硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
【課題】硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。
【解決手段】ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に、（ａ）下部層としてＴｉ化合物層、（ｂ）上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、組成式：（Ａｌ１−Ｑ−ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：、０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）、を満足するＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層を設け、さらに、該上部層は、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、特定な構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層で構成する。
【解決手段】ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に、（ａ）下部層としてＴｉ化合物層、（ｂ）上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、組成式：（Ａｌ１−Ｑ−ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：、０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）、を満足するＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層を設け、さらに、該上部層は、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、特定な構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層で構成する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の切削加工を、高い発熱を伴うとともに切刃に衝撃的な高負荷がかかる高速断続切削条件で行った場合にも、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）に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム［以下、α型Ａｌ2Ｏ3で示す）層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、この被覆工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられることも良く知られるところである。
【０００３】
また、上記の被覆工具において、これの硬質被覆層の構成層は、一般に粒状結晶組織を有し、さらに、下部層であるＴｉ化合物層を構成するＴｉＣＮ層を、層自身の強度向上を目的として、通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物を含む混合ガスを使用し、７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着することにより形成して縦長成長結晶組織をもつようにすることも知られている。
【０００４】
さらに、上記の被覆工具の硬質被覆層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層が、格子点にＡｌおよび酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有する結晶粒で構成されることも知られている。
【特許文献１】特開平６−３１５０３号公報
【特許文献２】特開平６−８０１０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削加工や断続切削加工に用いた場合には問題はないが、特にこれを高い発熱を伴うと共に、切刃に衝撃的な高負荷がかかる高速断続切削加工条件で行うのに用いた場合には、硬質被覆層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層が高温強度が十分でないために、前記硬質被覆層がチッピングを起こし易くなり、この結果比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記のα型Ａｌ2Ｏ3層が硬質被覆層の上部層を構成する被覆工具に着目し、特に前記α型Ａｌ2Ｏ3層の高温強度の向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する上部層としてのα型Ａｌ2Ｏ3層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を備えているが、この層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：２〜４％、ＣＯ２：３〜８％、ＨＣｌ：１．５〜３％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９５０〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で、Ｔｉ化合物層（従来被覆工具の下部層）上に蒸着形成される。
しかし、これを、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：２．３〜４％、ＣｒＣｌ３：０．０２〜０．２１％、ＺｒＣｌ４：０．０２〜０．１３％、ＣＯ２：１〜５％、ＨＣｌ：１．５〜３％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜９００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
の条件でＴｉ化合物層（従来被覆工具の下部層）表面に、
組成式：（Ａｌ１−Ｑ―ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）を満足するＡｌ−Ｃｒ−Ｚｒ複合酸化物［以下、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3で示す］核を形成し、この場合前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核は２０〜２００ｎｍ（０．０２〜０．２μｍ）の平均層厚を有する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜であるのが望ましく、引き続いて、加熱雰囲気を圧力：３〜１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、かつ加熱雰囲気温度を１１００〜１２００℃に昇温した条件で前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層の上部層として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：２．３〜４％、ＣｒＣｌ３：０．０２〜０．２１％、ＺｒＣｌ４：０．０２〜０．１３％、ＣＯ２：３〜８％、ＨＣｌ：１．５〜３％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：１０２０〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
の条件で、組成式：（Ａｌ１−Ｑ―ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）を満足する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層を形成すると、この結果の前記加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜上に蒸着形成された（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、かつα型Ａｌ2Ｏ3層に比して、高温強度が格段に向上した上部層であること。
