JP2014210313A - 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
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Abstract
【課題】硬質被覆層がすぐれた硬さおよび靭性を備え、長期の使用に亘って耐チッピング性、耐欠損性を発揮する被覆工具を提供する。
【解決手段】硬質被覆層が、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表される複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、Ａｌの含有割合ｘおよびＣの含有割合ｙ（ｘ、ｙはいずれも原子比）が、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが存在し、立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下であり、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒が隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にあることにより、前記課題を解決する。
【選択図】図１
【解決手段】硬質被覆層が、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表される複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、Ａｌの含有割合ｘおよびＣの含有割合ｙ（ｘ、ｙはいずれも原子比）が、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが存在し、立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下であり、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒が隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にあることにより、前記課題を解決する。
【選択図】図１
Description
本発明は、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備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）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被覆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、従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆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。
ただ、従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆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、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＮＨ３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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層を蒸着形成した被覆工具が記載されているが、この被覆工具では、この（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ２Ｏ３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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）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の開示はなく、その点については予見しがたい。
また、特許文献２には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）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。
また、特許文献３には、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖの窒化物うち少なくとも２種の金属窒化物から構成される複合体であり、この複合体が示すＸ線回折ピークであって、複合体を構成するそれぞれの金属窒化物の（１１１）面及び（２００）面のＸ線回折ピークの強さ（Ｉ(111) 及びＩ(200) ）の強度比Ｉ(111) ／Ｉ(200) を３〜６とすることによって、耐摩耗性、耐焼き付き性及び耐酸化性を向上、並びに、摩擦係数の低減化という全ての摺動特性の向上を図る皮膜を形成した被覆工具を提供することが提案されている。
また、特許文献４には、工具基体表面に、バイポーラパルスバイアスを印加し、７５０〜８５０℃の成膜温度で蒸着することにより、表面研磨面の法線に対して、｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の傾斜角区分に最高ピークが存在し、その度数合計が、全体の６０％以上であり、また、表面研磨面の法線に対して、｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、その分布割合が全体の５０％以上である（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（Ｘ＝０．４〜０．６）層からなる硬質被覆層を備えることによって、重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する被覆工具を提供することが提案されている。
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、特許文献１に記載された化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）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、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
また、特許文献２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という課題があった。
また、特許文献３に記載された被覆工具は、主たる目的が摺動特性の向上にあったため、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、満足できる切削性能を発揮するとは言えないという課題があった。
さらに、特許文献４に記載された被覆工具は、（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で成膜され、膜中のＡｌ含有量Ｘを十分に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という課題があった。
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、合金鋼の高速断続切削等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である。
しかし、特許文献１に記載された化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）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、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
また、特許文献２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という課題があった。
また、特許文献３に記載された被覆工具は、主たる目的が摺動特性の向上にあったため、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、満足できる切削性能を発揮するとは言えないという課題があった。
さらに、特許文献４に記載された被覆工具は、（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で成膜され、膜中のＡｌ含有量Ｘを十分に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という課題があった。
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、合金鋼の高速断続切削等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である。
そこで、本発明者らは、前述の観点から、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−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。
即ち、従来の少なくとも１層の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含み、かつ所定の平均層厚を有する硬質被覆層は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層が工具基体に垂直方向に柱状をなして形成されている場合、高い耐摩耗性を有する。その反面、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の異方性が高くなるほど（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の靭性が低下し、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下し、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、また、工具寿命も満足できるものであるとはいえなかった。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層の改質を図るべく次のような視点から検討を重ねた。すなわち、粒界は結晶粒同士のつなぎ目であり、その構造は材料の力学的特性や機能的特性と密接に関係している。したがって、粒界の構造を定量的に制御することにより、所望の特性を備えた硬質被覆層を形成することが出来る。このような観点で、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層について鋭意研究したところ、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を立方晶結晶相と六方晶結晶相とで構成し、かつ、立方晶結晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶を形成させるという全く新規な着想により、硬質被覆層内の粒界強度が向上し靭性を高めることに成功し、その結果、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層の改質を図るべく次のような視点から検討を重ねた。すなわち、粒界は結晶粒同士のつなぎ目であり、その構造は材料の力学的特性や機能的特性と密接に関係している。したがって、粒界の構造を定量的に制御することにより、所望の特性を備えた硬質被覆層を形成することが出来る。このような観点で、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層について鋭意研究したところ、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を立方晶結晶相と六方晶結晶相とで構成し、かつ、立方晶結晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶を形成させるという全く新規な着想により、硬質被覆層内の粒界強度が向上し靭性を高めることに成功し、その結果、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。
