(57)【要約】  超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素の基材と、多層耐摩耗性コーティングとからなるコーティングされた切削工具であって、  多層耐摩耗性コーティングは、５〜２５μｍの全厚さを有し、かつ、化学蒸着（ＣＶＤ）又は中温化学蒸着（ＭＴ−ＣＶＤ）で堆積させた耐火性コーティング層を含み、  多層耐摩耗性コーティングは、層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている少なくとも一対の層（ａ）及び（ｂ）を含み、  −  層（ａ）は、六方晶構造（ｈ−ＡｌＮ）であり、かつ、１０ｎｍから７５０ｎｍまでの厚さを有する窒化アルミニウムの層であり、  −  層（ｂ）は、０．５μｍから１５μｍまでの厚さを有する、０．４≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．１０、及び０．８５≦ｚ≦１．１５の一般式Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚで表される窒化アルミニウムチタン又は炭窒化アルミニウムチタンの層であり、層（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚの少なくとも９０％が、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する、コーティング切削工具。【選択図】図１ａ
2019511378.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素の基材と、多層耐摩耗性コーティングとからなるコーティング切削工具であって、
前記多層耐摩耗性コーティングは、５〜２５μｍの全厚さを有し、かつ、化学蒸着（ＣＶＤ）又は中温化学蒸着（ＭＴ−ＣＶＤ）で堆積させた耐火性コーティング層を含み、
前記多層耐摩耗性コーティングは、層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている少なくとも一対の層（ａ）及び（ｂ）を含み、ここで、
−  層（ａ）は、六方晶構造（ｈ−ＡｌＮ）を有し、かつ５原子％未満、好ましくは２．５原子％未満、最も好ましくは１原子％未満、又は２〜３原子％の塩素含量を有する１０ｎｍから７５０ｎｍまでの厚さを有する窒化アルミニウムの層であり、
−  層（ｂ）は、０．５μｍから１５μｍまでの厚さを有する、０．４≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．１０、及び０．８５≦ｚ≦１．１５の一般式Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚで表される窒化アルミニウムチタン又は炭窒化アルミニウムチタンの層であり、層（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚの少なくとも９０％が、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有し、
−  前記多層耐摩耗性コーティングは、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＮ）、及び炭窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＣＮ）からなる群より選択される層を含み、該層が、前記タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されており、好ましくは柱状粒子形態を有する、
コーティング切削工具。
【請求項２】
前記多層耐摩耗性コーティングが、一対の層（ａ）及び（ｂ）を含む、
若しくは、
前記多層耐摩耗性コーティングが、一連の２対以上の層（ａ）及び（ｂ）、好ましくは一連の２、３、４、５、６、７、８、９、又は１０対の層（ａ）及び（ｂ）を含む、
請求項１に記載のコーティング切削工具。
【請求項３】
前記タイプ（ａ）の前記ｈ−ＡｌＮ層の厚さが、１０ｎｍから４００ｎｍまで、好ましくは２５ｎｍから２５０ｎｍまで、最も好ましくは４０ｎｍから１００ｎｍまでである、請求項１又は２に記載のコーティング切削工具。
【請求項４】
前記タイプ（ｂ）の前記ｆｃｃ−Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の厚さが、１μｍから８μｍまでである、請求項１から３の何れか一項に記載のコーティング切削工具。
【請求項５】
層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている、層（ａ）及び（ｂ）の各対内の前記タイプ（ｂ）の前記Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の厚さに対する前記タイプ（ａ）の前記ｈ−ＡｌＮ層の厚さの厚さ比が、０．０１から０．５までの範囲内にある、請求項１から４の何れか一項に記載のコーティング切削工具。
【請求項６】
層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている、一対の層（ａ）及び（ｂ）内の前記タイプ（ｂ）の前記Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層が、柱状粒子形態及びテクスチャ係数ＴＣ（１  １  １）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有しており、前記ＴＣ（１  １  １）が、次のように定義される、請求項１から５の何れか一項に記載のコーティング切削工具：
2019511378.tif 000011
式中、
Ｉ（１１１）＝（１１１）反射の測定強度
Ｉ０（１１１）＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（１１１）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝４）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）及び（３１１）。
【請求項７】
前記タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されている層が、次のように定義されるテクスチャ係数ＴＣ（２  ０  ０）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有する、請求項１から６の何れか一項に記載のコーティング切削工具：
2019511378.tif 000012
式中、
Ｉ（２００）＝（２００）反射の測定強度
Ｉ０（２００）＝前記層がＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮ層である場合に適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従い、前記層がＴｉＮ又はＴｉＣＮ層である場合にＪＣＰＤＦカード番号００−４２−１４８９に従う、標準粉末回折データの（２００）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝前記層がＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮ層である場合に、適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従い、前記層がＴｉＮ又はＴｉＣＮ層である場合にＪＣＰＤＦカード番号００−４２−１４８９に従う、標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝４）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）及び（３１１）。