【０００７】
（ｂ）上記（ａ）の加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜上に蒸着形成された（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層（以下、「改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層」という）は、上記のα型Ａｌ２Ｏ３層と同じコランダム型六方最密晶の結晶構造、すなわち図１に単位格子の原子配列が模式図［（ａ）は斜視図、（ｂ）は横断面１〜９の平面図］で示される通り、格子点にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有する結晶粒で構成されること。
【０００８】
（ｃ）従来被覆工具の硬質被覆層の上部層を構成するα型Ａｌ２Ｏ３層（以下、「従来α型Ａｌ２Ｏ３層」という）と上記（ａ）および（ｂ）の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層について、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図２（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角［図２(ａ)には前記結晶面の傾斜角が０度の場合、同（ｂ）には傾斜角が４５度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角］を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り上記従来α型Ａｌ２Ｏ３層では格子点にＡｌおよび酸素、また上記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層ではＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合（この場合前記の結果から、Σ５、Σ９、Σ１５、Σ２５、およびΣ２７の構成原子共有格子点形態は存在しないことになる）、上記従来α型Ａｌ２Ｏ３層は、図５に例示される通り、Σ３の分布割合が３０％以下の相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、前記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ、Ｚｒ）２Ｏ３層は、図４に例示される通り、Σ３の分布割合が６０〜８０％のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示すこと。
【０００９】
（ｄ）上記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層の形成に際して、層中のＣｒ含有割合、Ｚｒ含有割合および加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜の平均層厚を、上記の通りそれぞれ０．５〜７原子％、０．３〜５原子％および２０〜２００ｎｍとすることによって、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合が６０〜８０％のきわめて高いものとなり、この結果、層は所望のすぐれた高温強度を具備するようになり、したがって、層中のＣｒ含有割合、Ｚｒ含有割合および加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜の平均層厚のいずれかでも前記の範囲から外れると、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合が６０％未満になってしまい、所望の高温強度向上効果が得られなくなること。
なお、上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層および従来α型Ａｌ２Ｏ３層において、相互に隣接する結晶粒の界面における構成原子共有格子点形態のうちのΣ３、Σ７、およびΣ１１の単位形態を模式図で例示すると図３（ａ）〜（ｃ）に示される通りとなること。
【００１０】
（ｅ）上記のとおり、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、従来α型Ａｌ2Ｏ3層の備えるすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに、一段とすぐれた高温強度を具備しているため、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成してなる被覆工具は、同下部層であるＴｉ化合物層が具備するすぐれた高温強度と相俟って、特に激しい機械的熱的衝撃を伴う高速断続切削加工でも、同じく前記従来α型Ａｌ2Ｏ3層を上部層として蒸着形成してなる従来被覆工具に比して、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮すること。
以上（ａ）〜（ｅ）に示される研究結果を得たのである。
【００１１】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、
組成式：（Ａｌ１−Ｑ−ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）、
を満足すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層、
以上（ａ）、（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる、硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具に特徴を有するものである。
【００１２】
以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層において、上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）下部層（Ｔｉ化合物層）
Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、硬質被覆層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と上部層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性を向上させる作用を有するが、その平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生を伴うとともに衝撃的な負荷がかかる高速断続切削では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚を３〜２０μｍと定めた。
【００１３】
（ｂ）上部層（改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層）
上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層において、これの構成成分であるＡｌ成分は層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Ｃｒ成分はＡｌ成分との共存においてさらに一段と耐熱性を向上させるとともに、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合を高め、また、同Ｚｒ成分は、上記加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜中のＣｒ成分との共存において、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合を高める作用を有し、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層にＣｒ成分とＺｒ成分が共存することによって、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層のΣ３の分布割合は、６０〜８０％にまで高められ、そしてこれによって、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の高温強度は大幅に向上するが、この場合、Ｃｒの含有割合を示すＱ値が原子比で０．００５未満、また、Ｚｒの含有割合を示すＲ値が原子比で０．００３未満では前記作用に所望の向上効果を確保することができず、一方、同Ｑ値が０．０７を越えると、また、同Ｒ値が０．０５を越えると、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合が６０％未満となってしまい、所望の高温強度の確保が困難になることから、前記Ｑ値を０．００５〜０．０７、前記Ｒ値を０．００３〜０．０５と定めた。
