(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステンを主成分とし、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種を含む硬質相とＣｏを主とする結合相からなる超硬合金を基材とし、その表面に内層および外層からなるセラミック被覆層を有し、該内層が、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の２層以上からなり、かつ柱状組織を有する炭窒化チタン層を主に有し、該外層が、該内層と接する位置に酸化アルミニウムを有し、かつ該内層と外層の酸化アルミニウムの界面にはＴｉ、Ｃ、Ｏを含む相が点在し、該酸化アルミニウムは、α型酸化アルミニウムからなり、内層直上に成長する外層の第１層目の結晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子とκ型結晶構造をもつ粒子が混在する領域が存在し、かつ本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中にポアを含まないことを特徴とする被覆超硬合金切削工具。
【請求項２】
前記外層が、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少なくとも一層以上を有する事を特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項３】
内層直上の第１層目のα型酸化アルミニウム粒子とκ型アルミニウム粒子の存在割合が、κ／（α＋κ）＝０．２５〜０．７５であることを特徴とする前記請求項１から請求項２いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項４】
前記内層と外層の界面のＴｉ、Ｃ、Ｏを含む相が存在する部分においてその厚み平均が５００ｎｍ以内であり、かつ垂直断面における外層と内層の界面の長さ方向において３０から９０％を占めていることを特徴とする前記請求項１から請求項３いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項５】
前記酸化アルミニウムの第１層目の粒子において、界面のＴｉ、Ｃ、Ｏを含む相が存在している直上にα型結晶構造の酸化アルミニウムが成長していることを特徴とする前記請求項１から請求項４いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項６】
前記のα型酸化アルミニウムとκ型酸化アルミニウムが混在する領域が内層との界面から１．５μｍ以内であることを特徴とする前記請求項１から請求項５いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項７】
前記のα型酸化アルミニウムとκ型酸化アルミニウムが混在する内層直上の第１層目粒子の大半が、５００ｎｍ以下の粒径を有する粒状組織であることを特徴とする前記請求項１から請求項６いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項８】
前記酸化アルミニウムの膜厚が２〜２０μｍであることを特徴とする前記請求項１から請求項７いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項９】
前記α型結晶構造の酸化アルミニウムの配向性指数ＴＣａがＴＣａ（０１２）＞１．３であることを特徴とする前記請求項１から請求項８いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【数１】
0003697894.tif 000015
Ｉ(hkl)  ：測定された(hkl)面の回折強度
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準によるα結晶構造アルミナの(hkl)面の粉末回折強度
(ｈｋｌ）は、(０１２)、(１０４)、(１１０)、(１１３)、(０２４)、(１１６)の６面
【請求項１０】
前記配向性指数ＴＣａがＴＣａ（１０４)＞１.３かつＴＣａ（１１６)＞１.３であることを特徴とする請求項１から８に記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１１】
前記内層の必須成分である柱状組織の炭窒化チタン層の配向性指数ＴＣが、ＴＣ（３１１）で最も大きく、その値が１.３以上３以下であることを特徴とする請求項１から１０のいずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【数２】
0003697894.tif 000016
