(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
超硬合金又はサーメットからなる母材の表面に硬質被覆層を設けた被覆硬質合金において、前記硬質被覆層が、母材上に形成したＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少なくとも１層で構成された膜厚０.１〜５μｍの内側層と、該内側層上に形成したＡｌ２Ｏ３を主体とする膜厚５〜５０μｍの中間層及びＺｒＯ２を主体とする膜厚０.５〜２０μｍの中間層のいずれか片方又は両方の中間層と、該中間層上に形成したＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少なくとも１層で構成され、膜厚５〜１００μｍで且つ前記内側層より厚い膜厚を有する外側層とからなり、該外側層のうち少なくとも一層がアスペクト比５〜８０の柱状結晶を主体とする層からなることを特徴とする被覆硬質合金。
【請求項２】
前記内側層の膜厚が０.５〜３μｍ、前記Ａｌ２Ｏ３を主体とする中間層の膜厚が１０〜４０μｍ、及び前記外側層の膜厚が１０〜５０μｍであって、これらの膜厚の合計が２５〜６０μｍであることを特徴とする、請求項１に記載の被覆硬質合金。
【請求項３】
前記Ａｌ２Ｏ３を主体とする中間層と前記外側層との間に、該中間層に接して、Ａｌの窒化物又は酸窒化物からなる膜厚０.１〜２μｍのＡｌ含有薄膜が設けられていることを特徴とする、請求項１又は２に記載の被覆硬質合金。
【請求項４】
前記Ａｌ含有薄膜の窒素含有量は前記中間層に近付くにつれて減少し、且つ酸素含有量は前記中間層に近付くにつれて増加することを特徴とする、請求項３に記載の被覆硬質合金。
【請求項５】
前記内側層の膜厚が０.５〜３μｍ、前記ＺｒＯ２を主体とする中間層の膜厚が３〜１５μｍ、及び前記外側層の膜厚が１０〜５０μｍであって、これらの膜厚の合計が２０〜６０μｍであることを特徴とする、請求項１に記載の被覆硬質合金。
【請求項６】
前記ＺｒＯ２を主体とする中間層と前記外側層との間に、該中間層に接して、Ｚｒの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物、又は炭窒酸化物からなる膜厚０.１〜２μｍのＺｒ含有薄膜が設けられていることを特徴とする、請求項１又は５に記載の被覆硬質合金。
【請求項７】
前記Ｚｒ含有薄膜の窒素含有量及び／又は炭素含有量は前記中間層に近付くにつれて減少し、且つ酸素含有量は前記中間層に近付くにつれて増加することを特徴とする、請求項６に記載の被覆硬質合金。
【請求項８】
前記中間層と前記外側層との間に、該中間層に接して、ＴｉＢＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、又はＴｉＯ２の少なくとも１種からなる膜厚０.１〜２μｍの薄膜を設けたことを特徴とする、請求項１、２、５のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項９】
前記外側層がＴｉＣＮを主体とする層からなり、そのＣ：Ｎ比がモル比で５：５〜７：３の範囲にあることを特徴とする、請求項１〜８のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項１０】
前記外側層のＴｉＣＮを主体とする層が、(１１１)、(４２２)、又は(３１１)にＸ線回折の最高ピーク強度を有することを特徴とする、請求項１〜９のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項１１】
前記内側層のうち少なくとも最も厚い層がアスペクト比５〜３０の柱状結晶を主体とする層からなることを特徴とする、請求項１〜１０のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項１２】
前記中間層のうち少なくとも１層がアスペクト比３〜２０の柱状結晶を主体とする層からなることを特徴とする、請求項１〜１１のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項１３】
前記Ａｌ２Ｏ３の中間層がα−Ａｌ２Ｏ３を主体とすることを特徴とする、請求項１〜４、９〜１２のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項１４】
前記Ａｌ２Ｏ３の中間層が、内側層と接する付近及び外側層と接する付近でその結晶系がκ−Ａｌ２Ｏ３を主体とすることを特徴とする、請求項１３に記載の被覆硬質合金。
【請求項１５】
前記Ａｌ２Ｏ３の中間層が、(１０４)又は(１１６)にＸ線回折の最高ピーク強度を有することを特徴とする、請求項１３又は１４に記載の被覆硬質合金。
【請求項１６】
前記外側層の上に、更にＡｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、又はＨｆＯ２からなる膜厚０.５〜５μｍの外側薄膜を設けたことを特徴とする、請求項１〜１５のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【請求項１７】
切刃稜線部で前記硬質被覆層の少なくとも一部が除去され、その除去部表面の面粗さＲａの平均値が０.０５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜１６のいずれかに記載の被覆硬質合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として切削加工に使用する切削工具用の被覆硬質合金に関し、特に耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、高速ないし高能率の切削条件にも耐え得る切削工具として有用な被覆硬質合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
切削工具の切削中に於ける刃先温度は、通常の１００〜３００ｍ／ｍｉｎ程度の切削条件においても、最高で約８００℃以上になることが知られている。更に近年においては、ＮＣ工作機の普及、生産コストの低減努力、労働時間短縮の流れから、単位時間当たりの生産性を高めるため、従来よりも高速あるいは高送りの条件、例えば３００ｍ／ｍｉｎ以上の高速で切削可能な切削工具の開発に対する要求が自動車メーカーを中心に高まっている。
【０００３】
しかし、そのような切削条件では、切削工具の刃先温度は１０００℃を越えることになり、工具材質にとっては非常に苛酷な切削条件である。即ち、刃先温度が高くなれば切削工具の刃先は熱により塑性変形し、刃先位置の後退を招くうえ、１０００℃を越える温度では工具を構成している超硬合金等の硬質合金が酸化し、急激に摩耗が進行するからである。
【０００４】
