JP2014097536A - 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】合金鋼等の高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。
【解決手段】ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、ｃＢＮ基超高圧焼結体からなる基体表面に、六方晶結晶相と立方晶結晶相の混合組織からなる（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比で、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５）が被覆された表面被覆切削工具であって、基体表面の法線方向に対する上記六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の傾斜角を測定した場合、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在し、かつ該傾斜角区分に占める度数割合は４０％以上であり、さらに、好ましくは、立方晶結晶粒の平均アスペクト比α_ｃは２未満、平均粒子幅ω_ｃは０．３μｍ以下、また、六方晶結晶粒の平均アスペクト比α_ｈは２以上、平均粒子幅ω_ｈは０．１〜２μｍである。
【選択図】図１

Description

この発明は、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。

従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された基体（以下、これらを総称して基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により蒸着形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、上記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を蒸着形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。

例えば、特許文献１には、基体の表面に、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎで表した場合に、０．３５≦Ｘ≦０．６０（但し、Ｘは原子比）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物からなる硬質被覆層を物理蒸着法で蒸着形成するとともに、硬質被覆層を、上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の粒状晶組織と柱状晶組織との交互積層構造として構成することが提案されており、そしてこれによって、高硬度鋼の高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を発揮するとされている。
ただ、この被覆工具は、物理蒸着法により硬質被覆層を蒸着形成するため、Ａｌの含有割合Ｘを０．６以上にはできず、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。

このような観点から、化学蒸着法で硬質被覆層を形成することで、Ａｌの含有割合Ｘを、０．９程度にまで高める技術も提案されている。
例えば、特許文献２には、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＮＨ_３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合Ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ_２Ｏ_３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、Ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。

また、例えば、特許文献３には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶構造あるいは六方晶構造を含む立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層（但し、Ｘは０．６５〜０．９）を外層として被覆するとともに、該外層に１００〜１１００ＭＰａの圧縮応力を付与することにより、被覆工具の耐熱性と疲労強度を改善することが提案されている。

特開２０１１−２２４７１５号公報 特表２０１１−５１６７２２号公報 特表２０１１−５１３５９４号公報

近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、上記特許文献１に記載される被覆工具は、（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中のＡｌ含有量Ｘを高めることができないため、例えば、合金鋼の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分であるとは言えない。
一方、上記特許文献２に記載される化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層については、Ａｌ含有量Ｘを高めることができ、また、立方晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれた硬質被覆層が得られるものの、基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣る。
さらに、上記特許文献３に記載される被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれるものの、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えない。
本発明は、合金鋼の高速断続切削等の高速断続切削加工に供した場合であっても、すぐれた靭性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とするものである。

本発明者等は、上述の観点から、少なくともＴｉとＡｌの複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）」で示すことがある）を含む硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。

炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す）、炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す）、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体（以下、「ｃＢＮ基超高圧焼結体」で示す）のいずれかで構成された基体の表面に、
例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）を反応ガス成分として含有する化学蒸着法により、複合炭窒化物層として、立方晶結晶相と六方晶結晶相との所定の面積割合の混合組織からなる（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成することができるとともに、基体表面の法線方向に対する該複合炭窒化物層の六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の傾斜角度数分布割合を４０％以上とすることができ、これにより、複合炭窒化物層は、高い耐摩耗性を保ちつつ靭性が向上し、長期の使用に亘って、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を示すことを見出したのである。

また、本発明者等は、上記立方晶結晶相と六方晶結晶相との混合組織からなる（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、各結晶相の結晶粒について測定した粒子幅およびアスペクト比から求めた各結晶相の結晶粒の平均粒子幅、平均アスペクト比を所定の数値範囲に規制することにより、複合炭窒化物層の靭性を維持しつつ、より一段と、複合炭窒化物層の耐摩耗性を向上させ得ることを見出したのである。

さらに、本発明者等は、上記複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の立方晶構造を有する結晶内に（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在し、周期的に変化するＸの極大値と極小値及び、周期を所定の数値範囲に規制することにより、複合炭窒化物層の硬さを向上させ、より一段と、複合炭窒化物層の耐摩耗性を向上させ得ることを見出したのである。

