JP6045010B1 - 表面被覆切削工具およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い耐摩耗性と高い耐チッピング性とを有する表面被覆切削工具を提供する。【解決手段】表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備え、被膜は硬質層を含み、硬質層は塩化ナトリウム型の結晶構造を有する複数の結晶粒を含む。硬質層のうち基材の表面の法線方向に平行な断面に対し、ＥＢＳＤ装置を用いて、結晶粒の結晶面である（１１１）面に対する法線方向と基材の表面に対する法線方向との交差角を測定した場合に、交差角が０度以上２０度未満となる結晶粒の割合Ａが５０％以上である。結晶粒の粒界に関し、Σ３型結晶粒界の長さは、Σ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満であり、結晶粒は、ＡｌxＴｉ1-xの窒化物または炭窒化物からなる第１層と、ＡｌyＴｉ1-yの窒化物または炭窒化物からなる第２層とが交互に積層された積層構造を有し、隣り合う第１層と第２層との厚みの合計は、３ｎｍ以上４０ｎｍ以下である。【選択図】図２

Description

本発明は、表面被覆切削工具およびその製造方法に関する。

超硬合金からなる切削工具は、切削加工時にその刃先が高温、高負荷などの過酷な環境に曝されるため、刃先が摩耗したり、欠けたりするといった問題が生じる場合が多い。このため、切削工具の切削性能の改善を目的として超硬合金などの基材の表面を被覆する被膜の開発が進められている。なかでも、チタン（Ｔｉ）およびアルミニウム（Ａｌ）と、窒素（Ｎ）および炭素（Ｃ）の両方またはいずれか一方との化合物（以下、ＡｌＴｉＮ、ＡｌＴｉＣＮなどとも称する）からなる被膜は、高い硬度を有することができ、かつＡｌの含有割合を高めることによって耐酸化性が向上することが知られる。このような被膜で切削工具を被覆することにより、切削工具の性能の改善が期待されている。

しかしながら、池田ら（非特許文献１）は、物理蒸着（ＰＶＤ：physical vapor deposition）法によりＡｌの原子比が０．７を超える「ＡｌＴｉＮ」または「ＡｌＴｉＣＮ」の被膜を作製すると、上記被膜の層構造がウルツ鉱型結晶構造に相転移するため、硬度が低下すると指摘している。瀬戸山ら（非特許文献２）は、「ＡｌＴｉＮ」または「ＡｌＴｉＣＮ」の被膜中のＡｌの含有割合を高めるため、ＰＶＤ法によりＴｉＮ／ＡｌＮの超多層膜を作製した。しかしＡｌＮ一層当たり、３ｎｍを超える厚みで「ＡｌＴｉＮ」または「ＡｌＴｉＣＮ」の被膜を作製すると、その層構造がウルツ鉱型結晶構造に相転移するため、硬度が低下することを報告している。

このため、化学蒸着（ＣＶＤ：chemical vapor deposition）法を用いてＡｌの含有割合を高めることが検討されている。たとえば、特開２０１５−１９３０７１号公報（特許文献１）には、ＣＶＤ法によって形成された硬質被覆層であって、（Ｔｉ_1-xＡｌ_x）（Ｃ_yＮ_1-y）で表される複合窒化物層または複合炭窒化物層を含み、この層が立方晶構造を有する結晶粒を含み、かつＴｉとＡｌとの組成が工具基体の表面の法線方向に沿って周期的に変化する硬質被覆層が開示されている。

特開２０１５−１９３０７１号公報

Ｔ． Ｉｋｅｄａ ｅｔ ａｌ．， "Ｐｈａｓｅ ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ ｈａｒｄ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｉｎ ｔｈｅ Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ ｓｙｓｔｅｍ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｔｈｅ ｃａｔｈｏｄｉｃ ａｒｃ ｉｏｎ ｐｌａｔｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ"， Ｔｈｉｎ Ｓｏｌｉｄ Ｆｉｌｍｓ １９５ （１９９１） ９９−１１０ Ｍ． Ｓｅｔｏｙａｍａ ｅｔ ａｌ．， "Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ｃｕｂｉｃ−ＡｌＮ ｉｎ ＴｉＮ／ＡｌＮ ｓｕｐｅｒｌａｔｔｉｃｅ"， Ｓｕｒｆａｃｅ ＆ Ｃｏａｔｉｎｇｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ８６−８７ （１９９６） ２２５−２３０

特許文献１では、複合窒化物層または複合炭窒化物層が立方晶構造を有し、ＴｉおよびＡｌの組成が基体の法線方向に沿って周期的に変化することにより、高硬度かつ靱性にも優れる硬質被覆層を実現したとされている。しかしながら、この硬質被覆層は特に耐チッピング性の獲得において改善の余地があった。したがって、未だ高い耐摩耗性と高い耐チッピング性との両特性を有することによって要求される長寿命を実現することには至っておらず、その開発が切望されている。

本発明は、上記実情に鑑みてなされ、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示す表面被覆切削工具およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の一態様に係る表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、被膜は、硬質層を含み、硬質層は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有する複数の結晶粒を含む。硬質層のうち基材の表面の法線方向に平行な断面に対し、電子線後方散乱回折装置を用いて複数の結晶粒の結晶方位をそれぞれ解析することにより、結晶粒の結晶面である（１１１）面に対する法線方向と基材の表面に対する法線方向との交差角を測定した場合に、交差角が０度以上２０度未満となる結晶粒の割合Ａが５０％以上である。結晶粒の粒界は、ＣＳＬ粒界と、一般粒界とを含み、ＣＳＬ粒界のうちΣ３型結晶粒界の長さは、ＣＳＬ粒界を構成するΣ３型結晶粒界、Σ５型結晶粒界、Σ７型結晶粒界、Σ９型結晶粒界、Σ１１型結晶粒界、Σ１３型結晶粒界、Σ１５型結晶粒界、Σ１７型結晶粒界、Σ１９型結晶粒界、Σ２１型結晶粒界、Σ２３型結晶粒界、Σ２５型結晶粒界、Σ２７型結晶粒界およびΣ２９型結晶粒界のそれぞれの長さの総計であるΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満である。結晶粒は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなる第１層と、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物（ただしｘ≠ｙ）からなる第２層とが交互に積層された積層構造を有し、隣り合う第１層と第２層との厚みの合計は、３ｎｍ以上４０ｎｍ以下である。

本発明の一態様に係る表面被覆切削工具の製造方法は、上記の表面被覆切削工具の製造方法であって、基材を準備する第１工程と、硬質層を化学蒸着（ＣＶＤ）法を用いて形成する第２工程とを含み、第２工程は、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの両方またはいずれか一方の流量を変調させる工程を含む。

上記によれば、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示す表面被覆切削工具を提供することができる。

表面被覆切削工具における被膜の断面の顕微鏡像を捕えた写真である。 電子線後方散乱回折装置を用いて解析した硬質層に含まれる結晶粒の交差角の度数分布の一例を示すグラフである。 図１の鎖線囲い部分を拡大して示す写真である。 本実施形態に係る表面被覆切削工具の製造方法に用いる化学蒸着（ＣＶＤ）装置を模式的に示す模式図である。

［本発明の実施形態の説明］
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

［１］本発明の一態様に係る表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、被膜は、硬質層を含み、硬質層は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有する複数の結晶粒を含み、硬質層のうち基材の表面の法線方向に平行な断面に対し、電子線後方散乱回折装置を用いて複数の結晶粒の結晶方位をそれぞれ解析することにより、結晶粒の結晶面である（１１１）面に対する法線方向と基材の表面に対する法線方向との交差角を測定した場合に、交差角が０度以上２０度未満となる結晶粒の割合Ａが５０％以上であり、結晶粒の粒界は、ＣＳＬ粒界と、一般粒界とを含み、ＣＳＬ粒界のうちΣ３型結晶粒界の長さは、ＣＳＬ粒界を構成するΣ３型結晶粒界、Σ５型結晶粒界、Σ７型結晶粒界、Σ９型結晶粒界、Σ１１型結晶粒界、Σ１３型結晶粒界、Σ１５型結晶粒界、Σ１７型結晶粒界、Σ１９型結晶粒界、Σ２１型結晶粒界、Σ２３型結晶粒界、Σ２５型結晶粒界、Σ２７型結晶粒界およびΣ２９型結晶粒界のそれぞれの長さの総計であるΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満であり、結晶粒は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなる第１層と、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物（ただしｘ≠ｙ）からなる第２層とが交互に積層された積層構造を有し、隣り合う第１層と第２層との厚みの合計は、３ｎｍ以上４０ｎｍ以下である。

