(57)【要約】  本発明は、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成している交互の層Ａ及びＢから成る、又はＡ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を形成している交互の層Ａ及びＢと前記交互の層Ａ及びＢの間の中間層Ｃとから成る複層構造体を含む被覆を有する、被覆された切削工具に関する。層ＡはＺｒＡｌＮから成り、層ＢはＴｉＮから成る。層Ｃは層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含んでいて層Ａ及びＢとは組成及び構造が異なっている。当該被覆された切削工具を製造するための方法も提供する。当該方法は、当該被覆された切削工具の使用前の熱処理を含む。
2015512791.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
基材及び前記基材上の被覆を含む、被覆された切削工具であって、前記被覆が複層構造体を含み、前記複層構造体が、
−交互の層Ａ及びＢであって、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成し、層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、かつ層ＢがＴｉＮから成る、交互の層Ａ及びＢ、
又は、
−交互の層Ａ及びＢ並びに前記交互の層Ａ及びＢの間の中間層Ｃであって、Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を形成し、層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、層ＢがＴｉＮから成り、かつ層Ｃが層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含んでいて層Ａ及びＢとは組成及び構造が異なっている、交互の層Ａ及びＢ並びに中間層Ｃ、
から成る、被覆された切削工具。
【請求項２】
ｘが０．０２〜０．３５である、請求項１に記載の被覆された切削工具。
【請求項３】
ｘが０．１０〜０．３５である、請求項２に記載の被覆された切削工具。
【請求項４】
前記Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮが立方晶である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項５】
ｘが０．３５〜０．９０である、請求項１に記載の被覆された切削工具。
【請求項６】
ｘが０．７０〜０．９０である、請求項５に記載の被覆された切削工具。
【請求項７】
層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮの六方晶相を含む、請求項５又は６に記載の被覆された切削工具。
【請求項８】
前記Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮが１０ｎｍ未満の平均粒幅を有するナノ結晶質である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項９】
層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが５ｎｍ超２０ｎｍ未満である、請求項１〜８のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項１０】
前記複層構造体が１〜２０μｍ、好ましくは１〜１５μｍの厚さを有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項１１】
前記被覆がＰＶＤ被覆である、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項１２】
前記中間層Ｃが層Ｂの個別の層厚さの５０％と１５０％との間である厚さを有する、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項１３】
前記中間層Ｃの厚さが少なくとも３ｎｍである、請求項１〜１２のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項１４】
前記中間層ＣがＴｉ１−ｙＺｒｙＮ（式中、ｙ＞０）から成る、請求項１〜１３のいずれか一項に記載の被覆された切削工具。
【請求項１５】
０＜ｙ＜１である、請求項１４に記載の被覆された切削工具。
【請求項１６】
基材及び前記基材の表面上の被覆を含む被覆された切削工具の製造方法であって、
−層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、かつ層ＢがＴｉＮから成る、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成する交互の層Ａ及びＢから成る複層構造体を被着させて、被覆の少なくとも一部を形成すること、及び
