硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具的制作方法

本发明涉及一种在伴随合金钢等产生高热且冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，通过硬质包覆层具备优异的耐崩刀性而在长期使用中发挥优异的切削性能的表面包覆切削工具(以下，称作包覆工具)。

本申请主张基于2014年4月23日于日本申请的专利申请2014-089047号及2015年4月20日于日本申请的专利申请2015-85625号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术：

以往，已知有如下包覆工具：通常，在由碳化钨(以下，由WC表示)基硬质合金、碳氮化钛(以下，由TiCN表示)基金属陶瓷或立方晶氮化硼(以下，由cBN表示)基超高压烧结体构成的工具基体(以下，将这些统称为工具基体)的表面，通过物理蒸镀法包覆形成Ti-Al系复合氮化物层而作为硬质包覆层，且已知这些包覆工具发挥优异的耐磨性。

然而，上述以往的包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层的包覆工具，虽然耐磨性比较优异，但是当在高速断续切削条件下使用时容易产生崩刀等异常磨损，因此关于改善硬质包覆层提出了各种方案。

例如在专利文献1中公开了在工具基体表面形成有硬质包覆层的表面包覆切削工具，硬质包覆层由一层或多层构成，在以特定的平面切断的剖面上，在硬质包覆层中，将在刀尖棱线部最薄的部分的厚度设为T1，将从刀尖棱线向前刀面方向离开1mm的位置的厚度设为T2的情况下，满足T1＜T2，且在硬质包覆层表面，将从刀尖棱线向前刀面方向离开Da距离的位置设为a，将向后刀面方向离开Db距离的位置设为b的情况下，Da及Db满足特定的数值范围，在从位置a至位置b的硬质包覆层中的、自表面起占0.1T1～0.9T1厚度的区域E的10％以上的区域，构成硬质包覆层的晶粒的晶体取向的偏差为5度以上且小于10度，从而可以得到优异的耐磨性和耐缺损性。

然而，关于该包覆工具，公开了蒸镀形成TiAlN作为硬质包覆层的内容，但关于将Al的含有比例x设为0.65以上的内容没有进行公开和建议。

根据这种观点考虑，还提出了如下技术：通过用化学蒸镀法来形成硬质包覆层，将Al的含有比例x提高至0.9左右。

例如，在专利文献2中记载有如下内容：在TiCl₄、AlCl₃、NH₃的混合反应气体中，在650～900℃的温度范围内进行化学蒸镀，从而能够蒸镀形成Al的含有比例x的值为0.65～0.95的(Ti_1-xAl_x)N层，但在该文献中，其目的在于在该(Ti_1-xAl_x)N层上还包覆Al₂O₃层，从而提高隔热效果，因此关于通过形成将Al的含有比例x的值提高至0.65～0.95的(Ti_1-xAl_x)N层而对切削性能带来什么样的影响并不明确。

并且，例如在专利文献3中提出如下方案：将TiCN层、Al₂O₃层作为内层，在其上通过化学蒸镀法包覆立方晶结构或包含六方晶结构的立方晶结构的(Ti_1-xAl_x)N层(其中，以原子比计，x为0.65～0.90)作为外层，并且通过对该外层施加100～1100MPa的压缩应力来改善包覆工具的耐热性和疲劳强度。

专利文献1：日本专利公开2012-20391号公报(A)

专利文献2：日本专利公表2011-516722号公报(A)

专利文献3：日本专利公表2011-513594号公报(A)

近年来，对切削加工中的节省劳力化及节能化的要求增加，随之，切削加工有进一步高速化、高效率化的趋势，进一步对包覆工具要求耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性等耐异常损伤性，并且要求在长期使用中发挥优异的耐磨性。

但是，所述专利文献1中记载的包覆工具未考虑到提高由(Ti_1-xAl_x)N层构成的硬质包覆层中Al的含有比例x，因此，存在例如在提供于合金钢的高速断续切削时不能说耐磨性、耐崩刀性充分的问题。

另一方面，关于通过所述专利文献2中记载的化学蒸镀法而蒸镀形成的(Ti_1-xAl_x)N层，由于能够提高Al的含有比例x，并且能够形成立方晶结构，因此可获得具有规定的硬度且耐磨性优异的硬质包覆层，然而，存在韧性差的问题。

