JP6507959B2 - 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
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 Download PDFInfo
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Description
本発明は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等の高熱発生を伴う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工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）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。
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、工具基体表面に、組成式（ＡｌｘＴｉ１−ｘ）Ｎ（ただし、原子比で、ｘは０．４０〜０．６５）を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり該複合窒化物層についてＥＢＳＤによる結晶方位解析を行った場合、表面研磨面の法線方向から０〜１５度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が５０％以上であり、また、隣り合う結晶粒同士のなす角を測定した場合に、小角粒界（０＜θ≦１５゜）の割合が５０％以上であるような結晶配列を示すＡｌとＴｉの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、高速断続切削条件においても硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮することが開示されている。
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０．６５以上にすることは困難で、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。
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０．６５以上にすることは困難で、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、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、Ａｌの含有割合ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼしているかについては明らかでない。
例えば、特許文献２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、Ａｌの含有割合ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼしているかについては明らかでない。
また、例えば、特許文献３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（ただし、原子比で、ｘは０．６５〜０．９０）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、例えば、特許文献４には、基材表面に形成された硬質被膜のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成した表面被覆部材において、第１単位層と第２単位層とが交互に多層積層され、第１単位層は、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１化合物を含み、第２単位層は、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２化合物を含むことにより、表面被覆部材の耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性を向上させることが提案されている。
また、例えば、特許文献５には、基材表面に形成された硬質被膜のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成した表面被覆部材において、前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含む層であり、前記硬質粒子は、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含み、前記第１単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物を含み、前記第２単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第２化合物を含むことにより、表面被覆部材の耐摩耗性、耐溶着性を向上させ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、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中のＡｌの含有割合ｘを高めることが困難であるため、例えば、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あるとは言えないという課題があった。
また、前記特許文献２に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層については、Ａｌの含有割合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、前記特許文献３に記載されている被覆工具は、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、合金鋼等の高速断続切削加工に供した場合には、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。
さらに、前記特許文献４、５に記載される被覆工具においても、合金鋼等の高速断続切削加工に供した場合には、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いえなかった。
そこで、本発明は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等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。
しかし、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中のＡｌの含有割合ｘを高めることが困難であるため、例えば、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あるとは言えないという課題があった。
また、前記特許文献２に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層については、Ａｌの含有割合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、前記特許文献３に記載されている被覆工具は、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、合金鋼等の高速断続切削加工に供した場合には、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。
さらに、前記特許文献４、５に記載される被覆工具においても、合金鋼等の高速断続切削加工に供した場合には、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いえなかった。
そこで、本発明は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等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。
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、「ＴｉＡｌＣＮ」、「（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、本発明者らは、図１に示すように、硬質被覆層を少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含むものとして構成するとともに、該ＴｉＡｌＣＮ層を表面側から工具基体側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βの２層に区分し、ＴｉＡｌＣＮ層αのＡｌ含有量が０．６０以上であり、ＴｉＡｌＣＮ層β内には層厚の薄い組成の異なるＴｉＡlＣＮ層γを形成し、ＴｉＡｌＣＮ層γのＡｌ含有量がＴｉＡｌＣＮ層βのＡｌ含有量より高い場合には、硬さと靭性の双方を兼ね備えた硬質被覆層が得られるため、被覆工具の耐チッピング性及び耐摩耗性を向上させ得ることを見出した。
言い換えれば、硬質被覆層が、ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含み、該ＴｉＡｌＣＮ層を硬質被膜層表面側から工具基体表面側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βの２領域に区分し、さらにＴｉＡｌＣＮ層β内にＡｌ含有量が異なるＴｉＡｌＣＮ層が存在し、その層をＴｉＡｌＣＮ層γとしたとき、それぞれの領域における組成、層厚が、以下の条件を満たす場合に、硬さと靭性の双方を兼ね備えた硬質被覆層が得られ、被覆工具の耐チッピング性及び耐摩耗性を向上させ得ることを見出したのである。ＴｉとＡｌの含有割合およびＣとＮの含有割合を、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１−Ｙ）で表した場合、
（１）ＴｉＡｌＣＮ層αにおいて、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層αの平均層厚Ｌαが１μｍ≦Ｌα≦２０μｍであり、
（２）ＴｉＡｌＣＮ層βにおいて、層内にＡｌ含有量の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、前記ＴｉＡｌＣＮ層γを境に、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２に分けられ、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−Ｘβ１ＡｌＸβ１）（ＣＹβ１Ｎ１−Ｙβ１）および（Ｔｉ１−Ｘβ２ＡｌＸβ２）（ＣＹβ２Ｎ１−Ｙβ２）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ１ａｖｇとＸβ２ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇ（但し、Ｘβ１ａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘαａｖｇ、０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層β１とＴｉＡｌＣＮ層β２のそれぞれの平均層厚Ｌβ１、Ｌβ２は０．１μｍ≦Ｌβ１、０．１μｍ≦Ｌβ２、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαであり、
