JP2021146478A - 耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具の提供。【解決手段】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、直接接してなる平均層厚０．０５〜１．０μｍの下部層と、該下部層に直接接してなる平均層厚０．５〜９．５μｍの上部層の少なくとも二層を有する全平均層厚０．５５〜１０．５μｍの硬質被覆層を有し、前記工具基体の圧縮残留応力値は３００ＭＰａ以上、２０００ＭＰａ以下であり、前記下部層はＴｉの窒化物層もしくは炭窒化物層であり、前記上部層は組成式：（ＡｌＸＴｉ１−Ｘ）（ＣＹＮ１−Ｙ）で表した場合、０．７５≦Ｘａｖｇ≦０．９０、０≦Ｙａｖｇ＜０．０５を満足し、ＮａＣｌ型面心立方晶構造を有するＡｌＴｉ複合窒化物層またはＡｌＴｉ複合炭窒化物層を含む表面被覆切削工具である。【選択図】図１

Description

本発明は、連続高速切削加工に加え、断続切削加工においても、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性と耐摩耗性とを備えることにより、すぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、単に「被覆工具」ということがある）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。
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、あるいは、断続性の高い切削領域での切削加工においては、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行することで、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、例えば、特許文献１では、すくい面および逃げ面を有し、それらの境界部分が切れ刃を成す表面被覆切削工具において、基材の表面にＣＶＤ法を用いて成膜された、特定組成のＮａＣｌ型結晶構造のＴｉＡｌＮ層の（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が最大値を示し、その値が、１．０＜ＴＣ（１１１）≦４．０を満たすときに、すぐれた耐摩耗性および耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具が得られることが記載されている。（なお、（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の導出にあたっては、Ｔｉ、Ａｌの複合炭窒化物の結晶成長優先方位である、（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）および（２２２）の各結晶面に対するＸ線回折ピーク強度の測定値を用いている。）

また、特許文献２では、基材表面に化学蒸着法により成膜された硬質被覆層が、ＴｉおよびＡｌの複合窒化物（ＴｉＡｌＮ）層または複合炭窒化物（ＴｉＡｌＣＮ）からなり、少なくとも９０体積％の面心立方構造を有し、Ｘ線回折を行った際に、（１１１）面における配向性指数ＴＣ（１１１）が最大であり、その値は、少なくとも１．５以上であり、前記複合窒化物層または複合炭窒化物層の残留圧縮応力により、工具としての耐亀裂性および耐摩耗性に改善がみられるとされている。（なお、（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の導出にあたっては、Ｔｉ、Ａｌの複合炭窒化物の結晶優先方位である、（１１１）、（２００）、（２２０）および（３１１）の各結晶面に対するＸ線回折ピーク強度の測定値を用いている。）

