(57)【要約】      （修正有）【課題】高速高送り加工でも、優れた靭性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。【解決手段】硬質被覆層が（ａ）組成は（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）０．７０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ＜０．００５（ｂ）上部層は、基体表面の法線に対する｛１００｝面の法線がなす傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の傾斜角を０．２５度のピッチ区分で度数集計し、２〜１２度に最高ピークが存在し、２〜１２度の合計度数が度数全体の４５％以上で、下部層は、基体表面の法線に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の傾斜角を０．２５度のピッチ区分内で度数集計し、２〜１２度に最高ピークが存在し、２〜１２度の度数合計が度数全体の４５％以上で、（ｃ）上部層と下部層の平均膜厚が、０．５〜１０μｍであり、（ｄ）すくい面において下部層が露出している、表面被覆切削工具。【選択図】図５
2018144139.tif 000002
【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、硬質被覆層を有する表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ｘおよびＣ含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙは何れも原子比）は、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ＜０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合炭窒化物層は、上部層と下部層からなり、
前記上部層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析し、前記基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定した場合、前記傾斜角のうち、前記法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
前記下部層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析し、前記基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定した場合、前記傾斜角のうち、前記法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
（ｃ）前記上部層と前記下部層の平均膜厚が、ともに、０．５〜１０μｍであり、
（ｄ）すくい面において下部層が露出していること、
を特徴とする表面被覆切削工具。
【請求項２】
工具厚さ方向に対して垂直方向の前記下部層の露出幅が０．０１ｍｍを超え、０．５ｍｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の表面切削工具。
【請求項３】
前記上部層の平均膜厚が前記下部層の平均膜厚よりも薄い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】
前記上部層および前記下部層の結晶粒径が１００〜３０００ｎｍで、結晶粒径アスペクト比が２〜１０であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
【請求項５】
前記下部層が露出している部分の表面粗さ（Ｒａ）が０．５μｍ未満であることを特徴とする請求項１〜４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】
この発明は、炭素鋼、合金鋼や鋳鉄等を、高熱発生を伴い、刃先に高負荷が作用する高速高送り条件で切削加工した場合に、硬質被覆層が優れた耐チッピング性を備え、長期の使用にわって優れた耐摩耗性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】
切削工具の切削性能の改善を目的として、従来、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基体（以下、これらを総称して基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を蒸着法により被覆形成した被覆工具があり、これらは、優れた耐摩耗性を発揮することが知られている。
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、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速切削条件で用いた場合にチッピング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、工具基体表面の組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）の複合炭窒化物層について、ＥＢＳＤにより該層の縦断面を解析したとき、（１）｛１１１｝面の法線がなす傾斜角のうち２〜１２度の範囲にあるものの度数分布が傾斜角度数分布全体の４５％以上、（２）基体界面から前記複合炭窒化物層へ０．１〜０．５μｍの範囲をＦＥ−ＳＥＭの観察により、構成元素であるＴｉ、Ａｌ、ＣおよびＮの構成原子共有格子点の分布を算出して、該構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個存在するときをΣＮ＋１で表すと、Σ５の分布割合が３０％以上かつ該Σ５に分布のピークがある、被覆工具が記載されている。
【０００４】
また、特許文献２には、ＴｉＮからなる第一単位層とＴｉ１−ｘＡｌｘＮ（０．６≦ｘ≦０．９）からなる第二単位層とが交互に積層され、該第二単位層は（１１１）面に配向している被覆工具が記載されている。
【０００５】
さらに、特許文献３には、工具基体表面にＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在する上部層と周期的な組成変化が存在しない下部層を含み、前記上部層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表したとき、０．７０≦ｘ≦０．９５であってＩ（２００）／Ｉ（１１１）＞１０であり、前記下部層は組成式：（Ｔｉ１−ｕＡｌｕ）（ＣｖＮ１−ｖ）で表したとき、０≦ｕ＜０．７０であって０≦ｖ≦０．００５、Ｉ（２００）／Ｉ（１１１）＜３であり工具基体表面から上部層に向かってｕが順次増加する、被覆工具が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１４−２４１３１号公報
【特許文献２】特開２０１５−５２１３３号公報
【特許文献３】特開２０１６−１６８６６９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
