(57)【要約】      （修正有）【課題】層間の密着強度にすぐれ、チッピング、剥離等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供する。【解決手段】ＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、該ＴｉＡｌＣＮ層は上部層αと、その下部に設けられたＴｉとＡｌが周期的な組成変化をする密着層βを含み、密着層βには、（Ｔｉ１−ＸβＡｌＸβ）（ＣＹβＮ１−Ｙβ）で表した場合、０．１０≦Ｘβａｖｇ＜０．６０、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５（但し、原子比）を満足し、密着層βをその層厚方向に複数の区間に区分し、各区間におけるＡｌの平均含有割合Ｘβａｖｇを求めた時、硬質被覆層表面側の区間におけるＡｌの平均含有割合Ｘβａｖｇが、工具基体側の区間のそれより単調増加し、最も工具基体側の区間のＸβａｖｇよりも最も硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇの方が大きい値である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚が１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬質被覆層表面側から工具基体表面側に向かって、平均層厚が０．５μｍ以上の上部層αと、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在する平均層厚が０．１〜５．０μｍの密着層βからなる２層を含み、
（ｄ）前記上部層αは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｅ）前記ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在する密着層βは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＸβＡｌＸβ）（ＣＹβＮ１−Ｙβ）で表し、平均層厚をＬβａｖｇ（μｍ）とした場合、その層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割した各区間におけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合を求めたとき、各区間のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸβａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβａｖｇ（但し、Ｘβａｖｇ、Ｙβａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１０≦Ｘβａｖｇ＜０．６０、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｆ）前記密着層βの平均層厚をＬβａｖｇ(μｍ)とし、前記密着層βをその層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割し、分割した各区間におけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβａｖｇを、それぞれ分割した区間毎に求めたとき、工具基体側の区間におけるＸβａｖｇに比して、硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇが単調増加し、最も工具基体側の区間のＸβａｖｇよりも最も硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇの方が大きい値であることを特徴とする表面被覆切削工具。
【請求項２】
前記上部層αのＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘαａｖｇは、０．７０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
【請求項３】
前記密着層βを、その縦断面から観察したとき、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期は１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、かつ、周期的に変化するＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値は０．０１〜０．０７であることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
【請求項４】
前記上部層αのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面を観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
【請求項５】
前記工具基体と前記密着層βの間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層γが存在することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
【請求項６】
前記上部層αの上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む最上部層δが１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に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、鋳鉄等の高熱発生を伴う高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により被覆形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング、剥離等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＮＨ３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ２Ｏ３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、Ａｌの含有割合ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼしているかについては明らかでない。