（３）ＴｉＡｌＣＮ層β内にはＴｉＡｌＣＮ層βとは異なるＡｌ含有割合の多いＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸγＡｌＸγ）（ＣＹγＮ１−Ｙγ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸγａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγａｖｇ（但し、Ｘβａｖｇ、Ｙβａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚Ｌγは３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍである。
（１）ＴｉＡｌＣＮ層αにおいて、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層αの平均層厚Ｌαが１μｍ≦Ｌα≦２０μｍであり、
（２）ＴｉＡｌＣＮ層βにおいて、層内にＡｌ含有量の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、前記ＴｉＡｌＣＮ層γを境に、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２に分けられ、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−Ｘβ１ＡｌＸβ１）（ＣＹβ１Ｎ１−Ｙβ１）および（Ｔｉ１−Ｘβ２ＡｌＸβ２）（ＣＹβ２Ｎ１−Ｙβ２）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ１ａｖｇとＸβ２ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇ（但し、Ｘβ１ａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘαａｖｇ、０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層β１とＴｉＡｌＣＮ層β２のそれぞれの平均層厚Ｌβ１、Ｌβ２は０．１μｍ≦Ｌβ１、０．１μｍ≦Ｌβ２、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαであり、
（３）ＴｉＡｌＣＮ層β内にはＴｉＡｌＣＮ層βとは異なるＡｌ含有割合の多いＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸγＡｌＸγ）（ＣＹγＮ１−Ｙγ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸγａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγａｖｇ（但し、Ｘβａｖｇ、Ｙβａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５を満足し、ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚Ｌγは３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍである。
そして、前述のような構成のＴｉＡｌＣＮ層は、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、（イ）ガス群Ａ、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）ガス群Ｂと時間的に変化させることができる。ちなみに、本発明においては、厳密なガス置換を意図した長時間の排気工程を導入する必要は無い。従って、ガス供給方法としては、例えば、ガス供給口を回転させたり、工具基体を回転させたり、工具基体を往復運動させたりして、工具基体表面における反応ガス組成を、（イ）ガス群Ａを主とする混合ガス、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）ガス群Ｂを主とする混合ガス、と時間的に変化させることで実現する事が可能である。
工具基体表面に、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、例えば、本発明のＴｉＡｌＣＮ層αでは、ガス群ＡとしてＮＨ３：２．０〜３．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１〜０．３秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．０５〜０．２５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の組成、層厚のＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βを成膜することができる。
また、ＴｉＡｌＣＮ層β中に含まれるＴｉＡｌＣＮ層γはＴｉＡｌＣＮ層βの形成中に熱処理工程を加えることにより形成される。これはＴｉＡｌＣＮ層βを熱処理することでＴｉＡｌＣＮ層β中のＡｌが熱処理中に膜表面へ拡散し、偏析することを利用して形成されたものである。
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、（イ）ガス群Ａ、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）ガス群Ｂと時間的に変化させることができる。ちなみに、本発明においては、厳密なガス置換を意図した長時間の排気工程を導入する必要は無い。従って、ガス供給方法としては、例えば、ガス供給口を回転させたり、工具基体を回転させたり、工具基体を往復運動させたりして、工具基体表面における反応ガス組成を、（イ）ガス群Ａを主とする混合ガス、（ロ）ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス、（ハ）ガス群Ｂを主とする混合ガス、と時間的に変化させることで実現する事が可能である。
工具基体表面に、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、例えば、本発明のＴｉＡｌＣＮ層αでは、ガス群ＡとしてＮＨ３：２．０〜３．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１〜０．３秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．０５〜０．２５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の組成、層厚のＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βを成膜することができる。
また、ＴｉＡｌＣＮ層β中に含まれるＴｉＡｌＣＮ層γはＴｉＡｌＣＮ層βの形成中に熱処理工程を加えることにより形成される。これはＴｉＡｌＣＮ層βを熱処理することでＴｉＡｌＣＮ層β中のＡｌが熱処理中に膜表面へ拡散し、偏析することを利用して形成されたものである。
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、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚が１．２μｍ以上２５μｍ以下の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、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬質被覆層表面側から工具基体表面側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βからなる２層を含み、
（ｄ）前記ＴｉＡｌＣＮ層αは、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌαは１μｍ≦Ｌα≦２０μｍであり、
（ｅ）前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、該層内に平均Ａｌ含有割合の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、前記ＴｉＡｌＣＮ層γを境に、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２に分けられ、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−Ｘβ１ＡｌＸβ１）（ＣＹβ１Ｎ１−Ｙβ１）および（Ｔｉ１−Ｘβ２ＡｌＸβ２）（ＣＹβ２Ｎ１−Ｙβ２）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ１ａｖｇとＸβ２ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇ（但し、Ｘβ１ａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘαａｖｇ、０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌβ１、Ｌβ２は０．１μｍ≦Ｌβ１、０．１μｍ≦Ｌβ２、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαであり、
（ｆ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸγＡｌＸγ）（ＣＹγＮ１−Ｙγ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸγａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγａｖｇ（但し、Ｘγａｖｇ、Ｙγａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙγａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌγは３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍである
