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WO2021085253A1 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

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Publication number
WO2021085253A1
WO2021085253A1 PCT/JP2020/039466 JP2020039466W WO2021085253A1 WO 2021085253 A1 WO2021085253 A1 WO 2021085253A1 JP 2020039466 W JP2020039466 W JP 2020039466W WO 2021085253 A1 WO2021085253 A1 WO 2021085253A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
average
component
concentration
upper layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/039466
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正卓 土橋
Original Assignee
三菱マテリアル株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 三菱マテリアル株式会社 filed Critical 三菱マテリアル株式会社
Priority to JP2021553475A priority Critical patent/JP7564510B2/ja
Priority to US17/770,726 priority patent/US20220371099A1/en
Priority to EP20881190.1A priority patent/EP4052822A4/en
Publication of WO2021085253A1 publication Critical patent/WO2021085253A1/ja

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    • C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
    • C23C28/044—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material coatings specially adapted for cutting tools or wear applications
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C28/048—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material with layers graded in composition or physical properties
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates

Definitions

  • the present invention relates to a surface-coated cutting tool (hereinafter, may be referred to as a coated tool).
  • a coated tool This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-195796, which is a Japanese patent application filed on October 29, 2019. All the contents of the Japanese patent application are incorporated herein by reference.
  • Covering tools include inserts that are detachably attached to the tip of a cutting tool for turning and planing of various types of steel and cast iron, and drills that are used for drilling and cutting of work materials.
  • drills that are used for drilling and cutting of work materials.
  • End mills and the like are known, and WC-based cemented carbide, TiCN-based cermet, cubic boron nitride-based sintered bodies, high-speed tool steel and the like are used as tool substrates for covering tools.
  • Patent Document 1 boronitride products of composition represented by on cemented carbide tool substrate (Al x Ti 1-x) (B y N 1-y) ( however, 0.05 ⁇ x ⁇ 0 It has been proposed to improve the wear resistance of the covering tool by forming a hard coating layer consisting of .75 and 0.02 ⁇ y ⁇ 0.12).
  • Patent Document 2 a hard coating composed of an upper layer and a lower layer made of a composite nitride of Ti, Al and B is provided on the surface of a tool substrate made of a WC-based cemented carbide, a TiCN-based cermet or a high-speed tool steel.
  • a surface-coated cutting tool in which a layer is formed has been proposed, and the upper layer has an alternating laminated structure of thin layer A and thin layer B, and the thin layer A has a composition formula: [Ti 1- (M + N) Al MB.
  • N N (however, in terms of atomic ratio, M indicates 0.15 to 0.35 and N indicates 0.15 to 0.30), the composite nitride layer of Ti, Al and B, and the thin layer B , Composition formula: [Ti 1- (X + Y) Al X BY ] N (However, in terms of atomic ratio, X indicates 0.50 to 0.60 and Y indicates 0.01 to 0.10.)
  • the composite nitride layer of Al and B, the lower layer has a single-phase structure, and the composition formula: [Ti 1- (X + Y) Al X BY ] N (however, in terms of atomic ratio, X is 0.
  • the surface coating cutting tool is a hard coating in high-speed cutting of a heat-resistant alloy. It is disclosed that the layer exhibits excellent wear resistance.
  • Patent Documents 1 and 2 are surface-coated cutting tools in which a hard coating layer is formed on the surface of cemented carbide.
  • a cBN sintered body is used as a tool base, and a hard coating layer is vapor-deposited on the cBN sintered body.
  • the formed surface coating cutting tool is also proposed in Patent Document 3, for example.
  • a hard coating layer composed of a lower layer A immediately above the cBN sintered body and an upper layer B formed on the lower layer A
  • the lower layer A has a composition formula: Ti 1-a Al a N.
  • the upper layer B has a composition formula: Ti 1-xy Al x S y N (however, x, y). Satisfies 0.3 ⁇ x ⁇ 0.7, 0.01 ⁇ y ⁇ 0.1) in atomic ratio, and further sets the residual stress of the lower layer A of the flank surface to ⁇ A (GPa), and the hard coating layer.
  • Patent Document 1 exhibits excellent wear resistance in continuous cutting of carbon steel, but when it is used for intermittent cutting of high hardness steel, it has a chipping resistance. Neither of the wear resistances can be said to be sufficient.
  • the covering tool described in Patent Document 2 exhibits excellent wear resistance when used for high-speed cutting of heat-resistant alloys such as Ni alloys, Co alloys, and Ti alloys that generate high heat.
  • heat-resistant alloys such as Ni alloys, Co alloys, and Ti alloys that generate high heat.
  • the chipping resistance is sufficient.
  • the high-speed steel refers to an alloy steel having a surface hardness of 35 to 65 for HRC whose surface is carburized and hardened.
  • the intermittent cutting refers to a process in which the cutting edge slips during cutting, and the cutting process of the exclusive work material of the slit can be exemplified.
  • the surface coating cutting tool has a tool substrate made of a cubic boron nitride sintered body and a hard coating layer at least on the cutting edge surface of the tool substrate.
  • the hard coating layer has a lower layer ⁇ directly above the tool substrate and an upper layer ⁇ above the lower layer ⁇ .
  • the lower layer ⁇ has an average composition of Composition formula: (Al 1-x Ti x ) N (where x has an atomic ratio of 0.40 ⁇ x ⁇ 0.60) is satisfied.
  • the upper layer ⁇ has an average composition of Composition formula: (Al 1-yz T y B z ) N (where y and z are atomic ratios of 0.40 ⁇ y ⁇ 0.60 and 0.01 ⁇ z ⁇ 0.10.) are satisfied.
  • the upper layer ⁇ has a composition modulation structure in which the component concentration of B is repeatedly changed along the layer thickness direction.
  • the repetitive change in the concentration of the B component in the composition modulation structure is repeated with an average interval of 1 to 100 nm between the maximum value of the concentration of the adjacent B component and the minimum value of the concentration of the B component.
  • the surface-coated cutting tool according to the embodiment may satisfy one or more of the following items.
  • the value of the plastic deformation work ratio W plast / (W plast + Wellast ) obtained by performing a nanoindentation test at an indentation depth of 1/10 or less of the layer thickness is 0. It is characterized by having a nanoindentation hardness of 42 to 0.47 and a nanoindentation hardness of 26 to 30 GPa.
  • W plast / (W plast + Wellast ) obtained by performing a nanoindentation test at an indentation depth of 1/10 or less of the layer thickness is 0. It is characterized by having a nanoindentation hardness of 42 to 0.47 and a nanoindentation hardness of 26 to 30 GPa.
  • a TiN layer as an upper layer of the hard coating layer.
  • a hard coating layer having a two-layer structure of a lower layer and an upper layer is vapor-deposited and formed on at least the cutting edge surface of a tool substrate made of a cBN sintered body (hereinafter, may be referred to as "cBN substrate").
  • cBN substrate a tool substrate made of a cBN sintered body
  • AlTiN composite nitride
  • the concentration of the B component along the layer thickness direction (cross section perpendicular to the surface of the tool substrate (longitudinal cross section, thickness direction of the hard coating layer)).
  • the lower layer and the AlTiBN layer having a composition-modulating structure in which the concentration of the B component repeatedly changes are vapor-deposited and formed by an arc ion plating apparatus (referred to as "AIP apparatus"), which is a kind of physical vapor deposition apparatus.
  • AIP apparatus arc ion plating apparatus
  • the AlTiN layer (lower layer) can secure excellent strength and toughness due to its constituent Ti component, Al improves high-temperature hardness and heat resistance, and Al and Ti coexist and are contained.
  • the AlTiBN layer (upper layer) has an action of further improving the high-temperature oxidation resistance, and the thermal conductivity is improved by further containing the B component in the AlTiN layer, and as a result, the resistance of the AlTiBN layer is improved. The inventor speculates that plastic deformability and high-temperature hardness will improve.
  • the hard coating layer according to the embodiment of the present invention has a lower layer ⁇ of AlTiN and an upper layer ⁇ of AlTiBN on at least the surface of the cutting edge of the tool substrate.
  • a TiN layer may be provided as an upper layer of the hard coating layer. As will be described later, this TiN layer can have a role as, for example, a corner identification layer.
