WO2021085253A1

WO2021085253A1 - 表面被覆切削工具

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Publication number: WO2021085253A1
Application number: PCT/JP2020/039466
Authority: WO
Inventors: 正卓土橋
Original assignee: 三菱マテリアル株式会社
Priority date: 2019-10-29
Filing date: 2020-10-20
Publication date: 2021-05-06
Also published as: EP4052822A4; US20220371099A1; JPWO2021085253A1; EP4052822A1

Abstract

ｃＢＮ焼結体の工具基体と該工具基体の刃先表面に下部層αと、その上の上部層βとを有し、前記下部層αは（Ａｌ１－ｘＴｉｘ）Ｎ（０．４０≦ｘ≦０．６０）、前記上部層βは（Ａｌ１－ｙ－ｚＴｉｙＢｚ）Ｎ（０．４０≦ｙ≦０．６０、０．０１≦ｚ≦０．１０）であり、前記上部層βは、前記Ｂ成分の濃度が繰返し変化し、隣接する前記Ｂ成分の極大値と極小値の間隔が１～１００ｎｍの平均間隔であり、前記Ｂ成分の濃度の極大値の平均をＢｍａｘａｖとしたとき、ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚで、前記Ｂ成分の濃度の極小値の平均をＢｍｉｎａｖとしたとき、０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚであり、前記硬質被覆層の平均層厚は１．０～４．０μｍで、前記下部層αの平均層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０で、前記硬質被覆層全体の残留応力は－２．０～―０．５ＧＰａであることを特徴とする表面被覆切削工具。

Description

表面被覆切削工具

　本発明は、表面被覆切削工具（以下、被覆工具ということがある）に関する。本出願は、２０１９年１０月２９日に出願した日本特許出願である特願２０１９－１９５７９６号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載されたすべての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。

　被覆工具には、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インサート、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、またインサートを着脱自在に取り付けてソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うインサート式エンドミルなどが知られており、被覆工具の工具基体としては、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素基焼結体、高速度工具鋼等が用いられている。

　従来、被覆工具としての性能改善を図るために、各種の提案がなされている。

　例えば、特許文献１では、超硬合金製の工具基体上に（Ａｌ_ｘＴｉ_１－ｘ）（Ｂ_ｙＮ_１－ｙ）で示される組成の硼窒化物（ただし、０．０５≦ｘ≦０．７５、０．０２≦ｙ≦０．１２）からなる硬質被覆層を形成することによって、被覆工具の耐摩耗性を向上させることが提案されている。

　また、特許文献２では、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットあるいは高速度工具鋼からなる工具基体の表面に、ＴｉとＡｌとＢの複合窒化物からなる上部層と下部層で構成した硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具が提案され、前記上部層は、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造を有し、薄層Ａは、組成式：［Ｔｉ_{1－（Ｍ＋Ｎ）}Ａｌ_ＭＢ_Ｎ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．１５～０．３５、Ｎは０．１５～０．３０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層、薄層Ｂは、組成式：［Ｔｉ_{1－（Ｘ＋Ｙ）}Ａｌ_ＸＢ_Ｙ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．５０～０．６０、Ｙは０．０１～０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層、前記下部層は、単一相構造を有し、組成式：［Ｔｉ_{1－（Ｘ＋Ｙ）}Ａｌ_ＸＢ_Ｙ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．５０～０．６０、Ｙは０．０１～０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層であって、前記表面被覆切削工具は耐熱合金の高速切削加工において硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮することが開示されている。

　前記特許文献１、２で提案されているものは、超硬合金表面に硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具であるが、ｃＢＮ焼結体を工具基体とし、この上に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具についても、例えば、特許文献３で提案されている。

　特許文献３では、ｃＢＮ焼結体直上の下部層Ａとその上に形成された上部層Ｂとからなる硬質被覆層を有し、前記下部層Ａは、組成式：Ｔｉ_１－ａＡｌ_ａＮ（ただし、ａは原子比で０．３≦ａ≦０．７）を満足し、また、前記上部層Ｂは、組成式：Ｔｉ_{１－ｘ―ｙ}Ａｌ_ｘＳｉ_ｙＮ（ただし、ｘ、ｙは原子比で０．３≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．１）を満足し、さらに、逃げ面の下部層Ａの残留応力をσ_Ａ（ＧＰａ）、前記硬質被覆層全体を総括した残留応力をσ_Ｔ（ＧＰａ）としたとき、σ_Ａ＜σ_Ｔ、－７、０≦σ_Ａ≦－１．０、－４．０≦σ_Ｔ≦－０．５、｜σ_Ａ－σ_Ｔ｜＜４．０である表面被覆切削工具が開示されている。