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高送り化、高効率化の傾向にあって加工時の負荷は高まっており、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、長期の使用にわって優れた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１に記載された被覆工具では、｛１１１｝面の法線がなす傾斜角のうち２〜１２度の範囲にあるものの度数分布が傾斜角度数分布全体の４５％以上とすることにより、耐チッピング性の向上を図っているが、高速高送り加工では、耐チッピング性が不十分となる虞がある。
【０００８】
また、特許文献２に記載された被覆工具は、合金鋼の乾式ミーリング加工において優れた耐摩耗性を示すものの、高速高送りのような厳しい乾式のミーリング加工では耐チッピング性が十分とはいえず工具寿命が短くなる。
【０００９】
さらに、特許文献３に記載された被覆工具は、下部層のＡｌ原子％が工具基体表面から上部層に向かって順次増加するため被覆層の耐剥離性に優れるものの、上部層が（１００）配向のために高速高送り加工では、耐摩耗性が不十分となる可能性が否定できない。
【００１０】
そこで、本発明は、炭素鋼、鋳鉄、合金鋼等の高速高送り等に供した場合であっても、優れた靭性を備え、長期の使用にわたって優れた耐チッピング性、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】
【００１１】
本発明者らは、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、「（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、耐摩耗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。
【００１２】
まず、本発明者らは、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）からなる硬質被覆層において、結晶配向を変化させたときの耐チッピング性と耐摩耗性について検討したところ、｛１００｝面の法線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）は耐チッピング性に優れ、他方、｛１１１｝面の法線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は耐摩耗性に優れていることを見出した。
一方、被覆工具において切れ刃稜線部（刃先稜線部）を含むすくい面には耐チッピングが求められ、逃げ面には耐摩耗性が求められている。
そこで、すくい面には｛１００｝面の法線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を設け、逃げ面には｛１１１｝面の法線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を設けることにより、高速高送り加工であっても耐チッピング性と耐摩耗性を両立することができるとの知見を得た。
【００１３】
また、前記知見の実現のためには、ＣＶＤ法により｛１００｝面の法線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を設け、その上に｛１１１｝面の法線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を設け、すくい面のみにブラスト処理を実施して、｛１００｝面の放線方向に配向の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を露出させればよいことを見出した。
【００１４】
さらに、被覆工具表面の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層をブラスト加工により平滑化すると、耐溶着性が向上することも併せて知見した。
【００１５】
本発明は、前記各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、硬質被覆層を有する表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなり、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）
で表した場合、Ａｌ含有割合ｘおよびＣ含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙは何れも原子比）は、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ＜０．００５を満足し、
（ｂ）前記複合炭窒化物層は、上部層と下部層からなり、
前記上部層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析し、前記基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定した場合、前記傾斜角のうち、前記法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
前記下部層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析し、前記基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定した場合、前記傾斜角のうち、前記法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
（ｃ）前記上部層と前記下部層の平均膜厚が、ともに、０．５〜１０μｍであり、
（ｄ）すくい面において下部層が露出していること、
を特徴とする表面被覆切削工具。
（２）工具厚さ方向に対して垂直方向の前記下部層の露出幅が０．０１ｍｍを超え、０．５ｍｍ未満であることを特徴とする（１）に記載の表面切削工具。
（３）前記上部層の平均膜厚が前記下部層の平均膜厚よりも薄いことを特徴とする（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記上部層および前記下部層の結晶粒径が１００〜３０００ｎｍで、結晶粒径アスペクト比が２〜１０であることを特徴とする（１）〜（３）いずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）前記下部層が露出している部分の表面粗さ（Ｒａ）が０．５μｍ未満であ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。」
である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明は、耐チッピング性と耐摩耗性を高次元で両立させることができ、高速高送り加工においても工具寿命を延ばすことができるという顕著な効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１−ａ、図１−ｂは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層における結晶粒の結晶面である｛１００｝面および｛１００｝面の法線が、基体表面の法線に対してなす傾斜角の概略説明図である。
【図２】図２−ａ、図２−ｂは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層における結晶粒の結晶面である｛１１１｝面および｛１１１｝面の法線が、基体表面の法線に対してなす傾斜角の概略説明図である。
