JP6344040B2 - 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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Description
本発明は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・機械的な高負荷が作用する高速断続切削加工等で、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、ＴｉＡｌ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いる。このような被覆工具は、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られており、マシニングセンタや複合加工機など、さまざまな用途への利用が進んでいる。
しかしながら、従来のＴｉＡｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、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。
しかしながら、従来のＴｉＡｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、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、基体表面に、層厚が０．０５〜２μｍであって結晶粒径３０ｎｍ以下の粒状晶（Ａｌ１−ＸＴｉＸ）Ｎ層（但し、０．４０≦Ｘ≦０．６５）からなる薄層Ａと、層厚０．０５〜２μｍであって結晶粒径５０〜５００ｎｍの柱状晶（Ａｌ１−ＸＴｉＸ）Ｎ層（但し、０．４０≦Ｘ≦０．６５）からなる薄層Ｂの交互積層構造をアークイオンプレーティングにて形成した被覆工具が提案されており、この被覆工具によれば、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、耐摩耗性を発揮することが知られている。
また、特許文献２には、工具基体表面に、プラズマ励起を行わないＣＶＤにより、０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数および０．４１２ｎｍ〜０．４０５ｎｍの格子定数有する立方晶ＮａＣｌ構造の単層からなる（Ａｌ１−ＸＴｉＸ）Ｎ層を被覆層として形成した被覆工具、あるいは、前記Ａｌ１−ＸＴｉＸ）Ｎ硬質皮膜層の主要な層が、０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数および０．４１２ｎｍ〜０．４０５ｎｍの格子定数を有する立方晶ＮａＣｌ構造を有するＴｉ１−ＸＡｌＸＮを主要層とし、別の層としてウルツ鉱構造のＴｉ１−ＸＡｌＸＮ、および／または、ＮａＣｌ構造のＴｉＮｘを含有する多相の被覆層を形成することにより、被覆工具の耐摩耗性および耐酸化性を改善することが知られている。
さらに、特許文献３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層を成膜できることが記載されているが、この文献では、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は解明されていない。
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すぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前述した特許文献１に記載される被覆工具は、（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ないという課題があった。
しかし、前述した特許文献１に記載される被覆工具は、（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ないという課題があった。
一方、前述した特許文献２，３に記載される化学蒸着法で被覆形成した（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、基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削に供する被覆工具として用いた場合には、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。
そこで、本発明は、鋳鉄、合金鋼等の切刃に対して衝撃的・機械的な高負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用に亘ってすぐれた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。
本発明者らは、前述の観点から、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物からなる硬質被覆層を化学蒸着で被覆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。
ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットまたはｃＢＮ基超高圧焼結体のいずれかで構成された基体の表面に、例えば、硬質被覆層として、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熱ＣＶＤ法等の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の合量に占める平均含有割合ｘ、および、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．７５、０≦ｙ≦０．００５を満足する立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物からなるＡ層を被覆すると、Ａ層はすぐれた靭性、耐チッピング性、耐欠損性を示す。
また、硬質被覆層として、組成式：（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｓ、および、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｔ（但し、ｓ、ｔはいずれも原子比）が、それぞれ、０．９４≦ｓ＜０．９８、０≦ｔ≦０．００５を満足する立方晶構造と六方晶構造の混合構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物からなるＢ層を被覆した場合には、Ｂ層はすぐれた耐摩耗性を示す。
したがって、少なくとも、Ａ層とＢ層の積層構造からなる硬質被覆層を備える被覆工具は、Ａ層の備える靭性、耐チッピング性、耐欠損性と、Ｂ層が備える耐摩耗性が相まって、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・機械的な高負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた切削性能を発揮することを見出したのである。
また、硬質被覆層として、組成式：（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｓ、および、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｔ（但し、ｓ、ｔはいずれも原子比）が、それぞれ、０．９４≦ｓ＜０．９８、０≦ｔ≦０．００５を満足する立方晶構造と六方晶構造の混合構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物からなるＢ層を被覆した場合には、Ｂ層はすぐれた耐摩耗性を示す。
したがって、少なくとも、Ａ層とＢ層の積層構造からなる硬質被覆層を備える被覆工具は、Ａ層の備える靭性、耐チッピング性、耐欠損性と、Ｂ層が備える耐摩耗性が相まって、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的・機械的な高負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた切削性能を発揮することを見出したのである。
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、組成の異なるＡ層とＢ層からなる２層の積層構造を有しており、
