JP2016026896A - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐摩耗性に優れた表面被覆切削工具を提供する。
【解決手段】本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備えるものであって、該被膜は、内層と外層とを含み、該内層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素、または該元素のうちの１種以上の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる１種以上の元素との化合物によって構成される単層または２層以上を積層した多層からなり、外層は、α型酸化アルミニウムを主として含み、かつＸ線回析の（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が１．３を超えることを特徴とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、基材とその上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具に関する。

鋼や鋳鉄などの切削加工に用いる表面被覆切削工具は、一般に、炭化タングステン基超硬合金からなる基材の表面に、被膜を被覆したものを用いる。この被膜は、Ｔｉ化合物層、アルミナ層等の層を２層以上積層したものである。ここで、被膜を構成するアルミナ層は、耐酸化性および耐熱安定性に優れ、さらに高硬度であるという利点を有する。一方で、アルミナ層は、Ｔｉ化合物層に比して相対的に強度が低く、脆いという欠点を有する。この欠点が原因となり、たとえば高速切削や高速高送り切削などの過酷な条件で鋼や鋳鉄を切削したときに、刃先にチッピングが生じたり、刃先の摩耗が進行したりする。

上記アルミナ層の欠点を克服するための試みとして、たとえば特開平１１−１３８３０８号公報（特許文献１）では、アルミナ層の上側と下側とで異なる結晶組織を形成している。つまり、アルミナ層の下側を縦長結晶多様化組織で構成し、アルミナ層の上側を縦長結晶単一化組織で構成している。

また、特開２００２−１２０１０５号公報（特許文献２）では、アルミナ層の成膜時にＨ₂ＳガスおよびＳＯ₂ガスを添加したガスを導入し、さらにＣＯ₂の導入量を増加させてアルミナ層を成膜している。これにより、主ピークである（０３０）面のＸ線回析ピーク強度Ｉ（０３０）と、（１０４）面のＸ線回析ピーク強度Ｉ（１０４）との比がＩ（０３０）／Ｉ（１０４）＞１を満たし、かつ（０１２）面のＸ線回析ピーク強度Ｉ（０１２）がＩ（０１２）／Ｉ（０３０）＞１を満たす関係にあるα型結晶を主体とした結晶構造のアルミナ層を形成している。

ここで、（０３０）面に配向性を示すαアルミナは、（１０４）面に配向性を示すαアルミナに比して、結晶学的に密度が高い。このため、上記のように（１０４）面のＸ線回析ピーク強度を高めることにより、高密度の結晶からなるαアルミナ結晶を形成することができる。

特開平０７−２１６５４９号公報（特許文献３）には、Ｘ線回析の（１１０）方位において、１．５より大きい値の集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を有するように集合組織化された単相α組織からなるアルミナ層が開示されている。このアルミナ層は、基材の下地層との密着性が良好であるため、耐摩耗性に優れるという利点を有する。

欧州特許公開番号ＥＰ１６５５３８７Ａ１（特許文献４）には、（１１０）面の組織係数ＴＣ（１１０）が２を超え、かつ（１１０）面以外の結晶面の組織係数が１．５未満であるアルミナ層が開示されている。さらに、特許文献４では、アルミナ層の下層にあたるアルミナ接触層にもＡｌを含有せしめることにより、アルミナ接触層とアルミナ層との接合強度を高めている。

特表平０９−５０７５２８号公報（特許文献５）には、２．５〜２５μｍの厚みであって、０．５〜４μｍの結晶粒径を有するアルミナ層であって、該アルミナ層が２．５より大きい集合組織係数ＴＣを有し、かつ（１０４）方向に集合組織化した単一相のα組織からなるものが開示されている。このような結晶組織を有するアルミナ層は、耐摩耗性および靭性に優れるという性質を示す。

特開平１０−１５６６０６号公報（特許文献６）には、基材の表面に内層を被膜し、その上にさらにアルミナ層を被覆した表面被覆切削工具が開示されている。特許文献６では、非酸化性のガス成分を主としてさらに酸化性ガスを導入して内層を形成している。これにより、アルミナ層の（１１０）面がＸ線回析の最高ピーク強度を示し、かつアルミナ層および内層の格子縞が両者の界面において連続している。

上記の特許文献１〜６で説明した以外のアルミナ層の強度改善のアプローチとして、アルミナ層の厚みや表面粗さ、およびアルミナ層を構成する粒子の平均粒径を調整する技術もある。たとえば特開昭６２−２２８３０５号公報（特許文献７）では、アルミナ層の厚みを０．５〜５μｍとして、その表面粗さを１μｍ以下とすることによりアルミナ層の強度および密着性を高めている。

また国際公開番号ＷＯ１９９５／０１９４５７（特許文献８）には、２．５〜２５μｍの厚みで、かつ構成する粒子の粒径が０．５〜４μｍのアルミナ層が開示されている。このアルミナ層は、（１０４）面に配向に集合組織化した単一相のα組織からなるものである。また、特開２００２−２０５２０５号公報（特許文献９）にも、平均粒径を２μｍ以下のアルミナ粒子を用いて２．５μｍ以下の厚みに調整したアルミナ層が開示されている。このような厚みおよび粒径からなるアルミナ層を形成することにより、表面被覆切削工具の靭性を高めることができる。

特開平１１−１３８３０８号公報 特開２００２−１２０１０５号公報 特開平０７−２１６５４９号公報 欧州特許公開番号ＥＰ１６５５３８７ Ａ１ 特表平０９−５０７５２８号公報 特開平１０−１５６６０６号公報 特開昭６２−２２８３０５号公報 国際公開番号ＷＯ１９９５／０１９４５７ 特開２００２−２０５２０５号公報

しかしながら、上記の特許文献１〜９の方法で成膜されたアルミナ層は、強度が十分とは言えず、切削時に被膜が摩耗しやすかった。また、従来技術では、アルミナ層の成膜条件を変更したり、アルミナ層に機械加工を施したり、アルミナ層を複数層積層したりすることにより、アルミナ層を構成する粒子の粗さおよび粒径を小さくしているが、アルミナ層の強度が十分ではなく摩耗しやすかった。

本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、耐摩耗性に優れた表面被覆切削工具を提供することである。

本発明者らは、アルミナ層を構成するα−アルミナの結晶の配向性に関し、鋭意検討を重ねたところ、アルミナ層の基材を構成する材料の結晶面に垂直な（０２４）面の等価ピーク強度を高めることにより、アルミナ層の強度を向上し得ることを見出し、本発明を完成した。さらに、アルミナ層の表面には、α型酸化アルミニウム結晶粒に起因する凹凸が形成されているが、該凹凸の凹部の最深部を起点とする接線を引いて接線同士が交差する角度（以下「接線交差角」とも記す）を大きくすることにより、基材に対しアルミナ層（以下「外層」とも記す）が水平に成長することになって、外層が緻密な組織となり、強度を向上し得ることを発見した。

さらに、外層の（０２４）面に平行な結晶面である（０１２）面の等価ピーク強度と、該（０２４）面に垂直な結晶面である（１１０）面の等価ピーク強度とのバランスを１を超えるようにすることにより、アルミナ層の強度および密着性を高め得ることを見出した。

また、本発明者らはα型酸化アルミニウム結晶粒の表面の滑らかさに着目し、α型酸化アルミニウム結晶粒の表面が滑らかである（すなわち表面Ｒが大きい）ほど、被膜の耐溶着性を高めることができることを見い出した。

すなわち、本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成された被膜とを備えるものであって、該被膜は、内層と外層とを少なくとも含み、該内層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素、または該元素のうちの１種以上の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる１種以上の元素との化合物によって構成される単層または２層以上を積層した多層からなり、外層は、α型酸化アルミニウムを主として含み、かつＸ線回析の（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が１．３を超えることを特徴とする。

上記等価ピーク強度ＰＲ（０２４）は２．０を超えることが好ましい。アルミナ層は、（０２４）面がＸ線回析の最高ピークを示すことが好ましい。

外層は、（０１２）面がＸ線回析の最高ピーク強度を示すことが好ましい。
外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、被膜表面の法線を含む平面で表面被覆切削工具を切断した断面の外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの５０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、外層の表面に位置する隣接する３つのα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの、隣接する２つのα型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線と、他の隣接する２つのα型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線とが交差する接線交差角が１００°以上１７０°以下であることが好ましい。

外層は、Ｘ線回析の（１１０）面による等価ピーク強度ＰＲ（１１０）およびＸ線回析の（０１２）面による等価ピーク強度ＰＲ（０１２）のいずれもが１を超えることが好ましい。