−前記被覆を熱処理して、前記交互の層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含む中間層Ｃを前記交互の層Ａ及びＢの間に形成して、Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を作製すること、
を含む、被覆された切削工具の製造方法。
【請求項１７】
前記被覆を少なくとも１１００℃で熱処理して前記中間層Ｃを形成する、請求項１６に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金属の切屑を生じさせる機械加工用の被覆された切削工具に関する。特に、本発明は複層構造体を含む被覆を有する被覆された切削工具であって、切削作業、特に高温を生じさせる切削作業において向上した性能を有する、被覆された切削工具に関する。更に、本発明は当該被覆された切削工具の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
耐久性のある材料、例えば超硬合金、サーメット、立方晶窒化ホウ素又は高速度鋼等で作られている、金属の切屑を生じさせる機械加工用の切削工具、例えば回転工具等、すなわちエンドミル、ドリル等、及びインサートは、切削工具の使用可能寿命を延ばすため、通常は表面被覆により被覆している。表面被覆の十分な硬度が耐摩耗性のために不可欠であることが認められている。表面被覆は、大部分は化学気相成長（ＣＶＤ）又は物理気相成長（ＰＶＤ）技術を使用して被着される。
【０００３】
初めて使用された耐摩耗被覆の１つは窒化チタン（ＴｉＮ）製であった。ＴｉＮの高い硬度、高い融点及び耐酸化性は、被覆されていない切削工具と比較して劇的に向上した性能及び使用可能寿命を与える。これらの有利な性能が更に研究されており、種々の金属の窒化物で作られている今日の被覆が種々の用途のための切削工具用に使用されている。例として、ＡｌがしばしばＴｉＮに添加されており、Ａｌは向上した高温耐酸化性を与える。
【０００４】
窒化アルミニウムチタン（ＴｉＡｌＮ）被覆の有利な性質を少なくとも部分的にＴｉ−Ａｌ−Ｎ系における非混和領域（ｍｉｓｃｉｂｉｌｉｔｙ  ｇａｐ）に割り当てることができ、それにより準安定相の安定化が可能となることが理解されている。また、ＴｉＡｌＮ被覆が時効硬化を示すこと、すなわち、硬度が熱処理時に上昇することが見出されている。この硬度の上昇は非混和相の分離に割り当てられる。立方晶ＴｉＡｌＮは熱処理時に約８００〜９００℃で立方晶ＴｉＮ及び立方晶ＡｌＮへと分解し、これにより転位の動きを制限し、また時効硬化作用を与える。しかし、より高い温度、例えば約１０００℃等の温度においては、立方晶相は引き続き六方晶ＡｌＮへと変態し、被覆の硬度が再び劇的に低減し、このことは多くの用途において不利益となる可能性がある。
【０００５】
ＫｎｕｔｓｓｏｎらのＭａｃｈｉｎｉｎｇ  ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ  ａｎｄ  ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ  ｏｆ  ＴｉＡｌＮ／ＴｉＮ  ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ  ｃｏａｔｅｄ  ｍｅｔａｌ  ｃｕｔｔｉｎｇ  ｉｎｓｅｒｔｓ，Ｓｕｒｆａｃｅ  ａｎｄ  Ｃｏａｔｉｎｇｓ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ２０５（２０１１）４００５−４０１０は、ＰＶＤ  Ｔｉ０．３４Ａｌ０．６６Ｎ／ＴｉＮ複層被覆を有する被覆された切削工具インサートの微細構造特性評価及び切削試験を記載している。この複層被覆は、Ｔｉ０．３４Ａｌ０．６６Ｎの均一な被覆と比較して明らかな温度誘起時効硬化作用により、また約１０５０℃までの広い温度範囲にわたって高められた熱安定性及び向上した機械的特性を有することが見出された。この向上は、その均一な被覆と比較して切削工具インサートのクレータ摩耗及び逃げ面摩耗を低減させることがわかった。また、複層周期の低減とともに硬度が上昇することも開示されている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記の時効硬化作用は被覆された切削工具の熱安定性及び性能を向上させるが、より高い温度での硬度の劇的な減少は、特にＮｉを基礎材料とする合金、Ｔｉを基礎材料とする合金及び硬化鋼の機械加工においては未だ問題である。
【０００７】
本発明の目的は、切削作業、特に被覆された切削工具でもって高温を生じさせる切削作業において向上した性能を有する被覆された切削工具を提供することである。さらなる目的は被覆された切削工具の被覆の熱安定性を上昇させ、たとえ１１００℃の温度にさらされた場合でも被覆の高い硬度を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
これらの目的は、独立請求項による被覆された切削工具及びその製造方法により達せられる。
【０００９】
本発明による被覆された切削工具は、好ましくは超硬合金、サーメット、セラミック、立方晶窒化ホウ素又は高速度鋼で作られている、より好ましくは超硬合金又はサーメットで作られている基材、及び上記基材の表面上の被覆を含む。上記被覆は、
