特許 6143158 表面被覆部材およびその製造方法

(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】6143158

(24)【登録日】2017年5月19日

(45)【発行日】2017年6月7日

(54)【発明の名称】表面被覆部材およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   B23B 27/14 20060101AFI20170529BHJP

   C23C 16/34 20060101ALI20170529BHJP

   C23C 16/36 20060101ALI20170529BHJP

   C23C 16/44 20060101ALI20170529BHJP

【ＦＩ】

   B23B27/14 A

   C23C16/34

   C23C16/36

   C23C16/44 B

【請求項の数】3

【全頁数】24

(21)【出願番号】特願2012-287500(P2012-287500)

(22)【出願日】2012年12月28日

(65)【公開番号】特開2014-128848(P2014-128848A)

(43)【公開日】2014年7月10日

【審査請求日】2015年7月29日

(73)【特許権者】

【識別番号】503212652

【氏名又は名称】住友電工ハードメタル株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110001195

【氏名又は名称】特許業務法人深見特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】パサート・アノンサック

(72)【発明者】

【氏名】山縣 一夫

(72)【発明者】

【氏名】奥野 晋

(72)【発明者】

【氏名】金岡 秀明

(72)【発明者】

【氏名】森本 浩之

(72)【発明者】

【氏名】伊藤 実

【審査官】 山本 忠博

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０８−１３４６２９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０７−２０５３６２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開昭６０−２５８４６２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００３−２２５８０８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２００１−５１３７０９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０８−１１８１６３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２００８−５４５０６３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−１６８０３２（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｂ２３Ｂ ２７／１４，５１／００，

Ｂ２３Ｃ ５／１６，

Ｂ２３Ｐ １５／２８，

Ｃ２３Ｃ １６／３０−１６／５４，１４／０６，

ＷＰＩ

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含み、
前記硬質被膜は、１または２以上の層により構成され、
前記層のうち少なくとも１層は、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含み、
前記基材は、超硬合金であり、
前記第１単位層は、第１化合物を含み、
前記第２単位層は、第２化合物を含み、
前記第１化合物は、ｆｃｃ型結晶構造を有するＴｉＮまたはｆｃｃ型結晶構造を有するＴｉＣＮであり、
前記第２化合物は、ｈｃｐ型結晶構造を有するＡｌＮであり、
前記多層構造を含む層は、２．５μｍ以上１５μｍ以下の厚みを有し、
前記第１単位層は、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の厚みを有し、
前記第２単位層は、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の厚みを有する、表面被覆部材の製造方法であって、
前記層のうち少なくとも１層をＣＶＤ装置を用いたＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含み、
前記ＣＶＤ工程は、
ＴｉとＣおよびＮの１種以上の元素とを含む第１ガスを前記基材の表面に向かって噴出する第１工程と、
ＡｌとＮとを含む第２ガスを前記基材の表面に向かって噴出する第２工程と、を含み、
前記第１工程および前記第２工程は交互に繰り返され、
前記ＣＶＤ装置は、導入管および反応容器を含み、
前記導入管は、第１導入口、第２導入口および複数の貫通孔を有し、
前記第１ガスは、Ｔｉを含む第１金属系ガスと、ＣおよびＮの１種以上の元素を含む第１非金属系ガスの混合ガスであり、
前記第１金属系ガスは、前記第１導入口から前記導入管に導入され、
前記第１非金属系ガスは、前記第２導入口から前記導入管に導入され、
前記第１金属系ガスと前記第１非金属系ガスとは、前記導入管内において混合されることなく、それぞれ異なる前記貫通孔を経て前記反応容器内に噴出され、その後混合されて前記第１ガスを構成し、
前記第２ガスは、Ａｌを含む第２金属系ガスと、Ｎを含む第２非金属系ガスの混合ガスであり、
前記第２金属系ガスは、前記第１導入口から前記導入管に導入され、
前記第２非金属系ガスは、前記第２導入口から前記導入管に導入され、
前記第２金属系ガスと前記第２非金属系ガスとは、前記導入管内において混合されることなく、それぞれ異なる前記貫通孔を経て前記反応容器内に噴出され、その後混合されて前記第２ガスを構成する、表面被覆部材の製造方法。

【請求項2】

前記第１ガスはＮ₂、ＮＨ₃、Ｎ₂Ｈ₄からなる群より選ばれる１種以上を含む、請求項１に記載の表面被覆部材の製造方法。

【請求項3】

前記第２ガスは、Ｎ₂、ＮＨ₃、Ｎ₂Ｈ₄からなる群より選ばれる１種以上を含む、請求項１または２に記載の表面被覆部材の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む表面被覆部材およびその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

最近の技術動向として、地球環境への負荷低減、資源の効率的な活用などを目的に、切削工具などの表面被覆部材の軽薄短小化が主流になってきている。これに伴い、表面被覆部材の寿命を確保し、かつその信頼性を維持するために、表面被覆部材に用いられる金属材料の高強度化、高硬度化が進められている。一方で、金属加工現場では新興国へ対抗すべく、加工部品の高精度化と加工費の低減が強く要求されている。さらに、工作機械の性能向上もあいまって、表面被覆部材によるさらなる高速加工の期待が高まっている。高速加工において、表面被覆部材の刃先は、高温、高圧環境に曝されるため、過酷な環境下においても長寿命を有することのできる表面被覆部材が今後さらに求められる。

【0003】

例えば、特開平０７−２０５３６２号公報（特許文献１）には、表面被覆部材の基材の表面を被覆する硬質被膜として、４、５、６族元素、ＡｌおよびＳｉから選んだ２種類以上の元素の窒化物、炭化物、炭窒化物あるいはホウ化物を、０．４ｎｍ〜５０ｎｍの周期で組成を連続的に変化させた硬質被膜が開示されている。上記硬質被膜は、ＰＶＤ（Physical Vapor Deposition)法により形成される。具体的には、固体のＴｉ、固体のＡｌ、Ｎ₂ガスを用い、真空放電により発生したＴｉイオン、Ａｌイオン、およびＮ₂ガスと、５００℃に加熱した基材とを接触させて、基材表面に連続的にＴｉＮ層とＡｌＮ層とを形成させる。この方法で形成された硬質被膜は構造内に大きな歪を有しているため、該硬質被膜を有する表面被覆切削工具は、優れた耐摩耗性と靭性を有することができる。