また、上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合は、反応ガスを構成するＡｌＣｌ３、ＣｒＣｌ３、ＺｒＣｌ４、ＣＯ２およびＨＣｌの含有割合、さらに雰囲気反応圧力によって６０％以上に調整することはできるが、上記の通り加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜の平均層厚も改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合に影響を及ぼし、その平均層厚が２０ｎｍ未満では構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合を６０％以上にすることができず、この結果所望のすぐれた高温強度が得られず、一方その平均層厚が２００ｎｍを越えてもΣ３の分布割合は６０％未満となってしまうことから、その平均層厚を２０〜２００ｎｍとするのが望ましい。
さらに、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、従来α型Ａｌ2Ｏ3層自体のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するため、高速断続切削という厳しい切削条件であっても、硬質被覆層へのチッピング発生を十分に防止し得るが、上記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の平均層厚が１μｍ未満ではこの層が有する前記特性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方、その平均層厚が１５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を１〜１５μｍと定めた。
【００１４】
なお、切削工具の使用前後の識別を目的として、黄金色の色調を有するＴｉＮ層を、必要に応じて硬質被覆層の最表面層として蒸着形成してもよいが、この場合の平均層厚は０．１〜１μｍでよく、これは０．１μｍ未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記ＴｉＮ層による前記識別効果は１μｍまでの平均層厚で十分であるという理由からである。
【発明の効果】
【００１５】
この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高い発熱を伴いかつ衝撃的負荷がかかる高速断続切削条件で行うのに用いた場合にも、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層が、従来Ａｌ2Ｏ3自身のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、より一段とすぐれた高温強度を具備することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
【実施例】
【００１７】
原料粉末として、いずれも２〜４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１６０４１２に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。
【００１８】
また、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、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、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・ＣＮＭＧ１６０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｆを形成した。
【００１９】
ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｆおよび工具基体ａ〜ｆのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、まず、表３（表３中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表５に示される組み合わせおよび目標層厚でＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、ついで、表４に示される条件で、表５に示される組み合わせおよび目標層厚で加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜［表４では核薄膜で示す］（ａ）〜（ｅ）および改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層［表４では改質層で示す］（Ａ）〜（Ｅ）を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
【００２０】
また、比較の目的で、表６に示される通り、硬質被覆層の上部層として、表３に示される条件で、表６に示される目標層厚で従来α型Ａｌ２Ｏ３層を形成することにより従来被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
【００２１】
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３の硬質被覆層の上部層を構成する改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層および従来α型（Ａｌ，Ｃｒ）2Ｏ3層のそれぞれについて、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層の表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を求めることにより作成した。
【００２２】
この結果得られた各種の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、ΣＮ＋１全体（上記の結果からΣ３、Σ７、Σ１１、Σ１３、Σ１７、Σ１９、Σ２１、Σ２３、およびΣ２９のそれぞれの分布割合の合計）に占めるΣ３の分布割合をそれぞれ表５，６にそれぞれ示した。
【００２３】
上記の各種の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、表５，６にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、いずれもΣ３の占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、従来被覆工具の従来α型Ａｌ2Ｏ3層は、いずれもΣ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示すものであった。
なお、図４は、本発明被覆工具７の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフ、図５は、従来被覆工具３の従来α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示すものである。
【００２４】
また、この結果得られた本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３の硬質被覆層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
【００２５】
つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３の各種の被覆工具について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣ４１５の長さ方向等間隔４本縦溝入の丸棒、
