JP2017506163A - アルミナ被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された１から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ２Ｏ３の耐摩耗層を含む１つ又は複数の層を含む、最大で６０μｍの総厚みの被覆が上部に堆積された、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材からなる被覆切削工具インサートであって、α‐Ａｌ２Ｏ３層の断面のＳＥＭ顕微鏡写真を観察したとき、α‐Ａｌ２Ｏ３層が、少なくとも２つの部分、第１の厚み部分及び第１の厚み部分の直上にある第２の厚み部分を含み、第１の厚み部分が、実質的に柱状のα‐Ａｌ２Ｏ３粒子構造を有し、並びに第１の厚み部分から第２の厚み部分への遷移部分において、α‐Ａｌ２Ｏ３粒子のうちの２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１個、好ましくは、２５個の隣接する粒子の中から少なくとも５個、より好ましくは、２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１５個の粒子境界が、第１の厚み部分内の粒子境界に対して実質的に垂直な方向に方向転換を行い、実質的に垂直とは、９０±４５度、好ましくは、９０±３０度の方向転換を含む、被覆切削工具インサート。【選択図】図１

Description

本発明は、被覆切削工具インサート及び被覆切削工具インサートを製造する方法に関し、被覆切削工具インサートは、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された２から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３の耐摩耗層を含む１つ又は複数の層からなる、最大で６０μｍの総厚みの被覆で少なくとも部分的に被覆された、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材からなる。

工業規模でのα‐Ａｌ_２Ｏ_３多形体の制御は、米国特許第５，１３７，７７４号に基づいた市販製品で１９９０年代初頭に達成された。米国特許第５，６５４，０３５号、米国特許第５，９８０，９８８号、米国特許第７，４４２，４３１号、及び米国特許第５，８６３，６４０号は、好適な繊維テクスチャを有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３の被覆の堆積について記述している。米国特許第６，３３３，１０３号は、（１ ０ １０）面上でα‐Ａｌ_２Ｏ_３の核生成及び成長を制御するための改良された方法について記述している。米国特許号６，８６９，６６８は、テクスチャ改質剤としてＺｒＣＩ_４を用いてα‐Ａｌ_２Ｏ_３の中に強い（１ ０ ０）テクスチャを得る方法について記述している。上述の先行技術のプロセスは、約１０００℃の堆積温度を用いる。米国特許第７，０９４，４４７号は、顕著な（０ １ ２）テクスチャを達成するための技術について記述している。顕著な（１ ０ ４）及び（１ １ ６）テクスチャを生成するための堆積技術は、それぞれ、米国特許第７，４４２，４３２号及び米国特許第７，４５５，９００号の中で開示されている。米国特許第７，９９３，７３２号及び米国特許第７，９２３，１０１号は、（０ ０ １）テクスチャ加工されたアルミナ層を開示している。テクスチャ加工されたアルミナ層（０ １ ２）、（１ ０ ４）、及び（０ ０ １）を比較したところ、（０ ０ １）テクスチャが、他のテクスチャよりも優れていることが発見された。上述の開示では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層のテクスチャが、ＸＲＤを用いて判定され、ハリスの式を用いてテクスチャ係数（ＴＣ）を計算して定量化される。米国特許第７，７６３，３４６号及び米国特許第７，２０１，９５６号では、（０ ０ １）テクスチャを画定するためにＥＢＳＤが用いられ、テクスチャは、被覆面に対する基底（０ ０ １）面の傾斜によって定量化される。

テクスチャ化されたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、柱状の細粒からなり、α‐Ａｌ_２Ｏ_３細粒は、基材面に対して比較的大きい角度を有するファセットによって終端し、結果として粗い表面形状となる。

米国特許第７，９２３，１０１号は、（０ ０ １）テクスチャを有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の表面のある程度の平坦化について記述している。米国特許第２０１２／００３４５２号は、Ｔｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、及びＢからなる群から選択された１つ又は複数の成分を含むα‐Ａｌ_２Ｏ_３層において平坦上面が得られたことについて記述している。これらの層は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層上に堆積され、次に、これは熱処理された薄Ａｌ_２Ｏ_３膜に堆積される。

米国特許第７，５９７，５１１号は、３から２０μｍの総平均層厚のＴｉ化合物の下方の層、並びにＺｒＣｌ_４を要する２段階ＣＶＤ工程で形成される上方のＡｌＺｒＯ層を含む硬質被覆層を備える、超硬合金又は炭窒化チタン基サーメットの基材を含む表面被覆切削工具を開示している。上方の層は、「改良された」ＡｌＺｒＯ層と記述される。「改良された」ＡｌＺｒＯ層は、厚み方向に対して垂直な面において大きな粒子サイズを有する均一な多角形状を有し且つ厚み方向において均一な表面を有する細長い形状を有する結晶粒子を備える構造をもっているように示されている。被覆は、優れた切削性能を示しているように記述されているが、Ａｌ酸化物に加えて、Ｚｒ酸化物を堆積することは、新たに磨かれたＺｒの自立燃焼性（ｓｅｌｆ−ｆｌａｍｍａｂｉｌｉｔｙ）により、製造コストを上昇させ、運用上の安全に対する要求が高いことで知られている。

発明の目的
本発明の目的は、多くの金属切削用途、特に鋳鉄の切削において重要である、改善された表面仕上がり、減少した表面粗度、並びに改善された機械的特性（特に強化された側面耐摩耗性及び耐チッピング性）を示す被覆を含むα‐Ａｌ_２Ｏ_３を有する被覆切削工具インサートを提供することであった。