上記表面被覆切削工具によれば、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示すことができ、もって長寿命を実現することができる。

［２］上記表面被覆切削工具において硬質層は、交差角が１０度以上２０度未満となる前記結晶粒の割合Ｂが３０％以上である。これにより、表面被覆切削工具の耐摩耗性がさらに向上する。

［３］上記表面被覆切削工具において硬質層は、１μｍ以上１５μｍ以下の厚みを有する。これにより、表面被覆切削工具の耐摩耗性を維持しつつ耐チッピング性を向上させることができる。

［４］上記表面被覆切削工具において硬質層は、ナノインデンテーション法による押し込み硬さが３０ＧＰａ以上４０ＧＰａ以下である。これにより表面被覆切削工具の耐摩耗性がさらに向上する。

［５］上記表面被覆切削工具において硬質層は、圧縮残留応力の絶対値が０．５ＧＰａ以上３．０ＧＰａ以下である。これにより表面被覆切削工具の靱性がさらに向上する。

［６］本発明の一態様に係る表面被覆切削工具の製造方法は、上記の表面被覆切削工具の製造方法であって、基材を準備する第１工程と、硬質層をＣＶＤ法を用いて形成する第２工程とを含み、第２工程は、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの両方またはいずれか一方の流量を変調させる工程を含む。

上記製造方法によれば、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示すことができ、もって長寿命を実現することができる表面被覆切削工具を製造することができる。

［本発明の実施形態の詳細］
以下、実施形態について説明する。以下の実施形態の説明に用いられる図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わす。

ここで、本明細書において「Ａ〜Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。また、本明細書において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のものに限定されるものではない。たとえば「ＴｉＡｌＮ」と記載されている場合、ＴｉＡｌＮを構成する原子数の比はＴｉ：Ａｌ：Ｎ＝０．５：０．５：１に限られず、従来公知のあらゆる原子比が含まれる。

≪表面被覆切削工具≫
本実施形態に係る表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備える。被膜は、基材の全面を被覆することが好ましい。しかしながら、基材の一部がこの被膜で被覆されていなかったり被膜の構成が部分的に異なっていたりしていたとしても、本発明の範囲を逸脱するものではない。

図１は、表面被覆切削工具における被膜の断面の顕微鏡像を捕えた写真である。図１においては、基材１０上に被膜２０が設けられており、被膜２０は硬質層から構成されている。

本実施形態に係る表面被覆切削工具は、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示すことができる。このため、高硬度に基づいた高い耐摩耗性と、優れた靱性に基づいた高い耐チッピング性とを発揮することができ、もって長寿命を実現することができる。したがって、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどの切削工具として好適に使用することができる。

≪基材≫
基材は、この種の基材として従来公知のものであればいずれも使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえば、ＷＣ基超硬合金、ＷＣのほか、Ｃｏを含み、あるいはＴｉ、Ｔａ、Ｎｂなどの炭窒化物を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮなどを主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化ケイ素、窒化ケイ素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、立方晶型窒化ホウ素焼結体、またはダイヤモンド焼結体のいずれかであることが好ましい。

これらの各種基材の中でも超硬合金、特にＷＣ基超硬合金、またはサーメット（特にＴｉＣＮ基サーメット）を選択することが好ましい。これらの基材は、特に高温における硬度と強度のバランスに優れ、上記用途の表面被覆切削工具の基材として優れた特性を有している。

表面被覆切削工具が刃先交換型切削チップなどである場合、基材は、チップブレーカーを有するものも、有さないものも含まれる。刃先稜線部の形状は、シャープエッジ（すくい面と逃げ面とが交差する稜）、ホーニング（シャープエッジに対してアールを付与したもの）、ネガランド（面取りをしたもの）、ホーニングとネガランドを組み合わせたものの中で、いずれのものも含まれる。

≪被膜≫
本実施形態において被膜は、硬質層を含む。この硬質層は、当該被膜中に１層または２層以上含まれることができる。また硬質層以外の他の層を含んでもよいことはいうまでもない。

被膜の厚みは好ましくは１〜１５μｍである。被膜の厚みがこの範囲であることにより、硬質層の耐摩耗性を維持しつつ耐チッピング性を向上させる効果をはじめとする被膜の特性を好適に発揮することができる。被膜の厚みが１μｍ未満であると硬度が低下する傾向があり、１５μｍを超えると切削加工時に被膜が基材から剥離し易くなる。被膜の総厚は、その特性を向上させる観点から好ましくは３〜７．５μｍである。

被膜の厚みは、たとえば基材の表面の法線方向に平行な断面サンプルを得て、このサンプルを走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Scanning Transmission Electron Microscopy）で観察することにより測定される。このようなＳＴＥＭを用いた測定方法としては、ＳＴＥＭ高角度散乱暗視野法（ＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ：High-Angle Annular Dark-field Scanning Transmission Electron Microscopy）を挙げることができる。

なお本明細書において「厚み」といった場合、その厚みは平均厚みを意味する。具体的には、断面サンプルの観察倍率を５０００〜１００００倍とし、観察面積を１００〜５００μｍ²として、１視野において１０箇所の厚み幅を測定し、その平均値を「厚み」とする。後述の各層の厚みについても、特に記載のない限り同様である。

＜硬質層＞
（結晶粒の結晶構造）
硬質層は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有する複数の結晶粒を含む。硬質層に含まれる結晶粒が塩化ナトリウム型の結晶構造を有していることは、Ｘ線回折装置、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置、ＴＥＭ分析装置などを用いて確認することができる。

硬質層においては、上記の分析装置の観察領域（１００μｍ×１００μｍ）中に確認される複数の結晶粒のうち、５０面積％以上の結晶粒が塩化ナトリウム型の結晶構造を有していることが好ましい。硬質層の硬度を高める観点からは、硬質層に含まれる結晶粒のすべてが塩化ナトリウム型であることが好ましい。

（結晶粒の配向性）
硬質層において、硬質層のうち基材の表面の法線方向に平行な面に対し、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Electron Back Scatter Diffraction）装置を用いて複数の結晶粒の結晶方位をそれぞれ解析することにより、結晶粒の結晶面である（１１１）面に対する法線方向と基材の表面に対する法線方向との交差角を測定した場合に、交差角が０度以上２０度未満となる結晶粒の割合Ａが５０％以上である。硬質層がこれを満たす場合に、硬質層は硬度に特に優れることとなり、もって表面被覆切削工具の優れた耐摩耗性に寄与することができる。上記割合の上限値は特に限定されず、靱性の向上の観点からは１００％が好ましい。

上記割合Ａは具体的には次のようにして求めることができる。まず、硬質層を後述の製造方法に基づいて基材上に成膜させる。この硬質層に対し、基材の表面の法線方向に平行な断面が得られるように切断する。その後、その切断面を耐水研磨紙（研磨剤としてＳｉＣ砥粒研磨剤を含むもの）で研磨し、必要に応じてＡｒイオンを用いたイオンミーリング処理により平滑化する。

上記の切断は、たとえば硬質層の表面（硬質層上に他の層が形成されている場合は被膜表面とする）を、十分に大きな保持用の平板上にワックスなどを用いて密着固定した後、回転刃の切断機でその平板に対して垂直方向に切断する（該回転刃と該平板とが可能な限り垂直となるように切断する）。基材の表面と硬質層の表面（被膜表面）とは平行であると考えられるためである。この切断は、このような垂直方向に対して行なわれる限り、硬質層の任意の部位で行なうことができる。上記研磨は、上記耐水研磨紙＃４００、＃８００、＃１５００を順に用いて行なう（耐水研磨紙の番号（＃）は研磨剤の粒径の違いを意味し、数字が大きくなるほど研磨剤の粒径は小さくなる）。

以上により、硬質層の断面研磨面を準備することができる。そして、この断面研磨面を測定対象面とし、ＥＢＳＤ装置を備えた電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて観察する。この観察は、集束電子ビームを各ピクセル上へ個別に配置し、順にＥＢＳＤデータを収集することによって行なうことができる。なお観察位置は、特に限定されないが、切削特性との関係を考慮すると刃先稜線部近傍を観察することが好ましい。

