JP7216914B2 - 高負荷切削加工においてすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
高負荷切削加工においてすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 Download PDFInfo
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Description
この発明は、切れ刃に高負荷が作用する高負荷切削加工（例えば、高速高送り深穴ドリル加工）において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を示し、長期の使用にわた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。
一般に、表面被覆切削工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、また前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具などが知られている。
また、被覆工具として、ＡｌとＣｒの複合窒化物層、あるいは、ＴｉとＡｌの複合窒化物層からなる硬質被覆層を、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硼素焼結体（以下、ｃＢＮで示す）からなる基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、アークイオンプレーティング法により、被覆形成した被覆工具が知られている。
そして、被覆工具の切削性能を改善するために、多くの提案がなされている。
そして、被覆工具の切削性能を改善するために、多く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、ＣｒとＡｌを主成分とする金属成分と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂから選択される少なくとも１種以上の元素とから構成される硬質層を１層以上被覆した硬質皮膜被覆工具において、前記硬質層はＳｉを含有し、かつ、前記硬質層を相対的にＳｉに富みアモルファスである化合物相と、相対的にＳｉに乏しい結晶質の化合物相とから構成することが提案されており、そして、この硬質皮膜被覆工具は、高硬度鋼の切削加工の乾式化、高速化に対応し得る耐アブレッシブ摩耗性及び耐酸化摩耗性を有するとされている。
特許文献２には、アーク放電式イオンプレーティング法により被覆された硬質皮膜であって、該硬質皮膜は（ＡｌｘＣｒ１－ｘ－ｙＳｉｙ）（Ｎ１－α－β－γＢαＣβＯγ）但し、ｘ、ｙ、α、β、γは夫々原子比率を示し、０．４５＜ｘ＜０．８５、０≦ｙ＜０．３５、０．５０≦ｘ＋ｙ＜１．０、０≦α＜０．１５、０≦β＜０．６５、０．００３＜γ＜０．２、０＜α＋β＋γ＜１．０で示される少なくとも１層以上からなり、Ｘ線回折測定において岩塩構造型の結晶構造を有し、（１１１）面又は（２００）面の何れかの回折ピークの２θの半価幅が０．５度以上、２．０度以下であり、該硬質皮膜内の酸素は、結晶粒子内部よりも結晶粒子界面に多く存在する硬質皮膜が提案されており、この硬質皮膜は、切削工具基体との密着性に優れ、また、耐高温酸化特性に優れ、高硬度を有するとされている。
特許文献３には、被覆切削工具の耐久性の改善を目的として、基材の表面に硬質皮膜を被覆した被覆切削工具において、前記硬質皮膜は、前記基材の上に配置され、ナノビーム回折パターンからＷＣの結晶構造に指数付けされ、Ｃ、Ｗ、Ｔｉおよび不可避成分からなる炭化物からなるａ層と、前記ａ層の上に配置され、金属（半金属を含む）元素のうちＡｌの含有比率（原子％）が最も多く、Ａｌの含有比率（原子％）が５０％以上、Ｃｒの含有比率（原子％）が２０％以上、ＡｌとＣｒの合計の含有比率（原子％）が８５％以上、Ｓｉの含有比率（原子％）が５％～１５％である窒化物又は炭窒化物からなるｂ層と、を含み、前記ｂ層はＮａＣｌ型の結晶構造であり、前記ａ層の膜厚は、１ｎｍ～３０ｎｍである被覆切削工具が提案されている。
特許文献４には、超硬合金基体に圧縮応力を有する硬質皮膜を被覆した硬質皮膜被覆工具において、第１硬質皮膜及び第２硬質皮膜が被覆され、第１硬質皮膜は、（ＡｌａＣｒ１－ａ－ｂＳｉｂ）ｃＮｄ、ａ及びｂは原子％、ｃ及びｄは原子比を表し、５０≦ａ≦７０、０≦ｂ＜１５及び０．８５≦ｃ／ｄ≦１．２５であり、第２硬質皮膜は、（Ｔｉ１－ｅＳｉｅ）ｆＮｇ、ｅは原子％、ｆ及びｇは原子比を表し、１≦ｅ≦２０及び０．８５≦ｆ／ｇ≦１．２５であり、第１硬質皮膜と該第２硬質皮膜のＸ線回折における（２００）面の面間隔（ｎｍ）を夫々、ｄ１及びｄ２とした時に、０．９６５≦ｄ１／ｄ２≦０．９９０である硬質皮膜被覆工具が提案されており、この硬質皮膜被覆工具によれば、厚膜化した硬質皮膜における圧縮応力の低減と密着性を確保しつつ、耐摩耗性を向上させることができるとされている。
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工条件はより厳しいものとなっている。
前記特許文献１～４で提案されている従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄の通常条件での切削に用いた場合には格別問題はないが、特に、切れ刃に高負荷が作用する過酷な切削加工条件で用いた場合には、チッピング等が発生しやすく、また、耐摩耗性も満足できるものではないため、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
前記特許文献１～４で提案されている従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄の通常条件での切削に用いた場合には格別問題はないが、特に、切れ刃に高負荷が作用する過酷な切削加工条件で用いた場合には、チッピング等が発生しやすく、また、耐摩耗性も満足できるものではないため、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
例えば、前記特許文献１、２で提案されている被覆工具におけるＡｌとＣｒとＳｉの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ」で示す）層は、高硬度で耐酸化性、耐摩耗性にすぐれる皮膜であるが、高速高送り深穴ドリル加工のように切れ刃に連続的な高負荷が作用する切削加工に供した場合には、耐チッピング性が低下するという問題があった。
また、前記特許文献３では、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層の下部に、Ｗ，Ｔｉを含む炭化物層を設けることで密着性を改善し、また、前記特許文献４では、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層をＴｉとＳｉの複合窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ」で示す）層と積層することで耐摩耗性を改善しているが、いずれの被覆工具も、切れ刃に高負荷が作用する過酷な切削加工条件で用いた場合には、硬質被覆層のチッピング発生を避けることができず、これが原因で工具寿命が短命となるという問題があった。
また、前記特許文献３では、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層の下部に、Ｗ，Ｔｉを含む炭化物層を設けることで密着性を改善し、また、前記特許文献４では、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層をＴｉとＳｉの複合窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ」で示す）層と積層することで耐摩耗性を改善しているが、いずれの被覆工具も、切れ刃に高負荷が作用する過酷な切削加工条件で用いた場合には、硬質被覆層のチッピング発生を避けることができず、これが原因で工具寿命が短命となるという問題があった。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、切れ刃に高負荷が作用する高負荷切削加工、例えば、炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の被削材の高速高送り深穴ドリル加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮すると同時に、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、鋭意研究を重ねたところ、次のような知見を得た。
前記特許文献１～４で提案されている（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層は、該層を構成する成分であるＡｌが高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｃｒは高温強度を向上させると共に、ＣｒとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させる作用があり、また、Ｓｉは耐熱性を向上させる作用を有するが、Ｓｉ成分が含有されていることによって、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層の格子歪みが大きくなるために、高負荷が作用した際、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層はこれに耐え得る十分な靱性を備えておらず、そのため、チッピングを発生しやすいことを見出した。
特に、工具基体表面に被覆形成する硬質被覆層を、前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層と他の硬質皮膜との積層構造として形成した場合には、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層自体の靱性の低さに加え、他の硬質層との積層界面の格子不整合による大きな歪が発生するため、硬質被覆層全体としての靱性が一段と低下し、チッピング発生を避けることはできない。
特に、工具基体表面に被覆形成する硬質被覆層を、前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層と他の硬質皮膜との積層構造として形成した場合には、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層自体の靱性の低さに加え、他の硬質層との積層界面の格子不整合による大きな歪が発生するため、硬質被覆層全体としての靱性が一段と低下し、チッピング発生を避けることはできない。
そこで、本発明者らは、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層について、成分添加量を調整することによって、格子歪みが発生しにくい格子定数に定めるとともに、他の硬質層と積層した場合に、積層界面での格子不整合を極小とし、かつ、工具基体及び（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層のいずれに対しても密着性のよい他の硬質層との積層構造を採用することで、硬質被覆層の付着強度を向上させつつ、硬質被覆層全体としての高靱性化を図り、高負荷が作用する切削加工条件であっても、耐チッピング性と耐摩耗性にすぐれた被覆工具が得られることを見出したのである。
