JP2016522323A - Ｃｖｄ被膜を有する工具 - Google Patents

Abstract

本発明は、カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体と、それにＣＶＤ法で付着させた単層又は多層の摩耗保護被膜を備えていて、その摩耗保護被膜が、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数有する少なくとも１つのＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層を備える工具であって、前記Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層が、１μｍ〜２５μｍの厚さであり、結晶学における｛１１１｝面と｛２００｝面のＸ線回折ピークの強度の比が、Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２００｝＞１＋ｈ（ｌｎ ｈ）２（ただしｈは、“μｍ”単位で表わしたＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層の厚さである）で特徴づけられる結晶学的に好ましい方位を有することを特徴とする工具に関する。【選択図】図４

Description

本発明は、カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体と、それにＣＶＤ法で付着させた単層又は多層の摩耗保護被膜を備えていて、その摩耗保護被膜が、結晶学的に好ましい方位を有する少なくとも１つのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を備える工具に関する。ただし、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層は、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数を有する。本発明はさらに、そのような工具を製造する方法に関する。

材料加工、特に金属切削加工のための切削インサートは、カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体を備えていて、その基体には、たいていの場合、切削特性及び／又は摩耗特性を改善するため単層又は多層のカーバイド被膜が設けられている。カーバイド被膜は、単金属カーバイド相又は混合金属カーバイド相の相互に積み重ねられた層を含んでいる。単金属カーバイド相の例は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、及びＡｌ_２Ｏ_３である。結晶中で１つの金属が部分的に別の金属で置換された混合金属カーバイド相の例は、ＴｉＡｌＮとＴｉＡｌＣＮである。上記のような被膜は、ＣＶＤ法（化学気相蒸着）、ＰＣＶＤ法（プラズマ支援ＣＶＤ法）、又はＰＶＤ法（物理気相蒸着）によって堆積される。

ＰＶＤ法又はＣＶＤ法による堆積物における結晶成長のある好ましい方位は、特別な利点を有する可能性があることが見出されている。その点に関し、被膜の付与された層の好ましい方位が異なることも、用途の異なる切削インサートで特に有利である可能性がある。成長の好ましい方位は、一般に、結晶格子の平面に対して特定され、ミラー指数によって表わされ、結晶学的組織と称される（例えば、ファイバー組織）。

ＤＥ １０ ２００５ ０３２ ８６０には、面心立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（Ａｌ含有量は０．７５＜ｘ＜０．９３）を有するカーバイド被膜とその製造方法が開示されている。

ＤＥ １０ ２００７ ０００ ５１２には、基板上に直接堆積されたＴｉＮ、ＴｉＣＮ、又はＴｉＣの第１の層の上に堆積されたＴｉＡｌＮの層と、これら２つの層の間に設けられていて相勾配がある結合層とを有するカーバイド被膜が開示されている。ＴｉＡｌＮの層は、結晶格子の（２００）面に対して結晶成長の好ましい方位がある。

ＷＯ２００９／１１２１１５、ＷＯ２００９／１１２１１６、及びＷＯ ２００９／１１２１１７Ａ１公報には、ＣＶＤ法によって堆積された、Ａｌの割合が大きく、かつ面心立方格子を有するＴｉＡｌＮ層とＴｉＡｌＣＮ層が開示されているが、結晶成長の結晶学的に好ましい方位は記載されていない。

ＰＶＤ法によって作製され、結晶成長の結晶学的に好ましい様々な方位を有するＴｉＡｌＮ被膜が知られているが、面心立方格子を有するＴｉＡｌＮ被膜であるＰＶＤ被膜は、ＣＶＤ被膜とは異なり、Ａｌ含有量が６７％未満に制限される。結晶の成長方向に対して｛２００｝面の結晶学的に好ましい方位を有するＴｉＡｌＮ被膜は、金属加工に有利であることが記載されている（例えば、ＵＳ２００９／０２７４８９９、ＵＳ２００９／００７４５２１、及びＷＯ２００９／１２７３４４）。

本発明の目的は、金属加工、特に鋼又は鋳造材料の旋削とフライス加工のための切削インサートであって、先行技術よりも耐摩耗性が改善されている切削インサートを提供することである。

この目的は、カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体と、それにＣＶＤ法で付着させた単層又は多層の摩耗保護被膜を備えていて、その摩耗保護被膜が、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数と１μｍ〜２５μｍの範囲の厚さを有する少なくとも１つのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を備える工具を製造する方法によって達成され、
そのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を作製するため、
ａ）被覆されるべき基体を、実質的に筒形のＣＶＤ反応器の中に配置し、ここで、前記反応器は、被覆する基体に、処理ガスの導入流が前記反応器の長手方向軸に対して実質的に径方向に当たるように設計されており、
ｂ）２種類の前駆ガス混合物（ＶＧ１）及び（ＶＧ２）を供給し、
ここで、第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）は、
０．００５〜０．２体積％のＴｉＣｌ_４と、
０．０２５〜０．５体積％のＡｌＣｌ_３と、
キャリアガスとして、水素（Ｈ_２）或いは水素と窒素の混合物（Ｈ_２／Ｎ_２） と、
を含んでおり、かつ
第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）は、
アンモニア（ＮＨ_３）及びヒドラジン（Ｎ_２Ｈ_４）から選択される０．１〜３ ．０体積％の少なくとも１種類のＮドナーと、
キャリアガスとして、水素（Ｈ_２）或いは水素と窒素の混合物（Ｈ_２／Ｎ_２） と、
を含んでおり、
前記第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）及び／又は前記第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）は、選択的に、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）、エタン（Ｃ_６Ｈ_６）、エテン（Ｃ_２Ｈ_４）、及びエチン（Ｃ_２Ｈ_２）、並びにこれらの混合物から選択されるＣドナーを含んでおり、
前記前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）中のＮドナーとＣドナーの全体積％の値は０．１〜３．０体積％の範囲であり、
ｃ）前記２種類の前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）を、反応区間に通過させる前は分離した状態に維持し、反応器の長手方向軸に対して実質的に径方向に導入し、前記ＣＶＤ反応器内の処理温度は６００℃〜８５０℃の範囲、かつ前記ＣＶＤ反応器内の処理圧力は０．２〜１８ｋＰａの範囲であり、
前記前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）は、１．５未満である。

