JPWO2018158975A1 - 表面被覆切削工具およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

表面被覆切削工具は、基材と、その表面に形成された被膜とを含み、前記被膜は、１または２以上の層を含み、前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、前記硬質粒子は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有し、かつ複数の塊状の第１単位相と、前記第１単位相間に介在する第２単位相とを含み、前記第１単位相は、ＡｌxＴｉ1-xの窒化物または炭窒化物からなり、前記第１単位相のＡｌの原子比ｘは、０．７以上０．９６以下であり、前記第２単位相は、ＡｌyＴｉ1-yの窒化物または炭窒化物からなり、前記第２単位相のＡｌの原子比ｙは、０．５を超え０．７未満であり、前記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて前記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す。

Description

本発明は、表面被覆切削工具およびその製造方法に関する。本出願は、２０１７年２月２８日に出願した日本特許出願である特願２０１７−０３７３７６号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載されたすべての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。

特表２００８−５４５０６３号公報（特許文献１）には、表面被覆部材として、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜を有する部材が開示されている。このＴｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜は、０．７５＜ｘ≦０．９３の化学量論係数を有し、０．４１２〜０．４０５ｎｍの格子定数ａおよび単相の立方晶ＮａＣｌ構造を有する。Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜は、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition)法により形成される。具体的には、基材を収容したホットウォールタイプのＣＶＤ反応器中に、ＡｌＣｌ₃、ＴｉＣｌ₄、Ｈ₂およびＡｒからなる第１の気体混合物と、ＮＨ₃およびＮ₂からなる第２の気体混合物とを導入することにより、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮの結晶を成長させる。この方法で形成された上記被膜は、公知のＰＶＤ法で作製されたＴｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜に比べ、被膜中のＡｌの含有率が高い。このため該被膜を有する表面被覆部材は、高い耐酸化性および高い硬度を有し、高温において優れた耐摩耗性を発揮することができるとされる。

特開２０１４−１２９５６２号公報（特許文献２）には、表面被覆部材が開示されている。この表面被覆部材には、ＣＶＤ法により硬質被膜層が形成されている。この硬質被膜層は硬質粒子を含み、該硬質粒子はＮａＣｌ構造のＴｉの原子比率が相対的に高いＡｌＴｉＮ層およびＮａＣｌ構造のＴｉの原子比率が相対的に低いＡｌＴｉＮ層が繰り返し積層された多層構造（所謂ラメラ相）を含む。このラメラ相は、その積層周期が０．５〜２０ｎｍである。硬質被膜層は、押し込み硬さが３０００ｋｇｆ／ｍｍ²（２９．４ｇＰａ）以上であって高い硬度を有し、もって特許文献２の表面被覆部材は、優れた耐摩耗性を発揮することができる。

特表２００８−５４５０６３号公報 特開２０１４−１２９５６２号公報

本開示の一態様に係る表面被覆切削工具は、基材と、その表面に形成された被膜とを含む表面被覆切削工具であって、前記被膜は、１または２以上の層を含み、前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、前記硬質粒子は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有し、かつ複数の塊状の第１単位相と、前記第１単位相間に介在する第２単位相とを含み、前記第１単位相は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなり、前記第１単位相のＡｌの原子比ｘは、０．７以上０．９６以下であり、前記第２単位相は、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物からなり、前記第２単位相のＡｌの原子比ｙは、０．５を超え０．７未満であり、前記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて前記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す。

本開示の一態様に係る表面被覆切削工具の製造方法は、基材と、その表面に形成された被膜とを含み、前記被膜は、１または２以上の層を含み、前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、前記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて前記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す表面被覆切削工具の製造方法であって、前記Ａｌリッチ層を形成する工程を含み、前記工程は、ＣＶＤ法によりラメラ層を形成する第１工程と、前記ラメラ層をアニールすることにより前記Ａｌリッチ層を得る第２工程とを含み、前記第２工程は、昇温工程と、アニール工程と、冷却工程とを含み、前記昇温工程は、前記ラメラ層を１０℃／分以上の速度で昇温する操作を含み、前記アニール工程は、７００℃以上１２００℃以下かつ０．１時間以上１０時間以下の条件下で前記ラメラ層をアニールすることにより前記Ａｌリッチ層を得る操作を含み、前記冷却工程は、前記Ａｌリッチ層を２０℃／分以上の速度で急冷する操作を含む。

図１は、本実施形態において用いられるＣＶＤ装置の概略断面図である。 図２は、本実施形態の製造方法において形成されるラメラ相を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した顕微鏡像として説明する図面代用写真である。 図３は、本実施形態の表面被覆切削工具において形成されるＡｌリッチ層中の硬質粒子を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した顕微鏡像として説明する図面代用写真である。 図４は、図３における矢印方向（＜１００＞方位）にエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）装置を用いて組成分析をすることにより得られる＜１００＞方位の測定距離とＡｌの原子比との関係を表したグラフである。 図５は、図３におけるＡｌリッチ層を、Ｘ線回折法によりその表面に対する法線方向から解析することにより得られる２θと各結晶面の回折強度との関係を表したグラフである。

［本開示が解決しようとする課題］
特許文献１に開示された表面被覆部材のＴｉ_1-xＡｌ_xＮ被膜は、ｘが０．７より大きい場合、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮの結晶構造に大きな歪が生じる。このため、上記被膜にエネルギーが付与された場合、Ｔｉ_1-xＡｌ_xＮの結晶は、より安定なウルツ鉱型結晶構造へ相転移する。したがって、表面被覆部材が切削工具に用いられた場合、切削の際に発生する熱でＴｉ_1-xＡｌ_xＮの結晶構造が相転移することにより、上記被膜に亀裂が生じ、これが進展することによって突発的な欠損に至る傾向がある。

特許文献２に開示された表面被覆部材は、切削工具に用いられた場合に初期摩耗の点で改善の余地があった。その原因は明らかではないが、硬質粒子内のラメラ相は、積層方向に対して耐変形に優れる一方、その長手方向に対して外部負荷によって転位が形成されやすい。このため、その転位が起点となってラメラ相に破壊が生じ、これが硬質粒子の破壊につながることにより初期摩耗が進展すると考えられる。したがって、未だ高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくい表面被覆部材を実現することには至っておらず、その開発が切望されている。

以上の点に鑑み、本開示は、高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくい表面被覆切削工具およびその製造方法を提供することを目的とする。

［本開示の効果］
上記によれば、高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくい表面被覆切削工具を提供することができる。

［本願発明の実施形態の説明］
本発明者らは、初期摩耗が抑制される被膜の創作を鋭意検討する中で、特許文献２に開示されたラメラ相に対して熱処理することにより、ラメラ相中のＡｌなどの金属原子を拡散させることを着想した。従来、被膜を熱処理すればその品質が低下すると考えられていたが、熱処理に際して特殊な制御を行なってラメラ相を構成している結晶粒がウルツ鉱型結晶構造へ相転移する前にスピノーダル分解を停止させることにより、結晶粒の内部に初期摩耗を抑制する特定の相を形成し得ることを見出し、本発明に到達した。

最初に本発明の実施態様を列記して説明する。
［１］本開示の一態様に係る表面被覆切削工具は、基材と、その表面に形成された被膜とを含む表面被覆切削工具であって、上記被膜は、１または２以上の層を含み、上記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、上記硬質粒子は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有し、かつ複数の塊状の第１単位相と、上記第１単位相間に介在する第２単位相とを含み、上記第１単位相は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなり、上記第１単位相のＡｌの原子比ｘは、０．７以上０．９６以下であり、上記第２単位相は、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物からなり、上記第２単位相のＡｌの原子比ｙは、０．５を超え０．７未満であり、上記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて上記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す。このような構成により表面被覆切削工具は、高い硬度を有し、かつ初期摩耗も抑制することができる。

