(57)【要約】【課題】被覆層の耐摩耗性、耐酸化性および耐熱性を向上させ、寿命の長い被覆工具の提供を目的とする。【解決手段】基材と被覆層からなり、被覆層はＡ層とＢ層とが交互に２層以上積層された交互積層を含み、Ａ層は、（ＭａＡｌｂＬ１ｃ）Ｎ［ＭはＴｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素を表し、Ｌ１はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ａ、ｂ、ｃは、０．５＜ａ＜０．８、０．２＜ｂ＜０．５、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなり、Ｂ層は、（ＡｌｘＬ２ｙ）Ｎ［Ｌ２はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜０．８、０．２＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなり、Ａ層の厚みが１〜１０ｎｍで、Ｂ層の厚みが１〜１０ｎｍであり、被覆層全体の結晶構造が立方晶である被覆工具。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
基材と、前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆工具であって、
前記被覆層は、Ａ層とＢ層とが交互に２層以上積層された交互積層を含み、
前記Ａ層は、（ＭａＡｌｂＬ１ｃ）Ｎ［但し、ＭはＴｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素を表し、Ｌ１はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ａはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＭ元素の原子比を表し、ｂはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｃはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＬ１元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０．５＜ａ＜０．８、０．２＜ｂ＜０．５、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなり、
前記Ｂ層は、（ＡｌｘＬ２ｙ）Ｎ［但し、Ｌ２はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ｘはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＬ２元素の原子比を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜０．８、０．２＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなり、
前記Ａ層の厚みが１〜１０ｎｍで、前記Ｂ層の厚みが１〜１０ｎｍであり、
前記被覆層全体の結晶構造が立方晶である被覆工具。
【請求項２】
前記Ａ層と前記Ｂ層との間に、Ａ層とＢ層が混在した混在領域が含まれる請求項１に記載の被覆工具。
【請求項３】
前記被覆層全体の層厚は、１．５〜１０μｍである請求項１または２に記載の被覆工具。
【請求項４】
前記被覆層の前記Ａ層の厚みの合計は０．７５〜５μｍであり、前記Ｂ層の厚みの合計は０．７５〜５μｍである請求項１〜３のいずれか１項に記載の被覆工具。
【請求項５】
前記Ａ層の前記ＭはＴｉである請求項１〜４のいずれか１項に記載の被覆工具。
【請求項６】
前記Ａ層の前記Ｌ１はＣｒであり、前記Ｂ層の前記Ｌ２はＳｉである請求項１〜５のいずれか１項に記載の被覆工具。
【請求項７】
前記Ａ層の前記Ｌ１はＳｉであり、前記Ｂ層の前記Ｌ２はＣｒである請求項１〜５のいずれか1項に記載の被覆工具。
【請求項８】
前記被覆層の硬さが、２５〜４０ＧＰａである請求項１〜７のいずれか１項に記載の被覆工具。
【請求項９】
前記Ａ層は、（ＡｌａＴｉｂＣｒｃ）Ｎ［但し、ａはＡｌ元素とＴｉ元素とＣｒ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｂはＡｌ元素とＴｉ元素とＣｒ元素の合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、ｃはＡｌ元素とＴｉ元素とＣｒ元素の合計に対するＣｒ元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０＜ａ＜０．５、０．５＜ｂ＜１、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなり、
前記Ｂ層は、（ＡｌｘＳｉｙ）Ｎ［但し、ｘはＡｌ元素とＳｉ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＳｉ元素の合計に対するＳｉ元素の原子比を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜１、０＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなる請求項１〜６または８のいずれか１項に記載の被覆工具。
