(57)【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からなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆してなる表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層の最表面層は、０．２〜５．０μｍの平均層厚を有するα型の酸化アルミニウム層からなり、
（ｂ）上記α型の酸化アルミニウム層を構成するα型の酸化アルミニウム結晶粒の平均結晶粒径は、上記α型の酸化アルミニウム層の平均層厚より小さく、かつ、０．０５〜０．４μｍの範囲内であり、
（ｃ）上記α型の酸化アルミニウム層の断面を観察し、０．０５〜０．４μｍの範囲内の平均結晶粒径を有する上記α型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を近似して各結晶粒の曲率を求めた場合に、形状近似した各結晶粒の曲率の最大値が７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒が、観察視野中に存在する全結晶粒の６０面積％以上を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
【請求項２】
炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆形成してなる表面被覆切削工具において、
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏの平均含有量が、２．０質量％未満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】
炭窒化チタン基サーメットからなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆形成してなる表面被覆切削工具において、
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏ及びＮｉの合計平均含有量が、２．０質量％未満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４】
上記α型の酸化アルミニウム層は微粒のＴｉ酸化物を含有し、該α型の酸化アルミニウム層に含有されるＴｉの含有量は、α型の酸化アルミニウム層中に含有される全金属元素の０．２〜１０原子％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】
上記α型の酸化アルミニウム層は、予めＴｉ酸化物微粒子を添加したゾルを用いたゾル−ゲル法により形成することを特徴とする請求項４に記載の表面被覆切削工具の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、刃先に高負荷が作用する高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング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。
【背景技術】
【０００２】
従来から、工具基体表面に、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれた少なくとも１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物等からなる硬質皮膜を被覆形成することにより、切削工具の耐摩耗性向上を図ることが知られている。
そして、硬質皮膜のうちでも、α型酸化アルミニウム層は、熱安定性に優れ、反応性が低く、かつ、高硬度であるという点から、上記周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれた少なくとも１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物等からなる硬質皮膜の最表面層として、α型酸化アルミニウム層を被覆形成した被覆工具が知られているが、切削条件が厳しくなるにしたがって、それに耐え得る切削性能を備えた被覆工具が求められており、そのため、硬質皮膜の最表面層を構成するα型酸化アルミニウム層についても種々の改良・提案がなされている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、表面被覆切削工具の硬質被覆層として、少なくとも酸化アルミニウム層を５〜２０μｍ化学蒸着法で被覆形成し、かつ、酸化アルミニウム層中にＴｉ酸化物を固溶あるいは３０容量％以下含有させることによって、表面被覆切削工具の靭性、密着性、耐摩耗性を改善することが提案されている。
【０００４】
特許文献２では、表面被覆切削工具の硬質被覆層として、少なくともＡｌ２Ｏ３相と、ＺｒＯ２及び／又はＨｆＯ２より成る第２相と、ＴｉＯＸ等の第３の微細分散相を含有する硬質被覆層を化学蒸着法で形成することにより、表面被覆切削工具の耐摩耗性を改善することが提案されている。
【０００５】
また、特許文献３では、工具基体、硬質皮膜の特性の劣化・変形を招かないように、低温条件下（１０００℃以下）での物理蒸着法によるα型アルミナ層の形成方法として、工具基体表面に、Ａｌと、４ａ族、５ａ族、６ａ族およびＳｉよりなる群から選択される少なくとも１種の元素とを必須成分とする窒化物、炭化物、炭窒化物、ほう化物、窒酸化物、炭窒酸化物からなる硬質皮膜を物理蒸着法で形成した後、該硬質皮膜を酸化することによって酸化物含有層を形成し、該酸化物含有層上に物理蒸着することにより、最表面層としての耐摩耗性および耐熱性に優れたα型結晶構造を主体とするアルミナ層を蒸着形成することが提案されている。