【請求項８】
前記タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されている層が、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）の層であり、かつ、次のように定義されるテクスチャ係数ＴＣ（４  ２  ２）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有する、請求項１から７の何れか一項に記載のコーティング切削工具：
2019511378.tif 000013
式中、
Ｉ（４２２）＝（４２２）反射の測定強度
Ｉ０（４２２）＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−４２−１４８９に従う標準粉末回折データの（４２２）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−４２−１４８９に従う標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝５）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）及び（４２２）。
【請求項９】
前記タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されている層が、窒化アルミニウムの層チタン（ＴｉＡｌＮ）又は炭窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＣＮ）であり、かつ、次のように定義されるテクスチャ係数ＴＣ（１  １  １）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有する、請求項１から８の何れか一項に記載のコーティング切削工具：
2019511378.tif 000014
式中、
Ｉ（１１１）＝（１１１）反射の測定強度
Ｉ０（１１１）＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（１１１）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝４）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）及び（３１１）。
【請求項１０】
層（ｂ）の前記Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚの少なくとも９５％、好ましくは少なくとも９７％が、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する、請求項１から９の何れか一項に記載のコーティング切削工具。
【請求項１１】
前記タイプ（ａ）の前記第１のｈ−ＡｌＮ層のＷ含量が、０．１原子％未満である、請求項１から１０の何れか一項に記載のコーティング切削工具。
【請求項１２】
前記タイプ（ａ）の前記第１のｈ−ＡｌＮ層のＣｏ含量が、０．１原子％未満である、請求項１から１１の何れか一項に記載のコーティング切削工具。
【請求項１３】
前記前記タイプ（ａ）の前記第１のｈ−ＡｌＮ層のＴｉ含量が、０．５原子％未満、好ましくは０．３原子％未満である、請求項１から１２の何れか一項に記載のコーティング切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素の基材と、化学蒸着（ＣＶＤ）又は中温化学蒸着（ＭＴ−ＣＶＤ）によってその上に堆積させた、ＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮの少なくとも１つの層を含む多層耐摩耗性コーティングとからなるコーティング切削工具からなる切削工具インサートに関する。
【背景技術】
【０００２】
切削工具の耐摩耗性は、通常はＣＶＤ法又はＰＶＤ法によって堆積させた、硬質の耐火性コーティングによってしばしば改善される。多結晶構造のコーティングは、基板表面に対して優先的な結晶方位（繊維テクスチャ）で成長することが知られている。優先的な結晶方位（繊維テクスチャ）は、コーティング組成物、核形成及び堆積条件、堆積表面等の幾つかの因子に依存しうる。コーティングの優先的な結晶方位は、コーティング切削工具の機械的特性及び切削特性に有意な影響を有しうることが知られており、基材表面に対して垂直に成長する結晶面｛０  ０  １｝を有する優先的な結晶方位を有するα−Ａｌ２Ｏ３コーティングは、多くの切削用途において優れた特性を示すと説明されている。
【０００３】
優先的な結晶方位（繊維テクスチャ）は、動力学的又は熱力学的理由により、ある特定の結晶方向に沿った成長（成長テクスチャ）を好みうる、層成長条件によって誘発されうる、あるいは、下地となる層又は基材の結晶の配向又は構造（エピタキシーによるテクスチャ）によって誘発されうる。適切なプロセス条件の選択によるＣＶＤコーティングにおける優先的な結晶方位（繊維テクスチャ）の制御は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＡｌ（Ｃ，Ｎ）、又はα−Ａｌ２Ｏ３などの特に最も一般的に適用されるコーティング層組成物については、十分に確立されている。優先的な結晶方位（繊維テクスチャ）を決定するパラメータは、反応ガス及び／又は触媒ガスの選択及び流量比でありうる。
【０００４】
特開２０１４−１２８８３７号には、表面コーティングされた切削工具が開示されており、高速断続切削において耐チッピング特性及び耐欠損性を向上させることが記載されている。硬質性のコーティングは、ＣＶＤによって堆積され、０．８０≦ｘ≦０．９５及び０．００５≦ｙ≦０．０５を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含む。（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は、１から２０μｍまでの全厚さを有し、０．５０≦ｘ≦０．７０及び０．００５≦ｙ≦０．０５の、より低いＡｌ含量の複数の１〜１０ｎｍの薄い（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）断片化層によって、その厚さに沿って中断されている。断片化層は、層厚さ方向において１μｍの層厚さあたり１０から５０層の密度で存在し、それらは、プロセスガス混合物内により低濃度のアルミニウム前駆体ＡｌＣｌ３及びＡｌ（ＣＨ３）３のパルスを適用することによって、ＣＶＤ堆積プロセスにおいて得られる。断片化層の効果は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の柱状粒成長の中断であり、この中断は、コーティング特性の異方性を制限し、有益な機械的挙動をもたらすはずである。（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は、立方結晶構造を有する。
【０００５】
国際公開第２０１４／０３４７３０号には、交互の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層Ａ及びＢで構成されるＣＶＤ硬質コーティング層を有する切削工具が開示されており、ここで、Ａ層は０．７０≦ｘ≦０．８０及び０．０００５≦ｙ≦０．００５の組成、並びに平均粒幅Ｗ≦０．１μｍ及び粒長Ｌ≦０．１μｍを有し、Ｂ層は、０．８５≦ｘ≦０．９５及び０．０００５≦ｙ≦０．００５の組成、並びに平均粒幅０．１μｍ≦Ｗ≦２．０μｍ及び粒長０．５μｍ≦Ｌ≦５．０μｍを有し、交互の積層構造の最上層は、Ａ層である。好ましい実施態様では、いずれの層も、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定で決定して、六方晶相と立方相の混合物からなり、ここで、Ａ層は、≧５０％の立方／（立方＋六方晶）相の表面積分率を有し、Ｂ層は、六方晶／（立方＋六方晶）相の比≧５０％を有する、より高い表面積分率の六方晶相で構成される。
