JP6090063B2

JP6090063B2 - 表面被覆切削工具

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Publication number: JP6090063B2
Application number: JP2013175238A
Authority: JP
Inventors: 翔龍岡; 直之岩崎; 健志山口; 長田　晃; 晃長田
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
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Priority date: 2012-08-28
Filing date: 2013-08-27
Publication date: 2017-03-08
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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、前記従来の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、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、前記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の粒状晶組織からなる薄層Ａと柱状晶組織からなる薄層Ｂ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、薄層Ａおよび薄層Ｂはそれぞれ０．０５〜２μｍの層厚を有し、さらに、前記粒状晶の結晶粒径は３０ｎｍ以下、また、前記柱状晶の結晶粒径は５０〜５００ｎｍであることにより、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、前記特許文献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、耐摩耗性、耐チッピング性が十分であるとは言えない。
一方、前記特許文献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含有割合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、前記特許文献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。

そこで、本発明者らは、前述の観点から、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）からなる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。

従来のように、表面被覆切削工具が少なくとも１層の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を含み、かつ所定の合計平均層厚を有する硬質被覆層においては、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層が基体に垂直方向に柱状をなして形成されている場合、その表面被覆切削工具は高い耐摩耗性を有する。その反面、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の結晶組織の異方性が高くなるほど（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の靭性が低下する。その結果、その表面被覆切削工具の耐チッピング性、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なくなる。また、工具寿命も満足できるものではない。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層について鋭意研究した。そして、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の結晶組織の異方性を緩和し靭性を高めることによって、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、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層が、主として微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ａ層と、主として柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ｂ層との交互積層として構成することにより、以下に示す効果を得ることができる。
前記構成を有することにより、すぐれた靭性を示す微粒粒状組織の（Ｔｉ_１―ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ａ層とすぐれた耐摩耗性を示す柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ｂ層とからなる交互積層構造があたかもそれぞれの特性を併せ持つ１つの層として機能する。そのため、前記特徴を有する硬質被覆層では、従来の硬質被覆層に比して、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の結晶組織の異方性が緩和される。その結果、この硬質被覆層の耐チッピング性、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。

そして、前述のような構成の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層は、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以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
（ａ）工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：１．０〜２．０％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：１．０〜２．０％、ＡｌＣｌ_３：３．０〜５．０％、ＮＨ_３：３〜６％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１．０％、Ｈ_２：残、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、所定の目標層厚の柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を成膜する（領域Ｂ層）。
（ｂ）その後、前記（ａ）の成膜工程を停止し、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：３．０〜４．０％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：３．０〜５．０％、ＡｌＣｌ_３：１．０〜２．０％、ＮＨ_３：７〜１０％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、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、所定の目標層厚の微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を成膜する（領域Ａ層）。
（ｃ）その後、前記（ａ）、（ｂ）の工程を所定の回数繰り返し行なうことによって、柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層と微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層との交互積層構造からなる硬質被覆層を形成することができる。
（ｄ）微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の方が、柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層よりも刃先靭性にすぐれているので、交互積層構造の最上層は、微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、すなわち領域Ａ層となるようにすることが、耐チッピング性向上の観点から好ましい。

粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層中のＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．７≦ｘ≦０．８であり、柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層中のＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．８５≦ｘ≦０．９５である場合には、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上する。前記特徴を有する表面被覆切削工具では、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄の高速断続切削加工に用いた場合でも、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する。