【請求項１０】
前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化ホウ素焼結体、ダイヤモンド焼結体および高速度鋼からなる群から選択された少なくとも１種からなる請求項１〜９のいずれか１項に記載の被覆工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は被覆工具に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点からクーラントを使用しない乾式切削加工が求められていること、および切削加工の加工能率の向上させるために切削速度が高速になってきていることなどの事情があり、従来よりも切削工具の刃先の温度はますます高温になる傾向がある。その結果、被覆工具の寿命が短くなることから、工具材料に要求される特性は一段と厳しくなっている。
【０００３】
そこで、例えば、特許文献１においては、表面被覆切削工具における刃先のチッピングによる基材の露出を抑制する目的で、基材の表面上に、ＡｌとＣｒとを含む窒化物からなるＡ層（但し、Ｃｒの原子数の比が０＜Ｃｒ≦０．４である）と、ＴｉとＡｌとＳｉとを含む窒化物からなるＢ層（但し、Ａｌの原子数の比が０＜Ａｌ≦０．７であり、Ｓｉの原子数の比が０＜Ｓｉ≦０．２である）とを交互にそれぞれ１層以上積層した交互積層を含む被覆層を形成した表面被覆切削工具が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】国際公開第２００６／０７０７３０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
乾式切削加工を高能率で行うといった過酷な切削条件においては、被覆層の耐チッピング性を向上するたけでは不十分であって、切削工具の刃先が高温になっても、被覆層の耐摩耗性が低下しないこと、被覆層の耐酸化性が優れることが被覆工具の寿命を長くするために非常に重要であると考えられる。
【０００６】
本発明は、これらの問題を解決するためになされたものであり、切削工程における被覆工具の刃先温度が高温になっても、被覆層の耐摩耗性、耐酸化性および耐熱性を向上させることで工具寿命の長い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】
【０００７】
本発明者は被覆工具の工具寿命の延長について研究を重ねたところ、被覆層の構成および組成を工夫することによって、高い耐摩耗性を低下させずに、耐酸化性および耐熱性を向上させることができ、さらに刃先温度が高温になっても、それらの特性を維持する熱安定性を向上させることができ、その結果、工具寿命を延長することができるという知見が得られた。
【０００８】
本発明の要旨は、下記の通りである。
（１）基材と、前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆工具であって、
前記被覆層は、Ａ層とＢ層とが交互に２層以上積層された交互積層を含み、
前記Ａ層は、（ＭａＡｌｂＬ１ｃ）Ｎ［但し、ＭはＴｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素を表し、Ｌ１はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ａはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＭ元素の原子比を表し、ｂはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｃはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＬ１元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０．５＜ａ＜０．８、０．２＜ｂ＜０．５、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなり、
前記Ｂ層は、（ＡｌｘＬ２ｙ）Ｎ［但し、Ｌ２はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ｘはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＬ２元素の原子比を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜０．８、０．２＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなり、
前記Ａ層の厚みが１〜１０ｎｍで、前記Ｂ層の厚みが１〜１０ｎｍであり、
前記被覆層全体の結晶構造が立方晶である被覆工具。
（２）前記Ａ層と前記Ｂ層との間に、Ａ層とＢ層が混在した混在領域が含まれる（１）の被覆工具。
（３）前記被覆層全体の層厚は、１．５〜１０μｍである（１）または（２）の被覆工具。
（４）前記被覆層の前記Ａ層の厚みの合計は０．７５〜５μｍであり、前記Ｂ層の厚みの合計は０．７５〜５μｍである（１）〜（３）のいずれかの被覆工具。
（５）前記Ａ層の前記ＭはＴｉである（１）〜（４）のいずれかの被覆工具。
（６）前記Ａ層の前記Ｌ１はＣｒであり、前記Ｂ層の前記Ｌ２はＳｉである（１）〜（５）のいずれかの被覆工具。