特開２０１７−１２４４６３号公報 特表２０１８−５２２７４８号公報

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、さらに、長期の使用に亘っては、すぐれた耐摩耗性が求められている。
そして、前記特許文献１および特許文献２では、被覆工具において、化学蒸着法を用いて硬質被覆層として形成される立方晶構造を有するＡｌ、Ｔｉ複合炭窒化物の結晶粒の結晶面を（１１１）面に配向させることにより、すぐれた耐欠損性と耐摩耗性を兼ね備えた被覆工具が提案されている。
しかしながら、単に特定組成のＮａＣｌ型結晶構造のＡｌ、Ｔｉ複合炭窒化物の結晶粒の結晶面を（１１１）面に配向させ、その配向性指数を特定の範囲に規定するのみでは、耐摩耗性および耐欠損性の両立を図ることはできず、その結果、長期の使用を実現することができない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、早期の摩耗損傷を発生することなく耐摩耗性にすぐれ、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と耐摩耗性の改善および向上を両立して達成すべく、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、炭化タングステン基超硬合金基材に対し、ＣＶＤ−ＡｌＴｉＮから成る硬質被覆層の下部層を成膜するにあたり、例えば、ウェットブラストやドライブラスト等の前処理を行い、基材に対し意図的に適切な値の残留圧縮応力を付与することや、硬質被覆層の成膜後に後処理としてウェットブラストやドライブラストを行い、基材に対し意図的に適切な値の残留圧縮応力を付与すること、さらにはその両方を実施することにより、耐摩耗性を低下させることなく、耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具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）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、０．６〜１０．５μｍであり、
（ｂ）前記下部層は、Ｔｉの窒化物もしくは炭窒化物からなり、その平均層厚は、０．０５〜１．０μｍであり、
（ｃ）前記上部層は、ＡｌとＴｉとの複合窒化物層または複合炭窒化物を含む層であり、その平均層厚は、０．５〜９．５μｍであり、
組成式：（Ａｌ_ＸＴｉ_１−Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、前記複合窒化物層または前記複合炭窒化物層のＴｉとＡｌとの合量に対してＡｌが占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇおよび前記複合窒化物または前記複合炭窒化物層のＣとＮの合量に対してＣが占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（但し、Ｘ_ａｖｇ、Ｙ_ａｖｇ はいずれも原子比）が、それぞれ、０．７５≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９０、０≦Ｙ_ａｖｇ＜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層または複合炭窒化物層からなり、
（ｄ）炭化タングステン基超硬合金の残留圧縮応力の値が、３００ＭＰａ〜２０００ＭＰａであることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記上部層において、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、
１．０≦Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）の関係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。
（３）炭化タングステン基超硬合金の圧縮残留応力の値が、
８５０ＭＰａ〜２０００ＭＰａであることを特徴とする（１）または（２）の表面被覆切削工具。」
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。

１．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、前記超硬合金基体表面において３００〜２０００ＭＰａ、好ましくは、８５０〜２０００ＭＰａの残留圧縮応力が付与されることにより、硬質被覆層との密着性が高まり、連続高速切削領域に加え、断続切削領域においても、耐欠損性および耐摩耗性にすぐれた切削性能を有する切削 工具として用いることができる。
前記合金基体表面における残留圧縮応力値は、３００ＭＰａ以上、好ましくは、８５０ＭＰａ以上とすることにより、加工中におけるクラックの進展を抑制し、高い耐欠損性を発揮させることができる。他方、２０００ＭＰａ以下とすることにより、加工中における耐剥離効果を高めることができる。
前記工具基体への残留圧縮応力の付与は、ウェットブラストまたはドライブラストを用い、後記硬質被覆層の成膜前の前処理、あるいは、後記硬質被覆層の成膜後の後処理として行うことができる。
ウェットブラストまたはドライブラストを硬質被覆層の成膜前の前処理として行う場合には、成膜時の成膜温度を通常よりも低い温度とすることにより、残留圧縮応力の緩和を抑制できるため、工具の長寿命化を図ることができる。
例えば、ブラストによる基体への残留圧縮応力の付与は、硬質被覆層の成膜前もしくは成膜後に、アルミナや窒化ケイ素、ジルコニアの砥粒を用いたメディアにより、乾式または湿式のブラスト処理を工具表面へ投射することにより実施する。
ブラスト処理条件；
砥粒：ＺｒＯ_２粒、Ａｌ_２Ｏ_３粒
砥粒形状：球形および／または多角形
砥粒サイズ（粒径）：１２５−４２５μｍ（球形）／＜１２５μｍ（多角形）
ブラスト圧力：０．１０−０．４ＭＰａ
すくい面の法線に対する投射角度：０−９０度
投射時間： ４−１６秒

２．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ることができる。
硬質被覆層の平均層厚は、０．６μｍ未満では、密着性、耐摩耗性および耐欠損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、１０．５μｍを超えると、剥離あるいは欠損が生じ易くなることから、１０．５μｍ以下とすることが望ましい。

（ａ）下部層；
＜平均層厚＞
下部層は、Ｔｉの窒化物もしくは炭窒化物からなり、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、０．０５μｍ未満では、十分な密着性が得られないため、０．０５μｍ以上とする。他方、１．０μｍ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、１．０μｍ以下とした。

