WO2023144867A1 - 切削工具及びその製造方法 - Google Patents

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WO2023144867A1
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cutting tool
hard particles
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晴子 原田
聡 小野
アノンサック パサート
克己 岡村
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住友電気工業株式会社
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    • C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
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    • C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
    • C23C28/044—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material coatings specially adapted for cutting tools or wear applications
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B23B2228/00—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner
    • B23B2228/10—Coatings
    • B23B2228/105—Coatings with specified thickness

Definitions

  • the present disclosure relates to cutting tools and manufacturing methods thereof.
  • US Pat. No. 5,300,001 discloses a nanocomposite coating comprising a nanocrystalline layer of TiC x N 1-x and a second phase of amorphous SiC x N y produced by thermal CVD.
  • Patent Document 2 discloses at least a first nanocrystalline phase made of cubic titanium oxycarbonitride produced by a thermal CVD method and a second amorphous phase made of silicon oxycarbonitride or silicon oxycarbide.
  • One nanocomposite layer is disclosed.
  • Non-Patent Document 1 discloses a TiSiCN film having a nanocomposite structure formed by the PVD method.
  • the present disclosure provides a cutting tool that includes a substrate and a coating disposed on the substrate, comprising:
  • the coating comprises a first layer of hard particles,
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure,
  • the hard particles have a lamellar structure in which layers with a relatively high silicon concentration and layers with a relatively low silicon concentration are alternately laminated,
  • the maximum value of the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 of the number of silicon atoms A Si with respect to the sum of the number of silicon atoms A Si and the number of titanium atoms A Ti in the grain boundary region between the hard grains is the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 of the number of silicon atoms B Si to the sum of the number of silicon atoms B Si and the number B Ti of titanium atoms in the first layer big, A cutting tool.
  • the present disclosure provides a method for manufacturing the cutting tool, a first step of preparing a substrate; a second step of forming a coating on the substrate; A third step of heat-treating the coating to obtain a cutting tool,
  • the coating formed in the second step comprises a first layer composed of a plurality of hard particles,
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure,
  • the hard particles have a lamellar structure in which a layer having a relatively high silicon concentration and a layer having a relatively low silicon concentration are alternately laminated.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of a cross section of a cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. FIG. 2 is a schematic diagram showing another example of the cross section of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing another example of the cross section of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing another example of the cross section of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. 5 is a diagram schematically showing another example of the cross section of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. FIG. 6 is an enlarged view of a rectangular portion surrounded by a frame indicated by symbol a1 in FIG. FIG.
  • FIG. 7 is an enlarged view of a rectangular portion enclosed by a frame indicated by reference numeral a2 in FIG. 8 is a diagram showing an example of a high-angle annular dark-field scanning transmission electron microscope (HAADF-STEM) image of a cross section of the first layer of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. 9 is an electron diffraction image taken within the region A shown in FIG.
  • FIG. 10 is a graph showing the results of line analysis along the arrow directions shown in FIG.
  • FIG. 11 is a Fourier transform image obtained by Fourier transforming the area A shown in FIG. 12 is a graph showing the intensity profile within the square frame of the Fourier transform image of FIG. 11.
  • FIG. 13 is a diagram showing an example of an STEM image of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. 14 is a diagram showing an HAADF-STEM image including grain boundary regions observed in FIG.
  • FIG. 15 is a graph showing the results of line analysis along line L2 in FIG.
  • FIG. 16 is a schematic cross-sectional view of an example of a CVD apparatus used in the method of manufacturing a cutting tool according to Embodiment 2.
  • the purpose is to provide a cutting tool that can have a long tool life in high-efficiency machining in general.
  • the present disclosure provides a cutting tool comprising a substrate and a coating disposed on the substrate,
  • the coating comprises a first layer of hard particles,
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure,
  • the hard particles have a lamellar structure in which layers with a relatively high silicon concentration and layers with a relatively low silicon concentration are alternately laminated,
  • the maximum value of the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 of the number of silicon atoms A Si with respect to the sum of the number of silicon atoms A Si and the number of titanium atoms A Ti in the grain boundary region between the hard grains is the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 of the number of silicon atoms B Si to the sum of the number of silicon atoms B Si and the number B Ti of titanium atoms in the first layer big, A cutting tool.
  • the average value of the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 is preferably 0.5% or more and 10% or less. According to this, the tool life is further improved.
  • the thickness of the first layer is 3 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less;
  • the thickness of the coating is preferably 3 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less. According to this, the tool life is further improved.
  • the maximum value of the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 is obtained by using STEM-EDX with respect to the grain boundary region in a cross section along the normal line of the coating surface. Measured by line analysis with a length of 60 nm or more in the direction perpendicular to the direction of elongation of the grain boundary region, The average value of the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ ⁇ 100 is obtained using STEM-EDX in the cross section with respect to a rectangular measurement field of 100 nm ⁇ 100 nm provided in the first layer. is preferably determined by performing a rectangular analysis on the According to this, the accuracy of the measurement result is good.
  • the hard particles preferably have an average aspect ratio of 2 or more. According to this, the tool life is further improved.
  • the present disclosure provides a method for manufacturing the cutting tool, a first step of preparing a substrate; a second step of forming a coating on the substrate; A third step of heat-treating the coating to obtain a cutting tool,
  • the coating formed in the second step comprises a first layer composed of a plurality of hard particles,
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure,
  • the hard particles have a lamellar structure in which a layer having a relatively high silicon concentration and a layer having a relatively low silicon concentration are alternately laminated.
  • the heat treatment in the third step preferably includes a step of heating the film at 1050° C. or higher and 1100° C. or lower in a hydrogen atmosphere at a pressure of 850 hPa or higher and 950 hPa or lower for 5 minutes or longer and 30 minutes or shorter. This promotes the migration of silicon in the hard grains to the grain boundary region.
  • the second step includes a step 2a of forming the first layer by a CVD method using a CVD apparatus
  • the 2a step includes a 2a-1 step of ejecting TiCl 4 gas, SiCl 4 gas and CH 3 CN gas toward the surface of the base material,
  • the TiCl 4 gas is jetted from a plurality of first injection holes provided in the nozzle of the CVD apparatus
  • the SiCl 4 gas is jetted from a plurality of second injection holes provided in the nozzle
  • the CH 3 CN gas is jetted from a plurality of third injection holes provided in the nozzle
  • the nozzle rotates, the plurality of second injection holes include a 2-1 injection hole and a 2-2 injection hole,
  • the diameter r1 of the 2-1 injection hole is preferably different from the diameter r2 of the 2-2 injection hole.
  • a compound or the like when represented by a chemical formula, it shall include any conventionally known atomic ratio unless the atomic ratio is particularly limited, and should not necessarily be limited only to those within the stoichiometric range.
  • TiSiCN the ratio of the number of atoms constituting TiSiCN includes all conventionally known atomic ratios.
  • a cutting tool of one embodiment of the present disclosure (hereinafter also referred to as "this embodiment") is A cutting tool comprising a substrate and a coating disposed on the substrate, The coating comprises a first layer of hard particles, The hard particles consist of TiSiCN having a cubic crystal structure, The hard particles have a lamellar structure in which layers with a relatively high silicon concentration and layers with a relatively low silicon concentration are alternately laminated,
  • the maximum value of the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 of the number of silicon atoms A Si to the sum of the number of silicon atoms A Si and the number of titanium atoms A Ti in the grain boundary region between the hard grains is the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 of the number of silicon atoms B Si to the sum of the number of silicon atoms B Si and the number B Ti of titanium atoms in the first layer A large cutting tool.
  • the cutting tool of this embodiment can have a long tool life in high-efficiency machining in general. Although the reason for this is not clear, it is presumed as follows (i) to (v).
  • the coating comprises a first layer made of hard particles. Since the hard particles are made of TiSiCN, the first layer can have regions made of columnar crystals extending in the thickness direction (hereinafter also referred to as "columnar structure"). This improves the toughness of the first layer, and even if thermal cracks occur on the surface of the coating due to cutting, the cracks are effectively suppressed from progressing to the substrate. Furthermore, since the first layer has a columnar structure, the direction of crack growth has anisotropy, so the peeling resistance of the coating is improved. Therefore, the cutting tool can have a long tool life.
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure.
  • the hard particles have high hardness.
  • the first layer made of hard particles has high hardness and excellent wear resistance. Therefore, the cutting tool can have a long tool life.
  • the hard particles have a lamellar structure in which layers with relatively high silicon concentration and layers with relatively low silicon concentration are alternately laminated. According to this, even if strain occurs in the hard particles and cracks are generated on the surface of the coating due to cutting, the propagation of the cracks to the base material is effectively suppressed. Moreover, the hardness of the hard particles and the first layer increases, and the wear resistance of the cutting tool improves. Therefore, the cutting tool can have a long tool life.
  • the percentage of the number of silicon atoms A Si with respect to the sum of the number of silicon atoms A Si and the number of titanium atoms A Ti in the grain boundary region between the hard particles ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 is the number of silicon atoms B Si and the number B of titanium atoms in the first layer. Larger than the average value of the percentage of the number of silicon atoms B Si to the total of Ti ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 (hereinafter also referred to as “the average value of the silicon content in the first layer”) .
  • the maximum silicon content in the grain boundary regions between the hard grains is greater than the average silicon content in the first layer. According to this, a concentration gradient of silicon occurs in the vicinity of the grain boundaries between hard particles, and along with this, the lattice constant changes in the vicinity of the grain boundaries, resulting in strain. Propagation of cracks is suppressed by the strain. Therefore, the cutting tool can have a long tool life.
  • the maximum silicon content in grain boundary regions between hard particles is larger than the average silicon content in the first layer.
  • Silicon present in the grain boundary region combines with oxygen that enters the inside of the coating along the grain boundary during high-efficiency machining of the work material. This suppresses oxidation of the hard particles and/or substrate. Therefore, the cutting tool can have a long tool life.
  • the cutting tool 1 of this embodiment includes a substrate 10 and a coating 15 placed on the substrate 10 .
  • FIG. 1 shows the case where the film 15 is composed only of the first layer 11 .
  • the film 15 preferably covers at least a portion of the substrate involved in cutting, and more preferably covers the entire surface of the substrate.
  • the portion involved in cutting of the substrate means a region within 500 ⁇ m from the ridgeline of the cutting edge on the surface of the substrate. It would not depart from the scope of the present disclosure if portions of the substrate were not coated with this coating or if the composition of the coating varied.
  • Cutting tools of the present disclosure include, for example, drills, end mills (e.g., ball end mills), indexable cutting inserts for drills, indexable cutting inserts for end mills, indexable cutting inserts for milling, indexable cutting inserts for turning. It can be a cutting tip, metal saw, gear cutting tool, reamer, tap, or the like.
  • the substrate 10 includes a rake face and a flank, and any conventionally known substrate of this type can be used.
  • cemented carbide for example, WC-based cemented carbide containing tungsten carbide and cobalt, the cemented carbide may contain carbonitrides such as Ti, Ta, Nb), cermet (TiC, TiN, TiCN etc.), high speed steel, ceramics (titanium carbide, silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, aluminum oxide, etc.), cubic boron nitride sintered body or diamond sintered body is preferred.
  • a substrate made of a cemented carbide containing tungsten carbide and cobalt, in which the content of cobalt in the cemented carbide is 6% by mass or more and 11% by mass or less, is preferable. According to this, it has an excellent balance of hardness and strength at high temperatures, and has excellent properties as a base material for cutting tools for the above applications.
  • a WC-based cemented carbide When a WC-based cemented carbide is used as the substrate, its structure may contain free carbon, an abnormal layer called ⁇ phase or ⁇ phase, and the like.
  • the base material may have its surface modified.
  • a ⁇ -free layer may be formed on the surface, and in the case of cermet, a hardened surface layer may be formed.
  • the substrate exhibits the desired effect even if its surface has been modified.
  • the substrate may or may not have a chip breaker.
  • the shape of the cutting edge ridgeline is sharp edge (the ridge where the rake face and the flank face intersect), honing (sharp edge with radius), negative land (chamfering), or a combination of honing and negative land. Any of them, such as a combination thereof, can be employed.
  • the coating of this embodiment comprises a first layer of hard particles.
  • the coating of this embodiment may contain other layers as long as it comprises the first layer.
  • the coating 15 can include a surface layer 13 disposed on the first layer 11 in addition to the first layer 11 and the underlying layer 12 .
  • Coating 15 may also include a second intermediate layer 16 disposed between first layer 11 and surface layer 13 .
  • first layer base layer
  • first intermediate layer second intermediate layer
  • surface layer The details of the first layer, base layer, first intermediate layer, second intermediate layer, and surface layer will be described later.
  • the thickness of the coating in this embodiment is preferably 3 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less.
  • the thickness of the coating means the thickness of the entire coating.
  • the thickness of the entire coating is 3 ⁇ m or more, excellent abrasion resistance can be obtained.
  • the thickness of the entire coating is 30 ⁇ m or less, it is possible to suppress the occurrence of peeling or breakage of the coating when a large stress is applied between the coating and the substrate during cutting.
  • the lower limit of the thickness of the entire coating is more preferably 5 ⁇ m or more, and even more preferably 10 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness of the entire coating is more preferably 25 ⁇ m or less, still more preferably 20 ⁇ m or less, from the viewpoint of suppressing the occurrence of peeling or breakage of the coating.
  • the thickness of the entire coating is more preferably 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, and still more preferably 10 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less.
  • the thickness of the coating is measured by obtaining a cross-sectional sample parallel to the normal direction of the coating surface and observing this sample with a scanning transmission electron microscope (STEM).
  • Scanning transmission electron microscopes include JEM-2100F (trademark) manufactured by JEOL Ltd., for example.
  • the thickness means the average thickness.
  • the observation magnification of the cross-sectional sample is set to 10000 times, and a rectangular measurement field of (100 ⁇ m in the direction parallel to the substrate surface) ⁇ (distance including the entire thickness of the coating) is set in the electron microscope image, Ten thickness widths are measured in the field of view, and the average value is defined as "thickness”.
  • the thickness (average thickness) of each layer described below is similarly measured and calculated.
  • FIG. 5 is a diagram schematically showing another example of the cross section of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. FIG. 6 is an enlarged view of a rectangular portion surrounded by a frame indicated by symbol a1 in FIG.
  • FIG. 7 is an enlarged view of a rectangular portion enclosed by a frame indicated by reference numeral a2 in FIG.
  • the first layer 11 of this embodiment consists of a plurality of hard particles 23 .
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure, and layers 22 with relatively high silicon concentration and layers 21 with relatively low silicon concentration are alternately laminated. It has a lamellar structure.
  • the first layer of the present embodiment contains components other than hard particles as inevitable impurities, such as amorphous phases and intermetallic compounds (such as TiSi 2 , Co 2 Si, etc.), the effects of the present disclosure are exhibited. without departing from the scope of this disclosure in any way.
  • the thickness of the first layer in this embodiment is preferably 3 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • the thickness of the first layer is 3 ⁇ m or more, it can have excellent wear resistance and oxidation resistance.
  • the thickness of the first layer is 15 ⁇ m or less, it is possible to suppress peeling or breakage of the coating when a large stress is applied between the coating and the substrate during cutting.
  • the lower limit of the thickness of the first layer is preferably 3 ⁇ m or more, 4 ⁇ m or more, or 5 ⁇ m or more from the viewpoint of improving wear resistance and oxidation resistance.
  • the upper limit of the thickness of the first layer is preferably 15 ⁇ m or less and 10 ⁇ m or less from the viewpoint of suppressing the occurrence of peeling or breakage of the coating.
  • the thickness of the first layer is preferably 3 ⁇ m to 15 ⁇ m, 4 ⁇ m to 15 ⁇ m, 5 ⁇ m to 15 ⁇ m, 3 ⁇ m to 10 ⁇ m, 4 ⁇ m to 10 ⁇ m, and 5 ⁇ m to 10 ⁇ m.
  • the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure (hereinafter also referred to as "cubic crystal structure").
  • cubic crystal structure a cubic crystal structure
  • both excellent wear resistance and high toughness can be achieved.
  • the composition of hard particles can be confirmed by EDX (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy).
  • the fact that the hard particles have a cubic crystal structure can be confirmed by pattern analysis of electron beam diffraction using a selected area.
  • the hard particles made of TiSiCN are columnar crystals extending in the thickness direction of the first layer.
  • the hard particles Even if the hard particles contain inevitable impurities other than TiSiCN, they do not deviate from the scope of the present disclosure as long as the effects of the present disclosure are exhibited.
  • the hard particles have a lamellar structure in which layers with relatively high silicon concentration and layers with relatively low silicon concentration are alternately laminated.
