JP6996064B2 - 表面被覆切削工具及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は表面被覆切削工具及びその製造方法に関する。

従来、基材と該基材を被覆する被膜とを備える表面被覆切削工具において、被膜としてＴｉＣＮ層およびＴｉＣ層のうちいずれか一方、または両方を含むものが知られている。

Geun-Woo, Park、他１名、「Structural and Mechanical Properties of Multilayered CVD TiC/TiCN Coatings with Variations of Multilayer Period」、Materials Science Forum、スイス、Trans Tech Publications、2007、vols.534-536、p.1233-1236（非特許文献１）には、切削工具用の被膜として、超硬合金上にＣＶＤ法（化学気相蒸着法）により形成されたＴｉＣとＴｉＣＮとの積層構造を含む被膜が開示されている。

Anongsack Paseuth、他４名、「Microstructure, mechanical properties, and cutting performance of TiC_xN_1-xcoatings with various x values fabricated by moderate temperature chemical vapor deposition」、Surface & Coatings Technology、スイス、Elesevier、2014、vol.260、p.139-147（非特許文献２）には、切削工具用の被膜として、超硬合金上にＣＶＤ法により形成されたＴｉＣ_ｘＮ_１－ｘからなる被膜が開示されている。

Geun-Woo, Park、他１名、「Structural and Mechanical Properties of Multilayered CVD TiC/TiCN Coatings with Variations of Multilayer Period」、Materials Science Forum、スイス、Trans Tech Publications、2007、vols.534-536、p.1233-1236 Anongsack Paseuth、他４名、「Microstructure, mechanical properties, and cutting performance of TiCxN1-xcoatings with various x values fabricated by moderate temperature chemical vapor deposition」、Surface & Coatings Technology、スイス、Elesevier、2014、vol.260、p.139-147

非特許文献１では、ＣＶＤ法において、ＴｉＣＮ層及びＴｉＣ層の原料ガスとして、ＣＨ_４を含むガスを用いている。ＣＨ_４は約１０００℃以上でないと熱分解しない。このため、ＣＨ_４を用いるＣＶＤ法は、１０００℃以上の高温条件下で行われている。この条件下では、被膜の形成中に、超硬合金からなる基材と被膜との間で相互拡散が起こりやすく、基材と被膜との界面に脆化層であるη層が形成されやすい。

また、非特許文献１では、ＣＶＤ法が１０００℃以上の高温条件下で行われるため、基材に蒸着する原子が基材上で移動しやすいため、結晶成長の方向が一定になり難く、粒状結晶が成長しやすい。粒状結晶からなる被膜では、結晶界面が多いため破壊起点が増加し、脆性破壊により被膜が脱落しやすく、被膜の耐チッピング性が低下する。

非特許文献２では、ＣＶＤ法において、ＴｉＣ_ｘＮ_１－ｘ層の原料ガスとして、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｃ_２Ｈ_４、Ｎ_２及びＨ_２を用い、８４０℃の温度条件下で成膜が行われている。この条件下では、ＴｉＣ_ｘＮ_１－ｘ層中のＣの含有量が大きくなる傾向がある（例えば０．６５＜ｘ＜０．９）。ＴｉＣ_ｘＮ_１－ｘ層において、Ｃの含有量が大きくなると、硬度は向上するが、耐チッピング性が低下する。更に、ＴｉＣ_ｘＮ_１－ｘ層において、Ｃの含有量が大きくなると、酸化開始温度が低下する傾向があり、耐酸化性において改善の余地がある。

また、非特許文献２では、被膜がヤング率の高い（４２２）面に強配向しているため、被膜が破壊しやすく、耐チッピング性において改善の余地がある。

更に、非特許文献２では、成膜温度が低いため、原料ガス中のＣ_２Ｈ_４が凝集して炭化し、ＴｉＣ_ｘＮ_１－ｘ層内にフリーカーボンとして混入してしまう。フリーカーボンが膜中に含まれると膜が疎構造となり破壊起点が増加するため、被膜の耐チッピング性が低下する。

そこで、本目的は、耐摩耗性及び耐チッピング性に優れた表面被覆切削工具及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の一態様に係る表面被覆切削工具は、
［１］基材と、前記基材を被覆する被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
前記被膜は、複数個の柱状結晶を有する第１硬質層を含み、
前記柱状結晶のそれぞれは、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される第１単位層と、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される第２単位層とが交互に積層された多層構造を有し、
前記柱状結晶において、前記基材に最も近接する層は前記第１単位層である、表面被覆切削工具である。

本発明の他の一態様に係る表面被覆切削工具の製造方法は、
［２］上記［１］に記載の表面被覆切削工具の製造方法であって、
基材を準備する工程と、
前記基材上に被膜を形成する工程とを備え、
前記被膜を形成する工程は、第１単位層形成工程と第２単位層形成工程とを含み、
前記第１単位層形成工程及び前記第２単位層形成工程は、化学気相蒸着法により、反応温度８００℃以上９５０℃以下、かつ、圧力０．０５ａｔｍ以上１．０ａｔｍ以下の条件下で行われ、
前記第１単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２及びＨ_２を含む第１原料ガスを用いて、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される第１単位層を形成し、
前記第２単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、Ｃ_２Ｈ_４及びＨ_２を含む第２原料ガスを用いて、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される第２単位層を形成し、
前記第１単位層形成工程及び前記第２単位層形成工程は、前記第１単位層形成工程から開始される、表面被覆切削工具の製造方法である。

上記態様によれば、耐摩耗性及び耐チッピング性に優れた表面被覆切削工具及びその製造方法を提供することができる。

本発明の一実施の形態に係る表面被覆切削工具の被膜の断面のＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。 図１に示される表面被覆切削工具の被膜の断面を模式的に示す図である。 図１中の柱状結晶を含む部分を拡大して示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。 図３に示される柱状結晶を含む部分を模式的に示す図である。 本発明の一実施の形態に係る表面被覆切削工具の被膜の断面の光学顕微鏡写真である。