−交互の層Ａ及びＢであって、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成し、層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、かつ層ＢがＴｉＮから成る、交互の層Ａ及びＢ、
又は、
−交互の層Ａ及びＢ並びに上記交互の層Ａ及びＢの間の中間層Ｃであって、Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を形成し、層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、層ＢがＴｉＮから成り、かつ層Ｃが層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含んでいて層Ａ及びＢとは組成及び構造が異なっている、交互の層Ａ及びＢ並びに中間層Ｃ、
から成る、複層構造体を含む。
【００１０】
この出願の目的のためには、複層構造体は少なくとも１０、より好ましくは少なくとも３０の個別の層を含む。当該複層構造体は、１１００℃の温度にさらされた場合でも高い硬度を示し、かつ従って被覆された切削工具での切削作業、特に高温を生じさせる切削作業において性能が向上する。
【００１１】
本発明の１つの実施態様において、複層構造体はＡ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成する交互のＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）層Ａ及びＴｉＮ層Ｂから成る。この複層構造体が切削作業において使用される場合、複層構造体において熱が発生し、被覆が時効硬化を示すようにその微細構造が変化する。すなわち、複層構造体の硬度が熱の発生時に上昇する。微細構造の変化により、複層構造体を少なくとも１１００℃まで加熱した後であってもこの時効硬化作用が維持される。複層構造体の加熱時に、微細構造はＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層においてＺｒＮ及びＡｌＮの分離が生じるように変化し、ＴｉＮ層とＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層との間の当初の界面でＺｒ及びＴｉに富む層を形成し、当初のＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層の中間でＡｌに富む層を形成する。好ましくは、被着させたままの複層構造体の副層間では本質的に干渉せず、せいぜい時折１つの副層から隣接する副層までの１つの界面にわたって干渉するのであって、複数の界面にわたっては干渉しない。特定の複層構造体のために、加熱は複数の副層にまたがる柱状粒子を導入せず、せいぜい一部の粒子がＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層を介してあるＴｉＮ−Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ界面と交わって干渉するが、次のＺｒ１−ｘＡｌｘＮ−ＴｉＮ界面では干渉性は遮断される。変化した微細構造のために、硬度が上昇し、切削作業における性能が向上する。
【００１２】
本発明の１つの実施態様において、層ＡのＺｒ１−ｘＡｌｘＮは低いＡｌ含有量を有し、式中ｘは０．０２〜０．３５であり、好ましくはｘは０．１０〜０．３５である。この低いＡｌ含有量により、層Ａは立方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮを含む。好ましくは層Ａは立方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮから成り、かつ層Ｂは立方晶ＴｉＮから成る。立方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮと立方晶ＴｉＮとの間の格子不整合は小さく、それにより隣接する交互の層の間の密着が可能となり、隣接する交互の層の間の付着力が向上する。
【００１３】
本発明の別の実施態様において、層ＡのＺｒ１−ｘＡｌｘＮは高いＡｌ含有量を有し、式中ｘは０．３５〜０．９０であり、好ましくは０．５０〜０．９０である。この高いＡｌ含有量により、層Ａは六方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮを含む。ｘが０．９０よりも大きい場合、複層構造体の微細構造の有利な変化は認識されない。より好ましくは層ＡのＺｒ１−ｘＡｌｘＮは高いＡｌ含有量を有し、式中ｘは０．６０〜０．９０であり、より一層好ましくは０．７０〜０．９０であり、かつＺｒ１−ｘＡｌｘＮは六方晶相である。多くの他の金属窒化物と異なり、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮの六方晶相は高い硬度及び高い耐摩耗性を有する。
【００１４】