本発明によれば、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された１から４５μｍ、好ましくは２から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３の、好ましくは外部の、耐摩耗層を含む１つ又は複数の層、好ましくは耐火物層からなる、最大で６０μｍの総厚みの被覆が上部に堆積された、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材からなる被覆切削工具インサートであって、
α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の断面のＳＥＭ顕微鏡写真を観察したとき、
α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が、少なくとも２つの部分、第１の厚み部分及び第１の厚み部分の直上にある第２の厚み部分を含み、
第１の厚み部分が、実質的に柱状のα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子構造を有し、並びに
第１の厚み部分から第２の厚み部分への遷移部分において、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子のうちの２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１個、好ましくは、２５個の隣接する粒子の中から少なくとも５個、より好ましくは、２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１５個の粒子境界が、第１の厚み部分内の粒子境界に対して実質的に垂直な方向に方向転換を行い、実質的に垂直とは、９０±４５度、好ましくは、９０±３０度の方向転換を含む、被覆切削工具インサートが提供される。１つの実施形態では、方向転換は、４５と９０度の間、好ましくは、６０と９０度の間である。

本発明の一実施形態では、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された１から４５μｍ、好ましくは２から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３の耐摩耗層を含む１つ又は複数の層を含む、最大で６０μｍの総厚みの被覆が上部に堆積された、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材からなる被覆切削工具インサートが提供され、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の外部表面に延在するα‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶の少なくとも７０％、好ましくは少なくとも８０％、より好ましくは少なくとも９０％が、基材表面の法線に対して０から３５度内、好ましくは０から２０度内、より好ましくは０から１０度内の軸に対して垂直なファセットによって終端され、α‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶を終端しているこれらのファセットは、好ましくは［０ ０ １］結晶学的平面である。α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の外部表面でα‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶を終端するファセットの配向は、ＥＢＳＤ又は層の断面のＳＥＭ顕微鏡写真によって決定され得る。

本発明によれば、Ｈ_２、ＣＯ_２、ＡｌＣｌ_３、ＨＣｌ、及びＸを含む反応ガス混合から化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された１から４５μｍ、好ましくは２から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３の耐摩耗層を含む１つ又は複数の層を含む、最大で６０μｍの総厚みの被覆で、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材を被覆するステップを含み、Ｘが、Ｈ_２Ｓ、ＳＦ_６及びＳＯ_２、又はこれらの組み合わせからなる群から選択され、反応ガス混合が、Ｎ_２、Ａｒ、ＣＯ、又はこれらの組み合わせの添加を更に任意選択的に含む、本明細で説明され特許請求されている被覆切削工具インサートを製造する方法であって、
α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積プロセスが、少なくとも、
第１の結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための第１の処理条件の下でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第１の厚み部分の堆積を実行するステップと、
前記第１の結晶学的方向に対して実質的に垂直な第２の結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ第２の処理条件の下でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第２の厚み部分の堆積を実行するために堆積条件を変更するステップとを含み、
第２の堆積条件の下での堆積が、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積プロセスを終端させる、方法が更に提供される。第１の結晶学的方向は、＜０ ０ １＞に沿ってもよく、実質的に垂直な方向は、＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿ってもよい。

本発明の一実施形態では、第１の結晶学的方向は、［０ １ ２］に対して垂直な方向に沿ってもよく、実質的に垂直な方向は、＜０ ０ １＞又は＜０ １ ０＞結晶学的方向に沿ってもよい。

本発明の一実施形態では、第１の結晶学的方向は、＜０ １ ０＞に沿ってもよく、実質的に垂直な方向は、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿ってもよい。

本発明の一実施形態では、第１の結晶学的方向は、＜１ １ ０＞に沿ってもよく、実質的に垂直な方向は、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿ってもよい。

本発明の一実施形態では、第１の結晶学的方向は、［１ ０ ４］に対して垂直な方向に沿ってもよく、実質的に垂直な方向は、＜１ １ ０＞又は＜０ １ ０＞結晶学的方向に沿ってもよい。

驚いたことに、本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の全体的な繊維テクスチャは、処理条件が、第１の結晶学的方向に対して実質的に垂直な第２の結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に一般的に役立つ第２の処理条件に変えられたとしても、第１の結晶学的方向、例えば、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための第１の処理条件によって決定されることが発見された。好ましくは、第１の結晶学的方向が＜０ ０ １＞である場合、第２の処理条件は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞ 結晶学的方向に沿って、最も好ましくは＜１ １ ０＞ 結晶学的方向に沿って結晶成長の生成に一般的に役立つ条件である。第２の処理条件は、Ｚｒ酸化物などのテクスチャ改良剤（ｔｅｘｔｕｒｅ ｍｏｄｉｆｙｉｎｇ ａｇｅｎｔ）としてこれ以上金属酸化物がない状態でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積する条件である。

本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第１の厚み部分では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子が実質的に柱状のα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子構造を有し、第１の厚み部分から第２の厚み部分への遷移部分において、粒子境界が、第１の厚み部分内の粒子境界に対して実質的に垂直な方向に方向転換を行う。α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の粒子境界成長の方向転換は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の断面のＳＥＭ顕微鏡写真で観察することができる。本発明によれば、粒子境界の方向転換は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子のうちの２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１個、好ましくは２５個の隣接する粒子の中から少なくとも５個、より好ましくは２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１５個に対してＳＥＭ顕微鏡写真で視認可能である。本発明の意味における「第１の厚み部分内の粒子境界に対して実質的に垂直な方向への方向転換」という表現は、９０±４５度、好ましくは９０±３０度の方向転換を含むことに留意されたい。更に、粒子境界成長方向の方向転換は、第１と第２の厚み部分との間で鋭角を必ず形成しなければならないということはない。当業者には、このような方向転換が第１及び第２の厚み部分から曲線状に起こり得ることは明らかである。