而且，所述专利文献3中记载的包覆工具具有规定的硬度且优异的耐磨性，但韧性差，因此，存在提供于合金钢的高速断续切削加工等时，容易产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，不能说发挥令人满意的切削性能的问题。

技术实现要素：

于是，本发明要解决的技术课题即本发明的目的在于提供一种即使在提供于合金钢等的高速断续切削等时，也具备优异的韧性，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性的包覆工具。

于是，本发明人从所述观点出发，为了改善通过化学蒸镀来蒸镀形成至少包含Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物(以下，有时由“(Ti,Al)(C,N)”或“(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)”表示)的硬质包覆层而得的包覆工具的耐崩刀性、耐磨性，经过反复进行深入的研究，结果得出如下见解。

即，对于以往的至少包含一层(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层且具有规定的平均层厚的硬质包覆层，当(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层在与工具基体垂直的方向上呈柱状形成的情况下，具有高耐磨性。相反，(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的各向异性越高，(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的韧性越降低，其结果，耐崩刀性、耐缺损性降低，且在长期使用中无法发挥充分的耐磨性，并且不能说工具寿命也令人满意。

于是，本发明人对构成硬质包覆层的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层进行深入研究的结果，通过使(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层含有具有NaCl型面心立方结构(以下，有时也简称为“立方晶体结构”、“立方晶结构”)的晶粒、且将具有该立方晶体结构的晶粒的晶粒内平均取向差设为2度以上这一全新的构思，使具有立方晶体结构的晶粒内产生应变，成功地提高硬度和韧性这两者，其结果，得出能够提高硬质包覆层的耐崩刀性、耐缺损性的全新的见解。

具体而言，在硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法成膜的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，且由组成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示的情况下，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例x_avg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例y_avg(其中，x_avg、y_avg均为原子比)分别满足0.60≤x_avg≤0.95，0≤y_avg≤0.005，在构成复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒，使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向对该晶粒的晶体取向进行分析，求出各个晶粒的晶粒内平均取向差的情况下，该晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒在复合氮化物或复合碳氮化物层的面积比例中存在40％以上，从而在立方晶粒中产生应变，与以往的硬质包覆层相比，(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的硬度和韧性提高，其结果，发现耐崩刀性、耐缺损性提高，且经长时间发挥优异的耐磨性。

而且，如上所述结构的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层能够通过例如在工具基体表面使反应气体组成进行周期性变化的以下化学蒸镀法而成膜。

对所使用的化学蒸镀反应装置，由NH₃和H₂组成的气体组A和由TiCl₄、Al(CH₃)₃、AlCl₃、NH₃、N₂、H₂组成的气体组B分别从各自的供气管供给到反应装置内，气体组A和气体组B向反应装置内的供给，例如按一定周期的时间间隔以比该周期短的时间使气体流通的方式进行供给，且在气体组A和气体组B的气体供给中产生比气体供给时间短的时间的相位差，从而能够使工具基体表面的反应气体组成随时间变化为气体组A(第一反应气体)、气体组A与气体组B的混合气体(第二反应气体)及气体组B(第三反应气体)。并且，在本发明中无需导入试图进行严格的气体置换的长时间的排气工序。从而，作为供气方法也可以通过以下方式实现：例如使供气口旋转，或者使工具基体旋转，或者使工具基体往复运动，从而使工具基体表面的反应气体组成随时间变化为以气体组A为主的混合气体(第一反应气体)，气体组A与气体组B的混合气体(第二反应气体)，以气体组B为主的混合气体(第三反应气体)。

在工具基体表面，使反应气体组成(相对于气体组A及气体组B的总和的容量％)例如作为气体组A为NH₃：2.0～3.0％、H₂：65～75％，作为气体组B为AlCl₃：0.6～0.9％、TiCl₄：0.2～0.3％、Al(CH₃)₃：0～0.5％、N₂：12.5～15.0％、H₂：剩余部分，且设反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：700～900℃、供给周期1～5秒、每一周期的气体供给时间0.15～0.25秒、气体供给A与气体供给B的相位差0.10～0.20秒，并经规定时间进行热CVD法，从而成膜出规定的目标层厚的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层。

如上所述，以到达工具基体表面的时间上产生差异的方式供给气体组A和气体组B，从而在晶粒内形成局部的组成不均、因位错或点缺陷的导入而产生的晶格的局部应变，其结果，发现韧性显著提高。其结果，发现尤其耐缺损性、耐崩刀性提高，即使在断续的冲击性负荷作用于切削刃的合金钢等的高速断续切削加工中使用的情况下，硬质包覆层在长时间使用中也能够发挥优异的切削性能。