即ち、本発明の被覆工具は、具体的には、工具基体表面にＡ層とＢ層を少なくとも１層ずつ交互に積層して硬質被覆層を形成し、所定組成のＡｌとＣｒの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ」で示す）層をＡ層、また、所定組成の（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層をＢ層とし、Ａ層を構成する結晶粒の格子定数（ａＡ）とＢ層を構成する結晶粒の格子定数（ａＢ）の差の絶対値（｜ａＡ－ａＢ｜）を小さな値とすることで格子不整合による靱性低下を抑制する。
また、Ａ層およびＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折した際、各層を構成する岩塩型立方晶構造の結晶粒の（２００）面からの回折ピークを総括した回折ピーク強度Ｉ（２００）の半値全幅を所定数値範囲内にすることで、硬質被覆層全体としての結晶性を高める。
さらに、Ａ層及びＢ層を構成する岩塩型立方晶構造の結晶粒の（１１１）面からの回折ピークを総括した回折ピーク強度Ｉ（１１１）と、前記Ｉ（２００）の比の値（Ｉ（２００）／Ｉ（１１１））を所定数値範囲内にすることで、硬質被覆層の硬さと靱性をバランスさせる。
そして、本発明の被覆工具の硬質被覆層を、前記のＡ層とＢ層の交互積層構造として形成することにより、切れ刃に高負荷が作用する高負荷切削加工、例えば、炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の被削材の高速高送り深穴ドリル加工において、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するのである。
また、Ａ層およびＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折した際、各層を構成する岩塩型立方晶構造の結晶粒の（２００）面からの回折ピークを総括した回折ピーク強度Ｉ（２００）の半値全幅を所定数値範囲内にすることで、硬質被覆層全体としての結晶性を高める。
さらに、Ａ層及びＢ層を構成する岩塩型立方晶構造の結晶粒の（１１１）面からの回折ピークを総括した回折ピーク強度Ｉ（１１１）と、前記Ｉ（２００）の比の値（Ｉ（２００）／Ｉ（１１１））を所定数値範囲内にすることで、硬質被覆層の硬さと靱性をバランスさせる。
そして、本発明の被覆工具の硬質被覆層を、前記のＡ層とＢ層の交互積層構造として形成することにより、切れ刃に高負荷が作用する高負荷切削加工、例えば、炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の被削材の高速高送り深穴ドリル加工において、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するのである。
また、本発明の被覆工具は、前記Ａ層とＢ層の交互積層の最表面であるＢ層の直上に、ＴｉとＳｉとＷの複合窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ｓｉ，Ｗ）Ｎ」で示す）層からなるＣ層を形成し、前記Ｃ層からなる硬質被覆層のＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値を所定の範囲に定めることによって、一段と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のである。
さらに、本発明の被覆工具は、前記交互積層の最表面を構成するＢ層と前記Ｃ層との界面に、Ｓｉ成分の組成変調構造を有するＤ層を形成することによって、さらに一段と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のである。
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、次のような特徴を有する。
「（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あるいは立方晶窒化硼素焼結体の何れかからなる工具基体の表面に、０．５～８．０μｍの合計層厚の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、０．００５～４．０μｍの１層平均層厚のＡ層と０．００５～４．０μｍの１層平均層厚のＢ層が、それぞれ少なくとも１層以上交互に積層された交互積層構造を含み、
（ｂ）前記Ａ層は、
組成式：（Ａｌ１－ｘＣｒｘ）Ｎ
で表した場合に、０．２０≦ｘ≦０．６０（但し、ｘは原子比によるＣｒの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒの複合窒化物層、
（ｃ）前記Ｂ層は、
組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂＣｒａＳｉｂ）Ｎ
で表した場合に、０．２０≦ａ≦０．６０、０．０１≦ｂ≦０．２０（但し、ａは原子比によるＣｒの含有割合、ｂは原子比によるＳｉの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒとＳｉの複合窒化物層であり、
（ｄ）前記交互積層構造を構成するＡ層及びＢ層は、岩塩型立方晶構造の結晶粒を含んでおり、
（ｅ）前記Ａ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒及び前記Ｂ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒について、結晶粒の格子定数を、それぞれａＡ（Å）、ａＢ（Å）としたとき、ａＡ（Å）とａＢ（Å）の差の絶対値｜ａＡ－ａＢ｜は、｜ａＡ－ａＢ｜≦０．０５（Å）を満足し、
（ｆ）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層構造全体についてのＸ線回折によって得られる総括した（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（２００）、また、総括した（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（１１１）とした場合、Ｉ（２００）の半値全幅は０．３～１．０（度）であり、前記Ｉ（２００）とＩ（１１１）の比の値は、１＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜１０を満足することを特徴とする表面被覆切削工具、
（２）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、０．１～４．０μｍの層厚のＣ層が設けられ、前記Ｃ層は、
組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎ
で表した場合に、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、αは原子比によるＳｉの含有割合、βは原子比によるＷの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＳｉとＷの複合窒化物層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Ｃ層からなる硬質被覆層について、Ｘ線回折によって得られる（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（２００）、また、（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（１１１）とした場合、前記Ｉｃ（２００）とＩｃ（１１１）の比の値は、１＜Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）＜５０を満足することを特徴とする前記（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層と、このＢ層の直上に設けられた前記Ｃ層との界面には０．１～２．０μｍの層厚のＤ層が設けられ、Ｄ層は
組成式：（Ａｌ１－k－l-m-nＴｉｋＣｒｌＳｉｍＷｎ）Ｎ
で表した際、０．２０≦ｋ≦０．６５、０．１０≦ｌ≦０．３５、０＜ｍ≦０．１５、０＜ｎ≦０．０５（ただし、ｋ，ｌ，ｍ，ｎは原子比で、０＜（１－ｋ－ｌ－ｍ－ｎ））の平均組成を満足し、Ｓｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造が形成されていることを特徴とする前記（２）または（３）に記載の表面被覆切削工具。」
「（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あるいは立方晶窒化硼素焼結体の何れかからなる工具基体の表面に、０．５～８．０μｍの合計層厚の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、０．００５～４．０μｍの１層平均層厚のＡ層と０．００５～４．０μｍの１層平均層厚のＢ層が、それぞれ少なくとも１層以上交互に積層された交互積層構造を含み、
（ｂ）前記Ａ層は、
組成式：（Ａｌ１－ｘＣｒｘ）Ｎ
で表した場合に、０．２０≦ｘ≦０．６０（但し、ｘは原子比によるＣｒの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒの複合窒化物層、
（ｃ）前記Ｂ層は、
組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂＣｒａＳｉｂ）Ｎ
で表した場合に、０．２０≦ａ≦０．６０、０．０１≦ｂ≦０．２０（但し、ａは原子比によるＣｒの含有割合、ｂは原子比によるＳｉの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒとＳｉの複合窒化物層であり、
（ｄ）前記交互積層構造を構成するＡ層及びＢ層は、岩塩型立方晶構造の結晶粒を含んでおり、
（ｅ）前記Ａ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒及び前記Ｂ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒について、結晶粒の格子定数を、それぞれａＡ（Å）、ａＢ（Å）としたとき、ａＡ（Å）とａＢ（Å）の差の絶対値｜ａＡ－ａＢ｜は、｜ａＡ－ａＢ｜≦０．０５（Å）を満足し、
（ｆ）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層構造全体についてのＸ線回折によって得られる総括した（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（２００）、また、総括した（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（１１１）とした場合、Ｉ（２００）の半値全幅は０．３～１．０（度）であり、前記Ｉ（２００）とＩ（１１１）の比の値は、１＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜１０を満足することを特徴とする表面被覆切削工具、
（２）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、０．１～４．０μｍの層厚のＣ層が設けられ、前記Ｃ層は、
組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎ
で表した場合に、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、αは原子比によるＳｉの含有割合、βは原子比によるＷの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＳｉとＷの複合窒化物層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Ｃ層からなる硬質被覆層について、Ｘ線回折によって得られる（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（２００）、また、（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（１１１）とした場合、前記Ｉｃ（２００）とＩｃ（１１１）の比の値は、１＜Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）＜５０を満足することを特徴とする前記（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層と、このＢ層の直上に設けられた前記Ｃ層との界面には０．１～２．０μｍの層厚のＤ層が設けられ、Ｄ層は
組成式：（Ａｌ１－k－l-m-nＴｉｋＣｒｌＳｉｍＷｎ）Ｎ
で表した際、０．２０≦ｋ≦０．６５、０．１０≦ｌ≦０．３５、０＜ｍ≦０．１５、０＜ｎ≦０．０５（ただし、ｋ，ｌ，ｍ，ｎは原子比で、０＜（１－ｋ－ｌ－ｍ－ｎ））の平均組成を満足し、Ｓｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造が形成されていることを特徴とする前記（２）または（３）に記載の表面被覆切削工具。」
なお、前記（１）でいう「総括した（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（２００）、また、総括した（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（１１１）」とは、Ａ層とＢ層との交互積層について、Ａ層単独、あるいは、Ｂ層単独ではなく、Ａ層とＢ層が重なりあった状態でＸ線回折することによって得られる交互積層構造全体について測定された（２００）面あるいは（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をいう。
本発明の被覆工具は、硬質被覆層が、（Ａｌ１－ｘＣｒｘ）ＮからなるＡ層と（Ａｌ１－ａ－ｂＣｒａＳｉｂ）ＮからなるＢ層のそれぞれが、少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層を含み、Ａ層の結晶粒の（２００）面の回折ピーク角度から算出される格子定数ａＡ（Å）と、Ｂ層の結晶粒の（２００）面の回折ピーク角度から算出される格子定数ａＢ（Å）との差を小さくしてＡ層とＢ層の格子不整合による靱性低下を抑制し、また、硬質被覆層全体としての総括した（２００）面の回折ピーク強度の半値全幅を０．３～１．０（度）の範囲内に定めて硬質被覆層全体としての結晶性を高めるとともに、Ａ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の総括した（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度Ｉ（１１１）と総括した（２００）面からのＸ線回折ピーク強度Ｉ（２００）の比の値を、１＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜１０と定めることで、硬質被覆層の硬さと靱性をバランスさせている。
これにより、切れ刃に高負荷が作用する炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の高負荷切削加工において、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、工具寿命の延命化が図られる。
これにより、切れ刃に高負荷が作用する炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の高負荷切削加工において、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、工具寿命の延命化が図られる。
また、本発明の被覆工具は、好ましくは、前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎという平均組成を有するＣ層を形成し、Ｃ層からなる硬質被覆層の岩塩型立方晶構造の結晶粒のＸ線回折によって得られる（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（２００）、また、（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（１１１）とした場合のＩｃ（１１１）とＩｃ（２００）の比の値を１＜Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）＜５０と定めることによって、よりすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性が発揮される。
さらに好ましくは、前記Ｂ層と前記Ｃ層の界面にＳｉの組成変調構造を有するＤ層を形成することによって、より一段とすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性が発揮され、より一段と工具寿命の延命化が図られる。
さらに好ましくは、前記Ｂ層と前記Ｃ層の界面にＳｉの組成変調構造を有するＤ層を形成することによって、より一段とすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性が発揮され、より一段と工具寿命の延命化が図られる。
つぎに、この発明の被覆工具について、より詳細に説明する。
Ａ層：
図１に、本発明被覆工具の硬質被覆層の縦断面概略模式図を示すが、交互積層構造からなる硬質被覆層のＡ層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層は、Ａｌが高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｃｒは高温強度を向上させると共に、ＣｒとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させる作用を有する。
前記（Ａｌ，Ｃｒ）ＮからなるＡ層の平均組成を、
組成式：（Ａｌ１－ｘＣｒｘ）Ｎ
で表した場合に、Ｃｒの含有割合を示すｘ値(原子比)が０．２０未満では、高温強度が低下するため耐チッピング性の劣化を招き、また、相対的なＡｌ含有割合の増加により、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、耐摩耗性も低下する。
一方、ｘ値(原子比)が０．６０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、十分な高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、耐摩耗性が低下する。
したがって、Ａ層におけるＣｒの含有割合ｘ値(原子比)を、０．２０≦ｚ≦０．６０と定めた。
図１に、本発明被覆工具の硬質被覆層の縦断面概略模式図を示すが、交互積層構造からなる硬質被覆層のＡ層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ層は、Ａｌが高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｃｒは高温強度を向上させると共に、ＣｒとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させる作用を有する。
前記（Ａｌ，Ｃｒ）ＮからなるＡ層の平均組成を、
組成式：（Ａｌ１－ｘＣｒｘ）Ｎ
で表した場合に、Ｃｒの含有割合を示すｘ値(原子比)が０．２０未満では、高温強度が低下するため耐チッピング性の劣化を招き、また、相対的なＡｌ含有割合の増加により、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、耐摩耗性も低下する。
一方、ｘ値(原子比)が０．６０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、十分な高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、耐摩耗性が低下する。
したがって、Ａ層におけるＣｒの含有割合ｘ値(原子比)を、０．２０≦ｚ≦０．６０と定めた。
Ｂ層：
Ａ層との交互積層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層からなるＢ層におけるＣｒは、Ａ層の場合と同様に、高温強度を向上させ、硬質被覆層の耐チッピング性を向上させるとともに、Ａｌ成分との共存含有によって、高温耐酸化性向上にも寄与し、耐摩耗性を向上させる。
また、Ｂ層の構成成分であるＳｉは、耐熱性、耐熱塑性変形性を向上する作用を有するが、同時に、Ｂ層の格子歪を増加し、その結果、Ｂ層の耐チッピング性を低下させることになる。
前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）ＮからなるＢ層の平均組成を、
組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂＣｒａＳｉｂ）Ｎ
で表した場合、Ｃｒの含有割合を示すａ値(原子比)が０．２０未満では、高温強度が低下するため耐チッピング性の劣化を招き、また、相対的なＡｌ含有割合の増加により、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、耐摩耗性も低下する。
一方、ａ値(原子比)が０．６０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、十分な高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、耐摩耗性が低下する。
また、Ｓｉの含有割合を示すｂ値(原子比)が０．０１未満では、Ｂ層における耐熱性、耐熱塑性変形性の向上効果は少なく、一方、ｂ値(原子比)が０．２０を超えると、耐摩耗性向上効果に低下傾向がみられるようになると同時に、Ｂ層の格子歪みが増加するため、Ａ層とＢ層間での格子不整合が増大し、その結果として、高負荷切削加工条件下での耐チッピング性が低下する。
したがって、Ｂ層におけるＣｒの含有割合ａ値(原子比)を、０．４０≦ａ≦０．８０と定め、また、Ｓｉの含有割合ｂ値（原子比）を、０，０１≦ｂ≦０．２０と定めた。
Ａ層との交互積層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層からなるＢ層におけるＣｒは、Ａ層の場合と同様に、高温強度を向上させ、硬質被覆層の耐チッピング性を向上させるとともに、Ａｌ成分との共存含有によって、高温耐酸化性向上にも寄与し、耐摩耗性を向上させる。
また、Ｂ層の構成成分であるＳｉは、耐熱性、耐熱塑性変形性を向上する作用を有するが、同時に、Ｂ層の格子歪を増加し、その結果、Ｂ層の耐チッピング性を低下させることになる。
前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）ＮからなるＢ層の平均組成を、
組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂＣｒａＳｉｂ）Ｎ
で表した場合、Ｃｒの含有割合を示すａ値(原子比)が０．２０未満では、高温強度が低下するため耐チッピング性の劣化を招き、また、相対的なＡｌ含有割合の増加により、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、耐摩耗性も低下する。
