本發(fā)明涉及一種硬質包覆層發(fā)揮優(yōu)異的耐崩刀性的表面包覆切削工具。詳細而言，本發(fā)明涉及一種在伴隨合金鋼等產生高熱且沖擊性負荷作用于切削刃的高速斷續(xù)切削加工中，通過硬質包覆層具備優(yōu)異的耐崩刀性而在長期使用中發(fā)揮優(yōu)異的切削性能的表面包覆切削工具(以下，稱作包覆工具)。

本申請主張基于2014年3月26日于日本申請的專利申請2014-63114號及2015年3月20日于日本申請的專利申請2015-57996號的優(yōu)先權，并將其內容援用于此。

背景技術：

以往，已知有如下包覆工具：通常，在由碳化鎢(以下，由WC表示)基硬質合金、碳氮化鈦(以下，由TiCN表示)基金屬陶瓷或立方晶氮化硼(以下，由cBN表示)基超高壓燒結體構成的工具基體(以下，將這些統(tǒng)稱為工具基體)的表面，通過物理蒸鍍法包覆形成Ti-Al系復合氮化物層而作為硬質包覆層。已知這種包覆工具發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性。

上述以往的包覆形成有Ti-Al系復合氮化物層的包覆工具雖然耐磨性比較優(yōu)異，但是當在高速斷續(xù)切削條件下使用時容易產生崩刀等異常磨損，因此關于改善硬質包覆層提出了各種方案。

例如，在專利文獻1中公開了在工具基體表面形成硬質包覆層的內容。該硬質包覆層由滿足組成式(Al_xTi_1-x)N(其中，以原子比計x為0.40～0.65)的Al和Ti的復合氮化物層構成。關于該復合氮化物層，在通過EBSD(Electron Back Scatter Diffraction，電子背散射衍射)對晶體方位進行分析的情況下，從表面研磨面的法線方向在0～15度的范圍內具有晶體方位＜100＞的晶粒的面積比例為50％以上，并且在測定相鄰的晶粒彼此所成角度的情況下，顯示出小角度晶界(0＜θ≤15゜)的比例為50％以上的晶體排列。在專利文獻1中公開了：通過將這種由Al和Ti的復合氮化物層構成的硬質包覆層蒸鍍形成于工具基體表面，即使在高速斷續(xù)切削條件下硬質包覆層也發(fā)揮優(yōu)異的耐缺損性。

在專利文獻1的包覆工具中，通過物理蒸鍍法而蒸鍍形成硬質包覆層，因此難以將Al的含有比例x設為0.65以上，期待進一步提高切削性能。

根據這種觀點考慮，還提出了如下技術，即通過用化學蒸鍍法來形成硬質包覆層，將Al的含有比例x提高至0.9左右。

例如，在專利文獻2中記載有如下內容：在TiCl₄、AlCl₃、NH₃的混合反應氣體中，在650～900℃的溫度范圍內進行化學蒸鍍，從而能夠蒸鍍形成Al的含有比例x的值為0.65～0.95的(Ti_1-xAl_x)N層。然而，在專利文獻2中，其目的在于在該(Ti_1-xAl_x)N層上進一步包覆Al₂O₃層，從而提高隔熱效果，因此關于將Al的含有比例x的值提高至0.65～0.95的(Ti_1-xAl_x)N層的形成對切削性能帶來什么樣的影響并不明確。

并且，例如在專利文獻3中提出如下方案：將TiCN層、Al₂O₃層作為內層，在其上通過化學蒸鍍法包覆立方晶結構或包含六方晶結構的立方晶結構的(Ti_1-xAl_x)N層(其中，以原子比計x為0.65～0.90)作為外層，并且通過對該外層施加100～1100MPa的壓縮應力來改善包覆工具的耐熱性和疲勞強度。

專利文獻

專利文獻1：日本專利公開2009-56540號公報

專利文獻2：日本專利公表2011-516722號公報

專利文獻3：日本專利公表2011-513594號公報

近年來，對切削加工中的節(jié)省勞力化及節(jié)能化的要求增加，隨之，切削加工有進一步高速化、高效率化的趨勢。而且，進一步對包覆工具要求提高耐崩刀性、耐缺損性、耐剝離性等耐異常損傷性，并且要求在長期使用中發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性。

但是，所述專利文獻1中記載的包覆工具中，由(Ti_1-xAl_x)N層構成的硬質包覆層通過物理蒸鍍法蒸鍍形成，難以提高硬質包覆層中的Al的含有比例x。因此，存在例如在供合金鋼的高速斷續(xù)切削的情況下不能說耐磨性、耐崩刀性充分的問題。

關于通過所述專利文獻2中記載的化學蒸鍍法蒸鍍形成的(Ti_1-xAl_x)N層，由于能夠提高Al的含有比例x，并且能夠形成立方晶結構，因此可獲得具有規(guī)定的硬度且耐磨性優(yōu)異的硬質包覆層。然而，存在韌性差的問題。

所述專利文獻3中記載的包覆工具具有規(guī)定的硬度且優(yōu)異的耐磨性，但韌性差。因此，存在將該包覆工具提供到合金鋼的高速斷續(xù)切削加工等時，容易產生崩刀、缺損、剝離等異常損傷，不能說發(fā)揮令人滿意的切削性能的問題。

技術實現要素：

于是，本發(fā)明要解決的技術課題即本發(fā)明的目的在于提供一種即使在供合金鋼等的高速斷續(xù)切削等時，也具備優(yōu)異的韌性，且在長期使用中發(fā)揮優(yōu)異的耐崩刀性、耐磨性的包覆工具。

于是，本發(fā)明人等從所述觀點出發(fā)，為了改善通過化學蒸鍍來蒸鍍形成至少包含Ti和Al的復合氮化物或復合碳氮化物(以下，有時由“(Ti,Al)(C,N)”或“(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)”表示)的硬質包覆層的包覆工具的耐崩刀性、耐磨性，經過重復進行深入的研究，結果得出如下見解。

即，以往的至少包含一層(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層且具有規(guī)定的平均層厚的硬質包覆層，在(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層由在與工具基體表面垂直的方向上延伸的柱狀晶粒構成的情況下，具有高耐磨性。相反，(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的各向異性越高，(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的韌性越降低。其結果，耐崩刀性、耐缺損性降低，且在長期使用中無法發(fā)揮充分的耐磨性，并且不能說工具壽命也令人滿意。

于是，本發(fā)明人等對構成硬質包覆層的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層進行深入研究的結果，在(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的具有立方晶晶體結構(立方晶結構)的晶粒內，通過使Ti和Al的組成周期性變化這一全新的構思，在具有立方晶晶體結構的晶粒內產生應變，成功地提高硬度和韌性這兩者。其結果，得出可提高硬質包覆層的耐崩刀性、耐缺損性的全新的見解。

具體而言，在硬質包覆層至少包含通過化學蒸鍍法成膜的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層，且由組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示該層的組成的情況下，Al在Ti和Al的總量中所占的平均含有比例X_avg及C在C和N的總量中所占的平均含有比例Y_avg(其中，X_avg、Y_avg均為原子比)分別滿足0.60≤X_avg≤0.95，0≤Y_avg≤0.005，在構成復合氮化物層或復合碳氮化物層的晶粒中存在具有立方晶結構的晶粒，使用電子背散射衍射裝置，從縱剖面方向對該晶粒的晶體方位進行分析的情況下，測定所述晶粒的晶面即{100}面的法線相對于工具基體表面的法線方向所成的傾斜角，在該傾斜角中，在將相對于法線方向在0～45度范圍內的傾斜角按0.25度的間距進行分區(qū)，通過合計存在于各分區(qū)內的度數而得出的傾斜角度數分布中，顯示出在0～10度范圍內的傾斜角分區(qū)存在最高峰值，并且在所述0～10度范圍內存在的度數的總計為所述傾斜角度數分布中的所有度數的35％以上的比例，并且，沿工具基體表面的法線方向，在復合氮化物層或復合碳氮化物層的具有所述立方晶結構的晶粒內，組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)中的Ti和Al的組成周期性變化，該周期的間隔為3～100nm，周期性變化的x的極大值的平均值與極小值的平均值之差為0.03～0.25，由此在具有立方晶結構的晶粒內產生應變，與以往的硬質包覆層相比，(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的硬度和韌性提高，其結果，發(fā)現耐崩刀性、耐缺損性提高，且經長時間發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性。