ＥＢＳＤ装置は、後方散乱電子によって発生する菊池回折パターンの自動分析に基づき、結晶粒が配向する結晶方位、およびこの結晶方位が測定対象面の法線方向（すなわち基材の表面の法線方向）に対してどの程度の角度で交差しているのか（交差角）を測定することができる。これを利用し、上記装置を用いて測定対象面を撮影して、撮影画像の各ピクセルにおける（１１１）面に対する法線方向と基材の表面に対する法線方向との交差角を測定する。

上記測定は、測定対象面の法線を入射ビームに対して７０°傾斜させ、１５ｋＶにて分析を行なう。帯電効果を避けるために、１０Ｐａの圧力を印加する。開口径６０μｍまたは１２０μｍと合わせて高電流モードを用いる。データ収集は、測定対象面のうち５０×３０μｍの面領域に相当する５００×３００ピクセルについて、０．１μｍ／ステップのステップにて行なう。そして、以下のような交差角範囲毎にピクセルを区分けして、グループ１〜１８を構築する。

グループ１：交差角が０度以上５度未満
グループ２：交差角が５度以上１０度未満
グループ３：交差角が１０度以上１５度未満
グループ４：交差角が１５度以上２０度未満
グループ５：交差角が２０度以上２５度未満
グループ６：交差角が２５度以上３０度未満
グループ７：交差角が３０度以上３５度未満
グループ８：交差角が３５度以上４０度未満
グループ９：交差角が４０度以上４５度未満
グループ１０：交差角が４５度以上５０度未満
グループ１１：交差角が５０度以上５５度未満
グループ１２：交差角が５５度以上６０度未満
グループ１３：交差角が６０度以上６５度未満
グループ１４：交差角が６５度以上７０度未満
グループ１５：交差角が７０度以上７５度未満
グループ１６：交差角が７５度以上８０度未満
グループ１７：交差角が８０度以上８５度未満
グループ１８：交差角が８５度以上９０度未満。

次に、グループ１〜１８のそれぞれにおいてピクセルの数の和である度数を算出して、交差角の度数分布を算出する。すなわち「度数」は、測定対象面に表れた全ての結晶粒を交差角毎にグループ１〜１８に区分けした場合の、各グループの結晶粒の面積の和に相当する。グループ分けおよび交差角の度数分布の算出は、たとえば市販のソフトウェア（「Orientation Imaging Microscopy Ver 6.2」、ＥＤＡＸ社製）を用いて行なうことができる。

また上記観察において、硬質層の基材側の界面近傍および表面側の界面近傍については測定対象面から除外する。硬質層のうち基材側の界面近傍は、硬質層の成長初期に形成された部分であり、結晶粒のばらつきが大きく、硬質層の特徴を特定すべき位置として不適切である。硬質層のうち被膜の表面側の界面近傍においても、隣接した別の硬質層が存在したとき、該硬質層の物理特性に起因する測定誤差に影響されると結晶粒のばらつきが大きくなるため、硬質層の特徴を特定すべき位置として不適切である。したがって、基材側の界面から０．５μｍ以上離れ、かつ表面側の界面から０．１μｍ以上離れた位置を測定対象面とする。また交差角の度数分布の正確性を担保する観点から、ＦＥ−ＳＥＭの観察倍率を２０００〜２００００倍の範囲から適宜選択し、かつ観察面積も５０〜１０００μｍ²の範囲から適宜選択し、１視野に１０〜１００個の結晶粒が現れるような状態にすることが好ましい。

上述の方法に従って算出された結晶粒の交差角の度数分布において、グループ１〜４の度数の合計が、全グループの度数の合計の５０％以上である場合に、割合Ａが５０％以上であることとなる。このような硬質層は極めて高い硬度を有することができるために、被膜の耐摩耗性を向上させることができる。割合Ａは好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６０％以上である。

特に本実施形態では、（１１１）面に対する法線方向が基材の表面に対する法線方向に対して１０度以上２０度未満となる結晶粒の割合Ｂが、３０％以上であることが好ましい。換言すれば、結晶粒の交差角の度数分布において、グループ３およびグループ４の度数の合計が、全グループの度数の合計の３０％以上であることが好ましい。この場合に、硬質層の耐摩耗性を飛躍的に向上させることができる。割合Ｂは好ましくは３５％以上であり、より好ましくは４０％以上である。なおこの割合Ｂの上限値は１００％である。

また特筆すべきは、結晶粒の交差角の度数分布において、交差角範囲を１０度毎に区分けした場合に、交差角が１０度以上２０度未満となる結晶粒の割合Ｂが、他の割合よりも大きいことが好ましい点である。具体的には、グループ３およびグループ４の度数の合計（割合Ｂに相当）が、グループ１とグループ２の度数の合計、グループ５およびグループ６の度数の合計、グループ７およびグループ８の度数の合計、グループ９およびグループ１０の度数の合計、グループ１１およびグループ１２の度数の合計、グループ１３およびグループ１４の度数の合計、グループ１５およびグループ１６の度数の合計、並びにグループ１７およびグループ１８の度数の合計よりも大きいことが好ましい。本発明者らにより、この場合に特に耐摩耗性に優れることが確認されている。この理由は明確ではないが、結晶粒の（１１１）面に対する法線方向が、基材の表面に対する法線方向から１０〜２０度程度ずれることにより、最も負荷が高い切削開始点において、硬質被膜に加わる衝撃をミクロ的に緩和できるためと考えられる。

交差角の度数分布を表したグラフの一例を図２に示す。このグラフの横軸は、結晶粒を区分けした１８のグループを表し、縦軸は度数である。図２に示す例では、割合Ａは全グループの度数の合計の８９％となり、割合Ｂは全グループの度数の合計の４５％となる。

（結晶粒の粒界）
硬質層に含まれる複数の結晶粒間には、結晶粒の粒界である「結晶粒界」が存在する。特に、硬質層に含まれる結晶粒の結晶粒界は、ＣＳＬ粒界（対応格子結晶粒界）と一般粒界とを含み、ＣＳＬ粒界のうちΣ３型結晶粒界の長さは、ＣＳＬ粒界を構成するΣ３型結晶粒界、Σ５型結晶粒界、Σ７型結晶粒界、Σ９型結晶粒界、Σ１１型結晶粒界、Σ１３型結晶粒界、Σ１５型結晶粒界、Σ１７型結晶粒界、Σ１９型結晶粒界、Σ２１型結晶粒界、Σ２３型結晶粒界、Σ２５型結晶粒界、Σ２７型結晶粒界およびΣ２９型結晶粒界のそれぞれの長さの総計であるΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満である。

ここでＣＳＬ粒界とは、多重度インデックス（multiplicity index）Σによって特徴付けられ、結晶粒界で接している２つの結晶粒の結晶格子部位密度と、両結晶格子を重ね合わせた場合に対応する部位の密度との比率として定義される。単純な構造の場合、低Σ値の結晶粒界は、低界面エネルギーおよび特殊な特性を有する傾向にあることが一般的に認められている。したがって、特殊結晶粒界の割合およびＣＳＬモデルから推定される結晶粒方位差の分布の制御は、セラミック被膜の特性およびこれらの特性を向上させる方法にとって重要であると考えられる。

本明細書において、ＣＳＬ粒界は、Σ３型結晶粒界、Σ５型結晶粒界、Σ７型結晶粒界、Σ９型結晶粒界、Σ１１型結晶粒界、Σ１３型結晶粒界、Σ１５型結晶粒界、Σ１７型結晶粒界、Σ１９型結晶粒界、Σ２１型結晶粒界、Σ２３型結晶粒界、Σ２５型結晶粒界、Σ２７型結晶粒界およびΣ２９型結晶粒界からなる。ただし、上記のＥＢＳＤで観察した場合に、Σ３型結晶粒界以外のいずれか１以上の結晶粒界が観察されない場合でも本実施形態の効果を示す限り本実施形態の範囲を逸脱するものではない。一般粒界は、ＣＳＬ結晶粒界以外の結晶粒界である。よって、一般粒界とは、硬質層の断面をＥＢＳＤで観察した場合の結晶粒の全粒界からＣＳＬ粒界を除いた残余部分となる。

またΣ３型結晶粒界の長さとは、上述の割合Ａの算出方法と同様に、ＥＢＳＤで観察される視野中のΣ３型結晶粒界の合計長さを示し、Σ３−２９型結晶粒界の長さとは、ＥＢＳＤで観察される視野中のΣ３型結晶粒界、Σ５型結晶粒界、Σ７型結晶粒界、Σ９型結晶粒界、Σ１１型結晶粒界、Σ１３型結晶粒界、Σ１５型結晶粒界、Σ１７型結晶粒界、Σ１９型結晶粒界、Σ２１型結晶粒界、Σ２３型結晶粒界、Σ２５型結晶粒界、Σ２７型結晶粒界およびΣ２９型結晶粒界のそれぞれの合計長さの総計を示す。

