(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む表面被覆部材であって、
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、硬質粒子を含む層であり、
前記硬質粒子は、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、
前記第１単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物を含み、
前記第２単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第２化合物を含む、表面被覆部材。
【請求項２】
前記第１単位層と前記第２単位層との間に中間層を含み、
前記中間層の組成は、その厚み方向において、前記第１化合物の組成から前記第２化合物の組成に連続的に変化する、請求項１に記載の表面被覆部材。
【請求項３】
前記硬質粒子を含む層は、前記硬質粒子の粒界に、前記第１化合物または前記第２化合物を含む粒界層を含む、請求項１または２に記載の表面被覆部材。
【請求項４】
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、
前記層のうちの少なくとも１層を、ＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含み、
前記ＣＶＤ工程は、
周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素を含む第１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第２ガスとのそれぞれを前記基材の表面に向かって噴出する噴出工程と、
前記噴出工程の後に前記基材を冷却する冷却工程と、を含む表面被覆部材の製造方法。
【請求項５】
前記冷却工程において、前記基材を７℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却させる、請求項４に記載の表面被覆部材の製造方法。
【請求項６】
前記ＣＶＤ工程により形成される前記層は、請求項１に記載の前記硬質粒子を含む層である、請求項４または５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７−２０５３６２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部材は、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、Ｔｉ1-xＡｌxＮ被膜を有する部材が開示されている。このＴｉ1-xＡｌxＮ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Ｔｉ1-xＡｌxＮ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Ｔｉ1-xＡｌxＮ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７−２０５３６２号公報
【特許文献２】特表２００８−５４５０６３号
【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、Ｔｉ1-xＡｌxＮ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Ｔｉ1-xＡｌxＮ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、切削工具と被削材とは接触、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負荷がかけられており、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、上記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含む層であり、硬質粒子は、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、第１単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物を含み、第２単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第２化合物を含む、表面被覆部材である。
【００１１】
上記表面被覆部材は、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、硬質粒子を含む層は、硬質粒子の粒界に、第１化合物または第２化合物を含む粒界層を含む。
【００１３】
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、上記層のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成するＣＶＤ工程を含み、ＣＶＤ工程は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素と、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混合ガスを基材の表面に向かって噴出する噴出工程と、噴出工程の後に基材を冷却する冷却工程と、を含む表面被覆部材の製造方法である。
【００１４】
上記製造方法は、好ましくは、冷却工程において、基材を７℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却させる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の、表面被覆部材によれば、耐摩耗性および耐溶着性などの諸特性が向上するため、安定化、長寿命化を可能にするという優れた効果を示す。また、本発明の、表面被覆部材の製造方法によれば、耐摩耗性および耐溶着性などの諸特性が向上し、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】
【００１６】
【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。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明について詳細に説明する。
