耐崩刀性和耐磨性优异的表面包覆切削工具的制作方法

本发明涉及一种表面包覆切削工具(以下，称为包覆工具)，其在淬火钢等高硬度材料的切削加工中，硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性及耐磨性，且在长期使用中发挥优异的切削性能。

本申请主张基于2016年3月11日于日本申请的专利申请2016-047919号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

一般，作为包覆工具，已知有在各种钢或铸铁等工件材料的车削加工或刨削加工中装卸自如地安装在车刀的前端部来使用的可转位刀片、所述工件材料的钻孔切削加工等中所使用的钻头或小型钻头、所述工件材料的端面切削加工或槽加工、台阶面加工等中所使用的立铣刀、以及所述工件材料的齿形的切齿加工等中所使用的整体滚刀、插齿刀等。

并且，以改善包覆工具的切削性能为目的，以往提出了各种建议。

例如，如专利文献1所示，提出有如下的包覆工具：即，在碳化钨(以下，由wc表示)基硬质合金、碳氮化钛(以下，由ticn表示)基金属陶瓷等工具基体的表面包覆一层以上由以cr、al及si为主要成分的金属成分以及选自c、n、o及b中的至少一种以上元素构成的立方晶结构的硬质层，由此改善了耐缺损性、耐磨性。

并且，专利文献2中记载有如下的内容：在工具基体表面包覆硬质包覆层而成的包覆工具中，将硬质膜的至少一层设为(malb)xc(其中，m表示选自cr、al、ti、hf、v、zr、ta、mo、w及y中的至少一种金属元素，l表示选自mn、cu、ni、co、b、si及s中的至少一种添加元素，x表示选自c、n及o中的至少一种非金属元素，a表示m相对于m与l的总计的原子比，b表示l相对于m与l的总计的原子比，c表示x相对于m与l的总计的原子比。并且，a，b，c分别满足0.85≤a≤0.99、0.01≤b≤0.15、a+b＝1、1.00＜c≤1.20)，由此通过因作为硬质膜的成分的cu、si等产生的晶粒的微细化、晶体稳定性，高温硬度变高且耐磨性提高，进一步抗氧化性也提高。

而且，在专利文献3中记载有如下的内容：在工具基体表面物理蒸镀由cr和al的复合氮化物构成的硬质包覆层而成的包覆工具中，通过将硬质包覆层设为如下硬质包覆层，从而在重切削加工条件下硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性，该硬质包覆层具有al最高含有点与al最低含有点沿层厚方向以规定的间隔交替重复存在并且al含量在所述两点之间连续发生变化的成分浓度分布结构，而且，上述al最高含有点满足组成式：(cr1-xalx)n(其中，以原子比计，x表示0.40～0.60)，并且，上述al最低含有点满足组成式：(cr1-yaly)n(其中，以原子比计，y表示0.05～0.30)，并且，相邻的上述al最高含有点与al最低含有点之间的间隔为0.01～0.1μm。

专利文献1：日本专利第3781374号公报(b)

专利文献2：日本特开2008-31517号公报(a)

专利文献3：日本特开2004-50381号公报(a)

近年来，切削加工装置的高性能化很惊人，另一方面，对于切削加工的节省劳力化及节能化以及低成本化的要求较强，随此，切削加工逐渐趋于高速化及高效化，但是在上述以往的包覆工具中，在将该包覆工具用于钢、铸铁等的一般的切削条件下的切削加工中的情况下，虽然不会发生特别的问题，但是在将该包覆工具用于例如淬火钢等高硬度材料的高速铣削加工那样的伴有高热发生，而且对切削刃施加冲击性及断续性高负荷的切削加工中的情况下，无法抑制崩刀、缺损的产生，并且，还促进磨损的进展，因此现状是该包覆工具在比较短时间内就达到使用寿命。

例如，在专利文献1中所示的以往包覆工具中，构成硬质包覆层的(al、cr、si)n层中，al成分具有提高高温硬度的作用，cr成分具有提高高温韧性、高温强度的作用，并且在同时含有al及cr的状态下具有提高高温抗氧化性的作用，而且si成分具有提高耐热塑性变形性的作用，但是在伴有高热发生，而且对切削刃施加冲击性及断续性高负荷的切削条件下，无法避免崩刀、缺损等的产生，例如，即使欲通过增加cr含有比例来实现高温韧性、高温强度的改善，也因al含有比例的相对减少而导致耐磨性下降，因此同时实现由(al、cr、si)n层构成的硬质包覆层中的耐崩刀性和耐磨性本身存在极限。

并且，在专利文献2中所示的以往包覆工具中，提出有作为硬质包覆层成分而含有cu，且通过实现晶粒的微细化来提高耐磨性的建议，虽然耐磨性提高，但因韧性降低而无法抑制崩刀的产生，因此工具寿命较短。

而且，在专利文献3中所示的以往包覆工具中，通过在硬质包覆层中形成重复成分浓度发生变化的组成调制结构，高温硬度和耐热性在al最高含有点(相当于cr最低含有点)得到确保，另一方面，硬质包覆层的强度在与al最高含有点(相当于cr最低含有点)相邻的al最低含有点(相当于cr最低含有点)得到确保，由此确保耐崩刀性和耐磨性，可在一般的钢或合金钢、铸铁的切削加工中获得一定程度的效果，然而在高硬度材料(例如，hrc60以上)的切削加工中，因作用于切削刃的冲击性及断续性高负荷，不能说耐崩刀性和耐磨性足够。