  • a layer having a relatively high silicon concentration is also referred to as a "silicon high concentration layer”
  • a layer having a relatively low silicon concentration is also referred to as a "silicon low concentration layer”. It is confirmed by the following methods (A1) to (A6) that the hard particles have a lamellar structure in which layers having a relatively high silicon concentration and layers having a relatively low silicon concentration are alternately laminated.
  • a cutting tool is cut out with a diamond wire along the normal line of the film surface to expose the cross section of the first layer.
  • Focused ion beam processing (hereinafter also referred to as “FIB processing”) is performed on the exposed cross section to make the cross section into a mirror surface state.
  • FIG. 8 is a diagram showing an example of an HAADF-STEM image of one hard particle in the cutting tool of this embodiment.
  • the layer shown in black is a region with a relatively high silicon concentration (silicon high concentration layer), and the layer shown in white or gray is a region with a relatively low silicon concentration (silicon low concentration layer). layer).
  • the measurement area (size : 100 nm ⁇ 100 nm).
  • area A a square area surrounded by a white frame indicated by symbol A (hereinafter also referred to as "area A”) corresponds to the measurement area.
  • FIG. 9 shows an electron diffraction image taken within the area A shown in FIG. In FIG. 8, the lamination direction specified based on the electron diffraction image is indicated by a white arrow.
  • the measurement area contains titanium (Ti), silicon (Si), carbon (C) and nitrogen (N).
  • the X axis is the distance from the measurement start point
  • the Y axis is the number of silicon atoms X Si and the number of titanium atoms X
  • the average of percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the measurement area (hereinafter also referred to as “average”) is calculated.
  • the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 is larger than the average value and where the percentage is smaller.
  • a region where the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 is larger than the average value corresponds to a layer with a relatively high silicon concentration.
  • a region where the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 is smaller than the average value corresponds to a layer with a relatively low silicon concentration.
  • FIG. 10 An example of the above graph in this embodiment is shown in FIG.
  • the X axis is the distance along the stacking direction from the measurement start point
  • the Y axis is the percentage of the silicon atomic number X Si with respect to the sum of the silicon atomic number X Si and the titanium atomic number X Ti ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100.
  • the average of percentages ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the measurement area is indicated by dotted line L1.
  • the percentage of the number of silicon atoms XSi with respect to the sum of the number of silicon atoms XSi and the number of titanium atoms XTi ⁇ XSi /( XSi + XTi ) ⁇ x 100 is preferably 0.1% or more and 10% or less. According to this, the thermal crack resistance of the first layer and the adhesion between the first layer and the adjacent layer are improved in a well-balanced manner.
  • the lower limits of the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in each of the high-concentration silicon layer and the low-concentration silicon layer are 0.1% or more and 0.1% or more, from the viewpoint of improving wear resistance and oxidation resistance. 5% or more, 0.7% or more, 1.0% or more, and 1.2% or more are preferable.
  • the upper limit of the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in each of the high-concentration silicon layer and the low-concentration silicon layer is 10.0% from the viewpoint of improving wear resistance while maintaining the columnar structure. Below, 8.0% or less, 7.2% or less, 7.0% or less, and 5% or less are preferable.
  • the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in each of the high-concentration silicon layer and the low-concentration silicon layer is 0.1% or more and 10.0% or less, 0.5% or more and 10.0% or less, 0.7% to 10.0%, 1.0% to 10.0%, 1.2% to 10.0%, 0.1% to 8.0%, 0.5% to 8.0% .0% or less, 0.7% or more and 8.0% or less, 1.0% or more and 8.0% or less, 1.2% or more and 8.0% or less, 0.1% or more and 7.2% or less, 0 .5% to 7.2%, 0.7% to 7.2%, 1.0% to 7.2%, 1.2% to 7.2%, 0.1% to 7.2%7.
  • the lower limit of the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon high-concentration layer is preferably 1% or more from the viewpoint of improving heat resistance, 1.5% or more, 2.0% or more, and 5.3%. % or more, preferably 6.0% or more.
  • the upper limits of the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon high-concentration layer are 10.0% or less, 9.0% or less, and 8.0% from the viewpoint of maintaining the cubic crystal structure. The following are preferred.
  • the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon high-concentration layer is 1% or more and 10.0% or less, 1.5% or more and 10.0% or less, 2.0% or more and 10.0%.
  • the lower limit of the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon low-concentration layer is preferably 0.1% or more, 0.2% or more, or 0.5% or more from the viewpoint of improving adhesion.
  • the upper limit of the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon low-concentration layer is 2.0% or less, 1.5% or less, or 1.2% or less from the viewpoint of matching between cubic crystals. preferable.
  • the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon low concentration layer is 0.1% or more and 2.0% or less, 0.2% or more and 2.0% or less, 0.5% or more2.
  • the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the low silicon concentration layer is the total of the low silicon concentration layers in the area where the line analysis was performed. Mean value.
  • the difference between the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon high concentration layer and the percentage ⁇ X Si /(X Si +X Ti ) ⁇ 100 in the silicon low concentration layer is , preferably 0.5% or more and less than 10%, preferably 1% or more and 9% or less, preferably 2% or more and 8% or less, and preferably 4% or more and 8% or less.
  • the high silicon concentration layer and the low silicon concentration layer preferably have the same crystal orientation. According to this, the interfacial energy can be suppressed.
  • the crystal orientation include ⁇ 311 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 100 ⁇ , and ⁇ 111 ⁇ . In the crystallographic descriptions herein, ⁇ ⁇ indicate aggregate planes.
  • the average periodic width of the lamellar structure in the present embodiment is preferably 2 nm or more and 20 nm or less, more preferably 3 nm or more and 17.0 nm or less, from the viewpoint of maintaining the strain between the high silicon concentration layer and the low silicon concentration layer and improving the fracture resistance. 7 nm or less is preferable, 4 nm or more and 15 nm or less is preferable, and 5 nm or more and 10 nm or less is preferable.
  • the periodic width of the lamellar structure refers to the distance from one high-concentration silicon layer to another high-concentration silicon layer adjacent to the high-concentration silicon layer with the low-concentration silicon layer adjacent to the high-concentration silicon layer interposed therebetween. This distance is a distance connecting the midpoints of the high-silicon-concentration layer and the other high-silicon-concentration layers in the thickness direction.
  • the average periodic width of the lamellar structure means the average periodic width of all the lamellar structures measured within the measurement area set in (A3) above.
  • the method for measuring the period width of the silicon concentration is as follows.
  • a measurement area is set by the same method as (A1) to (A3) above.
  • a Fourier transform is performed on the measurement area to obtain a Fourier transform image.
  • FIG. 11 shows a Fourier transform image obtained by Fourier transforming the area A shown in FIG. In the Fourier transform image, periodicity within the measurement area appears as spots.
  • a graph showing the intensity profile within the rectangular frame of the Fourier transform image of FIG. 11 is shown in FIG. In the coordinate system of FIG. 2, the X axis indicates the long side direction of the rectangle of FIG. 11, and the Y axis indicates the intensity of FIG.
  • the period width is calculated by calculating the reciprocal of the distance between the spot and the center of the image showing maximum intensity in the Fourier transform image.
  • the number of laminated layers (total number of laminated layers) of the high-concentration silicon layer and the low-concentration silicon layer forming the lamellar structure is not particularly limited, but is preferably 10 to 1000 layers, for example.
  • the number of laminated layers is 10 or more, coarsening of crystal grains in each high-silicon-concentration layer and each low-silicon-concentration layer is suppressed, and the hardness of the hard particles can be maintained.
  • the number of laminated layers is 1000 or less, the thickness of each high-silicon-concentration layer and each low-silicon-concentration layer can be sufficiently secured, and mixing of unit layers can be suppressed.
  • the hard particles preferably have an average aspect ratio of 2.0 or more. According to this, since the first layer has a columnar structure, the direction of crack growth has anisotropy, and the peeling resistance of the coating is improved.
  • the lower limit of the average aspect ratio of the hard particles is preferably 2 or more, 4 or more, 5 or more, 6 or more, 7 or more, and 8 or more from the viewpoint of improving peeling resistance.
  • the upper limit of the aspect ratio of the hard particles is preferably 20 or less, 18 or less, 15 or less, 13 or less, or 10 or less from the viewpoint of maintaining the columnar structure.
  • the hard particles have an aspect ratio of 2 to 20, 4 to 20, 5 to 20, 6 to 20, 7 to 20, 8 to 20, 2 to 18, 4 to 18, and 5 to 18. 6 to 18, 7 to 18, 8 to 18, 2 to 15, 4 to 15, 5 to 15, 6 to 15, 7 to 15, 8 to 15, 2 to 13 4 to 13, 5 to 13, 6 to 13, 7 to 13, 8 to 13, 2 to 10, 4 to 10, 5 to 10, 6 to 10, 7 to 10 Below, 8 or more and 10 or less are preferable.
  • the average aspect ratio of hard particles is measured by the following procedures (a1) to (d1).
  • a cutting tool is cut out with a diamond wire along the normal line of the film surface to expose the cross section of the first layer.
  • Focused ion beam processing (hereinafter also referred to as “FIB processing”) is performed on the exposed cross section to make the cross section into a mirror surface state.
  • (b1) Set a rectangular observation field in the FIB-processed cross section.
  • One set of sides of the measurement field has a length of 30 ⁇ m in the direction parallel to the substrate surface, and the other set of sides has a length that includes the entire first layer in the normal direction of the substrate surface (first 1 layer thickness).
  • the inside of the observation field plane is analyzed at intervals of 0.02 ⁇ m, and the cubic crystal structure (hereinafter also referred to as “cubic crystal structure”) within the observation field plane. ) is obtained.
  • the measurement points when there is an orientation difference of 5 degrees or more between the measurement point A having a cubic crystal structure and the measurement point B adjacent to the measurement point A, the measurement point A and the measurement point B is defined as a grain boundary.
  • the periphery of the measurement point A is defined as the grain boundary.
  • a single crystal grain is defined as a region surrounded by grain boundaries that includes a cubic crystal measurement point. However, if a specific measurement point has an orientation difference of 5 degrees or more with all adjacent measurement points, or if the measurement point does not have a cubic crystal structure and exists alone, the measurement point is a crystal grain do not judge. That is, a crystal grain in which two or more measurement points are connected is treated as a crystal grain. In this manner, grain boundary determination is performed to specify crystal grains.
  • (d1) image processing is performed to determine the maximum length H in the direction normal to the base material surface, the maximum length W in the direction parallel to the base material surface, and the area S for each crystal grain.
  • Twenty grains P 1 to P 20 are arbitrarily selected within the field of view. An aspect ratio is obtained for each of the 20 crystal grains.
  • the area-weighted average A ave of the aspect ratios A of the 20 crystal grains P 1 to P 20 is calculated based on the following formula 1.
  • Aave ( A1S1 + A2S2 +... + A20S20 ) / ( S1 + S2 +... Sn ) Equation 1
  • a 1 to A 20 are the aspect ratios A of the crystal grains P 1 to P 20 , respectively.
  • S 1 to S 20 are the areas S of the crystal grains P 1 to P 20 , respectively.
  • the obtained area weighted average A ave corresponds to the average aspect ratio of the hard particles. As long as the same sample is measured, there is almost no variation in the measurement results even if the observation field is changed multiple times, and it has been confirmed that even if the observation field is set arbitrarily, it will not be arbitrary. .
  • the percentage of the number of silicon atoms A Si with respect to the sum of the number of silicon atoms A Si and the number of titanium atoms A Ti in the grain boundary region between the hard grains ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 is the percentage of the number of silicon atoms BSi with respect to the sum of the number of silicon atoms BSi and the number BTi of titanium atoms in the first layer ⁇ BSi /( BSi + BTi ) ⁇ 100 greater than the average value of According to this, strain is generated in the vicinity of grain boundaries, and the strain suppresses propagation of cracks. Furthermore, oxidation of hard particles in the vicinity of grain boundaries is suppressed. Therefore, the cutting tool can have a long tool life.
  • the difference between the maximum value of the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 and the average value of the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 is 0.5% or more. is preferred. According to this, the tool life is further improved. From the viewpoint of improving crack propagation resistance and oxidation resistance, the lower limit of the difference is preferably 0.5% or more, 0.7% or more, 1.0% or more, 1.5% or more, and 2.0% or more. The upper limit of the difference is preferably 9.5% or less, 8.0% or less, 4.0% or less, or 3.0% or less from the viewpoint of improving adhesion.
  • the above difference is 0.5% or more and 9.5% or less, 0.7% or more and 9.5% or less, 1.0% or more and 9.5% or less, 1.5% or more and 9.5% or less, 2.0 % or more and 9.5% or less, 0.5% or more and 8.0% or less, 0.7% or more and 8.0% or less, 1.0% or more and 8.0% or less, 1.5% or more and 8.0% below, 2.0% or more and 8.0% or less, 0.5% or more and 4.0% or less, 0.7% or more and 4.0% or less, 1.0% or more and 4.0% or less, 1.5% 4.0% or more, 2.0% or more and 4.0% or less, 0.5% or more and 3.0% or less, 0.7% or more and 3.0% or less, 1.0% or more and 3.0% or less , 1.5% to 3.0%, preferably 2.0% to 3.0%.
  • the lower limit of the maximum value of the above percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ ⁇ 100 is 1.0% or more, 1.5% or more, 2.0% from the viewpoint of improving crack propagation resistance and oxidation resistance. % or more, preferably 3.0% or more.
  • the upper limit of the maximum value of the above percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 is preferably 10.0% or less, 8.0% or less, or 7.0% or less from the viewpoint of improving interfacial adhesion.
  • the maximum value of the above percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 is 1.0% or more and 10.0% or less, 1.5% or more and 10.0% or less, 2.0% or more and 10.0%.
  • the lower limit of the average value of the above percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ ⁇ 100 is 0.5% or more, 0.6% or more, 1.0% or more, 1.5% or more from the viewpoint of improving oxidation resistance. % or more, 2.0% or more, and 2.5% or more are preferable. 7.
  • the upper limit of the average value of the above percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 is 10.0% or less, 8.1% or less, 8.0% or less, from the viewpoint of improving interfacial adhesion. 0% or less, 5.0% or less, or 4.9% or less is preferable.
  • the average value of the above percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ ⁇ 100 is 0.5% or more and 10% or less, 0.6% or more and 10% or less, 1.0% or more and 10% or less, 1.5 % or more and 10% or less, 2.0% or more and 10% or less, 2.5% or more and 10% or less, 0.5% or more and 8.1% or less, 0.6% or more and 8.1% or less, 1.0% 8.1% or less, 1.5% or more and 8.1% or less, 2.0% or more and 8.1% or less, 2.5% or more and 8.1% or less, 0.5% or more and 8.0% or less , 0.6% to 8.0%, 1.0% to 8.0%, 1.5% to 8.0%, 2.0% to 8.0%, 2.5% or more 8.0% or less, 0.5% or more and 7.0% or less, 0.6% or more and 7.0% or less, 1.0% or more and 7.0% or less, 1.0% or more and 7.0% or less, 1.5% or more and 7.0% or less, 2.0% or more and 7.0% or less, 2.5% or more and 7.0% or less, 0.5%
  • the maximum value of the above percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 is a hard It is measured by performing a line analysis with a length of 60 nm or more in a direction perpendicular to the extending direction of grain boundary regions between grains. Specifically, it is measured by the following methods (B1) to (B4).
  • a cutting tool is cut with a diamond wire along the normal line of the film surface to prepare a thin sample (thickness of about 100 nm) in which the cross section of the first layer is exposed.
  • Focused ion beam processing (hereinafter also referred to as “FIB processing”) is performed on the exposed cross section to make the cross section into a mirror surface state.
  • FIG. 13 is a diagram showing an example of an STEM image of the cutting tool according to Embodiment 1.
  • FIG. 13 a grain boundary region 24 is observed between two hard grains 23A and 23B.
  • (B3) Positioning is performed so that the grain boundary region specified above passes through the vicinity of the center of the image, and an HAADF-STEM image is obtained.
  • the magnification shall be 500,000 times.
  • the grain boundary region exists so as to extend from one end of the image through the vicinity of the center of the image to the other end opposite to the one end.
  • an elemental line analysis with a length of 60 nm or more is performed in the direction perpendicular to the elongation direction of the grain boundary region by EDX attached to the STEM to measure the composition.
  • the direction perpendicular to the extending direction of the grain boundary region means a direction along a straight line that intersects the extending direction of the grain boundary region at an angle of 90° ⁇ 5°. Since the hard particles of the present embodiment are columnar crystals extending in the thickness direction of the first layer, the grain boundary regions between the hard particles are substantially straight.