【０００６】
さらに、特許文献４では、工具基体の少なくとも最表面に、０．０５〜５μｍの膜厚を有し、コランダム型の結晶構造を有するαアルミナ構造の酸化アルミニウム層を被覆形成する表面被覆切削工具の製造方法において、酸化アルミニウム層は、アルミニウムのアルコキシドにアルコール（好ましくは、平均粒径１０〜３００ｎｍのαアルミナ粒子を含有するアルコール）を添加し、さらに酸（例えば、希塩酸）を添加した後、１０℃以下の低温にて攪拌してゾルを生成させ、該ゾル中に含まれるアルミニウムと水のモル比が１：３０〜１：１５０になるようにゾルに水を添加した後、１５〜８０℃の温度にて加熱・攪拌する高結晶化処理を施し、該高結晶化処理を施したゾルを上記工具基体表面へ、あるいは、工具基体表面上に形成した硬質皮膜の最表面に塗布し、引き続き、１００〜４００℃での乾燥処理を１回以上繰り返し行い、次いで、５００〜１０００℃の温度範囲で焼成処理を行うゾル−ゲル法によって被覆形成することにより、被覆工具の耐摩耗性を改善することが提案されている。
【０００７】
特許文献５では、工具基体の少なくとも最表面に、０．２〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、平滑性の高い酸化アルミニウム層をゾル−ゲル法により形成した表面被覆切削工具において、酸化アルミニウム層は、素地及び素地中に分散した球状組織からなり、該素地は酸化アルミニウム結晶相及びアモルファス相から構成され、また、該球状組織は、針状結晶相、板状結晶相のうちの一種または二種とアモルファス相との集合体からなり、酸化アルミニウム層の縦断面に含有される球状組織の占める面積の割合は２０〜６０面積％、また、近似円の半径は、０．０２〜０．５μｍとすることによって、鋳鉄、炭素鋼等の高速重切削加工において、硬質被覆層の潤滑性、耐摩耗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】
【０００８】
【特許文献１】特開昭６１−１９５９７５号公報
【特許文献２】特開２００２−５２６６５４号公報
【特許文献３】特開２００４−１２４２４６号公報
【特許文献４】特開２０１３−５３３４４号公報
【特許文献５】特開２０１３−１３９０７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記特許文献１，２において提案されている酸化アルミニウム層を化学蒸着で形成した被覆工具においては、形成されるα型酸化アルミニウムの熱安定性、非反応性により、通常条件下での切削加工では、ある程度の靭性、耐摩耗性を発揮するが、例えば、高熱発生を伴い、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する切削加工に用いた場合には、チッピング、欠損が発生しやすく、これが原因となり、長期の使用にわたって十分な耐摩耗性を発揮し得ないという問題があった。
【００１０】
また、上記特許文献３において提案されている物理蒸着により形成した酸化アルミニウム層を硬質被覆層とする被覆工具においては、酸化アルミニウム層の高温安定性が乏しく、また、硬さも十分でないため、耐摩耗性が劣るという問題があった。
【００１１】
また、上記特許文献４，５において提案されているゾル−ゲル法により酸化アルミニウム層を形成した被覆工具では、硬質被覆層を熱安定性にすぐれ、非反応性の高いα−Ａｌ２Ｏ３にするために、ゾル中に水や塩酸を加え、加熱することで加水分解・縮重合反応を促進させ、最密構造をとるα型に近い緻密なＡｌ−Ｏの結合を分散させたゾルを成膜に使用することで高い結晶性を有するα−Ａｌ２Ｏ３を形成していた。そして、これを鋳鉄・鋼の高速連続切削に用いた場合には長寿命を発揮するものの、大きな衝撃の加わる鋼の高速断続切削においては、膜組織が球状組織や針状・板状結晶粒からなり、均一性に乏しく、その不均一性や針状結晶粒の尖端などからクラックが発生するなどしてチッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生し易く、これが原因となり、長期の使用にわたって十分な耐摩耗性を発揮し得ないという問題があった。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
そこで、本発明者等は、ゾル−ゲル法により、工具基体表面に耐チッピング性に優れた酸化アルミニウム層を形成すべく鋭意検討したところ、アルミナゾル中にＴｉ酸化物微粒子を予め添加したアルミナゾルを用いたゾル-ゲル法によりα型の酸化アルミニウム層を形成することで、形成されるα型の酸化アルミニウム結晶粒を比較的大きな粒径で、かつ、その形状を球状化、楕円体状化することができ、さらに、従来のゾルーゲル法で形成されていた脆弱組織の形成を抑制し得ることを見出した。
そして、このような酸化アルミニウム層を被覆形成した被覆工具を、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合には、チッピング、欠損等を発生することがなく、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。
【００１３】
この発明は、上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からなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆してなる表面被覆切削工具において、
（ａ）上記硬質被覆層の最表面層は、０．２〜５．０μｍの平均層厚を有するα型の酸化アルミニウム層からなり、
（ｂ）上記α型の酸化アルミニウム層を構成するα型の酸化アルミニウム結晶粒の平均結晶粒径は、上記α型の酸化アルミニウム層の平均層厚より小さく、かつ、０．０５〜０．４μｍの範囲内であり、
