JP7243013B2 - 耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具 - Google Patents
耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具 Download PDFInfo
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Description
この発明は、ステンレス鋼や溶断表面が残存する鋼材等の切削加工において、特に、耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具（以下、単に「被覆工具」という）に関するものである。
ステンレス鋼や溶断表面が残存する鋼材の切削加工において、特に、ＣＶＤ法によりＡｌＴｉＮを被覆した切削工具においては、その皮膜硬さや耐酸化特性により、連続高速切削領域では高い耐摩耗性を発揮することが知られているものの、一方、被削材の靭性が高いステンレス鋼や、切り込み量が変動する溶断面の加工のような不安定加工においては、その高い皮膜硬さのため、粒子の脱落が顕著に発生し、工具の欠損を伴う異常損傷が進むことで、本来の性能を発揮することができないという問題を有していた。
これに対して、基材表面に密着性にすぐれるＴｉ系の密着層を設け、基材ないし基材表面の成分を密着層中に拡散させることにより高い密着性を得る技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、超硬合金基材側から被覆膜のＴｉＮ層側にかけてのＣおよびＣｏの拡散量を調整し、所望の濃度勾配を有することにより、密着性の向上を図ることが記載されており、また、特許文献２では、ＷＣ基超硬合金基材側より硬質被覆層側の第一層であるチタン炭化物皮膜におけるＣｏ含有量、および、Ｃｏ含有量に対するＣｒ含有量比を規定することにより、前記チタン炭化物皮膜の密着性の向上を図ることが記載されている。
また、特許文献３では、ＷＣ超硬合金基体の表面に被覆されるＴｉＮ層中のＣｒ濃度を高めることにより、ＷＣ超硬合金基体とその表面に被覆されるＴｉＮ層の密着性を向上させることが記載されている。
例えば、特許文献１では、超硬合金基材側から被覆膜のＴｉＮ層側にかけてのＣおよびＣｏの拡散量を調整し、所望の濃度勾配を有することにより、密着性の向上を図ることが記載されており、また、特許文献２では、ＷＣ基超硬合金基材側より硬質被覆層側の第一層であるチタン炭化物皮膜におけるＣｏ含有量、および、Ｃｏ含有量に対するＣｒ含有量比を規定することにより、前記チタン炭化物皮膜の密着性の向上を図ることが記載されている。
また、特許文献３では、ＷＣ超硬合金基体の表面に被覆されるＴｉＮ層中のＣｒ濃度を高めることにより、ＷＣ超硬合金基体とその表面に被覆されるＴｉＮ層の密着性を向上させることが記載されている。
近年の切削加工における省力化および省エネ化等の要求は強く、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、被覆工具では、粒子の脱落の発生により、工具の欠損を伴う異常損傷を生じることから、すぐれた耐欠損性が求められる。
そこで、前記特許文献１乃至特許文献３では、被覆工具において、基体成分もしくは基体表面の成分を密着層中に拡散させることにより、工具基体上にＴｉ系の密着性にすぐれた密着層を形成し、欠損の発生を回避することが提案された。
しかしながら、これらのＣＶＤ－ＡｌＴｉＮ皮膜においては、元素拡散により密着性向上効果は認められるものの、元素の拡散により密着層自体の硬さが過度に上昇し、加工中に硬さの高いＣＶＤ－ＡｌＴｉＮ皮膜表面から発生したクラックが内部まで進展し、皮膜粒子の脱落などによる工具の欠損が生じるという問題を有していた。
そこで、前記特許文献１乃至特許文献３では、被覆工具において、基体成分もしくは基体表面の成分を密着層中に拡散させることにより、工具基体上にＴｉ系の密着性にすぐれた密着層を形成し、欠損の発生を回避することが提案された。
しかしながら、これらのＣＶＤ－ＡｌＴｉＮ皮膜においては、元素拡散により密着性向上効果は認められるものの、元素の拡散により密着層自体の硬さが過度に上昇し、加工中に硬さの高いＣＶＤ－ＡｌＴｉＮ皮膜表面から発生したクラックが内部まで進展し、皮膜粒子の脱落などによる工具の欠損が生じるという問題を有していた。
そこで、本発明は、かかる課題を解決し、長期使用に際しても、工具の欠損をともなう異常損傷の進展を阻止し、すぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具を提供することを目的とする。
本発明者らは、前述の観点から、ＡｌとＴｉの複合窒化物からなる硬質被覆層を化学蒸着にて被覆形成した被覆工具の耐欠損性を改善および向上を図るべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
すなわち、本発明者らは、ＣＶＤ－ＡｌＴｉＮから成る硬質被覆層の下部層において、基体と接する領域より硬質被覆層の表面側に向かってＣｒ成分およびＣ成分を適切に拡散させ、それぞれの成分が、濃度傾斜分布領域を有し、具体的には、硬質被覆層の下部層の基体表面から硬質被覆層の表面側に向かって、順に異なる位置にて、Ｃｒ成分が最大濃度となる領域、および、Ｃ成分が最大濃度となる領域を設け、ＴｉとＣｒの炭窒化物からなる密着層を得て、結晶配向と皮膜の残留応力を制御し、その皮膜硬さの過度な上昇を抑制することにより、クラックによる内部進展を防ぎ、粒子の脱落を減ずる結果、耐欠損性にすぐれた皮膜が得られることを知見した。
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）結合相成分としてＣｏ、Ｃｒを含有する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、硬質被覆層を有してなる表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体最表面に直接接してなる下部層と、該下部層に直接接してなる上部層との少なくとも二層を有し、前記硬質被覆層の全平均層厚は、０．６～２０．０μｍであり、
（ｂ）前記下部層は、ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなり、その平均層厚は、０．２～１．６μｍであり、
（ｂ－１）前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの範囲において、
最大Ｃｒ濃度値を有し、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上のＣｒ濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値が、下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、０．５原子％以上、５．０原子％以下であり、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上であり、また、
（ｂ－２）前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍを超え上部層との境界までの範囲において、最大Ｃ濃度値を有し、前記最大Ｃ濃度値の９０％以上のＣ濃度を有する最大Ｃ濃度領域のＣ濃度値が、下部層の全平均Ｃ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、７．０原子％以上、２５．０原子％以下であり、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上であり、
また、
（ｃ）前記上部層は、ＡｌとＴｉとの複合窒化物または複合炭窒化物を含む層であり、その平均層厚は、０．４～１８．４μｍであり、
組成式：（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表した場合、前記複合窒化物または複合炭窒化物層のＴｉとＡｌの合量に対してＡｌが占める平均含有割合Ｘａｖｇおよび前記複合窒化物または複合炭窒化物層のＣとＮの合量に対してＣが占める平均含有割合Ｙａｖｇ（但し、Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇ はいずれも原子比）が、それぞれ、０．７５≦Ｘａｖｇ≦０．９０、０≦Ｙａｖｇ＜０．０５を満足し、ＮａＣｌ型の面心立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層からなることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層について、Ｘ線回折を行った際に、以下の式（Ａ）にて表わされる、立方晶（２００）面における配向性指数ＴＣ（２００）が、０．５≦ＴＣ（２００）≦４．５を満たすことを特徴とする（１）に記載された表面被覆切削工具。
式（Ａ） ＴＣ（２００）＝［Ｉ（２００）／Ｉ０（２００）］
×［（１／ｎ）×Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ）］－１