このような切削による工具の損傷を改善するために、化学蒸着法あるいは物理蒸着法により硬質合金の表面に各種硬質被覆層を形成した被覆硬質合金工具が使用されている。歴史的には、まずＴｉ系化合物を被覆した工具が登場し、硬質合金よりも高温での安定性に優れるため切削速度の向上が得られた。その後、更にＴｉ系化合物の上に１〜２μｍのＡｌ2Ｏ3層を被覆した工具が開発され、切削速度を更に向上させることが可能となったため、これが現在の被覆切削工具の主流となっている。
【０００５】
この被覆切削工具による切削速度の向上は、Ａｌ2Ｏ3の標準生成自由エネルギーが小さく、化学的にＴｉ系化合物よりも安定なことから、刃先の中で最も高温となるすくい面部分でのクレーター摩耗の抑制に効果が大きく、高速切削に適していることや、熱伝導度が小さいため切削熱の伝播が抑制され、下地である硬質合金母材を低温に保つことができるためであると言われている。従って、更に高速切削が可能な工具を開発するためには、Ａｌ2Ｏ3層の膜厚を更に厚くすれば良いことになる。
【０００６】
しかしながら、Ａｌ2Ｏ3層の膜厚を厚くすると、被覆層を構成する結晶粒の粗大化が進行するため硬度が低下し、逃げ面での耐摩耗性の低下が問題となる。実際にそのような工具を使用すると、摩耗の進行が早いために、刃先位置の後退により被削材の寸法が変化するようになり、工具の寿命が極めて短いことが分かった。
【０００７】
これに対して、特公平５−４９７５０号公報では、Ａｌ2Ｏ3層を何層かに分割することにより、結晶粒の粗大化を防ぐ方法が提案されている。この方法によれば、確かにＡｌ2Ｏ3の粒度を小さくすることができ、耐摩耗性を向上させることができる。その反面、Ａｌ2Ｏ3と他の物質との界面が増えるため、界面での層剥離が生じやすくなり、断続切削等の衝撃の大きい切削では、逃げ面及びすくい面での層剥離から急激に損傷が大きくなり、工具寿命となるケースが多かった。
【０００８】
又、Ａｌ2Ｏ3層を厚膜化する代わりに、Ａｌ2Ｏ3並に標準生成自由エネルギーが小さく、熱伝導率がＡｌ2Ｏ3よりも小さいＺｒＯ2膜を用いることも、特公昭５２−４３１８８号公報や特公昭５４−３４１８２号公報等に提案されている。しかしながら、ＺｒＯ2を被覆層として用いた工具は現在まで実用化されていない。これは、ＺｒＯ2の硬度がＡｌ2Ｏ3に比較して低いため、ＺｒＯ2層が耐摩耗性に劣るためである。
【０００９】
更に、特公平６−１５７１４号公報では、Ａｌ2Ｏ3層を内側層と外側層の２層に分けて被覆した被覆焼結合金が提案されている。しかし、外側層のＡｌ2Ｏ3膜の役割として断熱性と耐摩耗性の両方が期待されているが、摩耗により断熱層としての働きは早期に低下するうえ、耐摩耗性についても特別な工夫が施されていないため摩耗の進行が早く、工具は極めて短寿命であった。
【００１０】
【発明が解決しよとする課題】
本発明は、かかる従来の事情に鑑み、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、通常の切削条件はもとより、刃先温度が１０００℃を越えるような高速ないし高能率の厳しい切削条件においても十分に使用に耐え得る、切削工具として有用な被覆硬質合金を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明が提供する被覆硬質合金は、超硬合金又はサーメットからなる母材の表面に硬質被覆層を設けた被覆硬質合金において、前記硬質被覆層が、母材上に形成したＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少なくとも１層で構成された膜厚０.１〜５μｍの内側層と、該内側層上に形成したＡｌ２Ｏ３を主体とする膜厚５〜５０μｍの中間層及びＺｒＯ２を主体とする膜厚０.５〜２０μｍの中間層のいずれか片方又は両方の中間層と、該中間層上に形成したＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物又はホウ窒化物からなる少なくとも１層で構成され、膜厚５〜１００μｍで且つ前記内側層より厚い膜厚を有する外側層とからなり、該外側層のうち少なくとも一層がアスペクト比５〜８０の柱状結晶を主体とする層からなることを特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】
従来の被覆硬質合金工具は、その発展経緯からみて、超硬合金等の工具合金母材上にＴｉ系化合物が被覆され、その上に厚さ１〜２μｍのＡｌ2Ｏ3を被覆した基本的構造を有し、使用済みコーナー識別のため３μｍ以下の薄いＴｉＮやＴｉＣＮがＡｌ2Ｏ3層上に被覆され、総膜厚は約１０μｍ程度であった。しかも、最外層のＴｉＮやＴｉＣＮの膜厚は使用済みコーナー識別のためであるから、摩耗を認識できるように内側のＴｉ化合物の膜厚よりも当然薄くなっている。従って、外側の薄いＴｉＮやＴｉＣＮ膜は早期に摩耗し、耐摩耗性向上に寄与しているのは内層のＴｉ系化合物及び中間層のＡｌ2Ｏ3である。
【００１３】
この被覆硬質合金工具が実際に使用されている環境を熱電対を工具に埋め込んで調べたところ、工具刃先の断面温度分布は、逃げ面の温度がすくい面の最高温度に比べて約３００℃も低く、５００ｍ／ｍｉｎの高速切削でも逃げ面の最高温度は１０００℃に達していないことが分かった。又、各切削温度でのＴｉ系化合物とＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2との耐摩耗性を比較した結果、逃げ面では切削温度が１０００℃以上のときにはＡｌ2Ｏ3が最も耐摩耗性に優れるが、１０００℃よりも切削温度が低い条件ではＴｉ系化合物の方が耐摩耗性に優れること、及びすくい面では６００℃以上の温度でＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2がＴｉ系化合物よりもクレーター摩耗の抑制に効果があることが判明した。
【００１４】
これらの事実から、すくい面の最高温度が６００℃以上１３００℃以下程度となる切削条件、即ち１００ｍ／ｍｉｎ程度の低速から５００ｍ／ｍｉｎ程度の高速の切削条件において最も耐摩耗性に優れる物質は、すくい面ではＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2であり、逃げ面ではＴｉ系化合物であることになる。従って、被覆硬質合金の膜構造としては、逃げ面にはＴｉ系化合物のみが被覆され、すくい面にはＡｌ2Ｏ3及び／又はＺｒＯ2のみが被覆されることが好ましいことになる。しかしながら、硬質被覆層を蒸着法により形成する場合、同一バッチで面によって蒸着物質を変えることは困難である。
【００１５】