【０００４】
また、例えば、特許文献２には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶構造あるいは六方晶構造を含む立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層（ただし、原子比で、ｘは０．６５〜０．９０）を外層として被覆するとともに該外層に１００〜１１００ＭＰａの圧縮応力を付与することにより、被覆工具の耐熱性と疲労強度を改善することが提案されている。
【０００５】
また、例えば、特許文献３には、基材表面に形成された硬質被膜のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成した表面被覆部材において、第１単位層と第２単位層とが交互に多層積層され、第１単位層は、Ｔｉ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第１化合物を含み、第２単位層は、Ａｌ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第２化合物を含むことにより、表面被覆部材の耐摩耗性、耐溶着性および耐熱衝撃性を向上させることが提案されている。
【０００６】
また、例えば、特許文献４には、基材表面に形成された硬質被膜のうちの少なくとも１層をＣＶＤ法により形成した表面被覆部材において、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化合物を含むことにより、表面被覆部材の耐摩耗性、耐溶着性を向上させることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特表２０１１−５１６７２２号公報
【特許文献２】特表２０１１−５１３５９４号公報
【特許文献３】特開２０１４−１２８８４８号公報
【特許文献４】特開２０１４−１２９５６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層については、Ａｌの含有割合ｘを高めることができ、また、立方晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれた硬質被覆層が得られるものの、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
また、前記特許文献２に記載されている被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれるものの、層間の密着強度が不十分で、鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えないという課題があった。
さらに、前記特許文献３、４に記載される被覆工具においても、鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとはいえなかった。
そこで、本発明は、鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、層間の密着強度に優れ、チッピング、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する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】
【０００９】
本発明者らは、前述の観点から、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「ＴｉＡｌＣＮ」、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）」で示すことがある）を含む硬質被覆層を形成した被覆工具の耐チッピング性、耐剥離性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
【００１０】
即ち、本発明者らは、硬質被覆層を少なくともＴｉＡｌＣＮ層を含むものとして構成するとともに、該ＴｉＡｌＣＮ層を表面側から工具基体側に向かって、上部層αと密着層βの２層で構成し、上部層αのＡｌの平均含有量Ｘαａｖｇを０．６０以上(但し、原子比)に高めるとともに、密着層β内にＴｉとＡｌの周期的な組成変化を形成することにより、ＴｉＡｌＣＮ層内の結晶粒に歪を与えて耐摩耗性を向上させ得ること、また、切削加工時のクラックの進展を組成変化界面で抑制し、靱性を向上させ得ること、さらに、密着層β内にＡｌ含有量の組成傾斜構造を形成することにより、格子不整合に伴う歪みが層厚方向で徐々に緩和され、密着層βの硬さを維持したまま、付着強度の向上を図り得ることを見出した。
その結果、少なくとも前記上部層αと密着層βを備える硬質被覆層を形成した被覆工具は、鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、層間の密着強度にすぐれるとともに、チッピング、剥離等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出したのである。  
【００１１】
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）  炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、  
（ａ）前記硬質被覆層は、平均層厚が１〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬質被覆層表面側から工具基体表面側に向かって、平均層厚が０．５μｍ以上の上部層αと、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在する平均層厚が０．１〜５．０μｍの密着層βからなる２層を含み、
