WO2014103533A1 - 表面被覆部材およびその製造方法 - Google Patents

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アノンサック パサート
山縣　一夫
晋 奥野
秀明 金岡
浩之 森本
伊藤　実
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住友電工ハードメタル株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a surface covering member including a base material and a hard coating formed on the surface thereof, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 7-205362
  • two or more types selected from Group 4, 5, 6 elements, Al and Si are used as hard coatings for coating the surface of the base material of the surface covering member.
  • a hard coating is disclosed in which the composition of elemental nitride, carbide, carbonitride, or boride is continuously changed at a period of 0.4 nm to 50 nm.
  • the hard coating is formed by a PVD (Physical Vapor Deposition) method. Specifically, using solid Ti, solid Al, and N 2 gas, Ti ions, Al ions, and N 2 gas generated by vacuum discharge are brought into contact with a substrate heated to 500 ° C. A TiN layer and an AlN layer are continuously formed on the material surface. Since the hard film formed by this method has a large strain in the structure, the surface covering member having the hard film can have excellent wear resistance and toughness.
  • PVD Physical Vapor Deposition
  • JP 2008-545063 A discloses a member having a Ti 1-x Al x N coating as a surface covering member.
  • This Ti 1-x Al x N film has a stoichiometric coefficient of 0.75 ⁇ x ⁇ 0.93, and has a cubic NaCl structure having a lattice constant afcc of 0.412 nm to 0.405 nm. It has a layer structure.
  • the Ti 1-x Al x N film is formed by a CVD (Chemical Vapor Deposition) method.
  • a first gas mixture composed of AlCl 3 , TiCl 4 , H 2 , and argon, and NH 3 and N 2 as nitrogen sources are formed.
  • the second gas mixture is introduced and a thermal CVD method is performed.
  • the coating film formed by this method has a higher Al content in the coating film than a Ti 1-x Al x N coating film prepared by a generally known PVD method. For this reason, the surface covering member which has this film has high oxidation resistance and high hardness, and can exhibit the abrasion resistance outstanding at high temperature.
  • the hard coating formed by the PVD method may contain impurities such as metallic Ti, Al, and alloys thereof. Such impurities are referred to as droplets, which not only inhibit the formation of the hard coating, but also cause the hard coating to fall off during metal processing.
  • impurities are referred to as droplets, which not only inhibit the formation of the hard coating, but also cause the hard coating to fall off during metal processing.
  • the hard coating chipping, chipping, etc. are likely to occur starting from the part where the hard coating has fallen, as a result, it becomes difficult to extend the life of the surface coating member, and the processing quality of the work material, Surface roughness may deteriorate.
  • the Ti 1-x Al x N coating has a stoichiometric coefficient of 0.75 ⁇ x ⁇ 0.93.
  • x is more than 0.7.
  • a large strain tends to occur in the crystal structure.
  • a Ti 1-x Al x N crystal having a cubic NaCl structure is transformed into a hexagonal wurtzite structure. In particular, this transformation tends to be further promoted at high temperatures.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a surface-coated member that is stabilized and has a long life and a method for producing the same.
  • the present invention is a surface coating member comprising a substrate and a hard coating formed on the surface thereof, wherein the hard coating is composed of one or more layers, and at least one of the layers is a hard particle.
  • the hard particle includes a multilayer structure in which the first unit layer and the second unit layer are alternately stacked, and the first unit layer includes the group 4 element, the group 5 element, and the group 6 of the periodic table.
  • a surface covering member containing two compounds is a first compound composed of one or more elements selected from the group consisting of an element and Al and one or more elements selected from the group consisting of B, C, N, and O
  • the surface covering member preferably includes an intermediate layer between the first unit layer and the second unit layer, and the composition of the intermediate layer is changed from the composition of the first compound to the composition of the second compound in the thickness direction. It changes continuously.
  • the layer containing hard particles includes a grain boundary layer containing the first compound or the second compound at the grain boundaries of the hard particles.
  • this invention is a manufacturing method of the surface covering member containing a base material and the hard film comprised by the 1 or 2 or more layer formed in the surface, Comprising: At least 1 layer of the said layers
  • the CVD process includes forming a chemical vapor deposition process, wherein the chemical vapor deposition process includes two or more elements selected from the group consisting of group 4 elements, group 5 elements, group 6 elements and Al in the periodic table, and B, C, N and A surface covering member comprising: an ejection step of ejecting a mixed gas containing one or more elements selected from the group consisting of O toward the surface of the substrate; and a cooling step of cooling the substrate after the ejection step It is a manufacturing method.
  • the above production method preferably cools the substrate at a rate of 7 ° C./min or more in the cooling step.
  • the surface covering member of the present invention since various properties such as wear resistance and welding resistance are improved, an excellent effect of enabling stabilization and extending the life is exhibited. Further, according to the method for producing a surface covering member of the present invention, various characteristics such as wear resistance and welding resistance are improved, and thus a surface covering member having a stabilized and long life can be produced. .
  • the surface covering member of this invention has the structure containing a base material and the hard film formed in the surface.
  • Such a coating preferably covers the entire surface of the substrate. However, even if a part of the substrate is not coated with this coating or the configuration of the coating is partially different, the scope of the present invention is not exceeded. It does not deviate.
  • Examples of the surface covering member of the present invention include cutting tools, anti-wear tools, mold parts, automobile parts, and the like. Among them, drills, end mills, cutting edge replacement cutting tips for drills, cutting edge replacement cutting tips for end mills, cutting edge replacement cutting tips for milling, cutting edge replacement cutting tips for turning, metal saws, gear cutting tools, reamers, taps It can be suitably used as a cutting tool.
  • any substrate can be used as the substrate used in the surface covering member of the present invention as long as it is conventionally known as this type of substrate.
  • cemented carbide for example, WC-based cemented carbide, including WC, including Co, or including carbonitrides such as Ti, Ta, Nb), cermet (TiC, TiN, TiCN, etc.) Component
  • high-speed steel ceramics (titanium carbide, silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, aluminum oxide, etc.), cubic boron nitride sintered body, or diamond sintered body preferable.
  • a WC-based cemented carbide or cermet particularly TiCN-based cermet. This is because these substrates are particularly excellent in the balance between hardness and strength at high temperatures and have excellent characteristics as a substrate for a surface covering member for the above-mentioned use.
  • such a substrate includes those having a chip breaker and those having no chip breaker, and the cutting edge ridge line portion has a sharp shape. Included are edges (edges where the rake face and flank face intersect), honing (sharp edges are added to the edges), negative lands (chamfered), and combinations of honing and negative lands. .
  • the hard film of the present invention is composed of one or more layers, and at least one of the layers is a layer containing hard particles.
  • the hard coating of the present invention preferably has a thickness of 3 to 30 ⁇ m. If the thickness is less than 3 ⁇ m, the wear resistance may be insufficient. If it exceeds 30 ⁇ m, peeling or breaking of the hard coating may occur when a large stress is applied between the hard coating and the base material during intermittent processing. It may occur frequently.
  • the hard coating of the present invention may contain other layers as long as it contains at least one layer containing hard particles.
  • layers for example, Al 2 O 3 layer, TiB 2 layer, TiBN layer, AlN layer (wurtzite type), TiN layer, TiCN layer, TiBNO layer, TiCNO layer, TiAlN layer, TiAlCN layer, TiAlON layer, TiAlONC A layer etc. can be mentioned.
  • the adhesion between the base material and the hard coating can be enhanced.
  • the Al 2 O 3 layer it is possible to improve the oxidation resistance of the hard coating.
  • the outermost layer composed of a TiN layer, a TiC layer, a TiCN layer, a TiBN layer, or the like it is possible to identify whether or not the cutting edge of the surface covering member has been used.
  • the other layers can usually be formed with a thickness of 0.1 to 10 ⁇ m.
  • each layer constituting the hard coating when expressed using chemical formulas such as “TiN” and “TiCN”, the atomic ratio of each element is not particularly specified. Does not indicate that only “1” is included, and all conventionally known atomic ratios are included.
  • the hard coating of the present invention can have an indentation hardness of 3000 kgf / mm 2 or more.
  • the indentation hardness is measured by cutting a sample along a plane including the normal line to the surface of the hard coating of the cutting tool, and indenting the hard particle layer with a load of 25 gmHv from a direction perpendicular to the cut surface. can do.
  • the hard film of the present invention is composed of one or more layers, and at least one of the layers is a layer containing hard particles (hereinafter also referred to as “hard particle layer”).
