(57)【要約】  【課題】  刃先に大きな衝撃がかかる切削においても硬質層が剥離せず、刃先の欠損を抑える表面被覆工具を提供する。  【解決手段】  ＷＣを８５〜９５質量％と、ＷＣ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上を０〜５質量％と、Ｃｏを５〜１０質量％と、の割合で含有し、内部におけるＷＣ粒子３の平均粒径が０．１〜２．０μｍであるとともに、表面に長軸が５〜２０μｍの粗大ＷＣ粒子５が内部よりも多く存在し、かつ表面におけるＣｏ含有比率が内部に対して８５〜９５％であり、被覆層１０は、ＴｉＣＮ層１２とαＡｌ２Ｏ３層１４を含み、断面組織において、ＴｉＣＮ層１２とαＡｌ２Ｏ３層１４との間には、ＴｉＣＮ層１２から高さが平均で０．２μｍ〜１．０μｍ、幅が平均で０．１μｍ〜１．５μｍの突起１６が並んで形成されている切削工具１である。【選択図】  図３
2010253594.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
超硬合金からなる基体の表面に被覆層を形成した表面被覆工具であって、
前記超硬合金は、
ＷＣを８５〜９５質量％と、ＷＣ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上を０〜５質量％と、Ｃｏを５〜１０質量％と、の割合で含有し、
ＷＣ粒子と、Ｃｏを主成分とする結合相とからなるか、
または、ＷＣ粒子と、ＷＣ粒子以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上からなるＢ１型固溶体粒子と、Ｃｏを主成分とする結合相とからなり、
内部における前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．１〜２．０μｍであるとともに、前記超硬合金の表面に長軸が５〜２０μｍの粗大ＷＣ粒子が前記内部よりも多く存在し、かつ該表面におけるＣｏの含有比率が前記内部におけるＣｏの含有量に対して８５〜９５％であり、
前記被覆層は、
少なくとも炭窒化チタン層とα型結晶のα酸化アルミニウム層を前記基体側から順に含んでおり、
断面組織において、前記炭窒化チタン層と前記α酸化アルミニウム層との間に、前記炭窒化チタン層から高さが平均で０．２μｍ〜１．０μｍであって、中間高さにおける幅が平均で０．１μｍ〜１．５μｍの突起が並んで形成されていることを特徴とする表面被覆工具。
【請求項２】
前記粗大ＷＣ粒子は、前記超硬合金の表面で１５〜２１面積％、該表面から５００μｍの深さ位置で６〜１５面積％、前記表面から１０００μｍの深さ位置で２〜６面積％、前記表面から１５００μｍ以上の深さ位置で０．５〜２面積％の比率で存在していることを特徴とする請求項１記載の表面被覆工具。
【請求項３】
前記超硬合金の内部における前記粗大ＷＣ粒子以外のＷＣ粒子の粒度分布が、粒径１μｍ以下の微粒と粒径２〜４μｍの中粒との２つのピークを持つことを特徴とする請求項１または２記載の表面被覆工具。
【請求項４】
前記被覆層の前記突起の側面に、高さが平均で２０ｎｍ〜１００ｎｍであって、中間高さにおける幅が平均で１０ｎｍ〜５０ｎｍの小突起が並んで形成されていることを特徴とする請求項１記載の表面被覆工具。
【請求項５】
１つの前記突起の両側面に合計で平均４個〜１５個の前記小突起が形成されていることを特徴とする請求項４記載の表面被覆工具。
【請求項６】
前記小突起は前記突起に比べて酸素とアルミニウムとを多く含むことを特徴とする請求項４または５記載の表面被覆工具。
【請求項７】
前記α酸化アルミニウム層に隣り合う前記小突起または前記突起と、前記α酸化アルミニウム層との間に、少なくともＴｉ、Ａｌ、ＣおよびＯ元素を含有し、かつ、前記Ｏ元素の含有量が２５〜４５原子％で構成される結合層が、５ｎｍ〜３０ｎｍの厚みで形成されていることを特徴とする請求項４乃至６のいずれか記載の表面被覆工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金基体の表面に被覆層を被着形成した表面被覆工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金やサーメット、セラミックス等の基体の表面に、複数の被覆層が形成された表面被覆切削工具が多用されている。前記被覆層としては、炭化チタン（ＴｉＣ）層、窒化チタン（ＴｉＮ）層、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）層および酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）層等の多層構造からなる被覆層が知られており、炭窒化チタン層、中間層（結合層）、酸化アルミニウム層の順に成膜された被覆層が多用されている。特に、酸化アルミニウム層をα型結晶からなるα酸化アルミニウム層にて構成する場合には、炭窒化チタン層とα酸化アルミニウム層との間で剥離が発生しやすく、酸化アルミニウム層の密着力を高める必要があった。
