CN113714526B - 被覆切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种提高了耐磨性以及耐缺损性的工具寿命较长的被覆切削工具。该被覆切削工具包含基材、以及形成于基材上的被覆层，被覆层具有含有Ti(Cx1N1‑x1)的第1层以及含有(Ti1‑y1Aly1)N的第2层，第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上且不足100nm以下，在第1层中，1.0≤I(111)/I(200)≤20.0，第1层的平均厚度为5nm以上1.0μm以下，在第2层中，0.1≤I(111)/I(200)≤1.0，第2层中的粒子的平均粒径超过100nm且为300nm以下，第2层的平均厚度为5nm以上2.0μm以下。

Description

被覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种被覆切削工具。
背景技术
以往，在对钢等进行的切削加工中，由硬质合金或立方氮化硼(cBN)烧结体形成的切削工具被广泛地使用。其中，在硬质合金基材的表面包含1层或2层以上的TiN层、TiAlN层等硬质被覆膜的表面被覆切削工具由于具有较高的通用性，被用于各种各样的加工中。
例如，在专利文献1中，提出了通过在基材上具有表示为(AlaTibMc)X[应予说明，M表示选自Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Y、B以及Si所组成的群组中的至少一种元素，X表示选自C、N以及O所组成的群组中的至少一种元素，a表示Al元素相对于Al元素、Ti元素以及M元素的总量的原子比，b表示Ti元素相对于Al元素、Ti元素以及M元素的总量的原子比，c表示M元素相对于Al元素、Ti元素以及M元素的总量的原子比，a、b、c满足0.30≤a≤0.65、0.35≤b≤0.70、0≤c≤0.20、a+b+c＝1]的层，并且使该层的平均粒径大于200nm，与以往相比，将提高耐磨性。
此外，在专利文献2中，提出了一种在基材上蒸镀形成涂覆层的切削工具，该切削工具与以往相比，耐崩裂性和耐磨性更加优异，该切削工具的特征在于，该涂覆层满足(Al1-xTix)N[0.40≤x≤0.65]，该层由上述Al与Ti的复合氮化物的粒状组织所形成的薄层A、以及柱状组织所形成的薄层B的交替层叠结构构成，构成薄层A的粒状晶的平均晶体粒径为30nm以下，且构成薄层B的柱状晶的平均粒径为50～500nm。
专利文献
专利文献1：国际公开第2014/136755号
专利文献2：日本专利第5594575号
发明内容
近年来，不锈钢等难加工材料的切削加工趋于高速化以及高进给化，与以往相比，切削条件趋于更加严苛，因而人们谋求相比现有技术进一步提高耐磨性以及耐缺损性，并延长工具寿命。由于上述专利文献1的涂层在整体上涂层粒径大于200nm，因此能够预料到其将发挥优异的耐磨性，但也容易产生突发的缺损或崩裂。在上述专利文献2的被覆切削工具中，以相同的组成交替层叠柱状晶的A层与粒状晶的B层，界面相容性较高，由此，变形较小，涂层硬度不够。因此，由于耐磨性不足，难以延长工具寿命。
本发明是鉴于以上情况而完成的，其目的在于提供一种提高了耐磨性以及耐缺损性的工具寿命较长的被覆切削工具。
本发明人对被覆切削工具的工具寿命的延长进行了反复研究，发现如果使被覆切削工具形成特定的结构，则可提高其耐磨性以及耐缺损性，因此，能够延长被覆切削工具的工具寿命，从而完成了本发明。
即，本发明的主旨如下。
[1]一种被覆切削工具，其中，
上述被覆切削工具包含基材、以及形成于上述基材上的被覆层，
上述被覆层具有第1层以及第2层，上述第1层含有具有下述式(1)所表示的组成的化合物，上述第2层含有具有下述式(2)所表示的组成的化合物，
Ti(Cx1N1-x1) (1)
(式(1)中，x1表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.02≤x1≤0.30)，
(Ti1-y1Aly1)N (2)
(式(2)中，y1表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.25≤y1≤0.75)，
上述第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上且不足100nm，
在上述第1层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为1.0≤I(111)/I(200)≤20.0，
上述第1层的平均厚度为5nm以上1.0μm以下，
在上述第2层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为0.1≤I(111)/I(200)≤1.0，
上述第2层中的粒子的平均粒径超过100nm且为300nm以下，
上述第2层的平均厚度为5nm以上2.0μm以下。
[2]如[1]所述的被覆切削工具，其中，
上述第1层与上述第2层中的化合物整体的平均组成由下述式(3)表示，
(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2) (3)
(式(3)中，x2表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.01≤x2≤0.15，y2表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.12≤y2≤0.38)。
[3]如[1]或[2]所述的被覆切削工具，其中，
上述第1层的残余应力为-4.0GPa以上-2.0GPa以下，上述第2层的残余应力为-2.0GPa以上0GPa以下。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的被覆切削工具，其中，
上述被覆层具有上述第1层与上述第2层交替地重复2次以上而形成的交替层叠结构。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的被覆切削工具，其中，
在上述第1层的X射线衍射中，(111)面出现最高峰。
[6]如[1]～[5]中任一项所述的被覆切削工具，其中，
在上述第2层的X射线衍射中，(200)面出现最高峰。
[7]如[2]所述的被覆切削工具，其中，
上述式(3)所表示的平均组成中的C元素的原子比x2与上述式(1)所表示的组成中的C元素的原子比x1之差ΔC(x1-x2)为0.01以上0.15以下。
[8]如[2]所述的被覆切削工具，其中，
上述式(3)所表示的平均组成中的Al元素的原子比y2与上述式(2)所表示的组成中的Al元素的原子比y1之差ΔAl(y1-y2)为0.12以上0.38以下。
[9]如[1]～[8]中任一项所述的被覆切削工具，其中，
上述被覆层整体的平均厚度为2.0μm以上10.0μm以下。
[10]如[1]～[9]中任一项所述的被覆切削工具，其中，