本発明に従うと、前駆ガス混合物中の体積％の割合は、反応区間に導入するガス混合物の全体積と関係し、第１と第２の前駆ガス混合物を含んでいる。

驚くべきことに、本発明に従ってこの方法を行うと、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層とＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＮ_ｚ層を作製でき、これらの層は、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数を有し、結晶格子の｛１１１｝面に対して結晶成長の顕著に好ましい方位を有する面心立方格子を備えることが見出された。ＴｉＡｌＣＮ層とＴｉＡｌＮ層を有する周知の被膜、特に、結晶格子の｛２００｝面に対して結晶成長の好ましい方位を有する被膜と比較すると、本発明の被膜は、金属加工において優れた特性を有する。さらに驚くべきことに、ここに記載した種類の被膜を有する切削インサートの場合には、金属切削加工において、特に、鋼又は鋳造材料の旋削とフライス加工において、既存の切削インサートと比べて改善された耐摩耗性と、より広い範囲の用途を実現できることが見出された。

本発明のＣＶＤ法では、２種類の前駆ガス混合物（ＶＧ１）と（ＶＧ２）を準備する。第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）は、塩化物の形態になった金属Ｔｉ及びＡｌと、キャリアガスを含んでおり、第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）は、少なくとも１つのＮドナーを含んでいる。一般に、純粋なＴｉＡｌＮ層を作製するには、Ｎドナーであるアンモニア（ＮＨ_３）又はヒドラジン（Ｎ_２Ｈ_４）のみが用いられる。ＴｉＡｌＣＮ層を作製するには、ＮドナーとＣドナーが用いられ、例えば、エテン（Ｃ_２Ｈ_４）と混合したアンモニア（ＮＨ_３が用いられる。本発明の方法では、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）は、Ｃドナーとして優勢に作用し、混合物の中でＮドナーとともに用いられる。所望の個別の化学量に応じ、別のＮドナー及びＣドナーを含む混合物を用いることができる。本発明の方法では、Ｎドナーを、金属Ｔｉ及びＡｌの塩化物とは別に供給する必要があるが、それとは対照的に、Ｃドナーは、第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）として供給することと、第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）として供給することの両方が可能である。本発明のさらに別の好ましい一実施態様としては、Ｎドナーは、アンモニア（ＮＨ_３）である。

本発明で用いるＣＶＤ法は、ＭＴ−ＣＶＤ法であり、ＣＶＤ反応器内の処理温度が６００℃〜８５０℃の範囲であり、ＣＶＤ反応器内の処理圧力が０．２〜１８ｋＰａの範囲である。ＣＶＤ反応器は、実質的に筒形の反応器であり、反応器は、被覆する基体に、処理ガスの導入流が反応器の長手方向軸に対して実質的に径方向に当たるように設計されている。すなわち、筒形の反応器の中心軸から、反応器の外壁の方向に向かうように設計されており、筒形の反応器は、鋳造製である。このような筒形の反応器は周知であり、かつ市販されており、例えば、Ｉｏｎｂｏｎｄ社（オルテン、スイス国）製のＢｅｒｎｅｘ（登録商標）ＢＰＸｐｒｏ型のＣＶＤ被覆システムが挙げられる。

本発明の方法で極めて重要な工程は、反応区間に入れる前に、２種類の前駆ガス混合物（ＶＧ１）と（ＶＧ２）を分離した状態に維持することである。そうしない場合には、前駆ガスが、例えば、供給ラインの中で早期に過剰に反応し、所望の被膜が得られない可能性がある。

本発明の方法で極めて重要な別の工程は、前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）が１．５未満であることである。前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）が１．５よりも大きい場合には、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が所望の特性を得られず、特に、結晶格子の｛１１１｝面に対して結晶成長の好ましい方位を得られない。ここで、その好ましい方位は、Ｘ線回折のピーク強度の比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２００｝として定義され、本発明では、１＋ｈ（ｌｎ ｈ）^２よりも大きい（ただしｈは、“μｍ”単位で表わしたＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の厚さである）。