  • the lower layer ⁇ is ensured in excellent strength and toughness by its constituent Ti component, and the Al component improves high-temperature hardness and heat resistance, and the high-temperature acid resistance is achieved by coexisting and containing the Al component and the Ti component.
  • the toughness is further improved, and the deformation followability is also excellent. Further, since the lower layer ⁇ enhances the cushioning action between the upper layer ⁇ and the tool substrate to improve the adhesion strength of the hard coating layer, peeling of the hard coating layer occurs when an intermittent high load acts on the cutting edge. Can be suppressed.
  • the upper layer ⁇ further contains the B component in a layer having the same component system as the lower layer ⁇ , and forms a composition modulation structure of the B component to increase the hardness and the thermal conductivity. ing. As a result, the hardness of the upper layer ⁇ does not decrease even due to high heat during cutting, and exhibits excellent wear resistance.
  • the region where the concentration of the B component having excellent strength and toughness is relatively low (the region where the concentration of the B component is close to the minimum value Bmin) and the region where the thermal conductivity is high and the hardness is high B.
  • the region where the concentration of the component is relatively high (the region where the concentration of the component B is close to the maximum value Bmax) has a composition-modulating structure repeatedly formed in the layer thickness direction of the upper layer ⁇ . It is possible to suppress the occurrence of chipping and chipping of the hard coating layer in the intermittent cutting process in which an intermittent high load acts on the cutting edge.
  • the average layer thickness of the hard coating layer (the sum of the layer thickness of the lower layer ⁇ and the layer thickness of the upper layer ⁇ ) is 1.0 to 4.0 ⁇ m, the above-mentioned effect is remarkably exhibited.
  • the average layer thickness is less than 1.0 ⁇ m, the layer thickness of the hard coating layer is thinner than the surface roughness of the tool substrate, so that sufficient wear resistance over a long period of use cannot be ensured.
  • the average layer thickness exceeds 4.0 ⁇ m, the crystal grains of the composite nitride constituting the hard coating layer are likely to be coarsened, and chipping and chipping are likely to occur.
  • Lower layer ⁇ constituting the hard coating layer When the composition of the lower layer ⁇ is represented by the composition formula: (Al 1-x Ti x ) N, the average content ratio x (where x is the atomic ratio) of Ti in the total amount of Al and Ti is 0. It is preferable that 40 ⁇ x ⁇ 0.60 is satisfied. The reason is that if the content of the Ti component is less than 0.40, the AlTiN layer cannot maintain the rock salt type crystal structure, the hardness is extremely lowered, and the deformation followability when a high load is applied to the cutting edge is also obtained. On the other hand, when the content of the Ti component exceeds 0.60, the content of the Al component is relatively lowered, and sufficient high-temperature hardness and heat resistance cannot be obtained.
  • the upper layer ⁇ is a layer in which the B component is further contained in a layer having the same component system as the lower layer ⁇ , and the upper layer ⁇ has a composition in which the concentration of the B component repeatedly changes along the layer thickness direction. A modulation structure is formed.
  • the composition of the upper layer ⁇ is represented by the composition formula: (Al 1-yz T y B z ) N
  • the average content ratio y (where y is) of Ti in the total amount of Al and Ti.
  • the atomic ratio) is preferably 0.40 ⁇ y ⁇ 0.60 for the same reason as the Ti content ratio x in the lower layer ⁇ , but the Ti content ratio y is the Ti content ratio x in the lower layer ⁇ . Does not necessarily have to be the same value (may be different).
  • the hardness and thermal conductivity of the upper layer ⁇ can be improved.
  • the effect is small, and on the other hand, even if it exceeds 0.10, the effect on improving the hardness is small, so 0.01 ⁇ z ⁇ 0.10.
  • the concentration of the B component in the upper layer ⁇ has a composition-modulating structure along the layer thickness direction. That is, as for the concentration of the B component in the upper layer ⁇ , it is preferable that the minimum value Bmin of the concentration of the B component and the maximum value Bmax of the concentration of the B component repeatedly exist along the layer thickness direction.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing an example of a repetitive change in the concentration of the B component with the concentration of the B component on the vertical axis and the position of the upper layer ⁇ on the horizontal axis.
  • the maximum value Bmax and the minimum value Bmin are the same values, and the interval d between the adjacent maximum value Bmax and the minimum value Bmin is also the same.
  • the repetitive change may be such that the B concentration changes so as to take a maximum value Bmax and a minimum value Bmin, and even if the maximum value Bmax and the minimum value Bmin are the same, they are not the same value.
  • the interval d between the adjacent maximum value Bmax and the minimum value Bmin may be the same or different.
  • the average interval between the position where the maximum value Bmax of B is given and the position where the minimum value Bmin adjacent thereto is given in the upper layer ⁇ having a repetitive change in the B concentration is set on the surface of the tool substrate of the upper layer ⁇ .
  • the content ratio of B is measured in the direction perpendicular to the surface of the tool substrate (layer thickness direction), and known measurement noise is removed to obtain a graph.
  • a straight line m that crosses this curve is drawn with respect to a curve that shows a repetitive change in B concentration.
  • This straight line m is drawn so that the area of the area surrounded by the curve is equal on the upper side and the lower side of the straight line.
  • the maximum value Bmax or the minimum value Bmin of the concentration of the B component is obtained for each region where the straight line m crosses the curve showing the repeated change of the B concentration, and the interval between the two is measured, and the measured values at a plurality of points are measured.
  • the average interval of repeated changes in B concentration in the upper layer ⁇ is obtained.
  • the value of m can be seen as the average composition z of B.
  • the upper layer ⁇ has excellent hardness and thermal conductivity in a region where the concentration of the B component is relatively high (a region where the concentration of the B component is close to Bmax).
  • the upper layer ⁇ has excellent strength and toughness in a region where the concentration of the B component is relatively low (a region where the concentration of the B component is close to Bmin)
  • the hardness of the upper layer ⁇ as a whole is obtained.
  • the thermal conductivity, strength, and toughness are enhanced, and as a result, the occurrence of chipping and the occurrence of defects can be suppressed even when an intermittent high load is applied to the cutting edge.
  • the interval between the maximum value Bmax of the concentration of the adjacent B component and the minimum value Bmin of the concentration of the B component is 1 to 1. It is preferably repeated at an average interval of 100 nm.
  • the average Bmaxav of the maximum value Bmax of the concentration of the B component and the average Bminav of the minimum value Bmin of the concentration of the B component are z ⁇ Bmaxav ⁇ 2.0, respectively. It is preferable to satisfy ⁇ z and 0 ⁇ Bminav ⁇ z.
  • the average composition z of the upper layer ⁇ is the maximum value Bmax of the concentration of the B component and the minimum value Bmin of the concentration of the B component in the composition modulation of the B component measured at at least 5 points in the upper layer ⁇ . It is a value calculated as an average value of.
  • the average layer thickness of the hard coating layer is 1.0 to 4.0 ⁇ m, but the layer thickness of the lower layer ⁇ is t ⁇ , and the average of the upper layer ⁇ .
  • the average layer thickness ratio t ⁇ / t ⁇ of the upper layer to the average layer thickness of the lower layer preferably satisfies 2.0 ⁇ t ⁇ / t ⁇ ⁇ 6.0.
  • the layer thickness ratio t ⁇ / t ⁇ is 2 to 6, the occurrence of chipping can be reduced more reliably and excellent wear resistance can be exhibited.
  • the average composition of the lower layer ⁇ and the upper layer ⁇ , the average layer thickness of the layer, the average thickness of the hard coating layer, and the change in the concentration of the B component in the upper layer ⁇ are the changes from the surface of the coating tool to the hard coating layer.
  • Residual stress ⁇ of the entire hard coating layer in order to sufficiently suppress the growth of cracks generated in the hard coating layer or cracks generated at the interface between the cBN substrate and the lower layer ⁇ , ⁇ 2.0 (GPa) ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ 0.5. It is preferable to apply a residual stress ⁇ satisfying (GPa) to the entire hard coating layer (minus means that the residual stress ⁇ is a compressive residual stress). In this way, during cutting, cracks that propagate from the surface of the upper layer ⁇ are suppressed from propagating and propagating into the hard coating layer, and cracks propagate and propagate to the interface between the lower layer ⁇ and the cBN substrate. It is possible to prevent peeling of the hard coating layer due to the progress.
  • a specific method for measuring residual stress is, for example, an X-ray diffraction (XRD) method using the already well-known 2 ⁇ -sin 2 ⁇ method.