上述基材为硬质合金、金属陶瓷、陶瓷或立方氮化硼烧结体中的任一种。
根据本发明，能够提供一种提高了耐磨性以及耐缺损性的工具寿命较长的被覆切削工具。
附图说明
图1为表示本发明的被覆切削工具的一个例子的示意图。
具体实施方式
下面，对用于实施本发明的方式(以下，简称为“本实施方式”)进行详细说明，但本发明不限于下述本实施方式。本发明在不脱离其主旨的范围内可进行各种各样的变形。应予说明，在附图中，对于相同的要素标注相同的符号，并省略重复的说明。此外，只要没有特别说明，上下左右等位置关系是基于附图所示的位置关系。另外，附图的尺寸比例不限于图示的比例。
本实施方式的被覆切削工具包含基材以及形成于基材上的被覆层，
被覆层具有第1层以及第2层，该第1层含有具有下述式(1)所表示的组成的化合物，该第2层含有具有下述式(2)所表示的组成的化合物，
Ti(Cx1N1-x1) (1)
(式(1)中，x1表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.02≤x1≤0.30。)
(Ti1-y1Aly1)N (2)
(式(2)中，y1表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.25≤y1≤0.75。)
第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上且不足100nm，
在第1层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为1.0≤I(111)/I(200)≤20.0，
第1层的平均厚度为5nm以上1.0μm以下，
在第2层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为0.1≤I(111)/I(200)≤1.0，
第2层中的粒子的平均粒径超过100nm且为300nm以下，
第2层的平均厚度为5nm以上2.0μm以下。
虽然上述被覆切削工具能够提高耐磨性以及耐缺损性、且具有较长的工具寿命的主要原因的详情并不清楚，但本发明人认为其主要原因如下。但是主要原因不限于此。即，在形成被覆层的第1层中，如果其含有的化合物的组成Ti(Cx1N1-x1)中的x1为0.02以上，则将提高硬度，因此将提高被覆切削工具的耐磨性，此外，通过进行微粒化，容易赋予压缩应力，进而将抑制裂纹的进展，因此将提高耐缺损性。此外，如果Ti(Cx1N1-x1)中的x1为0.3以下，则与形成被覆层的第2层的粘着性优异，因此将抑制由剥离导致的缺损。此外，在形成被覆层的第2层中，如果其含有的化合物的组成(Ti1-y1Aly1)N中的y1为0.25以上，则将提高耐热性，因而即使在高速加工或载荷较大的加工等切削温度较高的加工中，也能够抑制反应磨损，因此将提高被覆切削工具的耐磨性。此外，如果(Ti1-y1Aly1)N中的y1为0.75以下，作为基于含有Ti的效果，将抑制高温强度的降低以及六方晶的形成，从而提高被覆切削工具的耐磨性。此外，如果第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上，则将提高被覆层与基材的粘着性，如果不足100nm，则将提高压缩应力，因此，将提高被覆切削工具的耐缺损性。此外，在第1层中，如果(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比(I(111)/I(200))为1.0以上，则表示更加沿立方晶(111)面取向。如果更加沿立方晶(111)面取向，则由于将形成最密排面，因而不易变形并将提高硬度，从而提高被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果I(111)/I(200)比为20.0以下，则易于制造。此外，如果第1层的平均厚度为5nm以上，则能够抑制加工中产生的裂纹的进展，因此将提高耐缺损性，如果为1.0μm以下，则易于赋予压缩应力，因此会抑制裂纹的进展，从而将提高耐缺损性。
此外，在第2层中，如果(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比(I(111)/I(200))为0.1以上，则易于制造。此外，在第2层中，如果I(111)/I(200)为1.0以下，则表示更加沿立方晶(200)面取向。如果更加沿立方晶(200)面取向，则将提高韧性，从而将提高被覆切削工具的耐缺损性。此外，如果第2层中的粒子的平均粒径超过100nm，则将进一步抑制由粒子的脱落导致的崩裂，因而将提高被覆切削工具的耐缺损性。另一方面，如果第2层中的粒子的平均粒径为300nm以下，则将赋予压缩应力，从而将提高被覆切削工具的耐缺损性。此外，如果第2层的平均厚度为5nm以上，则能够抑制加工中产生的裂纹的进展，因而将提高耐缺损性，如果为2.0μm以下，则能够提高与第1层的粘着性，从而抑制由剥离导致的缺损。综合这些效果，本实施方式的被覆切削工具可以提高耐磨性以及耐缺损性，从而具有较长的工具寿命。
本实施方式的被覆切削工具包含基材和形成于该基材表面的被覆层。本实施方式中使用的基材只要可作为被覆切削工具的基材使用，则不受特别的限制。作为这种基材的例子，可列举硬质合金、金属陶瓷、陶瓷、立方氮化硼烧结体、金刚石烧结体和高速钢。在它们中，如果基材为选自由硬质合金、金属陶瓷、陶瓷和立方氮化硼烧结体所组成的群组中的一种以上，则被覆切削工具的耐缺损性更加优异，故进一步优选。
在本实施方式的被覆层中，被覆层的整体的平均厚度优选为2.0μm以上10.0μm以下。在本实施方式的被覆切削工具中，如果被覆层整体的平均厚度为2.0μm以上，则耐磨性趋于进一步提高。另一方面，在本实施方式的被覆切削工具中，如果被覆层整体的平均厚度为10.0μm以下，则耐缺损性趋于进一步提高。因此，被覆层整体的平均厚度优选为2.0μm以上10.0μm以下。其中，从与上述相同的观点出发，如果被覆层整体的平均厚度为2.5μm以上9.5μm以下则更为优选。
[第1层]
在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层具有第1层，该第1层含有具有下述式(1)所表示的组成的化合物。
Ti(Cx1N1-x1) (1)
(式(1)中，x1表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.02≤x1≤0.30。)
在形成被覆层的第1层中，如果其含有的化合物的组成Ti(Cx1N1-x1)中的x1为0.02以上，则将提高硬度，因此将提高被覆切削工具的耐磨性，此外，通过进行微粒化，易于赋予压缩应力，并将抑制裂纹的进展，因此将提高耐缺损性。此外，如果Ti(Cx1N1-x1)中的x1为0.3以下，则与形成被覆层的第2层的粘着性优异，因此将抑制由剥离导致的缺损。从相同的观点出发，Ti(Cx1N1-x1)中的x1优选为0.04以上0.3以下，更优选为0.15以上0.3以下。