（ｄ）前記上部層αは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｅ）前記ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在する密着層βは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＸβＡｌＸβ）（ＣＹβＮ１−Ｙβ）で表し、平均層厚をＬβａｖｇ（μｍ）とした場合、その層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割した各区間におけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合を求めたとき、各区間のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ＸβａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβａｖｇ（但し、Ｘβａｖｇ、Ｙβａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１０≦Ｘβａｖｇ＜０．６０、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｆ）前記密着層βの平均層厚をＬβａｖｇ(μｍ)とし、前記密着層βをその層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割し、分割した各区間におけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβａｖｇを、それぞれ分割した区間毎に求めたとき、工具基体側の区間におけるＸβａｖｇに比して、硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇが単調増加し、最も工具基体側の区間のＸβａｖｇよりも最も硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇの方が大きい値であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）  前記上部層αのＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘαａｖｇは、０．７０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）  前記密着層βを、その縦断面から観察したとき、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期は１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、かつ、周期的に変化するＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値は０．０１〜０．０７であることを特徴とする（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）  前記上部層αのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面を観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）  前記工具基体と前記密着層βの間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層γが存在することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）  前記上部層αの上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む最上部層δが１〜２５μｍの合計平均層厚で存在することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
【００１２】
本発明について、以下に詳細に説明する。
【００１３】
ＴｉＡｌＣＮ層：
図１〜４に、本発明の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層（ＴｉＡｌＣＮ層）の縦断面模式図の例を示し、また、図５、図６に、密着層βの層厚方向にわたるＴｉとＡｌの周期的組成変化の態様の例を示す。
本発明の硬質被覆層は、ＴｉＡｌＣＮ層を少なくとも含む。このＴｉＡｌＣＮ層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、平均層厚が１μｍ未満では各層の耐摩耗性が十分に発揮されず、２０μｍを越えると、ＴｉＡｌＣＮ層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピング、剥離を発生しやすくなることから、その平均層厚は１μｍ以上２０μｍ以下と定めた。
また、本発明のＴｉＡｌＣＮ層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の相を含むことから、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれる。
【００１４】
ＴｉＡｌＣＮ層の組成：
本発明の硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＣＮ層は、図１〜図４に示すように、硬質被覆層の表面側から工具基体側に向かって、上部層αと密着層βの順で形成された２層を含み、さらに、密着層βは、該層を層厚方向に複数の区間に分割し、分割したそれぞれの区間におけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合（以下、「ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合」を、単に、「Ａｌの平均含有割合」という）Ｘβａｖｇをそれぞれの分割した区間で求めたとき、工具基体側の区間におけるＡｌの平均含有割合Ｘβａｖｇに比して、硬質被覆層表面側の区間におけるＡｌの平均含有割合Ｘβａｖｇの方が大きい値となる組成変化構造を有する。
【００１５】