一方、ａ値(原子比)が０．６０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、十分な高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、耐摩耗性が低下する。
また、Ｓｉの含有割合を示すｂ値(原子比)が０．０１未満では、Ｂ層における耐熱性、耐熱塑性変形性の向上効果は少なく、一方、ｂ値(原子比)が０．２０を超えると、耐摩耗性向上効果に低下傾向がみられるようになると同時に、Ｂ層の格子歪みが増加するため、Ａ層とＢ層間での格子不整合が増大し、その結果として、高負荷切削加工条件下での耐チッピング性が低下する。
したがって、Ｂ層におけるＣｒの含有割合ａ値(原子比)を、０．４０≦ａ≦０．８０と定め、また、Ｓｉの含有割合ｂ値（原子比）を、０，０１≦ｂ≦０．２０と定めた。
Ａ層とＢ層とからなる交互積層：
交互積層を構成するＡ層及びＢ層の一層平均層厚は０．００５～４．０μｍとするが、これは、Ａ層とＢ層の格子不整合を緩和すると同時に、Ａ層及びＢ層の備える作用を十分に発揮させ、硬質被覆層全体としての耐チッピング性、耐摩耗性を発揮させるためである。
また、Ａ層とＢ層とを、それぞれ少なくとも１層ずつ交互に積層することによって、合計層厚０．５～８．０μｍの硬質被覆層を構成するが、これは、硬質被覆層の合計層厚が０．５μｍ未満では、長期にわたる十分な耐摩耗性を発揮することができず、一方、合計層厚が８．０μｍを超えるとチッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生しやすくなることから、硬質被覆層の合計層厚は０．５～８．０μｍとするものである。
なお、後述するように、Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、０．１～４．０μｍの層厚のＣ層を設けて硬質被覆層とする場合がある（図２（ａ）参照）が、この場合には、交互積層構造を構成するＡ層とＢ層の合計層厚にＣ層の層厚を加えた層厚を、硬質被覆層の合計層厚とする。
交互積層を構成するＡ層及びＢ層の一層平均層厚は０．００５～４．０μｍとするが、これは、Ａ層とＢ層の格子不整合を緩和すると同時に、Ａ層及びＢ層の備える作用を十分に発揮させ、硬質被覆層全体としての耐チッピング性、耐摩耗性を発揮させるためである。
また、Ａ層とＢ層とを、それぞれ少なくとも１層ずつ交互に積層することによって、合計層厚０．５～８．０μｍの硬質被覆層を構成するが、これは、硬質被覆層の合計層厚が０．５μｍ未満では、長期にわたる十分な耐摩耗性を発揮することができず、一方、合計層厚が８．０μｍを超えるとチッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生しやすくなることから、硬質被覆層の合計層厚は０．５～８．０μｍとするものである。
なお、後述するように、Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、０．１～４．０μｍの層厚のＣ層を設けて硬質被覆層とする場合がある（図２（ａ）参照）が、この場合には、交互積層構造を構成するＡ層とＢ層の合計層厚にＣ層の層厚を加えた層厚を、硬質被覆層の合計層厚とする。
Ａ層とＢ層からなる交互積層を構成するにあたり、工具基体の表面直上にＡ層を形成することによって、工具基体と硬質被覆層の密着強度を確保することができ、また、硬質被覆層の最表面にＢ層を形成することによって、高負荷切削加工における耐チッピング性を確保することができる。
したがって、交互積層を構成するにあたり、工具基体の表面直上にＡ層を、また、硬質被覆層の最表面にＢ層を形成することが望ましい。
なお、後述するように、最表面のＢ層の直上に、組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎで表される平均組成を有するＴｉとＳｉとＷの複合窒化物からなるＣ層（ただし、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０であり、α、βは、それぞれ原子比によるＳｉの含有割合、Ｗの含有割合を示す）を形成することが好ましい（図２（ａ）参照）。
また、前記Ｂ層と前記Ｃ層の界面には、Ｓｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造を有するＤ層が形成されていることがさらに好ましい（図２（ｂ）、図５参照）。
したがって、交互積層を構成するにあたり、工具基体の表面直上にＡ層を、また、硬質被覆層の最表面にＢ層を形成することが望ましい。
なお、後述するように、最表面のＢ層の直上に、組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎで表される平均組成を有するＴｉとＳｉとＷの複合窒化物からなるＣ層（ただし、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０であり、α、βは、それぞれ原子比によるＳｉの含有割合、Ｗの含有割合を示す）を形成することが好ましい（図２（ａ）参照）。
また、前記Ｂ層と前記Ｃ層の界面には、Ｓｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造を有するＤ層が形成されていることがさらに好ましい（図２（ｂ）、図５参照）。
前記Ａ層、Ｂ層の組成、一層平均層厚、硬質被覆層の合計層厚、また、後述するＣ層の層厚、組成、Ｂ層とＣ層の界面に形成される組成変調構造のＤ層におけるＳｉ成分の層厚方向にわたる含有割合変化は、工具基体表面に垂直な硬質被覆層縦断面について、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。
交互積層構造を構成するＡ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数：
本発明では、Ａ層とＢ層とからなる交互積層構造において、それぞれ層における岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数を、それぞれａＡ、ａＢとした場合、Ａ層およびＢ層を成膜する際の蒸着条件を制御することによって、Ａ層とＢ層の格子定数の差（の絶対値）｜ａＡ－ａＢ｜が０．０５（Å）以下となるようにする。
そして、これによって、Ａ層とＢ層の格子不整合を極小化し、格子不整合による靱性低下を抑制することができる。
本発明では、Ａ層とＢ層とからなる交互積層を、例えば、図３に示すアークイオンプレーティング装置を用いて成膜するが、Ａ層、Ｂ層を成膜するに際して、例えば、ターゲットの組成とバイアス電圧によって岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数をコントロールすることができる。
そして、Ａ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒についてＴＥＭによる電子線回折などを行い、Ａ層における格子定数ａＡ（Å）及びＢ層における格子定数ａＢ（Å）を算出することができるが、算出された格子定数ａＡ（Å）及びａＢ（Å）の差の絶対値｜ａＡ－ａＢ｜が０．０５（Å）を超えると、Ａ層とＢ層の格子不整合が大きくなりすぎて、高負荷切削加工時に硬質被覆層が破壊を起こしやすくなるので、Ａ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数の差の絶対値は｜ａＡ－ａＢ｜≦０．０５（Å）とする。より好ましくは｜ａＡ－ａＢ｜＜０．０３（Å）である。
本発明では、Ａ層とＢ層とからなる交互積層構造において、それぞれ層における岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数を、それぞれａＡ、ａＢとした場合、Ａ層およびＢ層を成膜する際の蒸着条件を制御することによって、Ａ層とＢ層の格子定数の差（の絶対値）｜ａＡ－ａＢ｜が０．０５（Å）以下となるようにする。
そして、これによって、Ａ層とＢ層の格子不整合を極小化し、格子不整合による靱性低下を抑制することができる。
本発明では、Ａ層とＢ層とからなる交互積層を、例えば、図３に示すアークイオンプレーティング装置を用いて成膜するが、Ａ層、Ｂ層を成膜するに際して、例えば、ターゲットの組成とバイアス電圧によって岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数をコントロールすることができる。
そして、Ａ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒についてＴＥＭによる電子線回折などを行い、Ａ層における格子定数ａＡ（Å）及びＢ層における格子定数ａＢ（Å）を算出することができるが、算出された格子定数ａＡ（Å）及びａＢ（Å）の差の絶対値｜ａＡ－ａＢ｜が０．０５（Å）を超えると、Ａ層とＢ層の格子不整合が大きくなりすぎて、高負荷切削加工時に硬質被覆層が破壊を起こしやすくなるので、Ａ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数の差の絶対値は｜ａＡ－ａＢ｜≦０．０５（Å）とする。より好ましくは｜ａＡ－ａＢ｜＜０．０３（Å）である。
また、Ａ層とＢ層の交互積層からなる硬質被覆層全体に対して、各層を構成する岩塩型立方晶構造の結晶粒についてＸ線回折を行い、総括した（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（２００）、また、総括した（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（１１１）として求めた場合、Ｘ線回折ピーク強度Ｉ（２００）の半値全幅が０．３（度）未満であると、結晶粒が粗粒化するため、クラックが粒界を通って伝播しやすくなり耐チッピング性が低下する。
一方、Ｉ（２００）の半値全幅が１．０（度）を超えると結晶粒が非晶質化し、十分な結晶性を維持できなくなるため、耐摩耗性が低下する。
したがって、Ｉ（２００）の半値全幅は０．３～１．０（度）とする。
そして、Ａ層とＢ層を成膜するアークイオンプレーティング条件のうちの、アーク電流、バイアス電圧、反応ガス圧と成膜温度をコントロールすることによって、Ｉ（２００）の半値全幅を０．３～１．０（度）の範囲に維持することができる。
一方、Ｉ（２００）の半値全幅が１．０（度）を超えると結晶粒が非晶質化し、十分な結晶性を維持できなくなるため、耐摩耗性が低下する。
したがって、Ｉ（２００）の半値全幅は０．３～１．０（度）とする。
そして、Ａ層とＢ層を成膜するアークイオンプレーティング条件のうちの、アーク電流、バイアス電圧、反応ガス圧と成膜温度をコントロールすることによって、Ｉ（２００）の半値全幅を０．３～１．０（度）の範囲に維持することができる。
また、Ａ層とＢ層の交互積層からなる硬質被覆層全体に対して、各層を構成する岩塩型立方晶構造の結晶粒についてＸ線回折を行って求めた前記Ｉ（２００）、Ｉ（１１１）は、これらの比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が１以下であると、最密面である（１１１）面配向が強いことから耐チッピング性が低下し、一方、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値が１０以上であると、（２００）配向が極端に強くなるため耐摩耗性が低下する。
したがって、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を兼備するためには、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値は、１＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜１０とすることが必要である。
