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特許7098932硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗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】
(24)【登録日】2022-07-04
(45)【発行日】2022-07-12
(54)【発明の名称】硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具
(51)【国際特許分類】
B23B 27/14 20060101AFI20220705BHJP
B23C 5/16 20060101ALI20220705BHJP
C23C 16/34 20060101ALI20220705BHJP
C23C 16/36 20060101ALI20220705BHJP
【ＦＩ】
B23B27/14 A
B23C5/16
C23C16/34
C23C16/36
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2018000211
(22)【出願日】2018-01-04
(65)【公開番号】P2018114611
(43)【公開日】2018-07-26
【審査請求日】2020-09-29
(31)【優先権主張番号】P 2017006406
(32)【優先日】2017-01-18
(33)【優先権主張国・地域又は機関】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
【氏名又は名称】倉地 保幸
(74)【代理人】
【識別番号】100204526
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 靖
(74)【代理人】
【識別番号】100208568
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 孔一
(72)【発明者】
【氏名】石垣 卓也
(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】柳澤 光亮
(72)【発明者】
【氏名】西田 真
【審査官】中川 康文
(56)【参考文献】
【文献】特開２００６－０８２２０７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－０６８２５２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１４－１２１７４７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１５－１９３０７１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－００５８６３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－０３０３１９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－１３７５４９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１６－１６８６６９（ＪＰ，Ａ）
【文献】TODT et al.，Superior oxidation resistance, mechanical properties and residual stresses of an Al-rich nanolamella，Surface & Coatings Technology，2014年07月11日，258，pp.1119-1127
(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
Ｃ０４Ｂ ３５／５６
Ｃ０４Ｂ ４１／８７
Ｃ２２Ｃ １／０５
Ｃ２２Ｃ １４／００
Ｃ２２Ｃ ２９／０４
Ｃ２３Ｃ １６／３４
Ｃ２３Ｃ １６／３６
(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、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、（ａ）前記硬質被覆層は、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、該複合窒化物または複合炭窒化物を、
組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－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およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物は、微量のＣｌを含有し、ＴｉとＡｌとＣとＮとＣｌの合量に占めるＣｌの含有割合Ｚ（但し、Ｚは原子比）は、０．０００１≦Ｚ≦０．００４を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用いて測定した、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結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、それぞれの面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）の値を算出し、算出されたｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
で定義されるＡ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡ＝｜Ａ（１１１）－Ａ（２００）｜を求めた場合、
Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値
ΔＡ＝｜Ａ（１１１）－Ａ（２００）｜
ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足す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を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立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１０～２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０～１０．０である柱状組織を有す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、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または請求項２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の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１～２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする請求項１乃至請求項３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、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、耐摩耗性を備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能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工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）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、前記従来の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。
ただ、前記従来の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、工具基体表面に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有し組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表わされる（但し、原子比で、Ａｌの平均組成Ｘavgは０．６０≦Ｘavg≦０．９５、Ｃの平均組成Ｙavgは、０≦Ｙavg≦０．００５）ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む硬質被覆層を形成し、該ＴｉＡｌＣＮ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、工具基体表面の法線方向に対するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定して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し、かつ、０～１２度の範囲内に存在する度数の合計は、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上であり、さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の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、該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組織を形成することにより、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において硬質被覆層の耐チッピング性を高めた被覆工具が提案されている。