前記上部層αは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合（以下、「ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合」を、単に、「Ａｌの平均含有割合」という）ＸαａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合（以下、「ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合」を、単に、「Ｃの平均含有割合」という）Ｙαａｖｇ（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足することが必要である。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘαａｖｇが０．６０未満では、上部層αは耐酸化性に劣るため、鋳鉄等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘαａｖｇが０．９５を超えると、硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、耐摩耗性が低下する。
したがって、上部層αにおけるＡｌの平均含有割合Ｘαａｖｇは、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５と定めた。なお、好ましいＸαａｖｇは、０．７０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５である。
また、上部層αに含まれるＣの平均含有割合Ｙαａｖｇは、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、上部層αと前記密着層βとの密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として硬質被覆層全体としての耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｙαａｖｇが０．００５を超えると、上部層αの靭性が低下し、その結果、耐欠損性および耐チッピング性も低下するため好ましくない。
したがって、上部層αにおけるＣの平均含有割合Ｙαａｖｇは、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５と定めた。
また、前記上部層αの平均層厚をＬαａｖｇとし、密着層βの平均層厚をＬβａｖｇとした場合、上部層αと密着層βの合計平均層厚（＝Ｌαａｖｇ＋Ｌβａｖｇ）は、１μｍ≦Ｌαａｖｇ＋Ｌβａｖｇ≦２０μｍとする。
これは、合計平均層厚が１μｍ未満では耐摩耗性を十分に担持できず、一方、２０μｍを超えるとＴｉＡｌＣＮ層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなるという理由による。また、上部層αの平均層厚は０．５μｍ以上とする。これは上部層αの平均層厚が０．５μｍ未満では耐摩耗性が十分に発揮されないという理由による。
【００１６】
前記密着層βは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ＸβＡｌＸβ）（ＣＹβＮ１−Ｙβ）
で表し、平均層厚をＬβａｖｇ(μｍ)とし、前記密着層βをその層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割し、分割した各区間におけるＡｌの平均含有割合ＸβａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβａｖｇを、それぞれ分割した区間毎に求めたとき、各区間のＡｌの平均含有割合ＸβａｖｇとＣの平均含有割合Ｙβａｖｇ（但し、Ｘβａｖｇ、Ｙβａｖｇはいずれも原子比）はいずれも、０．１０≦Ｘβａｖｇ＜０．６０、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５を満足する。
Ｘβａｖｇを０．１０以上とした理由は、０．１０未満では硬度が十分でなく、耐摩耗性が損なわれるためであり、Ｘβａｖｇ＜０．６０とした理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘβａｖｇが０．６０以上になり、上部層αのＡｌの平均含有割合Ｘαａｖｇより高いＡｌの平均含有割合になると、上部層αより硬さが向上する一方で靱性が低下することにより、耐欠損性の低下が生じ、また、チッピングや剥離が発生しやすくなるためである。
また、Ｙβａｖｇについては、前記した上部層αのＹαａｖｇと同様な理由により０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５とした。
また、密着層βの平均層厚は０．１μｍ以上５．０μｍ以下と定めた。これは密着層βの平均層厚が０．１μｍ未満では十分な耐摩耗性、耐亀裂進展抑制性能、密着強度が十分に発揮されず、５．０μｍを超えるとチッピング、剥離を発生しやすくなるという理由による。
【００１７】
さらに、前記密着層βは、その平均層厚をＬβａｖｇ(μｍ)とし、前記密着層βをその層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割し、分割した各区間におけるＡｌの平均含有割合Ｘβａｖｇを、それぞれ分割した区間毎に求めたとき、工具基体側の区間におけるＸβａｖｇに比して、硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇが単調増加し、最も工具基体側の区間のＸβａｖｇよりも最も硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇの方が大きい値となる組成変化構造（ラメラ構造）を有する。
ここで、［Ｌβａｖｇ］はガウス記号を表し、［Ｌβａｖｇ］はＬβａｖｇを超えない最大の整数を表す数学記号であり、言い換えれば、［Ｌβａｖｇ］は、ｎ≦Ｌβａｖｇ＜ｎ+１で定義される数値（ただし、ｎは整数）をいう。また、ここでいう単調増加とは、Ｘβｎ≦Ｘβｎ＋１のこと（但し、最も工具基体側の区間のＸβａｖｇよりも最も硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇの方が大きい値となる）をいう。
例えば、密着層のＬβａｖｇ＝１．５（μｍ）の場合、［１．５］＝１であるから、『［Ｌβａｖｇ］＋２分割』とは、１＋２＝３分割ということになる。
なお、図６に、密着層βが３分割された模式図を示す。
つまり、密着層のＬβａｖｇを１．５（μｍ）としたとき、密着層βをその層厚方向に３つの区間に分割し、工具基体側の第１分割区間におけるＡｌの平均含有割合ＸβａｖｇがＸβ１、同じく中央部の第２分割区間におけるＡｌの平均含有割合ＸβａｖｇがＸβ２、同じく上部層α側の第３分割区間におけるＡｌの平均含有割合ＸβａｖｇがＸβ３であった場合には、Ｘβ１≦Ｘβ２＜Ｘβ３という組成変化構造（ラメラ構造）を密着層βは有するということである。