したがって、上記のような複合炭窒化物層を備えた被覆工具を、例えば、合金鋼の高速断続切削等に用いた場合には、チッピング、欠損、剥離等の発生が抑えられるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができるのである。

この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された基体の表面に、硬質被覆層が被覆された表面被覆切削工具であって、
（ａ）上記硬質被覆層は、化学蒸着法により蒸着形成された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも含み、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＸおよびＣ含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）上記複合炭窒化物層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶構造を、上記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される六方晶結晶相との混合組織からなり、かつ、立方晶結晶相と六方晶結晶相との合計に占める六方晶結晶相の面積割合は１０〜５０面積％であり、
（ｃ）基体表面の法線方向に対する上記複合炭窒化物層の六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、基体表面の法線方向に対して０〜９０度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計した場合、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在するとともに、該２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 上記複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の平均粒子幅ω_ｃが０．３μｍ以下であり、平均アスペクト比α_ｃが２未満であり、また、
上記複合炭窒化物層の六方晶結晶相の結晶粒の平均粒子幅ω_ｈが０．１〜２μｍであり、平均アスペクト比α_ｈが２以上、であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 上記複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の立方晶構造を有する結晶内に（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在し、周期的に変化するＸの極大値と極小値の差が０．０５〜０．２５、望ましくは０．１０〜０．２０であり、その周期が３〜３０ｎｍであることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 上記複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により蒸着形成されたものであることを特徴とする前記（１）から（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来より知られている下部層や上部層などと併用することにより、一層すぐれた特性を創出することができる。

つぎに、この発明の被覆工具の硬質被覆層について、より具体的に説明する。

硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ））層の平均組成：
上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、Ａｌの含有割合Ｘ（原子比）の値が０．６０未満になると、複合炭窒化物層の組織中における六方晶結晶相の面積割合の減少により、耐クレータ摩耗性が低下し、チッピング、欠損等の異常損傷を発生しやすくなり、一方、Ｘ（原子比）の値が０．９５を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、複合炭窒化物層の組織中における立方晶結晶相の面積割合の減少により、硬さが低下するとともに耐逃げ面摩耗性が低下することから、Ｘ（原子比）の値は、０．６０以上０．９５以下とすることが必要である。
また、上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、Ｃ成分には層の潤滑性を向上させ、一方、Ｎ成分には層の高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の含有割合Ｙ（原子比）が０．０００５未満となると高い潤滑性が得られなくなり、一方、Ｙ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下してくることから、Ｙ（原子比）の値は、０．０００５以上０．００５以下と定めた。
なお、上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層は、その平均層厚が１μｍ未満では、長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、高熱発生を伴う高速断続切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚は１〜２０μｍと定めた。

この発明では、上記平均組成を有する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層からなる複合炭窒化物層において、層全体にわたって単一相組織にするのではなく、六方晶結晶相と立方晶結晶相の混合組織として形成する。
即ち、複合炭窒化物層の断面について、電子線後方散乱回折装置を用いてその結晶構造を解析した場合、立方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される六方晶結晶相との混合組織からなり、かつ、立方晶結晶相と六方晶結晶相との合計に占める六方晶結晶相の面積割合は１０〜５０面積％である。
上記の混合組織からなる複合炭窒化物層において、六方晶結晶相の面積割合が５０面積％を超えると硬さが低下し、特に、耐逃げ面摩耗性が低下する。
一方、六方晶結晶相の面積割合が１０面積％未満となった場合には、耐クレータ摩耗性が低下し、切れ刃が異常損傷を起こしやすくなり、その結果として、工具寿命が短命となる。
したがって、立方晶結晶相と六方晶結晶相との混合組織からなる複合炭窒化物層中における六方晶結晶相の占める面積割合は１０〜５０面積％とする。

また、この発明では、複合炭窒化物層の耐クレータ摩耗性を更に高めるために、複合炭窒化物層中で六方晶結晶相を構成する結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて基体表面の法線方向に対する六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、基体表面の法線方向に対して０〜９０度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計した場合、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在するとともに、該２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上を占めるようにすることが必要である。

また、基体表面の法線方向に対する、上記六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角が２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数が、傾斜角度数分布における度数全体の４０％未満である場合には、すぐれた耐クレータ摩耗性を期待できないので、前記２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数割合は４０％以上とすることが必要である。

