特許 6024981 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6024981

(24)【登録日】2016年10月21日

(45)【発行日】2016年11月16日

(54)【発明の名称】高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具

(51)【国際特許分類】

   B23B 27/14 20060101AFI20161107BHJP

【ＦＩ】

   B23B27/14 A

【請求項の数】8

【全頁数】30

(21)【出願番号】特願2013-44706(P2013-44706)

(22)【出願日】2013年3月6日

(65)【公開番号】特開2013-212575(P2013-212575A)

(43)【公開日】2013年10月17日

【審査請求日】2015年9月30日

(31)【優先権主張番号】特願2012-53652(P2012-53652)

(32)【優先日】2012年3月9日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000006264

【氏名又は名称】三菱マテリアル株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100139240

【弁理士】

【氏名又は名称】影山 秀一

(74)【代理人】

【識別番号】100119921

【弁理士】

【氏名又は名称】三宅 正之

(74)【代理人】

【識別番号】100076679

【弁理士】

【氏名又は名称】富田 和夫

(72)【発明者】

【氏名】五十嵐 誠

(72)【発明者】

【氏名】龍岡 翔

(72)【発明者】

【氏名】岩崎 直之

(72)【発明者】

【氏名】長田 晃

【審査官】 小川 真

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０３−１８８２６５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２０１１−５００９６４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００６−３０７３１８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第００／２２１８７（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 I. Endler, M. Hohn, M. Herrmann, H. Holzschuh, R. Pitonak, S. Ruppi, H. van den Berg, H. Westphal, L，「Aluminum-rich TiAlCN coatings by Low Pressure CVD」，Surface & Coatings Technology，Elsevier，２０１０年，vol.205，p1307-1312

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｂ２３Ｂ ２７／１４

Ｂ２３Ｂ ５１／００

Ｂ２３Ｃ ５／１６

Ｂ２３Ｐ １５／２８

Ｃ２３Ｃ １６／３０

ＷＰＩ

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された基体の表面に、硬質被覆層が被覆された表面被覆切削工具であって、
（ａ）上記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍの立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）上記複合炭窒化物層は、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＸおよびＣ含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９０、０．０００５≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｃ）上記複合炭窒化物層の基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置を位置Ｌとし、上記位置Ｌを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｌを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物のＡｌ含有割合を求め、その平均値をＸ_Ｌ（但し、原子比）とすると、上記Ａｌ含有割合Ｘ_Ｌは、０．５５≦Ｘ_Ｌ≦０．７０であり、また、上記複合炭窒化物層の表面側の界面から、上記複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置を位置Ｈとし、上記位置Ｈを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｈを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物のＡｌ含有割合を求め、その平均値をＸ_Ｈ（但し、原子比）とすると、上記Ａｌ含有割合Ｘ_Ｈは０．８０≦Ｘ_Ｈ≦０．９５であり、さらに、上記複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合は、上記複合炭窒化物層の基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する組成傾斜構造を有しており、
（ｄ）上記位置Ｌを含む上記基体の表面に平行な面内における、複合炭窒化物結晶粒の粒子幅の平均値を平均粒径Ｄ_Ｌとすると、上記平均粒径Ｄ_Ｌは０．１μｍ以下であり、また、上記位置Ｈを含む上記基体の表面に平行な面内における複合炭窒化物結晶粒の粒子幅の平均値を平均粒径Ｄ_Ｈとすると、上記平均粒径Ｄ_Ｈは０．５〜２μｍであり、さらに、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の平均粒径は、上記複合炭窒化物層の上記基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する粒径分布を形成していることを特徴とする表面被覆切削工具。

【請求項2】

上記複合炭窒化物層中に平均塩素含有量０．００１〜１．０原子％の塩素が含有されていることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。

【請求項3】

上記位置Ｌを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｌを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量Ｃ_Ｌとすると、上記平均塩素含有量Ｃ_Ｌは０．０２〜１．０原子％であり、また、上記位置Ｈを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｈを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量Ｃ_Ｈとすると、上記平均塩素含有量Ｃ_Ｈは０．００１〜０．０１原子％であり、さらに、上記複合炭窒化物層中の平均塩素含有量は、上記複合炭窒化物層の基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次減少する組成傾斜構造を有していることを特徴とする請求項２に記載の表面被覆切削工具。

