２Ｏ３、（ＡｌＣｒ）Ｎ、及び（ＡｌＣｒＳｉ）Ｎからなる群から選ばれた少なくとも一層の硬質皮膜が例示される。
　本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明は勿論それらに限定されない。以下の実施例及び比較例において、ターゲットの金属元素及び半金属元素の組成は特に断りがなければ蛍光Ｘ線法による測定値であり、含有酸素量はキャリアガス法（carrier gas hot extraction method）による測定値である。また、実施例では硬質皮膜の基材としてインサートを用いたが、勿論本発明はそれらに限定される訳ではなく、インサート以外の切削工具（エンドミル、ドリル等）にも適用可能である。
　実施例１
（１）　基材のクリーニング
　８．０質量％のＣｏを含有し、残部がＷＣ及び不可避的不純物からなる組成を有するＷＣ基超硬合金製の仕上げミーリングインサート基材（図１３に示す三菱日ツール株式会社製のＺＤＦＧ３００－ＳＣ）、及び物性測定用インサート基材（三菱日立ツール株式会社製のＳＮＭＮ１２０４０８）を、図１に示すＡＩ装置の保持具８上にセットし、真空排気と同時にヒーター（図示せず）で５５０℃まで加熱した。その後、アルゴンガスを５００ｓｃｃｍ（ｓｃｃｍは１ａｔｍ及び２５℃におけるｃｃ／分、以後同様）の流量で導入して減圧容器２５内の圧力を２．０Ｐａに調整するとともに、前記各基材（以後、基材７ともいう）に－２００Ｖの直流バイアス電圧を印加してアルゴンイオンのボンバードによるエッチングにより基材７のクリーニングを行った。
（２）　ＴｉＢ合金ターゲットを用いた改質層の形成
　基材温度を５５０℃に保持したまま、アルゴンガスの流量を７０ｓｃｃｍとし、組成がＴｉ０．８５Ｂ０．１５（原子比）で表されるＴｉＢ合金のターゲット１０をアーク放電用電源１１が接続されたアーク放電式蒸発源１３に配置した。バイアス電源３により基材７に－８００Ｖの直流電圧を印加するとともに、ターゲット１０の表面にアーク放電用電源１１から７５Ａのアーク電流（直流電流）を流し、基材７の表面に平均厚さ５ｎｍの改質層を形成した。改質層の平均厚さの測定は特許第５９６７３２９号に記載の方法で行った。
（３）　基材側単層部の形成
　Ａｌ０．５５Ｃｒ０．３５Ｂ０．１０（原子比）の金属元素及び半金属元素の組成、及び酸素含有量が２３００μｇ／ｇのＡｌＣｒＢ焼結体合金からなるターゲット１８を、図１のアーク放電用電源１２が接続されたアーク放電式蒸発源２７に配置した。基材７の温度を４５０℃に設定するとともに、窒素ガス雰囲気とした減圧容器２５内の窒素ガスの全圧を３．０Ｐａにし、及び窒素ガスの流量を８００ｓｃｃｍに調整した。
　バイアス電源３により基材７に－１４０Ｖの直流電圧を印加するとともに、ターゲット１８にアーク放電用電源１２から２００Ａの直流アーク電流を流し、基材７の上に基材側単層部として、（Ａｌ０．６０Ｃｒ０．３８Ｂ０．０２）Ｎ０．９９４Ｏ０．００６（原子比）の組成を有する膜厚（ｔ１）２．０μｍの基材側単層部を形成した。
（４）　積層部の形成
　バイアス電源３により基材７に－１２０Ｖの直流電圧を印加した以外は、上記基材側単層部の成膜条件を維持しながら、組成がＴｉ０．８５Ｂ０．１５（原子比）で表されるＴｉＢ合金のターゲット１０にアーク放電用電源１１から２００Ａの直流アーク電流を流し、基材側単層部の上にａ層とｂ層とを交互に５０層ずつ堆積して全体の膜厚（ｔ２）が１．０μｍの積層部を形成した。こうして本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製した。
（５）　硬質皮膜の断面組織の観察
　図３は、上記被覆切削工具の断面組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（倍率：２０，０００倍）である。図３において、３１はＷＣ基超硬合金基材であり、３３は基材側単層部であり、３４は積層部である。改質層３２、積層部３４を構成するａ層及びｂ層はいずれも図３が低倍率なので見えない。