【0004】
また、特許文献２には、前記特許文献１と同様、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において硬質被覆層の耐チッピング性を高めるため、工具基体の表面に、組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表わされ（但し、原子比で、Ａｌの平均組成Ｘavgは０．６０≦Ｘavg≦０．９５、Ｃの平均組成Ｙavgは、０≦Ｙavg≦０．００５）、かつ、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む硬質被覆層を形成し、該ＴｉＡｌＣＮ層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、工具基体表面の法線方向に対するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定して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し、かつ、０～１２度の範囲内に存在する度数の合計は、前記傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上であり、さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の層厚方向に垂直な面内で９０度未満の角度を有さない多角形状のファセットを有し、該ファセットが結晶粒の｛１００｝で表される等価な結晶面のうちの一つに形成され、該ファセットが層厚方向に垂直な面内において全体の５０％以上の面積割合を占める組織を形成した被覆工具が提案されている。
また、前記被覆工具において、ＴｉＡｌＣＮ層についてＸＲＤ解析を行ったとき、立方晶構造に由来するピーク強度Ｉｃ｛２００｝と六方晶構造に由来するピーク強度Ｉｈ｛２００｝との間に、Ｉｃ｛２００｝／Ｉｈ｛２００｝≧３．０の関係が成立する場合には、耐摩耗性向上効果がより高まるとされている。
また、前記被覆工具において、ＴｉＡｌＣＮ層についてＸＲＤ解析を行ったとき、立方晶構造に由来するピーク強度Ｉｃ｛２００｝と六方晶構造に由来するピーク強度Ｉｈ｛２００｝との間に、Ｉｃ｛２００｝／Ｉｈ｛２００｝≧３．０の関係が成立する場合には、耐摩耗性向上効果がより高まるとされている。
【0005】
また、特許文献３には、工具の耐摩耗性を改善するために、工具基体上にＣＶＤで形成された３～２５μｍの耐摩耗コーティング層を形成し、該コーティング層は、少なくとも、Ｔｉ１－ｘＡｌｘＣｙＮｚで表した場合に、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５および０．７５≦ｚ＜１．１５を満足する１．５～１７μｍの層厚を有するＴｉＡｌＣＮ層を備え、該層は、１５０ｎｍ未満のラメラ間隔のラメラ構造を有し、刃先は、同一結晶構造を有し、ＴｉとＡｌが交互に異なった化学量を有するＴｉ１－ｘＡｌｘＣｙＮｚが周期的に交互に配置されたＴｉ１－ｘＡｌｘＣｙＮｚで構成され、さらに、Ｔｉ１－ｘＡｌｘＣｙＮｚ層は少なくとも９０体積％以上が面心立方構造であり、該層のＴＣ値は、ＴＣ（１１１）＞１．５を満足し、{１１１}面のＸ線回折ピーク強度の半価幅は１度未満である被覆工具が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特開２０１５－１６３４２３号公報
【文献】特開２０１５－１６３４２４号公報
【文献】国際公開第２０１５／１３５８０２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
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のすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１～３で提案されている被覆工具では、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において、耐チッピング、耐摩耗性が未だ十分ではなく、満足できる切削性能を備えるとはいえない。
しかし、前記特許文献１～３で提案されている被覆工具では、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において、耐チッピング、耐摩耗性が未だ十分ではなく、満足できる切削性能を備えるとはいえない。
【0008】
そこで、本発明は前記課題を解決し、合金鋼等の高速断続切削等に供した場合であっても、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被覆工具を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明者らは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「ＴｉＡｌＣＮ」あるいは「（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－Ｙ）」で示すことがある）層を少なくとも含む硬質被覆層を工具基体表面に設け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。
【0010】
即ち、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒が、工具基体に垂直方向に柱状組織として形成されているような場合には、高靱性を有するものの、その反面、十分な硬さを備えるものではないため、耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えた被覆工具を得るためには、ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性を向上させることが望まれる。
そこで、本発明者らは、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の各結晶格子における格子歪について鋭意研究したところ、ＴｉＡｌＣＮ層がＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒を含有し、かつ、該ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒についてＸ線回折を行って、（１１１）面と（２００）面の面間隔を算出し、それぞれをｄ（１１１）およびｄ（２００）とした場合、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の値の絶対値ΔＡを０．００７～０．０５Åの範囲内とした場合に、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを高めることができ、その結果、ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性が向上することを見出したのである。
したがって、ＴｉＡｌＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について測定した前記ΔＡが０．００７～０．０５Åである場合には、合金鋼等の高速断続切削加工等において、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えることを見出したのである。
そこで、本発明者らは、ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の各結晶格子における格子歪について鋭意研究したところ、ＴｉＡｌＣＮ層がＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒を含有し、かつ、該ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒についてＸ線回折を行って、（１１１）面と（２００）面の面間隔を算出し、それぞれをｄ（１１１）およびｄ（２００）とした場合、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の値の絶対値ΔＡを０．００７～０．０５Åの範囲内とした場合に、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを高めることができ、その結果、ＴｉＡｌＣＮ層の耐摩耗性が向上することを見出したのである。
したがって、ＴｉＡｌＣＮ層のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒について測定した前記ΔＡが０．００７～０．０５Åである場合には、合金鋼等の高速断続切削加工等において、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性の両特性を相兼ね備えることを見出したのである。
【0011】
本発明は、前記知見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、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、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、該複合窒化物または複合炭窒化物を、
組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－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およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物は、微量のＣｌを含有し、ＴｉとＡｌとＣとＮとＣｌの合量に占めるＣｌの平均含有割合Ｚ（但し、Ｚは原子比）は、０．０００１≦Ｚ≦０．００４を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用いて測定した、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結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、それぞれの面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）の値を算出し、算出されたｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）