【0004】

また、例えば、特表２００８−５４５０６３号公報（特許文献２）には、表面被覆部材として、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜を有する部材が開示されている。このＴｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜は、０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数を有し、かつ、０．４１２ｎｍ〜０．４０５ｎｍの格子定数ａｆｃｃを有する立方晶ＮａＣｌ構造の単層構造を有する。上記Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜は、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition)法により形成される。具体的には、基材を収容したホットウォールタイプのＣＶＤ反応器中に、ＡｌＣｌ₃、ＴｉＣｌ₄、Ｈ₂、アルゴンからなる第１の気体混合物と、窒素源としてのＮＨ₃およびＮ₂からなる第２の気体混合物とを導入して、熱ＣＶＤ法を行う。この方法で形成された上記被膜は、一般的に公知のＰＶＤ法で作成されたＴｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜に比べ、被膜中のＡｌの含有率が高い。このため、該被膜を有する表面被覆部材は、高い耐酸化性および高い硬度を有し、高温において優れた耐摩耗性を発揮することができる。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0005】

【特許文献1】特開平０７−２０５３６２号公報

【特許文献2】特表２００８−５４５０６３号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

しかしながら、特許文献１に関し、ＰＶＤ法で形成された硬質被膜には、金属性のＴｉ、Ａｌ、これらの合金といった不純物が含まれる場合がある。このような不純物はドロップレットといわれており、硬質被膜の形成を阻害するのみならず、金属加工を行う際の硬質被膜の脱落の原因となる。また、硬質被膜が脱落した部分を起点として、硬質被膜のチッピング、欠損等が発生し易いため、結果的に、表面被覆部材の長寿命化が困難になり、また、被削材の加工品質、面粗度などが悪化する場合がある。

【0007】

また、特許文献２に関し、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜は０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数を有しているが、一般的に、この組成においてｘが０．７より大きい場合は結晶構造内に大きな歪が生じる傾向にある。この歪を緩和すべく、立方晶ＮａＣｌ構造のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ結晶が六方晶ウルツ鉱構造へ変態することは公知である。特に、この変態は高温においてさらに促進される傾向にある。

【0008】

金属加工時、表面被覆部材と被削材とは接触、解放を繰返しており、表面被覆部材の刃先の表面には常に加熱、冷却のサイクルで負荷が掛けられている。このため、金属加工時の表面被覆部材には常に大きな熱衝撃がかけられており、熱疲労が生じている。この熱疲労によって上記の変態が促進され、さらに、繰り返される切削加工に伴い、一旦変態した硬質被膜においては、チッピング、欠損等が発生し易くなる。このため、特許文献２に開示される技術においても、高速加工における表面被覆部材の長寿命化には限界がある。

【0009】

本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、安定化、長寿命化された表面被覆部材およびその製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0010】

本発明は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む表面被覆部材であって、硬質被膜は、１または２以上の層により構成され、層のうち少なくとも１層は、ＣＶＤ法により形成され、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含み、第１単位層は、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１化合物を含み、第２単位層は、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２化合物を含む、表面被覆部材である。

【0011】

上記表面被覆部材において、好ましくは、第１単位層と第２単位層との間に中間層を含み、中間層の組成は、その厚み方向において、第１化合物の組成から第２化合物の組成に連続的に変化する。

【0012】

上記表面被覆部材において、好ましくは、第１化合物はｆｃｃ型結晶構造を有し、第２化合物はｈｃｐ型結晶構造を有する。

【0013】

上記表面被覆部材において、好ましくは、第１化合物はＡｌをさらに含む。
また、本発明は、基材と、その表面に形成された、１または２以上の層により構成される硬質被膜とを含む表面被覆部材の製造方法であって、層のうち少なくとも１層をＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含み、該ＣＶＤ工程は、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスを基材の表面に向かって噴出する第１工程と、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスを基材の表面に向かって噴出する第２工程と、を含み、第１工程および第２工程は交互に繰り返される、表面被覆部材の製造方法である。

【0014】

上記製造方法において、好ましくは、第１ガスはＮ₂、ＮＨ₃、Ｎ₂Ｈ₄からなる群より選ばれる１種以上を含む。

【0015】

上記製造方法において、好ましくは、第２ガスはＮ₂、ＮＨ₃、Ｎ₂Ｈ₄からなる群より選ばれる１種以上を含む。

【0016】

上記製造方法において、好ましくは、第１ガスはＡｌをさらに含む。

【発明の効果】

【0017】

本発明の表面被覆部材によれば、耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上し、もって、安定化、長寿命化が可能となる。また、本発明の表面被覆部材の製造方法によれば、耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上し、もって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【0018】

【図1】本発明のＣＶＤ工程に用いられるＣＶＤ装置の概略的な断面図である。

【図2】本発明のＣＶＤ工程に用いられる他のＣＶＤ装置の概略的な断面図である。

【発明を実施するための形態】

【0019】

以下、本発明の表面被覆部材について第１の実施形態を用いて詳細に説明し、本発明の表面被覆部材の製造方法について第２の実施形態および第３の実施形態を用いて詳細に説明する。

【0020】

≪第１の実施形態≫
＜表面被覆部材＞
本発明の表面被覆部材は、基材と、その表面に形成された硬質被膜とを含む構成を有する。このような硬質被膜は、基材の全面を被覆することが好ましいが、基材の一部がこの硬質被膜で被覆されていなかったり、硬質被膜の構成が部分的に異なっていたとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。

【0021】

このような本発明の表面被覆部材としては、切削工具、耐摩工具、金型部品、自動車部品などが挙げられる。なかでも、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどの切削工具として好適に使用することができる。

【0022】

＜基材＞
本発明の表面被覆部材に用いられる基材は、この種の基材として従来公知のものであればいずれのものも使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、立方晶型窒化硼素焼結体、又はダイヤモンド焼結体のいずれかであることが好ましい。

【0023】

これらの各種基材の中でも、特にＷＣ基超硬合金、サーメット（特にＴｉＣＮ基サーメット）を選択することが好ましい。これは、これらの基材が特に高温における硬度と強度とのバランスに優れ、上記用途の表面被覆部材の基材として優れた特性を有するためである。

【0024】

なお、表面被覆部材が刃先交換型切削チップ等である場合、このような基材は、チップブレーカを有するものも、有さないものも含まれ、また、刃先稜線部は、その形状がシャープエッジ（すくい面と逃げ面とが交差する稜）、ホーニング（シャープエッジに対してアールを付与したもの）、ネガランド（面取りをしたもの）、ホーニングとネガランドとを組み合せたもののいずれのものも含まれる。