［本発明の実施形態の説明］
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。

本発明の一態様に係る表面被覆切削工具は、
（１）基材と、前記基材を被覆する被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
前記被膜は、複数個の柱状結晶を有する第１硬質層を含み、
前記柱状結晶のそれぞれは、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される第１単位層と、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される第２単位層とが交互に積層された多層構造を有し、
前記柱状結晶において、前記基材に最も近接する層は前記第１単位層である、表面被覆切削工具である。

本発明によれば、耐摩耗性及び耐チッピング性に優れた表面被覆切削工具を提供することができる。

（２）前記多層構造の積層周期は、２０ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であることが好ましい。これによると、多層構造における層間剥離を抑制することができ、耐摩耗性、耐熱性および耐チッピング性に優れた表面被覆切削工具を提供することができる。

（３）前記式（１）中のｘと、前記式（２）中のｙとが、ｙ－ｘ≧０．２５の関係を満たすことが好ましい。これによると、表面被覆切削工具の耐摩耗性及び耐チッピング性をバランス良く向上することができる。

（４）前記第１硬質層は、１．０体積％以下の量のフリーカーボンを含むことが好ましい。これによると、表面被覆切削工具の耐摩耗性及び耐チッピング性を更に向上することができる。

本発明の他の一態様に係る表面被覆切削工具の製造方法は、
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具の製造方法であって、
基材を準備する工程と、
前記基材上に被膜を形成する工程とを備え、
前記被膜を形成する工程は、第１単位層形成工程と第２単位層形成工程とを含み、
前記第１単位層形成工程及び前記第２単位層形成工程は、化学気相蒸着法により、反応温度８００℃以上９５０℃以下、かつ、圧力０．０５ａｔｍ以上１．０ａｔｍ以下の条件下で行われ、
前記第１単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２及びＨ_２を含む第１原料ガスを用いて、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される第１単位層を形成し、
前記第２単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、Ｃ_２Ｈ_４及びＨ_２を含む第２原料ガスを用いて、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される第２単位層を形成し、
前記第１単位層形成工程及び前記第２単位層形成工程は、前記第１単位層形成工程から開始される、表面被覆切削工具の製造方法である。

本発明によれば、耐摩耗性及び耐チッピング性に優れた表面被覆切削工具を提供することができる。

（６）前記第１単位層形成工程において、第１原料ガス中のＨ_２ガスの含有量は６０体積％以上９８体積％以下、かつ、第２単位層形成工程において、第２原料ガス中のＨ_２ガスの含有量は９０体積％以上９９体積％以下であることが好ましい。これによると、第１単位層及び第２単層中にフリーカーボンが混入することを抑制することができる。

［本発明の実施形態の詳細］
本発明の一実施形態にかかる表面被覆切削工具の具体例を、以下に図面を参照しつつ説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

本明細書において化合物を化学式で表わす場合、原子比を特に限定しない場合は従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。たとえば単に「ＴｉＣＮ」と記す場合、「Ｔｉ」と「Ｃ」と「Ｎ」の原子比は５０：２５：２５の場合のみに限られず、また「ＴｉＣ」と記す場合も「Ｔｉ」と「Ｃ」の原子比は５０：５０の場合のみに限られず、従来公知のあらゆる原子比が含まれるものとする。

＜表面被覆切削工具＞
本発明の一実施の形態に係る表面被覆切削工具について、図１～図４を用いて説明する。図１は、本発明の一実施の形態に係る表面被覆切削工具の被膜の断面を示す図である。図２は、図１に示される表面被覆切削工具の被膜の断面を模式的に示す図である。図３は、図１中の柱状結晶を含む部分を拡大して示すＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真である。図４は、図３に示される柱状結晶を含む部分を模式的に示す図である。

図１に示されるように、本発明の一実施の形態に係る表面被覆切削工具１０は、基材１と、前記基材１を被覆する被膜２とを備える。被膜２は、基材１の全面を被覆することが好ましいが、基材１の一部が被膜２で被覆されていなかったり、被膜２の構成が部分的に異なっていたとしても本実施形態の範囲を逸脱するものではない。

本実施形態の表面被覆切削工具は、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどの切削工具として好適に使用することができる。

＜基材＞
本実施形態の表面被覆切削工具１０に用いられる基材１は、この種の基材として従来公知のものであればいずれも使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、立方晶型窒化硼素焼結体、またはダイヤモンド焼結体のいずれかであることが好ましい。

これらの各種基材の中でも、特にＷＣ基超硬合金、サーメット（特にＴｉＣＮ基サーメット）を選択することが好ましい。これは、これらの基材が特に高温における硬度と強度とのバランスに優れ、上記用途の表面被覆切削工具の基材として優れた特性を有するためである。

＜被膜＞
本実施形態の表面被覆切削工具１０に含まれる被膜２は、少なくとも１層の第１硬質層３を含む限り、他の層を含んでいてもよい。他の層としては、たとえば下地層５（ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＢＮ等）、中間層６（ＴｉＢＮＯ、ＴｉＣＮＯ等）、アルミナ層７、最表面層８（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ等）等を挙げることができる。

被膜２は、基材１を被覆することにより、耐摩耗性や耐チッピング性等の諸特性を向上させる作用を有するものである。

被膜２は、合計で６～３０μｍ、好ましくは６～２５μｍの厚みを有することが好適である。厚みが６μｍ未満では、耐摩耗性が不十分となる場合があり、３０μｍを超えると、断続加工において被膜と基材との間に大きな応力が加わった際に被膜の剥離または破壊が高頻度に発生する場合がある。