特開平４－２６７５６号公報特開２００６－３３４７３９号公報特開２０１５－１７８１７１号公報

　発明者は、前記特許文献１～３に記載された被覆工具について検討した。その結果、次のような認識をもった。

　前記特許文献１に記載される被覆工具は、炭素鋼の連続切削において、すぐれた耐摩耗性を発揮するものの、これを、高硬度鋼の断続切削加工に用いた場合には、耐チッピング性と耐摩耗性のいずれも十分であるとはいえない。

　また、前記特許文献２に記載される被覆工具においては、高熱発生を伴うＮｉ合金やＣｏ合金、さらにＴｉ合金などの耐熱合金の高速切削加工に用いた場合に、すぐれた耐摩耗性を発揮するものの、高硬度鋼の断続切削加工に用いた場合には、耐チッピング性が十分であるとはいえない。

　さらに、前記特許文献３に記載される被覆工具においては、同文献の記載どおりに高硬度鋼の高速連続切削加工では、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するものの、断続切削加工に供した場合には、耐チッピング性については未だ満足できるものではない。

　いずれにしても、特許文献１～３に記載された被覆工具は、高硬度鋼の断続切削加工においては、チッピングの発生を低減すると同時に、すぐれた耐摩耗性を確保することはできず、そのため、工具寿命が短命であるという問題点があった。

　ここで、高速度鋼とは、表面を浸炭焼入れしたＨＲＣが３５～６５の表面硬さを有する合金鋼をいう。
　また、断続切削とは、切削時に刃先に空転が生じる加工をいい、スリットの排他被削材の切削加工を例示することができる。

　本発明の実施形態に係る表面被覆切削工具は、
　立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体と該工具基体の少なくとも刃先表面に硬質被覆層を有しており、
（ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体の直上の下部層αと、前記下部層αの上の上部層βとを有し、
（ｂ）前記下部層αは、平均組成が、
組成式：（Ａｌ_１－ｘＴｉ_ｘ）Ｎ（ただし、ｘは原子比で０．４０≦ｘ≦０．６０）を満足し、
（ｃ）前記上部層βは、平均組成が、
組成式：（Ａｌ_{１－ｙ－ｚ}Ｔｉ_ｙＢ_ｚ）Ｎ（ただし、ｙ、ｚは原子比で、０．４０≦ｙ≦０．６０、０．０１≦ｚ≦０．１０）を満足し、
（ｄ）前記上部層βは、その層厚方向に沿って前記Ｂの成分濃度が繰返し変化する組成変調構造を有し、
（ｅ）前記組成変調構造における前記Ｂ成分の濃度の前記繰返し変化は、隣接する前記Ｂ成分の濃度の極大値と前記Ｂ成分の濃度の極小値との間隔が１～１００ｎｍの平均間隔で繰り返されるものであり、
（ｆ）前記Ｂ成分の濃度の極大値の平均をＢｍａｘａｖとしたとき、
ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚであり、
一方、前記Ｂ成分の濃度の極小値の平均をＢｍｉｎａｖとしたとき、
０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚであり、
（ｇ）前記硬質被覆層の平均層厚は１．０～４．０μｍであり、かつ、前記下部層αの平均層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０を満足し、
（ｈ）前記硬質被覆層全体の残留応力σは、－２．０ＧＰａ≦σ≦―０．５ＧＰａを満足する。

　さらに、前記実施形態に係る表面被覆切削工具は、以下の各事項の一つ以上を満足していてもよい。
（１）前記上部層βについて、その層厚の１／１０以下の押込み深さのナノインデンテーション試験を行うことによって求めた塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）の値が０．４２～０．４７であり、かつ、ナノインデンテーション硬さが２６～３０ＧＰａであることを特徴とする。
（２）前記硬質被覆層の上層として、ＴｉＮ層を有することを特徴とする。

　前記によれば、高硬度鋼の断続切削加工に使用した場合でも、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することがなく、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮する。

本発明の実施形態に係る被覆工具の硬質被覆層の層構造を示す断面模式図である。本発明の実施形態に係る被覆工具の上部層βにおける層厚方向に沿ったＢ成分の組成変調構造を示す模式図である。硬質被覆層全体としての残留応力σを測定する概略説明図である。塑性変形仕事比率を求めるための変位－荷重の負荷曲線および変位－荷重の除荷曲線の概略模式図である。塑性変形仕事比率を求めるための試験法の概略説明図である。本発明の実施例に係る被覆工具の硬質被覆層を成膜するための、アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置の概略平面図である。図６のアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置の概略側面図である。