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２は層内でも組成が異なっており、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、それぞれの層中のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が段階的に増加す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ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２は組成の傾斜が存在し、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、それぞれの層中のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が順次増加していくことを特徴とする（１）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について、ＴｉＡｌＣＮ層αの縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５） 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、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層以上のＴｉ化合物層からなり、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（１）〜（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）〜（５）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。
「（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、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚が１．２μｍ以上２５μｍ以下の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、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬質被覆層表面側から工具基体表面側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βからなる２層を含み、
（ｄ）前記ＴｉＡｌＣＮ層αは、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌαは１μｍ≦Ｌα≦２０μｍであり、
（ｅ）前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、該層内に平均Ａｌ含有割合の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、前記ＴｉＡｌＣＮ層γを境に、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２に分けられ、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−Ｘβ１ＡｌＸβ１）（ＣＹβ１Ｎ１−Ｙβ１）および（Ｔｉ１−Ｘβ２ＡｌＸβ２）（ＣＹβ２Ｎ１−Ｙβ２）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ１ａｖｇとＸβ２ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇ（但し、Ｘβ１ａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘαａｖｇ、０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌβ１、Ｌβ２は０．１μｍ≦Ｌβ１、０．１μｍ≦Ｌβ２、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαであり、
（ｆ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸγＡｌＸγ）（ＣＹγＮ１−Ｙγ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸγａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγａｖｇ（但し、Ｘγａｖｇ、Ｙγａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙγａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌγは３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍである
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２は層内でも組成が異なっており、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、それぞれの層中のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が段階的に増加す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ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２は組成の傾斜が存在し、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、それぞれの層中のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が順次増加していくことを特徴とする（１）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について、ＴｉＡｌＣＮ層αの縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５） 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、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層以上のＴｉ化合物層からなり、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（１）〜（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）〜（５）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。
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ＴｉＡｌＣＮ層の平均層厚：
図１に、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（ＴｉＡｌＣＮ層）の縦断面模式図とともに、層厚方向にわたるＡｌ含有割合の変化の様子を示す。
本発明の硬質被覆層は、ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、平均層厚が１．２μｍ未満では各層の耐摩耗性が十分に発揮されず、２５μｍを越えると、ＴｉＡｌＣＮ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ことから、その平均層厚は１．２μｍ以上２５μｍ以下と定めた。
図１に、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（ＴｉＡｌＣＮ層）の縦断面模式図とともに、層厚方向にわたるＡｌ含有割合の変化の様子を示す。
本発明の硬質被覆層は、ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、平均層厚が１．２μｍ未満では各層の耐摩耗性が十分に発揮されず、２５μｍを越えると、ＴｉＡｌＣＮ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ことから、その平均層厚は１．２μｍ以上２５μｍ以下と定めた。
硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層の組成：
本発明の硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層は、硬質被覆層の表面側から工具基体側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βの順で形成された２層を含み、ＴｉＡｌＣＮ層β中にはＡｌ含有量の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが含まれる。
本発明の硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層は、硬質被覆層の表面側から工具基体側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βの順で形成された２層を含み、ＴｉＡｌＣＮ層β中にはＡｌ含有量の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが含まれる。
前記ＴｉＡｌＣＮ層αは、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足することが必要である。
その理由は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘαａｖｇが０．６０未満では、ＴｉＡｌＣＮ層は耐酸化性に劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘαａｖｇが０．９５を超えると、硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、耐摩耗性が低下する。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘαａｖｇは、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣ成分のＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇは、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＣＮ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ＴｉＡｌＣＮ層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃ成分の平均含有割合Ｙαａｖｇが０．００５を超えると、ＴｉＡｌＣＮ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の平均含有割合Ｙαａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５と定めた。