＜第１硬質層＞
本実施形態において、第１硬質層３は、複数個の柱状結晶４を有する。図４に示される通り、柱状結晶４のそれぞれは、１層の第１単位層４ａ及び１層の第２単位層４ｂとが交互に積層され、全体として１層以上の第１単位層４ａ及び１層以上の第２単位層４ｂを含む多層構造を有する。柱状結晶４において、基材１に最も近接する層は第１単位層４ａである。

上記第１単位層４ａは、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される組成を有する。

上記第２単位層４ｂは、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される組成を有する。

上記の第１硬質層３は、このような構成を有することにより、耐摩耗性と耐チッピング性とがバランス良く向上するという優れた効果を示す。この理由は、下記（i）～（vi）の通りと推察される。

（i）第１硬質層３は、複数個の柱状結晶４を含むため、粒状結晶から構成される場合よりも粒界が少なく、破壊起点が減少し、被膜の脱落や欠損が生じにくい。よって、第１硬質層３は優れた耐チッピング性を有する。

（ii）一般にＴｉＣＮからなる層において、炭素と窒素の合計に対する炭素の原子比が少ないほど、耐チッピング性及び耐熱性が向上するが、耐摩耗性は低下する傾向がある。一方、ＴｉＣＮからなる層において、炭素と窒素の合計に対する炭素の原子比が大きいほど、耐摩耗性が向上するが、耐チッピング性及び耐熱性は低下する傾向がある。第１硬質層３は、炭素の含有量が比較的少ないＴｉＣＮからなる第１単位層４ａと、炭素の含有量が比較的多いＴｉＣＮ又はＴｉＣからなる第２単位層４ｂとを交互に積層して含むため、耐摩耗性と耐チッピング性とがバランス良く向上し、耐熱性も向上する。

（iii）第１硬質層３は、第１単位層４ａと第２単位層４ｂとの多層構造となっているため、亀裂の粒内伝播（柱状結晶４の内部における亀裂の伝播）を抑制することができる。これにより、第１硬質層３の耐チッピング性が向上する。

（iv）第１単位層４ａと第２単位層４ｂとは格子定数が異なるため、第１単位層４ａおよび第２単位層４ｂの結晶格子内に歪が生じ、歪がない場合に比べて第１単位層４ａおよび第２単位層４ｂの硬度が高くなる。これにより、第１硬質層３の耐摩耗性が向上する。

（v）第１硬質層３に含まれる柱状結晶４において、基材に最も近接する層は第１単位層４ａである。これは、基材１上に柱状結晶４を例えばＣＶＤ法で形成する際に、第１単位層４ａが初めに形成されたことを示す。第１単位層４ａは、炭素の含有量が比較的少ないＴｉＣＮからなる層であり、配向性指数ＴＣ（ｈｋｌ）においてＴＣ（４２２）が最大である。したがって、第１単位層４ａ上に第２単位層４ｂ及び第１単位層４ａを交互に積層して形成される多層構造からなる柱状結晶４は（４２２）面に配向しており、柱状結晶４は基材表面に対して垂直方向（被膜２の厚さ方向）に均一に成長する。これにより、柱状結晶４中の強度のばらつきが小さくなり、第１硬質層３の耐摩耗性及び耐チッピング性が向上する。

（vi）第１硬質層３に含まれる柱状結晶４は、岩塩型結晶構造の最密充填面で高ヤング率である（１１１）面に近い（４２２）面に配向している。これにより、第１硬質層３の耐摩耗性が向上する。

本実施の形態において、第１硬質層３は複数個の柱状結晶４のみにより構成されていてもよいし、柱状結晶４とともに粒状結晶等の他の結晶領域を含んでいてもよい。第１硬質層３が他の結晶領域を含む場合は、第１硬質層３に占める柱状結晶４の体積割合は、５０体積％以上が好ましく、７０体積％以上がより好ましく、１００体積％が更に好ましい。柱状結晶４の体積割合が５０％未満になると、上記の柱状結晶に由来する第１硬質層の耐摩耗性及び耐チッピング性の向上効果が得られなくなる場合がある。

第１硬質層３中に柱状結晶が存在すること、及び、第１硬質層３中の柱状結晶４の体積割合は、被膜の断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察することにより確認することができる。具体的には、被膜の断面をＡｒエッチングによりＣＰ加工し、加工面を日立株式会社製電界放出型走査電子顕微鏡ＳＵ６６００を用いて、拡大倍率１００００倍で観察することにより、柱状結晶部分と非柱状結晶部分が存在することを確認できる。さらに、柱状結晶部分と非柱状結晶部分の面積比を算出し、柱状結晶部分の面積比を、第１硬質層中の柱状結晶の体積割合とすることができる。

第１硬質層３に含まれる柱状結晶４は、基材表面に対してほぼ垂直方向（すなわち被膜の厚み方向）に成長したものであり、たとえば幅（径）が３０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、長さが１０００ｎｍ以上１００００ｎｍ以下の形状を有する。なお、粒状結晶とは、柱状結晶のように一方向に結晶成長したものではなく、略球状や不定形の形状をした１００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下の粒子サイズを有するものをいう。柱状結晶や粒状結晶の大きさは、Ｘ線解析（ＸＲＤ）の測定結果に基づき、シェラーの式より算出することができる。

柱状結晶４の平均粒径は、３０ｎｍ以上８０ｎｍ以下が好ましく、３０ｎｍ以上６０ｎｍ以下がより好ましい。柱状結晶の平均粒径が３０ｎｍ未満であると、第１硬質層において粒界が増加し、耐チッピング性が低下する場合がある。一方、平均粒径が８０ｎｍを超えると、耐摩耗性が低下する場合がある。ここで粒状結晶の平均粒径とは、ＸＲＤ（ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ）で測定したＴｉＣの（４２２）ピークの半価幅からシェラーの式（定数Ｋ＝０．９）を用いて導出した値を意味する。なお柱状結晶の平均粒径とは、上記の柱状結晶の幅（径）と同義である。