Ｉ(hkl)  ：測定された(hkl)面の回折強度
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準による(hkl)面のＴｉＣとＴｉＮの粉末回折強度の平均値
(ｈｋｌ）は、(１１１)、(２００)、(２２０)、(３１１)、(３３１)、(４２０)、(４２２)、(５１１)の８面
【請求項１２】
前記配向性指数ＴＣが、（４２２）面と（３１１）面の配向性指数ＴＣ(４２２)、ＴＣ(３１１)がともに１.３以上３以下であることを特徴とする請求項１から請求項１１に記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１３】
切刃稜線部付近の酸化アルミニウムの膜厚が平坦部に比較して薄くなっているまたは、存在しないことを特徴とする請求項１から１２に記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１４】
切刃稜線部付近の被覆層の表面粗さが、切り刃稜線部における１０μｍ長さにわたってＲｍａｘ≦０．４μｍであることを特徴とする請求項１から１３のいずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１５】
切刃稜線部の最上層が酸化アルミニウムまたは、内層膜であり、かつ、その他の平坦部の最外層がＴｉＮからなることを特徴とする請求項１４記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１６】
少なくとも切刃稜線部において、内層の炭窒化チタンの引っ張り残留応力が１０ｋｇ／ｍｍ２以下であることを特徴とする請求項１３に記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１７】
超硬合金基材の表面部で炭化タングステンを除く硬質相が減少または消失した層を有し、その厚みが平坦部において１０μｍ以上５０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜１６いずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１８】
超硬合金基材はＺｒを含み、少なくともその一部が硬質相成分を構成していることを特徴とする請求項１から１７のいずれかに記載の被覆超硬合金切削工具。
【請求項１９】
表層部の硬度が、基材内部の平均硬度よりも低く、かつその直下に内部よりも硬度が高い領域を有することを特徴とする請求項１７または請求項１８記載の被覆超硬合金切削工具。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削工具等に使用される強靭かつ耐摩耗性に優れる被覆超硬合金切削工具に関する。
【０００２】
【従来の技術】
超硬合金の表面に炭化チタン、窒化チタン、炭窒化チタンあるいは酸化アルミニウム等の被覆層を蒸着することにより切削工具の寿命を向上させることが行われており、一般に化学蒸着法、プラズマＣＶＤ法、物理蒸着法などを用いて生成された被覆層等が広く普及している。
【０００３】
しかし、これらの被覆切削工具を用いて加工を行った場合、特に鋼の高速切削加工や高速での鋳鉄の加工のように高温での被覆層の耐摩耗性及び耐クレーター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工等で被覆層の耐摩耗性が不足したり、被覆層の損傷、剥離が発生することによる工具寿命の低下が発生していた。
【０００４】
これらの課題を克服する手法として、これまでに内層に超硬合金との密着度に優れ、高硬度を有する炭化チタン、炭窒化チタン等を被覆し、外層に酸化アルミニウムを被覆した構造において被覆層の組織制御、配向性の制御などが検討されてきた。
例えば特表平9-507528号公報では、高温特性を向上させることを狙い、高温安定型のα型結晶構造の酸化アルミニウムを一定の配向性をもたせて成膜することがなされている。従来から、α型結晶構造の酸化アルミニウムは、高温特性に優れることは言われていたが、切削時に剥離しない高密着度を得ることが難しいとされており、本従来技術においても酸化アルミニウムの成膜初期の水分量を制御することにより高密着度を得る努力がなされているが、これによっても十分な高密着度とは言えないのが現状であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題点に対し、検討を重ねた結果、従来の被覆切削工具に比較し、切削における被覆層の耐剥離性を大きく向上させるとともに、膜自体の耐摩耗性と耐クレータ性を向上させ、膜の破壊強度の向上を可能にすることにより工具の寿命を安定して飛躍的に向上させることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
