特許 6394898 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】6394898

(24)【登録日】2018年9月7日

(45)【発行日】2018年9月26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 20060101AFI20180913BHJP

   B23C 5/16 20060101ALI20180913BHJP

   C23C 16/36 20060101ALI20180913BHJP

【ＦＩ】

   B23B27/14 A

   B23C5/16

   C23C16/36

【請求項の数】8

【全頁数】35

(21)【出願番号】特願2015-9264(P2015-9264)

(22)【出願日】2015年1月21日

(65)【公開番号】特開2015-163423(P2015-163423A)

(43)【公開日】2015年9月10日

【審査請求日】2017年9月29日

(31)【優先権主張番号】特願2014-16356(P2014-16356)

(32)【優先日】2014年1月31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】100113826

【弁理士】

【氏名又は名称】倉地 保幸

(72)【発明者】

【氏名】龍岡 翔

(72)【発明者】

【氏名】佐藤 賢一

(72)【発明者】

【氏名】山口 健志

【審査官】 宮部 菜苗

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００８−２６４８９０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００１−３４１００８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２００８−５４５０６３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１０−３１５０１１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−１１９８１０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−１１６５０９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−２４０８６６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２００７／１１１３０１（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２００６−３３５６３７（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｂ２３Ｂ ２７／００−２９／３４

Ｂ２３Ｂ ５１／００−５１／１４

Ｂ２３Ｃ １／００−９／００

Ｂ２３Ｐ １５／２８

Ｃ２３Ｃ １４／００−１４／５８

Ｃ２３Ｃ １６／００−１６／５６

(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工具基体の表面に硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇおよび複合窒化物または複合炭窒化物層のＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（但し、Ｘ_ａｖｇ、Ｙ_ａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測されるＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶相が存在し、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し該傾斜角のうち法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
（ｄ）また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側から走査電子顕微鏡で該層の組織観察をした場合に、前記複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒が層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し該結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成されたファセットが、前記層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。

【請求項2】

前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からな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】

前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、２種以上の複数の相が共存する混合相からなり、該混合相は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、混合相に共存するその他の各相はＴｉとＡｌから選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ,Ｎから選ばれる少なくとも一種からなる化合物であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。

【請求項4】

前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２．０μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０である柱状組織を有することを特徴とする請求項１または請求項３に記載の表面被覆切削工具。

【請求項5】

前記複合窒化物または複合炭窒化物層について該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の粒界部に六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し該微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１〜０．３０μｍであることを特徴とする請求項１または請求項３、請求項４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。

【請求項6】

前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工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または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化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。

【請求項7】

前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする請求項１乃至６のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。

【請求項8】

前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、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成膜されたものであることを特徴とする請求項１乃至７のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ステンレス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等で、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被覆形成した被覆工具が知られている。このような被覆工具は、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られており、マシニングセンタや複合加工機など、さまざまな用途への利用が進んでいる。
しかしながら、従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、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、基体表面に、組成式（Ａｌ_１−Ｘ Ｔｉ_Ｘ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０〜０．６０）を満足するＡｌとＴｉの複合窒化物層からなり、かつ、前記複合窒化物層について電子線後方散乱回折装置による結晶方位解析を行った場合、表面研磨面の法線方向から０〜１５度の範囲内に結晶方位｛１１１｝を有する結晶粒の面積割合が５０％以上、また、隣り合う結晶粒同士のなす角を測定した場合に、小角粒界（０＜θ≦１５゜）の割合が５０％以上であるような、結晶配列を示す改質（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する被覆工具が得られることが開示されている。

【0004】

また、特許文献２には、ＴｉとＡｌの複合窒化物、炭窒化物、炭化物を被覆したエンドミルにおいて、硬質被覆層のＸ線回折における｛１１１｝面の回折強度をＩ（１１１）、｛２００｝面の回折強度をＩ（２００）とした時にＩ（２００）／Ｉ（１１１）の値が２．０以下とすることにより、ロックウェル硬度５０（Ｃスケール）を越える高硬度スチールの切削加工において、硬質被覆層の密着性ならびに耐摩耗性を改善した被覆工具が開示されている。

【0005】

しかしながら、前述した特許文献１、２に開示された被覆工具は、物理蒸着法により硬質被覆層を成膜しているため、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。
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。