【０００６】
特開２００２−２７３６０７号には、ＴｉＣＮ層及びＡｌＮ層の交互のＣＶＤ多層コーティングが開示されており、ＴｉＣＮ層は、ＭＴ−ＣＶＤプロセスによって成長し、（４２２）又は（３１１）テクスチャの優先的な成長配向を有する。ＡｌＮ中間層の追加は、コーティングの耐酸化性及び耐亀裂性を向上させるといわれている。ＡｌＮ層の相についての情報は得られていない。両方の層は、好ましくは、柱状の微細構造を有する。ＡｌＮ層は、ＭＴ−ＴｉＣＮ層のテクスチャを変化させず、それらはＴｉＣＮ層の微粒化を誘発しないように思われる。
【発明の概要】
【０００７】
本発明の目的は、断続切削における摩耗に対する耐性の向上、とりわけ研磨磨耗及び切れ刃からのコーティングのチッピングに対する耐性の向上を有する、よりきめの細かく滑らかな表面コーティングを有するコーティング切削工具を提供することである。
【０００８】
本発明は、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素の基材と、多層耐摩耗性コーティングとからなるコーティング切削工具を提供し、該多層耐摩耗性コーティングは、５〜２５μｍの全厚さを有し、かつ、化学蒸着（ＣＶＤ）又は中温化学蒸着（ＭＴ−ＣＶＤ）で堆積させた耐火性コーティング層を含み、該多層耐摩耗性コーティングは、層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている少なくとも一対の層（ａ）及び（ｂ）を含み、ここで、
−  層（ａ）は、六方晶構造（ｈ−ＡｌＮ）であり、かつ、１０ｎｍから７５０ｎｍまでの厚さを有する窒化アルミニウムの層であり、
−  層（ｂ）は、０．５μｍから１５μｍまでの厚さを有する、０．４≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ≦０．１０、及び０．８５≦ｚ≦１．１５の一般式Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚで表される窒化アルミニウムチタン又は炭窒化アルミニウムチタンの層であり、層（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚの少なくとも９０％は、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する。
【０００９】
ＴｉＡｌＣＮ及びＴｉＡｌＮ層は、一般に、切削工具の耐摩耗性及び切削特性を改善するため、とりわけ金属加工のための有用な硬質性の耐火性コーティング層として知られている。しかしながら、ＴｉＡｌＣＮ又はＴｉＡｌＮ層の成長が厚すぎる場合には、それはより速く摩耗し、耐摩耗性及び切削特性における有益な効果を発揮しない可能性がある。他方では、ＣＶＤ堆積の間のＴｉＡｌＣＮ又はＴｉＡｌＮ層の成長が厚すぎる場合には、その耐摩耗性及び切削特性を損なう望ましくない相及び微細構造が発達する可能性があり、粒度が大きくなり、望ましくない硬度特性又はコーティングからの粒子の裂けに起因する摩耗の不均一な発生を結果的に生じる可能性がある。
【００１０】
本発明者らは、コーティング中に１対以上の層（ａ）及び（ｂ）を得るように、本明細書において定められるタイプのＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の下に方晶構造（ｈ−ＡｌＮ）を有する窒化アルミニウムの層（ａ）を堆積させることによって、ＴｉＡｌＣＮ又はＴｉＡｌＮ層を含む硬質コーティングの特性を改善させることができることを見出した。よって、コーティングの最も外側の耐摩耗性層は、好ましくは、トップコーティング層としてのＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）である。代わりに、１つ以上の薄いトップコーティング層を、通常は、このような切削工具の最も外側の表面上に潤滑性及び／又は装飾性及び／又は摩耗を示すトップ層として適用される、例えば約０．５μｍの厚さの薄いＴｉＮ層などのＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の上に堆積させてもよい。
【００１１】
本発明のコーティングは、切削工具の所望の特性に応じて、単一対のｈ−ＡｌＮ層（ａ）及びＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）を、あるいは、幾つかの対のｈ−ＡｌＮ層（ａ）及びＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）を順番に、含みうる。
【００１２】
本発明は、基材表面と第１の対の層（ａ）及び（ｂ）との間に、及び／又は、対の層（ａ）と（ｂ）の間に、さらなる硬質耐火層を含む実施態様を含む。以下により詳細に論じられるように、本発明では、基材表面と、第１の対の層（ａ）及び（ｂ）の第１のｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下との間に設けられた、少なくとも１つのさらなる硬質耐火層が存在する。このようなさらなる硬質耐火層は、柱状又は等軸の結晶形態、好ましくは柱状の結晶形態を有する、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＣＮ、及びＴｉＮから好ましくは選択されうる。ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＣＮ、及びＴｉＮから選択されるさらなる硬質耐火層は、本明細書ではテクスチャ係数ＴＣによって特徴づけられる、同一又は異なる好ましい結晶成長方位（繊維テクスチャ）を有しうる。
【００１３】
本発明の発明者らは、驚くべきことに、基材表面と第１の対の層（ａ）及び（ｂ）の第１のｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下との間に設けられたさらなる硬質耐火層が同一又は異なる好ましい結晶成長方位（繊維テクスチャ）を有するかどうかにかかわらず、及びこのさらなる硬質耐火層が柱状又は等軸の結晶形態を有するかどうかにかかわらず、一又は幾つかの対のｈ−ＡｌＮ層（ａ）及びＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）内のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）を、好ましい結晶成長方位（繊維テクスチャ）、好ましくは｛１１１｝テクスチャを伴って生成することができることを見出した。
【００１４】
理論に縛られはしないが、本発明者らは、六方晶窒化アルミニウム（ｈ−ＡｌＮ）の層（ａ）を設けることにより、ＣＶＤプロセス中に所望の面心立方（ｆｃｃ）結晶構造において高度に成長する、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の核形成のための高密度の核形成部位がもたらされると推定している。さらには、本発明者らは、六方晶窒化アルミニウム（ｈ−ＡｌＮ）の層（ａ）を設けることによって、コーディング全体の特性を改善するように、所望の結晶成長方位（繊維テクスチャ）及び微細構造を有する細粒のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）を生成することが可能であることも見出した。ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下に設けられるさらなる硬質耐火層の上に六方晶窒化アルミニウム（ｈ−ＡｌＮ）の層（ａ）を設けることによって、例えば、さらなる硬質耐火層の｛２００｝又は｛４２２｝テクスチャからＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の｛１１１｝テクスチャへの変化など、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の上において、さらなる硬質耐火層からＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）への好ましい結晶成長方位（繊維テクスチャ）の変化が可能となることもさらに見出された。