  • the hard particle layer of the present invention preferably has a thickness of 1 ⁇ m to 20 ⁇ m, more preferably 1 ⁇ m to 15 ⁇ m. If the thickness is less than 1 ⁇ m, the wear resistance may be insufficient. If it exceeds 20 ⁇ m, the hard coating may be peeled off or broken when a large stress is applied between the hard coating and the substrate in intermittent processing. It may occur frequently.
  • the hard particle layer of the present invention partially deviates from the scope of the present invention as long as the effects of the present invention are exhibited even if the hard particle layer partially includes a structure other than the hard particles, for example, an amorphous phase and a wurtz type hard phase. Not what you want.
  • the hard particles of the present invention include a multilayer structure in which first unit layers and second unit layers are alternately stacked.
  • the hard particles of the present invention partially include a structure other than a multilayer structure, for example, a structure such as an amorphous phase or a wurtz type hard phase, the scope of the present invention is not limited as long as the effects of the present invention are exhibited. It does not deviate from.
  • the first unit layer is one selected from the group consisting of one or more elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements and Al in the periodic table, and B, C, N and O.
  • the second unit layer includes one or more elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements and Al of the periodic table; And a second compound composed of one or more elements selected from the group consisting of C, N and O. Needless to say, the composition of the first compound and the composition of the second compound are different.
  • It consists of one or more elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements and Al of the periodic table, and one or more elements selected from the group consisting of B, C, N and O as the first and second compound, respectively, TiC, TiN, TiCN, TiNO , TiCNO, TiB 2, TiO 2, TiBN, TiBNO, TiCBN, ZrC, ZrO 2, HfC, HfN, TiAlN, TiAlCrN, TiZrN, TiCrN , AlCrN, CrN, VN, N , AlTiCrN, TiAlCN, ZrCN, ZrCNO, Al 2 O 3, AlN, AlCN, ZrN, TiAlC, NbC, NbN, NbCN, Mo 2 C, WC, W 2 C , and the like it can.
  • Each of the first unit layer and the second unit layer of the present invention may have a single composition in the thickness direction, or may have a structure in which the composition changes.
  • the composition at the midpoint in the thickness direction of the first unit layer is Al 0.9 Ti 0.1 N, and at the midpoint in the thickness direction of the second unit layer. Description will be made with reference to the case where the composition is Al 0.1 Ti 0.9 N.
  • the first unit layer relates the composition in the thickness direction, includes the Al 0.9 Ti 0.1 N at the midpoint, toward the side in contact with the second unit layer adjacent from the midpoint, Al 0.9 Ti 0.1 N To a composition in which the atomic ratio of Al gradually decreases.
  • the second unit layer includes Al 0.1 Ti 0.9 N at the midpoint with respect to the composition in the thickness direction, and gradually increases from Al 0.1 Ti 0.9 N toward the side in contact with the adjacent first unit layer from the midpoint.
  • the composition can be changed to a composition in which the atomic ratio of Ti decreases. That is, in this case, there is no clear boundary on the composition between the first unit layer and the second unit layer.
  • the thickness of the lamination period is preferably 0.5 nm or more and 20 nm or less. It is difficult to make the stacking period less than 0.5 nm in terms of manufacturing technology, and when the stacking period exceeds 20 nm, strain between unit layers is relaxed, and the excellent properties as a hard phase are deteriorated.
  • the thickness of the stacking period refers to a second unit layer adjacent to the one first unit layer (an intermediate layer described later between the first unit layer and the second unit layer) from one first unit layer. Is included, the distance to other first unit layers adjacent to each other with the intermediate layer adjacent to the second unit layer in between. This distance is a distance connecting the middle points in the thickness direction of the first unit layer and the other first unit layers.
  • the number of layers constituting the multilayer structure layer is not particularly limited, but is preferably 10 or more and 1000 or less. When the number is less than 10 layers, the crystal grains in each unit layer are coarsened, and thus the hardness of the hard particles may be reduced. When the number exceeds 1000 layers, each unit layer becomes too thin and tends to be mixed. It is.
  • the multilayer structure and particle size of the hard particles are as follows. Scanning Electron Microscope (SEM), Transmission Electron Microscope (TEM), Scanning Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDX), X-ray diffraction method, etc. can confirm. Hard particles having a particle size of less than 10 nm are difficult in terms of production technology, and particles having a particle size of more than 1000 nm cause dropping or chipping. Therefore, the particle size of the hard particles is preferably from 10 nm to 1000 nm.
  • the reason why various properties such as wear resistance and welding resistance of the surface covering member are improved by coating the base material with the hard film containing the hard particle layer is not clear, but the following reason is presumed. Is done. That is, when at least one of the plurality of layers constituting the hard coating is composed of a hard particle layer, the hard coating can have a region composed of a granular structure in the thickness direction. Thereby, the toughness of the hard coating is improved, and even if a crack occurs on the surface of the hard coating, the progress of the crack to the base material can be effectively suppressed. This effect is particularly facilitated by the individual particles having a multilayer structure in the granular structure.
  • the hard film of the present invention can include an intermediate layer between the first unit layer and the second unit layer.
  • the composition of the intermediate layer continuously changes in the thickness direction from the composition of the first compound to the composition of the second compound from the side in contact with the first unit layer to the side in contact with the second unit layer.
  • the atomic ratio of Ti from the side in contact with the first unit layer toward the side in contact with the second unit layer
  • the intermediate layer has a continuous atomic ratio of at least Ti from the side in contact with the first unit layer toward the side in contact with the second unit layer. Can be reduced.
  • the thickness of the intermediate layer is not particularly limited.
  • the thickness may be the same as or thinner than the thickness of the first unit layer or the second unit layer.
  • the thickness of each of the first unit layer or the second unit layer is extremely thick. In other words, the thickness of the first unit layer and the second unit layer may be extremely thin as compared with the intermediate layer.
  • the hard particle layer when the hard particle layer includes an intermediate layer between the first unit layer and the second unit layer, various characteristics such as wear resistance and chipping resistance of the surface covering member are further improved. It is not clear about. For example, it is considered that a large strain is accumulated in the hard particle layer because the composition changes continuously between the first unit layer and the second unit layer by having the intermediate layer. In addition, since the layer becomes more thermally stable, transformation due to thermal shock is less likely to occur, and the presence of the intermediate layer increases the adhesion strength between the first unit layer and the second unit layer. I think that.
  • the intermediate layer can also be regarded as the first unit layer and / or the second unit layer.
  • the first compound is TiN
  • the second compound is AlN
  • the composition of the intermediate layer is a Ti x Al y N, from the side in contact with the first unit layer toward the side in contact with the second unit layer
  • the atomic ratio x of Ti continuously decreases from 1 to 0
  • the atomic ratio y of Al continuously increases from 0 to 1.
  • a region where the atomic ratio x / y between Ti and Al is 1 or more is regarded as the first unit layer
  • a region where the atomic ratio x / y is less than 1 is defined as the second unit layer. Can be caught.
  • the first unit layer and the second unit layer do not have a clear boundary.
  • the region containing the first compound in the first unit layer has a Ti concentration in the thickness direction of the stacking cycle.
  • a region including the second compound in the second unit layer in the second unit layer is a maximum point of Al concentration in the thickness direction of the stacking cycle.
  • each of the first compound and the second compound Ti x Al y N (where, in the first and second compound, x, figures y are different.) More preferably, TiN and AlN.
  • the first compound and the second compound are respectively TiN having an fcc crystal structure (hereinafter also referred to as “fcc-TiN”) and AlN having an fcc crystal structure (hereinafter also referred to as “fcc-AlN”).
  • the intermediate layer can greatly change the composition in the thickness direction.
  • the hard particle layer of the present invention can have a grain boundary layer composed of the first compound or the second compound at the grain boundary between hard particles, that is, the outermost surface of the hard particles.
  • the composition of the grain boundary layer is TiN or AlN.
  • various properties such as wear resistance and chipping resistance of the surface covering member are further improved, but the reason is not clear.
  • the presence of the grain boundary layer improves the heat resistance of the hard particles and suppresses excessive grain growth of the hard particles.
  • the thickness is preferably 10 nm or more and 100 nm or less from the viewpoint of the balance between strength and toughness.
  • the surface covering member of the present invention various properties such as wear resistance and welding resistance of the surface covering member can be obtained by coating the base material with the hard coating including the hard particle layer. Will improve. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide a surface covering member that is stabilized and has a long life.
  • the method for producing a surface covering member of the present invention is a method for producing a surface covering member comprising a base material and a hard film formed on the surface and composed of one or more layers.
  • a CVD step of forming at least one of these layers by a CVD method is included.
  • the CVD step includes at least two elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements and Al in the periodic table, and at least one selected from the group consisting of B, C, N and O.