【0006】

例えば、特許文献３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層を成膜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は解明されていない。

【0007】

さらに、特許文献４には、上部層としてＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＮ、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ、および／またはＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣＮでできており、０．６５≦ｘ≦０．９、好ましくは０．７≦ｘ≦０．９であり該上部層は１００〜１１００ＭＰａの間、好ましくは４００〜８００ＭＰａの間の圧縮応力を有し、ＴｉＣＮ層またはＡｌ_２Ｏ_３層が前記上部層の下に配置された硬質被覆層が化学蒸着法で形成された被覆工具が、すぐれた耐熱性およびサイクル疲労強度を有することが開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】特開２００８−２６４８９０号公報

【特許文献2】特開平９−２９１３５３号公報

【特許文献3】特表２０１１−５１６７２２号公報

【特許文献4】特表２０１１−５１３５９４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、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すぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前述した特許文献１，２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成膜され、膜中の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ないという課題があった。

【0010】

一方、前述した特許文献３，４に記載される化学蒸着法で被覆形成した（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。

【0011】

そこで、本発明は、ステンレス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】

【0012】

本発明者らは、前述の観点から、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物（以下、「（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被覆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。

【0013】

ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットまたはｃＢＮ基超高圧焼結体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法等の化学蒸着法により、成膜されたＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_avgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_avg（但し、Ｘ_avg、Ｙ_avgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ_avg≦０．９５、０≦Ｙ_avg≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒中にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するものが存在し、蒸着時の成膜条件を調整することにより、硬質被覆層が、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、上記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測されるＮａＣｌ型の面心立方結晶相が存在し、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し該傾斜角のうち法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し、傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在するとともに、前記０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、かつ、複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側から走査電子顕微鏡で該層の組織観察をした場合に、前記複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒が層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し該結晶粒の三角形状のファセットが結晶粒の結晶面である｛１１１｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成され、前記結晶粒が層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占めるという新規な構成を有する場合に、硬質被覆層と基体との密着性が向上するとともに、すぐれた耐チッピング性を示すようになることを見出した。

【0014】

したがって、前述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、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。

【0015】

本発明は、前述したような研究結果に基づいてなされたものであって、
「（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工具基体の表面に硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ)前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_avgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_avg（但し、Ｘ_avg、Ｙ_avgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ_avg≦０．９５、０≦Ｙ_avg≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、上記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測されるＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶相が存在し、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し該傾斜角のうち、工具基体表面の法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
（ｄ）また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側から走査電子顕微鏡で該層の組織観察をした場合に、前記複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒が層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し該結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成されたファセットが、前記層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、２種以上の複数の相が共存する混合相からなり、該混合相は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、混合相に共存するその他の各相はＴｉとＡｌから選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ,Ｎから選ばれる少なくとも一種からなる化合物であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層について該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０である柱状組織を有することを特徴とする（１）または（３）に記載の表面被覆切削工具。
（５） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層について該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の粒界部に六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し該微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする（１）または（３）、（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６） 前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工具基体と前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または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化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（７） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする（１）乃至（６）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（８） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、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成膜されたものであることを特徴とする（１）乃至（７）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。

【0016】

つぎに、本発明の被覆工具の硬質被覆層について、より具体的に説明する。

【0017】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層におけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、その平均層厚が１μｍ未満では、長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、高熱発生を伴う高速断続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。したがって、その平均層厚は１〜２０μｍとすることが好ましく、より好ましくは１〜１０μｍとする。
また、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工具基体とＴｉとＡｌの複合窒化物または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少なくとも一層以上を設けることで逃げ面の耐摩耗性を向上させ、切削寿命を上げる効果がある。前記の平均合計層厚に関しては、０．１μｍ未満では層厚が薄いため、長期の使用に亘って耐摩耗性が確保されず、一方、平均層厚が２０μｍより大きくなると、工具基体およびＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層との付着強度が低下し、耐剥離性が低下するため、その平均層厚は０．１〜２０μｍとするのが望ましい。
ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、上部層としての酸化アルミニウム層を含む場合、酸化アルミニウム層の合計平均層厚が１μｍ未満であると、層厚が薄いため長期の使用に亘って耐摩耗性が確保されず、２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなることから、酸化アルミニウム層の平均層厚は１〜２５μｍとすることが望ましい。