【００１５】
同時に、さらに驚くべきことに、六方晶ｈ−ＡｌＮ層（ａ）と面心立方（ｆｃｃ）Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の非常に異なる結晶対称性にもかかわらず、層（ａ）と（ｂ）との間、並びに、層（ａ）と六方晶ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の下に堆積されたさらなる硬質耐火層との間の結合及び付着が、非常に良好であることも見出された。このことは、例えばｆｃｃのＴｉＣＮと菱面体晶α−Ａｌ２Ｏ３との間など、異なる結晶対称性の既知の他の層の間の結合及び付着は、むしろ満足するものではないという先行技術の知識の観点からは、予想できなかった。
【００１６】
本発明者らはまた、六方晶窒化アルミニウム（ｈ−ＡｌＮ）の層（ａ）を設けることによって、低い表面粗さのＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の非常に滑らかな表面構造を達成することが可能であることも見出した。これは、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）で達成される、結晶成長方位（繊維テクスチャ）及びあまりはっきりしない表面ファセットに関係すると推定される。
【００１７】
本発明の一実施態様では、コーティング切削工具の多層耐摩耗性コーティングは、単一対のｈ−ＡｌＮ層（ａ）及びＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）と、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下の少なくとも１つのさらなる硬質耐火層とを含む。ｈ−ＡｌＮ層（ａ）は、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）が、より低い硬質耐火層上でエピタキシャルに成長することを妨げる、再核形成層として作用すると推定される。これは、有利な効果をもたらす。さらなる硬質耐火層の粒成長は、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）によって中断され、こうして、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ粒子の成長は、それぞれ、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）上で開始又は核形成され、さらなる耐火層の粒子からは連続していない。したがって、さらなる硬質耐火層並びにＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の粒度は制限され、比較的小さく保たれる。さらには、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）に起因して、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）は、さらなる硬質耐火層上でエピタキシャルな態様では成長せず、よって、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）は、さらなる硬質耐火層とは異なる優先的な結晶方位（テクスチャ）を伴って成長しうる。これは、より低いさらなる耐火層と、異なる所望の優先的な結晶方位を有する上方のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の両方を成長させる可能性を提供する。これにより、個々の層の優先的な結晶方位の態様の下でのコーティング特性の最適化が可能となる。
【００１８】
例えば、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＮコーティングのｆｃｃ相では、弾性異方性は、化学組成によって大きく変化することが知られている。ヤング率の比Ｅ１１１／Ｅ１００は、純粋なＴｉＮ又はＴｉが豊富なＴｉ１−ｘＡｌｘＮコーティングが、｛１００｝の優先的な結晶方位（テクスチャ）を有する場合に、優れた耐摩耗性を有すると予想されるのに対し、Ａｌが豊富な又は純粋なＡｌＮコーティングについては、｛１１１｝の優先的な結晶方位（テクスチャ）の場合に、より良好な耐摩耗性が予想されるように、ＴｉＮ（ｘ＝０）の約０．７からＡｌＮ（ｘ＝１）の２．１まで連続的に増加する［F. Tasnadi et al., Applied Physics Letters 97, 231902 (2010)］。よって、本発明は、異なる耐摩耗性層の最適な結晶テクスチャを組み合わせる、テクスチャ加工された多層耐摩耗性コーディングを開発する可能性を開くものである。
【００１９】
本発明の別の実施態様では、コーティング切削工具の多層耐摩耗性コーティングは、一連の２対以上のｈ−ＡｌＮ層（ａ）及びＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）を含む。好ましくは、コーティング切削工具の多層耐摩耗性コーティングは、一連の２、３、４、５、６、７、８、９、又は１０対の層（ａ）及び（ｂ）を含む。好ましくは、第１のｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下に、すなわち、基材表面と第１の対の層（ａ）及び（ｂ）との間に、少なくとも１つのさらなる硬質耐火層が設けられる。一連の数対の層（ａ）及び（ｂ）を設けることによって、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層は、より高い全体的なコーティング厚さにおいてさえも比較的小さい平均粒径を保持し、こうして、例えば大きい粒子を引き抜くことにより、耐摩耗性及び切削特性を損なう粗粒の微細構造の形成を妨げる。同時に、複数対の層（ａ）及び（ｂ）の厚さとほぼ同じ厚さの単層として堆積されたＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）と比較して、あまりはっきりしない表面ファセットを有する、低い表面粗さの外側のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の滑らかな表面構造が達成される。
【００２０】
本発明によれば、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の各々の厚さは、１０ｎｍから７５０ｎｍの範囲内にある。ＡｌＮコーティング層は、基材又は直下のさらなる硬質耐火層が同様に立方構造を有する場合、ＡｌＮの準安定性の立方相において数ナノメートル連続して成長することから、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）が薄すぎる場合には、所望の六方晶相は形成されない可能性がある。ｈ−ＡｌＮ層（ａ）が厚すぎる場合には、六方晶相の軟性に起因して、コーティング全体の耐摩耗性が低くなる可能性がある。最も好ましくは、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の厚さは、１０ｎｍから４００ｎｍまで、好ましくは２５ｎｍから２５０ｎｍまで、最も好ましくは４０ｎｍから１００ｎｍまでである。
【００２１】