＜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、基材の一部がこの被膜で被覆されていなかったり、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。
【００１８】
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。
【００１９】
＜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。
【００２０】
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。
【００２１】
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。
【００２２】
＜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層は硬質粒子を含む層である。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。
【００２３】
本発明の硬質被膜において、少なくとも１層の硬質粒子を含む層を含む限り、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。
【００２４】
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等を含むことにより、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、他の層は、通常０．１〜１０μｍの厚みで形成することができる。
【００２５】
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。
【００２６】
また、種々の検討により、本発明の硬質被膜は、３０００ｋｇｆ／ｍｍ2以上の押し込み硬度を有することができる。なお、押し込み硬度は、切削工具の硬質被膜の表面に対する法線を含む平面に沿って試料を切断し、該切断面に対する垂直方向から硬質粒子層に対して２５ｇｍＨｖの荷重で圧子を押し込むことによって測定することができる。
【００２７】
＜硬質粒子を含む層＞
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層は硬質粒子を含む層（以下、「硬質粒子層」ともいう。）である。本発明の硬質粒子層は、１μｍ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１μｍ以上１５μｍ以下である。その厚みが１μｍ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、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、本発明の硬質粒子層は、部分的に硬質粒子以外の構成、たとえば、アモルファス相、ウルツ型硬質相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。
【００２８】
＜硬質粒子＞
本発明の硬質粒子は、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む。なお、本発明の硬質粒子は、部分的に多層構造以外の構成、たとえば、アモルファス相、ウルツ型硬質相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。
【００２９】
上記第１単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物を含み、上記第２単位層は、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第２化合物を含む。
【００３０】
周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｂ、Ｃ、ＮおよびＯからなる群より選ばれる１種以上の元素とからなる第１化合物および第２化合物としては、それぞれ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢ2、ＴｉＯ2、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＣＢＮ、ＺｒＣ、ＺｒＯ2、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＡｌＣｒＮ、ＣｒＮ、ＶＮ、Ｎ、ＡｌＴｉＣｒＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＺｒＣＮ、ＺｒＣＮＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＡｌＮ、ＡｌＣＮ、ＺｒＮ、ＴｉＡｌＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣＮ、Ｍｏ2Ｃ、ＷＣ、Ｗ2Ｃなどを挙げることができる。なお、第１化合物および第２化合物において、不可避不純物が含まれていても本発明の範囲を逸脱するものではない。
【００３１】
本発明の第１単位層および第２単位層は、それぞれその厚み方向において、それぞれ単一の組成からなる構成を有していてもよく、それぞれ組成が変化する構成を有していてもよい。このような組成が変化する構成について、理解を容易とするために、第１単位層の厚み方向の中点における組成がＡｌ0.9Ｔｉ0.1Ｎであり、第２単位層の厚み方向の中点における組成がＡｌ0.1Ｔｉ0.9Ｎである場合に言及して説明する。
【００３２】
上記の場合、第１単位層は、その厚み方向の組成に関し、中点においてＡｌ0.9Ｔｉ0.1Ｎを含み、その中点から隣接する第２単位層に接する側に向けて、Ａｌ0.9Ｔｉ0.1Ｎから徐々にＡｌの原子比が減少する組成へと変化することができる。また、第２単位層は、その厚み方向の組成に関し、中点においてＡｌ0.1Ｔｉ0.9Ｎを含み、その中点から隣接する第１単位層に接する側に向けて、Ａｌ0.1Ｔｉ0.9Ｎから徐々にＴｉの原子比が減少する組成へと変化することができる。すなわち、この場合に、第１単位層と第２単位層との組成上の明確な境界はない。
【００３３】