【0018】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）の組成：
本発明の硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層は、Ａｌの平均含有割合Ｘ_avg（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_avg（原子比）の値が０．９５を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層自体の高温強度が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなる。したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘ_avg（原子比）の値は、０．６０以上０．９５以下とすることが必要である。
また、前記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層において、Ｃ成分には硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合Ｙ_avg（原子比）が０．００５を超えると、高温強度が低下する。したがって、Ｃ成分の平均含有割合Ｙ_avg（原子比）は、０≦Ｙ_avg≦０．００５と定めた。

【0019】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）の結晶構造：
本発明の硬質被膜層を構成する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層はＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に「立方晶構造」という場合もある。）をとることによって硬さを向上させることができ、さらに立方晶構造単相が望ましい。なお、通常、物理蒸着法によって前記組成、即ち、Ａｌの平均含有割合Ｘ_avg（原子比）が０．６０以上０．９５以下の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を成膜した場合は、結晶構造は六方晶構造となるが、本発明では、後述する化学蒸着法によって成膜していることから、ＮａＣｌ型の面心立方構造を維持したままで前述したような組成の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を得ることができる。それにより、硬質被覆層の硬さの低下を回避している。

【0020】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）内の立方晶構造を有する個々の結晶粒結晶面である｛１１１｝面についての傾斜角度数分布：
本発明の前記（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、その縦断面方向から解析した場合、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角（図１（ａ）、（ｂ）参照）を測定し、その傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合となる傾斜角度数分布形態を示す場合に、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層は、立方晶構造を維持したままで高硬度を有し、しかも、前述したような傾斜角度数分布形態によって硬質被覆層と基体との密着性が飛躍的に向上する。
したがって、このような被覆工具は、例えば、ステンレス鋼の高速断続切削等に用いた場合であっても、チッピング、欠損、剥離等の発生が抑えられ、しかも、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を解析する際に、基体表面の法線に対する傾斜角が１２度より大きい結晶面は｛１１１｝配向しているとみなすことができず、硬度が低下するため、{１１１}配向が強く、かつ硬度が低下しない範囲が０〜１２度までであることから、測定によって度数を求める傾斜角区分の範囲を０〜１２度と定めた。

【0021】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の層厚方向に垂直な面内で観察される三角形状で、かつ、結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で構成されたファセットの前記面全体に対する面積割合：
複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側から走査電子顕微鏡で該層の組織観察をした場合に、前記複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒が層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し該結晶粒の三角形状のファセットが結晶粒の結晶面である｛１１１｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されている場合に、硬質被覆層表面と被削材との摩耗抵抗が軽減し、切削における初期なじみ性が向上し、耐チッピング性が向上するという知見を得た。
しかしながら、層厚方向に垂直な面内において該面全体を１００％とした時の前記ファセットの面積割合が３５％未満であると、前述した本発明に特有の効果が十分に奏されないため好ましくない。したがって、前記ファセットの層厚方向に垂直な面内における面積割合を３５％以上と定めた。

【0022】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅、平均アスペクト比：
本発明の硬質被覆層は、前述したような構成を有することにより、本発明に特有のすぐれた切削性能を発揮するものであるが、さらに、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅が０．１〜２μｍ、平均アスペクト比が２〜１０となる柱状組織となるように構成することにより、一層、その効果を発揮させることができる。
すなわち、平均粒子幅を０．１〜２μｍとしたのは、０．１μｍ未満では、被覆層全体におけるＴｉＡｌＣＮ結晶粒の占める割合が相対的に大きくなることにより、被削材との反応性が増し、その結果、耐摩耗性を十分に発揮することができず、また、２μｍを超えるとＴｉＡｌＣＮ結晶粒の占める割合が相対的に小さくなることにより、粒子間強度が低下し、耐チッピング性を十分に発揮することができなくなる。したがって、平均粒子幅を０．１〜２μｍとすることが好ましい。
なお、本発明でいう平均粒子幅とは、走査電子顕微鏡を用い被覆層の縦断面観察を行った際に硬質被覆層の層厚の半分の箇所において基体表面と平行な線を少なくとも１００μｍ描き、該平行線の線分長を該平行線と交差する結晶粒界の数で除した数として定義される。
また、平均アスペクト比が２未満の場合、十分な柱状組織となっていないため、アスペクト比の小さな等軸結晶の脱落を招き、その結果、十分な耐摩耗性を発揮することができない。一方、平均アスペクト比が１０を超えると粗大化しすぎているため、かえって、耐チッピング性が低下するため好ましくない。したがって、平均アスペクト比を２〜１０とすることが好ましい。
なお、本発明では、平均アスペクト比とは、走査電子顕微鏡を用い、幅１００μｍ、高さが硬質被覆層全体を含む範囲で被覆層の縦断面観察を行った際に、各結晶粒について粒子径の最も長い長さを長軸とし該長軸の長さおよび前記長軸と直交する方向の最大長さを求め、長軸の長さを長軸と直交する方向の最大長さで除することにより、各結晶粒のアスペクト比を算出し、更に各結晶粒の面積を重みとしアスペクト比の加重平均として算出した値として定義される。