（６）　硬質皮膜の各膜厚、積層部の積層周期
　図３の基材側単層部３３及び積層部３４においてそれぞれ左端及び右端の膜厚を測定し、測定値を算術平均して基材側単層部３３の膜厚（ｔ１）及び積層部３４の全体の膜厚（ｔ２）を得た。また図３の積層部３４から透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ、日本電子株式会社製ＪＥＭ－２１００）の観察用試料を作製し、前記試料の積層部を当該ＴＥＭにより撮影した暗視野像（倍率１，６００，０００倍）を図１０に示す。図１０における積層部の上側から下側に向かって交互に積層したａ層及びｂ層の中央位置において積層周期Ｔを測定し、測定値を算術平均してＴを得た。Ｔは２０ｎｍであった。
（７）　硬質皮膜の組成
　上記被覆切削工具の断面における基材側単層部の厚さ方向の中心位置を電子プローブマイクロ分析装置ＥＰＭＡ（日本電子株式会社製ＪＸＡ－８５００Ｆ）により、加速電圧１０ｋＶ、照射電流０．０５Ａ、及びビーム径０．５μｍの条件で測定し、基材側単層部の組成を分析した。さらに、上記基材側単層部の厚さ方向の中心位置において基材側単層部のＮ元素及びＯ元素の定量分析を、ＴＥＭ（ＪＥＭ－２１００）に搭載のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ、ＮＯＲＡＮ社製ＵＴＷ型Ｓｉ（Ｌｉ）半導体検出器、ビーム径：約１μｍ）を使用したＥＤＳ分析により行った。ＥＰＭＡ及びＥＤＳ分析の測定条件は他の例でも同様である。
（８）　硬質皮膜のＸ線回折パターン
　上記被覆切削工具の断面における基材側単層部及び積層部から構成される硬質皮膜の部分の結晶構造を観察するために、Ｘ線回折装置（Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ社製のＥＭＰＹＲＥＡＮ）を使用し、当該硬質皮膜の表面に以下の条件でＣｕＫα１線（波長λ：０．１５４０５ｎｍ）を照射してＸ線回折パターン（図６）を得た。
　管電圧：４５ｋＶ
　管電流：４０ｍＡ
　入射角ω：３°に固定
　２θ：２０～９０°
　図６において、（１１１）面、（２００）面、（２２０）面、及び（３１１）面はいずれもｆｃｃ構造のＸ線回折ピークであった。従って、上記硬質皮膜の部分はｆｃｃの単一構造であることが分かる。なお、図６において、指数付けされていないＸ線回折ピークはＷＣ基超硬合金基材のＸ線回折ピークである。
（９）　積層部の組成、結晶構造
　図１０のＴＥＭの暗視野像における白色部の位置４及び黒色部の位置５をそれぞれ、ＴＥＭ（ＪＥＭ－２１００）に付属するＵＴＷ型Ｓｉ（Ｌｉ）半導体検出器によりＥＤＳ分析を行った。その結果、白色部の位置４（ａ層）の金属（半金属を含む）組成は（Ｔｉ０．９０Ｂ０．０１Ａｌ０．０８Ｃｒ０．０１）であった。また黒色部の位置５（ｂ層）の金属（半金属を含む）組成は（Ａｌ０．５７Ｃｒ０．３３Ｂ０．０２Ｔｉ０．０８）であった。
　図１０の位置４、５において、ＴＥＭ（ＪＥＭ－２１００）により、２００ｋＶの加速電圧及び５０ｃｍのカメラ長の条件でナノビーム回折を行った。位置４で得られた回折像を図１１に示す。位置５で得られた回折像を図１２に示す。図１１及び図１２ではいずれもｆｃｃ構造の（００２）面、（１１１）面、及び（１１－１）面の回折パターンが観察された。この結果から、本実施例の積層部は電子回折パターンもｆｃｃの単一構造であることが分かった。
（１０）　工具寿命の測定
　図１３及び図１４に示すように、上記被覆切削工具（以後、インサート４０Ａともいう。）を、刃先交換式回転工具（三菱日立ツール株式会社製　ＡＢＰＦ３０Ｓ３２Ｌ１５０）５０の工具本体４６の先端部４８に止めねじ４７により装着した。刃先交換式回転工具５０の刃径は３０ｍｍとした。刃先交換式回転工具５０を使用して下記の転削条件で切削加工を行い、単位時間ごとにサンプリングしたインサート４０Ａのすくい面４５ａ及び逃げ面４５ｂを光学顕微鏡（倍率：１００倍）で観察し、すくい面４５ａ若しくは逃げ面４５ｂのいずれかの摩耗幅またはチッピング幅が０．２ｍｍ以上になったときの加工時間を工具寿命と判定した。