  • the beam diameter for line analysis is 0.5 nm or less, and the scanning interval is 0.5 nm.
  • FIG. 14 A method of setting the measurement region for the above elemental line analysis will be explained using FIG.
  • the grain boundary region 24 extends so as to include a straight line connecting the vertices t1 and t2 of the triangle.
  • the direction perpendicular to the extending direction of the grain boundary region 24 is indicated by line L2. Accordingly, in FIG. 14, line analysis is performed along line L2.
  • a virtual plane S1 is set at a distance of 30 nm or more from the grain boundary region 24 toward the inside of the hard grain 23A (to the left in FIG. 14) and in the direction perpendicular to the extending direction of the grain boundary region 24.
  • a virtual plane S2 is set at a distance of 30 nm or more from the grain boundary region 24 toward the inside of the hard grain 23B (to the right in FIG. 14) and in the direction perpendicular to the direction in which the grain boundary region 24 extends.
  • a region sandwiched between the virtual surface S1 and the temporary surface S2 is defined as a measurement region for line analysis. That is, the length of line analysis is set to 60 nm or longer.
  • the measurement area of the line analysis has a distance of 500 nm or more from the interface on the substrate side of the first layer, and the interface on the surface side of the coating of the first layer (if the first layer is the outermost surface, the first It is set within a region (hereinafter also referred to as “first region”) having a distance of 500 nm or more from the surface of the first layer).
  • first region a region having a distance of 500 nm or more from the surface of the first layer.
  • FIG. 15 is a graph showing the results of line analysis along line L2 in FIG.
  • the horizontal axis (X-axis) indicates the distance (nm) from one end of the measurement area for line analysis
  • the vertical axis (Y-axis) indicates the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100 (%) is shown.
  • the percentage ⁇ A Si /(A Si +A Ti ) ⁇ 100(%) has a maximum value of 4.0% at a distance of about 41 nm.
  • the average value of the above percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 is obtained in the first layer in a cross section along the normal line of the film surface using STEM-EDX. It is measured by performing rectangle analysis on a rectangular measurement field of 100 nm ⁇ 100 nm. Specifically, it is measured by the following methods (C1) to (C4).
  • a cutting tool is cut with a diamond wire along the normal line of the film surface to prepare a thin sample (thickness of about 100 nm) in which the cross section of the first layer is exposed.
  • Focused ion beam processing (hereinafter also referred to as “FIB processing”) is performed on the exposed cross section to make the cross section into a mirror surface state.
  • C2 Observe the FIB-processed cross section using a scanning transmission electron microscope (STEM) to identify the first layer.
  • STEM scanning transmission electron microscope
  • the observation magnification is 500,000 times.
  • a BF-STEM of the first layer is obtained.
  • a rectangular measurement area of 100 nm ⁇ 100 nm is set in the BF-STEM image.
  • the measurement area has a distance of 500 nm or more from the interface of the first layer on the substrate side, and the interface on the surface side of the coating of the first layer (when the first layer is the outermost surface, the surface of the first layer). is set within a region (hereinafter also referred to as “second region”) having a distance of 500 nm or more from the .
  • the measurement area for the rectangular analysis is located within the second area, even if the rectangular analysis is performed in different measurement areas, there is almost no variation in the measurement results, and the measurement points can be arbitrarily set. However, it has been confirmed that it is not arbitrary.
  • C3 Rectangular analysis is performed on the above measurement area by EDX attached to STEM, and the composition is measured.
  • the beam diameter for rectangular analysis is 0.5 nm or less, and the scanning interval is 0.5 nm.
  • the average composition of the measurement area is calculated. Based on the average composition, the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 in the above measurement area is calculated.
  • (C4) Perform the above measurements in each of the five different measurement areas and calculate the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 in each measurement area. Calculate the average value of the percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 of the five measurement areas. In this embodiment, the average value is the average value of percentage ⁇ B Si /(B Si +B Ti ) ⁇ 100 in the first layer.
  • the coating comprises an underlayer positioned between the substrate and the first layer.
  • the underlayer contains at least one element selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements of the periodic table, and aluminum, and at least one element selected from the group consisting of carbon, nitrogen, boron, and oxygen. It is preferably composed of a compound composed of an element. According to this, the adhesion between the coating and the substrate is improved, and the abrasion resistance is also improved.
  • the adhesion between the substrate and the coating can be enhanced.
  • the Al 2 O 3 layer as the underlayer, the oxidation resistance of the coating can be enhanced.
  • the underlayer preferably has an average thickness of 0.1 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less. According to this, the coating can have excellent wear resistance and chipping resistance.
  • the coating comprises a surface layer arranged on its outermost surface.
  • the surface layer contains at least one element selected from the group consisting of Group 4 elements, Group 5 elements, Group 6 elements, and aluminum of the periodic table, and at least one element selected from the group consisting of carbon, nitrogen, boron, and oxygen. It is preferably composed of a compound composed of an element. According to this, the thermal crack resistance and wear resistance of the coating are improved.
  • the surface layer is the layer located closest to the surface side of the coating. However, it may not be formed at the cutting edge ridge.
  • the surface layer is arranged, for example, directly above the first layer.
  • the surface layer includes a TiN layer or an Al2O3 layer. Since the TiN layer has a clear color (exhibits gold color), its use as a surface layer has the advantage of facilitating identification of the corners of the cutting tip after use for cutting (identification of used portions). By using the Al 2 O 3 layer as the surface layer, the oxidation resistance of the coating can be enhanced.
  • the surface layer preferably has an average thickness of 0.05 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less. According to this, the oxidation resistance of the coating is improved.
  • the first intermediate layer is a layer arranged between the underlayer and the first layer. If the underlying layer is a TiN layer, the first intermediate layer is preferably a TiCN layer. Since the TiCN layer has excellent wear resistance, it can impart more suitable wear resistance to the coating.
  • the first intermediate layer preferably has an average thickness of 1 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less.
  • a second intermediate layer is a layer disposed between the first layer and the surface layer. If the surface layer is an Al2O3 layer, the second intermediate layer is preferably a TiCNO layer. This improves the adhesion between the first layer and the surface layer.
  • the second intermediate layer preferably has an average thickness of 0.1 ⁇ m or more and 3 ⁇ m or less.
  • FIG. 16 is a schematic cross-sectional view of an example of a CVD apparatus used for manufacturing the cutting tool of this embodiment.
  • the cutting tool manufacturing method of the present embodiment is the cutting tool manufacturing method according to the first embodiment, a first step of preparing a substrate; a second step of forming a coating on the substrate; A third step of heat-treating the coating to obtain a cutting tool,
  • the coating formed in the second step comprises a first layer composed of a plurality of hard particles,
  • the hard particles consist of TiSiCN having a cubic crystal structure,
  • the hard particles have a lamellar structure in which layers with a relatively high silicon concentration and layers with a relatively low silicon concentration are alternately laminated.
  • a substrate is provided. The details of the substrate are described in Embodiment 1, so the description thereof will not be repeated.
  • a coating is formed on the substrate.
  • the coating is formed using, for example, the CVD apparatus shown in FIG.
  • a plurality of substrate setting jigs 52 holding substrates 10 can be installed in the CVD apparatus 50, and these are covered with a reaction vessel 53 made of heat-resistant alloy steel.
  • a temperature control device 54 is arranged around the reaction container 53 , and the temperature inside the reaction container 53 can be controlled by the temperature control device 54 .
  • a nozzle 56 having three inlets 55 and 57 is arranged in the CVD apparatus 50 .
  • the nozzle 56 is arranged so as to penetrate the area where the substrate setting jig 52 is arranged.
  • a plurality of injection holes (first injection hole 61, second injection hole 62, third injection hole (not shown)) are formed in a portion of the nozzle 56 near the substrate setting jig 52.
  • the gases introduced into the nozzle 56 from the inlets 55, 57 and another inlet (not shown) are not mixed in the nozzle 56, and are injected through different injection holes.
  • An exhaust pipe 59 is arranged in the CVD apparatus 50 , and the exhaust gas can be discharged to the outside from an exhaust port 60 of the exhaust pipe 59 .
  • the jigs and the like in the reaction vessel 53 are generally made of graphite.
  • the coating includes a base layer, an intermediate layer and/or a surface layer
  • these layers can be formed by conventionally known methods.
  • the second step includes a step 2a of forming the first layer by a CVD method using a CVD apparatus,
  • the 2a step includes a 2a-1 step of jetting TiCl 4 gas, SiCl 4 gas and CH 3 CN gas toward the surface of the substrate,
  • the TiCl 4 gas is ejected from a plurality of first injection holes provided in the nozzle of the CVD apparatus,
  • the SiCl 4 gas is jetted from a plurality of second injection holes provided in the nozzle,
  • the CH 3 CN gas is jetted from a plurality of third injection holes provided in the nozzle,
  • the nozzle rotates,
  • the plurality of second injection holes includes a 2-1 injection hole and a 2-2 injection hole,
  • the diameter r1 of the 2-1 injection hole is preferably different from the diameter r2 of the 2-2 injection hole.
  • TiCl 4 gas is injected from a plurality of first injection holes provided in the nozzle, SiCl 4 gas is injected from a plurality of second injection holes provided in the nozzle, and CH 3 CN gas is injected from the nozzle. is jetted from the plurality of third injection holes.
  • the TiCl 4 gas is introduced into the nozzle 56 from the inlet port 55 of the nozzle and ejected from the plurality of first injection holes 61 .
  • SiCl 4 gas is introduced into the nozzle 56 through the nozzle inlet 57 and ejected from the plurality of second injection holes 62 .
  • the CH 3 CN gas is introduced into the nozzle 56 through an inlet port (not shown) of the nozzle and ejected from a plurality of third injection holes (not shown).
  • the nozzle rotates, the plurality of second injection holes includes a 2-1 injection hole and a 2-2 injection hole, and the diameter of the 2-1 injection hole r1 is different from the diameter r2 of the 2-2 injection hole.
  • the hard particles can have a lamellar structure in which layers having a relatively high silicon concentration and layers having a relatively low silicon concentration are alternately laminated.
  • r1 ⁇ r2 is assumed to facilitate understanding.
  • the diameter r1 of the 2-1 injection hole is preferably 0.5 mm or more and 3 mm or less, more preferably 1 mm or more and 2.5 mm or less, and even more preferably 1.5 mm or more and 2 mm or less.
  • the diameter r2 of the 2-2 injection hole is preferably 1 mm or more and 4 mm or less, more preferably 1.5 mm or more and 3.5 mm or less, and even more preferably 2 mm or more and 3 mm or less.
  • the lower limit of the ratio r1/r2 between the diameter r1 of the 2-1 injection hole and the diameter r2 of the 2-2 injection hole is preferably 0.125 or more, more preferably 0.2 or more, and 0.5 or more. More preferred.
  • the upper limit of r1/r2 is preferably less than 1, preferably 0.8 or less, and preferably 0.6 or less.
  • r1/r2 is preferably 0.125 or more and less than 1, preferably 0.2 or more and 0.8 or less, and preferably 0.5 or more and 0.6 or less.
  • the substrate temperature in the reaction vessel is preferably in the range of 700 to 900° C.
  • the pressure in the reaction vessel is preferably in the range of 0.1 to 13 kPa.
  • H 2 gas, N 2 gas, Ar gas, or the like can be used as a carrier gas.
  • a carrier gas is injected from the 3rd injection hole with CH3CN gas.
  • the composition of the layer with relatively high silicon concentration and the layer with low silicon concentration in the lamellar structure depends on the mixing ratio of the raw material gas and the ratio r1 between the diameter r1 of the 2-1 injection hole and the diameter r2 of the 2-2 injection hole /r2.
  • the thickness of the first layer can be controlled by adjusting the flow rate of the raw material gas and the film formation time.
  • the thickness of each of the first unit layer and the second unit layer, the lamination period, and the number of lamination can be controlled by adjusting the rotation speed of the nozzle and the film formation time.
  • the total gas flow rate of the reaction gas can be, for example, 70-90 L/min.
  • the “total gas flow rate” indicates the total volumetric flow rate introduced into the CVD furnace per unit time, assuming that the gas under standard conditions (0° C., 1 atm) is an ideal gas.
  • the coating formed by the second step includes a first layer composed of a plurality of hard particles, the hard particles being composed of TiSiCN having a cubic crystal structure and having a relatively high concentration of silicon. It has a lamellar structure in which layers and lower layers are alternately stacked.
  • the coating formed in the second step is heat-treated to obtain the cutting tool according to the first embodiment.
  • the silicon in the hard particles moves to the vicinity of the grain boundary between the hard particles, and the number of silicon atoms in the grain boundary region between the hard particles, A Si , and the number of silicon atoms, A Si, with respect to the sum of the number of silicon atoms, A Si, and the number of titanium atoms, A Ti .
  • the maximum value of the percentage ⁇ A Si / (A Si +A Ti ) ⁇ ⁇ 100 is the number of silicon atoms in the first layer B Si and the number of titanium atoms B The number of silicon atoms with respect to the total of B Ti The percentage of Si ⁇ B Si /( BSi + BTi ) ⁇ 100.
  • the heat treatment preferably includes a step of heating the film at 1050° C. or higher and 1100° C. or lower in a hydrogen atmosphere at a pressure of 850 hPa or higher and 950 hPa or lower for 5 minutes or longer and 30 minutes or shorter. This promotes the migration of silicon in the hard grains to the grain boundary region.
  • the base material 10 with the film formed thereon is cooled.
  • the cooling rate does not exceed, for example, 5° C./min, and the cooling rate slows as the temperature of the substrate 10 decreases.
  • surface treatment processes such as surface grinding and shot blasting can be performed.
  • Substrates A to D shown in Table 1 below were prepared. Specifically, first, the raw material powders having the composition described in the "Composition (% by mass)" column of Table 1 were uniformly mixed to obtain a mixed powder. “Remainder” in Table 1 indicates that WC accounts for the remainder of the composition (% by mass). Next, after pressure molding the mixed powder into the shape described in the "Shape” column of Table 1, it is sintered at 1300 to 1500 ° C. for 1 to 2 hours to obtain a substrate A to substrate made of cemented carbide. got a D.
  • ⁇ Second step Formation of coating> Coatings were formed on the surfaces of the substrates A to D obtained above. Specifically, from the substrate side, TiN layer (base layer), TiCN layer (first intermediate layer), TiSiCN layer (first layer), TiCNO layer (second intermediate layer), Al 2 O 3 layer (Surface layer) was formed in the order described above to form a coating.
  • TiN layer base layer
  • TiCN layer first intermediate layer
  • TiCNO layer second intermediate layer
  • Al 2 O 3 layer surface layer
  • these layers were formed by a conventionally known CVD method.
  • the film formation conditions for each layer are as shown in Table 2.
  • the row of "TiN (underlying layer)" in Table 2 shows the deposition conditions for the TiN layer as the underlying layer.
  • the description of the TiN layer (underlying layer) in Table 2 is based on placing the substrate in the reaction vessel of the CVD apparatus (internal pressure of the reaction vessel: 6.7 kPa, substrate temperature: 915°C), and inserting the "reaction from the reaction gas (2.0 vol.% TiCl4 gas, 39.7 vol.% N2 gas and the balance (58.3 vol.%) H2 gas with the composition given in the column "Gas composition (vol.%)"
  • This means that the TiN layer is formed by ejecting a mixed gas of 63.8 L/min (total gas flow rate). Note that the thickness of each layer formed under each film forming condition was controlled by the time during which each reaction gas was ejected.
  • total gas flow rate refers to the total volumetric flow rate introduced into the CVD furnace per unit time, assuming that the gas under standard conditions (0° C., 1 atm) is an ideal gas.
  • TiSiCN layer The layer having a composition of TiSiCN in the coating (hereinafter also referred to as "TiSiCN layer") is any of film formation conditions A to D in Table 3, film formation conditions X and film formation conditions Y in Table 4. formed by
  • the nozzle of the CVD apparatus is provided with a first injection hole, a second injection hole (2-1 injection hole and 2-2 injection hole) and a third injection hole.
  • the diameter ⁇ r1 of the 2-1 injection hole and the diameter ⁇ r2 of the 2-2 injection hole in the nozzle of the CVD apparatus used under each film forming condition are calculated in the column "diameter ⁇ (mm) r1/r2 of the injection hole" in Table 3. shown in For example, under film formation condition A, the diameter ⁇ r1 of the 2-1 injection hole is 1.5 mm, and the diameter ⁇ r2 of the 2-2 injection hole is 2.5 mm.
  • the nozzle rotates during deposition.
