(57)【要約】  【課題】  優れた耐欠損性を有するとともに優れた耐摩耗性にも有する長寿命の切削工具等の表面被覆切削工具を提供する。  【解決手段】  硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体２の表面に、少なくともＴｉＣＮ層３と、中間層４と、Ａｌ２Ｏ３層５とを順次積層した部分を有する硬質被覆層６を具備し、すくい面８と逃げ面９との交差稜部が切刃部１０をなして、中間層４のＡｌ２Ｏ３層５との界面にＡｌ２Ｏ３層５内部に向かって伸びる長軸と硬質被覆層６の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子１２が形成されるとともに、すくい面８および逃げ面９における針状粒子１２の存在比率が切刃部１０における針状粒子１２の存在比率がよりも多く、かつ切刃部１０におけるＡｌ２Ｏ３層５の層厚みがすくい面８および逃げ面９におけるＡｌ２Ｏ３層５の層厚みよりも薄い表面被覆切削工具１である。  【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体の表面に、少なくともＴｉＣＮ層と、中間層と、Ａｌ２Ｏ３層とを順次積層した部分を有する硬質被覆層を具備し、すくい面と逃げ面との交差稜部が切刃部をなす表面被覆切削工具であって、前記中間層の前記Ａｌ２Ｏ３層との界面から前記Ａｌ２Ｏ３層内部に向かって伸びる長軸と前記硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子が形成されるとともに、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記切刃部における前記針状粒子の存在比率よりも多く、かつ前記切刃部における前記Ａｌ２Ｏ３層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記Ａｌ２Ｏ３層の層厚みよりも薄い表面被覆切削工具。
【請求項２】
前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Ａｌ２Ｏ３層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線１０μｍ長さに対して３〜１５本の割合で存在し、前記切刃部における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Ａｌ２Ｏ３層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線１０μｍ長さに対して０〜２本の割合で存在する請求項１記載の表面被覆切削工具。
【請求項３】
前記切刃部における前記針状粒子の平均長軸長さが０．１〜０．６μｍであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均長軸長さが０．８〜２．５μｍである請求項１または２記載の表面被覆切削工具。
【請求項４】
前記切刃部における前記針状粒子の平均短軸長さが０．０５〜０．２μｍであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均短軸長さが０．３〜１．０μｍである請求項１乃至３のいずれか記載の表面被覆切削工具。
【請求項５】
前記ＴｉＣＮ層が、層厚方向に縦長な形状のＴｉＣＮ粒子が並んだ状態からなる筋状ＴｉＣＮ層と、略等方形状のＴｉＣＮ粒子が集まった状態からなる粒状ＴｉＣＮ層とからなり、前記切刃部における前記粒状ＴｉＣＮ層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記粒状ＴｉＣＮ層の層厚みよりも厚い請求項１乃至４のいずれか記載の表面被覆切削工具。
【請求項６】
前記中間層内部に前記鉄族金属元素を含有し、前記すくい面および前記逃げ面における前記鉄族金属元素の含有量が前記切刃部における前記鉄族金属元素の含有量よりも多い請求項１乃至５のいずれか記載の表面被覆切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、硬質被覆層を表面に被着形成した表面被覆切削工具に関する。
【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等の硬質合金からなる基体の表面に、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）層等の硬質被覆層を複数層被着形成した表面被覆切削工具が多用されている。
【０００３】
かかる表面被覆切削工具においては、最近の切削加工の高能率化に従って金属の重断続切削等の大きな衝撃が切刃部にかかるような過酷な切削条件で使われるようになっており、従来の工具では硬質被覆層が突発的に発生する大きな衝撃に耐えきれず、チッピングや硬質被覆層の剥離にて基体が露出してしまい、これが引き金となって切刃部に大きな欠損や異常摩耗が発生して工具寿命の長寿命化ができないという問題があった。
【０００４】