（ｃ）上記α型の酸化アルミニウム層の断面を観察し、０．０５〜０．４μｍの範囲内の平均結晶粒径を有する上記α型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を近似して各結晶粒の曲率を求めた場合に、形状近似した各結晶粒の曲率の最大値が７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒が、観察視野中に存在する全結晶粒の６０面積％以上を占めることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）  炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆形成してなる表面被覆切削工具において、
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏの平均含有量が、２．０質量％未満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）  炭窒化チタン基サーメットからなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆形成してなる表面被覆切削工具において、
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏ及びＮｉの合計平均含有量が、２．０質量％未満であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（４）  上記α型の酸化アルミニウム層は微粒のＴｉ酸化物を含有し、該α型の酸化アルミニウム層に含有されるＴｉの含有量は、α型の酸化アルミニウム層中に含有される全金属元素の０．２〜１０原子％であることを特徴とする（１）〜（３）に記載の表面被覆切削工具。
（５）  上記α型の酸化アルミニウム層は、予めＴｉ酸化物微粒子を添加したゾルを用いたゾル−ゲル法により形成することを特徴とする（４）に記載の表面被覆切削工具の製造方法。」
を特徴とするものである。
【００１４】
以下、本発明について、詳細に説明する。
【００１５】
この発明の被覆工具は、硬質被覆層として、ゾル−ゲル法により成膜した平均層厚０．２〜５．０μｍのα型の酸化アルミニウム層を備えるが、該層の平均層厚が０．２μｍ未満であると、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、一方、平均層厚が５．０μｍを超えると、チッピングが発生しやすくなるため、α型の酸化アルミニウム層の層厚は０．２〜５．０μｍと定めた。
【００１６】
上記α型の酸化アルミニウム層を構成するα型の酸化アルミニウム結晶粒の形状は、球状または楕円体状であって、平均結晶粒径は、酸化アルミニウム層の平均層厚より小さく、かつ、０．０５〜０．４μｍの範囲内である。
α型の酸化アルミニウム結晶粒の形状が、球状または楕円体状でない場合には、切れ刃に高負荷が作用した場合にクラックの発生を抑制することができず、耐チッピング性、耐欠損性の向上を望めない。
また、α型の酸化アルミニウム結晶粒の平均結晶粒径が０．０５μｍ未満の場合には、耐摩耗性が十分でなく、一方、平均結晶粒径が０．４μｍを超える場合あるいは酸化アルミニウム層の平均層厚より大きくなる場合には、α型の酸化アルミニウム層の表面粗さが粗くなり、チッピング、欠損を発生し易くなる。
したがって、α型の酸化アルミニウム結晶粒の形状は、球状または楕円体状であって、平均結晶粒径は、酸化アルミニウム層の平均層厚より小さく、かつ、０．０５〜０．４μｍの範囲内とする。
【００１７】
また、本発明のα型の酸化アルミニウム結晶粒は、その断面形状を円近似または楕円近似した場合、円近似または楕円近似した結晶粒の円の曲率または楕円の曲率の最大値が７０（μｍ）−１以下である酸化アルミニウム結晶粒が、全結晶粒の６０面積％以上を占めている。
ここで、円近似または楕円近似したα型の酸化アルミニウム結晶粒の曲率の最大値が７０（μｍ）−１を超える結晶粒の存在割合が多くなった場合には、α型の酸化アルミニウム層における結晶粒の尖端部でクラックが発生し易くなり、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下する。
したがって、本発明では、断面形状を円近似または楕円近似したα型の酸化アルミニウム結晶粒の円または楕円の曲率の最大値が７０（μｍ）−１以下である結晶粒の存在割合を高めることが必要であり、このような結晶粒が、全結晶粒の６０面積％以上を占める場合には、高負荷が作用する切削加工においても、クラックの発生頻度が低減され、耐チッピング性、耐欠損性等の耐異常損傷性が向上する。
そこで、本発明では、α型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を円近似または楕円近似して円の曲率または楕円の曲率を求めた場合に、曲率の最大値が７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒の占有割合を、観察視野中に存在する全結晶粒の６０面積％以上と定めた。
【００１８】
本発明では、α型の酸化アルミニウム層の断面をＴＥＭ観察し、α型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を円近似または楕円近似することにより、各結晶粒の最大曲率および平均結晶粒径を求めた。
なお、α型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を円近似または楕円近似するための手法は、例えば、「多変量の線形最小２乗法を用いる方法」等の既によく知られている手法を用いて近似すればよい。