切削速度： ３８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ４００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．４ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での鋳鉄の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、それぞれ１８０ｍ／ｍｉｎ）、
[切削条件Ｃ]
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入の丸棒、
切削速度： ３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２５０ｍ／ｍｉｎ）
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表７に示した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【表６】
【００３２】
【表７】
【００３３】
表５〜７に示される結果から、本発明被覆工具１〜１３は、いずれも硬質被覆層の上部層が、Σ３の分布割合が６０〜８０％の構成原子共有格子点分布グラフを示す改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層で構成されており、高い発熱を伴い、かつ、切刃に対して衝撃的負荷のかかる鋼や鋳鉄の高速断続切削でも、前記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層が自身の具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、より一段とすぐれた高温強度を有することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、硬質被覆層のチッピング発生が著しく抑制され、長期にわたってすぐれた耐摩耗性を示すのに対して、硬質被覆層の上部層が、Σ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示す従来α型Ａｌ2Ｏ3層で構成された従来被覆工具１〜１３においては、いずれも高速断続切削では硬質被覆層の耐機械的衝撃性が不十分であるために、硬質被覆層にチッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００３４】
上述のように、この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に高い高温強度が要求される高速断続切削加工でも硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能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、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層を構成するコランダム型六方最密晶の単位格子の原子配列を示す模式図にして、（ａ）は斜視図、（ｂ）は横断面１〜９の平面図である。
【図２】α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層およびα型Ａｌ2Ｏ3層における結晶粒の（０００１）面および（１０−１０）面の傾斜角の測定態様を示す概略説明図である。
【図３】相互に隣接する結晶粒の界面における構成原子共有格子点形態の単位形態を示す模式図にして、（ａ）はΣ３、（ｂ）はΣ７（ｃ）はΣ１１の単位形態をそれぞれ示す図である。
【図４】本発明被覆工具７の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフである。
【図５】従来被覆工具３の従来α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフである。
【技術分野】
【０００１】
この発明は、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の切削加工を、高い発熱を伴うとともに切刃に衝撃的な高負荷がかかる高速断続切削条件で行った場合にも、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）に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム［以下、α型Ａｌ2Ｏ3で示す）層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、この被覆工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられることも良く知られるところである。
【０００３】
また、上記の被覆工具において、これの硬質被覆層の構成層は、一般に粒状結晶組織を有し、さらに、下部層であるＴｉ化合物層を構成するＴｉＣＮ層を、層自身の強度向上を目的として、通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物を含む混合ガスを使用し、７００〜９５０℃の中温温度域で化学蒸着することにより形成して縦長成長結晶組織をもつようにすることも知られている。
【０００４】
さらに、上記の被覆工具の硬質被覆層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層が、格子点にＡｌおよび酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有する結晶粒で構成されることも知られている。
【特許文献１】特開平６−３１５０３号公報
【特許文献２】特開平６−８０１０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削加工や断続切削加工に用いた場合には問題はないが、特にこれを高い発熱を伴うと共に、切刃に衝撃的な高負荷がかかる高速断続切削加工条件で行うのに用いた場合には、硬質被覆層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層が高温強度が十分でないために、前記硬質被覆層がチッピングを起こし易くなり、この結果比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記のα型Ａｌ2Ｏ3層が硬質被覆層の上部層を構成する被覆工具に着目し、特に前記α型Ａｌ2Ｏ3層の高温強度の向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）従来被覆工具の硬質被覆層を構成する上部層としてのα型Ａｌ2Ｏ3層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を備えているが、この層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：２〜４％、ＣＯ２：３〜８％、ＨＣｌ：１．５〜３％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９５０〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で、Ｔｉ化合物層（従来被覆工具の下部層）上に蒸着形成される。
しかし、これを、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：２．３〜４％、ＣｒＣｌ３：０．０２〜０．２１％、ＺｒＣｌ４：０．０２〜０．１３％、ＣＯ２：１〜５％、ＨＣｌ：１．５〜３％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜９００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
の条件でＴｉ化合物層（従来被覆工具の下部層）表面に、