【0025】

＜硬質被膜＞
本発明の硬質被膜は、１または２以上の層により構成され、該層のうち少なくとも１層は、ＣＶＤ法により形成され、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含む。本発明の硬質被膜は、上記の多層構造を含む層を少なくとも１層含む限り、他の層を含んでいてもよい。他の層としては、たとえばＡｌ₂Ｏ₃層、ＴｉＢ₂層、ＴｉＢＮ層、ＡｌＮ層（ウルツ鉱型）、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮＯ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＡｌＮ層、ＴｉＡｌＣＮ層、ＴｉＡｌＯＮ層、ＴｉＡｌＯＮＣ層等を挙げることができる。

【0026】

たとえば、下地層としてＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮ層を基材の直上に含むことにより、基材と硬質被膜との密着性を高めることができる。また、Ａｌ₂Ｏ₃層を含むことにより、硬質被膜の耐酸化性を高めることができる。また、ＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮ層等からなる最外層を含むことにより、表面被覆部材の刃先が使用済か否かの識別性を有することができる。なお、本発明において、硬質被膜を構成する各層の組成を「ＴｉＮ」、「ＴｉＣＮ」等の化学式を用いて表わす場合、その化学式において特に原子比を特定していないものは、各元素の原子比が「１」のみであることを示すものではなく、従来公知の原子比が全て含まれるものとする。

【0027】

本発明の硬質被膜は、３〜３０μｍの厚みを有することが好ましい。その厚みが３μｍ未満では、耐摩耗性が不十分となる場合があり、３０μｍを超えると、断続加工において硬質被膜と基材との間に大きな応力が加わった際に硬質被膜の剥離または破壊が高頻度に発生する場合がある。なお、本発明の多層構造を含む層以外の他の層は、通常０．１〜１０μｍの厚みで形成することができる。

【0028】

＜多層構造を含む層＞
本発明の硬質被膜は、１または２以上の層により構成され、該層のうち少なくとも１層は、ＣＶＤ法により形成され、第１単位層と第２単位層とが交互に積層された多層構造を含む。この多層構造を含む層（以下、「多層構造含有層」ともいう。）において、第１単位層は、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１化合物を含み、第２単位層は、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２化合物を含む。

【0029】

具体的には、第１化合物として、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢ₂、ＴｉＯ₂、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＣＢＮなどを挙げることができ、第２化合物として、Ａｌ₂Ｏ₃、ＡｌＮ、ＡｌＣＮ、ＡｌＣＮＯ、ＡｌＮＯなどを挙げることができる。Ｔｉを含む第１化合物は高い硬度を有し、Ａｌを含む第２化合物は優れた摺動特性を有する。

【0030】

本発明において、多層構造含有層が基材を被覆することによって表面被覆部材の耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上する理由については明確ではないが、たとえば、次のことが考えられる。すなわち、多層構造含有層において、第１単位層と第２単位層との間で各層を構成する組成が急激に変化することにより、構造中には大きな歪が蓄積される。さらに、特許文献２に開示されるような均一な組成を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜と比べ、熱的に安定な層として存在することができるため、熱衝撃による変態が起こり難い。したがって、本発明の多層構造含有層においては、変態に起因するチッピング、欠損等の発生が抑制されるとともに、第１化合物の有する高い硬度と、第２化合物の有する高い摺動特性とを十分に維持することができ、結果的に、本発明の表面被覆部材における耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上する。

【0031】

本発明の多層構造含有層は、０．５μｍ以上２０μｍ以下の厚みを有することが好適であり、より好ましくは２μｍ以上１８μｍ以下である。その厚みが０．５μｍ未満では、耐摩耗性が不十分となる場合があり、２０μｍを超えると単位層間の歪みが緩和されてしまい、硬質層としての優れた性質を失う場合がある。なお、多層構造含有層は、部分的に多層構造以外の構成、たとえばアモルファス相、ｆｃｃ型結晶構造を有するＴｉ_1-xＡｌ_xＮ（０≦ｘ≦１）などの構成を含んでいたとしても、本発明の効果を発揮する限りにおいて本発明の範囲を逸脱するものではない。

【0032】

上記多層構造含有層の多層構造において、その積層周期の厚みは２０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。積層周期を２０ｎｍ未満にすることは製造技術上困難であり、積層周期が５００ｎｍを超える場合は第１単位層と第２単位層との密着強度が低下して剥離が生じてしまい、結果として上記の諸特性が低下する。なお、第１単位層および第２単位層の各層の厚みを薄くするほど上記の密着強度が高くなるが、各層の厚みを０．０１μｍ以下とすることは製造技術上困難である。

【0033】

ここで、積層周期の厚みとは、１つの第１単位層から、該１つの第１単位層に隣接する第２単位層（第１単位層と第２単位層との間に後述する中間層を含む場合は、第２単位層に隣接する中間層を含む）を挟んで隣接する他の第１単位層までの距離をいう。なお、この距離は、第１単位層および他の第１単位層の各層の厚み方向の中点を結ぶ距離とする。

【0034】

なお、多層構造含有層を構成する層の積層数（合計積層数）は、特に限定されるものではないが、通常１０層以上１０００層以下とすることが好ましい。１０層未満の場合は、各単位層が粗大化することから多層構造含有層の硬度が低下する場合があり、１０００層を超えると各単位層が薄くなり過ぎ各層が混合する傾向を示すためである。

【0035】

また、本発明の多層構造含有層は、第１単位層と第２単位層との間に中間層を含むことができる。本発明の中間層の組成は、その厚み方向において、第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、第１化合物の組成から第２化合物の組成へと連続的に変化する。

【0036】

たとえば、第１化合物がＴｉＮであり、第２化合物がＡｌＮである場合、その間に介在する中間層は、第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、Ｔｉの原子比が連続的に減少するとともにＡｌの原子比が連続的に増加する構成を有することができる。また、たとえば、第１化合物がＴｉＡｌＮであり、第２化合物がＡｌＮである場合、中間層は第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、少なくともＴｉの原子比が連続的に減少する構成を有することができる。

【0037】

多層構造含有層が中間層を含むことにより上記の諸特性が向上する理由については明確ではないが、次のことが考えられる。すなわち、第１単位層と第２単位層との間に中間層を有することによって、第１単位層と第２単位層との間で組成が連続的に変化するため、多層構造含有層にさらに大きな歪が蓄積される。また、熱的により安定な層となるため、熱衝撃による変態がさらに起こり難くなる。加えて、中間層が存在することにより、第１単位層と第２単位層との密着強度が高くなる。これにより、中間層を有する多層構造含有層は、第１化合物が有する高い硬度と、第２化合物が有する高い摺動特性をさらに効果的に維持することができ、結果的に、耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性がさらに向上する。