［２］上記硬質粒子は、上記Ａｌリッチ層の５０体積％以上を占有することが好ましい。これにより、より高い硬度を有し、かつ初期摩耗もより抑制することができる。

［３］上記第１単位相は、その＜１００＞方位における大きさが２ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることが好ましい。これにより、さらに高い硬度を有し、かつ初期摩耗もさらに抑制することができる。

［４］本開示の一態様に係る表面被覆切削工具の製造方法は、基材と、その表面に形成された被膜とを含み、上記被膜は、１または２以上の層を含み、上記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、上記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて上記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す表面被覆切削工具の製造方法であって、上記Ａｌリッチ層を形成する工程を含み、上記工程は、ＣＶＤ法によりラメラ層を形成する第１工程と、上記ラメラ層をアニールすることにより上記Ａｌリッチ層を得る第２工程とを含み、上記第２工程は、昇温工程と、アニール工程と、冷却工程とを含み、上記昇温工程は、上記ラメラ層を１０℃／分以上の速度で昇温する操作を含み、上記アニール工程は、７００℃以上１２００℃以下かつ０．１時間以上１０時間以下の条件下で上記ラメラ層をアニールすることにより上記Ａｌリッチ層を得る操作を含み、上記冷却工程は、上記ラメラ層を２０℃／分以上の速度で急冷する操作を含む。このような構成により高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくい表面被覆切削工具を製造することができる。

［５］上記第１工程は、６５０℃以上８５０以下かつ０．５ｋＰａ以上１．５ｋＰａ以下の条件の下、第１混合ガスおよび第２混合ガスを混合することにより混合ガスを得る第１操作と、上記条件の下、上記混合ガスを上記基材の表面側へ向けて噴出することにより上記ラメラ層を形成する第２操作とを含み、上記第１混合ガスは、ＡｌＣｌ₃ガス、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＨ₂ガスを含み、上記第２混合ガスは、ＮＨ₃ガスおよびＡｒガスを含むことが好ましい。これにより、より高い硬度を有し、かつ初期摩耗もより生じにくいＡｌリッチ層を形成するためのラメラ層を得ることができる。

［６］上記ラメラ層は、第３単位相および第４単位相を含み、上記第３単位相および上記第４単位相は、交互に積層され、上記第３単位相は、Ａｌ_sＴｉ_1-sの窒化物または炭窒化物からなり、上記第３単位相のＡｌの原子比ｓは、０．７以上０．９５以下であり、上記第４単位相は、Ａｌ_tＴｉ_1-tの窒化物または炭窒化物からなり、上記第４単位相のＡｌの原子比ｔは、０．５以上０．７未満であることが好ましい。これにより、より高い硬度を有し、かつ初期摩耗もより生じにくいＡｌリッチ層を得ることができる。

［本願発明の実施形態の詳細］
以下、本発明の実施形態（以下「本実施形態」とも記す）についてさらに詳細に説明するが、本実施形態はこれらに限定されるものではない。以下では図面を参照しながら説明する。

ここで、本明細書において「Ａ〜Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。さらに、本明細書において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないとき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「ＴｉＢＮ」と記載されている場合、ＴｉＢＮを構成する原子数の比はＴｉ：Ｂ：Ｎ＝１：０．５：０．５に限られず、従来公知のあらゆる原子比が含まれる。このことは、「ＴｉＢＮ」以外の化合物の記載についても同様である。本実施形態において、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、タンタル（Ｔａ）、クロム（Ｃｒ）などの金属元素と、窒素（Ｎ）、酸素（Ｏ）または炭素（Ｃ）などの非金属元素とは、必ずしも化学量論的な組成を構成している必要がない。

≪表面被覆切削工具≫
本実施形態に係る表面被覆切削工具は、基材と、その表面に形成された被膜とを含む。被膜は、基材の全面を被覆することが好ましい。しかしながら、基材の一部がこの被膜で被覆されていなかったり被膜の構成が部分的に異なっていたりしていたとしても、本発明の範囲を逸脱するものではない。

このような表面被覆切削工具としては、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、タップなどを例示することができる。

＜基材＞
基材は、この種の基材として従来公知のものであればいずれのもの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などの炭窒化物を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮなど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および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。

表面被覆切削工具が刃先交換型切削チップなどである場合、基材は、チップブレーカを有するものも、有さないものも含まれる。さらに被削材を切削する際に切削の中心部となる刃先稜線部は、その形状がシャープエッジ（すくい面と逃げ面とが交差する稜）、ホーニング（シャープエッジに対してアールを付与したもの）、ネガランド（面取りをしたもの）、ホーニングとネガランドとを組み合わせたもののいずれのものも含まれる。

＜被膜＞
被膜は、１または２以上の層を含む。この層のうち少なくとも１層は硬質粒子を含むＡｌリッチ層である。被膜は、３〜３０μｍの厚みを有することが好ましい。その厚みが３μｍ未満である場合、耐摩耗性が不十分となる傾向がある。その厚みが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が剥離し、または破壊が発生する傾向がある。

（他の層）
被膜は、Ａｌリッチ層を少なくとも１層含む限り、他の層を含んでいてもよい。他の層としては、たとえばＡｌ₂Ｏ₃層、ＴｉＢ₂層、ＴｉＢＮ層、ＡｌＮ層（ウルツ鉱型）、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮＯ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＡｌＮ層、ＴｉＡｌＣＮ層、ＴｉＡｌＯＮ層、ＴｉＡｌＯＮＣ層などを挙げることができる。

たとえば、下地層としてＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮ層を基材の直上に含むことにより、基材と被膜との密着性を高めることができる。Ａｌ₂Ｏ₃層を含むことにより、被膜の耐酸化性を高めることができる。さらに、ＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＢＮ層などからなる最外層を含むことにより、表面被覆切削工具の刃先が使用済みか否かの識別性を有することができる。他の層の厚みは、通常０．１〜１０μｍの厚みとすることが好ましい。

＜Ａｌリッチ層＞
被膜は、上述の通りその１または２以上の層のうち少なくとも１層が、硬質粒子を含むＡｌリッチ層である。Ａｌリッチ層は、１μｍ以上２０μｍ以下の厚みを有することが好適であり、より好ましくは３μｍ以上１５μｍ以下である。Ａｌリッチ層の厚みが１μｍ未満の場合、耐摩耗性が不十分となる傾向がある。Ａｌリッチ層の厚みが２０μｍを超えると、断続加工においてＡｌリッチ層と基材との間に大きな応力が加わった際にＡｌリッチ層が剥離し、または破壊が発生する傾向がある。発明の効果を発揮する限りにおいて、Ａｌリッチ層は、部分的に後述する硬質粒子以外からなる相、たとえばアモルファス相、ウルツ鉱型硬質相を含んでいたとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。ここでＡｌリッチ層の「Ａｌリッチ」とは、該層の任意の５箇所における金属組成のうちＡｌの組成が、平均で０．５を超過していることをいう。

Ａｌリッチ層の厚み、他の層の厚みおよび被膜の厚みは、表面被覆切削工具に対し、その基材の表面の法線方向と平行に切断することにより断面サンプルを得て、この断面サンプルを、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ、商品名：「ＪＥＭ−２１００Ｆ」、日本電子株式会社製）を用いて観察することにより測定することができる。さらに、Ａｌリッチ層の厚み、他の層の厚みおよび被膜の厚みは、たとえば５個の断面サンプルを得て、そのサンプル中の任意の３箇所でそれぞれ厚みを測定し、その平均値としてそれぞれ表すことができる。Ａｌリッチ層の厚みおよび他の層の厚みを観察するときは、観察倍率を５００００倍とし、観察面積が１視野で１０μｍ²程度となるように調整する。被膜の厚みを観察するときは、観察倍率を５０００倍とし、観察面積が１視野で１００μｍ²程度となるように調整する。