本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下に示す態様を有する。
（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ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも有し、
前記複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる合計平均層厚１〜１０μｍの交互積層構造を有し、
前記領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足するとともに、前記工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、前記工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下であり、
前記領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足するとともに、前記工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、前記工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍであり、
前記交互積層構造において、領域Ａ層と領域Ｂ層は交互に少なくともそれぞれ1層以上存在し、最上層は、前記領域Ａ層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記領域Ａ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方位を、前記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％以上であり、
前記領域Ｂ層について、前記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六方晶結晶相の占める面積割合が５０％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）前記複合炭窒化物層について、Ｘ線回折から立方晶結晶粒の格子定数ａを求め、前記立方晶結晶粒の格子定数ａが立方晶ＴｉＮの格子定数ａ_ＴｉＮと立方晶ＡｌＮの格子定数ａ_ＡｌＮに対して、０．０５ａ_ＴｉＮ＋０．９５ａ_ＡｌＮ ≦ａ ≦ ０．４ａ_ＴｉＮ＋０．６ａ_ＡｌＮの関係を満たす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）前記硬質被覆層は、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）から（３）のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
（５）前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層上に、Ａｌ_２Ｏ_３層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、およびＴｉＣＮＯ層から選ばれる一層または二層以上からなる最外層が、前記表面被覆切削工具の最も外側の層として形成されてい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。
（６）前記工具基体の表面と、最も前記工具基体に近い前記領域Ｂ層との間に、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層からなる中間層が形成されてい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。
（７）前記工具基体の表面と、最も前記工具基体に近い前記領域Ｂ層との間に、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層からなる中間層が形成されていることを特徴とする前記（５）に記載の表面被覆切削工具。
（８）前記硬質被覆層の平均層厚に占める前記複合炭窒化物層の合計平均層厚の割合が６０％以上１００％以下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。
（９）最も前記工具基体から離れた前記領域Ａ層が、前記表面被覆切削工具の最も外側の層であり、最も前記工具基体に近い前記領域Ｂ層の下面は、前記工具基体の表面に直接接触してい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。
（１０）前記領域Ａ層の合計平均層厚と前記領域Ｂ層の合計平均層厚との比率が１：９から９：１の範囲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。

本発明の一態様である表面被覆切削工具（以下、本発明の表面被覆切削工具と称する）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である。この表面被覆切削工具において、前記硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる平均合計層厚１〜１０μｍの交互積層構造を有する。前記領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足する。前記工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下である。前記領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足する。前記工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍである。前記交互積層構造の最上層は、前記領域Ａ層である。以上の構成を有することにより、本発明の表面被覆切削工具では、すぐれた靭性および熱遮蔽効果を示す微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ａ層とすぐれた耐摩耗性、熱伝導率を示す柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ｂ層とからなる交互積層構造があたかもそれぞれの特性を併せ持つ１つの層として機能する。その結果、以上の構成を有する硬質被覆層では、耐チッピング性、耐欠損性向上という効果が発揮される。また、この硬質被覆層は、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。

本発明の一実施形態である表面被覆切削工具が有する硬質被覆層の断面を模式的に表した膜構成模式図である。本発明の他の実施形態である表面被覆切削工具が有する硬質被覆層の断面を模式的に表した膜構成模式図である。