  • a cooling step of cooling the base material after the jetting step can include another process. Examples of the other processes include a heat treatment process such as annealing, a surface treatment process such as surface grinding and shot blasting, and a CVD process for forming another hard layer.
  • each process of this invention is explained in full detail.
  • the CVD process of the present invention is a process of forming at least one of the layers constituting the hard coating of the present invention by a CVD method.
  • the CVD apparatus shown in FIG. 1 can be used.
  • a plurality of base material setting jigs 3 holding a base material 2 can be installed in the CVD apparatus 1, and these are covered with a reaction vessel 4 made of heat resistant alloy steel.
  • a temperature control device 5 is disposed around the reaction vessel 4, and the temperature inside the reaction vessel 4 can be controlled by the temperature control device 5.
  • an introduction pipe 8 having two introduction ports 6 and 7 is arranged.
  • the introduction tube 8 is disposed so as to penetrate the region where the base material setting jig 3 is disposed, and a plurality of through holes are formed in the vicinity of the base material setting jig 3.
  • the gases introduced into the pipes from the introduction ports 6 and 7 are introduced into the reaction vessel 4 through different through holes without being mixed in the introduction pipe 8.
  • the introduction pipe 8 can rotate with the axis as a central axis.
  • the CVD apparatus 1 is provided with an exhaust pipe 9, and the exhaust gas can be discharged from the exhaust port 10 of the exhaust pipe 9 to the outside.
  • jigs and the like in the reaction vessel 4 are usually made of graphite.
  • the hard particle layer described above can be formed by performing the following jetting step and cooling step using a CVD apparatus as shown in FIG.
  • ⁇ Ejection process> two or more elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements and Al in the periodic table, and a group consisting of B, C, N, and O are used using the CVD apparatus.
  • a mixed gas containing at least one element selected from the above is ejected toward the surface of the substrate.
  • a first gas containing two or more elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements and Al in the periodic table is introduced into the introduction pipe 8 from the introduction port 6.
  • a second gas containing one or more elements selected from the group consisting of B, C, N and O is introduced into the introduction pipe 8 from the introduction port 7.
  • the first gas may be a mixed gas, for example, a first mixed gas of a source gas containing a group 4 element, a source gas containing a group 5 element, and a carrier gas
  • the second gas may be a mixed gas,
  • a second mixed gas of a source gas containing B, a source gas containing C, and a carrier gas may be used.
  • the introduced first gas (or first mixed gas) and second gas (or second mixed gas) are respectively supplied from different through holes. It is ejected into the reaction vessel 4.
  • the introduction tube 8 rotates about its axis as indicated by a rotation arrow in the figure.
  • the surface of the base material 2 set in the base material setting jig 3 as a mixed gas in which the first gas (or the first mixed gas) and the second gas (or the second mixed gas) are uniformly mixed. Erupted toward.
  • these chloride gases can be suitably used as a gas containing two or more elements selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements or Al in the periodic table.
  • these chloride gases can be suitably used.
  • boron-containing gas such as BCl 3 gas is used as the B-containing gas
  • hydrocarbon gas such as CH 4 is used as the gas containing C
  • nitrogen-containing gas such as ammonia and N 2 is used as the gas containing N.
  • the gas containing O H 2 O (water vapor) or the like can be used.
  • the hydrocarbon gas is preferably an unsaturated hydrocarbon.
  • the temperature in the reaction vessel 4 is preferably in the range of 700 to 900 ° C., and the pressure in the reaction vessel 4 is preferably 0.1 to 13 kPa.
  • the carrier gas H 2 gas, N 2 gas, Ar gas, or the like can be used.
  • the composition of the first unit layer, the second unit layer, the intermediate layer, the grain boundary layer, etc. can be controlled by the mixing ratio of the source gas, and the thickness of the hard particle layer is determined by the flow rate of the source gas and the film formation.
  • the thickness of each of the first unit layer, the second unit layer, and the intermediate layer, and the stacking period thereof can be controlled by adjusting the film formation time and the cooling rate.
  • the number of the hard particle layers can be controlled by adjusting the rotation speed of the introduction tube 8 and the film formation time.
  • the substrate 2 after the ejection step is cooled.
  • the base material 2 set on the base material setting jig 3 can be cooled by the temperature control device 5.
  • the cooling rate does not exceed 5 ° C./min, and the cooling rate decreases as the temperature of the substrate 2 decreases.
  • the substrate 2 is cooled at a speed that is at least faster than natural cooling, that is, at a speed of 5 ° C./min or more. More preferably, it is cooled at a rate of 7 ° C./min or more.
  • the above-mentioned hard particle layer can be formed by the manufacturing method detailed above, the surface with improved various properties such as wear resistance and welding resistance can be obtained by forming a hard film using the manufacturing method.
  • a covering member can be manufactured. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide a surface covering member that is stabilized and has a long life.
  • the base material A and base material B described in Table 1 below were prepared. Specifically, the raw material powder having the composition shown in Table 1 is uniformly mixed, pressed into a predetermined shape, and then sintered at 1300-1500 ° C. for 1-2 hours, so that the shape is CNMG120408NUX And a base material made of cemented carbide having two types of shapes, SEET13T3AGSN-G. That is, the thing of two different shapes was produced for every base material.
  • CNMG120408NUX is the shape of a cutting edge replacement type cutting tip for turning
  • SEET13T3AGSN-G is a cutting edge replacement type cutting tip for milling. It is the shape.
  • a hard film was formed on the surface of the substrate obtained above. Specifically, a hard film was formed on the base material by setting the base material on the base material setting jig 3 and performing the thermal CVD method using the CVD apparatus shown in FIG.
  • the conditions for forming each hard coating are as described in Table 2 and Table 3 below.
  • the flow rate of the source gas, the mixing ratio of the source gases, the film formation time, and the cooling rate are set so as to achieve the thicknesses described in Table 4. It was adjusted.
  • Table 2A shows the conditions for forming the hard particle layer
  • Table 2B shows the conditions for forming the conventional hard layer
  • Table 3 shows the conditions for forming the other layers.
  • x and y are the conditions of the comparative example (prior art).
  • an AlCl 3 gas is used as a source gas containing Al
  • a TiCl 4 gas is used as a source gas containing Ti
  • these source gases are used together with a carrier gas composed of H 2 gas and N 2 gas.
  • the mixed gas was introduced into the introduction pipe 8 from the introduction port 6. Further, NH 3 gas was used as a source gas containing N, and the source gas was introduced into the introduction pipe 8 from the introduction port 7 as a second mixed gas together with a carrier gas composed of N 2 gas.
  • AlCl 3 gas is 0.065 mol / min
  • TiCl 4 gas is 0.025 mol / min
  • H 2 gas and N 2 gas are 2.9 mol / min and 1.
  • the first mixed gas was mixed to become 0 mol / min, and this was introduced into the reaction vessel 4 from the introduction tube 6. Therefore, the atomic ratio of Al / Ti in the first mixed gas is 2.6.
  • NH 3 gas was mixed at 0.09 mol / min and N 2 gas was mixed at 0.9 mol / min to form a second mixed gas, which was introduced into the reaction vessel 4 from the introduction pipe 7.
  • the inside of the reaction vessel 4 was maintained under conditions of a pressure of 1.3 kPa and a temperature of 800 ° C. Then, by rotating the introduction pipe 8 and ejecting the first mixed gas and the second mixed gas from the through hole of the introduction pipe 8, the mixed gas in which the first mixed gas and the second mixed gas are uniformized is used as a base. It ejected toward the surface of the material. Thereafter, the reaction vessel 4 was cooled at a cooling rate of 10 ° C./min until the temperature of the base material after the heat ejection step reached 200 ° C.
  • the thickness of the TiN layer as the first unit layer is 2 nm and the second unit layer is The thickness of the AlN layer is 6 nm, which indicates that these layers are alternately stacked.
  • the “stacking period” refers to the thickness of the TiN layer adjacent to each other through one AlN layer from the middle point in the thickness direction of the TiN layer. The distance to the middle point in the thickness direction, that is, the sum of the thickness of one TiN layer and the thickness of one AlN layer is shown.
  • the thickness of the hard particle layer was controlled by the film formation time, and the lamination period of TiN and AlN in the hard particle layer was controlled by the cooling rate of the introduction tube 8.
  • a hard film was formed using the PVD method disclosed in Patent Document 1, and under the formation condition y, the hard film was formed using the CVD method disclosed in Patent Document 2.
  • a layer (AlN / TiN layer) having a laminated structure in which a TiN layer having a thickness of 4 nm and an AlN layer having a thickness of 4 nm are alternately stacked is formed.
  • Ti 0.1 Al A layer (Ti 0.1 Al 0.9 N layer) composed of a single layer mainly having a composition of 0.9 N was formed.