表面被覆切削工具の断面サンプルを得る方法は、公知の手段を用いることができる。なかでも、集束イオンビーム装置（商品名：「ＪＩＢ−４５０１」、日本電子株式会社製）を用いてＧａイオン（加速電圧３０ｋＶ）により上記断面サンプルを作製することが好ましい。

＜硬質粒子＞
硬質粒子は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有し、かつ複数の塊状の第１単位相と、この第１単位相間に介在する第２単位相とを含む。第１単位相は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなり、第１単位相のＡｌの原子比ｘは、０．７以上０．９６以下である。さらに、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物をＡｌ_xＴｉ_1-xＮ_z1と表した場合、０．８≦ｚ１≦１．２の関係を満たす。Ａｌ_xＴｉ_1-xの炭窒化物をＡｌ_xＴｉ_1-xＣ_m1Ｎ_n1と表した場合、０．８≦ｍ１＋ｎ１≦１．２の関係を満たす。

第２単位相は、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物からなり、第２単位相のＡｌの原子比ｙは、０．５を超え０．７未満である。さらに、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物をＡｌ_yＴｉ_1-yＮ_z2と表した場合、０．８≦ｚ２≦１．２の関係を満たす。Ａｌ_yＴｉ_1-yの炭窒化物をＡｌ_yＴｉ_1-yＣ_m2Ｎ_n2と表した場合、０．８≦ｍ２＋ｎ２≦１．２の関係を満たす。

硬質粒子は、たとえば図３の顕微鏡像に示すように、複数の塊状の第１単位相と、この第１単位相間に介在する第２単位相とを有している。ここで図３は、上述した断面サンプルにおけるＡｌリッチ層中の硬質粒子を対象とした透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。この顕微鏡像は、高角度散乱暗視野（ＨＡＡＤＦ：High-Angle Annular Dark-field）法を用いて撮影されている。図３において明暗は、Ａｌの原子比率に依存して現れる。具体的には、Ａｌの原子比率が高い箇所である程、暗く現れる。したがって、相対的に暗い部分が第１単位相となり、相対的に明るい部分が第２単位相となる。

図３には硬質粒子の内部の断面構造として、細線状の第２単位相が塊状の第１単位相を包囲する形態が現れている。すなわち硬質粒子は、その内部において細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲するような構造を有している。さらに図３のＴＥＭ像を観察することにより、硬質粒子は、第１単位相および第２単位相がともに、上述の通り塩化ナトリウム型の結晶構造を有し、かつ第１単位相と第２単位相とが格子整合していることが分かる。

第１単位相および第２単位相の各相は、硬質粒子の＜１００＞方位（図３における矢印方法）に沿って、それぞれ組成が変化していることが好ましいが、それぞれ単一の組成を有していてもよい。以下、硬質粒子がその第１単位相および第２単位相のそれぞれにおいて、その＜１００＞方位に沿って組成が変化している場合を取り上げ、その変化の態様について図４に基づいて説明する。

図４は、図３における矢印方向（＜１００＞方位）に、上記透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付帯するエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ：Energy Dispersive X-ray spectroscopy）装置（商品名：「ＪＥＤ−２３００」、日本電子株式会社製）を用いて組成分析をした結果を示すグラフである。図４のグラフは、横軸を矢印方向（＜１００＞方位）の測定距離とし、縦軸をＡｌの原子比（Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ））としている。そして図４には、＜１００＞方位に沿ったＡｌの原子比の変化、すなわち硬質粒子の内部の＜１００＞方位に沿った組成の変化が現れている。ＥＤＸ装置を用いて分析することにより、その分析位置に存在する原子の構成比率を算出することができる。図４において、第１単位相は、Ａｌの原子比が０．７以上０．９６以下となる範囲を占める。第２単位相は、Ａｌの原子比が０．５を超え０．７未満となる範囲を占める。すなわち第１単位相と第２単位相とは、Ａｌの原子比が０．７であることを境界に区別される。

さらに第１単位相は、Ａｌの原子比が０．７以上であって、かつＡｌの原子比が極大（ピーク）となるＡｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物の組成を含む。たとえば図４では、＜１００＞方位の測定距離が小さい側から、Ａｌの原子比がそれぞれ０．７７、０．８、０．８１、０．８５、０．８２、０．８３となるピークを有する。第１単位相は、これらのピークから隣接する第２単位相へ向け、徐々にＡｌの原子比が減少する。第２単位相は、Ａｌの原子比が０．７未満であって、かつＡｌの原子比が極小（バレー）となるＡｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物の組成を含む。たとえば図４では、＜１００＞方位の測定距離が小さい側から、Ａｌの原子比がそれぞれ０．６４、０．６６、０．５９、０．６６、０．６７、０．６１となるバレーを有する。第２単位相は、そのバレーから隣接する第１単位相へ向け、徐々にＡｌの原子比が増加する。

硬質粒子において第１単位相は、その＜１００＞方位における大きさが２ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることが好ましい。この大きさは、第１単位相の中点から、これに隣接する第２単位相を経て、さらにこの第２単位相に隣接する第１単位相の中点までを＜１００＞方位に沿って結ぶ距離を意味する。すなわち、硬質粒子は、細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲する構造において、その＜１００＞方位における第１単位相および第２単位相の１周期が２ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることを意味する。

第１単位相は、その＜１００＞方位における大きさが２ｎｍ未満である場合、製造することが困難となる。その大きさが１５ｎｍを超える場合、ウルツ鉱型結晶構造へ相転移する確率が高まるため、被膜に亀裂が生じやすくなり、これが進展することによって突発的な欠損に至る傾向がある。硬質粒子において第１単位相は、その＜１００＞方位における大きさが２ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることがより好ましい。

第１単位相の＜１００＞方位における大きさは、上述した断面サンプルの硬質粒子を対象としたＴＥＭ像から求めることができる。そのときのＴＥＭ像は、観察倍率を５００００００倍とし、観察面積を１５０ｎｍ²程度として１視野に１〜１０個の硬質粒子が現れるように調整する。これを異なる１０視野で観察することより、第１単位相の＜１００＞方位における大きさを、その平均値として求めることができる。

細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲する構造において、その＜１００＞方位において第２単位相によって包囲される第１単位相の数は、特に限定されるべきではないが、１０以上１０００以下とすることが好ましい。その数が１０未満であると、第１単位相の数が少なすぎて硬質粒子を含むＡｌリッチ層の硬度が低下する傾向がある。一方で、その数が１０００を超えると、第２単位相によって第１単位相を包囲する構造を実質的に形成することができなくなるため、Ａｌリッチ層の硬度が低下する傾向がある。

硬質粒子の粒径は、１０ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であることが好ましい。硬質粒子の粒径が１０ｎｍ未満である場合、上述した形態の硬質粒子を製造することが困難となる。硬質粒子の粒径が１０００ｎｍを超えると、硬質粒子の脱落およびこれに基づくチッピングをまねく傾向がある。硬質粒子の粒径についても、上述した断面サンプルのＴＥＭ像から求めることができる。そのときのＴＥＭ像は、観察倍率を５００００倍とし、観察面積を１０μｍ²程度として１視野に１０〜１００個の結晶粒が現れるように調整する。硬質粒子の粒径は、具体的には以下のように測定することができる。