而且，如上所述結構的復合氮化物層或復合碳氮化物層((Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層)能夠通過例如在工具基體表面使反應氣體組成周期性變化的以下化學蒸鍍法而成膜。

對所使用的化學蒸鍍反應裝置，由NH₃和H₂組成的氣體組A和由TiCl₄、Al(CH₃)₃、AlCl₃、NH₃、N₂、H₂組成的氣體組B分別從各自的供氣管供給到反應裝置內。將氣體組A和氣體組B例如以一定的周期(一定的時間間隔)，以氣體流過比該周期短的時間的方式供給到反應裝置內。具體而言，通過以產生比氣體供給時間短的時間的相位差的方式供給氣體組A和氣體組B，能夠使工具基體表面附近的反應氣體組成隨時間變化為(A)氣體組A、(B)氣體組A和氣體組B的混合氣體及(C)氣體組B。并且，在本發(fā)明中無需導入試圖進行嚴格的氣體置換的長時間的排氣工序。從而，作為供氣方法通過以下方式實現：例如使供氣口旋轉，或者使工具基體旋轉，或者使工具基體往復移動，從而使工具基體表面中的反應氣體組成隨時間(周期性)變化為(A)以氣體組A為主的混合氣體，(B)氣體組A和氣體組B的混合氣體，(C)以氣體組B為主的混合氣體。由此，能夠形成上述復合氮化物層或復合碳氮化物層。

在工具基體表面，使反應氣體組成(相對于氣體組A及氣體組B的總和的容量％)例如在氣體組A中為NH₃：2.0～3.0％、H₂：65～75％，在氣體組B中為AlCl₃：0.6～0.9％、TiCl₄：0.2～0.3％、Al(CH₃)₃：0～0.5％、N₂：0.0～12.0％、H₂：剩余部分，且設為反應氣氛壓力：4.5～5.0kPa、反應氣氛溫度：700～900℃、供給周期1～5秒、每一周期的氣體供給時間0.15～0.25秒、氣體供給A(氣體組A的供給)與氣體供給B(氣體組B的供給)的相位差0.10～0.20秒，并經規(guī)定時間進行熱CVD法，從而成膜規(guī)定的目標層厚的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層。

如上所述，以到達工具基體表面的時間上產生差異的方式供給氣體組A和氣體組B，從而在晶粒內形成Ti和Al的局部的組成差，為了使該組成差穩(wěn)定化而發(fā)生原子的重新排列，并產生組成的周期性變化。其結果，發(fā)現具有優(yōu)異的耐磨損性且韌性顯著提高。該組成的周期性變化未必與膜厚除以總成膜時間內的氣體供給次數(氣體組A或氣體組B的供給次數)的值一致。該事實表明通過基于原子的重新排列的自組織化而在其內部形成組成周期性變化的晶粒。通過這種工序而形成復合氮化物層或復合碳氮化物層的結果，發(fā)現尤其是硬質包覆層的耐缺損性、耐崩刀性提高，因此在斷續(xù)的沖擊性負荷作用于切削刃的合金鋼等的高速斷續(xù)切削加工中使用具備該硬質包覆層的工具的情況下，硬質包覆層在長時間使用中也能夠發(fā)揮優(yōu)異的切削性能。

本發(fā)明是根據所述見解而完成的，其具有以下特征。

(1)一種表面包覆切削工具，在由碳化鎢基硬質合金、碳氮化鈦基金屬陶瓷或立方晶氮化硼基超高壓燒結體中的任意一種構成的工具基體的表面設置有硬質包覆層，所述表面包覆切削工具的特征在于，

(a)所述硬質包覆層至少包含通過化學蒸鍍法而成膜的平均層厚為1～20μm的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層，在由組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層的組成的情況下，所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層的Al在Ti和Al的總量中所占的平均含有比例X_avg及所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層的C在C和N的總量中所占的平均含有比例Y_avg(其中，X_avg、Y_avg均為原子比)分別滿足0.60≤X_avg≤0.95、0≤Y_avg≤0.005，

(b)所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層至少包含具有NaCl型面心立方結構的復合氮化物或復合碳氮化物的相，

(c)并且，關于所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層，使用電子背散射衍射裝置，從所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層的縱剖面方向，對所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層內的具有NaCl型面心立方結構的各個晶粒的晶體方位進行分析的情況下，測定所述晶粒的晶面即{100}面的法線相對于所述工具基體表面的法線方向所成的傾斜角，將該傾斜角中的在0～45度范圍內的傾斜角按0.25度的間距進行分區(qū)，通過合計存在于各分區(qū)內的度數而得到的傾斜角度數分布中，在0～10度范圍內的傾斜角分區(qū)存在最高峰值，并且存在于所述0～10度范圍內的度數的總計為所述傾斜角度數分布中的所有度數的35％以上，

(d)并且，沿所述工具基體表面的所述法線方向，在所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層中的具有所述NaCl型面心立方結構的晶粒內，存在組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)中的Ti和Al的周期性組成變化，周期性變化的x的極大值的平均值與極小值的平均值之差Δx為0.03～0.25，

(e)另外，在所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層中的存在Ti和Al的周期性組成變化的具有NaCl型面心立方結構的晶粒中，其沿所述工具基體表面的所述法線方向的周期為3～100nm。

(2)根據(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層中的存在Ti和Al的周期性組成變化的具有NaCl型面心立方結構的晶粒中，沿該晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中的一個方位存在Ti和Al的周期性組成變化，沿該方位的周期為3～100nm，在與該方位正交的面內的Al在Ti和Al的總量中所占的含有比例平均X_O的變化量為0.01以下。

(3)根據(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，關于所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層，根據X射線衍射求出的具有NaCl型面心立方結構的晶粒的晶格常數a相對于立方晶TiN的晶格常數a_TiN和立方晶AlN的晶格常數a_AlN滿足0.05a_TiN+0.95a_AlN≤a≤0.4a_TiN+0.6a_AlN的關系。

(4)根據(1)～(3)中任一個所述的表面包覆切削工具，其特征在于，從所述縱剖面方向觀察所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層的情況下具有柱狀組織，所述柱狀組織中，所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層內的具有NaCl型面心立方結構的晶粒的平均粒子寬度W為0.1～2.0μm、且平均縱橫尺寸比A為2～10。

(5)根據(1)～(4)中任一個所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層中，具有NaCl型面心立方結構的Ti和Al的復合氮化物或復合碳氮化物的面積比例為70面積％以上。

(6)根據(1)～(5)中任一個所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述工具基體與所述Ti和Al的所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層之間，存在由Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層及碳氮氧化物層中的一層或兩層以上的Ti化合物層構成且具有0.1～20μm的總計平均層厚的下部層。

(7)根據(1)～(6)中任一個所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層的上部，存在至少包含具有1～25μm的平均層厚的氧化鋁層的上部層。

(8)根據(1)～(7)中任一個所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述復合氮化物層或所述復合碳氮化物層通過至少含有三甲基鋁作為反應氣體成分的化學蒸鍍法而成膜。

(9)一種表面包覆切削工具的制造方法，其以比第一工序的供給時間及第二工序的供給時間長的規(guī)定的周期來重復進行如下工序，由此在由碳化鎢基硬質合金、碳氮化鈦基金屬陶瓷或立方晶氮化硼基超高壓燒結體中的任意一種構成的工具基體的表面上化學蒸鍍硬質包覆層，第一工序：將由NH₃及H₂組成的第一氣體組供給規(guī)定的供給時間；及第二工序：比所述第一工序延遲一段時間而開始，且將由TiCl₄、Al(CH₃)₃、AlCl₃、NH₃、N₂及H₂組成的第二氣體組供給規(guī)定的供給時間，所述一段時間為比所述第一工序的供給時間短的時間。