本申请发明是根据所述见解而完成的，其具有以下方式。

(1)一种表面包覆切削工具，在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任意一种构成的工具基体的表面设置有硬质包覆层而成，所述表面包覆切削工具的特征在于，

(a)所述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法而成膜的平均层厚为1～20μm的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，在由组成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示的情况下，复合氮化物或复合碳氮化物层中Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例x_avg及复合氮化物或复合碳氮化物层中C在C和N的总量中所占的平均含有比例y_avg分别满足0.60≤x_avg≤0.95，0≤y_avg≤0.005，其中，x_avg、y_avg均为原子比，

(b)所述复合氮化物或复合碳氮化物层至少包含具有NaCl型面心立方结构的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相，

(c)并且，对具有所述NaCl型面心立方结构的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物的晶粒的晶体取向，使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向进行分析，求出各个晶粒的晶粒内平均取向差的情况下，该晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒存在复合氮化物或复合碳氮化物层的面积比例的40％以上。

(2)根据所述(1)记载的表面包覆切削工具，其特征在于，所述复合氮化物或复合碳氮化物层由具有NaCl型面心立方结构的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物的单相构成。

(3)根据所述(1)记载的表面包覆切削工具，其特征在于，所述硬质包覆层至少包含70面积％以上的具有NaCl型面心立方结构的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相。

(4)根据所述(1)至(3)中任一项记载的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述工具基体与所述Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层之间存在下部层，所述下部层由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上的Ti化合物层构成，且具有0.1～20μm的总计平均层厚。

(5)根据所述(1)至(4)中任一项记载的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述复合氮化物或复合碳氮化物层的上部，以1～25μm的总计平均层厚形成有至少包含氧化铝层的上部层。

(6)根据所述(1)至(5)中任一项记载的表面包覆切削工具，其特征在于，所述复合氮化物或复合碳氮化物层通过至少含有三甲基铝作为反应气体成分的化学蒸镀法而成膜。

另外，“晶粒内平均取向差”是指后述的GOS(Grain Orientation Spread)值。

本申请发明的方式即表面包覆切削工具(以下，称作“本申请发明的表面包覆切削工具”或“本申请发明的切削工具”)中，在工具基体的表面设置有硬质包覆层而成的表面包覆切削工具中，硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法而成膜的平均层厚为1～20μm的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，在由组成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示的情况下，Al在Al和Ti的总量中所占的平均含有比例x_avg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例y_avg(其中，x_avg、y_avg均为原子比)分别满足0.60≤x_avg≤0.95、0≤y_avg≤0.005，构成复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒，使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向对该晶粒的晶体取向进行分析，并求出各个晶粒的晶粒内平均取向差的情况下，该晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒相对于复合氮化物或复合碳氮化物层整体以面积比例计存在40％以上，从而在具有立方晶结构的晶粒内产生应变，因此晶粒的硬度及韧性提高。其结果，发挥无需损伤耐磨性便提高耐崩刀性的效果，与以往的硬质包覆层相比，长时间使用时发挥优异的切削性能，能够实现包覆工具的长寿命化。

附图说明

图1表示本发明包覆工具的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的具有NaCl型面心立方结构(立方晶)的晶粒的晶粒内平均取向差的测定方法的概略说明图。

图2是示意地表示构成本申请发明的表面包覆切削工具具有的硬质包覆层的、Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的剖面的膜结构示意图。

图3表示在构成相当于本申请发明的一实施方式的本发明包覆工具2的硬质包覆层的、Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的剖面中，关于具有立方晶结构的各个晶粒的晶粒内平均取向差(GOS值)的面积比例的直方图的一例。直方图中的垂直方向的虚线表示晶粒内平均取向差为2°的边界线，在图3中，比该垂直方向的虚线更靠右侧的直条表示晶粒内平均取向差为2°以上。

图4表示在构成比较例包覆工具即比较包覆工具2的硬质包覆层的、Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的剖面中，关于具有立方晶结构的各个晶粒的晶粒内平均取向差(GOS值)的面积比例的直方图的一例。直方图中的垂直方向的虚线表示晶粒内平均取向差为2°的边界线，在图4中，比该垂直方向的虚线更靠右侧的直条表示晶粒内平均取向差为2°以上。