このために、本発明品は以下の構造をとる。
炭化タングステンを主成分とし、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種を含む硬質相とＣｏを主とする結合相からなる超硬合金を基材とし、その表面に内層および外層からなるセラミック被覆層を有し、内層が、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少なくとも１層以上からなり、外層が、酸化アルミニウム及びＴｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少なくとも１層以上からなり、かつ内層と接する位置に存在する単一層の酸化アルミニウムを必須とし、該内層と外層の酸化アルミニウム間の界面に点在するＴｉ、Ｃ、Ｏを含む相（以降界面相と称す）を有し、かつ、酸化アルミニウムは、実質的にα型酸化アルミニウムからなるが、内層直上に成長する外層の第１層目の結晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子とκ型結晶構造をもつ粒子が混在する領域を有し、かつ本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中に実質的にポアを含まない構造を有する。
【０００７】
また、内層の直上に成長する外層の第１層目の結晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子とκ型結晶構造の粒子を混在させることにより以下の効果が得られる。
第１には、下地との密着度に優れるκ型酸化アルミニウムを内層との界面第１列目に一定割合で配置することにより、内層との間の高密着度をえることが可能である。そして、これと同時に、酸化アルミニウム膜の成長の過程でκ型構造の酸化アルミニウムがα型構造の酸化アルミニウムにより淘汰されることにより、高温切削環境下で優れた機械的、化学的耐摩耗性及び膜の破壊特性を有するα型結晶構造の酸化アルミニウムを最終的に成長させることが可能となる。このような構造は内層の上層との間に界面相を点在させることにより可能となる。
【０００８】
また、第２には本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中に実質的にポアを含まない構造とすることにより従来α型酸化アルミニウムを採用した場合に問題となる密着強度の低下を抑制することが可能となる。これは、従来のα型酸化アルミニウムの低密着度は界面付近のポアによる膜強度低下に起因する破壊→膜剥離のメカニズムにより発生していたためである。以上のように本構造により優れた膜質を有するαアルミナを非常に高い密着度で内層上に生成する事が可能となり、切削性能を飛躍的に向上させることが可能となる。
【０００９】
【発明の実施の形態】
内層は、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の２層以上からなり、かつ柱状組織を有する炭窒化チタン層を必須かつ主とすることを特徴とすることにより、断続切削や、部品加工などの切削において、外層の酸化アルミニウムからの損傷を防ぐのみでなく、内層における膜の破壊、基材と内層間の膜剥離を防止しつつ非常に高い耐摩耗性を得ることが可能となり、工具性能を飛躍的に向上させることが可能となる。
【００１０】
本構造のα型結晶構造の酸化アルミニウムを得るためには、内層直上の第１層目のα型酸化アルミニウム粒子とκ型アルミニウム粒子の存在割合が、κ／（α＋κ）＝０．２５〜０．７５であることが望ましい。この範囲にκ／α比を保つことにより、高密着度と最終的なα型結晶構造酸化アルミニウムの成膜の両立がより容易になる。また、κ／αの混在状態は、第１層目のみではなく、その割合が第１層目から上に向かうに従い減少し、膜中でゼロとなるほうがより好ましい。これは、１層目のみ混在している場合、結晶構造の分布の急速な変化によるひずみにより、この部分の膜強度が低下する影響がでるケースがありうることによる。ただし、これらの混在領域は、内層との界面から１．５μm以内であることがより好ましい。これは、混在領域がこれを越えると、κ型結晶構造の酸化アルミニウムの存在による膜質低下の影響が出始めるためである。
【００１１】
また、本構造を得るためには、界面相が存在する部分での厚み平均が５００ｎｍ以内であり、かつ垂直断面における外層と内層の界面長さの３０から９０％を占めていることが好ましい。３０％未満では、上述のような本発明の構造が得られず、９０％を越えるあるいは、その厚みが５００ｎｍを越えると、界面相の強度が不足し、この部分からの破壊により酸化アルミニウム膜の剥離が生じやすくなる。