Σ３型結晶粒界は、ＣＳＬ結晶粒界の中で最も低い粒界エネルギーを有するものと考えられ、以ってΣ３−２９型結晶粒界に占める割合を高くすることにより機械特性（特に耐塑性変形性）を高めることができると考えられる。一方、Σ３型結晶粒界は高い整合性を有する結晶粒界であることから、Σ３型結晶粒界を粒界とする２つの結晶粒は単結晶または双晶類似の挙動を示し、粗粒化する傾向を示す。結晶粒が粗粒化すると、耐チッピング性等の被膜特性が低下する。そこで本実施形態においては、Σ３型結晶粒界の長さをΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満と規定して結晶粒の粗粒化を抑制し、もって硬質層の耐チッピング性を担保する。なおこの下限値は、２０％であることが好ましい。均粒で特性のバラツキが少ない硬質被膜を得られるためである。

本実施形態において、Σ３型結晶粒界の長さがΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満であるか否かは、次のようにして確認することができる。まず、（結晶粒の配向性）において詳述した方法と同様の方法により、測定対象面を有する測定サンプルを作製する。そして、ＥＢＳＤ装置を備えたＦＥ−ＳＥＭを用いて測定対象面を観察する。なお、硬質層の２つの界面近傍を測定対象面から除外することは上記と同様である。

測定対象面の法線は、入射ビームに対して７０°傾斜させ、１５ｋＶにて分析を行なう。帯電効果を避けるために、１０Ｐａの圧力を印加する。開口径６０μｍまたは１２０μｍと合わせて高電流モードを用いる。データ収集は、研磨面上、５０×３０μｍの面領域に相当する５００×３００ポイントについて、０．１μｍ／ステップのステップにて行なう。

データ処理は、ノイズフィルタリング有りおよび無しで行なう。ノイズフィルタリングおよび結晶粒界性格分布は、市販のソフトウェア（「orientation Imaging microscopy Ver 6.2」、ＥＤＡＸ社製）を用いて決定する。結晶粒界性格分布の分析は、Grimmer（H．Grimmer，R．Bonnet，Philosophical Magazine A 61（1990），493-509）から入手可能であるデータに基づいて行なう。ブランドンの条件（Brandon criterion）（ΔΘ＜Θ₀（Σ）^-0.5、ここで、Θ₀＝１５°）を用いて、実験値の理論値からの許容誤差を考慮に入れる（D．Brandon Acta metall．14（1966），1479-1484）。Σ３型結晶粒界に対応する特殊結晶粒界を計数し、他の特殊結晶粒界を計数し、これらの比を算出する。これにより、Σ３−２９型結晶粒界の長さに対するΣ３型結晶粒界の長さの割合を求めることができる。

（結晶粒の積層構造）
硬質層に含まれる結晶粒は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物（ただし、ｘ≠ｙ）からなる第１層と、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物からなる第２層とが交互に１層以上積層された積層構造を有している。第１層および第２層の組成は、窒化物または炭窒化物のいずれでもよい。ただし、第１層の組成が窒化物となる場合、第２層の組成も窒化物となる。第１層の組成が炭窒化物となる場合、第２層の組成も炭窒化物となる。

より詳細には、硬質層に含まれる結晶粒は、それぞれＡｌＴｉの窒化物または炭窒化物の単結晶または双晶であって、Ａｌの原子比が、この単結晶または双晶の内部で変動している。この変動は周期的であって、連続的または段階的である。これにより、硬質層に含まれる結晶粒は、所定の界面に微小な歪が生じ、この歪に基づいて異なった層として区別され得る第１層および第２層からなる積層構造が形成されることとなる。そして、この歪によって結晶粒の硬度が向上する。

図３は、図１の鎖線囲い部分を拡大して示す写真である。図３において、白色（淡色）領域は黒色（濃色）領域と比してＴｉの原子比が多い領域である。すなわち、図３から、硬質層において、Ｔｉリッチな白色領域とＡｌリッチな黒色領域が交互に存在することが理解される。

結晶粒が、双晶の結晶構造を有する場合、この双晶中の結晶構造においてΣ３型結晶粒界が線対称軸として存在し、この軸の両側に上述の積層構造が存在していることがより好ましい。この場合、積層構造を長期にわたって安定的に成長させることができる。

さらに、第１層のＡｌの原子比ｘは、各第１層中で０．６以上１未満の範囲で変動し、第２層のＡｌの原子比ｙは、各第２層中で０．４５以上０．６未満の範囲で変動することが好ましい。すなわち、硬質層に含まれる結晶粒は、Ａｌの原子比が高い割合を維持して変動する第１層と、この第１層に比べＡｌの原子比が相対的に低い割合を維持して変動する第２層とが、交互に配置される積層構造を有していることが好ましい。

第１層のＡｌの原子比ｘは、０．６未満となることはない。原子比ｘが０．６未満であれば、もはや第２層のＡｌの原子比ｙであるというべきだからである。原子比ｙが０．６以上となることがないことも同じ理由に基づく。原子比ｘは、第１層がＴｉを含むため１となることもない。一方で、高い耐摩耗性を保ちつつ靭性を向上させる観点から、原子比ｙは０．４５以上となる。原子比ｙが０．４５未満となると、Ａｌ量の低下に起因して耐酸化性が劣るようになり、被膜の酸化に伴う靱性の低下が起こりやすくなる。

原子比ｘおよび原子比ｙは、硬質層において基材の表面の法線方向に平行な断面サンプルを得て、この断面サンプルに現われた結晶粒に対してＳＥＭまたはＴＥＭ付帯のエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ：Energy Dispersive X-ray spectroscopy）装置を用いて分析することにより、その分析位置での原子比を算出することができる。さらに、上記ＥＤＸを用いた分析を繰り返し行なうことにより、原子比ｘおよび原子比ｙを算出する対象を該断面サンプルの全面に拡大することができ、故に硬質層の任意の箇所における原子比ｘおよび原子比ｙを特定することができる。

さらに、原子比ｘと原子比ｙとは、その差の最大値が０．０５以上０．５以下となることが好ましい。さらに好ましい原子比ｘと原子比ｙとの差の最大値は、０．１５以上０．５以下である。原子比ｘと原子比ｙとの差の最大値が０．０５未満となると、結晶粒内の歪みが小さくなるため、結晶粒の硬度が低下する傾向がある。一方でその差の最大値が０．５を超えると、結晶粒内の歪みが大きすぎ、格子欠陥が大きくなるので、結晶粒の硬度が低下する傾向がある。

原子比ｘと原子比ｙとの差の最大値は、上述の方法で原子比ｘおよび原子比ｙの値を断面サンプルに基づいて算出したとき、算出されたすべての原子比ｘの値のうちの最大値と、算出されたすべての原子比ｙの値のうちの最小値との差を求めたときに得られる値をいう。すなわち硬質層の全体を対象にし、その中から選んだ原子比ｘの最大値と、原子比ｙの最小値との差を求めたときに得られる値と同義となる。

（隣り合う第１層および第２層の厚みの合計）
本実施形態において、隣り合う第１層と第２層との厚みの合計（以下、「積層周期」とも称する）は、３〜４０ｎｍである。このような厚みで第１層と第２層とからなる積層構造を有することにより、結晶粒は高硬度となり、かつ靱性が向上する。この厚みが４０ｎｍを超えると、結晶粒がウルツ鉱型結晶構造へ相転移することにより硬度が低下する傾向があり、耐摩耗性に悪影響が及ぶ。隣り合う第１層と第２層との厚みの合計は、好ましくは７〜３８ｎｍである。

隣り合う第１層と第２層とは、少なくとも１組が３〜４０ｎｍの厚みを有していればよい。しかしながら、隣り合う第１層と第２層とのすべての組が３〜４０ｎｍの厚みを有することより、耐チッピング性に優れた被膜を安定して作製することができる点で好ましい。