具体实施方式

以下说明用于实施本申请发明的方式。

构成硬质包覆层的复合氮化物或复合碳氮化物层的平均层厚：

本申请发明的表面包覆切削工具具有的硬质包覆层至少包含化学蒸镀而成的由组成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层。该复合氮化物或复合碳氮化物层的硬度高且具有优异的耐磨性，尤其，当平均层厚为1～20μm时显著发挥其效果。其理由在于，若平均层厚小于1μm则层厚较薄，因而无法充分确保长期使用时的耐磨性，另一方面，若其平均层厚超过20μm，则Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒容易粗大化，且容易产生崩刀。从而，将其平均层厚确定为1～20μm。

构成硬质包覆层的复合氮化物或复合碳氮化物层的组成：

在本申请发明的表面包覆切削工具具有的硬质包覆层中的复合氮化物或复合碳氮化物层中，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例x_avg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例y_avg(其中，x_avg、y_avg均为原子比)分别控制成满足0.60≤x_avg≤0.95、0≤y_avg≤0.005。

其理由在于，若Al的平均含有比例x_avg小于0.60，则Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的硬度差，因此在提供于合金钢等高速断续切削的情况下耐磨性并不充分。另一方面，若Al的平均含有比例x_avg超过0.95，则相对地Ti的平均含有比例减少，因此将导致脆化，且耐崩刀性降低。从而，Al的平均含有比例x_avg确定为0.60≤x_avg≤0.95。

并且，当复合氮化物或复合碳氮化物层中所包含的C成分的平均含有比例(原子比)y_avg为0≤y_avg≤0.005的范围这种微量时，复合氮化物或复合碳氮化物层与工具基体或下部层之间的粘附性提高且润滑性提高，由此缓和切削时的冲击，其结果，复合氮化物或复合碳氮化物层的耐缺损性及耐崩刀性提高。另一方面，若C成分的平均含有比例y_avg超出0≤y_avg≤0.005的范围，则复合氮化物或复合碳氮化物层的韧性降低，因此，耐缺损性及耐崩刀性反而降低，因此不优选。从而，C成分的平均含有比例y_avg确定为0≤y_avg≤0.005。

构成复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒的各个晶粒的晶粒内平均取向差(GOS值)：

首先，在本申请发明中，使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向以0.1μm的间隔进行分析，如图1所示，在相邻的测定点P(以下，称作像素)之间存在5度以上的取向差的情况下，将该位置定义为晶界B。而且，将被晶界B包围的区域定义为一个晶粒。其中，与相邻的所有像素有5度以上的取向差的单独存在的像素不作为晶粒，两个像素以上相连的作为晶粒进行处理。

而且，在晶粒内的某一像素与同一晶粒内的其它所有像素之间计算取向差，将对该取向差进行平均后的值定义为GOS(Grain Orientation Spread)值。图1中示出概略图。关于GOS值，例如在文献“日本机械学会论文集(A篇)71卷712号(2005-12)论文No.05-0367 1722～1728”中有说明。另外，本申请发明中的“晶粒内平均取向差”是指该GOS值。用数学式表示GOS值的情况下，将同一晶粒内的像素数设为n，将分别对晶粒内的不同像素附加的编号设为i及j(其中，1≤i、j≤n)，将由像素i中的晶体取向和像素j中的晶体取向求出的晶体取向差设为α_ij(i≠j)，可由下述式写出。

[数学式1]

在五个视场实施从横宽为10μm、纵宽为膜厚的测定范围内的纵剖面方向的测定，并求出属于构成该复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒的所有像素数量，并以1度间隔将晶粒内平均取向差进行分割，统计在其值范围内包括晶粒内平均取向差的晶粒的像素并除以上述所有像素数量，从而能够制作出表示晶粒内平均取向差的面积比例的直方图。其结果，可知晶粒内的晶体取向有偏差，若求出所述直方图，则晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒相对于Al和Ti的复合氮化物或复合碳氮化物层整体以面积比例计存在40％以上(参考图3、图4)。

如此，与以往的构成TiAlN层的晶粒相比，构成本申请发明的表面包覆切削工具具有的Al和Ti的复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒，在晶粒内晶体取向的偏差较大，即存在应变，因此这将有助于提高硬度和韧性。

晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒的面积相对于复合氮化物或复合碳氮化物层的面积的比例优选为45～70％。晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒的面积相对于复合氮化物或复合碳氮化物层的面积的比例更优选为50～65％。晶粒内平均取向差显示出2度以上的晶粒的面积相对于复合氮化物或复合碳氮化物层的面积的比例进一步优选为55～60％。

下部层及上部层：

并且，在仅仅是本申请发明的表面包覆切削工具具有的复合氮化物或复合碳氮化物层就可以发挥充分的效果，但在设置有由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上的Ti化合物层构成且具有0.1～20μm的总计平均层厚的下部层的情况下，和/或设置有至少包含氧化铝层的具有1～25μm的总计平均层厚的上部层的情况下，与这些层所发挥的效果相结合，能够发挥进一步优异的特性。在设置由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上的Ti化合物层构成的下部层的情况下，若下部层的总计平均层厚小于0.1μm，则无法充分地发挥下部层的效果，另一方面，若超过20μm，则晶粒容易粗大化，且容易产生崩刀。并且，若包含氧化铝层的上部层的总计平均层厚小于1μm，则无法充分发挥上部层的效果，另一方面，若超过25μm，则晶粒容易粗大化，且容易产生崩刀。

硬质包覆层的晶体结构：

在硬质包覆层为立方晶结构单相的情况下显示出尤其优异的耐磨性。并且，即使在硬质包覆层不是立方晶结构单相的情况下，关于该硬质包覆层，也使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向以0.1μm间隔进行分析，在五个视场实施从横宽为10μm、纵宽为膜厚的测定范围内的纵剖面方向的测定，并求出属于构成该复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒的所有像素数量，在所述五个视场上对该硬质包覆层进行的测定中，根据与所有测定像素数量之比而求出构成该复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒的面积比例时，在立方晶粒的面积比例小于70％的情况下，可看出耐磨性下降的倾向，另一方面，在该面积比例为70％以上的情况下发挥优异的耐崩刀性、耐磨性，因此立方晶结构的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相优选设为70面积％以上。

图2中示出示意地表示构成本申请发明的表面包覆切削工具具有的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的剖面的图。

接着，通过实施例对本申请发明的包覆工具进行更具体的说明。

实施例1

作为原料粉末准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末及Co粉末，将这些原料粉末配合成表1所示的配合组成，进而添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合24小时，并进行了减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，对该压坯在5Pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持一小时的条件下进行了真空烧结，在烧结之后，分别制造出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体A～C。

并且，作为原料粉末准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo₂C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，将这些原料粉末配合成表2所示的配合组成，并用球磨机进行24小时的湿式混合，并进行了干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，对该压坯在1.3kPa的氮气氛中以温度：1500℃保持一小时的条件下进行了烧结，在烧结之后，制作出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的工具基体D。

接着，对这些工具基体A～D的表面，使用化学蒸镀装置，作为表4、表5所示的形成条件A～J，即作为由NH₃和H₂组成的气体组A、由TiCl₄、Al(CH₃)₃、AlCl₃、N₂、H₂组成的气体组B及各自的供气方法，将反应气体组成(相对于气体组A及气体组B的总和的容量％)，作为气体组A设为NH₃：2.0～3.0％、H₂：65～75％，作为气体组B设为AlCl₃：0.6～0.9％、TiCl₄：0.2～0.3％、Al(CH₃)₃：0～0.5％、N₂：12.5～15.0％、H₂：剩余部分，并且设反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：700～900℃、供给周期：1～5秒、每一周期的气体供给时间：0.15～0.25秒、气体供给A与气体供给B的相位差设为0.10～0.20秒，并以规定时间进行热CVD法，以形成如下的硬质包覆层，从而制造出本发明包覆工具1～15。该硬质包覆层由存在表7所示的面积比例的具有表7所示的晶粒内平均取向差显示2度以上的立方晶结构的晶粒、且具有表7所示的目标层厚的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层构成。

另外，关于本发明包覆工具6～13，在表3所示的形成条件下，形成了表6所示的下部层和/或表7所示的上部层。

并且，以比较为目的，在表3、表4及表5所示的条件且表8所示的目标层厚(μm)下，以与本发明包覆工具1～15相同的方式在工具基体A～D的表面蒸镀形成了至少包含Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的硬质包覆层。此时，在(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的成膜工序中，以工具基体表面中的反应气体组成不会随时间变化的方式形成硬质包覆层，从而制造出比较包覆工具1～13。