組成式：（Ａｌ１−Ｑ―ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）を満足するＡｌ−Ｃｒ−Ｚｒ複合酸化物［以下、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3で示す］核を形成し、この場合前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核は２０〜２００ｎｍ（０．０２〜０．２μｍ）の平均層厚を有する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜であるのが望ましく、引き続いて、加熱雰囲気を圧力：３〜１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、かつ加熱雰囲気温度を１１００〜１２００℃に昇温した条件で前記（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層の上部層として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：２．３〜４％、ＣｒＣｌ３：０．０２〜０．２１％、ＺｒＣｌ４：０．０２〜０．１３％、ＣＯ２：３〜８％、ＨＣｌ：１．５〜３％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：１０２０〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
の条件で、組成式：（Ａｌ１−Ｑ―ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）を満足する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層を形成すると、この結果の前記加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜上に蒸着形成された（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、かつα型Ａｌ2Ｏ3層に比して、高温強度が格段に向上した上部層であること。
【０００７】
（ｂ）上記（ａ）の加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜上に蒸着形成された（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層（以下、「改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層」という）は、上記のα型Ａｌ２Ｏ３層と同じコランダム型六方最密晶の結晶構造、すなわち図１に単位格子の原子配列が模式図［（ａ）は斜視図、（ｂ）は横断面１〜９の平面図］で示される通り、格子点にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有する結晶粒で構成されること。
【０００８】
（ｃ）従来被覆工具の硬質被覆層の上部層を構成するα型Ａｌ２Ｏ３層（以下、「従来α型Ａｌ２Ｏ３層」という）と上記（ａ）および（ｂ）の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層について、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図２（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角［図２(ａ)には前記結晶面の傾斜角が０度の場合、同（ｂ）には傾斜角が４５度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角］を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り上記従来α型Ａｌ２Ｏ３層では格子点にＡｌおよび酸素、また上記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層ではＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合（この場合前記の結果から、Σ５、Σ９、Σ１５、Σ２５、およびΣ２７の構成原子共有格子点形態は存在しないことになる）、上記従来α型Ａｌ２Ｏ３層は、図５に例示される通り、Σ３の分布割合が３０％以下の相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、前記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ、Ｚｒ）２Ｏ３層は、図４に例示される通り、Σ３の分布割合が６０〜８０％のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示すこと。
【０００９】
（ｄ）上記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層の形成に際して、層中のＣｒ含有割合、Ｚｒ含有割合および加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜の平均層厚を、上記の通りそれぞれ０．５〜７原子％、０．３〜５原子％および２０〜２００ｎｍとすることによって、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合が６０〜８０％のきわめて高いものとなり、この結果、層は所望のすぐれた高温強度を具備するようになり、したがって、層中のＣｒ含有割合、Ｚｒ含有割合および加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜の平均層厚のいずれかでも前記の範囲から外れると、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合が６０％未満になってしまい、所望の高温強度向上効果が得られなくなること。
なお、上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層および従来α型Ａｌ２Ｏ３層において、相互に隣接する結晶粒の界面における構成原子共有格子点形態のうちのΣ３、Σ７、およびΣ１１の単位形態を模式図で例示すると図３（ａ）〜（ｃ）に示される通りとなること。
【００１０】
（ｅ）上記のとおり、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、従来α型Ａｌ2Ｏ3層の備えるすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに、一段とすぐれた高温強度を具備しているため、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成してなる被覆工具は、同下部層であるＴｉ化合物層が具備するすぐれた高温強度と相俟って、特に激しい機械的熱的衝撃を伴う高速断続切削加工でも、同じく前記従来α型Ａｌ2Ｏ3層を上部層として蒸着形成してなる従来被覆工具に比して、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮すること。
以上（ａ）〜（ｅ）に示される研究結果を得たのである。
【００１１】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、
組成式：（Ａｌ１−Ｑ−ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）、
を満足すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層、
以上（ａ）、（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる、硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具に特徴を有するものである。
【００１２】
以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層において、上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）下部層（Ｔｉ化合物層）
Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、硬質被覆層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と上部層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性を向上させる作用を有するが、その平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生を伴うとともに衝撃的な負荷がかかる高速断続切削では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚を３〜２０μｍと定めた。