本發(fā)明為在工具基體的表面設置有硬質包覆層的表面包覆切削工具，硬質包覆層至少包含通過化學蒸鍍法而成膜的平均層厚為1～20μm的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層，在由組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示復合氮化物層或復合碳氮化物層的情況下，Al在Al和Ti的總量中所占的平均含有比例X_avg及C在C和N的總量中所占的平均含有比例Y_avg(其中，X_avg、Y_avg均為原子比)分別滿足0.60≤X_avg≤0.95、0≤Y_avg≤0.005。而且，構成復合氮化物層或復合碳氮化物層的晶粒中存在具有立方晶結構(NaCl型面心立方結構)的晶粒，使用電子背散射衍射裝置，從縱剖面方向對該晶粒的晶體方位進行分析的情況下，測定所述晶粒的晶面即{100}面的法線相對于工具基體表面的法線方向所成的傾斜角，將該傾斜角中的相對于法線方向在0～45度范圍內的傾斜角按0.25度的間距進行分區(qū)，通過合計存在于各分區(qū)內的度數而得到的傾斜角度數分布中，在0～10度范圍內的傾斜角分區(qū)存在最高峰值，并且存在于所述0～10度范圍內的度數的總計為所述傾斜角度數分布中的所有度數的35％以上。并且，沿工具基體表面的法線方向，在復合氮化物層或復合碳氮化物層中的具有所述立方晶結構的晶粒內，存在組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)中的Ti和Al的周期性組成變化，周期性變化的x的極大值的平均值與極小值的平均值之差為0.03～0.25，另外，組成變化的周期為3～100nm。本發(fā)明的表面包覆切削工具在這種本發(fā)明中具有特有的結構，因此復合氮化物層或復合碳氮化物層中的具有立方晶結構的晶粒內產生應變，從而晶粒的硬度提高，保持高耐磨損性且韌性提高。其結果，發(fā)揮包含這種復合氮化物層或復合碳氮化物層的硬質包覆層的耐崩刀性提高的效果，與以往的硬質包覆層相比，長時間使用時發(fā)揮優(yōu)異的切削性能，因此通過用這種硬質包覆層來包覆工具基體而能夠實現包覆工具的長壽命化。

附圖說明

圖1A是表示所述晶粒的晶面即{100}面的法線相對于工具基體表面的法線(剖面研磨面中的與工具基體表面垂直的方向)所成傾斜角為0度的情況的示意圖。

圖1B是表示所述晶粒的晶面即{100}面的法線相對于工具基體表面的法線(剖面研磨面中的與工具基體表面垂直的方向)所成傾斜角為45度的情況的示意圖。

圖2是示意地表示構成本發(fā)明的硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的剖面的膜結構示意圖。

圖3是示意地表示在構成本發(fā)明的硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的剖面中，關于Ti和Al的組成周期性變化的具有立方晶結構的晶粒，Ti和Al的周期性組成變化沿具有立方晶結構的晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中的一個方位存在，且與該方位正交的面內的Ti和Al的組成變化較小的示意圖。

圖4表示在構成本發(fā)明的硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的剖面中，關于Ti和Al的組成周期性變化的具有立方晶結構的晶粒，使用透射型電子顯微鏡并通過能量分散型X射線光譜法(EDS)進行射線分析的結果而得到的、Ti和Al的周期性組成變化(濃度變化)x的曲線圖的一例。

圖5是表示在構成本發(fā)明的硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的剖面中，關于具有立方晶結構的晶粒而求出的傾斜角度數分布(Pole Plot Graph)的一例的曲線圖。

圖6是表示在構成作為比較例的一實施方式的硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的剖面中，關于具有立方晶結構的晶粒而求出的傾斜角度數分布的一例的曲線圖。

具體實施方式

對本發(fā)明的實施方式進行如下詳細說明。本實施方式所涉及的包覆工具具備由碳化鎢基硬質合金、碳氮化鈦基金屬陶瓷或立方晶氮化硼基超高壓燒結體中的任意一種構成的工具基體和形成于其表面的硬質包覆層。硬質包覆層具備以下結構。

構成硬質包覆層的復合氮化物層或復合碳氮化物層的平均層厚：

圖2中表示構成本實施方式的硬質包覆層2的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3的剖面示意圖。

本實施方式的硬質包覆層2至少包含被化學蒸鍍的由組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3。圖2的例子中，硬質包覆層除了具備復合氮化物層或復合碳氮化物層3以外，還具備形成于工具基體1的表面1a與復合氮化物層或復合碳氮化物層3之間的下部層4、及形成于復合氮化物層或復合碳氮化物層3上的上部層5。

復合氮化物層或復合碳氮化物層3硬度高且具有優(yōu)異的耐磨損性，尤其，當平均層厚為1～20μm時顯著發(fā)揮其效果。若平均層厚小于1μm，則因層厚較薄而無法充分確保長期使用時的耐磨損性。另一方面，若其平均層厚超過20μm，則Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3的晶粒變得容易粗大化，且容易產生崩刀。從而，其平均層厚被確定為1～20μm。平均層厚優(yōu)選為2～10μm，更優(yōu)選為3～5μm，但并不限定于此。

構成硬質包覆層的復合氮化物層或復合碳氮化物層的組成：

在構成本實施方式的硬質包覆層2的復合氮化物層或復合碳氮化物層3中，Al在Ti和Al的總量中所占的平均含有比例X_avg及C在C和N的總量中所占的平均含有比例Y_avg(其中，X_avg、Y_avg均為原子比)分別被控制成滿足0.60≤X_avg≤0.95、0≤Y_avg≤0.005。

若Al的平均含有比例X_avg小于0.60，則Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3的耐氧化性差，因此隨著皮膜的氧化而韌性降低。由此，隨著皮膜的崩刀而進行磨損，因此在供合金鋼等高速斷續(xù)切削的情況下耐磨損性并不充分。另一方面，若Al的平均含有比例X_avg超過0.95，則硬度差的六方晶(具有纖鋅礦型六方晶結構的晶粒)析出量增大且硬度降低，因此耐磨損性降低。從而，Al的平均含有比例X_avg被確定為0.60≤X_avg≤0.95。Al的平均含有比例X_avg優(yōu)選為0.75≤X_avg≤0.90，更優(yōu)選為0.80≤X_avg≤0.85，但并不限定于此。

并且，當復合氮化物層或復合碳氮化物層3中所包含的C成分的平均含有比例Y_avg為0≤Y_avg≤0.005的范圍的微量時，復合氮化物層或復合碳氮化物層3與工具基體1或下部層4之間的粘附性提高，且復合氮化物層或復合碳氮化物層3的潤滑性提高。由此，能夠緩和切削時的沖擊，其結果，復合氮化物層或復合碳氮化物層3的耐缺損性及耐崩刀性提高。另一方面，若C成分的平均含有比例Y_avg超出0≤Y_avg≤0.005的范圍，則復合氮化物層或復合碳氮化物層3的韌性降低。由此，耐缺損性及耐崩刀性反而降低，因此不優(yōu)選。從而，C的平均含有比例Y_avg被確定為0≤Y_avg≤0.005。C的平均含有比例Y_avg優(yōu)選為0.001≤Y_avg≤0.004，更優(yōu)選為0.002≤Y_avg≤0.003，但并不限定于此。其中，C的含有比例中排除了即使不特意作為氣體原料來使用包含C的氣體也包含在復合氮化物層或復合碳氮化物層3中的不可避免的C的含有比例。具體而言，將Al(CH₃)₃的供給量設為0時的復合氮化物層或復合碳氮化物層3中所包含的C成分的含有比例(原子比)作為不可避免的C的含有比例而求出，將從特意供給了Al(CH₃)₃的情況下得到的復合氮化物層或復合碳氮化物層3中所包含的C成分的含有比例(原子比)中減去所述不可避免的C的含有比例后的值作為Y_avg。

構成復合氮化物層或復合碳氮化物層的立方晶粒：

復合氮化物層或復合碳氮化物層3包含具有NaCl型面心立方結構(以下，也簡稱為“立方晶結構”)的多個晶粒13(以下，也簡稱為“立方晶粒”)。關于該立方晶粒13，將與工具基體表面1a平行的方向的粒子寬度設為w，并且將與工具基體表面1a垂直的方向的粒子長度設為l，將所述w與l之比l/w設為各個晶粒的縱橫尺寸比a，另外，在將關于各個晶粒求出的縱橫尺寸比a的平均值設為平均縱橫尺寸比A，將關于各個晶粒求出的粒子寬度w的平均值設為平均粒子寬度W的情況下，優(yōu)選控制為平均粒子寬度W滿足0.1～2.0μm，平均縱橫尺寸比A滿足2～10。