【図３】本発明被覆工具の下部層について測定した｛１００｝面の傾斜角度数分布のグラフの一例である。
【図４】本発明被覆工具の上部層について測定した｛１１１｝面の傾斜角度数分布のグラフの一例である。
【図５】本発明の被覆工具の硬質皮膜の厚さ方向断面模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
次に、本発明の被覆工具の硬質被覆層について、より詳細に説明する。
【００１９】
ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層（（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ））の平均組成
前記複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合ｘ、および、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｙ（但し、ｘ、ｙはいずれも原子比）は、それぞれ、０．７０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ＜０．００５を満足するように組成を制御する。
その理由は、Ａｌの平均含有割合ｘが０．７０未満であると、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層は耐酸化性に劣り、合金鋼等の高速高送りに供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合ｘが０．９５より大きくなると、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、Ａｌの平均含有割合ｘは、０．７０≦ｘ≦０．９５と定めた。
また、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層に含まれるＣ成分の平均含有割合ｙは、０≦ｙ＜０．００５の範囲の微量であるとき、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（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の耐チッピング性、耐欠損性が向上する。一方、Ｃ成分の平均含有割合ｙが０≦ｙ＜０．００５の範囲を逸脱すると、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の靭性が低下するため耐チッピング性、耐欠損性が低下し好ましくない。したがって、Ｃの平均含有割合ｙは、０≦ｙ＜０．００５と定めた。
なお、Ｃの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外しており、不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をｙとして求めた。
【００２０】
ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層（（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ））の下部層
前記複合炭窒化物層（（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ））の下部層について、電子線後方散乱回折装置（以下、ＥＢＳＤという）を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、その縦断面方向から解析し、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対する前記結晶粒の結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角（図１−ａ、図１−ｂ）参照）を測定した場合、前記傾斜角のうち、前記法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合となる傾斜角度数分布形態を示すならば、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層は、立方晶構造を維持したままで高硬度を有し、しかも、前記傾斜角度数分布形態によって靭性を向上させる。
なお、ＥＢＳＤを用いて個々の結晶粒の結晶方位を解析する際に、基体表面の法線に対する傾斜角が１２度より大きい結晶面は｛１００｝配向しているとみなすことができず、硬度が低下するため、{１００}配向が強く、かつ硬度が低下しない範囲が０〜１２度までであることから、測定によって度数を求める傾斜角区分の範囲を０〜１２度と定めた。
【００２１】
ここで、前記下部層の平均層厚は、０．５μｍ未満では、長期の使用にわたっての耐チッピング性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が１０μｍを超えると、高熱発生を伴う高速断続切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚は０．５〜１０μｍと定めた。
【００２２】
ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層（（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ））の上部層
上部層についても、ＥＢＳＤを用いて前記下部層と同様の方法と処理によって、｛１１１｝面の法線がなす傾斜角（図２−ａ、２−ｂ参照）を測定し、０〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合となる傾斜角度数分布形態を示すならば、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層は、高硬度を有して耐チッピング性に優れ、しかも、前記傾斜角度数分布形態によって硬質被覆層と基体との密着性が飛躍的に向上する。
なお、ＥＢＳＤを用いて個々の結晶粒の結晶方位を解析する際に、基体表面の法線に対する傾斜角が１２度より大きい結晶面は｛１１１｝配向しているとみなすことができず、硬度が低下するため、{１１１}配向が強く、かつ硬度が低下しない範囲が０〜１２度までであることから、測定によって度数を求める傾斜角区分の範囲を０〜１２度と定めた。
【００２３】
ここで、前記上部層の平均層厚は、０．５μｍ未満では、長期の使用にわたっての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が１０μｍを超えると、高熱発生を伴う高速高送り加工で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚は０．５〜１０μｍと定めた。
なお、上部層の平均層厚は下部層の平均層厚よりも薄いが好ましい。その理由は、下部層の平均層厚の方が厚いと切れ刃稜線部耐チッピング性がより向上するためである。
【００２４】
すくい面における下部層の露出
本発明では、すくい面、すなわち、切れ刃稜線部（すくい面と逃げ面をそれぞれ直線で近似した場合に、当該直線が交差する領域）からすくい面方向の全面の上部層が除去され、下部層が露出している。すくい面において露出している下部層、図５に示すようにｌａの長さで露出をしており、露出している下部層の表面粗さ（Ｒａ）は、０．５μｍ未満であることが好ましい。その理由は、０．５μｍ未満であると耐溶着性がより一層向上するためである。