また、上記多層構造において、その積層周期の厚みは０．５ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。積層周期を０．５ｎｍ未満にすることは製造技術上困難であり、積層周期が２０ｎｍを超える場合は単位層間の歪みが緩和されてしまい、硬質相としての優れた性質が低下するためである。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】
この多層構造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、各単位層における結晶粒が粗大化することから硬質粒子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】
なお、硬質粒子における多層構造およびその粒径等は、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ；Scanning  Electron  Microscope)、透過型電子顕微鏡(ＴＥＭ；Transmission  Electron  Microscope）、走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）、Ｘ線回折法などによって確認することができる。粒径が１０ｎｍ未満の硬質粒子は製造技術上困難であり、粒径が１０００ｎｍを超えるものは、脱落やチッピングをまねくことから、硬質粒子の粒径は１０ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であることが好ましい。
【００３６】
本発明において、硬質粒子層を含む硬質被膜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や耐溶着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、次の理由が推察される。すなわち、硬質被膜を構成する複数の層のうち、少なくとも１つが硬質粒子層からなることにより、該硬質被膜はその厚み方向において粒状組織からなる領域を有することができる。これにより、硬質被膜の靭性が向上し、また、硬質被膜の表面に亀裂が発生したとしても、その亀裂の基材への進行を効果的に抑制することができる。そして、この効果は、該粒状組織において個々の粒子が多層構造を有することにより特に助長される。
【００３７】
＜中間層＞
本発明の硬質被膜は、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。この中間層の組成は、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。たとえば、第１化合物の組成がＴｉＮであり、第２化合物の組成がＡｌＮである場合の中間層に関し、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の原子比が減少するとともにＡｌの原子比が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。
【００３８】
また、中間層の厚みは特に限定されない。たとえば、第１単位層または第２単位層の厚みと同程度でもよく、それより薄くてもよい。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】
本発明において、硬質粒子層が第１単位層と第２単位層との間に中間層を含むことによって表面被覆部材の耐摩耗性や耐チッピング性等の諸特性がさらに向上するが、その理由については明確ではない。たとえば、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わるため、硬質粒子層に大きな歪が蓄積されることが関係すると考えられる。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こと、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となどが関係すると考えられる。
【００４０】
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ＴｉxＡｌyＮ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。
【００４１】
＜硬質粒子層の好ましい構造＞
また、本発明の硬質粒子層において、好ましくは、第１化合物および第２化合物のそれぞれはＴｉxＡｌyＮ（但し、第１化合物および第２化合物において、ｘ、ｙの数値はそれぞれ異なる。）であり、より好ましくは、ＴｉＮおよびＡｌＮである。この理由は明確ではないが、次の理由が推察される。すなわち、この場合、第１化合物および第２化合物は、それぞれｆｃｃ結晶構造を有するＴｉＮ（以下、「ｆｃｃ−ＴｉＮ」ともいう。）およびｆｃｃ結晶構造を有するＡｌＮ（以下、「ｆｃｃ−ＡｌＮ」ともいう。）となることができ、中間層は、その厚み方向において組成を大きく変化させることができる。このような構成においては、均一な組成をもったｆｃｃ-Ｔｉ0.1Ａｌ0.9Ｎのような層と異なり、層中に熱膨張係数の差に起因する歪みが存在する。このために、熱負荷に起因するｆｃｃ結晶構造からｈｃｐ結晶構造への転位が特に起こりにくいため、結果として耐摩耗性、耐溶着性などの諸特性が向上する。
【００４２】
ここで注意すべきことは、硬質粒子層中のｆｃｃ-ＴｉＮからなる第１単位層からｆｃｃ-ＡｌＮからなる第２単位層までの距離に対応する積層周期の厚みが１００ｎｍを超えると、力学的に安定な六方晶のウルツ鉱構造のＡｌＮが析出してしまい、上述の優れた特性が低下してしまう。
【００４３】
＜粒界層＞
本発明の硬質粒子層は、第１化合物または第２化合物からなる粒界層を、硬質粒子同士の粒界、すなわち、硬質粒子の最表面に有することができる。たとえば、第１化合物および第２化合物がそれぞれＴｉＮおよびＡｌＮの場合、粒界層の組成はＴｉＮまたはＡｌＮとなる。この粒界層を有することによって表面被覆部材の耐摩耗性や耐チッピング性等の諸特性がさらに向上するが、その理由については明確ではない。たとえば、粒界層が存在することにより、硬質粒子の耐熱性が向上することや、硬質粒子の過剰な粒成長が抑制されることなどが推察される。なお、粒界層に関し、強度と靭性のバランスの観点から、その厚みは１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましい。
【００４４】