隣り合う第１層と第２層との厚みの合計は、たとえば、任意の箇所（好ましくは刃先稜線部近傍）の断面サンプルを得て、その断面に現われた１０の結晶粒において、それぞれ１０組の隣り合う第１層と第２層の厚みの合計を測定し、その平均値を該厚みの合計として表すことができる。このとき、観察倍率を５０００００倍とし、観察面積を０．１μｍ²程度として１視野に１個の結晶粒が現れるように調節する。これを１０回以上繰り返して行うことにより、平均値を算出するのに十分な数の「隣り合う第１層と第２層との厚みの合計」を測定することができる。

（結晶粒のアスペクト比）
本実施形態において硬質層に含まれる結晶粒は、平均アスペクト比Ａが２以上であることが好ましい。本実施形態では、個々の結晶粒において結晶の成長方向に垂直な方向となる幅のうち最大のものを粒子幅ｗとし、この粒子幅ｗに対して垂直な方向となる長さのうち最大のものを粒子長さｌとし、ｗとｌとの比（ｌ／ｗ）を個々の結晶粒のアスペクト比αとする。さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比α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とする。このとき、硬質層に含まれる結晶粒は、平均アスペクト比Ａが２以上であり、かつ平均粒子幅Ｗが０．５μｍ以下であることがより好ましい。

上記条件を満たす結晶粒は柱状組織となり、これによって優れた耐チッピング性および耐摩耗性を示すことができる。結晶粒の平均アスペクト比Ａが１００を超えると、第１層と第２層との界面と結晶粒間の結晶粒界とを伝うようにクラックが伝播し易くなるため好ましくない。結晶粒の平均アスペクト比Ａは、好ましくは３０〜８０であり、より好ましくは４０〜６０である。結晶粒の平均粒子幅Ｗは０．１μｍ未満であると靭性が低下するので好ましくない。結晶粒の平均粒子幅Ｗが１．０μｍを超えると耐摩耗性が低下する。したがって、硬質層に含まれる結晶粒の平均粒子幅Ｗは、０．１〜１．０μｍとすることが好ましい。結晶粒の平均粒子幅Ｗは、より好ましくは０．２〜０．８μｍである。

平均アスペクト比Ａは、たとえば、結晶粒内の第１層および第２層の厚みを測定するときと同様に、測定対象面をＳＴＥＭで観察することにより測定することができる。たとえばＳＴＥＭの顕微鏡像に現われた１０個の結晶粒を選択し、これらの結晶粒に対して粒子幅ｗおよび粒子長さｌをそれぞれ特定する。次に、その比（ｌ／ｗ）を個々の結晶粒のアスペクト比αとして算出し、アスペクト比αの平均値を算出する。なお、硬質層の基材側の界面から０．５μｍ以上離れた位置を測定対象面とすることは上記と同様である。硬質層の２つの界面近傍を測定対象面から除外することも上記と同様である。

（押し込み硬さ）
硬質層は、ナノインデンテーション法による押し込み硬さが３０〜４０ＧＰａであることが好ましい。より好ましくは、３２〜３８ＧＰａである。硬質層のナノインデンテーション法による押し込み硬さが上記範囲であることにより、本実施形態に係る表面被覆切削工具は、耐摩耗性が向上する。特に、耐熱合金などの難削材の切削加工を行う際に優れた性能を発揮することができる。

上記の押し込み硬さは、ナノインデンテーション法が利用可能な超微小押し込み硬さ試験機を用いて測定することができる。具体的には、上記押し込み硬さは、硬質層の厚さ方向に垂直に所定荷重（たとえば３０ｍＮ）で圧子を押し込み、圧子が押し込んだ押し込み深さに基づいて算出することができる。硬質層上に表面被覆層などの他の層が存在する場合、カロテスト、斜めラッピングなどをすることにより、表面被覆層を除いて硬質層を露出させ、この露出した硬質層に対して上記方法を用いることにより、押し込み硬さを測定することができる。

（圧縮残留応力）
硬質層は、圧縮残留応力を有することが好ましく、該残留応力は、その絶対値が０．５ＧＰａ以上３．０ＧＰａ以下であることが好ましい。すなわち硬質層が圧縮残留応力を有する場合、その絶対値は３．０ＧＰａ以下であることが好ましい。硬質層の圧縮残留応力の絶対値が上記範囲であることにより、硬質層の靱性を飛躍的に向上させることができる。一方、圧縮残留応力の絶対値が３．０ＧＰａを超えると、組織破壊に伴い耐摩耗性が低下する傾向がある。また圧縮残留応力の絶対値が０．５ＧＰａ下回ると、チッピングが起きやすくなる傾向がある。靱性が低下する傾向がある。硬質層の圧縮残留応力は、硬質層に含まれる結晶粒内における第１層と第２層との積層周期を調節することによって制御することができる。

ここで「圧縮残留応力」とは、層内に存する内部応力（固有ひずみ）の一種である。圧縮残留応力は、「−」（マイナス）の数値（本明細書においてその単位は「ＧＰａ」で表す）で表される応力をいう。このため、圧縮残留応力が大きいという概念は、上記数値の絶対値が大きくなることを示し、圧縮残留応力が小さいという概念は、上記数値の絶対値が小さくなることを示す。

硬質層の圧縮残留応力は、たとえば、Ｘ線応力測定装置を用いたｓｉｎ²ψ法により測定することができる。このようなＸ線を用いたｓｉｎ²ψ法は、多結晶材料の圧縮残留応力の測定方法として広く用いられ、たとえば「Ｘ線応力測定法」（日本材料学会、１９８１年株式会社養賢堂発行）の５４〜６７頁に詳細に説明されている方法を用いることができる。ｓｉｎ²ψ法を適用して硬質層の圧縮残留応力を測定する場合、硬質層上に表面被覆層などの他の層が存在するときには、必要に応じて電解研磨、フラットミーリングなどをすることにより、表面被覆層を除いて硬質層を露出させ、この露出した硬質層に対して圧縮残留応力を測定する。

（硬質層の厚み）
硬質層は、１〜１５μｍの厚みを有することが好ましい。硬質層の厚みが上記範囲であることにより、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示す効果を顕著に示すことができる。硬質層の厚みが１μｍ未満であると靱性が十分ではなく、１５μｍを超えるとチッピングが起きやすくなる傾向がある。硬質層の厚みは、その特性を向上させる観点から３〜７．５μｍであることがさらに好ましい。

（不純物）
硬質層は、本実施形態の作用効果に影響を及ぼさない限り、塩素（Ｃｌ）、酸素（Ｏ）、硼素（Ｂ）、コバルト（Ｃｏ）、タングステン（Ｗ）、クロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）、炭素（Ｃ）などを含んでいてもよい。すなわち硬質層は、不可避不純物などの不純物を含んで形成されることが許容される。

＜その他の層＞
本実施形態において被膜は、硬質層以外の層を含んでいてもよい。たとえば、基材と被膜との接合強度を高くすることが可能な下地層を含むことができる。そのような層として、たとえば、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＮ層とＴｉＣＮ層とからなる複合層などを挙げることができる。下地層は、従来公知の製造方法を使用することにより製造することができる。

その他の下地層としては、たとえば、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆからなる群より選択される少なくとも１つの元素と、Ｎ、Ｏ、Ｃ、Ｂからなる群より選択される少なくとも１つの元素とからなる化合物層を含んでいてもよい。この化合物層によっても基材と被膜との接合強度を高くすることが可能となる。また被膜の最表面に位置する表面被覆層として、α−Ａｌ₂Ｏ₃層およびκ−Ａｌ₂Ｏ₃層の少なくとも一方を含んでいてもよい。α−Ａｌ₂Ｏ₃層およびκ−Ａｌ₂Ｏ₃層により、被膜の耐酸化性を向上させることができる。

＜作用効果＞
本実施形態に係る表面被覆切削工具は、たとえば、鋳鉄の連続切削、特に乾式のフライス加工などに用いた場合であっても、チッピング、欠損、剥離などの発生が抑えられつつ、極めて高い硬度に基づく高い耐摩耗性を発揮する。したがって、本実施形態に係る表面被覆切削工具は、高い耐チッピング性を示しつつ、特に高い耐摩耗性を示すことができ、もって長寿命を実現することができる。

≪表面被覆切削工具の製造方法≫
本実施形態に係る表面被覆切削工具の製造方法は、基材を準備する第１工程と、硬質層をＣＶＤ法を用いて形成する第２工程とを含む。特に、第２工程は、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの両方またはいずれか一方の流量を変調させる工程を含む。これにより、上記の構成および効果を有する表面被覆切削工具を製造することができる。