　本発明者らは、鋭意検討の結果、以下（１）～（４）の知見を得た。
（１）ｃＢＮ焼結体からなる工具基体（以下、「ｃＢＮ基体」ということがある）の少なくとも刃先表面に、下部層と上部層の２層構造を有する硬質被覆層を蒸着形成し、そして、硬質被覆層の下部層として、変形追従性にすぐれるＡｌとＴｉの複合窒化物（以下、ＡｌＴｉＮと記す場合もある）層を緩衝層として形成することにより、工具基体と硬質被覆層の付着強度を高め、刃先における硬質被覆層の剥離抑制が可能であること。

（２）硬質被覆層の下部層の上の上部層としては、その層厚方向（工具基体の表面に垂直な断面（縦断面、硬質被覆層の厚さ方向））に沿ってＢ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造を有するＡｌとＴｉとＢの複合窒化物（以下、ＡｌＴｉＢＮ層と記す場合もある）層を形成することで、高硬度と高熱伝導性を付与するとともに高靭性化を図り、刃先に断続的な高負荷が作用した場合のチッピングの発生、欠損の発生を抑制できること。

（３）硬質被覆層において、所定の残留応力を付与せしめることによって、下部層とｃＢＮ基体との界面に発生する界面クラックの進展を抑制し得るとともに、切削加工時に、上部層の表面で発生したクラックが、上部層の内部に進展することを抑制することができるため、高硬度鋼の断続切削加工に供した場合であっても、チッピング、欠損の発生を防止できること。

（４）下部層、およびＢ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造を有するＡｌＴｉＢＮ層を、物理蒸着装置の一種であるアークイオンプレーティング装置（「ＡＩＰ装置」という）により蒸着形成するにあたり、その蒸着条件の一つであるｃＢＮ基体に印加する直流バイアス電圧を制御することによって、硬質被覆層に所望の残留応力を付与せしめることができること。

　ここで、ＡｌＴｉＮ層（下部層）は、その構成成分であるＴｉ成分によってすぐれた強度と靭性を確保することができ、Ａｌは高温硬さと耐熱性を向上させ、ＡｌとＴｉが共存含有した状態でさらに高温耐酸化性を向上させる作用があり、また、ＡｌＴｉＢＮ層（上部層）は、ＡｌＴｉＮ層にＢ成分をさらに含有させることで、熱伝導性が向上し、その結果として、ＡｌＴｉＢＮ層の耐塑性変形性と高温硬さが向上すると発明者は推察している。

　以下では、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　なお、本明細書および特許請求の範囲において、数値範囲を「Ａ～Ｂ」（Ａ、Ｂは共に数値）で表現するときは、その範囲は上限値（Ｂ）および下限値（Ａ）を含んでおり、上限値（Ｂ）と下限値（Ａ）の単位は同じである。

硬質被覆層：
　図１に示すように、本発明の実施形態に係る硬質被覆層は、工具基体の少なくとも刃先表面にＡｌＴｉＮの下部層αと、その上のＡｌＴｉＢＮの上部層βを有している。

　また、図１には示していないが、前記硬質被覆層の上層として、ＴｉＮ層を有していてもよい。このＴｉＮ層は後述するように、例えば、コーナー識別層としての役割を持たせることができる。

　この下部層αは、その構成成分であるＴｉ成分によってすぐれた強度と靭性を確保され、また、Ａｌ成分が高温硬さと耐熱性を向上させ、Ａｌ成分とＴｉ成分が共存含有した状態により高温耐酸化性がより向上し、さらに、変形追従性にもすぐれる。また、前記下部層αは前記上部層βと工具基体との緩衝作用を高めて、硬質被覆層の付着強度を向上させるから、刃先に断続的高負荷が作用した場合に硬質被覆層の剥離発生が抑制できる。

　また、前記上部層βは、前記下部層αと同一成分系の層にＢ成分をさらに含有させ、かつ、Ｂ成分の組成変調構造を形成することで、硬度を高めるとともに熱伝導性を向上させている。これにより前記上部層βは、切削加工時の高熱によっても硬度が低下せず、すぐれた耐摩耗性を発揮する。

　特に、前記上部層βにおいて、強度と靭性にすぐれたＢ成分の濃度が相対的に少ない領域（Ｂ成分の濃度が、ほぼ極小値Ｂｍｉｎに近い領域）と熱伝導性が高く高硬度であるＢ成分の濃度が相対的に高い領域（Ｂ成分の濃度が、ほぼ極大値Ｂｍａｘに近い領域）とが、前記上部層βの層厚方向に繰り返して形成されている組成変調構造を有することによって、刃先に断続的高負荷が作用する断続切削加工において、硬質被覆層のチッピング、欠損の発生を抑制することができる。

　そして、硬質被覆層の平均層厚（前記下部層αの層厚と前記上部層βの層厚の合計）が１．０～４．０μｍのとき、前記した効果が際立って発揮される。
　その理由は、平均層厚が１．０μｍ未満では、工具基体表面粗さに比べ硬質被覆層の層厚が薄いため、長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が４．０μｍを越えると、硬質被覆層を構成する複合窒化物の結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピング、欠損を発生しやすくなるからである。