  • the cutting tool of Example 13 employs the base material B described in Table 1 as the base material, and a TiN layer (underlayer) having a thickness of 1.0 ⁇ m is formed on the surface of the base material B as the base layer.
  • a TiCN layer having a thickness of 3.0 ⁇ m is formed on the TiN layer (underlying layer) under the conditions shown in Table 3, and a hard particle layer having a thickness of 5.0 ⁇ m is formed on the TiCN layer under the formation conditions f in Table 2.
  • a hard coating having a total thickness of 9.0 ⁇ m is formed on the substrate by forming a TiN layer (outermost layer) having a thickness of 0.5 ⁇ m on the hard particle layer under the conditions shown in Table 3. Is shown.
  • a blank (hyphen) in Table 4 indicates that the corresponding layer is not formed.
  • the underlayer and the multilayer structure-containing layer there are layers having the same composition but different thicknesses.
  • the hard particle layer of Example 1 is a layer having a thickness of 5 ⁇ m formed under the formation condition a
  • the hard particle layer of Example 6 is a layer having a thickness of 8 ⁇ m formed according to the formation condition a.
  • the difference in thickness of these layers was controlled by adjusting the layer formation time, that is, the total time during which the first gas and the second gas were alternately ejected onto the surface of the substrate.
  • the thicknesses of the fcc-TiN layer and the fcc-AlN layer are shown in Table 2A. This is less than Al in the region where the laminated structure is observed in the microscopic observation. This is because the region where the atomic ratio of Ti is higher is TiN, and the region where the atomic ratio of Al is higher than Ti is regarded as AlN. That is, the composition of the fcc-TiN layer changes from TiN to AlN continuously as it approaches the adjacent fcc-AlN layer, and the fcc-AlN layer consists of the adjacent fcc-TiN. The composition changed continuously from AlN to TiN as the layer became closer.
  • the region having the highest atomic ratio of Ti is regarded as the first unit layer
  • the region having the highest atomic ratio of Al is regarded as the second unit layer
  • the region in which the composition changes therebetween is intermediate. It can also be regarded as a layer.
  • the cutting tool of the example of the present invention is superior in both wear resistance and welding resistance as compared with the cutting tool of the comparative example, and is thus stabilized and extended in life. It was.
  • “normal wear” means a damage form (having a smooth wear surface) that does not cause chipping or chipping, and is composed only of wear, and “defect” is broken. It means a large chip generated at the blade.
  • the cutting tool of the example of the present invention is superior in both wear resistance and welding resistance as compared with the cutting tool of the comparative example, and is thus stabilized and extended in life. It was.
  • “normal wear” means a damage form (having a smooth wear surface) that does not cause chipping or chipping and has only wear, and “defect” is not cut.
  • a large chip generated at the cutting edge means “front boundary minute chipping”, which means a small chip generated at the cutting edge that generates the finished surface.
  • the cutting tools of the examples of the present invention are superior in fatigue toughness as compared with conventional cutting tools having a hard coating formed by the CVD method, and are therefore stable and long. The service life has been extended.
  • the number of passes means a cutting tool (blade-replaceable cutting tip) from one end to the other end of one side surface (300 mm ⁇ 80 mm surface) of the following work material (shape: 300 mm ⁇ 100 mm ⁇ 80 mm block shape) ) Is repeated with the cutter attached with one sheet, and the number of repetitions is defined as the number of passes. (If the number of passes is accompanied by a numerical value less than a decimal point, the above conditions are met on the way from one end to the other end.) Indicating that this has been reached).
  • the cutting distance means the total distance of the work material cut until reaching the above condition, and corresponds to the product of the number of passes and the length of the side surface (300 mm).
  • the cutting tool of the example of the present invention is superior in both wear resistance and impact resistance as compared with the cutting tool of the comparative example, and thus has a stable and long life. It was.
  • “normal wear” means a damage form (having a smooth wear surface) that does not cause chipping or chipping and has only a wear, and “chipping” is broken. It means a small chip generated in the blade.

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Abstract

　安定化、長寿命化された表面被覆部材を提供する。本発明の表面被覆部材は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含み、上記硬質被膜は１または２以上の層により構成され、該層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含む層であり、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む。上記第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、上記第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。

Description

表面被覆部材およびその製造方法
　本発明は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む表面被覆部材およびその製造方法に関する。