【００１８】
図５、図６に、密着層βの前記組成変化構造（ラメラ構造）の態様の概略模式図を示す。
図５に示す態様においては、密着層βにおけるＡｌの含有割合Ｘβは、少しずつの増減を繰り返しながら、全体としては、工具基体側から上部層側に向かってＸβは増加していく。
また、図６に示す別の態様においては、密着層βにおけるＡｌの含有割合Ｘβは、長周期の増減と短周期の増減とを少しずつ繰り返しながら、全体としては、工具基体側から上部層側に向かってＸβは増加していく。
なお、本発明でいう「ＴｉとＡｌの周期的な組成変化」とは、Ａｌの含有割合が増減を繰り返しながら、全体としては、工具基体側から上部層側に向かって増加することをいう。
本発明の密着層βは、前記したＡｌの平均含有割合ＸβａｖｇとＣの平均含有割合Ｙβａｖｇを有し、さらに、前記したＴｉとＡｌの周期的な組成変化を形成することによって、密着層β内のＴｉＡｌＣＮ結晶粒にひずみが生じ、硬さが向上し、また、切削加工時のクラックの進展が、組成変化構造（ラメラ構造）の界面で抑制され靱性が向上するとともに、ＴｉＡｌＣＮ結晶粒の格子歪が順次に緩和されるため、上部層αとの密着性の向上が図られる。
図６のように長周期の増減と短周期の増減を繰り返す場合でも、分割した区間毎の平均値において、工具基体側の区間におけるＸβａｖｇに比して、硬質被覆層表面側の区間におけるＸβａｖｇの方が大きい値となる場合には殆どその効果を損なわない。
なお、本発明では特に規定していないが、上部層αが、密着層βのような組成変化構造（ラメラ構造）を備えることも排除するものではない。また、この時、上部層αと密着層βについて分析上区別する上で、各層のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合の範囲、０．６０≦Ｘαａｖｇ≦０．９５と０．１０≦Ｘβａｖｇ＜０．６０にて区別されるものとする。
したがって、鋳鉄等の高速断続切削加工において、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用した場合でも、上部層αと密着層βの層間密着強度に優れるため、チッピング、剥離等の異常損傷の発生が抑制され、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性が発揮される。
【００１９】
また、前記周期的な組成変化を有する密着層βについて、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において密着層βの微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、断面側から面分析あるいは線分析を行うことによって、周期的な組成変化の状態を確認することができる。
前記の面分析により、前記密着層βをその層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割し、分割した各区間における５０ｎｍ×５０ｎｍの視野を少なくとも１０点以上測定し、Ａｌの平均含有割合Ｘβａｖｇとして、それぞれ分割した区間毎に求めることが出来る。
また、前記の線分析によって、周期的に変化するＡｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値を求めることができ、また、組成変化の周期を求めることができる。なお、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期とは、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小となる方向において測定される隣り合う極小値の長さ（距離）のことである。  
具体的な組成変化の周期、Ａｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値は、次のようにして求めることができる。
図５を用いて説明すると、密着層βについて、波状に変化し、かつ、全体的には右肩上がりの傾向を示す周期的な組成変化が測定された場合、極大値同士をそれぞれ結ぶ近似線分と極小値同士をそれぞれ結ぶ近似線分を作成し、工具基体（あるいは後記する下部層γ）との界面における密着層βのＡｌの含有割合Ｘβの極大値と極小値の差ΔＸβＬを求め、また、上部層αとの界面における密着層βのＡｌの含有割合Ｘβの極大値と極小値の差ΔＸβＨを求め、（ΔＸβＬ＋ΔＸβＨ）／２の値を、Ａｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値ΔＸβとして算出する。
また、組成変化の周期は、密着層βの平均層厚Ｌβａｖｇ(μｍ)を、Ａｌの含有割合Ｘβの組成変化において形成された極小値の数で割った値として求めることができる。この時、分析した線上にポアが存在する場合あるいは、組成変化が無い、もしくは明瞭でない場合にはこの部分の長さを平均層厚Ｌβａｖｇ(μｍ)から除き、線上のＡｌの含有割合Ｘβの組成変化において形成された極小値の数で割った値として求める。
なお、図６に示す長周期と短周期の組み合わせからなる組成変化の態様については、長周期によって形成されるＡｌの含有割合Ｘβの極大値と極小値から算出された値を、Ａｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値とし、また、組成変化の周期とした。
【００２０】
密着層βにおける前記組成変化の周期は１〜２０ｎｍとすることが好ましいが、これは、周期が１ｎｍ未満では、結晶粒の歪みが大きくなり過ぎ、格子欠陥が多くなり、硬さが低下し、一方、その周期が２０ｎｍを超えると、切削時に摩耗が進行する面に作用する力により生じるクラック進展を抑制し、靱性を向上させる十分な緩衝作用を期待することができないためである。
また、密着層βにおける周期的な組成変化において、Ａｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値ΔＸβは０．０１〜０．０７であることが好ましいが、これは、隣接する極大値と極小値の差の平均値ΔＸβが０．０１未満では、結晶粒の歪みが小さく十分な硬さ向上効果が見込めず、一方、極大値と極小値の差の平均値ΔＸβが０．０７を超えると結晶粒の格子歪が大きくなりすぎ、格子欠陥が増加するため、硬さが低下傾向を示すようになるからである。
【００２１】