【0038】

本発明の中間層の厚みは特に限定されない。たとえば、第１単位層および／または第２単位層の厚みと同程度でもよく、それよりも極めて薄くてもよい。また、第１単位層または第２単位層のそれぞれの厚みに比して極めて厚い、換言すれば、第１単位層および／または第２単位層の厚みが中間層に比して極めて薄くてもよい。

【0039】

また、中間層を第１単位層および／または第２単位層と捉えることもできる。たとえば、第１化合物がＴｉＮであり、第２化合物がＡｌＮであり、中間層の組成がＴｉ_xＡｌ_yＮであって、第１単位層と接する側から第２単位層と接する側に向けて、Ｔｉの原子比ｘが１から０まで連続的に減少するとともにＡｌの原子比ｙが０から１まで連続的に増加する場合を仮定する。この場合、たとえば、中間層のうち、ＴｉとＡｌとの原子比ｘ／ｙが１以上の領域を第１単位層と捉え、該原子比ｘ／ｙが１未満の領域を第２単位層と捉えることができる。この場合には、第１単位層と第２単位層とは明確な境界を有さないこととなる。なお、第１単位層および／または第２単位層の厚みが中間層に比して極めて薄い場合、第１単位層中の第１化合物が含まれる領域は、積層周期の厚み方向に関するＴｉ濃度の極大点となり、第２単位層中の第２化合物が含まれる領域は、積層周期の厚み方向に関するＡｌ濃度の極大点となる。

【0040】

また、本発明の多層構造含有層において、第１化合物がｆｃｃ型結晶構造を有し、第２化合物がｈｃｐ型結晶構造を有することが好ましい。ＴｉＮなどのＴｉを含む化合物に関し、ｈｃｐ型結晶構造を有する化合物に比べ、ｆｃｃ型結晶構造を有する化合物の方がより高い硬度を有することができる。また、ＡｌＮなどのＡｌを含む化合物は、ｆｃｃ型結晶構造、ｈｃｐ型結晶構造のいずれの構造を有する化合物においても高い摺動特性が発揮されるものの、ＣＶＤ法によって形成される場合には、ｈｃｐ型結晶構造を有する化合物のほうがその形成が容易である。このため、第１化合物がｆｃｃ型結晶構造を有し、第２化合物がｈｃｐ型結晶構造を有する多層構造含有層は、より高い硬度を有することができるだけでなく、より簡便に高い歩留まりでの製造が可能となり、もって、上記の諸特性がさらに向上した表面被覆部材を安価に市場に提供することができる。

【0041】

また、一般的に、ＣＶＤ法によって組成の異なる層を積層する際に、各層の結晶構造が異なる場合、各層間での密着力が低下することが知られている。しかしながら、本発明者らは、鋭意検討の結果、第１単位層と第２単位層との間に中間層が存在する場合、または第１単位層と第２単位層とが明確な境界を有さない場合、すなわち、１つの積層周期の厚み方向において、第１化合物から第２化合物へとその組成が連続的に変化する構成を有する場合、各層の結晶構造が異なることに起因する密着力の低下が抑制されることを知見した。したがって、本発明の多層構造含有層において、第１単位層と第２単位層との間に中間層が存在する場合、または第１単位層と第２単位層とが明確な境界を有さない場合であって、かつ、第１化合物がｆｃｃ型結晶構造を有し、第２化合物がｈｃｐ型結晶構造を有する場合に、各層の密着力を低下させることなく、上述の効果を発揮することができる。

【0042】

また、第１化合物は、Ａｌをさらに含んでもよい。この場合、第１化合物として、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＡｌＣＮＯ、ＴｉＡｌＮＯなどを挙げることができる。第１単位層がＡｌをさらに含むことにより耐酸化性が向上するためである。

【0043】

なお、本発明の多層構造含有層における第１単位層、第２単位層、中間層等の組成、積層周期、第１化合物および第２化合物の結晶構造等は、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ；Scanning Electron Microscope)、波長分散型Ｘ線分析(ＥＰＭＡ；Electron Probe Micro Analysis)、Ｘ線回折法などによって確認することができる。

【0044】

以上、詳述したように、本発明の表面被覆部材によれば、上述の多層構造含有層を含む硬質被膜で被覆されることによって、表面被覆部材の耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上する。したがって、本発明によって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を提供することができる。

【0045】

≪第２の実施形態≫
＜表面被覆部材の製造方法＞
本発明の表面被覆部材の製造方法は、基材と、その表面に形成された、１または２以上の層により構成される硬質被膜とを含む表面被覆部材の製造方法であって、該層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含む。該ＣＶＤ工程は、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスを基材の表面に向かって噴出する第１工程と、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスを基材の表面に向かって噴出する第２工程と、を含み、第１工程および第２工程は交互に繰り返される。なお、本発明の表面被覆部材の製造方法は、上記のＣＶＤ工程を行なう限り、他の工程を含むことができる。他の工程としては、たとえば、多層構造含有層以外の層を形成する工程、洗浄工程などを挙げることができる。以下、第２の実施形態における各工程について詳述する。

【0046】

＜ＣＶＤ工程＞
本発明のＣＶＤ工程は、本発明の硬質被膜を構成する層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成する工程である。このＣＶＤ工程においては、図１に示すＣＶＤ装置を用いることができる。

【0047】

図１において、ＣＶＤ装置１内には、基材２を保持した基材セット治具３を複数設置することができ、これらは耐熱合金鋼製の反応容器４でカバーされる。また、反応容器４の周囲にはヒータ５が配置されており、このヒータ５により、反応容器４内の温度を制御することができる。また、ＣＶＤ装置１内には複数の貫通孔が形成された導入管６が配置されており、導入口７から導入管６内に導入されたガスは貫通孔を経て反応容器４内に噴出される。また、この導入管６はその軸を中心として回転することができる（図中回転矢印参照。）。反応容器４にはさらに排気管８が配置されており、反応容器４内に噴出されたガスは、排気管８の排気口９から外部へ排出される。なお、反応容器４内の治具類等は、通常黒鉛により構成される。

【0048】

本工程において、図１に示すようなＣＶＤ装置１を用いて、以下の第１工程および第２工程を交互に繰り返すことによって、本発明の表面被覆部材の硬質被膜を構成する層の１つとしての多層構造を含有する層（以下、「多層構造含有層」ともいう。）を形成することができる。