　最近の技術動向として、地球環境への負荷低減、資源の効率的な活用などを目的に、切削工具などの表面被覆部材の軽薄短小化が主流になってきている。これに伴い、表面被覆部材の寿命を確保し、かつその信頼性を維持するために、表面被覆部材に用いられる金属材料の高強度化、高硬度化が進められている。一方で、金属加工現場では新興国へ対抗すべく、加工部品の高精度化と加工費の低減が強く要求されている。さらに、工作機械の性能向上もあいまって、表面被覆部材によるさらなる高速加工の期待が高まっている。高速加工において、表面被覆部材の刃先は、高温、高圧環境に曝されるため、過酷な環境下においても長寿命を有することのできる表面被覆部材が今後さらに求められる。
　例えば、特開平７－２０５３６２号公報（特許文献１）には、表面被覆部材の基材の表面を被覆する硬質被膜として、４、５、６族元素、ＡｌおよびＳｉから選んだ２種類以上の元素の窒化物、炭化物、炭窒化物あるいはホウ化物を、０．４ｎｍ～５０ｎｍの周期で組成を連続的に変化させた硬質被膜が開示されている。上記硬質被膜は、ＰＶＤ（Physical　Vapor　Deposition)法により形成される。具体的には、固体のＴｉ、固体のＡｌ、Ｎ2ガスを用い、真空放電により発生したＴｉイオン、Ａｌイオン、およびＮ2ガスと、５００℃に加熱した基材とを接触させて、基材表面に連続的にＴｉＮ層とＡｌＮ層とを形成させる。この方法で形成された硬質被膜は構造内に大きな歪を有しているため、該硬質被膜を有する表面被覆部材は、優れた耐摩耗性と靭性を有することができる。
　また、例えば、特表２００８－５４５０６３号公報（特許文献２）には、表面被覆部材として、Ｔｉ1-xＡｌxＮ被膜を有する部材が開示されている。このＴｉ1-xＡｌxＮ被膜は、０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数を有し、かつ、０．４１２ｎｍ～０．４０５ｎｍの格子定数ａｆｃｃを有する立方晶ＮａＣｌ構造の単層構造を有する。上記Ｔｉ1-xＡｌxＮ被膜は、ＣＶＤ（Chemical　Vapor　Deposition)法により形成される。具体的には、基材を収容したホットウォールタイプのＣＶＤ反応器中に、ＡｌＣｌ3、ＴｉＣｌ4、Ｈ2、アルゴンからなる第１の気体混合物と、窒素源としてのＮＨ3およびＮ2からなる第２の気体混合物とを導入して、熱ＣＶＤ法を行う。この方法で形成された上記被膜は、一般的に公知のＰＶＤ法で作成されたＴｉ1-xＡｌxＮ被膜に比べ、被膜中のＡｌの含有率が高い。このため、該被膜を有する表面被覆部材は、高い耐酸化性および高い硬度を有し、高温において優れた耐摩耗性を発揮することができる。
特開平７－２０５３６２号公報 特表２００８－５４５０６３号
　しかしながら、特許文献１に関し、ＰＶＤ法で形成された硬質被膜には、金属性のＴｉ、Ａｌ、これらの合金といった不純物が含まれる場合がある。このような不純物はドロップレットといわれており、硬質被膜の形成を阻害するのみならず、金属加工を行う際の硬質被膜の脱落の原因となる。また、硬質被膜が脱落した部分を起点として、硬質被膜のチッピング、欠損等が発生し易いため、結果的に、表面被覆部材の長寿命化が困難になり、また、被削材の加工品質、面粗度などが悪化する場合がある。
　また、特許文献２に関し、Ｔｉ1-xＡｌxＮ被膜は０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数を有しているが、一般的に、この組成においてｘが０．７より大きい場合は結晶構造内に大きな歪が生じる傾向にある。この歪を緩和すべく、立方晶ＮａＣｌ構造のＴｉ1-xＡｌxＮ結晶が六方晶ウルツ鉱構造へ変態することは公知である。特に、この変態は高温においてさらに促進される傾向にある。
　金属加工時、切削工具と被削材とは接触、解放を繰返しており、表面被覆部材の刃先の表面には常に加熱、冷却のサイクルで負荷が掛けられている。このため、金属加工時の表面被覆部材には常に大きな熱負荷がかけられており、熱疲労が生じている。この熱疲労によって上記の変態が促進され、さらに、繰り返される切削加工に伴い、一旦変態した硬質被膜にチッピング、欠損等が発生し易くなる。このため、特許文献２に開示される技術においても、高速加工における表面被覆部材の長寿命化には限界がある。
　本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、安定化、長寿命化された表面被覆部材およびその製造方法を提供することにある。
　本発明は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む表面被覆部材であって、硬質被膜は１または２以上の層により構成され、上記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含む層であり、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、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、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、表面被覆部材である。
　上記表面被覆部材は、好ましくは、第１単位層と第２単位層との間に中間層を含み、中間層の組成は、その厚み方向において、第１化合物の組成から第２化合物の組成に連続的に変化する。
　上記表面被覆部材において、好ましくは、硬質粒子を含む層は、硬質粒子の粒界に、第１化合物または第２化合物を含む粒界層を含む。
　また、本発明は、基材と、その表面に形成された、１または２以上の層により構成される硬質被膜とを含む表面被覆部材の製造方法であって、上記層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含み、ＣＶＤ工程は、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２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種以上の元素とを含む混合ガスを基材の表面に向かって噴出する噴出工程と、噴出工程の後に基材を冷却する冷却工程と、を含む表面被覆部材の製造方法である。
　上記製造方法は、好ましくは、冷却工程において、基材を７℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却させる。
　本発明の表面被覆部材によれば、耐摩耗性および耐溶着性などの諸特性が向上するため、安定化、長寿命化を可能にするという優れた効果を示す。また、本発明の、表面被覆部材の製造方法によれば、耐摩耗性および耐溶着性などの諸特性が向上し、もって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を製造することができる。
本発明のＣＶＤ工程に用いられるＣＶＤ装置の概略的な断面図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　＜表面被覆部材＞
　本発明の表面被覆部材は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む構成を有する。このような被膜は、基材の全面を被覆することが好ましいが、基材の一部がこの被膜で被覆されていなかったり、被膜の構成が部分的に異なっていたとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。
　このような本発明の表面被覆部材としては、切削工具、耐摩工具、金型部品、自動車部品などが挙げられる。なかでも、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどの切削工具として好適に使用することができる。
　＜基材＞
　本発明の表面被覆部材に用いられる基材は、この種の基材として従来公知のものであればいずれのものも使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、立方晶型窒化硼素焼結体、又はダイヤモンド焼結体のいずれかであることが好ましい。
　これらの各種基材の中でも、特にＷＣ基超硬合金、サーメット（特にＴｉＣＮ基サーメット）を選択することが好ましい。これは、これらの基材が特に高温における硬度と強度とのバランスに優れ、上記用途の表面被覆部材の基材として優れた特性を有するためである。
　なお、表面被覆部材が刃先交換型切削チップ等である場合、このような基材には、チップブレーカを有するものも、有さないものも含まれ、また、刃先稜線部は、その形状がシャープエッジ（すくい面と逃げ面とが交差する稜）、ホーニング（シャープエッジに対してアールを付与したもの）、ネガランド（面取りをしたもの）、ホーニングとネガランドとを組み合せたもののいずれのものも含まれる。
　＜硬質被膜＞
　本発明の硬質被膜は、１または２以上の層により構成され、該層のうち少なくとも１層は硬質粒子を含む層である。本発明の硬質被膜は、３～３０μｍの厚みを有することが好ましい。その厚みが３μｍ未満では、耐摩耗性が不十分となる場合があり、３０μｍを超えると、断続加工において硬質被膜と基材との間に大きな応力が加わった際に硬質被膜の剥離または破壊が高頻度に発生する場合がある。
　本発明の硬質被膜において、少なくとも１層の硬質粒子を含む層を含む限り、他の層を含んでいてもよい。他の層としては、たとえばＡｌ2Ｏ3層、ＴｉＢ2層、ＴｉＢＮ層、ＡｌＮ層（ウルツ鉱型）、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮＯ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＡｌＮ層、ＴｉＡｌＣＮ層、ＴｉＡｌＯＮ層、ＴｉＡｌＯＮＣ層等を挙げることができる。
　たとえば、下地層としてＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮ層を基材の直上に含むことにより、基材と硬質被膜との密着性を高めることができる。また、Ａｌ2Ｏ3層を含むことにより、硬質被膜の耐酸化性を高めることができる。また、ＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮ層等からなる最外層を含むことにより、表面被覆部材の刃先が使用済か否かの識別性を有することができる。なお、他の層は、通常０．１～１０μｍの厚みで形成することができる。
　なお、本発明において、硬質被膜を構成する各層の組成を「ＴｉＮ」、「ＴｉＣＮ」等の化学式を用いて表わす場合、その化学式において特に原子比を特定していないものは、各元素の原子比が「１」のみであることを示すものではなく、従来公知の原子比が全て含まれるものとする。
　また、本発明の硬質被膜は、３０００ｋｇｆ／ｍｍ2以上の押し込み硬度を有することができる。なお、押し込み硬度は、切削工具の硬質被膜の表面に対する法線を含む平面に沿って試料を切断し、該切断面に対する垂直方向から硬質粒子層に対して２５ｇｍＨｖの荷重で圧子を押し込むことによって測定することができる。
　＜硬質粒子を含む層＞
　本発明の硬質被膜は１または２以上の層により構成され、該層のうち少なくとも１層は硬質粒子を含む層（以下、「硬質粒子層」ともいう。）である。本発明の硬質粒子層は、１μｍ以上２０μｍ以下の厚みを有することが好適であり、より好ましくは１μｍ以上１５μｍ以下である。その厚みが１μｍ未満では、耐摩耗性が不十分となる場合があり、２０μｍを超えると、断続加工において硬質被膜と基材との間に大きな応力が加わった際に硬質被膜の剥離または破壊が高頻度に発生する場合がある。なお、本発明の硬質粒子層は、部分的に硬質粒子以外の構成、たとえば、アモルファス相、ウルツ型硬質相を含んでいたとしても、本発明の効果を発揮する限りにおいて本発明の範囲を逸脱するものではない。
　＜硬質粒子＞