（７）前記Ａ層の前記Ｌ１はＳｉであり、前記Ｂ層の前記Ｌ２はＣｒである（１）〜（５）のいずれかの被覆工具。
（８）前記被覆層の硬さが、２５〜４０ＧＰａである（１）〜（７）のいずれかの被覆工具。
（９）前記Ａ層は、（ＡｌａＴｉｂＣｒｃ）Ｎ［但し、ａはＡｌ元素とＴｉ元素とＣｒ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｂはＡｌ元素とＴｉ元素とＣｒ元素の合計に対するＴｉ元素の原子比を表し、ｃはＡｌ元素とＴｉ元素とＣｒ元素の合計に対するＣｒ元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０＜ａ＜０．５、０．５＜ｂ＜１、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなり、
前記Ｂ層は、（ＡｌｘＳｉｙ）Ｎ［但し、ｘはＡｌ元素とＳｉ元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＳｉ元素の合計に対するＳｉ元素の原子比を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜１、０＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなる（１）〜（６）、（８）のいずれかの被覆工具。
（１０）前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化ホウ素焼結体、ダイヤモンド焼結体および高速度鋼からなる群から選択された少なくとも１種からなる（１）〜（９）のいずれかの被覆工具。
【０００９】
＜被覆工具＞
本発明の被覆工具は、基材とその表面に形成された被覆層とからなる。被覆工具の種類として具体的には、切削インサート、ドリル、エンドミルなどを挙げることができる。
【００１０】
＜基材＞
本発明の基材は、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化ホウ素焼結体、ダイヤモンド焼結体および高速度鋼からなる群から選択された少なくとも１種からなる。その中でも、基材が超硬合金であると、耐摩耗性および耐欠損性に優れるので、さらに好ましい。
【００１１】
＜被覆層＞
本発明の被覆工具は、基材と、前記基材の表面に形成された被覆層とを含み、被覆層は、Ａ層とＢ層とが交互に２層以上積層された交互積層を含み、Ａ層は、（ＭａＡｌｂＬ１ｃ）Ｎ［但し、ＭはＴｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素を表し、Ｌ１はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ａはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＭ元素の原子比を表し、ｂはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｃはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＬ１元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０．５＜ａ＜０．８、０．２＜ｂ＜０．５、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなり、Ｂ層は、（ＡｌｘＬ２ｙ）Ｎ［但し、Ｌ２はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ｘはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＬ２元素の原子比を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜０．８、０．２＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなり、
前記Ａ層の厚みが１〜１０ｎｍで、前記Ｂ層の厚みが１〜１０ｎｍであり、被覆層全体の結晶構造が立方晶であることを特徴としている。
【００１２】
本発明の被覆層は刃先温度が高温になっても、耐摩耗性および耐酸化性に優れるＡ層と耐酸化性および耐熱性に優れるＢ層とが交互に２層以上積層された交互積層を含む。本発明の被覆層は、Ａ層およびＢ層よりも表面側に上部層を含んでもよい。本発明の被覆層は、Ａ層およびＢ層よりも基材側に下部層を含んでもよい。Ａ層とＢ層の位置関係については、基材側がＡ層であり表面側がＢ層であっても、基材側がＢ層であり表面側がＡ層であっても、いずれでもよい。被覆層の耐熱性が向上すると、切削時に刃先の温度が高温になっても、被覆層の耐摩耗性および耐酸化性を維持することができる。
【００１３】
本発明の被覆層全体の層厚が１．５μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、１０μｍを超えて厚くなると耐剥離性が低下するため、１．５〜１０μｍであると好ましい。その中でも、３〜６μｍであるとさらに好ましい。
【００１４】
＜Ａ層＞