すなわち、まず上記のＴＥＭ像の１視野において現れたＡｌリッチ層の厚みをｔとした場合、この厚みｔを厚み方向に１０等分にして０．１ｔ〜０．９ｔの範囲を選択する。さらに、この範囲において、硬質粒子の成長方向（本実施形態の場合、基材の表面に対して４５°で交差する方向）に対して垂直となる直線を所定の長さで等間隔に７本設定する。次に、これらの直線と交差する硬質粒子の数を求める。最後に、上記所定の長さをこれらの直線と交差した硬質粒子の数で除して得られる数値を、当該視野における硬質粒子の粒径とする。これを異なる３視野のＴＥＭ像に対しそれぞれ行ない、これらの平均値として硬質粒子の粒径を求めることができる。硬質粒子の粒径は、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることがより好ましい。

硬質粒子は、細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲する構造以外の構造、たとえば、アモルファス相、ウルツ鉱型硬質相などをその内部に含んでいたとしても、あるいは第１単位相の一部が細線状の第２単位相に包囲されていなくても、本発明の効果を発揮する限りにおいて本発明の範囲を逸脱するものではない。

ここで硬質粒子は、Ａｌリッチ層の５０体積％以上を占有することが好ましい。硬質粒子は、Ａｌリッチ層の６０体積％以上を占有することがより好ましく、８０体積％以上を占有することが最も好ましい。これにより被膜は、Ａｌリッチ層を含むことにより、より高い硬度を有し、かつ初期摩耗をより抑制することができる。Ａｌリッチ層における硬質粒子の比率が５０体積％未満になると、初期摩耗を抑制する効果が得られにくくなる。Ａｌリッチ層における硬質粒子の比率の上限値は、９５体積％である。

Ａｌリッチ層における硬質粒子の比率（体積％）は、次のようにして測定することができる。すなわち、まず上述した断面サンプルを用いてＡｌリッチ層の基材側の境界（界面）および表面側の境界（界面）が１視野中に収まるＴＥＭ像（観察倍率約５００００倍、観察面積１０μｍ²程度）を撮像する。次に、このＴＥＭ像に基づいてＡｌリッチ層の総面積（Ｓ１）および硬質粒子の総面積（Ｓ２）をそれぞれ求め、Ａｌリッチ層の総面積（Ｓ１）における硬質粒子の総面積（Ｓ２）の面積比率（Ｓ２／Ｓ１×１００）を算出する。さらに、この測定を異なる３視野のＴＥＭ像に対しそれぞれ行ない、これらの平均値としてＡｌリッチ層中の硬質粒子の面積比率を求める。最後に、このＡｌリッチ層中の硬質粒子の面積比率が、Ａｌリッチ層の奥行き方向にも連続するものとみなし、これをＡｌリッチ層における硬質粒子の体積比率と定めることとする。

＜回折ピーク＞
本実施形態において、Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す。これにより表面被覆切削工具は、Ａｌリッチ層に含まれる硬質粒子の大部分が、被膜の表面の法線方向に対して、その法線の左右いずれかに４５°傾き、かつ奥行き方向にも４５°傾いた方向へ成長した結晶であることが理解される。もって、表面被覆切削工具は、高い硬度とともに初期摩耗を効果的に抑制する効果を有することができる。さらに、（１１１）面において最大ピークを示すことから、非常に高い硬度を備えて耐摩耗性により優れることができる。Ａｌリッチ層に対して行なうＸ線回折（ＸＲＤ）法は、具体的には以下の方法が適用される。

まず、Ｘ線回折法の測定対象物となる表面被覆切削工具をＸ線回折装置（商品名：「ＳｍａｒｔＬａｂ（登録商標）」、株式会社リガク製）に、その被膜の表面の法線方向から解析可能となる方向にセットする。このとき表面被覆切削工具において、Ａｌリッチ層よりも被膜の表面側に最外層などが被覆されている場合、表面被覆切削工具の被膜の表面を研磨することにより、Ａｌリッチ層の表面を露出させた上で上記装置にセットする。被膜の表面を研磨する手段は、公知の方法を用いることができる。

次に、表面被覆切削工具のＡｌリッチ層に対し、次の条件下で被膜の表面の法線方向から解析する。これにより、Ａｌリッチ層におけるＸ線回折ピークに関するデータ（以下、「ＸＲＤデータ」とも記す）を得ることができる。
測定方法：ω／２θ法
入射角度（ω）：２°
スキャン角度（２θ）：３０〜７０°
スキャンスピード：１°／ｍｉｎ
スキャンステップ幅：０．０５°
Ｘ線源：Ｃｕ−Ｋα線
光学系属性：中分解能平行ビーム
管電圧：４５ｋＶ
管電流：２００ｍＡ
Ｘ線照射範囲：２．０ｍｍ範囲制限コリメーターを使用し、すくい面上の直径２ｍｍの範囲に照射（ただし、同条件で逃げ面にＸ線を照射することも許容される）
Ｘ線検出器：半導体検出器（商品名：「Ｄ／ｔｅＸ Ｕｌｔｒａ２５０」、株式会社リガク製）。

本実施形態においてＡｌリッチ層のＸＲＤデータは、たとえば図５に示すように、Ａｌリッチ層に含まれる硬質粒子の（１１１）面が最大ピークとして現れる。具体的には図５において、ｃ−ＡｌＴｉＮの（１１１）面のピークがその他の面よりも高い強度で現れていることが理解される。

ここで、表面被覆切削工具が上述した形態のＡｌリッチ層を含む被膜で被覆される場合、初期摩耗を抑制することができる理由については詳細には不明である。しかし、次の理由が推察される。すなわちＡｌリッチ層が、複数のナノサイズの塊状の第１単位相と、この第１単位相間に介在する第２単位相へ形態変化することによって外部応力による転位運動が著しく阻害されることにより、切削初期の被膜における亀裂の発生を抑制することができ、かつ亀裂が発生した場合にもその基材側への進展を効果的に抑制することができると考えられる。さらに、該被膜は被膜の表面の法線方向から解析したＸＲＤにおいて（２００）面が最大ピークとなる粒状組織を有することとなるため、被膜の靭性が向上し、初期摩耗のさらなる抑制効果が助長されると考えられる。

（押し込み硬さ）
本実施形態に係る表面被覆切削工具において、被膜は、３０ＧＰａ（約３０００ｋｇｆ／ｍｍ²）以上の押し込み硬さ（以下、「膜強度」とも記す）を有することができる。この被膜の押し込み硬さは、３５ＧＰａであることがより好ましい。被膜の押し込み硬さが上記範囲であることにより、表面被覆切削工具は、耐摩耗性が向上する。特に、耐熱合金などの難削材の切削加工を行う際に優れた性能を発揮することができる。被膜の押し込み硬さの上限は、特に制限はない。たとえば、被膜の押し込み硬さは、３０〜３８ＧＰａであれば十分に耐摩耗性および耐チッピング性のバランスに優れることができる。

この押し込み硬さは、ナノインデンテーション法を用いて測定することができる。具体的には、ナノインデンテーション法が利用可能な超微小押し込み硬さ試験機を用いて測定する。押し込み硬さは、被膜の厚さ方向に対して垂直に所定荷重（たとえば３０ｍＮ）で圧子を押し込み、圧子が押し込んだ押し込み深さに基づいて算出することができる。特に、Ａｌリッチ層の押し込み硬さを測定する場合において、被膜の表面側に最外層などの他の層が存在する場合、カロテスト、斜めラッピングなどをすることにより、他の層を除いてＡｌリッチ層を露出させ、この露出したＡｌリッチ層に対して上記方法を用いることにより、押し込み硬さを測定することができる。