また、前記ＴｉＡｌＣＮ層αの平均層厚Ｌαは、１μｍ≦Ｌα≦２０μｍとする。これは平均層厚が１μｍ未満では耐摩耗性を十分に担持できず、２０μｍより大きくなると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という理由による。
その理由は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘαａｖｇが０．６０未満では、ＴｉＡｌＣＮ層は耐酸化性に劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘαａｖｇが０．９５を超えると、硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、耐摩耗性が低下する。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘαａｖｇは、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣ成分のＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇは、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＣＮ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ＴｉＡｌＣＮ層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃ成分の平均含有割合Ｙαａｖｇが０．００５を超えると、ＴｉＡｌＣＮ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の平均含有割合Ｙαａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５と定めた。
また、前記ＴｉＡｌＣＮ層αの平均層厚Ｌαは、１μｍ≦Ｌα≦２０μｍとする。これは平均層厚が１μｍ未満では耐摩耗性を十分に担持できず、２０μｍより大きくなると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という理由による。
前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、該層内に平均Ａｌ含有割合の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、前記ＴｉＡｌＣＮ層γを境に、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２に分けられ、その組成を、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−Ｘβ１ＡｌＸβ１）（ＣＹβ１Ｎ１−Ｙβ１）および（Ｔｉ１−Ｘβ２ＡｌＸβ２）（ＣＹβ２Ｎ１−Ｙβ２）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ１ａｖｇとＸβ２ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇ（但し、Ｘβ１ａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘαａｖｇ、０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５を満足する。
Ｘβ１ａｖｇを０．１以上とした理由は、０．１未満では硬度が十分でなく、耐摩耗性が損なわれるためであり、Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇとした理由は、Ｘβ２ａｖｇがＸβ１ａｖｇ以下であると、ＴｉＡｌＣＮ層α側のＴｉＡｌＣＮ層βの硬さ低下による耐摩耗性の低下が生じるためである。また、Ｘβ２ａｖｇをＸαａｖｇ未満とした理由は、ＴｉＡｌＣＮ層α以上の平均Ａｌ含有量を有するとＴｉＡｌＣＮ層αより硬さが向上する一方で靱性が低下し、耐欠損性が低下するため、チッピングや剥離が生じやすくなるためである。
また、Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇについては、前記したＴｉＡｌＣＮ層αのＹαａｖｇと同様な理由により０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５とした。
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２の平均層厚Ｌβ１とＬβ２を０．１μｍ≦Ｌβ１＜Ｌβ、０．１μｍ≦Ｌβ２＜Ｌβ、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαとする理由は０．１μｍ未満の平均層厚では各層の界面における付着強度を十分に向上させることができず、各層の層厚およびβ１層とβ２層の膜厚の総和がＬα以上になると、ＴｉＡｌＣＮ層αに対して相対的なＴｉＡｌＣＮ層βの膜厚が大きくなることによって、膜の剥離およびチッピングが生じやすくなるとともに、ＴｉＡｌＣＮ層αに対してＡｌ含有量の低いＴｉＡｌＣＮ層βによって、硬質被膜層全体の硬さが低下し、耐摩耗性の低下をもたらすためである。
Ｘβ１ａｖｇを０．１以上とした理由は、０．１未満では硬度が十分でなく、耐摩耗性が損なわれるためであり、Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇとした理由は、Ｘβ２ａｖｇがＸβ１ａｖｇ以下であると、ＴｉＡｌＣＮ層α側のＴｉＡｌＣＮ層βの硬さ低下による耐摩耗性の低下が生じるためである。また、Ｘβ２ａｖｇをＸαａｖｇ未満とした理由は、ＴｉＡｌＣＮ層α以上の平均Ａｌ含有量を有するとＴｉＡｌＣＮ層αより硬さが向上する一方で靱性が低下し、耐欠損性が低下するため、チッピングや剥離が生じやすくなるためである。
また、Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇについては、前記したＴｉＡｌＣＮ層αのＹαａｖｇと同様な理由により０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５とした。
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２の平均層厚Ｌβ１とＬβ２を０．１μｍ≦Ｌβ１＜Ｌβ、０．１μｍ≦Ｌβ２＜Ｌβ、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαとする理由は０．１μｍ未満の平均層厚では各層の界面における付着強度を十分に向上させることができず、各層の層厚およびβ１層とβ２層の膜厚の総和がＬα以上になると、ＴｉＡｌＣＮ層αに対して相対的なＴｉＡｌＣＮ層βの膜厚が大きくなることによって、膜の剥離およびチッピングが生じやすくなるとともに、ＴｉＡｌＣＮ層αに対してＡｌ含有量の低いＴｉＡｌＣＮ層βによって、硬質被膜層全体の硬さが低下し、耐摩耗性の低下をもたらすためである。
前記ＴｉＡｌＣＮ層γは、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸγＡｌＸγ）（ＣＹγＮ１−Ｙγ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸγａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγａｖｇ（但し、Ｘγａｖｇ、Ｙγａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙγａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌγは３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍである。
これは、ＴｉＡｌＣＮ層γのＸγａｖｇをＴｉＡｌＣＮ層βのＸβ２ａｖｇより高め、それによって、ＴｉＡｌＣＮ層γの格子歪を増大させて高硬度化を図るために、ＴｉＡｌＣＮ層γのＸγａｖｇはＸβ２ａｖｇより大きくする。一方、Ｘγａｖｇが０．９５を超えると硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、ＸγａｖｇはＸβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５とした。
また、Ｙγａｖｇについて、０≦Ｙγａｖｇ≦０．００５とする理由は、前記したＹαａｖｇ、Ｙβａｖｇと同様な理由である。
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚Ｌγを３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍとする理由は
３ｎｍ未満の平均層厚では硬さおよび付着強度の向上効果が十分に発揮されず、平均層厚が５０ｎｍより大きいとＴｉＡｌＣＮ層βとの界面における付着強度が損なわれ、耐剥離性が低下するためである。
これは、ＴｉＡｌＣＮ層γのＸγａｖｇをＴｉＡｌＣＮ層βのＸβ２ａｖｇより高め、それによって、ＴｉＡｌＣＮ層γの格子歪を増大させて高硬度化を図るために、ＴｉＡｌＣＮ層γのＸγａｖｇはＸβ２ａｖｇより大きくする。一方、Ｘγａｖｇが０．９５を超えると硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、ＸγａｖｇはＸβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５とした。
また、Ｙγａｖｇについて、０≦Ｙγａｖｇ≦０．００５とする理由は、前記したＹαａｖｇ、Ｙβａｖｇと同様な理由である。
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚Ｌγを３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍとする理由は
３ｎｍ未満の平均層厚では硬さおよび付着強度の向上効果が十分に発揮されず、平均層厚が５０ｎｍより大きいとＴｉＡｌＣＮ層βとの界面における付着強度が損なわれ、耐剥離性が低下するためである。
また、前記ＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２は層内でも組成が異なっており、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める割合が工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって段階的に増加をすることまたは連続的に増加することが好ましい。いずれによっても結晶格子の格子歪が順次緩和され、密着性の向上が図られる。
ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶粒界に存在する微粒六方晶：