まず、図４を用いて本実施形態に係る表面被覆切削工具の製造方法に用いられるＣＶＤ装置の一例について説明する。図４に示すように、ＣＶＤ装置１００は、基材１０を設置するための複数の基材保持治具２１と、基材保持治具２１を包囲する耐熱合金鋼製の反応容器２２とを備えている。反応容器２２の周囲には、反応容器２２内の温度を制御するための調温装置２３が設けられている。

反応容器２２には、隣接して接合された第１ガス導入管２４と第２ガス導入管２５とを有するガス導入管が反応容器２２の内部の空間を鉛直方向に延在し、その軸２６で回転可能となるように設けられている。ガス導入管においては、その内部で第１ガス導入管２４に導入されたガスと、第２ガス導入管２５に導入されたガスとが混合しない構成とされている。第１ガス導入管２４および第２ガス導入管２５の一部にはそれぞれ、第１ガス導入管２４および第２ガス導入管２５の内部を流れるガスを基材保持治具２１に設置された基材１０上に噴出させるための複数の貫通孔が設けられている。

さらに、反応容器２２には、反応容器２２の内部のガスを外部に排気するためのガス排気管２７が設けられている。反応容器２２の内部のガスは、ガス排気管２７を通過して、ガス排気口２８から反応容器２２の外部に排出される。

次に、ＣＶＤ装置１００を用いた表面被覆切削工具の製造方法について説明する。以下、説明の便宜のため、基材上にＡｌとＴｉとＮとからなる硬質層を直接形成する場合について説明するが、第２工程では、基材上に下地層などの他の層を形成してから硬質層を形成してもよい。さらに、硬質層を形成した後、耐酸化性の向上のために表面被覆層を形成することもできる。下地層および表面被覆層を形成する方法は、いずれも従来公知の方法を用いることができる。

＜第１工程＞
第１工程では基材を準備する。基材は、市販のものを用いてもよく、一般的な粉末冶金法で製造してもよい。たとえば、基材として超硬合金基材を一般的な粉末冶金法で製造する場合、ボールミルなどによってＷＣ粉末とＣｏ粉末などとを混合して混合粉末を得ることができる。該混合粉末を乾燥した後、所定の形状に成形して成形体を得る。さらに該成形体を焼結することにより、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金（焼結体）を得る。次いで該焼結体に対して、ホーニング処理などの所定の刃先加工を施すことにより、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金からなる基材を製造することができる。第１工程では、上記以外の基材であっても、この種の基材として従来公知のものをいずれも準備可能である。

＜第２工程＞
第２工程では、ＣＶＤ装置１００を用いたＣＶＤ法により、基材上に硬質層を形成する。

具体的には、まずＣＶＤ装置１００の反応容器２２内に、基材１０として任意の形状のチップを基材保持治具２１に装着する。続いて調温装置２３を使って基材保持治具２１に設置した基材１０の温度を７５０〜８５０℃に上昇させる。さらに反応容器２２の内部の圧力を１．５〜２．５ｋＰａとする。

次に、軸２６を中心にガス第１ガス導入管２４と第２ガス導入管２５を回転させながら、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＡｌＣｌ₃ガスを含む第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入し、ＮＨ₃ガスを含む第２ガス群を第２ガス導入管２５に導入する。これにより、第１ガス導入管２４の貫通孔および第２ガス導入管２５の貫通孔から、第１ガス群および第２ガス群がそれぞれ反応容器２２内に噴出される。

噴出された第１ガス群および第２ガス群は回転操作によって反応容器２２内で均一に混合され、この混合ガスが基材１０上へ向かう。そして、第１ガス群に含まれるガス成分および第２ガス群に含まれるガス成分が化学反応することによって、基材１０上にＡｌとＴｉとＮとを含む結晶粒の核が生成される。引き続き、第１ガス導入管２４の貫通孔から第１ガス群を、第２ガス導入管２５の貫通孔から第２ガス群を噴出させる。これにより、上記結晶粒の核が成長され、ＡｌとＴｉとＮとを含む結晶粒を含む硬質層が形成されることとなる。

特に、本実施形態では、硬質層を形成するに際し、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの両方またはいずれか一方の流量を変調させながら結晶粒を成長させる。この方法としては、全反応ガス中のＡｌＣｌ₃ガスの流量（体積％）を一定に維持しながら、ＴｉＣｌ₄ガスの流量を変調させる第１結晶成長方法と、全反応ガス中のＴｉＣｌ₄ガスの流量を一定に維持しながら、ＡｌＣｌ₃ガスの流量を変調させる第２結晶成長方法とがある。

第１結晶成長方法では、ＴｉＣｌ₄ガスの流量の調節によってＴｉの原子比を制御することができる（すなわちＡｌの原子比も制御することができる）。具体的には、ＡｌＣｌ₃ガスの流量を２〜３体積％で一定に維持しながら、ＴｉＣｌ₄ガスの流量を３〜５体積％（高流量：High Flow）として５〜３０秒間維持する条件で第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入する。その後、直ちにＴｉＣｌ₄ガスの流量の高低を切り替えてＴｉＣｌ₄ガスの流量を０．２〜０．８体積％（低流量：Low Flow）として５〜３０秒間維持する条件で第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入する。その後、さらにＴｉＣｌ₄ガスの流量の高低を切り替える。この操作を複数回繰り返すことにより、第１層および第２層が交互に積層された積層構造を有する結晶粒を含む硬質層を形成することができる。

第２結晶成長方法では、ＡｌＣｌ₃ガスの流量の調節によってＡｌの原子比を制御することができる（すなわちＴｉの原子比も制御することができる）。具体的には、ＴｉＣｌ₄ガスの流量を０．５〜２体積％で一定に維持しながら、ＡｌＣｌ₃ガスの流量を５〜１０体積％（高流量：High Flow）として５〜１０秒間維持する条件で第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入する。その後、直ちにＡｌＣｌ₃ガスの流量の高低を切り替えてＡｌＣｌ₃ガスの流量を１〜３体積％（低流量：Low Flow）として５〜１０秒間維持する条件で第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入する。その後、さらにＡｌＣｌ₃ガスの流量の高低を切り替える。この操作を複数回繰り返すことにより、第１層および第２層が交互に積層された積層構造を有する結晶粒を含む硬質層を形成することができる。

第１結晶成長方法および第２結晶成長方法において、高流量（High Flow)でＴｉＣｌ₄ガスまたはＡｌＣｌ₃ガスを噴出する時間、低流量（Low Flow)でＴｉＣｌ₄ガスまたはＡｌＣｌ₃ガスを噴出する時間、ＴｉＣｌ₄ガスまたはＡｌＣｌ₃ガスの流量を高流量から低流量へ、または低流量から高流量へ切り替える回数などを調節することにより、第１層および第２層の厚み、隣り合う第１層と第２層との厚みの合計、ならびに硬質層の厚みをそれぞれ所望の厚みに制御することができる。

また、反応容器２２の内部の圧力および基材１０の温度を上記範囲とすることにより、硬質層に含まれる結晶粒の配向性に関し、上記割合Ａを満たすように制御することができる。さらに、化学反応の原料ガスであるＮＨ₃の体積％の制御により、Σ３型結晶粒界の長さをΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満とすることができる。

ここで、第１ガス群には、ＴｉＣｌ₄およびＡｌＣｌ₃ガスとともに、塩化水素（ＨＣｌ）ガスおよびキャリアガスとしての水素（Ｈ₂）ガスを含むことが好ましい。第２ガス群としてはＮＨ₃ガスとともに、アルゴンガスを含むことが好ましい。さらに、窒素（Ｎ₂）ガスを含んでいてもよい。しかしながら、本実施形態のように塩化ナトリウム型の結晶構造を有する結晶粒を効果的に成長させるには、窒素（Ｎ₂）ガスを含ませることなく、アンモニア（ＮＨ₃）ガスおよびアルゴンガスのみから第２ガス群を構成することが好ましい。さらに、ＡｌＴｉの炭窒化物を含む結晶粒を成長させる場合、さらにエチレン（Ｃ₂Ｈ₄）ガスを第１ガス群に含ませることが好ましい。

以上のようにして、硬質層を形成することができ、もって本実施形態に係る表面被覆切削工具を製造することができる。

≪測定方法≫
各測定に用いた測定対象面は、基材の表面の法線方向に平行な断面を上述のとおり耐水研磨紙で研磨し、引続き、Ａｒイオンによるイオンミーリング処理によりさらに平滑化して準備した。イオンミーリング装置とその処理の条件は以下のとおりである。
イオンミーリング装置：「ＳＭ−０９０１０」、日本電子株式会社製
加速電圧： ６ｋＶ
照射角度： 基材表面の法線方向から０°
照射時間： ６時間。