另外，与本发明包覆工具6～13同样，关于比较包覆工具6～13，在表3所示的形成条件下形成了表6所示的下部层和/或表8所示的上部层。

为了参考，对工具基体B及工具基体C的表面，使用以往的物理蒸镀装置，通过电弧离子镀以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层，从而制造出表8所示的参考包覆工具14、15。

另外，在参考例的蒸镀中使用的电弧离子镀的条件如下。

(a)将所述工具基体B及C在丙酮中进行超声波清洗，并在经过干燥的状态下，在从电弧离子镀装置内的旋转台上的中心轴向径向分开规定距离的位置，沿外周部进行装配，并且配置规定组成的Al-Ti合金而作为阴极电极(蒸发源)，

(b)首先，将装置内部进行排气以保持10^-2Pa以下的真空，并且用加热器将装置内部加热到500℃之后，对于在所述旋转台上边自转边旋转的工具基体施加-1000V的直流偏压，且使200A的电流在由Al-Ti合金构成的阴极电极与阳极电极之间流过，从而产生电弧放电，在装置内部产生Al及Ti离子，另外，对工具基体表面进行轰击清洗，

(c)接着，将氮气作为反应气体导入装置内部而设为4Pa的反应气氛，并且对于在所述旋转台上边自转边旋转的工具基体施加-50V的直流偏压，且使120A的电流在由所述Al-Ti合金构成的阴极电极(蒸发源)与阳极电极之间流过，从而产生电弧放电，在所述工具基体的表面蒸镀形成表7所示的目标组成、目标层厚的(Ti,Al)N层，制造出参考包覆工具14、15。

并且，使用扫描电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具1～15、比较包覆工具1～13及参考包覆工具14、15的各结构层的与工具基体垂直方向的剖面进行测定，并测定观察视场内的五个点的层厚之后进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出与表6～表8所示的目标层厚实质上相同的平均层厚。

并且，关于复合氮化物或复合碳氮化物层的平均Al含有比例x_avg，使用电子探针显微分析仪(Electron-Probe-Micro-Analyser，EPMA)，在研磨了表面的试料中，从试料表面一侧照射电子射线，由所得到的特性X射线的分析结果的10个点的平均值求出Al的平均Al含有比例x_avg。关于平均C含有比例y_avg，通过二次离子质谱分析(Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy，SIMS)而求出。从试料表面一侧，在70μm×70μm的范围内照射离子束，对通过溅射作用而释放出的成分进行了深度方向的浓度测定。平均C含有比例y_avg表示关于Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的深度方向的平均值。其中，C的含有比例中排除了即使不特意使用包含C的气体以作为气体原料、也会包含的不可避免的C的含有比例。具体而言，求出Al(CH₃)₃的供给量设为0时的复合氮化物或复合碳氮化物层中所包含的C成分的含有比例(原子比)作为不可避免的C的含有比例，并求出从特意供给Al(CH₃)₃的情况下得到的复合氮化物或复合碳氮化物层中所包含的C成分的含有比例(原子比)中减去所述不可避免的C的含有比例而得的值作为y_avg。

另外，使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向对具有构成Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶结构的各个晶粒的晶体取向进行分析，在相邻的像素之间存在5度以上的取向差的情况下，将该位置设为晶界，将被晶界包围的区域设为一个晶粒，在晶粒内的某一像素与同一晶粒内的其它所有像素之间求出晶粒内取向差，按每1度为单位来划分0～10度的范围并进行了映射，所述范围是晶粒内取向差为0度以上且小于1度、1度以上且小于2度、2度以上且小于3度、3度以上且小于4度……。根据映射图求出晶粒内平均取向差为2度以上的晶粒在Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层整体中所占的面积比例。将其结果示于表7及表8中。

图3中示出关于本发明包覆工具2进行测定的晶粒内平均取向差的直方图的一例，并且在图4中示出关于比较包覆工具2进行测定的晶粒内平均取向差的直方图的一例。

[表1]

[表2]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

(注)“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。

接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均夹紧于刀具直径125mm的工具钢制刀具前端部的状态下，对本发明包覆工具1～15、比较包覆工具1～13及参考包覆工具14、15实施以下所示的合金钢的高速断续切削的一种、即干式高速正面铣削及中心切割式切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。将其结果示于表9中。