なお、本発明の構造では、α型結晶構造の酸化アルミニウムが不連続な中間層が存在している直上の第１層目の酸化アルミニウム粒子はα型結晶構造を有していることが望ましい。
【００１２】
ここで界面相の存在状況は、ＳＥＭまたはＴＥＭによる約１００００倍の断面写真を用いておこなう。厚みは、任意の１０μm長さの間に点在する界面相の全てについてそれぞれ最大厚みを測定し、この平均をとる方法を用いた。また、存在確立については、任意の１０μm長さの界面について存在部の界面上での長さを合算し、これを全長さ（１０μm）で除することにより求めたものとした。
【００１３】
なお、本発明の構造において、内層上の酸化アルミニウム膜の初期生成核の密度は、多い程密着強度の向上効果がより大きくなる傾向にある。この際、α型酸化アルミニウムとκ型酸化アルミニウムが混在する内層直上の第１層目の粒子の大半が、５００ｎｍ以下の粒径となるレベルの核生成密度である場合にこの効果は顕著に得られる。
ここで粒子径は、ＴＥＭによる５００００倍の断面写真を用い、任意の２μm長さにおいて、第１層目に並ぶ粒子数でこれを除する（２／粒子数）ことにより求めたものとした。
【００１４】
本発明の構造において、酸化アルミニウムの膜厚は２〜２０μmであることがより好ましい。これは、２μmより薄いと、膜質に優れるαアルミナの効果が十分に発揮できないケースが生じうる。逆に膜厚が２０μmを越えると高強度のαアルミナであっても強度が不足し、切削中に膜が破壊したり、厚膜化による結晶粒の粗大化で膜の耐摩耗性が低下する場合が生じることがあるためである。
最終的に成膜されている酸化アルミニウムの結晶構造が全てα型であることは、膜表面からのＸ線回折により行い、回折ピークが全てα型構造の酸化アルミニウムからなり、κ型構造を含まないことをもって確認した。
【００１５】
また、酸化アルミニウム成膜初期のα型とκ型粒子の評価は、内層との界面直上の第１層目の任意の粒子１０点以上について、ＴＥＭによる電子線回折図形を解析する事により評価する。２層目以降についても同様の方法を用い、κ型が検出されなくなる列まで解析してそれ以降は、表面からのＸ線回折で全てα型であることを加味して全てα型結晶構造を有すると判断する。α型構造の酸化アルミニウム中のポアの存在の有無は、ＴＥＭによる５００００倍の断面写真から判断する。
【００１６】
なお、本発明の構造において、α型結晶構造の酸化アルミニウムの配向性指数ＴＣａがＴＣａ（０１２）＞１．３である、あるいはＴＣａ（104)＞1.3、かつＴＣａ（116)＞1.3であることがより好ましい。
【００１７】
【数３】
0003697894.tif 000002
Ｉ(hkl)  ：測定された(hkl)面の回折強度
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準によるα結晶構造アルミナの(hkl)面の粉末回折強度  (ｈｋｌ）は、(012)、(104)、(110)、(113)、(024)、(116)の６面
【００１８】
本発明の構造とすることにより、さらに膜の強度と硬度の両方をともに向上させることが可能となり、膜の耐摩耗性と耐チッピング性が向上することにより工具寿命の向上が可能となる。
【００１９】
また、さらに、内層の必須成分である柱状組織の炭窒化チタン層の配向性指数ＴＣが、ＴＣ（３１１）で最も大きく、その値が1.3以上3以下である、あるいは、（４２２）面と（３１１）面の配向性指数ＴＣ(422)、ＴＣ(311)がともに1.3以上3以下であることが好ましい。
【００２０】
【数４】
0003697894.tif 000003
Ｉ(hkl)  ：測定された(hkl)面の回折強度
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準による(hkl)面のＴｉＣとＴｉＮの粉末回折強度の平均値
(ｈｋｌ）は、(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)、(422)、(511)の８面
【００２１】
配向性指数を本発明の範囲とすることにより、内層膜の耐破壊性を大きく向上させることが可能となり、膜の微小チッピングが防止できることから、結果として耐摩耗性が大きく向上する。ただし、配向性指数が３を越えると、一定方向の配向が強くなりすぎることにより、逆に膜の破壊性が低下する。
以上の内層と外層の膜質、膜構造の組み合わせにより上述の各効果の相乗により、工具寿命を、より飛躍的に向上させることが可能となる。
【００２２】
以下に本発明の構造の製造方法を示す。