本発明の実施形態について、以下に詳細に説明する。

図１は、本発明の一実施形態である表面被覆切削工具が有する硬質被覆層（以下、本発明の硬質被覆層と称する場合がある）の断面を模式的に表した膜構成模式図である。
硬質被覆層２は工具基体１上に形成されている。硬質被覆層２には、領域Ａ層４および領域Ｂ層５からなる複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ））３が含まれる。複合炭窒化物層３は、領域Ａ層４および領域Ｂ層５の交互積層構造を有する。図１に示される実施形態では、硬質被覆層２は、二組の領域Ａ層４および領域Ｂ層５のみから形成されている。本実施形態では、工具基体上に直接、領域Ｂ層が形成されており、最外層としては領域Ａ層が形成されている。領域Ａ層４は微粒粒状組織からなり、領域Ｂ層５は柱状組織からなる。
図２は、本発明の他の実施形態である表面被覆切削工具が有する硬質被覆層の断面を模式的に表した膜構成模式図である。
本実施形態でも硬質被覆層２は工具基体１上に形成されている。硬質被覆層２には、領域Ａ層４および領域Ｂ層５からなる複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ））３が含まれる。複合炭窒化物層３は、領域Ａ層４および領域Ｂ層５の交互積層構造を有する。図２に示される実施形態では、硬質被覆層２には複合炭窒化物層３に加えて、最外層６および中間層７が含まれている。
最外層６は、工具基体１から最も離れた領域Ａ層４上に、表面被覆切削工具の最も外側の層として形成され、被覆切削工具の最外層を形成している。最外層６の好適な層の厚さは１〜５μｍである。
中間層７は工具基体１および工具基体１に最も近い領域Ｂ層５の間に形成されている。中間層７の下面は工具基体１の表面に直接接触している。中間層７の上面は、最も工具基体１に近い領域Ｂ層５の下面に直接接触している。中間層７の好適な層の厚さは１〜５μｍである。
硬質被覆層２の平均層厚に占める複合炭窒化物層３の平均層厚の割合は、６０％以上１００％以下であることが好ましい。
最外層６としては、Ａｌ_２Ｏ_３層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、およびＴｉＣＮＯ層から選ばれる一層または二層以上が好ましい。最外層６を備えることにより、硬質被覆層２の耐クレーター摩耗性、耐逃げ面摩耗性、および熱遮蔽性などが、さらに向上する。
中間層７としては、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層などが好ましい。中間層７を備えることにより、硬質被覆層２の耐逃げ面摩耗性、耐剥離性、および耐チッピング性などが、さらに向上する。
最外層６および中間層７は、それぞれ単独で本発明の表面被覆切削工具に形成されてもよい。
図１に示した実施形態と同様に、図２に示した実施形態でも、領域Ａ層４は微粒粒状組織からなり、領域Ｂ層５は柱状組織からなる。

複合炭窒化物層の平均層厚：
本発明の表面被覆切削工具に含まれる硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる交互積層構造を有する。交互積層構造を構成するＴｉとＡｌ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、特に合計平均層厚が１〜１０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、合計平均層厚が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、その合計平均層厚が１０μｍを越えると、ＴｉとＡｌの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ためである。したがって、複合炭窒化物層の合計平均層厚を１〜１０μｍと定めた。

交互積層構造を構成する領域Ａ層：
領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足する。この組成を満たすとき、結晶粒がより高靱性となる。さらに、工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下とする。この条件を満たすとき、領域Ａ層を構成する（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層は、微粒粒状組織となり、すぐれた靭性を示す。一方、組成が前記範囲を逸脱するとき、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層は、平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下を満足するような微粒粒状組織にならず、期待する靭性を奏することができない。

交互積層構造を構成する領域Ｂ層：
領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足する。この組成を満たすとき、結晶粒がより高い堅さを示す。さらに、工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍとする。この条件を満たすとき、領域Ｂ層を構成する（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層は、柱状組織となり、すぐれた耐摩耗性を示す。一方、組成が前記範囲を逸脱するとき、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層は、平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍを満足するような柱状組織にならず、期待する耐摩耗性を奏することができない。

さらに領域Ａ層と領域Ｂ層が交互積層構造を構成することによって、すぐれた靭性を示す微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ａ層とすぐれた耐摩耗性を示す柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ｂ層とからなる交互積層構造があたかもそれぞれの特性を併せ持つ１つの層として機能する。そのため、前記特徴を有する硬質被覆層は、従来の単層からなる硬質被覆層に比して、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持する。ここで、本発明における交互積層構造とは、領域Ａ層と領域Ｂ層とが膜厚方向に亘って、交互に少なくともそれぞれ１層以上存在することを意味している。この交互積層構造中に含まれる領域Ａ層と領域Ｂ層との積層回数は、隣り合う領域Ａ層と領域Ｂ層とを１セットとした場合、１セット以上存在していればよい。硬質被覆層の形成に要する手間およびコスト、ならびに得られる効果を考慮に入れると、好適な領域Ａ層と領域Ｂ層の積層回数は、２から８回（１から４セット）である。
硬質被覆層２の平均層厚に占める複合炭窒化物層３の平均層厚の割合は、表面被覆切削工具の用途に応じ、最適な構成は異なるが、６０％以上１００％以下であることが好ましい。６０％以上である場合、幅広い表面被覆切削工具の用途に対して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ことができる。
複合炭窒化物層３に含まれる領域Ａ層の合計した膜厚と、複合炭窒化物層３に含まれる領域Ｂ層の合計した膜厚との比（領域Ａ層合計膜厚：領域Ｂ層合計膜厚）は、１：９〜９：１の範囲内であることが好ましい。領域Ａ層合計膜厚と領域Ｂ層合計膜厚との比は、１：９〜９：１の範囲内であれば、表面被覆切削工具の用途に応じ、求められる硬さと粘りを考慮に入れて、適宜選択することができる。硬さを優先する場合は、前記範囲内で領域Ｂ層の比率を上げればよい。粘りを優先する場合は、前記範囲内で領域Ａ層の比率を上げればよい。

