JP6044336B2

JP6044336B2 - 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

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Publication number: JP6044336B2
Application number: JP2012286381A
Authority: JP
Inventors: 健志山口; 翔龍岡; 長田　晃; 晃長田
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2012-12-27
Filing date: 2012-12-27
Publication date: 2016-12-14
Anticipated expiration: 2032-12-27
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Description

本発明は、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各種の鋼や鋳鉄の高速断続切削加工などにおいて、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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。

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）基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体（以下、ｃＢＮで示す）など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、ＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す）層、炭窒化物（以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉとＡｌの複合化合物層で形成された硬質被覆層を被覆してなる被覆工具が知られており、この被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられていることが知られている。
ただ、前記被覆工具は、切れ刃に大きな負荷がかかる切削条件では、チッピングや欠損等を発生しやすく、工具寿命が短命であるという問題があるため、これを解消するために、従来からいくつかの提案がなされている。

例えば、特許文献１には、工具基体の表面に、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる硬質被覆層が蒸着形成された被覆工具において、前記硬質被覆層は、粒状晶（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる薄層Ａと柱状晶（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎからなる薄層Ｂの交互積層構造として構成され、薄層Ａおよび薄層Ｂはそれぞれ０．０５〜２μｍの層厚を有し、さらに、前記粒状晶の結晶粒径は３０ｎｍ以下、また、前記柱状晶の結晶粒径は５０〜５００ｎｍである被覆工具が開示されている。

また、特許文献２、３には、工具基体の表面に、化学蒸着法によって形成された複数層を含む硬質被覆層が形成され、主たる層は、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であり、ＴｉＣＮ層またはＡｌ_２Ｏ_３層が前記主たる層の上部または下部に配置されている被覆工具が開示されている。

さらに、特許文献４には、硬質被覆層として、Ｔｉ、ＡｌおよびＮによって構成されるＴｉ_ｘＡｌ_１−ｘＮおよびＴｉ_ｙＡｌ_１−ｙＮ（０≦ｘ＜０．５、０．５＜ｙ≦１）からなる２種類の化合物（Ａ、Ｂ）を交互に繰り返し積層し、その繰り返しの積層周期λを０．５〜２０ｎｍとし、全体の膜厚が０．５〜１０μｍとした超薄膜積層体を、工具基体の表面に被覆した被覆工具が開示されている。

特開２０１１−２２４７１５号公報特表２０１１−５１６７２２号公報特表２０１１−５１３５９４号公報特開平７−９７６７９号公報

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、被覆工具は一段と過酷な条件下で使用されるようになってきているが、例えば、前記特許文献１乃至４に示される被覆工具においても、高熱発生を伴うとともに、より一段と切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工などに用いられた場合には、硬質被覆層の熱伝導率が高く、熱遮蔽効果が十分ではなく、また、靭性においても十分でないために、切削加工時の高負荷によって切れ刃にチッピング、欠損が発生しやすく、その結果、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

本発明者らは、前述のような観点から、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工などに用いられた場合でも、硬質被覆層がすぐれた靭性および熱遮蔽効果を備え、その結果、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮する被覆工具を開発すべく、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層について鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。

即ち、硬質被覆層として、従来の少なくとも１層の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および／または（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を含み、かつ所定の合計平均層厚を有する１層または２層以上からなるＴｉとＡｌの複合化合物層を形成したものにおいては、ＴｉとＡｌの複合化合物層が基体的に垂直方向に柱状をなして形成されている。そのため、耐摩耗性および熱伝導率は向上する。その反面、ＴｉとＡｌの複合化合物層の異方性が高くなるほど、靭性および熱遮蔽効果が低下し、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下し、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、また、工具寿命も満足できるものであるとはいえなかった。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層について鋭意研究したところ、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層の異方性を緩和し靭性および熱遮蔽効果を高めることによって、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。

具体的には、硬質被覆層に少なくとも含まれる複合炭窒化物層を組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８０≦ｘ≦０．９５、０．００１≦ｙ≦０．０１を満足するとともに、層内に層厚方向を分断する複数の薄い低塩素濃度の分断層を存在させることにより、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層の異方性が緩和され、靭性および熱遮蔽効果が高められる。