そこで、特許文献１、２には、ＴｉＣＮ層−結合層−Ａｌ２Ｏ３層を積層した構造において、工具表面で結合層がＡｌ２Ｏ３層側界面で針状または棒状の突起を持つ組織からなることによってＡｌ２Ｏ３層の剥離を抑制できることが記載されている。
【特許文献１】特開平９−１７４３０４号公報
【特許文献２】特開平１０−２７３７７８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、切削中、切刃部に要求される硬質被覆層の性能と切刃部以外のすくい面や逃げ面に要求される性能とは異なるために上記特許文献１、２に記載されているような工具表で全体的に結合層のＡｌ２Ｏ３層側界面が針状等の突起を持つ硬質被覆層の構成によっても、硬質被覆膜の最適化は十分とは言えず、更なる耐欠損性および耐摩耗性の向上が求められていた。
【０００６】
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、工具のすくい面と逃げ面、および切刃部の各部における硬質被覆層の最適化を図り、優れた耐欠損性を有するとともに優れた耐摩耗性をも有する長寿命の表面被覆切削工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体の表面に、少なくともＴｉＣＮ層と、中間層と、Ａｌ２Ｏ３層とを順次積層した部分を有する硬質被覆層を具備し、すくい面と逃げ面との交差稜部が切刃部をなす表面被覆切削工具において、前記中間層の前記Ａｌ２Ｏ３層との界面から前記Ａｌ２Ｏ３層内部に向かって伸びる長軸と前記硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子が形成されるとともに、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記切刃部における前記針状粒子の存在比率よりも多く、かつ前記切刃部における前記Ａｌ２Ｏ３層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記Ａｌ２Ｏ３層の層厚みよりも薄いことを第１の特徴とするものである。
【０００８】
これによって、被削材が最も強烈に衝突しチッピングや欠損を引き起こしやすい切刃部においては硬質被覆層の耐欠損性が高く、かつ切刃に比べて耐摩耗性が要求されるすくい面および逃げ面においては、硬質被覆層の剥離等も防止できるとともに高い耐摩耗性を得ることができる。
【０００９】
ここで、本発明の第２の特徴は、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Ａｌ２Ｏ３層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線１０μｍ長さに対して３〜１５本の割合で存在し、前記切刃部における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Ａｌ２Ｏ３層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線１０μｍ長さに対して０〜２本の割合で存在することである。これによって、切刃部における膜厚の薄いＡｌ２Ｏ３膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面と逃げ面における膜厚の厚いＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制することができる。
【００１０】
また、本発明の第３の特徴は、前記切刃部における前記針状粒子の平均長軸長さが０．１〜０．６μｍであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均長軸長さが０．８〜２．５μｍであることである。これによって、切刃部における膜厚の薄いＡｌ２Ｏ３膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面と逃げ面における膜厚の厚いＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制できることができる。
【００１１】
さらに、本発明の第４の特徴は、前記切刃部における前記針状粒子の平均短軸幅が０．０５〜０．２μｍであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均短軸幅が０．３〜１．０μｍである。これによって、切刃部における膜厚の薄いＡｌ２Ｏ３膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面と逃げ面における膜厚の厚いＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制できることができる。
【００１２】
なお、本発明の第５の特徴は、前記ＴｉＣＮ層が、層厚方向に縦長な形状のＴｉＣＮ粒子が並んだ状態からなる筋状ＴｉＣＮ層と、略等方形状のＴｉＣＮ粒子が集まった状態からなる粒状ＴｉＣＮ層とからなり、前記切刃部における前記粒状ＴｉＣＮ層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記粒状ＴｉＣＮ層の層厚みよりも厚いことである。これによって、ＴｉＣＮ層と中間層およびＡｌ２Ｏ３層との密着性を高めることができる。