（佐藤 郁郎著「最小２乗法その理論と実際―観測データの非線形解析」参照，或いは、佐藤郁郎ＨＰ：http://www.geocities.jp/ikuro_kotaro/koramu/daenkinji.htm参照。）
【００１９】
例えば、図１に示すように８測定点からα型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を円近似または楕円近似し、図２に示すように円近似または楕円近似した円または楕円の長径を２ａ、同短径を２ｂとした場合、α型の酸化アルミニウム結晶粒の平均粒径は、（２ａ＋２ｂ）／２として求めることができ、また、α型の酸化アルミニウム結晶粒の曲率は長径の端点で最大となり、その最大値ｋは、ｋ＝（ａ／ｂ２）で求めることができる。
なお、円の場合にはａ＝ｂであり、平均粒径は２ａ、曲率の最大値ｋは、ｋ＝１／ｂ  となる。
【００２０】
図３には、本発明被覆工具のα型の酸化アルミニウム層について、ＴＥＭ観察を行った４箇所のα型の酸化アルミニウム結晶粒を示し、図４には、これら４箇所のα型の酸化アルミニウム結晶粒を円近似または楕円近似して、それぞれの結晶粒について測定した長径２ａ，短径２ｂ，粒径（ａ＋ｂ），曲率の最大値ｋの各値を示す。
図４に示すように、本発明被覆工具について測定した４箇所のα型の酸化アルミニウム結晶粒については、平均結晶粒径は本発明で規定する０．０５〜０．４μｍの範囲内であり、また、曲率の最大値はいずれも７０（μｍ）−１以下であった。
【００２１】
なお、本発明の被覆工具は、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からなる工具基体の表面に直接上述したα型の酸化アルミニウム層を形成することができることは勿論であるが、工具基体表面と該α型の酸化アルミニウム層との間に、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族、Ａｌ、Ｓｉから選ばれる少なくとも１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物を含有する下地層を、物理蒸着法（ＰＶＤ法）、化学蒸着法（ＣＶＤ法）、またはゾル−ゲル法により形成した後、該下地層硬質皮膜の表面に上記α型の酸化アルミニウム層を被覆形成することもできる。
下地層の具体例としては、例えば、化学蒸着によって形成したＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層等のＴｉ化合物層を挙げることができ、また、物理蒸着によって形成したＴｉとＡｌの複合窒化物層、ＣｒとＡｌの複合窒化物層等を挙げることができる。さらに、
【００２２】
例えば、物理蒸着（ＰＶＤ）法による上記下地層の形成に際して、α型の酸化アルミニウム層との密着性を高めるという観点から、該下地層中にＡｌを含有しており、かつ、該下地層の金属成分に占めるＡｌの含有割合が４０原子％以上である窒化物層（例えば、ＴｉＡｌＮ層、ＡｌＣｒＮ層等）を形成することが望ましい。
【００２３】
これは、下地層中の金属成分に占めるＡｌの含有割合が４０原子％以上の窒化物層であると、窒化物層とα型の酸化アルミニウム層との界面にアルミニウム濃度の高い酸化物を形成し、この酸化物が窒化物皮膜とα型の酸化アルミニウム層を強固に接着する作用を有するよう、という理由による。
【００２４】
この発明の被覆工具の硬質被覆層を構成するα型の酸化アルミニウム層は、例えば、比較的高濃度の酸を用いる、もしくは、ゾル中にＴｉ酸化物微粒子を添加したゾル−ゲル法によってα型の酸化アルミニウム層を形成させることができ、Ｔｉ酸化物を用いる場合には、α型の酸化アルミニウムとともに、微粒のＴｉ酸化物、例えば、ＴｉＯ２が含有され、該Ｔｉ酸化物の含有割合は、層中に含有される全金属元素に対して０．２〜１０原子％含有される。
【００２５】
ここで、微粒Ｔｉ酸化物として含有されるＴｉの含有量が、層中に含有される全金属元素に対して０．２原子％未満であると、形成されるα型の酸化アルミニウムの核生成点が少なく、均一組織が形成されず、一方、１０原子％を超えると、層中に脆弱なＡｌとＴｉの酸窒化物が形成され耐チッピング性、耐欠損性を低下させる。したがって、層中に含有される全金属元素に対するＴｉの含有割合は、０．２〜１０原子％とする。
なお、ゾル中にＴｉ酸化物微粒子を添加したゾルーゲル法によってα型の酸化アルミニウム層を形成する場合には、ゾル中に添加するＴｉ酸化物微粒子としてはＴｉＯ２が好適であり、その添加量は、ゾル中に含まれる全金属元素を１００原子％とした場合のＴｉの割合が、０．５〜１０原子％とすることが望ましい。
【００２６】
なお、上記酸化アルミニウム主体層は、工具基体に直接成膜することで、その性能を発揮することは可能であるが、炭窒化チタンを含む超硬合金を基体とする場合は窒素雰囲気中での焼成により、工具基体表面付近に、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒのうち、少なくとも１種の耐摩耗性の高い炭窒化物を多く含有させ、基体表面硬化層を形成させるとともに、酸化アルミニウム主体層と工具基体との密着強度を向上させ、工具寿命を延長することが可能となる。なお、該基体表面硬化層形成後の超硬合金基体の硬さはビッカース硬さ（Ｈｖ）で２２００以上、２８００以下であることが好ましい。その際、炭窒化物を多く含有させることで基体表面付近におけるＣｏは相対的に減ることとなり、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの断面観察を行い、分析視野領域１×１μｍの範囲にて波長分散型Ｘ線分光法による定量分析により、結合相金属としてのＣｏの含有量を検出した場合に、Ｃｏの含有量を２．０質量％未満にすれば、基体の表面硬化の要因となる炭窒化物が十分に形成され、耐摩耗性がより向上する。