以上、詳述したように、本発明の表面被覆部材によれば、基材が硬質粒子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や耐溶着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】
＜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、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素と、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混合ガスを基材の表面に向かって噴出する噴出工程と、噴出工程の後に基材を冷却する冷却工程と、を含む。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、アニーリングなどの熱処理工程、表面研削、ショットブラストなどの表面処理工程、また、他の硬質層を構成するためのＣＶＤ工程などを挙げることができる。以下、本発明の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を参照し、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の周囲には調温装置５が配置されており、この調温装置５により、反応容器４内の温度を制御することができる。
【００４８】
ＣＶＤ装置１には、２つの導入口６、７を有する導入管８が配置されている。導入管８は、基材セット治具３が配置される領域を貫通するように配置されており、基材セット治具３近傍の部分には複数の貫通孔が形成されている。導入管８において、導入口６、７から管内に導入された各ガスは、導入管８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４内に導入される。この導入管８は、その軸を中心軸として回転することができる。また、ＣＶＤ装置１には排気管９が配置されており、排気ガスは排気口１０から外部へ排出することができる。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。
【００４９】
本工程において、図１に示すようなＣＶＤ装置を用いて、以下の噴出工程および冷却工程を行うことによって、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つとしての硬質粒子を含む層を形成することができる。
【００５０】
＜噴出工程＞
本工程では、上記ＣＶＤ装置を用いて、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素と、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混合ガスを基材の表面に向かって噴出する。
【００５１】
具体的には、たとえば、周期表の４族元素、５族元素、６族元素およびＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素を含む第１ガスを導入口６から導入管８内に導入し、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第２ガスを導入口７から導入管８内に導入する。なお、第１ガスは、混合ガス、たとえば、４族元素を含む原料ガスと５族元素を含む原料ガスとキャリアガスとの第１混合ガスであってもよく、第２ガスも、混合ガス、たとえば、Ｂを含む原料ガスとＣを含む原料ガスとキャリアガスとの第２混合ガスであってもよい。
【００５２】
導入管８の図中上側には複数の貫通孔が開いているため、導入された第１ガス（または第１混合ガス）および第２ガス（または第２混合ガス）は、それぞれ異なる貫通孔から反応容器４内に噴出される。このとき、導入管８は、図中回転矢印で示すようにその軸を中心として回転する。このため、第１ガス（または第１混合ガス）と第２ガス（または第２混合ガス）とは均一に混合された混合ガスとして、基材セット治具３にセットされた基材２の表面に向かって噴出される。
【００５３】
周期表の４族元素、５族元素、６族元素またはＡｌからなる群より選ばれる２種以上の元素を含むガスとしては、これらの塩化物ガスを好適に用いることができる。また、Ｂ含むガスとしては、ＢＣｌ3ガスなどの塩化ホウ素ガスを、Ｃを含むガスとしては、ＣＨ4などの炭化水素ガスを、Ｎを含むガスとしては、アンモニア、Ｎ2などの窒素含有ガスを、Ｏを含むガスとしてはＨ2Ｏ（水蒸気）などを用いることができる。なお、炭化水素ガスは、好ましくは不飽和炭化水素である。
【００５４】
また、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０．１〜１３ｋＰａであることが好ましい。また、キャリアガスとして、Ｈ2ガス、Ｎ2ガス、Ａｒガスなどを用いることができる。なお、第１単位層、第２単位層、中間層、粒界層等の組成は、原料ガスの混合割合によって制御することができ、硬質粒子層の厚みは、原料ガスの流量と、成膜時間とを調節することによって制御することができ、第１単位層、第２単位層、中間層のそれぞれの厚み、これらの積層周期は成膜時間と、冷却速度とを調節することによって制御することができ、硬質粒子層の積層数は導入管８の回転速度と、成膜時間とを調節することによって制御することができる。
【００５５】
＜冷却工程＞
次に、噴出工程後に、該基材２を冷却する。たとえば、調温装置５により、基材セット治具３にセットされた基材２を冷却することができる。通常、ＣＶＤ炉で熱ＣＶＤ処理された基材２は放置により自然冷却される。この場合、その冷却速度は５℃／ｍｉｎを超えることはなく、また、その冷却速度は基材２の温度が低下するにつれて遅くなる。これに対し、本発明では、少なくとも自然冷却よりも早い速度、すなわち５℃／ｍｉｎ以上の速度で基材２を冷却する。より好ましくは、７℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却させる。また、本冷却工程において、少なくとも、基材２を３００℃以下にまで冷却させることが好ましい。これにより、より均一な硬質粒子層を形成することができる。
【００５６】
以上詳述した製造方法により、上述の硬質粒子層を形成することができるため、当該製造方法を用いて硬質被膜を形成することにより、耐摩耗性や耐溶着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。