さらに、この発明では、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相と六方晶結晶相を構成するそれぞれの結晶粒について、平均粒子幅と平均アスペクト比を所定の数値範囲に定めることが好ましく、これによって、複合炭窒化物層の更なる硬さの向上と耐クレータ摩耗性の向上を期待することができる。

さらに、この発明では、上記複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の立方晶構造を有する結晶内に（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在し、周期的に変化するＸの極大値と極小値及び、周期を所定の数値範囲に定めることが好ましく、これによって、複合炭窒化物層の更なる硬さの向上と耐逃げ面摩耗性の向上を期待することができる。

具体的には以下のとおりである。
まず、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相を構成する結晶粒について述べる。
基体表面と平行な方向の上記結晶粒の粒子幅をＷ_ｃ、また、基体表面に垂直な方向の上記結晶粒の粒子長さをＬ_ｃとし、該Ｗ_ｃとＬ_ｃとの比Ｌ_ｃ／Ｗ_ｃを各結晶粒のアスペクト比Ａ_ｃとし、さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比Ａ_ｃの平均値を平均アスペクト比α_ｃ、個々の結晶粒について求めた粒子幅Ｗ_ｃの平均値を平均粒子幅ω_ｃとした場合、平均アスペクト比α_ｃを２未満、また、平均粒子幅ω_ｃを０．３μｍ以下とすることによって、立方晶結晶相をより高硬度のものとすることができる。
次に、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相を構成する結晶粒について述べる。
前記立方晶結晶相を構成する結晶粒についての場合と同様に、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の各結晶粒について、基体表面と平行な方向の粒子幅をＷ_ｈ、また、基体表面に垂直な方向の粒子長さをＬ_ｈとし、該Ｗ_ｈとＬ_ｈとの比Ｌ_ｈ／Ｗ_ｈを各結晶粒のアスペクト比Ａ_ｈとし、さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比Ａ_ｈの平均値を平均アスペクト比α_ｈ、個々の結晶粒について求めた粒子幅Ｗ_ｈの平均値を平均粒子幅ω_ｈとした場合、平均アスペクト比α_ｈを２以上、また、平均粒子幅ω_ｈを０．１〜２μｍとすることによって、六方晶結晶相の耐クレータ摩耗性を向上させることができる。
したがって、この発明では、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相を構成する結晶粒の平均アスペクト比α_ｃを２未満、また、平均粒子幅ω_ｃを０．３μｍ以下とし、また、六方晶結晶相を構成する結晶粒の平均アスペクト比α_ｈを２以上、また、平均粒子幅ω_ｈを０．１〜２μｍとすることが好ましく、そしてこれによって、複合炭窒化物層の硬さの向上と耐クレータ摩耗性の向上を図ることができる。

さらに、立方晶構造を有する結晶を組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在するとき、結晶粒に歪みが生じ、硬さが向上する。しかしながら、ＴｉとＡｌの濃度変化の大きさの指標である前記組成式におけるＸの極大値と極小値の差が０．０５より小さいと前述した結晶粒の歪みが小さく十分な硬さの向上が見込めない。一方、Ｘの極大値と極小値の差が０．２５を超えると結晶粒の歪みが大きくなり過ぎ、格子欠陥が大きくなり、硬さが低下する。また、濃度変化の周期が３ｎｍ未満では靭性が低下し、３０ｎｍを超えると硬さの向上効果が見込めない。そこで、立方晶構造を有する結晶内に存在するＴｉとＡｌの濃度変化は、周期的に変化するＸの極大値と極小値の差を０．０５〜０．２５、望ましくは０．１０〜０．２０とし、その周期を３〜３０ｎｍとすることが好ましく、そしてこれによって、複合炭窒化物層の硬さの向上と耐逃げ面摩耗性の向上を図ることができる。