また、微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の方が、柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層よりも刃先靭性にすぐれているので、交互積層構造の最上層は、微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、すなわち、領域Ａ層となるようにすることが、耐チッピング性向上の観点から好ましい。

領域Ａ層および領域Ｂ層に含有される微量Ｃ：
領域Ａ層および領域Ｂ層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層中には、ＣとＮの合量に占めるＣの含有割合をｙとしたとき（原子比）、０．０００５≦ｙ≦０．００５の範囲で示される微量のＣが存在する。このように、領域Ａ層および領域Ｂ層が微量のＣを含有していることにより、領域Ａ層および領域Ｂ層の密着性が向上し、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する。その結果として、交互積層構造の硬質被覆層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。

領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合：
さらに、領域Ａ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方位を、前記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％以上であることがより好ましい。領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることにより、領域Ａ層の硬さが向上し、すぐれた靭性に加えて、さらに、耐摩耗性も向上する。

領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合：
さらに、領域Ｂ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方位を、前記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六方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることがより好ましい。領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合が５０％以上であることにより、領域Ｂ層の熱的安定性が向上し、すぐれた耐摩耗性に加えて、さらに、塑性変形性も向上する。

複合炭窒化物層内の立方晶結晶粒の格子定数ａ：
前記複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用い、Ｃｕ−Ｋα線を線源としてＸ線回折試験を実施し、立方晶結晶粒の格子定数ａを求めたとき、前記立方晶結晶粒の格子定数ａが、立方晶ＴｉＮ（ＪＣＰＤＳ００−０３８−１４２０）の格子定数ａ_ＴｉＮ：４．２４１７３Åと立方晶ＡｌＮ（ＪＣＰＤＳ００−０４６−１２００）の格子定数ａ_ＡｌＮ：４．０４５Åに対して、０．０５ａ_ＴｉＮ＋０．９５ａ_ＡｌＮ ≦ａ ≦ ０．４ａ_ＴｉＮ＋０．６ａ_ＡｌＮの関係を満たすとき、より高い硬さを示し、かつ高い熱伝導性を示すことで、すぐれた耐摩耗性に加えて、すぐれた耐熱衝撃性を備える。

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。

ＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｄを以下の手順で製造した。まず、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、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、およびＣｏ粉末を用意した。次に、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た。次に、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た。次に、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た。最後に、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〜Ｄをそれぞれ製造した。

また、ＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｄを以下の手順で作製した。まず、原料粉末として、いずれも０．５〜２．０μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意した。次に、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時間湿式混合した。次に、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た。最後に、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、
（ａ）表３に示される形成条件Ｆ〜Ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：１．０〜２．０％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：１．０〜２．０％、ＡｌＣｌ_３：３．０〜５．０％、ＮＨ_３：３〜６％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、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５に示される平均粒子幅Ｗおよび平均粒子長さＬの柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を成膜した（領域Ｂ層）。
（ｂ）その後、前記（ａ）の成膜工程を停止し、表３に示される形成条件Ａ〜Ｅ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：３．０〜４．０％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：３．０〜５．０％、ＡｌＣｌ_３：１．０〜２．０％、ＮＨ_３：７〜１０％、Ｎ_２：６〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１％、Ｈ_２：残、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５に示される平均粒子幅Ｗおよび平均粒子長さＬの微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を成膜した（領域Ａ層）。
（ｃ）前記（ａ）の成膜工程および（ｂ）の成膜工程からなる工程を１セットとして表５に示された回数、繰り返し行なうことによって、表５に示される目標合計層厚を有する柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層と微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層との交互積層構造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１〜１５を製造した。
（ｄ）微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の方が、柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層よりも刃先靭性にすぐれているので、交互積層構造の最上層は、微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、すなわち領域Ａ層となるようにすることが、耐チッピング性向上の観点から好ましい。
なお、本発明被覆工具１１〜１５については、表４に示される形成条件で、表５に示したような複合炭窒化物層の下部層および／または上部層を形成した。