そこで、本発明においては、従来のごとくＡｌ2Ｏ3を外側に被覆するよりは、内側にＡｌ2Ｏ3やＺｒＯ2を被覆し、更に外側にＴｉ系化合物を厚く被覆することによって、逃げ面での耐摩耗性が向上し、被削材の寸法変化を抑えることができるとの考えに至り、前記のごとく硬質合金母材側に内側層としてＴｉ系化合物、中間層にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2、外側層に厚いＴｉ系化合物を配置する被覆層構造を採用した。この場合、すくい面での耐クレーター摩耗性はＴｉ系化合物を外側層としたことで初期には低下するが、その内側にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2が存在するので母材に達するような摩耗を防ぐことができる。更に、外側に厚いＴｉ系化合物を被覆すれば、その内側には比較的耐摩耗性の低い硬質膜を被覆することが可能となる。
【００１６】
実際に、母材上の薄いＴｉ系化合物の内側層の上にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2若しくはこれらの混合物からなる中間層を設け、その上に厚いＴｉ系化合物の外側層を被覆した工具を試作し、高速切削テストを実施したところ、従来の膜構造の工具に比較して、耐塑性変形性に優れ、逃げ面での耐摩耗性に優れるため、被削材の寸法変化が起こり難く、すくい面でのクレーター摩耗も同時に抑制できることが判明した。
【００１７】
特にＺｒＯ2は硬度が低く、耐摩耗性が低いため実用化されていなかったが、熱伝導率が断熱性に優れたＡｌ2Ｏ3と比べても非常に小さい（２０℃でＡｌ2Ｏ3は０.０５４ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃、ＺｒＯ2は０.００５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃：１０００℃でＡｌ2Ｏ3は０.０１５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃、ＺｒＯ2は０.００５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃）ため、母材の塑性変形を抑制すると共に母材の変形に伴う膜剥離を防止する効果に優れ、Ａｌ2Ｏ3層より薄いＺｒＯ2層であってもＡｌ2Ｏ3層とほぼ同一の優れた断熱効果が得られる。
【００１８】
ＺｒＯ2中間層はＡｌ2Ｏ3よりも薄い膜厚で優れた耐塑性変形性が得られるだけでなく、膜厚を薄くできただけ被覆後の面粗さが向上し、耐剥離性が向上することも判明した。更に驚くべきことに、ステンレス等の加工硬化しやすい被削材の切削において問題となる境界摩耗が減少し、耐欠損性が向上するという予想外の効果が得られた。その原因は明らかでないが、ＺｒＯ2の硬度が低いため、変形能が大きいことに起因しているのではないかと考えられる。
【００１９】
ところで、特開昭５４−２８３１６号公報には、鋼切削時の耐クレーター摩耗性の向上を目的として、中間層にＡｌ2Ｏ3等の酸化物、内側層と外側層にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種又はその窒化物若しくは炭窒化物を被覆した被覆超硬合金部材が提案されている。
【００２０】
しかし、上記公報は最外層と鋼との潤滑性の向上、特にすくい面での鋼との反応性に着目した提案であり、逃げ面での耐摩耗性向上を意図した提案ではない。このため、最外層のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種又はその窒化物若しくは炭窒化物の膜厚は薄く、実施例においても２μｍの膜厚に被覆されている。従って、摩耗により簡単に下層の酸化物が露出することになるので、逃げ面での被削材の寸法変化を抑制することは難しい。このように、最外層に耐摩耗性の機能を期待していないことは、上記公報の第２頁右上欄１７行〜左下欄３行における、高速高送り切削時には最外層は酸化されてしまうため、直接Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2等の酸化物が露出するという記載からも読み取ることができる。
【００２１】
このように、上記特開昭５４−２８３１６号公報の提案は本発明とは異なるものであるが、本発明では更に中間層として断熱性に優れたＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を採用し、従来よりも母材合金の塑性変形を抑制することができるので、被覆層の剥離が起こり難い。この被覆層剥離の抑制とは、高速切削による発熱で母材が弾性変形若しくは塑性変形し、変形能の小さい硬質被覆層が変形に追随できず、被覆層に大きな亀裂が導入され、そこに被削材が溶着して層剥離する現象の抑制を意味する。しかも、外側層には耐摩耗性に優れたＴｉ化合物が５μｍより厚く被覆されていることから、断熱層である中間層が摩耗し、耐塑性変形性が急激に低下するような現象を避けることができる。更に逃げ面での耐摩耗性にも優れるため、被削材の寸法変化がなく、しかもすくい面でのクレーター摩耗も同時に抑制できる被覆硬質合金切削工具を得ることができたものである。
【００２２】
本発明の被覆硬質合金において、母材は超硬合金又はサーメット、即ち鉄族金属と周期律表のIVａ、Vａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物からなる硬質合金である。この母材の上に設ける硬質被覆層のうち、Ｔｉ系化合物の内側層は母材とＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層との接着層として作用し、断熱性に優れた中間層はすくい面での耐クレーター摩耗性と共に耐塑性変形性を向上させ、更にＴｉ系化合物の外側層は内側層よりも厚く被覆され、逃げ面での耐摩耗性の向上に寄与するものである。
【００２３】
従って、この被覆硬質合金からなる切削工具では、１０００℃以下でのＴｉ系化合物の優れた耐摩耗性のため逃げ面での耐摩耗性に優れ、被削材の寸法変化を小さくし、工具寿命も長くなる。しかも、逃げ面部分よりも高温となるすくい面部分においては、Ｔｉ系化合物の外側層が摩耗しても、その下層に断熱性に優れたＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層が存在するため、優れた耐クレーター摩耗性が期待できる。工具にとってすくい面での摩耗は母材が露出しない限り問題にならないものであり、初期にＴｉ系化合物の外側層が摩耗することは大きな障害とならない。この結果、本発明による切削工具は、低速から高速までの幅広い切削条件で、優れた耐摩耗性を発揮することができる。
【００２４】
硬質被覆層のうち、母材上に形成される内側層は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物及びホウ窒化物の少なくとも１層からなる。これらのＴｉ系化合物を内側層として用いる理由は、母材である硬質合金との密着性に優れ、中間層であるＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2との接着性にも優れているためである。又、その膜厚は、合計で０.１μｍ未満ではその効果がなく、５μｍを越えると接着層として厚すぎるため、０.１〜５μｍの範囲とし、好ましくは０.５〜３μｍの範囲とする。