この発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層は、例えば、次に述べる条件の化学蒸着法によって蒸着形成することができる。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ_４ ２．０〜３．０％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ３．０〜５．０％、
ＡｌＣｌ_３ ３．０〜５．０％、ＮＨ_３ ２．０〜５．０％、
Ｎ_２ ６．０〜１０．０％、Ｃ_２Ｈ_４０〜１．０％、
残りＨ_２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００ ℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ ｋＰａ、
上記条件の化学蒸着法によって、平均組成が、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比）を満足し、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）
で表されるＴｉとＡｌの複合炭窒化物層が蒸着形成される。
なお、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相と六方晶結晶相の面積割合は、特に、ＮＨ_３の含有量によって影響され、例えば、他の条件を一定（反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ_４ ３．０％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ４．０％、ＡｌＣｌ_３ ５．０％、Ｎ_２８．０％、Ｃ_２Ｈ_４ １％、 残りＨ_２、反応雰囲気温度：９００℃、反応雰囲気圧力： ４ｋＰａ）とし、ＮＨ_３の含有量のみを変化させた場合、ＮＨ_３の含有量が、下限の２．０％である場合には、六方晶結晶相の面積割合は３３％、また、上限の５．０％である場合には、六方晶結晶相の面積割合は１０％となる。

さらに、前記成膜工程の際に、反応を一時停止し、ＴｉＣｌ_４：２．０〜５．０％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：３．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：８００〜９００℃の条件からなる、ＴｉＣｌ_４エッチング工程を所定回数挟むことにより、複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の立方晶構造を有する結晶内に（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層が蒸着形成される。
前述のようなＴｉＣｌ_４エッチング工程を成膜工程中に挟むことにより、立方晶ＴｉＡｌＣＮが選択的にエッチングされ、結晶粒内にＴｉとＡｌの局所的な組成差が形成され、それが、安定化するために原子の再配列が起こり、組成の周期的な変化が生じ、その結果、硬さが向上することを見出した。

上記の化学蒸着法によって形成された複合炭窒化物層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶構造を、上記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される六方晶結晶相との混合組織からなり、かつ、複合炭窒化物層の縦断面方向の測定領域内において、電子線後方散乱回折像が観察された立方晶結晶相と六方晶結晶相との合計に占める六方晶結晶相の面積割合は１０〜５０面積％である。
さらに、上記混合組織中の六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、基体表面の法線方向に対して０〜９０度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計した場合、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在するとともに、該２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上である傾斜角度数分布形態が形成される。

また、前記化学蒸着条件において、さらに蒸着条件を限定した蒸着を行うことによって、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相を構成する結晶粒の平均アスペクト比α_ｃが２未満、また、平均粒子幅ω_ｃが０．３μｍ以下であり、また、六方晶結晶相を構成する結晶粒の平均アスペクト比α_ｈが２以上、また、平均粒子幅ω_ｈが０．１〜２μｍとなる立方晶結晶相と六方晶結晶相との混合組織が形成される。
ここで、更に限定した蒸着条件とは、例えば、以下のとおりである。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ_４ ２．０〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ３．０〜４．０％、
ＡｌＣｌ_３ ３．０〜４．０％、ＮＨ_３ ２．０〜５．０％、
Ｎ_２ ６．０〜１０．０％、Ｃ_２Ｈ_４ ０〜１．０％、残りＨ_２、
反応雰囲気温度： ８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜３ｋＰａ、

本発明の被覆工具は、複合炭窒化物層として、例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）を反応ガス成分として含有する化学蒸着法により、１０〜５０面積％の六方晶結晶相を含む立方晶結晶相と六方晶結晶相との混合組織からなる（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を被覆形成し、さらに、該複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定した場合、基体表面の法線方向に対して２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在するとともに、該２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上を占めるような傾斜角度数分布形態を示すことから、複合炭窒化物層は、高い耐摩耗性を保ちつつ靭性が向上し、その結果、合金鋼の高速断続切削等の高速断続切削加工に用いた場合でも、長期の使用に亘って、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮するのである。

さらに、本発明では、上記蒸着をより限定した条件で行うことによって、立方晶結晶相と六方晶結晶相との混合組織からなる（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、各結晶相の結晶粒の平均粒子幅、平均アスペクト比を所定の数値範囲に定めた場合には、複合炭窒化物層の靭性を維持しつつ、より一段と、複合炭窒化物層の耐摩耗性向上を図ることができるのである。
さらに、本発明では、上記蒸着工程の際に、反応を一時停止し、ＴｉＣｌ_４エッチング工程を所定回数挟むことにより、複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の立方晶構造を有する結晶内に（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在し、周期的に変化するＸの極大値と極小値及び、周期を所定の数値範囲に定めた場合には、複合炭窒化物層の更なる硬さの向上と耐逃げ面摩耗性の向上を図ることができるのである。