【００１３】
（ｂ）上部層（改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層）
上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層において、これの構成成分であるＡｌ成分は層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Ｃｒ成分はＡｌ成分との共存においてさらに一段と耐熱性を向上させるとともに、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合を高め、また、同Ｚｒ成分は、上記加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜中のＣｒ成分との共存において、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合を高める作用を有し、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層にＣｒ成分とＺｒ成分が共存することによって、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層のΣ３の分布割合は、６０〜８０％にまで高められ、そしてこれによって、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の高温強度は大幅に向上するが、この場合、Ｃｒの含有割合を示すＱ値が原子比で０．００５未満、また、Ｚｒの含有割合を示すＲ値が原子比で０．００３未満では前記作用に所望の向上効果を確保することができず、一方、同Ｑ値が０．０７を越えると、また、同Ｒ値が０．０５を越えると、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合が６０％未満となってしまい、所望の高温強度の確保が困難になることから、前記Ｑ値を０．００５〜０．０７、前記Ｒ値を０．００３〜０．０５と定めた。
また、上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合は、反応ガスを構成するＡｌＣｌ３、ＣｒＣｌ３、ＺｒＣｌ４、ＣＯ２およびＨＣｌの含有割合、さらに雰囲気反応圧力によって６０％以上に調整することはできるが、上記の通り加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3核薄膜の平均層厚も改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合に影響を及ぼし、その平均層厚が２０ｎｍ未満では構成原子共有格子点分布グラフでのΣ３の分布割合を６０％以上にすることができず、この結果所望のすぐれた高温強度が得られず、一方その平均層厚が２００ｎｍを越えてもΣ３の分布割合は６０％未満となってしまうことから、その平均層厚を２０〜２００ｎｍとするのが望ましい。
さらに、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、従来α型Ａｌ2Ｏ3層自体のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するため、高速断続切削という厳しい切削条件であっても、硬質被覆層へのチッピング発生を十分に防止し得るが、上記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の平均層厚が１μｍ未満ではこの層が有する前記特性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方、その平均層厚が１５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を１〜１５μｍと定めた。
【００１４】
なお、切削工具の使用前後の識別を目的として、黄金色の色調を有するＴｉＮ層を、必要に応じて硬質被覆層の最表面層として蒸着形成してもよいが、この場合の平均層厚は０．１〜１μｍでよく、これは０．１μｍ未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記ＴｉＮ層による前記識別効果は１μｍまでの平均層厚で十分であるという理由からである。
【発明の効果】
【００１５】
この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高い発熱を伴いかつ衝撃的負荷がかかる高速断続切削条件で行うのに用いた場合にも、改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層が、従来Ａｌ2Ｏ3自身のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、より一段とすぐれた高温強度を具備することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
【実施例】
【００１７】
原料粉末として、いずれも２〜４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１６０４１２に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。
【００１８】
また、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、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、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・ＣＮＭＧ１６０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｆを形成した。
【００１９】
ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｆおよび工具基体ａ〜ｆのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、まず、表３（表３中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表５に示される組み合わせおよび目標層厚でＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、ついで、表４に示される条件で、表５に示される組み合わせおよび目標層厚で加熱処理（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３核薄膜［表４では核薄膜で示す］（ａ）〜（ｅ）および改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）２Ｏ３層［表４では改質層で示す］（Ａ）〜（Ｅ）を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
【００２０】
また、比較の目的で、表６に示される通り、硬質被覆層の上部層として、表３に示される条件で、表６に示される目標層厚で従来α型Ａｌ２Ｏ３層を形成することにより従来被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
【００２１】
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３の硬質被覆層の上部層を構成する改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層および従来α型（Ａｌ，Ｃｒ）2Ｏ3層のそれぞれについて、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層の表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を求めることにより作成した。
【００２２】
この結果得られた各種の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、ΣＮ＋１全体（上記の結果からΣ３、Σ７、Σ１１、Σ１３、Σ１７、Σ１９、Σ２１、Σ２３、およびΣ２９のそれぞれの分布割合の合計）に占めるΣ３の分布割合をそれぞれ表５，６にそれぞれ示した。