そして、前述のような構成の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層は、例えば、以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
（ａ）成膜工程
工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ_４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：１．０〜３．０％、ＡｌＣｌ_３：６．０〜１０．０％、ＮＨ_３：２．０〜５．０％、Ｎ_２：６．０〜７．０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜１．０％、Ａｒ：０〜１０．０％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の柱状組織の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層を成膜する。
（ｂ）パルス工程
前記（ａ）の成膜工程の途中で、所定の周期でＡｌ（ＣＨ_３）_３とＡｌＣｌ_３の添加量をＡｌ（ＣＨ_３）_３：４．０〜６．０％、ＡｌＣｌ_３：０〜１．０％に変化させたパルス工程を所定時間挟む。

そして、通常、物理蒸着法では、ＴｉＡｌＣＮ層中のＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．５を超えると立方晶構造を形成することが難しいが、前述した化学蒸着法によれば、ＴｉＡｌＣＮ層中のＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．８０≦ｘ≦０．９５とＡｌリッチであっても、安定的に立方晶結晶構造が出来ることを見出した。さらに、分断層のＴｉＡｌＣＮ層中のＡｌとＴｉの合量に占めるＡｌの含有割合ｘが０．５０≦ｘ≦０．７０であり、平均層厚が１〜１０ｎｍ、周期が１０〜５０層／μｍすなわち平均間隔が２０〜１００ｎｍである場合には、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する鋼や鋳鉄の高速断続切削加工に用いた場合でも、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。

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被覆されている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の複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８０≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足するとともに、層内に層厚方向を分断する複数の薄い分断層を有し、
（ｃ）前記分断層は、平均層厚が１〜１０ｎｍであり、前記複合炭窒化物層の層厚方向１μｍあたり１０〜５０層存在し、かつ、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．５０≦ｘ≦０．７０、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足する、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記分断層を構成する原子の合量に占めるＣｌの含有割合ｚ（但し、ｚは原子比）が、ｚ≦０．０１であ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の製造方法。」
に特徴を有するものである。

本発明について、以下に詳細に説明する。

硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層（（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層）の平均組成および平均層厚：
硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比）の値が０．８０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０．９５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、０．８０以上０．９５以下とすることが必要である。
なお、ＰＶＤ法によって前記組成の（（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を蒸着形成した場合には、結晶構造は六方晶となるが、本発明では、前述した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前記組成の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を得ることができるので、Ａｌを高濃度で含有しているにもかかわらず、皮膜硬さの低下がほとんど起こらない。
また、前記（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０．００５未満となると高硬度が得られなくなり、一方、ｙ（原子比）が０．０５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、０．００５以上０．０５以下と定めた。
また、前記（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。

本発明は、前記硬質被覆層の構成に加えて、この硬質被覆層内に下記の条件を満足する分断層を有するとき、硬質被覆層を構成する立方晶構造を有する複合炭窒化物の粗粒化を抑制することができるため、その結果、すぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮する。

ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層内の分断層の平均層厚：
前記分断層の平均層厚は、１〜１０ｎｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、分断層の平均層厚が１ｎｍ未満であると分断層が複合炭窒化物の粗粒化を抑制する効果が十分に発揮されないため、靭性および耐チッピング性を高めるという分断層の持つ作用が十分に発揮されない。一方、分断層の平均層厚が１０ｎｍを超えると立方晶結晶組織を完全に分断させてしまい、その結果、立方晶結晶組織が有する高硬度を維持できなくなる。したがって、分断層の平均層厚は、１〜１０ｎｍと定めた。

ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層内の分断層の平均組成：
前記分断層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘ（原子比）の値が０．５０〜０．７０とすることにより、素地の組織の格子定数と分断層の組織の格子定数との間に有意な差が出来、その結果、素地の組織の粗粒化を抑制することができる。一方、ｘ（原子比）の値が０．７０を超えると、素地の組織の格子定数と分断層の組織の格子定数との間に有意な差が出来ず、素地の組織の粗粒化を抑制するという分断層の作用が十分に発揮されない。またｘが０．５０よりも小さいと高温での耐酸化性を維持できない。
また、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０．００５未満となると高硬度が得られなくなり、一方、ｙ（原子比）が０．０５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、０．００５以上０．０５以下と定めた。

ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層内の分断層の周期：
前記分断層は、層厚方向１μｍあたり１０〜５０層存在するときに前述した靭性および耐チッピング性を高めるという分断層の持つ作用がより一層発揮される。その理由は、分断層が１μｍ当たり１０層を下回ると靭性の向上効果が十分に発揮されず、一方、５０層を超えると硬さが低下し、耐逃げ面摩耗性が低下するからである。

ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層内の分断層中のＣｌ濃度：
硬質被覆層を化学蒸着法で形成した場合には、反応ガス成分に起因するＣｌが微量に層中に含まれる。しかしながら、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、硬質被覆層の特性に悪影響を与えないばかりか、硬質被覆層と基体との界面から、硬質被覆層の表面側に向かうにしたがって、低濃度塩素含有層が１０〜５０層／μｍの間隔で存在する膜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。そこで、本発明では、分断層を形成するときの反応ガスであるＡｌＣｌ_３の含有割合を低減することにより、分断層中のＣｌの含有割合を１原子％以下に制御することにより、硬質被覆層の潤滑性、耐チッピング性を向上させることに成功した。
本発明の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面の概略模式図を図１に示す。

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被覆し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の複合炭窒化物層からなり、（ｂ）前記複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８０≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足するとともに、層内に層厚方向を分断する複数の薄い分断層を有し、（ｃ）前記分断層は、平均層厚が１〜１０ｎｍであり、前記複合炭窒化物層の層厚方向１μｍあたり１０〜５０層存在し、かつ、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．５０≦ｘ≦０．７０、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足するように構成したため、硬質被覆層を構成する立方晶構造を有する複合炭窒化物の粗粒化を分断層によって抑制することができる。その結果、すぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持することが出来る。

本発明の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面の概略模式図である。

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。

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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｄをそれぞれ製造した。

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、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８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ａ〜ｄを形成した。

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、（ａ）硬質被覆層として、表４の成膜種別Ａ〜Ｅの上段に示される成膜工程形成条件で、表５に示される目標層厚（μｍ）および目標組成のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を蒸着形成する。
（ｂ）この時、ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を成膜中に、表４の成膜種別Ａ〜Ｅの下段に示されるに示されるパルス工程形成条件を所定周期で所定時間挟むことにより、表５に示される目標層厚、周期（層厚方向１μｍ当たりの層数）および目標組成の分断層を形成する。
前記（ａ）、（ｂ）の工程により、表５に示される本発明被覆工具１〜１０を作製した。
なお、本発明被覆工具１〜８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。

前記本発明被覆工具１〜１０の硬質被覆層について、走査型電子顕微鏡（倍率２００００倍）を用いて縦断面観察したところ、図１に示した膜構成模式図に示されるようにＴｉＡｌＣＮ層内に分断層が存在する膜構造が確認された。

また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄおよび工具基体ａ〜ｄの表面に、表４の成膜種別Ｆ〜Ｊに示される条件かつ表６に示される目標層厚（μｍ）および目標組成のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層を本発明被覆工具１〜１０と同様に蒸着形成した。この時には、分断層の形成を行わないか、あるいは、前述の本発明における分断層の条件から外れる分断層を形成することにより、表６の比較被覆工具１〜１０を作製した。
なお、比較被覆工具１〜８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。

また、本発明被覆工具１〜１０および比較被覆工具１〜１０の硬質被覆層の層厚を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて５か所測定し、その平均をとって平均層厚とした。その結果、いずれも表５および表６に示した目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。

また、本発明被覆工具１〜１０および比較被覆工具１〜１０について、同じく走査型電子顕微鏡（倍率５００００倍）を用いて、硬質被覆層に存在する各分断層の層間隔を５か所測定し、その平均値として各分断層の平均間隔を求め、層厚方向１μｍに存在する分断層の数を求めた。その値を表５および表６に示した。
また、複合炭窒化物層および各分断層の平均層厚、平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙおよび平均塩素含有量ｚについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）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。このようにして得られたＴｉとＡｌの複合炭窒化物層についての深さ方向とＡｌ含有割合ｘ、Ｃ含有割合ｙおよび塩素含有量ｚの関係より、Ａｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．５０≦ｘ≦０．７０、０．００５≦ｙ＜０．０５を満足する測定点を分断層での測定結果とし、その分断層での測定が深さ方向について連続して得られる区間より各分断層の平均層厚、平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙおよび平均塩素含有量ｚを求めた。さらに硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙおよび平均塩素含有量ｚはＴｉとＡｌの複合炭窒化物層についての深さ方向のＡｌ含有割合ｘ、Ｃ含有割合ｙおよび塩素含有量ｚの濃度プロファイル全体の結果を平均することによって求めた。さらに、本発明被覆工具１〜１０および比較被覆工具１〜１０の硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層の結晶構造について、Ｘ線回折装置を用い、ＪＣＰＤＳ００−０３８−１４２０ＴｉＮとＪＣＰＤＳ００−０４６−１２００ＡｌＮと回折角度を比較することによって調査した。表５および表６に、その結果を示す。