柱状結晶４のアスペクト比は、４０以上が好ましい。アスペクト比が４０未満であると、高温切削条件下での耐摩耗性が低下する傾向がある。アスペクト比の上限値は特に制限されないが、製造上の観点から４００以下が好ましい。ここでアスペクト比とは、柱状結晶の幅（径）を柱状結晶の長さで除した値を意味する。

柱状結晶４の平均粒径及びアスペクト比の測定は、以下のように行うことができる。まず、被膜２の断面を鏡面加工して、柱状結晶４を有する第１硬質層３の粒界をエッチングする。そして、第１硬質層３の膜厚の１／２にあたる箇所で、基材と水平方向にある各結晶の幅を粒径とし、各結晶の粒径をＳＥＭを用いて測定して平均値を求める。なお、測定箇所は２０箇所とする。第１硬質層３の膜厚を、得られた平均値で除し、この算出値を柱状結晶のアスペクト比とする。

本実施の形態において、柱状結晶４のそれぞれは、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される第１単位層４ａと、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される第２単位層４ｂとが交互に積層された多層構造を有し、柱状結晶４において、基材１に最も近接する層は第１単位層４ａである。

第１単位層４ａは、ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ（ただし、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）という組成を有する。この組成は、炭素と窒素の合計に対する炭素の原子比が比較的少ないことを意味する。一般にＴｉＣＮからなる層において、炭素と窒素の合計に対する炭素の原子比が少ないほど、耐チッピング性及び耐熱性が向上する。したがって、第１単位層４ａを含む柱状結晶４は、優れた耐チッピング性及び耐熱性を有する。

ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘにおいて、ｘが０．４５未満の場合、十分な硬度が得られず、耐摩耗性が不十分となる。一方、ｘが０．７０以上の場合、第１単位層４ａと第２単位層４ｂとの組成が近くなるため、異なる組成の第１単位層と第２単位層とを積層することにより、耐摩耗性と耐チッピング性とをバランスよく向上させるという効果を得ることができない。ｘは、０．４５≦ｘ≦０．６５の範囲が好ましく、０．５０≦ｘ≦０．６０の範囲がより好ましい。なお、ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘにおける「Ｔｉ」と「Ｃ」および「Ｎ」の合計との原子比は、「Ｔｉ」を１とする場合、「Ｃ」と「Ｎ」の合計は０．８０～１．１０とすることが好ましい。

第２単位層４ｂは、ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ（ただし、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）という組成を有する。この組成は、ＴｉＣＮからなる層において、炭素と窒素の合計に対する炭素の原子比が比較的多いこと、又は、Ｎを含まないＴｉＣからなる層であることを意味する。ＴｉＣＮからなる層において、炭素と窒素の合計に対する炭素の原子比が大きいほど、耐摩耗性が向上する。したがって、第２単位層４ｂを含む柱状結晶４は、優れた耐摩耗性を有する。

耐摩耗性と耐チッピング性をバランスよく向上させるという効果をより大きくする観点からは、第１単位層４ａおよび第２単位層４ｂにおける炭素と窒素の濃度差を大きくする、すなわちｙ－ｘの絶対値を大きくすることが望ましい。ｙは、０．８５≦ｙ＜１の範囲が好ましく、０．９０≦ｙ＜１．００の範囲がより好ましい。なお、ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙにおける「Ｔｉ」と「Ｃ」および「Ｎ」の合計との原子比は、「Ｔｉ」を１とする場合、「Ｃ」および「Ｎ」の合計は０．８０～１．２０である。

第１単位層４ａの組成ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ（ただし、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）におけるｘと、第２単位層４ｂの組成ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ（ただし、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）におけるｙとは、ｙ－ｘ≧０．２５の関係を満たすことが好ましい。これによると、柱状結晶４において、第１単位層に由来する優れた耐チッピング性と第２単位層に由来する優れた耐摩耗性とが、バランス良く向上するという効果を得ることができる。ｙ－ｘの値は、０．３０≦ｙ－ｘ≦０．５０の範囲がより好ましく、０．３５≦ｙ－ｘ≦０．５０の範囲が更に好ましい。

第１単位層４ａ及び第２単位層４ｂの組成（チタン、炭素、窒素の原子比）、並びに被膜中の他の層の組成は、被膜の断面をＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）装置を用いて測定することにより確認することができる。

第１硬質層３に含まれる柱状結晶４において、基材に最も近接する層が第１単位層４ａである。これは、基材１上に柱状結晶４をＣＶＤ法で形成する際に、第１単位層４ａが初めに形成されたことを示す。第１単位層４ａは、炭素の含有量が比較的少ないＴｉＣＮからなる層であり、配向性指数ＴＣ（ｈｋｌ）においてＴＣ（４２２）が最大である。したがって、第１単位層４ａ上に第２単位層４ｂ及び第１単位層４ａを交互に積層して形成される多層構造からなる柱状結晶４は（４２２）面に配向しており、柱状結晶４は基材表面に対して垂直方向（被膜２の厚さ方向）に均一に成長する。これにより、柱状結晶４中の強度のばらつきが小さくなり、第１硬質層３の耐チッピング性及び耐摩耗性が向上する。

また、柱状結晶４は、岩塩型結晶構造の最密充填面で高ヤング率である（１１１）面に近い（４２２）面に配向している。これにより、第１硬質層３の耐摩耗性が向上する。

ここで、配向性指数ＴＣ（ｈｋｌ）とは、下記の式（３）により規定されるものである。

式（３）中、Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）面のＸ線回折強度を示し、Ｉ₀（ｈｋｌ）はＪＣＰＤＳ標準（Ｊｏｉｎｔ Ｃｏｍｍｉｔｔｅｅ ｏｎ Ｐｏｗｄｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ（粉末Ｘ線回折標準））による（ｈｋｌ）面を構成するＴｉＣとＴｉＮのＸ線粉末回折強度の平均値を示す。なお（ｈｋｌ）は、（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（３３１）、（４２０）、（４２２）、（５１１）の８面であり、式（３）の右辺の中括弧部分は、これら８面の平均値を示す。