前記本発明被覆工具１〜１５の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍および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柱状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ｂ層と微粒粒状組織の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる領域Ａ層との交互積層構造が確認された。

また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、表３に示される条件かつ表６に示される目標合計層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１５と同様に、硬質被覆層の単層または交互積層構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を蒸着形成した。この時には、柱状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層および微粒粒状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の作り分けは行わず、柱状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層のみからなる交互積層構造、微粒粒状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層のみからなる交互積層構造、あるいは、いずれかの層からなる単層構造の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を形成した。このようにして、比較被覆工具１〜８、１１〜１５を製造した。
なお、比較被覆工具１１〜１５については、表５に示される形成条件で、表６に示したような複合炭窒化物層の下部層および／または上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ａおよび工具基体ａ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に示される参考被覆工具９、１０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）前記工具基体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、前記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６に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具９、１０を製造した。

また、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜８、１１〜１５および参考被覆工具９、１０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５および表６に示される目標合計層厚と実質的に同じ平均合計層厚を示した。
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、電子線を試料に照射し、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示す。
また、本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜８、１１〜１５参考被覆工具９、１０については、同じく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倍および２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在する硬質被覆層の交互積層構造の領域Ａ層を構成する微粒粒状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−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、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。また、領域Ｂ層を構成する柱状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−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、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を測定した。その結果を、表５および表６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、領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合および領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表５および表６に示す。
また、前記複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用い、Ｃｕ−Ｋα線を線源としてＸ線回折試験を実施し、立方晶結晶粒の格子定数ａを求めた。複合炭窒化物層内の立方晶結晶粒の回折ピークは、ＪＣＰＤＳ００−０３８−１４２０立方晶ＴｉＮとＪＣＰＤＳ００−０４６−１２００立方晶ＡｌＮ、各々に示される同一結晶面の回折角度の間（例えば、３６．６６〜３８．５３°、４３．５９〜４４．７７°、６１．８１〜６５．１８°）に現れる回折ピークを確認することによって同定した。

つぎに、前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、比較被覆工具１〜８、１１〜１５および参考被覆工具９，１０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：９４３ｍｉｎ^−１、
切削速度：３７０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１ｍｍ、
一刃送り量：０．１２ｍｍ／刃、
切削時間：８分、
表７に、前記切削試験の結果を示す。

工具基体Ｅ〜Ｈを以下に示す手順で製造した。まず、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粉末を用意した。次に、これら原料粉末を表９に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合した。次に、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た。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た。次に、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た。次に、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た。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た。次に、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た。最後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Ｅ〜Ｆをそれぞれ製造した。

つぎに、これらの工具基体Ｅ〜Ｆの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３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９に示される本発明被覆工具１６〜２０を製造した。

また、比較の目的で、同じく工具基体Ｅ〜Ｆの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３に示される条件で、比較例の（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１０に示される比較被覆工具１６〜１９を製造した。

参考のため、工具基体Ｅ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１０に示される参考被覆工具２０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１０に示される目標平均組成、目標合計層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具２０を製造した。