【００２５】
内側層上に形成する中間層は、Ａｌ2Ｏ3及び／又はＺｒＯ2であるが、このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2中には５０％以下の割合で他の酸化物、例えばＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＨｆＯ2やＴｉＯ2のほか、ＴｉＣやＴｉＮ等が含まれたり、又はＺｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｌ、Ｎ等が固溶していても良い。又、このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主体とする中間層は、１層でも複数層でも良く、他の膜質、例えばＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＢＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ等のＴｉ系化合物、ＺｒＮ、ＺｒＣ等のＺｒ系化合物、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＨｆＯ2、ＴｉＯ2等の酸化物の薄膜により複数層に分割されていても良い。
【００２６】
このＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主体とする中間層は、その優れた断熱性によって母材の塑性変形を抑制し、すくい面での耐クレーター摩耗性を改善する効果が大きい。特に、この中間層の断熱効果により、母材の熱変形に起因する膜剥離の抑制が可能となった効果は重要である。中間層の膜厚は、薄すぎるとその効果がなく又厚すぎると強度が低下するため、Ａｌ2Ｏ3の場合は５〜５０μｍの範囲が好ましく、１０〜４０μｍの範囲が更に好ましい。又、ＺｒＯ2の場合は、０.５〜２０μｍの範囲が好ましく、３〜１５μｍの範囲が更に好ましい。
【００２７】
中間層上に形成する外側層は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物及びホウ窒化物の少なくとも１層からなり、逃げ面での耐摩耗性を向上させることに大きな効果がある。この外側層の膜厚を５μｍ以上とする理由について説明する。発明者らが実際の鋼部品加工ラインで使用済み工具を回収し、工具の損傷状態を調査したところ、逃げ面摩耗量ＶBが０.０５ｍｍ以上のものが殆どであった。図１に示すように切削工具Ａは被削材Ｂに対して逃げ角５〜６°で使用されるため、摩耗量ＶBが０.０５ｍｍであるということは、図２に示すごとく母材１上の内側層２、中間層３及び外側層４からなる被覆層の摩耗厚さｔは最大で約５μｍとなる。従って、工具表面には摩耗厚さｔに相当する５μｍ以上の耐摩耗性に優れた被覆層がないと耐摩耗性に劣る下層若しくは母材が露出し、短期に寿命となりやすい。このため、切削速度１００〜５００ｍ／ｍｉｎで優れた耐摩耗性を示す前記Ｔｉ化合物を外側層として５μｍ以上被覆することが必要である。しかしながら、その膜厚が１００μｍを越えると強度が低下するため、膜厚は５〜１００μｍの範囲とするが、切削速度が３００ｍ／ｍｉｎを越える切削条件下では特に１０μｍ以上の膜厚が好ましく、更に好ましくは１５〜５０μｍの範囲とする。
【００２８】
又、これら硬質被覆層の膜厚の合計は、中間層がＡｌ2Ｏ3の場合は２５〜６０μｍ、及びＺｒＯ2の場合は２０〜６０μｍの範囲が好ましい。その理由は、合計膜厚が上記各下限値よりも薄いと、逃げ面の摩耗量が０.２ｍｍを越えたとき母材が露出して急激な摩耗進行を引き起こすため、本発明によって被覆層の剥離が抑制されるにも拘らず、工具寿命を延長することができなくなり、又上限値の６０μｍを越えると工具の耐欠損性が低下するからである。
【００２９】
本発明者らは、本発明の構造の被覆合金を試作した際に、Ａｌ2Ｏ3やＺｒＯ2の中間層の上にＴｉ系化合物を被覆した場合、両者の密着力が低いため、外側のＴｉ系化合物の膜厚を厚くすることが難しいことも知見した。このため本発明では、中間層と外側層との間に、両者の密着力を向上させる薄膜を中間層に直接接した状態で設けることが好ましい。かかる薄膜としては、まず第１に、中間層がＡｌ2Ｏ3の場合にはＡｌの窒化物又は酸窒化物があり、ＺｒＯ2の場合にはＺｒの炭化物、窒化物、酸窒化物、炭酸化物、酸窒化物、又は炭窒酸化物がある。これらの薄膜の膜厚は０.１〜２μｍの範囲とすることが好ましい。更に、これらの薄膜と中間層との間で組成が連続的に変化している、即ちＡｌ含有薄膜の窒素含有量が中間層に近付くにつれて減少し且つ酸素含有量は中間層に近付くにつれて増加し、またＺｒ含有薄膜の窒素含有量及び／又は炭素含有量が中間層に近付くにつれて減少し且つ酸素含有量は中間層に近付くにつれて増加していると、更に密着力が向上するので好ましい。
【００３０】
又、密着力の向上のため中間層と外側層の間に中間層に接して設ける薄膜として、第２に、前記外側層のなかのＴｉＢＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯも有効であるため、中間層に直接接した状態でこれらの薄膜を設けても良い。更に第３に、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、又はＴｉＯ2の薄膜も中間層に直接接して設ければ、密着力向上に有効である。これらの薄膜を設けることにより、Ａｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2の中間層及びＴｉ系化合物の外側層との間に優れた密着力が得られ、層間剥離が起こり難くなり、一層優れた耐摩耗性を達成することができる。これらの薄膜の膜厚も上記同様０.１〜２μｍの範囲とすることが好ましい。
【００３１】
更に、硬質被覆層、特に外側層が主に柱状結晶であると、耐欠損性等が向上するため、好ましいことが判明した。その理由は、化学蒸着法等によって母材上に硬質被覆層を蒸着したとき、母材と被覆層の熱膨張係数の差から被覆層に引張残留応力が発生するので、工具の耐欠損性を低下させることが多いが、図３及び図４に示すように、特に外側層４が主に柱状結晶５である場合には、柱状結晶５の粒界に亀裂６が入る形で引張残留応力が解放されやすく、工具寿命に至るような大きな欠損を引き起こし難くなるためであると推定される。
【００３２】
このため、母材１の上にＴｉ系化合物の内側層２を設け、その上にＡｌ2Ｏ3又はＺｒＯ2を主体とする中間層３を設け、更にその上にＴｉ系化合物の外側層４を設けた本発明の被覆硬質合金において、特に外側層４を柱状結晶５にすることにより、その柱状結晶５の粒界に入る亀裂６によって引張残留応力が解放されるので、外側層５の膜厚を厚くすることが可能であり、一層優れた耐摩耗性を長期にわたって発揮できる。
【００３３】