具体的には、硬質被覆層が、化学蒸着法により成膜されたＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが混在し、工具基体と垂直な面における立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒が、工具基体と平行な面内の粒子幅をｗ、また、工具基体と垂直な方向の粒子長さをｌとし、該ｗとｌとの比ｌ／ｗを各結晶粒のアスペクト比ａ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の平均値を平均アスペクト比Ａ、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとした場合、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下であり、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在することにより、従来の硬質被覆層に比して、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の異方性が緩和され、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が向上し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。
そして、前述のような構成の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は、例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）を反応ガス成分として含有する以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：０．５〜１．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜２．０％、ＡｌＣｌ３：１．５〜２．５％、ＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｎ２：１１〜１５％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ａｒ：６〜１０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：２．０〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜する。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御する。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させる。
工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：０．５〜１．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜２．０％、ＡｌＣｌ３：１．５〜２．５％、ＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｎ２：１１〜１５％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ａｒ：６〜１０％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：２．０〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜する。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御する。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させる。
前述のようにＮＨ３の添加量を制御することによって、立方晶結晶相が選択的に形成され、結晶粒内に結晶構造と格子定数が等しい２つの結晶が重なり合い、周期的な格子点の重なりが生じる。すなわち、２つの結晶粒の界面に一致した格子点（対応格子点）を含むような方位にある双晶を形成させることができる。その結果、靭性が飛躍的に向上することを見出した。その結果、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼の高速断続切削加工に用いた場合においても、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。
本発明は、前記知見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工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、
前記複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが混在し、且つ、工具基体と垂直な面における立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下であり、前記立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に少なくともＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層を含み、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層が存在す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） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記複合炭窒化物層は、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成膜されたものであることを特徴とする前記（１）乃至（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、前述のような複合窒化物または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、複合窒化物または複合炭窒化物層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。
「（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工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、
前記複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが混在し、且つ、工具基体と垂直な面における立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下であり、前記立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に少なくともＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層を含み、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層が存在す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） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記複合炭窒化物層は、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成膜されたものであることを特徴とする前記（１）乃至（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、前述のような複合窒化物または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、複合窒化物または複合炭窒化物層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。
本発明について、以下に詳細に説明する。
硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表されるＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも含む。この複合炭窒化物層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため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、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表されるＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも含む。この複合炭窒化物層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため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、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層の組成：
本発明の硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの含有割合ｘが０．６０未満であると、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さ、靭性に劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性、耐チッピング性が十分でない。一方、Ａｌの含有割合ｘ（原子比）が０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため耐食性および高温強度が低下するため好ましくない。したがって、Ａｌの含有割合ｘは、０．６０≦ｘ≦０．９５と定めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣの含有割合（原子比）ｙは、０≦ｙ≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは、下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃの含有割合ｙが０≦ｙ≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。したがって、Ｃの含有割合ｙは、０≦ｙ≦０．００５と定めた。
本発明の硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの含有割合ｘが０．６０未満であると、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さ、靭性に劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性、耐チッピング性が十分でない。一方、Ａｌの含有割合ｘ（原子比）が０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため耐食性および高温強度が低下するため好ましくない。したがって、Ａｌの含有割合ｘは、０．６０≦ｘ≦０．９５と定めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣの含有割合（原子比）ｙは、０≦ｙ≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは、下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃの含有割合ｙが０≦ｙ≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。したがって、Ｃの含有割合ｙは、０≦ｙ≦０．００５と定めた。
複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒：
前記複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下を満足するように制御する。
この条件を満たすとき、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は粒状組織となり、すぐれた耐摩耗性を示す。一方、平均粒子幅Ｗが０．０５μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、１．０μｍを超えると靭性が低下する。したがって、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗは、０．０５〜１．０μｍと定めた。
前記複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下を満足するように制御する。