  • the measurement principle and measurement method are, for example, the X-ray stress measurement method standard (1997 edition) published by the X-ray Material Strength Division Committee of the Japan Society of Materials Science, and the revised X-ray stress measurement method (Yokendo, 1990). ), The basics of the X-ray stress measurement method and recent developments (Material vol.47, No.11, 1998).
  • the residual stress ⁇ (GPa) of the entire hard coating layer is the lower layer ⁇ ((Ti, Al) N layer) as shown in FIG. 3 when the residual stress is measured using the XRD peak.
  • the upper layer ⁇ ((Ti, Al, B) N layer) overlapped XRD peak intensity DI which is indicated by a downward arrow and is a residual stress calculated by treating it as one peak intensity.
  • the value of plast / (W plast + W elast )) is from 0.42 to 0.47, and nanoindentation hardness is more preferably a 26 GPa ⁇ 30 GPa.
  • the indentation depth may be 1/10 or less of the layer thickness of the upper layer ⁇ , and may be a depth at which the nanoindentation hardness can be measured.
  • 96N (200 mgf) can be exemplified.
  • the nanoindentation hardness in the above range is more preferable is that when the nanoindentation hardness is less than 26 GPa, the upper layer ⁇ may not be able to exhibit sufficient wear resistance, while the nanoindentation hardness is more preferable. This is because if the value exceeds 30 GPa, chipping and defects may easily occur.
  • the plastic deformation work ratio W plast / (W plast + We last ) is obtained as follows. That is, a load is applied so that the pushing depth is 1/10 or less of the layer thickness of the upper layer ⁇ to displace the surface of the upper layer ⁇ (see FIG. 5), and the displacement-load load curve. (See Fig. 4), then unload the load to obtain the displacement-load unloading curve (see Fig. 4), and from the difference between these load curves and the unloading curves, the plastic deformation work ratios, respectively. W plast and elastic deformation work displacement are obtained. Then, from these, the plastic deformation work ratio W plast / (W plast + Wellast ) is calculated.
  • the plastic deformation work ratio W plast / (W plast + Wellast ) is more preferably 0.42 to 0.47.
  • the coating tool of the present embodiment may further have a TiN layer on the upper layer ⁇ as an upper layer of the hard coating layer.
  • the TiN layer is formed as the upper layer, the TiN layer itself has a golden color tone. Therefore, for example, it is possible to determine whether the cutting tool is unused or used by the color tone change of the upper layer. It can be used as a possible identification layer.
  • the average thickness of the TiN layer as the identification layer may be, for example, 0.1 to 1 ⁇ m.
  • the composition and structure of the cBN substrate which is the tool substrate of the covering tool of the present invention, are not particularly limited, but the average particle size of the cBN particles is 0.5 to 4.0 ⁇ m, and the cBN particles in the cBN sintered body.
  • the volume ratio of the above is preferably in the range of 40 to 70% by volume.
  • the bonded phase-forming component particles in the cBN sintered body include at least one selected from the group consisting of Ti nitrides, carbides, carbonitrides, borides and Al nitrides, and oxides. It is preferable to use particles.
  • cBN particles having an average particle size of 0.5 to 4.0 ⁇ m are used as the raw material powder for forming a hard phase, and all of them are TiN powders and TiC having an average particle size in the range of 0.3 to 0.9 ⁇ m.
  • Powder, TiCN powder, Al powder, AlN powder, and Al 2 O 3 powder were prepared as raw material powders for forming a bonded phase, respectively.
  • the content ratio (volume%) of the cBN particles in the cBN sintered body is obtained for the following purposes. That is, the cross-sectional structure of the produced cBN sintered body was observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 5,000, and the portion of the cBN particles in the obtained secondary electron image was image-processed. The area occupied by the cBN particles is calculated by image analysis using image analysis software (ImageJ), the area is divided by the total image area to calculate the area ratio, and the area ratio is the content ratio (volume%). ).
  • the content ratio (volume%) was measured using the secondary electron image obtained by this SEM for at least 3 observation regions, and the average value of the obtained volume% was the content ratio (volume%, vol) of the cBN particles. %).
  • As an observation region used for image processing a region of 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m was used.
  • the blended powder was wet-mixed with a ball mill for 72 hours, dried, and then molded with a hydraulic press at a molding pressure of 1 MPa to obtain a press-molded article having dimensions of diameter: 50 mm ⁇ thickness: 1.5 mm. Then, this press-molded article was held at 900 to 1300 ° C. in a vacuum atmosphere of pressure: 1 ⁇ 10 -4 Pa or less for temporary sintering, and then charged into an ultra-high pressure sintering apparatus to obtain pressure: A cBN sintered body was prepared by holding at 5 GPa, temperature: 1200 to 1400 ° C. for 30 minutes.
  • This cBN sintered body was cut to a predetermined size with a wire electric discharge machine. Then, a WC-based cemented carbide insert body having Co: 5% by mass, TaC: 5% by mass, WC: remaining composition and having an insert shape of ISO standard CNGA120408 was prepared, and the brazed portion (corner portion) thereof was prepared. ), The cut sintered body is brazed using an Ag-based brazing material (in mass%, Cu: 26%, Ti: 5%, Ag: having a composition consisting of the rest), and the upper and lower surfaces and the outer periphery are polished. By performing the brazing treatment, cBN substrates 1 to 3 for examples having an insert shape of ISO standard CNGA120408 were produced.
  • a hard coating layer is formed on the cBN substrates (tool substrates) 1 to 3 by the following steps using the arc ion plating apparatus shown in FIGS. 6 and 7, and the coating tool of the embodiment (also referred to as an embodiment). ) 1 to 10 were obtained.
  • the cBN substrates 1 to 3 are ultrasonically cleaned in acetone, dried, and along the outer peripheral portion radially separated from the central axis on the rotary table in the arc ion plating apparatus by a predetermined distance. I put it on. Further, as the cathode electrode (evaporation source), the Al—Ti alloy for forming the lower layer ⁇ , the Al—Ti—B alloy for forming the upper layer ⁇ , and the Al—Ti for forming the upper layer ⁇ having a predetermined composition. The alloy was placed in the device.
  • Nitrogen gas is introduced as a reaction gas into the apparatus to set the film formation atmosphere temperature at 400 to 550 ° C. and a predetermined nitrogen gas pressure of 2 to 8 Pa shown in Table 2, and on the rotary table.
  • a cathode electrode (evaporation source) and an anode made of the Al—Ti alloy are applied to the cBN substrates 1 to 3 that rotate while rotating in a predetermined DC bias voltage of ⁇ 20 to ⁇ 100 V shown in Table 2.
  • a predetermined current of 100 to 200 A shown in Table 2 is passed between the electrodes to generate an arc discharge, and the surface of the cBN substrates 1 to 3 has the average composition and average layer thickness (Al) shown in Table 2.
  • Ti The lower layer ⁇ was formed by vapor deposition so as to form an N layer.
  • a nitrogen gas is introduced as a reaction gas into the apparatus to set the film formation atmosphere temperature at 400 to 550 ° C. and a predetermined nitrogen gas pressure of 3 to 10 Pa, which is also shown in Table 3, and the rotary table.
  • a cathode electrode (evaporation source) made of the Al—Ti—B alloy while applying a predetermined DC bias voltage of -30 to -100V shown in Table 3 to the cBN substrates 1 to 3 rotating while rotating on the above.
  • a predetermined current of 90 to 180A shown in Table 3 is passed to generate an arc discharge, and at the same time, a predetermined DC bias voltage of -30 to -100V shown in Table 3 is applied.
  • the maximum value Bmax of the concentration of the B component in the upper layer ⁇ , the minimum value Bmin of the concentration of the B component, the average interval between the adjacent maximum value Bmax and the minimum value Bmin, and the like are determined in the step (d).
  • the residual stress ⁇ of the entire hard coating layer can be controlled by adjusting the bias voltage.
  • the lower layer ⁇ forms a fine structure by forming a film with a lower gas pressure and a higher arc current than in the step (d), while in the step (d). Is formed with a high gas pressure and a low arc current as compared with the step (c), and the film forming time is adjusted so that the layer thickness of the upper layer ⁇ is thicker than that of the lower layer ⁇ . did.
  • a cathode electrode (evaporation source) made of metal Ti was provided in the apparatus (not shown in FIGS. 6 and 7), and the hardness was described.