本発明の１つの実施態様において、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮは１０ｎｍ未満、好ましくは５ｎｍ未満の平均粒幅を有するナノ結晶質である。
【００１５】
本発明の１つの実施態様において、層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さは５ｎｍ超２０ｎｍ未満である。２層を３層へと有利に分離させるためには、５ｎｍ超の個別の層厚さが望ましい。
【００１６】
本発明の１つの実施態様において、複層構造体は１〜２０μｍ、好ましくは１〜１５μｍの厚さを有する。
【００１７】
本発明の１つの実施態様において、被覆はＰＶＤ被覆である。
【００１８】
本発明の別の実施態様において、被覆はＣＶＤ被覆である。
【００１９】
本発明の１つの実施態様において、複層構造体は、個別層厚が１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、かつ層ＢがＴｉＮから成る上記の交互の層Ａ及びＢと、更に交互の層Ａ及びＢの間に位置しており、層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含んでいて上記の交互の層Ａ及びＢとは組成及び構造が異なっている中間層Ｃとから成る。これによりＡ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を形成する層を有する複層構造体が形成される。これは、切削工具の使用による、すなわち複層構造体における熱の発生による複層構造体の上記の時効硬化により得られる硬度と類似する複層構造体の硬度を与える。
【００２０】
本発明の１つの実施態様において、中間層Ｃは層Ｂの個別層厚の５０％と１５０％との間である厚さを有する。
【００２１】
本発明の１つの実施態様において、中間層Ｃの厚さは少なくとも３ｎｍである。
【００２２】
本発明の１つの実施態様において、中間層ＣはＴｉ１−ｙＺｒｙＮ（式中、ｙ＞０、好ましくは０＜ｙ＜１）から成る。
【００２３】
本発明の上記の実施態様による被覆された切削工具の１つの実施態様において、層Ａ及び層Ｂの組成は、複層構造体の有利な硬度特性を劣化させることなく、次の第１、第２、第３及び第４の添加元素から選択した少なくとも１種の添加元素を含む。層Ａは、Ｚｒ及びＡｌを含む第１の元素、並びに任意選択的に４ａ族、５ａ族及び６ａ族の元素、Ｓｉ及びＹのうちの１種又は複数種から選択された第１の添加元素と、Ｎを含む第２の元素、並びに任意選択的にＣ、Ｏ及びＢのうちの１種又は複数種から選択した第２の添加元素とを含む。層Ｂは、Ｔｉを含む第３の元素、並びに任意選択的に４ａ族、５ａ族及び６ａ族の元素、Ｓｉ、Ａｌ及びＹのうちの１種又は複数種から選択した第３の添加元素と、Ｎを含む第４の元素、並びに任意選択的にＣ、Ｏ及びＢのうちの１種又は複数種から選択した第４の添加元素とを含む。
【００２４】
本発明はまた、超硬合金、サーメット、セラミック、立方晶窒化ホウ素又は高速度鋼で好ましくは作られている基材と、上記の実施態様による中間層Ｃを含む上記基材の表面上の被覆とを含む、被覆された切削工具の製造方法を提供する。この方法は、次の工程、すなわち、
−層Ａ及び層Ｂの個別の層厚さが１〜３０ｎｍであり、層ＡがＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、０＜ｘ＜１）から成り、かつ層ＢがＴｉＮから成る、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成する交互の層Ａ及びＢから成る複層構造体を被着させて、被覆の少なくとも一部を形成する工程、及び
−上記被覆を熱処理して、上記交互の層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含む中間層Ｃを上記交互の層Ａ及びＢの間に形成して、Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を作製する工程
を含む。
【００２５】
好ましくは、当該方法により被着させたままの複層構造体の性質は、上記の実施態様の通りである。
【００２６】
１つの実施態様において、少なくとも１０００℃、好ましくは少なくとも１１００℃で、非酸化性雰囲気中で被覆を熱処理して中間層Ｃを形成する。
【００２７】
当該被覆はＣＶＤ又はＰＶＤにより被着することができる。
【００２８】
本発明の１つの実施態様において、複層構造体はＰＶＤ、例えばスパッタ被着、カソードアーク被着、蒸着又はイオンプレーティング等により被着させる。
【００２９】
Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ…の連続体を形成する交互の層Ａ、Ｂ及びＣから成る複層構造体はまた、これらの層を順番に被着させることにより完成させることができる。
【００３０】
以下の本発明の詳細な説明から、本発明の他の目的、利点及び新規な特徴を添付図面及び特許請求の範囲と併せて検討して明らかにする。
【００３１】
本発明の実施態様をこれから添付図面を参照して説明する。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】本発明による被覆のアニール温度に応じた硬度を、対照の被覆と比較して示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