　切削加工条件
　　加工方法：　　　　　　連続転削加工
　　被削材：　　　　　　　１２０ｍｍ×２５０ｍｍのＳ５０Ｃ角材（ＨＢ２２０）
　　使用インサート：　　　ＺＤＦＧ３００－ＳＣ（ミーリング用）
　　切削工具：　　　　　　ＡＢＰＦ３０Ｓ３２Ｌ１５０
　　切削速度：　　　　　　３８０ｍ／分
　　１刃当たりの送り量：　０．３ｍｍ／刃
　　軸方向の切り込み量：　０．３ｍｍ
　　半径方向の切り込み量：０．１ｍｍ
　　切削液：　　　　　　　なし（乾式加工）
　使用したＡｌＣｒＢ合金のターゲット及びＴｉＢ合金のターゲットの組成を表１に示す。基材側単層部の成膜条件を表２に示す。積層部の成膜時に印加するＤＣバイアス電圧を表３に示す。基材側単層部の組成を表４に示す。ａ層の金属（半金属を含む）組成を表５に、ｂ層の金属（半金属を含む）組成を表６にそれぞれ示す。基材側単層部及び積層部の全体の各膜厚ｔ１及びｔ２、基材側単層部と積層部の全体との膜厚比ｔ１／ｔ２、及び積層部の積層周期Ｔを表８に示す。基材側単層部及び積層部から構成される硬質皮膜の部分のＸ線回折の結果、ａ層及びｂ層の電子回折の結果、及び工具寿命を表９に示す。
　実施例２
　基材側単層部及び積層部の各成膜時間を調整することにより、膜厚ｔ１を１．０μｍとし、膜厚ｔ２を０．８μｍとして、膜厚比ｔ１／ｔ２を１．２５に、及び積層周期Ｔを１６ｎｍに変化させた。前記以外は実施例１と同様にして本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例３
　基材側単層部の成膜時間を調整することにより膜厚ｔ１を５．０μｍとし、膜厚比ｔ１／ｔ２を５に変化させた。前記以外は実施例１と同様にして本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例４
　基材側単層部の成膜時間を調整して膜厚ｔ１を１．２μｍとした以外、実施例１と同様に、改質層を形成した基材の上に順に基材側単層部及び積層部を形成した。続いて、積層部の上に、成膜時間を調整した以外は基材側単層部と同じ成膜条件により表面側単層部として、（Ａｌ０．６０Ｃｒ０．３８Ｂ０．０２）Ｎ０．９９４Ｏ０．００６（原子比）の組成を有し、膜厚（ｔ３）を１．２μｍとした硬質皮膜を形成した。こうして、膜厚比ｔ１／ｔ２を１．２に、膜厚比ｔ３／ｔ２を１．２に、膜厚比（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２を２．４に、及び膜厚比ｔ３／ｔ１を１に変化させた本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例５
　基材側単層部の成膜時間を調整した以外は実施例１と同様にして、改質層を形成した基材の上に順に膜厚ｔ１が４．０μｍの基材側単層部、及び膜厚ｔ２が１．０μｍの積層部を形成した。続いて、積層部の上に、成膜時間を調整した以外は基材側単層部と同じ成膜条件により表面側単層部として、（Ａｌ０．６０Ｃｒ０．３８Ｂ０．０２）Ｎ０．９９４Ｏ０．００６（原子比）の組成を有し、膜厚（ｔ３）を３．０μｍとした硬質皮膜を形成した。こうして、膜厚比ｔ１／ｔ２を４に、膜厚比ｔ３／ｔ２を３に、膜厚比（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２を７に、及び膜厚比ｔ３／ｔ１を０．７５に変化させた本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例６