外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、被膜表面の法線を含む平面で表面被覆切削工具を切断した断面の外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を１００００倍で観察したとき、該α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの３０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、該α型酸化アルミニウム結晶粒１つの表面凸部に接する内接円の半径（表面Ｒ）が、３ｍｍ以上であることが好ましい。

本発明の表面被覆切削工具は、上記のような構成を有することにより、耐摩耗性を高めることを可能としたものである。

表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面における外層の表面近傍を電界放射型走査電子顕微鏡によって観察した画像である。 表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面における外層の表面近傍を電界放射型走査電子顕微鏡によって観察した画像である。

以下、本発明について、詳細に説明する。なお、本発明において、層厚または膜厚は光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）により測定し、被膜を構成する各層の組成はエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ：Energy Dispersive x-ray Spectroscopy）などにより測定するものとする。

＜表面被覆切削工具＞
本発明の表面被覆切削工具は、基材とその上に形成された被膜とを備えたものである。このような基本的構成を有する本発明の表面被覆切削工具は、たとえばドリル、エンドミル、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、またはクランクシャフトのピンミーリング加工用チップ等として極めて有用に用いることができる。

本発明の表面被覆切削工具の表面を構成するすくい面は、切削加工時において被削材の切りくずと接する面を意味する。かかるすくい面は、凸状もしくは凹凸形状のチップブレーカを有することが好ましい。チップブレーカを有することにより、切りくずがカールして適度な大きさに細かく分断されるため、切りくずが巻き付いて切削加工が妨げられるのを防止することができる。なお、チップブレーカは必ずしも形成する必要はなく、チップブレーカがなくても本発明の効果は損なわれない。

＜基材＞
本発明の表面被覆切削工具の基材としては、このような切削工具の基材として知られる従来公知のものを特に限定なく使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはさらにＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物等を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化硅素、窒化硅素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウム、およびこれらの混合体など）、立方晶型窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体等をこのような基材の例として挙げることができる。このような基材として超硬合金を使用する場合、そのような超硬合金は、組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常相を含んでいても本発明の効果は示される。

なお、これらの基材は、その表面が改質されたものであっても差し支えない。たとえば、超硬合金の場合はその表面に脱β層が形成されていたり、サーメットの場合には表面硬化層が形成されていてもよく、このように表面が改質されていても本発明の効果は示される。

＜被膜＞
本発明の被膜は、内層と外層とを少なくとも含み、該内層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素、または該元素のうちの１種以上の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる１種以上の元素との化合物によって構成される単層または２層以上を積層した多層からなり、外層は、α型酸化アルミニウムを主として含み、かつＸ線回析の（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲが１．３を超えることを特徴とする。

上記（０２４）面は、（０１２）面と同一方向の面指数であるが、原子の配列が（０１２）面の半分に相当するため、（０２４）面の等価ピーク強度を１．３を超えるように高めることにより、基材に対して垂直方向に並ぶ原子数が多くなり、もってアルミナ層の強度を高めることができる。このようなアルミナ層を有する被膜は、耐摩耗性に優れており、かつ欠損が生じにくいという優れた性能を示す。

上記の外層は、（０１２）面がＸ線回析の最高ピーク強度を示すことが好ましい。
上記（０２４）面は、（０１２）面と同一方向の面指数であるが、原子の配列が（０１２）面の半分に相当するため、（０２４）面の等価ピーク強度を１．３を超えるように高めることにより、基材に対して垂直方向に並ぶ原子数が多くなり、もって外層の強度を高めることができる。しかも、外層において、（０１２）面がＸ線回析の最高ピーク強度を示すことにより、基材に対して垂直方向の原子配列が最も強くなり、アルミナ層の強度を高めることができる。このような外層を有する被膜は、耐摩耗性に優れており、かつ欠損が生じにくいという優れた性能を示す。

外層は、Ｘ線回析の（１１０）面による等価ピーク強度ＰＲ（１１０）およびＸ線回析の（０１２）面による等価ピーク強度ＰＲ（０１２）のいずれもが１を超えることが好ましい。これにより、α型酸化アルミニウムの成長方向とこれに垂直な方向に原子が配列することとなるため、外層の強度および密着性を高め得ることができる。このような外層を有する被膜は、耐摩耗性に優れており、かつ欠損が生じにくいという優れた性能を示す。

このような本発明の被膜は、基材上の全面を被覆する態様を含むとともに、部分的に被膜が形成されていない態様をも含み、さらにまた部分的に被膜の一部の積層態様が異なっているような態様をも含む。また、本発明の被膜は、その全体の膜厚が２μｍ以上２５μｍ以下であることが好ましい。２μｍ未満であると耐摩耗性に劣る場合があり、２５μｍを超えると基材との密着性および耐欠損性が低下する場合がある。このような被膜の特に好ましい膜厚は３μｍ以上２０μｍ以下である。以下、このような被膜を構成する各層を説明する。

本発明において、被膜は、基材側から順に、結合層、内層、アルミナ結合層、外層、および状態表示層をこの順に含むことが好ましい。以下においては、基材側から順に被膜を構成する各層を説明する。

＜結合層＞
本発明の被膜は、基材と内層との間に結合層（基材と接する層）を設けることが好ましく、結合層は、Ｔｉの窒化物からなることが好ましい。このような組成の結合層は、基材との密着性が高く、苛酷な切削条件に対応する場合でも被膜全体が剥離することを防止することができる。このような結合層を形成することにより、被膜の少なくとも１層に圧縮残留応力が付与された場合であっても切削に耐え得る十分な密着性を得ることができる。結合層の層厚は、０．０５μｍ以上１μｍ以下であることが好ましい。

＜内層＞
本発明の被膜は、内層を少なくとも１層含むことが好ましく、内層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素、または該元素のうちの１種以上の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる１種以上の元素との化合物によって構成される単層または２層以上を積層した多層からなるものである。前者の元素に対し窒素を含有すると靭性に優れ、厚膜化しても被膜が破壊しにくいという利点を有する。一方、前者の元素に対し炭素および窒素を含有することにより、耐クレータ摩耗性を向上させることができる。また、酸素を含有することにより耐酸化性および耐溶着性に優れるため好ましい。なお、内層は、化合物からなるもののみに限定されるものではなく、上記の周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉの元素の単体からなる場合も含まれる。

上記の内層は、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、およびＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素、または該元素のうちの１種以上の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる１種以上の元素との化合物によって構成されることが好ましく、ＴｉＣＮを主体とする層とすることがより好ましい。ここでの「ＴｉＣＮを主体として含む」とは、ＴｉＣＮを９０質量％以上含むことを意味し、好ましくは不可避不純物を除きＴｉＣＮのみにより構成されることを意味する。このようなＴｉＣＮ（Ｔｉの炭窒化物）に含まれる各元素間の原子比は、従来公知のあらゆる原子比が含まれ、その原子比は特に限定されるものではない。

なお、本発明において化合物をＴｉＮ等の化学式で表す場合、原子比を特に限定しない場合は従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。たとえば単に「ＴｉＣＮ」と記す場合、「Ｔｉ」と「Ｃ」と「Ｎ」の原子比は５０：２５：２５の場合のみに限られず、また「ＴｉＮ」と記す場合も「Ｔｉ」と「Ｎ」の原子比は５０：５０の場合のみに限られない。これらの原子比としては従来公知のあらゆる原子比が含まれるものとする。

上記の内層は、その平均層厚が２μｍ以上２０μｍ以下であることが好ましい。これを満たすことにより、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスを良好に保つことができる。内層の厚みが２０μｍを超えると耐欠損性が低下するため好ましくない場合があり、２μｍ未満では高速切削時に被膜の摩耗が進みやすくなるため好ましくない。

＜アルミナ結合層＞
本発明の被膜は、内層と後述する外層との間に、アルミナ結合層を含むことが好ましい。アルミナ結合層を設けることによって、内層と外層との間の密着力が向上し、外層が剥離しにくくなる。

アルミナ結合層は、内層と外層との間の密着力を向上させるために、その表面に非常に細かな針状組織を有していることが好ましい。一例として、上記内層の直上にＴｉＢ_xＮ_y（式中、ｘおよびｙはそれぞれ原子比を示し、０．００１≦ｘ／（ｘ＋ｙ）≦０．２である）層などが挙げられる。

また、このようなアルミナ結合層は、本発明の被膜を構成する他の層に含まれる元素（特にアルミナ結合層と接する層に含まれる元素）を含んでいても差し支えない。このようなアルミナ結合層は、０．０５μｍ以上１μｍ以下の厚みを有することが好ましい。その厚みが１μｍを超えると耐摩耗性が低下するため好ましくない場合があり、０．０５μｍ未満では外層との間で十分な密着性が示されない場合がある。