硬質被覆層を構成する下部層α：
　下部層αは、組成を組成式：（Ａｌ_１－ｘＴｉ_ｘ）Ｎで表したとき、ＴｉのＡｌとＴｉの合量に占める平均含有割合ｘ（ただし、ｘは原子比）が、０．４０≦ｘ≦０．６０を満足することが好ましい。
　その理由は、Ｔｉ成分の含有量が０．４０未満では、ＡｌＴｉＮ層が岩塩型結晶構造を維持できず、硬さが極端に低下するとともに、刃先に高負荷が作用した場合の変形追従性も低下し、一方、Ｔｉ成分の含有量が０．６０を超えると、Ａｌ成分の含有量が相対的に低下し、十分な高温硬さと耐熱性が得られなくなるためである。

硬質被覆層を構成する上部層β：
　上部層βは、前記下部層αと同一成分系である層にＢ成分をさらに含有させた層であり、前記上部層βには、層厚方向に沿ってＢ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造が形成される。

　ここで、前記上部層βの組成を組成式：（Ａｌ_{１－ｙ－ｚ}Ｔｉ_ｙＢ_ｚ）Ｎで表したとき、ＴｉのＡｌとＴｉの合量に占める平均含有割合ｙ（ただし、ｙは原子比）は、前記下部層αにおけるＴｉの含有割合ｘと同じ理由により、０．４０≦ｙ≦０．６０が好ましいが、Ｔｉの含有割合ｙは、前記下部層αにおけるＴｉの含有割合ｘと必ずしも同じ値である必要はない（異なっていてもよい）。

　前記上部層βにおけるＢのＡｌとＴｉとＢの合量に占める平均含有割合ｚ（ただし、ｚは原子比）が０．０１未満では、前記上部層βの硬さ向上、熱伝導性向上に効果が少なく、一方、０．１０を超えても硬さ向上に効果が少ないため、０．０１≦ｚ≦０．１０であることが好ましい。

　ここで、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度は、層厚方向に沿って組成変調構造を有する。
　すなわち、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度は、Ｂ成分の濃度の極小値ＢｍｉｎとＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘがその層厚方向に沿って繰返して存在することが好ましい。

　図２は、縦軸にＢ成分の濃度、横軸に前記上部層βの位置をとったＢ成分の濃度の繰返し変化の一例を模式的に示す図である。図２では、極大値Ｂｍａｘ、極小値Ｂｍｉｎのそれぞれが同じ値であり、隣接する極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎの間隔ｄも同じであるが、本明細書および特許請求の範囲でいうＢ濃度の繰返し変化（組成変調構造）とは、Ｂ濃度が極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎをとるように変化すればよく、極大値Ｂｍａｘおよび極小値Ｂｍｉｎが、それぞれ、同じ値であっても同じ値でなくてもよく、隣接する極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎの間隔ｄも同じであっても、異なっていてもよい。

　ここで、Ｂ濃度の繰返し変化を有する前記上部層βにおけるＢの極大値Ｂｍａｘを与える位置とこれに隣接する極小値Ｂｍｉｎを与える位置の平均間隔は、前記上部層βの前記工具基体の表面に垂直な断面（縦断面）において、前記工具基体の表面に垂直方向（層厚方向）にＢの含有割合を測定し、公知の測定ノイズ除去を行ってグラフ化することにより求められる。

　すなわち、図２に示すようにＢ濃度の繰返し変化を示す曲線に対して、この曲線を横切る直線ｍを引く。この直線ｍは、前記曲線に囲まれた領域の面積が直線の上側と下側とで等しくなるように引く。そして、この直線ｍがＢ濃度の繰返し変化を示す曲線を横切る領域毎に、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘまたは極小値Ｂｍｉｎを求めるとともに、両者の間隔を測定し、複数箇所におけるこの測定値を平均することによって、前記上部層βにおけるＢ濃度の繰返し変化の平均間隔を求める。なお、ｍの値は、Ｂの平均組成ｚと見ることができる。

　Ｂ成分の濃度が、このような組成変調構造を形成すると、Ｂ成分の濃度が相対的に高い領域（Ｂ成分の濃度がＢｍａｘに近い領域）において前記上部層βはすぐれた硬さと熱伝導性を備え、また、Ｂ成分の濃度が相対的に少ない領域（Ｂ成分の濃度がＢｍｉｎに近い領域）において前記上部層βはすぐれた強度、靭性を備えることから、前記上部層β全体としての硬さ、熱伝導性、強度、靭性を高め、その結果として、刃先に断続的な高負荷が作用した場合であっても、チッピングの発生、欠損の発生を抑制することができる。