【０００３】
特許文献１では、結合層が針状、棒状、板状結晶のいずれかから構成され、結合層の［１１０］面とその上の酸化アルミニウム層の［１００］面とを被覆層の成長方向に平行に配列させることによって、結合層の機械的強度が向上して結合層が破壊されにくくなり、酸化アルミニウム層の剥離を防ぐことができると記載されている。また、特許文献２では、炭窒化チタン層上に形成された炭酸化チタンまたは炭窒酸化チタンからなる中間層について、酸化アルミニウム層との界面を先鋭針状結晶構造とすることによって、酸化アルミニウム層の密着力を向上できることが記載されている。さらに、特許文献３では、ＴｉおよびＡｌの酸化物、酸窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物からなる結合層の上に、Ｔｉの酸化物、酸窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物からなる層を成膜し、さらに、その上に酸化アルミニウム層を設ける構成において、結合層の表面には酸化アルミニウム層側に突き出た多数の突起を設けることによって、酸化アルミニウム層の密着力を向上させると共に、結合層の酸素量を増加させ、酸化アルミニウム層を安定してα型結晶構造とすることが記載されている。
【０００４】
一方、基体として、従来から、炭化タングステン（ＷＣ）粒子を主成分とする超硬合金からなる基体の表面に、炭化チタン、窒化チタン、炭窒化チタンなどの被覆層を形成した切削工具が広く用いられている。かかる超硬合金においてはＷＣ粒子の粒径を調節して超硬合金の硬度や靭性を適正化する試みが続けられている。
【０００５】
例えば、特許文献４では、超硬合金基体の表面にダイヤモンド被膜を形成する際に、超硬合金の表面領域に１５〜８０μｍの粒内最長径の粗粒を７．５〜４５面積％の割合で含有させて、ダイヤモンド被膜の付着強度を高められることが記載されている。また、特許文献５では、超硬合金の焼成に際して、脱炭処理した後にさらに熱処理して超硬合金の表面に粗大なＷＣ粒子を析出させる方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００４−１４８５０３号公報
【特許文献２】特開平０９−１７４３０４号公報
【特許文献３】特開２００４−０７４３２４号公報
【特許文献４】特開平１０−４３９１１号公報
【特許文献５】特表２００４−５１４７９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１〜３のいずれに記載の被覆工具も、酸化アルミニウム層と結合層との密着力が不十分であり、合金鋼、炭素鋼、鋳物等の切削加工のように突発的に大きな衝撃がかかるような切削加工においては十分な切削性能を発揮する事が困難であり、このような被削材の切削加工においても更なる耐欠損性の向上が求められていた。
【０００８】
また、上記特許文献４、５に記載されている超硬合金を用いても、切削工具の耐摩耗性および耐欠損性が不十分であった。
【０００９】
従って、本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その目的は、高い耐摩耗性と耐欠損性とを有する優れた工具寿命を発揮する切削工具を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の表面被覆工具は、超硬合金からなる基体の表面に被覆層を形成したものであって、
前記超硬合金は、
ＷＣを８５〜９５質量％と、ＷＣ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上を０〜５質量％と、Ｃｏを５〜１０質量％と、の割合で含有し、
ＷＣ粒子と、Ｃｏを主成分とする結合相とからなるか、
または、ＷＣ粒子と、ＷＣ粒子以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上からなるＢ１型固溶体粒子と、Ｃｏを主成分とする結合相とからなり、
内部における前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．１〜２．０μｍであるとともに、前記超硬合金の表面に長軸が５〜２０μｍの粗大ＷＣ粒子が前記内部よりも多く存在し、かつ該表面におけるＣｏの含有比率が前記内部におけるＣｏの含有量に対して８５〜９５％であり、
前記被覆層は、
少なくとも炭窒化チタン層とα型結晶のα酸化アルミニウム層を前記基体側から順に含んでおり、