基体表面硬化層の平均層厚は０．５μｍ以下であると耐摩耗性が十分発揮できないまま比較的すぐに磨滅してしまい、３．０μｍ以上であるとチッピングしやすくなる。
【００２７】
また、炭窒化チタン基サーメットを基体とする場合には、焼結工程において昇温及び最高温度で保持する際の雰囲気を所定の窒素雰囲気とし、保持の途中もしくは降温する際に減圧することにより、全焼結工程を一定圧力の窒素雰囲気中で実施した場合よりも表面を硬化させることができる。これは、最高温度で保持するまでの工程を一定の窒素圧力下で実施すると、基体内部に均一に硬さの高い炭窒化物が分散形成されるが、これを昇温、または保持の途中までは比較的高い窒素圧力下で処理し、保持の途中もしくは降温時から、より減圧された窒素雰囲気にして処理すると、基体のごく表面のみ脱窒されることにより、ＮｉやＣｏ金属結合相へのＴｉやＮｂなどの溶解及び内部から基体表面への拡散が活発となり、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物の形成が表面にて促進され、基体表面硬化層が形成されるためである。なお、該基体表面硬化層形成後のサーメット基体の硬さはビッカース硬さ（Ｈｖ）で２０００以上、２６００以下であることが好ましい。また、その際は上記超硬基体と同様に、基体表面付近におけるＮｉ及びＣｏは相対的に減ることとなり、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの断面観察を行い、分析視野領域１×１μｍの範囲にて波長分散型Ｘ線分光法による定量分析した場合に、結合相金属としてのＮｉ及びＣｏの合計含有量を２．０質量％未満にすれば、基体の表面硬化の要因となる炭窒化物が十分に形成され、耐摩耗性がより向上する。
【００２８】
本発明の被覆工具の表面層を構成するα型の酸化アルミニウム層は、例えば、以下に示すゾル−ゲル法によって形成することができる。
なお、本発明では、ゾル−ゲル法によってα型の酸化アルミニウム層を形成する際に、主として、アルミナゾルにＴｉ酸化物微粒子を添加するゾル−ゲル法について説明するが、Ｔｉ酸化物微粒子の添加の仕方としては、アルミナゾル中で均一分散できるような表面処理をしたＴｉ酸化物微粒子を添加する方法、アルコールに均一にＴｉ酸化物微粒子が分散されたスラリーとして添加する方法、分散剤を予めアルミナゾルへ添加した後にＴｉ酸化物微粒子をアルミナゾルへ添加する方法等各種の添加が可能であるが、いずれの添加方法であっても構わない。
【００２９】
アルミナゾルの調製：
まず、アルミニウムのアルコキシド（例えば、アルミニウムセカンダリブトキシド、アルミニウムイソプロポキシド）にアルコール（例えば、エタノール、１−ブタノール）を添加し、次いで、酸（例えば、塩酸、硝酸）を添加し、所定量、所定サイズのＴｉ酸化物微粒子を添加した後、さらに、所定濃度の酸（例えば、塩酸）を添加した後、３０〜５０℃の温度範囲にて１〜３時間攪拌することによってアルミナゾルを調製する。
【００３０】
また、添加する酸の濃度は、０．５〜４．０Ｎが望ましく、アルコールに対する酸の添加量は、０．１〜２倍（容量）が望ましい。
【００３１】
アルミナゾルの保持：
次いで、上記アルミナゾルについて、ゾル中で起きている加水分解・縮合反応が平衡状態に至るまで待つ目的で３０〜５０℃の温度範囲にて１２時間以上保持する。
【００３２】
乾燥・焼成：
工具基体あるいは下地層（例えば、Ｔｉ化合物層）を被覆した工具基体を、上記で調製したアルミナゾル中へ浸漬処理し、その後、０．５ｍｍ／ｓｅｃの速度でアルミナゾル中からこれを引き上げ、それに続き１００〜６００℃で１０分乾燥処理を施し、この浸漬処理と乾燥処理を所要の層厚になるまで繰り返し行い、次いで、７００〜１１００℃の温度範囲で焼成処理を行う。
【００３３】
上記乾燥処理によって、微粒のＴｉ酸化物を分散含有するアルミナの乾燥ゲルが形成され、次いで行う焼成処理によって、酸化アルミニウム相中に、所定量（全金属元素の０．２〜１０原子％）の微粒のＴｉ酸化物を分散含有するα型の酸化アルミニウム層が形成される。
【００３４】
上記α型の酸化アルミニウム層の膜厚は、アルミナゾルへの浸漬回数に依存するが、被覆形成された上記α型の酸化アルミニウム層の平均層厚が０．２μｍ未満では、長期の使用にわたって被覆工具としてすぐれた耐摩耗性を発揮することができず、一方、平均層厚が５．０μｍを越えるとα型の酸化アルミニウム層が剥離を生じやすくなることから、上記α型の酸化アルミニウム層の膜厚は０．２〜５．０μｍとする。
【００３５】
また、焼成温度については、７００℃未満では、α型の酸化アルミニウム結晶粒の生成速度がおそく、非晶質やγ型酸化アルミニウムが生成されたりするため硬さが十分でなく、高速断続切削に効果のある、十分な高温硬さを有するα型の酸化アルミニウム層が形成されず耐チッピング性が十分でない。一方、１１００℃を越える温度で焼成した場合、微粒のＴｉ酸化物とα型の酸化アルミニウム層の熱膨張差に起因するクラックが起きやすいため、焼成温度は７００〜１１００℃とする。
【発明の効果】
【００３６】