【0049】

＜第１工程＞
本工程では、上記のＣＶＤ装置１を用いて、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスを基材の表面に向かって噴出する。

【0050】

具体的には、図１において、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスを導入口７から導入管６内に導入する。導入口７から導入された第１ガスは、導入管６の複数の貫通孔から反応容器４内に噴出される。このとき、導入管６はその軸を中心として回転しているため、第１ガスは、導入管６の周囲に配置された基材２の表面に向かって均一に噴出される。

【0051】

Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスとしては、Ｔｉを含む金属系ガスと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスとの混合ガスを用いることができる。Ｔｉを含む金属系ガスとしては、ＴｉＣｌ₄などの塩化チタンガスを挙げることができる。また、Ｂ含む非金属系ガスとしては、ＢＣｌ₃などの塩化ホウ素ガスを、Ｃを含む非金属系ガスとしては、ＣＨ₂ＣＨ₂などの炭化水素ガスを、Ｎを含む非金属系ガスとしては、ＮＨ₃、Ｎ₂Ｈ₄、Ｎ₂などの窒素含有ガスを、Ｏを含む非金属系ガスとしてはＨ₂Ｏ（水蒸気）などを挙げることができる。たとえば、ＴｉとＢとＣとを含む第１ガスを用いる場合、金属系ガスとしてのＴｉＣｌ₄と、非金属系ガスとしてのＢＣｌ₃およびＣＨ₂ＣＨ₂とが混合された混合ガスを用いることができる。なお、Ｃを含む非金属系ガスとしての炭化水素ガスは、好ましくは不飽和炭化水素からなる炭化水素ガスである。

【0052】

本工程において、反応容器４内の温度は７００〜９００℃の範囲が好ましく、反応容器４内の圧力は０．１〜１０ｋＰａであることが好ましい。また、第１ガスとともにＮ₂、Ｈ₂、Ａｒなどのキャリアガスを導入口７から導入することもできる。

【0053】

＜第２工程＞
本工程では、上記のＣＶＤ装置１を用いて、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスを基材の表面に向かって噴出する。

【0054】

具体的には、図１において、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスを導入口７から導入管６内に導入する。導入口７から導入された第２ガスは、導入管６の複数の貫通孔から反応容器４内に噴出される。このとき、導入管６はその軸を中心として回転しているため、第２ガスは、導入管６を中心とした周囲に配置された基材２の表面に向かって均一に噴出される。

【0055】

Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスとしては、Ａｌを含む金属系ガスと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスとの混合ガスを用いることができる。Ａｌを含む金属系ガスとしては、ＡｌＣｌ₃などの塩化アルミニウムガスを挙げることができる。なお、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯのいずれかを含む非金属系ガスは上述の第１工程で列挙されるガスと同様であるため、その説明は繰り返さない。したがって、たとえば、ＡｌとＢとＣとを含む第２ガスを用いる場合、金属系ガスとしてのＡｌＣｌ₃と、非金属系ガスとしてのＢＣｌ₃およびＣＨ₂ＣＨ₂とが混合された混合ガスを用いることができる。

【0056】

本工程において、反応容器４内の温度は７００〜９００℃の範囲が好ましく、反応容器４内の圧力は０．１〜１０ｋＰａであることが好ましい。また、第２ガスとともにＮ₂、Ｈ₂、Ａｒなどのキャリアガスを導入口７から導入することもできる。

【0057】

＜第１工程および第２工程の繰り返し＞
本発明の製造方法において、上記第１工程および上記第２工程は交互に繰り返される。すなわち、導入管６には、第１ガスと第２ガスとが交互に導入され、これにより、基材２の表面に向かって第１ガスと第２ガスとが交互に噴出されることになる。

【0058】

以上詳述した工程を行うことにより、基材２の表面には、第１ガスに起因する第１単位層と、第２ガスに起因する第２単位層とが交互に積層された多層構造含有層を形成することができる。具体的には、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１化合物を含む第１単位層と、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２化合物を含む第２単位層とが交互に積層された多層構造含有層を形成することができる。したがって、当該製造方法を用いて硬質被膜を形成することにより、耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上した表面被覆部材を製造することができ、もって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を製造することができる。

【0059】

なお、第１単位層および第２単位層の組成は、金属系ガスおよび非金属系ガスの混合割合によって制御することができ、第１単位層および第２単位層の厚みは成膜時間によって制御することができ、積層周期および層数は導入管６の回転速度によって制御することができる。また、成膜温度を制御することによって、第１化合物および第２化合物のそれぞれの結晶構造（ｆｃｃ型結晶構造またはｈｃｐ型結晶構造）を制御することができる。また、中間層の組成、厚みは、金属系ガスおよび非金属系ガスの導入速度を制御することによって制御できる。具体的には、上述のＣＶＤ工程において、金属系ガスおよび非金属系ガスを比較的遅い速度で導入することにより、厚みの大きい中間層を形成することができ、金属系ガスおよび非金属系ガスを比較的早い速度で導入することにより厚みの小さい中間層を形成することができる。

【0060】

＜変形例＞
本発明の第１工程において、第１ガスはＡｌをさらに含んでもよい。すなわち、上記第１工程および第２工程が交互に繰り返されている間、Ａｌを含む金属系ガスは、その導入量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）については一定である場合と変化する場合とがあるものの、少なくとも反応容器４内に常時導入されることになる。換言すれば、ＣＶＤ工程において、Ａｌを含む金属系ガスと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスとが反応容器４内に常時導入され、Ｔｉを含む金属系ガスが反応容器４内に間欠的に反応容器４内に導入されることになる。

【0061】

この場合、形成される多層構造含有層において、第１単位層は、Ｔｉと、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１化合物を含み、第２単位層は、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２化合物を含む層となる。

【0062】

≪第３の実施形態≫
＜表面被覆部材の製造方法＞
本発明の表面被覆部材の製造方法は、基材と、その表面に形成された、１または２以上の層により構成される硬質被膜とを含む表面被覆部材の製造方法であって、該層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含む。該ＣＶＤ工程は、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスを基材の表面に向かって噴出する第１工程と、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスを基材の表面に向かって噴出する第２工程と、を含み、第１工程および第２工程は交互に繰り返される。以下、本実施形態においては、上述した第２の実施形態と異なる部分を主に説明する。

【0063】

＜ＣＶＤ工程＞
本発明のＣＶＤ工程は、本発明の硬質被膜を構成する層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成する工程である。このＣＶＤ工程においては、図２に示すＣＶＤ装置を用いることができる。