ただし、
Ｉ（２００）；（２００）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値
Ｉ０（２００）；
ＩＣＤＤカード００－０３８－１４２０に記載のＴｉＮの結晶面の（２００）面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値
Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ））；
（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の６面のそれぞれの面の（［Ｘ線回折ピーク強度の測定値］／［ＩＣＤＤカードに掲載されている、ＴｉＮの標準回折ピーク強度の平均値］）の値の合計値
（３） （１）または（２）において、前記ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層における皮膜残留応力の値が、－５００～５００ＭＰａを満たすことを特徴とする表面被覆切削工具。
（４） 前記上部層について、Ｘ線回折を行った際に、以下の式（Ｂ）にて表される、立方晶（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が、２．０≦ＴＣ（１１１）≦４．０を満たすことを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか一つに記載された表面被覆切削工具。
式（Ｂ） ＴＣ（１１１）＝［Ｉ（１１１）／Ｉ０（１１１）］
×［（１／６）×Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ）］－１
ただし、
Ｉ（１１１）；（１１１）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値
Ｉ０（１１１）；
ＩＣＤＤカード００－０４６－１２００に記載のＡｌＮの結晶面の（１１１）面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値
Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ））；
（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の６面のそれぞれの面の（［Ｘ線回折ピーク強度の測定値］／［ＩＣＤＤカードに掲載されている、ＡｌＮの標準回折ピーク強度の平均値］）の値の合計値
（５） 前記上部層について、Ｘ線回折を行った際に、立方晶（１１１）面の回折線強度に対する立方晶（２００）面における回折線強度の値、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）が、０．９≦Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）の関係を満たすことを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか一つに記載された表面被覆切削工具。」に特徴を有するものである。
なお、本明細書中において、数値範囲を示す際に、「～」あるいは「－」を用いる場合は、その数値範囲の下限および上限を含むことを意味する。
「（１）結合相成分としてＣｏ、Ｃｒを含有する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、硬質被覆層を有してなる表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体最表面に直接接してなる下部層と、該下部層に直接接してなる上部層との少なくとも二層を有し、前記硬質被覆層の全平均層厚は、０．６～２０．０μｍであり、
（ｂ）前記下部層は、ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなり、その平均層厚は、０．２～１．６μｍであり、
（ｂ－１）前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの範囲において、
最大Ｃｒ濃度値を有し、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上のＣｒ濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値が、下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、０．５原子％以上、５．０原子％以下であり、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上であり、また、
（ｂ－２）前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍを超え上部層との境界までの範囲において、最大Ｃ濃度値を有し、前記最大Ｃ濃度値の９０％以上のＣ濃度を有する最大Ｃ濃度領域のＣ濃度値が、下部層の全平均Ｃ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、７．０原子％以上、２５．０原子％以下であり、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上であり、
また、
（ｃ）前記上部層は、ＡｌとＴｉとの複合窒化物または複合炭窒化物を含む層であり、その平均層厚は、０．４～１８．４μｍであり、
組成式：（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表した場合、前記複合窒化物または複合炭窒化物層のＴｉとＡｌの合量に対してＡｌが占める平均含有割合Ｘａｖｇおよび前記複合窒化物または複合炭窒化物層のＣとＮの合量に対してＣが占める平均含有割合Ｙａｖｇ（但し、Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇ はいずれも原子比）が、それぞれ、０．７５≦Ｘａｖｇ≦０．９０、０≦Ｙａｖｇ＜０．０５を満足し、ＮａＣｌ型の面心立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層からなることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層について、Ｘ線回折を行った際に、以下の式（Ａ）にて表わされる、立方晶（２００）面における配向性指数ＴＣ（２００）が、０．５≦ＴＣ（２００）≦４．５を満たすことを特徴とする（１）に記載された表面被覆切削工具。
式（Ａ） ＴＣ（２００）＝［Ｉ（２００）／Ｉ０（２００）］
×［（１／ｎ）×Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ）］－１
ただし、
Ｉ（２００）；（２００）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値
Ｉ０（２００）；
ＩＣＤＤカード００－０３８－１４２０に記載のＴｉＮの結晶面の（２００）面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値
Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ））；
（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の６面のそれぞれの面の（［Ｘ線回折ピーク強度の測定値］／［ＩＣＤＤカードに掲載されている、ＴｉＮの標準回折ピーク強度の平均値］）の値の合計値
（３） （１）または（２）において、前記ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層における皮膜残留応力の値が、－５００～５００ＭＰａを満たすことを特徴とする表面被覆切削工具。
（４） 前記上部層について、Ｘ線回折を行った際に、以下の式（Ｂ）にて表される、立方晶（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が、２．０≦ＴＣ（１１１）≦４．０を満たすことを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか一つに記載された表面被覆切削工具。
式（Ｂ） ＴＣ（１１１）＝［Ｉ（１１１）／Ｉ０（１１１）］
×［（１／６）×Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ）］－１
ただし、
Ｉ（１１１）；（１１１）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値
Ｉ０（１１１）；
ＩＣＤＤカード００－０４６－１２００に記載のＡｌＮの結晶面の（１１１）面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値
Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ））；