で定義されるＡ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡ＝｜Ａ（１１１）－Ａ（２００）｜を求めた場合、
ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足す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を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立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１０～２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０～１０．０である柱状組織を有す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）前記工具基体と前記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、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）または（２）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の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１～２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）～（３）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。
「（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、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、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、該複合窒化物または複合炭窒化物を、
組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－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およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物は、微量のＣｌを含有し、ＴｉとＡｌとＣとＮとＣｌの合量に占めるＣｌの平均含有割合Ｚ（但し、Ｚは原子比）は、０．０００１≦Ｚ≦０．００４を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、Ｘ線回折装置を用いて測定した、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結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、それぞれの面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）の値を算出し、算出されたｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）
で定義されるＡ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡ＝｜Ａ（１１１）－Ａ（２００）｜を求めた場合、
ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足す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を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立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１０～２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０～１０．０である柱状組織を有す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）前記工具基体と前記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、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）または（２）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の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１～２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）～（３）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。
【0012】
本発明について、以下に詳細に説明する。
【0013】
ＴｉＡｌＣＮ層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表されるＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１～２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。これは、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、ＴｉＡｌＣＮ層の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という理由による。
したがって、その平均層厚を１～２０μｍと定めた。
本発明の硬質被覆層は、組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表されるＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１～２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。これは、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、ＴｉＡｌＣＮ層の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という理由による。
したがって、その平均層厚を１～２０μｍと定めた。
【0014】
ＴｉＡｌＣＮ層の平均組成：
本発明におけるＴｉＡｌＣＮ層は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合（以下、「Ａｌの平均含有割合」という）ＸおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合（以下、「Ｃの平均含有割合」という）Ｙが、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）を満足するように定める。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．６０未満であると、ＴｉＡｌＣＮ層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘは、０．６０≦Ｘ≦０．９５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＣＮ層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果としてＴｉＡｌＣＮ層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｙが０≦Ｙ≦０．００５の範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＣＮ層の靭性が低下するため耐チッピング性、耐欠損性が逆に低下するため好ましくない。
したがって、Ｃの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層はその成膜に際して、反応ガス成分としてＡｌＣｌ３およびＴｉＣｌ４を使用することから、ＴｉＡｌＣＮ層中には微量のＣｌが必然的に含有されるが、ＴｉとＡｌとＣとＮとＣｌの合量に占めるＣｌの平均含有割合Ｚ（即ち、Ｚ＝Ｃｌ／（Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｃｌ）。但し、Ｚは原子比）は、０.０００１≦Ｚ≦０．００４の範囲の微量であるとき、層の靭性を低下させずに潤滑性を高めることができる。しかし、平均塩素含有量が０．０００１未満であると潤滑性向上効果は少なく、一方、平均塩素含有量が０．００４を超えると、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、Ｃｌの平均含有割合Ｚは、０．０００１≦Ｚ≦０．００４と定めた。