本発明被覆工具の複合炭窒化物層縦断面の概略説明図を示す。

つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、ＩＳＯ・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮに規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の基体Ａ〜Ｄをそれぞれ製造した。

また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の基体ａ〜ｄを作製した。

つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表６、表７に示される本発明被覆工具１〜１５を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

また、比較の目的で、同じく工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表６、表８に示される比較例被覆工具１〜１３を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３と同様に、比較被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

参考のため、工具基体Ｄおよび工具基体ｃの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表６、表８に示される参考例被覆工具１４、１５を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）上記工具基体Ａおよびａを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＡｌ−Ｔｉ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０^−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＡｌ−Ｔｉ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＡｌおよびＴｉイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、上記Ａｌ−Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表８に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成し、
参考例被覆工具１４、１５を製造した。

ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５の硬質被覆層について、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈ、六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合と最高ピークが存在する傾斜角区分、立方晶構造を有する結晶内に存在するＴｉとＡｌの濃度変化についてＸの極大値と極小値の差、濃度変化の周期を測定した。

なお、具体的な測定は次のとおりである。
平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙの測定：
二次イオン質量分析(SIMS, Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy) 装置を用いて、イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙは深さ方向の平均値を示す。

硬質被覆層の各層の平均層厚の測定：
走査型電子顕微鏡を用い断面測定を行い、硬質被覆層を構成する各層についてそれぞれ５ヶ所の層厚を測定し、平均値を求め、その平均値を硬質被覆層の平均層厚とした。

六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈの測定：
電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる複合炭窒化物層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射し、０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、電子線後方散乱回折像を測定し、個々の結晶粒の結晶構造を解析することで立方晶構造あるいは六方晶構造であるかを同定し、立方晶結晶相と六方晶結晶相との合計に占める六方晶結晶相の面積割合を求めた。

六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合の測定：
複合炭窒化物層中の六方晶結晶相を構成する結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて基体表面の法線方向に対する六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、基体表面の法線方向に対して０〜９０度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し、最高ピークが存在する傾斜角区分を求めるとともに、２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計を求め、該２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計が傾斜角度数分布全体に占める度数割合を求めた。

さらに、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相の各結晶粒について、基体表面と平行な方向の粒子幅Ｗ_ｃ、基体表面に垂直な方向の粒子長さＬ_ｃを測定し、各結晶粒のアスペクト比Ａ_ｃ（＝Ｌ_ｃ／Ｗ_ｃ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比Ａ_ｃの平均値を平均アスペクト比α_ｃとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅Ｗ_ｃの平均値を平均粒子幅ω_ｃとして算出した。
同様にして、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の各結晶粒について、基体表面と平行な方向の粒子幅Ｗ_ｈ、基体表面に垂直な方向の粒子長さＬ_ｈを測定し、各結晶粒のアスペクト比Ａ_ｈ（＝Ｌ_ｈ／Ｗ_ｈ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比Ａ_ｈの平均値を平均アスペクト比α_ｈとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅Ｗ_ｈの平均値を平均粒子幅ω_ｈとして算出した。
ここで、Ｗ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈの測定は、以下のように行った。
ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる複合炭窒化物層の断面を研磨面とした状態で、複合炭窒化物層中の結晶粒について、走査電子顕微鏡（倍率２００００倍）を用いて幅１０μｍに亘って複数視野観察し、個々の結晶粒についてＷ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈを測定した。
表７に、これらの値を示す。