（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の６面のそれぞれの面の（［Ｘ線回折ピーク強度の測定値］／［ＩＣＤＤカードに掲載されている、ＡｌＮの標準回折ピーク強度の平均値］）の値の合計値
（５） 前記上部層について、Ｘ線回折を行った際に、立方晶（１１１）面の回折線強度に対する立方晶（２００）面における回折線強度の値、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）が、０．９≦Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）の関係を満たすことを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか一つに記載された表面被覆切削工具。」に特徴を有するものである。
なお、本明細書中において、数値範囲を示す際に、「～」あるいは「－」を用いる場合は、その数値範囲の下限および上限を含むことを意味する。
つぎに、本発明の被覆工具の工具基体および硬質被覆層について、具体的に説明する。
（ａ）工具基体
工具基体としては、炭化タングステン基超硬合金を用いる。本発明は、硬質被覆層の異なる領域においてＣｒおよびＣがそれぞれ含有量の最大濃度を有することを特徴とするものであるが、例えば、所定量のＣｒおよびＣを工具基体に含有させておき、特定の条件にて、成膜中にこれらの成分を硬質被覆層中に拡散させることにより、所望の濃度分布を有する硬質被覆層を形成することができる。
工具基体としては、炭化タングステン基超硬合金を用いる。本発明は、硬質被覆層の異なる領域においてＣｒおよびＣがそれぞれ含有量の最大濃度を有することを特徴とするものであるが、例えば、所定量のＣｒおよびＣを工具基体に含有させておき、特定の条件にて、成膜中にこれらの成分を硬質被覆層中に拡散させることにより、所望の濃度分布を有する硬質被覆層を形成することができる。
（ｂ）硬質被覆層
硬質被覆層は、下部層と上部層を含んでなり、その他の層として、上部層の上に最上層を設けてもよい。
硬質被覆層の平均層厚は、０．６μｍ未満では、密着性および耐摩耗性を長期の使用に亘って十分に確保することはできないため、０．６μｍ以上とする。一方、その平均層厚が、２０．０μｍを超えると、剥離あるいは欠損が生じ易くなることから、２０．０μｍ以下とすることが望ましい。
硬質被覆層は、下部層と上部層を含んでなり、その他の層として、上部層の上に最上層を設けてもよい。
硬質被覆層の平均層厚は、０．６μｍ未満では、密着性および耐摩耗性を長期の使用に亘って十分に確保することはできないため、０．６μｍ以上とする。一方、その平均層厚が、２０．０μｍを超えると、剥離あるいは欠損が生じ易くなることから、２０．０μｍ以下とすることが望ましい。
（ｃ）下部層；
＜平均層厚＞
下部層は、ＴｉとＣｒの複合炭窒化物からなり、工具基体の直上に直接接して設けられる。下部層の平均層厚は、０．２μｍ未満では、十分な密着性が得られないため、下限は０．２μｍ以上とする。他方、１．６μｍを超えると得られた皮膜の変形が顕著となり、切削加工の早期段階にて基材からの剥離が生じ易くなるため、上限は、１．６μｍ以下とした。
＜平均層厚＞
下部層は、ＴｉとＣｒの複合炭窒化物からなり、工具基体の直上に直接接して設けられる。下部層の平均層厚は、０．２μｍ未満では、十分な密着性が得られないため、下限は０．２μｍ以上とする。他方、１．６μｍを超えると得られた皮膜の変形が顕著となり、切削加工の早期段階にて基材からの剥離が生じ易くなるため、上限は、１．６μｍ以下とした。
＜成分組成＞
前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの範囲（以下、下部層の「基体近接領域」ともいう。）において、下部層の全構成元素の合量に対するＣｒ含有量の最大Ｃｒ濃度値を有し、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上のＣｒ濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値が、下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、０．５原子％以上５．０原子％以下であり、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上と規定した。
ここで、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値を下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上とする理由は、前記Ｃｒ濃度値が、１．２倍に満たない場合には、Ｃｒ濃度勾配が不十分でＣｒ拡散による下部層の基体との界面における粒界靱性向上効果が十分ではない、または、下部層の基体近接領域全体で硬さ低下が顕著となり、上部層との硬度差が大きくなり層間での剥離が生じ易くなるためである。
また、前記最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値を０．５原子％以上５．０原子％以下の範囲に規定した理由は、Ｃｒ含有量が０．５原子％未満であるとＣｒ拡散による下部層の基体との界面における粒界靭性向上効果が十分ではなく、基体からの皮膜剥離が生じやすくなり、他方、Ｃｒ含有量が５．０原子％を超えると下部層へのＣｒ拡散による下部層の基体との界面における硬さ低下が顕著となり、上部層との硬さの差が大きくなり層間での剥離が生じ易くなるためである。
また、前記下部層では、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの領域を超え上部層との境界までの範囲（以下、下部層の「上部領域」ともいう。）において、下部層の全構成元素の合量に対するＣ含有量の最大Ｃ濃度値を有し、前記最大Ｃ濃度値の９０％以上のＣ濃度を有する最大Ｃ濃度領域の濃度値が、下部層の全平均Ｃ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、７．０原子％以上２５．０原子％以下であり、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上と規定した。
ここで、下部層の全平均Ｃ濃度値に対して最大Ｃ濃度領域の濃度値が１．２倍に満たない場合は、Ｃ濃度勾配が不十分であり、基材からのＣの拡散が不十分で所望の密着性が得られない、または下部層全体の硬さの増加が顕著となり、層中での脆性破壊が生じ易くなるためである。
Ｃ含有量を７．０原子％以上２５．０原子％以下の範囲に規定した理由は、Ｃが、７．０原子％未満では、基材からのＣの拡散が不十分であるため、下部層の基体との界面における所望の密着性が得られず、基材からの皮膜剥離が生じ易くなり、他方、２５．０原子％を超えるとＣの拡散が過多となり、下部層の基体との界面における硬さの増加が過度となり、層中での脆性破壊が生じ易くなるためである。
また、Ｃｒ、Ｃそれぞれの最大濃度領域の領域幅を、０．０２μｍ以上と規定した理由は、０．０２μｍ未満では領域幅が不十分であり、所望の効果を発揮できないためである。
前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの範囲（以下、下部層の「基体近接領域」ともいう。）において、下部層の全構成元素の合量に対するＣｒ含有量の最大Ｃｒ濃度値を有し、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上のＣｒ濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値が、下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、０．５原子％以上５．０原子％以下であり、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上と規定した。
ここで、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値を下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上とする理由は、前記Ｃｒ濃度値が、１．２倍に満たない場合には、Ｃｒ濃度勾配が不十分でＣｒ拡散による下部層の基体との界面における粒界靱性向上効果が十分ではない、または、下部層の基体近接領域全体で硬さ低下が顕著となり、上部層との硬度差が大きくなり層間での剥離が生じ易くなるためである。
また、前記最大Ｃｒ濃度領域のＣｒ濃度値を０．５原子％以上５．０原子％以下の範囲に規定した理由は、Ｃｒ含有量が０．５原子％未満であるとＣｒ拡散による下部層の基体との界面における粒界靭性向上効果が十分ではなく、基体からの皮膜剥離が生じやすくなり、他方、Ｃｒ含有量が５．０原子％を超えると下部層へのＣｒ拡散による下部層の基体との界面における硬さ低下が顕著となり、上部層との硬さの差が大きくなり層間での剥離が生じ易くなるためである。
