JP2014104545A - 被覆工具 - Google Patents

Abstract

【課題】 耐熱合金の切削加工においても、熱亀裂の発生を抑制して長寿命な切削工具等の被覆工具を提供する。
【解決手段】 平均粒径０．９〜１．２μｍのＷＣ相を主体として、１０〜１５質量％のＣｏと、０．２〜０．６質量％のＣｒ_３Ｃ_２とを含有する超硬合金からなる基体２の表面に、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＴｉＮ層４と、平均厚みが１〜３μｍのＴｉＣＮ層５と、平均厚みが０．０１〜０．１μｍの中間層６と、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＡｌ_２Ｏ_３層７と、平均厚みが０．３〜０．７μｍの最表層８とが順に積層されてなる切削工具１である。
【選択図】 図１

Description

本発明は被覆層を具備する被覆工具に関する。

従来から金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金等の基体の表面にＴｉＣＮ層やＡｌ_２Ｏ_３層等の多層の被覆層を被着形成したものが広く用いられている。また、インコネルやステンレス等の耐熱合金の需要の増加に伴って、耐熱合金の切削における切削性能に優れた切削工具が求められている。しかしながら、従来の切削工具では、切削時に切刃付近の温度が高温になる。その結果、切刃に熱亀裂が発生したり、発生した熱亀裂からクラックが進展したりして、切刃にチッピングや欠損が発生するという問題があった。

そこで、特許文献１では、Ｃｏを１２．０〜１５．０ｗｔ％と、Ｃｒを０．５２〜０．６４ｗｔ％と、残部がＷＣとからなる超硬合金基体の表面に、合計厚さが１．９〜３．６μｍの第１〜第３のＴｉＣＮＯ層と、１．８〜３．６μｍの厚みの最表層Ａｌ_２Ｏ_３層とを被覆した切削工具フライスインサートが記載されている。

特開２００７−１６０５０４号公報

しかしながら、特許文献１のインサートでは、熱亀裂の発生を抑制する効果が不十分であり、被覆層が剥離するおそれがあった。

本発明の目的は、耐熱合金の切削加工のように切刃が高温になる加工においても、切刃における熱亀裂の発生を抑制し、かつ被覆層の剥離の発生を抑えることができる切削工具を提供することにある。

本発明の被覆工具は、平均粒径０．９〜１．２μｍのＷＣ相を主体として、１０〜１５質量％のＣｏと、０．２〜０．６質量％のＣｒ_３Ｃ_２とを含有する超硬合金からなる基体の表面に、平均厚みが１〜３μｍのＴｉＣＮ層と、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＡｌ_２Ｏ_３層と、が順に積層されてなるものである。

本発明の被覆工具によれば、ＷＣ相の平均粒径とＣｏ含有量を難削材の加工に最適な範囲に調整して、切削時の発熱によっても熱亀裂およびその進展が抑制される。また、切刃が高温になっても、Ａｌ_２Ｏ_３層が被覆層の酸化を抑制する。しかも、Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みは０．３〜０．７μｍなので、凝着しやすい耐熱合金の加工であってもＡｌ_２Ｏ_３層の剥離を抑制できる。

本発明の被覆工具の好適例である切削工具の概略断面図である。 図１の切削工具の（ａ）切刃、（ｂ）すくい面における最表層の表面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。 図１の切削工具を成膜する際の試料のセット方法の一例を説明するための断面図であり、（ａ）切刃およびすくい面におけるＡｌ_２Ｏ_３層の厚みや最表層の結晶構造を異ならせるセット方法、（ｂ）一方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層の厚みと他方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層の厚みとを異ならせるセット方法の一例を示す模式図である。

本発明の被覆工具の好適例である切削工具１は、図１に示すように、基体２の表面に、ＴｉＮ層４と、ＴｉＣＮ層５と、中間層６と、Ａｌ_２Ｏ_３層７と、最表層８とが基体２側から順に形成された被覆層９が設けられている。また、図１によれば、Ａｌ_２Ｏ_３層７の表面に、ＴｉＣ_ｘＮ_ｙ層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１、以下単に最外層と称す）が最表層８として積層されている。被覆層９の各層の平均厚みは、ＴｉＮ層４が０．３〜０．７μｍ、ＴｉＣＮ層５が１〜３μｍ、中間層６が０．０１〜０．１μｍ、Ａｌ_２Ｏ_３層７が０．３〜０．７μｍ、最外層８が０．３〜０．７μｍである。なお、各層の平均厚みは、各層の任意の位置において１０μｍ以上の幅に亘って１μｍ間隔で厚みを測定し、その平均値を取って算出する。