被膜の総厚、硬質層等の各層の厚み、結晶粒内における第１層および第２層の存在、ならびに隣り合う第１層および第２層の厚みの合計の平均値（積層周期）は、ＳＴＥＭ（「ＪＥＭ−２１００Ｆ」、日本電子株式会社製）を用いたＳＴＥＭ高角度散乱暗視野法を用いて、測定対象面を観察することにより測定した。硬質層に含まれる結晶粒の結晶構造は、Ｘ線回折装置（「ＳｍａｒｔＬａｂ」、株式会社リガク製）により確認した。

第１層におけるＡｌの原子比ｘおよび第２層におけるＡｌの原子比ｙは、ＴＥＭ付帯のＥＤＸ装置（「ＳＤ１００ＧＶ」、日本電子株式会社製）により算出し、この算出した原子比ｘ、ｙの値に基づいてｘ−ｙの最大値を求めた。割合Ａおよび割合Ｂを算出するための交差角の度数分布の測定、並びにΣ３型結晶粒界の長さおよびΣ３−２９型結晶粒界の長さの測定には、ＥＢＳＤ装置を備えたＦＥ−ＳＥＭ（「Ｚｅｉｓｓ Ｓｕｐｒａ ３５ ＶＰ」、ＣＡＲＬ ＺＥＩＳＳ社製）を用いた。

硬質層のナノインデンテーション法による押し込み硬さ（ＧＰａ）は、超微小押し込み硬さ試験機（「ＥＮＴ−１１００ａ」、Ｅｌｉｏｎｉｘ社製）を用いて測定した。硬質層の圧縮残留応力（ＧＰａ）は、Ｘ線応力測定装置（「ＳｍａｒｔＬａｂ」、株式会社リガク製）を用いたｓｉｎ²ψ法により算出した。さらに、応力測定をする際に使用する物性係数は、公知の文献であるＮ．Ｎｏｒｒｂｙらの『Ｓｕｒｆａｃｅ ＆ Ｃｏａｔｉｎｇｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ２５７ （２０１４） １０２−１０７）』で報告された値を使用した。このとき、使用基材の種類などを考慮し、可能な限り第１硬質被膜層と基材のピークの重なりがなく、かつ高角度側の回折ピークを選択し、応力を測定することが好ましい。

≪基材の準備≫
第１工程として、基材Ａおよび基材Ｂを準備した。具体的には、表１に記載の配合組成（重量％）からなる原料粉末を均一に混合した。なお表１中の「残り」とは、ＷＣが配合組成（質量％）の残部を占めることを示す。次に、この混合粉末を所定の形状に加圧成形した後に、１３００〜１５００℃で１〜２時間焼結することにより、超硬合金からなる基材Ａ（形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸ）および基材Ｂ（形状：ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇ）を得た。これらの形状は、いずれも住友電工ハードメタル株式会社製のものであり、基材ＡであるＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸは、旋削用の刃先交換型切削チップの形状であり、基材ＢであるＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇは、転削（フライス）用の刃先交換型切削チップの形状である。

≪被膜の形成≫
第２工程として、基材Ａおよび基材Ｂの表面上に表２に示す組成の下地層（ＴｉＮ、試料によってはＴｉＮおよびＴｉＣＮ）を、表９に示すとおりの厚みで形成した。下地層上に後述する硬質層を表９に示すとおりの厚みで形成した。そのほか表９に示すとおり、試料によっては表面被覆層（Ａｌ₂Ｏ₃）も形成した。下地層は基材の表面と直接接する層である。表面被覆層は、硬質層上に形成される層であって切削工具の表面を構成する。

ここで表２の「成膜条件」の欄には、下地層および表面被覆層を形成するための「反応ガス組成（体積％）」と、「反応雰囲気」として圧力（ｋＰａ）、温度（℃）、全ガス流量（Ｌ／ｍｉｎ）の条件とを示した。表２中「反応ガス組成（体積％）」の欄において、Ｈ₂ガスが「残り」であるとは、Ｈ₂ガスが反応ガス組成（体積％）の残部を占めることを示す。

たとえば表２の「ＴｉＮ（下地層）」の欄には、下地層としてのＴｉＮ層の形成条件が示されている。表２によれば、ＴｉＮ層は、図４に示すＣＶＤ装置１００を含む公知のＣＶＤ装置の反応容器内に基材を配置し、反応容器内に２．０体積％のＴｉＣｌ₄ガス、３９．７体積％のＮ₂ガスおよび残部としてのＨ₂ガスからなる混合ガスを、圧力６．７ｋＰａおよび温度９１５℃の雰囲気において４４．７Ｌ／分の全ガス流量で噴出することにより形成することができる。各層の厚みは、それぞれ反応ガスを噴出する時間によって制御することができる。

＜硬質層の形成＞
硬質層の形成は、図４に示すようなＣＶＤ装置１００を用い、表３〜表５に示す形成条件１Ａ〜１Ｈ、２Ａ〜２Ｈ、ＸおよびＹのいずれかの条件で行なった。

概説すれば、形成条件１Ａ〜１Ｇでは、ＡｌＣｌ₃ガスの流量を一定に維持しながら、ＴｉＣｌ₄ガスの流量を変調させて結晶粒を成長させる第１結晶成長方法を用いた。形成条件２Ａ〜２Ｇは、ＴｉＣｌ₄ガスの流量を一定に維持しながら、ＡｌＣｌ₃ガスの流量を変調させて結晶粒を成長させる第２結晶成長方法を用いた。形成条件Ｘでは、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの流量を変調させずに一定としつつ、第１ガス群および第２ガス群の間欠的に供給することにより結晶粒を成長させた。具体的には、０．８秒止めて０．２秒噴出するという周期で第１ガス群および第２ガス群を供給した。形成条件Ｙでは、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの流量を一定とし、かつ連続したガス噴出を行なって結晶粒を成長させた。

たとえば、表３〜表５において形成条件「１Ａ」は、以下のような条件により、硬質層を形成することを示す。すなわち、成膜温度（基材温度）を８００℃とし、反応容器内圧力を１．５ｋＰａとし、第１ガス群および第２ガス群の流量の合計である全ガス流量を５５．０Ｌ／分とする。この条件下でＡｌＣｌ₃ガスの流量を２．５体積％として一定に維持しながら、ＴｉＣｌ₄ガスについて０．２５体積％（低流量：Low Flow）として５秒間（Time）維持する条件で第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入する。その後、直ちにＴｉＣｌ₄ガス流量の高低を切り替え、ＡｌＣｌ₃ガスの流量を上記濃度に維持したまま、ＴｉＣｌ₄ガスの流量を４．７５体積％（高流量：High Flow）として５秒間（Time）維持する条件で第１ガス群を第１ガス導入管２４に導入する。その後さらにＴｉＣｌ₄ガス流量の高低を切り替え、以下、このような操作を所望により複数回行なう。

したがって形成条件「１Ａ」においてＴｉＣｌ₄ガスは、１分当たり５秒間のインターバルにより、高流量および低流量でそれぞれ６回（Interval）、第１ガス導入管２４に導入されることとなる。これにより第１層と第２層が交互に積層された積層構造を有する結晶粒が成長し、もって硬質層が形成される。なお形成条件「１Ａ」において、第１ガス群は表３に示すように、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＡｌＣｌ₃ガスとともに、Ｃ₂Ｈ₄ガスおよび残部としてＨ₂ガスを含んで構成される。第２ガス群は、表３に示すように、各所定量（体積％）のＮＨ₃ガスおよびＡｒガスを含んで構成される。

形成条件１Ｂ〜１Ｇ、２Ａ〜２Ｇでは、上記「１Ａ」と同じ要領でＴｉＣｌ₄またはＡｌＣｌ₃の流量を変調させ、表３または表４に示す条件で硬質層を形成した。形成条件ＸおよびＹについても、表５に示す条件で硬質層を形成した。

なお、形成条件１Ａ〜１Ｃ、１Ｆ、２Ａ、２Ｂ、２Ｅおよび２Ｆでは、第１ガス群にエチレンガスが表３、表４に示すとおりの体積％で含まれているので、ＡｌＴｉの炭窒化物からなる第１層および第２層の積層構造を有する結晶粒が成長した。形成条件１Ｄ、１Ｅ、１Ｇ、２Ｃ、２Ｄおよび２Ｇでは、ＡｌＴｉの窒化物からなる第１層および第２層の積層構造を有する結晶粒が成長した。