また、前記下部層では、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの領域を超え上部層との境界までの範囲（以下、下部層の「上部領域」ともいう。）において、下部層の全構成元素の合量に対するＣ含有量の最大Ｃ濃度値を有し、前記最大Ｃ濃度値の９０％以上のＣ濃度を有する最大Ｃ濃度領域の濃度値が、下部層の全平均Ｃ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、７．０原子％以上２５．０原子％以下であり、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上と規定した。
ここで、下部層の全平均Ｃ濃度値に対して最大Ｃ濃度領域の濃度値が１．２倍に満たない場合は、Ｃ濃度勾配が不十分であり、基材からのＣの拡散が不十分で所望の密着性が得られない、または下部層全体の硬さの増加が顕著となり、層中での脆性破壊が生じ易くなるためである。
Ｃ含有量を７．０原子％以上２５．０原子％以下の範囲に規定した理由は、Ｃが、７．０原子％未満では、基材からのＣの拡散が不十分であるため、下部層の基体との界面における所望の密着性が得られず、基材からの皮膜剥離が生じ易くなり、他方、２５．０原子％を超えるとＣの拡散が過多となり、下部層の基体との界面における硬さの増加が過度となり、層中での脆性破壊が生じ易くなるためである。
また、Ｃｒ、Ｃそれぞれの最大濃度領域の領域幅を、０．０２μｍ以上と規定した理由は、０．０２μｍ未満では領域幅が不十分であり、所望の効果を発揮できないためである。
＜結晶組織＞
下部層を構成するＴｉＣｒ複合炭窒化物は、ＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に「立方晶構造」ともいう。）をとることにより硬さを向上させることができる。
下部層の立方晶（２００）面における配向性指数ＴＣ（２００）は、０．５以上とすることにより、Ｃｒの拡散が十分に促進される結果、さらに均一なＣｒの拡散状態が得られ、密着層の粒界靱性効果が向上し、一方、４．５以下とすることにより、Ｃｒの偏析が抑制され、粒界を起点とする密着層の内部破壊が生じにくくなるため、０．５≦ＴＣ（２００）≦４．５とすることが望ましい。
下部層を構成するＴｉＣｒ複合炭窒化物は、ＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に「立方晶構造」ともいう。）をとることにより硬さを向上させることができる。
下部層の立方晶（２００）面における配向性指数ＴＣ（２００）は、０．５以上とすることにより、Ｃｒの拡散が十分に促進される結果、さらに均一なＣｒの拡散状態が得られ、密着層の粒界靱性効果が向上し、一方、４．５以下とすることにより、Ｃｒの偏析が抑制され、粒界を起点とする密着層の内部破壊が生じにくくなるため、０．５≦ＴＣ（２００）≦４．５とすることが望ましい。
＜皮膜残留応力＞
下部層の皮膜残留応力値は、－５００ＭＰa以上とすることにより、加工中における耐剥離効果を高めることができ、また、５００ＭＰａ以下とすることにより、加工中における皮膜外部から発生するクラックの進展抑制効果を高め、耐欠損性を改善できる効果を有するため、－５００～５００ＭＰａとすることが好ましい。
下部層の皮膜残留応力値は、－５００ＭＰa以上とすることにより、加工中における耐剥離効果を高めることができ、また、５００ＭＰａ以下とすることにより、加工中における皮膜外部から発生するクラックの進展抑制効果を高め、耐欠損性を改善できる効果を有するため、－５００～５００ＭＰａとすることが好ましい。
（ｄ）上部層
＜平均層厚＞
上部層は、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物からなり、前記下部層の直上に直接接して設けられる。上部層の平均層厚は、０．４μｍ未満では、皮膜全体における硬質層が不十分であり、耐摩耗性に劣るため、０．４μｍ以上とする。他方、平均層厚が、１８．４μｍを超えると、硬質層の層厚が、過多となり加工中に突発欠損が生じ易くなるため、１８．４μｍ以下とした。
＜平均層厚＞
上部層は、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物からなり、前記下部層の直上に直接接して設けられる。上部層の平均層厚は、０．４μｍ未満では、皮膜全体における硬質層が不十分であり、耐摩耗性に劣るため、０．４μｍ以上とする。他方、平均層厚が、１８．４μｍを超えると、硬質層の層厚が、過多となり加工中に突発欠損が生じ易くなるため、１８．４μｍ以下とした。
＜成分組成＞
上部層は、Ａｌ、Ｔｉの複合窒化物層（ＡｌＴｉＮ層）または複合炭窒化物層（ＡｌＴｉＣＮ層）にて構成され、層全体に亘り、均質な耐摩耗性と耐熱性や靱性を示し、Ｔｉ成分によって、高温強度を向上させ、Ａｌ成分によって、高温硬さと耐熱性を補完するため、高温切削条件下においても、低摩耗係数が維持され、すぐれた耐熱性を発揮することができる。
前記Ａｌ、Ｔｉの複合窒化物層または複合炭窒化物層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物は、具体的には、組成式：（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）にて表すことができるが、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖｇ（原子比）の値が０．７５未満になると、高温硬さが不足し耐摩耗性が低下するようになり、一方、Ｘａｖｇ（原子比）の値が０．９０を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）層自体の高温強度が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなるため、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖｇ（原子比）の値は、最大硬さに近く、特に高い効果が得られる、０．７５以上０．９０以下の範囲に規定した。
また、Ｃ成分には、硬さを向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合Ｙａｖｇ（原子比）が０．０５以上では、高温強度が低下するため、Ｃ成分の平均含有割合Ｙａｖｇ（原子比）は、０≦Ｙａｖｇ＜０．０５と規定した。
上部層は、Ａｌ、Ｔｉの複合窒化物層（ＡｌＴｉＮ層）または複合炭窒化物層（ＡｌＴｉＣＮ層）にて構成され、層全体に亘り、均質な耐摩耗性と耐熱性や靱性を示し、Ｔｉ成分によって、高温強度を向上させ、Ａｌ成分によって、高温硬さと耐熱性を補完するため、高温切削条件下においても、低摩耗係数が維持され、すぐれた耐熱性を発揮することができる。
前記Ａｌ、Ｔｉの複合窒化物層または複合炭窒化物層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物は、具体的には、組成式：（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）にて表すことができるが、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖｇ（原子比）の値が０．７５未満になると、高温硬さが不足し耐摩耗性が低下するようになり、一方、Ｘａｖｇ（原子比）の値が０．９０を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）層自体の高温強度が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなるため、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖｇ（原子比）の値は、最大硬さに近く、特に高い効果が得られる、０．７５以上０．９０以下の範囲に規定した。
また、Ｃ成分には、硬さを向上させる作用があるが、Ｃ成分の平均含有割合Ｙａｖｇ（原子比）が０．０５以上では、高温強度が低下するため、Ｃ成分の平均含有割合Ｙａｖｇ（原子比）は、０≦Ｙａｖｇ＜０．０５と規定した。
＜結晶組織＞
上部層を構成するＡｌ、Ｔｉの複合窒化物または複合炭窒化物（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）は、ＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に「立方晶構造」という場合もある。）をとることによって硬さを向上させることができる。
すなわち、立方晶構造の（１１１）面に高配向性を有する、Ａｌ、Ｔｉの複合窒化物または複合炭窒化物層とすることにより、高硬度化することができる。
上部層の立方晶構造の（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が、２．０以上では、加工中の結晶粒の脱落を抑制することができるため、さらに、硬質層としての効果を発揮でき、４．０以下では、下部層との密着性をより高めることにより、層間での剥離を抑制できるため、ＴＣ（１１１）は、２．０以上、４．０以下とすることが望ましい。
また、上部層における立方晶（１１１）面と立方晶（２００）面の回折線強度の値、
Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）は、０．９以上であると、加工中に結晶粒の脱落が生じにくくなるため、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）≧０．９であることが望ましい。