　実施例１と同様にして、改質層を形成した基材の上に順に基材側単層部及び積層部を形成した。続いて、積層部の上に、成膜時間を調整した以外は基材側単層部と同じ成膜条件により表面側単層部として、（Ａｌ０．６０Ｃｒ０．３８Ｂ０．０２）Ｎ０．９９５Ｏ０．００５（原子比）の組成を有し、膜厚（ｔ３）を０．５μｍとした硬質皮膜を形成した。こうして、膜厚比ｔ１／ｔ２を２とし、膜厚比ｔ３／ｔ２を０．５とし、膜厚比（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２を２．５とし、及び膜厚比ｔ３／ｔ１を０．２５に変化させた本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　図４は実施例４の被覆切削工具の断面組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（倍率：２０，０００倍）である。図４において、３１はＷＣ基超硬合金基材であり、３３は基材側単層部であり、３４は積層部であり、３５は表面側単層部である。改質層３２、積層部３４を構成するａ層及びｂ層はいずれも図４が低倍率なので見えない。図７は、実施例４の基材側単層部、積層部及び表面側単層部から構成される硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンを示す。図７から、実施例４の硬質皮膜の部分はｆｃｃの単一構造からなるのが分かる。
　図５は実施例６の被覆切削工具の断面組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真（倍率：２０，０００倍）である。図５において、３１はＷＣ基超硬合金基材であり、３３は基材側単層部であり、３４は積層部であり、３５は表面側単層部である。改質層３２、積層部３４を構成するａ層及びｂ層はいずれも図５が低倍率なので見えない。図８は、実施例６の基材側単層部、積層部及び表面側単層部から構成される硬質皮膜の部分のＸ線回折パターンを示す。図８から、実施例６の硬質皮膜の部分はｆｃｃの単一構造からなるのが分かる。
　実施例２～６について、各例のＡｌＣｒＢ合金ターゲット及びＴｉＢ合金ターゲットの組成を表１に示す。各例の基材側単層部の成膜条件を表２に示す。各例の積層部のバイアス電圧を表３に示す。各例の基材側単層部の組成を表４に示す。各例のａ層の金属（半金属を含む）元素の組成を表５に示し、各例のｂ層の金属（半金属を含む）元素の組成を表６にそれぞれ示す。実施例４～６の各例の表面側単層部の組成を表７に示す。実施例２～６について、各例の各膜厚ｔ１、ｔ２及びｔ３、各膜厚比ｔ１／ｔ２、ｔ３／ｔ２、（ｔ１＋ｔ３）／ｔ２、ｔ３／ｔ１及び各積層周期Ｔを表８に示す。基材側単層部及び積層部から構成される部分、並びに基材側単層部、積層部及び表面側単層部から構成される部分のＸ線回折の結果、各例のａ層及びｂ層の電子回折の結果、及び各例の工具寿命を表９に示す。
　実施例７～１３
　表１に示す各例のＡｌＣｒＢ合金ターゲット及びＴｉＢ合金ターゲットを使用し、表２に示す各例の基材側単層部の成膜条件を使用し、及び表３に示す各例の積層部のバイアス電圧を使用した以外、実施例１と同様にして各例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製した。実施例７では実施例１に対してＡｌＣｒＢ合金ターゲットのＡｌ（Ｃｒ）添加量を変化させた。実施例８及び９では実施例１に対してＡｌＣｒＢ合金ターゲットのＢ添加量を大きく変化させた。実施例１０及び１３では実施例１に対して窒素ガスの全圧を変化させた。実施例１１では実施例９に対してバイアス電圧を変化させた。実施例１２では実施例１に対してＡｌＣｒＢ合金ターゲットの含有酸素量を大きく増加させた。各例のＡｌＣｒＢ合金ターゲット及びＴｉＢ合金ターゲットの組成を表１に示す。各例の基材側単層部の成膜条件を表２に示す。各例の積層部のバイアス電圧を表３に示す。各例の基材側単層部の組成を表４に示す。各例のａ層の金属（半金属を含む）元素の組成を表５に示し、各例のｂ層の金属（半金属を含む）元素の組成を表６にそれぞれ示す。各例の各膜厚ｔ１及びｔ２、各膜厚比ｔ１／ｔ２及び各積層周期Ｔを表８に示す。基材側単層部及び積層部から構成される部分のＸ線回折の結果、各例のａ層及びｂ層の電子回折の結果、及び各例の工具寿命を表９に示す。
　比較例１