そして、配向性指数ＴＣ（ｈｋｌ）においてＴＣ（４２２）が最大となるとは、上記全８面について式（３）により配向性指数ＴＣ（ｈｋｌ）を求めると、ＴＣ（４２２）が最大値を示すことを意味し、これは柱状結晶が（４２２）面に強配向することを示している。このように（４２２）面が配向面となることにより、基材表面に対して柱状結晶が垂直方向に揃って成長することになる。これにより、柱状結晶中の強度のばらつきが小さくなり、第１硬質層の耐チッピング性及び耐摩耗性が向上する。

柱状結晶４の（４２２）面の配向性指数ＴＣ（４２２）は、１．５以上６．０以下が好ましく、３．０以上６．０以下がより好ましい。これによると、柱状結晶の均一性が良好となり、第１硬質層の耐チッピング性及び耐摩耗性が向上する。

第１単位層４ａと第２単位層４ｂとが交互に積層された多層構造において、積層周期は２０ｎｍ以上４０００ｎｍ以下が好ましい。積層周期が２０ｎｍ未満であると、膜厚が小さく均一な膜を形成することが難しい場合がある。一方、膜厚が４０００ｎｍを超えると、第１単位層４ａと第２単位層４ｂとの硬度差（強度差）が過大になり、層間剥離が起こり、十分な耐チッピング性を得ることが難しい場合がある。ここで、積層周期とは、隣り合う１層の第１単位層４ａと１層の第２単位層４ｂとの合計厚みを意味する。積層周期は、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下がより好ましく、５０ｎｍ以上２００ｎｍ以下が更に好ましい。

多層構造において、隣り合う１層の第１単位層４ａと１層の第２単位層４ｂとの厚みの比は、１：１～３：１の範囲であることが好ましい。これによると、第１硬質層の耐摩耗性及び耐チッピング性がバランス良く向上する。

多層構造において、積層周期の繰返し数は１０以上１０００以下であることが好ましく、１００以上５００以下がより好ましい。これによると、第１単位層と第２単位層とを積層することにより、耐摩耗性と耐チッピング性とをバランスよく向上させるという効果を十分に得ることができる。なお、繰返し数とは、隣り合う１層の第１単位層と１層の第２単位層との組み合わせを１周期とした場合の、多層構造全体における周期数を意味する値である。

１層の第１単位層４ａの厚みは、１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることがより好ましい。これによると、第１単位層による耐チッピング性及び耐熱性の向上効果を十分に得ることができる。

１層の第２単位層４ｂの厚みは、１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることがより好ましい。これによると、第２単位層による耐摩耗性の向上効果を十分に得ることができる。

第１硬質層３の全体の厚みは、３μｍ以上１５μｍ以下であることが好ましく、４μｍ以上１０μｍ以下であることがより好ましい。厚みが３μｍ未満では、連続加工において十分に耐摩耗性を発揮できない場合があり、１５μｍを超えると、断続切削において耐チッピング性が安定しない場合がある。

柱状結晶において、第１単位層４ａと第２単位層４ｂとが交互に積層して多層構造を形成していることは、図５に示されるように、被膜の断面を光学顕微鏡で観察し、コントラストの差を多層構造を示すものとして確認することができる。また、被膜の断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＥＰＭＡ（電子線プローブマイクロアナライザー）又はＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて観察することによっても確認することができる。

積層周期、第１単位層の厚み、第２単位層の厚み、及び、第１硬質層の厚みは、被膜の断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察することにより測定することができる。具体的には、日立株式会社製電界放出型走査電子顕微鏡ＳＵ６６００を用いて加速電圧１０ｋＶで観察を行い、拡大倍率５０００倍で柱状結晶領域の長さを測定することで膜厚を規定できる。

第１硬質層３中のフリーカーボンの量は、１．０体積％以下が好ましい。ここでフリーカーボンとは、ＴｉＣあるいはＴｉＣＮ化合物として存在しておらず、Ｃ－Ｃ結合のアモルファスカーボンや遊離カーボンを意味する。第１硬質層中のフリーカーボンの量が１．０体積％を超えると、フリーカーボンを起点として亀裂が発生しやすく、第１硬質層の耐チッピング性が低下する場合がある。フリーカーボンの量は、０．１体積％以下がより好ましく、フリーカーボンを含まないことが最も好ましい。フリーカーボンの量はＸＰＳ（Ｘ線光電子分光法）装置を用いて測定することができる。具体的には、ＸＰＳのＣ－１ｓスペクトルの位置と強度比から算出することができる。(結合性カーボン（ＴｉＣ）の結合エネルギーは２８１．３～２８１．７ｅＶ、非結合性カーボン（フリーカーボン）は２８３．８～２８４．７ｅＶ)。

第１硬質層３は、ナノインデンター法で測定した硬度が２６ＧＰａ以上３５ＧＰａ以下が好ましく、２８ＧＰａ以上３４ＧＰａ以下がより好ましい。これによると、第１硬質層は十分な硬度を有する。なお、硬度の測定は、ＩＳＯ１４５７７に準拠した方法で行い、測定荷重は１０ｍＮ（１ｇ）とする。第１硬質層の硬度は、基材断面において、断面の法線方向から荷重をかけて測定する。測定箇所を基材方向から膜厚方向に沿って等間隔で１０点設定し、該１０点における硬度の平均値を第１硬質層の硬度とする。