驚いたことに、本発明の堆積方法によって非常に円滑な表面形状が得られることが発見された。好ましい成長及び粒子境界の方向を突然変化させることは、上面が平らな粒子の形成及びα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の表面の円滑化の一因となる。本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の表面は、粗度が減少した比較的大きい平坦な粒子によって占められる。これは、例えば、図１ｂ及び２ｂで見ることができる。

しかしながら、驚いたことに、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の成長が、主に＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って確立されたときに、本発明の非常に円滑な表面が得られることが発見された。実験により、円滑化効果は、（０ ０ １）テクスチャが弱い場合、又は、最初の段階におけるα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の成長が、［０ １ ２］又は［１ ０ ４］又は［０ １ ０］結晶学的平面に対して好ましくは垂直に、すなわち、それぞれ、（０ １ ２）又は（１ ０ ４）又は（０ １ ０）繊維テクスチャを有して起きる場合に更に得られることが示された。

最上層及び後処理がない状態で、約８−１０μｍの厚みを有する先行技術のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、約０．３０から０．３５μｍ又はそれを越える粗度（Ｒａ）を示す。それとは対照的に、本発明に係るα‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、最上層及び後処理がない状態で、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層上で測定された、約０．０５から０．２μｍ、好ましくは約０．０５から０．１５μｍ又はそれ未満の遥かに低い粗度（Ｒａ）を示す。結果的に、本発明によって生成された被覆の粗度（Ｒａ）は、同等の組成物及び同一の厚みを有する、先行技術によって生成された被覆の粗度よりも少なくとも５０−６０％低い。約４から８μｍの厚みを有するより薄いα‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、本発明に従って生成されたとき、約０．０４から約０．１５μｍ、好ましくは約０．０３から約０．１０μｍという更に低い粗度（Ｒａ）値を示す。

本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３の上部に最上層が堆積された場合、最上層の測定された粗度（Ｒａ）が堆積されたままのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層上で直接測定された粗度よりも微妙に高くても、最上層の粗度は更に非常に円滑であり得る。しかしながら、最上層が薄い副層の多重層として堆積された場合、粗度値は、本発明に係る堆積されたままのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層上で直接測定された値とほとんど同じであり得る。

本発明によって得られた被覆の平坦で円滑な表面形状は、被覆の魅力的で技術的に有益な外観の必要条件である。本発明の被覆は、表面粗度が低い、光沢のある、高品質な工具表面を示し、更に光学的効果により、先行技術の被覆よりも摩耗の検出が容易となる。例えば、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、工具に黄金色から黄色をもたらすため、ＴｉＮの薄い最上層で被覆されることがよくある。ファセット粒子（ｆａｃｅｔｅｄ ｇｒａｉｎ）から構成された先行技術のより厚みのあるα‐Ａｌ_２Ｏ_３層が、ＴｉＮの薄い最上層で被覆された場合、ぼんやりとした茶色がかった黄色が得られる。これとは対照的に、本発明に係るα‐Ａｌ_２Ｏ_３被覆が、ＴｉＮの薄い最上層で被覆された場合、光沢のある黄金の黄色が得られる。Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｖ及びＨｆ、又はこれらの組み合わせのうちの１つ又は複数の炭化物、窒化物、窒炭化物、酸炭窒化物（ｏｘｙｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ）、又は炭窒化ホウ素（ｂｏｒｏｎｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ）のような、他の種類の最上層が、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上部に堆積された場合においてもこの効果を得ることができる。本発明は、本発明に係るα‐Ａｌ_２Ｏ_３層上に堆積されているＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、立方晶ＴｉＡｌＮ、立方晶ＴｉＡｌＣＮ、又はこれらの組み合わせの外観及び性能を向上させることが更に発見された。

しかしながら、それよりも重要なことは、本発明の被覆の円滑な表面は、工具の耐摩耗性を改善する。本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、鋼及び鋳鉄の断続切削において特に役に立つ、改善された側面耐摩耗性及び耐チッピング性などの強化された機械的特性を示す。これにより、切削端部の円滑な表面形態により、特に工具が被加工材の中に入る最初の瞬間において端部のチッピングの傾向が減少する。最上層材料として立方晶ＴｉＡｌＮ又は立方晶ＴｉＡｌＣＮを堆積することにより、先行技術に比べて、断続切削操作における工具の性能が著しく向上する。立方晶ＴｉＡｌＮ又は立方晶ＴｉＡｌＣＮの最上被覆の表面仕上がり及び性能は、これらの層を多重層として、そのままで堆積するか、或いは、堆積条件又は振動反応の結果として若しくは堆積又は熱処理の間の自己組織化プロセスに起因して形成された、ＴｉＮなど、若しくはＡｌＮ又はＴｉＡｌＮなどの六方晶相などの他の立方晶材料と共に堆積することによって、更に改善することができる。

本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の円滑な表面構造は、より高いピーニング効果及び均一な品質を有する、ブラスチングなどの後処理を更に可能にする。