【0023】

ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層）内の立方晶粒界に存在する微粒六方晶の平均粒径Ｒ：
本発明の硬質被膜層（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層では、柱状立方晶の粒界中に微粒六方晶を形成することができるが、柱状立方晶粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界における摩擦が低減し、靱性が向上する。このときの六方晶の平均粒径が０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。
なお、本発明でいう粒界中に存在する微粒六方晶の同定は透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定した。微粒六方晶の平均粒子径は粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出した。

【0024】

本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層の成膜は、例えば、工具基体もしくは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少なくとも一層以上の上に、例えば、≪第１段階≫として、柱状立方晶ＴｉＡｌＣＮもしくは立方晶結晶粒界部に微粒六方晶が存在する柱状立方晶のＴｉＡｌＣＮを成膜した後に、≪第２段階≫として、表面部のみガス組成を変化させるという、下記に示すような二段階の蒸着法によって行うことができる。

【0025】

本発明の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層の成膜は、通常の化学蒸着装置を用い、例えば、以下の条件で成膜を行う。
≪第１段階≫
反応ガス組成（容量％）：
ＮＨ_３ ６〜１０％、ＴｉＣｌ_４ ０．５〜１．５％、 ＡｌＣｌ_３ ３〜５％、Ｎ_２ ６〜１１％、 Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ０〜０．５％、 残りＨ_２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ｋＰａ、
という条件下で柱状立方晶の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を蒸着形成する。
なお、前記所定の平均粒子幅および平均アスペクト比を有する立方晶柱状組織の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層の成膜は、
反応ガス組成（容量％）：
ＮＨ_３ ６〜８％、ＴｉＣｌ_４ ０．５〜１．５％、 ＡｌＣｌ_３ ３〜５％、Ｎ_２ ８〜１１％、 Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ０〜０．５％、 残りＨ_２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ｋＰａ、
という条件下で行うことができる。
また、前記立方晶結晶粒の粒界に所定の平均粒径の六方晶微粒結晶が存在する組織を有する立方晶柱状組織の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層の成膜は
反応ガス組成（容量％）：
ＮＨ_３ ６〜８％、ＴｉＣｌ_４ ０．５〜１．０％、 ＡｌＣｌ_３ ４〜５％、Ｎ_２ ８〜１１％、 Ａｌ（ＣＨ_３）_３ ０〜０．５％、 残りＨ_２、
反応雰囲気温度： ７５０〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ｋＰａ、
という条件下で行うことができる。
≪第２段階≫
反応ガス組成（容量％）：
ＮＨ_３ ３〜６％、ＴｉＣｌ_４ ０．１〜０．５％、 ＡｌＣｌ_３ １〜２．５％、Ｎ_２ ８〜１４％、 残り：Ｈ_２、
反応雰囲気温度： ６５０〜７５０℃、
反応雰囲気圧力： ２〜５ｋＰａ、
という条件下でガス組成および反応雰囲気温度を変化させて表面形状が三角形のファセットを有する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層の蒸着形成を行う。