【実施例】
【００５７】
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。
【００５８】
＜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。
【００５９】
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。
【００６０】
【表１】
0005618429.tif 000002
【００６１】
＜硬質被膜の形成＞
上記で得られた基材に対してその表面に硬質被膜を形成した。具体的には、図１に示すＣＶＤ装置を用い、基材を基材セット治具３にセットし、熱ＣＶＤ法を行うことにより、基材上に硬質被膜を形成した。各硬質被膜の形成条件は以下の表２および表３に記載した通りであり、表４に記載した各厚みとなるように原料ガスの流量、原料ガスの混合割合、成膜時間および冷却速度を調整した。なお、表２は硬質粒子層の形成条件を示し、表３は他の層の形成条件を示している。
【００６２】
表２に示すように、硬質粒子層の形成条件はａ〜ｇの７通りであり、ｘ、ｙは比較例（従来技術）の条件である。形成条件ａ〜ｇにおいては、Ａｌを含む原料ガスとしてＡｌＣｌ3ガスを、Ｔｉを含む原料ガスとしてＴｉＣｌ4ガスを用い、これらの原料ガスをＨ2ガスおよびＮ2ガスからなるキャリアガスとともに第１混合ガスとして導入口６から導入管８に導入した。また、Ｎを含む原料ガスとしてＮＨ3ガスを用い、該原料ガスをＮ2ガスからなるキャリアガスとともに第２混合ガスとして導入口７より導入管８に導入した。そして、導入管８を回転させて導入管８の貫通孔から第１混合ガスおよび第２混合ガスを噴出させることによって、第１混合ガスと第２混合ガスとが均一化された混合ガスを基材の表面に向かって噴出させた。その後、調温装置５によって、噴出工程後の基材を冷却した。
【００６３】
具体的には、たとえば、形成条件ａにおいては、ＡｌＣｌ3ガスを０．０６５ｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴｉＣｌ4ガスを０．０２５ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｈ2ガスおよびＮ2ガスをそれぞれ２．９ｍｏｌ／ｍｉｎおよび１．０ｍｏｌ／ｍｉｎとなるように混合して第１混合ガスとし、これを導入管６から反応容器４内に導入した。したがって、第１混合ガスにおけるＡｌ／Ｔｉの原子比率は２．６となる。また、ＮＨ3ガスを０．０９ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｎ2ガスを０．９ｍｏｌ／ｍｉｎとなるように混合して第２混合ガスとし、これを導入管７から反応容器４内に導入した。このときの反応容器４内は圧力１．３ｋＰａ、温度８００℃の条件に保持されていた。そして、導入管８を回転させて導入管８の貫通孔から第１混合ガスおよび第２混合ガスを噴出させることによって、第１混合ガスと第２混合ガスとが均一化された混合ガスを基材の表面に向かって噴出させた。その後、熱噴出工程後の基材の温度が２００℃になるまで１０℃／ｍｉｎの冷却速度で反応容器４を冷却した。
【００６４】
また、表２を参照し、形成条件ａにおいて、「ＴｉＮ（２ｎｍ）／ＡｌＮ（６ｎｍ）」とあるが、これは、第１単位層としてのＴｉＮ層の厚みが２ｎｍ、第２単位層としてのＡｌＮ層の厚みが６ｎｍであり、この各層が交互に積層されていることを示し、「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いる。なお、硬質粒子層の厚みは成膜時間でもって制御し、硬質粒子層におけるＴｉＮとＡｌＮとの積層周期は導入管８の冷却速度でもって制御した。
【００６５】
また、表３に記載した硬質粒子層以外の各層についても、原料ガス、キャリアガスなどの全てのガスを導入口６から導入し、熱ＣＶＤ処理後の基材を自然冷却により冷却したことを除き、同様に形成した。なお、表２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ＣＶＤ炉に導入された全体積流量を示す。
【００６６】
なお、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。
【００６７】
【表２】
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【００６８】
【表３】
0005618429.tif 000004
【００６９】
＜表面被覆部材の作製＞
上記の表２および表３の条件により基材上に硬質被膜を形成することにより、以下表４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。
【００７０】
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３の条件で形成し、その下地層上に厚み３．０μｍのＴｉＣＮ層を表３の条件で形成し、そのＴｉＣＮ層上に厚み５．０μｍの硬質粒子層を表２の形成条件ｆで形成し、その硬質粒子層上に厚み０．５μｍのＴｉＮ層を表３の条件で形成することにより、基材上に合計厚み９．０μｍ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４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。
【００７１】
【表４】
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【００７２】
＜硬質粒子層の観察＞
被覆された硬質被膜を透過型電子顕微鏡およびＸ線回折法を用いて観察したところ、表２に示す各条件で形成された硬質粒子層において、硬質粒子からなる粒状組織が観察された。また、各硬質粒子は、ｆｃｃ−ＴｉＮとｆｃｃ−ＡｌＮとが交互に積層された積層構造を有していた。さらに、各硬質粒子の粒界には微細なｆｃｃ−ＴｉＮからなる層が存在していた。
【００７３】