定義
下記では、本発明を説明するため、本記述及び特許請求の範囲において使用されている用語が定義される。

本明細書で使用され、蒸着によって生成された薄膜と関連して一般的に使用される「繊維テクスチャ」という用語は、成長した粒子の配向と不規則配向とを区別する。通常、薄膜と被覆においては、３つの種類のテクスチャが区別される：すなわち、粒子が好ましい配向を有しないときの不規則テクスチャと、一組の幾何学的に同等の結晶学的平面［ｈ ｋ ｌ］が基材に対して好ましくは平行に配向されているように見える一方で、この面に対して垂直であり、したがって、好ましくは基材に対して垂直に配向されている繊維軸の周りで粒子が回転自由度を有するように、被覆の中の粒子が配向されている繊維テクスチャと、面内整列が基材に対する粒子の３つの軸すべてを固定する、単結晶基板上のエピタキシャル整列（又は面内テクスチャ）とである。先の特許文献及び本明細書において説明されている被覆は、すべて繊維テクスチャを示し、したがって、「（ｈ ｋ ｌ）テクスチャ」とは、基材表面に対して平行に好ましくは配向された［ｈ ｋ ｌ］面を有する繊維テクスチャを意味することを強調しておく。

「＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿った成長」という表現は、対応する＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的平面が、結晶が成長する基材表面に対して平行に配向されるように、結晶が成長することを意味する。結晶の結晶学的平面は、ミラー・ブラバ指数（Ｍｉｌｌｅｒ−Ｂｒａｖａｉｓ ｉｎｄｉｃｅ）、ｈ、ｋ、ｉ、及びｌによって定義され、指数ｉ［ｉ＝−（ｈ＋ｋ）］を除外した３指数表記で表現される。＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿って「好ましい」成長とは、＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿った成長が、他の結晶学的方向に沿った成長よりも頻繁に生じることを意味する。基材に対して平行な［ｈ ｋ ｌ］面の好ましい配向を有する（ｈ ｋ ｌ）繊維テクスチャに関連した「＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿った成長」という表現は、＜ｈ ｋ ｌ＞方向が［ｈ ｋ ｌ］平面に対して垂直であるときにのみ適切であることに留意しなければならない。このことは、α‐Ａｌ_２Ｏ_３が属する三方晶‐六方晶系に対しては一般的に有効ではないが、＜１ ０ ０＞と［１ ０ ０］、＜１ １ ０＞と［１ １ ０］、及び＜０ ０ １＞と［０ ０ １］のそれぞれの対応ペアの方向及び面に関しては適用される。「＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿った好ましい成長」とは、ＣＶＤ堆積プロセスの間、他の結晶学的方向に沿ってよりも、＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿った成膜速度が高いことの結果であると推測される。

したがって、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子が、「＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい成長」を示す場合、これは、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子が、他の結晶学的平面よりも、基材表面に対して平行な、その［０ ０ １］結晶学的平面でより頻繁に成長することを意味する。

＜ｈ ｋ ｌ＞結晶学的方向に沿った好ましい成長を表現する手段は、それぞれの試料上で測定されたＸＲＤ反射の定義されたセットに基づいて、ハリスの式を用いて計算されたテクスチャ係数ＴＣ（ｈ ｋ ｌ）である。ＸＲＤ反射の強度は、同じ材料（例えば、α‐Ａｌ_２Ｏ_３）であるが、材料の粉末のように不規則配向を有する材料のＸＲＤ反射の強度を示すＪＣＰＤＦカードを用いて標準化される。結晶性材料の層のテクスチャ係数ＴＣ（ｈ ｋ ｌ）＞１は、少なくともテクスチャ係数ＴＣを決定するためにハリスの式で使用されるＸＲＤ反射に比べて、結晶性材料の粒子が、不規則分配よりも頻繁にその［ｈ ｋ ｌ］結晶学的平面が基材表面に対して平行な状態で配向されることを示す。本明細書では、テクスチャ係数ＴＣ（０ ０ １２）は、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿った好ましい結晶成長を示すために使用されている。［０ ０ １］結晶学的平面は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶学系（ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ ｓｙｓｔｅｍ）内の［０ ０ ６］及び［０ ０ １２］結晶学的平面に対して平行である。α‐Ａｌ_２Ｏ_３からの（０ ０ ６）反射が被覆系において層として頻繁に適用されるＴｉＣＮからの反射によって部分的に重複されるため、ＴＣ（０ ０ ６）の代わりにＴＣ（０ ０ １２）が使用される。

本明細書で使用されている「第１の処理条件」という用語は、第１の結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の生成に適切なＣＶＤプロセス条件を意味し、一実施形態では、これは＜０ ０ １＞結晶学的方向である。第１の処理条件は、層堆積の核生成で始まり、堆積されたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の全体的な繊維テクスチャを決定する。本明細書で使用される「第２の処理条件」という用語は、第１の結晶学的方向に対して実質的に垂直な好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の生成に適切なＣＶＤプロセス条件を意味する。＜０ ０ １＞が第１の結晶学的方向である実施形態では、第２の処理条件は、好ましくは、＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の生成に適切である。このことは、これらの「第２の処理条件」が、層堆積の核生成で始まるα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の全体的な堆積に対して適用される場合、「第２の処理条件」が、第１の結晶学的方向に対して実質的に垂直な好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を生成する条件であることを意味する。「第１の処理条件」は全体的な繊維テクスチャを決定するため、「第２の処理条件」は、「第１の処理条件」の後に適用された場合、堆積されたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の全体的な繊維テクスチャを変更しない。すなわち、粒子は、他の結晶学的平面においてよりも頻繁に、その結晶学的平面（例えば、［０ ０ １］）が基材表面に平行する状態で依然として好ましく成長する。しかしながら、「第２の処理条件」の下では、第１の結晶学的方向（例えば、＜０ ０ １＞）に沿った成長率は減少するが、第１の結晶学的方向（例えば、＜０ ０ １＞）に対して実質的に垂直な他の結晶学的方向に沿った成長率は増大することが推測される。理論に縛られることなく、発明者は、「第２の処理条件」の下では、「第１の処理条件」の下で好まれているファセットよりも他のファセット対して、ＣＶＤプロセスによるアルミナの成膜速度は増大すると推測する。