断面組織において、前記炭窒化チタン層と前記α酸化アルミニウム層との間に、前記炭窒化チタン層から高さが平均で０．２μｍ〜１．０μｍであって、中間高さにおける幅が平均で０．１μｍ〜１．５μｍの突起が並んで形成されていることを特徴とする。
【００１１】
ここで、前記粗大ＷＣ粒子は、前記超硬合金の表面で１５〜２１面積％、該表面から５００μｍの深さ位置で６〜１５面積％、前記表面から１０００μｍの深さ位置で２〜６面積％、前記表面から１５００μｍ以上の深さ位置で０．５〜２面積％の比率で存在していることが望ましい。
【００１２】
また、前記超硬合金の内部における前記粗大ＷＣ粒子以外のＷＣ粒子の粒度分布が、粒径１μｍ以下の微粒と粒径２〜４μｍの中粒との２つのピークを持つことが望ましい。
【００１３】
さらに、前記被覆層の前記突起の側面に、高さが平均で２０ｎｍ〜１００ｎｍであって、中間高さにおける幅が平均で１０ｎｍ〜５０ｎｍの小突起が並んで形成されていることが望ましい。
【００１４】
また、１つの前記突起の両側面に合計で平均４個〜１５個の前記小突起が形成されていることが望ましい。
【００１５】
さらに、前記小突起は前記突起に比べて酸素とアルミニウムとを多く含むことが望ましい。
【００１６】
また、前記α酸化アルミニウム層に隣り合う前記小突起または前記突起と、前記α酸化アルミニウム層との間に、少なくともＴｉ、Ａｌ、ＣおよびＯ元素を含有し、かつ、前記Ｏ元素の含有量が１５〜２５原子％で構成される結合層が、５ｎｍ〜３０ｎｍの厚みで形成されていることが望ましい。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の表面被覆工具によれば、上記構成の基体と上記構成の硬質相との組み合わせによって、基体自体の靭性が向上し、かつ基体の表面付近においては、被覆層との密着力が向上する。
【００１８】
ここで、前記粗大ＷＣ粒子は、前記超硬合金の表面で１５〜２１面積％、該表面から５００μｍの深さ位置で６〜１５面積％、前記表面から１０００μｍの深さ位置で２〜６面積％、前記表面から１５００μｍ以上の深さ位置で０．５〜２面積％の比率で存在していることによって、刃先近傍の靭性が向上し、耐欠損性がより向上する。
【００１９】
また、前記超硬合金の内部における前記粗大ＷＣ粒子以外のＷＣ粒子の粒度分布が、粒径１μｍ以下の微粒と粒径２〜４μｍとの中粒の２つのピークを持つ場合には、基体の靭性がより向上する。
【００２０】
また、前記被覆層の前記突起の側面に、高さが平均で２０ｎｍ〜１００ｎｍであって、中間高さにおける幅が平均で１０ｎｍ〜５０ｎｍの小突起が並んで形成されていること、特に、１つの前記突起の両側面に平均４個〜１０個の前記小突起が存在する場合には、炭窒化チタン層、突起、小突起およびα酸化アルミニウム層間の付着力をより向上させることができる。
【００２１】
さらに、前記小突起は前記突起に比べて酸素とアルミニウムとを多く含むことによって、α酸化アルミニウム層の密着力を向上させることができる。
【００２２】
また、前記酸化アルミニウム層に隣り合う前記小突起または前記突起と前記酸化アルミニウム層との間に、少なくともＴｉ、Ａｌ、ＣおよびＯ元素を含有し、かつ、前記Ｏ元素の含有量が１５〜２５原子％で構成される結合層が、５ｎｍ〜３０ｎｍの厚みで形成されていることが、α酸化アルミニウム層の膜剥離を抑え、かつ、α酸化アルミニウム層を構成する結晶がα型結晶になるように容易に制御することができるため望ましい。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明の表面被覆工具の好適例である切削工具の一例についての断面模式図である。
【図２】図１の切削工具の基体についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真であり、表面からの深さ位置毎に示す。
【図３】図１の切削工具の被覆層の要部についての拡大模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明の表面被覆工具の好適例である切削工具１は、図１の断面模式図に示すように、基体２の表面に、少なくともＴｉＣＮ層１２とα型結晶のα酸化アルミニウム層（以下、αＡｌ２Ｏ３層と称す。）１４が基体２側から順に形成された被覆層１０が形成されてなる。
【００２５】
基体２は、ＷＣを８５〜９５質量％と、ＷＣ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上を０〜５質量％と、Ｃｏを５〜１０質量％と、の割合で含有する組成からなる。
【００２６】
また、基体２は、図２に示すように、ＷＣ粒子３と、Ｃｏを主成分とする結合相４とからなるか、または、ＷＣ粒子３と、ＷＣ粒子３以外の周期表４、５、６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の一種以上からなるＢ１型固溶体粒子（図示せず。）と、Ｃｏを主成分とする結合相４とからなり、基体２の内部において、ＷＣ粒子３の平均粒径が０．１〜２．０μｍであるとともに、基体２の表面に長軸（粒径）が５〜２０μｍの粗大ＷＣ粒子５が内部よりも多く存在する組織の超硬合金からなる。