本発明では、Ｔｉ酸化物微粒子を用いなくとも、触媒としている酸の濃度を濃くすることで、アルミナゾル中に分散されるコロイド粒子がα型の酸化アルミニウム結晶の核生成点となりやすいよう、比較的大きく、密に形成でき、結果的に酸化アルミニウム膜中に局所的な加水分解・縮重合による凝集が起きにくく、脆弱な組織の存在しない球状または楕円体状であって、組織均一性、結晶性の高いα型の酸化アルミニウム層を形成することができる。また、本組織はアルミナゾル中にＴｉ酸化物微粒子を予め添加したアルミナゾルを用いたゾル-ゲル法を用いると、多数のＴｉ酸化物が結晶化の起点となり、より組織均一性の高い酸化アルミニウム層を形成することが可能となるとともに、Ｔｉ酸化物が有する潤滑性も相俟ってさらなる工具寿命の延長をもたらす。また、従来のゾルーゲル法では、加水分解・縮重合促進に起因して、鋳鉄及び炭素鋼の高速重切削においては優れた耐潤滑性、耐摩耗性を発揮するもの、特に高速の断続切削時にクラックの起点となってしまうような、脆弱組織が形成されていたが、本発明によればα型の酸化アルミニウム結晶粒は、球状または楕円体状であって、角部のない丸みのある比較的大きな粒径の結晶粒となり、さらに、脆弱組織の形成も抑制される。  
したがって、本発明の被覆工具は、高速断続切削加工時に、切れ刃に断続的衝撃等の高負荷が作用した場合でも、衝撃を粒子全体で吸収するためクラックの発生が抑制され、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を招くことなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】本発明のα型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を円近似または楕円近似した模式図を示す。
【図２】は、楕円近似したα型の酸化アルミニウム結晶粒の結晶粒径および曲率の最大値ｋを算出するための概略説明図を示す。
【図３】本発明被覆工具のα型の酸化アルミニウム層について、ＴＥＭ観察を行った４箇所の測定点のα型の酸化アルミニウム結晶粒とその曲率の最大値を示す。
【図４】本発明被覆工具のα型の酸化アルミニウム結晶粒の４箇所の測定点について測定した長径２ａ，短径２ｂ，粒径（ａ＋ｂ），曲率の最大値ｋの各値を示す。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
つぎに、この発明を実施例により具体的に説明する。
【実施例１】
【００３９】
（ａ）  原料粉末として、平均粒径０．８μｍの微粒ＷＣ粉末、平均粒径２〜３μｍの中粒ＷＣ粉末といずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ粉末、ＺｒＣ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に示す所定の配合組成に配合し、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、１４００℃の温度にて１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０５ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ（工具基体Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉという）を製造した。
但し、１４００℃にて１時間保持後１３２０℃までの冷却を、超硬基体Ｆについては、３．３ｋＰａの窒素雰囲気中にて４０分間行い、超硬基体Ｇについては、１ｋＰａの窒素雰囲気中にて４０分間、超硬基体Ｈについては、２ｋＰａの窒素雰囲気中にて１０分間、超硬基体Ｉについては、３．３ｋＰａの窒素雰囲気中にて１２０分間かけて冷却することで基体表面を硬化処理した。
【００４０】
（ｂ）  ついで、上記工具基体Ａ〜Ｉに対して、下層を形成した。
なお、下層の形成にあたり、上記工具基体Ａ及びＢについては、化学蒸着装置に装入し、表２に示す成膜条件を用いて、粒状結晶組織を有するＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層、縦長成長結晶組織のＴｉＣＮ層（以下、ｌ−ＴｉＣＮで示す）からなるＴｉ化合物層を表５に示す皮膜構成にて下地層を予め形成した。一方、上記工具基体Ｃについては、物理蒸着装置の一種であるアークイオンプレーティング装置に装入し、表５に示す膜厚のＴｉ０．５Ａｌ０．５Ｎ層からなる下地層を予め形成した。
また、上記工具基体Ｄについては、同じくアークイオンプレーティング装置に装入し、表５に示す膜厚のＡｌ０．７Ｃｒ０．３Ｎ層からなる下地層を予め形成した。
一方、上記工具基体Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉについては、下地層の形成を特に行わなかった。
【００４１】
（ｃ）  一方、硬質被覆層の最表面層としてのα型の酸化アルミニウム層をゾル−ゲル法で被覆形成するためのアルミナゾルの調製を、次のように行った。
表３に示す所定量のアルミニウムのアルコキシドであるアルミニウムセカンダリブトキシドに、同じく表３に示す所定量のエタノールと表３に示す種別かつ所定量のＴｉ酸化物微粒子を添加した後、恒温槽中３０〜５０℃で攪拌を行い、さらに、所定量の水を添加した塩酸を滴下により１時間かけて添加した。
【００４２】
（ｄ）  これを、表３に示すように恒温槽中３０〜５０℃に保持したまま、１時間以上攪拌を継続し、さらに、２０℃でゾル中の加水分解・縮重合反応が安定するまで所定時間保持することにより、アルミナゾルを調製した。
最終的な溶液組成は、モル比で、
（アルミニウムセカンダリブトキシド）：（水）：（エタノール）：（塩酸）
＝１：（８０〜１２０）：２０：（０．５〜４.０）
になるように調整を行った。
【００４３】
（ｅ）  ついで、上記工具基体Ａ〜Ｉ（いくつかの工具基体には、下層を形成している）を、上記アルミナゾル中に浸漬した。
【００４４】