第１の処理条件の下では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子は、その粒子境界が、粒子が堆積されている基材の表面に対して実質的に垂直に成長する状態で、柱状に成長する。これと関連して、「実質的に垂直」」ということは、このように堆積された柱状のα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子は、一般的に基材表面からアルミナ層表面への方向で断面の拡張を経ることを考慮しており、且つそれを含む。この柱状粒子の断面の拡張は、成長が第１の結晶学的方向（＜０ ０ １＞など）に沿って好ましくは生じるが、好ましい成長方向に対して実質的に垂直である既に堆積された粒子の他のファセットへの堆積もある程度恒常的にある（好ましい成長方向における堆積より遅いが）という事実の結果であると推測される。

本発明によれば、第１の処理条件から第２の処理条件への変化の結果、第１の処理条件の下で既に堆積された幾つかのα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の粒子境界は、基材表面に対して「実質的に垂直」から基材表面の法線に対して「実質的に垂直」な方向へと方向転換する。したがって、例えば、ＳＥＭによって観察された断面では、これらの粒子は、実質的に「Ｔ」字形状又はそれと似たような形状を有するように表示され、実際には、第１の厚み部分から第２の厚み部分への粒子境界方向の変化は、通常、きっちり直角ではないことが明らかである。したがって、本発明の意味における「実質的に垂直」という表現は、９０±４５度、好ましくは９０±３０度の方向転換を含む。

成長条件又は粒子境界それぞれの変更の下で粒子の断面が拡張されることにより、且つ隣接するアルミナ粒子間の横方向の空間が限られていることにより、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の一部のみが、この成長形態の変化を経験し、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の表面へと成長するが、幾つかの他の粒子は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の拡張した部分によって過成長し、したがって、これらの過成長した粒子は、外層表面へと成長しないか、又は断面幅において減少することを理解されたい。このことは、例えば、それぞれの層の断面のＳＥＭ顕微鏡写真でよく観察することができる。

第１及び第２の処理条件に対して定義されているように、好ましい結晶成長配向を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の生成に一般的に適切なＣＶＤプロセス条件は、当該技術分野で一般的に知られており、科学及び特許文献（例えば上述の先行技術引用文献を参照）において説明されている。本明細書は、適切な第１及び第２の処理条件の更なる例を提供する。これに関連して、結晶学的方向に沿って又は結晶学的方向に垂直な好ましい結晶成長を生成するためのＣＶＤプロセス条件は、広い範囲内で変動し得ることに留意しなくてはならない。したがって、本発明の範囲及び根底にある問題を解決するための特許請求されている主題の定義は、特定のＣＶＤプロセスパラメータ及び反応ガス組成に限定されてはならない。本発明は、むしろ、本発明の方法によって、改善された表面仕上がり、減少した表面粗度、及び被覆切削工具インサートの改善された機械的特性が達成されたという驚くべき発見に基づいている。本発明の方法では、粒子境界成長における変化を達成するため、本明細書で定義された第１及び第２の処理条件のシーケンスによって、特に処理条件の変更によって、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積する。本発明及びその背後にある概念を知ることにより、当業者であれば、本発明に従って定義されたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層のこのような特定の結晶成長を得るためのＣＶＤプロセス条件のパラメータを容易に見付けるであろう。上述のように、α‐Ａｌ_２Ｏ_３の好ましい成長方向又は繊維テクスチャのそれぞれを生成するための処理条件は、当該技術分野で知られており、文献の中で見付けられる。しかしながら、改善された表面仕上がり、減少した表面粗度、及び改善された機械的特性を得るため、本明細書で定義された第１及び第２の処理条件の特定のシーケンスを適用することは、驚くべきことであり、以前説明されたことはなかった。

発明の実施形態
上述のように、本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、少なくとも第１の厚み部分において、第１の処理条件によって生成された第１の結晶学的方向に沿ったα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の好ましい成長配向を有し、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の全体的な繊維テクスチャは、これらの第１の処理条件によって決定される。したがって、本発明の好ましい実施形態では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の外部表面に延在するα‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶の少なくとも７０％、好ましくは少なくとも８０％、より好ましくは少なくとも９０％は、ＥＢＳＤによって測定された、基材表面の法線に対して０から３０度内、好ましくは０から２０度内、より好ましくは０から１０度内の軸に対して垂直な結晶学的平面によって終端されたファセットを示す。本発明の一実施形態では、第１の結晶学的方向は＜０ ０ １＞であり、前記ファセットは、［０ ０ １］結晶学的平面によって終端される。

本発明の更に別の好ましい実施形態では、堆積されたままでブラスチングがまだされていない状態のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の外部表面は、次の表面粗さ特性、
ｉ）α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が８μｍ以上の厚みを有するとき、０．０５から０．２μｍ、好ましくは０．０５から０．１５μｍの表面粗さＲａ、
ｉｉ）α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が８μｍ未満の厚みを有するとき、０．０３から０．２μｍ、好ましくは０．０３から０．１０μｍの表面粗さＲａ、
を有し、表面粗さは、最上層及び後処理がない状態で、堆積されたままの状態のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層上で測定される。