　組成変調構造におけるＢ成分の濃度の周期的な変化において、隣接するＢ成分の濃度の極大値ＢｍａｘとＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎの間隔（上部層βの層厚方向の距離）が１～１００ｎｍの平均間隔で繰り返されることが好ましい。

　その理由は、Ｂ成分の極大値ＢｍａｘとＢ成分の極小値Ｂｍｉｎの平均間隔が１ｎｍ未満では、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎを明確に区別して形成することができず、前記上部層βに全体として強度と靭性、高硬度の性質を確保できず、一方、Ｂ成分の極大値とＢ成分の極小値の平均間隔が１００ｎｍを超えると、Ｂ成分の濃度の極大値と極小値それぞれが持つ欠点が明確に現れてしまい、チッピングの発生、欠損の発生を抑制するという前記上部層βの性質が低下することためである。

　そして、このチッピングの発生、欠損の発生の抑制のために、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘの平均ＢｍａｘａｖとＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎの平均Ｂｍｉｎａｖは、それぞれ、ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚおよび０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚを満足することが好ましい。

　なお、前記上部層βの平均組成ｚは、前述のとおり、前記上部層βにおいて少なくとも５箇所で測定したＢ成分の組成変調におけるＢ成分の濃度の極大値ＢｍａｘとＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎの平均値として算出した値である。

　本実施形態では、硬質被覆層の平均層厚を１．０～４．０μｍとすることは既に述べたとおりであるが、前記下部層αの層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、下部層の平均層厚に対する上部層の平均層厚比ｔβ／ｔαは、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０を満足することがより好ましい。

　その理由は、層厚比ｔβ／ｔαが２～６であれば、より確実にチッピングの発生を低減し、すぐれた耐摩耗性を発揮することができるためである。

　なお、前記下部層α、前記上部層βの平均組成、一層平均層厚、硬質被覆層の平均層厚、さらに、上部層βにおけるＢ成分の濃度変化は、被覆工具の表面から硬質被覆層の深さ方向（すなわち、硬質被覆層の厚さ方向）について二次イオン質量分析法（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＳＩＭＳ）、また、工具基体の表面に垂直な縦断面について、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　ＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）を、それぞれ、用いた断面測定により、測定することができる。

硬質被覆層全体の残留応力σ：
　本実施形態では、硬質被覆層に生じたクラックあるいはｃＢＮ基体と前記下部層αの界面に生じたクラックの進展を十分に抑制するために、－２．０（ＧＰａ）≦σ≦－０．５（ＧＰａ）を満足する残留応力σ（なお、マイナスは、残留応力σが、圧縮残留応力であることを意味する）を硬質被覆層全体に付与することが好ましい。このように、切削加工時に、前記上部層βの表面から進展するクラックが、硬質被覆層内に伝播・進展することを抑制するとともに、前記下部層αと前記ｃＢＮ基体の界面にクラックが伝播・進展することによる硬質被覆層の剥離発生を防止できる。

　具体的な残留応力の測定法は、例えば、既に良く知られた２θ－ｓｉｎ^２ψ法を用いたＸ線回折（ＸＲＤ）法によって行う。その測定原理や測定方法は、例えば、日本材料学会Ｘ線材料強度部門委員会が発行しているＸ線応力測定法標準（１９９７年版）、改著Ｘ線応力測定法（養賢堂、１９９０年）、Ｘ線応力測定法の基礎と最近の発展（材料ｖｏｌ．４７，Ｎｏ．１１，１９９８）などに詳しく述べられている。

　ここで、硬質被覆層全体としての残留応力σ（ＧＰａ）とは、ＸＲＤピークを用いて残留応力を測定する際に、図３に示すように、前記下部層α（（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎ層）と前記上部層β（（Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ）Ｎ層）の重なったＸＲＤピーク強度ＤＩについて、下向きの矢印で示したものを一つのピーク強度と扱って算出した残留応力をいう。

上部層βの塑性変形仕事比率とナノインデンテーション硬さ：
　前記上部層βについて、その層厚の１／１０以下の押込み深さでナノインデンテーション試験を行うことによって、塑性変形仕事比率およびナノインデンテーション硬さを求めたとき、塑性変形仕事比率（＝Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}））の値は０．４２～０．４７であり、かつ、ナノインデンテーション硬さは２６ＧＰａ～３０ＧＰａのあることがより好ましい。

　ここで、押込み深さは、前記上部層βの層厚の１／１０以下であって、ナノインデンテーション硬さが測定できる深さであればよく、この押込み深さを与える荷重として、１．９６Ｎ（２００ｍｇｆ）が例示できる。