本発明のＴｉＡｌＣＮ層αでは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の粒界に六方晶構造の微粒結晶粒を含有することができるが、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界における摩擦が低減し、靱性が向上する。このときの六方晶構造の微粒結晶粒の面積割合が５面積％を超えると相対的に硬さが低下し好ましくなく、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。
なお、本発明でいう粒界中に存在する六方晶構造の微粒結晶粒は、透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定することができ、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めることができる。
本発明のＴｉＡｌＣＮ層αでは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の粒界に六方晶構造の微粒結晶粒を含有することができるが、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界における摩擦が低減し、靱性が向上する。このときの六方晶構造の微粒結晶粒の面積割合が５面積％を超えると相対的に硬さが低下し好ましくなく、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。
なお、本発明でいう粒界中に存在する六方晶構造の微粒結晶粒は、透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定することができ、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めることができる。
下部層および上部層：
本発明のＴｉＡｌＣＮ層は、それだけでも十分な効果を奏するが、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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層を設けた場合、および/または、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を設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性が発揮される。
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うちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなる下部層を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、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、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、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ＴｉＡｌＣＮ層は、それだけでも十分な効果を奏するが、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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層を設けた場合、および/または、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を設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性が発揮される。
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うちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなる下部層を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、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、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、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。
本発明は、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、硬質被覆層が、ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含み、該ＴｉＡｌＣＮ層は表面側から工具基体側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βの２層に区分され、さらにＴｉＡｌＣＮ層βにはＡｌ含有量の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが含まれ、ＴｉＡｌＣＮ層βに対してＴｉＡlＣＮ層αのＡｌ含有量は高くなり、ＴｉＡｌＣＮ層β中に存在するＴｉＡlＣＮ層γのＡｌ含有量はＴｉＡｌＣＮ層βに対して高くなるＴｉＡｌＣＮ層が形成されていることから、このような硬質被覆層を形成した本発明被覆工具は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等の高熱発生を伴う高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。
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、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、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：１５００℃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、化学蒸着装置を用い、
表４、表５に示される形成条件βＡ〜βＨ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．１〜０．６％、ＴｉＣｌ４：０．４〜０．７％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１〜０．３秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．０５〜０．２５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行い、成膜した。なお、βＡ〜βＨの形成記号中に含まれるＡ〜Ｈは表５中の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。また、熱処理によってＴｉＡｌＣＮ層γを形成するために、ＴｉＡｌＣＮ層βの形成は２工程に分かれる。前半の工程をβ１、後半の工程をβ２としたとき、表１１に示されるように、β１およびβ２はそれぞれ所定の目標平均層厚になるよう成膜し、各工程の間に表６に示される形成条件γＡ〜γＨの反応ガス組成・時間・温度・圧力で熱処理を行った。ここでもγＡ〜γＨの形成記号中に含まれるＡ〜Ｈは表５中の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。なお、ＴｉＡｌＣＮ層γのＡｌ含有量および膜厚は熱処理温度および時間によって変えることができ、窒素源として例えばＮＨ３ガスを流し、また、Ｃを含有させる場合には例えばＣ２Ｈ４のような炭素を含むガスを流す。また、表５・表７・表８に示される形成条件β１Ｅ〜β１Ｈ、β２Ｅ〜β２Ｈにおいてはβ１およびβ２が段階的に平均Ａｌ含有量が工具基体側からＴｉＡlＣＮ層α側に向かって順次増加する、もしくは工具基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が、連続的に増加するようなＴｉＡlＣＮ層β１とＴｉＡlＣＮ層β２を成膜した。このとき表１１に示される目標平均層厚になるようそれぞれ成膜され、ＴｉＡｌＣＮ層β１を成膜後に表５、６に示される条件で熱処理を行い、その後、ＴｉＡｌＣＮ層β２を成膜した。なお、ＴｉＡｌＣＮγ層の層厚は熱処理の時間および温度を制御することによって変えることができる。
表４、表５に示される形成条件βＡ〜βＨ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．１〜０．６％、ＴｉＣｌ４：０．４〜０．７％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１〜０．３秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．０５〜０．２５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行い、成膜した。なお、βＡ〜βＨの形成記号中に含まれるＡ〜Ｈは表５中の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。また、熱処理によってＴｉＡｌＣＮ層γを形成するために、ＴｉＡｌＣＮ層βの形成は２工程に分かれる。前半の工程をβ１、後半の工程をβ２としたとき、表１１に示されるように、β１およびβ２はそれぞれ所定の目標平均層厚になるよう成膜し、各工程の間に表６に示される形成条件γＡ〜γＨの反応ガス組成・時間・温度・圧力で熱処理を行った。ここでもγＡ〜γＨの形成記号中に含まれるＡ〜Ｈは表５中の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。なお、ＴｉＡｌＣＮ層γのＡｌ含有量および膜厚は熱処理温度および時間によって変えることができ、窒素源として例えばＮＨ３ガスを流し、また、Ｃを含有させる場合には例えばＣ２Ｈ４のような炭素を含むガスを流す。また、表５・表７・表８に示される形成条件β１Ｅ〜β１Ｈ、β２Ｅ〜β２Ｈにおいてはβ１およびβ２が段階的に平均Ａｌ含有量が工具基体側からＴｉＡlＣＮ層α側に向かって順次増加する、もしくは工具基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が、連続的に増加するようなＴｉＡlＣＮ層β１とＴｉＡlＣＮ層β２を成膜した。このとき表１１に示される目標平均層厚になるようそれぞれ成膜され、ＴｉＡｌＣＮ層β１を成膜後に表５、６に示される条件で熱処理を行い、その後、ＴｉＡｌＣＮ層β２を成膜した。なお、ＴｉＡｌＣＮγ層の層厚は熱処理の時間および温度を制御することによって変えることができる。