この条件を満たすとき、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は粒状組織となり、すぐれた耐摩耗性を示す。一方、平均粒子幅Ｗが０．０５μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、１．０μｍを超えると靭性が低下する。したがって、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗは、０．０５〜１．０μｍと定めた。
結晶粒中の立方晶結晶相の占める面積割合：
さらに、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面（工具基体と垂直な面）方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在し、立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する立方晶結晶相の占める面積割合が５０〜９０面積％であることがより好ましい。結晶粒中の立方晶結晶相の占める面積割合が５０面積％を下回ると硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下する。一方、９０面積％を超えると靭性が低下し、その結果、耐チッピング性が低下する。したがって、結晶粒中の立方晶結晶相の占める面積割合は、５０〜９０面積％と定めた。
さらに、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面（工具基体と垂直な面）方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在し、立方晶結晶相と六方晶結晶相の占める合計の面積に対する立方晶結晶相の占める面積割合が５０〜９０面積％であることがより好ましい。結晶粒中の立方晶結晶相の占める面積割合が５０面積％を下回ると硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下する。一方、９０面積％を超えると靭性が低下し、その結果、耐チッピング性が低下する。したがって、結晶粒中の立方晶結晶相の占める面積割合は、５０〜９０面積％と定めた。
立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に存在する双晶：
さらに、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在するとき、粒界強度が向上し、硬さが向上する。しかしながら、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％未満であると、結晶粒の界面に存在する双晶が奏する粒界強度の向上効果が小さく、十分な硬さの向上が見込めない。したがって、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在すると定めた。
さらに、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在するとき、粒界強度が向上し、硬さが向上する。しかしながら、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％未満であると、結晶粒の界面に存在する双晶が奏する粒界強度の向上効果が小さく、十分な硬さの向上が見込めない。したがって、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在すると定めた。
また、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、下部層として、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む場合、及び/又は上部層として１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む場合においても、前述した特性が損なわれず、これらの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、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。下部層として、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層を含む場合、Ｔｉ化合物層の合計平均層厚が２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、上部層として、酸化アルミニウム層を含む場合、酸化アルミニウム層の合計平均層厚が２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。
本発明の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面を模式的に表した図を図１に示す。
本発明の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面を模式的に表した図を図１に示す。
本発明は、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工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが混在し、工具基体と垂直な面における立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒の界面に双晶が存在することにより、立方晶構造を有する結晶粒内に歪みが生じるため、結晶粒の硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靭性が向上する。その結果、耐チッピング性が向上するという効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成される。
つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、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規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃ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基サーメット製の工具基体Ｄを作製した。
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、
表４に示される形成条件Ａ〜Ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：０．５〜１．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜２．０％、ＡｌＣｌ３：１．５〜２．５％、ＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｎ２：１１〜１５％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ａｒ：６〜１０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表７に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜することにより本発明被覆工具１〜１５を製造した。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御した。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させた。
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、表６および表７に示される下部層および／または上部層を形成した。
表４に示される形成条件Ａ〜Ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：０．５〜１．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜２．０％、ＡｌＣｌ３：１．５〜２．５％、ＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｎ２：１１〜１５％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ａｒ：６〜１０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表７に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜することにより本発明被覆工具１〜１５を製造した。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御した。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させた。
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、表６および表７に示される下部層および／または上部層を形成した。
本発明被覆工具１〜１５の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて複数視野に亘って観察したところ、図１に示した膜構成模式図に示されるように立方晶結晶と六方晶結晶が存在する粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層が確認された。また、透過型電子顕微鏡による倍率２０００００倍、加速電圧２００．０ｋＶによる観察により、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒が隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にあることが確認された。その結果を、同じく表７に示した。
また、硬質被覆層について、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、ＴｉとＡｌの複合窒化物または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、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立方晶結晶相の面積割合は５０〜９０面積％であることが確認された。
また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表３および表５に示される形成条件ａ〜ｊかつ表９に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１５と同様に、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を含む硬質被覆層を蒸着形成することにより比較被覆工具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表６および表８に示される下部層および／または上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｂ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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いた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）前記工具基体ＢおよびＣ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に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具１４、１５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表６および表８に示される下部層および／または上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｂ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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いた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）前記工具基体ＢおよびＣ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に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具１４、１５を製造した。