本発明によれば、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の各々の厚さは、０．５μｍから１５μｍまでである。好ましくは、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の各々の厚さは、１μｍから８μｍまでである。Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）が薄すぎる場合には、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の六方晶相に対する立方相の全体的な比率は低くなりすぎ、耐摩耗性は、六方晶相の軟質性に起因して低下する。また、所望の成長テクスチャは、薄すぎるＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）では十分に発達しない可能性がある。Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）が厚すぎる場合には、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の各々の粒径は、大きくなりすぎて、脆弱な挙動及び不均一な摩耗を生じる可能性がある。
【００２２】
本発明の別の実施態様では、層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている層（ａ）及び（ｂ）の各対内のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の厚さに対するｈ−ＡｌＮ層（ａ）の厚さの厚さ比は、０．０１から０．５の範囲内にある。厚さ比が低すぎる場合には、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）が薄くなりすぎて、下地基材を十分に覆えず、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の成長のための核形成部位を提供する構造を発達させることができない可能性がある。比率が高すぎる場合には、耐摩耗性は、六方晶相の軟質性に起因して、低下する。
【００２３】
本発明の別の実施態様では、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）は、５原子％未満、好ましくは２．５原子％未満、最も好ましくは１原子％未満の塩素含量、又は２〜３原子％の塩素含量を有する。理論に縛られはしないが、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）における塩素含量の起源と効果に関しては、本発明者らは、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の堆積で通常観察される高い成長速度と比較的低い処理温度とに起因して、塩素は、粒界におけるコーティングの細粒構造又は他の結晶欠陥に取り込まれると考えている。細粒構造は、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の成長のための再核形成効果を得るために望ましいが、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）中の高すぎる塩素含量は、層の軟化につながる。したがって、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）について上記の範囲内にある塩素含量を有することは、コーディング全体にとって有利である。また、当業者は、所要の塩素含有量を達成するためにプロセス条件を設定する方法を少数の実験で知りえるか、見出すであろう。
【００２４】
本発明の別の実施態様では、層（ｂ）が層（ａ）の直上に堆積されている一対の層（ａ）及び（ｂ）内のタイプ（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層は、柱状粒子形態及びテクスチャ係数ＴＣ（１  １  １）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有し、ＴＣ（１  １  １）は、次のように定義される：
2019511378.tif 000003
式中、
Ｉ（１１１）＝（１１１）反射の測定強度
Ｉ０（１１１）＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（１１１）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝４）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）及び（３１１）。
【００２５】
この発明に従うＡｌが豊富な化学組成を有するタイプ（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の弾性異方性は、｛１１１｝の結晶方向に沿って弾性率が最も高くなるようなものであり、｛１１１｝テクスチャ化Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層は、優れた耐摩耗性を示す。特に、本発明者らは、｛１１１｝テクスチャ化層が、熱的亀裂の発生に対して優れた耐性を示すことを見出した。
【００２６】
前に述べたように、本発明の多層耐摩耗性コーティングは、基材表面と、第１の対の層（ａ）及び（ｂ）、すなわちタイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下との間に、少なくとも１つのさらなる硬質耐火層を含みうる。本発明の好ましい実施態様では、多層耐摩耗性コーティングは、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＮ）、及び炭窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＣＮ）からなる群より選択される層を含み、該層は、タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されており、好ましくは柱状粒子形態を有する。本発明の多層耐摩耗性コーティングにおける、さらなる硬質耐火層と一対の層（ａ）及び（ｂ）との組み合わせは、例えば、｛２１１｝テクスチャ化ＭＴ−ＴｉＣＮ層の高い耐摩耗性とタイプ（ｂ）の｛１１１｝テクスチャ化Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の熱衝撃に対する耐性との組合せなど、当業者による特定の目的のためのコーティング設計を可能にする。
【００２７】
本発明の一実施態様では、タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されている前述のさらなる硬質耐火層は、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＮ又はＴｉＣＮ層であり、テクスチャ係数ＴＣ（２  ０  ０）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有し、ＴＣ（２  ０  ０）は、次のように定義される：
2019511378.tif 000004
式中、
Ｉ（２００）＝（２００）反射の測定強度
Ｉ０（２００）＝該層がＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮ層である場合に適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従い、該層がＴｉＮ又はＴｉＣＮ層である場合にＪＣＰＤＦカード番号００−４２−１４８９に従う、標準粉末回折データの（２００）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝該層がＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮ層である場合に適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従い、該層がＴｉＮ又はＴｉＣＮ層である場合にＪＣＰＤＦカード番号００−４２−１４８９に従う、標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝４）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）及び（３１１）。