次いで、上記で成膜したＴｉＡｌＣＮ層βの表面に、表５、表９に示される形成条件αＡ〜αＨで、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：１．０〜３．０％、Ｈ２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２〜０．３％、Ｎ２：０．０〜１２．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０〜０．５％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１〜０．３秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．０５〜０．２５秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行い、表１１に示される目標平均層厚、目標平均組成のＴｉＡｌＣＮ層αを成膜した。なお、αＡ〜αＨの形成記号中に含まれるＡ〜Ｈは表６中の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。
上記の成膜によって、表１１に示されるそれぞれの平均層厚、平均組成を有する各層構造からなるＴｉＡｌＣＮ層を被覆することにより本発明被覆工具１〜１２を製造した。
なお、本発明被覆工具５〜１２について、表３に示される形成条件で、表１０に示される下部層、上部層を形成した。
上記の成膜によって、表１１に示されるそれぞれの平均層厚、平均組成を有する各層構造からなるＴｉＡｌＣＮ層を被覆することにより本発明被覆工具１〜１２を製造した。
なお、本発明被覆工具５〜１２について、表３に示される形成条件で、表１０に示される下部層、上部層を形成した。
また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表４および表５、６、９に示される比較成膜工程の形成条件ａ〜ｈで、表１２に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１２と同様に、少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成し比較被覆工具１〜１２を製造した。なお、本発明被覆工具と同様に各層の形成記号中のａ〜ｈは表５の形成記号ａ〜ｈと対応している。
ただし、比較成膜工程の形成条件ａ〜ｈのうち、形成条件ｃ、ｅでは、ＴｉＡｌＣＮ層γを層内に含まないＴｉＡｌＣＮ層βとＴｉＡｌＣＮ層αの層構造からなるＴｉＡｌＣＮ層を形成し、形成条件ｆ〜ｈでは、成膜条件を変化させずに硬質被覆層全体にわたって均一組成のＴｉＡｌＣＮ層を形成した。
なお、本発明被覆工具５〜１２と同様に、比較被覆工具５〜１２について、表３に示される形成条件で、表１０に示される下部層、上部層を形成した。
ただし、比較成膜工程の形成条件ａ〜ｈのうち、形成条件ｃ、ｅでは、ＴｉＡｌＣＮ層γを層内に含まないＴｉＡｌＣＮ層βとＴｉＡｌＣＮ層αの層構造からなるＴｉＡｌＣＮ層を形成し、形成条件ｆ〜ｈでは、成膜条件を変化させずに硬質被覆層全体にわたって均一組成のＴｉＡｌＣＮ層を形成した。
なお、本発明被覆工具５〜１２と同様に、比較被覆工具５〜１２について、表３に示される形成条件で、表１０に示される下部層、上部層を形成した。
本発明被覆工具１〜１２、比較被覆工具１〜１２の各構成層のうちＴｉＡｌＣＮ層αに関しては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。また、ＴｉＡｌＣＮ層β１、β２およびＴｉＡｌＣＮ層γについては透過型電子顕微鏡を用いて加速電圧２００ｋＶの条件において複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、ＴｉＡｌＣＮ層βおよびＴｉＡｌＣＮ層β内に存在するＴｉＡｌＣＮ層γを同定し、該ＴｉＡｌＣＮ層について観察視野内の５点の層厚を測定して、各層の平均層厚を求めた。以上のように各層の平均層厚を測定したところ、いずれも表１０、表１１に示される平均層厚を示した。
また、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＣＮ層β及びＴｉＡｌＣＮ層αからなる本発明被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層の各層、さらに、比較被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層について、Ａｌの平均含有割合（Ｘγａｖｇ、Ｘβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ及びＸαａｖｇ）を、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、算出した。具体的には元素マッピングを行い、ＴｉＡｌＣＮ層の各層において膜厚方向に等分に５点測定した各点のＡｌ含有割合の平均値を１０箇所測定し、各層のＡｌの平均含有割合とした。
また、ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２のＡｌ量が基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対して段階的に増加するように成膜した場合と基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対して連続的にＡｌ量が増加するように成膜した場合では、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件においてＴｉＡｌＣＮ層断面方向に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、元素の線分析を行い、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対してＡｌ量が段階的あるいは連続的に増加していることを確認した。
また、Ｃの平均含有割合（Ｙγａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇ及びＹαａｖｇ）については、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用い、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うことにより求めた。Ｃの平均含有割合は、ＴｉＡｌＣＮ層についての深さ方向の平均値を示す。
表１１、表１２に、その結果を示す。
また、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＣＮ層β及びＴｉＡｌＣＮ層αからなる本発明被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層の各層、さらに、比較被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層について、Ａｌの平均含有割合（Ｘγａｖｇ、Ｘβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ及びＸαａｖｇ）を、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、算出した。具体的には元素マッピングを行い、ＴｉＡｌＣＮ層の各層において膜厚方向に等分に５点測定した各点のＡｌ含有割合の平均値を１０箇所測定し、各層のＡｌの平均含有割合とした。
また、ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２のＡｌ量が基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対して段階的に増加するように成膜した場合と基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対して連続的にＡｌ量が増加するように成膜した場合では、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件においてＴｉＡｌＣＮ層断面方向に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、元素の線分析を行い、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対してＡｌ量が段階的あるいは連続的に増加していることを確認した。
また、Ｃの平均含有割合（Ｙγａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇ及びＹαａｖｇ）については、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用い、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うことにより求めた。Ｃの平均含有割合は、ＴｉＡｌＣＮ層についての深さ方向の平均値を示す。
表１１、表１２に、その結果を示す。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉＡｌＣＮ層からなる硬質被覆層の工具基体表面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、工具基体表面と垂直な方向の断面に沿って膜厚以下の距離の測定範囲内の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、六方晶構造を有する微粒結晶粒の面積割合を求めた。
また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒは、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めた。なお、粒径は六方晶と同定した各々の結晶粒に対して外接円を作成し、その外接円の半径を求め、その平均値を粒径とした。
その結果を、同じく、表１１、表１２に示す。
また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒは、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めた。なお、粒径は六方晶と同定した各々の結晶粒に対して外接円を作成し、その外接円の半径を求め、その平均値を粒径とした。
その結果を、同じく、表１１、表１２に示す。
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１〜１０、比較被覆工具１〜１０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。
その結果を表１３に示す。
その結果を表１３に示す。
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： ９９４ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
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： ９９４ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