＜作用＞
本実施形態に係る表面被覆切削工具は、基材が上述した硬質粒子を含むＡｌリッチ層を有する被膜で被覆されることによって、高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくいという効果を有することができる。これにより、安定し、かつ長寿命な表面被覆切削工具を提供することができる。

≪表面被覆切削工具の製造方法≫
本実施形態に係る表面被覆切削工具の製造方法は、基材と、その表面に形成された被膜とを含み、被膜は、１または２以上の層を含み、この層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す表面被覆切削工具の製造方法である。表面被覆切削工具の製造方法は、Ａｌリッチ層を形成する工程を含む。この工程は、ＣＶＤ法によりラメラ層を形成する第１工程と、ラメラ層をアニールすることによりＡｌリッチ層を得る第２工程とを含む。第２工程は、昇温工程と、アニール工程と、冷却工程とを含む。昇温工程は、ラメラ層を１０℃／分以上の速度で昇温する操作を含む。アニール工程は、７００℃以上１２００℃以下かつ０．１時間以上１０時間以下の条件下でラメラ層をアニールすることにより、前記Ａｌリッチ層を得る操作を含む。さらに冷却工程は、ラメラ層を２０℃／分以上の速度で急冷する操作を含む。

表面被覆切削工具の製造方法は、上述した各工程、ならびに各操作を含むことにより、高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくい表面被覆切削工具を製造することができる。表面被覆切削工具の製造方法においては、上記工程を行なう限り、他の工程を含むことができる。他の工程としては、たとえば基材を製造する基材製造工程、表面研削、ショットブラストなどの表面処理工程、および他の層を形成するためのＣＶＤ工程などを挙げることができる。他の工程は、従来公知の方法により行なうことができる。

ここで、上記製造方法により製造される表面被覆切削工具に含まれる「基材」、「被膜」、「硬質粒子を含むＡｌリッチ層」などは、それぞれ上述の≪表面被覆切削工具≫において説明した「基材」、「被膜」、「硬質粒子を含むＡｌリッチ層」と同一であることが好ましい。以下、本実施形態における各種の工程について詳述する。

＜Ａｌリッチ層を形成する工程＞
（第１工程）
表面被覆切削工具の製造方法は、上述の通り、Ａｌリッチ層を形成する工程を含む。このＡｌリッチ層を形成する工程は、ＣＶＤ法によりラメラ層を形成する第１工程を含む。このラメラ層は、たとえば図１に示すＣＶＤ装置を用いて形成することができる。ここでラメラ層は、硬質粒子を含む層であって、この硬質粒子は、後述するように第３単位相および第４単位相を含むことが好ましい。第３単位相および第４単位相は、硬質粒子内において交互に積層され、ラメラ相を形成する。本明細書において、以上のような構成を単に「ラメラ層は、第３単位相および第４単位相を含む」と表現する場合がある。

図１に示すように、ＣＶＤ装置１は、基材２を保持した基材セット治具３を複数設置することができる設置台が設けられている。この設置台に設置された基材２および基材セット治具３は、反応容器４によりカバーされる。反応容器４の周囲には、調温装置５が配置されている。この調温装置５により、反応容器４内の温度が制御される。

ＣＶＤ装置１は、２つの導入口６、７を有する導入管８が配置されている。導入管８は、基材セット治具３が配置される設置台を貫通するように配置されている。基材セット治具３近傍の部分には、複数の貫通孔が形成されている。導入管８において、導入口６、７から管内に導入された各ガスは、その内部で混合されることなく、それぞれ貫通孔を経て反応容器４内に導入される。導入管８は、その軸を中心軸として回転することができる。さらにＣＶＤ装置１は、排気管９が配置されており、排気ガスは排気口１０から外部へ排出することができる。反応容器４内の治具類は、通常黒鉛により構成される。

第１工程では、上述のＣＶＤ装置を用いて、以下の第１操作、第２操作および冷却操作を行うことが好ましい。これにより、被膜中にラメラ層を形成し、このラメラ層を含む切削工具前駆体を得ることができる。さらに、ラメラ層を形成する前後において、上述のＣＶＤ装置を用いてＴｉＮ層、Ａｌ₂Ｏ₃層などの他の層を基材上に形成することもできる。基材は、この種の基材として従来公知のものをいずれも使用することができ、もって従来公知の方法により製造することができる。

〔第１操作〕
第１工程は、まず６５０℃以上８５０以下かつ０．５ｋＰａ以上１．５ｋＰａ以下の条件の下、第１混合ガスおよび第２混合ガスを混合することにより混合ガスを得る第１操作を含むことが好ましい。この第１操作では、Ａｌを含む原料ガス、Ｔｉを含む原料ガス、およびキャリアガスを含む第１混合ガスをＣＶＤ装置１の導入口６から導入管８へ導入する。この第１混合ガスには、Ｃ（炭素）を含む原料ガスを含む場合がある。

さらに第１操作では、Ｎを含む原料ガスとキャリアガスとを含む第２混合ガスをＣＶＤ装置１の導入口７から導入管８に導入する。続いて、６５０℃以上８５０以下かつ０．５ｋＰａ以上１．５ｋＰａ以下の雰囲気とした反応容器４内へ、上記第１混合ガスおよび第２混合ガスを導入管８から噴出することにより、これらのガスが混合された混合ガスを得る。

特に、導入管８には複数の貫通孔が開いているため、導入された第１混合ガスおよび第２混合ガスは、それぞれ異なる貫通孔から反応容器４内に噴出される。このとき導入管８は、図１中の回転矢印で示すようにその軸を中心として回転している。これにより、第１混合ガスと第２混合ガスとが均一に混合された混合ガスを得ることができる。もって第１混合ガスと第２混合ガスとが均一に混合された混合ガスを後述する第２操作において、基材セット治具３にセットされた基材２の表面側へ堆積することができる。

Ａｌを含む原料ガス、Ｔｉを含む原料ガスとしては、これらの塩化物ガスを好適に用いることができる。Ｃを含む原料ガスとしては、ＣＨ₄、Ｃ₂Ｈ₄などの炭化水素ガスを、Ｎを含む原料ガスとしては、アンモニア、Ｎ₂などの窒素含有ガスをそれぞれ好適に用いることができる。具体的には、第１混合ガスは、ＡｌＣｌ₃ガス、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＨ₂ガスを含むことが好ましい。さらに第１混合ガスは、上記ガスに加え、Ｃ₂Ｈ₄ガスを含むことができる。第２混合ガスは、ＮＨ₃ガスおよびＡｒガスを含むことが好ましい。

第１操作を行なう反応容器内の雰囲気は、炉内温度が７００℃以上８００℃以下であることが好ましい。さらに炉内圧力が１ｋＰａ以上１．５ｋＰａ以下であることが好ましい。これにより得られる混合ガスは、第１混合ガスと第２混合ガスとがより均一に混合されることとなる。

〔第２操作〕
第１工程は、上述した温度条件および圧力条件の下、上記混合ガスを基材の表面側へ向けて噴出することによりラメラ層を形成する第２操作を含むことが好ましい。この第２操作では、上述した混合ガスに含まれる原料（元素）を基材の表面側に堆積させる。これにより被膜中にラメラ層を形成し、ラメラ層を含む切削工具前駆体を得ることができる。

このラメラ層は、第３単位相および第４単位相を含むことが好ましい。この第３単位相および第４単位相は、交互に積層されることが好ましい。具体的にはラメラ層は、第３単位相および第４単位相が繰り返し積層された積層構造を有することが好ましい。第３単位相は、Ａｌ_sＴｉ_1-sの窒化物または炭窒化物からなり、第３単位相のＡｌの原子比ｓは、０．７以上０．９５以下である。第４単位相は、Ａｌ_tＴｉ_1-tの窒化物または炭窒化物からなり、第４単位相のＡｌの原子比ｔは、０．５以上０．７未満である。