上部層を構成するＡｌ、Ｔｉの複合窒化物または複合炭窒化物（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）は、ＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に「立方晶構造」という場合もある。）をとることによって硬さを向上させることができる。
すなわち、立方晶構造の（１１１）面に高配向性を有する、Ａｌ、Ｔｉの複合窒化物または複合炭窒化物層とすることにより、高硬度化することができる。
上部層の立方晶構造の（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が、２．０以上では、加工中の結晶粒の脱落を抑制することができるため、さらに、硬質層としての効果を発揮でき、４．０以下では、下部層との密着性をより高めることにより、層間での剥離を抑制できるため、ＴＣ（１１１）は、２．０以上、４．０以下とすることが望ましい。
また、上部層における立方晶（１１１）面と立方晶（２００）面の回折線強度の値、
Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）は、０．９以上であると、加工中に結晶粒の脱落が生じにくくなるため、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）≧０．９であることが望ましい。
（ｅ）最上層
本発明においては、上部層である、前記複合窒化物層または前記複合炭窒化物層の上に必要に応じ、さらにα－Ａｌ２Ｏ３やκ－Ａｌ２Ｏ３などのＡｌ酸化物からなる層や、Ｔｉの窒化物層または炭窒化物層を耐摩耗性向上等の観点から、０．５～１５．０μｍの範囲にて設けることができる。
本発明においては、上部層である、前記複合窒化物層または前記複合炭窒化物層の上に必要に応じ、さらにα－Ａｌ２Ｏ３やκ－Ａｌ２Ｏ３などのＡｌ酸化物からなる層や、Ｔｉの窒化物層または炭窒化物層を耐摩耗性向上等の観点から、０．５～１５．０μｍの範囲にて設けることができる。
硬質被覆層の成膜方法；
本発明において、Ｃｒ含有量およびＣ含有量について、それぞれ特定の濃度分布を有するとともに、特定範囲の膜厚を有するＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層と、特定範囲の成分組成を有するＡｌとＴｉの複合窒化物または複合炭窒化物からなり、特定範囲の層厚、および、特定の結晶構造を有する上部層とを含み、すぐれた耐欠損性を発揮する硬質被覆層を備えてなる表面被覆切削工具は、例えば、ＣＶＤ法（化学蒸着法）を用いて、以下の条件にて成膜を行なうことにより、形成することができる。
さらに、下部層および／または上部層において、それぞれ、特定の配向性指数を有し、それぞれ、特定の残留応力値を有する硬質被覆層を備えてなる表面被覆切削工具においても同様である。
本発明において、Ｃｒ含有量およびＣ含有量について、それぞれ特定の濃度分布を有するとともに、特定範囲の膜厚を有するＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層と、特定範囲の成分組成を有するＡｌとＴｉの複合窒化物または複合炭窒化物からなり、特定範囲の層厚、および、特定の結晶構造を有する上部層とを含み、すぐれた耐欠損性を発揮する硬質被覆層を備えてなる表面被覆切削工具は、例えば、ＣＶＤ法（化学蒸着法）を用いて、以下の条件にて成膜を行なうことにより、形成することができる。
さらに、下部層および／または上部層において、それぞれ、特定の配向性指数を有し、それぞれ、特定の残留応力値を有する硬質被覆層を備えてなる表面被覆切削工具においても同様である。
＜下部層の成膜＞
本発明に係る下部層の成膜方法は、工具基体に対し、第１工程（Ｃｒ拡散工程）として、相対的に高温（８００～９００℃）にて、ＣＶＤ法（ガス群Ａ）を用いてＴｉＣＮを成膜した際には、工具基体からＣｒの拡散が促進され、次いで、第２工程（Ｃ拡散工程）として、相対的に低温（７００～８５０℃）にて、ＣＶＤ法（ガス群Ｂ）を用いてＴｉＣＮを成膜した際には、Ｃの拡散が促進され、その結果、工具基体表面から０．１μｍまでの領域において、下部層における最大Ｃｒ濃度値を含む最大Ｃｒ濃度領域を有し、工具基体表面から０．１μｍを超え上部層との境界までの領域において、下部層における最大Ｃ濃度値を含む最大Ｃ濃度領域を有する、すぐれた密着層をえることができる。
［成膜条件］
１）第１工程（Ｃｒ拡散工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ａ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、Ｎ２：１～１０％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：８００～９００℃
２）第２工程（Ｃ拡散工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ｂ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、Ｎ２：１～１０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
本発明に係る下部層の成膜方法は、工具基体に対し、第１工程（Ｃｒ拡散工程）として、相対的に高温（８００～９００℃）にて、ＣＶＤ法（ガス群Ａ）を用いてＴｉＣＮを成膜した際には、工具基体からＣｒの拡散が促進され、次いで、第２工程（Ｃ拡散工程）として、相対的に低温（７００～８５０℃）にて、ＣＶＤ法（ガス群Ｂ）を用いてＴｉＣＮを成膜した際には、Ｃの拡散が促進され、その結果、工具基体表面から０．１μｍまでの領域において、下部層における最大Ｃｒ濃度値を含む最大Ｃｒ濃度領域を有し、工具基体表面から０．１μｍを超え上部層との境界までの領域において、下部層における最大Ｃ濃度値を含む最大Ｃ濃度領域を有する、すぐれた密着層をえることができる。
［成膜条件］
１）第１工程（Ｃｒ拡散工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ａ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、Ｎ２：１～１０％、Ｈ２：残、
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：８００～９００℃
２）第２工程（Ｃ拡散工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ｂ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、Ｎ２：１～１０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
＜上部層の成膜＞
次いで、本発明に係る上部層の成膜方法では、ＡｌＴｉ複合窒化物層またはＡｌＴｉ複合炭窒化物層の成膜条件について、例えば、加熱温度の異なる二種類のＮＨ３ガスを用い、高温のアンモニアガスにより核形成を抑制し、結晶化を促進させることにより、粗粒を得ることができる。
すなわち、本発明に係るＡｌＴｉＮ層およびＡｌＴｉＣＮ層の成膜方法は、第３工程（初期核形成工程）、すなわち、ＡｌＴｉＮ膜およびＡｌＴｉＣＮ膜を形成するための初期核となるＡｌＴｉＮ結晶およびＡｌＴｉＣＮ結晶を形成する工程と、第４工程（結晶成長工程）、すなわち、初期核である、前記ＡｌＴｉＮ結晶およびＡｌＴｉＣＮ結晶を成長させ、ＡｌＴｉＮ膜およびＡｌＴｉＣＮ膜を形成するための工程とを交互に繰り返すことにより、成膜を行うものである。
以下に、各成膜工程における成膜条件の概要を示すが、特に、第３工程における、微細なＡｌＴｉＮ結晶およびＡｌＴｉＣＮ結晶の初期核の形成工程では、以下のガス群Ｃとガス群Ｄとを位相差を設けて交互に反応器に供給し成膜を行なう際に、高温（例えば、３００～４５０℃）で予熱されたアンモニアガスを用いることにより、核形成を促進し、引き続いて実施する第４工程においては、以下のガス群Ｅとガス群Ｆとを位相差を設けて交互に反応器に供給し成膜を行なう際に、用いるアンモニアガスを低温（例えば、５０～２５０℃）で予熱されたアンモニアガスに変更することにより、核形成を抑制し結晶化を促進し、さらに、これら前記第３工程と前記第４工程とを交互に３０～１２０秒間ごとに繰り返し成膜することで結晶成長を図り、所望の結晶を得ることができる。
なお、前記第３工程と前記第４工程との繰り返し数は、目標膜厚に合わせて調整する。
次いで、本発明に係る上部層の成膜方法では、ＡｌＴｉ複合窒化物層またはＡｌＴｉ複合炭窒化物層の成膜条件について、例えば、加熱温度の異なる二種類のＮＨ３ガスを用い、高温のアンモニアガスにより核形成を抑制し、結晶化を促進させることにより、粗粒を得ることができる。