（ａ）前記Ａ層は、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒からなり、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．７５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記Ｂ層は、立方晶構造及び六方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒からなり、
組成式：（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｓおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｔ（但し、ｓ、ｔはいずれも原子比）が、それぞれ、０．９４≦ｓ＜０．９８、０≦ｔ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の各層において、前記Ａ層の１層あたりの平均層厚が１〜４μｍ、前記Ｂ層の平均層厚が３〜７μｍであり、かつＡ層とＢ層の合計積層数が２〜６層であり、Ｂ層にお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、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が観察され、かつ、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が６０面積％以上であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記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、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化合物層が存在することを特徴とする（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 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（１）乃至（３）のいずれかにに記載の表面被覆切削工具。
（５） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、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することを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具の製造方法。」
に特徴を有するものである。
「（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、組成の異なるＡ層とＢ層からなる２層の積層構造を有しており、
（ａ）前記Ａ層は、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒からなり、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．７５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記Ｂ層は、立方晶構造及び六方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒からなり、
組成式：（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｓおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｔ（但し、ｓ、ｔはいずれも原子比）が、それぞれ、０．９４≦ｓ＜０．９８、０≦ｔ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の各層において、前記Ａ層の１層あたりの平均層厚が１〜４μｍ、前記Ｂ層の平均層厚が３〜７μｍであり、かつＡ層とＢ層の合計積層数が２〜６層であり、Ｂ層にお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、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が観察され、かつ、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が６０面積％以上であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記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、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化合物層が存在することを特徴とする（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 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（１）乃至（３）のいずれかにに記載の表面被覆切削工具。
（５） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、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することを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具の製造方法。」
に特徴を有するものである。
つぎに、本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。
硬質被覆層の平均層厚および積層回数：
本発明における硬質被覆層は、その平均合計層厚が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、その平均合計層厚が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。したがって、その平均合計層厚は１〜２０μｍとすることが好ましく、より好ましくは３〜１４μｍとする。また、Ａ層の平均層厚は靱性および耐チッピング性の観点より１〜４μｍとすること、Ｂ層の平均層厚は耐摩耗性の観点より３〜７μｍとすることが好ましく、積層回数に関しては６回以内とすることで、前記各層の層厚を担保することができるため、好ましい。
また、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とＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に形成する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平均合計層厚に関しては、０．１μｍ未満では層厚が薄いため、長期の使用に亘って耐摩耗性を向上させることができず、一方、平均層厚が２０μｍより大きくなると、工具基体およびＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層との付着強度が低下し、耐剥離性が低下するため、その平均層厚は０．１〜２０μｍとするのが望ましい。
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１μｍ未満であると、層厚が薄いため長期の使用に亘って耐摩耗性の向上を図ることができず、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ことから、酸化アルミニウム層を含む上部層の層厚は、１〜２５μｍとすることが望ましい。
本発明における硬質被覆層は、その平均合計層厚が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、その平均合計層厚が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。したがって、その平均合計層厚は１〜２０μｍとすることが好ましく、より好ましくは３〜１４μｍとする。また、Ａ層の平均層厚は靱性および耐チッピング性の観点より１〜４μｍとすること、Ｂ層の平均層厚は耐摩耗性の観点より３〜７μｍとすることが好ましく、積層回数に関しては６回以内とすることで、前記各層の層厚を担保することができるため、好ましい。