本発明の好ましい一実施態様では、ＣＶＤ反応器内の処理温度は、６００℃〜８５０℃の範囲、好ましくは６５７℃〜７５０℃の範囲である。

ＣＶＤ反応器内の処理温度が高すぎる場合には、層内に、六方晶ＡｌＮが多くなるため、それによって、特に、その層の硬さが低下する。

逆にＣＶＤ反応器内の処理温度が低すぎる場合には、堆積速度が非経済的な範囲へと低下する可能性がある。それに加え、低温では、塩素含有量が１原子％超で、硬さがより小さい層が得られる。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、ＣＶＤ反応器内の処理圧力は、０．２〜７ｋＰａの範囲、好ましくは０．４〜１．８ｋＰａの範囲である。

ＣＶＤ反応器内の処理圧力が高すぎる場合には、工具表面の層の厚さが不規則に分布して縁部で層が厚くなる、いわゆるドッグボーン効果が生じることになる。それに加え、六方晶ＡｌＮの割合が大きくなることが、しばしば発生する。

それとは逆に、ＣＶＤ反応器内の処理圧力を０．２ｋＰａ未満にすることは、技術的に難しい。それに加え、処理圧力が過度に低いと、工具の一様な被覆が、もはや保証されない。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）は、１．２５未満、好ましくは１．１５未満である。

前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比が大きすぎると、本発明で好ましい｛１１１｝方位とは異なる、好ましい方位が得られることが一般的となる。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）中のＴｉＣｌ_４の濃度と、第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）中のＮドナーの濃度を、段階ｃ）で反応器に導入する体積ガス流Ｖ’（ＶＧ１）とＶ’（ＶＧ２）の中のＮに対するＴｉのモル比が０．２５以下となるように設定する。

驚くべきことに、反応器に導入する体積ガス流Ｖ’（ＶＧ１）とＶ’（ＶＧ２）の中のＮに対するＴｉのモル比がより大きいと、特に、Ｎドナーとしてアンモニア（ＮＨ_３）を用いる場合に、Ｔｉが非常に豊富な層が得られることが見出された。体積ガス流中のＮに対するＴｉの比が過度に大きいと、ＴｉＣｌ_４とＮドナーとの間の複合体によって、ＡｌＣｌ_３の反応が抑制されると考えられる。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）は、１．０体積％以下、好ましくは０．６体積％以下のＮドナーを含んでいる。

第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）に含まれるＮドナー、任意には、Ｃドナーと混合されるＮドナーの濃度が過度に大きい場合には、所望の組成と、所望の結晶学的に好ましい方位とが、得られない。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、摩耗保護被膜は、ブラスト処理後のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の残留応力が＋３００〜−５０００ＭＰａの範囲、好ましくは−１〜−３５００ＭＰａの範囲になる条件下で、粒子状ブラスト剤、好ましくはコランダムを用いたブラスト処理を受ける。

Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の残留圧縮強度が大きすぎる場合には、工具の縁部で、被膜がスポーリング（剥離）する可能性がある。

逆に、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層に残留引張応力があると、交互にかかる熱力学的負荷又は櫛状の割れに対する工具の最適な抵抗が実現されない。

Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層に好ましい残留応力を発生させるには、乾式又は湿式のブラスト処理を用いると有利である可能性がある。ブラスト処理は、ブラスト剤の圧力を１バール〜１０バールにして行うことが望ましい。

本発明による残留応力を導入するのに必要なブラスト処理の継続時間と必要なブラスト圧力は、当業者が簡単な実験によって本明細書に規定されている範囲内で確認できるパラメータである。それを一般的に示すことはできない。なぜなら、発生する残留応力は、ブラスト処理の継続時間とブラスト圧力だけでなく、被膜全体の構造と厚さにも依存するからである。しかし、その点に関し、ブラスト圧力は、ブラスト処理の継続時間と比べ、被膜と基体の内部での残留応力の変化に対して、実質的により大きな影響を与えることに注意されたい。適切なブラスト処理の継続時間は、通常は、１０〜６００秒の範囲である。

ブラスト角、すなわち処理用ジェットと工具表面の間の角度も、残留応力の導入に実質的な影響を有する。ブラスト用ジェットの角度が９０°であると、最大の残留圧縮応力が発生する。ブラスト用ジェットの角度がより小さいと、すなわちブラスト剤のジェットを傾斜した角度で当てると、表面がより激しく研磨され、より小さな残留圧縮応力が導入される。

本発明には、カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体と、それにＣＶＤ法で付着させた単層又は多層の摩耗保護被膜を備えていて、その摩耗保護被膜が、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数を有する少なくとも１つのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を備える工具であって、
Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が、１μｍ〜２５μｍの厚さであり、結晶学における｛１１１｝面と｛２００｝面のＸ線回折ピークの強度の比が、Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２００｝＞１＋ｈ（ｌｎ ｈ）^２（ただしｈは、“μｍ”単位で表わしたＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の厚さである）であることによって特徴づけられる結晶学的に好ましい方位を有する、工具も含まれる。

本発明の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛１１１｝面のＸ線回折ピークの半値幅（ＦＷＨＭ）は、１％未満、好ましくは０．６％未満、特に好ましくは０．４５％未満である。

Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛１１１｝面のＸ線回折ピークの半値幅が過度に大きいと、面心立方（ｆｃｃ）相の粒径がより小さくなるか、あるいは、アモルファス相の割合が大きくなることさえある。そうなると、耐摩耗性に関して不利であることが、以前の試験で証明されている。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層は、面心立方（ｆｃｃ）格子を有する少なくとも９０体積％のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相、好ましくは面心立方（ｆｃｃ）格子を有する少なくとも９５体積％のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相、より好ましくは面心立方（ｆｃｃ）格子を有する少なくとも９８体積％のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相を備える。

面心立方（ｆｃｃ）格子有するＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相の割合が小さすぎると、より小さい耐摩耗性が観察される。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層は、０．７０≦ｘ＜１、ｙ＝０、及び０．９５≦ｚ＜１．１５の化学量係数を有する。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層は、厚さが３μｍ〜２０μｍの範囲、好ましくは４〜１５μｍの範囲である。

Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の厚さが小さすぎる場合には、工具の耐摩耗性が十分でない。

逆に、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の厚さが大きすぎる場合には、被覆操作後の熱残留応力が原因で、その層が大きくスポーリング（剥離）する可能性がある。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の結晶学における｛１１１｝面と｛２００｝面のＸ線回折ピークの強度の比が、１＋（ｈ＋３）×（ｌｎ ｈ）^２よりも大きい。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層のビッカース硬さ（ＨＶ）は、２３００ＨＶ超、好ましくは２７５０ＨＶ超、特に好ましくは３０００ＨＶ超である。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、基体とＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層との間に、ＴｉＮ層と、高温ＣＶＤ（ＣＶＤ）又は中間温度ＣＶＤ（ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積させたＴｉＣＮ層と、Ａｌ_２Ｏ_３層と、これらの組み合わせから選択される少なくとも１つの追加カーバイド層が配置されている。冷却時間が経済的に見合わない長さになることを避けるため、追加層をＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層と同じ温度範囲で、例えば、中間温度ＣＶＤ（ＭＴ−ＣＶＤ）によって付着させることが特に好ましい。

本発明のさらに別の好ましい一実施態様では、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の上に、少なくとも１つの追加カーバイド層、好ましくは変態γ−Ａｌ_２Ｏ_３、κ−Ａｌ_２Ｏ_３、又はα−Ａｌ_２Ｏ_３のうちの少なくとも１つのＡｌ_２Ｏ_３層が配置されていて、そのＡｌ_２Ｏ_３層は、高温ＣＶＤ（ＣＶＤ）又は中間温度ＣＶＤ（ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積されている。上記の理由により、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の可能な相変換を回避するため、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層と同じ温度範囲で、すなわち中間温度ＣＶＤ（ＭＴ−ＣＶＤ）により、酸化アルミニウム層を付着させることが特に好ましい。γ−Ａｌ_２Ｏ_３層、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層、又はα−Ａｌ_２Ｏ_３層を６００〜８５０℃の範囲で作製する方法は、例えば、ＥＰ １ １２２ ３３４及びＥＰ １ ４６４ ７２７により、当業者にとって周知である。

さらに別の好ましい一実施態様では、ｆｃｃ Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛１１１｝面の結晶学的に好ましい方位は非常に際立っており、放射線写真又はＥＢＳＤによって測定したＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の結晶学的な｛１１１｝面の回折強度の絶対最大値は、試料表面の法線方向からα±１０°の角度範囲内、好ましくはα±５°の範囲内、特に好ましくはα±１°の範囲内である。この点に関して極めて重要なのは、方位角β（試料表面に対する法線のまわりの回転角）で強度を積分した後のｆｃｃ Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚの｛１１１｝極点図の断面である。

刃先交換式切削ビットにおける従来の被膜第９番を有する刃先の旋削試験後の状態を示す。 刃先交換式切削ビットにおける従来の被膜第８番を有する刃先の旋削試験後の状態を示す。 刃先交換式切削ビットにおける本発明のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ被膜を有する刃先の旋削試験後の状態を示す。 被膜第４番（本発明）のＸ線回折図を示す。 被膜第８番（従来技術）のＸ線回折図を示す。 被膜第１番（本発明）の法線方向についての逆極点図を示す。 βで積分した後の被膜第１番（本発明）のＸ線回折図の極点図の断面を示す。 βで積分した後の被膜第２番（本発明）のＸ線回折図の極点図の断面を示す。

（被覆された刃先交換式カーバイド製切削ビットの作製）
これらの実施例で用いられる基体は、幾何学形状がＣＮＭＡ１２０４１２の刃先交換式切削ビットであり、組成は、８６．５重量％のＷＣ、５．５重量％のＣｏ、２重量％のＴｉＣ、及び６重量％の（ＮｂＣ＋ＴａＣ）であり、混合カーバイドのない刃先区間を有する。

この刃先交換式カーバイド製切削ビットを被覆するため、反応器の高さが１２５０ｍｍで直径が３２５ｍｍであるＢｅｒｎｅｘ ＢＰＸ３２５Ｓ型のＣＶＤ被覆設備を使用した。ガス流は、反応器の長手方向軸に対して径方向であった。

本発明のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層と比較層とを接合するため、ＣＶＤにより、表１に示した堆積条件下で、最初に厚さ約０．３μｍのＴｉＮ層又はＴｉＣＮ層をカーバイド製基体に直接付着させた。