【００２８】
さらなる硬質耐火層としてのＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＮ、又はＴｉＣＮ層は、｛２００｝テクスチャに関係する有益な機械的特性を有し、優れた耐摩耗性を有する｛１１１｝テクスチャ化Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）と合わせた場合に、優れた全体的なコーティング特性を提供する。
【００２９】
本発明の別の実施態様では、第１のｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下に堆積されている前述のさらなる硬質耐火層は、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）の層であり、かつ、テクスチャ係数ＴＣ（４  ２  ２）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有し、ＴＣ（４  ２  ２）は、次のように定義される：
2019511378.tif 000005
式中、
Ｉ（４２２）＝（４２２）反射の測定強度
Ｉ０（４２２）＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−４２−１４８９に従う標準粉末回折データの（４２２）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−４２−１４８９に従う標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝５）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）及び（４２２）。
【００３０】
｛２１１｝テクスチャを有するＴｉＣＮ層は、さらなる硬質耐火層として用いられる場合、とりわけ、連続した切削動作における耐摩耗性に関して好ましい特性を有し、優れた耐摩耗性を有する｛１１１｝テクスチャ化Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）と組み合わせた場合、切削工具に熱機械的衝撃を与える動作に好ましい特性を提供する。
【００３１】
本発明の別の実施態様では、タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層の直ぐ下に堆積されている前述のさらなる硬質耐火層は、窒化アルミニウムの層チタン（ＴｉＡｌＮ）又は炭窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＣＮ）であり、かつ、テクスチャ係数ＴＣ（１  １  １）＞１．８によって特徴付けられる好ましい結晶成長方位を有し、ＴＣ（１  １  １）は、次のように定義される：
2019511378.tif 000006
式中、
Ｉ（１１１）＝（１１１）反射の測定強度
Ｉ０（１１１）＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（１１１）反射の標準強度
Ｉ（ｈｋｌ）ｉ＝（ｈｋｌ）ｉ反射の測定強度
Ｉ０（ｈｋｌ）ｉ＝適用されるＪＣＰＤＳカード番号００−０４６−１２００に従う標準粉末回折データの（ｈｋｌ）ｉ反射の標準強度
ｎ＝計算に用いられる反射の数（ここでは、ｎ＝４）
（ｈｋｌ）ｉ    用いられる（ｈｋｌ）ｉ反射は次の通りである：（１１１）、（２００）、（２２０）及び（３１１）。
【００３２】
本発明のこの実施態様は、同じ材料の単層よりも小さい粒を有するとともに、コーティング材料の機械的特性の異方性に起因して優れた耐摩耗性を有する、複数の｛１１１｝テクスチャ化窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＮ）又は炭窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＣＮ）層を有するコーティングをもたらす。
【００３３】
本発明の一実施態様では、タイプ（ａ）の第１のｈ−ＡｌＮ層は、０．１原子％未満のＷ含量、及び／又は０．１原子％未満のＣｏ含量、及び／又は０．５原子％未満のＴｉ含量、好ましくは０．３原子％未満のＴｉ含量を有する。
【００３４】
本発明によれば、層（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚの各々の少なくとも９０％は、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する。しかしながら、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の少なくとも９５％、又は少なくとも９７％が、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有することがさらにより好ましい。
【００３５】
不適切なプロセス条件を選択すると、層（ｂ）のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚは、ｆｃｃ構造よりも軟質であり、さらに不十分な耐摩耗性を有する、かなりの量の六方晶相を伴って堆積する可能性がある。したがって、堆積させたままの状態で１００％近い面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有するＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）を有することが望ましい。
【００３６】
ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の下のさらなる硬質耐火層がＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＮ、又はＴｉＣＮ層である場合に、本願の発明者らは、透過型電子顕微鏡における電子線回折、又はＨＲ−ＴＥＭ画像のＦＦＴによって、ｈ−ＡｌＮの｛００１｝面が直下の層の｛００１｝面に対して平行に配向されることを観察した。直下の層のこのような｛００１｝面は、通常、それぞれ、基材表面に対して平行又は層成長方向に対して垂直には配向されない。例えば、さらなる硬質耐火層が、｛１１１｝テクスチャ、すなわち、基材表面に対して平行に成長する結晶面｛１１１｝を伴う好ましい成長配向を有するＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮである場合、｛１１１｝結晶面を有する約５４．７°の角度を含む｛００１｝結晶面、及び｛００１｝結晶面（ファセット）は、さらなる硬質耐火層を終結させる。また、ｆｃｃ構造のさらなる硬質耐火層が｛２００｝、｛４２２｝、又は｛１１１｝のテクスチャを有するかどうかにかかわらず、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）の上のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）は、好ましくは、｛１１１｝テクスチャを伴って、すなわち硬質耐火層と非エピタキシャルな関係で、成長させることができる。よって、本発明者らは、ｈ−ＡｌＮ層（ａ）が、その下の硬質耐火層とｈ−ＡｌＮ層（ａ）の上のＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）との間のエピタキシーを破壊するのに有用であり、同時に、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の成長のための高密度の再核形成部位をもたらすことを見出した。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