ここで、ＴｉＣＮ層５が１μｍよりも薄いと、十分な耐摩耗性を維持できない。逆に、ＴｉＣＮ層５が３μｍよりも厚いと、欠損しやすい。ＴｉＣＮ層５のより好適な範囲は、２〜２．５μｍである。Ａｌ_２Ｏ_３層７が０．３μｍよりも薄いと、十分な耐酸化性を維持できず、耐摩耗性が低下する。逆に、Ａｌ_２Ｏ_３層７が０．７μｍよりも厚いと、チッピングしやすい。Ａｌ_２Ｏ_３層７のより好適な範囲は、０．４〜０．６μｍである。

また、基体２は、平均粒径０．９〜１．２μｍのＷＣ相を主体として、１０〜１５質量％のＣｏと、０．２〜０．６質量％のＣｒ_３Ｃ_２とを含有する超硬合金からなる。なお、ＷＣ相を主体とするとは、ＷＣを５０質量％以上含有する状態を指し、特に、好適な範囲としては、ＷＣを８４．４質量％以上含有しているものである。この基体２と被覆層９との組み合わせによって、切削時の発熱によっても熱亀裂およびその進展が抑制される。また、切刃が高温になっても、Ａｌ_２Ｏ_３層７が被覆層の酸化を抑制する。しかも、Ａｌ_２Ｏ_３層７の平均厚みは０．３〜０．７μｍなので、Ｎｉ基合金やＴｉ基合金のような凝着しやすい耐熱合金の加工であってもＡｌ_２Ｏ_３層７の剥離を抑制できる。

ここで、ＷＣ相の平均粒径が０．９μｍよりも小さいと、靱性が低く、突発欠損しやすくなる。逆に、ＷＣ相の平均粒径が１．２μｍよりも大きいと、硬度が低下するため、十分な耐摩耗性を維持出来ない。ＷＣ相の平均粒径のより好適な範囲は、１．０〜１．１５μｍである。Ｃｏ含有量が１０質量％よりも少ないと、十分な靱性、強度が確保できず、欠損しやすい。逆に、Ｃｏ含有量が１５質量％よりも多いと、熱伝導率が低下し、熱亀裂が発生し欠損しやすいという不具合がある。Ｃｏ含有量のより好適な範囲は、１１〜１３質量％である。Ｃｒの含有量がＣｒ_３Ｃ_２換算で０．２質量％よりも少ないと、基体２が腐食しやすく被膜が剥離しやすい。逆に、Ｃｒ含有量がＣｒ_３Ｃ_２換算で０．６質量％よりも多いと、靱性が低下し欠損しやすくなる。ＣｒのＣｒ_３Ｃ_２換算量のより好適な範囲は、０．４〜０．５質量％である。

また、ＴｉＮ層４は基体２と被覆層９との密着性を高めるものであり、ＴｉＮ層４の平均厚みが０．３〜０．７μｍであると、被覆層９は基体２との密着性が良く、かつ、被覆層９はチッピングしにくい。ＴｉＮ層４のより好適な範囲は、０．４〜０．５μｍである。さらに、ＴｉＣＮ層５とＡｌ_２Ｏ_３層７との間にはＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層６が設けられており、中間層６はＴｉＣＮ層５とＡｌ_２Ｏ_３層７との密着性を高めることができる。中間層６の平均厚みが０．０１〜０．１μｍであると、Ａｌ_２Ｏ_３層７が剥離しにくく、かつＡｌ_２Ｏ_３層７がチッピングしにくい。中間層６のより好適な範囲は、０．０３〜０．０８μｍである。

なお、最外層８は、ＴｉＣ_ｘＮ_ｙ層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなり、切削工具１の表面を金色として、切刃の未使用、使用済みの判定を容易にするために設けたものであり、０．３〜０．７μｍであれば、目視で識別できる。また、本実施態様では、図２に示すように、最表層８の表面において、切刃ではＴｉＣ_ｘＮ_ｙ結晶（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）が粒状粒子からなるとともに、すくい面では針状粒子からなる。これによって、切刃においては、被覆層９の表面での空隙が少なく、被覆層９の摩耗が小さい。一方、すくい面では被覆層９の表面に針状粒子が析出した構造なので、被覆層９の表面での空隙が多いので、被覆層９の表面における切削液の保持力が向上する。その結果、加工によって発生する切屑の流れがスムーズになり、切刃における温度上昇を抑制することができる。なお、最表層８には、酸素を全量中１０質量％以下の割合で含有してもよい。