技术实现要素：

因此，本申请发明人等根据上述观点，为了开发在如淬火钢等高硬度材料的高速铣削加工的伴有高热发生，而且冲击性及断续性高负荷作用于切削刃的切削加工条件下，硬质包覆层能够兼顾优异的耐崩刀性和耐磨性的包覆工具，着眼于构成硬质包覆层的成分及层结构进行研究的结果，获得了如下见解。

即，本申请发明人发现了：作为由(al、cr、si)n层构成的硬质包覆层的成分，含有cu，在工具基体表面形成由al、cr、si及cu的复合氮化物层(以下，还有时由“(al、cr、si、cu)n层”表示)构成的硬质包覆层，由此实现基于晶粒微细化的耐磨性的提高，并且使组成不同的两种颗粒、具体而言富crsi颗粒和富al颗粒同时存在于由所述(al、cr、si、cu)n层构成的硬质包覆层内，而且将所述两种颗粒在所述硬质包覆层中所占的面积率分别确定在特定范围，由此所述(al、cr、si、cu)n层显示优异的耐崩刀性和耐磨性。

并且，本申请发明人发现了：设置用于提高所述(al、cr、si、cu)n层与工具基体的粘附强度的下部层，或者为了进一步提高粘附强度，在下部层与所述(al、cr、si、cu)n层之间夹入形成中间层，由此在如淬火钢等高硬度材料的断续切削加工那样的伴有高热发生，而且对切削刃施加较大的冲击性及机械性负荷的切削加工条件下，也不会产生剥离等，从而能够同时实现优异的耐崩刀性和优异的耐磨性。

所述(al、cr、si、cu)n层、下部层及中间层均能够通过pvd法形成于工具基体表面上。

例如，能够使用在图3中表示其概略的电弧离子镀(以下，由“aip”表示)装置1来进行所述各层的成膜，但是尤其在进行(al、cr、si、cu)n层的成膜时，作为其成膜条件，尤其控制施加于靶上的磁通量密度的强度及电弧电流的大小，由此能够使规定的面积率的富crsi颗粒和富al颗粒同时生成于(al、cr、si、cu)n层中。

并且发现了：存在于(al、cr、si、cu)n层中的规定的面积率的富crsi颗粒有助于提高该层的高温强度，并且存在于该层中的规定的面积率的富al颗粒有助于提高抗氧化性。

其结果，包覆形成有所述硬质包覆层的本申请发明所涉及的包覆工具，在断续性及冲击性高负荷作用于切削刃的高硬度材料的断续切削加工中，显示优异的耐崩刀性及耐磨性，且在长期使用中发挥优异的切削性能。

本申请发明是根据所述见解而完成的，其具有以下方式。

(1)一种表面包覆切削工具，其在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷、立方晶氮化硼烧结体及高速工具钢中的任一个构成的工具基体的表面设置有硬质包覆层，该表面包覆切削工具的特征在于，

(a)所述硬质包覆层至少包含al、cr、si及cu的复合氮化物层，

(b)所述al、cr、si及cu的复合氮化物层由主相和分散分布于主相中的富crsi颗粒及富al颗粒构成，

在由组成式：(al1-α-β-γcrαsiβcuγ)1-xnx表示所述主相、富crsi颗粒及富al颗粒的组成的情况下(其中，α、β、γ及x均表示原子比)，

(c)所述主相满足0.15≤α≤0.40、0.05≤β≤0.20、0.005≤γ≤0.05、0.45≤x≤0.60，

(d)所述富crsi颗粒满足0.20≤α≤0.55、0.20≤β≤0.55、0≤γ≤0.10、0.02≤x≤0.35，

(e)所述富al颗粒满足0.10≤α≤0.25、0.05≤β≤0.25、0≤γ≤0.10、0.02≤x≤0.35，

(f)观察所述al、cr、si及cu的复合氮化物层的纵截面时，长径为100nm以上的所述富crsi颗粒在该纵截面中所占的占有面积率为0.20面积％以上且2.0面积％以下，并且长径为100nm以上的所述富al颗粒在该纵截面中所占的占有面积率为0.50面积％以上且3.0面积％以下。

(2)根据所述(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，

在对所述al、cr、si及cu的复合氮化物层的纵截面观察长径为100nm以上的颗粒时，颗粒的截面纵横比为2以上的颗粒的面积率是长径为100nm以上的颗粒的总面积的80面积％以上。

(3)根据所述(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，

所述al、cr、si及cu的复合氮化物层作为上部层而设置，在所述工具基体与所述上部层之间，设置有由al、ti及si的复合氮化物层构成的下部层，

由组成式：(al1-a-btiasib)1-yny表示所述下部层的情况下，

所述下部层满足0.30≤a≤0.50、0.01≤b≤0.10、0.45≤y≤0.60(其中，a、b及y均为原子比)。

(4)根据所述(3)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，

在所述下部层与上部层之间，设置有由薄层a与薄层b的交替层叠结构构成的中间层，

(a)关于所述薄层a，由一层的平均层厚为0.005～0.10μm的al、cr、si及cu的复合氮化物层构成，在由组成式：(al1-α-β-γcrαsiβcuγ)1-xnx表示的情况下，满足0.15≤α≤0.40、0.05≤β≤0.20、0.005≤γ≤0.05、0.45≤x≤0.60(其中，α、β、γ及x均表示原子比)，