本発明の第１の実施態様による被覆された切削工具は、基材及び上記基材上のＰＶＤ被覆を含む。当該被覆は、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成しており、個別の層厚さが１〜３０ｎｍ、好ましくは５ｎｍ超２０ｎｍ未満であり、層Ａは立方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、ｘは０．０２〜０．３５であり、好ましくはｘは０．１０〜０．３５である）から成り、層Ｂは立方晶ＴｉＮから成る、交互の層Ａ及びＢから成る厚さが１〜２０μｍ、好ましくは１〜１５μｍの複層構造体を含む。好ましくは、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮは１０ｎｍ未満、好ましくは５ｎｍ未満の平均粒幅を有するナノ結晶質である。
【００３４】
本発明の第２の実施態様による被覆された切削工具を、基材及び第１の実施態様による被覆から形成し、少なくとも１０００℃、好ましくは少なくとも１１００℃で、非酸化性雰囲気中で熱処理して被覆の複層構造体の微細構造を変化させる。熱処理後において、複層構造体は、Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ…の連続体を形成し、各層は個別層厚が１〜３０ｎｍである交互の層Ａ及びＢ並びに層Ａと層Ｂとの間に位置する中間層Ｃから成る。層Ａは立方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、ｘは０．０２〜０．３５であり、好ましくはｘは０．１０〜０．３５である）から成り、かつ層Ｂは立方晶ＴｉＮから成る。好ましくは、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮは１０ｎｍ未満、好ましくは５ｎｍ未満の平均粒幅を有するナノ結晶質である。層Ｃは交互の層Ａ及びＢのそれぞれからの１種以上の金属元素を含み、かつ上記の交互の層Ａ及びＢとは組成及び構造が異なる。Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ層における熱処理の間のＺｒＮ及びＡｌＮの分離により、Ｚｒ及びＴｉに富む層ＣがＴｉＮ層とＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層との間の当初の界面で生成し、Ａｌに富む領域が当初のＺｒＡｌＮ層の中間で生成する。例えば、中間層Ｃは、Ｔｉ１−ｙＺｒｙＮ（式中、ｙ＞０、好ましくは０＜ｙ＜１）から成ることができる。層Ｃの好ましい厚さは熱処理及び被着させた独立層の厚さに左右される。層Ｃの形成を、層Ａを犠牲にして実施する。好ましくは、層Ｃの厚さは少なくとも３ｎｍであるが、層Ｃは好ましくは層Ｂの個別層厚の５０％と１５０％との間である厚さを有し、かつ層Ａは好ましくは熱処理後において少なくとも３ｎｍの厚さを有する。好ましくは、複数の副層に跨る柱状粒子は存在せず、せいぜい幾つかの粒子はＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層を介してＴｉＮ−ＺｒＡｌＮ界面と交わって干渉するが、次の界面では干渉性は遮断される。
【００３５】
本発明の第３の実施態様による被覆された切削工具は基材及び当該基材上のＰＶＤ被覆を含む。当該被覆は、Ａ／Ｂ／Ａ／Ｂ／Ａ…の連続体を形成し、個別層厚が１〜３０ｎｍ、好ましくは５ｎｍ超２０ｎｍ未満であり、層ＡはＺｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、ｘは０．３５〜０．９０であり、好ましくはｘは０．７０〜０．９０である）から成り、かつ層Ｂは立方晶ＴｉＮから成る、交互の層Ａ及びＢから成る厚さが１〜２０μｍ、好ましくは１〜１５μｍの複層構造体を含む。層ＡのＺｒ１−ｘＡｌｘＮは、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮの六方晶相を含む。好ましくは、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮは１０ｎｍ未満、好ましくは５ｎｍ未満の平均粒幅を有するナノ結晶質である。
【００３６】