また、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とＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に形成する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平均合計層厚に関しては、０．１μｍ未満では層厚が薄いため、長期の使用に亘って耐摩耗性を向上させることができず、一方、平均層厚が２０μｍより大きくなると、工具基体およびＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層との付着強度が低下し、耐剥離性が低下するため、その平均層厚は０．１〜２０μｍとするのが望ましい。
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１μｍ未満であると、層厚が薄いため長期の使用に亘って耐摩耗性の向上を図ることができず、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ことから、酸化アルミニウム層を含む上部層の層厚は、１〜２５μｍとすることが望ましい。
Ａ層の成分組成：
本発明の硬質被覆層のＡ層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は、立方晶構造を有する結晶粒から構成されるが、Ａｌの平均含有割合ｘ（原子比）の値が０．６０未満になると、高温硬さが不足し耐摩耗性が低下するようになり、一方、ｘ（原子比）の値が０．７５を超えると、相対的なＡｌ含有割合の増加によって（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層自体の靱性が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなる。したがって、Ａｌの平均含有割合ｘ（原子比）の値は、０．６０以上０．７５以下とすることが必要である。
また、前記（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層において、Ｃ成分には硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合ｙ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下する。したがって、Ｃ成分の平均含有割合ｙ（原子比）は、０≦ｙ≦０．００５と定めた。
本発明の硬質被覆層のＡ層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は、立方晶構造を有する結晶粒から構成されるが、Ａｌの平均含有割合ｘ（原子比）の値が０．６０未満になると、高温硬さが不足し耐摩耗性が低下するようになり、一方、ｘ（原子比）の値が０．７５を超えると、相対的なＡｌ含有割合の増加によって（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層自体の靱性が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなる。したがって、Ａｌの平均含有割合ｘ（原子比）の値は、０．６０以上０．７５以下とすることが必要である。
また、前記（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層において、Ｃ成分には硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合ｙ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下する。したがって、Ｃ成分の平均含有割合ｙ（原子比）は、０≦ｙ≦０．００５と定めた。
なお、通常、物理蒸着法によって前記組成、即ち、Ａｌの平均含有割合ｘ（原子比）が０．６０以上０．７５以下の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を成膜した場合は、結晶構造は六方晶構造となるが、本発明では、後述する化学蒸着法によって成膜していることから、立方晶構造を維持したままで前述したような組成の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を得ることができる。それにより、硬質被覆層の硬さの低下を回避している。
Ｂ層の成分組成：
本発明の硬質被覆層のＢ層を構成する（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層は、立方晶構造を有する結晶粒と六方晶構造を有する結晶粒との混晶構造として構成されるが、Ａｌの平均含有割合ｓ（原子比）の値が０．９４未満になると、Ａ層との積層構造にした場合に、高温硬さが不足し耐摩耗性を十分に確保することができず、一方、ｓ（原子比）の値が０．９８以上になると、相対的なＴｉ含有割合が硬さを担保するにあたって不十分となり、（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層自体の耐摩耗性が著しく低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合ｓ（原子比）の値は、０．９４以上０．９８未満とすることが必要である。
また、前記（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層において、Ｃ成分には硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合ｔ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下する。したがって、Ｃ成分の平均含有割合ｔ（原子比）は、０≦ｔ≦０．００５と定めた。
本発明の硬質被覆層のＢ層を構成する（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層は、立方晶構造を有する結晶粒と六方晶構造を有する結晶粒との混晶構造として構成されるが、Ａｌの平均含有割合ｓ（原子比）の値が０．９４未満になると、Ａ層との積層構造にした場合に、高温硬さが不足し耐摩耗性を十分に確保することができず、一方、ｓ（原子比）の値が０．９８以上になると、相対的なＴｉ含有割合が硬さを担保するにあたって不十分となり、（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層自体の耐摩耗性が著しく低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合ｓ（原子比）の値は、０．９４以上０．９８未満とすることが必要である。
また、前記（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層において、Ｃ成分には硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合ｔ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下する。したがって、Ｃ成分の平均含有割合ｔ（原子比）は、０≦ｔ≦０．００５と定めた。
本発明の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなるＡ層及び（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層からなるＢ層の２層の積層構造は、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、上部層を設ける場合、前述したような効果を十分に奏するためには、下部層に含まれるＴｉ化合物層の合計平均層厚については、０．１μｍ以上とすることが好ましく、上部層に含まれる酸化アルミニウム層の平均層厚については１μｍ以上とすることが好ましい。一方、下部層に含まれる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、上部層に含まれる酸化アルミニウム層の平均層厚が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。
したがって、下部層の平均層厚は、合計層厚で０．１〜２０μｍとすることが望ましく、また、上部層に含まれる酸化アルミニウム層の平均層厚は、１〜２５μｍとすることが望ましい。