本発明のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を作製するため、出発化合物がＴｉＣｌ_４とＡｌＣｌ_３である第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）と、反応性窒素化合物としての出発化合物がＮＨ_３である第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）とを、互いに別々に反応器に導入した。そのようにすることにより、その２つのガス流の混合が、反応区間に入ったときにだけ起こるようにするためである。

前駆ガス混合物（ＶＧ１）と（ＶＧ２）の体積ガス流は、本発明の被覆を作製するときに、体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）が１．５未満になるように設定した。本発明のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ被膜と比較用被膜を作製する際のパラメータを表３に示す。

（比較用被膜の作製）
従来技術に従う比較例の刃先交換式カーバイド製切削ビットを、次のように被覆した：
ａ）ＴｉＮ／ＭＴ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）／ＴｉＮ（被膜第９番）の順で厚さ１２μｍの層系、及び
ｂ）ＴｉＮ／ＭＴ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）（被膜第９番）の順で厚さ５μｍの層系。
その目的で、次の表２に従う堆積条件を用いた。

被膜の組成、組織、残留応力、及び硬さを調べるため、次の方法を用いた。

結晶学的に好ましい方位を求めるため、Ｘ線回折（ＸＲＤ）法と電子線回折（特にＥＢＳＤ）法の両方を使用することができる。好ましい方位を信頼性よく求めるには、個々の面｛ｈｋｌ｝の反射での回折測定は適切ではなく、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求め必要がある。逆極点図の形態でなされるその表現は、存在する可能性のある任意のファイバー組織の位置と鋭さを示す。結晶方位分布関数は、統計的に十分な数の個別の方位測定から構成する（ＥＢＳｄの場合）か、（ＸＲＤにより）さまざまな反射｛ｈｋｌ｝での最小数の極点図の測定から計算する必要がある。この点に関しては、Ｌ Ｓｐｉｅｓｓ他、『Ｍｏｄｅｒｎｅ Ｒｏ（ウムラウト）ｎｔｇｅｎｂｅｕｇｕｎｇ』、第２版、Ｖｉｅｗｅｇ ＆ Ｔｅｕｂｎｅｒ社、２００９年を参照されたい。

本発明によるＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の場合、極点図セットのＸＲＤ測定とＯＤＦ計算を用いて、ファイバー軸が正確に＜１１１＞方位であるか、＜１１１＞から１０°未満の角度で逸脱した結晶学的方位のファイバー構造が含まれることを確認する。θ−２θ測定からの｛１１１｝と｛２００｝反射の強度の比を利用して、その組織を定量することができる。ファイバー軸の位置は、｛１１１｝反射の逆極点図から、又は放射線写真で測定された極点図から確認することができる。

（Ｘ線回折測定）
ＣｕＫα放射線を用いて、ＧＥ Ｓｅｎｓｉｎｇ ＆ Ｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ ＰＴＳ３００３型の回折計でＸ線回折測定を実施した。θ−２θでの残留応力と極点図の測定に関しては、平行ビーム光学系を使用した。この光学系は、第１の側が、ポリキャピラリー手段と、コリメータとしての２ｍｍのピンホールを有している。第２の側では、開度（ダイバージェンス）が０．４°の平行プレート・コリメータと、ニッケルＫ_βフィルタが用いられている。

θ−２θ測定の結果に基づき、ピークの強度と半値幅を求めた。バックグラウンドを導出した後、偽ヴォイト関数を測定データにフィットさせた。そのときＫ_α２の導出は、Ｋ_α１／Ｋ_α２二重マッチングによって行った。強度と半値幅に関して表４に示した値は、このようにしてフィットさせたＫ_α１干渉と関係している。格子定数は、ＰＤＦ−カード３８−１４２０及び４６−１２００から、ＴｉＮとＡｌＮの格子定数を、それぞれ仮定し、ヴェガルドの法則に従って計算する。

（面心立方晶（ｆｃｃ）Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚと六方晶ＡｌＮの識別）
六方晶ＡｌＮの｛１０１｝及び｛２０２｝干渉と、面心立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚの｛１１１｝及び｛２２２｝反射は、それぞれの化学組成に応じ、より多く、又はより少なく、互いに重畳させることができる。面心立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚの｛２００｝面の干渉だけが、例えば、基体と、その上又は下に配置された層で、さらなる干渉がないことによって重畳され、ランダムな方位で最大の強度を有する。

体積測定で六方晶ＡｌＮの体積率を判断し、面心立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚの｛１１１｝と｛２００｝の強度に関する誤判断を回避するため、異なる２つの傾斜角Ψ（Ψ＝０°とΨ＝５４．７４°）で測定（θ−２θスキャン）を実施した。｛１１１｝面と｛２００｝面の法線間の角度は約５４．７４°であるため、強い｛１１１｝ファイバー組織の場合には、傾斜角Ψ＝５４．７４°で、｛２００｝反射の最大強度が存在するが、｛１１１｝反射の強度がゼロに向かう傾向がある。それとは逆に、強い｛２００｝ファイバー組織の場合には、傾斜角Ψ＝５４．７４°で、｛１１１｝反射の強い最大強度が存在するが、｛２００｝反射の強度はゼロに向かう傾向がある。