すなわち、本発明に係るＡｌＴｉＮ層およびＡｌＴｉＣＮ層の成膜方法は、第３工程（初期核形成工程）、すなわち、ＡｌＴｉＮ膜およびＡｌＴｉＣＮ膜を形成するための初期核となるＡｌＴｉＮ結晶およびＡｌＴｉＣＮ結晶を形成する工程と、第４工程（結晶成長工程）、すなわち、初期核である、前記ＡｌＴｉＮ結晶およびＡｌＴｉＣＮ結晶を成長させ、ＡｌＴｉＮ膜およびＡｌＴｉＣＮ膜を形成するための工程とを交互に繰り返すことにより、成膜を行うものである。
以下に、各成膜工程における成膜条件の概要を示すが、特に、第３工程における、微細なＡｌＴｉＮ結晶およびＡｌＴｉＣＮ結晶の初期核の形成工程では、以下のガス群Ｃとガス群Ｄとを位相差を設けて交互に反応器に供給し成膜を行なう際に、高温（例えば、３００～４５０℃）で予熱されたアンモニアガスを用いることにより、核形成を促進し、引き続いて実施する第４工程においては、以下のガス群Ｅとガス群Ｆとを位相差を設けて交互に反応器に供給し成膜を行なう際に、用いるアンモニアガスを低温（例えば、５０～２５０℃）で予熱されたアンモニアガスに変更することにより、核形成を抑制し結晶化を促進し、さらに、これら前記第３工程と前記第４工程とを交互に３０～１２０秒間ごとに繰り返し成膜することで結晶成長を図り、所望の結晶を得ることができる。
なお、前記第３工程と前記第４工程との繰り返し数は、目標膜厚に合わせて調整する。
［成膜条件］
１）第３工程（初期核形成工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ｃ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、ＡｌＣｌ３：０．０１～０．０５％、
Ｎ２：０～１０％、Ｃ２Ｈ４：０～０．５％、Ｈ２：残、
ガス群Ｄ：ＮＨ３：０．１～０．８％、Ｈ２：２５～３５％、
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：１～５秒、
１周期当たりのガス供給時間：０．１５～０．２５秒、
ガス群Ｃの供給とガス群Ｄの供給の位相差：０．１０～０．２０秒
ガス群Ｄの予熱温度：３００～４５０℃
１）第３工程（初期核形成工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ｃ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、ＡｌＣｌ３：０．０１～０．０５％、
Ｎ２：０～１０％、Ｃ２Ｈ４：０～０．５％、Ｈ２：残、
ガス群Ｄ：ＮＨ３：０．１～０．８％、Ｈ２：２５～３５％、
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：１～５秒、
１周期当たりのガス供給時間：０．１５～０．２５秒、
ガス群Ｃの供給とガス群Ｄの供給の位相差：０．１０～０．２０秒
ガス群Ｄの予熱温度：３００～４５０℃
２）第４工程（結晶成長工程）
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ｅ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、ＡｌＣｌ３：０．０１～０．０５％、
Ｎ２：０～１０％、Ｃ２Ｈ４：０～０．５％、Ｈ２：残、
ガス群Ｆ：ＮＨ３：０．１～０．８％、Ｈ２：２５～３５％、
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：１～５秒、
１周期当たりのガス供給時間：０．１５～０．２５秒、
ガス群Ｅの供給とガス群Ｆの供給の位相差：０．１０～０．２０秒
ガス群Ｆの予熱温度：５０～２５０℃
なお、第３工程、および第４工程のそれぞれの反応ガス組成（容量％）における、各ガス成分の容量％は、第３工程においては、ガス群Ｃとガス群Ｄとの合計を１００容量％として算出される各成分の容量％を示し、第４工程においては、ガス群Ｅとガス群Ｆとの合計を１００容量％として算出される各成分の容量％を示す。
処理方法；ＣＶＤ法を用いた成膜
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ｅ：ＴｉＣｌ４：０．０１～０．０４％、ＡｌＣｌ３：０．０１～０．０５％、
Ｎ２：０～１０％、Ｃ２Ｈ４：０～０．５％、Ｈ２：残、
ガス群Ｆ：ＮＨ３：０．１～０．８％、Ｈ２：２５～３５％、
反応雰囲気圧力：４．０～５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：１～５秒、
１周期当たりのガス供給時間：０．１５～０．２５秒、
ガス群Ｅの供給とガス群Ｆの供給の位相差：０．１０～０．２０秒
ガス群Ｆの予熱温度：５０～２５０℃
なお、第３工程、および第４工程のそれぞれの反応ガス組成（容量％）における、各ガス成分の容量％は、第３工程においては、ガス群Ｃとガス群Ｄとの合計を１００容量％として算出される各成分の容量％を示し、第４工程においては、ガス群Ｅとガス群Ｆとの合計を１００容量％として算出される各成分の容量％を示す。
本発明に係る表面被覆切削工具は、工具基体の表面部に工具基体から拡散させたＣｒ成分およびＣ成分を含むＴｉとＣｒの炭窒化物からなる密着層を設けることにより、粒子の脱落を大幅に抑制し、耐欠損性にすぐれた特性を発揮するため、工具寿命の向上をもたらすものである。
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。
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ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＴＮ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をそれぞれ作製した。
ついで、これらの工具基体Ａ～Ｃのそれぞれを化学蒸着装置に装入し、以下の手順にて本発明被覆工具１～８をそれぞれ製造した。
すなわち、まず、第１工程として、化学蒸着装置内に工具基体Ａ～Ｃのいずれかを配置し、表２に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、温度条件および圧力条件の下、表２に示される成分組成を有するガス群Ａ（ＴｉＣｌ４、Ｎ２および残部Ｈ２）により、一定時間成膜を行なう。ガス群Ａを用い、成膜温度を高温の８００℃～９００℃とすることにより、成膜速度が速く粗粒で、かつ、粒界が明瞭な結晶粒からなる蒸着層が形成される。この温度域では、Ｃｒの拡散が促進される結果、得られる蒸着膜は、Ｃｒ含有量の最大値を示す。
次いで、第２工程として、表２に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、温度条件および圧力条件の下、表２に示される成分組成を有するガス群Ｂ（ＴｉＣｌ４、Ｎ２および残部Ｈ２）により、一定時間成膜を行なう。ガス群Ｂを用い、成膜温度を下げ、７００℃～８５０℃とすることにより、炉内分圧が低く、成膜速度が非常に遅いため、微粒結晶からなる蒸着膜が形成される。この温度域においては、Ｃｒに代わり、Ｃの拡散が促進される結果、Ｃ含有量の最大値を示す。
すなわち、まず、第１工程として、化学蒸着装置内に工具基体Ａ～Ｃのいずれかを配置し、表２に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、温度条件および圧力条件の下、表２に示される成分組成を有するガス群Ａ（ＴｉＣｌ４、Ｎ２および残部Ｈ２）により、一定時間成膜を行なう。ガス群Ａを用い、成膜温度を高温の８００℃～９００℃とすることにより、成膜速度が速く粗粒で、かつ、粒界が明瞭な結晶粒からなる蒸着層が形成される。この温度域では、Ｃｒの拡散が促進される結果、得られる蒸着膜は、Ｃｒ含有量の最大値を示す。
次いで、第２工程として、表２に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、温度条件および圧力条件の下、表２に示される成分組成を有するガス群Ｂ（ＴｉＣｌ４、Ｎ２および残部Ｈ２）により、一定時間成膜を行なう。ガス群Ｂを用い、成膜温度を下げ、７００℃～８５０℃とすることにより、炉内分圧が低く、成膜速度が非常に遅いため、微粒結晶からなる蒸着膜が形成される。この温度域においては、Ｃｒに代わり、Ｃの拡散が促進される結果、Ｃ含有量の最大値を示す。
つづいて、第３工程（初期核形成工程）として、表３に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、ガス群Ｃとガス群Ｄの供給条件、および、ガス反応条件（圧力、温度、工程時間（秒））に基づき、一定時間成膜を行なう。
引き続き、第４工程（結晶成長工程）として、表４に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、ガス群Ｅとガス群Ｆの供給条件、および、ガス反応条件（圧力、温度、工程時間（秒））に基づき、一定時間成膜を行ない、表６および表７に示す本発明被覆工具１～３、６、７を得た。
また、本発明被覆工具４、５および８については、前記表４に示される形成条件（形成記号）Ｄ、Ｅ、Ｈにて成膜後、さらに、最上層として、それぞれ、κ-Ａｌ２Ｏ３層、ｌ－ＴｉＣＮ層またはα-Ａｌ２Ｏ３層を表５に示される形成条件にて成膜することにより、表６および表７に示す本発明工具４、５および８として得た。