(b)关于所述薄层b，由一层的平均层厚为0.005～0.10μm的al、ti及si的复合氮化物层构成，在由组成式：(al1-a-btiasib)1-yny表示的情况下，满足0.30≤a≤0.50、0.01≤b≤0.10、0.45≤y≤0.60(其中，a、b及y均为原子比)。

关于本申请发明的一方式的包覆工具(以下，称为“本申请发明的包覆工具”)，硬质包覆层的(al、cr、si、cu)n层由主相和分散分布于该主相中的富crsi颗粒及富al颗粒构成，各自具有规定的组成，并且，长径为100nm以上的富crsi颗粒在(al、cr、si、cu)n层的纵截面中所占的占有面积率为0.20面积％以上且2.0面积％以下，并且，富al颗粒在(al、cr、si、cu)n层的纵截面中所占的占有面积率为0.50面积％以上且3.00面积％以下，由此即使在本申请发明的包覆工具用于断续性及冲击性高负荷作用于切削刃的高硬度材料等的断续切削加工中的情况下，在长期使用中也发挥优异的耐崩刀性和耐磨性。

而且，关于本申请发明的包覆工具，对(al、cr、si、cu)n层观察长径为100nm以上的颗粒时，将颗粒的截面纵横比为2以上的颗粒的面积率确定成长径为100nm以上的颗粒的总面积的80面积％以上，将(al、cr、si、cu)n层设为上部层，且在工具基体与所述上部层之间设置由粘附强度优异的(al、ti、si)n层构成的下部层，为了进一步提高粘附强度而在所述下部层与所述上部层之间设置中间层，由此即使在用于高硬度材料等的断续切削加工中的情况下，也不会存在硬质包覆层的剥离，能够在长期使用中发挥优异的耐崩刀性和耐磨性。

附图说明

图1a表示本申请发明的包覆工具的硬质包覆层的概略纵截面示意图，且表示一方式。

图1b表示本申请发明的包覆工具的硬质包覆层的概略纵截面示意图，且表示另一方式。

图1c表示本申请发明的包覆工具的硬质包覆层的概略纵截面示意图，且表示又一方式。

图2的(a)表示富crsi颗粒及富al颗粒所分散的本申请发明的包覆工具的(al、cr、si、cu)n层的haadf-stem像的一例，图2的(b)表示其局部放大图。在图2的(a)中的带圈的数字中，1、2、3及6表示富al颗粒a-p，4及5表示富crsi颗粒。

图3a表示本申请发明的包覆工具的实施例2中的形成硬质包覆层的电弧离子镀装置的概略说明图，且表示其俯视图。

图3b表示本申请发明的包覆工具的实施例2中的形成硬质包覆层的电弧离子镀装置的概略说明图，且表示其侧视图。

具体实施方式

以下，对用于实施本申请发明的形态进行详细说明。

(al、cr、si、cu)n层：

本申请发明的包覆工具的硬质包覆层至少具备(al、cr、si、cu)n层，但是(al、cr、si、cu)n层中的al成分具有提高高温硬度的作用，(al、cr、si、cu)n层中的cr成分具有提高高温韧性、高温强度的作用，并且在同时含有al及cr的状态下具有提高高温抗氧化性的作用，而且，(al、cr、si、cu)n层中的si成分具有提高耐热塑性变形性的作用，并且，cu成分具有通过实现晶粒的微细化来提高耐磨性的作用。

关于本申请发明的包覆工具的硬质包覆层，作为一方式，如图1a的示意图所示，由(al、cr、si、cu)n层的单层构成。

并且，作为另一方式，如图1b的示意图所示，由下部层ll和上部层ul这双层结构构成，该下部层ll由al、ti及si的复合氮化物(以下，有时由“(al、ti、si)n”表示)层构成，该上部层ul由(al、cr、si、cu)n层构成。

而且，作为又一方式，如图1c所示，由在由(al、ti、si)n构成的下部层ll与由(al、cr、si、cu)n层构成的上部层ul之间夹入形成有由薄层a与薄层b的交替层叠al结构构成的中间层iml的三层结构构成。

并且，不管是所述单层结构、还是双层结构、还是三层结构，所述(al、cr、si、cu)n层都由主相mp和分散分布于该主相中的富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p构成。

在此所说的富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p是指形成于主相mp内且n含量相对于主相较少的宏观粒子。

对于所述(al、cr、si、cu)n层的层厚，在本申请发明中并无特别限制，但是若所述(al、cr、si、cu)n层的层厚小于0.5μm，则无法长时间发挥足够的耐磨性，另一方面，若超过8.0μm，则积蓄于硬质包覆层中的压缩残余应力变大，因此容易在切削初始阶段在切削刃上发生崩刀，并且，硬质包覆层本身有可能自毁。

因此，优选将所述(al、cr、si、cu)n层的层厚设为0.5μm以上且8.0μm以下。

虽然并无特别限定，更优选的所述(al、cr、si、cu)n层的层厚为1.5μm以上且5.5μm以下。进一步更优选的所述(al、cr、si、cu)n层的层厚为2.0μm以上且4.5μm以下。

所述(al、cr、si、cu)n层的主相、富crsi颗粒及富al颗粒的组成能够由组成式：(al1-α-β-γcrαsiβcuγ)1-xnx表示(其中，α、β、γ及x均表示原子比)。