【請求項4】

上記炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された上記工具基体と上記ＴｉとＡｌの上記複合炭窒化物層の間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層が存在することを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。

【請求項5】

上記硬質被覆層は、１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含むことを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。

【請求項6】

上記複合炭窒化物層上に上記酸化アルミニウム層が形成されていることを特徴とする請求項５に記載の表面被覆切削工具。

【請求項7】

上記基体上に、上記Ｔｉ化合物層が形成され、上記Ｔｉ化合物層上に上記複合炭窒化物層が形成され、上記複合炭窒化物層上に上記酸化アルミニウム層が形成され、上記酸化アルミニウム層が上記表面被覆切削工具の最外層を形成していることを特徴とする請求項５記載の表面被覆切削工具。

【請求項8】

上記複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により蒸着形成することを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

この発明は、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。

【背景技術】

【0002】

従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された基体（以下、これらを総称して基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により蒸着形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、上記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を蒸着形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。

【0003】

例えば、特許文献１には、基体の表面に、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎで表した場合に、０．３５≦Ｘ≦０．６０（但し、Ｘは原子比）を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物からなる硬質被覆層を物理蒸着法で蒸着形成するとともに、硬質被覆層を、上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の粒状晶組織と柱状晶組織との交互積層構造として構成することが提案されており、そしてこれによって、高硬度鋼の高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を発揮するとされている。
ただ、この被覆工具は、物理蒸着法により硬質被覆層を蒸着形成するため、Ａｌの含有割合Ｘを０．６以上にはできず、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。

【0004】

このような観点から、化学蒸着法で硬質被覆層を形成することで、Ａｌの含有割合Ｘを、０．９程度にまで高める技術も提案されている。
例えば、特許文献２には、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＮＨ_３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合Ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ_２Ｏ_３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、Ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。

【0005】

また、例えば、特許文献３には、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＮＨ_３、Ｎ_２Ｈ_４の混合反応ガス中、７００〜９００℃の温度でプラズマを用いない化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合Ｘの値が０．７５〜０．９３である立方晶の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成できることが記載されているが、特許文献２と同様、被覆工具としての適用可能性については何らの開示もない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開２０１１−２２４７１５号公報

【特許文献2】特表２０１１−５１６７２２号公報

【特許文献3】米国特許第７７６７３２０号明細書

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、上記特許文献１に記載される被覆工具は、（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中のＡｌ含有量Ｘを高めることができないため、例えば、合金鋼の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分であるとは言えない。
一方、上記特許文献２、３に記載される化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ層については、Ａｌ含有量Ｘを高めることができ、また、立方晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれた硬質被覆層が得られるものの、基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削に供する被覆工具として用いた場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えない。
本発明は、合金鋼の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とするものである。

【課題を解決するための手段】

【0008】

本発明者等は、上述の観点から、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）」で示すことがある）からなる硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。

【0009】

炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す）、炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す）、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体（以下、「ｃＢＮ基超高圧焼結体」で示す）のいずれかで構成された基体の表面に、例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）を反応ガス成分として含有する熱ＣＶＤ法により、硬質被覆層として、立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成するとともに、硬質被覆層と基体との界面側から、硬質被覆層の表層側に向かうにしたがって、硬質被覆層中のＡｌ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を有することによって、組成に応じた（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）の格子定数の違いによる歪が積極的に導入される。その結果として、（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層からなる硬質被覆層の耐チッピング性が向上する。
なお、上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）上層において、Ｘ、Ｙは何れも原子比であって、０．８０≦Ｘ≦０．９５、０．０００５≦Ｙ≦０．００５を満足するものであるから、従来のＰＶＤ法では蒸着形成することができない高Ａｌ含有割合Ｘの立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）を反応ガス成分として含有する化学蒸着法により蒸着形成し得たことがわかる。