　本発明の硬質粒子は、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む。なお、本発明の硬質粒子は、部分的に多層構造以外の構成、たとえば、アモルファス相、ウルツ型硬質相などの構成を含んでいたとしても、本発明の効果を発揮する限りにおいて本発明の範囲を逸脱するものではない。
　上記第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、上記第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。なお、第１化合物の組成と、第２化合物の組成とが異なることはいうまでもない。
　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化合物および第２化合物としては、それぞれ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢ2、ＴｉＯ2、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＣＢＮ、ＺｒＣ、ＺｒＯ2、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＡｌＣｒＮ、ＣｒＮ、ＶＮ、Ｎ、ＡｌＴｉＣｒＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＺｒＣＮ、ＺｒＣＮＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＡｌＮ、ＡｌＣＮ、ＺｒＮ、ＴｉＡｌＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣＮ、Ｍｏ2Ｃ、ＷＣ、Ｗ2Ｃなどを挙げることができる。なお、第１化合物および第２化合物において、不可避不純物が含まれていても本発明の範囲を逸脱するものではない。
　本発明の第１単位層および第２単位層は、それぞれその厚み方向において、それぞれ単一の組成からなる構成を有していてもよく、それぞれ組成が変化する構成を有していてもよい。このような組成が変化する構成について、理解を容易とするために、第１単位層の厚み方向の中点における組成がＡｌ0.9Ｔｉ0.1Ｎであり、第２単位層の厚み方向の中点における組成がＡｌ0.1Ｔｉ0.9Ｎである場合に言及して説明する。
　上記の場合、第１単位層は、その厚み方向の組成に関し、中点においてＡｌ0.9Ｔｉ0.1Ｎを含み、その中点から隣接する第２単位層に接する側に向けて、Ａｌ0.9Ｔｉ0.1Ｎから徐々にＡｌの原子比が減少する組成へと変化することができる。また、第２単位層は、その厚み方向の組成に関し、中点においてＡｌ0.1Ｔｉ0.9Ｎを含み、その中点から隣接する第１単位層に接する側に向けて、Ａｌ0.1Ｔｉ0.9Ｎから徐々にＴｉの原子比が減少する組成へと変化することができる。すなわち、この場合に、第１単位層と第２単位層との組成上の明確な境界はない。
　また、上記多層構造において、その積層周期の厚みは０．５ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。積層周期を０．５ｎｍ未満にすることは製造技術上困難であり、積層周期が２０ｎｍを超える場合は単位層間の歪みが緩和されてしまい、硬質相としての優れた性質が低下するためである。ここで、積層周期の厚みとは、１つの第１単位層から、該１つの第１単位層に隣接する第２単位層（第１単位層と第２単位層との間に後述する中間層を含む場合は、第２単位層に隣接する中間層を含む）を挟んで隣接する他の第１単位層までの距離をいう。なお、この距離は、第１単位層および他の第１単位層の各層の厚み方向の中点を結ぶ距離とする。
　この多層構造層を構成する層の積層数（合計積層数）は、特に限定されるものではないが、１０層以上１０００層以下とすることが好ましい。１０層未満の場合は、各単位層における結晶粒が粗大化することから硬質粒子の硬度が低下する場合があり、１０００層を超えると各単位層が薄くなり過ぎ各層が混合する傾向を示すためである。
　なお、硬質粒子における多層構造およびその粒径等は、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ；Scanning　Electron　Microscope)、透過型電子顕微鏡(ＴＥＭ；Transmission　Electron　Microscope）、走査型電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）、Ｘ線回折法などによって確認することができる。粒径が１０ｎｍ未満の硬質粒子は製造技術上困難であり、粒径が１０００ｎｍを超えるものは、脱落やチッピングをまねくことから、硬質粒子の粒径は１０ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であることが好ましい。
　本発明において、硬質粒子層を含む硬質被膜が基材を被覆することによって表面被覆部材の耐摩耗性や耐溶着性等の諸特性が向上する理由については明確ではないが、次の理由が推察される。すなわち、硬質被膜を構成する複数の層のうち、少なくとも１つが硬質粒子層からなることにより、該硬質被膜はその厚み方向において粒状組織からなる領域を有することができる。これにより、硬質被膜の靭性が向上し、また、硬質被膜の表面に亀裂が発生したとしても、その亀裂の基材への進行を効果的に抑制することができる。そして、この効果は、該粒状組織において個々の粒子が多層構造を有することにより特に助長される。
　＜中間層＞
　本発明の硬質被膜は、第１単位層と第２単位層との間に中間層を含むことができる。この中間層の組成は、その厚み方向において、第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、第１化合物の組成から第２化合物の組成へと連続的に変化する。たとえば、第１化合物の組成がＴｉＮであり、第２化合物の組成がＡｌＮである場合の中間層に関し、第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、Ｔｉの原子比が減少するとともにＡｌの原子比が増加する構成を有することができる。また、たとえば、第１化合物がＴｉＡｌＮであり、第２化合物がＡｌＮである場合、中間層は第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、少なくともＴｉの原子比が連続的に減少する構成を有することができる。
　また、中間層の厚みは特に限定されない。たとえば、第１単位層または第２単位層の厚みと同程度でもよく、それより薄くてもよい。また、第１単位層または第２単位層のそれぞれの厚みに比して極めて厚い、換言すれば、第１単位層および第２単位層の厚みが中間層に比して極めて薄くてもよい。
　本発明において、硬質粒子層が第１単位層と第２単位層との間に中間層を含むことによって表面被覆部材の耐摩耗性や耐チッピング性等の諸特性がさらに向上するが、その理由については明確ではない。たとえば、中間層を有することによって第１単位層と第２単位層との間で組成が連続的に変わるため、硬質粒子層に大きな歪が蓄積されることが関係すると考えられる。また、熱的により安定な層となるため、熱衝撃による変態がさらに起こり難くなること、中間層が存在することにより第１単位層と第２単位層との密着強度が高くなることなどが関係すると考えられる。
　また、中間層を第１単位層および／または第２単位層と捉えることもできる。たとえば、第１化合物がＴｉＮであり、第２化合物がＡｌＮであり、中間層の組成がＴｉxＡｌyＮであって、第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、Ｔｉの原子比ｘが１から０まで連続的に減少するとともにＡｌの原子比ｙが０から１まで連続的に増加する場合を仮定する。この場合、たとえば、中間層のうち、ＴｉとＡｌとの原子比ｘ／ｙが１以上の領域を第１単位層と捉え、該原子比ｘ／ｙが１未満の領域を第２単位層と捉えることができる。この場合には、第１単位層と第２単位層とは明確な境界を有さないこととなる。なお、第１単位層および／または第２単位層の厚みが中間層に比して極めて薄い場合、第１単位層中の第１化合物が含まれる領域は、積層周期の厚み方向に関するＴｉ濃度の極大点となり、第２単位層中の第２化合物が含まれる領域は、積層周期の厚み方向に関するＡｌ濃度の極大点となる。
　＜硬質粒子層の好ましい構造＞
　また、本発明の硬質粒子層において、好ましくは、第１化合物および第２化合物のそれぞれはＴｉxＡｌyＮ（但し、第１化合物および第２化合物において、ｘ、ｙの数値はそれぞれ異なる。）であり、より好ましくは、ＴｉＮおよびＡｌＮである。この理由は明確ではないが、次の理由が推察される。すなわち、この場合、第１化合物および第２化合物は、それぞれｆｃｃ結晶構造を有するＴｉＮ（以下、「ｆｃｃ－ＴｉＮ」ともいう。）およびｆｃｃ結晶構造を有するＡｌＮ（以下、「ｆｃｃ－ＡｌＮ」ともいう。）となることができ、中間層は、その厚み方向において組成を大きく変化させることができる。このような構成においては、均一な組成をもったｆｃｃ-Ｔｉ0.1Ａｌ0.9Ｎのような層と異なり、層中に熱膨張係数の差に起因する歪みが存在する。この歪みの存在により、熱負荷に起因するｆｃｃ結晶構造からｈｃｐ結晶構造への転位が特に起こりにくくなるため、結果として耐摩耗性、耐溶着性などの諸特性が向上する。
　ここで注意すべきことは、積層周期の厚みが１００ｎｍを超えると、力学的に安定な六方晶のウルツ鉱構造のＡｌＮが析出してしまい、上述の優れた特性が低下してしまう。
　＜粒界層＞
　本発明の硬質粒子層は、第１化合物または第２化合物からなる粒界層を、硬質粒子同士の粒界、すなわち、硬質粒子の最表面に有することができる。たとえば、第１化合物および第２化合物がそれぞれＴｉＮおよびＡｌＮの場合、粒界層の組成はＴｉＮまたはＡｌＮとなる。この粒界層を有することによって表面被覆部材の耐摩耗性や耐チッピング性等の諸特性がさらに向上するが、その理由については明確ではない。たとえば、粒界層が存在することにより、硬質粒子の耐熱性が向上することや、硬質粒子の過剰な粒成長が抑制されることなどが推察される。なお、粒界層に関し、強度と靭性のバランスの観点から、その厚みは１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましい。
　以上、詳述したように、本発明の表面被覆部材によれば、基材が硬質粒子層を含む硬質被膜で被覆されることによって、表面被覆部材の耐摩耗性や耐溶着性等の諸特性が向上する。したがって、本発明によって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を提供することができる。
　＜表面被覆部材の製造方法＞
　本発明の表面被覆部材の製造方法は、基材と、その表面に形成された、１または２以上の層により構成される硬質被膜とを含む表面被覆部材の製造方法であって、該層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含む。該ＣＶＤ工程は、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２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種以上の元素とを含む混合ガスを基材の表面に向かって噴出する噴出工程と、噴出工程の後に基材を冷却する冷却工程と、を含む。なお、本発明の表面被覆部材の製造方法は、上記のＣＶＤ工程を行なう限り、他の工程を含むことができる。他の工程としては、たとえば、アニーリングなどの熱処理工程、表面研削、ショットブラストなどの表面処理工程、また、他の硬質層を構成するためのＣＶＤ工程などを挙げることができる。以下、本発明の各工程について詳述する。
　＜ＣＶＤ工程＞
　本発明のＣＶＤ工程は、本発明の硬質被膜を構成する層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成する工程である。このＣＶＤ工程においては、図１に示すＣＶＤ装置を用いることができる。