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１４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Ｅ〜Ｇ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１５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Ｈを形成した。
つぎに、これらの工具基体Ｅ〜Ｇおよび工具基体Ｈの表面に、化学蒸着装置を用い、
表４、表５、表７、表８に示される形成条件βＡ〜βＨでＴｉＡｌＣＮ層βを形成し、表６に示される形成条件γＡ〜γＨでＴｉＡlＣＮ層βを形成する工程中に熱処理を行うことでＴｉＡｌＣＮγ層を形成し、また、表５、表９に示される形成条件αＡ〜αＨでＴｉＡｌＣＮ層αを成膜することにより、表１７に示されるそれぞれの平均層厚、平均組成を有するＴｉＡｌＣＮ層を被覆し、表１７に示す本発明被覆工具１３〜２４を製造した。なお、実施例１と同様に各層の形成記号中のＡ〜Ｈは表５の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。
なお、ＴｉＡｌＣＮ層βの成膜にあたっては、形成条件βＡ〜βＤでは成膜条件を変化させずに成膜を行い、形成条件βＥ、βＦでは段階的に平均Ａｌ含有量が工具基体側からＴｉＡlＣＮ層α側に向かって順次増加する形態で成膜し、βＧ、βＨでは工具基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対して連続的に順次増加する形態で成膜した。
なお、本発明被覆工具１６〜２４について、表３に示される形成条件で、表１６に示される下部層、上部層を形成した。
表４、表５、表７、表８に示される形成条件βＡ〜βＨでＴｉＡｌＣＮ層βを形成し、表６に示される形成条件γＡ〜γＨでＴｉＡlＣＮ層βを形成する工程中に熱処理を行うことでＴｉＡｌＣＮγ層を形成し、また、表５、表９に示される形成条件αＡ〜αＨでＴｉＡｌＣＮ層αを成膜することにより、表１７に示されるそれぞれの平均層厚、平均組成を有するＴｉＡｌＣＮ層を被覆し、表１７に示す本発明被覆工具１３〜２４を製造した。なお、実施例１と同様に各層の形成記号中のＡ〜Ｈは表５の形成記号Ａ〜Ｈと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。
なお、ＴｉＡｌＣＮ層βの成膜にあたっては、形成条件βＡ〜βＤでは成膜条件を変化させずに成膜を行い、形成条件βＥ、βＦでは段階的に平均Ａｌ含有量が工具基体側からＴｉＡlＣＮ層α側に向かって順次増加する形態で成膜し、βＧ、βＨでは工具基体側からＴｉＡｌＣＮ層α側に対して連続的に順次増加する形態で成膜した。
なお、本発明被覆工具１６〜２４について、表３に示される形成条件で、表１６に示される下部層、上部層を形成した。
また、比較の目的で、工具基体Ｅ〜Ｈの表面に、表４および表５、表６、表９に示される比較成膜工程の形成条件ａ〜ｈで、表１８に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１３〜２４と同様に、少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成し比較被覆工具１３〜２４を製造した。なお、本発明被覆工具と同様に各層の形成記号中のａ〜ｈは表５の形成記号ａ〜ｈと対応している。
ただし、比較成膜工程の形成条件ａ〜ｈのうち、形成条件ｃ、ｅでは、ＴｉＡｌＣＮ層γを含まないＴｉＡｌＣＮ層βとＴｉＡｌＣＮ層αからなるＴｉＡｌＣＮ層を形成し、また、形成条件ｆ〜ｈでは、成膜条件を変化させずに硬質被覆層全体にわたって均一組成のＴｉＡｌＣＮ層を形成した。
なお、本発明被覆工具１６〜２４と同様に、比較被覆工具１６〜２４について、表３に示される形成条件で、表１６に示される下部層、上部層を形成した。
ただし、比較成膜工程の形成条件ａ〜ｈのうち、形成条件ｃ、ｅでは、ＴｉＡｌＣＮ層γを含まないＴｉＡｌＣＮ層βとＴｉＡｌＣＮ層αからなるＴｉＡｌＣＮ層を形成し、また、形成条件ｆ〜ｈでは、成膜条件を変化させずに硬質被覆層全体にわたって均一組成のＴｉＡｌＣＮ層を形成した。
なお、本発明被覆工具１６〜２４と同様に、比較被覆工具１６〜２４について、表３に示される形成条件で、表１６に示される下部層、上部層を形成した。
また、実施例１と同様の方法を用いて、本発明被覆工具１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４の各構成層の平均層厚を求めたところ、いずれも表１７および表１８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、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＣＮ層β及びＴｉＡｌＣＮ層αからなる本発明被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層の各層、さらに、比較被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層について、実施例１と同様の方法を用いて、Ａｌの平均含有割合（Ｘγａｖｇ、Ｘβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ及びＸαａｖｇ）、Ｃの平均含有割合（Ｙγａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇ及びＹαａｖｇ）を求めた。
表１７、表１８に、その結果を示す。
また、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＣＮ層β及びＴｉＡｌＣＮ層αからなる本発明被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層の各層、さらに、比較被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層について、実施例１と同様の方法を用いて、Ａｌの平均含有割合（Ｘγａｖｇ、Ｘβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ及びＸαａｖｇ）、Ｃの平均含有割合（Ｙγａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇ及びＹαａｖｇ）を求めた。
表１７、表１８に、その結果を示す。
また、実施例１と同様の方法を用いて、ＴｉＡｌＣＮ層に含有される六方晶構造を有する微粒結晶粒の面積割合および六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒを求めた。
その結果を、同じく、表１７、表１８に示す。
その結果を、同じく、表１７、表１８に示す。
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１３〜２４、比較被覆工具１３〜２４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：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／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：３３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１９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：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／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：３３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１９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、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を用意し、これら原料粉末を表２０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、化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表４、表５、表７、表８に示される形成条件βＡ〜βＣおよび、βＥ〜βＧでＴｉＡｌＣＮ層βを成膜し、さらに表６に示される形成条件γＡ〜γＣおよび、γＥ〜γＧに表される熱処理によってＴｉＡlＣＮ層γをＴｉＡｌＣＮ層β内に形成し、また、表５、表９に示される形成条件αＡ〜αＣおよび、αＥ〜αＧでＴｉＡｌＣＮ層αを成膜することにより、表２２に示されるそれぞれの平均層厚、平均組成を有するＴｉＡｌＣＮ層を被覆することにより表２２に示す本発明被覆工具２５〜３０を製造した。実施例１、２と同様に各層の形成記号中のＡ〜Ｃ、Ｅ〜Ｇは表５の形成記号Ａ〜Ｃ、Ｅ〜Ｇと対応しており、それぞれ供給周期や１周期当たりのガス供給時間、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差が異なる。
なお、本発明被覆工具２８〜３０について、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層、上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具２８〜３０について、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層、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、化学蒸着装置を用い、表５および表４、表６、及び表９に示される比較成膜工程の形成条件ｂ、ｄ〜ｈで、表２３に示されるに示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具２５〜３０と同様に、少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成し比較被覆工具２５〜３０を製造した。なお、本発明被覆工具と同様に各層の形成記号中のｂ、ｄ〜ｈは表５の形成記号ｂ、ｄ〜ｈと対応している。
なお、本発明被覆工具２８〜３０と同様に、比較被覆工具２８〜３０について、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層、上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具２８〜３０と同様に、比較被覆工具２８〜３０について、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層、上部層を形成した。