本発明におけるＴｉＡｌＣＮ層は、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合（以下、「Ａｌの平均含有割合」という）ＸおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合（以下、「Ｃの平均含有割合」という）Ｙが、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）を満足するように定める。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．６０未満であると、ＴｉＡｌＣＮ層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘは、０．６０≦Ｘ≦０．９５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５の範囲の微量であるとき、ＴｉＡｌＣＮ層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果としてＴｉＡｌＣＮ層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｙが０≦Ｙ≦０．００５の範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＣＮ層の靭性が低下するため耐チッピング性、耐欠損性が逆に低下するため好ましくない。
したがって、Ｃの平均含有割合Ｙは、０≦Ｙ≦０．００５と定めた。
また、ＴｉＡｌＣＮ層はその成膜に際して、反応ガス成分としてＡｌＣｌ３およびＴｉＣｌ４を使用することから、ＴｉＡｌＣＮ層中には微量のＣｌが必然的に含有されるが、ＴｉとＡｌとＣとＮとＣｌの合量に占めるＣｌの平均含有割合Ｚ（即ち、Ｚ＝Ｃｌ／（Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｃｌ）。但し、Ｚは原子比）は、０.０００１≦Ｚ≦０．００４の範囲の微量であるとき、層の靭性を低下させずに潤滑性を高めることができる。しかし、平均塩素含有量が０．０００１未満であると潤滑性向上効果は少なく、一方、平均塩素含有量が０．００４を超えると、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、Ｃｌの平均含有割合Ｚは、０．０００１≦Ｚ≦０．００４と定めた。
【0015】
ＴｉＡｌＣＮ層を構成するＮａＣｌ型の面心立方構造(以下、単に、「立方晶」ともいう)を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の格子歪の指標：
本発明では、ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に、積極的に格子歪を導入して、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを向上させる。
格子歪の導入は、例えば、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜条件を制御することによって行うことができる。
例えば、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜に際し、ＮＨ３を用いた熱ＣＶＤ法によって、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜と同時に該層中への格子歪を導入することができる。
具体的にいえば、次のとおりである。
用いる化学蒸着装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面に反応ガスを供給し、さらに、ガス成分であるＮ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３について、供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が適切な値となるように各ガス成分の供給量を調整して化学蒸着することによって、所定の格子歪が導入されたＴｉＡｌＣＮ層を形成することができる。
なお、前記供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が大きくなると、ΔＡが大きくなる傾向がみられる。
ここで、上記化学蒸着の具体的な条件は、次のとおりである。
反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）：
ガス群Ａ： ＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、
ガス群Ｂ： ＡｌＣｌ３：０．５～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２～０．３％、
Ｎ２：３．０～１２．０％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力： ４．５～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００～９００℃、
供給周期： ６～９秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．１５～０．２５秒、
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差： ０．１０～０．２０秒
本発明では、ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶のＴｉＡｌＣＮ結晶粒内に、積極的に格子歪を導入して、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを向上させる。
格子歪の導入は、例えば、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜条件を制御することによって行うことができる。
例えば、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜に際し、ＮＨ３を用いた熱ＣＶＤ法によって、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜と同時に該層中への格子歪を導入することができる。
具体的にいえば、次のとおりである。
用いる化学蒸着装置へは、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面に反応ガスを供給し、さらに、ガス成分であるＮ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３について、供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が適切な値となるように各ガス成分の供給量を調整して化学蒸着することによって、所定の格子歪が導入されたＴｉＡｌＣＮ層を形成することができる。
なお、前記供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が大きくなると、ΔＡが大きくなる傾向がみられる。
ここで、上記化学蒸着の具体的な条件は、次のとおりである。
反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）：
ガス群Ａ： ＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、
ガス群Ｂ： ＡｌＣｌ３：０．５～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２～０．３％、
Ｎ２：３．０～１２．０％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力： ４．５～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００～９００℃、
供給周期： ６～９秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．１５～０．２５秒、
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差： ０．１０～０．２０秒
【0016】
また、前記熱ＣＶＤ法による、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜については、前記とは異なるガス群の組み合わせによっても、ＴｉＡｌＣＮ層の成膜と同時に該層中への格子歪を導入することができる。
すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ｃと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｄがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ｃとガス群Ｄの反応装置内への供給は、前記ガス群Ａとガス群Ｂの供給と同様の手法により、行い、ガス成分であるＨ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３について、Ｈ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が適切な値となるように各ガス成分の供給量を調整して化学蒸着することによって、所定の格子歪が導入されたＴｉＡｌＣＮ層を形成することができる。
ここで、上記化学蒸着の具体的な条件は、次のとおりである。
反応ガス組成（ガス群Ｃおよびガス群Ｄを合わせた全体に対する容量％）：
ガス群Ｃ： ＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、
ガス群Ｄ： ＡｌＣｌ３：０．３～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．１～０．２％、
Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力： ４．５～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００～９００℃、
供給周期： ６～９秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．２０～０．２５秒、
ガス群Ｃとガス群Ｄの供給の位相差： ０．１０～０．１５秒
すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ｃと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｄがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ｃとガス群Ｄの反応装置内への供給は、前記ガス群Ａとガス群Ｂの供給と同様の手法により、行い、ガス成分であるＨ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３について、Ｈ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）が適切な値となるように各ガス成分の供給量を調整して化学蒸着することによって、所定の格子歪が導入されたＴｉＡｌＣＮ層を形成することができる。
ここで、上記化学蒸着の具体的な条件は、次のとおりである。
反応ガス組成（ガス群Ｃおよびガス群Ｄを合わせた全体に対する容量％）：
ガス群Ｃ： ＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、
ガス群Ｄ： ＡｌＣｌ３：０．３～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．１～０．２％、
Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力： ４．５～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度： ７００～９００℃、
供給周期： ６～９秒、
１周期当たりのガス供給時間： ０．２０～０．２５秒、
ガス群Ｃとガス群Ｄの供給の位相差： ０．１０～０．１５秒
【0017】
前記で成膜したＴｉＡｌＣＮ層における格子歪は、次のような方法で測定することができ、また、格子歪の指標ΔＡは、次のようにして求めることができる。
まず、ＴｉＡｌＣＮ層について、Ｘ線回折を行い、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒の（１１１）面および（２００）面についてのＸ線回折スペクトルを求める。
ついで、（１１１）面および（２００）面について測定したＸ線回折スペクトルから、既によく知られているブラッグの式：２ｄｓｉｎθ＝ｎλ（なお、ｄは、格子面間隔、θはブラッグ角、２θは回折角、λは入射Ｘ線の波長、ｎは整数）を用いて、（１１１）面および（２００）面の格子面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）を算出する。
ついで、Ａ（１１１）およびＡ（２００）を、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
と定義し、前記で算出したｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、Ａ（１１１）とＡ（２００）の値を求める。
そして、格子歪の指標ΔＡは、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値、即ち、
ΔＡ＝｜Ａ（１１１）－Ａ（２００）｜
として求めることができる。
そして、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足する場合に、ＴｉＡｌＣＮ層は高硬度を具備するようになり、その結果、高熱発生を伴い、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に供した場合であっても、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
まず、ＴｉＡｌＣＮ層について、Ｘ線回折を行い、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒の（１１１）面および（２００）面についてのＸ線回折スペクトルを求める。
ついで、（１１１）面および（２００）面について測定したＸ線回折スペクトルから、既によく知られているブラッグの式：２ｄｓｉｎθ＝ｎλ（なお、ｄは、格子面間隔、θはブラッグ角、２θは回折角、λは入射Ｘ線の波長、ｎは整数）を用いて、（１１１）面および（２００）面の格子面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）を算出する。
ついで、Ａ（１１１）およびＡ（２００）を、
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
と定義し、前記で算出したｄ（１１１）およびｄ（２００）の値から、Ａ（１１１）とＡ（２００）の値を求める。
そして、格子歪の指標ΔＡは、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値、即ち、
ΔＡ＝｜Ａ（１１１）－Ａ（２００）｜
として求めることができる。
そして、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足する場合に、ＴｉＡｌＣＮ層は高硬度を具備するようになり、その結果、高熱発生を伴い、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に供した場合であっても、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
【0018】
前記で定めた指標ΔＡを備えるＴｉＡｌＣＮ層は、層内の格子歪の存在によって高硬度を示し、その結果、すぐれた耐摩耗性を発揮するが、ΔＡが０．００７Å未満では、格子歪が小さいため、硬さ向上効果が十分でなく、一方、ΔＡが０．０５Åを超えると格子歪が過大になるため、切削加工時の耐欠損性が低下するため、前記ΔＡは、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åの範囲内とする。
【0019】
結晶組織：
本発明は、前記したとおり、前記ＴｉＡｌＣＮ層を構成する、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、Ｘ線回折を行い、得られる（１１１）面および（２００）面の面間隔である、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡを所定の範囲に調整することにより、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを高め、耐摩耗性を向上でき、耐チッピング性と耐摩耗性の両特性にすぐれた被覆工具が得られることを見出したものである。
特に、前記ＴｉＡｌＣＮ層を縦断面方向から観察した際に、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平均粒子幅Ｗが０．１０～２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０～１０．０である柱状組織を有する場合には、結晶粒の硬さおよび靭性が向上し、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＣＮ層が奏する効果と相俟って、一層の優れた特性を発揮することができる。
すなわち、平均粒子幅Ｗを０．１０μｍ以上、２．００μｍ以下とすることにより、被削材との反応性を減少させ、耐摩耗性を発揮させるとともに、靱性の向上を図り、耐チッピング性を向上させることができる。
よって、平均粒子幅Ｗを０．１０～２．００μｍとすることがより好ましい。
また、平均アスペクト比Ａが２．０以上、１０．０以下とし、十分な柱状組織を有することにより、小さな等軸結晶の脱落が生じにくく、十分な耐摩耗性を発揮することができ、また、１０．０以下では、結晶粒の強度が増すため、耐チッピング性が向上する。
よって、平均アスペクト比Ａは、２．０～１０．０とすることがより好ましい。
なお、本願発明では、平均アスペクト比Ａとは、走査型電子顕微鏡を用い、幅１００μｍ、高さが硬質被覆層全体を含む範囲で硬質被覆層の縦断面観察を行う際に、工具基体表面と垂直な被覆層断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。
下部層および上部層：
本発明では、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＣＮ層を設けることによって十分な効果を奏するが、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、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を設けた場合、あるいは、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１～２５μｍの合計平均層厚で設けられた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を発揮することができる。
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、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を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、２０μｍ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。また、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、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。