＜外層＞
本発明において、被膜は、少なくとも外層を含むことを特徴とし、後述する状態表示層とアルミナ結合層との間に外層を含むことが好ましい。このような外層は、α型の結晶構造を有するα型酸化アルミニウムを主として含むため、高速切削時の酸化摩耗に対して良好な性能が示され、耐摩耗性の向上に資するものとなる。ここで、「α型酸化アルミニウムを主として含む」とは、外層中にα型酸化アルミニウムを５０質量％以上含むことを意味し、好ましくは不可避不純物を除きα型酸化アルミニウムのみにより構成される。このような外層は、α型酸化アルミニウムの他、ジルコニウム、クロム等が含まれていても差し支えない。α型酸化アルミニウムは、一般に高速切削において耐摩耗性に優れる点で有利である。なお、外層の結晶構造は、Ｘ線回折により確認することができる。

上記の外層のＸ線回析の（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が、１．３を超えることを特徴とする。従来からアルミナ層を構成する結晶構造を規定する指標として、基材の面方向に垂直な（０１２）面に着目することはあったが、本発明のように（０２４）面に着目し、その最適な等価ピーク強度を検討する試みはなされていなかった。

本発明は、Ｘ線回析の（０２４）面に着目し、Ｘ線回析の（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が、１．３を超えることにより、アルミナを主として含む外層が優れた強度を有することを見い出したものである。上記（０２４）面は、（０１２）面と同一方向の面指数であるが、原子の配列が（０１２）面の半分に相当するため、（０２４）面の等価ピーク強度を高めることにより、基材に対して垂直方向に並ぶ原子数が多くなって外層の原子密度が高められ、外層の強度が高められる。上記の等価ピーク強度ＰＲ（０２４）は、２を超えることが好ましい。一方、等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が１．３以下であると、原子密度が必ずしも密なものとならないためか、その理由は定かではないが、外層の強度を高めることができない。

本発明における外層は、（０１２）面がＸ線回析の最高ピーク強度を示すことにより、外層が優れた強度を有するものとなる。また、本発明における外層は、等価ピーク強度ＰＲ（１１０）および等価ピーク強度ＰＲ（０１２）が１を超えることにより、外層が優れた強度および耐溶着性を有するものとなる。

基材に垂直方向の結晶面として（１０４）面もあるが、ＡＳＴＭファイルＮｏ.１０−１７３（powder Diffraction File Published by JCPDS International Center for Diffraction Data）によると、（０２４）面の標準回析強度比は、基材に垂直方向の（０１２）面および（１０４）面の標準回析強度比よりも低い。このため、（１０４）面の回析強度を高めるよりも（０２４）面の回析強度を高めたほうが、外層の強度向上に対する寄与が大きいと考えられる。

ここで、上記のＰＲ（０２４）は、ＡＳＴＭのデータに記載された等方粒子Ｘ線ピーク強度に対する、Ｘ線回折で実測した被膜の（０２４）面からのＸ線回折ピーク強度の相対強度を示すものである。つまり、ＰＲ（０２４）の幅が大きいほど（０２４）面からのＸ線ピーク強度が他のピーク強度よりも強いことを示し、（０２４）方向に配向していることを示す。

上記のＰＲ（０２４）、ＰＲ（１１０）、およびＰＲ（０１２）は、表面被覆切削工具の外層に対し、ＣｕのＫα₁（波長λ＝１．５４０５Ａ）のＸ線源を用いて、２θ−θ走査法のＸ線回折方法により、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）、（０３０）の８面のＸ線回析強度を測定し、次式で定義される（ｈｋｌ）面により算出する。これらの８面の結晶面は、ＡＳＴＭファイルＮｏ.１０−１７３に記載されているピーク強度が３０以上である主なピークの反射面を採用している。
ＰＲ（０２４）＝{Ｉ（０２４）/Ｉ₀（０２４）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]
ＰＲ（１１０）＝{Ｉ（１１０）/Ｉ₀（１１０）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]
ＰＲ（０１２）＝{Ｉ（０１２）/Ｉ₀（０１２）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]
上記式中のＩ（ｈｋｌ）は、（ｈｋｌ）面による実測時のＸ線回折強度を示すものである。また、Ｉ₀（ｈｋｌ）は、ＡＳＴＭファイル Ｎｏ.１０−１７３に記載されるＸ線回折強度であり、配向が等方的である粉末粒子の（ｈｋｌ）面からのＸ線回折強度を示している。

本発明において、外層は、（０２４）面がＸ線回析の最高ピークを示すことが好ましい。このように外層の（０２４）面の結晶面の割合が多いことにより、（０１２）面と同一方向の面指数であり、かつ原子密度が高い外層を形成することができる。

このような外層は、０．５μｍ以上１５μｍ以下の層厚を有することが好ましく、より好ましくは下限が２μｍであり上限が８μｍである。その厚みが１５μｍを超えると、切刃の先端部や切刃の境界部での剥離が生じやすくなり、耐欠損性が低下する場合があり、０．５μｍ未満であると、すくい面における耐クレータ摩耗性に優れるとともに、ねじ切り、溝きり等の繰り返し切削における耐食いつき性が低下する場合がある。

＜接線交差角＞
図１は、本発明の表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面において、外層の表面を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emission-Scanning Electron Microscope）によって観察した画像である。本発明において、外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含むことが好ましい。そして、図１に示されるように、表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面の外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの５０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、外層の表面に位置する隣接する３つのα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの、隣接する２つのα型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線と、他の隣接する２つのα型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線とが交差する接線交差角が１００°以上１７０°以下であることが好ましい。

ここで、上記の接線交差角は、隣接する３つのα型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される２つの凹部の最深部を起点として、外層の表面側（基材と反対側方向）に向けて互いに交差するようにα型酸化アルミニウム結晶粒に接する半直線を２本描き、それぞれの半直線が交差してなる交差角のうちの外層に向けて凸となる角の角度を意味する（図１参照）。このような接線交差角が鈍角であると、α型酸化アルミニウム結晶粒によって形成される外層の表面が滑らかであることを示す。一方、接線交差角が鋭角であると、α型酸化アルミニウム結晶粒によって形成される外層の表面が粗いことを示す。本発明における外層は、その表面が滑らかであることにより、外層が基材に対して水平方向に成長することになるため、外層の結晶構造が緻密な組織となり、強度を高めることができる。このような外層を有する被膜は、接線交差角が鈍角になっているため、被削材が溶着しにくくなり、耐摩耗性および耐チッピング性に優れるという性質を示す。

ここで、上記の「５０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒」における百分率は、外層の表面に存在するα型酸化アルミニウム結晶粒の個数に対し、１００°以上１７０°以下を満たす接線交差角となる２本の半直線に挟まれるα型酸化アルミニウム結晶粒の個数の割合を意味する。すなわちたとえば、外層の表面に１０個のα型酸化アルミニウム結晶粒が存在すると仮定し、そのうちの５個のα型酸化アルミニウム結晶粒によって描かれる接線交差角がいずれも１００°以上１７０°以下を満たし、それ以外のα型酸化アルミニウム結晶粒によって描かれる接線交差角が１００°以上１７０°以下を満たさない場合は、外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの５０％のα型酸化アルミニウム結晶粒が所望の接線交差角を有することになる。

上記で規定する接線交差角は、外層の表面に存在するα型酸化アルミニウム結晶粒同士の間に形成される溝の形状に着目したものであるため、従来公知の表面粗さのパラメータ（たとえばＲｚ、Ｒａ、Ｓｍ等）のように、一定区間における表面粗さの最大値や平均値のみに着目したものとは技術的に関係なく、本発明の外層の表面形状をＲｚやＲａ、Ｓｍ等のパラメータによって規定することは不可能である。すなわち、本発明は、従来公知のパラメータ（Ｒｚ、Ｒａ、Ｓｍ等）によってα型酸化アルミニウム結晶粒同士の間に形成される溝の形状を規定することが不可能であったため、従来公知のパラメータに代わる新たなパラメータ（接線交差角）によって、被削材が溶着しにくい外層の表面形状を規定する。このような接線交差角は、α型酸化アルミニウム結晶粒同士の間に形成される溝の形状を表現したものであるため、α型酸化アルミニウム結晶粒の結晶粒径の大小にも依存しない値であることは言うまでもない。このような溝の形状が耐溶着性に影響を与えるという着想そのものが斬新で、この点で本発明は過去に類を見ない画期的な発明である。