【００１３】
また、本発明の第６の特徴は、前記中間層内部に前記鉄族金属元素を含有し、前記すくい面および前記逃げ面における前記鉄族金属元素の含有量が前記切刃部における前記鉄族金属元素の含有量よりも多いことである。これによって、前記針状粒子の平均長軸長さ、平均短軸幅およびＡｌ２Ｏ３層の膜厚を上記範囲に制御できる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の表面被覆切削工具は、硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体の表面に、少なくともＴｉＣＮ層と、中間層と、Ａｌ２Ｏ３層とを順次積層した部分を有する硬質被覆層を具備し、すくい面と逃げ面との交差稜部が切刃部をなす表面被覆切削工具であって、前記中間層の前記Ａｌ２Ｏ３層との界面に前記Ａｌ２Ｏ３層内部に向かって伸びる長軸と前記硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子が形成されるとともに、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記切刃部における前記針状粒子の存在比率がよりも多く、かつ前記切刃部における前記Ａｌ２Ｏ３層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記Ａｌ２Ｏ３層の層厚みよりも薄いことによって、被削材が最も強烈に衝突しチッピングや欠損を引き起こしやすい切刃部においては硬質被覆層の耐欠損性が高く、かつ耐摩耗性が要求されるすくい面および逃げ面においては、硬質被覆層の剥離等も防止できるとともに高い耐摩耗性を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明の表面被覆切削工具の一例について、模式断面図である図１および図２の要部拡大図である図２を基に説明する。
【００１６】
本発明の表面被覆切削工具（以下、単に切削工具と略す。）は、硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体２の表面に、少なくともＴｉＣＮ層３と、中間層４と、Ａｌ２Ｏ３層５とを順次積層した部分を有する硬質被覆層６を具備し、すくい面８と逃げ面９との交差稜部が切刃部１０をなしている。
【００１７】
そして、本発明によれば、中間層４のＡｌ２Ｏ３層５との界面にＡｌ２Ｏ３層５内部に向かって伸びる長軸と硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子１２が形成されるとともに、すくい面８および逃げ面９における針状粒子１２の存在比率が切刃部１０における針状粒子１２の存在比率よりも多く、かつ切刃部１０におけるＡｌ２Ｏ３層５の層厚みがすくい面８および逃げ面９におけるＡｌ２Ｏ３層５の層厚みよりも薄いことが大きな特徴である。
【００１８】
これによって、被削材が最も強烈に衝突しチッピングや欠損を引き起こしやすい切刃部１０においては硬質被覆層６の耐欠損性が高く、かつ耐摩耗性が要求されるすくい面８および逃げ面９においては、硬質被覆層６の剥離等も防止できるとともに高い耐摩耗性を得ることができる。
【００１９】
すなわち、中間層４の上記針状粒子１２が存在しない場合には硬質被覆層６全体のＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制できない。また、中間層４の上記針状粒子１２がすくい面８と逃げ面９、および切刃部１０の全体に均一に分布する場合には、各部に要求される耐欠損性および耐摩耗性に応じたＡｌ２Ｏ３層５の各部における膜厚を最適な範囲に制御することができない。さらに、中間層４の上記針状粒子１２がすくい面８と逃げ面９よりも切刃部１０に多く存在する場合にも、同様に各部におけるＡｌ２Ｏ３層５の膜厚を最適な範囲に制御することができない。
【００２０】
なお、上記針状粒子１２が形成される場合には、上記針状粒子１２が形成されない場合に比べてＡｌ２Ｏ３層５の膜厚が厚く成膜される傾向にある。
【００２１】
ここで、すくい面８および逃げ面９における針状粒子１２の存在比率が前記中間層の前記層Ａｌ２Ｏ３層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線１０μｍ長さに対して３〜１５本の割合で存在し、切刃部１０における針状粒子１２の存在比率が前記中間層の前記層Ａｌ２Ｏ３層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線１０μｍ長さに対して０〜２本の割合で存在することが、切刃部における膜厚の薄いＡｌ２Ｏ３膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面８と逃げ面９における膜厚の厚いＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制できることができる。
【００２２】