工具基体：碳化钨基硬质合金，碳氮化钛基金属陶瓷，

切削试验：干式高速正面铣削，中心切割式切削加工，

工件：JIS·SCM440宽度100mm、长度400mm的块体材料，

转速：968min^-1，

切削速度：380m/min，

切深量：1.2mm，

单刀进给量：0.1mm/刀，

切削时间：8分钟。

[表9]

比较包覆工具、参考包覆工具一栏的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。

实施例2

作为原料粉末准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末、TiN粉末及Co粉末，将这些原料粉末配合成表10所示的配合组成，进而添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合24小时，并进行了减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持一小时的条件下进行了真空烧结，在烧结之后，对切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工，从而分别制造出具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体α～γ。

并且，作为原料粉末准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、NbC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，将这些原料粉末配合成表11所示的配合组成，用球磨机进行湿式混合24小时，并进行了干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气氛中以温度：1500℃保持一小时的条件下进行了烧结，在烧结之后，对切削刃部分实施R：0.09mm的刃口修磨加工，从而形成了具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体δ。

接着，对这些工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用化学蒸镀装置并通过与实施例1相同的方法，在表3、表4及表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表12所示的本发明包覆工具16～30。

另外，关于本发明包覆工具19～28，在表3所示的形成条件下形成了表12所示的下部层和/或表示13所示的上部层。

并且，以比较为目的，同样在工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用化学蒸镀装置，以表3、表4及表5所示的条件且表14所示的目标层厚，以与本发明的包覆工具相同的方式蒸镀形成硬质包覆层，从而制造出表14所示的比较包覆工具16～28。

另外，与本发明包覆工具19～28相同，关于比较包覆工具19～28，在表3所示的形成条件下形成了表12所示的下部层和/或表14所示的上部层。

为了参考，在工具基体β及工具基体γ的表面，使用以往的物理蒸镀装置并通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层，从而制造出表14所示的参考包覆工具29、30。

另外，电弧离子镀的条件使用了与实施例1所示的条件相同的条件。

并且，使用扫描电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具16～30、比较包覆工具16～28及参考包覆工具29、30的各结构层的剖面进行测定，并测定观察视场内的五个点的层厚之后进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出与表12～表14所示的目标层厚实质上相同的平均层厚。

另外，使用电子背散射衍射装置，从纵剖面方向对具有构成Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶结构的各个晶粒的晶体取向进行分析，且按每1度为单位划分0～10度的范围并进行了映射，所述范围是晶粒内取向差为0度以上且小于1度、1度以上且小于2度、2度以上且小于3度、3度以上且小于4度、……。根据该映射图求出晶粒内平均取向差和晶粒内取向差为2度以上的晶粒在Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层整体中所占的面积比例。将该结果示于表13及表14中。

[表10]

[表11]

[表12]

[表13]

[表14]

(注)“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。

接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具16～30、比较包覆工具16～28及参考包覆工具29、30，实施如下所示的碳钢的干式高速断续切削试验及铸铁的湿式高速断续切削试验，均测定出切削刃的后刀面磨损宽度。

切削条件1：

工件：JIS·S45C的沿长度方向等间隔配置有带四根纵槽的圆棒，

切削速度：370m/min，

切深量：1.2mm，

进给量：0.2mm/rev，

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度为220m/min)

切削条件2：

工件：JIS·FCD700的沿长度方向等间隔配置有带四根纵槽的圆棒，

切削速度：320m/min，

切深量：1.2mm，

进给量：0.1mm/rev，

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度为180m/min)

将所述切削试验的结果示于表15中。

[表15]