【００２７】
上記構成の超硬合金を基体２とすることによって、切削工具１の刃先付近の靭性が向上して耐チッピング性が向上するとともに、耐摩耗性を確保するために必要な硬度を内部組織によって達成することができる。また、表面付近の粗大ＷＣ粒子５の存在によって、被覆層１０との界面においてアンカー効果が生じ、被覆層１０との密着力が向上するため、切刃の突発欠損やチッピング、被覆層１０の剥離といった工具損傷を抑えることができる。
【００２８】
ここで、粗大ＷＣ粒子５の長軸が５μｍを下回ると、刃先に十分な靭性を付与することができず、突発的に欠損しやすくなってしまう。また、粗大ＷＣ粒子５の長軸が２０μｍを越えると、基体２の硬度が不足し、耐摩耗性が低下してしまう。なお、基体２のＷＣ粒子３（および粗大ＷＣ粒子５）の長軸（粒径）を測定する方法としては、切削工具１の断面についての鏡面加工面に対して走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて３０００倍〜５０００倍の倍率で観察し、任意領域について撮影したＳＥＭ写真を用いて画像解析を行うことによって算出することができる。
【００２９】
また、粗大ＷＣ粒子５は、基体２の表面では１５〜２１面積％、表面から５００μｍの深さ位置では６〜１５面積％、表面から１０００μｍの深さ位置では２〜６面積％、表面から１５００μｍ以上の深さ位置では０．５〜２面積％の比率で存在することによって、刃先近傍の靭性が向上し、切削工具１の耐欠損性が向上する点で望ましい。
【００３０】
また、基体２の内部における粗大ＷＣ粒子５以外のＷＣ粒子３の粒度分布が、粒径１μｍ以下の微粒と粒径２〜４μｍの中粒の２つのピークを持つ混合組織であることが、基体２の靭性が向上する点で望ましい。
【００３１】
一方、被覆層１０は、図１、３に示す断面模式図のように、ＴｉＣＮ層１２とαＡｌ２Ｏ３層１４とが形成され、その間には、ＴｉＣＮ層１２から高さが平均で０．２μｍ〜１．０μｍで中間高さにおける幅が平均で０．１μｍ〜１．５μｍの突起１６が並んで形成されており、かつ、突起１６の側面に高さ２０ｎｍ〜１００ｎｍで中間高さにおける幅が平均で１０ｎｍ〜５０ｎｍの小突起１７が並んで形成された構成となっている。これによって、α型結晶構造のαＡｌ２Ｏ３層１４を安定して成膜することができるとともに、αＡｌ２Ｏ３層１４が高い密着力を有することができ、αＡｌ２Ｏ３層１４の剥離による切刃の異常摩耗や刃先のチッピングを抑えることができる。
【００３２】
すなわち、ＴｉＣＮ層１２側の界面の突起１６の高さＨが平均で０．２μｍより小さいと、αＡｌ２Ｏ３層１４との接触面積が小さすぎて、αＡｌ２Ｏ３層１４の付着力を向上させることができず、高さＨが平均で１．０μｍより大きいとαＡｌ２Ｏ３層１４の結晶成長が乱雑になって、αＡｌ２Ｏ３層１４の密着力および靭性が低下する。また、突起１６の中間高さ（１／２）Ｈにおける幅Ｗが平均で０．１μｍより小さいと、突起１６の強度が低下して破壊し、これによってαＡｌ２Ｏ３層１４が剥離するおそれがあり、幅Ｗが平均で１．５μｍより大きいと、突起１６とαＡｌ２Ｏ３層１４との接触面積が小さくなってαＡｌ２Ｏ３層１４の密着力を確保できずにαＡｌ２Ｏ３層１４が剥離するおそれがある。
【００３３】
また、小突起１７が平均で２０ｎｍ以上の高さｈで存在し、また小突起１７の中間高さ（１／２）ｈにおける幅ｗが平均で１０ｎｍ以上であることにより、αＡｌ２Ｏ３層１４との接触部分においてαＡｌ２Ｏ３層１４の付着力を向上させるアンカー効果を十分に発揮することができ、小突起１７の高さｈが平均で１００ｎｍ以下であり、小突起１７の幅ｗが平均で５０ｎｍ以下であることによって、小突起１７が突起１６の側面に点在する形態となって、αＡｌ２Ｏ３層１４の密着力をさらに向上させることができる。
【００３４】
ここで、突起１６および小突起１７の高さと幅の測定方法は次のとおりとする。測定にはＨＲ−ＴＥＭ観察による断面の観察にて行う。ＴＥＭ観察条件の一例を以下に示す。
【００３５】
装置：透過型電子顕微鏡（日立製作所製Ｈ−９０００ＵＨＲ  III）
測定条件：加速電圧３００ｋＶ
試料作製：機械研磨＋イオンミリングＧＡＴＡＮ社製ＰＩＰＳ６９１型
また、突起１６の高さＨを測定するには、図３に示すようなＨＲ−ＴＥＭにて撮影した断面写真の模式図で、ＴｉＣＮ層１２の上部における各突起１６の両側にある谷のうち、低いほうの谷の位置から突起１６の最頂部の一番高い位置までの基体２の表面に略水平な平面との垂線方向の長さを測定する。突起１６の幅Ｗを測定するには、高さＨの半分の高さ（１／２）Ｈの位置における突起１６の基体２と略水平な方向の幅Ｗを測定する。