また、本発明被覆工具１６〜２０、比較例被覆工具１６〜１９および参考被覆工具２０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９および表１０示される目標合計層厚と実質的に同じ平均合計層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具１６〜２０、比較例被覆工具１６〜１９および参考被覆工具２０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、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、領域Ａ層を構成する微粒粒状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の平均粒子幅Ｗ、平均粒子長さＬ、領域Ｂ層を構成する柱状組織（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の平均粒子幅Ｗ、平均粒子長さＬ、領域Ａ層の立方晶結晶相の占める面積割合および領域Ｂ層の六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表９および表１０に示す。

つぎに、前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１６〜２０、比較被覆工具１６〜１９および参考被覆工具２０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・ＳＣＭ４１５（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２４０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．１２ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
表１１に、前記切削試験の結果を示す。

表５、７、９および表１１に示される結果から、以下のことが示された。本発明の表面被覆切削工具は、硬質被覆層の交互積層構造を構成する領域Ａ層が微粒粒状組織を有しており、領域Ｂ層が柱状組織を有している。これらにより、本発明の表面被覆切削工具の靱性が向上し、鋼や鋳鉄等の高熱発生を伴い、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でも、すぐれた耐チッピング性および耐欠損性を示した。結果として、本発明の表面被覆切削工具は長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮した。

これに対して、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層が、微粒粒状組織を有する層と柱状組織を有している層との交互積層構造を有していない比較被覆工具１〜８、１１〜１９および参考被覆工具９、１０、２０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った。

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。

１工具基体
２硬質被覆層
３複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ））
４領域Ａ層
５領域Ｂ層
６最外層
７中間層

Claims

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ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも有し、
前記複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表される領域Ａ層と領域Ｂ層とからなる合計平均層厚１〜１０μｍの交互積層構造を有し、
前記領域Ａ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．７０≦ｘ≦０．８０、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足するとともに、前記工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、前記工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１μｍ以下、平均粒子長さＬが０．１μｍ以下であり、
前記領域Ｂ層は、ＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める含有割合ｘ、およびＣのＣとＮと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、０．８５≦ｘ≦０．９５、０．０００５≦ｙ≦０．００５を満足するとともに、前記工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒子幅Ｗ、前記工具基体の表面と垂直な方向の粒子長さの平均値を平均粒子長さＬとすると、前記平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均粒子長さＬが０．５〜５．０μｍであり、
前記交互積層構造において、領域Ａ層と領域Ｂ層は交互に少なくともそれぞれ1層以上存在し、最上層は、前記領域Ａ層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
前記領域Ａ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方位を、前記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％以上であり、
前記領域Ｂ層について、前記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六方晶結晶相の占める面積割合が５０％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。
前記複合炭窒化物層について、Ｘ線回折から立方晶結晶粒の格子定数ａを求め、前記立方晶結晶粒の格子定数ａが立方晶ＴｉＮの格子定数ａ_ＴｉＮと立方晶ＡｌＮの格子定数ａ_ＡｌＮに対して、０．０５ａ_ＴｉＮ＋０．９５ａ_ＡｌＮ ≦ａ ≦ ０．４ａ_ＴｉＮ＋０．６ａ_ＡｌＮの関係を満たすことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
前記硬質被覆層は、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乃至請求項３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層上に、Ａｌ_２Ｏ_３層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、およびＴｉＣＮＯ層から選ばれる一層または二層以上からなる最外層が、前記表面被覆切削工具の最も外側の層として形成されていることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
前記工具基体の表面と、最も前記工具基体に近い前記領域Ｂ層との間に、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層からなる中間層が形成されていることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
前記工具基体の表面と、最も前記工具基体に近い前記領域Ｂ層との間に、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層からなる中間層が形成されていることを特徴とする請求項５に記載の表面被覆切削工具。
前記硬質被覆層の平均層厚に占める前記複合炭窒化物層の合計平均層厚の割合が６０％以上１００％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
最も前記工具基体から離れた前記領域Ａ層が、前記表面被覆切削工具の最も外側の層であり、最も前記工具基体に近い前記領域Ｂ層の下面は、前記工具基体の表面に直接接触していることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
前記領域Ａ層の合計平均層厚と前記領域Ｂ層の合計平均層厚との比率が１：９から９：１の範囲であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。