本発明は、前記したとおり、前記ＴｉＡｌＣＮ層を構成する、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、Ｘ線回折を行い、得られる（１１１）面および（２００）面の面間隔である、ｄ（１１１）とｄ（２００）から算出されるそれぞれの格子定数Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡを所定の範囲に調整することにより、ＴｉＡｌＣＮ層の硬さを高め、耐摩耗性を向上でき、耐チッピング性と耐摩耗性の両特性にすぐれた被覆工具が得られることを見出したものである。
特に、前記ＴｉＡｌＣＮ層を縦断面方向から観察した際に、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平均粒子幅Ｗが０．１０～２．００μｍ、平均アスペクト比Ａが２．０～１０．０である柱状組織を有する場合には、結晶粒の硬さおよび靭性が向上し、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＣＮ層が奏する効果と相俟って、一層の優れた特性を発揮することができる。
すなわち、平均粒子幅Ｗを０．１０μｍ以上、２．００μｍ以下とすることにより、被削材との反応性を減少させ、耐摩耗性を発揮させるとともに、靱性の向上を図り、耐チッピング性を向上させることができる。
よって、平均粒子幅Ｗを０．１０～２．００μｍとすることがより好ましい。
また、平均アスペクト比Ａが２．０以上、１０．０以下とし、十分な柱状組織を有することにより、小さな等軸結晶の脱落が生じにくく、十分な耐摩耗性を発揮することができ、また、１０．０以下では、結晶粒の強度が増すため、耐チッピング性が向上する。
よって、平均アスペクト比Ａは、２．０～１０．０とすることがより好ましい。
なお、本願発明では、平均アスペクト比Ａとは、走査型電子顕微鏡を用い、幅１００μｍ、高さが硬質被覆層全体を含む範囲で硬質被覆層の縦断面観察を行う際に、工具基体表面と垂直な被覆層断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。
下部層および上部層：
本発明では、硬質被覆層として前記ＴｉＡｌＣＮ層を設けることによって十分な効果を奏するが、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、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を設けた場合、あるいは、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１～２５μｍの合計平均層厚で設けられた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を発揮することができる。
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、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を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、２０μｍ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。また、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、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。
【発明の効果】
【0020】
本発明は、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、硬質被覆層として、平均層厚１～２０μｍのＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含み、該ＴｉＡｌＣＮ層を、組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表した場合、Ａｌの平均含有割合ＸおよびＣの平均含有割合Ｙ（但し、Ｘ、Ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘ≦０．９５、０≦Ｙ≦０．００５を満足し、また、ＴｉＡｌＣＮ層の立方晶結晶粒についてＸ線回折を行い、（１１１）面および（２００）面の面間隔ｄ（１１１）およびｄ（２００）を算出し、さらに、Ａ（１１１）およびＡ（２００）を算出し、Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値ΔＡを求めた時、ΔＡが、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足する。
したがって、本発明の被覆工具は、ＴｉＡｌＣＮ層が適度の格子歪（０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Å）を備え、高硬度化が図られるため、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に供した場合、ＴｉＡｌＣＮ層がすぐれた耐チッピング性を備えるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
したがって、本発明の被覆工具は、ＴｉＡｌＣＮ層が適度の格子歪（０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Å）を備え、高硬度化が図られるため、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に供した場合、ＴｉＡｌＣＮ層がすぐれた耐チッピング性を備えるとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
【発明を実施するための形態】
【0021】
つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、以下の実施例では、工具基体として、炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す。）あるいは炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す。）を用いた場合について説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体として用いた場合も同様である。
なお、以下の実施例では、工具基体として、炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す。）あるいは炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す。）を用いた場合について説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体として用いた場合も同様である。
【実施例1】
【0022】
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。
【0023】
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を作製した。
【0024】
つぎに、これらの工具基体Ａ～Ｄの表面に、化学蒸着装置を用い、ＴｉＡｌＣＮ層を化学蒸着により形成した。
化学蒸着条件は、次のとおりである。
表４、表５に示される形成条件Ａ～Ｊ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２～０．３％、Ｎ２：３．０～１２．０％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５～０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの供給位相差０．１０～０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３～２４として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
また、表６、表７に示される形成条件Ｋ～Ｌ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ｃと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｄ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ｃおよびガス群Ｄを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＣとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＤとしてＡｌＣｌ３：０．３～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．１～０．２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．２０～０．２５秒、ガス群Ｃとガス群Ｄの供給位相差０．１０～０．１５秒とし、また、Ｈ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｈ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を１００～１６０として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
前記表４、表５、および、表６、表７の条件でＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより、表９に示す平均目標層厚、Ａｌの平均組成Ｘ、Ｃの平均組成Ｙを有する本発明被覆工具１～１７を製造した。
なお、本発明被覆工具６～１３、１７については、表３に示される形成条件で、表８に示される下部層および／または上部層を形成した。
化学蒸着条件は、次のとおりである。