本発明の一実施形態では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい成長配向を有する。別の実施形態では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層は、［０ １ ２］結晶学的平面に対して垂直な好ましい成長配向を有する。更に別の実施形態では、α‐Ａｌ_４Ｏ_３層は、［１ ０ ４］結晶学的平面に対して垂直な好ましい成長配向を有する。更に別の実施形態では、α‐Ａｌ_０Ｏ_３層は、［０ １ ０］結晶学的平面に対して垂直な好ましい成長配向を有する。

本発明の更に別の好ましい実施形態では、α‐Ａｌ_０Ｏ_３層全体の全体的な繊維テクスチャは、テクスチャ係数ＴＣ（０ ０ １２）＞３によって特徴付けられ、ＴＣ（０ ０ １２）は、
と定義され、
ここで、
（ｈ ｋ ｌ）＝（ｈｋｌ）反射の測定強度、
Ｉ０（ｈ ｋ ｌ）＝ＪＣＰＤＦカード番号４２−１４６８による標準粉末回折データの標準強度、
ｎ＝計算において用いられた反射の数であり、用いられた（ｈｋｌ）反射は、（０ １ ２）、（１ ０ ４）、（１ １ ０）、（１ １ ３）、（１ １ ６）、（３ ０ ０）、及び（０ ０ １２）である。

テクスチャ係数ＴＣを測定する方法は、以下で説明される。

本発明のアルミナ層は被覆全体の最上層であり得るが、少なくとも部分的にα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上に最上部被覆を設けることが好ましい。したがって、本発明の更に別の好ましい実施形態では、被覆は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、好ましくはＣＶＤ又はＰＶＤによって堆積された、０．０５から３μｍの間、好ましくは０．２から２μｍの間、より好ましくは０．５から１．５μｍの間の厚みの最上部被覆を含み、最上部被覆は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＣＮ、ＨｆＮ、ＨｆＣＮ、ＶＣ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＡｌＮ、或いはこれらの組み合わせ又は多重層からなる群から選択された１つ又は複数の層を含む。

α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上の最上部被覆層は、摩耗インジケータ及び／又は他の機能の層として設けられ得る。摩耗検出に関しては、被覆は、好ましくは、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＡｌＮ、又はＣｒＮなどの有色被覆材料、或いは、Ｔｉ、Ａｌ、又はＣｒなどの金属によって終端されるべきである。青、緑、紫、又は金属色などの色も上述の被覆の酸化又は陽極酸化によって生成され得る。酸化又は陽極酸化によって有色被覆を生成する技術は、文献において知られ、説明されている。

本発明は、切削工具インサートの表面領域の部分、好ましくは切削工具インサートのすくい面のみが最外層としてα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を含み、残りの表面領域は最外層として最上被覆で覆われる実施形態を更に含む。α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が最外層となる領域から、ブラスチング又は任意の他の周知の方法によって、堆積された最上被覆を除去することによって、これらの実施形態を生成することができる。この実施形態の利点は、最も外側のα‐Ａｌ_２Ｏ_３表面と最外層との間の接触面が比較的円滑であるため、最外層を除去するために比較的低いブラスチング圧力及び／又は柔らかいブラスチング媒体を使用できることである。典型的に粗いα‐Ａｌ_２Ｏ_３層から最外層を除去するブラスチングは、幾らか問題を有する場合があり、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の谷間においても最外層を除去するために比較的高いブラスチング圧力及び／又は攻撃的なブラスチング媒体を必要とする。したがって、この実施形態の被覆切削工具は、最外層の除去の高度な制御によって生成され得る。

本発明の更に別の好ましい実施形態では、被覆は、基材上に及びα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の下に１つ又は複数の耐火物層を含み、１つ又は複数の耐火物層は、化学蒸着（ＣＶＤ）又は中温化学蒸着（ｍｏｄｅｒａｔｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｕｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）（ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積される、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｖ及びＨｆ、又はこれらの組み合わせからなる群から選択された１つ又は複数の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物、及び炭窒化ホウ素からなる群から選択され、各耐火物層は、０．５から２０μｍ、好ましくは１から１０μｍの厚みを有する。

本発明の更に別の好ましい実施形態では、基材表面の直上にあり、基材表面と接触する第１の耐火物層は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｖ、Ｈｆ、或いはこれらの組み合わせ又は多重層、好ましくはＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＨｆＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、或いはこれらの組み合わせ又は多重層からなる群から選択された１つ又は複数の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物、及び炭窒化ホウ素からなる群から選択される。より好ましくは、基材表面に隣接する第１の耐火物層は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）からなるか、又はＴｉ（Ｃ，Ｎ）を含む。第１の耐火物層は、ＣＶＤ又はＭＴ−ＣＶＤによって堆積され、好ましくは、第１の耐火物層は、０．５から２０μｍ、より好ましくは１から１０μｍの厚みを有する。この種類の第１の耐火物層は、本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の種類と組み合わせたとき、優れた全体的な耐摩耗性をもたらすことが発見された。