図面は、以下に記載の実施例に従って調製された試料のＳＥＭ顕微鏡写真を示している。
【図１】試料＃１（本発明に従う）の断面（図１ａ）及び表面の上面（図１ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真
【図２】試料＃２（本発明に従う）の断面（図２ａ）及び表面の上面（図２ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真
【図３】試料＃３（本発明に従う）の断面（図３ａ）及びの表面の上面（図３ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真
【図４】試料＃４（比較実施例）の断面（図４ａ）及び表面の上面（図４ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真
【図５】試料＃５（本発明に従う）の断面（図５ａ）及び表面の上面（図５ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真
【図６】試料＃６（比較実施例）の断面（図６ａ）及び表面の上面（図６ｂ）のＳＥＭ顕微鏡写真
【発明を実施するための形態】
【００３８】
繊維テクスチャ及びテクスチャ係数ＴＣ
用語「繊維テクスチャ」又は「テクスチャ」は、それぞれ、本明細書で用いられる場合、及び気相堆積によって生成される薄膜に関して一般に用いられる場合には、成長した粒子の配向を、ランダム配向と区別する。通常、薄膜及びコーティングでは、３つのタイプのテクスチャが区別される：（ｉ）粒子が優先的な配向を有しない場合のランダムテクスチャ；（ｉｉ）コーティング内の粒子が、幾何学的に等価な１組の結晶面｛ｈ  ｋ  ｌ｝が基材に対して平行に優先的に配向されると同時に、この面に対して垂直な繊維軸周りに粒子の回転自由度が存在し、よって基材に対して垂直に優先配向されることが分かるように配向される、繊維テクスチャ；及び、（ｉｉｉ）面内アラインメントが基材に対して粒子の３つの軸のすべてを固定する、単結晶基材上のエピタキシャルアラインメント（又は面内テクスチャ）。
【００３９】
結晶の結晶面は、ミラー指数ｈ、ｋ、ｌによって定められる。好ましい成長を示す手段、すなわち、幾何学的に等価な１組の結晶面｛ｈ  ｋ  ｌ｝が基材に対して平行に優先的に配向されていることが分かる手段は、それぞれの試料で測定したＸＲＤ反射の定義されたセットに基づいたハリスの式を使用して計算した、テクスチャ係数ＴＣ（ｈ  ｋ  ｌ）である。ＸＲＤ反射の強度は、例えばＴｉＣＮなどの同じ材料であるが、材料粉末などのランダム配向を有する、ＸＲＤ反射の強度を示す、ＪＣＰＤＦカードを使用して、標準化される。結晶材料の層のテクスチャ係数ＴＣ（ｈ  ｋ  ｌ）＞１は、結晶材料の粒子が、少なくとも、テクスチャ係数ＴＣを決定するためにハリスの式に用いられるＸＲＤ反射と比較して、ランダム分布よりも高頻度に、基材表面に対して平行なそれらの｛ｈ  ｋ  ｌ｝結晶面を伴って配向されることを示している。
【００４０】
Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定
ＣｕＫα線を使用するＧＥ  Ｓｅｎｓｉｎｇ  ａｎｄ  Ｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ社のＸＲＤ３００３  ＰＴＳ回折計で、Ｘ線回折測定を行った。Ｘ線管を、４０ｋＶ及び４０ｍＡにおける点焦点で走らせた。固定サイズの測定開口を有する多毛細管の非球面レンズを使用する平行ビーム光学系を、一次側で使用し、それによって、試料の照射された領域を、試料のコーティングされた面上のＸ線ビームのスピルオーバーが回避されるように画定した。二次側には、０．４°の発散を有するソーラスリット及び２５μｍの厚さのＮｉ  Ｋβフィルタを使用した。０．０４°の増加及び４秒の計数時間で２０°＜２θ＜１５５°の角度範囲内の対称θ−２θスキャンを行った。ＸＲＤの生データにおいて、バルク材料の自然の浸透深さとは対照的に層の限られた厚さを考慮に入れる、薄膜吸収についての強度補正を、すべての試料に適用した。さらには、追加の層がＴＣを計算する層の上に堆積される試料に、吸収補正を適用した。最後に、Ｋα２ストリッピング（Ｒａｃｈｉｎｇｅｒ法）、バックグラウンド差分、及び５つの測定点を有する放物線のピークフィットを適用した。したがって、本明細書中に示される任意のＸＲＤピーク強度は、それらに応じて補正された強度を意味する。テクスチャ係数ＴＣ（ｈｋｌ）の計算については、ハリスが提唱する形式主義［Harris, G. B., Philosophical Magazine Series 7, 43/336, 1952, pp. 113-123］を適用した。本明細書では、補正正味ピーク強度Ｉｃｏｒｒは、ＴｉＮ又はＴｉＣＮ層についてはＰＤＦカード００−４２−１４８９から、及びＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮ層についてはＰＤＦカード００−０４６−１２００から取った相対強度Ｉｐｄｆと相関していた。
2019511378.tif 000007
【００４１】
透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）ＥＤＳ解析
３００ｋＶの加速電圧において電界放出力ソードを用いたＦＥＩ  Ｔｉｔａｎ  ８０−３００顕微鏡で、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）解析を行った。ＥＤＳ解析については、Ｏｘｆｏｒｄ  Ｉｎｃａ  ＥＤＳシステムを使用した。ＴＥＭのための試料の調製は、表面の薄い断面片を切り出し、試料を十分な電子透過性になるまで薄くするためにＦＩＢ／ＳＥＭの装置の組合せを使用してｉｎ−ｓｉｔｕリフトアウト技法によって行われた。
【００４２】
電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）による結晶構造の決定
Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）の面心立方（ｆｃｃ）結晶構造のパーセンテージを、試料の研磨された断面におけるＥＢＳＤ解析から決定した。次の手順に従って研磨を行った：研削ディスクＳｔｒｕｅｒｓ  Ｐｉａｎｏ  ２２０及び水を使用して６分間の研削；Ｓｔｒｕｅｒｓ  ９μｍ  ＭＤ−Ｌａｒｇｏダイヤモンド懸濁液を使用して３分間の研磨；Ｓｔｒｕｅｒｓ  ３μｍ  ＭＤ−ｄａｃダイヤモンド懸濁液を使用して３時間４０分の研磨；Ｓｔｒｕｅｒｓ  １μｍ  ＭＤ−Ｎａｐ  ダイヤモンド懸濁液を使用して２分間の研磨；０．０４μｍの平均粒径を有するＳｔｒｕｅｒｓ  ＯＰ−Ｓコロイド状シリカ懸濁液を使用して少なくとも１２分間の化学研磨。ＳＥＭ／ＥＢＳＤ解析の前に、試験片をエタノール中で超音波洗浄し、減磁した。ＦＥ−ＳＥにおける適切に準備された試験片の検査（典型的には、２．５ｋＶの加速電圧及び３〜１０ｍｍの作動距離でエバハート・ソーンリー二次電子検出器を使用）は、面心立方Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の粒子が、研磨されて、明白な配向コントラストを示す平坦な表面となることを示したのに対し、ｈ−ＡｌＮの層又はｆｃｃ−Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の粒界で析出したｈ−ＡｌＮは、ｆｃｃ相の粒子よりもかなり強くエッチングされており、したがって、コーティングのこれらの比率の表面は、ｆｃｃ相よりも低くなり、平坦な表面を有しない。このトポグラフィに起因して、ｈ−ＡｌＮからなるコーティングにおける比率は、以下に記載されるＥＢＳＤ解析において不十分なＥＢＳＤパターンを与える。