上記の被膜表面の法線を含む平面で表面被覆切削工具を切断した断面の外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの６５％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、上記の接線交差角を満たすことがより好ましく、さらに好ましくは、外層の表面に位置するα酸化アルミニウム結晶粒のうちの８０％以上の酸化アルミニウム結晶粒によって満たすことである。

＜α型酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒ＞
図２は、本発明の表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面において、外層の表面をＦＥ−ＳＥＭによって観察した画像である。図２に示すように、被膜表面の法線を含む平面で切断した断面を１００００倍で観察したときの外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの３０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、該α型酸化アルミニウム結晶粒１つの表面凸部に接する内接円の半径（表面Ｒ）が３ｍｍ以上であることが好ましい。

ここで、上記の「表面Ｒ」は、α型酸化アルミニウム結晶粒の表面の平滑性を示す指標となる数値であり、図２に示すように、α型酸化アルミニウム結晶粒の断面を表わす凹凸部の凸部であり、かつ最も外層に位置する部分に接する内接円の半径を意味する。この表面Ｒの値が大きいほどα型酸化アルミニウム結晶粒の表面が滑らかであることを示し、表面Ｒの値が小さいほどα型酸化アルミニウム結晶粒の表面が尖っていることを示す。そして、α型酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒが、３ｍｍ以上であると、外層の表面が所望の平滑性を有し、切削時に被削材が溶着しにくいものとなる。このような外層を有する被膜は、上記の外層の結晶面の配向性によって得られる効果と相俟って、耐溶着性および耐チッピング性に優れる。外層の表面における３ｍｍ以上の表面Ｒを有するα型酸化アルミニウム結晶粒が多いほど、外層の表面が滑らかになることから、３ｍｍ以上の表面Ｒを有するα型酸化アルミニウム結晶粒の個数は、可能な限り多いことが好ましい。

上記の表面Ｒの測定方法としては、表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面に対し、外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒をＦＥ−ＳＥＭを用いて１００００倍で観察することによって測定する。

また、上記の「３０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒」における百分率は、外層の表面の２０μｍの領域に存在するα型酸化アルミニウム結晶粒の個数に対する、表面Ｒが３ｍｍ以上となるα型酸化アルミニウム結晶粒の個数の割合を意味する。たとえば、外層の表面の２０μｍの領域に１０個のα型酸化アルミニウム結晶粒が存在すると仮定し、そのうちのいずれか３個のα型酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒが３ｍｍ以上であり、それ以外の７個のα型酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒが３ｍｍ未満である場合、外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの３０％のα型酸化アルミニウム結晶粒が３ｍｍ以上の表面Ｒを有することになる。

本発明で規定される結晶粒の表面Ｒは、外層の表面に存在するα型酸化アルミニウム結晶粒の最外層の形状に着目したものであるため、従来公知の表面粗さのパラメータ（たとえばＲｚ、Ｒａ、Ｓｍ等）のように、一定区間における表面粗さの最大値や平均値のみに着目したものとは技術的に関係なく、ＲｚやＲａ、Ｓｍ等のパラメータによって本発明の外層の表面形状を規定することは不可能である。すなわち、本発明は、従来公知のパラメータ（Ｒｚ、Ｒａ、Ｓｍ等）によってα型酸化アルミニウム結晶粒の最外層の形状を規定することが不可能であったため、従来公知のパラメータに代わる新たなパラメータ（結晶粒の表面Ｒ）によって、被削材が溶着しにくい外層の表面形状を規定している。このようにして規定される結晶粒の表面Ｒは、α型酸化アルミニウム結晶粒の最外層の形状を表現したものであるため、α型酸化アルミニウム結晶粒の結晶粒径の大小にも依存しない値であることは言うまでもない。このような結晶粒の最外層の形状が耐溶着性に影響を与えるという着想そのものが斬新で、この点で本発明は過去に類を見ない画期的な発明である。

上記の被膜表面の法線を含む平面で表面被覆切削工具を切断した断面の外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの５０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒の表面凸部に接する内接円の半径（表面Ｒ）が３ｍｍ以上であることがより好ましく、さらに好ましくは、外層の表面に位置するα酸化アルミニウム結晶粒のうちの７０％以上の酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒが３ｍｍ以上である。

＜状態表示層＞
本発明の被膜は、最表面側に被膜の表面を構成する状態表示層を含むことが好ましい。ここで、状態表示層は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、および硼化物のいずれかを主成分とするものであることが好ましい。「Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、および硼化物のいずれかを主成分とする」とは、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかを９０質量％以上含むことを意味し、好ましくは不可避不純物を除きＴｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかのみにより構成されることを意味する。また、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のそれぞれにおいて、ＴｉとＴｉ以外の元素（すなわちＣ、Ｎ、およびＣＮ）との質量比は、Ｔｉが５０質量％以上とすることが好ましい。

そして、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれかのうち、特に好ましくはＴｉの窒化物（すなわちＴｉＮで表される化合物）である。ＴｉＮはこれらの化合物のうちで色彩が最も明瞭（金色を呈する）であるため、切削使用後の切削チップのコーナー識別が容易であるという利点がある。

上記の状態表示層は、０．０５μｍ以上２μｍ以下の厚みを有することが好ましい。その厚みが０．０５μｍ未満の場合、圧縮残留応力が付与される場合その効果が十分ではなく、耐欠損性向上にあまり効果がなく、２μｍを超えると状態表示層の内側に位置する層との密着性が低下する場合がある。

＜製造方法＞
本発明の被膜は、化学蒸着法（ＣＶＤ法）により形成されたものである。

被膜を構成する各層のうちの外層を除く各層は、従来公知の化学蒸着法を特に限定することなく使用することができ、条件等が限定されることはない。たとえば、８００〜１０５０℃程度の成膜温度を採用することができ、使用するガスとしてもアセトニトリル等のニトリル系のガス等従来公知のガスを特に限定することなく使用することができる。一方、外層は、Ｘ線回析の等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が１．３を超えるようにするために、以下の方法によって成膜する。

すなわち、外層の形成は、アルミナ結合層を形成した後に、アルミナ結合層の表面を酸化することによりαアルミナの核生成を行なってもよいし、そもそも酸化物からなるアルミナ結合層の上にαアルミナの核生成を行なってもよい。外層を成膜するときの成膜温度は、８５０〜１０５０℃を採用することができる。成膜圧力は、４０ｈＰａ以上１５０ｈＰａ以下とすることができる。ＡｌＣｌ₃ガスを２体積％以下の比較的低流量とし、触媒であるＨ₂Ｓガスの流量を１０秒〜５分で連続的に増減させながら外層を成膜する。このようにして外層を形成することにより、（０２４）面に配向した結晶構造からなる外層を形成することができる。また、Ｈ₂Ｓガスの流量を０．１５体積％以下の非常に低流量とすることにより、（０１２）面を最強ピークとする外層を形成することができる。さらに、ＣＯ₂の流量を４．５体積％以上の比較的大流量とすることにより、（１１０）面の配向性指数を高めることができる。

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

＜実施例１〜１５、比較例１〜５＞
各実施例および各比較例は、外層の成膜条件が異なる他は、同様の製造方法で作製した。まず、基材として、８３．１質量％のＷＣと、５．７質量％のＴｉＣと、１．３質量％のＴａＣと、１．５質量％のＮｂＣと、０．４質量％のＺｒＣと、０．２質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、７．８質量％のＣｏという組成比となるように超硬合金の原料粉末を混合した。

次に、上記の原料粉末をプレス成形し、真空雰囲気において１４００℃で１時間保持することにより、超硬合金の原料粉末を焼結した。その後、炉内からプレス成型体を取り出して、その表面を平坦研磨処理した。次に、刃先稜線に対し、すくい面側から見て０．０５ｍｍ幅のホーニング量の刃先処理をＳｉＣブラシを用いて行なった。以上のようにして、ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＥ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の基材を作製した。このようにして基材の表面に、２０μｍの厚みの脱β層を形成した。

次に、基材をＣＶＤ炉にセットし、公知の熱ＣＶＤ法を用いて、基材側から順に、結合層（ＴｉＮ層）、内層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）、アルミナ結合層（ＴｉＣＮＯ層）、外層（α−Ａｌ₂Ｏ₃）、および状態表示層（ＴｉＮ層）をこの順に形成した。