當滿足該條件時，構成復合氮化物層或復合碳氮化物層3的立方晶粒13成為柱狀組織，其顯示出優(yōu)異的耐磨性。另一方面，若成為平均縱橫尺寸比A超過10的柱狀晶體，則龜裂容易順著作為本實施方式的特征的沿立方晶相內(立方晶粒13內)的組成的周期性分布的面(沿Al含量相對多的區(qū)域與相對少的區(qū)域的邊界的面)和多個晶界的方式傳播，因此不優(yōu)選。平均縱橫尺寸比A優(yōu)選為4～6，更優(yōu)選為3～8，但并不限定于此。并且，若平均粒子寬度W小于0.1μm，則耐磨性降低，若超過2.0μm，則韌性降低。從而，構成復合氮化物層或復合碳氮化物層3的立方晶粒13的平均粒子寬度W優(yōu)選設為0.1～2.0μm。平均粒子寬度W優(yōu)選為0.2～1.5μm，更優(yōu)選為0.3～1.0μm，但并不限定于此。另外，粒子寬度w為與工具基體表面1a平行的方向上的各個晶粒的最大寬度，粒子長度l為與工具基體表面1a垂直的方向上的各個晶粒的最大長度。

關于Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層((Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層)內的具有立方晶結構的各個晶粒的晶面即{100}面的傾斜角度數分布：

關于本實施方式的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層3，對使用電子背散射衍射裝置從所述層的縱剖面方向對具有立方晶結構的各個晶粒13的晶體方位進行的分析進行說明。在此，使用了電子背散射衍射裝置的分析是對與(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層3的層厚方向(與工具基體表面1a垂直的方向)平行的剖面進行的。并且，縱剖面方向是指與該剖面垂直的方向，后述剖面研磨面是指對該剖面進行了研磨的面。

首先，使用電子背散射衍射裝置，對所述晶粒13的晶面即{100}面的法線L2相對于工具基體表面1a的法線L1(剖面研磨面上的與工具基體表面1a垂直的方向)所成傾斜角(參考圖1A、圖1B)進行測定。將該傾斜角中的相對于法線方向L1在0～45度的范圍內(從圖1A的0度至圖1B的45度為止的范圍內)的傾斜角按0.25度的間隔進行分區(qū)，并合計存在于各分區(qū)內的度數。用將橫軸設為傾斜角分區(qū)且將縱軸設為合計度數的傾斜角度數分布曲線圖(圖5、圖6)來表示其結果。根據本實施方式的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層3，在0～10度范圍內的傾斜角分區(qū)存在最高峰值，并且在所述0～10度范圍內存在的度數的總計為傾斜角度數分布中的所有度數的35％以上(圖5)。在表示這種傾斜角度數分布方式的情況下，具備所述Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3的硬質包覆層2在維持立方晶結構的狀態(tài)下具有高硬度。另外，通過如上所述的傾斜角度數分布方式，硬質包覆層2與工具基體1的粘附性顯著提高。

從而，具備這種硬質包覆層2的包覆工具，例如即使在不銹鋼的高速斷續(xù)切削等中使用的情況下，也能夠抑制崩刀、缺損、剝離等的產生，而且，發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性。另外，在傾斜角度分布曲線圖中，存在于所述0～10度范圍內的度數的總計優(yōu)選為傾斜角度數分布中的所有度數的40％以上，更優(yōu)選為45％以上，但并不限定于此。并且，該比例的上限值優(yōu)選為85％，更優(yōu)選為80％，但并不限定于此。

圖5中將用上述方法對作為本發(fā)明的一實施方式的具有立方晶結構的晶粒進行測定并求出的傾斜角度數分布的一例作為曲線圖示出。

存在于具有立方晶結構的晶粒內的Ti和Al的組成變化：

由組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)表示具有立方晶結構的晶粒13的情況下，在本實施方式的立方晶粒13中，如圖3所示，在晶粒內存在Ti和Al的周期性組成變化(組成周期性變化)時，在立方晶粒13內產生應變且硬度提高。更詳細而言，在立方晶粒13內，Al的含量x相對多的區(qū)域13a和Al的含量x相對少的區(qū)域13b形成為與工具基體表面1a的法線方向L1交替配置。然而，若Ti和Al的組成變化大小的指標即所述組成式中的x(原子比)的極大值x_max的平均值與極小值x_min的平均值之差Δx小于0.03，則所述晶粒13的應變變小，無法期待硬度充分提高。另一方面，若x的極大值x_max的平均值與極小值x_min的平均值之差超過0.25，則晶粒的應變變得過大，晶格缺陷變大，且硬度降低。于是，在具有立方晶結構的晶粒內存在的Ti和Al的組成變化中，將周期性變化的x的極大值的平均值與極小值的平均值之差Δx設為0.03～0.25。Δx優(yōu)選為0.05～0.20，更優(yōu)選為0.06～0.15，但并不限定于此。

另外，圖4中示出表示Ti和Al的組成的周期性變化的曲線圖的一例，該Ti和Al的組成的周期性變化如下求出，即，使用透射型電子顯微鏡，沿工具基體表面1a的法線方向L1，對存在于晶粒13內的Ti和Al的組成變化的形式，通過進行基于能量分散型X射線光譜法(EDS)的射線分析而求出。橫軸表示法線L1上的測定位置(自測定開始位置的距離)，縱軸為各位置上的Al在Ti和Al的總量中所占的含有比例x(原子比)。

在此，在內部Ti和Al的組成周期性變化的晶粒的比例，在構成復合氮化物層或復合碳氮化物層3的立方晶粒13中，以所述剖面研磨面上的面積比例計優(yōu)選被包含60％以上，更優(yōu)選80％以上。

并且，優(yōu)選Ti和Al的組成的周期性變化沿基體表面1a的法線方向L1具有3～100nm的周期。若該周期小于3nm，則韌性降低。另一方面，若超過100nm，則無法期待硬度提高的效果。該周期優(yōu)選為5～80nm，更優(yōu)選為10～50nm，但并不限定于此。

并且，若Ti和Al的周期性組成變化沿立方晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中的一個方位存在，則尤其耐崩刀性提高，因此優(yōu)選。另外，更優(yōu)選在立方晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中，沿著與工具基體表面1a的法線方向L1所成角度最小的晶體方位(圖3的L3)存在Ti和Al的周期性的組成變化。然而，若其周期小于3nm，則韌性降低。另一方面，若超過100nm，則無法期待硬度提高的效果。從而沿立方晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中的一個方位存在的周期優(yōu)選為3～100nm。該周期優(yōu)選為5～80nm，更優(yōu)選為10～50nm，但并不限定于此。

另外，在Ti和Al的周期性的組成變化沿立方晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中的一個方位存在的情況下，在與該組成變化所沿的＜001＞方位L3正交的面內，Al在Ti和Al的總量中所占的含有比例平均X_O(原子比)的變化量優(yōu)選為0.01以下。更詳細而言，如圖3所示，沿著與Ti和Al的周期性組成變化所沿的＜001＞方位L3正交的方向L4進行基于能量分散型X射線光譜法(EDS)的射線分析，所得到的上述含有比例平均X_O的最大值與最小值之差優(yōu)選為0.01以下。該情況下，可得到抑制由沿方向L4的組成差引起的應變的效果。X_O的變化優(yōu)選為0.005以下，更優(yōu)選在檢測器的分辨率的范圍內無差異，但并不限定于此。

復合氮化物層或復合碳氮化物層內的立方晶粒的晶格常數a：

關于所述復合氮化物層或復合碳氮化物層3，當使用X射線衍射裝置，將Cu-Kα射線作為射線源而實施X射線衍射試驗，求出立方晶粒的晶格常數a時，優(yōu)選所述立方晶粒的晶格常數a相對于立方晶TiN(JCPDS00-038-1420)的晶格常數a_TiN：和立方晶AlN(JCPDS00-046-1200)的晶格常數a_AlN：滿足0.05a_TiN+0.95a_AlN≤a≤0.4a_TiN+0.6a_AlN的關系。具備這種復合氮化物層或復合碳氮化物層3的硬質包覆層2顯示出更高的硬度，且顯示出高導熱性，因此具備優(yōu)異的耐磨性及優(yōu)異的耐熱沖擊性。