ラメラ層は、たとえば図２に示すように、Ａｌの原子比（Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ））が相対的に高いために暗く現れる第３単位相と、この第３単位相よりもＡｌの原子比が相対的に低いために明るく現れる第４単位相とが繰り返し積層された積層構造を有している。ここで図２は、上記切削工具前駆体に対し、その基材の表面の法線方向と平行に切断することにより断面サンプルを得て、この断面サンプルに現れた硬質粒子中のラメラ相を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ、商品名：「ＪＥＭ−２１００Ｆ」、日本電子株式会社製）を用いて撮影した像である。この顕微鏡像は、上述したＡｌリッチ層中の硬質粒子と同様に高角度散乱暗視野法（ＨＡＡＤＦ）法を用いて撮影されている。したがって、顕微鏡像はＡｌの原子比が高い箇所である程、暗く現れる。上記切削工具前駆体の断面サンプルを得る方法も公知の手段を用いることができ、たとえば表面被覆切削工具の断面サンプルを得る方法と同じとすることができる。

ここで第３単位相、第４単位相の組成は、原料ガスの混合割合によって制御することができる。第３単位相、第４単位相の厚みおよび積層周期は、原料ガスの流量と、成膜時間とを調整することによって制御することができる。第３単位相および第４単位相の積層数は、導入管８の回転速度と、成膜時間とを調整することによって制御することができる。

〔冷却操作〕
第１工程は、冷却操作を含むことが好ましい。なぜなら、後述する第２工程の各工程をＣＶＤ装置１とは別の熱処理炉（たとえば、黒鉛製炉）で行なうのに切削工具前駆体の移動を要する場合があるからである。この冷却操作は公知の手段を適用することができる。たとえばＣＶＤ装置１に備え付けの調温装置５を用いることにより、基材セット治具３にセットされた基材２を冷却することができる。さらに冷却操作は、放置による自然冷却であってもよい。この冷却操作により、上記の切削工具前駆体を３００℃以下にまで冷却することが好ましい。

（第２工程）
本実施形態に係る表面被覆切削工具の製造方法は、ラメラ層をアニールすることによりＡｌリッチ層を得る第２工程を含む。第２工程は、昇温工程と、アニール工程と、冷却工程とを含む。これらの工程を含むことにより、ラメラ相を有する硬質粒子を含む層（ラメラ層）から、細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲する構造を有する硬質粒子を含むＡｌリッチ層を得ることができる。

〔昇温工程〕
昇温工程は、ラメラ層を１０℃／分以上の速度で昇温する操作を含む。昇温工程では、たとえば昇切削工具前駆体をＣＶＤ装置から取り出した後、上記熱処理炉（たとえば、黒鉛製炉）に導入し、この黒鉛製炉内を７００℃以上１２００℃以下まで１０℃／分以上の速度で昇温する。昇温速度が１０℃／分未満である場合、後述するアニール工程においてＡｌリッチ層を得る歩留りが悪化する恐れがある。昇温速度は、１５℃／分以上であることがより好ましい。昇温速度の上限は、３０℃／分である。昇温速度が３０℃／分を超えると、浸炭によって表面被覆切削工具全体の強度が低下する傾向がある。

〔アニール工程〕
アニール工程は、７００℃以上１２００℃以下かつ０．１時間以上１０時間以下の条件下でラメラ層をアニールすることによりＡｌリッチ層を得る操作を含む。アニール工程では、７００℃以上１２００℃以下まで昇温させられた切削工具前駆体を、その温度で０．１時間以上１０時間以下維持する熱処理を行なう。これによりラメラ相から、細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲する構造を得ることができる。アニール工程において、その温度が７００℃未満である場合、およびその維持時間が０．１時間未満である場合、Ａｌリッチ層を得る歩留りが悪化する傾向がある。アニール工程の温度が１２００℃を超える場合、およびその維持時間が１０時間を超える場合、ラメラ相がウルツ鉱型結晶構造を有する相に相転移する傾向がある。アニール工程における温度は、８５０℃以上１１００℃以下であることが好ましく、その維持時間は０．５時間以上２時間以下であることが好ましい。ただし、アニール工程では、その維持時間中に７００℃以上１２００℃以下の範囲で温度の変動があってもよく、本発明の効果を発揮する限りにおいてその変動が一時的に７００℃未満または１２００℃を超えてもよい。

〔冷却工程〕
冷却工程は、Ａｌリッチ層を２０℃／分以上の速度で急冷する操作を含む。冷却工程では、Ａｌリッチ層を２０℃／分以上の速度で急冷することができる手段である限り、公知の冷却手段を用いることができる。たとえば、上記黒鉛製炉に備え付けの調温装置により、アニール工程を経た切削工具前駆体を冷却することができる。そのとき、７００℃以上１２００℃以下の切削工具前駆体を室温付近（たとえば５０℃程度）まで３０分以内に急冷することが好ましく、もってＡｌリッチ層を３５℃／分以上の速度で急冷することが好ましい。これにより、細線状の第２単位相が複数の塊状の第１単位相を包囲する構造を有する硬質粒子を一様に含むＡｌリッチ層を形成することができる。Ａｌリッチ層を急冷する速度の上限は、５０℃／分である。Ａｌリッチ層を急冷する速度が５０℃／分を超えると、基材と被膜との熱膨張係数の差により生じる熱応力によって亀裂発生の確率が高まり、表面被覆切削工具全体の強度が低下につながる恐れがある。

上記冷却工程において、冷却時の炉内圧力は、０．５〜０．９ＭＰａであることが好ましい。０．６〜０．８ＭＰａであることがより好ましい。冷却時の炉内圧力が上記範囲であることにより、冷却ガスの粘性が増加し、強制対流によって冷却速度を向上させることができる。

本実施形態に係る表面被覆切削工具の製造方法は、上述した硬質粒子を含むＡｌリッチ層を有する被膜を形成することができるため、高い硬度を有し、かつ初期摩耗も生じにくい被膜を基材上に形成することができる。もって、安定し、かつ長寿命な表面被覆切削工具を製造することができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

本実施例では、被膜の組成および形成条件が異なる試料１〜試料１５の表面被覆切削工具を作製し、その性能を評価した。後述するように試料１〜試料１１が実施例に相当し、試料１２〜試料１５が比較例に相当する。

≪表面被覆切削工具の作製≫
＜基材の調製＞
試料１〜試料１５の表面被覆切削工具を作製するため、以下の表１に示す基材Ａを準備した。具体的には、表１に示す配合組成からなる原料粉末を均一に混合し、所定の形状に加圧成形した後、１３００〜１５００℃で１〜２時間焼結することにより、形状がＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇの超硬合金製基材（住友電工ハードメタル株式会社製）を得た。ＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇは、転削（フライス）用の刃先交換型切削チップの形状である。

＜被膜の形成＞
（他の層の形成）
上記で得られた基材に対してその表面に被膜を形成した。具体的には、図１に示すＣＶＤ装置を用い、基材を基材セット治具３にセットし、ＣＶＤ法を用いて基材上に被膜を形成した。

試料１〜試料１３における被膜の形成条件は、Ａｌリッチ層以外（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、Ａｌ₂Ｏ₃）ついては、以下の表２に示す通りである。各試料（試料１〜試料１３）においてＴｉＮ、ＴｉＣＮ、Ａｌ₂Ｏ₃の各層は、後述する表６に示す厚みとなるように原料ガスの成膜時間を調整した上で、基材上に形成した。試料１４および試料１５の基材については上述したＣＶＤ装置を用いてＴｉＮを形成した後、ＡｌおよびＴｉからなるターゲット（ターゲット組成、Ａｌ：Ｔｉ＝６０：４０）を用いたＰＶＤ法により基材上にＡｌＴｉＮ膜を形成した。