　表１に示すＡｌＣｒＢ合金ターゲットを使用し、成膜時における減圧容器２５内の窒素ガス雰囲気の全圧を２Ｐａとし、窒素ガスの流量を７００ｓｃｃｍとし、及びＤＣバイアス電圧を－１２０Ｖとした以外、実施例１と同様にして、実施例１と同種の基材の上に基材側単層部のみを形成した本比較例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。図９に比較例１の被覆切削工具の基材側単層部のＸ線回折パターンを示す。
　比較例２
　表１に示すＡｌＣｒＢ合金ターゲットを使用し、成膜時における減圧容器２５内の窒素ガス雰囲気の全圧を３．５Ｐａとし、窒素ガスの流量を９００ｓｃｃｍとし、及びＤＣバイアス電圧を－１２０Ｖとした以外、実施例１と同様にして、実施例１と同種の基材の上に基材側単層部のみを形成した本比較例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　比較例３
　表１に示す過少な酸素含有量（４２０μｇ／ｇ）のＡｌＣｒＢ合金ターゲットを使用し、ＤＣバイアス電圧を－１２０Ｖとした以外、実施例１と同様にして、実施例１と同種の基材の上に基材側単層部のみを形成した本比較例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　比較例４
　表１に示す過多の酸素含有量（５３９０μｇ／ｇ）のＡｌＣｒＢ合金ターゲットを使用し、ＤＣバイアス電圧を－１２０Ｖとした以外、実施例１と同様に、実施例１と同種の基材の上に基材側単層部のみを形成した本比較例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例１４
　ＷＣ基超硬合金基材にＴｉＢ合金ターゲットを用いた改質層を形成しない以外、実施例１と同様にして本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例１５～１７
　表１に示す各例のＡｌＣｒＢＣ合金ターゲットを使用した以外、実施例１と同様にして、本実施例の被覆切削工具（ミーリングインサート）を作製し、工具寿命等を測定した。
　実施例１４～１７及び比較例１～４で使用した各例のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなるターゲット、及びＴｉＢ合金ターゲットの組成を表１に示す。各例の基材側単層部の成膜条件を表２に示す。各例の積層部の成膜時に印加するＤＣバイアス電圧を表３に示す。各例の基材側単層部の組成を表４に示す。各例のａ層の金属（半金属を含む）元素の組成を表５に、各例のｂ層の金属（半金属を含む）元素の組成を表６に示す。各例の各膜厚ｔ１及びｔ２、各膜厚比ｔ１／ｔ２及び各積層周期Ｔを表８に示す。基材側単層部及び積層部から構成される各例の硬質皮膜の部分のＸ線回折の結果、各例のａ層及びｂ層の電子回折の結果、及び各例の工具寿命を表９に示す。
　実施例１、４、６及び比較例１の各硬質皮膜の部分のＸ線回折パターン（図６～９）からそれぞれ読み取った各比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）及び各比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）を表１０に示す。
 
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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表９に示すとおり、実施例１～１７の各刃先交換式回転工具は比較例１～４の各刃先交換式回転工具より長寿命であった。特に、基材側単層部として０．０１～０．０３（原子比）のＣを含有する各（ＡｌＣｒＢ）ＮＣＯ皮膜（表４）を形成した実施例１５～１７の各刃先交換式回転工具は実施例１の刃先交換式回転工具と同等以上に長寿命であった。ＷＣ基超硬合金基材の表面に改質層を形成しなかった実施例１４の刃先交換式回転工具は実施例１～１３及び実施例１５～１７の各刃先交換式回転工具よりも短寿命であったが、比較例１～４の各刃先交換式回転工具より長寿命であった。