＜成分組成＞
下部層の成分組成は、Ｔｉの窒化物もしくは炭窒化物であれば、本発明の目的を阻害するものではないので、特に限定されないが、例えば、組成式ＴｉＣ_ＺＮ_１−Ｚにて表現した場合、０≦Ｚ≦０．７である範囲が好ましい。
すなわち、Ｚが、０．７より多く含まれると下部層の硬度が過度に上昇し、下部層と基材界面からの剥離が生じやすくなるためである。

（ｂ）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、０．５μｍ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、０．５μｍ以上とする。他方、平均層厚が、９．５μｍを超えると、硬質層の層厚が、過多となり加工中に欠損が生じ易くなるため、９．５μｍ以下とした。

＜成分組成＞
上部層は、Ａｌと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：（Ａｌ_ＸＴｉ_１−Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）にて表すことができるが、Ａｌの平均含有割合Ｘ_ａｖｇ（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、Ｘ_ａｖｇ（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、（Ａｌ_ＸＴｉ_１−Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−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Ｘ_ａｖｇ（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Ｙ_ａｖｇ（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Ｙ_ａｖｇ（原子比）は、０≦Ｙ_ａｖｇ＜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（Ａｌ_ＸＴｉ_１−Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−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の複合窒化物層、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。
また、上部層における（２００）面の回折線強度値Ｉ（２００）に対する（１１１）面の回折線強度値Ｉ（１１１）の比Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）が、１．０以上であるときに、加工中の結晶粒の脱落が発生しにくくなるため、
Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）≧１．０と規定した。

（ｃ）最上層
本発明においては、上部層である前記ＡｌＴｉ複合窒化物層または前記ＡｌＴｉ複合炭窒化物層上に、耐摩耗性向上等の観点より、必要に応じ、最上層を設けることができる。具体的には、α−Ａｌ_２Ｏ_３やκ−Ａｌ_２Ｏ_３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であれば、例えば、ｌ−ＴｉＣＮ層を４．５μｍ以下の範囲内にて設けることができる。

３．硬質被覆層の成膜方法；
（ａ）工具基体への残留圧縮応力の付与方法
工具基体への残留圧縮応力の付与は、ウェットブラストまたはドライブラストを用い、後記硬質被覆層の成膜前の前処理、あるいは、硬質被覆層の成膜後の後処理として行うことができる。
なお、ブラスト処理を後記硬質被覆層の成膜前の前処理として行う場合には、成膜温度を従来の処理温度よりも低温とすることにより、付与された応力の緩和を抑制できるため、切削工具の長寿命化を図ることができる。

（ｂ）下部層の成膜方法
硬質被覆層の下部層は、Ｔｉと窒素から成る化合物層、もしくは、Ｔｉと窒素および炭素から成る化合物層からなるものであり、第１工程として、化学蒸着法を用い、成膜する化合物層ごとに反応ガス組成（ガス群Ａ）、および、圧力、温度等の反応雰囲気を適正範囲に調整することにより、密着性にすぐれたＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層を形成することができる。
［成膜条件］
１）ＴｉＮ層；
処理方法；ＣＶＤを用いた成膜
反応ガス組成（容量％）
ＴｉＣｌ_４：３．０〜６．０％、Ｎ_２：２５．０〜３５．０％、Ｈ_２：残、
反応雰囲気圧力：４．０〜５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７８０〜９００℃
２）ＴｉＣＮ層；
処理方法；ＣＶＤを用いた成膜
反応ガス組成（容量％）
ＴｉＣｌ_４：３．０〜６．０％、Ｎ_２：１５．０〜３０．０％、
ＣＨ_４またはＣＨ_３ＣＮ：０．６〜２．０％，Ｈ_２：残、
反応雰囲気圧力：７．０〜１２．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７８０〜９００℃