  • a TiN layer having a layer thickness of 0.1 to 1 ⁇ m was further vapor-deposited.
  • the composition of the lower layer ⁇ , the composition of the upper layer ⁇ , and the maximum value Bmax and the minimum value Bmin of the concentration of the B component in the composition modulation structure of the upper layer ⁇ was measured at at least 5 points by secondary ion mass spectrometry (SIMS), and x, y, z, Bmaxav, and Bminav were calculated by averaging these measured values.
  • SIMS secondary ion mass spectrometry
  • the average composition z of the B component in the upper layer ⁇ having the composition modulation structure of the B component was determined as the average value of (Bmax + Bmin) / 2 measured at at least 5 points.
  • the layer thickness of the lower layer ⁇ and the layer thickness of the upper layer ⁇ are measured in a longitudinal section using a scanning electron microscope (SEM), and are perpendicular to the surface of the cBN substrate at any five points in the visual field.
  • the layer thickness in the direction is measured, the average layer thickness is calculated from the average value of the measurement, and based on this, the average layer thickness of the hard coating layer and the layer thickness ratio t ⁇ / t ⁇ of the lower layer ⁇ and the upper layer ⁇ are calculated. did.
  • the maximum value Bmax of the concentration of the B component is detected.
  • the interval between the maximum value and the minimum value Bmin was measured at at least 5 points, and the measured values were averaged to calculate the average interval between the maximum value and the minimum value of the concentration of the B component.
  • the residual stress ⁇ (GPa) of the entire hard coating layer was measured for Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 6 prepared above.
  • the residual stress ⁇ (GPa) was measured on the cemented carbide on the flank. Since the cutting edge of the cBN coated tool is brazed to the brazed part (corner part) of the insert body made of WC-based cemented carbide, the residual stress of the coating on the cutting edge part used for cutting is described in this specification. The residual stresses from the measurements are equivalent.
  • the residual stress ⁇ (GPa) of the entire hard coating layer is calculated by evaluating the XRD peak in which the lower layer ⁇ and the upper layer ⁇ overlap as one peak as shown in FIG. 3 as described above. The value.
  • the upper layer ⁇ of Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 6 was subjected to a nanoindentation test, and the plastic deformation work ratio and hardness were measured at at least 5 points as described above, and the measured values were measured. Was taken as the nanoindentation hardness.
  • Tables 2 to 7 show the measurement / calculation results, respectively.
  • the maximum cutting length is set to 1200 m under the following dry intermittent cutting conditions, and the presence or absence of chipping, chipping, peeling, etc. of the cutting edge and escape occur every 100 m of cutting length.
  • the amount of surface wear was evaluated.
  • Cutting conditions Work material: 4 vertical grooved round bars at equal intervals in the length direction of carburized and hardened material (HRC60) of chrome steel (JIS / SCr420). Cutting speed: 120 m / min. Notch: 0.2 mm Feed: 0.15 mm / rev
  • the average composition of the lower layer ⁇ and the upper layer ⁇ on the surface of the cBN substrate was set within a predetermined range, and the composition modulation structure of the B component was formed in the upper layer ⁇ .
  • the layer thickness ratio of the lower layer ⁇ to the upper layer ⁇ within a predetermined range and controlling the residual stress ⁇ (GPa) of the entire hard coating layer within a predetermined range, the cutting edge is intermittently and impactfully impacted. It can be seen that even when the high-hardness steel on which a high load acts is subjected to intermittent cutting, chipping, chipping, and peeling do not occur, and excellent wear resistance is exhibited over a long period of use.
  • Tool base (cBN base) 2 cBN particles 3 Bonding phase 4 Hard coating layer 5 Lower layer ⁇ 6 Upper layer ⁇ 7 Indenter 8 Load 9 Displacement 11 Heater 12 Rotating table 13 Al-Ti alloy target for forming upper layer ⁇ (evaporation source) 14 Ai-Ti-B alloy target (evaporation source) 15 Ai-Ti alloy target for lower layer ⁇ formation (evaporation source) 16 Anode electrode 17 Tool base (cBN base) 18 Reaction gas inlet 19 Exhaust gas port 20 Arc power supply 21 Bias power supply

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Abstract

ｃＢＮ焼結体の工具基体と該工具基体の刃先表面に下部層αと、その上の上部層βとを有し、前記下部層αは（Ａｌ１－ｘＴｉｘ）Ｎ（０．４０≦ｘ≦０．６０）、前記上部層βは（Ａｌ１－ｙ－ｚＴｉｙＢｚ）Ｎ（０．４０≦ｙ≦０．６０、０．０１≦ｚ≦０．１０）であり、前記上部層βは、前記Ｂ成分の濃度が繰返し変化し、隣接する前記Ｂ成分の極大値と極小値の間隔が１～１００ｎｍの平均間隔であり、前記Ｂ成分の濃度の極大値の平均をＢｍａｘａｖとしたとき、ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚで、前記Ｂ成分の濃度の極小値の平均をＢｍｉｎａｖとしたとき、０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚであり、前記硬質被覆層の平均層厚は１．０～４．０μｍで、前記下部層αの平均層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０で、前記硬質被覆層全体の残留応力は－２．０～―０．５ＧＰａであることを特徴とする表面被覆切削工具。