本発明の第４の実施態様による被覆された切削工具は、基材及び第３の実施態様による被覆から形成し、少なくとも１０００℃、好ましくは少なくとも１１００℃で、非酸化性雰囲気中で熱処理して被覆の複層構造体の微細構造を変化させる。熱処理後において、複層構造体は、Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ／Ｃ／Ｂ／Ｃ／Ａ…の連続体を形成し、各層は個別層厚が１〜３０ｎｍである交互の層Ａ及びＢ並びに層Ａと層Ｂとの間に位置する中間層Ｃから成る。層Ａは六方晶Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ（式中、ｘは０．３５〜０．９０であり、好ましくはｘは０．７０〜０．９０である）から成り、層Ｂは立方晶ＴｉＮから成る。好ましくは、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮは１０ｎｍ未満、好ましくは５ｎｍ未満の平均粒幅を有するナノ結晶質である。層Ｃは交互の層Ａ及びＢのそれぞれからの１種又は複数種の金属元素を含み、交互の層Ａ及びＢとは組成及び構造が異なる。Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ層における熱処理の間のＺｒＮ及びＡｌＮの分離により、Ｚｒ及びＴｉに富む層ＣがＴｉＮ層とＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層との間の当初の界面で生成し、Ａｌに富む領域が当初のＺｒＡｌＮ層の中間で生成する。例えば、中間層Ｃは、Ｔｉ１−ｙＺｒｙＮ（式中、ｙ＞０、好ましくは０＜ｙ＜１）から成ることができる。層Ｃの好ましい厚さは熱処理及び被着させた独立層の厚さに左右される。層Ｃの形成を、層Ａを犠牲にして実施する。好ましくは層Ｃの厚さは少なくとも３ｎｍであるが、層Ｃは好ましくは層Ｂの個別の層厚さの５０％と１５０％との間である厚さを有し、かつ層Ａは好ましくは熱処理後において少なくとも３ｎｍの厚さを有する。好ましくは、複数の副層に跨る柱状粒子は存在せず、せいぜい幾つかの粒子はＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層を介してＴｉＮ−ＺｒＡｌＮ界面と交わって干渉するが、次の界面では干渉性は遮断される。
【実施例】
【００３７】
〈例１−本発明−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ  Λ＝１５ｎｍ〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ及びＴｉＮの交互の層から成る被覆を、ＷＣ−Ｃｏ  １０ｗｔ−％  Ｃｏ超硬合金製の研磨されたＣＮＭＧ  １２０４０８−ＭＭ基材上に、Ｏｅｒｌｉｋｏｎ  Ｂａｌｚｅｒｓ  ＲＣＳ装置を使用してカソードアーク被着により被着させ、被覆された切削工具を製作した。カソードとして働くＺｒ０．６５Ａｌ０．３５ターゲット及びＴｉターゲットを、当該装置の真空チャンバーの両側に設置した。基材を真空チャンバー内に装填し、４００℃でＮ２（４００ｓｃｃｍ）及びＡｒ（２００ｓｃｃｍ）流中で、１．７Ｐａの圧力で、−４０Ｖの基材バイアスで、基材を５ｒｐｍで回転させながら被着を実施して、上記ターゲットに交互に暴露し、断面ＴＥＭで測定してΛ＝１５ｎｍの周期、すなわち７．５ｎｍの個別層厚を有するＺｒ１−ｘＡｌｘＮ及びＴｉＮの交互の層から成る複層構造体をもたらした。被覆の厚さは逃げ面側において２．２μｍであった。被着させた被覆におけるＺｒ及びＡｌの相対的な組成は本質的にターゲットと同一である。被着後、被覆された切削工具をＡｒ雰囲気中で２時間、８００℃と１１００℃との間の定温でアニールした。
【００３８】
〈例２−本発明−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ  Λ＝３０ｎｍ〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ及びＴｉＮの交互の層から成る被覆を、基材を２．５ｒｐｍで回転させたことを除いて例１に記載したようにカソードアーク被着により被着させてアニールして、Λ＝３０ｎｍの周期、すなわち、１５ｎｍの個別層厚をもたらした。被覆の厚さは逃げ面側において２．６μｍであった。
【００３９】
〈例３−対照−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ  Λ＝１５ｎｍ〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ及びＺｒＮの交互の層から成り、Λ＝１５ｎｍの周期を有する被覆を、Ｔｉターゲットの代わりにＺｒターゲットを用いたことを除いて例１に記載したようにカソードアーク被着により被着させてアニールした。被覆の厚さは約２〜３μｍであった。
【００４０】
〈例４−対照−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ  Λ＝３０ｎｍ〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ及びＺｒＮの交互の層から成り、Λ＝３０ｎｍの周期を有する被覆を、Ｔｉターゲットの代わりにＺｒターゲットを用いたことを除いて例２に記載したようにカソードアーク被着により被着させてアニールした。被着時間は例２と同一であり、従って被覆の厚さはほぼ同一であった。
【００４１】
〈例５−対照−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ単層〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎの単層から成る被覆を、Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５ターゲットのみを使用し、回転なしであったことを除いて例１に記載したようにカソードアーク被着により被着させた。被着時間は例２と同一であり、従って被覆の厚さはほぼ同一であった。