まず、本発明の炭窒化チタンは、被覆する際の雰囲気をTiCl4、CH3CN、N2及びH2とし、前半と後半の条件を次の様に変更して成膜する。すなわち、成膜初期から120分の間は(TiCl4+CH3CN)／トータルガス量の比率を後半に比べて小さくし、かつ、前半のＮ2／トータルガス量の比率を後半の2倍以上とすることにより本構造が得られる。この際、炭窒化チタンの層厚を10μm未満とすることによりＴＣ（３１１）の配向性指数を1.3か以上3以下とすることができ、膜厚を10μm以上とすることによりＴＣ（３１１）、ＴＣ（４２２）ともに1.3以上3以下とすることができる。
【００２３】
次に、内層と外層の界面に点在する本発明の界面相は以下に示す通常のＣＶＤプロセスにより製造される。内層のＴｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）を成膜後、Ｔｉ源であるＴｉＣｌ4とキャリアガスであるＨ2のみを残し、残りのガスの導入を停止し、一定時間保持した後、ＴｉＣｌ4を停止し、引き続いてＣＯガスを導入することにより作製できる。この際の、各々の状態における保持時間を変化させる事により界面相の厚み、存在割合を制御することができる。その後、一般に知られているＡｌＣｌ3、ＣＯ2、及びＨ2を用いた方法で９５０℃〜１０５０℃の温度で酸化アルミニウムの成膜を行うことにより本発明の初期のα型構造とκ型構造の混在領域を有する酸化アルミニウムを得る事ができる。そして、不連続な界面相の作製条件の設定により、酸化アルミニウム成膜初期のα型とκ型の存在比率、混在領域の厚みを調整することができ、これにより最終的に成膜される酸化アルミニウム膜の配向性が制御できる。また、同じ酸化条件を用いてアルミナの膜厚を変えることによっても配向性を変化させることは可能である。
【００２４】
なお、上述の界面相の作製方法を用いなかったり、用いても条件設定が不十分で界面相の点在が認められないレベルであると、最終的にκ型の酸化アルミニウムが成膜されてしまったり、逆に界面相が層状になるほど過剰である場合には、混在領域が得られていても従来のようにα型結晶構造の酸化アルミニウム粒子の中に多くのポアを含んでしまう等して十分な密着度が得られず、いずれも本発明の効果が発揮できない。
【００２５】
被覆後、被覆層の表面にブラスト処理あるいは、ブラシ処理等の機械的処理により切り刃稜線部のみでアルミナ層が平坦部に比較してスムース化、薄膜化あるいは除去されるまで表面を処理することにより、上述の効果はより大きくなる。ここで、酸化アルミニウム層の表面粗さは、切刃稜線部における１０μm長さにわたっての測定で、Ｒmax≦0.4μmであることにより、より効果が大きくなる。また、切刃のみで最上層が酸化アルミニウムまたは、内層膜であり、その他の平坦部の最外層はＴｉＮからなることが望ましい。切削条件によっては切刃以外の位置での被削材の溶着に起因する損傷が発生するが、耐溶着性に優れるＴｉＮの効果により、抑制される。
【００２６】
なお、この際の処理の程度は、切刃稜線部の中でも実際に切削時に切り粉が接触する刃先部で確実にアルミナ層がスムース化、薄膜化あるいは除去されていることが必要であるが、処理の程度により、刃先から離れた位置の稜線部でアルミナ層が一部薄膜化あるいは除去されていなくても全く問題はなく、本発明の効果は得られる。また、本発明では、アルミナ層がスムース化、薄膜化あるいは除去されているのは切刃稜線部のみとしているが、処理法によってはチップの座面周辺などの切削と関係ない角張った場所でも処理されていることがあるが、これについても実質的には、本発明の効果には全く影響しない。
【００２７】
また、このような膜表面処理により、被覆後被覆層中に存在する引っ張り残留応力を内層のＴｉＣＮ層で10kg/mm2以下まで低減させることにより、膜の耐破壊に対する効果を向上させることが可能である。
さらに、超硬合金基材の表面部で炭化タングステンを除く硬質相が減少または消失した層を有し、その厚みが平坦部において１０μm以上５０μm以内である表層部が強靱化された超硬合金と本発明の被覆層および表面処理を組み合わせることにより、超硬合金部表層付近ごと被覆層が脱落するような損傷に対し、非常に効果がある。
【００２８】
特に、超硬合金基材中にＺｒを含み、全てが結合相に固溶しているのではなく、少なくともその一部が硬質相成分を構成していることにより、基材の高温における硬度、強度の特性を向上させることが可能となり、より好ましい。
さらに、本構造において、表層部の硬度が、基材内部の平均硬度よりも低く、かつその直下に内部よりも硬度が高い領域を設けることにより、表層部の効果による高靭性化、及び高硬度領域による耐塑性変形性の向上効果が、より顕著になる。
なお、ここで基材表層領域の厚みを１０μm以上５０μm以下としたのは、５０μmを越えると切削中に表層部でやや塑性変形あるいは弾性変形が生じる傾向となるためで、１０μm未満では、靭性向上に対する効果が小さいためである。