そして、Ａ層とＢ層を成膜するアークイオンプレーティング条件のうちの、例えば、アーク電流、バイアス電圧、反応ガス圧、成膜温度をコントロールすることによって、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値を上記範囲に維持することができる。
したがって、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を兼備するためには、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値は、１＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜１０とすることが必要である。
そして、Ａ層とＢ層を成膜するアークイオンプレーティング条件のうちの、例えば、アーク電流、バイアス電圧、反応ガス圧、成膜温度をコントロールすることによって、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値を上記範囲に維持することができる。
図４に、本発明被覆工具について測定したＸ線回折チャートの一例を示すが、該チャートから、交互積層構造を構成するＡ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒全体から求めたＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値は１を超え１０未満であり、また、Ｉ（２００）の半値全幅は０．３～１．０（度）の範囲内であることがわかる。
Ｃ層：
本発明の被覆工具は、硬質被覆層を前記Ａ層とＢ層の交互積層として構成することにより、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性が発揮されるが、図２（ａ）、（ｂ）に示すように、前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、ＴｉとＳｉとＷの複合窒化物からなるＣ層を０．１～４．０μｍの層厚で形成することによって、特に高速切削における耐摩耗性をより向上させることができる。
前記Ｃ層は、
組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎ
で表した場合、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、αは原子比によるＳｉの含有割合、βは原子比によるＷの含有割合を示す）を満足する平均組成を有する（Ｔｉ，Ｓｉ，Ｗ）Ｎ層である。
Ｔｉを主成分とする前記Ｃ層において、Ｓｉ成分を含有することによって、耐酸化性、耐熱塑性変形性が向上することに加え、Ｗ成分を含有することによって、さらに高温強度が向上し、耐摩耗性が向上する。
ただ、Ｓｉの含有割合αが０．０１未満では、耐酸化性、耐熱塑性変形性の向上効果は少なく、一方、αが０．２０を超えると格子歪が増大し、高負荷切削条件で自壊しやすくなる。
また、Ｗの含有割合βが０．０１未満では、高温での強度向上の効果が小さく、一方、βが０．１０を超えると格子歪みが増大し、高負荷切削における耐チッピング性が低下する。
したがって、α、βは、それぞれ、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、α、βは原子比）の範囲とする。
なお、前記Ｃ層の層厚は、過大な層内歪みによる剥離等の異常損傷を防止しつつ硬質被覆層全体としての耐チッピング性、耐摩耗性を発揮させるという観点から０．１～４．０μｍとすることが好ましい。
本発明の被覆工具は、硬質被覆層を前記Ａ層とＢ層の交互積層として構成することにより、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性が発揮されるが、図２（ａ）、（ｂ）に示すように、前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、ＴｉとＳｉとＷの複合窒化物からなるＣ層を０．１～４．０μｍの層厚で形成することによって、特に高速切削における耐摩耗性をより向上させることができる。
前記Ｃ層は、
組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎ
で表した場合、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、αは原子比によるＳｉの含有割合、βは原子比によるＷの含有割合を示す）を満足する平均組成を有する（Ｔｉ，Ｓｉ，Ｗ）Ｎ層である。
Ｔｉを主成分とする前記Ｃ層において、Ｓｉ成分を含有することによって、耐酸化性、耐熱塑性変形性が向上することに加え、Ｗ成分を含有することによって、さらに高温強度が向上し、耐摩耗性が向上する。
ただ、Ｓｉの含有割合αが０．０１未満では、耐酸化性、耐熱塑性変形性の向上効果は少なく、一方、αが０．２０を超えると格子歪が増大し、高負荷切削条件で自壊しやすくなる。
また、Ｗの含有割合βが０．０１未満では、高温での強度向上の効果が小さく、一方、βが０．１０を超えると格子歪みが増大し、高負荷切削における耐チッピング性が低下する。
したがって、α、βは、それぞれ、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、α、βは原子比）の範囲とする。
なお、前記Ｃ層の層厚は、過大な層内歪みによる剥離等の異常損傷を防止しつつ硬質被覆層全体としての耐チッピング性、耐摩耗性を発揮させるという観点から０．１～４．０μｍとすることが好ましい。
また、Ｃ層からなる硬質被覆層の岩塩型立方晶構造の結晶粒に対してＸ線回折を行って求めたＩｃ（２００）、Ｉｃ（１１１）について、これらの比の値Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）は１を超え５０未満であることが好ましい。
これは、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値が１以下であると、最密面である（１１１）面配向が強く耐チッピング性が低下し、一方、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値が５０以上であると、（２００）配向が極端に強くなり耐摩耗性が低下するという理由による。また、より好ましい範囲は１を超え３０未満である。
これは、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値が１以下であると、最密面である（１１１）面配向が強く耐チッピング性が低下し、一方、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値が５０以上であると、（２００）配向が極端に強くなり耐摩耗性が低下するという理由による。また、より好ましい範囲は１を超え３０未満である。
さらに、図２（ｂ）に示すように、例えば、交互積層のＢ層のＳｉ含有割合の値ｂとＣ層のＳｉ含有割合の値αが同等の値ではなく、Ｂ層とＣ層間ではＳｉの含有割合にギャップがあるような場合には、Ｂ層とＣ層との密着性を高めるために、Ｂ層とＣ層との界面に組成変調構造を有するＤ層を０．１～２．０μｍの層厚で形成することが好ましい。
前記Ｄ層は、
組成式：（Ａｌ１－k－l-m-nＴｉｋＣｒｌＳｉｍＷｎ）Ｎ
で表した際、０．２０≦ｋ≦０．６５、０．１０≦ｌ≦０．３５、０＜ｍ≦０．１５、０＜ｎ≦０．０５（ただし、ｋ，ｌ，ｍ，ｎは原子比で、０＜（１－ｋ－ｌ－ｍ－ｎ））の平均組成を有し、かつＳｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造を有する層である。
なお、組成変調構造とは、Ｂ層とＣ層の界面において、Ｂ層からＣ層に向かって、あるいは、Ｃ層からＢ層に向かって、Ｓｉ含有割合が、層厚方向に沿って連続的に変化する層構造をいう。
Ｂ層とＣ層との界面に組成変調構造が形成されていることによって、Ｂ層とＣ層間の急激なＳｉ含有量変化が抑制され、その結果、Ｂ層とＣ層との密着性が高まり、剥離等の発生が防止され耐チッピング性が向上する。
前記組成変調構造は、例えば、図３（ａ）に示されるように、Ｂ層を形成するためのＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ合金ターゲットとＣ層を形成するためのＴｉ－Ｓｉ－Ｗ合金ターゲットを、アークイオンプレーティング装置に対向配置し、アークイオンプレーティング装置内を回転する回転テーブル上に自転可能に装着された工具基体に対して、Ｂ層とＣ層の同時蒸着を行うことによって形成することができる。なお、前記組成式を満たしていれば、Ｄ層はＢ層を形成するためのＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ合金ターゲットに代えて、Ａ層を形成するためのＡｌ－Ｃｒ合金ターゲットとＣ層を形成するためのＴｉ－Ｓｉ－Ｗ合金ターゲットを用いた同時蒸着を行うことで形成しても同様の効果を発現できる。
上記の手法で形成したＤ層の組成変調構造におけるＳｉ含有割合は、図５に示されるように、Ｄ層内の層厚方向に沿ってＣ層とＢ層またはＡ層のＳｉ成分の含有割合の間を連続的に変化する。
また、組成変調構造の存在の確認は、Ｂ層およびＣ層の工具基体表面に垂直な縦断面について、工具基体表面に垂直方向（層厚方向）にＳｉの含有割合を測定し、Ｂ層においてＳｉの平均組成ｂから外れたＢ層の位置と、Ｃ層においてＳｉの平均組成αから外れたＣ層の位置を特定し、この両位置の間を、組成変調構造が形成されている領域であるとして識別することができる。
前記Ｄ層は、
組成式：（Ａｌ１－k－l-m-nＴｉｋＣｒｌＳｉｍＷｎ）Ｎ
で表した際、０．２０≦ｋ≦０．６５、０．１０≦ｌ≦０．３５、０＜ｍ≦０．１５、０＜ｎ≦０．０５（ただし、ｋ，ｌ，ｍ，ｎは原子比で、０＜（１－ｋ－ｌ－ｍ－ｎ））の平均組成を有し、かつＳｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造を有する層である。
なお、組成変調構造とは、Ｂ層とＣ層の界面において、Ｂ層からＣ層に向かって、あるいは、Ｃ層からＢ層に向かって、Ｓｉ含有割合が、層厚方向に沿って連続的に変化する層構造をいう。
Ｂ層とＣ層との界面に組成変調構造が形成されていることによって、Ｂ層とＣ層間の急激なＳｉ含有量変化が抑制され、その結果、Ｂ層とＣ層との密着性が高まり、剥離等の発生が防止され耐チッピング性が向上する。
前記組成変調構造は、例えば、図３（ａ）に示されるように、Ｂ層を形成するためのＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ合金ターゲットとＣ層を形成するためのＴｉ－Ｓｉ－Ｗ合金ターゲットを、アークイオンプレーティング装置に対向配置し、アークイオンプレーティング装置内を回転する回転テーブル上に自転可能に装着された工具基体に対して、Ｂ層とＣ層の同時蒸着を行うことによって形成することができる。なお、前記組成式を満たしていれば、Ｄ層はＢ層を形成するためのＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ合金ターゲットに代えて、Ａ層を形成するためのＡｌ－Ｃｒ合金ターゲットとＣ層を形成するためのＴｉ－Ｓｉ－Ｗ合金ターゲットを用いた同時蒸着を行うことで形成しても同様の効果を発現できる。
上記の手法で形成したＤ層の組成変調構造におけるＳｉ含有割合は、図５に示されるように、Ｄ層内の層厚方向に沿ってＣ層とＢ層またはＡ層のＳｉ成分の含有割合の間を連続的に変化する。
また、組成変調構造の存在の確認は、Ｂ層およびＣ層の工具基体表面に垂直な縦断面について、工具基体表面に垂直方向（層厚方向）にＳｉの含有割合を測定し、Ｂ層においてＳｉの平均組成ｂから外れたＢ層の位置と、Ｃ層においてＳｉの平均組成αから外れたＣ層の位置を特定し、この両位置の間を、組成変調構造が形成されている領域であるとして識別することができる。