本発明の被覆工具のＡ層は、（ＭａＡｌｂＬ１ｃ）Ｎ［但し、ＭはＴｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素を表し、Ｌ１はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ａはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＬ１元素の原子比を表し、ｂはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｃはＭ元素とＡｌ元素とＬ１元素の合計に対するＬ１元素の原子比を表し、ａ、ｂ、ｃは、０．５＜ａ＜０．８、０．２＜ｂ＜０．５、０＜ｃ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｃ＝１を満足する。］からなることを特徴とする。
【００１５】
本発明のＡ層に含まれるＭは、Ｔｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素であることを特徴とする。Ａ層はＴｉ、ＺｒまたはＨｆのいずれか１種の元素を主成分とすると高温における硬さに優れるので、刃先が高温になっても、高い耐摩耗性を有する。その中でも、ＭはＴｉ元素であるとさらに好ましい。Ｍの原子比ａは、０．５以下であるとＡ層の耐摩耗性が低下し、０．８以上であると相対的にＡｌ量が減少して、Ａ層の耐酸化性が低下するので、０．５＜ａ＜０．８とした。Ａ層にＡｌ元素を添加することでＡ層の耐酸化性が向上する。Ｍの原子比ｂが０．２以下であるとＡ層の耐酸化性が低下し、原子比ｂが０．５以上であるとＡ層の耐摩耗性が低下するので、０．２＜ｂ＜０．５とした。Ｌ１は、ＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素である。Ａ層がＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を含有すると、Ａ層の組織が微細化し、ＭおよびＡｌ元素を含有することによる耐摩耗性および耐酸化性がさらに向上する。また、Ｌ１を含有すると耐熱性が向上する。Ｌ１の原子比ｃは、０であると組織が微細化せず耐摩耗性および耐酸化性が向上しないため、Ａ層の耐摩耗性、耐酸化性および耐熱性が低下し、０．２を超えて大きくなるとＡ層が脆くなり、耐摩耗性が低下するので、０＜ｃ≦０．２とした。
【００１６】
＜Ｂ層＞
本発明の被覆工具のＢ層は、（ＡｌｘＬ２ｙ）Ｎ［但し、Ｌ２はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、ｘはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、ｙはＡｌ元素とＬ２元素の合計に対するＬ２元素の原子比を表し、ｘ、ｙは、０．５≦ｘ＜０．８、０．２＜ｙ≦０．５、ｘ＋ｙ＝１を満足する。］からなることを特徴とする。
【００１７】
本発明のＢ層はＡｌ元素を主成分とすることで耐酸化性が向上する。Ａｌ元素の原子比ｘは、０．５未満であるとＢ層の耐酸化性が低下し、０．８以上であると相対的にＬ２が減少して、Ｂ層の耐酸化性および耐熱性が低下するので、０．５≦ｘ＜０．８とした。Ｌ２は、ＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素である。Ｌ２のＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を含有すると、Ｂ層の組織が微細化し、Ａｌを含有することによる耐酸化性がさらに向上する。また、Ｂ層はＬ２を含有すると耐熱性も向上する。Ｌ２の原子比ｙが、０．２以下であると組織が微細化せずＢ層の耐酸化性および耐熱性が低下し、原子比ｙが０．５を超えて多くなるとＢ層の耐酸化性が低下するので、０．２＜ｙ≦０．５とした。
【００１８】
本発明の被覆層のＡ層とＢ層との間に、Ａ層とＢ層が混在した混在領域が含まれると被覆層の組織がさらに緻密化して、耐摩耗性および耐酸化性が向上するので好ましい。Ａ層とＢ層が混在した混在領域とは、被覆層の断面組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した場合に、Ａ層とＢ層との間にみられる、Ａ層の格子縞とＢ層の格子縞とが重なり合っている領域のことを指す。
【００１９】
本発明のＡ層に含まれるＬ１はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表し、本発明のＢ層に含まれるＬ２はＣｒまたはＳｉのいずれか１種の元素を表す。ＳｉおよびＣｒは被覆層の組織を微細化する作用および被覆層の耐熱性を向上させる作用がある。その中でも、Ｓｉは被覆層の組織を微細化する作用が強く、Ｃｒは被覆層の耐熱性を向上させる作用が強い。そのため、Ａ層に含まれるＬ１がＣｒで、Ｂ層に含まれるＬ２がＳｉであるか、Ａ層に含まれるＬ１がＳｉで、Ｂ層に含まれるＬ２がＣｒであると、組織が微細化し、耐熱性が向上して、耐摩耗性が向上するので、さらに好ましい。その中でも、Ａ層に含まれるＬ１がＣｒであり、Ｂ層に含まれるＬ２がＳｉであると、被覆層の耐摩耗性と耐熱性のバランスが優れるため、さらに好ましい。
【００２０】
本発明の被覆層の結晶構造が立方晶であるので、被覆層の硬さが高く、耐摩耗性に優れる。
【００２１】
本発明の被覆層の硬さは、２５ＧＰａ未満であると耐摩耗性が低下する傾向を示し、４０ＧＰａを超えて高い硬さにすることは技術的に困難なため、２５〜４０ＧＰａであると好ましい。その中でも、３０〜４０ＧＰａであるとさらに好ましい。