【0010】

また、本発明者等は、化学蒸着法により蒸着形成した上記立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層によれば、硬質被覆層と基体との界面側から、硬質被覆層の表層側に向かうにしたがって平均粒径が漸次増加する粒径分布が形成され、これによって、基体との界面側の硬質被覆層はすぐれた密着性を示し、また、表層側の硬質被覆層は、すぐれた耐摩耗性を発揮することを見出したのである。

【0011】

さらに、本発明者等は、本発明の化学蒸着法により上記立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成した場合には、層中に微量の塩素が含有されるが、平均塩素含有量が１原子％以下であれば、硬質被覆層の脆化は生じず硬質被覆層特性に悪影響を及ぼすことはないばかりか、硬質被覆層と基体との界面から、硬質被覆層の表層側に向かうにしたがって、平均塩素含有量が漸次減少する組成傾斜構造を有する場合には、硬質被覆層は潤滑性を備えるばかりか、耐チッピング性も向上することを見出したのである。

【0012】

したがって、上記のような硬質被覆層を備えた被覆工具を、例えば、合金鋼の高速断続切削等に用いた場合には、チッピング、欠損、剥離等の発生が抑えられるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができるのである。

【0013】

この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、以下の態様を有している。
（１）炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された基体の表面に、硬質被覆層が被覆された表面被覆切削工具であって、
（ａ）上記硬質被覆層は、平均層厚１〜２０μｍの立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）上記複合炭窒化物層は、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ＸおよびＣ含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９０、０．０００５≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｃ）上記複合炭窒化物層の基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置を位置Ｌとし、上記位置Ｌを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｌを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物のＡｌ含有割合を求め、その平均値をＸ_Ｌ（但し、原子比）とすると、上記Ａｌ含有割合Ｘ_Ｌは、０．５５≦Ｘ_Ｌ≦０．７０であり、また、上記複合炭窒化物層の表面側の界面から、上記複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置を位置Ｈとし、上記位置Ｈを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｈを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物のＡｌ含有割合を求め、その平均値をＸ_Ｈ（但し、原子比）とすると、上記Ａｌ含有割合Ｘ_Ｈは０．８０≦Ｘ_Ｈ≦０．９５であり、さらに、上記複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合は、上記複合炭窒化物層の基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する組成傾斜構造を有しており、
（ｄ）上記位置Ｌを含む上記基体の表面に平行な面内における、複合炭窒化物結晶粒の粒子幅の平均値を平均粒径Ｄ_Ｌとすると、上記平均粒径Ｄ_Ｌは０．１μｍ以下であり、また、上記位置Ｈを含む上記基体の表面に平行な面内における複合炭窒化物結晶粒の粒子幅の平均値を平均粒径Ｄ_Ｈとすると、上記平均粒径Ｄ_Ｈは０．５〜２μｍであり、さらに、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の平均粒径は、上記複合炭窒化物層の上記基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する粒径分布を形成していることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）上記複合炭窒化物層中に平均塩素含有量０．００１〜１．０原子％の塩素が含有されていることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）上記位置Ｌを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｌを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量Ｃ_Ｌとすると、上記平均塩素含有量Ｃ_Ｌは０．０２〜１．０原子％であり、また、上記位置Ｈを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｈを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量Ｃ_Ｈとすると、上記平均塩素含有量Ｃ_Ｈは０．００１〜０．０１原子％であり、さらに、上記複合炭窒化物層中の平均塩素含有量は、上記複合炭窒化物層の基体側の界面から、上記複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次減少する組成傾斜構造を有していることを特徴とする前記（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）上記炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された上記工具基体と上記ＴｉとＡｌの上記複合炭窒化物層の間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層が存在することを特徴とする前記（１）から（３）のいずれかひとつに記載の表面被覆切削工具。
（５）上記硬質被覆層は、１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含むことを特徴とする前記（１）から（４）のいずれかひとつに記載の表面被覆切削工具。
（６）上記複合炭窒化物層上に上記酸化アルミニウム層が形成されていることを特徴とする前記（５）に記載の表面被覆切削工具。
（７）上記基体上に、上記Ｔｉ化合物層が形成され、上記Ｔｉ化合物層上に上記複合炭窒化物層が形成され、上記複合炭窒化物層上に上記酸化アルミニウム層が形成され、上記酸化アルミニウム層が上記表面被覆切削工具の最外層を形成していることを特徴とする前記（５）に記載の表面被覆切削工具。
（８）上記複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により蒸着形成することを特徴とする前記（１）から（４）のいずれかひとつに記載の表面被覆切削工具の製造方法。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来より知られている下部層や上部層などと併用することにより、一層すぐれた特性を創出することができる。