ここで試料１４および試料１５の基材に対してＡｌＴｉＮ膜を形成したＰＶＤの条件は、以下の通りである。
アーク電流：１５０Ｖ
バイアス電圧：−４０Ａ
チャンバ内圧力：２．６×１０^-3Ｐａ
反応ガス：窒素
基材を載置する回転テーブルの回転速度：１０ｒｐｍ。

（Ａｌリッチ層の形成）
Ａｌリッチ層については、上述したＡｌリッチ層を形成する工程により得た。具体的にはＣＶＤ法によりラメラ層を形成する第１工程と、このラメラ層をアニールすることによりＡｌリッチ層を得る第２工程とを経ることにより形成した。

〔第１工程〕
まず第１工程によってラメラ層を形成した。表３に示すように、ラメラ層を形成する条件は、条件Ｔ１〜条件Ｔ４の４通りとした。条件Ｔ１〜条件Ｔ３では、ＡｌＣｌ₃ガス、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＨ₂ガスを含む第１混合ガスと、ＮＨ₃ガスおよびＡｒガスを含む第２混合ガスとから混合ガスを形成した。条件Ｔ４では、ＡｌＣｌ₃ガス、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＨ₂ガスに加え、Ｃ₂Ｈ₄ガスを含む第１混合ガスと、ＮＨ₃ガスおよびＡｒガスを含む第２混合ガスとから混合ガスを形成した。条件Ｔ１〜条件Ｔ４において、混合ガスにおけるＡｌＣｌ₃／（ＡｌＣｌ₃＋ＴｉＣｌ₄）の体積比、ＣＶＤ装置１内の温度条件および圧力条件は、それぞれ表３に示す通りである。

第１工程では、具体的には、上記第１混合ガスをＣＶＤ装置１の導入口６から導入管８に導入し、第２混合ガスを導入口７より導入管８に導入した。続いて導入管８を回転させて導入管８の貫通孔から第１混合ガスおよび第２混合ガスを噴出させた。これにより、第１混合ガスと第２混合ガスとが均一化された混合ガスを得、この混合ガスを基材の表面側に積層することによってラメラ層を形成した。

表３に示すように、たとえば条件Ｔ１では、Ａｌ_0.8Ｔｉ_0.2Ｎの組成で３．５μｍの厚みの第３単位相と、Ａｌ_0.65Ｔｉ_0.35Ｎの組成で１．５μｍの厚みの第４単位相とが繰り返し積層され、第３単位相および第４単位相の平均組成がＡｌ_0.75Ｔｉ_0.25Ｎであるラメラ層を形成することができる。

第１工程では、後述する表６に示すように、試料１〜試料４、試料６〜試料８および試料１２の基材に対し、条件Ｔ１を用いてラメラ層を形成した。試料５の基材に対して条件Ｔ２を用いてラメラ層を形成した。試料９および試料１０の基材に対して条件Ｔ３を用いてラメラ層を形成した。試料１１および試料１３の基材に対して条件Ｔ４を用いてラメラ層を形成した。ここで試料１のラメラ層（ラメラ相）の透過電子顕微鏡像を図２に示す。透過電子顕微鏡には、商品名：「ＪＥＭ−２１００Ｆ（日本電子株式会社製）」を用いた。

〔第２工程〕
さらに第２工程によって上記ラメラ層をアニールすることにより、Ａｌリッチ層を得た。表４に示すように、Ａｌリッチ層を形成する条件は、条件Ｃ１〜条件Ｃ４の４通りとした。条件Ｃ１〜条件Ｃ４において、第２工程の昇温工程における昇温速度、アニール工程におけるアニール温度、アニール時間およびアニール雰囲気、冷却工程における冷却速度および冷却時の炉内圧力は、表４に示す通りである。

表４に示すように、たとえば条件Ｃ１では、昇温速度１０℃／分で上記ラメラ層を昇温し、９００℃で６０分間アニールすることによりＡｌリッチ層を得、このＡｌリッチ層を４０℃／分の冷却速度および０．９ＭＰａの炉内圧力で冷却する。

第２工程では、後述する表６に示すように、試料１および試料５のラメラ層に対し、条件Ｃ１を用いることによりＡｌリッチ層を得た。試料２および試料６〜試料８のラメラ層に対し、条件Ｃ２を用いることによりＡｌリッチ層を得た。試料３、試料９および試料１０のラメラ層に対し、条件Ｃ３を用いることによりＡｌリッチ層を得た。試料１１のラメラ層に対し、条件Ｃ４を用いることによりＡｌリッチ層を得た。試料１２〜試料１３のラメラ層に対しては、第２工程を行なわなかった。試料１４のＰＶＤで形成したＡｌＴｉＮ膜に対しても、第２工程を行なわなかった。ただし、試料１５のＰＶＤで形成したＡｌＴｉＮ膜に対しては、条件Ｃ１を用いて昇温、アニールおよび冷却の熱処理を行なった。ここで試料１におけるＡｌリッチ層中の硬質粒子の透過電子顕微鏡像を図３に示す。透過電子顕微鏡には、商品名：「ＪＥＭ−２１００Ｆ（日本電子株式会社製）」を用いた。

（表面処理）
さらに、試料７、試料８に対してはそれぞれ、表５に示す条件でショットブラストによる表面処理を行なって被膜に圧縮応力を付与した。

以上のように各基材上に被膜を形成することにより、試料１〜試料１５の表面被覆切削工具を作製した。その一覧を表６に示す。表６において、たとえば試料１は、基材Ａの直上に下地層として１μｍの厚みのＴｉＮ層が形成され、このＴｉＮ層上に１０μｍの厚みのＡｌリッチ層が形成された表面被覆切削工具であることを示している。試料１の表面被覆切削工具は、条件Ｔ１により形成したラメラ層を、条件Ｃ１によりアニールすることにより得たＡｌリッチ層を有している。

さらに、たとえば試料９は、基材Ａの直上に下地層として１μｍの厚みのＴｉＮ層が形成され、このＴｉＮ層上に３μｍの厚みのＡｌ₂Ｏ₃層が形成され、このＡｌ₂Ｏ₃層上に５μｍの厚みのＡｌリッチ層が形成された表面被覆切削工具であることを示している。試料９の表面被覆切削工具は、条件Ｔ３により形成したラメラ層を、条件Ｃ３によりアニールすることにより得たＡｌリッチ層を有している。たとえば試料１０は、基材Ａの直上に下地層として０．５μｍの厚みのＴｉＮ層が形成され、このＴｉＮ層上に２μｍの厚みのＴｉＣＮ層が形成され、このＴｉＣＮ層上に２μｍの厚みのＡｌ₂Ｏ₃層が形成され、このＡｌ₂Ｏ₃層上に５μｍの厚みのＡｌリッチ層が形成された表面被覆切削工具であることを示している。試料１０の表面被覆切削工具は、条件Ｔ３により形成したラメラ層を、条件Ｃ３によりアニールすることにより得たＡｌリッチ層を有している。