　比較例１～４の各ミーリングインサートを装着した刃先交換式回転工具はいずれも本発明に係る積層部を欠いているため、良好な耐摩耗性を発揮できず、短寿命になったと判断される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１０から、比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）について、実施例１で０．３０、実施例４で０．３５、及び実施例６で０．３６であった。これに対して比較例１の比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．３９で大きかった。比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）について、実施例１で０．０６、実施例４で０．０９、及び実施例６で０．１１であった。これに対して比較例１の比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）は０．１８で大きかった。
上記実施例では、基材側単層部、ｂ層、さらには表面側単層部を同一のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなるターゲットを使用し、ほぼ同一組成物に成膜したが特に限定されない。例えば、複数の異なる組成のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなるターゲットを使用し、基材側単層部及び積層部のｂ層、さらには表面側単層部のいずれかの組成を本発明の範囲内で適宜変更しても良い。
　　１：駆動部
　　２：ガス導入部
　　３：バイアス電源
　　６：下部保持具（支柱）
　　７：基材
　　８：上部保持具
　　１０、１８：陰極物質（ターゲット）
　　１１、１２：アーク放電用電源
　　１３、２７：アーク放電式蒸発源
　　１４：アーク放電式蒸発源固定用絶縁物
　　１５：アーク点火機構軸受部
　　１６：アーク点火機構
　　１７：排気口
　　１９：電極固定用絶縁物
　　２０：電極
　　２１：遮蔽板軸受け部
　　２２：遮蔽板駆動部
　　２３：遮蔽板
　　２４：軸受け部
　　２５：減圧容器
　　３１：ＷＣ基超硬合金基材
　　３２：改質層
　　３３：基材側単層部
　　３４：積層部
　　３５：表面側単層部
　　４０Ａ：ミーリング用インサート（インサート基材）
　　４５ａ：インサートのすくい面
　　４６：工具本体
　　４７：インサート用止めねじ
　　４８：工具本体の先端部
　　５０：被覆切削工具（刃先交換式回転工具）
　　ａ：ａ層
　　ｂ：ｂ層

Claims (9)

  1. 　基材上に硬質皮膜を有する被覆切削工具であって、
    　前記硬質皮膜として基材側から順に基材側単層部及び積層部を有し、
    　前記基材側単層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなり、
    　前記積層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＴｉが最も多く、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体のａ層と、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、かつ少なくともＣｒとＢを含有する窒化物主体のｂ層とが交互に積層されてなり、
    　ａ層とｂ層との膜厚方向の積層周期は５～１００ｎｍであり、
    　前記基材側単層部及び前記積層部から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなることを特徴とする被覆切削工具。
  2. 　請求項１に記載の被覆切削工具において、
    　前記基材側単層部の膜厚（ｔ１）は１．０～５μｍであり、前記積層部の全体の膜厚（ｔ２）は０．５～２．５μｍであり、前記基材側単層部と前記積層部の全体との膜厚比（ｔ１／ｔ２）は１．０～５であることを特徴とする被覆切削工具。