【００２９】
表層領域は、従来から知られているような、窒素含有硬質相原料を用いる方法、または、焼結時の昇温過程で加窒雰囲気とし、結合相の液相出現後に脱窒、脱炭雰囲気とすることで製造できる。
【００３０】
【実施例】
（実施例１）  基材としてＷＣ-８％Ｃｏ-４％ＴｉＣ-２％ＴａＣ-１％ＮｂＣの組成でＣＮＭＧ１２０４０８の形状を有するＷＣ基超硬合金基体を準備した。この基体の表面に表１に示す４種の内層構造を用い、連続してその上に表２に示す外層を積層した。この際の内層終了後の酸化アルミニウム成膜までの間の処理条件は表３に示すＡ〜Ｇ（ＦとＧは比較）で行った。これらの組合せにより作製した試料を表４に示す。（表１〜表３の記号で記載）
【００３１】
【表１】
0003697894.tif 000004
【００３２】
【表２】
0003697894.tif 000005
【００３３】
【表３】
0003697894.tif 000006
【００３４】
【表４】
0003697894.tif 000007
【００３５】
表１に示した本発明の内層で用いたＴｉＣＮ層は被覆後破断し、破断面のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行ったところいずれも柱状組織となっていた。なお、表１には、内層のＴｉＣＮ層の（３１１）面と（４２２）面の配向性指数を併せて示した。ここで、内層のＴｉＣＮ層の配向性指数は、Ｘ線回折による回折ピークから求めた。この際、ＴｉＣＮの（３１１）面の回折ピークは基材のＷＣの（１１１）面ピークと重なり、（１１１）面のピーク強度は（ＷＣの最強ピークである（１０１）面の強度）ｘ0.25であることから、ＴｉＣＮの（３１１）位置の強度からこれを減じてＷＣ（１１１）面による強度分を差し引いた。
【００３６】
また、表３には、ＴＥＭにより１００００倍の倍率で界面付近の断面を観察し、内層成膜後の処理条件による界面相の存在割合及び厚みを観察した結果を併せて示した。なお、内層とそれに接する酸化アルミニウム層の界面付近の断面を、ＴＥＭを用いて５００００倍の倍率で観察また、各試料において、成膜後、試料表面側からＸ線回折により酸化アルミニウムの配向性の評価を行った。その結果、表中の本発明品では、１層目に存在する９０％以上の粒子は５００ｎｍ以下の粒径の粒状組織となっていること、この領域に存在するα型結晶の粒子にはポアを含まないこと、及び最終的に上層では全てα型結晶構造になっていること（表面からのＸ線回折評価ではκ型は検出されなかった）が確認できた。これに対し、比較品Ｆでは、初期のκ型とα型の混在領域が無く、最終的にκ型結晶構造となっていた。比較品Ｇでは混在領域は存在し、最終的にα型結晶構造となっていたが、第１層目の混在領域に存在するα型の粒子には、多くのポアが存在することが確認された。また、比較品Ｇでは、第１層目の結晶粒径は全体に粗粒で、ほとんどの粒子が粒径６００ｎｍ以上であった。
【００３７】
表４には、酸化アルミニウムの（０１２）面、（１０４）面及び（１１６）面の配向性指数も併せて示した。
各層の成膜に用いた被覆条件を以下に示す。
【００３８】
ＴｉＮ層：
温度：８６０℃、圧力：２５０torr、
反応ガス組成：容量％で、４８％H2−２％TiCl4−５０％N2
本発明品１〜３のＴｉＣＮ
ＴｉＣＮ層（前半120分）：
温度：９２０℃、５０torr、
反応ガス組成：容量％で、７８．５％H2−１．２％TiCl4−０．３%CH3CN−２０％N2
ＴｉＣＮ層（後半残り）
温度：９２０℃、５０torr、
反応ガス組成：容量％で、６８％H2−６％TiCl4−１%CH3CN−２５％N2
Ａｌ2Ｏ3層：
温度１０００℃、圧力：５０torr、
反応ガス組成：容量％で、９３％H2−５％AlCl3−２％CO2
ＴｉＣ層：１０５０℃、圧力５０torr、
反応ガス組成：容量％で、９６．５％H2−２%TiCl4−１．５%CH4
【００３９】
以上のサンプルを用い、次に示す切削条件１、２で性能評価を行った。
切削条件１
被削材：ＳＣＭ４１５  ４溝材
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
衝撃回数：800回
切削油：水溶性
【００４０】
切削条件２
被削材：ＦＣ２５
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：３０分
切削油：水溶性
評価結果を表５及び表６に示す。
【００４１】
【表５】
0003697894.tif 000008
【００４２】
【表６】
0003697894.tif 000009
【００４３】