また、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具１４、１５の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表７および表８に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合ｘについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均Ａｌ含有割合ｘを求めた。平均Ｃ含有割合ｙについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。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Ｃ含有割合ｙはＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を求めた。その結果を、表７および表８に示した。
また、本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１３、参考被覆工具１４、１５について、工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在する複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する粒状組織（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層中の個々の結晶粒の工具基体表面と平行な粒子幅を測定し測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子幅Ｗを、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さを測定し測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子長さＬを求めた。そして、Ｗ／Ｌから平均アスペクト比Ａを算出した。平均粒子幅Ｗと平均アスペクト比Ａを、表７および表８に示した。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体に垂直な方向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、工具基体と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．０１μｍ／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、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を構成する結晶粒の立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。また、立方晶構造を有する結晶粒について該結晶粒の隣接する結晶粒同士の結晶方位関係から隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にある結晶粒の数をカウントし、立方晶構造を有する全結晶粒に占める割合を算出した。その結果を、同じく、表７および表８に示す。
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、電子線回折を行うことで、微小な結晶粒における隣り合う結晶粒同士の双晶関係の確認を行った。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合ｘについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均Ａｌ含有割合ｘを求めた。平均Ｃ含有割合ｙについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。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Ｃ含有割合ｙはＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を求めた。その結果を、表７および表８に示した。
また、本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１３、参考被覆工具１４、１５について、工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在する複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する粒状組織（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層中の個々の結晶粒の工具基体表面と平行な粒子幅を測定し測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子幅Ｗを、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さを測定し測定範囲内に存在する粒子についての平均値を算出することで平均粒子長さＬを求めた。そして、Ｗ／Ｌから平均アスペクト比Ａを算出した。平均粒子幅Ｗと平均アスペクト比Ａを、表７および表８に示した。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体に垂直な方向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、工具基体と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．０１μｍ／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、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を構成する結晶粒の立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。また、立方晶構造を有する結晶粒について該結晶粒の隣接する結晶粒同士の結晶方位関係から隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にある結晶粒の数をカウントし、立方晶構造を有する全結晶粒に占める割合を算出した。その結果を、同じく、表７および表８に示す。
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、電子線回折を行うことで、微小な結晶粒における隣り合う結晶粒同士の双晶関係の確認を行った。
つぎに、前記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、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具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。
工具基体：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、
切削試験： 乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ８９０ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１４ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
切削試験： 乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ８９０ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１４ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
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〜γ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δを形成した。
つぎに、これらの工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、
表４に示される形成条件Ａ〜Ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：０．５〜１．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜２．０％、ＡｌＣｌ３：１．５〜２．５％、ＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｎ２：１１〜１５％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ａｒ：６〜１０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表１３に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜することによって、表１３に示される目標層厚を有する立方晶結晶と六方晶結晶とが存在する粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御した。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させた。
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、表１２および表１３に示されるような下部層および／または上部層を形成した。
表４に示される形成条件Ａ〜Ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：０．５〜１．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜２．０％、ＡｌＣｌ３：１．５〜２．５％、ＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｎ２：１１〜１５％、Ｃ２Ｈ４：０〜０．５％、Ａｒ：６〜１０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表１３に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜することによって、表１３に示される目標層厚を有する立方晶結晶と六方晶結晶とが存在する粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御した。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させた。
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、表１２および表１３に示されるような下部層および／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〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される形成条件ａ〜ｊかつ表１４に示される目標層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１４に示される比較被覆工具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、表１２および表１４に示されるような下部層および／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γ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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１４に示される参考被覆工具２９，３０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、表１２および表１４に示されるような下部層および／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γ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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１４に示される参考被覆工具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た。