【００２２】
本発明のＡ層の厚みが、１ｎｍ未満になると均一な厚みの被覆層を形成することが困難となり、１０ｎｍを超えて厚くなると被覆層の硬さが低下するため、１〜１０ｎｍであることを特徴とする。本発明のＢ層の厚みが、１ｎｍ未満になると均一な厚みの被覆層を形成することが困難となり、１０ｎｍを超えて厚くなると被覆層の硬さが低下するため、１〜１０ｎｍであることを特徴とする。本発明のＡ層の厚みが１〜１０ｎｍであり、本発明のＢ層の厚みが１〜１０ｎｍであると、被覆層の熱安定性が向上する。ここで、被覆層の熱安定性とは、切削時に刃先の温度が高温になっても、被覆層の結晶構造は立方晶を維持し、被覆層の微細化した組織を維持する性質のことである。
【００２３】
本発明の被覆層において、Ａ層の厚みの合計は０．７５μｍ未満であると耐摩耗性および耐酸化性が低下し、５μｍを超えて厚くなると耐酸化性および耐熱性が低下するため、０．７５〜５μｍでると好ましい。その中でも、１．５〜３μｍであるとさらに好ましい。Ｂ層の厚みの合計は０．７５μｍ未満であると耐酸化性および耐熱性が低下し、５μｍを超えて厚くなると耐摩耗性および耐酸化性が低下するため、０．７５〜５μｍであると好ましい。その中でも、１．５〜３μｍであるとさらに好ましい。
【００２４】
なお、Ａ層の厚みの合計とは、交互積層を構成するＡ層の厚みの合計を意味する。また、Ｂ層の厚みの合計とは、交互積層を構成するＢ層の厚みの合計を意味する。
【００２５】
本発明の被覆層の製造方法は特に限定されるものではないが、例えば、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、スパッタ法、イオンミキシング法などの物理蒸着法を挙げることができる。その中でもアークイオンプレーティング法は被覆層と基材との密着性に優れるので、さらに好ましい。
【００２６】
本発明の被覆工具は、基材の表面に従来の被覆方法で被覆層を形成することで得られるが、例えば、以下の製造方法を挙げることができる。工具形状に加工した基材を物理蒸着装置の反応容器内に入れ、反応容器内を圧力１×１０−２Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引きした後、反応容器内のヒーターで基材の温度が２００〜８００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して圧力を０．５〜５．０Ｐａとする。圧力０．５〜５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−２００〜−１０００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに５〜２０Ａの電流を流して、基材の表面をＡｒガスによるイオンボンバードメント処理をする。基材の表面をイオンボンバードメント処理した後、圧力１×１０−２Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。次いで、窒素ガスなどの反応ガスを反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５〜５．０Ｐａにして、基材に−１０〜−１５０Ｖのバイアス電圧を印加し、被覆層の金属成分に応じた金属蒸発源をアーク放電により蒸発させて基材の表面に被覆層を形成することができる。なお、離れた位置に置かれた２種類以上の金属蒸発源を同時にアーク放電により蒸発させ、基材を固定した回転テーブルを回転して交互積層を形成する場合は、反応容器内の基材を固定した回転テーブルの回転数を調整することによって、交互積層のＡ層およびＢ層の厚みを制御するとよく、２種類以上の金属蒸発源を交互にアーク放電により蒸発させて交互積層を形成する場合は、それぞれの金属蒸発源のアーク放電時間を調整することによって交互積層のＡ層およびＢ層の厚みを制御するとよい。
【００２７】
被覆層中の各層の厚みは、被覆工具の断面組織から光学顕微鏡、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、被覆工具の被覆層の層厚は、金属蒸発源に対向する面の刃先から被覆工具の中心部に向かって５０μｍの位置で、被覆層の層厚を３箇所以上測定し、その平均値を求めるとよい。各層の組成は、本発明の被覆工具の断面組織からエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）や波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）などを用いて測定することができる。
【００２８】
被覆層全体の結晶構造は、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）またはＴＥＭの回析パターンにより同定することができる。
【００２９】
被覆層の硬さは、ナノインデンターを用いて測定することができる。
【発明の効果】
【００３０】
本発明の被覆工具は、被覆層の構成および組成を工夫することによって、高い耐摩耗性を低下させずに、耐酸化性および耐熱性を向上させることができ、さらに刃先温度が高温になっても、それらの特性を維持する熱安定性を向上させることができ、その結果、工具寿命を延長することができるという効果を奏する。
【実施例１】
【００３１】