【0064】

図２において、ＣＶＤ装置１１内には、基材１２を保持した基材セット治具１３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１４でカバーされる。また、反応容器１４の周囲にはヒータ１５が配置されており、このヒータ１５により、反応容器１４内の温度を制御することができる。また、ＣＶＤ装置１１内には複数の貫通孔が形成された導入管１６が配置されており、該導入管１６は二つの導入口１７、１８を有する。導入口１７、１８のそれぞれから導入管１６内に導入されたガスは、導入管１６内においても混合されることなく、それぞれ異なる貫通孔を経て反応容器１４内に噴出される。また、この導入管１６はその軸を中心として回転することができる（図中回転矢印参照。）。反応容器１４にはさらに排気管１９が配置されており、反応容器１４内に噴出されたガスは、排気管１９の排気口２０から外部へ排出される。なお、反応容器１４内の治具類等は、通常黒鉛により構成される。

【0065】

本工程において、図２に示すようなＣＶＤ装置１１を用いて、以下の第１工程および第２工程を交互に繰り返すことによって、本発明の、表面被覆部材の表面を被覆する硬質被膜を構成する層の１つとしての多層構造含有層を形成することができる。

【0066】

＜第１工程＞
本工程では、上記のＣＶＤ装置１１を用いて、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１ガスを基材の表面に向かって噴出する。

【0067】

具体的には、図２において、Ｔｉを含む金属系ガスを導入口１７から導入管１６内に導入する。これと同時に、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスを導入口１８から導入管１６内に導入する。導入口１７から導入された金属系ガスと、導入口１８から導入された非金属系ガスとは、それぞれ異なる複数の貫通孔から反応容器１４内に噴出される。このとき、導入管１６はその軸を中心として回転しているため、金属系ガスと非金属系ガスとは反応容器１４内に噴出された直後に混合される。そして、この混合されたガスは、第１ガスとして導入管１６の周囲に配置された基材１２の表面に向かって均一に噴出される。

【0068】

Ｔｉを含む金属系ガス、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスとしては、第２の実施形態において列挙したガスと同様のガスを用いることができる。また、本工程において、反応容器１４内の温度は６００〜９００℃の範囲が好ましく、反応容器１４内の圧力は０．１〜１０ｋＰａであることが好ましい。また、第１ガスとともにＮ₂、Ｈ₂、Ａｒなどのキャリアガスを導入口１７、１８のそれぞれから導入することもできる。

【0069】

＜第２工程＞
本工程では、上記のＣＶＤ装置１１を用いて、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２ガスを基材の表面に向かって噴出する。

【0070】

具体的には、図２において、Ａｌを含む第２ガスを導入口１８から導入管１６内に導入する。これと同時に、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスを導入口１８から導入管１６内に導入する。導入口１７から導入された金属系ガスと、導入口１８から導入された非金属系ガスとは、それぞれ異なる複数の貫通孔から反応容器１４内に噴出される。このとき、導入管１６はその軸を中心として回転しているため、金属系ガスと非金属系ガスとは反応容器１４内に噴出された直後に混合される。そして、この混合されたガスは、第２ガスとして導入管１６の周囲に配置された基材１２の表面に向かって均一に噴出される。

【0071】

Ａｌを含む金属系ガス、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスとしては、第２の実施形態において列挙したガスと同様のガスを用いることができる。また、本工程において、反応容器１４内の温度は６００〜９００℃の範囲が好ましく、反応容器１４内の圧力は０．１〜１０ｋＰａであることが好ましい。また、第２ガスとともにＮ₂、Ｈ₂、Ａｒなどのキャリアガスを導入口１７、１８のそれぞれから導入することもできる。

【0072】

＜第１工程および第２工程の繰り返し＞
本発明の製造方法において、上記第１工程および上記第２工程は交互に繰り返される。すなわち、導入口１７より、Ｔｉを含む金属系ガスとＡｌを含む金属系ガスとが交互に導入され、導入口１８より、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスが連続的に導入される。このとき、導入管１６が回転することにより、導入口１７からＴｉを含む金属系ガスが導入されている場合には、反応容器１４内に第１ガスが分散され、導入口１７からＡｌを含む金属系ガスが導入されている場合には、反応容器１４内に第２ガスが分散されることになる。

【0073】

以上詳述した工程を行うことにより、基材２の表面には、第１ガスに起因する第１単位層と、第２ガスに起因する第２単位層とが交互に積層された多層構造含有層を形成することができる。具体的には、Ｔｉと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第１化合物を含む第１単位層と、Ａｌと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とを含む第２化合物を含む第２単位層とが交互に積層された多層構造含有層を形成することができる。したがって、当該製造方法を用いて硬質被膜を形成することにより、摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性等の諸特性が向上した表面被覆部材を製造することができ、もって、安定化、長寿命化された表面被覆部材を製造することができる。

【0074】

なお、第１単位層および第２単位層の組成は、金属系ガスおよび非金属系ガスの混合割合によって制御することができ、第１単位層および第２単位層の厚みは成膜時間によって制御することができ、積層周期および層数は導入管６の回転速度によって制御することができる。また、成膜温度を制御することによって、第１化合物および第２化合物のそれぞれの結晶構造（ｆｃｃ型結晶構造またはｈｃｐ型結晶構造）を制御することができる。また、中間層の組成、厚みは、金属系ガスおよび非金属系ガスの導入速度を制御することによって制御できる。具体的には、上述のＣＶＤ工程において、金属系ガスおよび非金属系ガスを比較的遅い速度で導入することにより、厚みの大きい中間層を形成することができ、金属系ガスおよび非金属系ガスを比較的早い速度で導入することにより厚みの小さい中間層を形成することができる。

【0075】

また、本実施形態に係る製造方法は、非金属系ガスとして、Ｎ₂、ＮＨ₃、Ｎ₂Ｈ₄からなる群より選ばれる１種以上を含む第１ガスおよび／または第２ガスを用いて多層構造含有層を形成する場合に好適に用いることができ、なかでも、非金属系ガスとして、ＮＨ₃およびＮ₂Ｈ₄の少なくともいずれか一方を用いることが好ましい。その理由は次の通りである。