【発明の効果】

【0014】

本発明の被覆工具は、化学蒸着法により、複合炭窒化物層として、立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層が蒸着形成され、上記複合炭窒化物層は、複合炭窒化物層と基体との界面から、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって、Ａｌ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を有し、また、平均粒径が漸次増加する粒径分布が形成され、さらに、平均塩素含有量が漸次減少する組成傾斜構造を有することによって、すぐれた密着性、潤滑性、耐チッピング性、耐摩耗性を備え、合金鋼の高速ミーリング切削に用いた場合でも、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮することができるのである。

【図面の簡単な説明】

【0015】

【図1】本発明被覆工具の硬質被覆層縦断面の概略説明図を示す。

【発明を実施するための形態】

【0016】

以下に、この発明の実施形態である被覆工具の備える硬質被覆層について、より具体的に説明する。

【0017】

ＴｉとＡｌの立方晶複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）の平均組成：
上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、Ａｌの含有割合Ｘ（原子比）の値が０．６０未満になると、高温硬さが不足し耐摩耗性が低下するようになり、一方、Ｘ（原子比）の値が０．９０を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、立方晶構造を維持できず、そのため高温強度が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなることから、Ｘ（原子比）の値は、０．６０以上０．９０以下とすることが必要である。より好ましいＸの値は、０．７０以上０．８８以下である。さらに好ましいＸの値は０．７８以上０．８３以下である。
なお、ＰＶＤ法によって上記組成の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成した場合には、結晶構造は六方晶であるが、本発明では、後記する化学蒸着法によって蒸着形成していることから、立方晶構造を維持したままで上記組成の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を得ることができるので、皮膜硬さの低下はない。
また、上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、Ｃ成分には層の硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には層の高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の含有割合Ｙ（原子比）が０．０００５未満となると高硬度が得られなくなり、一方、Ｙ（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下してくることから、Ｙ（原子比）の値は、０．０００５以上０．００５以下と定めた。より好ましいＹの値は、０．００１以上０．００３以下である。さらに好ましいＹの値は０．００１５以上０．００２５以下である。
また、上記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層は、その平均層厚が１μｍ未満では、基体との密着性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、高熱発生を伴う高速ミーリング切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚は１〜２０μｍと定めた。

【0018】

この発明では、上記平均組成を有する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、層全体にわたって均一組成にするのではなく、複合炭窒化物層の基体との界面側から、複合炭窒化物層の表層側に向かって、複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合が連続的に増加する組成傾斜構造を形成する。
即ち、基体表面と複合炭窒化物層の界面から、複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った基体との界面側の位置を位置Ｌとし、この位置Ｌを含む上記基体の表面に垂直な面内で、位置Ｌを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物のＡｌ含有割合Ｘ_Ｌ（原子比）を０．５５以上０．７０以下とする。また、複合炭窒化物層の表面から、複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った表層部の位置を位置Ｈとし、この位置Ｈを含む上記基体の表面に垂直な面内で、位置Ｈを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物のＡｌ含有割合Ｘ_Ｈ（原子比）を、０．８０以上０．９５以下とする。そして、複合炭窒化物層の基体との界面側から、複合炭窒化物層の表層側に向かって、Ａｌ含有割合が漸次増加するＡｌの組成傾斜構造を構成する。このＡｌの組成傾斜構造では、複合炭窒化物層の基体との界面側から、複合炭窒化物層の表層側に向かって、Ａｌ含有割合は減少しない。
このような組成傾斜構造によって、複合炭窒化物層内には、表層側に向かって、その組成に応じた結晶格子定数の違いによる格子ひずみが導入され、その結果として、複合炭窒化物層の耐チッピング性が向上する。