由復合氮化物層或復合碳氮化物層內的具有立方晶結構的各個晶粒構成的柱狀組織的面積比例：

復合氮化物層或復合碳氮化物層3中的立方晶粒13的面積比例優(yōu)選為70面積％以上。更詳細而言，在圖2所示的剖面研磨面中，優(yōu)選立方晶粒13的面積比例為70％以上。由此，能夠得到高硬度的立方晶粒的面積比例比六方晶粒相對變高且硬度提高的效果。該面積比例更優(yōu)選為75％以上，但并不限定于此。

下部層及上部層：

并且，本實施方式的復合氮化物層或復合碳氮化物層3其本身就可以發(fā)揮充分的效果，但也可以設置由Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層及碳氮氧化物層中的一層或兩層以上的Ti化合物層構成，且具有0.1～20μm的總計平均層厚的下部層4，和/或設置包含具有1～25μm的平均層厚的氧化鋁層的上部層5。該情況下，與這些層所發(fā)揮的效果相結合，能夠發(fā)揮進一步優(yōu)異的特性。

在設置由Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層及碳氮氧化物層中的一層或兩層以上的Ti化合物層構成的下部層4的情況下，通過將總計平均層厚設為0.1～20μm而能夠得到發(fā)揮高耐磨損性的效果。若下部層4的總計平均層厚小于0.1μm，則無法充分地發(fā)揮下部層4的效果，另一方面，若超過20μm，則晶粒容易粗大化，且容易產生崩刀。另外，下部層4的總計平均層厚優(yōu)選為0.2～10μm，更優(yōu)選為0.3～5μm，但并不限定于此。

并且，在設置包含氧化鋁層的上部層5的情況下，通過將氧化鋁層的層厚設為1～25μm而能夠得到耐氧化性提高的效果。若上部層5的氧化鋁層的平均層厚小于1μm，則無法充分發(fā)揮上部層5的效果，另一方面，若超過25μm，則晶粒容易粗大化，且容易產生崩刀。另外，上部層5的氧化鋁層的平均層厚優(yōu)選為2～15μm，更優(yōu)選為3～10μm，但并不限定于此。

本實施方式的包含Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3的硬質包覆層2能夠通過至少含有三甲基鋁作為反應氣體成分的化學蒸鍍法而成膜。

更詳細而言，以規(guī)定的周期重復進行如下工序，由此能夠將在晶粒內由Ti和Al的組成周期性變化的立方晶粒構成的復合氮化物層或復合碳氮化物層3進行化學蒸鍍，第一工序：將由NH₃及H₂組成的氣體組A(第一氣體組)供給規(guī)定的供給時間；及第二工序：比所述第一工序延遲一段時間而開始，且將由TiCl₄、Al(CH₃)₃、AlCl₃、NH₃、N₂及H₂組成的氣體組B(第二氣體組)供給規(guī)定的供給時間，所述一段時間為比所述第一工序的供給時間短的時間。

此時，將反應氣體組成(相對于氣體組A和氣體組B的總量的容量％)設為NH₃：2.0～3.0％、H₂：65～75％、AlCl₃：0.6～0.9％、TiCl₄：0.2～0.3％、Al(CH₃)₃：0～0.5％、N₂：0.0～12.0％、H₂：剩余部分，且將反應氣氛溫度設為700～900℃，從而能夠形成較多的工具基體表面的法線方向L1與{001}面的法線L2所成角度在0～10度范圍的晶粒(能夠提高對{001}的取向度)。并且，優(yōu)選設為反應氣氛壓力4.5～5.0kPa、供給周期(重復第一工序和第二工序的周期)1～5秒、每一周期的氣體供給時間(第一工序及第二工序中的氣體供給時間)0.15～0.25秒、氣體組A的供給與氣體組B的供給之間的相位差(第一工序與第二工序的開始時間之差)0.10～0.20秒。圖2中作為本實施方式的硬質包覆層2示出由Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層3、下部層4、上部層5構成的硬質包覆層2的剖面的示意圖。

實施例

接著，通過實施例對本實施方式的包覆工具進行更具體的說明。

實施例1

作為原料粉末準備均具有1～3μm的平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末及Co粉末，將這些原料粉末配合成表1所示的配合組成，進而添加石蠟后在丙酮中用球磨機混合24小時，并進行了減壓干燥。之后，以98MPa的壓力沖壓成型為規(guī)定形狀的壓坯，對該壓坯在5Pa的真空中以1370～1470℃范圍內的規(guī)定溫度保持一小時的條件下進行了真空燒結。燒結之后，分別制造出具有ISO標準SEEN1203AFSN的刀片形狀的WC基硬質合金制的工具基體A～C。

并且，作為原料粉末準備均具有0.5～2μm的平均粒徑的TiCN(以質量比計TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo₂C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，將這些原料粉末配合成表2所示的配合組成，并用球磨機進行24小時的濕式混合，并進行了干燥。之后，以98MPa的壓力沖壓成型為壓坯，對該壓坯在1.3kPa的氮氣氛中以溫度：1500℃保持一小時的條件下進行了燒結。在燒結之后，制作出具有ISO標準SEEN1203AFSN的刀片形狀的TiCN基金屬陶瓷制的工具基體D。

接著，對這些工具基體A～D的表面，使用化學蒸鍍裝置，在表4所示的形成條件A～J下成膜(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層，從而制造出本發(fā)明包覆工具1～15。即，將由NH₃和H₂組成的氣體組A的組成、由TiCl₄、Al(CH₃)₃、AlCl₃、NH₃、N₂、H₂組成的氣體組B的組成及氣體組A和氣體組B的供給方法設為表4所示的條件。將反應氣體組成(相對于氣體組A及氣體組B的總和的容量％)設為在氣體組A中NH₃：2.0～3.0％、H₂：65～75％，在氣體組B中AlCl₃：0.6～0.9％、TiCl₄：0.2～0.3％、Al(CH₃)₃：0～0.5％、N₂：0.0～12.0％、H₂：剩余部分。并且，設為反應氣氛壓力：4.5～5.0kPa、反應氣氛溫度：700～900℃、供給周期：1～5秒、每一周期的氣體供給時間：0.15～0.25秒、氣體供給A與氣體供給B的相位差0.10～0.20秒，并以規(guī)定時間進行了熱CVD法。由此，成膜表6所示的平均粒子寬度W及平均縱橫長度比A的粒狀組織的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層，得到了本發(fā)明包覆工具1～15。

另外，關于本發(fā)明包覆工具6～13，除了形成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層以外，在表3所示的形成條件下，還形成了表5所示的下部層和/或表6所示的上部層。

使用掃描電子顯微鏡(倍率5000倍及20000倍)，對所述本發(fā)明包覆工具1～15的硬質包覆層的與工具基體表面垂直的剖面經多個視場進行了觀察。其結果，確認到在構成硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層中具有立方晶結構的晶粒的面積比例為70面積％以上。另外，關于對具有立方晶結構的晶粒的面積比例進行測定的方法，將進行后述。

并且，使用透射型電子顯微鏡(倍率200000倍)并通過能量分散型X射線光譜法(EDS)對上述剖面進行表面分析，從而確認到在立方晶粒內存在Ti和Al的周期性組成變化。進而，沿工具基體表面的法線方向，對上述組成變化周期的五個周期實施了射線分析的結果，確認到Ti和Al的周期性組成變化的極大值的平均值和極小值的平均值之差、即Al相對于Ti和Al的總量的含有比例x的極大值的平均值與極小值的平均值之差為0.03～0.25。另外，關于通過EDS進行的表面分析及射線分析的詳細方法，將進行后述。

并且，以比較為目的，對工具基體A～D的表面，在表3所示的形成條件及表4所示的比較成膜工序的條件下，直至表7所示的目標層厚(μm)為止，通過與本發(fā)明包覆工具1～15相同的方式蒸鍍形成至少包含Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的硬質包覆層，制造出比較包覆工具1～13。在比較包覆工具1～13的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的成膜工序中，如表4所示，以工具基體表面中的反應氣體組成不會隨時間變化的方式形成硬質包覆層，從而制造出比較包覆工具1～13。