引き続き、第４工程（結晶成長工程）として、表４に示される形成条件（形成記号）Ａ～Ｈに記載された、ガス群Ｅとガス群Ｆの供給条件、および、ガス反応条件（圧力、温度、工程時間（秒））に基づき、一定時間成膜を行ない、表６および表７に示す本発明被覆工具１～３、６、７を得た。
また、本発明被覆工具４、５および８については、前記表４に示される形成条件（形成記号）Ｄ、Ｅ、Ｈにて成膜後、さらに、最上層として、それぞれ、κ-Ａｌ２Ｏ３層、ｌ－ＴｉＣＮ層またはα-Ａｌ２Ｏ３層を表５に示される形成条件にて成膜することにより、表６および表７に示す本発明工具４、５および８として得た。
また、比較の目的で、表２、表３および表４に示される形成条件ａ～ｃ、ｆ、ｇにて成膜を行ない、比較例被覆工具１～３、６、７を得た。
また、表２、表３および表４に示される形成条件ｄ、ｅ、ｈにて成膜を行なった後、最上層として、それぞれ、κ-Ａｌ２Ｏ３層、ｌ－ＴｉＣＮ層またはα-Ａｌ２Ｏ３層を表５に示される形成条件にて成膜することにより、表９に示す比較例工具４、５および８を得た。
また、表２、表３および表４に示される形成条件ｄ、ｅ、ｈにて成膜を行なった後、最上層として、それぞれ、κ-Ａｌ２Ｏ３層、ｌ－ＴｉＣＮ層またはα-Ａｌ２Ｏ３層を表５に示される形成条件にて成膜することにより、表９に示す比較例工具４、５および８を得た。
表６および表７には、本発明被覆工具１～８の硬質被覆層の目標平均全層厚、および、
下部層については、目標平均層厚、形成膜の種類、全平均Ｃｒ濃度、全平均Ｃ濃度、基体近接領域（基体最表面から厚み方向０．１μｍまでの領域）における最大Ｃｒ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域の濃度値、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅、上部領域（基体最表面から厚み方向０．１μｍを超え上部層までの領域）における最大Ｃ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃ濃度領域の濃度値、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅、形成膜の結晶特性（結晶構造、配向性指数（ＴＣ（２００）））、
上部層（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）については、目標平均層厚、平均Ａｌ含有割合（Ｘａｖｇ）、平均Ｃ含有割合（Ｙａｖｇ）、結晶特性（結晶構造、配向性指数（ＴＣ（１１１）））、
最上層については、化合物の種類および目標平均層厚の測定結果を示す。
比較例被覆工具１～８の硬質被覆層についても同様である。
下部層については、目標平均層厚、形成膜の種類、全平均Ｃｒ濃度、全平均Ｃ濃度、基体近接領域（基体最表面から厚み方向０．１μｍまでの領域）における最大Ｃｒ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域の濃度値、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅、上部領域（基体最表面から厚み方向０．１μｍを超え上部層までの領域）における最大Ｃ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃ濃度領域の濃度値、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅、形成膜の結晶特性（結晶構造、配向性指数（ＴＣ（２００）））、
上部層（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）については、目標平均層厚、平均Ａｌ含有割合（Ｘａｖｇ）、平均Ｃ含有割合（Ｙａｖｇ）、結晶特性（結晶構造、配向性指数（ＴＣ（１１１）））、
最上層については、化合物の種類および目標平均層厚の測定結果を示す。
比較例被覆工具１～８の硬質被覆層についても同様である。
なお、ここで、本発明被覆工具１～８、および、比較例被覆工具１～８の硬質被覆層の膜厚の測定は、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて行った。
すなわち、工具基体に垂直な方向の断面が露出するように研磨を施し、５０００～２００００倍の視野にて各層を観察し、観察視野内の５点の層厚を測った平均値を平均層厚として、本発明被覆工具１～８については、表６および表７に、比較例被覆工具１～８については、表８および表９に示した。
また、上部層のＡｌＴｉＮまたはＡｌＴｉＣＮのＡｌの平均含有割合Ｘａｖｇ（原子比）およびＣ成分の平均含有割合Ｙａｖｇ（原子比）については、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ－Ｐｒｏｂｅ－Ｍｉｃｒｏ－Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均から求めた。本発明被覆工具１～８については表７に、比較例被覆工具１～８については表９に、ＸａｖｇおよびＹａｖｇの値を示す。
下部層に含まれるＣｒ、Ｃの含有量の最大点および最大値についての測定は、下記の方法で実施した。
ＴＥＭに備え付けたＥＤＳ検出器により基体最表面より硬質被覆層の表面方向に４ｎｍ毎の間隔でラインスキャンを実施して、含有元素の分布を取得し、下部層全域におけるＣｒおよびＣの含有量を下部層中の平均含有量、下部層中のＣｒ、Ｃの含有量の最大値を示す点を中心とし、それぞれの元素の最大含有量とし、さらに基体表面からの距離を最大点とした。最大点を中心として基体側２点、表面側２点以上（すなわち２０ｎｍ領域）の範囲で－１０％以内のズレ量である際に最大濃度、その領域を最大濃度領域とする。
すなわち、工具基体に垂直な方向の断面が露出するように研磨を施し、５０００～２００００倍の視野にて各層を観察し、観察視野内の５点の層厚を測った平均値を平均層厚として、本発明被覆工具１～８については、表６および表７に、比較例被覆工具１～８については、表８および表９に示した。
また、上部層のＡｌＴｉＮまたはＡｌＴｉＣＮのＡｌの平均含有割合Ｘａｖｇ（原子比）およびＣ成分の平均含有割合Ｙａｖｇ（原子比）については、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ－Ｐｒｏｂｅ－Ｍｉｃｒｏ－Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均から求めた。本発明被覆工具１～８については表７に、比較例被覆工具１～８については表９に、ＸａｖｇおよびＹａｖｇの値を示す。
下部層に含まれるＣｒ、Ｃの含有量の最大点および最大値についての測定は、下記の方法で実施した。
ＴＥＭに備え付けたＥＤＳ検出器により基体最表面より硬質被覆層の表面方向に４ｎｍ毎の間隔でラインスキャンを実施して、含有元素の分布を取得し、下部層全域におけるＣｒおよびＣの含有量を下部層中の平均含有量、下部層中のＣｒ、Ｃの含有量の最大値を示す点を中心とし、それぞれの元素の最大含有量とし、さらに基体表面からの距離を最大点とした。最大点を中心として基体側２点、表面側２点以上（すなわち２０ｎｍ領域）の範囲で－１０％以内のズレ量である際に最大濃度、その領域を最大濃度領域とする。
また、ＡｌＴｉＮ層、ＡｌＴｉＣＮ層の結晶構造については、Ｘ線回折装置を用い、Ｃｕ－Ｋα線を線源として測定範囲（２θ）：２０～１２０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐの条件にて、例えば、工具基体表面に対して平行な硬質被覆層表面において、Ｘ線回折を行い、ＪＣＰＤＳ００－０３８－１４２０立方晶ＴｉＮとＪＣＰＤＳ００－０４６－１２００立方晶ＡｌＮ、各々に示される同一結晶面の回折角度の間（例えば、３６．６６～３８．５３°、４３．５９～４４．７７°、６１．８１～６５．１８°）に現れるＸ線回折ピークにより、確認することができる。
そして、取得された、（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の各面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値Ｉ（ｈｋｌ）とＩＣＤＤカード００－０４６－１２００に記載のＡｌＮの結晶面の前記各面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値Ｉ０（ｈｋｌ）とより、立方晶の（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）、（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）に対する（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）の比であるＩ（１１１）／Ｉ（２００）を得ることができる。