【0019】

また、この発明では、複合炭窒化物層を構成する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）結晶粒の平均粒径について、基体との界面側の複合炭窒化物層ではその平均粒径Ｄ_Ｌを相対的に小さな値（Ｄ_Ｌ≦０．１μｍ）とし、一方、複合炭窒化物層の表層側ではその平均粒径Ｄ_Ｈを相対的に大きな値（０．５μｍ≦Ｄ_Ｈ≦２μｍ）とする。
即ち、基体表面と複合炭窒化物層の界面から、複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った基体との界面側の位置Ｌにおける立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の基体表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径Ｄ_Ｌとすると、上記平均粒径Ｄ_Ｌは０．１μｍ以下である。また、複合炭窒化物層の表面から、複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った表層部の位置Ｈにおける立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物結晶粒の基体表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径Ｄ_Ｈとすると、上記平均粒径Ｄ_Ｈは０．５μｍ≦Ｄ_Ｈ≦２μｍである。そして、複合炭窒化物層と基体との界面側から、複合炭窒化物層の表層側に向かって、謂わば、平均粒径が漸次増大する層厚方向粒径分布を形成する。
この発明は、上記のような層厚方向粒径分布を形成することによって、基体との界面側では、複合炭窒化物層の密着性を高めることができ、また、表層側の複合炭窒化物層は、すぐれた耐摩耗性を具備するようになる。

【0020】

また、この発明では、後記するような化学蒸着法によって（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成するが、この際、反応ガス成分である塩素が層中に含有される。
層中に含有される塩素は、多量（１原子％を超える量）になると層自体の脆化を招くが、０．００１原子％〜１原子％の範囲で微量に含有されている場合に限り、層の靭性を低下させずに潤滑性を高めることができる。そのために、平均塩素含有量０．００１原子％〜１原子％の塩素を層中に含有することが望ましい。
さらに、層中に塩素を含有させるに際し、複合炭窒化物層と基体との界面側から、複合炭窒化物層の表層側に向かって、平均塩素含有量が漸次減少している組成傾斜構造を形成した場合には、複合炭窒化物層の耐チッピング性の低下を招くことなく、潤滑性を高めることができる。
具体的には、基体表面と複合炭窒化物層の界面から、複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置を位置Ｌとし、この位置Ｌを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｌを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量Ｃ_Ｌとすると、上記平均塩素含有量Ｃ_Ｌは０．０２〜１．０原子％に設定される。また、複合炭窒化物層の表面から、複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置を位置Ｈとし、この位置Ｈを含む上記基体の表面に垂直な面内で、上記位置Ｈを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量Ｃ_Ｈとすると、上記平均塩素含有量Ｃ_Ｈは０．００１〜０．０１原子％に設定される。さらに、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって平均塩素含有量が漸次減少するような組成傾斜構造を形成する。これらによって、複合炭窒化物層の潤滑性、耐チッピング性を高めることができる。

【0021】

この発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層は、例えば、次に述べる条件の化学蒸着法（熱ＣＶＤ法）によって蒸着形成することができる。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ_４ ０．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ０〜５．０％、
ＡｌＣｌ_３ ０〜１０．０％、ＮＨ_３ １１．０〜１５．０％、
Ｎ_２０〜５．０％、Ｃ_２Ｈ_４０〜１．０％、Ａｒ ０〜５．０％、残りＨ_２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜１０ｋＰａ、
上記条件の熱ＣＶＤ法によって、平均組成が、０．６０≦Ｘ≦０．９０、０．０００５≦Ｙ≦０．００５（但し、Ｘ、Ｙは何れも原子比）を満足し、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）
で表されるＴｉとＡｌの立方晶複合炭窒化物層が蒸着形成される。
上記の化学蒸着法（熱ＣＶＤ法）によって蒸着形成する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層について、Ａｌ含有割合が、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加し、また、複合炭窒化物層の位置ＬにおけるＡｌ含有割合Ｘ_Ｌ（原子比）が、０．５５≦Ｘ_Ｌ≦０．７０を満足し、また、位置ＨにおけるＡｌ含有割合Ｘ_Ｈ（原子比）が、０．８０≦Ｘ_Ｈ≦０．９５を満足する組成傾斜構造は、例えば、上記反応ガス成分であるトリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）の添加量を蒸着形成の進行とともに調整する（即ち、増加する）ことで蒸着形成を行うことが出来る。