この結果から、本発明品では、従来品に比較し、膜の耐摩耗性、耐剥離性、耐チッピング性と、耐クレーター性のいずれにおいても優れていることがわかる。なお、これらの切削評価後の試料を観察したところ、最表面にＴｉＮが被覆されている試料では、アルミナが露出している試料に比較して全体にすくい面上での被削材の溶着量が少なく抑えられていた。本評価の範囲では、最表面の膜質が直接摩耗量等に影響は見られなかったが、削り込んでいくとすくい面上の損傷に影響がでてくると思われる。
【００４４】
（実施例２）  実施例１で作製した試料３、４、及び６を用い、被覆後にＳｉＣを含有するナイロンブラシで、膜表面に処理を施した。表面処理時間を変えて処理レベルの異なる試料を作製した。処理時間１分、６分、１２分の処理を施したものをＨ1、Ｈ6、Ｈ12で示した。各試料の切り刃部のアルミナ膜厚／平坦部のアルミナ膜厚の比、切り刃部での膜表面粗度、及び切り刃稜線部における引っ張り残留応力を表７に示す。引っ張り残留応力は、Ｘ解折装置を用いて、sin2４ψ法により内層のＴｉＣＮ層の残留応力を測定した結果である。
これらの試料を用いて実施例１と同一の切削評価を行った結果を表８及び表９に示す。
【００４５】
【表７】
0003697894.tif 000010
【００４６】
【表８】
0003697894.tif 000011
【００４７】
【表９】
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【００４８】
この結果より、これらの表面処理を行う事により、膜強度が向上し、膜性能に起因する損傷が、より抑えられることが分かる。また、３及び６の表面処理を施した試料では、いずれも平坦部においては最表面のＴｉＮが残存し、切り刃部ではこれが除去されていた。この効果により、表面処理を施した試料では、耐摩耗性向上の効果が確認されたことが、表中の結果から分かるが、こればかりでなく、すくい面上の被削材の溶着量も平坦部にアルミナが露出している試料に比較して少なく保たれていることも確認できた。
【００４９】
（実施例３）  実施例１で用いた試料６（用いた母材をＸとする）を用い、母材のみをＹ：ＷＣ−８％Ｃｏ−２％ＺｒＣ−２％ＴｉＣ−２％ＴａＣ−１％ＮｂＣ、Ｚ：ＷＣ−８％Ｃｏ−７％ＺｒＮに変えた試料を作製した。
ここで、昇温中の1200〜1400℃の間をＰＮ2＝50torrの窒素雰囲気にし、1450℃、10ー2torrの真空で１時間焼結した試料Ｘ１、Ｙ１、Ｚ１も作製した。ここで、試料Ｙ、Ｙ１、Ｚ、及びＺ１においては、いずれもＺｒは硬質相成分を構成していることをＥＰＭＡの面分析で確認された。表１０に各試料の表面部で炭化タングステンをのぞく硬質相が消失した層の厚み（Ｐ）、基材表層部の硬さと内部硬度の差（Ｑ）及び表層部直下の高硬度部と内部の硬度の差（Ｒ）を示した。ここで、硬度はマイクロビッカース硬度計を用いて、500ｇ荷重で測定した値を用いた。
【００５０】
【表１０】
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【００５１】
これらの試料を用いて、以下に示す切削条件３による耐欠損性の評価、及び切削条件４による耐塑性変形評価を実施した。その結果を表１１に示す。
【００５２】
切削条件３
被削材：ＳＣＭ４３５  ４溝材
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５〜０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
時間：ＭＡＸ  30ｓｅｃ
コーナー数：24コーナー
切削油：なし
【００５３】
切削条件４
被削材：ＳＫ５
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：３分
切削油：なし
【００５４】
【表１１】
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【００５５】
ここで、切削条件３では、２４コーナーの平均で欠損率を求めた。
なお、ここれは示していないが、各試料について、実施例２で示したＨ１２の表面処理を行った試料についても評価をしてみたところ、耐塑性変形性はほとんど変わらず、いずれの試料も欠損率が１／２以下に向上することも併せて確認した。また、基材の組成をＹやＺに変更しても、実施例１で示した切削条件１、２の結果は全く変わらない（これらの評価は膜質のみに依存していた）ことも併せて確認した。
【００５６】
【発明の効果】
本発明の被覆超硬合金切削工具を用いて加工を行った場合、特に鋼の高速切削加工や高速での鋳鉄加工のように高温での被覆層の耐摩耗性及び耐クレーター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工等で被覆層の耐摩耗性が向上し、被覆層損傷、剥離発生を防止することにより工具寿命が大幅に向上する効果を有する。