また、切刃部１０における針状粒子１２の平均長軸長さが０．１〜０．６μｍであり、すくい面８および逃げ面９における針状粒子１２の平均長軸長さが０．８〜２．５μｍであることが、切刃部における膜厚の薄いＡｌ２Ｏ３膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面８と逃げ面９における膜厚の厚いＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制できることができる。
【００２３】
さらに、切刃部１０における針状粒子１２の平均短軸幅が０．０５〜０．２μｍであり、すくい面８および逃げ面９における針状粒子１２の平均短軸幅が０．３〜１．０μｍであることが、切刃部における膜厚の薄いＡｌ２Ｏ３膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面８と逃げ面９における膜厚の厚いＡｌ２Ｏ３膜の剥離を抑制することができる。
【００２４】
なお、ＴｉＣＮ層３が、層厚方向に縦長な形状のＴｉＣＮ粒子が並んだ状態からなる筋状ＴｉＣＮ層１４と、略等方形状のＴｉＣＮ粒子が集まった状態からなる粒状ＴｉＣＮ層１５とからなり、切刃部１０における粒状ＴｉＣＮ層１５の層厚みがすくい面８および逃げ面９における粒状ＴｉＣＮ層の層厚みよりも厚いことが、切刃１０におけるＴｉＣＮ層３と中間層４およびＡｌ２Ｏ３層５との密着性を高めることができる点で望ましい。ここで、上記針状粒子１２が形成される場合には、上記針状粒子１２が形成されない場合に比べて粒状ＴｉＣＮ層１５の膜厚が薄く成膜される傾向にある。なお、筋状ＴｉＣＮ層１４は、上記針状粒子１２が形成されるか否かによらずほぼ同等の膜厚に成膜される。
【００２５】
また、中間層４内部に前記鉄族金属元素を含有し、すくい面８および逃げ面９における前記鉄族金属元素の含有量が切刃部１０における前記鉄族金属元素の含有量よりも多いことが、針状粒子１２の平均長軸長さ、平均短軸長さ、およびＡｌ２Ｏ３層５の層厚を上記範囲に制御できる点で望ましい。
【００２６】
なお、上述した針状粒子１２の存在比率、針状粒子１２の平均形状、Ａｌ２Ｏ３層５の層厚、粒状ＴｉＣＮ層の層厚、中間層内部における鉄族金属元素の含有量は、すくい面８と逃げ面９にて異なる場合もあるが、本発明においては、すくい面８と切刃１０、および逃げ面９と切刃１０における各構成を比較して、そのどちらの比較においても上述した範囲を満たすものである。
【００２７】
また、上記各構成について、すくい面８と逃げ面９との比較は特にしないが、切刃＜すくい面＜逃げ面となる傾向にある。
【００２８】
ここで、結合層４としては、ＴｉＣ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯの少なくとも１種にて構成される。なお、結合層４が２種以上の多層からなる場合には、中間層４の最上層から針状粒子がＡｌ２Ｏ３層５内に突出する。なお、中間層４の膜厚は、針状粒子１２の部分を除いて総膜厚が０．０１〜１μｍであることが望ましい。
【００２９】
また、中間層４の針状粒子１２は、ＴｉsＡｌｔＷｕＣｏｖＣｗＮｘＯｙＳｚ（ｓ＋ｔ＋ｕ＋ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｓ≦１、０≦ｔ≦１、０≦ｕ≦１、０≦ｖ≦１、０≦ｗ≦１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）である。この針状粒子１２の存在によってＡｌ２Ｏ３層５が剥離しにくくなり、Ａｌ２Ｏ３層５が厚いすくい面８および逃げ面９においてもチッピングやそれに続く異常摩耗を抑制することができる。
【００３０】
ここで、前記Ａｌ２Ｏ３層５はα型結晶構造からなることが、構造的に安定で高温になっても優れた耐摩耗性を維持できる点で望ましい。従来ではα型結晶構造をもつＡｌ２Ｏ３は優れた耐摩耗性を持つが、核生成によって生成される核のサイズが大きいため、下層との接触面積が小さくなってＡｌ２Ｏ３層の付着力が弱くなってしまい、膜剥離を起こしやすいという問題があった。しかし、上述した中間層４の組織調整によってＡｌ２Ｏ３層５とＴｉＣＮ層３との付着力を所定の範囲内に制御することができるため、Ａｌ２Ｏ３層５をα型結晶構造としても十分な付着力を得ることができる。よって、α型結晶構造のＡｌ２Ｏ３粒子の持つ、優れた耐摩耗性をＡｌ２Ｏ３層５の付着力を低下させることなく得ることができるため、切削工具１の寿命をより延命することができる。
【００３１】
なお、Ａｌ２Ｏ３粒子の一部をα型結晶構造以外のκ型結晶構造として、すなわちＡｌ２Ｏ３層５の結晶構造をα型結晶構造とκ型結晶構造との混晶としてＡｌ２Ｏ３層５の付着力を調整することも可能である。また、Ａｌ２Ｏ３層５をα型結晶構造とする場合には、結合層４がＴｉＣｘＮｙＯｚ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０＜ｚ≦１）からなり、特にｚ≧０．１とすることが安定してα型結晶構造を成長させることができる点で望ましい。
【００３２】