【0022】

また、層厚方向粒径分布についても、Ａｌの組成傾斜構造と同様に、例えば、蒸着形成の進行とともに反応ガス成分トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）の添加量を増加することによって、複合炭窒化物層と基体との界面側から、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって、平均粒径が漸次増大する層厚方向粒径分布を形成することができる。

【0023】

さらに、上記化学蒸着法（熱ＣＶＤ法）によれば、蒸着形成の進行とともに反応ガス成分トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）の添加量を増加することから、相対的に反応ガス成分ＡｌＣｌ_３の添加量は減少し、蒸着形成される（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層中の平均塩素含有量は複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次減少する組成傾斜構造が形成される。
したがって、例えば、反応ガス成分トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ_３）_３）の添加量を、所望の組成傾斜（Ａｌ、塩素）とともに、所望のＸ値、平均粒径、粒径分布、平均塩素含有量等に応じて調整することにより所望の複合炭窒化物層を得ることが可能である。

【0024】

また、本発明の複合炭窒化物層は、硬質被覆層として、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む場合、及び/又は１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む場合においても、上記の特性を損なわず、これらの従来より知られている下部層や上部層などと併用することにより、一層すぐれた特性を創出することができる。

【0025】

つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。

【実施例1】

【0026】

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、ＩＳＯ・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮに規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の基体Ａ〜Ｄをそれぞれ製造した。

【0027】

また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の基体ａ〜ｄを作製した。

【0028】

【表1】

【0029】

【表2】

【0030】

つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表６および表７に示される本発明被覆工具１〜１５を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

【0031】

また、比較の目的で、同じく工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表６および表８に示される比較例被覆工具１〜８を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３と同様に、比較被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

【0032】

参考のため、工具基体Ｄおよび工具基体ｃの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表６および表８に示される参考例被覆工具１４、１５を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）上記工具基体Ａおよびａを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＡｌ−Ｔｉ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０^−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＡｌ−Ｔｉ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＡｌおよびＴｉイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、上記Ａｌ−Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表８に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる被覆層を蒸着形成し、参考例被覆工具１４、１５を製造した。