此外，本实施方式中，在将各化合物层的组成表示为Ti(C0.20N0.80)的情况下，意味着C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比为0.20，N元素相对于C元素与N元素的总量的原子比为0.80。即，意味着C元素的量相对于C元素与N元素的总量为20原子％，N元素的量相对于C元素与N元素的总量为80原子％。
另外，在本实施方式的被覆切削工具中，第1层(交替层叠结构的情况下，为每一层)的平均厚度为5nm以上1.0μm以下。如果第1层的平均厚度为5nm以上，则能够抑制加工中产生的裂纹的进展，因而提高耐缺损性，如果为1.0μm以下，则易于赋予压缩应力，因此将抑制裂纹的进展，因而将提高耐缺损性。从相同的观点出发，在第1层为单层的情况下，如果其平均厚度为300nm以上1.0μm以下则更为优选，如果为500nm以上1.0μm以下则进一步优选，在第1层为由交替层叠结构的多层的情况下，如果第1层的每一层的平均厚度为20nm以上500nm以下则更为优选，如果为50nm以上300nm以下则进一步优选。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上且不足100nm。如果第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上，则将提高被覆层与基材的粘着性，如果不足100nm，则将提高压缩应力，因此将提高被覆切削工具的耐缺损性。从相同的观点出发，第1层中的粒子的平均粒径优选为7nm以上97nm以下，更优选为10nm以上95nm以下。
此外，对于本实施方式的被覆切削工具，在第1层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为1.0≤I(111)/I(200)≤20.0。在第1层中，如果I(111)/I(200)为1.0以上，则表示更加沿立方晶(111)面取向。如果更加沿立方晶(111)面取向，则将成为最密排面，因此不易变形并将提高硬度，从而提高被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果I(111)/I(200)比为20.0以下，则易于制造。从相同的观点出发，在第1层中，I(111)/I(200)优选为1.1以上19.5以下，更优选为1.2以上19.4以下。
此外，对于本实施方式的被覆切削工具，在第1层的X射线衍射中，优选(111)面出现最高峰。对于本实施方式的被覆切削工具，在第1层的X射线衍射中，如果(111)面出现最高峰，则硬度变高，且耐磨性趋于提高。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，第1层的残余应力优选为-4.0GPa以上-2.0GPa以下。如果第1层的残余应力为-4.0GPa以上，则具有能够抑制在形成被覆层后裂纹进入被覆层中的倾向，如果为-2.0GPa以下，则根据具有压缩应力的效果，能够抑制裂纹的进展，因此被覆切削工具的耐缺损性趋于提高。
[第2层]
在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层具有第2层，该第2层含有具有下述式(2)所表示的组成的化合物。
(Ti1-y1Aly1)N (2)
(式(2)中，y1表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.25≤y1≤0.75。)
在形成被覆层的第2层中，如果其含有的化合物的组成(Ti1-y1Aly1)N中的y1为0.25以上，则将提高耐热性，因而即使在高速加工、载荷较大的加工等切削温度较高的加工中，也能够抑制反应磨损，因此将提高被覆切削工具的耐磨性。此外，如果(Ti1-y1Aly1)N中的y1为0.75以下，则作为基于含有Ti的效果，将抑制高温强度的下降或六方晶的形成，从而提高被覆切削工具的耐磨性。从相同的观点出发，(Ti1-y1Aly1)N中的y1优选为0.26以上0.75以下，更优选为0.27以上0.74以下。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，在不形成后述的下部层的情况下，优选最先在基材的表面形成第2层。在本实施方式的被覆切削工具中，如果最先在基材的表面形成第2层，则基材与被覆层的粘着性趋于提高。
另外，在本实施方式的被覆切削工具中，第2层(交替层叠结构的情况下，为每一层)的平均厚度为5nm以上2.0μm以下。如果第2层的平均厚度为5nm以上，则能够抑制加工中产生的裂纹的进展，因此将提高耐缺损性，如果为2.0μm以下，则能够提高与第1层的粘着性，从而抑制由剥离导致的缺损。从相同的观点出发，在第2层为单层的情况下，如果其平均厚度为1.0μm以上2.0μm以下则更为优选，如果为1.5μm以上2.0μm以下则进一步优选，在第2层为交替层叠结构的多层的情况下，如果第2层的每一层的平均厚度为20nm以上500nm以下则更为优选，如果为50nm以上300nm以下则进一步优选。
此外，对于本实施方式的被覆切削工具，在第2层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为0.1≤I(111)/I(200)≤1.0。在第2层中，如果(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比(I(111)/I(200))为0.1以上，则易于制造。此外，在第2层中，如果I(111)/I(200)为1.0以下，则表示更加沿立方晶(200)面取向。如果更加沿立方晶(200)面取向，则将提高韧性，从而将提高被覆切削工具的耐缺损性。从相同的观点出发，在第2层中，I(111)/I(200)优选为0.1以上0.9以下。
此外，对于本实施方式的被覆切削工具，在第2层的X射线衍射中，优选(200)面出现最高峰。对于本实施方式的被覆切削工具，在第2层的X射线衍射中，如果(200)面出现最高峰，则韧性变高，且耐缺损性趋于提高。
第1层以及第2层的各晶面的峰强度可通过使用市售的X射线衍射装置进行测定。例如，如果使用株式会社リガク制造的型号为：RINT TTRIII的X射线衍射装置，在以下条件下进行利用Cu-Kα射线的2θ/θ聚焦方法光学***的X射线衍射测定，即可测得各晶面的峰强度。测定条件为：输出功率：50kV、250mA，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝：2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，BENT单色器，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/分钟，2θ测定范围：20～50°。在根据X射线衍射图谱求取各晶面的峰强度时，也可使用X射线衍射装置附带的分析软件。在分析软件中，通过采用三次样条逼近(cubic spline)进行背景处理和除去Kα2峰，并使用Pearson-VII函数进行峰形拟合，能够求得各峰强度。应予说明，即使在交替层叠结构的情况下，也能够以相同的条件测定各晶面的峰强度。例如，能够对任意的多个第1层以及第2层进行测定，并根据所得的各晶面的峰强度来算出强度比。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，第2层的残余应力优选为-2.0GPa以上0GPa以下。如果第2层的残余应力为-2.0GPa以上，则能够在形成基于具有压缩应力的效果的被覆层后抑制裂纹进入被覆层中，因此被覆层与基材的粘着性趋于提高。另一方面，如果第2层的残余应力为0GPa以下，则根据具有压缩应力的效果，能够抑制裂纹的进展，因此被覆切削工具的耐缺损性趋于提高。从相同的观点出发，如果第2层的残余应力为-2.0GPa以上-0.1GPa以下则更为优选，如果为-2.0GPa以上-0.2GPa以下则进一步优选。