  • the pressure of the reaction inner container of the CVD apparatus is the pressure described in the "pressure (kPa)” column of Table 3, and the substrate temperature is the “temperature (° C.) )” column.
  • the pressure inside the reaction vessel of the CVD apparatus is set to 9.0 kPa, and the substrate temperature is set to 800.degree.
  • reaction gas containing the components listed in the "Reaction gas composition (% by volume)" column of Table 3 is introduced into the reaction vessel to form a TiSiCN layer (first layer) on the substrate.
  • “Remainder” in Table 3 indicates that H 2 gas accounts for the balance when the total of the reaction gases is 100% by volume. H2 is mixed with CH3CN gas to adjust the total gas flow.
  • the total gas flow rate of the reaction gas is 80 L/min.
  • the reaction gas used in film formation condition A is 0.7 vol% SiCl4 gas, 1 vol% TiCl4 gas, 0.5 vol% CH3CH gas and H2 gas (remainder 97.8 vol%). Become.
  • the rotational speed of the nozzle during film formation is as shown in the "rotational speed (rpm)" column of Table 3.
  • the rotation speed of the nozzle is 2.0 rpm.
  • the pressure inside the reaction vessel of the CVD apparatus is set to 6 kPa, and the substrate temperature is set to 800°C.
  • reaction gas SiCl 4 : 0.84% by volume, TiCl 4 : 0.17% by volume, CH 3 CN : 0.32% by volume, H 2 : balance
  • the total gas flow rate of reaction gases is 80 L/min.
  • the first layer is formed by the conventional PVD method.
  • Specific conditions of the film-forming condition Y are as shown in the column of "film-forming condition Y" in Table 4.
  • ⁇ Third step heat treatment>
  • the coating formed in the second step was heat-treated to obtain a cutting tool of each sample.
  • the heat treatment conditions are as shown in Table 5, heat treatment conditions C1 to heat treatment conditions C3.
  • heat treatment condition C1 the film was heated at 1100° C. for 10 minutes in a hydrogen (H 2 ) atmosphere at a pressure of 900 hP.
  • the cutting tool was then cooled.
  • the composition of the coating of each sample is as shown in Tables 6, 8, 10, 12 and 14 below.
  • a to C, X, and Y in the “TiSiCN layer (first layer) ( ⁇ m)” column in each table refer to film formation conditions A to C shown in Table 3, film formation conditions X shown in Table 4, and It means a layer formed under the film condition Y, and the numerical value in parentheses means the thickness.
  • TiSiCN layer (first layer) formed using the film formation conditions A to D is composed of a plurality of hard particles, the hard particles are made of TiSiCN having a cubic crystal structure, and the hard It was confirmed that the particles had a lamellar structure in which layers with a relatively high silicon concentration and layers with a relatively low silicon concentration were alternately laminated. Furthermore, it was confirmed that the layer with relatively high silicon concentration and the layer with relatively low silicon concentration have the same crystal orientation. Since a specific confirmation method is as described in Embodiment 1, the description thereof will not be repeated.
  • the cutting tools of Samples 1 to 6 correspond to Examples, and the cutting tools of Samples 1-1 to 1-7 correspond to Comparative Examples. It was confirmed that the cutting tools of Samples 1 to 6 had a longer tool life in high efficiency machining than the cutting tools of Samples 1-1 to 1-7. This is because the hard particles have a lamellar structure, which improves the thermal crack propagation and peeling resistance of the coating. It is presumed that this is because the oxidation of is suppressed and the wear resistance is improved.
  • Samples 21 to 23 (Example) have a longer cutting distance in turning cast iron and a longer tool life in high-efficiency machining. rice field. This is presumably because, in Samples 21 to 23, since silicon is concentrated in the grain boundary region, oxidation of the hard particles and/or the substrate is suppressed, and wear resistance is improved.
  • Samples 31 to 33 (Examples) have a longer cutting distance in milling of general steel and a longer tool life in high-efficiency machining. was done. This is presumably because, in Samples 31 to 33, since silicon is concentrated in the grain boundary region, oxidation of the hard particles and/or the substrate is suppressed, resulting in improved wear resistance.
  • sample A is heated to a temperature of 700° C. in air, held at that temperature for 60 minutes, and then slowly cooled to room temperature.
  • Sample B is heated to a temperature of 750° C. in air, held at that temperature for 60 minutes, and then slowly cooled to room temperature.
  • Sample C was heated to 800° C. in air, held at that temperature for 60 minutes, and then slowly cooled to room temperature. Thus, the heating temperature was changed by 50° C. for each sample.
  • the appearance of the sample after slow cooling was visually observed, and if the base material was exposed and the base material was deformed due to peeling of the coating, it was determined that the coating was oxidized.
  • the sample was cut. The lowest temperature at which the oxidized state occurs is taken as the oxidation temperature.
  • Sample 51 (Example) had a longer cutting distance in milling of general steel and a longer tool life in high-efficiency machining than Samples 5-1 to 5-2 (Comparative Examples). This is presumably because in sample 51, since silicon is concentrated in the grain boundary region, oxidation of the hard particles and/or the base material is suppressed, and wear resistance is improved.
  • 1 cutting tool 10 base material, 11 first layer, 12 base layer, 13 surface layer, 14 first intermediate layer, 15 coating, 16 second intermediate layer, 21 layer with relatively high silicon concentration (silicon high concentration layer), 22 relatively high silicon concentration layer (low silicon concentration layer), 23A, 23B hard particles, 24 grain boundary region, 50 CVD apparatus, 52 substrate setting jig, 53 reaction vessel, 54 adjustment Heating device, 55, 57 introduction port, 56 nozzle, 59 exhaust pipe, 60 exhaust port, 61 first injection hole, 62 second injection hole

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Abstract

基材と、前記基材上に配置された被膜とを含む切削工具であって、前記被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有し、前記硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、前記第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きい。

Description

切削工具及びその製造方法
　本開示は、切削工具及びその製造方法に関する。
　従来、切削工具の耐摩耗性を向上させるために、基材上にＴｉＳｉＣＮ膜が形成された切削工具が開発されている。
　特許文献１には、熱ＣＶＤ法により製造されたＴｉＣｘＮ１－ｘのナノ結晶層及び非晶質ＳｉＣｘＮｙの第二の相を含むナノ複合被膜が開示されている。
　特許文献２には、熱ＣＶＤ法により製造された立方晶オキシ炭窒化チタンからなる第１のナノ結晶相と、オキシ炭窒化ケイ素またはオキシ炭化ケイ素からなる第２の非晶質相とを含む少なくとも１つのナノコンポジット層が開示されている。
　非特許文献１には、ＰＶＤ法により形成されたナノコンポジット構造からなるＴｉＳｉＣＮ被膜が開示されている。
特表２０１５－５０５９０２号公報
特表２０２０－５０７６７９号公報
Ｓｈｉｎｙａ　Ｉｍａｍｕｒａ　ｅｔ　ａｌ．，"Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ａｎｄ　ｃｕｔｔｉｎｇ　ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ　ｏｆ　ＡｌＴｉＣｒＮ／ＴｉＳｉＣＮ　ｂｉｌａｙｅｒ　ｃｏａｔｉｎｇｓ　ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ　ｂｙ　ｃａｔｈｏｄｉｃ－ａｒｃ　ｉｏｎ　ｐｌａｔｉｎｇ"，Ｓｕｒｆａｃｅ　ａｎｄ　Ｃｏａｔｉｎｇｓ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０２，（２００７），８２０－８２５
　本開示は、基材と、前記基材上に配置された被膜とを含む切削工具であって、
　前記被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
　前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
　前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有し、
　前記硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、前記第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きい、
　切削工具である。
　本開示は、上記切削工具の製造方法であって、
　基材を準備する第１工程と、
　前記基材上に被膜を形成する第２工程と、
　前記被膜に対して熱処理を行い切削工具を得る第３工程と、を備え、
　前記第２工程で形成される被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
　前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
　前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する、切削工具の製造方法である。
図１は、実施形態１に係る切削工具の断面の一例を示す模式図である。 図２は、実施形態１に係る切削工具の断面の他の一例を示す模式図である。 図３は、実施形態１に係る切削工具の断面の他の一例を示す模式図である。 図４は、実施形態１に係る切削工具の断面の他の一例を示す模式図である。 図５は、実施形態１に係る切削工具の断面の他の一例を模式的に示す図である。 図６は、図５の符号ａ１で示される枠線で囲まれた矩形部分の拡大図である。 図７は、図５の符号ａ２で示される枠線で囲まれた矩形部分の拡大図である。 図８は、実施形態１に係る切削工具の第１層の断面の高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ）像の一例を示す図である。 図９は、図８に示された領域Ａ内において撮影された電子回折像である。 図１０は、図８に示された矢印方向に沿ったライン分析の結果を示すグラフである。 図１１は、図８に示された領域Ａに対してフーリエ変換を行って得られるフーリエ変換像である。 図１２は、図１１のフーリエ変換像の四角枠内の強度プロファイルを示すグラフである。 図１３は、実施形態１に係る切削工具のＳＴＥＭ像の一例を示す図である。 図１４は、図１３内に観察される粒界領域を含むＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図である。 図１５は、図１４の線Ｌ２に沿ってライン分析を行った結果を示すグラフである。 図１６は、実施形態２に係る切削工具の製造方法に用いられるＣＶＤ装置の一例の模式的な断面図である。
　［本開示が解決しようとする課題］
　近年、工具寿命の向上への要求が益々高まり、特に、高能率加工全般において、工具寿命の更なる向上が求められている。
　そこで、本目的は、高能率加工全般において、長い工具寿命を有することができる切削工具を提供することを目的とする。
　［本開示の効果］
　本開示によれば、高能率加工全般において、長い工具寿命を有することができる切削工具を提供することが可能となる。
　［本開示の実施形態の説明］
　最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
　（１）本開示は、基材と、前記基材上に配置された被膜とを含む切削工具であって、
　前記被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
　前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
　前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有し、
　前記硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、前記第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きい、
　切削工具である。
　本開示によれば、高能率加工全般において、長い工具寿命を有することができる切削工具を提供することが可能となる。
　（２）前記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値と、前記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値との差は、０．５％以上であることが好ましい。これによると、工具寿命が更に向上する。