一方、筋状ＴｉＣＮ層１４とは、層厚方向、すなわち基体２表面に対して垂直な方向に伸びる縦長な形状のＴｉＣＮ粒子にて構成されたものを指す。ＴｉＣＮが並んだ状態からなる筋状ＴｉＣＮ層と、略等方形状のＴｉＣＮ粒子が集まった状態からなる粒状ＴｉＣＮ層とからなり、そして、筋状組織のＴｉＣＮ粒子とは、層厚方向の粒子長さ／粒子幅＝アスペクト比が２以上の粒子形状を指す。本発明において、前記層厚方向の粒子長さ／粒子幅＝アスペクト比が２よりも小さい粒子は略等方状の形状と定義し、粒状粒子が３０面積％を越えて存在するＴｉＣＮ層は粒状ＴｉＣＮ層とする。したがって、図３に示すような硬質被覆層６の断面組織観察（図３は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真）に示すように、筋状ＴｉＣＮ層中にも粒状ＴｉＣＮ粒子が３０面積％以下の割合で混合したものであってもよい。
【００３３】
さらに、ＴｉＣＮ層１４をなす筋状晶ＴｉＣＮ粒子の幅方向の平均粒径ｗが０．１〜１μｍであることが、耐衝撃性を高めることができる点で望ましい。
【００３４】
また、図１によれば、基体２表面の直上に第１層として最下層ＴｉＮ層１６を形成する。これによって、基体成分の拡散を抑制する効果およびＴｉＣＮ層３の粒子構造を容易に制御できる効果がある。さらに、Ａｌ２Ｏ３層５の上に硬質被覆層３の最上層として最上層ＴｉＮ層１７を形成する。これによって、工具が金色を呈するため、切削工具１を使用したときに最上層１７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、最上層１７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。最上層１７をなすＴｉＮ層の膜厚は１μｍ以下であることが望ましい。
【００３５】
さらに、基体２は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質相をコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金や、Ｔｉ基サーメット、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）のいずれかが好適に使用できるが、中でも、基体が超硬合金からなることが、上述した硬質被覆層６、および切削工具１の性能を最大限発揮できる点で望ましい。
【００３６】
（製造方法）
次に、本発明の表面被覆切削工具製造する方法について説明する。
【００３７】
まず、上述した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。
【００３８】
この時、本発明によれば、上記原料粉末として、例えば窒化物や炭窒化物等の窒素成分を含有する粉末を添加したり、上記焼成中に窒素ガス雰囲気とすることによって、焼結された基体２の表面領域に結合金属の含有比率が内部よりも多い結合金属富化領域を形成する。
【００３９】
そして、上記基体２の表面に研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。このホーニング加工時に、すくい面８および逃げ面９におけるホーニング除去量と切刃部におけるホーニング除去量とを異ならせて、すくい面８および逃げ面９の基体表面における結合金属量が切刃部における結合金属量よりも多くなるようにホーニング加工することが重要である。なお、ホーニング加工の方法としては、Ｃホーニング（チャンファホーニング）であってもよく、またはＲホーニングであってもよい。
【００４０】
なお、基体２の表面粗さは、被覆層の付着力を制御する点で、すくい面８における算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１〜１．５μｍ、逃げ面９における算術平均粗さ（Ｒａ）が０．２〜０．８μｍ、切刃１０における算術平均粗さ（Ｒａ）が０．１〜０．３μｍとなるように加工する。
【００４１】
次に、その表面に例えば化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって硬質被覆層６を成膜する。
【００４２】
本発明によれば、まず成膜するガスを流す前に成膜装置内を９００〜９５０℃で１０〜６０分間保持する前処理を行う。これによって、上記基体２表面の状態を適正化する。
【００４３】
次に、最下層ＴｉＮ層１６を成膜する。成膜条件としては、反応ガス組成として塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１〜１０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８００〜１０００℃、１０〜３０ｋＰａとする。
【００４４】
そして、ＴｉＣＮ層３を成膜する。具体的には、初めに、反応ガス組成として、塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１〜０．４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にて筋状ＴｉＣＮ層１４を成膜する。
【００４５】