さらに、本実施態様では、最表層８は、基体側の炭素濃度が表面側の炭素濃度よりも高い構成となっている。これによって、すくい面においては、針状粒子が形成されるとともに、最表層８の表面では金色になり、使用の識別がしやすい。

また、図１の切削工具１の全体形状は、概略板形状で、主面に対して側面が９０°であり、両主面の端部を切刃として使用する形状、いわゆる、両面使いのネガチップ形状が好適例として挙げられる。そして、両主面は同じ形状からなるものであってもよいが、他の実施態様として、一方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層７の平均厚みと他方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層７の平均厚みとが異なっている構成であってもよい。この構成であれば、２つの加工条件で切削加工を行うような場合に、一方の主面側の切刃と他方の主面側の切刃を別々の加工条件で使い分けすることにより、切削工具はより最適な工具性能を発揮する。なお、このとき、より最適な工具性能とするために、一方の主面側のブレーカ形状と他方の主面側のブレーカ形状とが異なっていてもよい。

さらに、上記切削工具１は、すくい面と逃げ面との交差部に形成された切刃を被切削物に当てて切削加工するが、本発明の被覆工具は、これに限定されるものではなく、切削工具１以外にも、摺動部品や金型等の耐摩部品、掘削工具、刃物等の工具、耐衝撃部品等の各種の用途へ応用可能であり、この場合にも優れた機械的信頼性を有するものである。

（製造方法）
本発明の被覆工具を作製する方法について説明する。
まず、基体２となる硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形した後、真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体２を作製する。そして、上記基体２の表面に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。

そして、その表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって表面被覆層を成膜する。
まず、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜９４０℃、８〜５０ｋＰａの条件でＴｉＮ層４を成膜する。

次に、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜３．０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ
内に導入し、成膜温度を７８０〜８８０℃、５〜２５ｋＰａにてＴｉＣＮ層５の下側部分を成膜する。ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が０．１〜０．４体積％に調整すること、および成膜温度を７８０℃〜８８０℃とすることが、断面観察において下側部分が微細な筋状晶（ＭＴ−ＴｉＣＮ）からなるＴｉＣＮ層５を形成できるために望ましい。

なお、ＴｉＣＮ層５の下側部分の成膜条件は単一条件で形成しても良いが、ＴｉＣＮ層の成膜条件を途中で変更して組織状態を変えることもできる。例えば、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの比率を増してＴｉＣＮ層５の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。または、上記ＴｉＣＮ層５の成膜途中から、成膜条件を、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜３０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａの条件に変更することによって、ＴｉＣＮ層５の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。この条件において、メタン（ＣＨ_４）ガスの代わりにアセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．５〜５体積％の割合で使用しても所望のＴｉＣＮ層５の形成が可能である。

次に、ＴｉＣＮ層５の上側部分を構成するＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜する。ＨＴ−ＴｉＣＮ層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．５〜４体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜２０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとし、成膜時間を２０〜６０分とすることが望ましい。

さらに、中間層６を作製する。具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜４体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０〜７体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜２０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを１〜５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとし、成膜時間を２０〜６０分とする条件で成膜する。

そして、引き続き、Ａｌ_２Ｏ_３層７を成膜する。Ａｌ_２Ｏ_３層７の成膜方法としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０．０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとすることが望ましい。

また、所望により、最表層８を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９６０〜１１００℃、１０〜８５ｋＰａとすればよい。

上記被覆層９の成膜においては、試料をセットする状態を制御する。図３（ａ）に示すように、セットプレート１７に略棒状の支柱１１を立てて、支柱１１に略円錐状または円筒状のスペーサ１４を挿入し、その後、支柱１１に基体２である試料１２（１２ａ）のネジ孔１３を貫通させてスペーサ１４も貫通した状態で載置する。次に、スペーサ１４を挿入して、次の試料１２（１２ｂ）を挿入し、このスペーサ１４が介在した状態で２つの試料１２（１２ｂ）を載置する。このとき、２つの試料の対向するすくい面同士が全体的に平行となるようにし、２つの試料のすくい面の間隔ｄが０．５〜１ｍｍとなるように調整する。このようにして複数の試料をセットする。そして、最も上部に位置する試料の上に
は、ダミー試料１６を載置する。また、下段の試料とセットプレート１７との間隔も０．５〜１．０ｍｍに制御する。この状態で成膜することによって、切刃およびすくい面におけるＡｌ_２Ｏ_３層の厚みや最表層の結晶構造を異ならせることができる。