六方晶構造を有する微粒結晶粒：
本発明の上部層α、密着層βでは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の粒界に六方晶構造の微粒結晶粒を含有することができるが、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ結晶粒の粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界における摩擦が低減し、靱性が向上する。
しかし、六方晶構造の微粒結晶粒の面積割合が５面積％を超えると相対的に硬さが低下し好ましくなく、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。  
なお、本発明でいう粒界中に存在する六方晶構造の微粒結晶粒は、透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定することができ、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ０．１μｍ×０．１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めることができる。 
なお、粒径は六方晶と同定した各々の結晶粒に対して外接円を作成し、その外接円の直径を求め、その平均値を粒径とした。
【００２２】
下部層γおよび最上部層δ：
本発明の被覆工具は、硬質被覆層として、前記上部層αおよび前記密着層βを設けることにより、耐チッピング性、耐剥離性が向上するが、ＴｉＡｌＣＮ層は、それだけでも十分な効果を奏するが、図２、図３、図４として例示するように、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層γを設けた場合（図２参照）、および/または、少なくとも酸化アルミニウム層を含む最上部層δを１〜２５μｍの合計平均層厚で設けた場合（図３、４参照）には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性が発揮される。
Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなる下部層γを設ける場合、下部層γの合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層γを形成した効果が十分に奏されず、一方、２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。
また、酸化アルミニウム層を含む最上部層δの合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層δを形成した効果が十分に奏されず、一方、２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。
【発明の効果】
【００２３】
本発明は、工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、硬質被覆層が、ＴｉＡｌＣＮ層からなる上部層αおよび密着層βを少なくとも含み、あるいは、さらに下部層γ、上部層δを含み、特に、密着層β内にＴｉとＡｌの周期的な組成変化を形成することにより、密着層β内の結晶粒に歪を与えることで硬さが向上し、また、切削加工時のクラックの進展を組成変化界面で抑制し、さらに、密着層β内にＡｌ含有量の組成傾斜構造を形成することにより、格子不整合に伴う歪みが層厚方向で徐々に緩和されることから、密着層βの硬さを維持したまま、上部層αとの付着強度の向上を図り得る。
その結果、本発明の被覆工具は、鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、層間の密着強度にすぐれるとともに、チッピング、剥離等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するという効果が奏される。  
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明被覆工具の態様の一つである硬質被覆層の縦断面模式図である。
【図２】本発明被覆工具の別の態様である硬質被覆層の縦断面模式図である。
【図３】本発明被覆工具のさらに別の態様である硬質被覆層の縦断面模式図である。
【図４】本発明被覆工具のさらに別の態様である硬質被覆層の縦断面模式図である。
【図５】本発明被覆工具において、密着層βに形成されるＡｌ含有割合Ｘβの組成変化の一つの態様を示す模式図である。
【図６】本発明被覆工具において、密着層βに形成されるＡｌ含有割合Ｘβの組成変化の別の態様を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、実施例においては、工具基体として、炭化タングステン基超硬合金あるいは炭窒化チタン基サーメットを用いたものについて説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体とした場合にも、同様な効果が得られる。
【実施例】
【００２６】
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃをそれぞれ製造した。
【００２７】
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｄを作製した。
【００２８】
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表３に示されるガス条件及び表４に示される形成条件で、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が形成された表１１に示されるＴｉＡｌＣＮ層からなる密着層βを形成した。
次いで、表７に示されるガス条件及び表８に示される形成条件で、表１１に示されるＴｉＡｌＣＮ層からなる上部層αを形成した。
上記の成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、密着層βおよび上部層αからなる硬質被覆層を形成することにより、表１１に示す本発明被覆工具５〜８、１３〜１６を作製した。
【００２９】