（ｆ）  次いで、上記工具基体Ａ〜Ｉをアルミナゾル中から引き上げ速度０．５ｍｍ／ｓｅｃで引き上げ、５００℃で１０分間の乾燥処理を行い、さらに、浸漬、引き上げ、乾燥処理を繰り返した後、表３に示す条件で焼成処理を行い、本発明α型の酸化アルミニウム層を最表面に被覆形成することにより、表５、６に示す本発明の被覆工具１〜１５（本発明工具１〜１５という）を製造した。なお、下地層の形成を特に行わなかった工具基体Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉについては、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの断面観察を行い、分析視野領域１×１μｍの範囲にて波長分散型Ｘ線分光法による結合相金属の定量分析と表面硬化層厚の測定を実施した。その結果を表５に示す。
【００４５】
上記本発明工具１〜１５について、α型の酸化アルミニウム層の平均層厚を透過電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。
【００４６】
また、上記本発明工具１〜１５のα型の酸化アルミニウム層について、層厚×１μｍの観察視野範囲内で５視野観察し、その観察視野範囲における個々のα型の酸化アルミニウム結晶粒の断面形状を円近似または楕円近似し、近似した円の曲率または楕円の曲率の最大値ｋを求めた。
なお、求めた曲率ｋの最大値が７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒の、観察視野中に占める面積割合を求めた。
また、個々のα型の酸化アルミニウム結晶粒について、断面形状を円近似または楕円近似し、長径２ａ，短径２ｂを測定することにより、個々の結晶粒の粒径（ａ＋ｂ）を求め、これら個々の結晶粒の粒径を平均することにより平均結晶粒径を求めた。
【００４７】
さらに、上記本発明工具１〜１５について、α型の酸化アルミニウム層の縦断面について、層厚×１μｍの視野範囲にて、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察を行うとともに、付属のエネルギー分散型分光装置にて前記視野範囲における元素面分析を行い、α型の酸化アルミニウム層中に微粒Ｔｉ酸化物として含有されるＴｉの含有量を測定した。
表６に、その結果を示す。
【００４８】
[比較例１]  
比較のため、以下の製造方法で比較例の被覆工具を製造した。
【００４９】
（イ）まず、反応原料における各成分の溶液組成はモル比で、
（アルミニウムセカンダリブトキシド）：（水）：（エタノール）：（塩酸）
＝１：（８０〜１２０）：２０：（０．５〜４．０）
になるように調整し、表４に示す条件でアルミナゾルを調製した。
（ロ）次いで、上記工具基体Ａ〜Ｉ（但し、いくつかについては、表５に示す化学蒸着法によるＴｉ化合物層、物理蒸着法によるＴｉ０．５Ａｌ０．５Ｎ層またはＡｌ０．７Ｃｒ０．３Ｎ層を形成した）の表面に、上記アルミナゾルを塗布した。
（ハ）ついで、上記塗布したアルミナゾルを、実施例１と同条件で乾燥処理を行い、さらに塗布と乾燥を所定層厚になるまで繰り返した後、表４に示す条件で焼成処理を行うことにより、表５、７に示す比較例の被覆工具１〜１５（比較例工具１〜１５という）を製造した。  
【００５０】
比較例工具１〜１５についても、断面ＴＥＭ観察を行い、α型の酸化アルミニウム層の平均層厚、α型の酸化アルミニウム結晶粒の平均結晶粒径、曲率の最大値ｋが７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒の占める面積割合を求めた。
表７にその結果を示す。
【００５１】
つぎに、上記本発明工具１〜１５、比較例工具１〜１５について、次の条件でＳＵＳ３０４の乾式高速断続切削加工試験を行った。
【００５２】
被削材：  ＳＵＳ３０４の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：１３０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．１ｍｍ、
送り：０．２２ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：     ５分、
の条件での乾式高速断続切削加工試験（通常の切削速度は１００ ｍ／ｍｉｎ．）、後の、それぞれの工具の摩耗状態について観察を行い、逃げ面摩耗量の測定を行った。
【００５３】
これらの結果を表８に示す。
【００５４】
【表１】
0006488106.tif 000002
【００５５】
【表２】
0006488106.tif 000003
【００５６】
【表３】
0006488106.tif 000004
【００５７】
【表４】
0006488106.tif 000005
【００５８】
【表５】
0006488106.tif 000006
【００５９】
【表６】
0006488106.tif 000007
【００６０】
【表７】
0006488106.tif 000008
【００６１】
【表８】
0006488106.tif 000009
【実施例２】
【００６２】
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、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これらを表９に示す所定の配合組成に配合し、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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｊ〜Ｒ（工具基体Ｊ〜Ｒという）を製造した。但し、工具基体Ｏについては１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、昇温速度を２℃／ｍｉｎとし、室温より１５４０℃まで昇温させ３０分保持した後、１３Ｐａの真空とし、さらに、１５４０℃にて３０分保持後降温させて表面硬化させた。工具基体Ｐについては、常に１３Ｐａの真空中にて昇温および１５４０℃にて６０分保持、工具基体Ｑについては１．３ｋＰａの窒素雰囲気中で室温より１５４０℃まで昇温させ３０分保持した後、１３Ｐａの真空とし、さらに、１５４０℃にて５分保持、工具基体Ｒについては１．３ｋＰａの窒素雰囲気中で室温より１５４０℃まで昇温させ３０分保持した後、１３Ｐａの真空とし、さらに、１５４０℃にて９０分保持後降温させて表面硬化させた。