Description

表面被覆切削工具
　本発明は、表面被覆切削工具（以下、被覆工具ということがある）に関する。本出願は、２０１９年１０月２９日に出願した日本特許出願である特願２０１９－１９５７９６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。
　被覆工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるインサート、被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、またインサートを着脱自在に取り付けてソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うインサート式エンドミルなどが知られており、被覆工具の工具基体としては、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、立方晶窒化硼素基焼結体、高速度工具鋼等が用いられている。
　従来、被覆工具としての性能改善を図るために、各種の提案がなされている。
　例えば、特許文献１では、超硬合金製の工具基体上に（ＡｌｘＴｉ１－ｘ）（ＢｙＮ１－ｙ）で示される組成の硼窒化物（ただし、０．０５≦ｘ≦０．７５、０．０２≦ｙ≦０．１２）からなる硬質被覆層を形成することによって、被覆工具の耐摩耗性を向上させることが提案されている。
　また、特許文献２では、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットあるいは高速度工具鋼からなる工具基体の表面に、ＴｉとＡｌとＢの複合窒化物からなる上部層と下部層で構成した硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具が提案され、前記上部層は、薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造を有し、薄層Ａは、組成式：［Ｔｉ1－（Ｍ＋Ｎ）ＡｌＭＢＮ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｍは０．１５～０．３５、Ｎは０．１５～０．３０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層、薄層Ｂは、組成式：［Ｔｉ1－（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．５０～０．６０、Ｙは０．０１～０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層、前記下部層は、単一相構造を有し、組成式：［Ｔｉ1－（Ｘ＋Ｙ）ＡｌＸＢＹ］Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．５０～０．６０、Ｙは０．０１～０．１０を示す）を満足するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物層であって、前記表面被覆切削工具は耐熱合金の高速切削加工において硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮することが開示されている。
　前記特許文献１、２で提案されているものは、超硬合金表面に硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具であるが、ｃＢＮ焼結体を工具基体とし、この上に硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具についても、例えば、特許文献３で提案されている。
　特許文献３では、ｃＢＮ焼結体直上の下部層Ａとその上に形成された上部層Ｂとからなる硬質被覆層を有し、前記下部層Ａは、組成式：Ｔｉ１－ａＡｌａＮ（ただし、ａは原子比で０．３≦ａ≦０．７）を満足し、また、前記上部層Ｂは、組成式：Ｔｉ１－ｘ―ｙＡｌｘＳｉｙＮ（ただし、ｘ、ｙは原子比で０．３≦ｘ≦０．７、０．０１≦ｙ≦０．１）を満足し、さらに、逃げ面の下部層Ａの残留応力をσＡ（ＧＰａ）、前記硬質被覆層全体を総括した残留応力をσＴ（ＧＰａ）としたとき、σＡ＜σＴ、－７、０≦σＡ≦－１．０、－４．０≦σＴ≦－０．５、｜σＡ－σＴ｜＜４．０である表面被覆切削工具が開示されている。
特開平４－２６７５６号公報 特開２００６－３３４７３９号公報 特開２０１５－１７８１７１号公報
　発明者は、前記特許文献１～３に記載された被覆工具について検討した。その結果、次のような認識をもった。
　前記特許文献１に記載される被覆工具は、炭素鋼の連続切削において、すぐれた耐摩耗性を発揮するものの、これを、高硬度鋼の断続切削加工に用いた場合には、耐チッピング性と耐摩耗性のいずれも十分であるとはいえない。
　また、前記特許文献２に記載される被覆工具においては、高熱発生を伴うＮｉ合金やＣｏ合金、さらにＴｉ合金などの耐熱合金の高速切削加工に用いた場合に、すぐれた耐摩耗性を発揮するものの、高硬度鋼の断続切削加工に用いた場合には、耐チッピング性が十分であるとはいえない。
　さらに、前記特許文献３に記載される被覆工具においては、同文献の記載どおりに高硬度鋼の高速連続切削加工では、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するものの、断続切削加工に供した場合には、耐チッピング性については未だ満足できるものではない。
　いずれにしても、特許文献１～３に記載された被覆工具は、高硬度鋼の断続切削加工においては、チッピングの発生を低減すると同時に、すぐれた耐摩耗性を確保することはできず、そのため、工具寿命が短命であるという問題点があった。
　ここで、高速度鋼とは、表面を浸炭焼入れしたＨＲＣが３５～６５の表面硬さを有する合金鋼をいう。
　また、断続切削とは、切削時に刃先に空転が生じる加工をいい、スリットの排他被削材の切削加工を例示することができる。
　本発明の実施形態に係る表面被覆切削工具は、
　立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体と該工具基体の少なくとも刃先表面に硬質被覆層を有しており、
（ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体の直上の下部層αと、前記下部層αの上の上部層βとを有し、
（ｂ）前記下部層αは、平均組成が、
組成式：（Ａｌ１－ｘＴｉｘ）Ｎ（ただし、ｘは原子比で０．４０≦ｘ≦０．６０）を満足し、
（ｃ）前記上部層βは、平均組成が、
組成式：（Ａｌ１－ｙ－ｚＴｉｙＢｚ）Ｎ（ただし、ｙ、ｚは原子比で、０．４０≦ｙ≦０．６０、０．０１≦ｚ≦０．１０）を満足し、
（ｄ）前記上部層βは、その層厚方向に沿って前記Ｂの成分濃度が繰返し変化する組成変調構造を有し、
（ｅ）前記組成変調構造における前記Ｂ成分の濃度の前記繰返し変化は、隣接する前記Ｂ成分の濃度の極大値と前記Ｂ成分の濃度の極小値との間隔が１～１００ｎｍの平均間隔で繰り返されるものであり、
（ｆ）前記Ｂ成分の濃度の極大値の平均をＢｍａｘａｖとしたとき、
ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚであり、
一方、前記Ｂ成分の濃度の極小値の平均をＢｍｉｎａｖとしたとき、
０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚであり、
（ｇ）前記硬質被覆層の平均層厚は１．０～４．０μｍであり、かつ、前記下部層αの平均層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０を満足し、
（ｈ）前記硬質被覆層全体の残留応力σは、－２．０ＧＰａ≦σ≦―０．５ＧＰａを満足する。
　さらに、前記実施形態に係る表面被覆切削工具は、以下の各事項の一つ以上を満足していてもよい。
（１）前記上部層βについて、その層厚の１／１０以下の押込み深さのナノインデンテーション試験を行うことによって求めた塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値が０．４２～０．４７であり、かつ、ナノインデンテーション硬さが２６～３０ＧＰａであることを特徴とする。
（２）前記硬質被覆層の上層として、ＴｉＮ層を有することを特徴とする。
　前記によれば、高硬度鋼の断続切削加工に使用した場合でも、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することがなく、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
本発明の実施形態に係る被覆工具の硬質被覆層の層構造を示す断面模式図である。 本発明の実施形態に係る被覆工具の上部層βにおける層厚方向に沿ったＢ成分の組成変調構造を示す模式図である。 硬質被覆層全体としての残留応力σを測定する概略説明図である。 塑性変形仕事比率を求めるための変位－荷重の負荷曲線および変位－荷重の除荷曲線の概略模式図である。 塑性変形仕事比率を求めるための試験法の概略説明図である。 本発明の実施例に係る被覆工具の硬質被覆層を成膜するための、アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置の概略平面図である。 図６のアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置の概略側面図である。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、以下（１）～（４）の知見を得た。
（１）ｃＢＮ焼結体からなる工具基体（以下、「ｃＢＮ基体」ということがある）の少なくとも刃先表面に、下部層と上部層の２層構造を有する硬質被覆層を蒸着形成し、そして、硬質被覆層の下部層として、変形追従性にすぐれるＡｌとＴｉの複合窒化物（以下、ＡｌＴｉＮと記す場合もある）層を緩衝層として形成することにより、工具基体と硬質被覆層の付着強度を高め、刃先における硬質被覆層の剥離抑制が可能であること。
（２）硬質被覆層の下部層の上の上部層としては、その層厚方向（工具基体の表面に垂直な断面（縦断面、硬質被覆層の厚さ方向））に沿ってＢ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造を有するＡｌとＴｉとＢの複合窒化物（以下、ＡｌＴｉＢＮ層と記す場合もある）層を形成することで、高硬度と高熱伝導性を付与するとともに高靭性化を図り、刃先に断続的な高負荷が作用した場合のチッピングの発生、欠損の発生を抑制できること。
（３）硬質被覆層において、所定の残留応力を付与せしめることによって、下部層とｃＢＮ基体との界面に発生する界面クラックの進展を抑制し得るとともに、切削加工時に、上部層の表面で発生したクラックが、上部層の内部に進展することを抑制することができるため、高硬度鋼の断続切削加工に供した場合であっても、チッピング、欠損の発生を防止できること。