また、一方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層７の厚みと他方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層７の厚みとを異ならせるには、図３（ｂ）に示すように、下段の試料１２とセットプレートとの間隔を１．０ｍｍよりも広くするとともに、上記支柱１１に試料１２を２つだけセットし、最も上部に位置する試料の上には、ダミー試料を載置しない。この状態で成膜することによって、一方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層７の厚みと他方の主面側のＡｌ_２Ｏ_３層７の厚みとを異ならせることができる。このとき、対向するすくい面に設けられるブレーカ形状と、対向しないすくい面に設けられるブレーカ形状とを異ならせることによって、得られた切削工具は、両面を異なる切削条件で使うことができる。

炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末および平均粒径２．５μｍのＣｒ_３Ｃ_２粉末とを添加、混合して、プレス成形により切削工具形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．５〜１００Ｐａの真空中、１４００℃で１時間焼成して、表１に示す超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金にブラスト加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。

次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により被覆層を成膜した。試料は、図３（ａ）に示すように、セットプレートに立てた略棒状の支柱にスペーサを挿入した状態で試料のネジ孔を貫通させてスペーサ上に載置し、略円錐状のスペーサを介在させて次の試料を載置し、試料をセットプレートにセットした。このとき、２つの試料の対向するすくい面同士が全体的に平行となるようにし、２つの試料のすくい面の間隔が表１の間隔となるように調整した。そして、最も上部に位置する試料の上には、ダミー試料を載置した。また、下段の試料とセットプレートとの間隔も表１の間隔となるように調整した。

成膜条件は、まず、８８０℃、１６ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ_４：２．０体積％、Ｎ_２：３３体積％、残りがＨ_２の混合ガスを流してＴｉＮ層を成膜した。次に、８２５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ_４：２．５体積％、Ｎ_２：２３体積％、ＣＨ_３ＣＮ：０．４体積％、残りがＨ_２の混合ガスを流して平均結晶幅が０．３μｍの第１のＴｉＣＮ層を成膜した後、混合ガスをＴｉＣｌ_４：２．５体積％、Ｎ_２：１０体積％、ＣＨ_３ＣＮ：０．９体積％、残りがＨ_２に切り替えて、平均結晶幅が０．７μｍの第２のＴｉＣＮ層を成膜した。続いて、１０１０℃、２０ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ_４：３．５体積％、ＣＨ_４：７体積％、Ｎ_２：１０体積％、残りがＨ_２の混合ガスを流して第３のＴｉＣＮ層を形成した。表中には、第１〜第３のＴｉＣＮ層の総厚みをＴｉＣＮ層の平均厚みとして示した。

そして、１０１０℃、２０ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ_４：３．５体積％、ＣＨ_４：０〜３体積％、Ｎ_２：０〜１０体積％、ＣＯ_２：２体積％、残りがＨ_２の混合ガスを流して中間層を形成した。その後、１００５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＡｌＣｌ_３：１．５体積％、ＨＣｌ：２体積％、ＣＯ_２：４体積％、Ｈ_２Ｓ：０．３体積％、残りがＨ_２の混合ガスを流してαＡｌ_２Ｏ_３層を成膜した。最後に、１０１０℃、３０Ｐａの成膜条件で、ＴｉＣｌ_４：３．０体積％、Ｎ_２：３０体積％、残りがＨ_２の混合ガスを流して最表層を成膜した。最表層については、ＴｉＮを基本とする組成であったが、炭素（Ｃ）の拡散等による混入があったために、表中にはＴｉ（ＣＮ）と表記した。

得られた切削工具について、表１、２に記載する被覆層が観察できるように機械研磨およびイオンミリングによる研磨加工を実施し、断面を露出させた。各層の断面に略垂直な
方向からみた各層のミクロな組織状態を観察し、平均厚みを測定した。そして、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）、電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）などにより、最表層に存在する原子種の確認、組成等についても観察した。結果は表１、２に示した。

そして、この切削工具を用いて下記の条件により、切削試験を行い、耐欠損性を評価した。結果は表２に示した。
（切削条件）
被削材 ：インコネル７１８ 角材
工具形状：ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ−ＳＭ（京セラ株式会社製インサート）
切削速度：４０ｍ／分
送り速度：０．１５ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ（軸方向）×１０ｍｍ（径方向）
その他 ：水溶性切削液使用
評価項目：欠損に至るまでの時間および切刃の状態