　（３）前記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値は、０．５％以上１０％以下であることが好ましい。これによると、工具寿命が更に向上する。
　（４）前記第１層の厚さは、３μｍ以上１５μｍ以下であり、
　前記被膜の厚さは、３μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。これによると、工具寿命が更に向上する。
　（５）前記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、ＳＴＥＭ－ＥＤＸを用いて、前記被膜表面の法線に沿う断面において、前記粒界領域に対して、前記粒界領域の伸長方向に垂直な方向に、長さ６０ｎｍ以上のライン分析を行うことにより測定され、
　前記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値は、ＳＴＥＭ－ＥＤＸを用いて、前記断面において、前記第１層中に設けられた１００ｎｍ×１００ｎｍの矩形の測定視野に対して矩形分析を行うことにより測定されることが好ましい。これによると、測定結果の精度が良好である。
　（６）前記硬質粒子の平均アスペクト比は２以上であることが好ましい。これによると、工具寿命が更に向上する。
　（７）本開示は、上記切削工具の製造方法であって、
　基材を準備する第１工程と、
　前記基材上に被膜を形成する第２工程と、
　前記被膜に対して熱処理を行い切削工具を得る第３工程と、を備え、
　前記第２工程で形成される被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
　前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
　前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する、切削工具の製造方法である。
　本開示によれば、高能率加工全般において、長い工具寿命を有することができる切削工具を提供することが可能となる。
　（８）前記第３工程における熱処理は、前記被膜を圧力８５０ｈＰａ以上９５０ｈＰａ以下の水素雰囲気中で、１０５０℃以上１１００℃以下で５分以上３０分以下加熱する工程を含むことが好ましい。これによると、硬質粒子内の珪素の粒界領域への移動が促進される。
　（９）前記第２工程は、ＣＶＤ装置を用いたＣＶＤ法により前記第１層を形成する第２ａ工程を含み、
　前記第２ａ工程は、ＴｉＣｌ４ガス、ＳｉＣｌ４ガス及びＣＨ３ＣＮガスを前記基材の表面に向かって噴出する第２ａ－１工程を含み、
　前記ＴｉＣｌ４ガスは、前記ＣＶＤ装置のノズルに設けられた複数の第１噴射孔から噴出され、
　前記ＳｉＣｌ４ガスは、前記ノズルに設けられた複数の第２噴射孔から噴出され、
　前記ＣＨ３ＣＮガスは、前記ノズルに設けられた複数の第３噴射孔から噴出され、
　前記第２ａ－１工程において、前記ノズルは回転し、
　前記複数の第２噴射孔は、第２－１噴射孔と、第２－２噴射孔と、を含み、
　前記第２－１噴射孔の径ｒ１は、前記第２－２噴射孔の径ｒ２と異なることが好ましい。
　これによると、硬質粒子のラメラ構造の形成が促進される。
　［本開示の実施形態の詳細］
　本開示の切削工具及びその製造方法の具体例を、以下に図面を参照しつつ説明する。本開示の図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表すものである。また、長さ、幅、厚さ、深さなどの寸法関係は図面の明瞭化と簡略化のために適宜変更されており、必ずしも実際の寸法関係を表すものではない。
　本明細書において「Ａ～Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。
　本明細書において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるべきではない。たとえば「ＴｉＳｉＣＮ」と記載されている場合、ＴｉＳｉＣＮを構成する原子数の比は、従来公知のあらゆる原子比が含まれる。
　［実施形態１：切削工具］
　本開示の一実施形態（以下、「本実施形態」とも記す。）の切削工具は、
　基材と、該基材上に配置された被膜とを含む切削工具であって、
　該被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
　該硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
　該硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有し、
　該硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する該珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、該第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する該珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きい、切削工具である。
　本実施形態の切削工具は、高能率加工全般において、長い工具寿命を有することができる。この理由は明らかではないが、以下（ｉ）～（ｖ）の通りと推察される。
　（ｉ）本実施形態の切削工具において、被膜は、硬質粒子からなる第１層を備える。該硬質粒子は、ＴｉＳｉＣＮからなるため、該第１層はその厚み方向に延在する柱状晶からなる領域（以下、「柱状組織」とも記す。）を有することができる。これにより、第１層の靭性が向上し、被膜の表面に切削に伴う熱亀裂が発生したとしても、その亀裂の基材への進行が効果的に抑制される。更に、第１層が柱状組織を有することにより、亀裂進展方向が異方性を有するため、被膜の耐剥離性が向上する。よって、切削工具は長い工具寿命を有することができる。
　（ｉｉ）本実施形態の切削工具において、硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなる。該硬質粒子は硬度が高い。該硬質粒子からなる第１層は硬度が高く、優れた耐摩耗性を有する。よって、切削工具は長い工具寿命を有することができる。
　（ｉｉｉ）本実施形態の切削工具において、硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する。これによると、硬質粒子内に歪みが生じ、被膜の表面に切削に伴う亀裂が発生したとしても、その亀裂の基材への進展が効果的に抑制される。また、硬質粒子及び第１層の硬度が高くなり、切削工具の耐摩耗性が向上する。よって、切削工具は長い工具寿命を有することができる。
　（ｉｖ）本実施形態の切削工具の第１層において、硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値（以下、「粒界領域における珪素含有率の最大値」とも記す。）は、第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値（以下、「第１層における珪素含有率の平均値」とも記す。）よりも大きい。すなわち、硬質粒子間の粒界領域における珪素含有率の最大値が、第１層における珪素の含有率の平均値よりも大きい。これによると、硬質粒子間の粒界近傍で珪素の濃度勾配が生じており、これに伴い粒界近傍で格子定数が変化して、歪みが生じる。該歪みにより、亀裂の伝搬が抑制される。よって、切削工具は長い工具寿命を有することができる。
　（ｖ）本実施形態の切削工具の第１層において、硬質粒子間の粒界領域における珪素含有率の最大値が、第１層における珪素の含有率の平均値よりも大きい。粒界領域に存在する珪素は、被削材の高能率加工において、粒界に沿って被膜内部に侵入する酸素と結合する。これにより、硬質粒子および／または基材の酸化が抑制される。よって、切削工具は長い工具寿命を有することができる。
　＜切削工具＞
　図１に示されるように、本実施形態の切削工具１は、基材１０と、該基材１０上に配置された被膜１５とを備える。図１では、該被膜１５が第１層１１のみから構成される場合を示している。被膜１５は、基材の切削に関与する部分の少なくとも一部を被覆することが好ましく、基材の全面を被覆することが更に好ましい。基材の切削に関与する部分とは、基材表面において、刃先稜線からの距離が５００μｍ以内の領域を意味する。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りしていたとしても、本開示の範囲を逸脱するものではない。
　＜切削工具の種類＞
　本開示の切削工具は、例えば、ドリル、エンドミル（例えば、ボールエンドミル）、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、タップ等であり得る。
　＜基材＞
　基材１０は、すくい面と逃げ面とを含み、この種の基材として従来公知のものであればいずれも使用することができる。例えば、超硬合金（例えば、炭化タングステンとコバルトとを含むＷＣ基超硬合金、該超硬合金はＴｉ、Ｔａ、Ｎｂなどの炭窒化物を含むことができる）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮなどを主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化ケイ素、窒化ケイ素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、立方晶型窒化ホウ素焼結体また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、炭化タングステンとコバルトとを含む超硬合金からなり、該超硬合金中のコバルトの含有率は、６質量％以上１１質量％以下である基材が好ましい。これによると、高温における硬度と強度のバランスに優れ、上記用途の切削工具の基材として優れた特性を有している。基材としてＷＣ基超硬合金を用いる場合、その組織中に遊離炭素、ならびにη相またはε相と呼ばれる異常層などを含んでいてもよい。
　さらに基材は、その表面が改質されていてもよい。例えば超硬合金の場合、その表面に脱β層が形成されていたり、サーメットの場合に表面硬化層が形成されていてもよい。基材は、その表面が改質されていても所望の効果が示される。
　切削工具が刃先交換型切削チップなどである場合、基材は、チップブレーカーを有しても、有さなくてもよい。刃先稜線部の形状は、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）、又は、ホーニングとネガランドを組み合わせたもの等、いずれも採用できる。
　＜被膜＞
　≪被膜の構成≫
　本実施形態の被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備える。本実施形態の被膜は、第１層を備える限り、他の層を含んでいてもよい。
　例えば、図２の切削工具１に示されるように、被膜１５は、第１層１１に加えて、基材１０と第１層１１との間に配置される下地層１２を含むことができる。
　図３の切削工具１に示されるように、被膜１５は、第１層１１及び下地層１２に加えて、第１層１１上に配置される表面層１３を含むことができる。
　図４の切削工具１に示されるように、被膜１５は、第１層１１、下地層１２、表面層１３に加えて、下地層１２と第１層１１との間に配置される第１の中間層１４を含むことができる。また、被膜１５は、第１層１１と表面層１３との間に配置される第２の中間層１６を含むことができる。
　第１層、下地層、第１の中間層、第２の中間層及び表面層の詳細については後述する。
　≪被膜の厚さ≫
　本実施形態の被膜の厚さは、３μｍ以上３０μｍ以下が好ましい。ここで、被膜の厚さとは、被膜全体の厚さを意味する。被膜全体の厚さが３μｍ以上であると、優れた耐摩耗性を有することができる。一方、被膜全体の厚さが３０μｍ以下であると、切削加工時に、被膜と基材との間に大きな応力が加わった際の被膜の剥離または破壊の発生を抑制することができる。被膜全体の厚さの下限は、耐摩耗性向上の観点から、５μｍ以上がより好ましく、１０μｍ以上が更に好ましい。被膜全体の厚さの上限は、被膜の剥離または破壊の発生を抑制する観点から、２５μｍ以下がより好ましく、２０μｍ以下が更に好ましい。被膜全体の厚さは、５μｍ以上２５μｍ以下がより好ましく、１０μｍ以上２０μｍ以下が更に好ましい。
　上記被膜の厚さは、被膜表面の法線方向に平行な断面サンプルを得て、このサンプルを走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で観察することにより測定される。走査透過型電子顕微鏡としては、例えば、日本電子株式会社製のＪＥＭ－２１００Ｆ（商標）が挙げられる。
　本明細書において「厚さ」といった場合、その厚さは平均厚さを意味する。具体的には、断面サンプルの観察倍率を１００００倍とし、電子顕微鏡像中に（基材表面に平行な方向１００μｍ）×（被膜の厚さ全体を含む距離）の矩形の測定視野を設定し、該視野において１０箇所の厚み幅を測定し、その平均値を「厚さ」とする。下記に記載される各層の厚さ（平均厚さ）についても、同様に測定し、算出される。
　同一の試料において測定する限りにおいては、測定視野の選択個所を変更して複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　＜第１層＞
　≪第１層の構成≫
　第１層の構成について、図５～図７を用いて説明する。図５は、実施形態１に係る切削工具の断面の他の一例を模式的に示す図である。図６は、図５の符号ａ１で示される枠線で囲まれた矩形部分の拡大図である。図７は、図５の符号ａ２で示される枠線で囲まれた矩形部分の拡大図である。図５に示されるように、本実施形態の第１層１１は複数の硬質粒子２３からなる。図６及び図７に示されるように、該硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、かつ、珪素の濃度が相対的に高い層２２と低い層２１とが交互に積層したラメラ構造を有する。
　本実施形態の第１層は、不可避不純物として硬質粒子以外の成分、たとえば、アモルファス相、金属間化合物（例えばＴｉＳｉ２、Ｃｏ２Ｓｉ等）を含んでいたとしても、本開示の効果を発揮する限りにおいて本開示の範囲を逸脱するものではない。
　≪第１層の厚さ≫
　本実施形態の第１層の厚さは、３μｍ以上１５μｍ以下が好ましい。第１層の厚さが３μｍ以上であると、優れた耐摩耗性及び耐酸化性を有することができる。一方、第１層の厚さが１５μｍ以下であると、切削加工時に、被膜と基材との間に大きな応力が加わった際の被膜の剥離または破壊の発生を抑制することができる。第１層の厚さの下限は、耐摩耗性及び耐酸化性向上の観点から、３μｍ以上、４μｍ以上、５μｍ以上が好ましい。第１層の厚さの上限は、被膜の剥離または破壊の発生を抑制する観点から、１５μｍ以下、１０μｍ以下が好ましい。第１層の厚さは、３μｍ以上１５μｍ以下、４μｍ以上１５μｍ以下、５μｍ以上１５μｍ以下、３μｍ以上１０μｍ以下、４μｍ以上１０μｍ以下、５μｍ以上１０μｍ以下が好ましい。
　≪硬質粒子の組成≫
　本実施形態において、硬質粒子は、立方晶型の結晶構造（以下、「立方晶構造」とも記す。）を有するＴｉＳｉＣＮからなる。硬質粒子が立方晶構造を有すると、優れた耐摩耗性を有すると共に高い靭性を両立できる。硬質粒子の組成は、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法：Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により確認することができる。硬質粒子が立方晶構造を有することは、制限視野による電子線回折のパターン解析により確認することができる。図５に示されるように、ＴｉＳｉＣＮからなる硬質粒子は、第１層の厚み方向に延在する柱状晶である。
　硬質粒子は、ＴｉＳｉＣＮ以外の不可避不純物を含んでいたとしても、本開示の効果を発揮する限りにおいて本開示の範囲を逸脱するものではない。
　≪ラメラ構造≫
　本実施形態において、硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する。以下、珪素の濃度が相対的に高い層を「珪素高濃度層」とも記し、珪素の濃度が相対的に低い層を「珪素低濃度層」とも記す。硬質粒子が珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有することは、以下の（Ａ１）～（Ａ６）の方法で確認される。
　（Ａ１）被膜表面の法線に沿って切削工具をダイヤモンドワイヤーで切り出し、第１層の断面を露出させる。露出された断面に対して収束イオンビーム加工（以下、「ＦＩＢ加工」とも記す。）を行い、断面を鏡面状態とする。
　（Ａ２）ＦＩＢ加工された断面を、高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ）を用いて観察し、１つの硬質粒子を特定する。観察倍率は、５００，０００倍とする。次に、特定された１つの硬質粒子のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を得る。図８は、本実施形態の切削工具における１つの硬質粒子のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像の一例を示す図である。図８において、黒色で示される層は、珪素の濃度が相対的に高い領域（珪素高濃度層）であり、白色又は灰色で示される層は珪素の濃度が相対的に低い領域（珪素低濃度層）である。
　（Ａ３）上記ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像の中で、黒色で示される珪素高濃度層と、白色又は灰色で示される珪素低濃度層がそれぞれ１０層以上積層している領域を含むように測定領域（サイズ：１００ｎｍ×１００ｎｍ）を設定する。図８において、符号Ａで示される白色の枠線で囲まれた正方形の領域（以下、「領域Ａ」とも記す。）が、測定領域に該当する。
　（Ａ４）上記ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像中の測定領域内で、珪素高濃度層と珪素低濃度層との積層方向を特定する。具体的には、制限視野領域の電子線回折パターンと、珪素高濃度層と珪素低濃度層との積層方位を重ね合わせ、回折スポットが示す方位より積層方位特定する。図８に示された領域Ａ内において撮影された電子回折像を図９に示す。図８において、該電子回折像に基づき特定された積層方向は、白色矢印で示される。
　（Ａ５）上記ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像中の測定領域において、積層方向に沿って、ＳＴＥＭ付帯のＥＤＸによりライン分析を行い、組成を測定する。ライン分析のビーム径は０．５ｎｍ以下とし、スキャン間隔は０．５ｎｍとし、ライン分析の長さは５０ｎｍとする。
　（Ａ６）ライン分析の結果が、以下の（ａ１）～（ａ２）を満たす場合、硬質粒子が珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有することが確認される。
　（ａ１）測定領域が、チタン（Ｔｉ）、珪素（Ｓｉ）、炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）を含む。
　（ａ２）ライン分析の結果を、Ｘ軸が測定開始点からの距離、Ｙ軸が珪素の原子数ＸＳｉ及びチタンの原子数ＸＴｉの合計に対する、珪素の原子数ＸＳｉの百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００である座標系に示したグラフを作成する。該グラフにおいて、測定領域における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の平均（以下、「平均」とも記す。）を算出する。測定開始点からの距離の増加に伴い、該平均値よりも、百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００が大きい領域と小さい領域とが、交互に存在する。該平均値よりも、百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００が大きい領域は、珪素の濃度が相対的に高い層に該当する。該平均値よりも、百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００が小さい領域は、珪素の濃度が相対的に低い層に該当する。
　本実施形態における上記のグラフの一例を図１０に示す。図１０において、Ｘ軸は測定開始点からの積層方向に沿う距離、Ｙ軸は珪素の原子数ＸＳｉ及びチタンの原子数ＸＴｉとの合計に対する、珪素の原子数ＸＳｉの百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００を示す。図１０において、測定領域における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の平均は、点線Ｌ１で示される。