　また、前記範囲のナノインデンテーション硬さがより好ましい理由は、２６ＧＰａ未満である場合には、前記上部層βが十分な耐摩耗性を発揮することはできない場合があり、一方、ナノインデンテーション硬さが３０ＧＰａを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなることがあるためである。

　前記塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）は、次のようにして求める。すなわち、前記上部層βの層厚の１／１０以下の押込み深さになるように荷重を負荷して前記上部層βの表面を変位させて(図５を参照)、変位－荷重の負荷曲線を求め(図４を参照)、次いで、荷重を除荷して変位－荷重の除荷曲線を求め(図４を参照)、これら負荷曲線と除荷曲線の差から、それぞれ、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}と弾性変形仕事Ｗ_{ｅｌａｓｔ}とを求める。そして、これらから、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）を算出する。

　ここで、前記塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）は、０．４２～０．４７であることがより好ましい。

　その理由は、前記塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）が０．４２未満であると衝撃緩和性が十分でなく、断続切削条件に供された場合に十分な耐チッピング性、耐欠損性が得られないことがあり、一方、０．４７を超えると耐塑性変形性が低下し、十分な耐摩耗性が得られなくなることがあるためである。

　本実施形態の被覆工具は、硬質被覆層の上層として、前記上部層βの上にＴｉＮ層をさらに有してもよい。
　上層としてＴｉＮ層を形成した場合には、ＴｉＮ層自体が黄金色の色調を有することから、例えば、切削工具が未使用であるか使用済であるかを上層の色調変化によって、判別することができる識別層として活用することができる。
　なお、この識別層としてのＴｉＮ層の平均層厚は、例えば、０．１～１μｍでよい。

　本発明の被覆工具の工具基体であるｃＢＮ基体の組成、組織について特段の制限はないが、ｃＢＮ粒子の平均粒径は、０．５～４．０μｍであり、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の体積割合は４０～７０体積％の範囲であることが好ましい。また、ｃＢＮ焼結体中の結合相形成成分粒子としては、Ｔｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から選ばれた少なくとも１種以上を含む粒子を用いることが好ましい。

　以下、実施例をあげて本発明を説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。

工具基体の作製：
　原料粉末として、０．５～４．０μｍの平均粒径を有するｃＢＮ粒子を硬質相形成用原料粉末として、いずれも０．３～０．９μｍの範囲内の平均粒径を有するＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ粉末、ＡｌＮ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を結合相形成用原料粉末として、それぞれ用意した。

　この結合相形成用原料粉末のいくつかと前記ｃＢＮ粒子粉末をあわせ、ｃＢＮ焼結体中におけるｃＢＮ粒子の含有割合が４０～７０体積％となるように表１に示される配合比で配合した。表１において、「－」と表示されるものは、含有させなかったことを示している。

　ここで、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）とは、次の用に求めたものである。すなわち、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）を使って倍率５，０００で観察し、得られた二次電子像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＪ）を用いた画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、その面積を画像総面積で除して面積比率を算出し、その面積比率を含有割合（体積％）とみなした。このＳＥＭで得られた二次電子像を使った含有割合（体積％）の測定を少なくとも３観察領域に対して行って、求めた体積％の平均値をｃＢＮ粒子の含有割合（体積％、ｖｏｌ％）とした。なお、画像処理に用いる観察領域として、２０μｍ×２０μｍの領域を用いた。

　次いで、この配合した粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、油圧プレスにて成形圧１ＭＰａで成形し、直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形体を得た。その後、このプレス成形体を、圧力：１×１０^－４Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００～１３００℃で保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰａ、温度：１２００～１４００℃で３０分間保持してｃＢＮ焼結体を作製した。

　このｃＢＮ焼結体をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断した。そして、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成であってＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体を用意し、そのろう付け部（コーナー部）に、切断した焼結体をＡｇ系ろう材（質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有する）を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった実施例用のｃＢＮ基体１～３を製造した。

成膜工程：
　前記ｃＢＮ基体（工具基体）１～３に対して、図６、７に示すアークイオンプレーティング装置を用いて、以下の工程により硬質被覆層を形成し、実施例の被覆工具（実施例ともいう）１～１０を得た。

（ａ）前記ｃＢＮ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外周部にそって装着した。また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成の前記下部層α形成用Ａｌ－Ｔｉ合金、前記上部層β形成用のＡｌ－Ｔｉ－Ｂ合金、および、前記上部層β形成用のＡｌ－Ｔｉ合金を同装置内に配置した。

　なお、実施例１～３では当てはまらなかったが、前記下部層αにおけるＴｉの含有割合ｘと、前記上部層βにおけるＴｉの含有割合ｙが同一であるならば、前記下部層α形成用のＡｌ－Ｔｉ合金と前記上部層β形成用のＡｌ－Ｔｉ合金とを一つのＡｌ－Ｔｉ合金で共用してもよい。