【発明の効果】

【0026】

本発明の被覆工具は、熱ＣＶＤ法等の化学蒸着法により、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_avgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_avg（但し、Ｘ_avg、Ｙ_avgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ_avg≦０．９５、０≦Ｙ_avg≦０．００５を満足し、立方晶構造の複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む硬質被覆層が成膜され、該硬質被覆層は、電子線後方散乱回折装置を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し該傾斜角のうち法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に該０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側から走査電子顕微鏡で該層の組織観察をした場合に、前記複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒が層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し該結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成されたファセットが、前記層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占めるという本発明に特有の構成により、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用するステンレス鋼などの高速断続切削に用いた場合でも、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。

【図面の簡単な説明】

【0027】

【図1】（ａ）、（ｂ）は、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層における結晶粒の結晶面である{１１１}面の法線が、基体表面の法線に対してなす傾斜角の測定範囲を示す概略説明図である。

【図2】本発明被覆工具のＴｉとＡｌの複合炭窒化物について作成した｛１１１｝面の傾斜角度数分布グラフの一例である。

【図3】本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の層厚方向に垂直な面内における表面を模式的に表した表面組織模式図である。

【発明を実施するための形態】

【0028】

本発明は、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などの超硬質工具材料で構成された工具基体の表面に硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具であって、硬質被覆層が、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_avgおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_avg（但し、Ｘ_avg、Ｙ_avgはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ_avg≦０．９５、０≦Ｙ_avg≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒中に立方晶構造を有するものが存在し、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し該傾斜角のうち法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側から走査電子顕微鏡で該層の組織観察をした場合に、前記複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒が層厚方向に垂直な面内で三角形状を有し該結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成されたファセットが、前記層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占めているという本発明に特有の構成により、高熱発生を伴うとともに、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用するステンレス鋼の高速断続切削に用いた場合でも、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するという効果を奏するものであれば、その具体的な実施の形態は、いかなるものであっても構わない。
つぎに、本発明の被覆工具を、実施例に基づき具体的に説明する。

【実施例1】

【0029】

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、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規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃをそれぞれ製造した。

【0030】

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、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：１５００℃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基サーメット製の工具基体Ｄを製造した。

【0031】

【表1】

【0032】

【表2】

【0033】

つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、まず、表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚になるまで蒸着形成した後、同じく表４に示される条件で表面部の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を形成することにより、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、表６に示される下部層および／または上部層を形成した。

【0034】

また、比較の目的で、同じく工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、比較例の（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８に示される比較例被覆工具１〜１３を製造した。

【0035】

参考のため、工具基体Ｂ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）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される参考例被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いた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）前記工具基体ＢおよびＣ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、前記Ａｌ−Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に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に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成し、参考例被覆工具１４、１５を製造した。

【0036】

また、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の各構成層の縦断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表７および表８に示される目標平均層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
ついで、前述した本発明被覆工具１〜１５の硬質被覆層について、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avg、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角についての傾斜角度数分布における０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）を測定した。
また、硬質被覆層表面を、走査電子顕微鏡を用いて観察し、その観察画像を画像解析することにより、｛１１１｝面配向している結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成された三角形状を有するファセットの前記観察画像全体を１００％とした時の面積割合（β）を測定した。
なお、図２に本発明被覆工具について測定した｛１１１｝面の傾斜角度数分布グラフの一例を示す。
また、図３に本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面を模式的に表した膜組織模式図を示す。

【0037】

なお、前記それぞれの具体的な測定法は次のとおりである。
硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avgについては、二次イオン質量分析(Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ‐Ｉｏｎ‐Ｍａｓｓ‐Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ)により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avgは深さ方向の平均値を示す。

【0038】

また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、工具基体と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）を求めた。

【0039】

また、硬質被覆層の表面における｛１１１｝面配向している結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成された三角形状を有するファセットの面積割合は、走査電子顕微鏡とそれに付随する画像解析ソフトを用いて行う。具体的には、次のように測定した。まず、硬質被覆層の表面を走査電子顕微鏡で縦５０μｍ×横５０μｍの範囲にて観察する。そして、観察画像をモニターで観察しながら、三角形状を有するファセット、すなわち、画像面内に観察される結晶面をマーキングし、すべての三角形状を有するファセットについてのマーキングが終わった時点で、観察画像面全体に対するマーキングされたファセットの面積全体の面積割合（β）を求めた。