＜他の層＞
本実施形態の被膜２は、第１硬質層３以外の他の層を含むことができる。このような他の層としては、例えば、下地層５、中間層６、アルミナ層７、最表面層８等を挙げることができるが、これらのみに限定されるものではない。

下地層５は、基材と被膜との密着性を高めるために基材の直上に形成される。下地層５は、ＴｉＮ、ＴｉＢＮ等からなり、平均厚みが０．１～２．０μｍであることが好ましい。

中間層６は、第１硬質層３とアルミナ層７との密着性を高めるために両層の間に形成される。中間層６は、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢＮＯ等からなり、平均厚みが０．３～３．０μｍであることが好ましい。

アルミナ層７は、耐酸化性に優れ、鋼の高速切削時に発生する熱による摩耗（酸化摩耗）や鋳物の切削時の耐溶着性に優れるため、第１硬質層３よりも表面側に形成される。アルミナ層７は、α型酸化アルミニウム等からなり、平均厚みが２～１５μｍであることが好ましい。

最表面層８は、刃先が使用済か否かの識別性を示すために被膜の最表面に形成される。最表面層８は、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ等からなり、平均厚みが０．３～２．０μｍであることが好ましい。

＜表面被覆切削工具の製造方法＞
本発明の一実施の形態に係る表面被覆切削工具の製造方法は、基材を準備する工程と、基材上に被膜を形成する工程とを備える。

被膜を形成する工程は、第１単位層形成工程と第２単位層形成工程とを含む。第１単位層形成工程及び第２単位層形成工程は、化学気相蒸着法により反応温度８００℃以上９５０℃以下、かつ、圧力０．０５ａｔｍ以上１．０ａｔｍ以下の条件下で行われる。第１単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２及びＨ_２を含む第１原料ガスを用いて、下記式（１）
ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
（式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
で示される第１単位層を形成する。第２単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、Ｃ_２Ｈ_４及びＨ_２を含む第２原料ガスを用いて、下記式（２）
ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
（式（２）中、０．７０≦ｙ≦１および０．８０≦Ａ≦１．２０である）
で示される第２単位層を形成する。第１単位層形成工程及び第２単位層形成工程は、第１単位層形成工程から開始される。上記で説明した第１硬質層は、このような方法により形成することができる。

＜基材を準備する工程＞
基材としては、上記で説明した基材を準備する。

＜被膜を形成する工程＞
次に、基材上に被膜を形成して、表面被覆切削工具を得る。本実施形態では、被膜のうち、第１単位層４ａおよび第２単位層４ｂの形成は、化学気相蒸着装置の反応室内に、第１原料ガス及び第２原料ガスを交互に供給して行う。第１原料ガスにより第１単位層が形成され、第２原料ガスにより第２単位層が形成されるため、第１単位層形成工程と第２単位層形成工程とを交互に行うことで、第１単位層と第２単位層とが交互に積層した多層構造を含む第１硬質層を形成することができる。なお、基材の直上には、基材と被膜との密着性を高めるために下地層を形成することができる。

被膜を形成する工程において、第１単位層形成工程及び第２単位層形成工程は、第１単位層形成工程から開始する。これにより、多層構造において基材に最も近接する層は第１単位層となる。上記で説明したように、第１単位層は配向性指数ＴＣ（ｈｋｌ）においてＴＣ（４２２）が最大である。したがって、第１単位層上に第２単位層及び第１単位層を交互に積層して形成される多層構造は（４２２）面に配向しており、ヤング率が低く、優れた耐摩耗性を有する。

第１原料ガスは、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２及びＨ_２を含む。第２原料ガスは、ＴｉＣｌ_４、Ｃ_２Ｈ_４及びＨ_２を含む。なお、第２原料ガスには窒素が含まれていないが、第２単位層には窒素が含まれる場合がある。この理由は、反応室内に供給するガスを第１原料ガスから第２原料ガスに変更する際に、第１原料ガス中の窒素が反応室内に残留しており、この窒素が第２原料ガスに混入するためと考えられる。

従来法（例えば非特許文献１）では、ＣＶＤ法でＴｉＣＮやＴｉＣからなる層を形成するために、原料ガスとしてＣＨ_４を含むガスが用いられていた。ＣＨ_４は約１０００℃以上でないと熱分解しないため、ＣＨ_４を用いるＣＶＤ法は、１０００℃以上の高温条件下で行われていた。

この条件下では、得られたＴｉＣＮやＴｉＣからなる層は、粒状結晶から構成され、粒界が多いために破壊起点が増加し、この破壊起点から亀裂が進展して被膜の脱落や欠損が生じる場合があった。また、被膜の形成中に、超硬合金からなる基材と被膜間で相互拡散が起こり、基材と被膜の界面に脆化層であるη層が形成される場合があった。

本実施の形態に係る製造方法では、原料ガスとしてＣＨ_４を用いず、８００℃程度で分解するＣ_２Ｈ_４を用いるため、ＣＶＤ法の反応温度を８００℃以上９５０℃以下という低温にすることができる。この条件下では、第１単位層及び第２単位層は、柱状結晶を含み、粒界が減少するため、耐チッピング性が向上する。また、基材と被膜の界面にη層が形成されないため、基材と被膜との密着性が向上する。反応温度が８００℃未満であると、原料ガス中の塩素が第１単位層及び第２単位層中に残留し、硬度が低下する場合がある。一方、反応温度が９５０℃を超えると、粒状結晶が形成されやすい。また、基材と被膜の界面にη層が形成される場合がある。反応温度は、成膜速度および結晶粒径の観点から、８００℃以上９００℃以下が好ましく、８３０℃以上９００℃以下がより好ましい。