また、前記工具基体Ａ〜Ｄの表面に、まず、表９に示される形成条件でＴｉ化合物からなる下部層γを形成し、ついで、表３に示されるガス条件及び表４に示される形成条件で、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が形成された表１１に示されるＴｉＡｌＣＮ層からなる密着層βを形成し、次いで、表７に示されるガス条件及び表８に示される形成条件で、表１１に示されるＴｉＡｌＣＮ層からなる上部層αを形成し、次いで、表９に示される通常の化学蒸着条件で、α−Ａｌ２Ｏ３層からなる最上部層δを形成した。
上記の各成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、下部層γ、密着層β、上部層αおよび最上部層δからなる硬質被覆層を形成することにより、表１１に示す本発明被覆工具１、２、６、１１、１２、１４を作製した。
なお、本発明被覆工具３〜５、７〜１０、１３、１５，１６は、最上部層δを形成していない。
【００３０】
なお、本発明被覆工具の密着層βの成膜におけるＮＨ３を用いた熱ＣＶＤ法による成膜に際しては、ＮＨ３とＨ２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、Ｎ２、Ｃ２Ｈ４、Ｈ２からなるガス群Ｂをそれぞれ供給する。密着層βの成膜は、ＡｌＣｌ３/ＴｉＣｌ４比を逐次的に増加させながら成膜することにより、工具基体表面から硬質皮膜表面方向へＡｌ量が増加する密着層βを成膜する。この時、ガスＡ，Ｂの供給位相差が存在し、かつガスＡ，Ｂの供給周期を長くすることによって、工具基体表面へ成膜される皮膜の組成のゆらぎが生じ、さらに原子の再配列が生じることによって、層厚方向に対してＡｌとＴｉの組成変化が生じる。 ガスＡ，Ｂの供給周期が短すぎると、再配列が十分に行われず、ＡｌとＴｉの組成変化が生じない、あるいは、Ａｌ量の増加が不連続な（周期的に変化するＡｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値が０．０１〜０．０７の範囲を外れる）ＡｌとＴｉの組成変化を多く含むようになり、前者は結晶粒の歪みによる硬さの向上効果が得られず不適であり、後者も結晶粒内の歪みが大きくなり過ぎ、格子欠陥が増加し硬さが低下するため望ましくない。
なお、密着層β内にＡｌやＴｉが偏析した異相が存在しても上記発明の効果を損なわない。
【００３１】
比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表９に示される形成条件でＴｉ化合物からなる下部層γを形成し、あるいは、形成せずに、表５に示されるガス条件及び表６に示される形成条件で周期的な組成変化のある密着層βを形成し、また、周期的な組成変化のない密着層βを形成し、あるいは、形成せずに、表７に示されるガス条件及び表８に示される形成条件でＴｉＡｌＣＮ層からなる上部層αを形成することによって、表１２に示す比較例被覆工具１〜１６を作製した。
なお、表９に示される形成条件で、α−Ａｌ２Ｏ３からなる最上部層δを成膜することで、表１２に示す比較例被覆工具１、２、６、９、１０、１４を作製した。
【００３２】
本発明被覆工具１〜１６、比較例被覆工具１〜１６の各構成層の工具基体表面に垂直な方向の縦断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）あるいは、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件に置いて基体と垂直な任意の断面から任意の領域において観察を行い、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１１および表１２に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、本発明被覆工具１〜１６の密着層β、上部層α、比較例被覆工具１〜１６の密着層β、上部層αを構成するＴｉＡｌＣＮ層の平均Ａｌ含有割合Ｘβａｖｇ、Ｘαａｖｇ、平均Ｃ含有割合Ｙβａｖｇ、Ｙαａｖｇについては、透過型電子顕微鏡を用いて、該層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって工具基体表面と垂直な方向についての線分析を行うことにより求めた。  ただし、Ｃの含有割合Ｙａｖｇについては、ガス原料としてＣを含むガスを用いなくても、不可避的に含有されるＣの含有割合を除外している。具体的には、例えば、Ｃを含むガス原料であるＣ２Ｈ４の供給量を０とした場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層から検出されるＣ成分の含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、例えば、Ｃ２Ｈ４を意図的に供給したから場合に得られる複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）前記不可避的に含有されるＣの含有割合を差し引いた値をＹａｖｇとして定めた。
【００３３】
また、本発明被覆工具１〜１６の密着層β、あるいは、比較例被覆工具の周期的組成変化が形成されている密着層βについては、密着層βの平均層厚がＬβａｖｇ(μｍ)である場合に、前記密着層βをその層厚方向に［Ｌβａｖｇ］＋２分割し、分割された各区間（例えば、ｍ分割された区間１，区間２，・・区間ｍ。但し、区間１が工具基体側であり、区間ｍが上部層α側である。）における層厚方向のＡｌの含有割合Ｘβを測定し、各区間の層厚方向中央位置におけるＡｌの含有割合を該区間のＡｌの平均含有割合（例えば、区間１におけるＸβａｖｇ１，区間２におけるＸβａｖｇ２，・・区間ｍにおけるＸβａｖｇｍ）とし、Ｘβａｖｇ１≦Ｘβａｖｇ２≦・・＜Ｘβａｖｇｍのであるかを確認した。
【００３４】
さらに、本発明被覆工具１〜１６の密着層β、あるいは、比較例被覆工具の周期的組成変化が形成されている密着層βについては、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において密着層βの微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、縦断面側から線分析を行うことによって、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化を測定した。