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％に調整することによって、筋状ＴｉＣＮ層１４中の筋状ＴｉＣＮ粒子の形状を上述した範囲に確実に成長させることができる。また、上記成膜温度についても、７８０℃〜８８０℃とすることが、断面観察において微細な筋状晶をなす筋状ＴｉＣＮ層１４を形成できるために望ましい。
【００４６】
なお、本実施形態例では、筋状ＴｉＣＮ層１４の成膜前期（ＴｉＣＮ下部組織の成膜）に使用する反応ガス中のＣＨ３ＣＮの割合よりも筋状ＴｉＣＮ層１４の成膜後期（ＴｉＣＮ上部組織の成膜）に使用する反応ガス中のアセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスの混合割合を増やすことによって、筋状ＴｉＣＮ層１４の下部組織よりも筋状ＴｉＣＮ層１４の上部組織中のＴｉＣＮ粒子の平均粒子幅を大きくする。具体的には、筋状ＴｉＣＮ層１４の成膜前期に使用するアセトニトリルガスの導入割合に対して筋状ＴｉＣＮ層１４の成膜後期時に導入するアセトニトリルガスの割合を１．５倍以上とすることにより確実な制御が可能である。
【００４７】
ここで、上記成膜条件のうち、筋状ＴｉＣＮ層１４の成長過程では、ＣＨ３ＣＮ（アセトニトリル）ガスの割合ＶＡを０．１〜３体積％に制御するとともに、キャリアガスであるＨ２ガスの割合ＶＨとＣＨ３ＣＮガスの割合ＶＡとの比（ＶＡ／ＶＨ）が０．０３以下となるように低濃度に制御することによって、微細な核生成ができてＴｉＣＮ層３の付着力を向上させることができる。
【００４８】
また、筋状ＴｉＣＮ層１４の上部組織を成膜する際は、反応ガス中のＣＨ３ＣＮガス導入量を上述したように変えて、所望により成膜温度を調整することによって、ＴｉＣＮ粒子の平均粒子幅を所定の構成に制御することが可能である。
【００４９】
次に、粒状ＴｉＣＮ層１５を成膜する。
【００５０】
具体的な成膜条件は、塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５〜５．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５．０〜３０．０体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを３．０
〜１０．０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、チャンバ内を９８０〜１０５０℃、１０〜３０ｋＰａとする。（値が記載されていませんでした。入力しました。谷）
次いで中間層４を成膜する。中間層４を成膜するには、塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１〜３体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０．１〜１０体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．１〜５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９５０〜１１００℃、５〜３０ｋＰａとする。
【００５１】
そして、引き続き、Ａｌ２Ｏ３層５を成膜する。Ａｌ２Ｏ３層５の成膜方法としては、塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを３〜２０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０．０１〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスを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。
【００５２】
その後、最上層ＴｉＮ層１７を成膜する。具体的な成膜条件としては、反応ガス組成として塩化チタン（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８００〜１１００℃、５０〜８５ｋＰａとすればよい。
【実施例１】
【００５３】
平均粒径１．５μｍ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２．０μｍの炭化チタン（ＴｉＣ）粉末を０．５質量％、ＴａＣ粉末を５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、２ｋＰａの窒素ガスフロー中、１５００℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。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（ホーニングＲ）を施した。得られた基体の逃げ面においてＪＩＳＢ０６０１−２００１に準じた算術平均粗さ（Ｒａ）は１．１μｍ、すくい面における算術平均粗さ（Ｒａ）は０．４μｍ、切刃部における算術平均粗さ（Ｒａ）は０．２μｍであった。
【００５４】