具体的には、まず、炉内の温度を９００℃に設定し、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、１μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。次に、炉内の温度を８６０℃に設定し、原料ガスとして２．３体積％のＴｉＣｌ₄と、０．５体積％のＣＨ₃ＣＮと、２５体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を７０ｈＰａとして、１０μｍの厚みのＭＴ−ＴｉＣＮ層を形成した。

そして、炉内の温度を９８０℃に設定し、原料ガスとして２体積％のＴｉＣｌ₄と、０．１体積％のＣＨ₄と、１０体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６７ｈＰａとしてＴｉＣＮ結合層を形成した。その後、原料ガスとして２体積％のＴｉＣｌ₄と、０．１体積％のＣＨ₄と、１０体積％のＮ₂と、１体積％のＣＯと、２体積％のＣＯ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６７ｈＰａとすることにより、合計厚みが１μｍ以下のＴｉＣＮＯ層を形成した。

次いで、以下の表１に示す炉内温度、圧力、原料ガスの組成比の条件によって４μｍの厚みの外層を形成した。ここで、表１中の「Ｈ₂Ｓ」の原料ガスの体積比「０．３０±０．０５変動／３０ｓ」とは、Ｈ₂Ｓを導入する体積比を０．３０体積％から連続的に増加させて０．３５体積％とし、そこから連続的に減少させて０．２５体積％とした後に、さらに連続的に増加させて０．３０体積％とするＨ₂Ｓの体積比の変動を１サイクルして、この１サイクルを３０秒で繰り返して外層を形成したことを意味する。

最後に、外層を形成したときの炉内の温度と同一の温度で、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、１．５μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。このようにして各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。

＜外層の等価ピーク強度の評価＞
上記で作製した各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の外層に対し、ＣｕのＫα₁（波長λ＝１．５４０５Ａ）のＸ線源を用いて、２θ−θ走査法のＸ線回折方法によりＸ線回析強度を測定した。その結果を表２の「Ｘ線強度」の欄に示し、Ｘ線回析強度が最大となる反射面を表２の「最大ピーク」の欄に示す。

そして、次式で定義される（ｈｋｌ）面による等価ピーク強度ＰＲ（ｈｋｌ）を算出し、このＰＲ（ｈｋｌ）によって外層の（０２４）面からのＸ線ピーク強度を定量的に評価した。
ＰＲ（０２４）＝{Ｉ（０２４）/Ｉ₀（０２４）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]。

ただし、（ｈｋｌ）は、ＡＳＴＭファイルＮｏ.１０−１７３（powder Diffraction File Published by JCPDS International Center for Diffraction Data）に記載されているピーク強度が３０以上である主なピークの反射面とし、具体的には（ｈｋｌ）＝（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）、（０３０）の８面である。ＰＲ（ｈｋｌ）は、ＡＳＴＭのデータに記載された等方粒子Ｘ線ピーク強度に対する、Ｘ線回折で実測した被膜の（ｈｋｌ）面からのＸ線回折ピーク強度の相対強度を示すものである。ＰＲ（ｈｋｌ）の幅が大きいほど（ｈｋｌ）面からのＸ線ピーク強度が他のピーク強度よりも強いことを示し、（ｈｋｌ）方向に配向していることを示す。表２の「ＰＲ（０２４）」の欄に（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（ｈｋｌ）を示す。

上記式中のＩ（ｈｋｌ）は、（ｈｋｌ）面による実測時のＸ線回折強度を示すものであり、Ｉ₀（ｈｋｌ）は、ＡＳＴＭファイル Ｎｏ.１０−１７３に記載されるＸ線回折強度であり、配向が等方的である粉末粒子の（ｈｋｌ）面からのＸ線回折強度を示している。

＜切削試験＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を用いて、以下の切削条件Ａで鋼の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具のすくい面摩耗量（ｍｍ）を評価した。また、切削条件Ｂで鋳鉄の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具の逃げ面摩耗量（ｍｍ）を評価した。

（切削試験Ａ）
被削材：Ｓ５５Ｃ丸棒
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：２．０ｍｍ
切削時間：２３分
（切削試験Ｂ）
被削材：ＦＣＤ７００丸棒
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：１５分
ここで、すくい面摩耗量および逃げ面摩耗量は、切削試験前後の表面被覆切削工具の摩耗幅を測定した。その結果を表３の「すくい面摩耗量」および「逃げ面摩耗量」の欄に示す。なお、すくい面摩耗量および逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。

表３に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、すくい面摩耗量および逃げ面摩耗量が少ないことが明らかである。この結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性に優れたものであると言える。このように耐摩耗性が向上したのは、外層の強度が向上したことによるものと考えられる。一方、各比較例の表面被覆切削工具は、外層の強度が十分ではなかったため、すくい面および逃げ面の摩耗量が多くなったものと考えられる。

＜実施例１６〜２１、比較例６〜９＞
各実施例および各比較例は、外層の成膜条件が異なる他は、同様の製造方法で作製した。まず、基材として、７３．５質量％のＷＣと、９．０質量％のＴａＣと、６．７質量％のＴｉＣと、０．３質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、１０．５質量％のＣｏという組成比となるように超硬合金の原料粉末を混合した。

次に、上記の原料粉末をプレス成形し、真空雰囲気において１４００℃で１時間保持することにより、超硬合金の原料粉末を焼結した。その後、炉内からプレス成型体を取り出して、その表面を平坦研磨処理した。次に、刃先稜線に対し、すくい面側から見て０．０４ｍｍ幅のホーニング量の刃先処理をＳｉＣブラシを用いて行なった。以上のようにして、ＳＰＧＮ１２０４１２形状の基材を作製した。このようにして作製した基材の表面には、脱β層が形成されていなかった。

次に、基材をＣＶＤ炉にセットし、公知の熱ＣＶＤ法を用いて、基材側から順に、結合層（ＴｉＮ層）、内層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）、アルミナ結合層（ＴｉＢＮ層）、外層（α−Ａｌ₂Ｏ₃）、および状態表示層（ＴｉＮ層／Ａｌ₂Ｏ₃層の交互層）をこの順に形成した。

具体的には、まず、炉内の温度を８７０℃に設定し、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、０．５μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。次に、炉内の温度を８７０℃に保持し、原料ガスとして２．０体積％のＴｉＣｌ₄と、０．４体積％のＣＨ₃ＣＮと、１５体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６５ｈＰａとして、３μｍの厚みのＭＴ−ＴｉＣＮ層を形成した。

そして、炉内の温度を９５０℃に設定し、原料ガスとして２体積％のＴｉＣｌ₄と、０．０１体積％のＢＣｌ₃と、１３体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を５０ｈＰａとして、０．５μｍ程度の厚みのＴｉＢＮ層を形成した。その後、炉内にＣＯガスを導入することにより、ＴｉＢＮ層の表面を酸化した。

次いで、以下の表４に示す炉内温度、圧力、原料ガスの組成比の条件によって、２．５μｍの厚みの外層を形成した。

次に、炉内の温度を９００℃として、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、０．５μｍ以下の厚みのＴｉＮ層を形成し、再度０．５μｍ以下の厚みの外層を形成した。この０．５μｍの厚みのＴｉＮ層と、０．５μｍの厚みの外層とを交互に各３層ずつ積層した。そして、最後に、０．５μｍ程度の厚みのＴｉＮからなる状態表示層を成膜した。このようにして各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。

＜外層の等価ピーク強度の評価＞
上記で作製した各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の外層に対し、実施例１〜１５で用いたＸ線回折方法と同じ方法によりＸ線回析強度を測定した。その結果を表５の「Ｘ線強度」の欄に示し、Ｘ線回析強度が最大となる反射面を表５の「最大ピーク」の欄に示す。

＜切削試験＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を用いて、以下の切削条件Ｃで鋼の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具の逃げ面摩耗量（ｍｍ）を評価した。また、切削条件Ｄで鋳鉄の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具のすくい面摩耗量（ｍｍ）を評価した。

（切削試験Ｃ）
被削材：ＳＣＭ４３５ブロック材
切削速度：３３０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：２．０ｍｍ
切削長さ：１０ｍ
（切削試験Ｄ）
被削材：ＦＣ２５０ブロック材
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ（乾式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
切削長さ：１２ｍ
ここで、すくい面摩耗量および逃げ面摩耗量は、切削試験前後の表面被覆切削工具の摩耗幅を測定した。その結果を表６の「すくい面摩耗量」および「逃げ面摩耗量」の欄に示す。なお、すくい面摩耗量および逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。

表６に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、すくい面摩耗量および逃げ面摩耗量が少ないことが明らかである。この結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性に優れたものであると言える。このように耐摩耗性が向上したのは、外層の強度が向上したことによるものと考えられる。一方、各比較例の表面被覆切削工具は、外層の強度が十分ではなかったため、すくい面および逃げ面の摩耗量が多くなったものと考えられる。