【００３６】
また、小突起１７の高さｈを測定するには、図３に示すように各小突起の最頂部から突起１６と小突起１７との界面（突起１６の側面）に向かって該界面に略垂直な直線の長さｈを測定する。また、小突起１７の幅ｗを測定するには、上記高さｈを測定した際の前記界面に垂直な直線の中間地点（位置）（１／２）ｈの位置において、小突起１７の突起１６の界面と略水平な方向の幅ｗを測定する。
【００３７】
ここで、被覆層１０の幅方向１０μｍの長さあたりに突起１６が１０個〜３０個存在させることによって、αＡｌ２Ｏ３層１４の密着力を向上させることができる。すなわち、突起１６を１０個以上とすることによって、αＡｌ２Ｏ３層１４の密着力を向上させ、３０個以下とすることによって、突起１６の幅Ｗを本発明の範囲内に容易にできるため望ましい。この時、突起１６の数は、前記ＨＲ−ＴＥＭでの断面図を任意の３視野にて観察した写真についてそれぞれ測定し、その平均値とする。
【００３８】
また、１つの突起１６の側面に両面で平均４個〜１０個の小突起１７が存在させることで、αＡｌ２Ｏ３層１４の付着力を向上させることができる。すなわち、小突起１７の数を４個以上とすることでαＡｌ２Ｏ３層１４の密着力を向上させることができる。また、小突起１７の数を１０個以下とすることで、小突起１７が層状になることなく、点在した状態で存在できることから、小突起１７のアンカー効果が高くなる。この時、小突起１７の数は、突起１６を５つ以上観察しそれぞれの突起１６に存在する小突起１７の数を測定して、その平均値をとるものとする。また、Ｈ、Ｗ、ｈ、ｗについてもそれぞれ任意の１０個以上について測定してその平均値をとるものとする。
【００３９】
さらに、小突起１７は突起１６に比べて酸素とアルミニウムを多く含むことによって、αＡｌ２Ｏ３層１４と、小突起１７と、突起１６の順に含有元素の組成が傾斜した組成となるため、αＡｌ２Ｏ３層１４と小突起１７との熱膨張係数の差が小さくなって、αＡｌ２Ｏ３層１４の密着力を向上させることができる。特に、突起１６中の酸素含有量が少ないことによって、突起１６とＴｉＣＮ層１２との熱膨張係数の差が小さくなるために、突起１６とＴｉＣＮ層１２との間の密着性を高めることができる。
【００４０】
ここで、αＡｌ２Ｏ３層１４に隣り合う小突起１７または突起１６とαＡｌ２Ｏ３層１４と間に、少なくともＴｉ、Ａｌ、ＣおよびＯ元素を含有し、かつ、前記Ｏ元素の含有量が２５〜４５原子％で構成される結合層１３を、５ｎｍ〜３０ｎｍの厚みで形成していることが、αＡｌ２Ｏ３層１４の密着力を落とさずにαＡｌ２Ｏ３層１４を構成する結晶構造を均一にα型結晶構造にすることができるため望ましい。
【００４１】
この時、結合層１３に含まれる酸素量を４５原子％以下とすることで、結合層１３の強度低下を抑えることができ、膜剥離やチッピングを抑制することができる。また、結合層１３に含まれる酸素量を２５原子％以上とすることで、αＡｌ２Ｏ３層１４を切削性能が高いα型結晶構造にするために必要な酸素源を十分に得ることができ、αＡｌ２Ｏ３層１４を容易に作製することができるため望ましい。
【００４２】
なお、結合層１３に含まれるチタン原子が２０．０〜４０．０原子％であり、且つ、結合層１３に含まれるアルミニウム原子が５．０〜１５．０原子％であることが、ＴｉＣＮ層１２、突起１６、小突起１７、結合層１３、α型Ａｌ２Ｏ３層１４の各境界が傾斜的な組成となり、それぞれの部位を強固に結合させることで各層間の熱膨張係数の差を小さくすることができるため、衝撃によるクラックの発生等を防止してより耐衝撃性に優れる点で望ましい。
【００４３】
また、結合層１３の厚みは３０ｎｍ以下とすることが望ましく、この厚みであれば、酸素を含むため比較的脆い結合層であっても、ＴｉＣＮ層１２とαＡｌ２Ｏ３層１４との強固な結合を可能とするとともに、αＡｌ２Ｏ３層１４の剥離やαＡｌ２Ｏ３層１４の剥離が起点となるチッピングを抑制することができる。また、結合層１３が５ｎｍ以上であると、αＡｌ２Ｏ３層１４の結晶構造を安定してα型結晶構造とすることができ、優れた切削性能を示すことができる。また、αＡｌ２Ｏ３層１４とＴｉＣＮ層１２との間の密着力も優れたものとなる。
【００４４】
なお、本発明において拡散現象を利用して形成される結合層１３の厚みは、被覆層１０を含む断面における透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真により測定が可能である。また、拡散現象を利用して形成される結合層１３を構成する原子種およびその組成比は、図１、２に示すような透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察において、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）、電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）などを利用した測定法により、元素の存在判別、定量分析によって測定することが可能である。