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。
なお、具体的な説明としては、炭化タングステン（ＷＣ）基超硬合金を工具（ドリル）基体とする表面被覆ドリルについて説明するが、炭窒化チタン基サーメットあるいは立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）焼結体を工具基体とする被覆工具（インサート、エンドミル等）についても同様である。
なお、具体的な説明としては、炭化タングステン（ＷＣ）基超硬合金を工具（ドリル）基体とする表面被覆ドリルについて説明するが、炭窒化チタン基サーメットあるいは立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）焼結体を工具基体とする被覆工具（インサート、エンドミル等）についても同様である。
［実施例１］
≪Ａ層とＢ層の交互積層からなる硬質被覆層を備えた被覆工具≫
ドリル基体の作製：：
原料粉末として、いずれも０．５～５μｍの平均粒径を有する、Ｃｏ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＷＣ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ボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結した後、直径が３ｍｍの工具基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ２ｍｍ×４５ｍｍの寸法、並びにねじれ角３０度の２枚刃形状をもったＷＣ基超硬合金製のドリル基体１～３を製造した。
≪Ａ層とＢ層の交互積層からなる硬質被覆層を備えた被覆工具≫
ドリル基体の作製：：
原料粉末として、いずれも０．５～５μｍの平均粒径を有する、Ｃｏ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＷＣ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ボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結した後、直径が３ｍｍの工具基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ２ｍｍ×４５ｍｍの寸法、並びにねじれ角３０度の２枚刃形状をもったＷＣ基超硬合金製のドリル基体１～３を製造した。
成膜工程：
前記ドリル基体１～３に対して、図３に示したアークイオンプレーティング装置を用いて、
（ａ）ドリル基体１～３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する。
（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、０．５～２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、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－２００～－１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もってドリル基体表面をアルゴンイオンによって５～３０分間ボンバード処理する。
（ｃ）次いで、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を次のようにして形成した。
まず、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す２～１０Ｐａの範囲内の所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、また、同じく表２に示す回転テーブルの回転数に制御し、回転テーブル上で自転しながら回転するドリル基体に表２に示す－２５～－７５Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表２に示す９０～１８０Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、所定の層厚のＡ層を形成する。
その後、Ｂ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に同じく表２に示す９０～１８０Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記で成膜したＡ層の表面に、所定の層厚のＢ層を形成する。
前記Ａ層の形成とＢ層の形成を交互に繰り返し行い、表４に示される平均組成、一層平均層厚、合計層厚のＡ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することによって、表４に示す本発明被覆工具(「本発明工具」という)１～６を作製した。
上記（ａ）～（ｃ）の蒸着成膜工程において、特にＡ層とＢ層の蒸着条件のうち、バイアス電圧を調整することによってＡ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数ａＡ、ａＢを制御し、また、アーク電流値、反応ガスとしての窒素ガス分圧、バイアス電圧および成膜温度等を調整することによって、Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体の岩塩型立方晶構造の結晶粒のＩ（２００）の半値全幅、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値を制御した。
なお、実施例１の前記（ａ）～（ｃ）の工程では、図３中に示されるＣ層形成用Ｔｉ－Ｓｉ－Ｗ合金ターゲットについては、使用しない。
前記ドリル基体１～３に対して、図３に示したアークイオンプレーティング装置を用いて、
（ａ）ドリル基体１～３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する。
（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、０．５～２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、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－２００～－１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もってドリル基体表面をアルゴンイオンによって５～３０分間ボンバード処理する。
（ｃ）次いで、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を次のようにして形成した。
まず、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す２～１０Ｐａの範囲内の所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、また、同じく表２に示す回転テーブルの回転数に制御し、回転テーブル上で自転しながら回転するドリル基体に表２に示す－２５～－７５Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に表２に示す９０～１８０Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、所定の層厚のＡ層を形成する。
その後、Ｂ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に同じく表２に示す９０～１８０Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記で成膜したＡ層の表面に、所定の層厚のＢ層を形成する。
前記Ａ層の形成とＢ層の形成を交互に繰り返し行い、表４に示される平均組成、一層平均層厚、合計層厚のＡ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することによって、表４に示す本発明被覆工具(「本発明工具」という)１～６を作製した。
上記（ａ）～（ｃ）の蒸着成膜工程において、特にＡ層とＢ層の蒸着条件のうち、バイアス電圧を調整することによってＡ層とＢ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数ａＡ、ａＢを制御し、また、アーク電流値、反応ガスとしての窒素ガス分圧、バイアス電圧および成膜温度等を調整することによって、Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体の岩塩型立方晶構造の結晶粒のＩ（２００）の半値全幅、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値を制御した。
なお、実施例１の前記（ａ）～（ｃ）の工程では、図３中に示されるＣ層形成用Ｔｉ－Ｓｉ－Ｗ合金ターゲットについては、使用しない。
比較のため、ドリル基体１～３に対して、実施例１と同様に、表３に示す条件で、Ａ層とＢ層からなる交互積層構造の硬質被覆層を蒸着することにより、表５に示す比較例被覆工具(「比較例工具」という)１～６を作製した。
上記で作製した本発明工具１～６および比較例工具１～６について、硬質被覆層の工具基体表面に垂直な縦断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用い、Ａ層、Ｂ層の組成、一層層厚を複数箇所で測定し、これを平均することにより、平均組成、一層平均層厚を算出した。
また、工具基体表面に垂直な方向からの薄膜Ｘ線回折、あるいは、工具基体表面と平行な方向から、工具基体表面に垂直なＡ層とＢ層の縦断面についてＴＥＭによる電子線回折を行い、各層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数ａＡ、ａＢを求めるとともに、｜ａＡ－ａＢ｜の値を算出した。
さらに、工具基体表面に垂直な方向からＡ層とＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折を行い、（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）の半値全幅を測定し、また、総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）強度Ｉ（２００）、Ｉ（１１１）の値からＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値を算出した（図４参照）。
なお、Ｘ線回折には、Ｃｕ管球を用いたＸ線回折装置を用いた。
また、工具基体表面に垂直な方向からの薄膜Ｘ線回折、あるいは、工具基体表面と平行な方向から、工具基体表面に垂直なＡ層とＢ層の縦断面についてＴＥＭによる電子線回折を行い、各層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数ａＡ、ａＢを求めるとともに、｜ａＡ－ａＢ｜の値を算出した。
さらに、工具基体表面に垂直な方向からＡ層とＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折を行い、（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）の半値全幅を測定し、また、総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）強度Ｉ（２００）、Ｉ（１１１）の値からＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値を算出した（図４参照）。