また、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の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１３および表１４に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、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、平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、粒状組織（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表１３および表１４に示す。
また、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、平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、粒状組織（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表１３および表１４に示す。
本発明被覆工具１６〜３０の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて複数視野に亘って観察したところ、図１に示した膜構成模式図に示されるように立方晶結晶と六方晶結晶が存在する粒状組織の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層が確認された。また、立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒が隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にあることが、透過型電子顕微鏡による倍率２０００００倍、加速電圧２００．０ｋＶによる観察により確認された。
その結果を同じく、表１３および表１４に示す。
その結果を同じく、表１３および表１４に示す。
また、前記硬質被覆層について、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、ＴｉとＡｌの複合窒化物または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、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立方晶結晶相の面積割合は５０〜９０面積％であることが確認された。
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１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃ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、２００ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００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：１．０ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２５０ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ４５Ｃ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、２００ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００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：１．０ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２５０ｍ／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、Ａｌ２Ｏ３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ＪＩＳ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、質量％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、ロをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３および表４に示される形成条件Ａ〜Ｊで、少なくとも（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１８に示される本発明被覆工具３１〜４０を製造した。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御した。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させた。
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、表１７および表１８に示されるような下部層および／または上部層を形成した。
この時、ＮＨ３の添加量を制御することにより、立方晶結晶相の割合を制御した。また、ＮＨ３及びＮ２の反応ガス組成を変調させ、ＮＨ３の反応活性を変化させることにより立方晶結晶粒の界面に双晶が形成されることを促し、双晶が存在する割合を向上させた。
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、表１７および表１８に示されるような下部層および／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、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表５に示される形成条件ａ〜ｈで、少なくとも（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１９に示される比較被覆工具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、表１７および表１９に示されるような下部層および／または上部層を形成した。
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、表１７および表１９に示されるような下部層および／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、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１９に示される参考被覆工具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に示される目標組成、目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具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に示される目標組成、目標層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具３９，４０を製造した。
また、本発明被覆工具３１〜４０、比較被覆工具３１〜３８および参考被覆工具３９，４０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１８および表１９に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具３１〜４０、比較被覆工具３１〜３８および参考被覆工具３９，４０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、平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、粒状組織（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表１８および表１９に示す。
つぎに、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、比較被覆工具３１〜３８および参考被覆工具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。
工具基体：立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体、
切削試験： 浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
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： ０．１０ｍｍ、
送り： ０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。
工具基体：立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体、
切削試験： 浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
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： ０．１０ｍｍ、
送り： ０．１２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。
表９、１５および表２０に示される結果から、本発明被覆工具１〜４０は、硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉの複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶結晶において、界面に双晶が存在することで、結晶粒に歪みが生じ、硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靱性が向上する。しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐欠損性にすぐれ、その結果、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかである。
これに対して、硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉの複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶結晶において、界面に双晶が存在していない比較被覆工具１〜１３、１６〜２８，３１〜３８および参考被覆工具１４、１５、２９、３０、３９、４０については、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。
前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼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チッピング性、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)
- 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工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、
前記複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものと六方晶構造を有するものが混在し、工具基体と垂直な面における立方晶結晶相の占める面積割合は５０〜９０面積％であり、立方晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下であり、前記立方晶構造を有する結晶粒のうち５０％以上の結晶粒が隣接する立方晶構造を有する結晶粒と双晶関係にあることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に少なくともＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在す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。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在す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。
- 前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成膜されたものであることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
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