そして、取得された、（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の各面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値Ｉ（ｈｋｌ）とＩＣＤＤカード００－０４６－１２００に記載のＡｌＮの結晶面の前記各面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値Ｉ０（ｈｋｌ）とより、立方晶の（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）、（２００）面の回折ピーク強度Ｉ（２００）に対する（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ（１１１）の比であるＩ（１１１）／Ｉ（２００）を得ることができる。
つぎに、前記各種の被覆工具を工具鋼製カッターの先端部に固定治具にてクランプした状態にて、本発明被覆工具１～８、比較例被覆工具１～８について、以下に示す、ステンレス鋼の乾式断続切削試験を実施し、工具欠損にいたるまでの最大加工長に関する評価を実施し、結果を表１０に示した。
≪切削条件≫
切削試験 ：乾式正面フライス、センターカット切削加工、
被削材 ：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６Ｌ
幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍの穴付きブロック材
（直径５０ｍｍの穴が５０ｍｍ間隔にて４個）
切削速度 ：１５０ｍ／ｍｉｎ．
切り込み ：２．０ｍｍ、
一刃送り量：０．３ｍｍ／刃、
加工長 ：刃先が欠損に至るまで加工（最大加工長８．０ｍで評価終了）
切削試験 ：乾式正面フライス、センターカット切削加工、
被削材 ：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６Ｌ
幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍの穴付きブロック材
（直径５０ｍｍの穴が５０ｍｍ間隔にて４個）
切削速度 ：１５０ｍ／ｍｉｎ．
切り込み ：２．０ｍｍ、
一刃送り量：０．３ｍｍ／刃、
加工長 ：刃先が欠損に至るまで加工（最大加工長８．０ｍで評価終了）
表１０に示される切削加工試験結果からも明らかなように、本発明被覆工具は、その硬質被覆層として、工具基体最表面に対し、順次、Ｃｒ含有量の最大値、および、Ｃ含有量の最大値を有する、ＴｉとＣｒとの複合炭窒化物からなる下部層を直接接して設け、さらに、前記下部層に対し、特定の成分組成を有し、ＮａＣｌ型の面心立方晶構造を有するＡｌＴｉ複合窒化物またはＡｌＴｉ複合炭窒化物からなる上部層を設けることにより、微細結晶粒の脱落に起因するチッピング等の発生を回避し、長期に亘ってすぐれた耐欠損性を発揮するものである。
前述のとおり、本発明の表面被覆切削工具は、特に、ステンレス鋼や溶断表面が残存する鋼材の切削加工に用いた場合においても、すぐれた耐欠損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、さらには、低コスト化に十分満足するものである。
Claims (5)
- 結合相成分としてＣｏ、Ｃｒを含有する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、硬質被覆層を有してなる表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体最表面に直接接してなる下部層と、該下部層に直接接してなる上部層との少なくとも二層を有し、前記硬質被覆層の全平均層厚は、０．６～２０．０μｍであり、
（ｂ）前記下部層は、ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなり、その平均層厚は、０．２～１．６μｍであり、
（ｂ－１）前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍまでの範囲において、
最大Ｃｒ濃度値を有し、前記最大Ｃｒ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃｒ濃度領域の濃度値が、下部層の全平均Ｃｒ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、０．５原子％以上、５．０原子％以下であり、前記最大Ｃｒ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上であり、また、
（ｂ－２）前記下部層は、前記基体最表面から層厚が０．１μｍを超え上部層との境界までの範囲において、最大Ｃ濃度値を有し、前記最大Ｃ濃度値の９０％以上の濃度を有する最大Ｃ濃度領域の濃度値が、下部層の全平均Ｃ濃度に対して１．２倍以上であって、かつ、７．０原子％以上、２５．０原子％以下であり、前記最大Ｃ濃度領域の領域幅は、０．０２μｍ以上であり、
また、
（ｃ）前記上部層は、ＡｌとＴｉとの複合窒化物または複合炭窒化物を含む層であり、その平均層厚は、０．４～１８．４μｍであり、
組成式：（ＡｌＸＴｉ１－Ｘ）（ＣＹＮ１－Ｙ）で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のＴｉとＡｌの合量に対してＡｌが占める平均含有割合Ｘａｖｇおよび複合窒化物または複合炭窒化物層のＣとＮの合量に対してＣが占める平均含有割合Ｙａｖｇ（但し、Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇ はいずれも原子比）が、それぞれ、０．７５≦Ｘａｖｇ≦０．９０、０≦Ｙａｖｇ＜０．０５を満足し、ＮａＣｌ型の面心立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層からなることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層について、Ｘ線回折を行った際に、以下の式（Ａ）にて表わされる、立方晶（２００）面における配向性指数ＴＣ（２００）が、０．５≦ＴＣ（２００）≦４．５を満たすことを特徴とする請求項１に記載された表面被覆切削工具。
式（Ａ） ＴＣ（２００）＝［Ｉ（２００）／Ｉ０（２００）］
×［（１／ｎ）×Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ）］－１
ただし、
Ｉ（２００）；（２００）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値
Ｉ０（２００）；
ＩＣＤＤカード００－０３８－１４２０に記載のＴｉＮの結晶面の（２００）面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値
Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ））；
（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の６面のそれぞれの面の（［Ｘ線回折ピーク強度の測定値］／［ＩＣＤＤカードに掲載されている、ＴｉＮの標準回折ピーク強度の平均値］）の値の合計値 - 請求項１または請求項２において、前記ＴｉおよびＣｒの炭窒化物からなる下部層における皮膜残留応力の値が、－５００～５００ＭＰａを満たすことを特徴とする表面被覆切削工具。
- 前記上部層について、Ｘ線回折を行った際に、以下の式（Ｂ）にて表わされる、立方晶（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が、２．０≦ＴＣ（１１１）≦４．０を満たすことを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか一つに記載された表面被覆切削工具。
式（Ｂ）ＴＣ（１１１）＝［Ｉ（１１１）／Ｉ０（１１１）］
×［（１／６）×Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ）］－１
ただし、
Ｉ（１１１）；（１１１）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値
Ｉ０（１１１）；
ＩＣＤＤカード００－０４６－１２００に記載のＡｌＮの結晶面の（１１１）面における標準Ｘ線回折ピーク強度の平均値
Σ（Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ０（ｈｋｌ））；
（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（２２２）、（４００）の６面のそれぞれの面の（［Ｘ線回折ピーク強度の測定値］／［ＩＣＤＤカードに掲載されている、ＡｌＮの標準回折ピーク強度の平均値］）の値の合計値 - 前記上部層について、Ｘ線回折を行った際に、立方晶（１１１）面の回折線強度値に対する立方晶（２００）面における回折線強度値、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）が、０．９≦Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）の関係を満たすことを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一つに記載された表面被覆切削工具。
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