つぎに、前記本発明被覆工具１〜１０および比較被覆工具１〜１０について、表７に示す条件で切削加工試験を実施し、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
表８に、この測定結果を示した。

表５および表８に示される結果から、本発明の被覆工具１〜１０は、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の複合炭窒化物層を少なくとも含み該複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８０≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足するとともに、層内に層厚方向を分断する複数の薄い分断層を有し該分断層は、平均層厚が１〜１０ｎｍであり、複合炭窒化物層の層厚方向１μｍあたり１０〜５０層存在し、かつ、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．５０≦ｘ≦０．７０、０．００５≦ｙ＜０．０５を満足していることにより、硬質被覆層を構成する立方晶構造を有する複合炭窒化物層の粗粒化を分断層によって抑制することができ、その結果、すぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持することが出来ることが明らかである。

これに対して、硬質被覆層を構成する立方晶構造を有する複合炭窒化物層が分断層を有していないか、あるいは、有していても所定の条件を満たしていない比較被覆工具１〜１０については、高熱発生を伴い、しかも、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、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。

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９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〜ニをそれぞれ製造した。

つぎに、これらの工具基体イ〜ニの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３および表４に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を含む硬質被覆層を表１０に示される目標層厚および目標組成で蒸着形成することにより、本発明被覆工具１１〜１６を製造した。
なお、本発明被覆工具１３〜１６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。

また、比較の目的で、同じく工具基体イ〜ニの表面に、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、少なくとも（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を含む硬質被覆層を表１１に示される目標層厚および目標組成で蒸着形成することにより、比較被覆工具１１〜１６を製造した。
なお、本発明被覆工具１３〜１６と同様に、比較被覆工具１３〜１６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。

また、本発明被覆工具１１〜１６、比較被覆工具１１〜１６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１０および表１１に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。

また、前記本発明被覆工具１１〜１６、比較被覆工具１１〜１６の複合炭窒化物層および各分断層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、平均層厚、平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙおよび平均塩素含有量ｚならびに分断層の平均間隔および平均層厚を求めた。その結果を、表１０および表１１に示す。

つぎに、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１１〜１６、比較被覆工具１１〜１６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。

工具基体：立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体、
切削試験：浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２１０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．１０ｍｍ、
送り：０．１０ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：４分、
表１２に、前記切削試験の結果を示す。

表１２に示される結果から、本発明の被覆工具１１〜１６は、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の複合炭窒化物層からなり該複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８０≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足するとともに、層内に層厚方向を分断する複数の薄い分断層を有し該分断層は、平均層厚が１〜１０ｎｍであり、複合炭窒化物層の層厚方向１μｍあたり１０〜５０層存在し、かつ、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．５０≦ｘ≦０．７０、０．００５≦ｙ＜０．０５を満足していることにより、硬質被覆層を構成する立方晶構造を有する複合炭窒化物の粗粒化を分断層によって抑制することができ、その結果、すぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を維持することが出来る
ことが明らかである。

これに対して、硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合炭窒化物層が分断層を有していないか、あるいは、有していても所定の条件を満たしていない比較被覆工具１１〜１６については、高熱発生を伴い、しかも、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、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。

前述のように、本発明の被覆工具は、例えば、鋼や鋳鉄等の高熱発生を伴い、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おいて、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮し、使用寿命の延命化を可能とするものであるが、高速断続切削加工条件ばかりでなく、高速切削加工条件、高切込み、高送りの高速重切削加工条件等で使用することも勿論可能である。

Claims

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被覆されている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の複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．８０≦ｘ≦０．９５、０．００５≦ｙ≦０．０５を満足するとともに、層内に層厚方向を分断する複数の薄い分断層を有し、
（ｃ）前記分断層は、平均層厚が１〜１０ｎｍであり、前記複合炭窒化物層の層厚方向１μｍあたり１０〜５０層存在し、かつ、組成式：（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＴｉとＡｌの合量に占めるＡｌの含有割合ｘおよびＣとＮの合量に占めるＣの含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）が、それぞれ、０．５０≦ｘ≦０．７０、０．００５≦ｙ＜０．０５を満足する、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
前記分断層を構成する原子の合量に占めるＣｌの含有割合ｚ（但し、ｚは原子比）が、ｚ≦０．０１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。
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工具基体と上記ＴｉとＡｌの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または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
前記硬質被覆層は、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乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
前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成膜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の製造方法。