（４）下部層、およびＢ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造を有するＡｌＴｉＢＮ層を、物理蒸着装置の一種であるアークイオンプレーティング装置（「ＡＩＰ装置」という）により蒸着形成するにあたり、その蒸着条件の一つであるｃＢＮ基体に印加する直流バイアス電圧を制御することによって、硬質被覆層に所望の残留応力を付与せしめることができること。
　ここで、ＡｌＴｉＮ層（下部層）は、その構成成分であるＴｉ成分によってすぐれた強度と靭性を確保することができ、Ａｌは高温硬さと耐熱性を向上させ、ＡｌとＴｉが共存含有した状態でさらに高温耐酸化性を向上させる作用があり、また、ＡｌＴｉＢＮ層（上部層）は、ＡｌＴｉＮ層にＢ成分をさらに含有させることで、熱伝導性が向上し、その結果として、ＡｌＴｉＢＮ層の耐塑性変形性と高温硬さが向上すると発明者は推察している。
　以下では、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　なお、本明細書および特許請求の範囲において、数値範囲を「Ａ～Ｂ」（Ａ、Ｂは共に数値）で表現するときは、その範囲は上限値（Ｂ）および下限値（Ａ）を含んでおり、上限値（Ｂ）と下限値（Ａ）の単位は同じである。
硬質被覆層：
　図１に示すように、本発明の実施形態に係る硬質被覆層は、工具基体の少なくとも刃先表面にＡｌＴｉＮの下部層αと、その上のＡｌＴｉＢＮの上部層βを有している。
　また、図１には示していないが、前記硬質被覆層の上層として、ＴｉＮ層を有していてもよい。このＴｉＮ層は後述するように、例えば、コーナー識別層としての役割を持たせることができる。
　この下部層αは、その構成成分であるＴｉ成分によってすぐれた強度と靭性を確保され、また、Ａｌ成分が高温硬さと耐熱性を向上させ、Ａｌ成分とＴｉ成分が共存含有した状態により高温耐酸化性がより向上し、さらに、変形追従性にもすぐれる。また、前記下部層αは前記上部層βと工具基体との緩衝作用を高めて、硬質被覆層の付着強度を向上させるから、刃先に断続的高負荷が作用した場合に硬質被覆層の剥離発生が抑制できる。
　また、前記上部層βは、前記下部層αと同一成分系の層にＢ成分をさらに含有させ、かつ、Ｂ成分の組成変調構造を形成することで、硬度を高めるとともに熱伝導性を向上させている。これにより前記上部層βは、切削加工時の高熱によっても硬度が低下せず、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
　特に、前記上部層βにおいて、強度と靭性にすぐれたＢ成分の濃度が相対的に少ない領域（Ｂ成分の濃度が、ほぼ極小値Ｂｍｉｎに近い領域）と熱伝導性が高く高硬度であるＢ成分の濃度が相対的に高い領域（Ｂ成分の濃度が、ほぼ極大値Ｂｍａｘに近い領域）とが、前記上部層βの層厚方向に繰り返して形成されている組成変調構造を有することによって、刃先に断続的高負荷が作用する断続切削加工において、硬質被覆層のチッピング、欠損の発生を抑制することができる。
　そして、硬質被覆層の平均層厚（前記下部層αの層厚と前記上部層βの層厚の合計）が１．０～４．０μｍのとき、前記した効果が際立って発揮される。
　その理由は、平均層厚が１．０μｍ未満では、工具基体表面粗さに比べ硬質被覆層の層厚が薄いため、長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が４．０μｍを越えると、硬質被覆層を構成する複合窒化物の結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピング、欠損を発生しやすくなるからである。
硬質被覆層を構成する下部層α：
　下部層αは、組成を組成式：（Ａｌ１－ｘＴｉｘ）Ｎで表したとき、ＴｉのＡｌとＴｉの合量に占める平均含有割合ｘ（ただし、ｘは原子比）が、０．４０≦ｘ≦０．６０を満足することが好ましい。
　その理由は、Ｔｉ成分の含有量が０．４０未満では、ＡｌＴｉＮ層が岩塩型結晶構造を維持できず、硬さが極端に低下するとともに、刃先に高負荷が作用した場合の変形追従性も低下し、一方、Ｔｉ成分の含有量が０．６０を超えると、Ａｌ成分の含有量が相対的に低下し、十分な高温硬さと耐熱性が得られなくなるためである。
硬質被覆層を構成する上部層β：
　上部層βは、前記下部層αと同一成分系である層にＢ成分をさらに含有させた層であり、前記上部層βには、層厚方向に沿ってＢ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造が形成される。
　ここで、前記上部層βの組成を組成式：（Ａｌ１－ｙ－ｚＴｉｙＢｚ）Ｎで表したとき、ＴｉのＡｌとＴｉの合量に占める平均含有割合ｙ（ただし、ｙは原子比）は、前記下部層αにおけるＴｉの含有割合ｘと同じ理由により、０．４０≦ｙ≦０．６０が好ましいが、Ｔｉの含有割合ｙは、前記下部層αにおけるＴｉの含有割合ｘと必ずしも同じ値である必要はない（異なっていてもよい）。
　前記上部層βにおけるＢのＡｌとＴｉとＢの合量に占める平均含有割合ｚ（ただし、ｚは原子比）が０．０１未満では、前記上部層βの硬さ向上、熱伝導性向上に効果が少なく、一方、０．１０を超えても硬さ向上に効果が少ないため、０．０１≦ｚ≦０．１０であることが好ましい。
　ここで、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度は、層厚方向に沿って組成変調構造を有する。
　すなわち、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度は、Ｂ成分の濃度の極小値ＢｍｉｎとＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘがその層厚方向に沿って繰返して存在することが好ましい。
　図２は、縦軸にＢ成分の濃度、横軸に前記上部層βの位置をとったＢ成分の濃度の繰返し変化の一例を模式的に示す図である。図２では、極大値Ｂｍａｘ、極小値Ｂｍｉｎのそれぞれが同じ値であり、隣接する極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎの間隔ｄも同じであるが、本明細書および特許請求の範囲でいうＢ濃度の繰返し変化（組成変調構造）とは、Ｂ濃度が極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎをとるように変化すればよく、極大値Ｂｍａｘおよび極小値Ｂｍｉｎが、それぞれ、同じ値であっても同じ値でなくてもよく、隣接する極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎの間隔ｄも同じであっても、異なっていてもよい。
　ここで、Ｂ濃度の繰返し変化を有する前記上部層βにおけるＢの極大値Ｂｍａｘを与える位置とこれに隣接する極小値Ｂｍｉｎを与える位置の平均間隔は、前記上部層βの前記工具基体の表面に垂直な断面（縦断面）において、前記工具基体の表面に垂直方向（層厚方向）にＢの含有割合を測定し、公知の測定ノイズ除去を行ってグラフ化することにより求められる。
　すなわち、図２に示すようにＢ濃度の繰返し変化を示す曲線に対して、この曲線を横切る直線ｍを引く。この直線ｍは、前記曲線に囲まれた領域の面積が直線の上側と下側とで等しくなるように引く。そして、この直線ｍがＢ濃度の繰返し変化を示す曲線を横切る領域毎に、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘまたは極小値Ｂｍｉｎを求めるとともに、両者の間隔を測定し、複数箇所におけるこの測定値を平均することによって、前記上部層βにおけるＢ濃度の繰返し変化の平均間隔を求める。なお、ｍの値は、Ｂの平均組成ｚと見ることができる。
　Ｂ成分の濃度が、このような組成変調構造を形成すると、Ｂ成分の濃度が相対的に高い領域（Ｂ成分の濃度がＢｍａｘに近い領域）において前記上部層βはすぐれた硬さと熱伝導性を備え、また、Ｂ成分の濃度が相対的に少ない領域（Ｂ成分の濃度がＢｍｉｎに近い領域）において前記上部層βはすぐれた強度、靭性を備えることから、前記上部層β全体としての硬さ、熱伝導性、強度、靭性を高め、その結果として、刃先に断続的な高負荷が作用した場合であっても、チッピングの発生、欠損の発生を抑制することができる。
　組成変調構造におけるＢ成分の濃度の周期的な変化において、隣接するＢ成分の濃度の極大値ＢｍａｘとＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎの間隔（上部層βの層厚方向の距離）が１～１００ｎｍの平均間隔で繰り返されることが好ましい。
　その理由は、Ｂ成分の極大値ＢｍａｘとＢ成分の極小値Ｂｍｉｎの平均間隔が１ｎｍ未満では、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎを明確に区別して形成することができず、前記上部層βに全体として強度と靭性、高硬度の性質を確保できず、一方、Ｂ成分の極大値とＢ成分の極小値の平均間隔が１００ｎｍを超えると、Ｂ成分の濃度の極大値と極小値それぞれが持つ欠点が明確に現れてしまい、チッピングの発生、欠損の発生を抑制するという前記上部層βの性質が低下することためである。
　そして、このチッピングの発生、欠損の発生の抑制のために、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘの平均ＢｍａｘａｖとＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎの平均Ｂｍｉｎａｖは、それぞれ、ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚおよび０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚを満足することが好ましい。
　なお、前記上部層βの平均組成ｚは、前述のとおり、前記上部層βにおいて少なくとも５箇所で測定したＢ成分の組成変調におけるＢ成分の濃度の極大値ＢｍａｘとＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎの平均値として算出した値である。
　本実施形態では、硬質被覆層の平均層厚を１．０～４．０μｍとすることは既に述べたとおりであるが、前記下部層αの層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、下部層の平均層厚に対する上部層の平均層厚比ｔβ／ｔαは、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０を満足することがより好ましい。
　その理由は、層厚比ｔβ／ｔαが２～６であれば、より確実にチッピングの発生を低減し、すぐれた耐摩耗性を発揮することができるためである。
　なお、前記下部層α、前記上部層βの平均組成、一層平均層厚、硬質被覆層の平均層厚、さらに、上部層βにおけるＢ成分の濃度変化は、被覆工具の表面から硬質被覆層の深さ方向（すなわち、硬質被覆層の厚さ方向）について二次イオン質量分析法（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＳＩＭＳ）、また、工具基体の表面に垂直な縦断面について、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）を、それぞれ、用いた断面測定により、測定することができる。
硬質被覆層全体の残留応力σ：