また、実施例１と同様の方法を用いて、本発明被覆工具２５〜３０、比較被覆工具２５〜３０の各構成層の平均層厚を求めたところ、いずれも表２２および表２３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、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＣＮ層β及びＴｉＡｌＣＮ層αからなる本発明被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層の各層、さらに、比較被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層について、実施例１と同様の方法を用いて、Ａｌの平均含有割合（Ｘγａｖｇ、Ｘβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ及びＸαａｖｇ）、Ｃの平均含有割合（Ｙγａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇ及びＹαａｖｇ）を求めた。
表２２、表２３に、その結果を示す。
また、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＣＮ層β及びＴｉＡｌＣＮ層αからなる本発明被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層の各層、さらに、比較被覆工具のＴｉＡｌＣＮ層について、実施例１と同様の方法を用いて、Ａｌの平均含有割合（Ｘγａｖｇ、Ｘβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ及びＸαａｖｇ）、Ｃの平均含有割合（Ｙγａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇ及びＹαａｖｇ）を求めた。
表２２、表２３に、その結果を示す。
また、実施例１と同様の方法を用いて、ＴｉＡｌＣＮ層に含有される六方晶構造を有する微粒結晶粒の面積割合および六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒを求めた。
その結果を、同じく、表２２、表２３に示す。
その結果を、同じく、表２２、表２３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２５〜３０、比較被覆工具２５〜３０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：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２４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：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１２ ｍｍ、
送り： ０．１２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２４に、前記切削試験の結果を示す。
表１３、表１９および表２４に示される結果から、本発明の被覆工具は、硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層が、表面側から工具基体側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βの層で構成され、ＴｉＡｌＣＮ層β中にはＡｌ含有量の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが形成されていることから、
このような硬質被覆層を形成した本発明被覆工具は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等の高熱発生を伴う高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する。
このような硬質被覆層を形成した本発明被覆工具は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等の高熱発生を伴う高速断続切削加工に供した場合でも、すぐれた耐チッピング性を発揮し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する。
これに対して、硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層が、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βで構成されていても、各層におけるＡｌ含有割合や平均層厚が本発明で規定する条件を備えない比較被覆工具１〜５、９〜１２、１３〜１７、２１、２５〜２７は各ＴｉＡlＣＮ層の界面において剥離が生じ、チッピングおよび欠損の発生により短時間で寿命に至ることが明らかであり、
また、ＴｉＡｌＣＮ層全体が均一なＡｌ含有割合である比較被覆工具６〜８、１８〜２０、２２〜２４、２８〜３０についても、ＴｉＡｌＣＮ層の付着強度が十分に得られていないことによって短時間で膜の剥離が生じ、チッピングおよび欠損が発生する為、短時間で寿命に至ることが明らかである。
である。
したがって、本発明被覆工具は、比較被覆工具に比し、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、耐チッピング性、耐摩耗性のいずれにもすぐれることは明らかである。
また、ＴｉＡｌＣＮ層全体が均一なＡｌ含有割合である比較被覆工具６〜８、１８〜２０、２２〜２４、２８〜３０についても、ＴｉＡｌＣＮ層の付着強度が十分に得られていないことによって短時間で膜の剥離が生じ、チッピングおよび欠損が発生する為、短時間で寿命に至ることが明らかである。
である。
したがって、本発明被覆工具は、比較被覆工具に比し、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、耐チッピング性、耐摩耗性のいずれにもすぐれることは明らかである。
前述のように、本発明の被覆工具は、耐チッピング性、耐摩耗性のいずれにもすぐれることから、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 (6)
- 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、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚が１．２μｍ以上２５μｍ以下の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、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬質被覆層表面側から工具基体側に向かって、ＴｉＡｌＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層βからなる２層を含み、
（ｄ）前記ＴｉＡｌＣＮ層αは、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌαは１μｍ≦Ｌα≦２０μｍであり、
（ｅ）前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、該層内に平均Ａｌ含有割合の異なるＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、前記ＴｉＡｌＣＮ層γを境に、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層β１とβ２に分けられ、その組成を、組成式：（Ｔｉ１−Ｘβ１ＡｌＸβ１）（ＣＹβ１Ｎ１−Ｙβ１）および（Ｔｉ１−Ｘβ２ＡｌＸβ２）（ＣＹβ２Ｎ１−Ｙβ２）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ１ａｖｇとＸβ２ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ１ａｖｇとＹβ２ａｖｇ（但し、Ｘβ１ａｖｇ、Ｙβ１ａｖｇ、Ｘβ２ａｖｇ、Ｙβ２ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘβ１ａｖｇ＜Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘαａｖｇ、０≦Ｙβ１ａｖｇ≦０．００５、０≦Ｙβ２ａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌβ１、Ｌβ２は０．１μｍ≦Ｌβ１、０．１μｍ≦Ｌβ２、Ｌβ１＋Ｌβ２＜Ｌαであり、
（ｆ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を、組成式：（Ｔｉ１−ＸγＡｌＸγ）（ＣＹγＮ１−Ｙγ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸγａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγａｖｇ（但し、Ｘγａｖｇ、Ｙγａｖｇいずれも原子比）は、それぞれ、Ｘβ２ａｖｇ＜Ｘγａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙγａｖｇ≦０．００５を満足し、平均層厚Ｌγは３ｎｍ≦Ｌγ≦５０ｎｍである
ことを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２は、層内でも組成が異なっており、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、それぞれの層中のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が段階的に増加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ＴｉＡｌＣＮ層β１およびβ２は組成の傾斜が存在し、工具基体表面側からＴｉＡｌＣＮ層α側に向かって、それぞれの層中のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合が順次増加していく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について、ＴｉＡｌＣＮ層αの縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
- 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、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層以上のＴｉ化合物層からなり、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請求項１乃至４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の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
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