【0076】

すなわち、ＮＨ₃およびＮ₂Ｈ₄はＴｉＣｌ₄、ＡｌＣｌ₃などのハロゲン化合物との反応性が高いため、非金属系ガスとしてこれらを用いることによって、短時間でより均質な窒化チタニウム層、窒化アルミニウム層を形成することができるという利点を有する。しかし、その一方で、その反応性の高さ故に、上記のハロゲン化合物と不要な反応を起こすという欠点を有する。この不要な反応に伴う反応物が、ＣＶＤ装置の導入管や貫通孔の詰まりの原因となるために、これらのガスはＣＶＤ法における取り扱いが困難なのが実情であった。これに対し、本実施形態に係る製造方法によれば、金属系ガスと非金属系ガスとは反応容器内に噴出された直後に混合されるため、導入管、貫通孔通過時に不要な反応が起こることがない。したがって、本実施形態に係る製造方法によれば、ＮＨ₃およびＮ₂Ｈ₄の少なくともいずれか一方を用いて、短時間でより均質な多層構造含有層を形成することができる。

【0077】

また、本実施形態に係る製造方法は、非金属系ガスとして、ＮＨ₃およびＮ₂Ｈ₄の少なくともいずれか一方とＮ₂とを混合したガスを用いることが好ましい。ＮＨ₃およびＮ₂Ｈ₄の少なくともいずれか一方とＮ₂とを混合することにより、混合しない場合と比較して、２００〜３００℃低い温度環境下での多層構造含有層の形成が可能となる。

【0078】

＜変形例＞
本発明の第１工程において、第１ガスはＡｌをさらに含んでもよい。すなわち、上記第１工程および第２工程が交互に繰り返されている間、Ａｌを含む金属系ガスは、その導入量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）については一定である場合と変化する場合とがあるものの、少なくとも反応容器４内に常時導入されることになる。換言すれば、ＣＶＤ工程において、Ａｌを含む金属系ガスと、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素を含む非金属系ガスとが反応容器４内に常時導入され、Ｔｉを含む金属系ガスが反応容器４内に間欠的に反応容器４内に導入されることになる。

【実施例】

【0079】

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

【0080】

＜基材の調製＞
以下の表１に記載の基材Ａおよび基材Ｂを準備した。具体的には、表１に記載の配合組成からなる原料粉末を均一に混合し、所定の形状に加圧成形した後、１３００〜１５００℃で１〜２時間焼結することにより、形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸとＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇとの２種類の形状の超硬合金製の基材を得た。すなわち、各基材毎に２種の異なった形状のものを作製した。なお、表１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。

【0081】

上記２種の形状はいずれも住友電工ハードメタル社製のものであり、ＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸは旋削用の刃先交換型切削チップの形状であり、ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇは転削（フライス）用の刃先交換型切削チップの形状である。

【0082】

【表1】

【0083】

＜多層構造含有層の形成＞
上記で得られた基材に対してその表面に多層構造含有層を形成した。具体的には、図２に示すＣＶＤ装置１１を用い、基材を反応容器１４内にセットし、ＣＶＤ法を行うことにより、基材上に多層構造含有層を形成した。各多層構造含有層の形成条件は以下の表２に記載した通りである。

【0084】

表２を参照し、多層構造含有層の形成条件はａ〜ｇの７通りである。形成条件ａ〜ｇにおいては、Ｔｉを含む金属系ガスとしてＴｉＣｌ₄を、Ａｌを含む金属系ガスとしてＡｌＣｌ₃を用い、これらの金属系ガスをＨ₂およびＮ₂からなるキャリアガスとともに導入口１７から導入管１６に導入した。また、Ｎを含む非金属系ガスとしてＮＨ₃およびＮ₂を用い、該非金属系ガスを導入口１８より導入管１６に導入した。そして、導入管１６を回転させて金属系ガスおよび非金属系ガスをそれぞれ異なる貫通孔から噴出させることによって、導入口１７からＴｉＣｌ₄が導入されている際にはＴｉＣｌ₄、ＮＨ₃およびＮ₂が混合された第１ガスが基材の表面に噴出され、導入口１７からＡｌＣｌ₃が導入されている際にはＡｌＣｌ₃、ＮＨ₃およびＮ₂が混合された第２ガスが基材の表面に噴出される構成とした。

【0085】

具体的には、たとえば、形成条件ａにおいては、０．１ｍｏｌ／ｍｉｎのＡｌＣｌ₃、２．９ｍｏｌ／ｍｉｎのＨ₂、および１．０ｍｏｌ／ｍｉｎのＮ₂を導入口１７から反応容器１４内に導入するとともに、０．０２５ｍｏｌ／ｍｉｎのＴｉＣｌ₄を１０秒のインターバルをもって導入口１７から導入した。また、ＮＨ₃およびＮ₂が０．０９ｍｏｌ／ｍｉｎおよび０．９ｍｏｌ／ｍｉｎとなるように混合した非金属系ガスを導入口１８から反応容器１４内に導入した。なお、表２における「ＴｉＣｌ₄流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）」の欄の「０→０．０２５」とは、ＴｉＣｌ₄を０．０２５ｍｏｌ／ｍｉｎの流量で１０秒間導入した後、１０秒間導入を停止し、その後、再度０．０２５ｍｏｌ／ｍｉｎの流量で１０秒間導入する、という繰り返しを行ったことを示している。そして、導入口１７および導入口１８から各ガスを導入するとともに、導入管１６を５ｒｐｍで回転させることによって、ＴｉＣｌ₄、ＮＨ₃およびＮ₂が混合された第１ガスと、ＡｌＣｌ₃、ＮＨ₃およびＮ₂が混合された第２ガスとを基材の表面に交互に噴出させた。このときの反応容器１４内は圧力１．３ｋＰａ、温度８００℃の条件に保持されていた。これを３０分間行うことにより、厚み５．０μｍの多層積層含有層を形成した。

【0086】

各形成条件において、多層構造含有層の厚みは成膜時間でもって制御し、多層構造含有層におけるＴｉＮとＡｌＮとの積層周期は導入管１６の回転速度（ｒｐｍ）および非金属系ガスの導入量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）でもって制御した。

【0087】

【表2】

【0088】

＜多層構造含有層の確認＞
形成された各多層構造含有層の構成を、ＳＥＭ、ＥＰＭＡおよびＸ線回折法を用いて確認した。この結果を表３に示す。表３中、形成条件ａにおいて、「ｆｃｃ−ＴｉＮ（５０ｎｍ）／ｈｃｐ−ＡｌＮ（１００ｎｍ）」とあるが、これは、第１単位層を構成する第１化合物がｆｃｃ結晶構造のＴｉＮであってその厚みが５０ｎｍであり、第２単位層を構成する第２化合物がｈｃｐ結晶構造のＡｌＮであってその厚みが１００ｎｍであり、各層が交互に積層されていることを示している。また、「積層周期」とは、ＴｉＮ層の厚み方向の中点から１つのＡｌＮ層を介して隣接するＴｉＮ層の厚み方向の中点までの距離、すなわち、１つのＴｉＮ層の厚みと１つのＡｌＮ層の厚みとの和を示しており、「厚み（μｍ）」は多層構造含有層の厚みを示している。また、表３に、比較例として形成条件ｘ、ｙにより形成した層を示した。形成条件ｘにおいては特許文献１に開示されるＰＶＤ法を用いて硬質被膜を形成し、形成条件ｙにおいては特許文献２に開示されるＣＶＤ法を用いて硬質被膜を形成した。