つまり、透過型電子顕微鏡を用いた微小領域の観察と、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた縦断面側からの線分析により、工具基体（あるいは下部層γ）との界面における密着層βのＡｌの含有割合Ｘβの極大値と極小値の差ΔＸβＬを求め、また、上部層αとの界面における密着層βのＡｌの含有割合Ｘβの極大値と極小値の差ΔＸβＨを求め、（ΔＸβＬ＋ΔＸβＨ）／２の値を、Ａｌの含有割合Ｘβの隣接する極大値と極小値の差の平均値ΔＸβとして算出した。
また、組成変化の周期は、密着層βの平均層厚Ｌβａｖｇ(μｍ)を、Ａｌの含有割合Ｘβの組成変化において形成された極小値の数で割った値として求めた。
【００３５】
また、本発明被覆工具１〜１６の密着層β、上部層α、比較例被覆工具１〜１６の密着層β、上部層αについて、電子線後方散乱回折装置を用いて、各層の工具基体表面に垂直な方向の縦断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射し、工具基体と水平方向に長さ１００μｍ、工具基体表面と垂直な方向の断面に沿って各層の層厚以下の距離の測定範囲内の密着層β、上部層αについて０．０１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、電子線後方散乱回折像を測定し、個々の結晶粒の結晶構造を解析することで、六方晶構造を有する微粒結晶粒の面積割合を求めた。
また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒは、粒界を含んだ０．１μｍ×０．１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めた。
なお、粒径は六方晶と同定した各々の結晶粒に対して外接円を作成し、その外接円の直径を求め、その平均値を粒径とした。
表１１、表１２に、これらの測定結果を示す。
【００３６】
【表１】
2018118346.tif 000003
【００３７】
【表２】
2018118346.tif 000004
【００３８】
【表３】
2018118346.tif 000005
【００３９】
【表４】
2018118346.tif 000006
【００４０】
【表５】
2018118346.tif 000007
【００４１】
【表６】
2018118346.tif 000008
【００４２】
【表７】
2018118346.tif 000009
【００４３】
【表８】
2018118346.tif 000010
【００４４】
【表９】
2018118346.tif 000011
【００４５】
【表１０】
2018118346.tif 000012
【００４６】
【表１１】
2018118346.tif 000013
【００４７】
【表１２】
2018118346.tif 000014
【００４８】
つぎに、本発明被覆工具１〜８、比較例被覆工具１〜８をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、以下に示す、鋳鉄の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験Ａを実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
【００４９】
切削試験：  乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
カッタ径：  １２５  ｍｍ、
被削材：    ＪＩＳ・ＦＣＤ７００幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、                              
回転速度：  ７６５  ｍｉｎ−１、
切削速度：  ３００  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ２．０  ｍｍ、
一刃送り量：  ０．２  ｍｍ／刃、
切削時間：  ８分、
（通常の切削速度は、２００  ｍ／ｍｉｎ）
【００５０】
また、本発明被覆工具９〜１６、比較例被覆工具９〜１６をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下に示す、鋳鉄の乾式高速断続切削試験Ｂを実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３００  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：２．０  ｍｍ、
送り：０．３  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５  分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１３、表１４に、前記切削試験Ａ、切削試験Ｂの結果を示す。
【００５１】
【表１３】
2018118346.tif 000015
【００５２】
【表１４】
2018118346.tif 000016
【００５３】
表１３、表１４に示される結果から、本発明の被覆工具は、ＴｉＡｌＣＮ層からなる上部層αおよび密着層βを少なくとも含み、特に、密着層β内にＴｉとＡｌの周期的な組成変化が形成されていることにより、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、チッピング、剥離等の異常損傷の発生が抑制され、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
【００５４】
これに対して、密着層βが形成されていない比較例被覆工具、あるいは、密着層βが形成されていても、本発明で規定する要件を備えない比較例被覆工具は、鋳鉄等の高速断続切削加工では、チッピング、剥離等の異常損傷の発生等により短時間で寿命に至ることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００５５】
前述のように、本発明の被覆工具は、耐チッピング性、耐剥離性、耐摩耗性のいずれにもすぐれることから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図１】
2018118346.tif 000017
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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