上記の各条件により形成された硬質層は、表６〜表８に示すとおりの積層周期で第１層および第２層が交互に積層された積層構造を有する結晶粒が成長して構成される。表６〜表８では、各条件により形成した第１層の厚み、第２層の厚み、第１層におけるＡｌの原子比ｘ（最大値）、第２層におけるＡｌの原子比ｙ（最小値）、原子比ｘ（最大値）と原子比ｙ（最小値）との差（ｘ−ｙ）、Σ３−２９型結晶粒界の長さに対するΣ３型結晶粒界の長さの割合、ならびに硬質層に含まれる結晶粒の交差角の度数である割合Ａおよび割合Ｂも示している。

形成条件１Ａ〜１Ｇおよび２Ａ〜２Ｇで形成された硬質層に含まれる結晶粒のすべては塩化ナトリウム型の結晶構造を有していた。形成条件ＸおよびＹで形成された硬質層に含まれる結晶粒もすべては塩化ナトリウム型の結晶構造を有していた。

≪切削工具の作製≫
上述のように準備された基材Ａまたは基材Ｂを、上記のような方法で形成した被膜により被覆し、表９に示すとおりの試料Ｎｏ．１〜３２の切削工具を作製した。本実施例において試料Ｎｏ．１〜２８の切削工具が実施例であり、試料Ｎｏ．２９〜３２の切削工具が比較例である。

試料Ｎｏ．１〜３２の切削工具は、試料ごとに基材、下地層および硬質層のいずれかが異なる。表９において、１つの欄内に２つの化合物（たとえば、「ＴｉＮ（０．５）−ＴｉＣＮ（２．５）」）が記載されている場合、左側（「ＴｉＮ（０．５）」）の化合物が基材の表面に近い側に位置する層であり、右側（「ＴｉＣＮ（２．５）」）の化合物が基材の表面から遠い側に位置する層であることを意味している。括弧の中の数値はそれぞれの層の厚みを意味する。表９の「−」で示される欄は、層が存在しないことを意味する。表９では、試料Ｎｏ．１〜３６の切削工具における硬質層が有する押し込み硬さおよび圧縮残留応力の値もそれぞれ示した。

たとえば、表９によれば試料Ｎｏ．１の切削工具は、基材Ａの表面に０．５μｍの厚みのＴｉＮ層および２．５μｍの厚みのＴｉＣＮ層がこの順序に積層されて下地層が形成される。下地層上には形成条件１Ａで形成された５．６μｍの厚さの硬質層が形成される。ただし、試料Ｎｏ．１の切削工具では、硬質層上に表面被覆層（Ａｌ₂Ｏ₃層）が形成されない。試料Ｎｏ．１の切削工具の被膜全体の厚さは、８．６μｍである。試料Ｎｏ．１の切削工具における硬質層が示す押し込み硬さ（ＧＰａ）は３８．５であり、圧縮残留応力（ＧＰａ）は２．０である。

≪切削試験≫
上記のようにして作製した試料Ｎｏ．１〜３２の切削工具を用いて、以下の２種の切削試験を行った。

＜丸棒外周高速切削試験＞
試料Ｎｏ．１〜７、１５〜２１、２９および３０の切削工具について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察し、工具寿命を評価した。その結果を表１０に示す。切削時間が長いほど耐摩耗性に優れる切削工具として、高速切削であっても長寿命化を実現することができる可能性が高いと評価することができる。

（丸棒外周高速切削試験の切削条件）
被削材 ： ＦＣＤ６００丸棒
周速 ： ３００ｍ／ｍｉｎ
送り速度： ０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量： １．０ｍｍ
切削液 ： 有り。

＜ブロック材耐欠損性試験＞
試料Ｎｏ．８〜１４、２２〜２８、３１および３２の切削工具について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削距離を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察し、工具寿命を評価した。その結果を表１１に示す。切削距離が長いほど耐チッピング性に優れる切削工具として、被削材の種類に関わらず長寿命化を実現することができる可能性が高いと評価することができる。

（ブロック材耐欠損性試験の切削条件）
被削材 ： ＳＫＤブロック材
周速 ： ２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度： ０．３ｍｍ／ｓ
切込み量： ２．０ｍｍ
切削液 ： なし
カッタ ： ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）。

表１０、表１１において「最終損傷形態」の欄の記載は、摩耗、チッピングおよび欠損の順に被膜の耐摩耗性が劣ることを示している。「摩耗」は、チッピングおよび欠けを生じずに摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味する。「チッピング」は、切削工具の仕上げ面を生成する切れ刃部に生じた微小な欠けを意味する。「欠損」は、切れ刃部に生じた大きな欠けを意味する。

＜評価＞
表１０によれば、試料Ｎｏ．１〜７、１５〜２１の切削工具は、試料Ｎｏ．２９および３０の切削工具と比べて長寿命であることが確認された。特に、試料Ｎｏ．２０および３０の切削工具は、チッピングが確認されて高速切削に対して性能が劣ることが確認された。

表１１によれば、試料Ｎｏ．８〜１４、２２〜２８の切削工具は、試料Ｎｏ．３１および３２の切削工具と比べて長寿命であることが確認された。特に、試料Ｎｏ．３１の切削工具はチッピングが確認され、試料Ｎｏ．３２の切削工具は欠損が確認されて、耐チッピング性能（耐欠損性能）において劣ることが確認された。

以上のように本発明の実施形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施形態および各実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなく特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１０ 基材、
２０ 被膜、
２１ 基材保持治具、
２２ 反応容器、
２３ 調温装置、
２４ 第１ガス導入管、
２５ 第２ガス導入管、
２６ 軸、
２７ ガス排気管、
２８ ガス排気口、
１００ ＣＶＤ装置。

Claims (5)

1. 基材と、該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
   前記被膜は、硬質層を含み、
   前記硬質層は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有する複数の結晶粒を含み、
   前記硬質層のうち前記基材の表面の法線方向に平行な断面に対し、電子線後方散乱回折装置を用いて前記複数の結晶粒の結晶方位をそれぞれ解析することにより、前記結晶粒の結晶面である（１１１）面に対する法線方向と前記基材の表面に対する法線方向との交差角を測定した場合に、
   前記交差角が０度以上２０度未満となる前記結晶粒の割合Ａが５０％以上であり、かつ前記交差角が１０度以上２０度未満となる前記結晶粒の割合Ｂが３０％以上であり、
   前記結晶粒の粒界は、ＣＳＬ粒界と、一般粒界とを含み、
   前記ＣＳＬ粒界のうちΣ３型結晶粒界の長さは、前記ＣＳＬ粒界を構成するΣ３型結晶粒界、Σ５型結晶粒界、Σ７型結晶粒界、Σ９型結晶粒界、Σ１１型結晶粒界、Σ１３型結晶粒界、Σ１５型結晶粒界、Σ１７型結晶粒界、Σ１９型結晶粒界、Σ２１型結晶粒界、Σ２３型結晶粒界、Σ２５型結晶粒界、Σ２７型結晶粒界およびΣ２９型結晶粒界のそれぞれの長さの総計であるΣ３−２９型結晶粒界の長さの５０％未満であり、
   前記結晶粒は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなる第１層と、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物（ただしｘ≠ｙ）からなる第２層とが交互に積層された積層構造を有し、
   隣り合う前記第１層と前記第２層との厚みの合計は、３ｎｍ以上４０ｎｍ以下である、表面被覆切削工具。
2. 前記硬質層は、１μｍ以上１５μｍ以下の厚みを有する、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記硬質層は、ナノインデンテーション法による押し込み硬さが３０ＧＰａ以上４０ＧＰａ以下である、請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記硬質層は、圧縮残留応力の絶対値が０．５ＧＰａ以上３．０ＧＰａ以下である、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の表面被覆切削工具。
5. 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の表面被覆切削工具の製造方法であって、
   前記基材を準備する第１工程と、
   前記硬質層を化学蒸着法を用いて形成する第２工程とを含み、
   前記第２工程は、ＡｌＣｌ₃ガスおよびＴｉＣｌ₄ガスの両方またはいずれか一方の流量を変調させながら前記結晶粒を成長させる工程を含む、表面被覆切削工具の製造方法。