実施例に従って作製される組織層に関しては、このようにして、２θ＝約３８．１°で測定された強度が、面心立方Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相に主に関係しているかどうか、あるいは、その層により多くの割合の六方晶ＡｌＮが含まれているかどうかを調べることが可能である。Ｘ線回折測定とＥＢＳＤ測定の両方が、本発明による層には、わずかな割合のみの六方晶ＡｌＮ相を示している。

（極点図）
｛１１１｝反射の極点図は、測定点を円形配置にして、０°＜α＜７５°（５°インクレメント）と０°＜β＜３６０°（５°インクレメント）の角度範囲にわたり、２θ＝３８．０°で行った。測定して逆計算したすべての極点図の強度分布は、ほぼ回転対称であった。すなわち、調べた層は、ファイバー組織を示していた。好ましい方位を調べるため、｛２００｝及び｛２２０｝反射での｛１１１｝極点図に加えて、さまざまな極点図を測定した。ＬａｂｏＳｏｆｔ社（ポーランド国）のＬａｂｏＴｅｘ３．０というソフトウエアを用いて、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を計算し、好ましい方位を逆極点図として表わした。本発明の層では、＜１１１＞方位、あるいは、＜１１１＞から１０°以下のずれで、最大強度になった。

（残留応力分析）
ｓｉｎ^２Ψ法による残留応力分析のため、面心立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛２２２｝干渉を用い、−６０°から６０°まで（５°インクレメント）、２５通りの角度のΨで測定を行なった。バックグラウンドを導出した後、ローレンツ偏光補正とＫ_α２導出（ラッシンガー分離）を行い、測定データにプロファイル関数を適合させることによって、干渉の線位置を求めた。使用した弾性定数は、１／２Ｓ２＝１．９３Ｔ／Ｐａとｓ１＝−０．１８Ｔ／Ｐａであった。カーバイド製基体のＷＣ相における残留応力は、弾性定数１／２Ｓ_２＝１．６６Ｔ／ＰａとＳ_１＝−０．２７Ｔ／Ｐａを用い、｛２０１｝干渉に基づいて、同様に求めた。

残留応力は、通常は、メガパスカル（ＭＰａ）を単位として表わされ、残留引張応力はプラスの記号（＋）で、残留圧縮応力はマイナス（−）の記号でそれぞれ特定される。

（ＥＤＸ測定（エネルギー分散型Ｘ線分光））
Ｏｘｆｏｒｄ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社（イギリス国）のＩＮＣＡ型のＥＤＸ分光器を用い、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社の走査電子顕微鏡Ｓｕｐｒａ ４０ ＶＰで、加速電圧を１５ｋＶにしてＥＤＸ測定を行った。

（微小硬さの測定）
ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １４５７７−１と−４に従い、Ｈｅｌｍｕｔ Ｆｉｓｃｈｅｒ社（ジンデルフィンゲン、ドイツ国）のＦｉｓｃｈｅｒｓｃｏｐｅ Ｈ１００型の汎用硬度計を用い、被覆された基体の研磨した切片で、微小硬さを測定した。

（ブラスト処理）
実施例の刃先交換式カーバイド製切削ビットに対し、ＣＶＤ被覆操作の後、圧縮空気の乾燥ジェット・ブラスト処理を行なった。ブラスト処理の前と後に、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層内と基体（ＷＣ）内の残留応力を測定した。使用したジェット・ブラスト・パラメータと測定された残留応力の値を表５に示す。

（切削試験−旋削）
組成が、８６．５重量％のＷＣ、５．５重量％のＣｏ、２重量％のＴｉＣ、及び６重量％の（ＮｂＣ＋ＴａＣ）であり、混合カーバイドなしの刃先区間を有する、幾何学形状がＣＮＭＡ１２０４１２の刃先交換式カーバイド製切削ビットを、表３に示したＣＶＤ被膜第１番及び第８番と、上記の被膜第９番（ＴｉＮ／ＭＴ−Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（Ｃ，Ｎ）／ＴｉＮ）で被覆した。すべての工具で、層の全厚さは約１２μｍであった。これらの切削インサートを用いて、長手方向の旋削加工操作を行った。そのときの条件は、次の通りである：
加工材料： ねずみ鋳鉄ＧＧ２５
冷却流体： エマルジョン
送り： ｆ＝０．３２ｍｍ
切削深度： ａ_ｐ＝２．５ｍｍ
切削速度： ｖ_ｃ＝２００ｍ／分

図１〜図３は、加工時間ｔ＝９分後における、刃先交換式切削ビットの刃先を示している。従来の２つの刃先交換式切削ビット（図１：被膜第９番；図２：被膜第８番）は、刃先に沿って、面積の大きな、層のスポーリング（剥離）が観察される。本発明のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を有する刃先交換式切削ビット（図３：被膜第１番）では、スポーリング（剥離）がほとんど観察されない。

（切削試験−フライス加工（１））
組成が、９０．４７重量％のＷＣ、８重量％のＣｏ、及び１．５３重量％のＴａＣ／ＮｂＣである、幾何学形状がＳＥＨＷ１２０４ＡＦＮの刃先交換式カーバイド製切削ビットを、表３に示したＣＶＤ被膜第４番と第８番で被覆した。すべての工具で、層の全厚さは約１１μｍであった。これらの切削インサートを用いて、フライス加工操作を行った。そのときの条件は、次の通りである：
加工材料： 球状黒鉛鋳鉄ＧＧＧ７０（強度６８０ＭＰａ）
同方向乾燥加工
刃の送り： ｆ_ｚ＝０．２ｍｍ
切削深度： ａ_ｐ＝３ｍｍ
切削速度： ｖ_ｃ＝１８５ｍ／分
取付角： κ＝４５°
実効加工 ａ_ｅ＝９８ｍｍ
突き出し： ｕ_ｅ＝５ｍｍ