另外，與本發(fā)明包覆工具6～13同樣，關于比較包覆工具6～13，在表3所示的形成條件下形成了表5所示的下部層和/或表7所示的上部層。

為了參考，對工具基體B及工具基體C的表面，使用以往的物理蒸鍍裝置，通過電弧離子鍍以目標層厚蒸鍍形成參考例的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層，從而制造出表7所示的參考包覆工具14、15。

另外，在參考例的蒸鍍中使用的電弧離子鍍的條件如下。

(a)將所述工具基體B及C在丙酮中進行超聲波清洗，并在經過干燥的狀態(tài)下，在從電弧離子鍍裝置內的旋轉臺上的中心軸向徑向分開規(guī)定距離的位置，沿旋轉臺的外周部進行了裝配。并且，作為陰極電極(蒸發(fā)源)，將規(guī)定組成的Al-Ti合金配置于旋轉臺的外側。

(b)首先，將裝置內部進行排氣以保持10^-2Pa以下的真空，并且用加熱器將裝置內部加熱到500℃。之后，對于在所述旋轉臺上邊自轉邊旋轉的工具基體施加-1000V的直流偏壓，且使200A的電流在由Al-Ti合金構成的陰極電極與陽極電極之間流過，從而產生電弧放電，在裝置內部產生了Al及Ti離子。由此，對工具基體表面進行了轟擊處理。

(c)接著，將氮氣作為反應氣體導入裝置內部而設為4Pa的反應氣氛，并且對于在所述旋轉臺上邊自轉邊旋轉的工具基體施加-50V的直流偏壓，且使120A的電流在由所述Al-Ti合金構成的陰極電極(蒸發(fā)源)與陽極電極之間流過，從而產生了電弧放電。由此，在所述工具基體的表面蒸鍍形成表7所示的目標組成和目標層厚的(Ti,Al)N層，制造出參考包覆工具14、15。另外，在表7中，參考包覆工具14、15的TiAlCN成膜工序形成符號欄的“AIP”表示基于電弧離子鍍的成膜。

使用掃描電子顯微鏡(倍率5000倍)，對本發(fā)明包覆工具1～15、比較包覆工具1～13及參考包覆工具14、15的各結構層的與工具基體垂直方向的剖面進行多視場觀察，關于Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層，測定觀察視場內的五點的層厚并將所得到的層厚進行平均而求出平均層厚。其結果，均顯示出與表6及表7所示的目標層厚實質上相同的平均層厚。并且，也以相同的順序求出下部層和上部層的平均層厚。其結果，均顯示出與表5～7所示的目標平均層厚實質上相同的平均層厚。

將復合氮化物層或復合碳氮化物層的Al的平均含有比例X_avg，使用電子探針顯微分析儀(EPMA，Electron-Probe-Micro-Analyser)進行了測定。在研磨了表面(與工具基體垂直的方向的剖面)的試料中，根據從試料表面一側照射電子射線而產生的特性X射線的分析結果，求出Al相對于Ti和Al的總量的含有比例。根據十點的Al的平均含有比例，求出Al的平均含有比例X_avg。其結果在表6及表7中示出。

通過二次離子質譜分析(SIMS，Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy)測定出C的平均含有比例Y_avg。從上述試料表面一側，在70μm×70μm的范圍內照射離子束，對通過濺射作用而釋放出的成分測定了深度方向(與試料表面垂直的方向)的濃度。其結果在表6及表7中示出。

表6及表7中的C的平均含有比例Y_avg表示關于Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的深度方向的平均值。另外，直至檢測出基體成分且未檢測出皮膜成分的深度為止進行該濃度測定，對于將皮膜膜厚進行四等分的每一個深度，將皮膜膜厚的1/4深度、2/4(1/2)深度、3/4深度的濃度的平均值作為深度方向的平均值。其中，表6及表7的C的平均含有比例Y_avg為排除了即使不特意作為氣體原料使用包含C的氣體也包含在該復合氮化物層或復合碳氮化物層中的不可避免的C的含有比例的值。具體而言，將Al(CH₃)₃的供給量設為0時的復合氮化物層或復合碳氮化物層中所包含的C成分的含有比例(原子比)作為不可避免的C的含有比例而求出，將從特意供給了Al(CH₃)₃的情況(本發(fā)明包覆工具1～15、比較包覆工具1～13)下得到的復合氮化物層或復合碳氮化物層中所包含的C成分的含有比例(原子比)中減去所述不可避免的C的含有比例的值作為C的平均含有比例Y_avg而求出。

并且，關于本發(fā)明包覆工具1～15及比較包覆工具1～13、參考包覆工具14、15，使用掃描電子顯微鏡(倍率5000倍及20000倍)，對與工具基體垂直的剖面進行觀察，求出復合氮化物層或復合碳氮化物層中的立方晶粒的平均寬度W及平均縱橫尺寸比A。具體而言，關于在與工具基體表面成水平的方向上的長度為10μm的范圍(區(qū)域)內存在的、復合氮化物層或復合碳氮化物層((Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層)中的具有立方晶結構的各個晶粒，測定出與基體表面平行的方向的粒子寬度w、與基體表面垂直的方向的粒子長度l。并算出各個晶粒的縱橫尺寸比a(＝l/w)，并且算出關于各個晶粒求出的縱橫尺寸比a的平均值作為平均縱橫尺寸比A，并且算出關于各個晶粒求出的粒子寬度w的平均值作為平均粒子寬度W。另外，粒子寬度w設為與工具基體表面平行的方向上的各個晶粒的最大寬度，粒子長度l設為與工具基體表面1a垂直的方向上的各個晶粒的最大長度。將其結果示于表6及表7中。

并且，如下求出硬質包覆層的復合氮化物層或復合碳氮化物層中的傾斜角度數分布。首先，將包含立方晶結構的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的硬質包覆層的與工具基體表面垂直的剖面設為研磨面的狀態(tài)下，設置于場發(fā)射掃描電子顯微鏡的鏡筒內。接著，在所述研磨面(剖面研磨面)上，以70度的入射角度，將15kV的加速電壓的電子射線以1nA的照射電流、且以0.01μm/step的間隔照射于在所述剖面研磨面的測定范圍內存在的具有立方晶晶格的各個晶粒。測定范圍設為在與工具基體表面成水平的方向上長度為100μm、在與工具基體表面垂直的方向上相對于膜厚為充分的長度范圍。使用電子背散射衍射圖像裝置，并根據通過以0.01μm/step的間隔照射電子射線而得到的電子背散射衍射圖像，按各個測定點(照射電子射線的點)測定出所述晶粒的晶面即{100}面的法線相對于基體表面的法線(與剖面研磨面中的基體表面垂直的方向)所成的傾斜角。而且，根據該測定結果，在所測定的傾斜角中，將在0～45度范圍內的傾斜角按0.25度的間距進行分區(qū)，并合計存在于各分區(qū)內的度數，由此求出傾斜角度數分布。由所得到的傾向角度數分布來確認存在于0～10度范圍內的度數的最高峰值的有無，且求出相對于存在于0～45度范圍內的度數(傾斜角度數分布中的所有度數)的存在于0～10度范圍內的度數的比例。將其結果同樣示于表6及表7中。

并且，如下求出Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層中的具有立方晶結構的晶粒的面積比例。首先，使用電子背散射衍射裝置，將包含Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層的硬質包覆層的與工具基體表面垂直的剖面作為研磨面的狀態(tài)下，設置于場發(fā)射掃描電子顯微鏡的鏡筒內。接著，在所述研磨面上，以70度的入射角度，將15kV的加速電壓的電子射線以1nA的照射電流、且以0.01μm/step的間隔照射于在所述剖面研磨面的測定范圍內存在的各個晶粒。測定范圍設為在與工具基體成水平的方向上長度為100μm、在與工具基體表面垂直的方向上相對于膜厚為充分的長度的范圍。使用電子背散射衍射圖像裝置，并通過以0.01μm/step的間隔照射電子射線而測定出電子背散射衍射圖像。根據所得到的電子背散射衍射裝置圖像來分析各個晶粒的晶體結構，從而求出測定區(qū)域中的具有立方晶結構的晶粒的面積比例。將其結果同樣示于表6及表7中。