【００４３】
約１２ｍｍの作動距離で研磨された試料表面に対して電子ビームの７０°入射角で、高電流モードで動作する、６０μｍ又は１２０μｍの開口及び１５ｋＶの加速電圧を使用する電界放出力ソードを有するＺｅｉｓｓ  ＳＵＰＲＡ４０ＶＰ  走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、ＥＢＳＤ解析を行った。ＥＢＳＤ検出器は、ＥＤＡＸ  Ｄｉｇｉｖｉｅｗカメラであり、ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ｄａｔａ  Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ  ７及びＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ７ソフトウェアパッケージを、それぞれ、データ回収及び解析に使用した。ＥＢＳＤマップの典型的な取得及び処理パラメータは次のとおりである：マップサイズは、基材表面に対して平行に約２５μｍの長さを有し、かつ、≦０．１５μｍのステップサイズ及び測定点の六角形グリッドを使用して、コーティングの全厚さが覆われるように、選択した。４×４又は８×８のビニング、及び、任意選択的に、動的背景差分を、毎秒２０〜１００フレームに対応する露光時間を使用して、カメラ画像上に行う。しかしながら、原則として、上記の調製手順により、背景差分手順を行わずに十分な品質を有するＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の回折パターンを与える試料が得られた。回折パターンのインデックス付けは、ハフ変換によって行われる。このように記録されたデータ点は、理想的には平均信頼指数（ＣＩ）＞０．２でインデックス付けされるべきである。ＣＩは、回折パターンの自動インデックス付けの間に、ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ７ソフトウェアで計算される。
【００４４】
第１のステップでは、ＥＢＳＤマップは、解析すべきＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ｂ）のデータ点のみを得るように切り取られる。第２のステップでは、粒子ＣＩ標準化は、粒度許容角５°及び５つのデータ点の最小粒径を適用して行われる。第３のステップでは、そのように生成されたデータセットの分割は、フィルタＣＩ＞０．１を適用して実行される、すなわち、粒子ＣＩ標準化後、より低い信頼指数を有するすべてのデータ点は、無視される。比率（ＣＩ標準化及びフィルタリング後にｆｃｃ相としてインデックス付けされたデータ点の数／切り取られたマップ内のデータ点の総数）は、解析されるＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層内のｆｃｃ相の面積比に対応する（面積％で与えられる）。しかしながら、粒界におけるパターンの重なり及びトポグラフィは、ｆｃｃ相Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚから得られたＥＢＳＤパターンの不十分なインデックス付けを生じることから、このようにして得られた値は、層中のｆｃｃ相の最小分率を表しており、実際の分率はもっと高い。典型的には、ＸＲＤ及びＳＥＭがｈ−ＡｌＮの兆候を与えず、したがって、実質的に約１００％のｆｃｃ相からなるＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚコーティングでは、上記のＥＢＳＤ測定及び処理方法によって、ｆｃｃ相としてインデックス付けされた＞９５面積％のＥＢＳＤマップが得られる。
【００４５】
ＣＶＤコーティング
ＣＶＤコーティングを、１２５０ｍｍの高さ及び３２５ｍｍの外径を有するＢｅｒｎｅｘ  ＢＰＸ  ３２５Ｓ型のラジアルフロー型反応器内で調製した。充電トレー上のガスの流れは、中央のガス管から放射状であった。
【実施例】
【００４６】
試料の準備
本発明に従う切削工具及び比較実施例の切削工具の準備のため、超硬合金の切削工具基材本体（組成：９０．５重量％のＷＣ、１．５重量％のＴａＣ＋ＮｂＣ及び８．０重量％のＣｏ；幾何学形状：ＳＥＨＷ１２０４ＡＦＮ）を、１２５０ｍｍの高さ及び３２５ｍｍの直径を有するＢｅｒｎｅｘ  ＢＰＸ  ３２５Ｓタイプの円筒型ＣＶＤ反応器内でコーティングした。
【００４７】
基材本体上のガスの流れは、第１及び第２の前駆ガスの流れＰＧ１及びＰＧ２を使用して、中央のガス分配管から半径方向に行われた。第１の前駆ガスの流れＰＧ１は、所望のコーティングの調製に必要とされる限り、ガスＡｌＣｌ３、ＴｉＣｌ４、ＣＨ３ＣＮ、Ｎ２及び水素Ｈ２を含み、第２の前駆ガスの流れＰＧ２は、所望のコーティングの調製に必要とされる限り、ＮＨ３及びＨ２を含む。第１及び第２の前駆ガスの流れＰＧ１及びＰＧ２を、反応器に別々に導入し、及び反応ゾーンに入る直前、すなわちガス分配管の出口の後に、合わせた。
【００４８】
異なる層タイプの堆積についての実験条件が以下の表に与えられる。
表１：ＣＶＤ層の堆積条件
2019511378.tif 000008
【００４９】
異なる層配列を有するコーティングを調製した。以下の表２は、本発明に従う試料及び比較試料の個々の層の層タイプ、層配列、堆積時間、厚さ、繊維テクスチャ、及びテクスチャ係数を示している。
【００５０】
表２において：
Ｌ１＝基材本体表面の直上の第１の層
Ｌ２＝第１のｈ−ＡｌＮ層（ａ）の直ぐ下の層
Ｌ（ａ）＝ｈ−ＡｌＮタイプの層（ａ）
Ｌ（ｂ）＝Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚタイプの層（ｂ）
ｎ．ｄ．＝未決定
＊＝すべてのＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層についての統合ＴＣ（ｈｋｌ）
表２：本発明に従う及び比較実施例の試料コーティング
2019511378.tif 000009
【００５１】
ＥＤＳ解析を、ＴＥＭ試料上、及びＡｌＮ層である層（ａ）について行った。Ｗ及びＣｏの測定可能な含量は、試料＃１、＃２、及び＃３には見られなかった。Ｔｉ含量は、試料＃１で＜０．３原子％、試料＃２で０．１４原子％、及び試料＃３で＜０．５原子％であった。Ｃｌ含量は、試料＃１で２．９原子％、試料＃２で２．６原子％、及び試料＃３で２．２原子％であった。
【００５２】
切削試験
試料１から６の切削工具インサートを使用する加工動作を次の条件下で行った：
被加工材：  鋼  ＤＩＮ  ４２ＣｒＭｏ４
クーラント：  なし
１刃当たりの送り量：  ｆｚ＝０．２ｍｍ
切削の深さ：  ａｐ＝３ｍｍ
切削速度：  ｖｃ＝２８３ｍ／分
取付け角度：  κ＝４５°
【００５３】
主切れ刃における最大逃げ面摩耗ＶＢｍａｘの発達及びくし状亀裂の数を、８００ｍｍのステップで４０００ｍｍの加工距離にわたって観察した。以下の表３は、加工距離にわたるＶＢｍａｘの発達を示している。加工試験において、本発明に従うコーティングを有する切削工具（試料５）は、比較実施例と比較して、逃げ面摩耗に対する著しく高い耐性を示した。
表３：切削試験結果
2019511378.tif 000010
【図１】
2019511378.tif 000015
【図２】
2019511378.tif 000016
【図３】
2019511378.tif 000017
【図４】
2019511378.tif 000018
【図５】
2019511378.tif 000019
【図６】
2019511378.tif 000020
【国際調査報告】
2019511378.tif 000021
2019511378.tif 000022
2019511378.tif 000023