表１、２より、ＷＣ相の平均粒径が０．９μｍよりも小さい試料Ｎｏ．１２では、靱性が低く、突発欠損した。ＷＣ相の平均粒径が１．２μｍよりも大きい試料Ｎｏ．１３では、摩耗が大きくなった。Ｃｏ含有量が１０質量％よりも少ない試料Ｎｏ．１４では、欠損した。逆に、Ｃｏ含有量が１５質量％よりも多い試料Ｎｏ．１５では、熱亀裂による欠損が発生した。Ｃｒ_３Ｃ_２含有量が０．２質量％よりも少ない試料Ｎｏ．１６では、基体から被覆層が剥離した。Ｃｒ_３Ｃ_２含有量が０．６質量％よりも多い試料Ｎｏ．１７では、靱性が低下し欠損した。ＴｉＣＮ層の平均厚みが１μｍよりも薄い試料Ｎｏ．１８では、摩耗が大きくなった。ＴｉＣＮ層の平均厚みが３μｍよりも厚い試料Ｎｏ．１９では、欠損が発生した。Ａｌ_２Ｏ_３層の平均厚みが０．３μｍよりも薄い試料Ｎｏ．２０では、摩耗が大きかった。Ａｌ_２Ｏ_３層の平均厚みが０．７μｍよりも厚い試料Ｎｏ．２１では、チッピングが発生した。

これに対して、本発明の範囲内である基体と被覆層とからなる試料Ｎｏ．１〜１１では、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていた。

実施例１の試料Ｎｏ．１の基体と同じ材質を用いて、一方の主面に京セラ株式会社製ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ−ＧＭブレーカが設けられ、他の主面に京セラ株式会社製ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ−ＳＭブレーカが設けられた２つの試料を準備した。そして、２つの
試料の一方の主面同士を対向させて０．８ｍｍの間隔にして図３（ｂ）のような状態でセットして、試料Ｎｏ．１のＣＶＤ膜を成膜した。得られた切削工具の断面を走査型電子顕微鏡にて観察したところ、一方の主面におけるＡｌ_２Ｏ_３層の平均厚みは０．６μｍ、他方の主面におけるＡｌ_２Ｏ_３層の平均厚みは０．５μｍであった。この試料の両面を使って、耐酸化性が要求される下記切削条件にて切削評価を行ったところ、ＧＭブレーカを形成した切刃では切削可能時間が１４分であり、ＳＭブレーカを形成した切刃では切削可能時間が１０分であり、この切削条件ではＧＭブレーカ側の切刃の仕様がより優れた切削性能を示すことがわかった。
（切削条件）
被削材 ：インコネル７１８ 角材
工具形状：ＰＮＭＵ１２０５ＡＮＥＲ−ＧＭ／ＳＭ（京セラ株式会社製インサート）
切削速度：４０ｍ／分
送り速度：０．２５ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ（軸方向）×１０ｍｍ（径方向）
その他 ：水溶性切削液使用

１ 切削工具
２ 基体
４ ＴｉＮ層
５ ＴｉＣＮ層
６ 中間層
７ Ａｌ_２Ｏ_３層
８ 最表層
９ 被覆層

Claims (8)

1. 平均粒径０．９〜１．２μｍのＷＣ相を主体として、１０〜１５質量％のＣｏと、０．２〜０．６質量％のＣｒ_３Ｃ_２とを含有する超硬合金からなる基体の表面に、平均厚みが１〜３μｍのＴｉＣＮ層と、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＡｌ_２Ｏ_３層と、が順に積層されてなる被覆工具。
2. 前記基体と前記ＴｉＣＮ層との間に、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＴｉＮ層が積層されてなる請求項１記載の被覆工具。
3. 前記ＴｉＣＮ層と前記Ａｌ_２Ｏ_３層との間に、平均厚みが０．０１〜０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層が積層されてなる請求項１または２記載の被覆工具。
4. 前記Ａｌ_２Ｏ_３層の表面に、平均厚みが０．３〜０．７μｍのＴｉＣ_ｘＮ_ｙ層（０＜ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層が積層されてなる請求項１乃至３のいずれか記載の被覆工具。
5. 切削工具用の被覆工具であって、前記最表層の表面において、切刃では粒状粒子からなるとともに、すくい面では針状粒子からなる請求項４記載の被覆工具。
6. 切削工具用の被覆工具であって、前記最表層は、すくい面において、基体側の炭素濃度が表面側の炭素濃度よりも高い請求項４または５記載の被覆工具。
7. 概略板状の両面使いの切削工具であって、一方の主面側の前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みと他方の主面側の前記Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みとが異なっている請求項１乃至６のいずれか記載の被覆工具。
8. 前記一方の主面側のブレーカ形状と前記他方の主面側のブレーカ形状とが異なっている請求項７記載の被覆工具。