このように硬質被覆層に入る亀裂の平均間隔を２０〜４０μｍに制御することにより、硬質被覆層の耐剥離性及び耐欠損性が特に優れたものとなることが判った。特に硬質被覆層の膜厚が２５μｍ以上の厚膜の場合には、上記範囲に亀裂間隔を制御する効果は絶大であり、従来は使用不可能と考えられていた厚膜の被覆層でも使用可能である。又、外側層又は内側層に入った亀裂の間隔が中間層に入った亀裂の間隔よりも小さくなるように亀裂の分布状態を制御することにより、特に優れた耐欠損性と耐摩耗性が得られる。
【００３４】
この亀裂の制御に関連して、上記の外側層４における柱状結晶５のアスペクト比が５〜８０のとき、特に耐摩耗性及び耐欠損性の向上が著しい。ここでアスペクト比とは、図３に示すように、柱状結晶５の長さｌと結晶粒径ｄの比ｌ／ｄである。その測定は、硬質被覆層の断面をＴＥＭで撮影し、任意の３視野の平均値を求めることにより行った。
【００３５】
又、内側層のうち少なくとも最も厚い層を、アスペクト比５〜３０の柱状結晶を主体とする層で構成すれば、内側層の強度を向上させることができる。内側層のアスペクト比を上記範囲にすることで、特に厚膜化時に問題となりやすい内側層の膜中破壊を防止できることが判った。
【００３６】
更に、中間層の少なくとも１層をアスペクト比３〜２０の柱状結晶を主体とする層とすることにより、中間層の強度及び靭性を改善向上させることができる。特に、従来から強度や靭性が低下すると見られていた５μｍ以上の厚膜の中間層でも、厚膜化してもＡｌ2Ｏ3等の結晶粒の粗大化は小さく且つアスペクト比を大きくできるため、厚膜化によってアスペクト比を上記範囲とすることで、かえって強度及び靭性に優れた膜質とできることが判明した。
【００３７】
中間層がＡｌ2Ｏ3を主体とする場合には、α−Ａｌ2Ｏ3を主体とすることによりアスペクト比３〜２０の中間層を形成しやすく、更にＡｌ2Ｏ3中間層が(１０４)又は(１１６)にＸ線回折の最高ピーク強度を有するようにすることで、外側層との密着力を向上させることができる。しかも、中間層がＡｌ2Ｏ3からなるとき、この中間層が内側層と接する付近及び外側層と接する付近で、Ａｌ2Ｏ3の結晶系をκ−Ａｌ2Ｏ3を主体とすることにより、内側層及び外側層との密着力を向上させることができる上、α−Ａｌ2Ｏ3との密着力も向上することが判った。
【００３８】
外側層については、特に柱状結晶のＴｉＣＮからなるとき、逃げ面での耐摩耗性及び耐剥離性に優れ、中でもＴｉＣＮのＣ：Ｎ比がモル比で５：５〜７：３の範囲にある場合に、特に優れた耐摩耗性を示す。これは、ＴｉＣＮのＣ：Ｎ比がこの範囲にあると被覆層の硬度、靭性のバランスが良く、優れた耐摩耗性と耐欠損性を示すためである。尚、Ｃ：Ｎ比のモル比は、ＥＳＣＡ（ELECTRON SPECTROSCOPY FOR CHEMICAL ANALYSIS）やＥＰＭＡ（ELECTRON PROBE MICRO ANALYSIS）による分析又はＸ線分析で、ＴｉＣＮ外側層の格子定数を求めることにより測定できる。
【００３９】
発明者らがＸ線分析で求めた結果では、Ｃ：Ｎ比のモル比が５：５〜７：３の範囲にあるＴｉＣＮの格子定数は４.２７５〜４.２９５の範囲にあり、このときに特に優れた耐摩耗性と耐欠損性を示した。この結果は、化学量論組成のＴｉＣＮで考えるとずれを含むが、ＴｉＣＮが例えばＴｉ(ＣＮ)0.9のような非化学量論組成を持つことがあるため、このようなずれが生じたものと思われる。又、外側層のＴｉＣＮを主体とする層が、(１１１)、(４２２)、又は(３１１)にＸ線回折の最高ピーク強度を有することにより、その下層との層間密着力に優れた膜とすることができる。
【００４０】
本発明に係わる硬質被覆層は、通常の化学蒸着法あるいは物理蒸着法により形成することができる。例えば、中間層の上にＴｉＣＮの外側層を化学蒸着法により形成する場合、原料ガスのＴｉ源としてＴｉＣｌ4、炭素源及び窒素源として有機炭窒化合物、キャリアガスとして水素ガスを用いて、７００〜１１００℃、５００Ｔｏｒｒ以下の圧力でＴｉＣＮを被覆すると、中間層上に均一で微細な核生成が行われるため中間層との密着力に優れ、層間剥離を起こし難く、優れた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層を得ることができる。
【００４１】
特に、上記方法において、炭素源及び窒素源として有機炭窒化合物、例えばＣＨ3ＣＮを用いると、ＴｉＣＮ外側層の結晶粒を柱状結晶にしやすく、その柱状結晶のアスペクト比を大きくすることが容易であって、しかもＣ：Ｎ比のモル比も５：５〜７：３の範囲にあるＴｉＣＮ外側層を形成しやすい。
【００４２】
更に好ましい態様として、本発明の被覆硬質合金において、外側層の上に、更にＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2又はＨｆＯ2等の酸化物からなる少なくとも１層の外側薄膜を合計で０.５〜５μｍの膜厚で設けることにより、境界摩耗、摩耗部以外でのＴｉ化合物外側層の膜質劣化を防ぐことができる。特に境界摩耗の抑制効果は、ステンレス等の難削材の切削において顕著であった。外側薄膜の膜厚は、０.５μｍより薄いと効果が小さく、５μｍを越えると逃げ面での耐摩耗性が低下するため好ましくなく、好適には１〜３μｍの範囲である。
【００４３】
本発明の被覆硬質合金で形成される切削工具の切刃においては、被覆層の一部が除去されて、面粗さＲａの平均値が０.０５μｍ以下である表面が形成されていることが好ましい。切刃部分にこのような平滑な表面を形成することによって、耐摩耗性に優れた切削工具を提供することができる。尚、本発明の被覆硬質合金の最外表面には、使用済みコーナーの識別に役立つＴｉＮやＺｒＮ等の黄金色を示す薄膜が被覆されても良い。
【００４４】
【実施例】
以下に本発明の実施形態を実施例で示すが、本発明はこれらの実施例により限定されるものではない。
【００４５】
実施例１
母材として、ＩＳＯ Ｍ２０超硬合金（母材イ）、ＩＳＯ Ｋ２０（母材ロ）、及び市販のサーメット工具（母材ハ）を用意し、各母材上に公知の化学蒸着法により蒸着温度１０００℃で表１に示す硬質被覆層のいずれかを形成し、それぞれＳＮＧＮ１２０４０８のチップ形状の工具を作製した。
【００４６】
【表１】
0003833288.tif 000002
【００４７】
上記のごとく母材上に硬質被覆層を形成した各チップを用い、下記表２の切削条件でＳＣＭ４１５の被削材を切削加工し、それぞれ切削性能を評価した。その結果を表３に、母材と硬質被覆層の組合せと共に示した。
【００４８】
【表２】
0003833288.tif 000003
【００４９】
【表３】
0003833288.tif 000004
【００５０】