上述残余应力是指残留于被覆层中的内部应力(固有应变)，一般将以“-”(负)的数值表示的应力称为压缩应力，以“+”(正)的数值表示的应力称为拉伸应力。在本实施方式中，在表示残余应力的大小的情况下，“+”(正)的数值越大，表示残余应力越大，而“-”(负)的数值越大，表示残余应力越小。
应予说明，上述残余应力能够通过使用了X射线衍射装置的sin2ψ法进行测定。而且，对于这样的残余应力，可以通过上述sin2ψ法对与切削相关的部位所包含的任意三点(这三点中的各个点优选相互距离0.5mm以上，以使它们能够代表该部位的应力)的应力进行测定，并通过求其平均值来测定残余应力。应予说明，在交替层叠结构的情况下，也能够以相同的条件测定残余应力。例如，对任意的多个第2层进行测定，并通过求其平均值来算出残余应力。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，第2层中的粒子的平均粒径超过100nm且为300nm以下。如果第2层中的粒子的平均粒径超过100nm，则能够进一步抑制由粒子的脱落导致的崩裂，因此将提高被覆切削工具的耐缺损性。另一方面，如果第2层中的粒子的平均粒径为300nm以下，则将赋予压缩应力，从而将提高被覆切削工具的耐缺损性。从相同的观点出发，第2层中的粒子的平均粒径优选为103nm以上298nm以下，更优选为105nm以上296nm以下。
应予说明，在本实施方式中，被覆层的各层中的粒子的平均粒径以与基材的表面平行的方向作为粒径，并可以通过后述实施例中记载的方法来测定。
[交替层叠结构]
在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层优选具有第1层与第2层交替地重复2次以上而形成的交替层叠结构。在本实施方式的被覆切削工具中，如果被覆层具有第1层与第2层交替地重复2次以上而形成的交替层叠结构，则能够抑制压缩应力变高，因而能够重复形成TiCN层，并使被覆层整体的厚度厚膜化，因此有能够在不降低耐缺损性的情况下提高耐磨性的倾向。此外，在本实施方式的被覆切削工具中，在不形成后述下部层的情况下，优选最先于基材的表面形成第2层。在本实施方式的被覆切削工具中，如果最先于基材的表面形成第2层，则基材与被覆层的粘着性趋于提高。
在本实施方式的被覆切削工具中，在交替层叠结构中，第1层与第2层的重复次数优选为2次以上100次以下，更优选为3次以上70次以下，进一步优选为5次以上50次以下，特别优选为6次以上47次以下。
应予说明，在本实施方式中，在第1层和第2层各形成一层的情况下，“重复次数”为1次。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，第1层与第2层中的化合物整体的平均组成优选为下述式(3)所表示的组成。
(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2) (3)，
(式(3)中，x2表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.01≤x2≤0.15，y2表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.12≤y2≤0.38。)
在被覆层为如上所述的交替层叠结构的情况下，本实施方式的被覆切削工具形成为Al的量与C的量周期性变化的结构。通过形成为这样的结构，即使增加TiCN的C的原子比，也能够抑制压缩应力变高，从而被覆层与基材的粘着性良好，因此能够使被覆层增厚。在将被覆层增厚的情况下，在本实施方式的被覆切削工具中，能够进一步提高耐磨性，此外，由于也将提高被覆层与基材的粘着性，因此由剥离导致的缺损趋于抑制。
如果第1层与第2层中的化合物整体的平均组成(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2)中的x2为0.01以上，则将提高硬度，因此将提高被覆切削工具的耐磨性，此外，由于易于赋予压缩应力，从而将抑制裂纹的进展，因此耐缺损性趋于提高，如果x2为0.15以下，则第1层与第2层的粘着性优异，因此有抑制由剥离导致的缺损的倾向。从相同的观点出发，平均组成(Ti1- y2Aly2)(Cx2N1-x2)中的x2优选为0.02以上0.15以下。
如果第1层与第2层中的化合物整体的平均组成(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2)中的y2为0.12以上，则将提高耐热性，因而即使在高速加工或载荷较大的加工等切削温度较高的加工中，也能够抑制反应磨损，因此，被覆切削工具的耐磨性趋于提高，如果x2为0.38以下，则作为基于含有Ti的效果，能够抑制高温强度的降低以及六方晶的形成，因此，被覆切削工具的耐磨性趋于提高。从相同的观点出发，平均组成(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2)中的y2优选为0.14以上0.37以下。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，式(3)所表示的平均组成中的C元素的原子比x2与式(1)所表示的组成中的C元素的原子比x1之差ΔC(x1-x2)优选为0.01以上0.15以下。在本实施方式的被覆切削工具中，如果ΔC为0.01以上，则被覆层的粒子微粒化，易于赋予压缩应力，并抑制裂纹的进展，因此耐缺损性趋于提高。另一方面，在本实施方式的被覆切削工具中，如果ΔC为0.15以下，则被覆层与基材的粘着性优异，因此有抑制由剥离导致的缺损的倾向。
此外，在本实施方式的被覆切削工具中，式(3)所表示的平均组成中的Al元素的原子比y2与式(2)所表示的组成中的Al元素的原子比y1之差ΔAl(y1-y2)优选为0.12以上0.38以下。在本实施方式的被覆切削工具中，如果ΔAl为0.12以上，则将导入界面应变，并提高硬度，由此耐磨性趋于提高。另一方面，在本实施方式的被覆切削工具中，如果ΔAl为0.38以下，则将提高界面的粘着性，并提高耐剥离性，由此耐缺损性趋于提高。