【0040】

なお、硬質被覆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。

【0041】

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、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avg、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角についての傾斜角度数分布における０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）および観察画像面全体に対するマーキングされたファセットの面積全体の面積割合（β）を求めた。
表８に、その結果を示す。
また、硬質被覆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。

【0042】

【表3】

【0043】

【表4】

【0044】

【表5】

【0045】

【表6】

【0046】

【表7】

【0047】

【表8】

つぎに、前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１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度： ９４３ ｍｉｎ^−１、
切削速度： ３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１５ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
表９に、前記切削試験の結果を示す。

【0048】

【表9】

【実施例2】

【0049】

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、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〜γをそれぞれ製造した。

【0050】

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、ＮｂＣ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：１５００℃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δを形成した。

【0051】

つぎに、これらの工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、まず、表４に示される条件で、所定の組成を有する（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を目標層厚になるまで蒸着形成した後、同じく表４に示される条件で表面部の（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）層を形成することにより、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、表１２に示される下部層および／または上部層を形成した。

【0052】

また、比較の目的で、同じく工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、比較例の（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、比較例被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または上部層を形成した。

【0053】

参考のため、工具基体βおよび工具基体γ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た。

【0054】

また、本発明被覆工具１６〜３０、比較例被覆工具１６〜２８および参考例被覆工具２９、３０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１３および表１４に示される目標平均層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
ついで、前記の本発明被覆工具１６〜３０の硬質被覆層について、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avg、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）および観察画像面全体に対するマーキングされたファセットの面積全体の面積割合（β）を求めた。さらに、硬質被覆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１３に、その結果を示す。

【0055】

ついで、比較例被覆工具１６〜２８および参考例被覆工具２９、３０のそれぞれについても、本発明被覆工具１６〜３０と同様にして、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avg、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）および観察画像面全体に対するマーキングされたファセットの面積全体の面積割合（β）を求めた。さらに、硬質被覆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１４に、その結果を示す。

【0056】

【表10】

【0057】

【表11】

【0058】

【表12】

【0059】

【表13】

【0060】

【表14】

【0061】

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、比較例被覆工具１６〜２８および参考例被覆工具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１：
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：３８０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３１０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。

【0062】

【表15】

【実施例3】

【0063】

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ＪＩＳ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、質量％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イ、ロをそれぞれ製造した。

【0064】

【表16】

【0065】

つぎに、これらの工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、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、表１７に示される下部層および／または上部層を形成した。

【0066】

また、比較の目的で、同じく工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、比較例の（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１９に示される比較例被覆工具３１〜３９を製造した。

【0067】

参考のため、工具基体イ、ロの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた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１９に示される参考例被覆工具４０を製造した。

【0068】

また、本発明被覆工具３１〜４０、比較例被覆工具３１〜３９および参考例被覆工具４０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１８および表１９に示される目標平均層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
ついで、前記の本発明被覆工具３１〜４０の硬質被覆層について、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avg、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）および観察画像面全体に対するマーキングされたファセットの面積全体の面積割合（β）を求めた。さらに、硬質被覆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。

【0069】

ついで、比較例被覆工具３１〜３９および参考例被覆工具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、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_avg、平均Ｃ含有割合Ｙ_avg、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）および観察画像面全体に対するマーキングされたファセットの面積全体の面積割合（β）を求めた。さらに、硬質被覆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１９に、その結果を示す。

【0070】

【表17】

【0071】

【表18】

【0072】

【表19】

【0073】

つぎに、前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３１〜３９および参考例被覆工具４０について、以下に示す、炭素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・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２３５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．１ｍｍ、
送り： ０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。

【0074】

【表20】

【0075】

表９、１１および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）層が成膜され、傾斜角度数分布全体に占めるαの値が４５％以上、｛１１１｝面配向している結晶粒の｛１１１｝で表される等価な結晶面で形成された三角形状を有するファセットの表面全体を１００％とした時の面積割合が３５％以上であることから、ステンレス鋼などの高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性、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、３１〜３９、参考例被覆工具１４、１５、２９、３０、４０については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、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】

【0076】

前述のように、本発明の被覆工具は、ステンレス鋼、炭素鋼、鋳鉄など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チッピング性、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】

【図2】

【図3】