【００４２】
〈例１〜４の被覆の微細構造及び機械的特性〉
例１〜５で被着させかつアニールした膜の微細構造及び機械的特性を調査した。
【００４３】
被着させかつアニールした膜の構造を、ＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ  Ｅｍｐｙｒｅａｎ回折計を使用してＸ線回折により観察した。
【００４４】
機械的に研磨しかつイオンミリングした断面サンプルを、明視野モードで、高解像度モードで、かつ制限視野（ＳＡＥＤ）回折パターンでＦＥＩ  Ｔｅｃｈｎａｉ  Ｇ２の透過を使用して、（走査型）透過電子顕微鏡法（（Ｓ）ＴＥＭ）により観察した。エネルギー分散Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析をＳＴＥＭモードで実施した。
【００４５】
機械的特性は、Ｂｅｒｋｏｖｉｃｈ圧子を備えているＵＭＩＳ  ２０００装置を使用してナノインデンテーションにより特性評価した。膜の研磨させて漸減させた（約５°）断面を作製し、各サンプルに４０ｍＮの荷重を使用して最小限の２０個の刻み目を作製した。データは、Ｏｌｉｖｅｒ  ａｎｄ  Ｐｈａｒｒ（Ｗ．Ｃ．Ｏｌｉｖｅｒ，Ｇ．Ｍ．Ｐｈａｒｒ，Ｊ．Ｍａｔｅr．Ｒｅｓ．７（１９９２）１５６４）の方法により分析し、２０個の測定値から平均値及び標準偏差を測定した。
【００４６】
図１は、例２、３及び４の複層被覆、並びに例５の単層被覆のアニール温度に応じた硬度を示す。例５の被着させた単層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ被覆の硬度は２３ＧＰａであり、１０００℃までのアニール温度で安定である。被着させた複層被覆については、最も短い周期の被覆について最大硬度３０ＧＰａが見られる。Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆の両方を８００℃でアニールすることで硬度が上昇するが、より高い温度でアニールした後には硬度は再び低くなる。Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ（Λ＝３０ｎｍ）被覆の硬度は、９００℃までのアニール温度で安定である。より高いアニール温度では、硬度は上昇し、１１００℃でアニールした後には、Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ（Λ＝３０ｎｍ）被覆の硬度は３４ＧＰａである。このように、ＴｉＮ副層を含む複層被覆における硬化作用はより高く、１１００℃程の高温において低減は見られない。
【００４７】
被着させた複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆のＸ線ディフラクトグラムは、立方晶ＺｒＮからのブロードで非対称なピークを示した。アニールした複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆のＸ線ディフラクトグラムは、より高い角度に移動したより狭いピークを示した。複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆における立方晶ＺｒＡｌＮからの全てのピークは立方晶ＺｒＮからのピークと重なる。
【００４８】
ＴＥＭ観察は、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ層においてＺｒＮ及びＡｌＮの分離が生じており、この分離がＡｌに富む層をＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層の中間で、またＺｒに富む層を当初のＺｒ１−ｘＡｌｘＮ−ＺｒＮ界面でもたらしたことを示した。複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆は少なくとも部分的にＡｌに富む層及びＺｒに富む層と交わって干渉しており、また複数の副層にわたって連続する大きな立方晶粒子が成長していた。ＴＥＭ観察は更に、アニールした複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆において六方晶相が存在しなかったこと、及び更にはＺｒＮ及びＡｌＮの分離が生じていたことを示した。
【００４９】
被着させた複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ被覆は、立方晶ＴｉＮ及び立方晶ＺｒＡｌＮの両方からの回折ピークを示した。ｃ−ＺｒＡｌＮ相からのピークはブロードであった。８００℃でアニールした後には、両方の相からの回折ピークは狭くなり、立方晶ＴｉＮからのピークがより高い角度に移動した。１０００℃でアニールすることで、立方晶ＺｒＡｌＮ相の回折ピークがより高い角度に移動した一方で、立方晶ＴｉＮピークについては変化が見られなかった。
【００５０】