(al、cr、si、cu)n层的主相：

在(al、cr、si、cu)n层的主相mp中，表示cr的平均组成的α值(原子比)以在al、si及cu的总量中所占的比例计小于0.15的情况下，无法确保所需最低限度的高温韧性、高温强度，因此无法抑制崩刀、缺损的产生，另一方面，若该α值大于0.40，则因al的含有比例相对减少而促进磨损的进行，因此将α值确定为0.15～0.40。

并且，在表示si的平均组成的β值(原子比)以在al、cr及cu的总量中所占的比例计小于0.05的情况下，无法期待通过改善耐热塑性变形性来提高耐磨性，另一方面，若该β值大于0.20，则可观察到耐磨性提高效果趋于降低趋势，因此将β值确定为0.05～0.20。

而且，在表示cu的平均组成的γ值(原子比)以在al、cr及si的总量中所占的比例计小于0.005的情况下，无法期待耐磨性的提高，另一方面，若该γ值大于0.05，则通过电弧离子镀(以下，由“aip”表示)装置形成(al、cr、si、cu)n层时容易产生过量及粗大的颗粒，在施加较大的冲击性及机械性负荷的切削加工中耐崩刀性降低，因此将γ值确定为0.005～0.05。

另外，上述α、β、γ中，优选的范围分别为0.15≤α≤0.25、0.05≤β≤0.15、0.01≤γ≤0.03。

在由所述(al、cr、si、cu)n层构成的主相mp中，n成分相对于构成主相mp的成分的总量的含有比例x并不限定于化学计量比即0.50，只要是可获得与此相等的效果的范围即0.45≤x≤0.60的范围即可。

(al、cr、si、cu)n层中的富crsi颗粒、富al颗粒：

在(al、cr、si、cu)n层中形成有分散分布于主相中的富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p(参考图2)。

如图2所示，分散分布于主相mp中的富crsi颗粒及富al颗粒a-p形成为几乎所有颗粒的长径位于与工具基体表面大致平行的方向的扁平状。

关于富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p的生成，通过控制使用图3所示的aip装置1蒸镀形成alcrsicun层时的蒸镀条件、尤其施加于靶上的磁通量密度的大小及电弧电流的大小，能够将各颗粒设为所期望的组成，而且，能够使存在于主相中的颗粒中截面的长径为100nm以上的颗粒在所述(al、cr、si、cu)n层的截面中所占的面积率成为所期望的值。

富crsi颗粒：

富crsi颗粒cs-p分散分布于主相中而提高高温强度，因此提高切削加工时的耐崩刀性。

在由组成式：(al1-α-β-γcrαsiβcuγ)1-xnx表示富crsi颗粒cs-p的组成的情况下(其中，α、β、γ及x均表示原子比)，若富crsi颗粒的组成在0.20≤α≤0.55、0.20≤β≤0.55、0≤γ≤0.10、0.02≤x≤0.35的范围之外，则高温强度不足，因此容易因淬火钢等高硬度材料的断续切削加工时的断续性及冲击性负荷而产生崩刀。

cr的含量α小于0.20时，相对于主相无法获得足够的强度，由分散于主相中时所发挥的高温强度的提高带来的崩刀抑制效果变小。另一方面，若cr的含量超过0.55，则颗粒接近球形且在颗粒下方容易残留空隙，这容易成为裂缝的起点，并成为崩刀的原因。

si的含有比例β小于0.20时，无法确保颗粒的耐热塑性变形性，即使si的含有比例β超过0.55，也会导致耐热塑性变形性下降。

若cu的含量超过0.10，则降低颗粒本身的硬度，使分散有富crsi颗粒的膜整体的硬度下降，无法获得最低限度的耐磨性。

另外，对于上述α、β、γ，优选的范围分别为0.25≤α≤0.50、0.25≤β≤0.50、0≤γ≤0.08。

n的含量x小于0.02时，与主相的亲和性下降且颗粒与主相的界面成为裂缝的起点，并且，若n的含量x超过0.35，则无法发挥作为颗粒的效果。

富al颗粒：

富al颗粒a-p分散分布于主相中，且提高硬质包覆层的抗氧化性，其结果，提高耐磨性。

在由组成式：(al1-α-β-γcrαsiβcuγ)1-xnx表示富al颗粒a-p的组成的情况下(其中，α、β、γ及x均表示原子比)，若富al颗粒的组成在0.10≤α≤0.25、0.05≤β≤0.25、0≤γ≤0.10、0.02≤x≤0.35的范围之外，则提高抗氧化性的效果不足，因此无法期待提高磨损性的效果。

cr含量α小于0.10时，颗粒本身的高温抗氧化性下降，另一方面，若cr的含量超过0.25，则因al含有比例的相对减少，促进磨损的进展。

si的含量β小于0.05时，无法获得最低限度的耐热塑性变形性，若si的含量β超过0.25，则与cr同样地，因al含有比例的相对减少，促进磨损的进展。

若cu的含量超过0.10，则颗粒本身的硬度下降，无法获得耐磨性。

另外，对于上述α、β、γ，优选的范围分别为0.10≤α≤0.20、0.05≤β≤0.20、0≤γ≤0.08。

n的含量x小于0.02时，与主相的亲和性下降且颗粒与主相的界面成为裂缝的起点，并且，若n的含量x超过0.35，则无法发挥作为颗粒的效果。

另外，分散分布于主相中的富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p的组成能够使用透射型电子显微镜-能量分散型x射线分光分析(tem-eds)来进行测量。