（ｃ）上部層の成膜方法
＜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ＮＨ_３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層またはＡｌＴｉＣＮ層の成膜方法は、第２工程（初期核形成工程）、すなわち、ＡｌＴｉＮ膜またはＡｌＴｉＣＮ膜を形成するための初期核となるＡｌＴｉＮ結晶またはＡｌＴｉＣＮ結晶を形成する工程と、第３工程（結晶成長工程）、すなわち、初期核である、前記ＡｌＴｉＮ結晶またはＡｌＴｉＣＮ結晶を成長させ、ＡｌＴｉＮ膜または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２工程における、微細なＡｌＴｉＮ結晶またはＡｌＴｉＣＮ結晶の初期核の形成工程では、以下のガス群Ｂとガス群Ｃ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３工程においては、以下のガス群Ｄとガス群Ｅ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、所望の結晶を得ることができる。
なお、前記第２工程と前記第３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２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Ｂ：ＴｉＣｌ_４：０．０１〜０．０４％、ＡｌＣｌ_３：０．０１〜０．０５％、
Ｎ_２：０〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜０．５％、Ｈ_２：残
ガス群Ｃ：ＮＨ_３：０．１〜０．８％、Ｈ_２：２５．０〜３５．０％、
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Ｂの供給とガス群Ｃの供給の位相差：０．１０〜０．２０秒
ガス群Ｃの予熱温度：３００〜４５０℃

２）第３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Ｄ：ＴｉＣｌ_４：０．０１〜０．０４％、ＡｌＣｌ_３：０．０１〜０．０５％、
Ｎ_２：０〜１０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜０．５％、Ｈ_２：残、
ガス群Ｅ：ＮＨ_３：０．１〜０．８％、Ｈ_２：２５．０〜３５．０％、
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Ｄの供給とガス群Ｅの供給の位相差：０．１０〜０．２０秒
ガス群Ｅの予熱温度：５０〜２５０℃
なお、第２工程および第３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２工程においては、ガス群Ｂとガス群Ｃ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３工程においては、ガス群Ｄとガス群Ｅ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、工具基体の表面に所定範囲の残留圧縮応力を付与することにより、切削加工中における硬質被覆層の耐摩耗性を維持し、耐剥離効果を高めるとともに、クラックの進展を抑制し、耐欠損性、耐チッピング性を発揮させ、工具寿命の向上を図るものである。

本発明に係る被覆工具の工具基体と、硬質被覆層を構成する下部層（Ｔｉ（Ｃ）Ｎ層）、上部層（ＣＶＤ−ＡｌＴｉＮ（Ｃ）層）、および、最上層との関係を示す断面模式図である。

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。
なお、前記したとおり、本発明においては、工具基体Ａ〜Ｃ工具基体に対し、硬質被覆層の成膜前の前処理、あるいは、硬質被覆層の下部層または上部層または最上層の成膜後の後処理として、ブラスト処理またはレーザーピーニング処理等が行われ、残留圧縮応力が付与されることを前提とする（表２を参照）。
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３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３に示される成分組成を有するガス群Ａ（ＴｉＣｌ_４、Ｎ_２、ＣＨ_４、ＣＨ_３ＣＮおよび残部Ｈ_２）により、一定時間成膜を行なう。ガス群Ａを用い、成膜温度を当初８００℃〜９００℃とし、一定時間成膜を行ない、その後、成膜温度を下げ、７００℃〜８５０℃として一定時間成膜を行なうことにより、緻密な膜が生成する。

続いて、第２工程（上部層初期核形成工程）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Ｂとガス群Ｃのガス組成、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、第３工程（上部層の結晶成長工程）として、表５に示される形成条件（形成記号）Ａ〜Ｅに記載された、ガス群Ｄとガス群Ｅのガス組成、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９に示す本発明被覆工具１〜５を得た。
また、本発明被覆工具６〜８については、前記表５に示される形成条件（形成記号）Ｆ〜Ｈにて成膜後、さらに、最上層として、それぞれ、κ-Ａｌ_２Ｏ_３層、ｌ−ＴｉＣＮ層またはα-Ａｌ_２Ｏ_３層を表６に示される形成条件にて成膜することにより、表９に示す本発明工具６〜８として得た。