（ｂ）前記装置内を排気して１０^－２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで前記装置内を５００℃に加熱した後、２Ｐａ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前記ｃＢＮ基体１～３に－２００～－６００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もってその表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄した。

（ｃ）前記装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、成膜雰囲気温度を４００～５５０℃、かつ、表２に示す２～８Ｐａの所定の窒素ガス圧力とするとともに、前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記ｃＢＮ基体１～３に、表２に示す－２０～－１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ－Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に、表２に示す１００～２００Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記ｃＢＮ基体１～３の表面に、表２に示される平均組成、平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ）Ｎ層となるように前記下部層αを蒸着形成した。

（ｄ）前記装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、成膜雰囲気温度を４００～５５０℃、かつ、同じく表３に示す３～１０Ｐａの所定の窒素ガス圧力とするとともに、前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記ｃＢＮ基体１～３に、表３に示す－３０～－１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に、表３に示す９０～１８０Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させると同時に、表３に示す－３０～－１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ－Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）と前記アノード電極との間に、表３に示す９０～１８０Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させて同時蒸着を行うことにより、前記下部層αの表面に、表３に示される平均組成、平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ）Ｎ層となり、かつ、該（Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ）Ｎ層内にＢ成分の組成変調構造を有する前記上部層βを形成した。
　前記下部層αと上部層βを表６に示す。

　ここで、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘ、Ｂ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎ、隣接する前記極大値Ｂｍａｘと前記極小値Ｂｍｉｎの平均間隔等は、前記工程（ｄ）における前記回転テーブル上でのｃＢＮ基体の前記回転テーブルの回転速度、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金におけるＢ含有量、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金からなるカソード電極（蒸発源）と前記アノード電極間のアーク放電の強弱等によって調整することができ、また、硬質被覆層全体の残留応力σは、バイアス電圧を調整することによって制御することができる。

　前記工程（ｃ）においては、工程（ｄ）に比して低ガス圧かつ高アーク電流にて成膜することにより、下部層αが微細な組織を形成し、一方、前記工程（ｄ）においては、工程（ｃ）に比して高ガス圧かつ低アーク電流にて成膜し、成膜時間を調整して、前記上部層βの層厚が前記下部層αより厚くなるように成膜した。

　比較のため、前記ｃＢＮ基体１～３に対して、前記工程（ｃ）、（ｄ）における条件を、それぞれ、表４、表５に示す値に変更して、表７に示す成分組成比、前記下部層αと前記上部層βの層厚比、残留応力σを有する比較例の被覆工具（比較例ともいう）１～６を作製した。

　なお、実施例と比較例のうちのいくつかのものについては、前記装置内に金属Ｔｉからなるカソード電極（蒸発源）を付設し（図６、７において図示は省略している）、前記硬質被覆層の上層として、０．１～１μｍの層厚のＴｉＮ層をさらに蒸着形成した。

　実施例１～１０および比較例１～６について、前記下部層αの組成および前記上部層βの組成、さらに、前記上部層βの組成変調構造におけるＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎを、二次イオン質量分析法（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：　ＳＩＭＳ）により少なくとも５箇所にて測定するとともに、これらの測定値を平均することにより、ｘ、ｙ、ｚ、Ｂｍａｘａｖ、Ｂｍｉｎａｖを算出した。

　なお、Ｂ成分が組成変調構造を有する前記上部層βにおけるＢ成分の平均組成ｚは、少なくとも５箇所で測定した（Ｂｍａｘ＋Ｂｍｉｎ）／２の平均値として求めた。

　また、前記下部層αの層厚および前記上部層βの層厚については、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて縦断面測定し、視野内の任意の５箇所にてｃＢＮ基体表面に垂直な方向の層厚を測定し、測定の平均値から平均層厚を算出し、これに基づき、硬質被覆層の平均層厚、前記下部層αと前記上部層βの層厚比ｔβ／ｔαを算出した。

　さらに、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘが検出された位置とこれに隣接してＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎが検出された位置とから、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎの間隔を少なくとも５箇所で測定し、測定値を平均することで、Ｂ成分の濃度の極大値と極小値の平均間隔を算出した。

　また、前記で作製した実施例１～１０、比較例１～６について、硬質被覆層全体の残留応力σ（ＧＰａ）を測定した。
　なお、残留応力σ（ＧＰａ）の測定は、逃げ面の超硬合金上にて測定した。ｃＢＮ被覆工具の刃先は、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）にろう付けされていることから、切削に使用される刃先部の皮膜の残留応力と本明細書で説明する測定による残留応力は同等である。

　すなわち、硬質被覆層全体の残留応力σ（ＧＰａ）は、前述したとおり図３に示すような前記下部層αと前記上部層βの重なったＸＲＤピークを一つのピークとして評価して算出した残留応力値である。