【0033】

ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５の硬質被覆層について、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、Ａｌの含有割合Ｘ_Ｌ，Ｘ_Ｈ、平均粒径Ｄ_Ｌ，平均粒径Ｄ_Ｈ、平均塩素含有量、平均塩素含有量Ｃ_Ｌ，平均塩素含有量Ｃ_Ｈについて測定した。
なお、具体的な測定は次のとおりである。
まず、複合炭窒化物層表面を必要であれば研磨等で得た。複合炭窒化物層が被覆工具の最外層である場合は、この研磨等の処理無しで、直接、複合炭窒化物層の表面を分析した。
蛍光Ｘ線分析装置を用い、複合炭窒化物層表面にスポット径１００μｍのＸ線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果から平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ及び平均塩素含有量を求めた。
ついで、ダイヤモンド研磨盤を用い基体表面に対し垂直な断面を作成し、電子線マイクロアナライザ装置を用い、複合炭窒化物層と基体との界面から複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌをスポットの中心とし、スポット径０．２μｍの電子線を照射した。すなわち位置Ｌを中心とし複合炭窒化物層と基体との界面から０．２μｍ複合炭窒化物層の内部に入った位置から０．４μｍ複合炭窒化物層の内部に入った位置まで電子線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの含有割合Ｘ_Ｌ及び平均塩素含有量Ｃ_Ｌを求めた。なお、“中心に組成分析を行う”とは、上記位置を中心に上記スポット径０．２μｍの電子線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均を得ることを意味する。また、位置Ｌにおいて基体表面と平行に幅５０μｍの線Ｌ_Ｌを引き、線Ｌ_Ｌの横切る結晶粒数で線Ｌ_Ｌの幅を除算することにより位置Ｌにおける平均粒子径Ｄ_Ｌを求めた。複合炭窒化物層の表面から複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈをスポットの中心とし、スポット径０．２μｍの電子線を照射した。すなわち位置Ｈを中心とし複合炭窒化物層の表面から０．２μｍ複合炭窒化物層の内部に入った位置から０．４μｍ複合炭窒化物層の内部に入った位置まで電子線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの含有割合Ｘ_Ｈ及び平均塩素含有量Ｃ_Ｈを求め、また、位置Ｈにおいて基体表面と水平方向に幅５０μｍの線Ｌ_Ｈを引き、線Ｌ_Ｈの横切る結晶粒数で線Ｌ_Ｈの幅を除算することにより位置Ｈにおける平均粒子径Ｄ_Ｈを求めた。また、位置Ｌと位置Ｈの間を０．２μｍ以上１．０μｍ以下の間隔で等間隔に分割し、分割した点をスポットの中心とし、電子線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの含有割合と平均塩素含有量を求めることで複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合および平均塩素含有量が、複合炭窒化物層の基体側の界面から、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがい、傾斜構造を有していることを確認した。また、位置Ｌと位置Ｈの間を０．２μｍ以上１．０μｍ以下の間隔で等間隔に分割し、分割した点において基体表面と水平方向に幅５０μｍの線を引き、線の横切る結晶粒数で線の幅を除算することにより平均粒径を求めることで、複合炭窒化物層の基体側の界面から、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する粒径分布を形成していることを確認した。
また、硬質被覆層の各層の平均層厚は、走査型電子顕微鏡を用い断面測定を行い、硬質被覆層を構成する各層についてそれぞれ５ヶ所の層厚を測定し、平均値を求め、その平均値を硬質被覆層の平均層厚とした。
さらに、複合炭窒化物層の結晶構造については、Ｘ線回折装置を用い、Ｃｕ−Ｋα線を線源としてＸ線回折を行った場合、ＪＣＰＤＳ００−０３８−１４２０立方晶ＴｉＮとＪＣＰＤＳ００−０４６−１２００立方晶ＡｌＮ、各々に示される同一結晶面の回折角度の間（例えば、３６．６６〜３８．５３°、４３．５９〜４４．７７°、６１．８１〜６５．１８°）に回折ピークが現れることを確認することによって調査した。

【0034】

ついで、比較例被覆工具１〜１３および参考例被覆工具１４、１５のそれぞれについても、本発明被覆工具１〜１５と同様にして、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、Ａｌの含有割合ｘ_Ｌ，ｙ_Ｈ、平均粒径ｄ_Ｌ，平均粒径ｄ_Ｈ、平均塩素含有量、平均塩素含有量ｃ_Ｌ，平均塩素含有量ｃ_Ｈについて測定した。
また、複合炭窒化物層の結晶構造についても、本発明被覆工具１〜１５と同様にして、調査した。
表８に、その結果を示す。

【0035】

【表3】

【0036】

【表4】

【0037】

【表5】

【0038】

【表6】

【0039】

【表7】

【0040】

【表8】

【0041】

つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜１５、比較例被覆工具１〜１３および参考例被覆工具１４、１５について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅９７ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ８９０ｍｉｎ^−１、
切削速度： ３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １ｍｍ、
一刃送り量： ０．１ｍｍ／刃、
切削時間： １０分、
表９に、上記切削試験の結果を示す。

【0042】

【表9】

【実施例2】

【0043】

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１０に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜εをそれぞれ製造した。

【0044】

また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１１に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ζ〜κを形成した。

【0045】

つぎに、これらの工具基体α〜εおよび工具基体ζ〜κの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２、表１３に示される本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

【0046】

また、比較の目的で、同じく工具基体α〜εおよび工具基体ζ〜κの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２、表１４に示される比較例被覆工具１６〜２８を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８と同様に、比較被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

【0047】

参考のため、工具基体βおよび工具基体θの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１２、表１４に示される参考例被覆工具２９、３０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表１４に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成し、参考例被覆工具２９、３０を製造した。

【0048】

ついで、上記の本発明被覆工具１６〜３０の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、Ａｌの含有割合Ｘ_Ｌ，Ｘ_Ｈ、平均粒径Ｄ_Ｌ，平均粒径Ｄ_Ｈ、平均塩素含有量、平均塩素含有量Ｃ_Ｌ，平均塩素含有量Ｃ_Ｈについて測定した。
表１３に、その結果を示す。