なお、上記観察に基づき、ｆｃｃ−ＴｉＮからなる層およびｆｃｃ−ＡｌＮからなる層のそれぞれの厚みを表２に示したが、これは顕微鏡観察において、積層構造が観察される領域において、ＡｌよりもＴｉの原子比のほうが高い領域をＴｉＮとし、ＴｉよりもＡｌの原子比が高い領域をＡｌＮとみなしたことによる。すなわち、ｆｃｃ−ＴｉＮからなる層は、隣接するｆｃｃ−ＡｌＮからなる層に近づくにつれてその組成がＴｉＮから連続的にＡｌＮに変化しており、ｆｃｃ−ＡｌＮからなる層は、隣接するｆｃｃ−ＴｉＮからなる層に近づくにつれてその組成がＡｌＮからＴｉＮに連続的に変化していた。この場合、硬質粒子層の厚み方向において、Ｔｉの原子比が最も高い領域を第１単位層、Ａｌの原子比が最も高い領域を第２単位層とみなし、その間の組成が変化する領域を中間層とみなすこともできる。
【００７４】
＜切削試験＞
上記で得られた切削工具を用いて、以下の５種類の切削試験を行った。
【００７５】
＜切削試験１＞
以下の表５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５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。
【００７６】
＜切削条件＞
被削材：ＳＵＳ３１６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
【００７７】
【表５】
0005618429.tif 000006
【００７８】
表５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５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。
【００７９】
＜切削試験２＞
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。
【００８０】
＜切削条件＞
被削材：ＦＣＤ７００丸棒外周切削
周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：あり
【００８１】
【表６】
0005618429.tif 000007
【００８２】
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、「欠損」とは切れ刃部に生じた大きな欠けを意味し、「前境界微小チッピング」とは仕上げ面を生成する切れ刃部に生じた微小な欠けを意味する。
【００８３】
＜切削試験３＞
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工具刃先部において欠損またはチッピングが発生するまでの切削時間（分）を測定した。その結果を表７に示す。切削時間が長いものほど、耐疲労靭性に優れていることを示している。
【００８４】
＜切削条件＞
被削材：ＳＣＭ４３５溝材
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３ｍｍ／ｓ
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：あり
【００８５】
【表７】
0005618429.tif 000008
【００８６】
表７より明らかなように、本発明の実施例の切削工具は、従来のＣＶＤ法によって形成された硬質被膜を有する切削工具に比し、耐疲労靭性に優れており、もって、安定化、長寿命化されていた。
【００８７】
＜切削試験４＞
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になるまでのパス回数および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。パス回数が多いもの程（すなわち切削距離が長いもの程）、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、耐衝撃性に優れていることを示す。
【００８８】
なお、パス回数とは、下記被削材（形状：３００ｍｍ×１００ｍｍ×８０ｍｍのブロック状）の一側面（３００ｍｍ×８０ｍｍの面）の一方端から他方端までを、切削工具（刃先交換型切削チップ）を１枚取付けたカッタにより転削する操作を繰り返し、その繰り返し回数をパス回数とした（パス回数に少数点以下の数値を伴うものは、一方端から他方端までの途中で上記の条件に達したことを示す）。切削距離とは、上記の条件に達するまでに切削加工された被削材の合計距離を意味し、パス回数と上記側面の長さ（３００ｍｍ）との積に相当する。
【００８９】
＜切削条件＞
被削材：ＦＣ２５０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）
【００９０】
【表８】
0005618429.tif 000009
【００９１】
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、耐摩耗性に優れており、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）を意味する。
【００９２】
＜切削試験５＞
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になるまでのパス回数および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。パス回数が多いもの程（すなわち切削距離が長いもの程）、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、耐衝撃性に優れていることを示す。
【００９３】
＜切削条件＞
被削材：ＳＵＳ３０４ブロック材
周速：１６０ｍ／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）
【００９４】
【表９】
0005618429.tif 000010
【００９５】
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、耐摩耗性および耐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）を意味し、「チッピング」とは切れ刃部に生じた小さな欠けを意味する。
【００９６】
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。
【００９７】
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】
【００９８】
１  ＣＶＤ装置、２  基材、３  基材セット治具、４  反応容器、５  調温装置、６，７  導入口、８  導入管、９  排気管、１０  排気口。
【図１】
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