表４、表５に示される形成条件Ａ～Ｊ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｂ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２～０．３％、Ｎ２：３．０～１２．０％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５～０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの供給位相差０．１０～０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３～２４として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
また、表６、表７に示される形成条件Ｋ～Ｌ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ｃと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｄ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ｃおよびガス群Ｄを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＣとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＤとしてＡｌＣｌ３：０．３～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．１～０．２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．２０～０．２５秒、ガス群Ｃとガス群Ｄの供給位相差０．１０～０．１５秒とし、また、Ｈ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｈ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を１００～１６０として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
前記表４、表５、および、表６、表７の条件でＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより、表９に示す平均目標層厚、Ａｌの平均組成Ｘ、Ｃの平均組成Ｙを有する本発明被覆工具１～１７を製造した。
なお、本発明被覆工具６～１３、１７については、表３に示される形成条件で、表８に示される下部層および／または上部層を形成した。
【0025】
また、比較の目的で、工具基体Ａ～Ｄの表面に、表４、表５に示される形成条件Ａ’～Ｊ’、および、表６、表７に示される示される形成条件Ｋ’～Ｌ’にて化学蒸着を行うことにより、表１０に示される平均目標層厚（μｍ）を有し、少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。
なお、本発明被覆工具６～１３、１７と同様に、比較被覆工具６～１３、１７については、表３に示される形成条件で、表８に示される下部層および上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具６～１３、１７と同様に、比較被覆工具６～１３、１７については、表３に示される形成条件で、表８に示される下部層および上部層を形成した。
【0026】
また、本発明被覆工具１～１７、比較被覆工具１～１７の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）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９および表１０に示される平均目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
【0027】
また、ＴｉＡｌＣＮ層のＡｌの平均含有割合Ｘ、Ｃｌの平均含有割合Ｚについては、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ－Ｐｒｏｂｅ－Ｍｉｃｒｏ－Ａｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均含有割合Ｘ、Ｃｌの平均含有割合Ｚを求めた。
Ｃの平均含有割合Ｙ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。Ｃの平均含有割合ＹはＴｉＡｌＣＮ層についての深さ方向の平均値を示す。
ただし、Ｃの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＡｌ（ＣＨ３）３の供給量を０とした場合のＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ａｌ（ＣＨ３）３を意図的に供給した場合に得られるＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をＹとして求めた。
表９、表１０に、前記で求めたＸ、Ｙ、Ｚの値を示す（Ｘ、Ｙ、Ｚは、いずれも原子比）。
Ｃの平均含有割合Ｙ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。Ｃの平均含有割合ＹはＴｉＡｌＣＮ層についての深さ方向の平均値を示す。
ただし、Ｃの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＡｌ（ＣＨ３）３の供給量を０とした場合のＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ａｌ（ＣＨ３）３を意図的に供給した場合に得られるＴｉＡｌＣＮ層に含まれるＣの含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をＹとして求めた。
表９、表１０に、前記で求めたＸ、Ｙ、Ｚの値を示す（Ｘ、Ｙ、Ｚは、いずれも原子比）。
【0028】
さらに、ＴｉＡｌＣＮ層の縦断面に垂直な方向から、Ｘ線回折を行い、立方晶構造の結晶粒の（１１１）面および（２００）面のＸ線回折スペクトルから、ブラッグの式：２ｄｓｉｎθ＝ｎλに基づき、それぞれの格子面間隔ｄ（１１１）とｄ（２００）を算出した。
ついで、前記ｄ（１１１）とｄ（２００）から、格子定数に相当するＡ（１１１）およびＡ（２００）を次の式から算出した。
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
ついで、前記Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値を、格子歪の指標ΔＡとして求めた。
表９、表１０に、前記で求めたｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）およびΔＡの値を示す。
なお、Ｘ線回折は、測定条件: Ｃｕ－Ｋα線（λ＝１．５４１８Å）を線源として、測定範囲（２θ）：３０～５０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
ついで、前記ｄ（１１１）とｄ（２００）から、格子定数に相当するＡ（１１１）およびＡ（２００）を次の式から算出した。
Ａ（１１１）＝３１／２ｄ（１１１）、
Ａ（２００）＝２ｄ（２００）、
ついで、前記Ａ（１１１）とＡ（２００）の差の絶対値を、格子歪の指標ΔＡとして求めた。
表９、表１０に、前記で求めたｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）およびΔＡの値を示す。
なお、Ｘ線回折は、測定条件: Ｃｕ－Ｋα線（λ＝１．５４１８Å）を線源として、測定範囲（２θ）：３０～５０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
【0029】
【表1】
【0030】
【表2】
【0031】
【表3】
【0032】
【表4】
【0033】
【表5】
【0034】
【表6】
【0035】
【表7】
【0036】
【表8】
【0037】
【表9】
【0038】
【表10】
【0039】
つぎに、前記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１～１７、比較被覆工具１～１７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。
【0040】
工具基体：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、
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：９９４ ｍｉｎ－１、
切削速度：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．８ ｍｍ、
一刃送り量：０．２０ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、
表１１に、その結果を示す。
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：９９４ ｍｉｎ－１、
切削速度：３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．８ ｍｍ、
一刃送り量：０．２０ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、
表１１に、その結果を示す。
【0041】
【表11】
【実施例2】
【0042】
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１２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。
【0043】
【表12】
【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、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１３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。