ＴＥＭ観察は、被着させた複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ被覆のＴｉＮ粒径がＴｉＮ層の厚さによって決定され、ＴｉＮ粒子は、粒幅が約５ｎｍのＺｒ１−ｘＡｌｘＮを有するナノ結晶質Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ層へのはっきりとした界面にわたって連続していなかったことを示した。少ない箇所において、立方晶格子はＴｉＮ−Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ界面と干渉していた。ＳＡＥＤは、立方晶ＴｉＮ及び立方晶ＺｒＮ付近の格子間隔を有する立方晶相の存在を裏付けた。
【００５１】
複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ被覆を１１００℃でアニールすることで、ＴｉＮ粒子がよりはっきりとＴＥＭ像に現れ、ＴｉＮ−ＺｒＡｌＮ界面がより拡散し、ＺｒＡｌＮ層内の構造が、副層間の当初の界面においてはＺｒに富む層へと、Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ層の当初の中間においてはＡｒに富む層へと変化した。アニールした複層Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＺｒＮ被覆とは対照的に、複数の副層にまたがる柱状粒子は存在せず、せいぜい幾つかの粒子がＺｒ１−ｘＡｌｘＮ層を介してＴｉＮ−Ｚｒ１−ｘＡｌｘＮ界面と交わって干渉していたが、次の界面では干渉性は遮断されていた。副層間の当初の界面において、Ｔｉ及びＺｒに富む層が形成されていた。ＳＡＥＤは、アニールした被覆においては２種の立方晶相ｃ−ＴｉＮ及びｃ−ＺｒＮが存在し、六方晶相は存在しなかったことを示した。
【００５２】
〈例６−本発明−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ及びＴｉＮの交互の層から成る被覆を、ＷＣ−Ｃｏ  １０ｗｔ−％  Ｃｏ超硬合金製のＣＮＭＧ  １２０４０８−ＭＭ基材上に、基材を３重回転させたことを除いて例１に記載したようにカソードアーク被着により被着させた。被覆の厚さは、断面光学顕微鏡法により測定した場合に逃げ面側では２．２μｍであり、すくい面側では１．７μｍであった。
【００５３】
〈例７−本発明−Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ／ＴｉＮ〉
Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５Ｎ及びＴｉＮの交互の層から成る被覆を、ＷＣ−Ｃｏ  １０ｗｔ−％  Ｃｏ超硬合金製のＣＮＭＧ  １２０４０８−ＭＭ基材上に、基材を３重回転させたことを除いて例２に記載したようにカソードアーク被着により被着させた。被覆の厚さは逃げ面側では２．６μｍであり、すくい面側では１．９μｍであった。
【００５４】
〈例８−本発明−Ｚｒ０．５０Ａｌ０．５０Ｎ／ＴｉＮ〉
Ｚｒ０．５０Ａｌ０．５０Ｎ及びＴｉＮの交互の層から成る被覆を、Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５ターゲットの代わりにＺｒ０．５０Ａｌ０．５０ターゲットを使用したことを除いて例７に記載したように被着させた。被覆の厚さは逃げ面側では１．５μｍであり、すくい面側では１．０μｍであった。
【００５５】
〈例９−本発明−Ｚｒ０．１７Ａｌ０．８３Ｎ／ＴｉＮ〉
Ｚｒ０．１７Ａｌ０．８３Ｎ及びＴｉＮの交互の層から成る被覆を、Ｚｒ０．６５Ａｌ０．３５ターゲットの代わりにＺｒ０．１７Ａｌ０．８３ターゲットを使用したことを除いて例７に記載したように被着させた。被覆の厚さは逃げ面側では１．７μｍであり、すくい面側では０．９μｍであった。
【００５６】
〈例１０−対照−Ｔｉ３３Ａｌ７７Ｎ〉
Ｔｉ３３Ａｌ７７Ｎから成る単層被覆を、Ｔｉ３３Ａｌ７７ターゲットのみを使用して１０μｂａｒの圧力かつ−１００Ｖの基材バイアスで例６に記載したように被着させた。被覆の厚さは逃げ面側では４．７９μｍであり、すくい面側では３．２μｍであった。
【００５７】
〈例１１−試験〉
例６〜１０の被覆された切削工具を、クレータ摩耗に関し、継続的な長手方向の旋削試験において、軸受け鋼（Ｏｖａｋｏ  ８２５Ｂ）で、切削深さ２ｍｍで、切削速度１６０ｍ／分で、供給速度０．３ｍｍ／ｒｅｖで、かつ冷却剤を使用して評価した。停止基準は０．８ｍｍ２のクレータ領域であり、この基準に達するまでに要した切削時間を表１に示す。
【００５８】
【表１】
2015512791.tif 000003
【００５９】
種々の典型的な実施態様に関して本発明を説明してきたが、本発明は開示された典型的な実施態様に限定されるべきではなく、それどころか添付された特許請求の範囲の範囲内における種々の変更及び同等の配置に及ぶことが理解されるべきである。
【図１】
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【国際調査報告】
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