在本申请发明中，由主相mp和分散分布于该主相中的富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p构成(al、cr、si、cu)n层，由此(al、cr、si、cu)n层具备优异的耐崩刀性和耐磨性，但是由于(al、cr、si、cu)n层的特性受存在于(al、cr、si、cu)n层中的富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p的面积率的影响，因此将所述颗粒在(al、cr、si、cu)n层中所占的面积率维持在适当的范围是重要的。

关于本申请发明的包覆工具的硬质包覆层的(al、cr、si、cu)n层，使用aip装置1，并且在经控制的成膜条件(尤其，施加于靶上的磁通量密度的强度及电弧电流的大小)下进行蒸镀，由此形成主相的同时，该主相中分散分布并形成有富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p。

在观察(al、cr、si、cu)n层的纵截面的情况下，富crsi颗粒cs-p及富al颗粒a-p均形成为在与工具基体表面大致平行的方向上具有长径的扁平状。

并且，关于上述颗粒，求出长径为100nm以上的颗粒在(al、cr、si、cu)n层的纵截面中所占的面积率时，富crsi颗粒cs-p设为0.20面积％以上且2.00面积％以下，并且，富al颗粒a-p设为0.50面积％以上且3.00面积％以下。

这是因为，富crsi颗粒cs-p在(al、cr、si、cu)n层的纵截面中所占的面积率小于0.20面积％的情况下，无法获得足够的抑制崩刀的效果，另一方面，因为在富crsi颗粒cs-p的面积率超过2.00面积％的情况下，使皮膜整体的硬度下降，从而使耐磨性下降。

并且是因为，在富al颗粒a-p的面积率小于0.50面积％的情况下，无法获得由颗粒充分提高耐磨性的效果，另一方面，在富al颗粒a-p的面积率超过3.00面积％的情况下，导致皮膜整体的耐崩刀性下降。

而且，观察(al、cr、si、cu)n层的纵截面时，对于长径为100nm以上的各颗粒，测量其长径和短径并求出纵横比时，优选将截面纵横比为2以上的颗粒的面积比例设为长径为100nm以上的总颗粒的面积的80面积％以上。

这是因为，纵横比小于2的颗粒的形状接近球形且在颗粒下方容易产生空隙，该空隙容易成为裂缝的起点，并成为崩刀的原因。由此，纵横比为2以上的颗粒小于80面积％时，存在多个成为裂缝的起点且接近球形的颗粒，导致耐崩刀性下降。

另外，颗粒的面积和纵横比能够通过如下测量及计算法来求出。

对各颗粒进行拍摄而得的tem-eds映射图象中，使用对氮量进行分析而得的映射图象来区分颗粒与主相的边界，选择颗粒的外周部，对于被包围的面积，能够使用图像分析软件(例如，adobephotoshop等)计算颗粒的面积。

并且，所谓颗粒的长径是指对与基体表面垂直的上部层截面上的颗粒的截面形状进行测量而得的最长的直径，但是在本申请发明中，几乎所有颗粒的长径位于与工具基体表面大致平行的方向，因此将在与工具基体表面平行的方向上测量出的颗粒的最大长度称为长径，并且，将与该长径方向正交的颗粒的最大长度称为短径。

并且，能够求出纵横比来作为长径/短径的值。

构成下部层或者中间层的薄层b的(al、ti、si)n层的组成：

在本申请发明的包覆工具中，通过将所述(al、cr、si、cu)n层设为上部层ul，且在工具基体b与上部层ul之间设置由(al、ti、si)n层构成的下部层ll，能够将硬质包覆层形成为双层结构的硬质包覆层。

而且，通过在该下部层ll与上部层ll之间设置中间层iml，能够将硬质包覆层形成为三层结构的硬质包覆层。中间层iml由薄层a及薄层b构成，该薄层a由与所述上部层ul的主相mp相同的成分体系的(al、cr、si、cu)n层构成，该薄层b由与所述下部层相同的成分体系的(al、ti、si)n层构成。

构成下部层ll或者中间层iml的薄层b的(al、ti、si)n层中的al成分及si成分提高耐磨性，并且，ti成分改善高温韧性、高温强度。

而且，(al、ti、si)n层与工具基体b的粘附强度优异，并且(al、ti、si)n层与上部层ul或者中间层iml的薄层a的粘附强度优异，因此在切削加工时发生较大的冲击性及机械性负荷的作用时，可提高硬质包覆层的耐剥离性。

关于所述(al、ti、si)n层，在由组成式：(al1-a-btiasib)1-yny表示其组成的情况下，优选满足0.30≤a≤0.50、0.01≤b≤0.10、0.45≤y≤0.60(其中，a、b及y均为原子比)。

因此，在表示ti在al、ti及si的总量中所占的含有比例的a值(原子比)小于0.30的情况下，无法期待提高高温韧性、高温强度的效果，另一方面，在a值超过0.50的情况下，因al成分及si成分的含有比例相对减少，无法确保最低所需的高温硬度及高温抗氧化性。并且，表示si在al、ti及si的总量中所占的比例的b值(原子比)小于0.01时，无法确保最低所需的规定的高温硬度、高温抗氧化性及耐热塑性变形性，因此成为耐磨性下降的原因，并且若b值超过0.10，则发现提高耐磨性的作用下降的倾向。

因此，优选表示ti的含有比例的a值(原子比)设为0.30以上且0.50以下，并且，表示si的含有比例的b值(原子比)设为0.01以上且0.10以下。

另外，对于上述a、b，优选的范围为0.35≤a≤0.42、0.03≤b≤0.08。

另外，n成分相对于构成(al、ti、si)n层的成分的总量的含有比例y(原子比)并不限定于化学计量比即0.50，只要是可获得与其相等的效果的范围即0.45≤y≤0.60的范围即可。