　また、実施例１～１０および比較例１～６の前記上部層βについて、ナノインデンテーション試験を行い、塑性変形仕事比率および硬さを前述のとおりに、少なくとも５箇所で測定を行い、測定値の平均をナノインデンテーション硬さとした。

　表２～表７に、それぞれ、前記測定・算出結果を示す。

　次に、実施例１～１０および比較例１～６について、以下の乾式断続切削条件で、最大切削長を１２００ｍとし、切削長１００ｍ毎に刃先のチッピング、欠損、剥離等の発生の有無と逃げ面摩耗量を評価した。
切削条件：
　被削材：クロム鋼鋼材（ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０）の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　１２０　ｍ／ｍｉｎ．
　切り込み：　０．２　ｍｍ
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ

　ここで、チッピング、欠損、剥離発生の有無については、被覆工具の刃先表面をＳＥＭで観察することによって評価した。
　表８に、その結果を示す。
　なお、最大切削長に到達する前に逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上になるか、刃先がチッピング、欠損、剥離を発生した場合に使用寿命であると判断した。

　表８において、「※」は、最大切削長に到達する前に使用寿命に至ったもので、使用寿命に至るまでの時間（秒）を示している。

　表８に示される結果から、実施例は、ｃＢＮ基体表面上の前記下部層α、前記上部層βの平均組成を所定の範囲とし、前記上部層βにはＢ成分の組成変調構造を形成し、前記下部層αと前記上部層βの層厚比を所定範囲とし、さらに、硬質被覆層全体の残留応力σ（ＧＰａ）を所定範囲に制御していることによって、刃先に断続的かつ衝撃的な高負荷が作用する高硬度鋼の断続切削加工に供した場合でも、チッピング、欠損、剥離を生じることがなく、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮することが分かる。

　これに対して、比較例は、いずれも、チッピング、欠損、剥離を発生しやすく、また、耐摩耗性に劣り、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

　前記開示した実施の形態はすべての点で例示にすぎず、制限的なものではない。本発明の範囲は前記した実施の形態ではなく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　工具基体（ｃＢＮ基体）
２　ｃＢＮ粒子
３　結合相
４　硬質被覆層
５　下部層α
６　上部層β
７　圧子
８　荷重
９　変位
１１　ヒーター
１２　回転テーブル
１３　上部層β形成用Ａｌ－Ｔｉ合金ターゲット（蒸発源）
１４　Ａｉ－Ｔｉ－Ｂ合金ターゲット（蒸発源）
１５　下部層α形成用Ａｉ－Ｔｉ合金ターゲット（蒸発源）
１６　アノード電極
１７　工具基体（ｃＢＮ基体）
１８　反応ガス導入口
１９　排ガス口
２０　アーク電源
２１　バイアス電源

Claims

　立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体と該工具基体の少なくとも刃先表面に硬質被覆層を有する表面被覆切削工具であって、
（ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体の直上の下部層αと、前記下部層αの上の上部層βとを有し、
（ｂ）前記下部層αは、平均組成が、
組成式：（Ａｌ_１－ｘＴｉ_ｘ）Ｎ（ただし、ｘは原子比で０．４０≦ｘ≦０．６０）を満足し、
（ｃ）前記上部層βは、平均組成が、
組成式：（Ａｌ_{１－ｙ－ｚ}Ｔｉ_ｙＢ_ｚ）Ｎ（ただし、ｙ、ｚは原子比で、０．４０≦ｙ≦０．６０、０．０１≦ｚ≦０．１０）を満足し、
（ｄ）前記上部層βは、その層厚方向に沿って前記Ｂ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造を有し、
（ｅ）前記組成変調構造における前記Ｂ成分の濃度の前記繰返し変化は、隣接する前記Ｂ成分の濃度の極大値と前記Ｂ成分の濃度の極小値との間隔が１～１００ｎｍの平均間隔で繰り返されるものであり、
（ｆ）前記Ｂ成分の濃度の極大値の平均をＢｍａｘａｖとしたとき、
ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚであり、
一方、前記Ｂ成分の濃度の極小値の平均をＢｍｉｎａｖとしたとき、
０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚであり、
（ｇ）前記硬質被覆層の平均層厚は１．０～４．０μｍであり、かつ、前記下部層αの平均層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０を満足し、
（ｈ）前記硬質被覆層全体の残留応力σは、－２．０ＧＰａ≦σ≦―０．５ＧＰａを満足する、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
　前記上部層βについて、その層厚の１／１０以下の押込み深さのナノインデンテーション試験を行うことによって求めた塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）の値が０．４２～０．４７であり、かつ、ナノインデンテーション硬さが２６ＧＰａ～３０ＧＰａ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。
　前記硬質被覆層の上層として、ＴｉＮ層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。