图1为表示本实施方式的被覆切削工具的一个例子的示意剖视图。被覆切削工具6具备基材1以及形成于该基材1的表面上的被覆层5。被覆层5具有交替层叠结构4，在该交替层叠结构4中，从基材1侧开始对第1层2与第2层3依次交替地重复形成4次。
[下部层]
本实施方式中使用的被覆层可以仅由第1层以及第2层构成，但优选在基材与第1层以及第2层的层叠结构之间(在交替层叠结构的情况下，为基材与第1层以及第2层的交替层叠结构之间)具有下部层。由此，基材与被覆层的粘着性进一步提高。其中，从与上述相同的观点出发，如果下部层包含由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与选自C、N、O以及B所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，则为优选，如果下部层包含由选自Ti、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与选自C、N、O以及B所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，则更优选，如果包含由选自Ti、Ta、Cr、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与N组成的化合物，则进一步优选。此外，下部层可为单层，也可为两层以上的多层。
在本实施方式中，如果下部层的平均厚度为0.1μm以上3.5μm以下，则基材与被覆层的粘着性显示出进一步提高的倾向，故优选。从相同的观点出发，下部层的平均厚度如果为0.2μm以上3.0μm以下，则更优选，如果为0.3μm以上2.5μm以下，则进一步优选。
[上部层]
本实施方式中使用的被覆层也可以在第1层以及第2层的层叠结构的与基材相反的一侧(在交替层叠结构的情况下，为第1层以及第2层的交替层叠结构的与基材相反的一侧)具有上部层。上部层如果包含由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与选自C、N、O以及B所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，则耐磨性更加优异，故进一步优选。此外，从与上述相同的观点出发，上部层如果包含由选自Ti、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与选自C、N、O以及B所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，则更优选，如果包含由选自Ti、Nb、Ta、Cr、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与N组成的化合物，则进一步优选。此外，上部层可为单层，也可为两层以上的多层。
在本实施方式中，如果上部层的平均厚度为0.1μm以上3.5μm以下，则显示出耐磨性更优异的倾向，故优选。从相同的观点出发，上部层的平均厚度如果为0.2μm以上3.0μm以下，则更优选，如果为0.3μm以上2.5μm以下，则进一步优选。
[被覆层的制造方法]
本实施方式的被覆切削工具中的被覆层的制造方法没有特别的限定，例如，可列举离子镀法、电弧离子镀法、溅射法以及离子混合法等物理气相沉积法。如果使用物理气相沉积法形成被覆层，则能够形成锐边(sharp edge)，故优选。其中，电弧离子镀法使被覆层与基材的粘着性更加优异，故更优选。
[被覆切削工具的制造方法]
下面使用具体例对本实施方式的被覆切削工具的制造方法进行说明。应予说明，本实施方式的被覆切削工具的制造方法只要能够实现该被覆切削工具的结构，就没有特别的限定。
首先，将加工为工具形状的基材收容于物理气相沉积装置的反应容器内，并将金属蒸发源设置于反应容器内。然后，对反应容器内进行抽真空直至其压力达到1.0×10-2Pa以下的真空，并通过反应容器内的加热器将基材加热至其温度为200℃～700℃。加热后，向反应容器内导入Ar气，使反应容器内的压力为0.5Pa～5.0Pa。在压力为0.5Pa～5.0Pa的Ar气环境下，对基材施加-500V～-350V的偏压，使40A～50A的电流流过反应容器内的钨丝，并对基材的表面实施利用Ar气的离子轰击处理。在对基材的表面施加离子轰击处理后，对反应容器内进行抽真空直至其压力达到1.0×10-2Pa以下的真空。
对于形成本实施方式使用的下部层的情况，将基材加热至其温度达到400℃～600℃。加热后，向反应容器内导入气体，使反应容器内的压力为0.5Pa～5.0Pa。作为气体，例如，在下部层由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与N组成的化合物构成的情况下，可列举N2气体，在下部层由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y组成的群组中的至少一种元素、与N以及C组成的化合物构成的情况下，可列举N2气体和C2H2气体的混合气体。作为混合气体的体积比例没有特别的限定，例如，也可为N2气体:C2H2气体＝95:5～85:15。接着，对基材施加-80V～-40V的偏压，通过电弧电流100A～200A的电弧放电，使对应各层的金属成分的金属蒸发源蒸发而形成下部层即可。
对于形成本实施方式使用的第1层的情况，控制基材使其温度达到350℃～550℃，向反应容器内导入氮气(N2)，将反应容器内的压力设为1.0Pa～5.0Pa。然后，对基材施加-80V～-35V的偏压，通过设为80A～150A的电弧放电，使第1层的TiC蒸发源蒸发而形成第1层即可。
对于形成本实施方式使用的第2层的情况，控制基材使其温度达到350℃～550℃。应予说明，如果将该基材的温度设为与形成第1层时的基材的温度相同，则能够连续形成第1层和第2层，故优选。在控制温度后，将N2气体导入反应容器内，使反应容器内的压力为2.0Pa～4.0Pa。接着，对基材施加-100V～-40V的偏压，通过电弧电流80A～150A的电弧放电，使对应第2层的金属成分的金属蒸发源蒸发而形成第2层即可。
为了形成第1层与第2层的交替层叠结构，在上述条件下，通过电弧放电使TiC蒸发源以及金属蒸发源交替地蒸发，由此交替地形成各层即可。通过分别调节TiC蒸发源以及金属蒸发源的电弧放电时间，能够控制构成交替层叠结构的各层的厚度。通过使用TiC蒸发源，能够容易地形成每一层为100nm以下的厚度的交替层叠结构，故优选。
当形成第1层时，如果增大反应容器内的压力，则可以在式(1)所表示的组成中，减小N元素的比例，并增大C元素的比例(x1)。
为了使本实施方式使用的第1层中的衍射强度比I(111)/I(200)为指定值，在上述形成第1层的过程中，对基材的温度进行调整或对偏压进行调整即可。更具体而言，在形成第1层的过程中，如果降低基材的温度或增大负的偏压(远离零侧)，则第1层中的I(111)趋于变大。
为了使本实施方式使用的第2层中的衍射强度比I(111)/I(200)为指定值，在上述形成第2层的过程中，对基材的温度进行调整或对偏压进行调整即可，更具体而言，在形成第2层的过程中，如果降低基材的温度或增大负的偏压(远离零侧)，则第2层中的I(111)趋于变大。