なお、原料ガスとしてＣＨ_４を用いない他の従来法（非特許文献２）もある。この技術では、ＣＶＤ法でＴｉＣＮからなる層を形成するために、原料ガスとしてＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｃ_２Ｈ_４、Ｎ_２及びＨ_２を含むガスが用いられていた。この場合、反応温度を８４０～９００℃の低温にすることができるが、原料ガス中のＣ_２Ｈ_４が凝集して炭化し、ＴｉＣＮからなる層内にフリーカーボンとして混入する可能性があった。フリーカーボンは破壊起点となるため、被膜の耐チッピング性が低下する可能性があった。

本発明者らは、被膜へのフリーカーボンの混入を抑制する方法を検討した結果、第１単位層形成工程において、第１原料ガス中のＨ_２ガスの含有量を６０体積％以上９８体積％以下、かつ、第２単位層形成工程において、第２原料ガス中のＨ_２ガスの含有量を９０体積％以上９９体積％以下とすることが有効であることを見出した。ここで、Ｈ_２ガスの流量とは、第１単位層形成工程及び第２単位層形成工程におけるＨ_２ガスの流量であり、反応室内で第１単位層及び第２単位層を形成する際の温度及び圧力における値である。

第１原料ガス中のＨ_２ガスの含有量、及び、第２原料ガス中のＨ_２ガスの含有量が前記の範囲であると、第１原料ガス及び第２原料ガスに含まれるＣ_２Ｈ_４がＨ_２ガスにより拡散されるため、Ｃ_２Ｈ_４が凝集して炭化することを抑制でき、もって第１硬質層中にフリーカーボンが混入することを抑制することができる。第１単位層形成工程において、第１原料ガス中のＨ_２ガスの含有量は８０体積％以上９８体積％以下がより好ましい。第２単位層形成工程において、第２原料ガス中のＨ_２ガスの含有量は９５体積％以上９９体積％以下がより好ましい。

第１単位層形成工程において、第１原料ガス全体の流量は、第１単位層の均一性の観点から、１分あたり、反応室の体積の１０倍以上３０倍以下が好ましく、１０倍以上２５倍以下が更に好ましい。また、第２単位層形成工程における第２原料ガス全体の流量は、第２単位層の均一性の観点から、１分あたり、反応室の体積の１０倍以上３０倍以下が好ましく、１０倍以上２５倍以下が更に好ましい。ここで、原料ガスの流量は、反応室内で第１単位層及び第２単位層を形成する際の温度及び圧力における値である。

第１原料ガス中の、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２及びＨ_２の含有量は、所望の第１単位層の組成に合わせて適宜変更することができる。例えば、第１原料ガスの組成は、ＴｉＣｌ_４を０．５体積％以上２．５体積％以下、ＣＨ_３ＣＮを０．１体積％以上１．０体積％以下、Ｎ_２を５体積％以上４０体積％以下、Ｈ_２を残部とすることができる。

第２原料ガス中の、ＴｉＣｌ_４、Ｃ_２Ｈ_４及びＨ_２の含有量は、所望の第２単位層の組成に合わせて適宜変更することができる。例えば、第２原料ガスの組成は、ＴｉＣｌ_４を０．５体積％以上４．０体積％以下、Ｃ_２Ｈ_４を０．５体積％以上５．０体積％以下、Ｈ_２を残部とすることができる。

第１単位層形成工程及び第２単位層形成工程において、反応室内の圧力は、０．０５ａｔｍ以上１．０ａｔｍ以下である。これによると、反応温度８００℃以上９５０℃以下において、柱状結晶を含む被膜を安定して形成することができる。圧力は、０．１ａｔｍ以上０．５ａｔｍ以下が好ましい。

本実施の形態における被膜が、第１単位層及び第２単位層以外の層を含む場合、これらの他の層は従来公知の化学気相蒸着法や物理的蒸着法により形成することができる。一つの化学気相蒸着装置内において、第１単位層及び第２単位層と連続的に形成できるという観点から、他の層は化学気相蒸着法により形成することが好ましい。

本実施の形態を実施例によりさらに具体的に説明する。ただし、これらの実施例により本実施の形態が限定されるものではない。

［試料１～試料２７］
＜基材の準備＞
基材の原料粉末として、ＴｉＣを０．５重量％、Ｃｒ_３Ｃ_２を０．５重量％、Ｃｏを１０重量％、ＷＣを８９重量％含む混合粉末を準備した。該混合粉末を、所定の形状に成形した後、１３００～１５００℃で１～２時間焼結することにより、形状がＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ－ＧＺ（住友電工ハードメタル社製）である超硬合金製の基材を得た。

＜被膜の形成＞
各試料の基材上に化学気相蒸着法により、ＴｉＮ層（下地層）、第１硬質層（第１単位層及び第２単位層の多層構造）、ＴｉＣＮＯ層（中間層）、Ａｌ_２Ｏ_３層（アルミナ層）、ＴｉＮ層（最表面層）をこの順で形成した。なお、試料２～２７では、第１硬質層の形成工程においては、第１単位層から成膜を開始し、その後、第２単位層及び第１単位層を交互に形成した。試料１では、第１硬質層の形成工程において、第１単位層のみを形成し、第２単位層を形成しなかった。下地層、中間層、アルミナ層、最表面層の原料ガス組成及び成膜条件（反応室内圧力、反応室内温度、流量）を表１に示す。第１単位層及び第２単位層の原料ガス組成、成膜条件（反応室内圧力、反応室内温度、流量、なお表２中、流量「ｘ」とは、１分あたりの第１原料ガス全体の流量および第２原料ガス全体の流量が、反応室の体積のｘ倍であることを示す。）、及び積層周期を表２に示す。

各試料をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で観察したところ、試料２～試料２７では、多層構造が確認できた。