下部层的平均层厚：

下部层ll具有进一步提高工具基体表面与上部层ul或者中间层iml的附着强度的作用，但是在下部层ll的层厚小于0.3μm时，无法获得提高粘附力的效果，另一方面，若层厚超过3.0μm，则因残余压缩应力的积蓄而容易产生裂缝并无法确保稳定的粘附力，由此下部层ll的层厚优选设为0.3～3.0μm，更优选为0.5～2.0μm的范围。

中间层的总平均层厚和薄层a、薄层b的一层的平均层厚：

在本申请发明的包覆工具中，为了提高由(al、cr、si、cu)n层构成的上部层ul与工具基体b的粘附强度，能够在工具基体表面形成由(al、ti、si)n层构成的下部层ll，但是为了进一步提高上部层ul与下部层ll的粘附强度，能够在上部层ul-下部层ll之间夹入形成由薄层a、薄层b的交替层叠al构成的中间层iml。

在此，薄层a例如能够由与上部层ul的主相mp相同成分组成的(al、cr、si、cu)n层构成，并且，薄层b例如能够由与下部层ll相同成分组成的(al、ti、si)n层构成。

薄层a及薄层b各自的一层平均层厚小于0.005μm时，不仅难以将各薄层明确地形成为规定的组成的层，而且无法发挥由薄层a提高耐磨性的效果、由薄层b提高韧性及耐剥离性的效果，另一方面，在薄层a及薄层b各自的一层层厚超过0.10μm的情况下，在层内局部出现各薄层所具备的缺陷，即若为薄层a则强度不足、以及若为薄层b则耐磨性不足，有可能导致作为中间层整体、以及硬质包覆层整体的特性下降，因此优选将薄层a及薄层b各自的一层平均层厚设为0.005～0.10μm。

即，薄层b是为了补充薄层a所具有的特性中的不足的特性而设置，但是若薄层a及薄层b各自的层厚在0.005～0.10μm的范围内，则由薄层a与薄层b的交替层叠结构构成的硬质包覆层以具备优异的高温硬度及优异的高温韧性、高温强度的犹如为一层的方式发挥作用，而且，提高上部层与下部层的粘附强度，但是若薄层a及薄层b的层厚超过0.10μm，则使薄层a的强度不足、以及薄层b的耐磨性不足变得明显。

并且，关于由薄层a与薄层b的交替层叠al结构构成的中间层iml，其总平均层厚小于0.1μm时，无法发挥优异的特性，并且，若总平均层厚超过1.0μm，则容易产生崩刀及缺损，因此由薄层a与薄层b的交替层叠结构构成的中间层的总平均层厚优选设为0.1～1.0μm，更优选设为0.2～0.5μm。

接着，根据实施例，对本申请发明的包覆工具进行进一步具体的说明。

在以下的实施例中，对在铣削加工中使用本申请发明的包覆工具的情况进行说明，但是并不排除在旋削加工、钻头加工等中使用的任何情况。

并且，对将wc基硬质合金用作工具基体的情况进行了说明，但在将ticn基金属陶瓷、立方晶氮化硼烧结体、高速工具钢用作工具基体的情况下也相同。

[实施例1]

作为原料粉末，准备平均粒径为5.5μm的中粗粒wc粉末、平均粒径为0.8μm的微粒wc粉末、平均粒径为1.3μm的tac粉末、平均粒径为1.2μm的nbc粉末、平均粒径为1.2μm的zrc粉末、平均粒径为2.3μm的cr3c2粉末、平均粒径为1.5μm的vc粉末、平均粒径为1.0μm的(ti、w)c[以质量比计，tic/wc＝50/50]粉末及平均粒径为1.8μm的co粉末，并将这些原料粉末分别配合成表1所示的配合组成，进一步添加石蜡并在丙酮中球磨混合24小时，在进行减压干燥之后，以100mpa的压力挤压并冲压成型为规定的形状的各种压坯，将这些压坯在6pa的真空气氛中，以7℃/分钟的升温速度升温成1370～1470℃的范围内的规定的温度，并维持1小时该温度之后，在炉冷的条件下进行烧结，形成直径为10mm的工具基体形成用圆棒烧结体，进一步通过磨削加工，由所述圆棒烧结体分别制造了切削刃部的直径×长度为6mm×12mm的尺寸且螺旋角为30度的具有双刃球形形状的wc基硬质合金制的工具基体(立铣刀)1～3。

(a)在沿半径方向与aip装置的旋转台上的中心轴隔开规定的距离的位置，沿外周部安装这些工具基体1～3，在aip装置内配置由规定的组成的al-cr-si-cu合金构成的靶(阴极电极)，

(b)首先，一边将装置内进行排气来维持真空，一边通过加热器将工具基体加热至400℃之后，对在所述旋转台上进行自转的同时进行旋转的工具基体施加-1000v的直流偏置电压，且在ti金属阴极电极与阳极电极之间导通100a的电流来产生电弧放电，从而对工具基体表面进行轰击清洗，