特に適切な第１の耐火物層は、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、六方晶ＡｌＮ、立方晶又は六方晶ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＯＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＴｉＡｌＯＣＮ、準安定性又は安定性のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層又はそれらの組み合わせ、好ましくは低圧中温化学蒸着（ｌｏｗ−ｐｒｅｓｓｕｒｅ ｍｏｄｅｒａｔｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｕｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）（ＬＰ−ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積された、Ｘ＞０．７の立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＮ又はＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣｙＮ_ｚなど、単層又は多重層として、Ｔｉ及び／又はＡｌの酸化物、窒化物、炭窒化物、又は酸炭窒化物を含むか、又はそれからなる。立方晶Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＮ又はＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣｙＮ_ｚは、六方晶ＡｌＮ、ＴｉＡｌＮ、又はＴｉＡｌＣＮの層と共に共堆積（ｃｏ−ｄｅｐｏｓｉｔ）され得る。六方晶相の層は、立方晶層に比べて、非常に薄くなければならなく、好ましくは約５０ｎｍ未満、より好ましくは２０ｎｍ未満である。ＬＰ−ＭＴ−ＣＶＤ層は、２から５０ｍｂａｒ、好ましくは１０ｍｂａｒ未満の圧力で、６００−８５０℃、好ましくは６５０−７５０℃の温度で堆積される。

更に、第１の耐火物層が、基材と直接接触する最下層として、ＣＶＤ又はＭＴ−ＣＶＤ又はＬＰ−ＭＴ−ＣＶＤを用いて堆積されたＴｉＮからなり、且つ５μｍ未満、好ましくは０．３から３μｍ、より好ましくは０．５から２μｍの厚みを有する層を含むことが特に好ましい。基材と直接接触するこの種類の最下層を設けることにより、第１の耐火物層の接着性を改善し、したがって、本発明のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の接着性をも改善することが発見された。

本発明の更に別の好ましい実施形態では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の直下にあり、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層と接触する耐火物層は、立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ、立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）、或いは交互する立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ又は立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる多重層構造からなり、１つ又は複数の耐火物層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ及びＨｆ、又はこれらの組み合わせのうちの１つ又は複数の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物、又は炭窒化ホウ素からなる。

本発明の切削工具インサートの基材は、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素からなる。しかしながら、本発明の好ましい実施形態では、基材は、超硬合金、好ましくは４から１２ｗｔ％のＣｏからなる超硬合金、任意選択的に、周期表の族ＩＶｂ、Ｖｂ、及びＶＩｂからの金属の０．３から１０ｗｔ％の立方晶炭化物、窒化物、又は窒炭化物、好ましくは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、又はこれらの組み合わせ、並びに残部ＷＣからなる。上記で定義されたように、鋼の機械加工用途においては、超硬合金基材は、好ましくは立方晶炭化物の７．０から９．０ｗｔ％を含み、鋳鉄の機械加工用途においては、超硬合金基材は、立方晶炭化物の０．３から３．０ｗｔ％を含む。

本発明の別の好ましい実施形態では、基材は、基材表面から、５から３０μｍ、好ましくは１０から２５μｍの厚みを有するバインダー相に富む表面領域を含む超硬合金からなり、バインダー相に富む表面領域は、基材のコア内よりも少なくとも１．５倍高いＣｏ含有量を有し、且つ基材のコア内の立方晶炭化物含有量の０．５倍未満の立方晶炭化物含有量を有する。この実施形態のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みは、好ましくは約４から１２μｍ、最も好ましくは４から８μｍである。

好ましくは、超硬合金本体のバインダー相に富む表面領域は、立方晶炭化物から実質的に自由である。バインダー相に富む表面領域を設けることは、基材の強靭性を向上させ、被覆切削工具の適用範囲を拡大する。バインダー相に富む表面領域を有する基材は、鋼の金属切削操作のための切削工具インサートにおいて特に好まれるが、鋳鉄の金属切削操作のための切削工具インサートは、好ましくはバインダー相に富む表面領域がない状態で製造される。

本発明の方法の一実施形態では、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための第１の処理条件の下でのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積は、１から２０時間、好ましくは２から１２時間、より好ましくは３から７時間の間の期間実行され、＜０ ０ １＞結晶学的方向に対して実質的に垂直に、好ましくは＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ第２の処理条件の下でのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積は、５分から３時間、好ましくは１０分から２時間、より好ましくは１５分から１時間の間の期間実行され得る。

層の厚みに関連して表現すると、第１の処理条件の下でのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積は、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を約２μｍから約４５μｍ、好ましくは約３μｍから約１５μｍ、より好ましくは約５μｍから約１２μｍの厚みに堆積するように好ましくは実行され、且つ第２の処理条件の下でのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積は、第１の処理条件の下で堆積されたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の厚みの約５から３０％の厚みとなるように好ましくは実行される。堆積ステップの被覆のどの厚みが最も優れた結果をもたらすかを決定することは、熟練した職人の権限にある。

第１の結晶学的方向（例えば、＜０ ０ １＞結晶学的方向）に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための第１の処理条件の下でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積することは、第２の処理条件の下でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層が適用されない限り、基材表面に対して比較的大きな角度を有するファセットによって終端されるα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子をもたらし、結果として粗い表面形態となる。