【0049】

ついで、比較例被覆工具１６〜２８および参考例被覆工具２９、３０についても、本発明被覆工具１６〜３０と同様にして、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、Ａｌの含有割合Ｘ_Ｌ，Ｘ_Ｈ、平均粒径Ｄ_Ｌ，平均粒径Ｄ_Ｈ、平均塩素含有量、平均塩素含有量Ｃ_Ｌ，平均塩素含有量Ｃ_Ｈについて測定した。
表１４に、その結果を示す。

【0050】

【表10】

【0051】

【表11】

【0052】

【表12】

【0053】

【表13】

【0054】

【表14】

【0055】

つぎに、前記各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件３：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３４０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。

【0056】

【表15】

【実施例3】

【0057】

原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を用意し、これら原料粉末を表１６に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：４ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて所定の寸法に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×内接円直径：１２．７mmの８０°菱形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、体積％で、Ｚｒ：３７．５％、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：残りからなる組成を有するＴｉ−Ｚｒ−Ｃｕ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２のインサート形状をもった工具基体Ｂ１〜Ｂ４をそれぞれ製造した。

【0058】

【表16】

【0059】

つぎに、これらの工具基体Ｂ１〜Ｂ４の表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７および表１８に示される本発明被覆工具３１〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

【0060】

また、比較の目的で、同じく工具基体Ｂ１〜Ｂ４の表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、比較例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７および表１９に示される比較例被覆工具３１〜３８を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８と同様に、比較被覆工具３４〜３８については、表３に示される形成条件で、下部層および／または上部層を形成した。

【0061】

参考のため、工具基体イおよびロの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７および表１９に示される参考例被覆工具３９、４０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表１９に示される目標平均組成、目標平均層厚の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成し、参考例被覆工具３９、４０を製造した。

【0062】

ついで、上記の本発明被覆工具３１〜４０の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｃ含有割合Ｙ、Ａｌの含有割合Ｘ_Ｌ，Ｘ_Ｈ、平均粒径Ｄ_Ｌ，平均粒径Ｄ_Ｈ、平均塩素含有量、平均塩素含有量Ｃ_Ｌ，平均塩素含有量Ｃ_Ｈ、複合炭窒化物層の結晶構造について実施例１に示される方法と同様の方法を用い測定した。
表１８に、その結果を示す。

【0063】

ついで、比較例被覆工具３１〜３８および参考例被覆工具３９、４０のそれぞれについても、本発明被覆工具３１〜４０と同様にして、硬質被覆層の各層の平均層厚、複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、Ａｌの含有割合ｘ_Ｌ，ｙ_Ｈ、平均粒径ｄ_Ｌ，平均粒径ｄ_Ｈ、平均塩素含有量、平均塩素含有量ｃ_Ｌ，平均塩素含有量ｃ_Ｈ、複合炭窒化物層の結晶構造について測定した。
表１９に、その結果を示す。

【0064】

【表17】

【0065】

【表18】

【0066】

【表19】

【0067】

つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具３１〜４０、比較例被覆工具３１〜３８および参考例被覆工具３９、４０について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１５ｍｍ、
送り： ０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５分、
表２０に、上記切削試験の結果を示す。

【0068】

【表20】

【0069】

表６〜９、表１２〜１５および表１７〜２０に示される結果から、本発明被覆工具１〜４０は、立方晶構造の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層が蒸着形成され、上記複合炭窒化物層は、複合炭窒化物層と基体との界面から、複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって、Ａｌ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を有し、また、平均粒径が漸次増加する粒径分布が形成され、さらに、平均塩素含有量が漸次減少する組成傾斜構造を有することによって、合金鋼の高速ミーリング切削加工または外径高速断続切削加工ですぐれた密着性、潤滑性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具１〜１３、１６〜２８、３１〜３８および参考例被覆工具１４、１５、２９、３０、３９、４０については、いずれも、複合炭窒化物層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

【産業上の利用可能性】

【0070】

上述のように、この発明の被覆工具は、合金鋼の高速ミーリング切削加工等の高速断続切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

【図1】