また、比較の目的で、表３、表４および表５に示される形成条件ａ〜eにて成膜を行ない、比較例被覆工具１〜５を得た。
また、表３、表４および表５に示される形成条件ｆ〜ｈにて成膜を行なった後、最上層として、それぞれ、κ-Ａｌ_２Ｏ_３層、ｌ−ＴｉＣＮ層またはα-Ａｌ_２Ｏ_３層を表６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６〜８を得た。

表７には、本発明被覆工具１〜８の工具基体の残留圧縮応力、硬質被覆層の目標平均全層厚、下部層の目標平均層厚および形成膜の種類、上部層の目標平均層厚、平均Ａｌ含有割合（Ｘavg）、平均Ｃ含有割合（Ｙavg）、結晶構造および回折線強度比（Ｉ（１１１）／Ｉ（２００））、最上層の目標平均層厚および形成膜を示す。
表８には、比較例被覆工具１〜８について、同様に示す。

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７に、比較例被覆工具１〜８については、表８に示した。
また、上部層のＡｌＴｉＮまたはＡｌＴｉＣＮのＡｌの平均含有割合Ｘ_ａｖｇ（原子比）およびＣ成分の平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（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８に、Ｘ_ａｖｇおよびＹ_ａｖｇの値を示す。

また、本発明被覆工具および比較例被覆工具の硬質被覆層の上部層の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。
また、測定された、（２００）面、および、（１１１）面におけるＸ線回折ピーク強度の測定値Ｉ（ｈｋｌ）より、（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。
また、工具基体の残留応力は、ｓｉｎ^２Ψ法を用い、Ｃｕκαを用いたＸ線回折装置を用いて測定する。測定には、ＷＣ（２１１）面の回折ピークを用い、ヤング率として５３４ＧＰａ、ポアソン比として０．２２を使用して計算を実施する。

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９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・ＳＵＳ３０４Ｌ
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）
回転速度 ：９６８ｍｉｎ^−１、
切削速度 ：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み ：１．５ｍｍ、
一刃送り量：０．２５ｍｍ／刃、
切削時間 ：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９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、工具基体最表面において、３００ＭＰａ以上、２０００ＭＰａ以下の残留圧縮応力を有し、前記工具基体表面に直接接する硬質被覆層について、下部層としてＴｉの窒化物層もしくは炭窒化物層を備え、上部層としてＮａＣｌ型面心立方晶構造を有するＡｌとＴｉの複合窒化物層もしくは複合炭窒化物層を備えることにより、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および耐摩耗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、通常の鋼種の連続切削加工や断続切削加工に加え、特に、ステンレス鋼や溶断表面が残存する難削材の断続切削加工に用いた場合においても、すぐれた耐摩耗性に加え、耐欠損性、耐チッピング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、低コスト化を十分満足するものである。

Claims (3)

1. 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、０．６〜１０．５μｍであり、
   （ｂ）前記下部層は、Ｔｉの窒化物もしくは炭窒化物からなり、その平均層厚は、０．０５〜１．０μｍであり、
   （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、０．５〜９．５μｍであり、
   組成式：（Ａｌ_ＸＴｉ_１−Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、前記複合窒化物または前記複合炭窒化物のＴｉとＡｌの合量に対してＡｌが占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇおよび前記複合窒化物または前記複合炭窒化物のＣとＮの合量に対してＣが占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（但し、Ｘ_ａｖｇ、Ｙ_ａｖｇ はいずれも原子比）が、それぞれ、０．７５≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９０、０≦Ｙ_ａｖｇ＜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層または複合炭窒化物層からなり、
   （ｄ）炭化タングステン基超硬合金の残留圧縮応力の値が、３００ＭＰａ以上、２０００ＭＰａ以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記上部層において、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、
   １．０≦Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）の関係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。
3. 炭化タングステン基超硬合金の残留応力の値が、８５０ＭＰａ以上、２０００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載された表面被覆切削工具。
   

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