【0045】
【表13】
【0046】
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、表４、表５に示される形成条件Ａ～Ｊ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＡｌＣｌ３、ＴｉＣｌ４、Ｎ２、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｂ、および、おのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ３：０．５～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．２～０．３％、Ｎ２：３．０～１２．０％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５～０．２５秒、ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差０．１０～０．２０秒とし、また、Ｎ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｎ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を３～２４として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
また、表６、表７に示される形成条件Ｋ～Ｌ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ｃと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｄ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ｃおよびガス群Ｄを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＣとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＤとしてＡｌＣｌ３：０．３～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．１～０．２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．２０～０．２５秒、ガス群Ｃとガス群Ｄの供給位相差０．１０～０．１５秒とし、また、Ｈ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｈ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を１００～１６０として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
前記表４、表５、および、表６、表７の条件でＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより、表１５に示す平均目標層厚、Ａｌの平均組成Ｘ、Ｃの平均組成Ｙを有する本発明被覆工具１８～３４を製造した。
なお、本発明被覆工具２３～３０、３４については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層および上部層を形成した。
また、表６、表７に示される形成条件Ｋ～Ｌ、すなわち、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ｃと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３、Ｈ２からなるガス群Ｄ、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ｃおよびガス群Ｄを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＣとしてＮＨ３：２～６％、Ｈ２：６５～７５％、ガス群ＤとしてＡｌＣｌ３：０．３～０．９％、ＴｉＣｌ４：０．１～０．２％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０．０～０．１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００～９００℃、供給周期６～９秒、１周期当たりのガス供給時間０．２０～０．２５秒、ガス群Ｃとガス群Ｄの供給位相差０．１０～０．１５秒とし、また、Ｈ２、ＡｌＣｌ３、Ａｌ（ＣＨ３）３の供給比Ｈ２／（ＡｌＣｌ３＋Ａｌ（ＣＨ３）３）を１００～１６０として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行った。
前記表４、表５、および、表６、表７の条件でＴｉＡｌＣＮ層を形成することにより、表１５に示す平均目標層厚、Ａｌの平均組成Ｘ、Ｃの平均組成Ｙを有する本発明被覆工具１８～３４を製造した。
なお、本発明被覆工具２３～３０、３４については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層および上部層を形成した。
【0047】
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４および表５に示される条件かつ表１４に示される目標平均層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１４に示される比較被覆工具１８～３４を製造した。
なお、本発明被覆工具２３～３０、３４と同様に、比較被覆工具２３～３０、３４については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層、上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具２３～３０、３４と同様に、比較被覆工具２３～３０、３４については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層、上部層を形成した。
【0048】
本発明被覆工具１８～３４、比較被覆工具１８～３４の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）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１５および表１６に示される平均目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
【0049】
また、前記本発明被覆工具１８～３４、比較被覆工具１８～３４のＴｉＡｌＣＮ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、Ｘ、Ｙ、Ｚ、ｄ（１１１）、ｄ（２００）、Ａ（１１１）、Ａ（２００）およびΔＡを求めた。
表１５および表１６に、その結果を示す。
表１５および表１６に、その結果を示す。
【0050】
【表14】
【0051】
【表15】
【0052】
【表16】
【0053】
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１８～３４、比較被覆工具１８～３４について、以下に示す、炭素鋼・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・Ｓ５５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／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・ＦＣＤ６００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３２５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１７に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／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・ＦＣＤ６００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３２５ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１８０ｍ／ｍｉｎ）、
表１７に、前記切削試験の結果を示す。
【0054】
【表17】
【0055】
表１１および表１７に示される結果から、本発明の被覆工具は、ＡｌＴｉＣＮ層の立方晶結晶粒に所定のＡｌ含有割合、Ｃ含有割合、Ｃｌ含有割合を持ち、且つ、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足する格子歪が形成されていることから高硬度であり、その結果、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、チッピング、欠損の発生もなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
【0056】
これに対して、ＡｌＴｉＣＮ層を構成する立方晶結晶粒において、所定のＡｌ含有割合、Ｃ含有割合、Ｃｌ含有割合を持ち、且つ、０．００７Å≦ΔＡ≦０．０５Åを満足する格子歪が形成されていない比較被覆工具は、高速断続切削加工において、チッピング等の異常損傷の発生、あるいは、摩耗進行により、短時間で寿命に至ることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【0057】
前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼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切削性能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。