表面粗さはＪＩＳ  Ｂ０６０１２００１に準拠し、カットオフ値：０．０８ｍｍ、基準長さ：０．８ｍｍ、走査速度：０．１ｍｍ／秒にてレーザー式表面粗さ測定器を用いて測定した値とする。
【００２５】
上部層および下部層の結晶粒径とアスペクト比
上部層および下部層の結晶粒径は、１００〜３０００ｎｍであることが好ましく、結晶粒径アスペクト比は２〜１０が好ましい。その理由は、結晶粒径が１００ｎｍ未満であると粒界滑りを抑制する効果が十分ではないときがあり、３０００ｎｍを超えると層内のゆがみが大きくなり硬さが低下することがあるためである。
また、結晶粒径アスペクト比は、２未満であると十分な柱状組織となっていないため、アスペクト比の小さな等軸結晶の脱落を招くことがあり、十分な耐摩耗性を発揮することが出来ないことがある。また、１０を超えると結晶粒そのものの強度を保つことができず、耐チッピング性が低下する虞があるため好ましくない。
ここで、結晶粒径とアスペクト比は、上部層および下部層の厚さ方向の断面（縦断面）をＳＥＭにて幅１００μｍ、高さは各層全体を含む範囲で観察した際に、各結晶粒について粒子径の最も長い長さを長軸とし前記長軸と直行する方向の最大長さを結晶粒径とし、前記長軸を結晶粒径で除した値の観察範囲での平均値とする。
【００２６】
なお、下部層の下に下部層と基体界面との接着を向上させるために、必要に応じて公知の例えば、Ａｌの含有率を基体側から表面側に漸次変化させたＡｌＴｉＣＮ層や、公知のＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層等の下地層を設けてもよい。
【００２７】
上部層、下部層およびすくい面の露出部の製造方法
本発明の製造方法は、概略次のとおりである。
１．通常の製法により超硬合金基体を製造する。
２．次に、この超硬合金基体上に、必要に応じて下地層を成膜する。
３．続いて、通常のＣＶＤ装置によって、２段階の成膜を行う。その際、ＮＨ３／（ＴｉＣｌ４＋ＡｌＣｌ３）を変化させることにより配向性に差異を生じさせる。
３−１．第１段階の成膜（下部層の成膜）
例えば、反応ガス組成（容量％）
ＴｉＣｌ４  ０．１〜０．８％、ＡｌＣｌ３    ０．５〜１．５％、ＮＨ３  ０．８〜４．５％、Ｃ２Ｈ４  ０〜１％、Ｎ２  ０〜１０．０％、Ａｒ  ０〜１０％、残りＨ２
反応雰囲気温度：    ７００〜９００  ℃、
反応雰囲気圧力：    ２〜５  ｋＰａ、
という条件下で蒸着することによって、０．７０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ＜０．００５（但し、ｘ、ｙは何れも原子比）を満足し、また、基体表面の法線方向に対して｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定した傾斜角度数分布において、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する傾斜角度数分布の割合が４５％以上である本発明の立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなる硬質被覆層（下部層）を形成することができる。
３−２．第２段階の成膜（上部層の成膜）
例えば、反応ガス組成（容量％）
ＴｉＣｌ４  ０．１〜０．８％、ＡｌＣｌ３  ０．５〜１．５％、ＮＨ３  ０．８〜４．５％、Ｃ２Ｈ４  ０〜１％、Ｎ２  ０〜１０．０％、Ａｒ  ０〜１０％、残りＨ２
反応雰囲気温度：    ７００〜９００  ℃、
反応雰囲気圧力：    ２〜５  ｋＰａ、
という条件下で蒸着することによって、０．７０≦ｘ≦０．９５、０≦ｙ＜０．００５（但し、ｘ、ｙは何れも原子比）を満足し、また、基体表面の法線方向に対して｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定した傾斜角度数分布において、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する傾斜角度数分布の割合が４５％以上である本発明の立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層からなる硬質被覆層（上部層）を形成することができる。
４．すくい面の下部層の露出
切れ刃稜線部およびすくい面の上部層の除去は、種々の方法があるが、例えば、Ａｌ２Ｏ３を用いたウエットブラストによる方法が望ましい。
【００２８】
次に、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
【実施例１】
【００２９】
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。
【００３０】
【表１】
2018144139.tif 000003
【００３１】
次に、これらの工具基体Ａ〜Ｃの表面に、通常のＣＶＤ装置を用い、まず、表２に示される条件で、下部層である所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚になるまで蒸着形成した後、同じく表２に示される条件で上部層である所定の組成を有する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を形成し、その後、表５で示された条件にてＡｌ２Ｏ３を用いたウエットブラスト法によりすくい面部の上部層を除去して、表６に示される本発明被覆工具１〜１０を製造した。
なお、本発明被覆工具８〜１０については、表４で示される形成条件で表６に示される下地層を形成した。
【００３２】
また、比較の目的で、同じく工具基体Ａ〜Ｃの表面に、通常のＣＶＤ装置を用い、表３に示される条件で、比較例の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成し、その後、表５で示された条件にてＡｌ２Ｏ３を用いたウエットブラスト法によりすくい面部の上部層を除去して、表７に示される比較被覆工具１〜１０を製造した。なお、表７において、「切れ刃稜線部の幅（ｍｍ）」の欄が「−」のものは、逃げ面稜線部において下部層の露出がないものを示す。
また、本発明被覆工具８〜１０については、表４で示される形成条件で表７に示される下地層を形成した。
【００３３】
本発明被覆工具１〜１０、比較例被覆工具１〜１０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡を用いて測定し、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６および表７に示される目標平均層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
次いで、前記の本発明被覆工具１〜１０の硬質被覆層について、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、基体表面の法線方向に対する｛１００｝面の法線がなす傾斜角についての傾斜角度数分布における２〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）、および、基体表面の法線方向に対する｛１１１｝面の法線がなす傾斜角についての傾斜角度数分布における２〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（β）を測定した。