各試料の第１単位層及び第２単位層の組成をＥＰＭＡ装置を用いて測定した。なお、全ての試料において、第１単位層はＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ（ただし、０．４５≦ｘ＜０．７１およびｚ＝１．０である）で示され、第２単位層はＴｉＣ_ｙＮ _Ａ－ｙ （ただし、０．７０≦ｙ≦１およびＡ＝１．０である）で示される。前記式における「ｘ」、「ｙ」および「ｙ－ｘ」の値を表３の「組成」の欄に示す。

各試料の第１硬質層中のフリーカーボン含有量をＸＰＳ装置を用いて測定した。結果を表３に示す。

各試料の膜厚をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて測定した。結果を表３に示す。
各試料の柱状結晶のＸ線回折強度をＸＲＤ（Ｘ線回折）装置を用いて測定し、（４２２）面の配向性指数ＴＣ（４２２）を算出した。結果を表３に示す。

各試料の柱状結晶のアスペクト比を以下の手順で測定した。まず、被膜の断面を鏡面加工して、柱状結晶を有する第１硬質層の粒界をエッチングした。そして、第１硬質層の膜厚の１／２にあたる箇所で、基材と水平方向にある各結晶の幅を粒径とし、各結晶の粒径をＳＥＭを用いて測定して平均値を求めた。なお、測定箇所は２０箇所とした。第１硬質層の膜厚を、得られた平均値で除し、この算出値を柱状結晶のアスペクト比とした。結果を表３に示す。

各試料の第１硬質層の硬度の測定は、ＩＳＯ１４５７７に準拠した方法で行い、測定荷重は１０ｍＮ（１ｇ）とした。第１硬質層の硬度は、基材断面において、断面の法線方向から荷重をかけて測定した。測定箇所を基材方向から膜厚方向に沿って等間隔で１０点設定し、該１０点における硬度の平均値を第１硬質層の硬度とした。

＜性能評価＞
各試料の切削性能を以下のようにして評価した。

各試料の表面被覆切削工具について、以下の切削条件により刃先チッピングまたは逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．３０ｍｍになるまでの切削時間（分）（ただし小数点以下は四捨五入した）を測定するとともに刃先の最終損傷形態を観察した。結果を表３に示す。

欠損または逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．３０ｍｍになるまでの切削時間が長いもの程、耐摩耗性及び耐チッピング性に優れていることを示す。

最終損傷形態において、「正常摩耗」とはチッピング、欠けなどを生じず、摩耗のみで構成される損傷形態（平滑な摩耗面を有する）を意味し、「刃先チッピング」とは切れ刃部に生じた大きな欠けを意味する。

＜切削条件＞
被削材：ＦＣＤ４５０－４溝材外径連続切削加工
周速：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み量：１．５ｍｍ
切削液：あり

試料２、試料３、試料５～２７は、本発明の一実施形態に係る表面被覆切削工具であり、比較例である試料１及び試料４よりも耐摩耗性及び耐チッピング性が優れていた。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。

今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した意味ではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ 基材
２ 被膜
３ 第１硬質層
４ 柱状結晶
４ａ 第１単位層
４ｂ 第２単位層
５ 下地層
６ 中間層
７ アルミナ層
８ 最表面層
１０ 表面被覆切削工具

Claims (5)

1. 基材と、前記基材を被覆する被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
   前記被膜は、複数個の柱状結晶を有する第１硬質層を含み、
   前記柱状結晶のそれぞれは、下記式（１）
   ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
   （式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
   で示される第１単位層と、下記式（２）
   ＴｉＣ_ｙＮ _Ａ－ｙ （２）
   （式（２）中、０．７０≦ｙ≦１、０．８０≦Ａ≦１．２０及びｙ≦Ａである）
   で示される第２単位層とが交互に積層された多層構造を有し、
   前記柱状結晶において、前記基材に最も近接する層は前記第１単位層であり、
   前記式（１）中のｘと、前記式（２）中のｙとが、ｙ－ｘ≧０．２５の関係を満たす、表面被覆切削工具。
2. 前記多層構造の積層周期は、２０ｎｍ以上４０００ｎｍ以下である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記第１硬質層は、１．０体積％以下の量のフリーカーボンを含む、請求項１又は請求項２に記載の表面被覆切削工具。
4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の表面被覆切削工具の製造方法であって、
   基材を準備する工程と、
   前記基材上に被膜を形成する工程とを備え、
   前記被膜を形成する工程は、第１単位層形成工程と第２単位層形成工程とを含み、
   前記第１単位層形成工程及び前記第２単位層形成工程は、化学気相蒸着法により、反応温度８００℃以上９５０℃以下、かつ、圧力０．０５ａｔｍ以上１．０ａｔｍ以下の条件下で行われ、
   前記第１単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２及びＨ_２を含む第１原料ガスを用いて、下記式（１）
   ＴｉＣ_ｘＮ_ｚ－ｘ （１）
   （式（１）中、０．４５≦ｘ＜０．７０および０．８０≦ｚ≦１．２０である）
   で示される第１単位層を形成し、
   前記第２単位層形成工程において、ＴｉＣｌ_４、Ｃ_２Ｈ_４及びＨ_２を含む第２原料ガスを用いて、下記式（２）
   ＴｉＣ_ｙＮ_Ａ－ｙ （２）
   （式（２）中、０．７０≦ｙ≦１、０．８０≦Ａ≦１．２０及びｙ≦Ａである）
   で示される第２単位層を形成し、
   前記第１単位層形成工程及び前記第２単位層形成工程は、前記第１単位層形成工程から開始され、
   前記式（１）中のｘと、前記式（２）中のｙとが、ｙ－ｘ≧０．２５の関係を満たす、
   表面被覆切削工具の製造方法。
5. 前記第１単位層形成工程において、第１原料ガス中のＨ_２ガスの含有量は６０体積％以上９８体積％以下、かつ、第２単位層形成工程において、第２原料ガス中のＨ_２ガスの含有量は９０体積％以上９９体積％以下である、請求項４に記載の表面被覆切削工具の製造方法。

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