下部層、上部層を設ける場合、前述したような効果を十分に奏するためには、下部層に含まれるＴｉ化合物層の合計平均層厚については、０．１μｍ以上とすることが好ましく、上部層に含まれる酸化アルミニウム層の平均層厚については１μｍ以上とすることが好ましい。一方、下部層に含まれる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、上部層に含まれる酸化アルミニウム層の平均層厚が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。
したがって、下部層の平均層厚は、合計層厚で０．１〜２０μｍとすることが望ましく、また、上部層に含まれる酸化アルミニウム層の平均層厚は、１〜２５μｍとすることが望ましい。
成膜は、例えば、工具基体もしくは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上に、反応ガス組成、反応雰囲気圧力、反応雰囲気温度の異なる２条件を交互に適用して化学蒸着を行うことにより、本発明で規定する積層構造を形成することができる。
また、本発明の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなるＡ層、（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層からなるＢ層の成膜は、例えば、反応ガス成分としてトリメチルアルミニウムを含有する以下の条件で行うことができる。
≪Ａ層の成膜≫
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ３〜４％、 Ａｌ（ＣＨ３）３ ０〜０．５％、ＡｌＣｌ３ ５〜７％、ＮＨ３ ５〜１０％、Ｎ２ ０〜３％、残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜３ｋＰａ、
という条件で、立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなるＡ層を蒸着形成することができる。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ３〜４％、 Ａｌ（ＣＨ３）３ ０〜０．５％、ＡｌＣｌ３ ５〜７％、ＮＨ３ ５〜１０％、Ｎ２ ０〜３％、残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜３ｋＰａ、
という条件で、立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなるＡ層を蒸着形成することができる。
≪Ｂ層の成膜≫
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ １．０〜１．５％、 Ａｌ（ＣＨ３）３ ０〜０．５％、ＡｌＣｌ３ ４．５〜７．０％、ＮＨ３ ５〜１０％、Ｎ２ ６〜１０％、
残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜３ｋＰａ、
という条件で、立方晶構造と六方晶構造の混晶の（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層からなるＢ層を蒸着形成することができる。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ １．０〜１．５％、 Ａｌ（ＣＨ３）３ ０〜０．５％、ＡｌＣｌ３ ４．５〜７．０％、ＮＨ３ ５〜１０％、Ｎ２ ６〜１０％、
残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜３ｋＰａ、
という条件で、立方晶構造と六方晶構造の混晶の（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）層からなるＢ層を蒸着形成することができる。
本発明の被覆工具は、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熱ＣＶＤ法等の化学蒸着法により、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．７５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、立方晶構造の複合窒化物または複合炭窒化物層からなるＡ層が成膜され、また、同じく、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熱ＣＶＤ法等の化学蒸着法により、組成式：（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｓおよびＣとＮの合量に占める平均含有割合ｔ（但し、ｓ、ｔはいずれも原子比）が、それぞれ、０．９４≦ｓ＜０．９８、０≦ｔ≦０．００５を満足し、立方晶構造と六方晶構造の混晶の複合窒化物または複合炭窒化物層からなるＢ層が成膜され、工具基体表面に、上記Ａ層とＢ層の積層構造を構成することにより、靭性にすぐれた層（Ａ層）と耐摩耗性の高い層（Ｂ層）を組み合わせたことで、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削に用いた場合でも、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するのである。
本発明の被覆工具を、実施例に基づき具体的に説明する。
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基超硬合金製の基体イ〜ハ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二、ホを作製した。
つぎに、これらの工具基体イ〜ハおよび工具基体二、ホの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、まず、表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）からなるＡ層もしくは同じく表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）からなるＢ層を蒸着形成し、次いで表４に示される１層目と異なるＡ層またはＢ層を蒸着形成し、交互に積層することにより、表７に示される本発明被覆工具１〜１０を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１０については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具６〜１０については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体イ〜ハおよび工具基体二、ホの表面に通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、本発明範囲外の組成を有するＡ層単独、Ｂ層単独あるいはＡ層とＢ層の積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表８に示される比較例被覆工具１〜８を製造した。
参考のため、工具基体ハおよび工具基体ホの表面に、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）層を蒸着形成することにより、表８に示される参考例被覆工具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８に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を蒸着形成し、参考例被覆工具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８に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を蒸着形成し、参考例被覆工具９，１０を製造した。
また、本発明被覆工具１〜１０、比較例被覆工具１〜８および参考例被覆工具９，１０の各構成層の縦断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、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。