【００４５】
さらに、αＡｌ２Ｏ３層１４の上層に、表層１５としてＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層の群から選ばれる少なくとも１層（他のＴｉ系被覆層）を形成することによって被覆層表面の摺動性、外観等の調整が可能となる。すなわち、被覆膜の表面にＴｉＮ層からなる表層１５を形成することによって、工具が金色を呈するため、切削工具１を使用したときに表層１５が摩耗して使用済みかどうかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行を容易に確認できるため望ましい。さらには、表層１５はＴｉＮ層に限定されるものではなく、摺動性を高めるためにＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）層やＣｒＮ層を形成する場合もある。表層１５をなすＴｉＮ層の厚みは２．０μｍ以下であることが望ましく、かかる表層１５の剥離強度がαＡｌ２Ｏ３膜１４の剥離強度よりも低いことが使用の有無を目視で確認しやすくなる点で望ましい。
【００４６】
また、ＴｉＣＮ層１２と基体２との間に下地層１１としてＴｉ系被覆層を形成することによって、基体成分の拡散を抑制する効果がある。
【００４７】
さらに、上記構成からなる切削工具１は、摺動部品や金型等の耐摩工具、切削工具、掘削工具、刃物等の工具の各種の用途へ応用可能である。上記切削工具１は、すくい面と逃げ面との交差部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工する際に上述した優れた効果を発揮することができ、他の用途に用いた場合であっても優れた機械的信頼性を有するものである。
（製造方法）
次に、本発明の切削工具を作製する方法の一例について説明する。
【００４８】
まず、基体２となる硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形した後、真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体２を作製する。この時、出発原料として平均粒径１．０〜９．０μｍのＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＣｏ粉末、平均粒径１．５μｍのＴａＣ粉末を所定の割合にて配合し、湿式粉砕する。粉砕後、必要に応じて成形助剤などを添加し、スプレードライヤーにて乾燥し、顆粒を作製した。
【００４９】
作製した顆粒を１軸加圧にて成形された成形体を適温にて脱脂後、
（ａ）室温から１１００℃〜１２００℃の第１の温度まで５〜１０℃／ｍｉｎの昇温速度で真空加熱し、
（ｂ）前記第１の温度に到達した時点で昇温速度を１５〜３０℃／ｍｉｎに切り替えて１４５０℃〜１５５０℃の第２の温度まで急速加熱し、
（ｃ）前記第２の温度にて５〜１０分間保持し、
（ｄ）１３００〜１４００℃の第３の温度まで冷却して、この第３の温度で水素などの還元雰囲気の下、前記第３の温度にて２〜３時間保持した後、室温まで冷却する。
【００５０】
以上（ａ）〜（ｄ）の焼成工程で焼成を行うことで、上述した組織からなる超硬合金を得ることができる。
【００５１】
次に、上記基体２の表面に、所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。そして、その表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって表面被覆層を成膜する。具体的な被覆層の成膜条件の一例について以下に説明する。
【００５２】
まず、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜９４０℃、８〜５０ｋＰａの条件で下地層であるＴｉＮ層を成膜する。
【００５３】
次に、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１〜３．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を７８０〜８８０℃、５〜２５ｋＰａにてＴｉＣＮ層１２の下側部分を成膜する。
【００５４】
ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が０．１〜０．４体積％に調整すること、および成膜温度を７８０℃〜８８０℃とすることが、断面観察において下側部分が微細な筋状晶をなすＴｉＣＮ層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）３を形成できるために望ましい。