【００２３】
上記の各種の構成原子共有格子点分布グラフにおいて、表５，６にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層は、いずれもΣ３の占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、従来被覆工具の従来α型Ａｌ2Ｏ3層は、いずれもΣ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示すものであった。
なお、図４は、本発明被覆工具７の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフ、図５は、従来被覆工具３の従来α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示すものである。
【００２４】
また、この結果得られた本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３の硬質被覆層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
【００２５】
つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３の各種の被覆工具について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
[切削条件Ａ]
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣ４１５の長さ方向等間隔４本縦溝入の丸棒、
切削速度： ３８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
[切削条件Ｂ]
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ３００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ４００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．０ ｍｍ、
送り： ０．４ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での鋳鉄の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、それぞれ１８０ｍ／ｍｉｎ）、
[切削条件Ｃ]
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入の丸棒、
切削速度： ３９０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２５０ｍ／ｍｉｎ）
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表７に示した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】
【表６】
【００３２】
【表７】
【００３３】
表５〜７に示される結果から、本発明被覆工具１〜１３は、いずれも硬質被覆層の上部層が、Σ３の分布割合が６０〜８０％の構成原子共有格子点分布グラフを示す改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層で構成されており、高い発熱を伴い、かつ、切刃に対して衝撃的負荷のかかる鋼や鋳鉄の高速断続切削でも、前記改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層が自身の具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、より一段とすぐれた高温強度を有することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、硬質被覆層のチッピング発生が著しく抑制され、長期にわたってすぐれた耐摩耗性を示すのに対して、硬質被覆層の上部層が、Σ３の分布割合が３０％以下の構成原子共有格子点分布グラフを示す従来α型Ａｌ2Ｏ3層で構成された従来被覆工具１〜１３においては、いずれも高速断続切削では硬質被覆層の耐機械的衝撃性が不十分であるために、硬質被覆層にチッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００３４】
上述のように、この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に高い高温強度が要求される高速断続切削加工でも硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能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、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層を構成するコランダム型六方最密晶の単位格子の原子配列を示す模式図にして、（ａ）は斜視図、（ｂ）は横断面１〜９の平面図である。
【図２】α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層およびα型Ａｌ2Ｏ3層における結晶粒の（０００１）面および（１０−１０）面の傾斜角の測定態様を示す概略説明図である。
【図３】相互に隣接する結晶粒の界面における構成原子共有格子点形態の単位形態を示す模式図にして、（ａ）はΣ３、（ｂ）はΣ７（ｃ）はΣ１１の単位形態をそれぞれ示す図である。
【図４】本発明被覆工具７の改質α型（Ａｌ，Ｃｒ，Ｚｒ）2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフである。
【図５】従来被覆工具３の従来α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、
組成式：（Ａｌ１−Ｑ−ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）、
を満足すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層、
以上（ａ）、（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる、硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具。
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、
組成式：（Ａｌ１−Ｑ−ＲＣｒＱＺｒＲ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｑ：０．００５〜０．０７、Ｒ：０．００３〜０．０５）、
を満足すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌとＣｒとＺｒの複合酸化物層、
以上（ａ）、（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる、硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２００８−４４０４９（Ｐ２００８−４４０４９Ａ）
【公開日】平成２０年２月２８日（２００８．２．２８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−２２０６９１（Ｐ２００６−２２０６９１）
【出願日】平成１８年８月１１日（２００６．８．１１）
【出願人】（０００００６２６４）三菱マテリアル株式会社 (4,417)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年２月２８日（２００８．２．２８）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年８月１１日（２００６．８．１１）
【出願人】（０００００６２６４）三菱マテリアル株式会社 (4,417)
【Ｆターム（参考）】
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