以上の結果から、実施例の表面被覆切削工具は、比較例の表面被覆切削工具に比して、耐摩耗性および耐欠損性に優れたものであることが示された。

＜実施例２２〜３６、比較例１０〜１４＞
各実施例および各比較例は、外層の成膜条件が異なる他は、同様の製造方法で作製した。まず、基材として、８２．１質量％のＷＣと、７．７質量％のＴｉＣと、１．２質量％のＴａＣと、１．４質量％のＮｂＣと、０．２質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、７．４質量％のＣｏという組成比となるように超硬合金の原料粉末を混合した。

次に、上記の原料粉末をプレス成形し、真空雰囲気において１４１０℃で１時間保持することにより、超硬合金の原料粉末を焼結した。その後、炉内からプレス成型体を取り出して、その表面を平坦研磨処理した。次に、刃先稜線に対し、すくい面側から見て０．０５ｍｍ幅のホーニング量の刃先処理をＳｉＣブラシを用いて行なった。以上のようにして、ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の基材を作製した。このようにして作製した基材の表面には、脱β層が形成されていなかった。

次に、基材をＣＶＤ炉にセットし、公知の熱ＣＶＤ法を用いて、基材側から順に、結合層（ＴｉＮ層）、内層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）、アルミナ結合層（ＴｉＣＮＯ層）、外層（α−Ａｌ₂Ｏ₃）、および状態表示層（ＴｉＮ層）をこの順に形成した。

具体的には、まず、炉内の温度を８９０℃に設定し、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、１μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。次に、炉内の温度を８７０℃に設定し、原料ガスとして２．１体積％のＴｉＣｌ₄と、０．４５体積％のＣＨ₃ＣＮと、２６体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６８ｈＰａとして、８μｍの厚みのＭＴ−ＴｉＣＮ層を形成した。

そして、炉内の温度を９８０℃に設定し、原料ガスとして２．１体積％のＴｉＣｌ₄と、０．１体積％のＣＨ₄と、１０体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６７ｈＰａとしてＴｉＣＮ結合層を形成した。その後、炉内の温度を１０１０℃に設定し、原料ガスとして２．３体積％のＴｉＣｌ₄と、０．１体積％のＣＨ₄と、１０体積％のＮ₂と、１．１体積％のＣＯと、１．１体積％のＣＯ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６７ｈＰａとすることにより、厚みが１μｍ程度のＴｉＣＮＯ層を形成した。

次いで、以下の表７に示す炉内温度、圧力、原料ガスの組成比の条件によって４μｍの厚みの外層を形成した。ここで、表７中の「Ｈ₂Ｓ」の原料ガスの体積比「０．１３±０．０１変動／３５ｓ」とは、Ｈ₂Ｓを導入する体積比を０．１３体積％から連続的に増加させて０．１４体積％とし、そこから連続的に減少させて０．１２体積％とした後に、さらに連続的に増加させて０．１３体積％とするＨ₂Ｓの体積比の変動を１サイクルして、該１サイクルを３５秒で繰り返して外層を形成したことを意味する。

最後に、外層を形成したときの炉内の温度と同一の温度で、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、１．０μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。このようにして各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。

＜外層の等価ピーク強度の評価＞
上記で作製した各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の外層に対し、ＣｕのＫα₁（波長λ＝１．５４０５Ａ）のＸ線源を用いて、２θ−θ走査法のＸ線回折方法によりＸ線回析強度を測定した。その結果を表８の「Ｘ線強度」の欄に示し、Ｘ線回析強度が最大となる反射面を表８の「最大ピーク」の欄に示す。

そして、次式で定義される（ｈｋｌ）面による等価ピーク強度ＰＲ（ｈｋｌ）を算出し、このＰＲ（ｈｋｌ）によって外層の（０２４）面からのＸ線ピーク強度を評価した。表８の「ＰＲ（０２４）」の欄に（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（ｈｋｌ）を示す。

＜外層の接線交差角の評価＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面に対し、機械研磨した後に、さらにイオン研磨を行なった。そして、該研磨面の２０μｍの長さ領域に対し、ＦＥ−ＳＥＭを用いて５０００〜２００００倍で外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を３視野測定することにより、外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を観察した。次に、隣接するα型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点として外層の外側に向けてα型酸化アルミニウム結晶粒に接する半直線を引き、該半直線同士が交差する角度のうちの外層に向いて凸となる角（接線交差角）を求めた。そして、２０μｍの長さ領域に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒に対し、接線交差角が１００°〜１７０°となるα型酸化アルミニウム結晶粒の割合を求め、その結果を表８の「１００°〜１７０°割合」の欄に示した。

＜切削試験＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を用いて、以下の切削条件Ａで鋼の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具の逃げ面摩耗量（ｍｍ）を評価した。また、切削条件Ｂでステンレス鋼の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具の境界部の摩耗量（ｍｍ）を評価した。

（切削試験Ａ）
被削材：Ｓ４５Ｃ丸棒
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：１．７ｍｍ
切削時間：１５分
（切削試験Ｂ）
被削材：ＳＵＳ３１６丸棒
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．４ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：１５分
ここで、「逃げ面摩耗量」は、切削試験前後の表面被覆切削工具の逃げ面の摩耗幅を測定して得た値を採用し、表９の「逃げ面摩耗量」の欄に示した。なお、逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。

また、「境界摩耗量」は、切削試験前後の表面被覆切削工具の横逃げ面境界摩耗を測定して得た値を採用し、表９の「境界摩耗量」の欄に示した。なお、境界摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐溶着性および耐酸化性が優れることを示している。

表９に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、逃げ面摩耗量および境界摩耗量が少ないことが明らかである。この結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性に優れたものであると言える。各実施例の表面被覆切削工具の耐摩耗性が向上したのは、外層の強度が向上したことによるものと考えられる。一方、各比較例の表面被覆切削工具は、外層の強度が低いことにより、切削初期から外層が剥離し、逃げ面摩耗および境界摩耗が進んだものと考えられる。

＜実施例３７〜４２、比較例１５〜１８＞
各実施例および各比較例は、外層の成膜条件が異なる他は、同様の製造方法で作製した。まず、基材として、７２．５質量％のＷＣと、８．５質量％のＴａＣと、６．７質量％のＴｉＣと、０．５質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、１１．８質量％のＣｏという組成比となるように超硬合金の原料粉末を混合した。

次に、上記の原料粉末をプレス成形し、真空雰囲気において１３９５℃で１．５時間保持することにより、超硬合金の原料粉末を焼結した。その後、炉内からプレス成型体を取り出して、その表面を平坦研磨処理した。次に、刃先稜線に対し、すくい面側から見て０．０４ｍｍ幅のホーニング量の刃先処理をＳｉＣブラシを用いて行なった。以上のようにして、ＳＰＧＮ１２０４１２形状の基材を作製した。このようにして作製した基材の表面には、脱β層が形成されていなかった。

次に、基材をＣＶＤ炉にセットし、公知の熱ＣＶＤ法を用いて、基材側から順に、結合層（ＴｉＮ層）、内層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）、アルミナ結合層（ＴｉＢＮ層）、外層（α−Ａｌ₂Ｏ₃）、および状態表示層（ＴｉＮ層／Ａｌ₂Ｏ₃層の交互層）をこの順に形成した。

具体的には、まず、炉内の温度を８８０℃に設定し、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、０．５μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。次に、炉内の温度を８８０℃に保持し、原料ガスとして２．１体積％のＴｉＣｌ₄と、０．３体積％のＣＨ₃ＣＮと、１５体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を６５ｈＰａとして、３μｍの厚みのＭＴ−ＴｉＣＮ層を形成した。

そして、炉内の温度を９５０℃に設定し、原料ガスとして２体積％のＴｉＣｌ₄と、０．０１体積％のＢＣｌ₃と、１３体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を５０ｈＰａとして、１μｍ程度の厚みのＴｉＢＮ層を形成した。その後、炉内にＣＯガスを導入することにより、ＴｉＢＮ層の表面を酸化した。

次いで、以下の表１０に示す炉内温度、圧力、原料ガスの組成比の条件によって、２．５μｍの厚みの外層を形成した。

次に、炉内の温度を９００℃として、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、０．４μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成し、再度０．５μｍ程度の厚みの外層を形成した。この０．５μｍの厚みのＴｉＮ層と、０．５μｍの厚みの外層とを交互に各４層ずつ積層した。そして、最後に、０．４μｍ程度の厚みのＴｉＮからなる状態表示層を成膜した。このようにして各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。