上記の結果から、本発明例の試料１〜４及び９〜１２の各チップは、高速切削（切削条件ａ）だけでなく低速切削（切削条件ｂ）でも優れた切削性能を示すことが分かる。試料１と５及び９と１３の比較により、内側層としてＴｉ系化合物を有する効果が分かる。試料１と６及び９と１４の比較から中間層の膜厚が所定範囲より薄いと効果が小さいことがわかり、又試料１と７及び９と１５の比較によってＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3は外側層として被覆するよりも中間層として用いる方が耐摩耗性に優れることが分かる。試料１と８及び９と１６の比較によって、外側層としてはＺｒＯ2やＡｌ2Ｏ3よりもＴｉ系化合物の方が耐摩耗性に優れていることが分かる。
【００５１】
実施例２
前記実施例１における母材イの表面に下記表４に示す硬質被覆層を形成し、試料１７〜２８のチップを準備した。これらのチップを用いて切削条件ｂにより実施例１と同様に切削性能を評価した。又、図５に示すように円周上に４つの溝８を有するＳＣＭ４３５からなる被削材７を用いて、前記表３の切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。耐欠損性はチップが欠けるまでの切削時間で評価した。これらの結果を、表４にまとめて示した。
【００５２】
【表４】
0003833288.tif 000005
【００５３】
上記の結果から分かるように、内側層としてＴｉ系化合物のない試料１７及び２３は被覆層の密着力が低いため、耐摩耗性試験において早期に被覆層の剥離が発生し、極めて短寿命であった。試料２２及び２８の各チップは内側層の膜厚が厚いため、やや耐欠損性に欠ける結果となったが、耐摩耗性については優れている。これに対し本発明例の試料１８〜２１及び２４〜２７では、耐摩耗性と耐欠損性に優れ、特に試料１９と２０及び２５と２６は耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優れている。
【００５４】
実施例３
前記実施例１における母材ロの表面に下記表５に示す硬質被覆層を形成し、試料２９〜４２の各チップを準備した。これらのチップを用いて切削条件ａにより実施例１と同様に切削性能を評価した。又、実施例２と同様にして、切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結果を表５にまとめて示した。
【００５５】
【表５】
0003833288.tif 000006
【００５６】
上記の結果から分かるように、中間層の膜厚が薄い試料２９と３６及び中間層の膜厚が厚い試料３５と４２以外は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優れた切削性能を示し、中でも試料３１〜３３及び３８〜４０の各チップは特に優れた性能性能を示した。
【００５７】
実施例４
前記実施例１における母材ハの表面に下記表６に示す硬質被覆層を形成し、試料４３〜５６のチップを準備した。これらのチップを用いて切削条件ａ及びｂにより実施例１と同様に切削性能を評価し、又実施例２と同様にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結果を表６にまとめて示した。
【００５８】
【表６】
0003833288.tif 000007
【００５９】
上記の結果から分かるように、ＴｉＣＮの外側層の膜厚が薄い試料４３と５０及び外側層の膜厚が厚い試料４９と５６以外は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスに優れた切削性能を示し、中でも試料４５〜４７及び試料５２〜５４の各チップは特に優れた性能性能を示した。
【００６０】
又、前記実施例３の表５及び実施例４の表６に示す結果から、硬質被覆層の合計膜厚が２０〜６０μｍの範囲内にある試料３２、３３、３７〜３９、４５〜４７、５２〜５４の各チップは、耐摩耗性と耐欠損性のバランスが特に優れていることが分かる。
【００６１】
実施例５
前記実施例１における母材イの表面に、前記表１の記号Ｉ又は記号Ｒの構成からなる硬質被覆層を形成し、試料５７〜６８のチップを準備した。尚、これらの試料における最外側のＴｉＣＮ層の結晶粒の形状を成膜条件を変えることで変化させ、それぞれのアスペクト比を下記表７に示した。これらのチップを用いて実施例１と同様に切削条件ｂにより切削性能を評価し、又実施例２と同様にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結果を表７にまとめて示した。
【００６２】
【表７】
0003833288.tif 000008
【００６３】
外側層のうちの最外側のＴｉＣＮ層を構成するＴｉＣＮのアスペクト比が５〜８０の範囲内にある場合、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、中でも試料５９と６０及び６５と６６は特に優れた性能を示すことが分かる。
【００６４】
実施例６
前記実施例１で作製した試料１（母材イ、硬質被覆層記号Ａ）、及び試料９（母材イ、硬質被覆層Ｊ）の各チップの外側層であるＴｉＣＮ層のＣ：Ｎ比を、Ｘ線回折法により格子定数を求めて算出したところ、モル比で４：６であった。次に、試料１及び試料９と内側層及び中間層は同じであるが、原料ガスの流量比を変化させることで下記表８に示すようにＣ：Ｎ比の異なるＴｉＣＮ層を外側層として形成し、試料１−４及び９−４のチップを作製した。
【００６５】
これらのチップを用いて実施例１と同様に切削条件ａ及びｂにより切削性能を評価し、又実施例２と同様にして切削条件ｃにより耐欠損性を試験した。これらの結果を表８にまとめて示した。
【００６６】
【表８】
0003833288.tif 000009
【００６７】
上記の結果から、Ｃ：Ｎ比がモル比で５：５〜７：３の範囲にある試料６９〜７１及び７３〜７５の各チップは、耐摩耗性及び耐欠損性に優れており、優れた切削性能を示すことが分かる。
【００６８】
実施例７
実施例１の試料４（母材イ、硬質被覆層Ｄ）と試料１２（母材イ、硬質被覆層Ｍ）を作製するに際して、外側層のうちのＴｉＣＮ層の形成を、原料ガスとしてＴｉＣｌ4とＣＨ3ＣＮ及びキャリアガスとして水素ガスを用い、１０００℃及び５０Ｔｏｒｒの圧力で行うことにより、試料４−１と試料１２−１のチップを作製した。得られたチップを用いて、切削条件ａ及びｂにより切削性能を評価した結果を表９に示した。
【００６９】
又、通常のＣＶＤ法により、原料ガスとしてＴｉＣｌ4とＣＨ4と窒素ガス、及びキャリアガスとして水素ガスを用いた以外、上記と同様にしてＴｉＣＮ層を形成した前記実施例１の試料４と１２について、同様に評価した結果を表９に併せて示した。表９から、原料ガスとしてＣＨ3ＣＮを用いた試料７７と７８の方が優れた切削性能を示すことが分かる。
【００７０】
【表９】
0003833288.tif 000010
【００７１】
実施例８