ついで、前述した本発明被覆工具１〜１０の複合炭窒化物層の各層について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、試料断面を研磨し、加速電圧７ｋＶの電子線を試料断面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均から、Ａ層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、また、Ｂ層の平均Ａｌ含有割合ｓ、平均Ｃ含有割合ｔを測定した。
ついで、前述した本発明被覆工具１〜１０の複合炭窒化物層の各層について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、試料断面を研磨し、加速電圧７ｋＶの電子線を試料断面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均から、Ａ層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、また、Ｂ層の平均Ａｌ含有割合ｓ、平均Ｃ含有割合ｔを測定した。
Ａ層およびＢ層の結晶構造については、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の各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、幅は各層の層厚に相当する長さの領域に亘り、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た。なお、走査電子顕微鏡より得られた像と電子線後方散乱回折像を重ね合わせることで、得られた電子線後方散乱回折像に含まれる、対象としている層の上部層および下部層の結晶粒による像を除去し、各層単層としての電子線後方散乱回折像を得た。
また、Ｂ層においては立方晶構造あるいは六方晶構造であるかを同定した後に、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を求めた。立方晶結晶相の面積割合が６０面積％以上であると硬さが向上し、より優れた耐摩耗性を有することができるため、６０面積％以上であることが好ましい。
表７、表８に、その結果を示す。
また、Ｂ層においては立方晶構造あるいは六方晶構造であるかを同定した後に、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を求めた。立方晶結晶相の面積割合が６０面積％以上であると硬さが向上し、より優れた耐摩耗性を有することができるため、６０面積％以上であることが好ましい。
表７、表８に、その結果を示す。
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１〜１０、比較例被覆工具１〜８および参考例被覆工具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（通常の回転速度、切削速度、切り込み、一刃送り量は、それぞれ、８００ｍｉｎ−１、２００ ｍ／ｍｉｎ、１．０ｍｍ、０．０８ｍｍ／刃）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： ９６８ｍｉｎ−１、
切削速度： ３８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ｍｍ、
一刃送り量： ０．１５ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
表９に、前記切削試験の結果を示す。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ９６８ｍｉｎ−１、
切削速度： ３８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ｍｍ、
一刃送り量： ０．１５ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
表９に、前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、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へ〜チ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、ＮｂＣ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：１５００℃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リを形成した。
つぎに、これらの工具基体へ〜チおよび工具基体リの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、まず、表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）からなるＡ層もしくは同じく表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）からなるＢ層を蒸着形成し、次いで表４に示される１層目と異なるＡ層またはＢ層を蒸着形成し、交互に積層することにより、表１３に示される本発明被覆工具１１〜２０を製造した。
なお、本発明被覆工具１４〜１８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１４〜１８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体へ〜チおよび工具基体リの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、本発明範囲外の組成を有するＡ層単独、Ｂ層単独あるいはＡ層とＢ層の積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１４に示される比較例被覆工具１１〜１８を製造した。
なお、本発明被覆工具１４〜１８と同様に、比較被覆工具１４〜１８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１４〜１８と同様に、比較被覆工具１４〜１８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および上部層を形成した。
参考のため、工具基体トおよび工具基体チの表面に、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）層を蒸着形成することにより、表１４に示される参考被覆工具１９，２０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１１〜２０、比較例被覆工具１１〜１８および参考例被覆工具１９、２０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、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。
ついで、前記の本発明被覆工具１１〜２０の硬質被覆層について、実施例１の場合と同様にして、Ａ層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、また、Ｂ層の平均Ａｌ含有割合ｓ、平均Ｃ含有割合ｔを測定した。
さらに、Ａ層、Ｂ層の結晶構造およびＢ層における立方晶面積割合についても、実施例１の場合と同様にして測定した。
表１３、表１４に、その結果を示す。
ついで、前記の本発明被覆工具１１〜２０の硬質被覆層について、実施例１の場合と同様にして、Ａ層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、また、Ｂ層の平均Ａｌ含有割合ｓ、平均Ｃ含有割合ｔを測定した。
さらに、Ａ層、Ｂ層の結晶構造およびＢ層における立方晶面積割合についても、実施例１の場合と同様にして測定した。
表１３、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１１〜２０、比較被覆工具１１〜１８および参考被覆工具１９、２０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：３７０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