＜外層の等価ピーク強度の評価＞
上記で作製した各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の外層に対し、実施例２２〜３６で用いたＸ線回折方法と同様の方法によりＸ線回析強度を測定した。その結果を表１１の「Ｘ線強度」の欄に示し、Ｘ線回析強度が最大となる反射面を表１１の「最大ピーク」の欄に示す。

＜外層の接線交差角の評価＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を被膜表面の外層に対し、実施例２２〜３６で用いた方法と同様の方法により、接線交差角が１００°〜１７０°となるα型酸化アルミニウム結晶粒の割合を算出し、その結果を表１１の「１００°〜１７０°割合」の欄に示した。

＜切削試験＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を用いて、以下の切削条件Ｃで鋼の旋削試験を行なうとともに、切削条件Ｄで鋳鉄の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具のすくい面摩耗量（ｍｍ）を評価した。

（切削試験Ｃ）
被削材：ＳＣＭ４３５ブロック材
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
切削長さ：１０ｍ
（切削試験Ｄ）
被削材：ＦＣ２５０ブロック材
切削速度：２６０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ（乾式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
切削長さ：１２ｍ
ここで、「逃げ面摩耗量」は、切削試験前後の表面被覆切削工具の摩耗幅を測定することにより得た。その結果を表１２に示す。なお、逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。

表１２に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、逃げ面摩耗量が少ないことが明らかである。各比較例の表面被覆切削工具は、外層の強度が弱いため、切削加工の所期の段階から外層が剥離し、逃げ面摩耗が進んだものと考えられる。したがって、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性に優れたものであると言える。このように耐摩耗性が向上したのは、外層の強度が向上したことによるものと考えられる。

以上の結果から、実施例の表面被覆切削工具は、比較例の表面被覆切削工具に比して、耐摩耗性に優れたものであることが示された。

＜実施例４３〜５２、比較例１９〜２３＞
各実施例および各比較例は、外層の成膜条件が異なる他は、同様の製造方法で作製した。まず、基材として、８１．４質量％のＷＣと、６．７質量％のＴｉＣと、１．４質量％のＴａＣと、１．２質量％のＮｂＣと、２．０質量％のＺｒＣと、０．４質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、６．９質量％のＣｏという組成比となるように超硬合金の原料粉末を混合した。

次に、上記の原料粉末をプレス成形し、真空雰囲気において１３９０℃で１時間保持することにより、超硬合金の原料粉末を焼結した。その後、炉内からプレス成型体を取り出して、その表面を平坦研磨処理した。次に、刃先稜線に対し、すくい面側から見て０．０６ｍｍ幅のホーニング量の刃先処理をＳｉＣブラシを用いて行なった。以上のようにして、ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＥ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の基材を作製した。このようにして作製した基材の表面には、１０μｍの厚みの脱β層が形成されていた。

次に、基材をＣＶＤ炉にセットし、公知の熱ＣＶＤ法を用いて、基材側から順に、結合層（ＴｉＮ層）、内層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）、アルミナ結合層（ＴｉＣＮＯ層）、外層（α−Ａｌ₂Ｏ₃）、および状態表示層（ＴｉＮ層）をこの順に形成した。

具体的には、まず、炉内の温度を８９０℃に設定し、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、１μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。次に、炉内の温度を８６０℃に設定し、原料ガスとして２．２体積％のＴｉＣｌ₄と、０．４７体積％のＣＨ₃ＣＮと、２５体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を７０ｈＰａとして、１０μｍの厚みのＭＴ−ＴｉＣＮ層を形成した。

そして、炉内の温度を後述する外層の成膜温度と同一の温度（表１３の「炉内温度」）に設定し、原料ガスとして２．０体積％のＴｉＣｌ₄と、０．２体積％のＣＨ₄と、１０体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を７０ｈＰａとしてＴｉＣＮ結合層を形成した。その後、炉内の温度を保持したまま、原料ガスとして２．２体積％のＴｉＣｌ₄と、０．２体積％のＣＨ₄と、１０体積％のＮ₂と、１．２体積％のＣＯと、１．２体積％のＣＯ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を７０ｈＰａとすることにより、厚みが１μｍ程度のＴｉＣＮＯ層を形成した。

次いで、以下の表１３に示す炉内温度、圧力、原料ガスの組成比の条件によって４．５μｍの厚みの外層を形成した。ここで、表１３中の「Ｈ₂Ｓ」の原料ガスの体積比「０．１４±０．０１変動／３５ｓ」とは、Ｈ₂Ｓを導入する体積比を０．１４体積％から連続的に増加させて０．１５体積％とし、そこから連続的に減少させて０．１３体積％とした後に、さらに連続的に増加させて０．１４体積％とするＨ₂Ｓの体積比の変動を１サイクルして、該１サイクルを３５秒で繰り返して外層を形成したことを意味する。

最後に、外層を形成したときの炉内の温度と同一の温度で、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、１．０μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。このようにして各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。

＜外層の等価ピーク強度の評価＞
上記で作製した各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の外層に対し、ＣｕのＫα₁（波長λ＝１．５４０５Ａ）のＸ線源を用いて、２θ−θ走査法のＸ線回折方法によりＸ線回析強度を測定した。その結果を表１４の「Ｘ線強度」の欄に示す。

そして、次式で定義される（ｈｋｌ）面による等価ピーク強度ＰＲ（ｈｋｌ）を算出し、このＰＲ（ｈｋｌ）によって外層の（０２４）面、（１１０）面、および（０１２）面からのＸ線ピーク強度を定量的に評価した。
ＰＲ（０２４）＝{Ｉ（０２４）/Ｉ₀（０２４）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]
ＰＲ（１１０）＝{Ｉ（１１０）/Ｉ₀（１１０）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]
ＰＲ（０１２）＝{Ｉ（０１２）/Ｉ₀（０１２）}／[Σ{Ｉ（ｈｋｌ）／Ｉ₀（ｈｋｌ）}／８]
＜α型酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒの評価＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を被膜表面の法線を含む平面で切断した断面に対し、機械研磨した後に、さらにイオン研磨を行なった。そして、該研磨面の２０μｍの長さ領域に対し、ＦＥ−ＳＥＭを用いて１００００倍で外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を３視野測定することにより、外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒の凸部に接する内接円の半径（表面Ｒ）を算出した。そして、２０μｍの長さ領域にあるα型酸化アルミニウム結晶粒に占める、表面Ｒが３ｍｍ以上となるα型酸化アルミニウム結晶粒の割合を求め、その結果を表１４の「Ｒ＝３ｍｍ以上の割合」の欄に示した。

＜切削試験＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を用いて、以下の切削条件Ａで鋼の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具の逃げ面摩耗量（ｍｍ）を評価した。また、切削条件Ｂで鋳鉄の断続切削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具にチッピングや欠損が生じるまでの衝撃回数（回）を評価した。

（切削試験Ａ）
被削材：Ｓ４５Ｃ丸棒
切削速度：２６０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．４ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：２．０ｍｍ
切削時間：１２分
（切削試験Ｂ）
被削材：ＦＣ２５０（４本溝入り丸棒）
切削速度：１９０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ（湿式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
ここで、切削試験前後の表面被覆切削工具の逃げ面の摩耗幅を測定して得た値を採用し、表１５の「逃げ面摩耗量」の欄に示した。なお、逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。

また、表面被覆切削工具を用いて鋳鉄を断続切削し続けたときに、表面被覆切削工具がチッピングまたは欠損するまでの衝撃回数を表１５の「衝撃回数」の欄に示した。なお、衝撃回数が多いほど、欠損が生じにくいことを示している。

表１５に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、逃げ面摩耗量が少なく、衝撃回数が多いことが明らかである。この結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性および耐欠損性に優れたものであると言える。このように耐摩耗性および耐欠損性が向上したのは、外層の強度および被膜の耐溶着性が向上したことによるものと考えられる。一方、各比較例の表面被覆切削工具は、外層の強度が低いことにより、切削初期から外層が剥離し、逃げ面摩耗が進んだり、チッピングまたは欠損が生じたりしたものと考えられる。

＜実施例５３〜５７、比較例２４〜２７＞
各実施例および各比較例は、外層の成膜条件が異なる他は、同様の製造方法で作製した。まず、基材として、７４．４質量％のＷＣと、７．５質量％のＴａＣと、７．７質量％のＴｉＣと、０．３質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、１０．８質量％のＣｏという組成比となるように超硬合金の原料粉末を混合した。