【００３４】
なお、前記それぞれの具体的な測定法は次のとおりである。
硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙについては、二次イオン質量分析(ＳＩＭＳ：Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ‐Ｉｏｎ‐Ｍａｓｓ‐Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ)により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙは深さ方向の平均値を示す。
【００３５】
また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＴｉとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の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立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、工具基体と水平方向に長さ１００μｍにわたり硬質被覆層について０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、基体表面の法線（断面研磨面における基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１００｝面と｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、２〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）および（β）を求めた。
なお、図３、４に、本発明被覆工具について測定した｛１００｝面と｛１１１｝面の傾斜角度数分布グラフの一例をそれぞれ示す。
【００３６】
次いで、比較例被覆工具１〜１０についても、本発明被覆工具１〜１０と同様にして、硬質被覆層の平均Ａｌ含有割合ｘ、平均Ｃ含有割合ｙ、基体表面の法線方向に対する｛１００｝面と｛１１１｝面の法線がなす傾斜角についての傾斜角度数分布における２〜１２度の範囲内に存在する度数の割合（α）と（β）を測定した。
表６、表７にその結果を示す。
【００３７】
【表２】
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【００３８】
【表３】
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【００３９】
【表４】
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【００４０】
【表５】
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【００４１】
【表６】
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【００４２】
【表７】
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【００４３】
次に、前記の各種の被覆工具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、本発明被覆工具１〜１０、比較例被覆工具１〜１０について、以下に示す、合金鋼の高速高送り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を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。寿命基準は逃げ面摩耗幅が０．２０ｍｍとした。
被削材：  ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材                              
回転速度：  ９４３  ｍｉｎ−１、
切削速度：  ３００  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  １．５  ｍｍ、
一刃送り量：  ０．５  ｍｍ／刃、
切削時間：  ５分
表８に、前記切削試験の結果を示す。また、比較被覆工具に関しては、切削時間５分以下で寿命となったものは、寿命に達した時間を記載した。
【００４４】
【表８】
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【００４５】
表６〜８に示される結果から、本発明被覆工具１〜１０は、立方晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層が成膜され、上部層と下部層からなり、
前記上部層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析し、基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１１１｝面の法線がなす傾斜角を測定した場合、前記傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
前記下部層は、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌの複合炭窒化物層の縦断面方向から解析し、基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定した場合、前記傾斜角のうち、法線方向に対して０〜４５度の範囲内にある傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、２〜１２度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記２〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の４５％以上の割合を示し、
前記上部層と前記下部層の逃げ面全体の平均膜厚が、ともに、０．５〜１０μｍであり、
さらに、すくい面において下部層が露出しているから、合金鋼の高速高送り切削加工において優れた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。
これに対して、本発明の発明特定事項を一つでも満足しない比較例被覆工具１〜１０については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００４６】
上述のように、この発明の被覆工具は、合金鋼の高速高送り切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、長期の使用にわたって優れた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮するものであるから、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】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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