为了使本实施方式使用的第1层中的粒子的平均粒径为指定值，在上述形成第1层的过程中，对偏压或C元素的原料的量进行调整即可。更具体而言，在形成第1层的过程中，如果增大负的偏压(远离零侧)，则第1层中的粒子的平均粒径趋于变小。在形成第1层的过程中，如果增大C元素的原料的量，则第1层中的粒子的平均粒径趋于变小。
为了使本实施方式使用的第2层中的粒子的平均粒径为指定值，在上述形成第2层的过程中，对偏压进行调整即可。更具体而言，在形成第2层的过程中，如果增大负的偏压(远离零侧)，则第2层中的粒子的平均粒径趋于变小。通过使第2层中的粒子的平均粒径变小，纵横比变大。此外，在交替层叠结构的情况下，如果第2层的每一层的平均厚度变得极薄，则第2层中的粒子的平均粒径趋于变小。
为了使本实施方式使用的第1层中的残余应力为指定值，在上述形成第1层的过程中，对偏压进行调整即可。更具体而言，在形成第1层的过程中，如果增大负的偏压(远离零侧)，则第1层中的残余应力趋于变小。此外，在形成交替层叠结构的情况下，如果增大第1层的每一层的平均厚度，则第1层中的残余应力趋于变小。
为了使本实施方式使用的第2层中的残余应力为指定值，在上述形成第2层的过程中，对偏压进行调整即可。更具体而言，在形成第2层的过程中，如果增大负的偏压(远离零侧)，则第2层中的残余应力趋于变小。
对于形成本实施方式使用的上部层的情况，通过与上述下部层相同的制造条件来形成即可。即，首先，将基材加热至其温度达到400℃～600℃。加热后，向反应容器内导入气体，使反应容器内的压力为0.5Pa～5.0Pa。作为气体，例如，在上部层由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与N组成的化合物构成的情况下，可列举N2气体，在上部层由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种元素、与N以及C组成的化合物构成的情况下，可列举N2气体和C2H2气体的混合气体。作为混合气体的体积比例没有特别限定，例如，也可为N2气体:C2H2气体＝95:5～85:15。接着，对基材施加-80V～-40V的偏压，通过电弧电流100A～200A的电弧放电，使对应各层的金属成分的金属蒸发源蒸发而形成上部层即可。
构成本实施方式的被覆切削工具中的被覆层的各层的厚度可通过使用光学显微镜、扫描型电子显微镜(SEM)、透射型电子显微镜(TEM)等从被覆切削工具的剖面组织进行测定。应予说明，对于本实施方式的被覆切削工具中的各层的平均厚度，可从与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向该面的中心部50μm的位置附近中的3处以上的剖面，对各层的厚度进行测定，并计算其平均值(算术平均值)，从而求得各层的平均厚度。
此外，构成本实施方式的被覆切削工具中的被覆层的各层的组成可通过使用能量分散型X射线分析装置(EDS)或波长分散型X射线分析装置(WDS)等从本实施方式的被覆切削工具的剖面组织来进行测定。
此外，可使用市售的EDS附带的SEM或TEM来求得第1层与第2层中的化合物层整体的平均组成。具体而言，例如，准备被覆层的剖面(与测定被覆层的厚度时相同)，对第1层与第2层的层叠结构或交替层叠结构进行面分析。此时，将测定的范围设为“第1层与第2层的层叠结构或交替层叠结构的厚度的90％的长度”ד1μm(与基材表面平行的方向的长度)以上”。能够从面分析结果分别求出第1层与第2层中的化合物层整体的平均组成(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2)的原子比。
认为本实施方式的被覆切削工具至少由于耐磨性以及耐缺损性优异，因此将发挥能够与以往相比延长工作寿命的效果(但是，能够延长工作寿命的主要原因不限定于上述原因)。作为本实施方式的被覆切削工具的种类，具体而言，可列举用于铣削加工或车削加工的刀头更换型切削刀片、钻头以及立铣刀等。
[实施例]
下面，通过实施例对本发明作进一步的详细说明，但本发明并不限定于这些实施例。
(实施例1)
作为基材，准备CNMG120408-SM的刀片(具有89.6WC-9.8Co-0.6Cr3C2(以上为质量％)的组成的硬质合金)。在电弧离子镀装置的反应容器内，配置TiC蒸发源和金属蒸发源以形成表1以及表2所示的各层的组成。将准备的基材固定于反应容器内的旋转工作台的固定配件上。
然后，对反应容器内进行抽真空直至其压力达到5.0×10-3Pa以下的真空。抽真空后，通过反应容器内的加热器，将基材加热至其温度达到450℃。加热后，向反应容器内导入Ar气体使其压力变为2.7Pa。
在压力为2.7Pa的Ar气体环境下，对基材施加-400V的偏压，并使40A的电流流过反应容器内的钨丝，对基材的表面施加30分钟的基于Ar气体的离子轰击处理。在离子轰击处理完毕后，对反应容器内进行抽真空直至其压力达到5.0×10-3Pa以下的真空。
对于发明品1～14，抽真空后，控制基材使其温度变为表3所示的温度(开始成膜时的温度)，将氮气(N2)导入反应容器内，并将反应容器内调整为表3所示的压力。然后，对基材施加表3所示的偏压，通过表3所示的电弧电流的电弧放电，使表1所示组成的第1层的TiC蒸发源、与表1所示组成的第2层的金属蒸发源按照表1所示的最下层最先形成于基材的表面这样的顺序蒸发，从而以表1所示的最下层为基材的最初的表面这样的顺序形成第1层和第2层。此时，控制为表3所示的反应容器内的压力。此外，调整并控制各自的电弧放电时间，以使第1层的厚度和第2层的厚度达到表1所示的厚度。
对于比较品1～11，抽真空后，控制基材使其温度变为表4所示的温度(开始成膜时的温度)，将氮气(N2)导入反应容器内，并将反应容器内调整为表4所示的压力。然后，对基材施加表4所示的偏压，通过表4所示的电弧电流的电弧放电，使表2所示组成的A层的TiCN蒸发源、以及表2所示组成的B层的金属蒸发源按照表2所示的最下层最先形成于基材的表面这样的顺序蒸发，从而以表1所示的最下层为基材最初的表面这样的顺序形成A层和B层。此时，控制为表4所示的反应容器内的压力。此外，调整并控制各自的电弧放电时间，使A层的厚度以及B层的厚度变为表2所示的厚度。
在基材的表面形成各层直至达到表1以及表2所示的指定平均厚度，然后，切断加热器的电源，在试样温度达到100℃以下后，从反应容器内取出试样。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
对于得到的试样的各层的平均厚度，通过从被覆切削工具的与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向该面的中心部50μm的位置附近中，对3处的剖面进行TEM观察来测定各层的厚度，并计算其平均值(算术平均值)而求得。将这些结果也一并示于表1以及表2。