  3. 　請求項１または２に記載の被覆切削工具において、
    　前記積層部の上に表面側単層部を有し、前記表面側単層部の膜厚（ｔ３）は０．３～５μｍであり、
    　前記基材側単層部、前記積層部及び前記表面側単層部から構成される部分のＸ線回折パターンはｆｃｃの単一構造からなり、
    　前記表面側単層部は、金属（半金属を含む）元素の割合でＡｌが最も多く、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子比）が０．９以上であり、かつ少なくともＢを含有する窒化物主体の硬質皮膜からなることを特徴とする被覆切削工具。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の被覆切削工具において、
    　前記Ｘ線回折パターンにおける（２００）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（２００）と（１１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（１１１）との比Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）は０．２～０．３７であることを特徴とする被覆切削工具。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の被覆切削工具において、
    　前記Ｘ線回折パターンにおける（３１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（３１１）と（１１１）面のＸ線回折ピーク値Ｉ（１１１）との比Ｉ（３１１）／Ｉ（１１１）は０．０３～０．１５であることを特徴とする被覆切削工具。
  6. 　請求項１に記載の被覆切削工具をアークイオンプレーティング法により製造する方法であって、
    　前記基材側単層部及び前記ｂ層の形成用ターゲットは、不可避的不純物を除いて下記一般式：ＡｌαＣｒ１－α－β－γＢβＣγ（ただし、α、１－α－β－γ、β及びγはそれぞれＡｌ、Ｃｒ、Ｂ及びＣの原子比を表し、０．４≦α≦０．８、０．０４≦β≦０．１６５、及び０≦γ≦０．０３５を満たす数字である。）で表される組成のＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金からなり、
    　前記ａ層の形成用ターゲットは、不可避的不純物を除いて下記一般式：Ｔｉ１－δＢδ（ただし、１－δ及びδはそれぞれＴｉ及びＢの原子比を表し、０．１≦δ≦０．５を満たす数字である。）で表される組成のＴｉＢ合金からなり、
    　全圧２．７～３．３Ｐａとした窒素ガス雰囲気において、基材温度を４００～５５０℃とし、前記基材側単層部の形成時に基材に印加するバイアス電圧を－１６０～－１００Ｖとし、前記積層部の形成時に基材に印加するバイアス電圧を－１４０～－８０Ｖとすることを特徴とする被覆切削工具の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の被覆切削工具の製造方法において、
    　前記積層部の上に表面側単層部を形成する工程を有し、
    　前記表面側単層部の形成時に基材に印加するバイアス電圧を－１６０～－１００Ｖとすることを特徴とする被覆切削工具の製造方法。
  8. 　請求項７に記載の被覆切削工具の製造方法において、
    　前記表面側単層部の形成用ターゲットとして前記基材側単層部と同じＡｌＣｒＢ合金またはＡｌＣｒＢＣ合金を用いることを特徴とする被覆切削工具の製造方法。
  9. 　請求項６～８のいずれか１項に記載の被覆切削工具の製造方法において、
    　前記積層部の形成にあたり、前記ａ層の形成用ターゲット及び前記ｂ層の形成用ターゲットに同時にアーク電流を通電することを特徴とする被覆切削工具の製造方法。
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