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。
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：３７０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
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、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ヌ〜ヲをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体ヌ〜ヲの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）からなるＡ層もしくは同じく表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）からなるＢ層を目標層厚になるまで蒸着形成し、次いで表４に示される１層目と異なるＡ層またはＢ層を目標層厚保になるまで蒸着形成し、交互に積層することにより、表１８に示される本発明被覆工具２１〜２８を製造した。
なお、本発明被覆工具２４〜２７については、表３に示される形成条件で、表１７に示される下部層および上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具２４〜２７については、表３に示される形成条件で、表１７に示される下部層および上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体ヌ〜ヲの表面に、通常の化学蒸着装置を用い表５に示される条件で、本発明範囲外の組成を有するＡ層単独、Ｂ層単独あるいはＡ層とＢ層の積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１９に示される比較例被覆工具２１〜２７を製造した。
参考のため、工具基体ルの表面に、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）層を蒸着形成することにより、表１９に示される参考例被覆工具２８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、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層、を蒸着形成し、参考例被覆工具２８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、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層、を蒸着形成し、参考例被覆工具２８を製造した。
また、本発明被覆工具２１〜２８、比較例被覆工具２１〜２７および参考例被覆工具２８の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、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。
ついで、前記の本発明被覆工具２１〜２８の硬質被覆層について、実施例１の場合と同様にして、Ａ層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、また、Ｂ層の平均Ａｌ含有割合ｓ、平均Ｃ含有割合ｔを測定した。
さらに、Ａ層、Ｂ層の結晶構造およびＢ層における立方晶面積割合についても、実施例１の場合と同様にして測定した。
表１８、表１９に、その結果を示す。
ついで、前記の本発明被覆工具２１〜２８の硬質被覆層について、実施例１の場合と同様にして、Ａ層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、また、Ｂ層の平均Ａｌ含有割合ｓ、平均Ｃ含有割合ｔを測定した。
さらに、Ａ層、Ｂ層の結晶構造およびＢ層における立方晶面積割合についても、実施例１の場合と同様にして測定した。
表１８、表１９に、その結果を示す。
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２１〜２８、比較例被覆工具２１〜２７および参考例被覆工具２８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：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１ｍｍ、
送り： ０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１ｍｍ、
送り： ０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。
表７〜９、表１３〜１５および表１８〜２０に示される結果から、本発明被覆工具１〜２８は、立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）からなるＡ層と、立方晶構造と六方晶構造の混晶の（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）からなるＢ層の積層構造を備えることから、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削に用いた場合でも、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具１〜８，１１〜１８、２１〜２７、参考例被覆工具９，１０，１９、２０、２８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。
これに対して、比較例被覆工具１〜８，１１〜１８、２１〜２７、参考例被覆工具９，１０，１９、２０、２８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。
前述のように、本発明の被覆工具は、炭素鋼、鋳鉄、合金鋼など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 (5)
- 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、組成の異なるＡ層とＢ層からなる２層の積層構造を有しており、
（ａ）前記Ａ層は、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒からなり、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦ｘ≦０．７５、０≦ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記Ｂ層は、立方晶構造及び六方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒からなり、
組成式：（Ｔｉ１−ｓＡｌｓ）（ＣｔＮ１−ｔ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｓおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｔ（但し、ｓ、ｔはいずれも原子比）が、それぞれ、０．９４≦ｓ＜０．９８、０≦ｔ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の各層において、前記Ａ層の平均層厚が１〜４μｍ、前記Ｂ層の平均層厚が３〜７μｍであり、Ａ層とＢ層の合計積層数が２〜６層であり、Ｂ層にお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、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立方晶結晶相の面積割合は６０面積％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、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１〜３のいずれか一項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することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具の製造方法。
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