立方晶構造を有する結晶内に存在するＴｉとＡｌの濃度変化：
さらに、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いて、複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型X線分光法（ＥＤＳ）を用いて、断面側から組成分析を行ったところ、複合炭窒化物層中の立方晶構造を有する結晶内にＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が観察され、Ｘが相対的に大きい領域と小さい領域が存在した。複合炭窒化物層中の立方晶構造を有する結晶のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在する結晶の中の5個の結晶について、Ｘが相対的に大きい領域と小さい領域の周期的な濃度変化の存在する方向に線分析を行い、測定した結晶のＸの極大値と極小値のそれぞれの平均をとることで、Ｘが相対的に大きい領域と小さい領域のそれぞれの平均組成を求め、その差を測定した結晶のＸの極大値と極小値の差として求め、測定した5個の結晶について平均することで、Ｘの極大値と極小値の差の平均値を求めた。同様に、複合炭窒化物層中の立方晶構造を有する結晶のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在する結晶の中の5個の結晶について、上記線分析の結果から、Ｘが相対的に大きい領域の距離の平均を算出することで、測定した結晶のTiとAlの濃度変化の周期を求め、測定した5個の結晶について平均することで、TiとAlの濃度変化の周期の平均値を求めた。

ついで、比較例被覆工具１〜１３および参考例被覆工具１４、１５のそれぞれについても、本発明被覆工具１〜１５と同様にして、平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、硬質被覆層の平均層厚ｔ、六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈ、六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合と最高ピークが存在する傾斜角区分を測定した。
さらに、Ｗ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈを測定するとともに、α_ｃ、ω_ｃ、α_ｈ、ω_ｈを算出した。
表８に、これらの値を示す。

つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜１５、比較例被覆工具１〜１３および参考例被覆工具１４、１５について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ９４３ ｍｉｎ^−１、
切削速度： ３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１０ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
表９に、上記切削試験の結果を示す。

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１０に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜εをそれぞれ製造した。

また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１１に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ζ〜κを形成した。

つぎに、これらの工具基体α〜εおよび工具基体ζ〜κの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２、表１３に示される本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

また、比較の目的で、同じく工具基体α〜εおよび工具基体ζ〜κの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２、表１４に示される比較例被覆工具１６〜２８を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８と同様に、比較被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

参考のため、工具基体βおよび工具基体θの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２、表１４に示される参考例被覆工具２９、３０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表１４に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成し、参考例被覆工具２９、３０を製造した。

ついで、上記の本発明被覆工具１６〜３０の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈ、六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合と最高ピークが存在する傾斜角区分を測定した。
また、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相の各結晶粒について、Ｗ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ａ_ｃ（＝Ｌ_ｃ／Ｗ_ｃ）、α_ｃ、ω_ｃを測定・算出し、さらに、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の各結晶粒について、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈ、Ａ_ｈ（＝Ｌ_ｈ／Ｗ_ｈ）、α_ｈ、ω_ｈを測定・算出した。
表１３に、その結果を示す。

ついで、比較例被覆工具１６〜２８および参考例被覆工具２９、３０についても、本発明被覆工具１６〜３０と同様にして、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈ、六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合と最高ピークが存在する傾斜角区分、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相の各結晶粒のＷ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ａ_ｃ（＝Ｌ_ｃ／Ｗ_ｃ）、α_ｃ、ω_ｃ、また、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の各結晶粒について、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈ、Ａ_ｈ（＝Ｌ_ｈ／Ｗ_ｈ）、α_ｈ、ω_ｈを測定・算出した。
表１４に、その結果を示す。

つぎに、前記各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣM４３５の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件３：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３４０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。

原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を用意し、これら原料粉末を表１６に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：４ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて所定の寸法に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×内接円直径：１２．７mmの８０°菱形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、体積％で、Ｚｒ：３７．５％、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：残りからなる組成を有するＴｉ−Ｚｒ−Ｃｕ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２のインサート形状をもった工具基体イ〜ニをそれぞれ製造した。

つぎに、これらの工具基体イ〜ニの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７、表１８に示される本発明被覆工具３１〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

また、比較の目的で、同じく工具基体イ〜ニの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７、表１９に示される比較例被覆工具３１〜３８を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８と同様に、比較被覆工具３４〜３８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

参考のため、工具基体イおよび工具基体ロの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７、表１９に示される参考例被覆工具３９、４０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表１９に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成し、参考例被覆工具３９、４０を製造した。