　図１を参照し、ＣＶＤ装置１内には、基材２を保持した基材セット治具３を複数設置することができ、これらは耐熱合金鋼製の反応容器４でカバーされる。また、反応容器４の周囲には調温装置５が配置されており、この調温装置５により、反応容器４内の温度を制御することができる。
　ＣＶＤ装置１には、２つの導入口６、７を有する導入管８が配置されている。導入管８は、基材セット治具３が配置される領域を貫通するように配置されており、基材セット治具３近傍の部分には複数の貫通孔が形成されている。導入管８において、導入口６、７から管内に導入された各ガスは、導入管８内においても混合されることなく、それぞれ異なる貫通孔を経て、反応容器４内に導入される。この導入管８は、その軸を中心軸として回転することができる。また、ＣＶＤ装置１には排気管９が配置されており、排気ガスは排気管９の排気口１０から外部へ排出することができる。なお、反応容器４内の治具類等は、通常黒鉛により構成される。
　本工程において、図１に示すようなＣＶＤ装置を用いて、以下の噴出工程および冷却工程を行うことによって、上述の硬質粒子層を形成することができる。
　＜噴出工程＞
　本工程では、上記ＣＶＤ装置を用いて、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２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種以上の元素とを含む混合ガスを基材の表面に向かって噴出する。
　具体的には、たとえば、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２種以上の元素を含む第１ガスを導入口６から導入管８内に導入し、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む第２ガスを導入口７から導入管８内に導入する。なお、第１ガスは、混合ガス、たとえば、４族元素を含む原料ガスと５族元素を含む原料ガスとキャリアガスとの第１混合ガスであってもよく、第２ガスも、混合ガス、たとえば、Ｂを含む原料ガスとＣを含む原料ガスとキャリアガスとの第２混合ガスであってもよい。
　導入管８の図中上側には複数の貫通孔が開いているため、導入された第１ガス（または第１混合ガス）および第２ガス（または第２混合ガス）は、それぞれ異なる貫通孔から反応容器４内に噴出される。このとき、導入管８は、図中回転矢印で示すようにその軸を中心として回転する。このため、第１ガス（または第１混合ガス）と第２ガス（または第２混合ガス）とは均一に混合された混合ガスとして、基材セット治具３にセットされた基材２の表面に向かって噴出される。
　周期表の４族元素、５族元素、６族元素またはＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素を含むガスとしては、これらの塩化物ガスを好適に用いることができる。また、Ｂ含むガスとしては、ＢＣｌ3ガスなどの塩化ホウ素ガスを、Ｃを含むガスとしては、ＣＨ4などの炭化水素ガスを、Ｎを含むガスとしては、アンモニア、Ｎ2などの窒素含有ガスを、Ｏを含むガスとしてはＨ2Ｏ（水蒸気）などを用いることができる。なお、炭化水素ガスは、好ましくは不飽和炭化水素である。
　また、本工程において、反応容器４内の温度は７００～９００℃の範囲が好ましく、反応容器４内の圧力は０．１～１３ｋＰａであることが好ましい。また、キャリアガスとして、Ｈ2ガス、Ｎ2ガス、Ａｒガスなどを用いることができる。なお、第１単位層、第２単位層、中間層、粒界層等の組成は、原料ガスの混合割合によって制御することができ、硬質粒子層の厚みは、原料ガスの流量と、成膜時間とを調節することによって制御することができ、第１単位層、第２単位層、中間層のそれぞれの厚み、これらの積層周期は成膜時間と、冷却速度とを調節することによって制御することができ、硬質粒子層の積層数は導入管８の回転速度と、成膜時間とを調節することによって制御することができる。
　＜冷却工程＞
　次に、本工程において、噴出工程後の基材２を冷却する。たとえば、調温装置５により、基材セット治具３にセットされた基材２を冷却することができる。通常、ＣＶＤ炉で熱ＣＶＤ処理された基材２は放置により自然冷却される。この場合、その冷却速度は５℃／ｍｉｎを超えることはなく、また、その冷却速度は基材２の温度が低下するにつれて遅くなる。これに対し、本発明では、少なくとも自然冷却よりも早い速度、すなわち５℃／ｍｉｎ以上の速度で基材２を冷却する。より好ましくは、７℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却させる。また、本冷却工程において、少なくとも、基材２を３００℃以下にまで冷却させることが好ましい。これにより、より均一な硬質粒子層を形成することができる。
　以上詳述した製造方法により、上述の硬質粒子層を形成することができるため、当該製造方法を用いて硬質被膜を形成することにより、耐摩耗性や耐溶着性等の諸特性が向上した表面被覆部材を製造することができる。したがって、本発明によって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を提供することができる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　＜基材の調製＞
　以下の表１に記載の基材Ａおよび基材Ｂを準備した。具体的には、表１に記載の配合組成からなる原料粉末を均一に混合し、所定の形状に加圧成形した後、１３００～１５００℃で１～２時間焼結することにより、形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸとＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇとの２種類の形状の超硬合金製の基材を得た。すなわち、各基材毎に２種の異なった形状のものを作製した。
　上記２種の形状はいずれも住友電工ハードメタル社製のものであり、ＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸは旋削用の刃先交換型切削チップの形状であり、ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇは転削（フライス）用の刃先交換型切削チップの形状である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　＜硬質被膜の形成＞
　上記で得られた基材に対してその表面に硬質被膜を形成した。具体的には、図１に示すＣＶＤ装置を用い、基材を基材セット治具３にセットし、熱ＣＶＤ法を行うことにより、基材上に硬質被膜を形成した。各硬質被膜の形成条件は以下の表２および表３に記載した通りであり、表４に記載した各厚みとなるように原料ガスの流量、原料ガスの混合割合、成膜時間および冷却速度を調整した。なお、表２Ａは硬質粒子層の形成条件を示し、表２Ｂは従来の硬質層の形成条件を示し、表３は他の層の形成条件を示している。
　表２Ａに示すように、硬質粒子層の形成条件はａ～ｇの７通りであり、表２Ｂに示すように、ｘ、ｙは比較例（従来技術）の条件である。形成条件ａ～ｇにおいては、Ａｌを含む原料ガスとしてＡｌＣｌ3ガスを、Ｔｉを含む原料ガスとしてＴｉＣｌ4ガスを用い、これらの原料ガスをＨ2ガスおよびＮ2ガスからなるキャリアガスとともに第１混合ガスとして導入口６から導入管８に導入した。また、Ｎを含む原料ガスとしてＮＨ3ガスを用い、該原料ガスをＮ2ガスからなるキャリアガスとともに第２混合ガスとして導入口７より導入管８に導入した。そして、導入管８を回転させて導入管８の貫通孔から第１混合ガスおよび第２混合ガスを噴出させることによって、第１混合ガスと第２混合ガスとが均一化された混合ガスを基材の表面に向かって噴出させた。その後、調温装置５によって、噴出工程後の基材を冷却した。
　具体的には、たとえば、形成条件ａにおいては、ＡｌＣｌ3ガスを０．０６５ｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴｉＣｌ4ガスを０．０２５ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｈ2ガスおよびＮ2ガスをそれぞれ２．９ｍｏｌ／ｍｉｎおよび１．０ｍｏｌ／ｍｉｎとなるように混合して第１混合ガスとし、これを導入管６から反応容器４内に導入した。したがって、第１混合ガスにおけるＡｌ／Ｔｉの原子比率は２．６となる。また、ＮＨ3ガスを０．０９ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｎ2ガスを０．９ｍｏｌ／ｍｉｎとなるように混合して第２混合ガスとし、これを導入管７から反応容器４内に導入した。このときの反応容器４内は圧力１．３ｋＰａ、温度８００℃の条件に保持されていた。そして、導入管８を回転させて導入管８の貫通孔から第１混合ガスおよび第２混合ガスを噴出させることによって、第１混合ガスと第２混合ガスとが均一化された混合ガスを基材の表面に向かって噴出させた。その後、熱噴出工程後の基材の温度が２００℃になるまで１０℃／ｍｉｎの冷却速度で反応容器４を冷却した。
　また、表２Ａを参照し、形成条件ａにおいて、「ＴｉＮ（２ｎｍ）／ＡｌＮ（６ｎｍ）」とあるが、これは、第１単位層としてのＴｉＮ層の厚みが２ｎｍ、第２単位層としてのＡｌＮ層の厚みが６ｎｍであり、この各層が交互に積層されていることを示し、「積層周期」とは、ＴｉＮ層の厚み方向の中点から１つのＡｌＮ層を介して隣接するＴｉＮ層の厚み方向の中点までの距離、すなわち、１つのＴｉＮ層の厚みと１つのＡｌＮ層の厚みとの和を示している。なお、硬質粒子層の厚みは成膜時間でもって制御し、硬質粒子層におけるＴｉＮとＡｌＮとの積層周期は導入管８の冷却速度でもって制御した。
　また、表３に記載した硬質粒子層以外の各層についても、原料ガス、キャリアガスなどの全てのガスを導入口６から導入し、熱ＣＶＤ処理後の基材を自然冷却により冷却したことを除き、同様に形成した。なお、表３中の「残り」とは、Ｈ2が原料ガス（反応ガス）の残部を占めることを示している。また、「全ガス量」とは、標準状態（０℃、１気圧）における気体を理想気体とし、単位時間当たりにＣＶＤ炉に導入された全容積流量を示す。
　形成条件ｘにおいては特許文献１に開示されるＰＶＤ法を用いて硬質被膜を形成し、形成条件ｙにおいては特許文献２に開示されるＣＶＤ法を用いて硬質被膜を形成した。なお、形成条件ｘでは、４ｎｍの厚みのＴｉＮ層と４ｎｍの厚みのＡｌＮ層とが交互に積層された積層構造からなる層（ＡｌＮ／ＴｉＮ層）が形成され、形成条件ｙでは、Ｔｉ0.1Ａｌ0.9Ｎの組成を主とする単層からなる層（Ｔｉ0.1Ａｌ0.9Ｎ層）が形成された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　＜表面被覆部材の作製＞
　上記の表２および表３の条件により基材上に硬質被膜を形成することにより、以下表４に示した実施例１～１５および比較例１～６の表面被覆部材としての切削工具を作製した。
　たとえば実施例１３の切削工具は、基材として表１に記載の基材Ｂを採用し、その基材Ｂの表面に下地層として厚み１．０μｍのＴｉＮ層（下地層）を表３の条件で形成し、そのＴｉＮ層（下地層）上に厚み３．０μｍのＴｉＣＮ層を表３の条件で形成し、そのＴｉＣＮ層上に厚み５．０μｍの硬質粒子層を表２の形成条件ｆで形成し、その硬質粒子層上に厚み０．５μｍのＴｉＮ層（最外層）を表３の条件で形成することにより、基材上に合計厚み９．０μｍの硬質被膜を形成した構成であることを示している。表４中の空欄（ハイフン）は、該当する層が形成されていないことを示す。
　なお、下地層および多層構造含有層に関し、同組成からなる層でありながら、その厚みが異なるものがある。たとえば、実施例１の硬質粒子層は形成条件ａによって形成された厚み５μｍの層であるのに対し、実施例６の硬質粒子層は形成条件ａによって形成された厚み８μｍの層である。これらの層の厚みの違いは、層の形成時間、すなわち、第１ガスと第２ガスとを基材の表面に交互に噴出させた合計時間を調整することによって制御した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　＜硬質粒子層の観察＞