　図１０では、測定開始点からの距離の増加に伴い、上記平均値よりも、百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００が大きい領域Ｓ１と小さい領域Ｓ２とが、交互に存在する。従って、図８に示される硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有することが確認される。
　同一の試料において測定する限りにおいては、上記（Ａ２）で特定される硬質粒子を変更して複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　≪珪素高濃度層及び珪素低濃度層の組成≫
　珪素高濃度層及び珪素低濃度層のそれぞれにおいて、珪素の原子数ＸＳｉ及びチタンの原子数ＸＴｉの合計に対する、珪素の原子数ＸＳｉの百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００は、０．１％以上１０％以下であることが好ましい。これによると、第１層の耐熱亀裂性、及び、第１層と隣接する層との密着性がバランス良く向上する。珪素高濃度層及び珪素低濃度層のそれぞれにおける百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の下限は、耐摩耗性および耐酸化性向上の観点から、０．１％以上、０．５％以上、０．７％以上、１．０％以上、１．２％以上が好ましい。珪素高濃度層及び珪素低濃度層のそれぞれにおける百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の上限は、柱状組織を維持しつつ、耐摩耗性を向上する観点から、１０．０％以下、８．０％以下、７．２％以下、７．０％以下、５％以下が好ましい。珪素高濃度層及び珪素低濃度層のそれぞれにおける百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００は、０．１％以上１０．０％以下、０．５％以上１０．０％以下、０．７％以上１０．０％以下、１．０％以上１０．０％以下、１．２％以上１０．０％以下、０．１％以上８．０％以下、０．５％以上８．０％以下、０．７％以上８．０％以下、１．０％以上８．０％以下、１．２％以上８．０％以下、０．１％以上７．２％以下、０．５％以上７．２％以下、０．７％以上７．２％以下、１．０％以上７．２％以下、１．２％以上７．２％以下、０．１％以上７．０％以下、０．５％以上７．０％以下、０．７％以上７．０％以下、１．０％以上７．０％以下、１．２％以上７．０％以下、０．１％以上５％以下、０．５％以上５％以下、０．７％以上５％以下、１．０％以上５％以下、１．２％以上５％以下が好ましい。
　珪素高濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の下限は、耐熱性向上の観点から１％以上が好ましく、１．５％以上、２．０％以上、５．３％以上、６．０％以上が好ましい。珪素高濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の上限は、立方晶型の結晶構造を維持する観点から１０．０％以下、９．０％以下、８．０％以下が好ましい。珪素高濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００は、１％以上１０．０％以下、１．５％以上１０．０％以下、２．０％以上１０．０％以下、５．３％以上１０．０％以下、６．０％以上１０．０％以下、１％以上９．０％以下、１．５％以上９．０％以下、２．０％以上９．０％以下、５．３％以上９．０％以下、６．０％以上９．０％以下、１％以上８．０％以下、１．５％以上８．０％以下、２．０％以上８．０％以下、５．３％以上８．０％以下、６．０％以上８．０％以下が好ましい。珪素高濃度層の組成が厚み方向に変化する場合は、珪素高濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００は、ライン分析を行った領域内の全珪素高濃度層の平均値を意味する。
　珪素低濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の下限は、密着性向上の観点から０．１％以上、０．２％以上、０．５％以上が好ましい。珪素低濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の上限は、立方晶同士の整合性の観点から２．０％以下、１．５％以下、１．２％以下が好ましい。珪素低濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００は、０．１％以上２．０％以下、０．２％以上２．０％以下、０．５％以上２．０％以下、０．１％以上１．５％以下、０．２％以上１．５％以下、０．５％以上１．５％以下、０．１％以上１．２％以下、０．２％以上１．２％以下、０．５％以上１．２％以下が好ましい。珪素低濃度層の組成が厚み方向に変化する場合は、珪素低濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００は、ライン分析を行った領域内の全珪素低濃度層の平均値を意味する。
　珪素高濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００と、珪素低濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００との差は、硬度向上の観点から、０．５％以上１０％未満が好ましく、１％以上９％以下が好ましく、２％以上８％以下が好ましく、４％以上８％以下が好ましい。
　同一の試料において測定する限りにおいては、上記（Ａ２）で特定される硬質粒子を変更して珪素高濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００、及び、珪素低濃度層における百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００の測定を複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　≪珪素高濃度層及び珪素低濃度層の結晶方位≫
　珪素高濃度層と珪素低濃度層とは、同一の結晶方位を有することが好ましい。これによると、界面エネルギーが抑えられる。該結晶方位は、例えば、｛３１１｝、｛２１１｝、｛１１０｝、｛１００｝、｛１１１｝などが挙げられる。本明細書中の結晶学的記載においては、｛｝は集合面を示している。
　珪素高濃度層と珪素低濃度層とが同一の結晶方位を有することは、以下の手順で確認される。上記（Ａ１）～（Ａ４）と同様の方法で、図９に示されるような電子回折像を得る。該電子回折像が単一結晶からの回折像となっている場合、珪素高濃度層と珪素低濃度層とが同一の結晶方位を有すると判断される。
　≪ラメラ構造の周期幅≫
　本実施形態におけるラメラ構造の周期幅の平均は、珪素高濃度層と珪素低濃度層との間の歪みを維持し、耐欠損を向上させる観点から、２ｎｍ以上２０ｎｍ以下が好ましく、３ｎｍ以上１７．７ｎｍ以下が好ましく、４ｎｍ以上１５ｎｍ以下が好ましく、５ｎｍ以上１０ｎｍ以下が好ましい。ここで、ラメラ構造の周期幅とは、１つの珪素高濃度層から、該１つの珪素高濃度層に隣接する珪素低濃度層を挟んで隣接する他の珪素高濃度層までの距離をいう。なお、この距離は、珪素高濃度層および他の珪素高濃度層の各層の厚み方向の中点を結ぶ距離とする。ラメラ構造の周期幅の平均とは、上記（Ａ３）で設定した測定領域内で測定された全てのラメラ構造の周期幅の平均を意味する。
　本明細書において、珪素の濃度の周期幅の測定方法は以下の通りである。上記（Ａ１）～（Ａ３）と同様の方法で測定領域を設定する。該測定領域に対してフーリエ変換を行い、フーリエ変換像を得る。図８に示された領域Ａに対してフーリエ変換を行って得られるフーリエ変換像を図１１に示す。該フーリエ変換像において、測定領域内の周期性はスポットとして現れる。図１１のフーリエ変換像の長方形の枠内の強度プロファイルを示すグラフを図１２に示す。図２の座標系において、Ｘ軸は図１１の長方形の長辺方向を示し、Ｙ軸は図１１の強度を示す。周期幅は、上記スポットと、フーリエ変換像において最大強度を示す画像中央との間の距離の逆数を計算することにより算出される。
　同一の試料において測定する限りにおいては、測定箇所を変更して複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　ラメラ構造を構成する珪素高濃度層及び珪素低濃度層の積層数（合計積層数）は、特に限定されるものではないが、例えば、１０層以上１０００層以下とすることが好ましい。積層数が１０層以上であると、各珪素高濃度層及び各珪素低濃度層における結晶粒の粗大化が抑制され、硬質粒子の硬度を維持することができる。一方、積層数が１０００層以下であると、各珪素高濃度層及び各珪素低濃度層の厚さを十分に確保することができ、単位層同士の混合を抑制することができる。
　≪硬質粒子のアスペクト比≫
　本実施形態おいて、硬質粒子の平均アスペクト比は２．０以上が好ましい。これによると、第１層が柱状組織を有することにより、亀裂進展方向が異方性を有するため、被膜の耐剥離性が向上する。硬質粒子の平均アスペクト比の下限は、耐剥離性向上の観点から、２以上、４以上、５以上、６以上、７以上、８以上が好ましい。硬質粒子のアスペクト比の上限は、柱状組織維持の観点から、２０以下、１８以下、１５以下、１３以下、１０以下が好ましい。硬質粒子のアスペクト比は、２以上２０以下、４以上２０以下、５以上２０以下、６以上２０以下、７以上２０以下、８以上２０以下、２以上１８以下、４以上１８以下、５以上１８以下、６以上１８以下、７以上１８以下、８以上１８以下、２以上１５以下、４以上１５以下、５以上１５以下、６以上１５以下、７以上１５以下、８以上１５以下、２以上１３以下、４以上１３以下、５以上１３以下、６以上１３以下、７以上１３以下、８以上１３以下、２以上１０以下、４以上１０以下、５以上１０以下、６以上１０以下、７以上１０以下、８以上１０以下が好ましい。
　本明細書において、硬質粒子の平均アスペクト比とは、以下の（ａ１）～（ｄ１）の手順で測定される。
　（ａ１）被膜表面の法線に沿って切削工具をダイヤモンドワイヤーで切り出し、第１層の断面を露出させる。露出された断面に対して収束イオンビーム加工（以下、「ＦＩＢ加工」とも記す。）を行い、断面を鏡面状態とする。
　（ｂ１）ＦＩＢ加工された断面において、矩形の観察視野を設定する。該測定視野の一組の辺は、基材表面に平行な方向で長さ３０μｍとし、他の一組の辺は、基材表面の法線方向で第１層が全て含まれる長さ（第１層の厚さ）とする。
　（ｃ１）高分解能電子線後方散乱回折装置を用いて前記観察視野面内を０．０２μｍ間隔で解析し、観察視野面内の立方晶型の結晶構造（以下、「立方晶構造」とも記す。）を有する測定点を求める。該測定点のうち、立方晶構造を有する測定点Ａと、該測定点Ａに隣接する測定点Ｂとの間で５度以上の方位差がある場合、該測定点Ａと該測定点Ｂとの間を粒界と定義する。また、上記測定点Ａに隣接する立方晶を有する測定点が存在しない場合は、測定点Ａの外周を粒界と定義する。
　粒界で囲まれた領域で立方晶を有する測定点を含むものを１つの結晶粒と定義する。ただし、特定の測定点が、隣接する測定点全てと５度以上の方位差がある、あるいは、該測定点が立方晶構造を有さず、単独に存在する場合は、該測定点は結晶粒と判定しない。すなわち、２以上の測定点が連結しているものを結晶粒として取り扱う。このようにして、粒界判定を行い、結晶粒を特定する。
　（ｄ１）次に、画像処理を行い、各結晶粒において、基材表面の法線方向の最大長さＨ、基材表面と平行な方向の最大長さＷ、及び、面積Ｓを求める。結晶粒のアスペクト比ＡはＡ＝Ｈ／Ｗとして算出する。観察視野内で２０個の結晶粒Ｐ１～Ｐ２０を任意に選択する。該２０個の結晶粒のそれぞれについて、アスペクト比を求める。該２０個の結晶粒Ｐ１～Ｐ２０のアスペクト比Ａの面積加重平均Ａaveを下記式１に基づき算出する。
　Ａave＝（Ａ１Ｓ１＋Ａ２Ｓ２＋…＋Ａ２０Ｓ２０）／（Ｓ１＋Ｓ２＋…Ｓｎ）　　式１
　上記式１において、Ａ１～Ａ２０は、それぞれ結晶粒Ｐ１～Ｐ２０のアスペクト比Ａである。上記式１において、Ｓ１～Ｓ２０は、それぞれ結晶粒Ｐ１～Ｐ２０の面積Ｓである。
　本明細書において、得られた面積加重平均Ａaveが硬質粒子の平均アスペクト比に該当する。同一の試料において測定する限りにおいては、観察視野を変更して複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に観察視野を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　≪珪素の分布≫
　本実施形態の第１層において、硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きい。これによると、粒界近傍に歪が生じ、該歪により亀裂の伝搬が抑制される。更に、粒界近傍での硬質粒子の酸化が抑制される。よって、切削工具は長い工具寿命を有することができる。
　上記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値と、上記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値との差は、０．５％以上であることが好ましい。これによると、工具寿命が更に向上する。上記差の下限は、耐亀裂伝搬性及び耐酸化性向上の観点から、０．５％以上、０．７以上、１．０％以上、１．５％以上、２．０％以上が好ましい。上記差の上限は、密着性向上の観点から、９．５％以下、８．０％以下、４．０％以下、３．０以下が好ましい。上記差は、０．５％以上９．５％以下、０．７以上９．５％以下、１．０％以上９．５％以下、１．５％以上９．５％以下、２．０％以上９．５％以下、０．５％以上８．０％以下、０．７％以上８．０％以下、１．０％以上８．０％以下、１．５％以上８．０％以下、２．０％以上８．０％以下、０．５％以上４．０％以下、０．７％以上４．０％以下、１．０％以上４．０％以下、１．５％以上４．０％以下、２．０％以上４．０％以下、０．５％以上３．０％以下、０．７％以上３．０％以下、１．０％以上３．０％以下、１．５％以上３．０％以下、２．０％以上３．０％以下が好ましい。
　上記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値の下限は、耐亀裂伝搬性および耐酸化性向上の観点から、１．０％以上、１．５％以上、２．０％以上、３．０％以上が好ましい。上記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値の上限は、界面密着力向上の観点から、１０．０％以下、８．０％以下、７．０％以下が好ましい。上記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、１．０％以上１０．０％以下、１．５％以上１０．０％以下、２．０％以上１０．０％以下、３．０％以上１０．０％以下、１．０％以上８．０％以下、１．５％以上８．０％以下、２．０％以上８．０％以下、３．０％以上８．０％以下、１．０％以上７．０％以下、１．５％以上７．０％以下、２．０％以上７．０％以下、３．０％以上７．０％以下が好ましい。
　上記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値の下限は、耐酸化性向上の観点から０．５％以上、０．６％以上、１．０％以上、１．５％以上、２．０％以上、２．５％以上が好ましい。上記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値の上限は、界面密着力向上の観点から、１０．０％以下、８．１％以下、８．０％以下、７．０％以下、５．０％以下、４．９％以下が好ましい。上記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値は、０．５％以上１０％以下、０．６％以上１０％以下、１．０％以上１０％以下、１．５％以上１０％以下、２．０％以上１０％以下、２．５％以上１０％以下、０．５％以上８．１％以下、０．６％以上８．１％以下、１．０％以上８．１％以下、１．５％以上８．１％以下、２．０％以上８．１％以下、２．５％以上８．１％以下、０．５％以上８．０％以下、０．６％以上８．０％以下、１．０％以上８．０％以下、１．５％以上８．０％以下、２．０％以上８．０％以下、２．５％以上８．０％以下、０．５％以上７．０％以下、０．６％以上７．０％以下、１．０％以上７．０％以下、１．５％以上７．０％以下、２．０％以上７．０％以下、２．５％以上７．０％以下、０．５％以上５．０％以下、０．６％以上５．０％以下、１．０％以上５．０％以下、１．５％以上５．０％以下、２．０％以上５．０％以下、２．５％以上５．０％以下、０．５％以上４．９％以下、１．０％以上４．９％以下、１．５％以上４．９％以下、２．０％以上４．９％以下、２．５％以上４．９％以下が好ましい。
　本明細書において、上記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、ＳＴＥＭ－ＥＤＸを用いて、被膜表面の法線に沿う断面において、粒界領域に対して、硬質粒子間の粒界領域の伸長方向に垂直な方向に、長さ６０ｎｍ以上のライン分析を行うことにより測定される。具体的には、以下の（Ｂ１）～（Ｂ４）の方法で測定される。
　（Ｂ１）被膜表面の法線に沿って切削工具をダイヤモンドワイヤーで切り出し、第１層の断面が露出した薄片サンプル（厚み約１００ｎｍ程度）を準備する。露出された断面に対して収束イオンビーム加工（以下、「ＦＩＢ加工」とも記す。）を行い、断面を鏡面状態とする。
　（Ｂ２）ＦＩＢ加工された断面を、走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて観察し、硬質粒子間の粒界を特定する。観察倍率は、１００，０００倍とする。図１３は、実施形態１に係る切削工具のＳＴＥＭ像の一例を示す図である。図１３においては、２つの硬質粒子２３Ａ及び２３Ｂ間に、粒界領域２４が観察される。
　（Ｂ３）上記で特定された粒界領域が画像の中央付近を通るように位置決めを行い、ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を得る。倍率は、５００，０００倍とする。得られたＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像において、粒界領域は、画像の一端から、画像の中央付近を通って、該一端と反対側の他の一端に伸びるように存在することとなる。
　上記ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像中の粒界領域に対して、上記粒界領域の伸長方向に垂直な方向に、ＳＴＥＭ付帯のＥＤＸにより、長さ６０ｎｍ以上の元素ライン分析を行い、組成を測定する。ここで、粒界領域の伸長方向に垂直な方向とは、粒界領域の伸長方向に対して９０°±５°の角度で交差する直線に沿う方向を意味する。なお、本実施形態の硬質粒子は、第１層の厚み方向に延在する柱状晶であるため、硬質粒子間の粒界領域はほぼ直線となっている。ライン分析のビーム径は０．５ｎｍ以下とし、スキャン間隔は０．５ｎｍとする。
　上記元素ライン分析の測定領域の設定方法について、図１４を用いて説明する。図１４のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像において、隣接する２つの硬質粒子２３Ａ及び２３Ｂと、該硬質粒子間の粒界領域２４を特定する。図１４では、三角形の頂点ｔ１及びｔ２同士を結ぶ直線を含むように粒界領域２４が伸長している。図１４では、粒界領域２４の伸長方向に垂直な方向は線Ｌ２で示される。従って、図１４では、線Ｌ２に沿ってライン分析が行われる。
　該粒界領域２４から、硬質粒子２３Ａの内部方向（図１４では左側方向）、かつ、該粒界領域２４の伸長方向に垂直な方向への距離が３０ｎｍ以上である仮想面Ｓ１を設定する。該粒界領域２４から、硬質粒子２３Ｂの内部方向（図１４では右側方向）、かつ、該粒界領域２４の伸長方向に垂直な方向への距離が３０ｎｍ以上である仮想面Ｓ２を設定する。仮想面Ｓ１及び仮称面Ｓ２に挟まれた領域をライン分析の測定領域とする。すなわち、ライン分析の長さは、６０ｎｍ以上とする。更に、該ライン分析の測定領域は、第１層の基材側の界面からの距離が５００ｎｍ以上、かつ、第１層の被膜の表面側の界面（第１層が最表面の場合は、第１層の表面）からの距離が５００ｎｍ以上の領域（以下、「第１領域」とも記す。）内に設定する。出願人が測定する限り、ライン分析の測定領域が、該第１領域内に位置する限り、異なる測定領域でライン分析を行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　ライン分析の結果から、測定領域における百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値を算出する。具体的な算出方法について、図１５を用いて説明する。