另外，使用透射型電子顯微鏡(倍率200000倍)，對復合氮化物層或復合碳氮化物層的微小區(qū)域進行了觀察。使用能量分散型X射線光譜法(EDS)，對與工具基體表面垂直的剖面進行了表面分析。對400nm×400nm的區(qū)域進行了表面分析。其結果，確認到在具有所述立方晶結構的晶粒內存在組成式：(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)中的Ti和Al的周期性組成變化。即，在經過表面分析的結果而得到的圖像中，如圖3中示意地表示，在具有立方晶結構的晶粒中發(fā)現了顏色濃淡呈條紋狀變化。關于觀察到這種組成變化的晶粒，根據所述表面分析的結果，根據組成的濃淡以十個周期左右的組成變化進入測定范圍的方式設定了倍率，在該基礎上，沿工具基體表面的法線方向，在五個周期的范圍內進行了基于EDS的射線分析。求出Al相對于Ti和Al的總量的含有比例x的周期性變化的極大值和極小值各自的平均值之差作為Δx，另外，求出該五個周期的極大值之間的平均間隔而作為Ti和Al的周期性組成變化的周期。將該結果示于表6及表7中。

并且，對該晶粒進行了電子射線衍射。其結果，對具有能夠確認到沿立方晶粒的由＜001＞表示的等效的晶體方位中的一個方位而存在Ti和Al的周期性組成變化的晶粒的試料，沿該方位在五個周期的范圍內進行了基于EDS的射線分析。而且，求出Al相對于Ti和Al的總量的含有比例x的周期性變化的極大值和極小值，進而，將極大值的該五個周期的平均間隔作為Al相對于Ti和Al的總量的含有比例x的周期性變化的周期而求出。并且，沿著與該方位正交的方向進行射線分析，將Al在Ti和Al的總量中所占的含有比例平均的最大值與最小值之差作為與該方向垂直的面內的Ti和Al的組成變化(面內組成變化X_O)而求出。另外，以與沿基體表面的法線方向的射線分析相同的方式，在相同的范圍內進行了射線分析。將其結果示于表6及表7中。

使用X射線衍射裝置，對復合氮化物層或復合碳氮化物層的與工具基體表面垂直的剖面，將Cu-Kα射線作為射線源而照射X射線，實施了X射線衍射試驗。根據所得到的X射線衍射數據來求出立方晶粒的晶格常數a。將其結果示于表6及表7中。

[表1]

[表2]

[表3]

[表5]

接著，在利用固定夾具將所述各種包覆工具均夾緊于刀具直徑125mm的工具鋼制刀具前端部的狀態(tài)下，對本發(fā)明包覆工具1～15、比較包覆工具1～13及參考包覆工具14、15實施以下所示的合金鋼的高速斷續(xù)切削的一種即干式高速正面銑削及中心切割式切削加工試驗，測定出切削刃的后刀面磨損寬度。將其結果示于表8中。另外，關于比較包覆工具1～13、參考包覆工具14、15，因產生崩刀而達到壽命，因此將達到壽命為止的時間示于表8中。

工具基體：碳化鎢基硬質合金，碳氮化鈦基金屬陶瓷，

切削試驗：干式高速正面銑削，中心切割式切削加工，

工件：由JIS·SCM440制成的寬度100mm、長度400mm的塊體材料，

轉速：955min^-1，

切削速度：375m/min，

切深量：1.2mm，

單刀進給量：0.10mm/刀，

切削時間：8分鐘。

(通常的切削速度(使用了以往包覆工具時的效率為最佳的切削速度)為220m/min)

[表8]

比較包覆工具、參考包覆工具一欄的*號表示因產生崩刀而達到壽命為止的切削時間(分鐘)。

實施例2

作為原料粉末準備均具有1～3μm的平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末、TiN粉末及Co粉末，將這些原料粉末配合成表9所示的配合組成，進而添加石蠟后在丙酮中用球磨機混合24小時，并進行了減壓干燥。之后，以98MPa的壓力沖壓成型為規(guī)定形狀的壓坯，將該壓坯在5Pa的真空中以1370～1470℃范圍內的規(guī)定溫度保持1小時的條件下進行了真空燒結。在燒結之后，對切削刃部實施R：0.07mm的刃口修磨加工，從而分別制造出具有ISO標準CNMG120412的刀片形狀的WC基硬質合金制工具基體α～γ。

并且，作為原料粉末準備均具有0.5～2μm的平均粒徑的TiCN(以質量比計TiC/TiN＝50/50)粉末、NbC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，將這些原料粉末配合成表10所示配合組成，用球磨機進行濕式混合24小時，并進行了干燥。之后，以98MPa的壓力沖壓成型為壓坯，將該壓坯在1.3kPa的氮氣氛中以溫度：1500℃保持1小時的條件下進行了燒結。在燒結之后，對切削刃部分實施R：0.09mm的刃口修磨加工，從而形成了具有ISO標準CNMG120412的刀片形狀的TiCN基金屬陶瓷制工具基體δ。

接著，對這些工具基體α～γ及工具基體δ的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置并通過與實施例1相同的方法，在表3及表4所示的條件下，以目標層厚蒸鍍形成至少包含(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的硬質包覆層，從而制造出表17所示的本發(fā)明包覆工具16～30。

另外，關于本發(fā)明包覆工具19～28，除了形成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層以外，在表3所示的形成條件下形成了表11所示的下部層和/或表12所示的上部層。

并且，以比較為目的，同樣在工具基體α～γ及工具基體δ的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，在表3及表4所示的條件下，直至成為表13所示的目標層厚(μm)為止，以與實施例1的比較包覆工具1～13相同的方式蒸鍍形成硬質包覆層，從而制造出表13所示的比較包覆工具16～28。

另外，與本發(fā)明包覆工具19～28相同，關于比較包覆工具19～28，在表3所示的形成條件下形成了表11所示的下部層和/或表13所示的上部層。

為了參考，在工具基體β及工具基體γ的表面，使用以往的物理蒸鍍裝置并通過電弧離子鍍，以目標層厚蒸鍍形成參考例的(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層，從而制造出表13所示的參考包覆工具29、30。

另外，電弧離子鍍的條件使用了與實施例1所示的條件相同的條件。

并且，使用掃描電子顯微鏡(倍率5000倍)，對本發(fā)明包覆工具16～30、比較包覆工具16～28及參考包覆工具29、30的各結構層的剖面進行觀察，以與實施例1相同的方式測定觀察視場內的五點的層厚并進行平均而求出平均層厚的結果，均顯示出實質上與表12及表13所示的目標層厚相同的平均層厚。

并且，關于所述本發(fā)明包覆工具16～30、比較包覆工具16～28及參考包覆工具29、30的硬質包覆層，利用與實施例1所示的方法相同的方法，算出平均Al的含有比例X_avg、平均C的含有比例Y_avg、構成柱狀組織(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的具有立方晶結構的晶粒的平均粒子寬度W、平均縱橫尺寸比A。另外，在以與實施例1相同的方法得到的傾斜角度數分布中，確認傾斜角度數的最高峰值是否存在于0～10度，并且求出傾斜角存在于0～10度范圍內的度數的比例。并且，立方晶粒的面積比例、晶格常數也以與實施例1相同的方法測定。

關于構成所述本發(fā)明包覆工具16～30的硬質包覆層的Ti和Al的復合氮化物層或復合碳氮化物層，使用掃描電子顯微鏡(倍率5000倍及20000倍)在多個視場進行觀察的結果，如圖3所示的膜結構示意圖所示，確認到在(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層中的存在Ti和Al的組成的周期性變化的具有立方晶結構的晶粒。并且，通過與實施例1相同的、使用了透射型電子顯微鏡(倍率200000倍)的基于能量分散型X射線光譜法(EDS)的表面分析，確認到在立方晶粒內存在Ti和Al的周期性組成變化。進一步詳細地進行與實施例1相同的分析的結果，確認到x的極大值的平均值和極小值的平均值之差Δx為0.03～0.25。另外，關于Ti和Al的組成變化的沿工具基體表面的法線方向的周期、沿＜001＞的周期、及面內組成變化X_O，也以與實施例1相同的方法測定。

[表9]

[表10]

[表11]