基材として、ＩＳＯ規格ＳＰＧＮ１２０３インサート形状のＰ３０相当の超硬合金とＩＳＯ規格ＳＮＭＮ１２０４インサート形状のＰ３０相当の超硬合金を用意する。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に表１に示す被覆層の目的の組成となる金属成分の金属蒸発源を配置する。用意した基材を反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定する。その後、反応容器内の圧力が５．０×１０−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引き後、反応容器内のヒーターで基材の温度が５００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内の圧力が５．０ＰａになるようにＡｒガスを導入する。圧力５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、反応容器内のフィラメントに１０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間行う。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内の圧力が５．０×１０−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。次に、窒素ガスを反応容器内に導入し、圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気にする。基材には−５０Ｖのバイアス電圧を印加してアーク電流２００Ａのアーク放電により金属蒸発源を蒸発させて被覆層を形成する。なお、Ａ層とＢ層を形成するときは、Ａ層の金属蒸発源とＢ層の金属蒸発源とを同時にアーク放電により蒸発させてＡ層とＢ層を形成する。このときＡ層とＢ層の厚みは回転テーブルの回転数を１〜４ｍｉｎ−１の範囲で調整することで制御する。基材の表面に所定の層厚まで被覆層を形成した後に、ヒーターの電源を切り、試料温度が１００℃以下になった後で、反応容器内から試料を取り出す。
【００３２】
得られた試料の層厚は、被覆工具の金属蒸発源に対向する面の刃先から中心部に向かって５０μｍの位置の断面組織をＴＥＭで３箇所測定し、各層の１層の厚みおよび被覆層全体の層厚の平均値をそれぞれ求める。得られた試料の各層の組成は被覆工具の金属蒸発源に対向する面の刃先から中心部に向かって５０μｍの位置の断面でＥＤＳを用いて測定する。それらの結果は、表１に示す。なお、表１の各層の金属成分の組成比は、金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。被覆層全体の結晶構造は、ＸＲＤおよびＴＥＭの回折パターンにより同定した。被覆層の硬さは、ＭＴＳ社製ナノインデンターを用いて測定した。得られた試料を用いて、耐酸化性および耐摩耗性を評価する。
【００３３】
【表１】
2014136265.tif 000002
【００３４】
表１におけるＡ層の厚みとは、交互積層を構成するＡ層の１層当たりの厚みのことを意味する。同様にＢ層の厚みとは、交互積層を構成するＢ層の１層当たりの厚みのことを意味する。また、表１における、積層数とは、Ａ層およびＢ層が１層ずつ交互に積層されている交互積層中におけるＡ層およびＢ層のそれぞれの層数のことを意味する。
【００３５】
表１における混在領域の有無については、被覆工具の金属蒸発源に対向する面の刃先から中心部に向かって５０μｍの位置の断面組織をＴＥＭで３箇所観察し、Ａ層とＢ層との間にＡ層の格子縞とＢ層の格子縞が重なり合った領域を確認できた場合は混在領域が有りとした。
【００３６】
[酸化試験]
ＩＳＯ規格ＳＮＭＮ１２０４インサート形状 の超硬合金基材の被覆工具を用いて、酸化試験を行い、被覆層の耐酸化性を評価した。酸化試験では、被覆工具を大気中で１１００℃に所定時間保持した後、冷却し、被覆工具の断面組織をＳＥＭで観察して被覆層の表面にできた酸化層の厚さを測定した。酸化層の厚さが厚い程、被覆層の表面から内部へ酸素が拡散していることを示し、耐酸化性に劣ることを意味する。大気中で１１００℃に１時間保持した場合と５時間保持した場合の各被覆層の酸化層の厚さを表２に示す。
【００３７】
【表２】
2014136265.tif 000003
【００３８】
表２より、比較品は発明品よりも被覆層の酸化層の厚さが厚く、比較品は発明品よりも被覆層の表面から内部へ酸素が拡散していることが確認された。以上の結果から、発明品は比較品よりも耐酸化性に優れていることが確認された。
【００３９】
［切削試験］
発明品１〜１８、比較品１〜１２のＩＳＯ規格ＳＰＧＮ１２０３インサート形状の被覆工具を用いて、被削材：ＳＣＭ４４０、切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ、切り込み：２．０ｍｍ、送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖの条件で乾式旋削加工試験を行った。切削性能を評価するため、切削時間４０ｍｉｎ時点の平均逃げ面摩耗幅を測定した。これらの結果を表３に示す。
【００４０】
【表３】
2014136265.tif 000004
【００４１】