前記実施例２の試料１９及び２５の各チップにおいて、ＺｒＯ2又はＡｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、又はＴｉＯ2からなる薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃で約０.５μｍの膜厚に形成した試料１９−１〜６及び試料２５−１〜６のチップを作製した。尚、原料ガスは、膜質に応じてＴｉＣｌ4、ＣＨ4、Ｎ2、Ｈ2、ＣＯ、ＮＨ3、ＢＣｌ3を使用した。得られた各チップについて、切削条件ｂによる耐摩耗性及び切削条件ｃによる耐欠損性を評価した結果を、薄膜のない試料１９及び２５のチップと比較して表１０に示した。
【００７２】
【表１０】
0003833288.tif 000011
【００７３】
この結果から、ＺｒＯ2又はＡｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、又はＴｉＯ2からなる薄膜を形成した試料１９−１〜６及び試料２５−１〜６は、これらの薄膜のない試料１９及び２５よりも、優れた切削性能を示すことが分かる。
【００７４】
実施例９
前記実施例４の試料４６のチップにおいて、ＺｒＯ2の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＺｒＣ、ＺｒＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＣＯ、ＺｒＣＮＯ、ＺｒＮＯからなる薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃で約０.５μｍの膜厚に形成した試料４６−１〜６のチップを作製した。尚、原料ガスは膜質に応じてＺｒＣｌ4、ＣＯ2、Ｎ2、Ｈ2を使用した。得られた各チップについて、切削条件ｂでの耐摩耗性及び切削条件ｃでの耐欠損性を評価した結果を、試料４６のチップと比較して表１１に示した。
【００７５】
又、試料５３のチップにおいて、Ａｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に、ＡｌＮ又はＡｌＯＮからなる薄膜を、通常のＣＶＤ法により１０００℃で約０.５μｍの膜厚に形成した試料５３−１〜２のチップを作製した。尚、原料ガスは、膜質に応じてＡｌＣｌ4、ＣＯ2、Ｎ2、Ｈ2を使用した。得られた各チップについて、同様に耐摩耗性及び耐欠損性を評価した結果を試料５３のチップと比較して表１１に併せて示した。
【００７６】
【表１１】
0003833288.tif 000012
【００７７】
上記の結果から、ＺｒＯ2中間層とＴｉＣＮの外側層との間にＺ化合物の薄膜を形成した試料４６−１〜６、及びＡｌ2Ｏ3中間層とＴｉＣＮの外側層との間にＡｌＮ又はＡｌＯＮの薄膜を形成した試料５３−１〜２は、これらの薄膜のない試料４６又は５３と比較して優れた切削性能を示すことが分かる。
【００７８】
実施例１０
前記実施例２の試料１９のチップの中間層を、Ａｌ2Ｏ3で置き換えて被覆した試料１９−７〜９を作製した。これらのチップを用いて、ＳＵＳ３０４を切削速度３５０ｍ／ｍｉｎ、送り０.５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み１.５ｍｍの条件で湿式にて２０分間切削し、塑性変形量と境界摩耗量を測定した。又、前記表４の切削条件ｃでの耐欠損性を評価し、これらの結果を表１２に示した。
【００７９】
【表１２】
0003833288.tif 000013
【００８０】
この結果より、中間層としてＺｒＯ2を有する試料１９のチップは、中間層としてＡｌ2Ｏ3を被覆した他の試料１９−７〜９のチップと比較して、境界摩耗量が小さく、塑性変形量も同一膜厚の試料１９−７よりも小さくなり、且つ耐欠損性にも優れていることが分かる。
【００８１】
実施例１１
前記実施例５の試料５９（硬質被覆層Ｉ）及び試料６５（硬質被覆層Ｒ）の各チップの硬質被覆層上に、更に下記表１３に示す外側薄膜を被覆したチップをそれぞれ作製した。これらの各チップを用いて、切削条件ａ及びｂによる切削試験を行い、更に実施例１０の切削条件ｃにより境界摩耗量を求め、その結果を表１３に併せて示した。
【００８２】
【表１３】
0003833288.tif 000014
【００８３】
上記の結果から、ＴｉＣＮの外側層の上に、更にＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＨｆＯ2等の酸化物又はＴｉＮ等からなる薄膜を被覆した試料５９−１〜５及び試料６５−１〜５の各試料は、特にステンレスの切削での境界摩耗の抑制に優れることが分かる。
【００８４】
実施例１２
実施例４の試料４６のチップにおいて、ＺｒＯ2の中間層とＴｉＣＮの外側層との間に実施例９と同様にＺｒＮ又はＺｒＮＯからなる薄層を形成した試料４６−３と６を作製した。又、実施例４の試料５３のチップについて、Ａｌ2Ｏ3の中間層とＴｉＣＮの外側層との間にＡｌＮ又ＡｌＯＮからなる薄層を形成した試料５３−１と２のチップも作製した。
【００８５】
更に、上記の薄層について、ＺｒＯ2からＺｒＮ又はＺｒＮＯまで組成が連続的に変化した薄層を約０.５μｍの膜厚で形成した試料４６−７と８、及びＡｌ2Ｏ3からＡｌＮ又はＡｌＯＮまで組成が連続的に変化した薄層を約０.５μｍの膜厚で形成した試料５３−３と４のチップも作製した。これらの組成を連続的に変化させた薄層は通常のＣＶＤ法を用いて温度を９００℃から１０００℃まで連続的に変化させながら、ＣＯ2／Ｎ2の原料ガス比を連続的に減少させることにより作製した。
【００８６】
これらの各チップを用いて、切削条件ｂにより耐摩耗性及び切削条件ｃにより耐欠損性を評価し、薄層の組成を連続的に変化させた試料４６−７と８及び試料５３−３〜４と、変化させていない試料４６−３と６及び５３−１と２を比較して、表１４に示した。
【００８７】
【表１４】
0003833288.tif 000015
【００８８】
上記の結果から、中間層と上側層との間に薄層を形成した場合、その薄層の組成を中間層から連続的に変化させた試料が、組成を変化させていない試料よりも優れた切削性能を示すことが判る。
【００８９】
実施例１３
実施例２の試料２６において、ＴｉＣＮの外側層を被覆する際に、コーティング温度及びガス組成を変化させて、配向性の異なるＴｉＣＮ外側層を形成した試料２６−１〜６を作製した。各試料について、Ｘ線回折での最高ピーク強度を示す回折面と、上記実施例１２と同様に切削性能を評価した結果を表１５に併せて示した。
【００９０】
【表１５】
0003833288.tif 000016
【００９１】
以上の結果から、ＴｉＣＮ外側層のＸ線回折の最高ピーク強度が（１１１）、（４２２）、（３１１）のいずれかにある場合、他の場合に比べて優れた切削性能を示すことが判る。
【００９２】
実施例１４
実施例１と同様にして、母材イの上に、内側から順にＴｉＮ（０.５μｍ）、ＴｉＣＮ（３μｍ）、ＴｉＢＮ（０.５μｍ）、ＺｒＯ2（１μｍ）、Ａｌ2Ｏ3（１５μｍ）、ＡｌＯＮ（０.５μｍ）、ＴｉＣＮ（１０μｍ）からなる構造の硬質被覆層を形成するに際して、内側層のＴｉＣＮ層を形成するときの温度及びガス組成比を変化させてアスペクト比の異なるＴｉＣＮ層を形成した試料６９−１〜５の各チップを作製した。得られた各試料のチップの切削性能を性能条件ａとｃにより評価し、結果を表１６に示した。