次に、上記の原料粉末をプレス成形し、真空雰囲気において１３８０℃で１．５時間保持することにより、超硬合金の原料粉末を焼結した。その後、炉内からプレス成型体を取り出して、その表面を平坦研磨処理した。次に、刃先稜線に対し、すくい面側から見て０．０３ｍｍ幅のホーニング量の刃先処理をＳｉＣブラシを用いて行なった。以上のようにして、ＳＰＧＮ１２０４１２形状の基材を作製した。このようにして作製した基材の表面には、脱β層が形成されていなかった。

次に、基材をＣＶＤ炉にセットし、公知の熱ＣＶＤ法を用いて、基材側から順に、結合層（ＴｉＮ層）、内層（ＭＴ−ＴｉＣＮ層）、アルミナ結合層（ＴｉＢＮ層）、外層（α−Ａｌ₂Ｏ₃）、および状態表示層（ＴｉＮ層／Ａｌ₂Ｏ₃層の交互層）をこの順に形成した。

具体的には、まず、炉内の温度を８８０℃に設定し、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、０．５μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成した。次に、炉内の温度を８４０℃に保持し、原料ガスとして２．０体積％のＴｉＣｌ₄と、０．４体積％のＣＨ₃ＣＮと、１７体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を７０ｈＰａとして、３μｍの厚みのＭＴ−ＴｉＣＮ層を形成した。

そして、炉内の温度を後述する外層の成膜温度と同一の温度（表１６の「炉内温度」）に設定し、原料ガスとして１．８体積％のＴｉＣｌ₄と、０．０２体積％のＢＣｌ₃と、１５体積％のＮ₂とを用い、残りをキャリアガスとしてＨ₂ガスを導入し、炉内圧力を５０ｈＰａとして、１μｍ程度の厚みのＴｉＢＮ層を形成した。

次いで、以下の表１６に示す炉内温度、圧力、原料ガスの組成比の条件によって、２．０μｍの厚みの外層を形成した。

次に、上記の外層を成膜したときの成膜温度を保持して、原料ガスとしてＴｉＣｌ₄ガスとＮ₂ガスとを用い、キャリアガスとしてＨ₂ガスを用いて、０．４μｍ程度の厚みのＴｉＮ層を形成し、再度０．４μｍ程度の厚みの外層を形成した。この０．４μｍの厚みのＴｉＮ層と、０．４μｍの厚みの外層とを交互に５層ずつ積層した。そして、最後に、０．４μｍ程度の厚みのＴｉＮからなる状態表示層を成膜した。このようにして各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を作製した。

＜外層の等価ピーク強度の評価＞
上記で作製した各実施例および各比較例の表面被覆切削工具の外層に対し、実施例４３〜５２で用いたＸ線回折方法によりＸ線回析強度を測定した。その結果を表１７の「Ｘ線強度」の欄に示した。また、実施例４３〜５２で用いた解析手法と同様にして解析することにより、（０２４）面、（１１０）面、および（０１２）面による等価ピーク強度ＰＲ（ｈｋｌ）を算出し、その値を表１７の「ＰＲ（０２４）」「ＰＲ（１１０）」「ＰＲ（０１２）」の欄に示した。

＜α型酸化アルミニウム結晶粒の表面Ｒの評価＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を被膜表面の外層に対し、実施例４３〜５２で用いた方法と同様の方法により、表面Ｒが３ｍｍ以上となるα型酸化アルミニウム結晶粒の割合を算出し、その結果を表１７の「Ｒ＝３ｍｍ以上の割合」の欄に示した。

＜切削試験＞
各実施例および各比較例の表面被覆切削工具を用いて、以下の切削条件Ｃで鋳鉄の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具の逃げ面摩耗量（ｍｍ）を評価した。また、以下の切削条件Ｄで鋼の旋削試験を行なうことにより、表面被覆切削工具に欠損が生じるまでの切削長さ（ｍｍ）を評価した。

（切削試験Ｃ）
被削材：ＦＣ２５０ブロック材
切削速度：２７０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ（乾式切削）
切り込み：１．５ｍｍ
切削長さ：１２ｍ
（切削試験Ｄ）
被削材：Ｓ５０Ｃ板材 ４枚
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２７ｍｍ／ｒｅｖ（乾式切削）
切り込み：２．０ｍｍ
ここで、切削試験前後の表面被覆切削工具の摩耗幅を測定することにより逃げ面摩耗量を得た。その結果を表１８に示す。なお、逃げ面摩耗量が少ないものほど、表面被覆切削工具の耐摩耗性が優れることを示している。また、「切削長さ」は、表面被覆切削工具を用いて鋼を旋削加工し続けたときに、表面被覆切削工具がチッピングまたは欠損するまでの切削長さを表１８の「切削長さ」の欄に示した。なお、切削長さが長いほど、欠損が生じにくいことを示している。

表１８に示される結果から、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比して、逃げ面摩耗量が少なく、欠損が生じにくいことが明らかである。よって、各実施例の表面被覆切削工具は、各比較例のそれに比し、耐摩耗性および耐欠損性に優れたものであると言える。各実施例の表面被覆切削工具の耐摩耗性および耐欠損性が向上したのは、外層の強度が向上したことによるものと考えられる。一方、各比較例の表面被覆切削工具は、外層の強度および密着性が弱いことにより、切削加工の所期の段階から外層が剥離し、逃げ面摩耗が進んだり、欠損が生じたりしたものと考えられる。

以上の結果から、実施例の表面被覆切削工具は、比較例の表面被覆切削工具に比して、耐摩耗性に優れたものであることが示された。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許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。

Claims (11)

1. 基材と、該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
   前記被膜は、内層と外層とを少なくとも含み、
   前記内層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素、または該元素のうちの１種以上の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる１種以上の元素との化合物によって構成される単層または２層以上を積層した多層からなり、
   前記外層は、α型酸化アルミニウムを主として含み、かつＸ線回析の（０２４）面による等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が１．３を超える、表面被覆切削工具。
2. 前記等価ピーク強度ＰＲ（０２４）が２．０を超える、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記アルミナ層は、（０２４）面がＸ線回析の最高ピークを示す、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記外層は、（０１２）面がＸ線回析の最高ピーク強度を示す、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
5. 前記外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、
   前記被膜表面の法線を含む平面で前記表面被覆切削工具を切断した断面の前記外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの５０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、
   前記外層の表面に位置する隣接する３つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの、隣接する２つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線と、他の隣接する２つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線とが交差する接線交差角が１００°以上１７０°以下である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
6. 前記外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、
   前記被膜表面の法線を含む平面で前記表面被覆切削工具を切断した断面の前記外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの６５％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、
   前記外層の表面に位置する隣接する３つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの、隣接する２つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線と、他の隣接する２つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線とが交差する接線交差角が１００°以上１７０°以下である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
7. 前記外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、
   前記被膜表面の法線を含む平面で前記表面被覆切削工具を切断した断面の前記外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒のうちの８０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、
   前記外層の表面に位置する隣接する３つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの、隣接する２つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線と、他の隣接する２つの前記α型酸化アルミニウム結晶粒同士によって形成される凹部の最深部を起点とする接線とが交差する接線交差角が１００°以上１７０°以下である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
8. 前記外層は、Ｘ線回析の（１１０）面による等価ピーク強度ＰＲ（１１０）およびＸ線回析の（０１２）面による等価ピーク強度ＰＲ（０１２）のいずれもが１を超える、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
9. 前記外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、
   前記被膜表面の法線を含む平面で前記表面被覆切削工具を切断した断面の前記外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を１００００倍で観察したとき、該α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの３０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、該α型酸化アルミニウム結晶粒１つの表面凸部に接する内接円の半径が、３ｍｍ以上である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
10. 前記外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、
    前記被膜表面の法線を含む平面で前記表面被覆切削工具を切断した断面の前記外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を１００００倍で観察したとき、該α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの５０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、該α型酸化アルミニウム結晶粒１つの表面凸部に接する内接円の半径が、３ｍｍ以上である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。
11. 前記外層は、α型酸化アルミニウム結晶粒を含み、
    前記被膜表面の法線を含む平面で前記表面被覆切削工具を切断した断面の前記外層の表面に位置するα型酸化アルミニウム結晶粒を１００００倍で観察したとき、該α型酸化アルミニウム結晶粒のうちの７０％以上のα型酸化アルミニウム結晶粒において、該α型酸化アルミニウム結晶粒１つの表面凸部に接する内接円の半径が、３ｍｍ以上である、請求項１に記載の表面被覆切削工具。