　本実施形態では、硬質被覆層に生じたクラックあるいはｃＢＮ基体と前記下部層αの界面に生じたクラックの進展を十分に抑制するために、－２．０（ＧＰａ）≦σ≦－０．５（ＧＰａ）を満足する残留応力σ（なお、マイナスは、残留応力σが、圧縮残留応力であることを意味する）を硬質被覆層全体に付与することが好ましい。このように、切削加工時に、前記上部層βの表面から進展するクラックが、硬質被覆層内に伝播・進展することを抑制するとともに、前記下部層αと前記ｃＢＮ基体の界面にクラックが伝播・進展することによる硬質被覆層の剥離発生を防止できる。
　具体的な残留応力の測定法は、例えば、既に良く知られた２θ－ｓｉｎ２ψ法を用いたＸ線回折（ＸＲＤ）法によって行う。その測定原理や測定方法は、例えば、日本材料学会Ｘ線材料強度部門委員会が発行しているＸ線応力測定法標準（１９９７年版）、改著Ｘ線応力測定法（養賢堂、１９９０年）、Ｘ線応力測定法の基礎と最近の発展（材料ｖｏｌ．４７，Ｎｏ．１１，１９９８）などに詳しく述べられている。
　ここで、硬質被覆層全体としての残留応力σ（ＧＰａ）とは、ＸＲＤピークを用いて残留応力を測定する際に、図３に示すように、前記下部層α（（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎ層）と前記上部層β（（Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ）Ｎ層）の重なったＸＲＤピーク強度ＤＩについて、下向きの矢印で示したものを一つのピーク強度と扱って算出した残留応力をいう。
上部層βの塑性変形仕事比率とナノインデンテーション硬さ：
　前記上部層βについて、その層厚の１／１０以下の押込み深さでナノインデンテーション試験を行うことによって、塑性変形仕事比率およびナノインデンテーション硬さを求めたとき、塑性変形仕事比率（＝Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ））の値は０．４２～０．４７であり、かつ、ナノインデンテーション硬さは２６ＧＰａ～３０ＧＰａのあることがより好ましい。
　ここで、押込み深さは、前記上部層βの層厚の１／１０以下であって、ナノインデンテーション硬さが測定できる深さであればよく、この押込み深さを与える荷重として、１．９６Ｎ（２００ｍｇｆ）が例示できる。
　また、前記範囲のナノインデンテーション硬さがより好ましい理由は、２６ＧＰａ未満である場合には、前記上部層βが十分な耐摩耗性を発揮することはできない場合があり、一方、ナノインデンテーション硬さが３０ＧＰａを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなることがあるためである。
　前記塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）は、次のようにして求める。すなわち、前記上部層βの層厚の１／１０以下の押込み深さになるように荷重を負荷して前記上部層βの表面を変位させて(図５を参照)、変位－荷重の負荷曲線を求め(図４を参照)、次いで、荷重を除荷して変位－荷重の除荷曲線を求め(図４を参照)、これら負荷曲線と除荷曲線の差から、それぞれ、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔと弾性変形仕事Ｗｅｌａｓｔとを求める。そして、これらから、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出する。
　ここで、前記塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）は、０．４２～０．４７であることがより好ましい。
　その理由は、前記塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）が０．４２未満であると衝撃緩和性が十分でなく、断続切削条件に供された場合に十分な耐チッピング性、耐欠損性が得られないことがあり、一方、０．４７を超えると耐塑性変形性が低下し、十分な耐摩耗性が得られなくなることがあるためである。
　本実施形態の被覆工具は、硬質被覆層の上層として、前記上部層βの上にＴｉＮ層をさらに有してもよい。
　上層としてＴｉＮ層を形成した場合には、ＴｉＮ層自体が黄金色の色調を有することから、例えば、切削工具が未使用であるか使用済であるかを上層の色調変化によって、判別することができる識別層として活用することができる。
　なお、この識別層としてのＴｉＮ層の平均層厚は、例えば、０．１～１μｍでよい。
　本発明の被覆工具の工具基体であるｃＢＮ基体の組成、組織について特段の制限はないが、ｃＢＮ粒子の平均粒径は、０．５～４．０μｍであり、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の体積割合は４０～７０体積％の範囲であることが好ましい。また、ｃＢＮ焼結体中の結合相形成成分粒子としては、Ｔｉの窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびＡｌの窒化物、酸化物からなる群から選ばれた少なくとも１種以上を含む粒子を用いることが好ましい。
　以下、実施例をあげて本発明を説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
工具基体の作製：
　原料粉末として、０．５～４．０μｍの平均粒径を有するｃＢＮ粒子を硬質相形成用原料粉末として、いずれも０．３～０．９μｍの範囲内の平均粒径を有するＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ粉末、ＡｌＮ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を結合相形成用原料粉末として、それぞれ用意した。
　この結合相形成用原料粉末のいくつかと前記ｃＢＮ粒子粉末をあわせ、ｃＢＮ焼結体中におけるｃＢＮ粒子の含有割合が４０～７０体積％となるように表１に示される配合比で配合した。表１において、「－」と表示されるものは、含有させなかったことを示している。
　ここで、ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）とは、次の用に求めたものである。すなわち、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）を使って倍率５，０００で観察し、得られた二次電子像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＪ）を用いた画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、その面積を画像総面積で除して面積比率を算出し、その面積比率を含有割合（体積％）とみなした。このＳＥＭで得られた二次電子像を使った含有割合（体積％）の測定を少なくとも３観察領域に対して行って、求めた体積％の平均値をｃＢＮ粒子の含有割合（体積％、ｖｏｌ％）とした。なお、画像処理に用いる観察領域として、２０μｍ×２０μｍの領域を用いた。
　次いで、この配合した粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、油圧プレスにて成形圧１ＭＰａで成形し、直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形体を得た。その後、このプレス成形体を、圧力：１×１０－４Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００～１３００℃で保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰａ、温度：１２００～１４００℃で３０分間保持してｃＢＮ焼結体を作製した。
　このｃＢＮ焼結体をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断した。そして、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成であってＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体を用意し、そのろう付け部（コーナー部）に、切断した焼結体をＡｇ系ろう材（質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有する）を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった実施例用のｃＢＮ基体１～３を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
成膜工程：
　前記ｃＢＮ基体（工具基体）１～３に対して、図６、７に示すアークイオンプレーティング装置を用いて、以下の工程により硬質被覆層を形成し、実施例の被覆工具（実施例ともいう）１～１０を得た。
（ａ）前記ｃＢＮ基体１～３を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた外周部にそって装着した。また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成の前記下部層α形成用Ａｌ－Ｔｉ合金、前記上部層β形成用のＡｌ－Ｔｉ－Ｂ合金、および、前記上部層β形成用のＡｌ－Ｔｉ合金を同装置内に配置した。
　なお、実施例１～３では当てはまらなかったが、前記下部層αにおけるＴｉの含有割合ｘと、前記上部層βにおけるＴｉの含有割合ｙが同一であるならば、前記下部層α形成用のＡｌ－Ｔｉ合金と前記上部層β形成用のＡｌ－Ｔｉ合金とを一つのＡｌ－Ｔｉ合金で共用してもよい。
（ｂ）前記装置内を排気して１０－２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで前記装置内を５００℃に加熱した後、２ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記ｃＢＮ基体１～３に－２００～－６００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もってその表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄した。
（ｃ）前記装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、成膜雰囲気温度を４００～５５０℃、かつ、表２に示す２～８Ｐａの所定の窒素ガス圧力とするとともに、前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記ｃＢＮ基体１～３に、表２に示す－２０～－１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ－Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に、表２に示す１００～２００Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させ、前記ｃＢＮ基体１～３の表面に、表２に示される平均組成、平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ）Ｎ層となるように前記下部層αを蒸着形成した。