【００９３】
【表１６】
0003833288.tif 000017
【００９４】
上記の結果から、内側層のうちの最も厚い層であるＴｉＣＮ層のアスペクト比を５〜３０の範囲にすることによって、優れた切削性能が得られることが判る。
【００９５】
実施例１５
実施例３の試料３８において、Ａｌ2Ｏ3中間層の結晶粒径を成膜温度とガス組成を変えることで変化させ、アスペクト比の異なるＡｌ2Ｏ3層を被覆した試料３８−１〜５を作製した。得られた各チップについて、上記と同様に評価した切削性能を表１７に示した。
【００９６】
【表１７】
0003833288.tif 000018
【００９７】
上記の結果から、中間層のＡｌ2Ｏ3層のアスペクト比が３〜２０の範囲にある試料３８−２〜４のチップは、他のものに比較して優れた切削性能を有することが判る。
【００９８】
実施例１６
実施例９の試料５３−２について、中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系を成膜温度とガス組成を変えることで変化させ、その結晶系がκとαの２種類の試料５３−２−ａ、ｂを作製した。又、上記中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系が、ＴｉＮの内側層と接する層及びＴｉＣＮの外側層と接する層で共に膜厚約１.０μｍのκ−Ａｌ2Ｏ3からなり、これらに挟まれた部分の結晶系がα−Ａｌ2Ｏ3からなる試料５３−２ｃを作製した。
【００９９】
これら中間層の成膜はＨ2、ＣＯ2、ＡｌＣｌ3を原料ガスとし、κ−Ａｌ2Ｏ3の形成時には９５０℃で５０Ｔｏｒｒ、ＣＯ2＝２％とし、α−Ａｌ2Ｏ3の形成時には１０５０℃で５０Ｔｏｒｒ、ＣＯ2＝５％とすることにより行った。又、κ−Ａｌ2Ｏ3とα−Ａｌ2Ｏ3の形成の間で、真空度を１０-3Ｔｏｒｒ以下の高真空とした。
【０１００】
このようにして得られた各チップについて、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価した結果を表１８に示した。中間層のＡｌ2Ｏ3の結晶系を、α−Ａｌ2Ｏ3を主体とする（試料５３−２ｂ）ことにより、更にはκ→α→κと変化させる（試料５３−２ｃ）ことにより、一層優れた切削性能が得られることが判る。
【０１０１】
【表１８】
0003833288.tif 000019
【０１０２】
実施例１７
実施例４の試料５１のチップについて、中間層のＡｌ2Ｏ3層の配向性を成膜温度及びガス組成の制御により変化させ、試料５１−１〜５のチップを得た。これらの各チップの切削性能を切削条件ｂとｃにより評価し、Ａｌ2Ｏ3のＸ線回折による最高ピーク強度を示す回折面と共に結果を表１９に示した。
【０１０３】
【表１９】
0003833288.tif 000020
【０１０４】
以上の結果から、中間層のＡｌ2Ｏ3が（１０４）又は（１１６）にＸ線回折の最高ピーク強度を有する場合に、優れた切削性能を示すことが判る。
【０１０５】
実施例１８
実施例１４の試料６９−３において、ＴｉＣＮ内側層とＴｉＣＮ外側層のアスペクト比がＡｌ2Ｏ3中間層のアスペクト比よりも２倍以上大きい試料６９−３−ａと、２倍以下の試料６９−３−ｂを作製した。
【０１０６】
これらの試料の被覆層の亀裂間隔を、試料断面の鏡面研磨後の光学顕微鏡による倍率５００倍で５視野測定により行ったところ、下記表２０に示す結果が得られた。又、切削条件ａとｃによる切削性能を評価し、その結果も表２０に併せて示した。
【０１０７】
【表２０】
0003833288.tif 000021
【０１０８】
上記の結果から、被覆層の亀裂間隔のうち、内側層と外側層の亀裂間隔を中間層の亀裂間隔よりも小さくした被覆硬質合金チップは、優れた切削性能を有することが判る。
【０１０９】
実施例１９
実施例４の試料５２において、硬質被覆層の成膜後、遠心バレルにより被覆層に対して垂直方向の亀裂を、亀裂間隔を変えて導入した。被覆層の亀裂間隔の異なる各試料のチップについて、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価し、その結果を表２１に示した。
【０１１０】
【表２１】
0003833288.tif 000022
【０１１１】
上記の結果から、硬質被覆層の亀裂間隔を２０〜４０μｍの範囲とすることにより優れた切削性能が得られることが判る。尚、被覆層に亀裂を導入する方法は、バレル処理以外にショットブラスト法や弾性砥石による処理、急冷処理等の方法により行うことができる。又、この亀裂間隔は被覆層の全てで達成されている必要はなく、切刃稜線部の少なくとも一部で上記範囲の亀裂が入っていれば優れた切削性能が得られる。
【０１１２】
実施例２０
実施例８の試料２５−６のチップにおいて、その切刃稜線部の被覆層を弾性砥石で研磨して除去部表面の面粗さＲａの平均値を変化させた。かくして得られた試料のチップを用いて、切削条件ｂとｃにより切削性能を評価し、その結果を表２２に示した。
【０１１３】
尚、面粗さＲａの平均値は、エリオニクス（株）製のＥＲＡ８０００にて、切刃稜線部を５０００倍に拡大して計測した。ここで言う面粗さＲａの平均値とは、測定視野の水平方向ライン１８０本の面粗さＲａの平均値である。
【０１１４】
【表２２】
0003833288.tif 000023
【０１１５】
以上の結果から、チップの切刃稜線部における被覆層の面粗さＲａの平均値を０.０５μｍ以下とすることによって、優れた切削性能が得られることが判る。
【０１１６】
【発明の効果】
本発明によれば、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有し、切削工具として通常の切削条件はもとより、刃先温度が１０００℃を越えるような高速ないし高能率の厳しい切削条件においても十分に使用に耐え得る被覆硬質合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】切削工具による被削材の切削状態を示す概略の側面図である。
【図２】使用済み切削工具の逃げ面摩耗状態を示す概略の断面図である。
【図３】本発明の被覆硬質合金の一具体例である外側層が柱状結晶からなる被覆硬質合金の概略断面図である。
【図４】本発明の被覆硬質合金における外側層の柱状結晶に亀裂が生じる状態を示した概略断面図である。
【図５】実施例の耐欠損性試験に用いた被削材の概略断面図である。
【符号の説明】
Ａ  切削工具
Ｂ  被削材
１  母材
２  内側層
３  中間層
４  外側層
５  柱状結晶
６  亀裂
７  被削材
８  溝
【図１】
0003833288.tif 000024
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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