(c)接着，在规定的组成的al-cr-si-cu合金靶的表面施加控制成表2所示的各种最大磁通量密度的磁场，在装置内导入作为反应气体的氮气并设为表2所示的氮气压力，将在所述旋转台上进行自转的同时进行旋转的工具基体的温度维持在表2所示的温度范围内，并且施加表2所示的直流偏置电压，且在所述al-cr-si-cu合金靶与阳极电极之间导通表2所示的电弧电流来产生电弧放电，从而在工具基体的表面蒸镀形成存在表3所示的主相的组成、平均层厚、表4所示的组成、面积率及纵横比为2以上的颗粒面积率的富crsi颗粒和富al颗粒的(al、cr、si、cu)n层，由此制作了具备表3、表4所示的硬质包覆层的本发明包覆工具1～10。

另外，上述所使用的aip装置为在图3的aip装置中配置有由ti金属构成而未由al-ti-si合金构成的靶(阴极电极)的aip装置。

对于上述本发明包覆工具1～10的(al、cr、si、cu)n层，使用透射型电子显微镜-能量分散型x射线分光分析(tem-eds)进行了与工具基体表面垂直的各层截面的组织观察和组成分析。

并且，对于本发明包覆工具1～10的(al、cr、si、cu)n层，在设定为与工具基体表面平行的方向的宽度为20μm，且包含硬质包覆层的厚度区域全部的视场下，对上部层纵截面进行0.01μm以下的空间分辨率的元素映射，确认所包覆的(al、cr、si、cu)n层的主相的组成在本申请发明中规定的范围内的同时，通过点分析测量了上部纵截面中的富crsi颗粒和富al颗粒的组成。

并且，通过如下方法求出富crsi颗粒和富al颗粒在上部层纵截面中所占的面积率。即，在对各颗粒进行拍摄而得的tem―eds映射图象中，使用对氮量进行分析而得的映射图象来区分颗粒与主相的边界，选择颗粒的外周部，对于被包围的面积，使用图像分析软件(例如，adobephotoshop等)进行计算，并计算为颗粒在测量区域的上部层截面中所占的面积率。

另外，关于富crsi颗粒与富al颗粒的面积率，仅将颗粒的长径为100nm以上的颗粒作为测量对象。

并且，测量富crsi颗粒和富al颗粒的与工具基体表面平行的方向的最大长度来作为长径，并且，测量与长径的方向正交的方向的最大长度来作为短径，求出关于各颗粒的纵横比(长径/短径)，计算出纵横比为2以上的长径为100nm以上的颗粒在长径为100nm以上的颗粒的总面积中所占的面积率。

而且，使用扫描型电子显微镜(sem)测量了(al、cr、si、cu)n层的层厚。

将这些测量值和计算值分别示于表3、表4中。

接着，以比较为目的，与实施例1的所述工序(a)～(c)同样地，在表5所示的条件下，使用所述aip装置，在工具基体1～3的表面蒸镀形成表6、表7所示的组成及目标平均层厚的(al、cr、si、cu)n层，由此制作了具备表6、表7所示的(al、cr、si、cu)n层的比较包覆工具1～10。

对于比较包覆工具1～10，通过与实施例1的情况相同的方法，进行(al、cr、si、cu)n层的组成分析，并且，测量并计算存在于(al、cr、si、cu)n层中的颗粒的组成、纵横比为2以上的颗粒的面积率，而且，测量了(al、cr、si、cu)n层的层厚。

将这些值分别示于表6、表7中。

[表1]

[表2]

[表3]

[表5]

[表6]

接着，对于上述本发明包覆工具1～10及比较包覆工具1～10，在以下所示的切削条件下，实施铣削切削加工试验，测量了切削刃的后刀面磨损宽度。

＜＜切削条件a＞＞

工件材料：jis·skh51(hrc64)的块材料，

转速：5400/min，

切削速度：100m/min，

切深量：ae0.2mm、ap2.0mm，

进给量(每一刃)：0.05mm/刃，

切削油剂：吹气，

切削长度：18m，

＜＜切削条件b＞＞

工件材料：jis·skd11(hrc60)的块材料，

转速：5400/min，

切削速度：100m/min，

切深量：ae0.3mm、ap2.0mm，

进给量(每一刃)：0.04mm/刃，

切削油剂：吹气，

切削长度：50m，

将所述切削试验的结果示于表8中。

[表8]

(表中，比较例栏中的(※)为因崩刀、磨损而达到使用寿命(后刀面磨损宽度为0.2mm)的切削长度(m))

根据表3、4、6～8所示的结果，关于本发明包覆工具1～10，在由(al、cr、si、cu)n层构成的硬质包覆层中，规定的组成的富crsi颗粒及富al颗粒与规定的组成的主相一同以规定的面积率存在，由此在断续性及冲击性高负荷作用于切削刃的高硬度材料的断续切削加工中，显示出优异的耐崩刀性和耐磨性。

相对于此，关于比较包覆工具1～10，在硬质包覆层中，主相的组成、或者各颗粒的组成、面积率在本申请发明中规定的范围之外，因此不能说耐崩刀性或者耐磨性这两个特性优异。

[实施例2]

相对于实施例1中所使用的工具基体1～3，通过如下方法，制作了具备由下部层和上部层构成的硬质包覆层的本发明包覆工具11～15、以及具备由下部层、中间层及上部层构成的硬质包覆层的本发明包覆工具16～20，其中，该中间层由薄层a与薄层b的交替层叠结构构成。

(a)在沿半径方向与图3中所示的aip装置的旋转台上的中心轴隔开规定的距离的位置，沿外周部安装工具基体1～3，在aip装置的一侧配置由规定的组成的al-ti-si合金构成的靶(阴极电极)，且在另一侧配置由规定的组成的al-cr-si-cu合金构成的靶(阴极电极)，在与实施例1相同的条件下对工具基体表面进行轰击清洗，