【0089】

【表3】

【0090】

＜多層構造含有層の摺動特性＞
形成条件ａ〜ｇのそれぞれで形成された多層構造含有層、形成条件ｘ、ｙのそれぞれで形成された層について、以下の条件でピンオンディスク試験を行って摩擦力を求め、これにより摩擦係数（摩擦力／荷重）を算出した。また、ピンオンディスク試験後の各層の各表面について、試験後の摺動溝を横切る形で触針式表面粗さ計にて各々４回ずつ測定し、これにより、摺動部への溶着量（μｍ²）を求めた。なお、溶着量（μｍ²）は被膜最表面よりも上に凸となった部分の面積、すなわち、摺動溝断面での上凸部面積を溶着量とした。

【0091】

＜ピンオンディスク試験条件＞
ボール材質：ＳＵＳ３０４
ボール半径：２ｍｍ
荷重：１Ｎ
回転速度：３ｍ／ｍｉｎ
摺動距離：３ｍ
環境：大気圧環境下
摩擦係数および溶着量の結果を表３に示す。表３から明らかなように、形成条件ａ〜ｇにより形成された本発明の多層構造含有層は、形成条件ｘおよびｙにより形成された従来の各層に比し、摩擦係数が小さく、また、溶着量が少ない、すなわち耐溶着性が高く、もって、高い摺動特性を有していた。

【0092】

＜表面被覆部材の作製＞
上記の表２および下記の表４の条件により基材上に硬質被膜を形成することにより、以下の表５に示した実施例１〜１５および比較例１〜６の表面被覆部材としての切削工具を作製した。表４に記載した各層については、表４に示す各ガスを表４に示した容積％の比となるように混合した混合ガスを、表４に示した全ガス量（Ｌ／ｍｉｎ）となるように導入口１７から導入し、表４に示す環境下でＣＶＤ工程を行うことにより形成した。なお、表４中の「残り」とは、Ｈ₂が原料ガス（反応ガス）の残部を占めることを示している。また、「全ガス量」とは、標準状態（０℃、１気圧）における気体を理想気体とし、単位時間当たりに反応容器１４内に導入された全体積流量を示す。

【0093】

たとえば実施例１３の切削工具は、基材として表１に記載の基材Ｂを採用し、その基材Ｂの表面に下地層として厚み１．０μｍのＴｉＮ層を表４の条件で形成し、その下地層上に厚み３．０μｍのＴｉＣＮ層を表４の条件で形成し、そのＴｉＣＮ層上に厚み３．０μｍの多層構造含有層を表２の形成条件ｆで形成し、その多層構造含有層上に厚み０．５μｍのＴｉＮ層を表４の条件で形成することにより、基材上に合計厚み７．５μｍの硬質被膜を形成した構成であることを示している。なお、表５中の空欄（ハイフン）は、該当する層が形成されていないことを示す。

【0094】

【表4】

【0095】

【表5】

【0096】

＜切削試験＞
上記で得られた切削工具のそれぞれを用いて、以下の４種類の切削試験を行った。

【0097】

＜切削試験１＞
以下の表６に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸであるものを使用）について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表６に示す。切削時間が長いもの程、耐摩耗性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐溶着性に優れていることを示す。

【0098】

＜切削条件＞
被削材：ＳＵＳ３１６丸棒外周切削
周速：１８０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：あり

【0099】

【表6】

【0100】

表６より明らかなように、本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐摩耗性および耐溶着性の両者に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表６の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「チッピング」とは切れ刃部に生じた微小な欠けを意味する。

【0101】

＜切削試験２＞
以下の表７に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＣＮＭＧ１２０４０８ＮＵＸであるものを使用）について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍとなるまでの切削時間を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表７に示す。切削時間が長いもの程、耐摩耗性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐溶着性に優れていることを示す。

【0102】

＜切削条件＞
被削材：ＦＣＤ７００丸棒外周切削
周速：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：あり

【0103】

【表7】

【0104】

表７より明らかなように、本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐摩耗性および耐溶着性の両者に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表７の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「欠損」とは切れ刃部に生じた大きな欠けを意味する。

【0105】

＜切削試験３＞
以下の表８に記載した実施例および比較例の切削工具（基材の形状がＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇであるものを使用）について、以下の切削条件により欠損または逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍになるまでの切削距離を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表８に示す。切削距離が長いもの程、耐溶着性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐熱衝撃性に優れていることを示す。

【0106】

＜切削条件＞
被削材：ＳＵＳ３０４ブロック材
周速：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
切込み量：２．０ｍｍ
切削液：なし
カッタ：ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル社製）

【0107】

【表8】

【0108】

表８より明らかなように本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、耐溶着性および耐熱衝撃性の両者に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表８の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「欠損」とは切れ刃部に生じた大きな欠けを意味し、「チッピング」とは、切れ刃部に生じた微小な欠けを意味する。

【0109】

＜切削試験４＞
以下の表９に記載した実施例および比較例の切削工具（形状がＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇであるものを使用）について、以下の切削条件により欠損または逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２０ｍｍになるまでの切削距離を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。その結果を表９に示す。切削距離が長いもの程、耐溶着性に優れていることを示す。また、最終損傷形態が正常摩耗に近いもの程、耐熱衝撃性に優れていることを示す。

【0110】

＜切削条件＞
被削材：ＳＣＭ４３５ブロック材
周速：３００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
切込み量：２．０ｍｍ
切削液：あり
カッタ：ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル社製）

【0111】

【表9】

【0112】

表９より明らかなように本発明の実施例の切削工具は、比較例の切削工具に比し、少なくとも耐溶着性に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。なお、表９の最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味する。

【0113】

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

【0114】

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許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。

【符号の説明】

【0115】

１，１１ ＣＶＤ装置、２，１２ 基材、３，１３ 基材セット治具、４，１４ 反応容器、５，１５ ヒータ、６，１６ 導入管、７，１７，１８ 導入口、８，１９ 排気管、９，２０ 排気口。

【図1】

【図2】