（ｄ）前記装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、成膜雰囲気温度を４００～５５０℃、かつ、同じく表３に示す３～１０Ｐａの所定の窒素ガス圧力とするとともに、前記回転テーブル上で自転しながら回転する前記ｃＢＮ基体１～３に、表３に示す－３０～－１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に、表３に示す９０～１８０Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させると同時に、表３に示す－３０～－１００Ｖの所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ－Ｔｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）と前記アノード電極との間に、表３に示す９０～１８０Ａの所定の電流を流してアーク放電を発生させて同時蒸着を行うことにより、前記下部層αの表面に、表３に示される平均組成、平均層厚の（Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ）Ｎ層となり、かつ、該（Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ）Ｎ層内にＢ成分の組成変調構造を有する前記上部層βを形成した。
　前記下部層αと上部層βを表６に示す。
　ここで、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘ、Ｂ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎ、隣接する前記極大値Ｂｍａｘと前記極小値Ｂｍｉｎの平均間隔等は、前記工程（ｄ）における前記回転テーブル上でのｃＢＮ基体の前記回転テーブルの回転速度、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金におけるＢ含有量、前記Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金からなるカソード電極（蒸発源）と前記アノード電極間のアーク放電の強弱等によって調整することができ、また、硬質被覆層全体の残留応力σは、バイアス電圧を調整することによって制御することができる。
　前記工程（ｃ）においては、工程（ｄ）に比して低ガス圧かつ高アーク電流にて成膜することにより、下部層αが微細な組織を形成し、一方、前記工程（ｄ）においては、工程（ｃ）に比して高ガス圧かつ低アーク電流にて成膜し、成膜時間を調整して、前記上部層βの層厚が前記下部層αより厚くなるように成膜した。
　比較のため、前記ｃＢＮ基体１～３に対して、前記工程（ｃ）、（ｄ）における条件を、それぞれ、表４、表５に示す値に変更して、表７に示す成分組成比、前記下部層αと前記上部層βの層厚比、残留応力σを有する比較例の被覆工具（比較例ともいう）１～６を作製した。
　なお、実施例と比較例のうちのいくつかのものについては、前記装置内に金属Ｔｉからなるカソード電極（蒸発源）を付設し（図６、７において図示は省略している）、前記硬質被覆層の上層として、０．１～１μｍの層厚のＴｉＮ層をさらに蒸着形成した。
　実施例１～１０および比較例１～６について、前記下部層αの組成および前記上部層βの組成、さらに、前記上部層βの組成変調構造におけるＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎを、二次イオン質量分析法（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：　ＳＩＭＳ）により少なくとも５箇所にて測定するとともに、これらの測定値を平均することにより、ｘ、ｙ、ｚ、Ｂｍａｘａｖ、Ｂｍｉｎａｖを算出した。
　なお、Ｂ成分が組成変調構造を有する前記上部層βにおけるＢ成分の平均組成ｚは、少なくとも５箇所で測定した（Ｂｍａｘ＋Ｂｍｉｎ）／２の平均値として求めた。
　また、前記下部層αの層厚および前記上部層βの層厚については、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて縦断面測定し、視野内の任意の５箇所にてｃＢＮ基体表面に垂直な方向の層厚を測定し、測定の平均値から平均層厚を算出し、これに基づき、硬質被覆層の平均層厚、前記下部層αと前記上部層βの層厚比ｔβ／ｔαを算出した。
　さらに、前記上部層βにおけるＢ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘが検出された位置とこれに隣接してＢ成分の濃度の極小値Ｂｍｉｎが検出された位置とから、Ｂ成分の濃度の極大値Ｂｍａｘと極小値Ｂｍｉｎの間隔を少なくとも５箇所で測定し、測定値を平均することで、Ｂ成分の濃度の極大値と極小値の平均間隔を算出した。
　また、前記で作製した実施例１～１０、比較例１～６について、硬質被覆層全体の残留応力σ（ＧＰａ）を測定した。
　なお、残留応力σ（ＧＰａ）の測定は、逃げ面の超硬合金上にて測定した。ｃＢＮ被覆工具の刃先は、ＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）にろう付けされていることから、切削に使用される刃先部の皮膜の残留応力と本明細書で説明する測定による残留応力は同等である。
　すなわち、硬質被覆層全体の残留応力σ（ＧＰａ）は、前述したとおり図３に示すような前記下部層αと前記上部層βの重なったＸＲＤピークを一つのピークとして評価して算出した残留応力値である。
　また、実施例１～１０および比較例１～６の前記上部層βについて、ナノインデンテーション試験を行い、塑性変形仕事比率および硬さを前述のとおりに、少なくとも５箇所で測定を行い、測定値の平均をナノインデンテーション硬さとした。
　表２～表７に、それぞれ、前記測定・算出結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　次に、実施例１～１０および比較例１～６について、以下の乾式断続切削条件で、最大切削長を１２００ｍとし、切削長１００ｍ毎に刃先のチッピング、欠損、剥離等の発生の有無と逃げ面摩耗量を評価した。
切削条件：
　被削材：クロム鋼鋼材（ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０）の浸炭焼入れ材（ＨＲＣ６０）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　１２０　ｍ／ｍｉｎ．
　切り込み：　０．２　ｍｍ
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ
　ここで、チッピング、欠損、剥離発生の有無については、被覆工具の刃先表面をＳＥＭで観察することによって評価した。
　表８に、その結果を示す。
　なお、最大切削長に到達する前に逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上になるか、刃先がチッピング、欠損、剥離を発生した場合に使用寿命であると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８において、「※」は、最大切削長に到達する前に使用寿命に至ったもので、使用寿命に至るまでの時間（秒）を示している。
　表８に示される結果から、実施例は、ｃＢＮ基体表面上の前記下部層α、前記上部層βの平均組成を所定の範囲とし、前記上部層βにはＢ成分の組成変調構造を形成し、前記下部層αと前記上部層βの層厚比を所定範囲とし、さらに、硬質被覆層全体の残留応力σ（ＧＰａ）を所定範囲に制御していることによって、刃先に断続的かつ衝撃的な高負荷が作用する高硬度鋼の断続切削加工に供した場合でも、チッピング、欠損、剥離を生じることがなく、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮することが分かる。
　これに対して、比較例は、いずれも、チッピング、欠損、剥離を発生しやすく、また、耐摩耗性に劣り、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
　前記開示した実施の形態はすべての点で例示にすぎず、制限的なものではない。本発明の範囲は前記した実施の形態ではなく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　工具基体（ｃＢＮ基体）
２　ｃＢＮ粒子
３　結合相
４　硬質被覆層
５　下部層α
６　上部層β
７　圧子
８　荷重
９　変位
１１　ヒーター
１２　回転テーブル
１３　上部層β形成用Ａｌ－Ｔｉ合金ターゲット（蒸発源）
１４　Ａｉ－Ｔｉ－Ｂ合金ターゲット（蒸発源）
１５　下部層α形成用Ａｉ－Ｔｉ合金ターゲット（蒸発源）
１６　アノード電極
１７　工具基体（ｃＢＮ基体）
１８　反応ガス導入口
１９　排ガス口
２０　アーク電源
２１　バイアス電源
 
 

Claims (3)

  1. 　立方晶窒化硼素焼結体からなる工具基体と該工具基体の少なくとも刃先表面に硬質被覆層を有する表面被覆切削工具であって、
    （ａ）前記硬質被覆層は、前記工具基体の直上の下部層αと、前記下部層αの上の上部層βとを有し、
    （ｂ）前記下部層αは、平均組成が、
    組成式：（Ａｌ１－ｘＴｉｘ）Ｎ（ただし、ｘは原子比で０．４０≦ｘ≦０．６０）を満足し、
    （ｃ）前記上部層βは、平均組成が、
    組成式：（Ａｌ１－ｙ－ｚＴｉｙＢｚ）Ｎ（ただし、ｙ、ｚは原子比で、０．４０≦ｙ≦０．６０、０．０１≦ｚ≦０．１０）を満足し、
    （ｄ）前記上部層βは、その層厚方向に沿って前記Ｂ成分の濃度が繰返し変化する組成変調構造を有し、
    （ｅ）前記組成変調構造における前記Ｂ成分の濃度の前記繰返し変化は、隣接する前記Ｂ成分の濃度の極大値と前記Ｂ成分の濃度の極小値との間隔が１～１００ｎｍの平均間隔で繰り返されるものであり、
    （ｆ）前記Ｂ成分の濃度の極大値の平均をＢｍａｘａｖとしたとき、
    ｚ＜Ｂｍａｘａｖ≦２.０×ｚであり、
    一方、前記Ｂ成分の濃度の極小値の平均をＢｍｉｎａｖとしたとき、
    ０≦Ｂｍｉｎａｖ＜ｚ であり、
    （ｇ）前記硬質被覆層の平均層厚は１．０～４．０μｍであり、かつ、前記下部層αの平均層厚をｔα、また、前記上部層βの平均層厚をｔβとしたとき、２．０≦ｔβ／ｔα≦６．０を満足し、
    （ｈ）前記硬質被覆層全体の残留応力σは、－２．０ＧＰａ≦σ≦―０．５ＧＰａを満足する、
    ことを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 　前記上部層βについて、その層厚の１／１０以下の押込み深さのナノインデンテーション試験を行うことによって求めた塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値が０．４２～０．４７であり、かつ、ナノインデンテーション硬さが２６ＧＰａ～３０ＧＰａであることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
  3. 　前記硬質被覆層の上層として、ＴｉＮ層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
     
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