なお、Ｘ線回折には、Ｃｕ管球を用いたＸ線回折装置を用いた。
表４、表５に、本発明工具１～６、比較例工具１～６の格子定数の差の絶対値｜ａＡ―ａＢ｜、Ｉ（２００）の半値全幅、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）の値を示す。
つぎに、本発明工具１～６および比較例工具１～６について、
被削材－平面寸法：合金鋼ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度： ８０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．０８ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ４０ ｍｍ、
の条件でのＳＣＭ４４０の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、５０ｍ／ｍｉｎ．および０．０６ｍｍ／ｒｅｖ）、を行い（水溶性切削油使用）、先端切れ刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るもしくは刃先のチッピング発生を原因として寿命に至るまでの穴あけ加工数を測定するとともに、刃先の損耗状態を観察した。加工は穴あけ加工数１０００穴まで行い、寿命に至らなかったものは１０００穴加工時の逃げ面摩耗幅を測定した。
表６に、測定結果を示す。
被削材－平面寸法：合金鋼ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度： ８０ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．０８ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ４０ ｍｍ、
の条件でのＳＣＭ４４０の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、５０ｍ／ｍｉｎ．および０．０６ｍｍ／ｒｅｖ）、を行い（水溶性切削油使用）、先端切れ刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るもしくは刃先のチッピング発生を原因として寿命に至るまでの穴あけ加工数を測定するとともに、刃先の損耗状態を観察した。加工は穴あけ加工数１０００穴まで行い、寿命に至らなかったものは１０００穴加工時の逃げ面摩耗幅を測定した。
表６に、測定結果を示す。
表６の結果によれば、本発明工具１～６では、逃げ面摩耗幅の平均は約０．１６ｍｍであり、チッピングの発生は認められないのに対して、比較例工具１～６は逃げ面摩耗が進行し、また、短時間でチッピング発生により寿命となるものもあった。
［実施例２］
≪Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層からなる硬質被覆層を備えた被覆工具≫
実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製のドリル基体１～３を、図３に示したアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１の場合と同様にして、表２に示す条件でＡ層とＢ層の交互積層を形成した。ただし、交互積層の最表面はＢ層とした。
ついで、表７に示す条件で、Ｂ層の表面に所定の平均組成、所定の層厚の（Ｔｉ，Ｓｉ，Ｗ）Ｎ層からなるＣ層を成膜し、Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表８に示す本発明工具１１～１６を作製した（図２（ａ）参照）。
≪Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層からなる硬質被覆層を備えた被覆工具≫
実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製のドリル基体１～３を、図３に示したアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１の場合と同様にして、表２に示す条件でＡ層とＢ層の交互積層を形成した。ただし、交互積層の最表面はＢ層とした。
ついで、表７に示す条件で、Ｂ層の表面に所定の平均組成、所定の層厚の（Ｔｉ，Ｓｉ，Ｗ）Ｎ層からなるＣ層を成膜し、Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表８に示す本発明工具１１～１６を作製した（図２（ａ）参照）。
上記で作製した本発明工具１１～１６について、実施例１と同様にして、各層の平均組成、一層平均層厚を算出した。
また、工具基体表面に垂直な方向からの薄膜Ｘ線回折、あるいは、工具基体表面に平行な方向から、工具基体表面に垂直なＡ層とＢ層の縦断面のそれぞれについてＴＥＭによる電子線回折を行い、各層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数ａＡ、ａＢを求めるとともに、｜ａＡ－ａＢ｜の値を算出した。
また、工具基体表面に垂直な方向から、Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）を測定し、その半値全幅を算出した。
また、工具基体表面に垂直な方向から、Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層の（２００）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（２００）として測定し、Ａ層およびＢ層の（１１１）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層（１１１）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（１１１）として測定し、Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピークとＣ層のＸ線回折ピークそれぞれに対してＩ（２００）／Ｉ（１１１）、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値を算出した。
表８に、上記で求めた各種の値を示す。
図４には、本発明工具について測定したＸ線回折結果の一例を示すが、Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体の総括したＩ（２００）の半値全幅が０．５（度）であり、Ｉ（２００）とＩ（１１１）との比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が３．０であることが分かる。また、Ｃ層からなる硬質被覆層のＩｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）が２．０であることが分かる。
また、工具基体表面に垂直な方向からの薄膜Ｘ線回折、あるいは、工具基体表面に平行な方向から、工具基体表面に垂直なＡ層とＢ層の縦断面のそれぞれについてＴＥＭによる電子線回折を行い、各層の岩塩型立方晶構造の結晶粒の格子定数ａＡ、ａＢを求めるとともに、｜ａＡ－ａＢ｜の値を算出した。
また、工具基体表面に垂直な方向から、Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）を測定し、その半値全幅を算出した。
また、工具基体表面に垂直な方向から、Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層の（２００）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（２００）として測定し、Ａ層およびＢ層の（１１１）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層（１１１）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（１１１）として測定し、Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピークとＣ層のＸ線回折ピークそれぞれに対してＩ（２００）／Ｉ（１１１）、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値を算出した。
表８に、上記で求めた各種の値を示す。
図４には、本発明工具について測定したＸ線回折結果の一例を示すが、Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体の総括したＩ（２００）の半値全幅が０．５（度）であり、Ｉ（２００）とＩ（１１１）との比の値Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）が３．０であることが分かる。また、Ｃ層からなる硬質被覆層のＩｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）が２．０であることが分かる。
つぎに、本発明工具１１～１６について、
被削材－平面寸法：合金鋼ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度： １００ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．０８ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ４０ ｍｍ、
の条件でのＳＣＭ４４０の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、５０ｍ／ｍｉｎ．および０．０６ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い（水溶性切削油使用）、先端切れ刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るもしくは刃先のチッピング発生により寿命に至るまでの穴あけ加工数を測定するとともに、刃先の損耗状態を観察した。加工は穴あけ加工数１０００穴まで行い、寿命に至らなかったものは１０００穴加工時の逃げ面摩耗幅を測定した。
表９に、試験結果を示す。
被削材－平面寸法：合金鋼ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度： １００ ｍ／ｍｉｎ．、
送り： ０．０８ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ： ４０ ｍｍ、
の条件でのＳＣＭ４４０の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、５０ｍ／ｍｉｎ．および０．０６ｍｍ／ｒｅｖ）、
を行い（水溶性切削油使用）、先端切れ刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るもしくは刃先のチッピング発生により寿命に至るまでの穴あけ加工数を測定するとともに、刃先の損耗状態を観察した。加工は穴あけ加工数１０００穴まで行い、寿命に至らなかったものは１０００穴加工時の逃げ面摩耗幅を測定した。
表９に、試験結果を示す。
［実施例３］
≪Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層を備え、Ｂ層－Ｃ層の界面に組成変調構造のＤ層を有する硬質被覆層を備えた被覆工具≫