比较包覆工具、参考包覆工具一栏的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。

实施例3

作为原料粉末，准备均具有0.5～4μm的范围内的平均粒径的cBN粉末、TiN粉末、TiC粉末、Al粉末、Al₂O₃粉末，将这些原料粉末配合成表16所示的配合组成，用球磨机进行湿式混合80小时，并进行了干燥之后，以120MPa的压力冲压成型为具有直径：50mm×厚度：1.5mm的尺寸的压坯，接着，将该压坯在压力：1Pa的真空气氛中以900～1300℃范围内的规定温度保持60分钟的条件下进行烧结，从而形成切削刃片用预烧结体，在将该预烧结体与另外准备的Co：8质量％、WC：剩余部分的组成、以及具有直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金制支撑片重合的状态下装入通常的超高压烧结装置中，在通常条件下即在压力：4GPa、温度：1200～1400℃范围内的规定温度及保持时间：0.8小时的条件下进行了超高压烧结，在烧结之后，使用金刚石砂轮对上下表面进行研磨，并利用电火花线切割加工装置分割成规定的尺寸，进而，对具有Co：5质量％、TaC：5质量％、WC：剩余部分的组成及JIS标准CNGA120412的形状(厚度：4.76mm×内切圆直径：12.7mm的80°菱形)的WC基硬质合金制刀片主体的钎焊部(角部)，使用以质量％计具有由Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：剩余部分构成的组成的Ti-Zr-Cu合金的钎料进行钎焊，以规定尺寸进行外周加工之后，对切削刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，进而实施精研磨，从而分别制造出具有ISO标准CNGA120412的刀片形状的工具基体2A、2B。

[表16]

接着，在这些工具基体2A、2B的表面，使用化学蒸镀装置，通过与实施例1相同的方法，在表3、表4及表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表18所示的本发明包覆工具31～40。

另外，关于本发明包覆工具34～38，在表3所示形成条件下形成了如表17所示下部层和/或如表18所示上部层。

并且，以比较为目的，同样在工具基体2A、2B的表面，使用化学蒸镀装置，在表3、表4及表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表19所示的比较包覆工具31～38。

另外，与本发明包覆工具34～38同样，关于比较包覆工具34～38，在表3所示的形成条件下形成了如表17所示下部层和/或如表19所示上部层。

为了参考，在工具基体2A、2B的表面，使用以往的物理蒸镀装置，并通过电弧离子镀以目标层厚蒸镀形成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层，从而制造出表19所示参考包覆工具39、40。

另外，电弧离子镀的条件使用的是与实施例1所示条件相同的条件，在所述工具基体的表面蒸镀形成表19所示目标组成、目标层厚的(Al,Ti)N层，制造出参考包覆工具39、40。

并且，使用扫描电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具31～40、比较包覆工具31～38及参考包覆工具39、40的各结构层的剖面进行测定，并测定观察视场内的五个点的层厚并进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出实质上与表17～表19所示的目标层厚相同的平均层厚。

并且，关于所述本发明包覆工具31～40、比较包覆工具31～38及参考包覆工具39、40的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法，算出平均Al含有比例x_avg、平均C含有比例y_avg、构成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)层的具有立方晶结构的晶粒的晶粒内平均取向差成为2度以上的晶粒的面积比例。将其结果示于表18及表19中。

[表17]

[表18]

[表19]

(注)“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。

接着，在利用固定夹具将各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具31～40、比较包覆工具31～38及参考包覆工具39、40，实施如下所示的渗碳淬火合金钢的干式高速断续切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。

工具基体：立方晶氮化硼基超高压烧结体，

切削试验：渗碳淬火合金钢的干式高速断续切削加工，

工件：JIS·SCr420(硬度：HRC60)的沿长度方向等间隔配置有带四根纵槽的圆棒，

切削速度：240m/min，

切深量：0.1mm，

进给量：0.12mm/rev，

切削时间：4分钟。

将所述切削试验的结果示于表20中。

[表20]

比较包覆工具、参考包覆工具一栏的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。

从表9、表15及表20所示结果可知，本发明的包覆工具在组成构成硬质包覆层的Al和Ti的复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒内存在规定的晶粒内平均取向差，因此，通过晶粒的应变而硬度提高，保持高耐磨性且韧性提高。而且，明确了当在断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用时，耐崩刀性及耐缺损性也优异，其结果，在长期使用中发挥优异的耐磨性。

与此相对，关于在组成构成硬质包覆层的Al和Ti的复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒内不存在规定的晶粒内平均取向差的比较包覆工具1～13、16～28、31～38及参考包覆工具14、15、29、30、39、40明确可知，当在伴有高热产生且断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用时，因崩刀、缺损等的产生而短时间内达到寿命。

产业上的可利用性

如上所述，本发明的包覆工具不仅可以用于合金钢的高速断续切削加工中，而且还可以用作各种工件的包覆工具，而且，在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性，因此能够非常令人满意地应对切削装置的高性能化、切削加工的节省劳力化及节能化、以及低成本化。

符号说明

P-测定点(像素)，B-晶界，1-工具基体，2-硬质包覆层，3-复合氮化物或复合碳氮化物层。