　図１５は、図１４の線Ｌ２に沿ってライン分析を行った結果を示すグラフである。該グラフにおいて、横軸（Ｘ軸）はライン分析の測定領域の一方の端部からの距離（ｎｍ）を示し、縦軸（Ｙ軸）は百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００（％）を示す。図１５では、距離約４１ｎｍにおいて、百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００（％）が最大値４．０％である。
　（Ｂ４）上記の測定を、５つの異なる粒界上のそれぞれに設定された上記測定領域において行う。５つの測定領域における百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値の平均値を算出する。本実施形態において、該平均値を、硬質粒子間の粒界領域における百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値とする。出願人の測定する限り、測定対象とする粒界を任意に選択しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　本明細書において、上記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値は、ＳＴＥＭ－ＥＤＸを用いて、被膜表面の法線に沿う断面において、前記第１層中に設けられた１００ｎｍ×１００ｎｍの矩形の測定視野に対して矩形分析を行うことにより測定される。具体的には、以下の（Ｃ１）～（Ｃ４）の方法で測定される。
　（Ｃ１）被膜表面の法線に沿って切削工具をダイヤモンドワイヤーで切り出し、第１層の断面が露出した薄片サンプル（厚み約１００ｎｍ程度）を準備する。露出された断面に対して収束イオンビーム加工（以下、「ＦＩＢ加工」とも記す。）を行い、断面を鏡面状態とする。
　（Ｃ２）ＦＩＢ加工された断面を、走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて観察し、第１層を特定する。観察倍率は、５００，０００倍とする。第１層のＢＦ－ＳＴＥＭを得る。該ＢＦ－ＳＴＥＭ像中に１００ｎｍ×１００ｎｍの矩形の測定領域を設定する。該測定領域は、第１層の基材側の界面からの距離が５００ｎｍ以上、かつ、第１層の被膜の表面側の界面（第１層が最表面の場合は、第１層の表面）からの距離が５００ｎｍ以上の領域（以下、「第２領域」とも記す。）内に設定する。出願人が測定する限り、矩形分析の測定領域が、該第２領域内に位置する限り、異なる測定領域で矩形分析を行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　（Ｃ３）上記の測定領域に対して、ＳＴＥＭ付帯のＥＤＸにより矩形分析を行い、組成を測定する。矩形分析のビーム径は０．５ｎｍ以下とし、スキャン間隔は０．５ｎｍとする。
　矩形分析の結果から、測定領域の平均組成を算出する。該平均組成に基づき、上記の測定領域における百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００を算出する。
　（Ｃ４）上記の測定を、５つの異なる測定領域でそれぞれ行い、各測定領域において百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００を算出する。該５つの測定領域の百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値を算出する。本実施形態において、該平均値を第１層における百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値とする。
　出願人の測定する限り、測定領域を任意に選択しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定箇所を設定しても恣意的にはならないことが確認されている。
　＜下地層＞
　被膜は、基材と第１層との間に配置される下地層を備えることが好ましい。下地層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素及びアルミニウムからなる群より選ばれる１種以上の元素と、炭素、窒素、硼素及び酸素からなる群より選ばれる１種以上の元素と、からなる化合物からなることが好ましい。これによると、被膜と基材との密着性が向上し、耐摩耗性も向上する。
　下地層として、基材の直上にＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層又はＴｉＢＮ層を配置することにより、基材と被膜との密着性を高めることができる。下地層としてＡｌ２Ｏ３層を用いることにより、被膜の耐酸化性を高めることができる。下地層は、平均厚さが０．１μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましい。これによると、被膜は優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有することができる。
　＜表面層＞
　被膜は、その最表面に配置される表面層を備えることが好ましい。表面層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素及びアルミニウムからなる群より選ばれる１種以上の元素と、炭素、窒素、硼素及び酸素からなる群より選ばれる１種以上の元素と、からなる化合物からなることが好ましい。これによると、被膜の耐熱亀裂性及び耐摩耗性が向上する。
　表面層は、被膜において最も表面側に配置される層である。ただし、刃先稜線部においては形成されない場合もある。表面層は、例えば、第１層の直上に配置される。
　表面層としては、ＴｉＮ層又はＡｌ２Ｏ３層が挙げられる。ＴｉＮ層は色彩が明瞭（金色を呈する）であるため、表面層として用いると、切削使用後の切削チップのコーナー識別（使用済み部位の識別）が容易であるという利点がある。表面層としてＡｌ２Ｏ３層を用いることにより、被膜の耐酸化性を高めることができる。
　表面層は、平均厚さが０．０５μｍ以上２．０μｍ以下であることが好ましい。これによると、被膜の耐酸化性が向上する。
　＜第１の中間層＞
　第１の中間層は、下地層と第１層との間に配置される層である。下地層がＴｉＮ層の場合、第１の中間層はＴｉＣＮ層であることが好ましい。ＴｉＣＮ層は耐摩耗性に優れるため、被膜により好適な耐摩耗性を付与することができる。第１の中間層は、平均厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましい。
　＜第２の中間層＞
　第２の中間層は、第１層と表面層との間に配置される層である。表面層がＡｌ２Ｏ３層の場合、第２の中間層はＴｉＣＮＯ層であることが好ましい。これにより、第１層と表面層との密着性が向上する。第２の中間層は、平均厚さが０．１μｍ以上３μｍ以下であることが好ましい。
　［実施形態２：切削工具の製造方法］
　本実施形態の切削工具の製造方法について図１６を用いて説明する。図１６は、本実施形態の切削工具の製造に用いられるＣＶＤ装置の一例の概略的な断面図である。
　本実施形態の切削工具の製造方法は、実施形態１に記載の切削工具の製造方法であって、
　基材を準備する第１工程と、
　該基材上に被膜を形成する第２工程と、
　該被膜に対して熱処理を行い切削工具を得る第３工程と、を備え、
　該第２工程で形成される被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
　該硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
　該硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する、切削工具の製造方法である。
　＜第１工程＞
　第１工程において、基材を準備する。基材の詳細は、実施形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。
　＜第２工程＞
　次に、第２工程において、上記基材上に被膜を形成する。被膜の形成は、例えば図１６に示されるＣＶＤ装置を用いて行う。ＣＶＤ装置５０内には、基材１０を保持した基材セット治具５２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５３でカバーされる。また、反応容器５３の周囲には調温装置５４が配置されており、この調温装置５４により、反応容器５３内の温度を制御することができる。
　ＣＶＤ装置５０には、３つの導入口５５、５７（他の一つの導入口は図示せず）を有するノズル５６が配置されている。ノズル５６は、基材セット治具５２が配置される領域を貫通するように配置されている。ノズル５６の基材セット治具５２近傍の部分には複数の噴射孔（第１噴射孔６１，第２噴射孔６２、第３噴射孔（図示せず））が形成されている。
　図１６において、導入口５５、５７、及び、他の一つの導入口（図示せず）からノズル５６内に導入された各ガスは、ノズル５６内においても混合されることなく、それぞれ異なる噴射孔を経て、反応容器５３内に導入される。このノズル５６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５０には排気管５９が配置されており、排気ガスは排気管５９の排気口６０から外部へ排出することができる。なお、反応容器５３内の治具類等は、通常黒鉛により構成される。
　被膜が下地層、中間層及び／又は表面層を含む場合は、これらの層は従来公知の方法で形成することができる。
　≪第２ａ工程≫
　第２工程は、ＣＶＤ装置を用いたＣＶＤ法により上記第１層を形成する第２ａ工程を含み、
　該第２ａ工程は、ＴｉＣｌ４ガス、ＳｉＣｌ４ガス及びＣＨ３ＣＮガスを該基材の表面に向かって噴出する第２ａ－１工程を含み、
　該ＴｉＣｌ４ガスは、該ＣＶＤ装置のノズルに設けられた複数の第１噴射孔から噴出され、
　該ＳｉＣｌ４ガスは、該ノズルに設けられた複数の第２噴射孔から噴出され、
　該ＣＨ３ＣＮガスは、該ノズルに設けられた複数の第３噴射孔から噴出され、
　該第２ａ－１工程において、該ノズルは回転し、
　該複数の第２噴射孔は、第２－１噴射孔と、第２－２噴射孔と、を含み、
　該第２－１噴射孔の径ｒ１は、該第２－２噴射孔の径ｒ２と異なることが好ましい。
　ＴｉＣｌ４ガスは、ノズルに設けられた複数の第１噴射孔から噴出され、ＳｉＣｌ４ガスは、該ノズルに設けられた複数の第２噴射孔から噴出され、ＣＨ３ＣＮガスは、ノズルに設けられた複数の第３噴射孔から噴出される。具体的には、ＴｉＣｌ４ガスは、ノズルの導入口５５からノズル５６内に導入され、複数の第１噴射孔６１から噴出される。ＳｉＣｌ４ガスは、ノズルの導入口５７からノズル５６内に導入され、複数の第２噴射孔６２から噴出される。ＣＨ３ＣＮガスは、ノズルの導入口（図示せず）からノズル５６内に導入され、複数の第３噴射孔（図示せず）から噴出される。
　該第２ａ－１工程において、該ノズルは回転し、複数の第２噴射孔は、第２－１噴射孔と、第２－２噴射孔と、を含み、該第２－１噴射孔の径ｒ１は、該第２－２噴射孔の径ｒ２と異なる。これによると、硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有することができる。以下では理解を容易にするために、ｒ１＜ｒ２として説明する。
　第２－１噴射孔の径ｒ１は、０．５ｍｍ以上３ｍｍ以下が好ましく、１ｍｍ以上２．５ｍｍ以下がより好ましく、１．５ｍｍ以上２ｍｍ以下が更に好ましい。第２－２噴射孔の径ｒ２は、１ｍｍ以上４ｍｍ以下が好ましく、１．５ｍｍ以上３．５ｍｍ以下がより好ましく、２ｍｍ以上３ｍｍ以下が更に好ましい。
　第２－１噴射孔の径ｒ１と、第２－２噴射孔の径ｒ２との比ｒ１／ｒ２の下限は、０．１２５以上が好ましく、０．２以上がより好ましく、０．５以上が更に好ましい。ｒ１／ｒ２の上限は、１未満が好ましく、０．８以下が好ましく、０．６以下が好ましい。ｒ１／ｒ２は、０．１２５以上１未満が好ましく、０．２以上０．８以下が好ましく、０．５以上０．６以下が好ましい。
　本工程において、反応容器内の基材温度は７００～９００℃の範囲が好ましく、反応容器内の圧力は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。キャリアガスは、ＣＨ３ＣＮガスとともに第３噴射孔から噴出される。
　ラメラ構造における珪素の濃度が相対的に高い層及び低い層の組成は、原料ガスの混合割合、並びに、第２－１噴射孔の径ｒ１と第２－２噴射孔の径ｒ２との比ｒ１／ｒ２によって制御することができる。第１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る。第１単位層及び第２単位層のそれぞれの厚み、これらの積層周期、積層数はノズルの回転速度と、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。
　第１層の形成中、反応ガスの総ガス流量は、例えば、７０～９０Ｌ／分とすることができる。ここで「総ガス流量」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。
　上記第２工程により形成される被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、該硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、かつ、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する。
　＜第３工程＞
　次に、第３工程において、第２工程で形成された被膜に対して熱処理を行い、実施形態１に記載の切削工具を得る。これにより、硬質粒子内の珪素が硬質粒子間の粒界近傍に移動し、硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値が、第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きくなる。
　上記熱処理は、被膜を圧力８５０ｈＰａ以上９５０ｈＰａ以下の水素雰囲気中で、１０５０℃以上１１００℃以下で５分以上３０分以下加熱する工程を含むことが好ましい。これによると、硬質粒子内の珪素の粒界領域への移動が促進される。
　＜その他の工程＞
　次に、被膜が形成された基材１０を冷却する。冷却速度は、例えば、５℃／ｍｉｎを超えることはなく、また、その冷却速度は基材１０の温度が低下するにつれて遅くなる。
　上記の工程に加えて、表面研削、ショットブラストなどの表面処理工程を行うことができる。
　本実施の形態を実施例によりさらに具体的に説明する。ただし、これらの実施例により本実施の形態が限定されるものではない。
　＜第１工程：基材の準備＞
　以下の表１に記載の基材Ａ～基材Ｄを準備した。具体的には、まず、表１の「配合組成（質量％）」欄に記載の配合組成からなる原料粉末を均一に混合して混合粉末を得た。表１中の「残り」とは、ＷＣが配合組成（質量％）の残部を占めることを示している。次に、混合粉末を表１の「形状」欄に記載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、超硬合金製の基材Ａ～基材Ｄを得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　＜第２工程：被膜の形成＞
　上記で得られた基材Ａ～基材Ｄの表面に被膜を形成した。具体的には、基材側から、ＴｉＮ層（下地層）、ＴｉＣＮ層（第１の中間層）、ＴｉＳｉＣＮ層（第１層）、ＴｉＣＮＯ層（第２の中間層）、Ａｌ２Ｏ３層（表面層）を前記の順で形成して、被膜を形成した。
　≪ＴｉＮ層（下地層）、ＴｉＣＮ層（第１の中間層）、ＴｉＣＮＯ層（第２の中間層）、Ａｌ２Ｏ３層（表面層）の形成≫
　被膜中にＴｉＮ層（下地層）及び／又はＴｉＣＮ層（中間層）及び／又はＡｌ２Ｏ３層（表面層）を形成する場合、これらの層は、従来公知のＣＶＤ法によって形成された。各層の成膜条件は表２に示される通りである。たとえば、表２の「ＴｉＮ（下地層）」の行には、下地層としてのＴｉＮ層の成膜条件が示されている。表２のＴｉＮ層（下地層）の記載は、ＣＶＤ装置の反応容器内（反応容器内圧力６．７ｋＰａ、基材温度９１５℃）に基材を配置し、反応容器内に表２の「反応ガス組成（体積％）」欄に記載の組成を有する反応ガス（２．０体積％のＴｉＣｌ４ガス、３９．７体積％のＮ２ガスおよび残り（５８．３体積％）のＨ２ガスからなる混合ガス）を６３．８Ｌ／分の流量（総ガス流量）で噴出することにより、ＴｉＮ層が形成されることを意味している。なお、各成膜条件によって形成される各層の厚さは、各反応ガスを噴出する時間によって制御した。本明細書において、「総ガス流量」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。
[規則91に基づく訂正 16.05.2022]　
Figure WO-DOC-TABLE-2
　≪ＴｉＳｉＣＮ層の形成≫
　被膜中のＴｉＳｉＣＮの組成を有する層（以下、「ＴｉＳｉＣＮ層」とも記す。）は、表３の成膜条件Ａ～成膜条件Ｄ、表４の成膜条件Ｘ及び成膜条件Ｙのいずれかで形成される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　≪成膜条件Ａ～成膜条件Ｄ≫
　成膜条件Ａ～成膜条件Ｄでは、図１６に示されるＣＶＤ装置を用いてＴｉＳｉＣＮ層（第１層）を形成する。ＣＶＤ装置のノズルには、第１噴射孔、第２噴射孔（第２－１噴射孔及び第２－２噴射孔）及び第３噴射孔が設けられている。各成膜条件で用いられるＣＶＤ装置のノズルにおける第２－１噴射孔の径φｒ１及び第２－２噴射孔の径φｒ２を、表３の「噴射孔の径φ（ｍｍ）ｒ１／ｒ２」欄に示す。たとえば、成膜条件Ａでは、第２－１噴射孔の径φｒ１は１．５ｍｍであり、第２－２噴射孔の径φｒ２は２．５ｍｍである。該ノズルは、成膜中に回転する。
　成膜条件Ａ～成膜条件Ｄでは、初めに、ＣＶＤ装置の反応内容器圧力を表３の「圧力（ｋＰａ）」欄に記載の圧力、及び、基材温度を表３の「温度（℃）」欄に記載の温度に設定する。例えば、成膜条件Ａでは、ＣＶＤ装置の反応容器内圧力を９．０ｋＰａ、及び、基材温度を８００℃に設定する。
　次に、反応容器内に表３の「反応ガス組成（体積％）」欄に記載の成分を含む反応ガスを導入して、基材上にＴｉＳｉＣＮ層（第１層）を形成する。表３中の「残り」とは、反応ガスの合計を１００体積％とした場合、Ｈ２ガスが残部を占めることを示している。Ｈ２は、総ガス流量を調整するために、ＣＨ３ＣＮガスに混合される。
　成膜条件Ａ～成膜条件Ｄでは、反応ガスの総ガス流量は、８０Ｌ／分である。成膜条件Ａで用いる反応ガスは、ＳｉＣｌ４ガスを０．７体積％、ＴｉＣｌ４ガスを１体積％、ＣＨ３ＣＨガス０．５体積％及びＨ２ガス（残り９７．８体積％）からなる。
　成膜中のノズルの回転速度は、表３の「回転速度（ｒｐｍ）」欄に示す通りである。例えば、成膜条件Ａでは、ノズルの回転速度は２．０ｒｐｍである。
　≪成膜条件Ｘ≫
　成膜条件Ｘでは、従来のＣＶＤ装置を用いてＴｉＳｉＣＮ層を形成する。ＣＶＤ装置のノズルの噴射孔の径φは全て同一で、１０ｍｍである。該ノズルは、成膜中に回転しない。
　成膜条件Ｘでは、初めに、ＣＶＤ装置の反応容器内圧力を６ｋＰａ、及び、基材温度を８００℃に設定する。
　次に、反応容器内に表４の「反応ガス組成（体積％）」欄に記載の成分を含む反応ガス（ＳｉＣｌ４：０．８４体積％、ＴｉＣｌ４：０．１７体積％、ＣＨ３ＣＮ：０．３２体積％、Ｈ２：残り）を導入して、基材上にＴｉＳｉＣＮ層を形成する。反応ガスの総ガス流量は８０Ｌ／分である。
　≪成膜条件Ｙ≫
　成膜条件Ｙでは、従来のＰＶＤ法により第１層を形成する。成膜条件Ｙの具体的な条件は、表４の「成膜条件Ｙ」の列に示す通りである。
　＜第３工程：熱処理＞
　次に、第２工程で形成された被膜に対して熱処理を行い、各試料の切削工具を得た。熱処理の条件は、表５の熱処理条件Ｃ１～熱処理条件Ｃ３に示される通りである。例えば、熱処理条件Ｃ１では、被膜を圧力９００ｈＰの水素（Ｈ２）雰囲気中で、１１００℃で１０分間加熱した。続いて、切削工具を冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記により、各試料の切削工具を得た。各試料の被膜の構成は、下記の表６、表８、表１０、表１２、表１４に示される通りである。各表の「ＴｉＳｉＣＮ層（第１層）（μｍ）」欄のＡ～Ｃ、Ｘ、Ｙとは、表３に示される成膜条件Ａ～Ｃ、表４に示される成膜条件Ｘ、成膜条件Ｙで形成された層を意味し、括弧内の数値は厚さを意味する。
　＜ＴｉＳｉＣＮ層の特徴＞
　≪ＴｉＳｉＣＮ層の構造≫
　成膜条件Ａ～成膜条件Ｄを用いて形成されたＴｉＳｉＣＮ層（第１層）は、複数の硬質粒子からなり、該硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、該硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有することが確認された。さらに、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とは、同一の結晶方位を有することが確認された。具体的な確認方法は実施形態１に記載の通りであるため、その説明は繰り返さない。