実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製のドリル基体１～３を、図３に示したアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１、２の場合と同様にして、表２に示す条件でＡ層とＢ層を交互に形成した。
ただし、交互積層の最表面のＢ層を成膜している途中の時点から、表７に示す条件で、Ｃ層の同時蒸着を開始し、Ｂ層とＣ層の同時蒸着をしばらく継続した後、Ｂ層の蒸着を停止し、Ｃ層のみの蒸着を継続した。
所定の層厚に達した時点でＣ層の蒸着も停止した。
前記の工程により、Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層からなり、かつ、Ｂ層－Ｃ層の界面にはＳｉ成分の組成変調構造を有するＤ層が形成された硬質被覆層を有する表１０に示す本発明工具２１～２６を作製した（図２（ｂ）、図５参照）。
なお、前記組成変調構造のＤ層におけるＳｉの含有割合は、Ｂ層あるいはＣ層のＳｉ最大含有割合と、Ｂ層あるいはＣ層のＳｉ最小含有割合の範囲内で連続的な変化をすることとなる。
≪Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層を備え、Ｂ層－Ｃ層の界面に組成変調構造のＤ層を有する硬質被覆層を備えた被覆工具≫
実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製のドリル基体１～３を、図３に示したアークイオンプレーティング装置に装入し、実施例１、２の場合と同様にして、表２に示す条件でＡ層とＢ層を交互に形成した。
ただし、交互積層の最表面のＢ層を成膜している途中の時点から、表７に示す条件で、Ｃ層の同時蒸着を開始し、Ｂ層とＣ層の同時蒸着をしばらく継続した後、Ｂ層の蒸着を停止し、Ｃ層のみの蒸着を継続した。
所定の層厚に達した時点でＣ層の蒸着も停止した。
前記の工程により、Ａ層とＢ層の交互積層及びＣ層からなり、かつ、Ｂ層－Ｃ層の界面にはＳｉ成分の組成変調構造を有するＤ層が形成された硬質被覆層を有する表１０に示す本発明工具２１～２６を作製した（図２（ｂ）、図５参照）。
なお、前記組成変調構造のＤ層におけるＳｉの含有割合は、Ｂ層あるいはＣ層のＳｉ最大含有割合と、Ｂ層あるいはＣ層のＳｉ最小含有割合の範囲内で連続的な変化をすることとなる。
上記で作製した本発明工具２１～２６について、実施例２と同様にして、各層の平均組成、一層平均層厚を算出した。
また、Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）の半値全幅を測定した。
Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層の（２００）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（２００）として求め、Ａ層およびＢ層の（１１１）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層（１１１）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（１１１）として求め、Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピークとＣ層のＸ線回折ピークそれぞれに対してＩ（２００）／Ｉ（１１１）、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値を算出した。
さらに、組成変調構造が形成されているＤ層の層厚を次の方法で測定した。
交互積層の最表面のＢ層およびＣ層について、工具基体表面に垂直な縦断面について、工具基体表面に垂直方向（層厚方向）にＳｉの含有割合を測定し、Ｂ層においてＳｉの組成が平均組成ｂから外れたＢ層における位置と、Ｃ層においてＳｉの組成が平均組成αから外れたＣ層における位置を特定した。
複数個所でこのような測定を行い、これら両位置間の間隔を測定し、測定値の平均値を、組成変調構造が形成されているＤ層の層厚であるとして求めた。
表１０に、各種の値を示す。
また、Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピーク）の半値全幅を測定した。
Ａ層およびＢ層の（２００）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層の（２００）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（２００）として求め、Ａ層およびＢ層の（１１１）面からの総括したＸ線回折ピーク（Ａ層およびＢ層の重なったＸ線回折ピーク）とＣ層（１１１）面からのＸ線回折ピークをＩｃ（１１１）として求め、Ａ層とＢ層の重なったＸ線回折ピークとＣ層のＸ線回折ピークそれぞれに対してＩ（２００）／Ｉ（１１１）、Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）の値を算出した。
さらに、組成変調構造が形成されているＤ層の層厚を次の方法で測定した。
交互積層の最表面のＢ層およびＣ層について、工具基体表面に垂直な縦断面について、工具基体表面に垂直方向（層厚方向）にＳｉの含有割合を測定し、Ｂ層においてＳｉの組成が平均組成ｂから外れたＢ層における位置と、Ｃ層においてＳｉの組成が平均組成αから外れたＣ層における位置を特定した。
複数個所でこのような測定を行い、これら両位置間の間隔を測定し、測定値の平均値を、組成変調構造が形成されているＤ層の層厚であるとして求めた。
表１０に、各種の値を示す。
つぎに、本発明工具２１～２６について、実施例２と同一の切削条件で湿式高速高送り穴あけ切削加工試験を行い、先端切れ刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るもしくは刃先のチッピング発生により寿命に至るまでの穴あけ加工数を測定するとともに、刃先の損耗状態を観察した。加工は穴あけ加工数１０００穴まで行い、寿命に至らなかったものは１０００穴加工時の逃げ面摩耗幅を測定した。
表１１に、試験結果を示す。
表１１に、試験結果を示す。
表９、表１１の結果によれば、本発明工具１１～１６、２１～２６では、逃げ面摩耗幅の平均はそれぞれ約０．１３ｍｍ、約０．１１ｍｍと小さく耐摩耗性にすぐれ、しかも、チッピングの発生が抑えられている。
特に、本発明工具２１～２６は、本発明工具１１～１６に比して、耐摩耗性が一段とすぐれていることが分かる。
これらの結果から、本発明工具は、炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の被削材の高負荷切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮することが分かる。
特に、本発明工具２１～２６は、本発明工具１１～１６に比して、耐摩耗性が一段とすぐれていることが分かる。
これらの結果から、本発明工具は、炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の被削材の高負荷切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮することが分かる。
本発明の表面被覆切削工具は、炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の被削材の高負荷切削加工は勿論のこと、各種被削材の切削加工においても、すぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工装置の高性能化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (4)
- 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットあるいは立方晶窒化硼素焼結体の何れかからなる工具基体の表面に、０．５～８．０μｍの合計層厚の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、０．００５～４．０μｍの１層平均層厚のＡ層と０．００５～４．０μｍの１層平均層厚のＢ層が、それぞれ少なくとも１層以上交互に積層された交互積層構造を含み、
（ｂ）前記Ａ層は、
組成式：（Ａｌ１－ｘＣｒｘ）Ｎ
で表した場合に、０．２０≦ｘ≦０．６０（但し、ｘは原子比によるＣｒの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒの複合窒化物層、
（ｃ）前記Ｂ層は、
組成式：（Ａｌ１－ａ－ｂＣｒａＳｉｂ）Ｎ
で表した場合に、０．２０≦ａ≦０．６０、０．０１≦ｂ≦０．２０（但し、ａは原子比によるＣｒの含有割合、ｂは原子比によるＳｉの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒとＳｉの複合窒化物層であり、
（ｄ）前記交互積層構造を構成するＡ層及びＢ層は、岩塩型立方晶構造の結晶粒を含んでおり、
（ｅ）前記Ａ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒及び前記Ｂ層の岩塩型立方晶構造の結晶粒について、結晶粒の格子定数を、それぞれａＡ（Å）、ａＢ（Å）としたとき、ａＡ（Å）とａＢ（Å）の差の絶対値｜ａＡ－ａＢ｜は、｜ａＡ－ａＢ｜≦０．０５（Å）を満足し、
（ｆ）前記Ａ層とＢ層からなる交互積層構造全体についてのＸ線回折によって得られる総括した（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（２００）、また、総括した（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩ（１１１）とした場合、Ｉ（２００）の半値全幅は０．３～１．０（度）であり、前記Ｉ（２００）とＩ（１１１）の比の値は、１＜Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜１０を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層の直上に、０．１～４．０μｍの層厚のＣ層が設けられ、前記Ｃ層は、
組成式：（Ｔｉ１－α－βＳｉαＷβ）Ｎ
で表した場合に、０．０１≦α≦０．２０、０．０１≦β≦０．１０（但し、αは原子比によるＳｉの含有割合、βは原子比によるＷの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＳｉとＷの複合窒化物層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Ｃ層からなる硬質被覆層全体について、Ｘ線回折によって得られる（２００）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（２００）、また、（１１１）面からのＸ線回折ピーク強度をＩｃ（１１１）とした場合、前記Ｉｃ（２００）とＩｃ（１１１）の比の値は、１＜Ｉｃ（２００）／Ｉｃ（１１１）＜５０を満足することを特徴とする請求項２に記載の表面被覆切削工具。
- 前記Ａ層とＢ層からなる交互積層の最表面であるＢ層と、このＢ層の直上に設けられた前記Ｃ層との界面には０．１～２．０μｍの層厚のＤ層が設けられ、Ｄ層は
組成式：（Ａｌ１－k－l-m-nＴｉｋＣｒｌＳｉｍＷｎ）Ｎ
で表した際、０．２０≦ｋ≦０．６５、０．１０≦ｌ≦０．３５、０＜ｍ≦０．１５、０＜ｎ≦０．０５（ただし、ｋ，ｌ，ｍ，ｎは原子比で、０＜（１－ｋ－ｌ－ｍ－ｎ））の平均組成を満足し、かつＳｉ成分の含有割合が層厚方向に沿って変化する組成変調構造が形成されていることを特徴とする請求項２または３に記載の表面被覆切削工具。
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