次に、フライス加工の移動距離が３２００ｍになった後に、主要刃先における最大摩耗痕の幅ｖ_{Ｂ．ｍａｘ}を求めた。

（切削試験−フライス加工（２））
組成が、９０．４７重量％のＷＣ、８重量％のＣｏ、及び１．５３重量％のＴａＣ／ＮｂＣである、幾何学形状がＳＥＨＷ１２０４ＡＦＮの刃先交換式カーバイド製切削ビットを、表３に示したＣＶＤ被膜第５番と、上記の被膜第１０番（ＴｉＮ／ＭＴ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））で被覆した。被膜第５番を有する刃先交換式切削ビットを、一方では、非ブラスト条件で使用し、他方では、ブラスト剤として表５のサンプルＳ８によるＺｒＯ_２を用いた乾燥ジェット・ブラスト処理をして使用した。これらの切削インサートを用いてフライス加工操作を行った。そのときの切削条件は、次の通りである：
加工材料： ねずみ鋳鉄ＧＧ２５
同方向乾燥加工
刃の送り： ｆ_ｚ＝０．２ｍｍ
切削深度： ａ_ｐ＝３ｍｍ
切削速度： ｖ_ｃ＝２８３ｍ／分
取付角： κ＝４５°
実効加工 ａ_ｅ＝９８ｍｍ
突き出し： ｕ_ｅ＝５ｍｍ

次に、フライス加工の移動距離が２４００ｍになった後に、主要刃先における平均の摩耗痕の幅ｖ_Ｂと櫛状割れ目の数を求めた。

（切削試験−フライス加工（３））
組成が、９０．４７重量％のＷＣ、８重量％のＣｏ、及び１．５３重量％のＴａＣ／ＮｂＣである、幾何学形状がＳＥＨＷ１２０４ＡＦＮの刃先交換式カーバイド製切削ビットを、表３に示したＣＶＤ被膜第５番と、上記の被膜第１０番（ＴｉＮ／ＭＴ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））で被覆した。異なるそれぞれの被膜に関し、３つの切削インサートを試験した。これらの切削インサートを用いて、フライス加工操作を行った。そのときの切削条件は、次の通りである：
加工材料： 構造鋼ＳＴ３７（強度約５００ＭＰａ）
同方向乾燥加工
刃の送り： ｆ_ｚ＝０．３ｍｍ
切削深度： ａ_ｐ＝６ｍｍ
切削速度： ｖ_ｃ＝２９９ｍ／分
取付角： κ＝７５°
実効加工 ａ_ｅ＝５０ｍｍ
突き出し： ｕ_ｅ＝３５０ｍｍ

次に、フライス加工の移動距離が３２００ｍになった後に、主要刃先における櫛状割れの数を求めた。

Claims (17)

1. カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体と、それにＣＶＤ法で付着させた単層又は多層の摩耗保護被膜を備えていて、その摩耗保護被膜が、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数と、１μｍ〜２５μｍの範囲の厚さを有する少なくとも１つのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を備える工具を製造する方法であって、
   前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を作製するため、
   ａ）被覆されるべき基体を、実質的に筒形のＣＶＤ反応器の中に配置し、ここで、前記反応器は、被覆する基体に、処理ガスの導入流が前記反応器の長手方向軸に対して実質的に径方向に当たるように設計されており、
   ｂ）２種類の前駆ガス混合物（ＶＧ１）及び（ＶＧ２）を供給し、
   ここで、第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）は、
   ０．００５〜０．２体積％のＴｉＣｌ_４と、
   ０．０２５〜０．５体積％のＡｌＣｌ_３と、
   キャリアガスとして、水素（Ｈ_２）或いは水素と窒素の混合物（Ｈ_２／Ｎ_２） と、
   を含んでおり、かつ
   第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）は、
   アンモニア（ＮＨ_３）及びヒドラジン（Ｎ_２Ｈ_４）から選択される０．１〜３ ．０体積％の少なくとも１種類のＮドナーと、
   キャリアガスとして、水素（Ｈ_２）或いは水素と窒素の混合物（Ｈ_２／Ｎ_２） と、
   を含んでおり、
   前記第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）及び／又は前記第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）は、選択的に、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）、エタン（Ｃ_６Ｈ_６）、エテン（Ｃ_２Ｈ_４）、及びエチン（Ｃ_２Ｈ_２）、並びにこれらの混合物から選択されるＣドナーを含んでおり、
   前記前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）中のＮドナーとＣドナーの全体積％の値は０．１〜３．０体積％の範囲であり、
   ｃ）前記２種類の前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）を、反応区間に通過させる前は、分離した状態に維持し、前記反応器の長手方向軸に対して実質的に径方向に導入し、前記ＣＶＤ反応器内の処理温度は６００℃〜８５０℃の範囲、かつ前記ＣＶＤ反応装置内の処理圧力は０．２〜１８ｋＰａの範囲であり、
   前記前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）は、１．５未満である、
   方法。
2. 前記ＣＶＤ反応器内の処理温度が６００℃〜８５０℃の範囲、好ましくは６５７℃〜７５０℃の範囲であり、かつ／或いは、前記ＣＶＤ反応器内の処理圧力が０．２〜７ｋＰａの範囲、好ましくは０．４〜１．８ｋＰａの範囲であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記前駆ガス混合物（ＶＧ１、ＶＧ２）の体積ガス流（Ｖ’）の比Ｖ’（ＶＧ１）／Ｖ’（ＶＧ２）が１．２５未満、好ましくは１．１５未満であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
4. 前記第１の前駆ガス混合物（ＶＧ１）中のＴｉＣｌ_４の濃度と、前記第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）中のＮドナーの濃度を、前記反応器に導入する体積ガス流Ｖ’（ＶＧ１）とＶ’（ＶＧ２）の中のＮに対するＴｉのモル比が０．２５以下となるように設定することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
5. 前記第２の前駆ガス混合物（ＶＧ２）が、１．０体積％以下、好ましくは０．６体積％以下の前記Ｎドナーを含むことを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
6. 前記Ｎドナーがアンモニア（ＮＨ_３）であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
7. 前記摩耗保護被膜を、ブラスト処理後のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の残留応力が＋３００〜−５０００ＭＰａの範囲、好ましくは−１〜−３５００ＭＰａの範囲になる条件下で、粒子状ブラスト剤、好ましくはコランダムを用いてブラスト処理することを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
8. カーバイド、サーメット、セラミック、鋼、又は高速度鋼の基体と、それにＣＶＤ法で付着させた単層又は多層の耐摩耗被膜を備えていて、その耐摩耗被膜が、０．７０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５の化学量係数を有する少なくとも１つのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層を備える工具であって、
   前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が、１μｍ〜２５μｍの厚さであり、結晶学における｛１１１｝面と｛２００｝面のＸ線回折ピークの強度の比が、Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２００｝＞１＋ｈ（ｌｎ ｈ）^２（ただしｈは、”μｍ”単位で表わした前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の厚さである）で特徴づけられる結晶学的に好ましい方位を有することを特徴とする、工具。
9. 前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛１１１｝面のＸ線回折ピークの半値幅（ＦＷＨＭ）が、１％未満、好ましくは０．６％未満、特に好ましくは０．４５％未満であることを特徴とする、請求項８に記載の工具。
10. 前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が、面心立方（ｆｃｃ）格子を有する少なくとも９０体積％のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相、好ましくは面心立方（ｆｃｃ）格子を有する少なくとも９５体積％のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相、より好ましくは面心立方（ｆｃｃ）格子を有する少なくとも９８体積％のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ相を備えることを特徴とする、請求項８又は９に記載の工具。
11. 前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が、０．７０≦ｘ＜１、ｙ＝０、及び０．９５≦ｚ＜１の化学量係数を有することを特徴とする、請求項８〜１０のいずれか１項に記載の工具。
12. 前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が、３μｍ〜２０μｍの範囲、好ましくは４〜１５μｍの範囲の厚さであることを特徴とする、請求項８〜１１のいずれか１項に記載の工具。
13. 前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の結晶学における｛１１１｝面と｛２００｝面のＸ線回折ピークの強度の比が１＋（ｈ＋３）×（ｌｎ ｈ）^２よりも大きいことを特徴とする、請求項８〜１２のいずれか１項に記載の工具。
14. 前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層のビッカース硬さ（ＨＶ）が、２３００ＨＶ超、好ましくは２７５０ＨＶ超、特に好ましくは３０００ＨＶ超であることを特徴とする、請求項８〜１３のいずれか１項に記載の工具。
15. 前記基体と前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の間に、ＴｉＮ層と、高温ＣＶＤ（ＣＶＤ）又は中間温度ＣＶＤ（ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積させたＴｉＣＮ層と、Ａｌ_２Ｏ_３層と、これらの組み合わせから選択される少なくとも１つの追加カーバイド層が配置されていて、かつ／或いは
    前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の上に、少なくとも１つの追加カーバイド層、好ましくは変態γ−Ａｌ_２Ｏ_３、κ−Ａｌ_２Ｏ_３、α−Ａｌ_２Ｏ_３のうちの少なくとも１つのＡｌ_２Ｏ_３層、特に好ましくはα−Ａｌ_２Ｏ_３層が配置されていて、前記Ａｌ_２Ｏ_３層は、高温ＣＶＤ又は中間温度ＣＶＤ（ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積されていることを特徴とする、請求項８〜１４のいずれか１項に記載の工具。
16. 放射線写真又はＥＢＳＤによって測定した前記Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の結晶学における｛１１１｝面の回折強度の絶対最大値が、試料表面の法線方向からα＝±１０°の角度範囲内、好ましくはα＝±５°の範囲内、特に好ましくはα＝±１°の範囲内であることを特徴とする、請求項８〜１５のいずれか１項に記載の工具。
17. 請求項１〜７のいずれか１項に従って製造した、請求項８〜１６のいずれか１項に記載の工具。