对于得到的试样的各层的组成，在从被覆切削工具的与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向中心部50μm为止的位置附近的剖面中，使用TEM附带的EDS进行测定。此外，使用市售的EDS附带的TEM求得第1层与第2层中的化合物层整体的平均组成。具体而言，准备被覆层的剖面(与测定被覆层的厚度时相同)，并对第1层与第2层的层叠结构进行面分析。此时，将测定的范围设为“第1层与第2层的层叠结构的厚度的90％的长度”ד1μm(与基材表面平行的方向上的长度)以上”。从面分析结果分别求出第1层与第2层中的化合物层整体的平均组成(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2)的原子比。这些结果也一并示于表1、表2、表5以及表6。应予说明，表1、表2、表5以及表6的各层的金属元素的组成比表示各金属元素相对于构成各层的金属化合物中的金属元素整体的原子比。
[表5]
[表6]
[I(111)/I(200)]
对于得到的试样的各层中的比I(111)/I(200)，使用株式会社リガク制造的型号为：RINT TTRIII的X射线衍射装置进行测定。具体而言，在以下条件下对各层的(200)面的峰强度I(200)、以及各层的(111)面的峰强度I(111)进行利用Cu-Kα射线的2θ/θ聚焦方法光学***的X射线衍射测定，由此，算出比I(111)/I(200)：输出功率：50kV、250mA，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝：2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，BENT单色器，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/分钟，2θ测定范围：20～50°。将其结果示于表7以及表8。
[残余应力]
对于得到的试样，通过使用了X射线衍射装置的sin2ψ法，对各层的残余应力进行测定。对于残余应力，测定与切削相关的部位所包含的任意3点的应力，将其平均值(算术平均值)作为各层的残余应力。将其结果示于表7以及表8。
[平均粒径]
对于得到的试样，如下所述，使用市售的透射型电子显微镜(TEM)对各层中的粒子的平均粒径进行测定。首先，使用聚焦离子束(FIB)加工机来制作以被覆层的剖面(与观察被覆层的厚度时相同的方向的剖面：相对于基材表面垂直的方向)作为观察面的薄膜的试样。对所制作的试样的观察面拍摄扫描透射电子显微镜(STEM)的照片。在所拍摄的照片上沿与基材的表面平行的方向画直线并测定构成各层的粒子的数量。将直线的长度除以粒子的数量所得的值作为平均粒径。在这种情况下，将直线的长度设为10μm以上。将测定结果示于表7及表8。
[表7]
[表8]
使用得到的试样进行以下的切削试验并进行评价。
[切削试验1]
被切削材料：SUS304，
被切削材料形状：120mm×400mm的圆棒，
切削速度：120m/min，
每刃进给量：0.3mm/rev，
切削深度：2.0mm，
冷却剂：使用
评价项目：以试样发生缺损(试样的切削刃部出现缺口)时、或后刀面磨损宽度达到0.30mm时作为工具寿命，测定到达工具寿命为止的加工时间。此外，使用SEM观察加工时间为10分钟时的损伤形态。应予说明，加工时间为10分钟时的损伤形态为“崩裂”意味着这是可继续加工的程度的缺口。此外，加工时间较长意味着耐缺损性以及耐磨性优异。将得到的评价的结果示于表9以及表10。
[表9]
[表10]
根据表9以及表10所示的结果，发明品的加工时间为22分钟以上，长于所有比较品的加工时间。
根据以上结果可知，通过提高耐磨性以及耐缺损性，发明品的工具寿命变长。
(实施例2)
作为基材，准备CNMG120408-SM的刀片(具有89.6WC-9.8Co-0.6Cr3C2(以上质量％)的组成的硬质合金)。在电弧离子镀装置的反应容器内，配置TiC蒸发源和金属蒸发源以形成表11以及表12所示的各层的组成。将准备的基材固定于反应容器内的旋转工作台的固定配件上。
然后，对反应容器内进行抽真空直至其压力达到5.0×10-3Pa以下的真空。抽真空后，通过反应容器内的加热器，将基材加热至其温度达到450℃。加热后，向反应容器内导入Ar气体使其压力变为2.7Pa。
在压力为2.7Pa的Ar气体环境下，对基材施加-400V的偏压，并使40A的电流流过反应容器内的钨丝，对基材的表面施加30分钟的基于Ar气体的离子轰击处理。在离子轰击处理完毕后，对反应容器内进行抽真空直至其压力达到5.0×10-3Pa以下的真空。
对于发明品15～31，抽真空后，控制基材使其温度变为表3所示的温度(开始成膜时的温度)，将氮气(N2)导入反应容器内，并将反应容器内调整为表3所示的压力。然后，对基材施加表13所示的偏压，通过表13所示的电弧电流的电弧放电，使表11所示组成的第1层的TiC蒸发源、与表11所示组成的第2层的金属蒸发源按照表11所示的最下层最先形成于基材的表面这样的顺序交替蒸发，从而以表11所示的最下层为基材的最初的表面这样的顺序交替形成第1层和第2层。此时，控制为表13所示的反应容器内的压力。此外，调整并控制各自的电弧放电时间，以使第1层的厚度和第2层的厚度达到表11所示的厚度。
对于比较品12～21，抽真空后，控制基材使其温度变为表14所示的温度(开始成膜时的温度)，将氮气(N2)导入反应容器内，并将反应容器内调整为表14所示的压力。然后，对基材施加表14所示的偏压，通过表14所示的电弧电流的电弧放电，使表12所示组成的A层的TiCN蒸发源、以及表12所示组成的B层的金属蒸发源按照表12所示的最下层最先形成于基材的表面这样的顺序交替蒸发，从而以表12所示的最下层为基材最初的表面这样的顺序交替形成A层和B层。此时，控制为表14所示的反应容器内的压力。此外，调整并控制各自的电弧放电时间，使A层的厚度以及B层的厚度变为表12所示的厚度。
在基材的表面形成各层直至达到表11以及表12所示的指定平均厚度，然后，切断加热器的电源，在试样温度达到100℃以下后，从反应容器内取出试样。
[表11]
[表12]
[表13]
[表14]
对于得到的试样的各层的平均厚度，通过从被覆切削工具的与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向该面的中心部50μm的位置附近中，对3处的剖面进行TEM观察来测定各层的厚度，并计算其平均值(算术平均值)而求得。第1层的每一层的平均厚度通过各个第1层的厚度t1相加的总厚度除以第1层的数量(重复次数)所得的值而算出。第2层的每一层的平均厚度同样地，通过各个第2层的厚度t2相加的总厚度除以第2层的数量(重复次数)所得的值而算出。将这些结果也一并示于表11以及表12。