接著，在利用固定夾具將所述各種包覆工具均緊固于工具鋼制車刀的前端部的狀態(tài)下，對本發(fā)明包覆工具16～30、比較包覆工具16～28及參考包覆工具29、30，實施如下所示的碳鋼的干式高速斷續(xù)切削試驗(切削條件1)及鑄鐵的濕式高速斷續(xù)切削試驗(切削條件2)，均測定出切削刃的后刀面磨損寬度。將其結果示于表14中。另外，關于比較包覆工具16～28、參考包覆工具29、30，因產生崩刀而達到壽命，因此將達到壽命為止的時間示于表14中。

切削條件1：

工件：由JIS·SCM435制成的沿長度方向等間隔配置有四根縱槽的圓棒，

切削速度：380m/min，

切深量：1.2mm，

進給量：0.1mm/rev，

切削時間：5分鐘。

(通常的切削速度為220m/min)

切削條件2：

工件：由JIS·FCD700制成的沿長度方向等間隔配置有四根縱槽的圓棒，

切削速度：310m/min，

切深量：1.2mm，

進給量：0.1mm/rev，

切削時間：5分鐘。

(通常的切削速度為180m/min)

[表14]

比較包覆工具、參考包覆工具一欄的*號表示因產生崩刀而達到壽命為止的切削時間(分鐘)。

實施例3

作為原料粉末準備均具有0.5～4μm的范圍內的平均粒徑的cBN粉末、TiN粉末、TiC粉末、Al粉末、Al₂O₃粉末，將這些原料粉末配合成表15所示的配合組成，用球磨機進行濕式混合80小時，并進行了干燥。之后，以120MPa的壓力沖壓成型為具有直徑：50mm×厚度：1.5mm的尺寸的壓坯，接著，將該壓坯在壓力：1Pa的真空氣氛中以900～1300℃范圍內的規(guī)定溫度保持60分鐘的條件下進行燒結，從而形成切削刃片用備用燒結體。在將該備用燒結體與另外準備的由Co：8質量％、WC：剩余部分構成的組成、以及具有直徑：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬質合金制支撐片重合的狀態(tài)下裝入通常的超高壓燒結裝置中，在通常條件下即在壓力：4GPa、溫度：1200～1400℃范圍內的規(guī)定溫度及保持時間：0.8小時的條件下進行了超高壓燒結。在燒結之后，使用金剛石砂輪對燒結體的上下表面進行研磨，并利用電火花線切割加工裝置分割成規(guī)定的尺寸。進而，對具有由Co：5質量％、TaC：5質量％、WC：剩余部分構成的組成及JIS標準CNGA120412的形狀(厚度：4.76mm×內切圓直徑：12.7mm的80°菱形)的WC基硬質合金制刀片主體的釬焊部(角部)，使用以質量％計具有由Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：剩余部分構成的組成的Ti-Zr-Cu合金的釬料，將上述被分割的燒結體進行釬焊，以規(guī)定尺寸進行外周加工之后，對切削刃部實施寬度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，進而實施精研磨，從而分別制造出具有ISO標準CNGA120412的刀片形狀的工具基體E、F。

[表15]

接著，在這些工具基體E、F的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，通過與實施例1相同的方法，在表3及表4所示的條件下，以目標層厚蒸鍍形成至少包含(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的硬質包覆層，從而制造出表17所示的本發(fā)明包覆工具31～40。

另外，關于本發(fā)明包覆工具34～38，除了形成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層以外，在表3所示形成條件下還形成了如表16所示下部層和/或如表17所示上部層。

并且，以比較為目的，同樣在工具基體E、F的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，在表3及表4所示的條件下，以目標層厚蒸鍍形成至少包含(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的硬質包覆層，從而制造出表18所示的比較包覆工具31～38。

另外，與本發(fā)明包覆工具34～38同樣，關于比較包覆工具34～38，在表3所示的形成條件下形成了如表16所示下部層和/或如表18所示上部層。

為了參考，在工具基體E、F的表面，使用以往的物理蒸鍍裝置，并通過電弧離子鍍以目標層厚蒸鍍形成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層，從而制造出表18所示參考包覆工具39、40。

另外，電弧離子鍍的條件使用的是與實施例1所示條件相同的條件，在所述工具基體的表面蒸鍍形成表18所示目標組成、目標層厚的(Al，Ti)N層，制造出參考包覆工具39、40。

并且，使用掃描電子顯微鏡(倍率5000倍)，對本發(fā)明包覆工具31～40、比較包覆工具31～38及參考包覆工具39、40的各結構層的剖面進行觀察，以與實施例1相同的方式，測定觀察視場內的五點的層厚并進行平均而求出平均層厚的結果，均顯示出實質上與表17及表18所示的目標層厚相同的平均層厚。

并且，關于所述本發(fā)明包覆工具31～40、比較包覆工具31～38及參考包覆工具39、40的硬質包覆層，使用與實施例1所示的方法相同的方法，算出平均Al的含有比例X_avg、平均C的含有比例Y_avg、構成(Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層的具有立方晶結構的晶粒的平均粒子寬度W、平均縱橫尺寸比A。另外，在通過與實施例1相同的方法得到的傾斜角度數分布中，確認傾斜角度數的最高峰值是否存在于0～10度，并且求出傾斜角存在于0～10度范圍內的度數的比例。并且，關于立方晶粒的面積比例、晶格常數、Ti和Al的組成變化的沿工具基體表面的法線方向的周期及沿＜001＞的周期、x的極大值的平均值與極小值的平均值之差Δx、以及面內組成變化X_O，也以與實施例1相同的方法進行了測定。

[表16]

接著，在利用固定夾具將各種包覆工具均緊固于工具鋼制車刀的前端部的狀態(tài)下，對本發(fā)明包覆工具31～40、比較包覆工具31～38及參考包覆工具39、40，實施如下所示的滲碳淬火合金鋼的干式高速斷續(xù)切削加工試驗，測定出切削刃的后刀面磨損寬度。將其結果示于表19中。另外，關于比較包覆工具31～38、參考包覆工具39、40，因產生崩刀而達到壽命，因此將達到壽命為止的時間示于表19中。

工具基體：立方晶氮化硼基超高壓燒結體，

切削試驗：滲碳淬火合金鋼的干式高速斷續(xù)切削加工，

工件：由JIS·SCr420(硬度：HRC60)制成的沿長度方向等間隔配置有四根縱槽的圓棒，

切削速度：235m/min，

切深量：0.10mm，

進給量：0.12mm/rev，

切削時間：4分鐘。

[表19]

比較包覆工具、參考包覆工具一欄的*號表示因產生崩刀而達到壽命為止的切削時間(分鐘)。

從表8、表14及表19中示出的結果可知，本發(fā)明包覆工具1～40在組成構成硬質包覆層的Al和Ti的復合氮化物層或復合碳氮化物層的立方晶粒內存在Ti和Al的組成變化。因此，通過晶粒的應變而硬度提高，保持高耐磨性且韌性提高。而且，明確了當在斷續(xù)的沖擊性高負荷作用于切削刃的高速斷續(xù)切削加工中使用時，耐崩刀性及耐缺損性也優(yōu)異，其結果，在長期使用中發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性。

與此相對，關于在組成構成硬質包覆層的Al和Ti的復合氮化物層或復合碳氮化物層的立方晶粒內不存在Ti和Al的組成變化的比較包覆工具1～13、16～28，31～38及參考包覆工具14、15、29、30、39、40明確可知，當在伴有高熱產生且斷續(xù)的沖擊性高負荷作用于切削刃的高速斷續(xù)切削加工中使用時，因崩刀、缺損等的產生而短時間內達到壽命。

產業(yè)上的可利用性

如上所述，本發(fā)明的包覆工具不僅可以用于合金鋼的高速斷續(xù)切削加工中，而且還可以用作各種工件的包覆工具，而且，在長期使用中發(fā)揮優(yōu)異的耐崩刀性、耐磨性。因此能夠非常令人滿意地應對切削裝置的高性能化、切削加工的節(jié)省勞力化及節(jié)能化、以及低成本化的期望。

符號說明

1-工具基體，2-硬質包覆層，3-復合氮化物層或復合碳氮化物層((Ti_1-xAl_x)(C_yN_1-y)層)，4-下部層，5-上部層，13-立方晶粒，13a-Al含量相對多的區(qū)域，13b-Al含量相對少的區(qū)域。