また、ホーニング加工後、基体のすくい面表面、切刃表面、逃げ面表面における結合金属量をＸ線マイクロアナライザ（Electron Probe Micro-Analysis：ＥＰＭＡ）にて測定し表２に記載した。なお、試料Ｎｏ．６においては全体的にホーニング量が多く、すくい面・逃げ面・切刃のいずれにおいても結合金属富化領域が除去されてしまった。
【００５５】
次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により各種の硬質被覆層を表１、表２に示す成膜条件および膜構成にて成膜した。
【表１】
2006272515.tif 000003
【００５６】
【表２】
2006272515.tif 000004
【００５７】
得られた工具について、被覆層の断面を含む任意破断面５ヵ所について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて反射電子顕微鏡写真を観察することにより確認した。各写真においてＴｉＣＮ層、中間層、Ａｌ２Ｏ３層の組織状態を観察し、写真５ヶ所についてそれぞれ表２、３に記載する被覆層が観察できるように研磨加工して各層の断面方向からみたミクロな組織状態を観察し、各層の膜厚、ＴｉＣＮ粒子の性状、中間層中の針状粒子の有無およびその形状をそれぞれ測定して平均値を算出した。さらに、すくい面・逃げ面と切刃オージェ電子分光分析（ＡＥＳ：Auger electron Spectroscopy)を用いて中間層内部における鉄族金属元素の含有量を分析して比較した。結果は表２、３に示した。
【００５８】
そして、この切削工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。
【００５９】
（連続切削条件）
被削材  ：ダクタイル鋳鉄４本溝付スリーブ材（ＦＣＤ７００）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：２５０ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．５ｍｍ
切削時間：２５分
その他  ：水溶性切削液使用
評価項目：顕微鏡にて切刃部を観察し、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
（断続切削条件）
被削材  ：ダクタイル鋳鉄４本溝付スリーブ材（ＦＣＤ７００）
工具形状：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：２５０ｍ／分
送り速度：０．３〜０．５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．５ｍｍ
その他  ：水溶性切削液使用
評価項目：欠損に至る衝撃回数
衝撃回数１２００回時点で顕微鏡にて切刃部の被覆層の剥離状態を観察
結果は表３に示した。
【表３】
2006272515.tif 000005
【００６０】
表１〜３より、成膜前に成膜装置を高温で一定時間保持する前処理を施さず、すくい面と逃げ面、および切刃部のいずれの中間層にも針状粒子が見られない試料Ｎｏ．５ではチッピングが発生して耐欠損性に劣るものであった。また、基体のホーニング加工を施した後の基体表面における鉄族金属量がすくい面と逃げ面および切刃部で同じであった試料Ｎｏ．６では、すくい面と逃げ面、および切刃部のいずれの中間層にも針状粒子の存在比率が同じとなり断続切削加工で切刃部に欠損が発生し、連続切削加工では摩耗の進行が速いものであった。さらに、基体表面に結合金属富化領域がない試料Ｎｏ．７でも、すくい面と逃げ面、および切刃部のいずれの中間層にも針状粒子の存在比率が同じとなり断続切削加工で切刃部に欠損が発生し、連続切削加工では摩耗の進行が速いものであった。
【００６１】
これに対して、本発明に従い、すくい面と逃げ面の中間層における針状粒子の存在比率が、切刃部の中間層における針状粒子の存在比率よりも多い試料Ｎｏ．１〜４では、連続切削においても断続切削においても長寿命であり、耐欠損性および耐チッピング性とも優れた切削性能を有するものであった。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】本発明の表面被覆切削工具の模式断面図である。
【図２】図１の表面被覆切削工具の要部拡大図である。
【図３】本発明の表面被覆切削工具の一例を示す断面写真であり、（ａ）研磨断面についての金属顕微鏡写真、（ｂ）破断面についての走査型電子顕微鏡写真である。
【符号の説明】
【００６３】
１      切削工具（表面被覆切削工具）
２      基体
３      ＴｉＣＮ層
４      中間層（結合層）
５      Ａｌ２Ｏ３層
６      硬質被覆層
８      すくい面
９      逃げ面
１０    切刃部
１２    針状粒子
１４    筋状ＴｉＣＮ層
１５    粒状ＴｉＣＮ層
１６    最下層
１７    最上層
ｗ    ＴｉＣＮ層の平均粒子幅
【図１】
2006272515.tif 000006
【図２】
2006272515.tif 000007
【図３】
2006272515.tif 000008