【００６３】
【表９】
0006488106.tif 000010
【００６４】
ついで、上記工具基体Ｊ〜Ｒ（但し、幾つかについては、表１０に示す下層（化学蒸着法によるＴｉ化合物層、物理蒸着法によるＴｉ０．５Ａｌ０．５Ｎ層またはＡｌ０．７Ｃｒ０．３Ｎ層を形成した）の表面に、上記アルミナゾルを塗布した。なお、実施例１と同様に下地層の形成を特に行わなかった工具基体Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒについては、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの断面観察を行い、分析視野領域１×１μｍの範囲にて波長分散型Ｘ線分光法による結合相金属の定量分析と表面硬化層厚の測定を実施した。その結果を表１０に示す。
【００６５】
ついで、上記塗布したアルミナゾルを、実施例１と同条件で乾燥処理を行い、さらに塗布と乾燥を所定層厚になるまで繰り返した後、表３に示す条件で焼成処理を行うことにより、表１０、１１に示す本発明の被覆工具１６〜３０（本発明工具１６〜３０という）を製造した。      
【００６６】
本発明工具１６〜３０について、実施例１と同様に、α型の酸化アルミニウム層の平均層厚、断面形状を円近似または楕円近似したα型の酸化アルミニウム結晶粒の平均結晶粒径、曲率の最大値ｋが７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒の占める面積割合、α型の酸化アルミニウム層中に含有されるＴｉの含有量を求めた。
表１１に、その結果を示す。
【００６７】
【表１０】
0006488106.tif 000011
【００６８】
【表１１】
0006488106.tif 000012
【００６９】
[比較例２]
前記実施例２で用いたのと同じ工具基体Ｊ〜Ｒを用いて、実施例２と同様に、ゾル−ゲル法により、実施例１と同条件で乾燥処理を行い、さらに塗布と乾燥を表１２に示す所定層厚になるまで繰り返した後、表４に示す条件で焼成処理を行うことにより、表１０、１２に示す比較例の被覆工具１６〜３０（比較例工具１６〜３０という）を製造した。
【００７０】
比較例工具１６〜３０について求めた、α型の酸化アルミニウム層の平均層厚、α型の酸化アルミニウム結晶粒の平均結晶粒径、曲率の最大値ｋが７０（μｍ）−１以下であるα型の酸化アルミニウム結晶粒の占める面積割合を表１２に示す。
【００７１】
【表１２】
0006488106.tif 000013
【００７２】
つぎに、上記本発明工具１６〜３０、比較例工具１６〜３０について、次の条件で乾式高速断続切削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３２の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：  ２２０  ｍ／ｍｉｎ、
切込み：  ０．８  ｍｍ、
送り：  ０．３５  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ５  分
切削加工試験（通常の切削速度は１８０ ｍ／ｍｉｎ．）後の、それぞれの工具の摩耗状態について観察を行い、逃げ面摩耗量の測定を行うとともに、硬質被覆層の損傷状況を観察した。
これらの結果を表１３に示す。
【００７３】
【表１３】
0006488106.tif 000014
【００７４】
表６〜８、表１１〜表１３に示される結果から、この発明の被覆工具１〜３０の表面層として被覆形成されたα型の酸化アルミニウム層は、形成されるα型の酸化アルミニウム結晶粒が比較的大きな粒径で、かつ、その形状を球状化、楕円体状化することができ、さらに、脆弱組織の形成を抑制し得ることから、これを、ステンレス鋼、クロムモリブデン合金鋼等の高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損、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のである。
【００７５】
これに対して、比較例の被覆工具１〜３０は、α型の酸化アルミニウム結晶粒の平均粒径が本発明で規定する数値範囲を外れるもの、あるいは、該結晶粒のうち、曲率の最大値が７０（μｍ）−１以下の結晶粒の占める面積割合が本発明で規定する数値範囲を外れるものであって、高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の異常損傷が発生することにより、短時間で工具寿命に至ることは明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００７６】
この発明の被覆工具は、実施例として記載したインサート形状の工具としてばかりでなく、ドリル、エンドミルなどでも同様の結果が得られるものであって、工具寿命の長寿命化を図ることができ、実用上の効果が大である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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