ついで、上記の本発明被覆工具３１〜４０の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、硬質被覆層の平均層厚ｔ、六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈ、六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合と最高ピークが存在する傾斜角区分を測定した。
また、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相の各結晶粒について、Ｗ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ａ_ｃ（＝Ｌ_ｃ／Ｗ_ｃ）、α_ｃ、ω_ｃを測定・算出し、さらに、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の各結晶粒について、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈ、Ａ_ｈ（＝Ｌ_ｈ／Ｗ_ｈ）、α_ｈ、ω_ｈを測定・算出した。
表１８に、その結果を示す。

ついで、比較例被覆工具３１〜３８および参考例被覆工具３９、４０についても、本発明被覆工具３１〜４０と同様にして、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、硬質被覆層の平均層厚ｔ、六方晶結晶相の占める面積割合Ｓ_ｈ、六方晶結晶相の結晶粒の（０００１）面の法線の測定傾斜角が、基体表面の法線に対して傾斜角区分２〜１２度に存在する度数割合と最高ピークが存在する傾斜角区分、複合炭窒化物層中の立方晶結晶相の各結晶粒のＷ_ｃ、Ｌ_ｃ、Ａ_ｃ（＝Ｌ_ｃ／Ｗ_ｃ）、α_ｃ、ω_ｃ、また、複合炭窒化物層中の六方晶結晶相の各結晶粒について、Ｗ_ｈ、Ｌ_ｈ、Ａ_ｈ（＝Ｌ_ｈ／Ｗ_ｈ）、α_ｈ、ω_ｈを測定・算出した。
表１９に、その結果を示す。

つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具３１〜４０、比較例被覆工具３１〜３８および参考例被覆工具３９、４０について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２２０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１０ ｍｍ、
送り： ０．１０ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、上記切削試験の結果を示す。

表６〜９、表１２〜１５および表１７〜２０に示される結果から、本発明被覆工具１〜４０は、立方晶結晶相と六方晶結晶相との混合組織からなる（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層が蒸着形成され、しかも、該層は、高い耐摩耗性を保ちつつ靭性が向上していることから、合金鋼の高速ミーリング切削加工または外径高速断続切削加工ですぐれた密着性、潤滑性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。
特に、本発明被覆工具４〜７、９〜１５、１９〜２２、２４〜３０、３４〜３８、４０については、立方晶結晶相と六方晶結晶相の各結晶粒の平均粒子幅、平均アスペクト比を所定の数値範囲にあることから、さらに、より一段と耐摩耗性が向上する。
これに対して、比較例被覆工具１〜１３、１６〜２８、３１〜３８および参考例被覆工具１４、１５、２９、３０、３９、４０については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

上述のように、この発明の被覆工具は、合金鋼の高速ミーリング切削加工等の高速断続切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

Claims (4)

1. 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された基体の表面に、硬質被覆層が被覆された表面被覆切削工具であって、
   （ａ）上記硬質被覆層は、化学蒸着法により蒸着形成された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも含み、その平均組成を、
   組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）
   で表した場合、Ａｌ含有割合ＸおよびＣ含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５を満足し、
   （ｂ）上記複合炭窒化物層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶構造を、上記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される六方晶結晶相との混合組織からなり、かつ、立方晶結晶相と六方晶結晶相との合計に占める六方晶結晶相の面積割合は１０〜５０面積％であり、
   （ｃ）基体表面の法線方向に対する上記複合炭窒化物層の六方晶結晶相の結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、該測定傾斜角のうち、基体表面の法線方向に対して０〜９０度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計した場合、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在するとともに、該２〜１２度の傾斜角区分に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布における度数全体の４０％以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 上記複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の平均粒子幅ω_ｃが０．３μｍ以下であり、平均アスペクト比α_ｃが２未満であり、また、
   上記複合炭窒化物層の六方晶結晶相の結晶粒の平均粒子幅ω_ｈが０．１〜２μｍであり、平均アスペクト比α_ｈが２以上、
   であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 上記複合炭窒化物層の立方晶結晶相の結晶粒の立方晶構造を有する結晶内に（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）のＴｉとＡｌの周期的な濃度変化が存在し、周期的に変化するＸの極大値と極小値の差が０．０５〜０．２５であり、その周期が３〜３０ｎｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
4. 上記複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により蒸着形成されたものであることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。