(b)接着，在装置内作为反应气体导入氮气来设为表9所示的氮气压力，并且将在所述旋转台上进行自转的同时进行旋转的工具基体的温度维持为表9所示的温度范围内，并且施加表9所示的直流偏置电压，且在所述al-ti-si合金靶与阳极电极之间导通表9所示的电弧电流来产生电弧放电，从而在所述工具基体的表面蒸镀形成由表12所示的组成及目标平均层厚的(al、ti、si)n层构成的下部层，

(c)接着，在装置内作为反应气体导入氮气来设为表10所示的氮气压力，并且将在所述旋转台上进行自转的同时进行旋转的工具基体的温度维持为表10所示的温度范围内，并且施加表10所示的直流偏置电压，且在所述al-cr-si-cu合金靶与阳极电极之间导通表10所示的电弧电流来产生电弧放电，从而在所述下部层表面蒸镀形成由表12所示的组成及一层平均层厚的(al、cr、si、cu)n层构成的薄层a，

同时，通过在所述al-ti-si合金阴极电极与阳极电极之间同样地导通表10所示的电弧电流来产生电弧放电，蒸镀形成由表12所示的组成及一层平均层厚的(al、ti、si)n层构成的薄层b，并且直至成为由薄层a与薄层b的交替层叠结构构成的表12所示的规定的总平均层厚为止蒸镀形成中间层，

(d)接着，在所述al-cr-si-cu合金靶的表面施加控制成表11所示的各种最大磁通量密度的磁场，在装置内导入作为反应气体的氮气并设为表11所示的氮气压力，将在所述旋转台上进行自转的同时进行旋转的工具基体的温度维持在表11所示的温度范围内，并且施加表11所示的直流偏置电压，且在所述al-cr-si-cu合金靶与阳极电极之间导通表11所示的电弧电流来产生电弧放电，从而在所述中间层的表面蒸镀形成存在表13所示的组成和目标平均层厚的主相、以及同样地存在表13所示的组成、面积率和纵横比为2以上的颗粒面积率的富crsi颗粒及富al颗粒的上部层，由此制作了具备由表12、表13所示的下部层、中间层及上部层构成的硬质包覆层的本发明包覆工具11～20。

另外，对于本发明包覆工具11～15，未进行所述工序(c)而未形成中间层。

对于在上述所制作的本发明包覆工具11～15的下部层及上部层、以及本发明包覆工具16～20的下部层、中间层及上部层，使用透射型电子显微镜-能量分散型x射线分光分析(tem-eds)进行了与工具基体表面垂直的各层纵截面的组织观察和组成分析。

并且，对于本发明包覆工具16～20的中间层的薄层a及上部层，与实施例1的情况同样地，进行了组成分析，并且存在颗粒时，测量并计算出该颗粒的组成、面积率、以及纵横比为2以上的颗粒的面积率。

将这些测量值、计算值分别示于表12、表13中。

并且，使用扫描型电子显微镜(sem)测量了本发明包覆工具11～20的上部层及下部层的层厚。而且，中间层内的薄层a及薄层b的平均膜厚通过如下方法来计算出：使用透射型电子显微镜(tem)，在视场内的任意的五个点进行测量，并将其进行了平均。

将这些值示于表12、表13中。

[表9]

[表10]

[表11]

接着，对于上述本发明包覆工具11～20，在以下所示的切削条件下，实施铣削切削加工试验，测量了切削刃的后刀面磨损宽度。

＜＜切削条件c＞＞

工件材料：jis·skh51(hrc64)的块材料，

转速：5400/min，

切削速度：100m/min，

切深量：ae0.2mm、ap2.0mm，

进给量(每一刃)：0.05mm/刃，

切削油剂：吹气，

切削长度：20m，

＜＜切削条件d＞＞

工件材料：jis·skd11(hrc60)的块材料，

转速：5400/min，

切削速度：100m/min，

切深量：ae0.3m、ap2.0mm，

进给量(每一刃)：0.04mm/刃，

切削油剂：吹气，

切削长度：60m，

将所述切削试验的结果示于表14中。

[表14]

根据表12～14所示的结果，本发明包覆工具11～15中，形成有下部层和上部层，并且，本发明包覆工具16～20中，在下部层与上部层之间，夹入形成有由薄层a与薄层b的交替层叠结构构成的中间层，由此层间粘附强度得到提高，而且，在由(al、cr、si、cu)n层构成的硬质包覆层中，规定的组成的富crsi颗粒及富al颗粒与规定的组成的主相一同以规定的面积率存在，由此在断续性及冲击性高负荷作用于切削刃的高硬度材料的断续切削加工中，显示出优异的耐崩刀性和耐磨性。

产业上的可利用性

本申请发明的包覆工具在淬火钢等高硬度材料的断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性和耐磨性，能够延长使用寿命，当然也能够用于其他工件材料的切削加工、其他条件下的切削加工中。

符号说明

b工具基体

ul上部层

ll下部层

iml中间层

al薄层a与薄层b的交替层叠

a-p富al颗粒

cs-p富crsi颗粒

1aip装置

2加热器

3旋转台

4工具基体

5a、5b磁力发生源

6al-cr-si-cu合金靶(阴极电极)

7al-ti-si合金靶(阴极电极)

8a、8b阳极电极

9a、9b电弧电源

10偏置电源

11反应气体导入口

12排气口