表２に示されるように、発明品１〜１８は、切削時間４０ｍｉｎまでの切削加工でも平均逃げ面摩耗幅が０．０９５ｍｍ以下であり、優れた耐摩耗性を有する。一方、比較品１〜１２は切削時間４０ｍｉｎ時点の平均逃げ面摩耗幅が０．１４６ｍｍ以上となっている。平均逃げ面摩耗幅が小さい試料は、さらに加工することができる。すなわち、平均逃げ面摩耗幅が小さい試料ほど長い工具寿命が得られる。また、Ａ層にＬ１が含まれていない比較品６とＢ層にＬ２が含まれていない比較品１１を加工試験後にＸＲＤを用いて被覆層の結晶構造を解析したところ、立方晶と六方晶とからなることが確認された。このことから、Ｌ１またはＬ２を含まない被覆層は耐熱性に劣ることが分かった。
【実施例２】
【００４２】
基材としてＩＳＯ規格ＳＰＧＮ１２０３インサート形状のＰ３０相当の超硬合金を用意する。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に表４に示す各被覆層の目的の組成となる金属成分の金属蒸発源を配置する。用意した基材を反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定する。その後、反応容器内の圧力が５．０×１０−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引き後、反応容器内のヒーターで基材の温度が５００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内の圧力が５．０ＰａになるようにＡｒガスを導入する。圧力５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、反応容器内のフィラメントに１０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間行う。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内の圧力が５．０×１０−３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。次に、窒素ガスを反応容器内に導入し、圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気にする。基材には−５０Ｖのバイアス電圧を印加してアーク電流２００Ａのアーク放電により金属蒸発源を蒸発させて被覆層を形成する。Ａ層とＢ層を形成するときは、Ａ層の金属蒸発源とＢ層の金属蒸発源を交互にアーク放電により蒸発させてＡ層とＢ層を形成する。このときＡ層の厚みとＢ層の厚みは回転テーブルの回転数を１〜４ｍｉｎ−１の範囲で調整することで制御する。基材の表面に所定の層厚まで被覆層を形成した後に、ヒーターの電源を切り、試料温度が１００℃以下になった後で、反応容器内から試料を取り出す。
【００４３】
得られた試料の層厚は、被覆工具の金属蒸発源に対向する面の刃先から中心部に向かって５０μｍの位置の断面組織をＴＥＭで３箇所測定し、厚みおよび被覆層全体の層厚の平均値をそれぞれ求める。得られた試料の各層の組成は被覆工具の金属蒸発源に対向する面の刃先から中心部に向かって５０μｍの位置の断面でＥＤＳを用いて測定する。それらの結果は、表４に示す。なお、表４の各層の金属成分の組成比は、金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。被覆層全体の結晶構造は、ＸＲＤおよびＴＥＭの回折パターンにより同定した。被覆層の硬さは、ＭＴＳ社製ナノインデンターを用いて測定した。得られた試料を用いて、耐酸化性および耐摩耗性を評価する。
【００４４】
【表４】
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【００４５】
表４におけるＡ層の厚みとは、交互積層を構成するＡ層の１層当たりの厚みのことを意味する。同様にＢ層の厚みとは、交互積層を構成するＢ層の１層当たりの厚みのことを意味する。また、表１における、積層数とは、Ａ層およびＢ層が１層ずつ交互に積層されている交互積層中におけるＡ層およびＢ層のそれぞれの層数のことを意味する。
【００４６】
表４における混在領域の有無については、被覆工具の金属蒸発源に対向する面の刃先から中心部に向かって５０μｍの位置の断面組織をＴＥＭで３箇所観察し、Ａ層とＢ層との間にＡ層の格子縞とＢ層の格子縞が重なり合った領域を確認できた場合は混在領域が有りとした。
【００４７】
［切削試験］
発明品１９〜２３のＩＳＯ規格ＳＰＧＮ１２０３インサート形状の被覆工具を用いて、実施例１の切削試験と同一条件で乾式旋削加工試験を行った。切削性能を評価するため、切削時間４０ｍｉｎ時点の平均逃げ面摩耗幅を測定した。これらの結果を表５に示す。
【００４８】
【表５】
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【００４９】
表５に示されるように、発明品１９〜２３は、切削時間４０ｍｉｎまでの切削加工でも平均逃げ面摩耗幅が０．０８８ｍｍ以下であり、同一の切削試験条件で加工した比較品よりも優れた耐摩耗性を有している。平均逃げ面摩耗幅が小さい試料は、さらに加工することができる。すなわち、平均逃げ面摩耗幅が小さい試料ほど長い工具寿命が得られる。発明品の被覆層はＡ層およびＢ層よりも表面側および基材側に上部層または下部層を含んでも表３に示した比較品よりも著しく長い工具寿命が得られる。