对于得到的试样的各层的组成，在从被覆切削工具的与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向中心部50μm为止的位置附近的剖面中，使用附带TEM的EDS进行测定。此外，使用市售的EDS附带的TEM求得第1层与第2层中的化合物层整体的平均组成。具体而言，准备被覆层的剖面(与测定被覆层的厚度时相同)，并对第1层与第2层的层叠结构进行面分析。此时，将测定的范围设为“第1层与第2层的层叠结构的厚度的90％的长度”ד1μm(与基材表面平行的方向上的长度)以上”。从面分析结果分别求出第1层与第2层中的化合物层整体的平均组成(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2)的原子比。这些结果也一并示于表11、表12、表15以及表16。应予说明，表11、表12、表15以及表16的各层的金属元素的组成比表示各金属元素相对于构成各层的金属化合物中的金属元素整体的原子比。
[表15]
[表16]
[I(111)/I(200)]
对于得到的试样的各层中的比I(111)/I(200)，使用株式会社リガク制造的型号为：RINT TTRIII的X射线衍射装置进行测定。具体而言，在以下条件下对各层的(200)面的峰强度I(200)、以及各层的(111)面的峰强度I(111)进行利用Cu-Kα射线的2θ/θ聚焦方法光学***的X射线衍射测定，由此，算出比I(111)/I(200)：输出功率：50kV、250mA，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝：2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，BENT单色器，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/分钟，2θ测定范围：20～50°。将其结果示于表17以及表18。
[残余应力]
对于得到的试样，通过使用了X射线衍射装置的sin2ψ法，对各层的残余应力进行测定。对于残余应力，测定与切削相关的部位所包含的任意3点的应力，将其平均值(算术平均值)作为各层的残余应力。将其结果示于表17以及表18。
[平均粒径]
对于得到的试样，如下所述，使用市售的透射型电子显微镜(TEM)对各层中的粒子的平均粒径进行测定。首先，使用聚焦离子束(FIB)加工机来制作以被覆层的剖面(与观察被覆层的厚度时相同的方向的剖面：相对于基材表面垂直的方向)作为观察面的薄膜的试样。对所制作的试样的观察面拍摄扫描透射电子显微镜(STEM)的照片。在所拍摄的照片上沿与基材的表面平行的方向画直线并测定构成各层的粒子的数量。将直线的长度除以粒子的数量所得的值作为平均粒径。在这种情况下，将直线的长度设为10μm以上。将测定结果示于表17以及表18。
[表17]
[表18]
使用得到的试样进行以下的切削试验并进行评价。
[切削试验2]
被切削材料：SUS304，
被切削材料形状：120mm×400mm的圆棒，
切削速度：150m/min，
每刃进给量：0.3mm/rev，
切削深度：2.0mm，
冷却剂：使用
评价项目：以试样发生缺损(试样的切削刃部出现缺口)时、或后刀面磨损宽度达到0.30mm时作为工具寿命，测定到达工具寿命为止的加工时间。此外，使用SEM观察加工时间为10分钟时的损伤形态。应予说明，加工时间为10分钟时的损伤形态为“崩裂”意味着这是可继续加工的程度的缺口。此外，加工时间较长意味着耐缺损性以及耐磨性优异。将得到的评价的结果示于表19以及表20。
[表19]
[表20]
根据表19以及表20所示的结果，发明品的加工时间为18分钟以上，长于所有比较品的加工时间。
根据以上结果可知，通过提高耐磨性以及耐缺损性，发明品的工具寿命变长。
[产业上的可利用性]
本发明的被覆切削工具由于耐磨性以及耐缺损性优异，与以往相比能够延长工具寿命，因此，在该点上产业上的可利用性较高。
符号说明
1…基材、2…第1层、3…第2层、4…交替层叠结构、5…被覆层、6…被覆切削工具。

Claims (10)

1.一种被覆切削工具，其中，
所述被覆切削工具包含基材、以及形成于所述基材上的被覆层，
所述被覆层具有第1层以及第2层，所述第1层含有具有下述式(1)所表示的组成的化合物，所述第2层含有具有下述式(2)所表示的组成的化合物，
Ti(Cx1N1-x1) (1)
式(1)中，x1表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.02≤x1≤0.30，
(Ti1-y1Aly1)N (2)
式(2)中，y1表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.25≤y1≤0.75，
所述第1层中的粒子的平均粒径为5nm以上且不足100nm，
在所述第1层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为1.0≤I(111)/I(200)≤20.0，
所述第1层的平均厚度为5nm以上1.0μm以下，
在所述第2层中，(111)面的衍射峰强度I(111)与(200)面的衍射峰强度I(200)之比为0.1≤I(111)/I(200)≤1.0，
所述第2层中的粒子的平均粒径超过100nm且为300nm以下，
所述第2层的平均厚度为5nm以上2.0μm以下。
2.如权利要求1所述的被覆切削工具，其中，
所述第1层与所述第2层中的化合物整体的平均组成由下述式(3)表示，
(Ti1-y2Aly2)(Cx2N1-x2) (3)
式(3)中，x2表示C元素相对于C元素与N元素的总量的原子比，并满足0.01≤x2≤0.15，y2表示Al元素相对于Ti元素与Al元素的总量的原子比，并满足0.12≤y2≤0.38。
3.如权利要求1或2所述的被覆切削工具，其中，
所述第1层的残余应力为-4.0GPa以上-2.0GPa以下，所述第2层的残余应力为-2.0GPa以上0GPa以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的被覆切削工具，其中，
所述被覆层具有所述第1层与所述第2层交替地重复2次以上而形成的交替层叠结构。
5.如权利要求1～4中任一项所述的被覆切削工具，其中，
在所述第1层的X射线衍射中，(111)面出现最高峰。
6.如权利要求1～5中任一项所述的被覆切削工具，其中，
在所述第2层的X射线衍射中，(200)面出现最高峰。
7.如权利要求2所述的被覆切削工具，其中，
所述式(3)所表示的平均组成中的C元素的原子比x2与所述式(1)所表示的组成中的C元素的原子比x1之差ΔC(x1-x2)为0.01以上0.15以下。
8.如权利要求2所述的被覆切削工具，其中，
所述式(3)所表示的平均组成中的Al元素的原子比y2与所述式(2)所表示的组成中的Al元素的原子比y1之差ΔAl(y1-y2)为0.12以上0.38以下。
9.如权利要求1～8中任一项所述的被覆切削工具，其中，
所述被覆层整体的平均厚度为2.0μm以上10.0μm以下。
10.如权利要求1～9中任一项所述的被覆切削工具，其中，
所述基材为硬质合金、金属陶瓷、陶瓷或立方氮化硼烧结体中的任一种。
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