≪表面被覆切削工具の評価≫
＜Ａｌリッチ層の観察＞
試料１〜試料１１の表面被覆切削工具に対し、まずＸ線回折法によりＡｌリッチ層を被膜の表面の法線方向から解析し、どの結晶面において回折ピークが最大となるかを調べた。その結果、試料１〜試料１１の表面被覆切削工具におけるＡｌリッチ層は、回折ピークが（１１１）面で最大を示した。たとえば図５は、試料１の表面被覆切削工具におけるＡｌリッチ層のＸ線回折の結果を示している。これにより試料１〜試料１１の表面被覆切削工具は、耐摩耗性に優れ、耐熱合金などの難削材の切削加工を行う際に優れた性能を発揮することができると期待される。

さらに、試料１〜試料１１の表面被覆切削工具に対し、それぞれＡｌリッチ層を上述した透過顕微鏡を用いて観察し、当該透過顕微鏡に付帯したＥＤＸで元素分析した。これによりＡｌリッチ層の第１単位相におけるピークのＡｌの原子比ｘ（平均値）、第２単位相におけるバレーのＡｌの原子比ｙ（平均値）、第１単位相の＜１００＞方位の大きさ（平均値）を測定した。その結果を表７に示す。加えて試料１〜試料１１の表面被覆切削工具に対し、それぞれ上述した方法により膜強度（押し込み硬さ）を調べた。その結果も表７に示す。

ここで試料１２〜試料１５の表面被覆切削工具に対しては、Ａｌリッチ層を形成していないことから、上述したＸ線回折法による解析、ＥＤＸによる元素分析および第１単位相の＜１００＞方位の大きさの測定を行わなかった。ただし、試料１２〜試料１５の表面被覆切削工具に対し、それぞれ上述した方法により膜強度（押し込み硬さ）について評価した。その結果を表７に示す。

なお上述した表６に示すように、試料１２は、下地層としてＴｉＮ層を被覆した基材Ａに対して条件Ｔ１のみを行なうことにより被膜を形成した表面被覆切削工具であり、試料１３は、下地層としてＴｉＮ層を被覆した基材Ａに対して条件Ｔ４のみを行なうことにより被膜を形成した表面被覆切削工具である。試料１４は、下地層としてＴｉＮ層を被覆した基材Ａに対して上述した条件のＰＶＤによりＡｌＴｉＮ層を形成した表面被覆切削工具であり、試料１５は、下地層としてＴｉＮ層を被覆した基材Ａに対して上述した条件のＰＶＤによりＡｌＴｉＮ層を形成し、続けて条件Ｃ１の熱処理を行なうことにより被膜を形成した表面被覆切削工具である。

表７より、たとえば試料１のＡｌリッチ層中の硬質粒子は、第１単位相におけるピークのＡｌの原子比ｘが０．９（すなわち、Ａｌ_0.9Ｔｉ_0.1Ｎ）であり、第２単位相におけるバレーのＡｌの原子比ｙが０．５６（すなわち、Ａｌ_0.56Ｔｉ_0.44Ｎ）である。さらに第１単位相は、＜１００＞方位の大きさが４ｎｍである。試料１のＡｌリッチ層は、膜強度（押し込み硬さ）が３９ＧＰａであった。

さらに表７より、試料１〜試料１１のＡｌリッチ層は、試料１２〜試料１５に比べ、膜強度の特性で優れていた。

＜切削試験＞
次に、試料１〜試料１５の表面被覆切削工具に対し、以下の切削条件の下で切削試験（耐摩耗性試験）を行った。具体的には、試料１〜試料１５の表面被覆切削工具（形状はＳＥＥＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇ）について、以下の切削条件により逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．３０ｍｍになるまでの切削可能時間を測定した。その結果を、表８に示す。切削可能時間が長い表面被覆切削工具である程、初期摩耗が抑えられることにより、耐摩耗性に優れていることを示す。

＜切削条件＞
被削材：ＦＣＤブロック材
カッター：ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル社製）
周速：３５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．４ｍｍ／秒
切込み量：１．０ｍｍ
切削液：なし。

表８より、試料１〜試料１１（実施例）の表面被覆切削工具は、試料１２〜試料１５（比較例）の表面被覆切削工具に比べ、初期摩耗が抑えられることにより、耐摩耗性に優れていることが分かる。

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および実施例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説明ではなくて請求の範囲によって示され、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 ＣＶＤ装置、２ 基材、３ 基材セット治具、４ 反応容器、５ 調温装置、６，７ 導入口、８ 導入管、９ 排気管、１０ 排気口。

Claims (6)

1. 基材と、その表面に形成された被膜とを含む表面被覆切削工具であって、
   前記被膜は、１または２以上の層を含み、
   前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、
   前記硬質粒子は、塩化ナトリウム型の結晶構造を有し、かつ複数の塊状の第１単位相と、前記第１単位相間に介在する第２単位相とを含み、
   前記第１単位相は、Ａｌ_xＴｉ_1-xの窒化物または炭窒化物からなり、
   前記第１単位相のＡｌの原子比ｘは、０．７以上０．９６以下であり、
   前記第２単位相は、Ａｌ_yＴｉ_1-yの窒化物または炭窒化物からなり、
   前記第２単位相のＡｌの原子比ｙは、０．５を超え０．７未満であり、
   前記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて前記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す、表面被覆切削工具。
2. 前記硬質粒子は、前記Ａｌリッチ層の５０体積％以上を占有する、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記第１単位相は、その＜１００＞方位における大きさが２ｎｍ以上１５ｎｍ以下である、請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
4. 基材と、その表面に形成された被膜とを含み、
   前記被膜は、１または２以上の層を含み、
   前記層のうち少なくとも１層は、硬質粒子を含むＡｌリッチ層であり、
   前記Ａｌリッチ層は、Ｘ線回折法を用いて前記被膜の表面の法線方向から解析したとき、（１１１）面において最大ピークを示す表面被覆切削工具の製造方法であって、
   前記Ａｌリッチ層を形成する工程を含み、
   前記工程は、ＣＶＤ法によりラメラ層を形成する第１工程と、
   前記ラメラ層をアニールすることにより前記Ａｌリッチ層を得る第２工程とを含み、
   前記第２工程は、昇温工程と、アニール工程と、冷却工程とを含み、
   前記昇温工程は、前記ラメラ層を１０℃／分以上の速度で昇温する操作を含み、
   前記アニール工程は、７００℃以上１２００℃以下かつ０．１時間以上１０時間以下の条件下で前記ラメラ層をアニールすることにより前記Ａｌリッチ層を得る操作を含み、
   前記冷却工程は、前記Ａｌリッチ層を２０℃／分以上の速度で急冷する操作を含む、表面被覆切削工具の製造方法。
5. 前記第１工程は、６５０℃以上８５０以下かつ０．５ｋＰａ以上１．５ｋＰａ以下の条件の下、第１混合ガスおよび第２混合ガスを混合することにより混合ガスを得る第１操作と、
   前記条件の下、前記混合ガスを前記基材の表面側へ向けて噴出することにより前記ラメラ層を形成する第２操作とを含み、
   前記第１混合ガスは、ＡｌＣｌ₃ガス、ＴｉＣｌ₄ガスおよびＨ₂ガスを含み、
   前記第２混合ガスは、ＮＨ₃ガスおよびＡｒガスを含む、請求項４に記載の表面被覆切削工具の製造方法。
6. 前記ラメラ層は、第３単位相および第４単位相を含み、
   前記第３単位相および前記第４単位相は、交互に積層され、
   前記第３単位相は、Ａｌ_sＴｉ_1-sの窒化物または炭窒化物からなり、
   前記第３単位相のＡｌの原子比ｓは、０．７以上０．９５以下であり、
   前記第４単位相は、Ａｌ_tＴｉ_1-tの窒化物または炭窒化物からなり、
   前記第４単位相のＡｌの原子比ｔは、０．５以上０．７未満である、請求項４または請求項５に記載の表面被覆切削工具の製造方法。