　成膜条件Ｘにより得られたＴｉＳｉＣＮ層をＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭで観察したところ、均一な組織であり、周期的な構造変化は確認されなかった。
　成膜条件Ｙにより得られたＴｉＳｉＣＮ層をＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭで観察したところ、ナノコンポジット構造が確認され、周期的な構造変化は確認されなかった。
　≪ラメラ構造≫
　各試料について、ラメラ構造における珪素高濃度層及び珪素低濃度層のそれぞれにおいて、百分率｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００を測定した。具体的な測定方法は実施形態１に記載の通りであるため、その説明は繰り返さない。結果を表７、表９、表１１、表１３、表１５の「硬質粒子」の「珪素高濃度層」の「｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００（％）」欄、及び、「珪素低濃度層」の「｛ＸＳｉ／（ＸＳｉ＋ＸＴｉ）｝×１００（％）」欄に示す。なお「－」の表記は、測定を行わなかったことを示す。
　各試料について、ラメラ構造の周期幅の平均、上限及び下限を測定した。具体的な測定方法は実施形態１に記載の通りであるため、その説明は繰り返さない。結果を表７、表９、表１１、表１３、表１５の「硬質粒子」の「ラメラ周期」の「平均（ｎｍ）」、「下限（ｎｍ）」、「上限（ｎｍ）」欄に示す。なお、「－」の表記は、測定を行わなかったことを示す。
　≪硬質粒子の平均アスペクト比≫
　各試料について、硬質粒子の平均アスペクト比を測定した。具体的な測定方法は実施形態１に記載の通りであるため、その説明は繰り返さない。結果を表７、表９、表１１、表１３、表１５の「硬質粒子」の「平均アスペクト比」欄に示す。
　≪珪素の分布≫
　各試料のＴｉＳｉＣＮ層（第１層）において、硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値、及び、第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値を測定した。具体的な測定方法は実施形態１に記載の通りであるため、その説明は繰り返さない。結果を表７、表９、表１１、表１３、表１５の「粒界領域」の「｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００　最大値」欄、及び、「第１層」の「｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００　平均値」欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　＜切削試験１＞
　試料１～試料６（実施例）及び試料１－１～１－７（比較例）の切削工具を用いて、以下の切削条件にて切削を行い、工具刃先が欠損状態となるまでの切削距離を測定した。以下の切削条件は、一般鋼の旋削加工であり、高能率加工に該当する。切削距離が長いもの程、工具寿命が長いことを示す。結果を表７の「切削試験」の「切削距離（ｋｍ）」欄に示す。
　＜切削条件＞
　被削材：ＳＵＪ２　（形状：棒材　φ２６０ｍｍ×１０００ｍｍ）
　ホルダー：ＤＣＬＮＲ２５２５Ｍ１２
　インサート：ＣＭＮＧ１２０４０８Ｎ－ＧＵ
　切削速度Ｖｃ：３００ｍ／ｍｉｎ
　切り込み深さａｐ：１．５ｍｍ
　送り量ｆ：０．３ｍｍ
　切削液：あり（Ｗｅｔ）
　＜考察＞
　試料１～試料６の切削工具は実施例に該当し、試料１－１～試料１－７の切削工具は比較例に該当する。試料１～試料６の切削工具は、試料１－１～試料１－７の切削工具よりも、高能率加工において工具寿命が長いことが確認された。これは、硬質粒子がラメラ構造を有しているため、被膜の耐熱亀裂伝搬性及び耐剥離性が向上し、更に、粒界領域に珪素が濃化していることで硬質粒子および／または基材の酸化が抑制され、耐摩耗性が向上したためと推察される。
　＜切削試験２＞
　試料２１～試料２３（実施例）及び試料２－１～試料２－３（比較例）の切削工具を用いて、以下の切削条件にて切削を行い、工具刃先が欠損状態となるまでの切削距離を測定した。以下の切削条件は、鋳鉄の旋削加工であり、高能率加工に該当する。切削距離が長いもの程、工具寿命が長いことを示す。結果を表９の「切削試験」の「切削距離（ｋｍ）」欄に示す。
　＜切削条件＞
　被削材：ＦＣＤ７００　（形状：棒材　φ２６０ｍｍ×１０００ｍｍ）
　ホルダー：ＤＣＬＮＲ２５２５Ｍ１２
　インサート：ＣＭＮＧ１２０４０８Ｎ－ＧＺ
　切削速度Ｖｃ：１４０ｍ／ｍｉｎ
　切り込み深さａｐ：１．５ｍｍ
　送り量ｆ：０．３ｍｍ
　切削液：あり（Ｗｅｔ）
　＜考察＞
　試料２１～試料２３（実施例）は、試料２－１～試料２－３（比較例）に比べて、鋳鉄の旋削加工において切削距離が長く、高能率加工において工具寿命が長いことが確認された。これは、試料２１～試料２３では、粒界領域に珪素が濃化していることで硬質粒子および／または基材の酸化が抑制され、耐摩耗性が向上したためと推察される。
　＜切削試験３＞
　試料３１～試料３３（実施例）及び試料３－１～試料３－３（比較例）の切削工具を用いて、以下の切削条件にて切削を行い、工具刃先が欠損状態となるまでの切削距離を測定した。以下の切削条件は、一般鋼のフライス加工であり、高能率加工に該当する。切削距離が長いもの程、工具寿命が長いことを示す。結果を表１１の「切削試験」の「切削距離（ｋｍ）」欄に示す。
　＜切削条件＞
　被削材：Ｓ５０Ｃブロック材
　カッター：ＤＦＣ０９１００ＲＳ（住友電工ハードメタル社製）
　インサート：ＸＮＭＵ０６０６０８ＰＮＥＲ－Ｇ
　切削速度Ｖｃ：２００ｍ／ｍｉｎ
　１刃当たりの送り量ｆｚ：０．２ｍｍ／ｔ
　切り込み深さａｐ：３．０ｍｍ
　切削幅ａｅ：８５ｍｍ
　切削液：なし（Ｄｒｙ）
　＜考察＞
　試料３１～試料３３（実施例）は、試料３－１～試料３－３（比較例）に比べて、一般鋼のフライス加工において切削距離が長く、高能率加工において工具寿命が長いことが確認された。これは、試料３１～試料３３では、粒界領域に珪素が濃化していることで硬質粒子および／または基材の酸化が抑制され、耐摩耗性が向上したためと推察される。
　＜耐酸化性試験＞
　試料４１（実施例）及び試料４－１～試料４－３（比較例）の切削工具を用いて、耐酸化性試験を行った。耐酸化性試験は以下の手順で行った。
　各試料について複数のサンプルを準備した。例えば、サンプルＡは、大気中で温度７００℃まで加熱した後、該温度で６０分保持し、その後徐冷し、室温にする。サンプルＢは、大気中で温度７５０℃まで加熱した後、該温度で６０分保持し、その後徐冷し、室温にする。サンプルＣは、大気中で温度８００℃まで加熱した後、該温度で６０分保持し、その後徐冷し、室温にする。このように、サンプル毎に加熱温度を５０℃ずつ変更した。
　徐冷後のサンプル外観を目視で観察し、被膜剥離で母材露出および基材の変形が発生していた場合には、被膜が酸化したと判断した。サンプル外観の目視観察で基材の変形確認できない場合には、試料を切断し、基材断面のＳＥＭ観察および元素分析で被膜が残っていた場合には酸化なしと判断した。酸化状態になった最も低い温度を酸化温度とする。
　酸化温度が高い程、耐酸化性に優れていることを示す。結果を表１３の「酸化試験」の「酸化温度」欄に示す。
　＜考察＞
　試料４１（実施例）は、１０００℃に加熱しても酸化しないことが確認された。これは、試料４１では、粒界の珪素（Ｓｉ）が、酸素（Ｏ）が粒界に沿って拡散するのを抑制し、耐酸化性が向上したためと推察される。
　＜切削試験４＞
　試料５１（実施例）及び試料５－１～試料５－３（比較例）の切削工具を用いて、以下の切削条件にて切削を行い、工具刃先が欠損状態となるまでの切削距離を測定した。以下の切削条件は、一般鋼のフライス加工であり、高能率加工に該当する。切削距離が長いもの程、工具寿命が長いことを示す。結果を表１５の「切削試験」の「切削距離（ｋｍ）」欄に示す。
　＜切削条件＞
　被削材：ＳＣＭ４３５フライス（８５ｍｍ×１００ｍｍ×３００ｍｍ）
　カッター：ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル社製）
　インサート：ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ－Ｇ
　切削速度Ｖｃ：３５０ｍ／ｍｉｎ
　１刃当たりの送り量ｆｚ：０．２ｍｍ／ｔ
　切り込み深さａｐ：２．０ｍｍ
　切削幅ａｅ：８５ｍｍ
　切削液：なし（Ｄｒｙ）
　＜考察＞
　試料５１（実施例）は、試料５－１～試料５－２（比較例）に比べて、一般鋼のフライス加工において切削距離が長く、高能率加工において工具寿命が長いことが確認された。これは、試料５１では、粒界領域に珪素が濃化していることで硬質粒子および／または基材の酸化が抑制され、耐摩耗性が向上したためと推察される。
　以上のように本開示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たり、様々に変形す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実施の形態および実施例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　切削工具、１０　基材、１１　第１層、１２　下地層、１３　表面層、１４　第１の中間層、１５　被膜、１６　第２の中間層、２１　珪素の濃度が相対的に高い層（珪素高濃度層）、２２　珪素の濃度が相対的に高い層（珪素低濃度層）、２３Ａ，２３Ｂ　硬質粒子、２４　粒界領域、５０　ＣＶＤ装置、５２　基材セット治具、５３　反応容器、５４　調温装置、５５，５７　導入口、５６　ノズル、５９　排気管、６０　排気口、６１　第１噴射孔、６２　第２噴射孔

Claims (9)

  1. 　基材と、前記基材上に配置された被膜とを含む切削工具であって、
    　前記被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
    　前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
    　前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有し、
    　前記硬質粒子間の粒界領域における珪素の原子数ＡＳｉ及びチタンの原子数ＡＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＡＳｉの百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、前記第１層における珪素の原子数ＢＳｉ及びチタンの原子数ＢＴｉの合計に対する前記珪素の原子数ＢＳｉの百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値よりも大きい、
    　切削工具。
  2. 　前記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値と、前記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値との差は、０．５％以上である、請求項１に記載の切削工具。
  3. 　前記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値は、０．５％以上１０％以下である、請求項１又は請求項２に記載の切削工具。
  4. 　前記第１層の厚さは、３μｍ以上１５μｍ以下であり、
    　前記被膜の厚さは、３μｍ以上３０μｍ以下である、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の切削工具。
  5. 　前記百分率｛ＡＳｉ／（ＡＳｉ＋ＡＴｉ）｝×１００の最大値は、ＳＴＥＭ－ＥＤＸを用いて、前記被膜表面の法線に沿う断面において、前記粒界領域に対して、前記粒界領域の伸長方向に垂直な方向に、長さ６０ｎｍ以上のライン分析を行うことにより測定され、
    　前記百分率｛ＢＳｉ／（ＢＳｉ＋ＢＴｉ）｝×１００の平均値は、ＳＴＥＭ－ＥＤＸを用いて、前記断面において、前記第１層中に設けられた１００ｎｍ×１００ｎｍの矩形の測定視野に対して矩形分析を行うことにより測定される、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の切削工具。
  6. 　前記硬質粒子の平均アスペクト比は２以上である、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の切削工具。
  7. 　請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の切削工具の製造方法であって、
    　基材を準備する第１工程と、
    　前記基材上に被膜を形成する第２工程と、
    　前記被膜に対して熱処理を行い切削工具を得る第３工程と、を備え、
    　前記第２工程で形成される被膜は、複数の硬質粒子からなる第１層を備え、
    　前記硬質粒子は、立方晶型の結晶構造を有するＴｉＳｉＣＮからなり、
    　前記硬質粒子は、珪素の濃度が相対的に高い層と低い層とが交互に積層したラメラ構造を有する、切削工具の製造方法。
  8. 　前記第３工程における熱処理は、前記被膜を圧力８５０ｈＰａ以上９５０ｈＰａ以下の水素雰囲気中で、１０５０℃以上１１００℃以下で５分以上３０分以下加熱する工程を含む、請求項７に記載の切削工具の製造方法。
  9. 　前記第２工程は、ＣＶＤ装置を用いたＣＶＤ法により前記第１層を形成する第２ａ工程を含み、
    　前記第２ａ工程は、ＴｉＣｌ４ガス、ＳｉＣｌ４ガス及びＣＨ３ＣＮガスを前記基材の表面に向かって噴出する第２ａ－１工程を含み、
    　前記ＴｉＣｌ４ガスは、前記ＣＶＤ装置のノズルに設けられた複数の第１噴射孔から噴出され、
    　前記ＳｉＣｌ４ガスは、前記ノズルに設けられた複数の第２噴射孔から噴出され、
    　前記ＣＨ３ＣＮガスは、前記ノズルに設けられた複数の第３噴射孔から噴出され、
    　前記第２ａ－１工程において、前記ノズルは回転し、
    　前記複数の第２噴射孔は、第２－１噴射孔と、第２－２噴射孔と、を含み、
    　前記第２－１噴射孔の径ｒ１は、前記第２－２噴射孔の径ｒ２と異なる、請求項７又は請求項８に記載の切削工具の製造方法。
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015505902A (ja) 2011-12-05 2015-02-26 フラウンホーファー−ゲゼルシャフト ツル フェルデルング デル アンゲヴァンテン フォルシュング エー ファウＦｒａｕｎｈｏｆｅｒ−Ｇｅｓｅｌｌｓｃｈａｆｔ ｚｕｒ Ｆｏｅｒｄｅｒｕｎｇ ｄｅｒ ａｎｇｅｗａｎｄｔｅｎ Ｆｏｒｓｃｈｕｎｇ ｅ．Ｖ． 金属、硬質金属、サーメット又はセラミックの硬質材料被覆体並びにこのような物体の製造法
JP2019171547A (ja) * 2018-03-29 2019-10-10 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具及びその製造方法
JP2020507679A (ja) 2017-02-10 2020-03-12 フラウンホーファー−ゲゼルシャフト ツル フェルデルング デル アンゲヴァンテン フォルシュング エー ファウＦｒａｕｎｈｏｆｅｒ−Ｇｅｓｅｌｌｓｃｈａｆｔ ｚｕｒ Ｆｏｅｒｄｅｒｕｎｇ ｄｅｒ ａｎｇｅｗａｎｄｔｅｎ Ｆｏｒｓｃｈｕｎｇ ｅ．Ｖ． 金属、超硬合金、サーメット、またはセラミックスからなる硬質材コーティング体、および該物体の製造方法
CN113529016A (zh) * 2021-09-16 2021-10-22 山东天瑞重工有限公司 TiSiCN纳米涂层及其制备方法以及活塞

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004090150A (ja) * 2002-08-30 2004-03-25 Sumitomo Electric Ind Ltd 表面被覆切削工具
JP4398224B2 (ja) * 2003-11-05 2010-01-13 住友電工ハードメタル株式会社 耐摩耗性部材
EP2147132B1 (en) * 2007-04-18 2017-03-01 Sandvik Intellectual Property AB A coated cutting tool
JP2009220239A (ja) * 2008-03-18 2009-10-01 Mitsubishi Materials Corp 硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具
EP2276874B1 (en) * 2008-04-18 2015-03-04 Sandvik Intellectual Property AB A coated cutting tool and a method of making thereof
EP2905098B1 (en) * 2012-10-01 2017-02-01 Hitachi Tool Engineering, Ltd. Hard film coating tool and method for manufacturing said tool
CN104789938A (zh) * 2014-01-22 2015-07-22 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN104087898B (zh) * 2014-07-18 2017-05-03 上海理工大学 一种具有超高硬度、低摩擦系数的TiSiCN纳米复合涂层及制备方法
JP6284034B2 (ja) * 2014-09-25 2018-02-28 三菱マテリアル株式会社 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
JP6973699B2 (ja) * 2016-04-14 2021-12-01 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具およびその製造方法
US11220760B2 (en) * 2016-04-14 2022-01-11 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Surface-coated cutting tool and method of producing the same
JP6635340B2 (ja) * 2016-08-24 2020-01-22 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015505902A (ja) 2011-12-05 2015-02-26 フラウンホーファー−ゲゼルシャフト ツル フェルデルング デル アンゲヴァンテン フォルシュング エー ファウＦｒａｕｎｈｏｆｅｒ−Ｇｅｓｅｌｌｓｃｈａｆｔ ｚｕｒ Ｆｏｅｒｄｅｒｕｎｇ ｄｅｒ ａｎｇｅｗａｎｄｔｅｎ Ｆｏｒｓｃｈｕｎｇ ｅ．Ｖ． 金属、硬質金属、サーメット又はセラミックの硬質材料被覆体並びにこのような物体の製造法
JP2020507679A (ja) 2017-02-10 2020-03-12 フラウンホーファー−ゲゼルシャフト ツル フェルデルング デル アンゲヴァンテン フォルシュング エー ファウＦｒａｕｎｈｏｆｅｒ−Ｇｅｓｅｌｌｓｃｈａｆｔ ｚｕｒ Ｆｏｅｒｄｅｒｕｎｇ ｄｅｒ ａｎｇｅｗａｎｄｔｅｎ Ｆｏｒｓｃｈｕｎｇ ｅ．Ｖ． 金属、超硬合金、サーメット、またはセラミックスからなる硬質材コーティング体、および該物体の製造方法
JP2019171547A (ja) * 2018-03-29 2019-10-10 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具及びその製造方法
CN113529016A (zh) * 2021-09-16 2021-10-22 山东天瑞重工有限公司 TiSiCN纳米涂层及其制备方法以及活塞

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4292736A4
SHINYA IMAMURA ET AL.: "Properties and cutting performance of AlTiCrN/TiSiCN bilayer coatings deposited by cathodic-arc ion plating", SURFACE AND COATINGS TECHNOLOGY, vol. 202, 2007, pages 820 - 825, XP022342021, DOI: 10.1016/j.surfcoat.2007.05.087

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