　被覆された硬質被膜を透過型電子顕微鏡およびＸ線回折法を用いて観察したところ、表２Ａに示す各条件で形成された硬質粒子層において、硬質粒子からなる粒状組織が観察された。また、各硬質粒子は、ｆｃｃ－ＴｉＮとｆｃｃ－ＡｌＮとが交互に積層された積層構造を有していた。さらに、各硬質粒子の粒界には微細なｆｃｃ－ＴｉＮからなる層が存在していた。一方、表２Ｂに示す各条件で形成された各層では、粒状組織は観察されなかった。
　なお、上記観察に基づき、ｆｃｃ－ＴｉＮからなる層およびｆｃｃ－ＡｌＮからなる層のそれぞれの厚みを表２Ａに示したが、これは顕微鏡観察において、積層構造が観察される領域において、ＡｌよりもＴｉの原子比のほうが高い領域をＴｉＮとし、ＴｉよりもＡｌの原子比が高い領域をＡｌＮとみなしたことによる。すなわち、ｆｃｃ－ＴｉＮからなる層は、隣接するｆｃｃ－ＡｌＮからなる層に近づくにつれてその組成がＴｉＮから連続的にＡｌＮに変化しており、ｆｃｃ－ＡｌＮからなる層は、隣接するｆｃｃ－ＴｉＮからなる層に近づくにつれてその組成がＡｌＮからＴｉＮに連続的に変化していた。この場合、硬質粒子層の厚み方向において、Ｔｉの原子比が最も高い領域を第１単位層、Ａｌの原子比が最も高い領域を第２単位層とみなし、その間の組成が変化する領域を中間層とみなすこともできる。
　＜切削試験＞
　上記で得られた切削工具を用いて、以下の５種類の切削試験を行った。
　＜切削試験１＞
　以下の表５に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸであるものを使用）について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表５に示す。切削時間が長いもの程、耐摩耗性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐溶着性に優れていることを示す。
　＜切削条件＞
　被削材：ＳＵＳ３１６丸棒外周切削
　周速：２００ｍ／ｍｉｎ
　送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
　切込み量：１．０ｍｍ
　切削液：あり
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５より明らかなように、本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐摩耗性および耐溶着性の両者に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表５の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「欠損」とは切れ刃部に生じた大きな欠けを意味する。
　＜切削試験２＞
　以下の表６に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸであるものを使用）について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表６に示す。切削時間が長いもの程、耐摩耗性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐溶着性に優れていることを示す。
　＜切削条件＞
　被削材：ＦＣＤ７００丸棒外周切削
　周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
　送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
　切込み量：１．０ｍｍ
　切削液：あり
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６より明らかなように、本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐摩耗性および耐溶着性の両者に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表６の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「欠損」とは切れ刃部に生じた大きな欠けを意味し、「前境界微小チッピング」とは仕上げ面を生成する切れ刃部に生じた微小な欠けを意味する。
　＜切削試験３＞
　以下の表７に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸであるものを使用）について、以下の切削条件により工具刃先部において欠損またはチッピングが発生するまでの切削時間（分）を測定した。その結果を表７に示す。切削時間が長いものほど、耐疲労靭性に優れていることを示している。
　＜切削条件＞
　被削材：ＳＣＭ４３５溝材
　切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
　送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
　切込み量：１．０ｍｍ
　切削液：あり
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表７より明らかなように、本発明の実施例の切削工具は、従来のＣＶＤ法によって形成された硬質被膜を有する切削工具に比し、耐疲労靭性に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。
　＜切削試験４＞
　以下の表８に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇであるものを使用）について、以下の切削条件により欠損または逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍになるまでのパス回数および切削距離を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表８に示す。パス回数が多いもの程（すなわち切削距離が長いもの程）、耐摩耗性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐衝撃性に優れていることを示す。
　なお、パス回数とは、下記被削材（形状：３００ｍｍ×１００ｍｍ×８０ｍｍのブロック状）の一側面（３００ｍｍ×８０ｍｍの面）の一方端から他方端までを、切削工具（刃先交換型切削チップ）を１枚取付けたカッタにより転削する操作を繰り返し、その繰り返し回数をパス回数とした（パス回数に少数点以下の数値を伴うものは、一方端から他方端までの途中で上記の条件に達したことを示す）。切削距離とは、上記の条件に達するまでに切削加工された被削材の合計距離を意味し、パス回数と上記側面の長さ（３００ｍｍ）との積に相当する。
　＜切削条件＞
　被削材：ＦＣ２５０ブロック材
　周速：３００ｍ／ｍｉｎ
　送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
　切込み量：２．０ｍｍ
　切削液：あり
　カッタ：ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル社製）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表８より明らかなように本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐摩耗性に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表８の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味する。
　＜切削試験５＞
　以下の表９に記載した実施例および比較例の切削工具（形状がＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇであるものを使用）について、以下の切削条件により欠損または逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍになるまでのパス回数および切削距離を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表９に示す。パス回数が多いもの程（すなわち切削距離が長いもの程）、耐摩耗性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐衝撃性に優れていることを示す。
　＜切削条件＞
　被削材：ＳＵＳ３０４ブロック材
　周速：１６０ｍ／ｍｉｎ
　送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
　切込み量：２．０ｍｍ
　切削液：なし
　カッタ：ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル社製）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表９より明らかなように本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐摩耗性および耐衝撃性の両者に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表９の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「チッピング」とは切れ刃部に生じた小さな欠けを意味する。
　以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
　１　ＣＶＤ装置、２　基材、３　基材セット治具、４　反応容器、５　調温装置、６，７　導入口、８　導入管、９　排気管、１０　排気口。

Claims (5)

  1. 　基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む表面被覆部材であって、
    　前記硬質被膜は１または２以上の層により構成され、
    　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、表面被覆部材。
  2. 　前記第１単位層と前記第２単位層との間に中間層を含み、
    　前記中間層の組成は、その厚み方向において、前記第１化合物の組成から前記第２化合物の組成に連続的に変化する、請求項１に記載の表面被覆部材。
  3. 　前記硬質粒子を含む層は、前記硬質粒子の粒界に、前記第１化合物または前記第２化合物を含む粒界層を含む、請求項１または２に記載の表面被覆部材。
  4. 　基材と、その表面に形成された、１または２以上の層により構成される硬質被膜とを含む表面被覆部材の製造方法であって、
    　前記層のうちの少なくとも１層を、ＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含み、
    　前記ＣＶＤ工程は、
    　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２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種以上の元素とを含む混合ガスを前記基材の表面に向かって噴出する噴出工程と、
    　前記噴出工程の後に前記基材を冷却する冷却工程と、を含む表面被覆部材の製造方法。
  5. 　前記冷却工程において、前記基材を７℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却させる、請求項４に記載の表面被覆部材の製造方法。
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