【００５５】
なお、ＴｉＣＮ層１２の下側部分の成膜条件は単一条件で形成しても良いが、ＴｉＣＮ層１２の成膜条件を途中で変更して組織状態を変えることもできる。例えば、上記ＴｉＣＮ層１２の成膜途中から、成膜条件を、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜３０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａの条件に変更することによって、ＴｉＣＮ層１２の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。このとき、メタン（ＣＨ４）ガスの代わりにアセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを使用しても所望のＴｉＣＮ層１２の形成が可能である。
【００５６】
次に、ＴｉＣＮ層１２の上側部分を構成するＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜する。上記ＭＴ−ＴｉＣＮ層とこのＨＴ−ＴｉＣＮ層との成膜によって、ＴｉＣＮ層１２の表面に突起１６が形成される。ＨＴ−ＴｉＣＮ層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを２．５〜４体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０〜１５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａとし、成膜時間を２０〜６０分とすることが望ましい。この工程によって、本発明の突起１６を含んだＨＴ−ＴｉＣＮ層１２を作製することが可能となる。
【００５７】
さらに、突起１６を作製した後、小突起１７を作製する。小突起１７を生成するための具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜３０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを４〜８体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整する。このとき、本発明においては、上記所定量の一酸化炭素（ＣＯ）ガスを混合するとともに、上記突起１６を含むＨＴ−ＴｉＣＮ層の成膜工程における四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガス、メタン（ＣＨ４）ガス、窒素（Ｎ２）ガスの混合比率に対して、それぞれ±１０体積％以内の混合比率とする必要がある。これらの混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａとし、成膜時間を２０〜６０分とする条件で成膜することにより、本発明の小突起１７を容易に生成させることができる。
【００５８】
次に、処理ガス組成として、体積％で二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５〜４．０体積％、残りが窒素（Ｎ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて、上記条件で成膜した被覆層の表面に露出する突起および小突起の表面を処理（酸化処理）して被覆層の表面に酸化層を形成する。なお、本工程は上記窒素（Ｎ２）ガスをアルゴン（Ａｒ）ガスに変更してもよい。
【００５９】
次に、処理ガス組成として、体積％で三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを０．５〜５．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて前記酸化層をアルミ化処理する。以上の酸化処理、アルミ化処理によって結合層１３を作製することができる。
【００６０】
そして、引き続き、Ａｌ２Ｏ３層１４を成膜する。Ａｌ２Ｏ３層１４の成膜方法としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスを０．０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとすることが望ましい。
【００６１】
また、所望により、表層（ＴｉＮ層）１５を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９６０〜１１００℃、１０〜８５ｋＰａとすればよい。
【００６２】
そして、所望により、成膜した被覆層１０表面の少なくとも切刃部を研磨加工する。この研磨加工により、切刃部が平滑に加工され、被削材の溶着を抑制して、さらに耐欠損性に優れた工具となる。
【実施例】
【００６３】
平均粒径１．０μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％、平均粒径１．０μｍのＴａＣ粉末を０．１質量％の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＡ１２０４１２）に成形した後、脱バインダ処理を施し、表１の焼成条件にて焼成して超硬合金（基体Ｎｏ．１〜７）を作製した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。
【００６４】
【表１】
2010253594.tif 000003
【００６５】
上記基体に対して、すくい面に対して直交する方向で工具を切断して、その切断面に対して鏡面加工を施し、その鏡面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察して、任意の位置で３０００〜５０００倍の倍率で撮影し、その画像を画像解析装置を用いて基体の硬質相の粒径を表面から１ｍｍまでの範囲と表面から１ｍｍ以上内部をそれぞれ５箇所ずつ測定し、粗大粒子の有無、およびその観察領域におけるＷＣ粒子の平均粒径（粗大粒子を含む平均粒径および粗大粒子を除く平均粒径）その平均値を粒径とした。結果は表２に示した。
【００６６】
【表２】
2010253594.tif 000004
【００６７】
次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により、表３に示す成膜条件にて各種の被覆層を表４の条件にて表５、６の構成の被覆層を成膜した。そして、成膜した後に、すくい面側から被覆層の表面に対して３０秒間ブラシ加工して試料Ｎｏ．１〜１９の切削工具を作製した。
【００６８】
【表３】
2010253594.tif 000005
【００６９】
【表４】
2010253594.tif 000006
【００７０】
得られた工具について、電界放出形透過電子顕微鏡（ＨＲ−ＴＥＭ）を用いて表５、６に記載する被覆層が観察できるように機械研磨およびイオンミリングによる研磨加工を実施し、断面を露出させた。各層の断面に略垂直な方向からみた各層のミクロな組織状態を観察し、層厚みを観察した。そして、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）、電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）などにより、各層に存在する原子種の確認、組成等についても観察した。また、被覆層の断面を含む任意破断面５ヵ所について透過電子顕微鏡写真を撮り、各写真において酸化アルミニウム層と炭窒化チタン層との界面付近の状態を観察した。そのとき、突起の高さ、幅、１０μｍの単位長さ当りの個数、微小突起の高さ、幅、突起一個当りの微小突起の個数をそれぞれ測定した。結果は表５に示した。
【００７１】
【表５】
2010253594.tif 000007
【００７２】
【表６】
2010253594.tif 000008
【００７３】
そして、この切削工具を用いて下記の条件により、断続切削試験を行い、耐欠損性を評価した。
被削材  ：ダクタイル鋳鉄８本溝入りスリーブ材（ＦＣＤ７００）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
その他  ：水溶性切削液使用
評価項目： 摩耗量が０．３ｍｍとなった時の切削時間を測定した。また、切削直後、切削時間３分経過した後の切刃の状態をそれぞれ観察した。結果は表７に示した。
【００７４】
【表７】
2010253594.tif 000009
【００７５】
表１〜７より、試料Ｎｏ．８、１０〜１２、１５〜１８では衝撃回数２０００から４０００回時にＡｌ２Ｏ３剥離が発生し、損傷が基体にまで達成して耐欠損性に劣るものであった。
【００７６】
これに対して、本発明に従う基体にて構成され、かつαＡｌ２Ｏ３層とＴｉＣＮ層との界面に突起を備えた試料１〜７、９、１３、１４では、切削評価においてαＡｌ２Ｏ３層の剥離が抑制され、耐欠損性が優れた切削性能を有するものであった。
【符号の説明】
【００７７】
１      切削工具
２      基体
３      ＷＣ粒子
４      結合相
５      粗大ＷＣ粒子
１０    被覆層
１１    下地層
１２    ＴｉＣＮ層
１３    結合層
１４    αＡｌ２Ｏ３層
１５    表層
１６    突起
１７    小突起
【図１】
2010253594.tif 000010
【図２】
2010253594.tif 000011
【図３】
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