本発明の方法の好ましい実施形態では、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための、ＣＶＤ反応チャンバ内の第１の処理条件は、
１０と１００ｍｂａｒの間、好ましくは３０と８０ｍｂａｒの間の範囲内の圧力、
８００℃と１０５０℃、好ましくは９３０℃と１０３０℃の範囲内の温度、並びに
反応ガス濃度であって、
２％と７．５％の間、好ましくは３％と５％の間のＣＯ_２、
０．５％と５％の間、好ましくは１．５％と４％の間のＨＣＩ、
０．５％と５％の間、好ましくは１．８％と４％の間のＡＩＣＩ_３、及び
０．２％と１．１％の間、好ましくは０．３％と０．６％の間のＸ
の範囲内の反応ガス濃度を含み、且つ
＜０ ０ １＞結晶学的方向に対して実質的に垂直に、好ましくは＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ、ＣＶＤ反応チャンバ内の第２の処理条件は、
１００と３００ｍｂａｒの間、好ましくは１５０と２５０ｍｂａｒの間の範囲内の圧力、
８００℃と１０５０℃、好ましくは９３０℃と１０３０℃の範囲内の温度、
５％を越えるＣＯ_２、並びに
反応ガス濃度であって、
５％と２５％の間、好ましくは５％と１２％の間のＨＣＩ、
０．５％と３％の間、好ましくは１．０％と１．８％の間のＡＩＣＩ_３、及び
０．３５％未満、好ましくは０．２５％未満のＸ
の範囲内の反応ガス濃度を含む。

堆積圧力並びにＣＯ_２、ＡｌＣｌ_３、及びＸの流れの制御に加えて、比較的大量のＨＣＩを添加することによって、第１の厚み部分内の粒子境界に対して実質的に垂直な粒子境界を有する第２の厚み部分内のα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の成長を強化することができる。ＨＣＩは、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿った成長を圧迫することで知られている。この効果を達成するため、添加されたＨＣＩの量は、約５体積％から約２５体積％の間、好ましくは約５体積％から約１２体積％の間であるべきである。この範囲のＨＣｌの流れを用いて、＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３の堆積に役立つ第２の処理条件は、２００ｍｂａｒを越える、好ましくは２５０ｍｂａｒと３００ｍｂａｒの間の圧力で層を堆積することによって、促進されることができ、＜１ １ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３の堆積に役立つ第２の処理条件は、１００と２００ｍｂａｒ、好ましくは１５０と２００ｍｂａｒの間の圧力で達成される。

本発明の方法の更に別の好ましい実施形態では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するためのＣＶＤ反応チャンバ内の第１の処理条件及び／又は第２の処理条件では、成分Ｘは、Ｈ^２ＳとＳＦ_６の組み合わせである。Ｈ^２ＳとＳＦ_６のこの組み合わせは、第２の処理条件の下でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞ 結晶学的方向に沿った結晶成長を生じさせるために特に適切である。この場合、ＳＦ_６の体積割合は、好ましくはＨ^２Ｓの体積量の１５％を越えない。

第１の成長条件の下でα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿った結晶成長を生じさせるため、Ｘは、好ましくはＨ^２Ｓ又はＳＦ_６のいずれか、或いはそれらの組み合わせである。Ｈ^２ＳがＳＦ_６との組み合わせで使用された場合、ＳＦ_６の体積量は、好ましくは、所望の効果をもたらすためにＨ^２Ｓの体積量の約２５から５０％であるべきである。

本発明の方法の更に別の好ましい実施形態では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための、ＣＶＤ反応チャンバ内の第１の処理条件及び／又は第２の処理条件は、Ｎ_２、Ａｒ、ＣＯ、又はこれらの組み合わせの添加を含み、Ｎ_２、Ａｒ、及びＣＯの体積割合の合計は、反応ガス混合内のＨ_２の総体積量の２０％を越えない。Ｎ_２、Ａｒ、及び／又はＣＯを添加することにより、ＣＶＤ反応器全体にわたって、成長率及び被覆の厚み変動を修正することが可能である。当業者の権限内で、こうした反応ガスへの添加を調整し、望ましい成長率のプロファイルを得ることができる。

ａ）先行技術（実施例１）、ｂ）本発明（実施例２）に係る、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の断面のＳＥＭ顕微鏡写真を示す。 ａ）先行技術（実施例１）、ｂ）本発明（実施例２）に係る、図１ａ）及び１ｂ）それぞれのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の表面形態のＳＥＭ顕微鏡写真を示す。 切削工具インサートの超硬合金基材上に堆積された、交互するＴｉＮ及びＴｉＣＮ副層の多重層化された最上層を有する本発明に係る、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の断面ＳＥＭ顕微鏡写真を示し、ａ）は、切削端部の断面であり、ｂ）は、すくい面の断面（実施例３、被覆３．２）である。 切削工具インサートの超硬合金基材上に堆積された、交互するＴｉＮ及びＴｉＣＮ副層の多重層化された最上層（実施例３、被覆３．１）を有する先行技術に係る、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の断面ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。

図１ｂ）、３ａ）、及び３ｂ）では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上部において、本発明による、第１の処理条件から第２の処理条件の下での堆積の実行からの成長モードにおける突然の変化に対応する粒子境界の方向転換が明らかに視認できる。

方法
Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定及びＴＣの決定
Ｘ線回析測定は、Ｃｕ‐Ｋα線を用いてＧＥ Ｓｅｎｓｉｎｇ ａｎｄ Ｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓの回析計ＸＲＤ３００３ＰＴＳで行われた。Ｘ線管は、点に焦点を合わせて、４０ｋＶと４０ｍＡで延伸した。固定寸法の測定口を有するポリキャピラリコリメ―トレンズ（ｐｏｌｙｃａｐｉｌｌａｒｙ ｃｏｌｌｉｍａｔｉｎｇ ｌｅｎｓ）を用いた平行ビーム光学が主要面で使用され、試料の被覆面上のＸ線ビームのスピルオーバーを回避するために試料の照射領域が選択された。２次側面上では、０．４度の発散を有するソーラスリット（Ｓｏｌｌｅｒ ｓｌｉｔ）と０．２５ｍｍの厚みのＮｉ Ｋ_βフィルタが使用された。０．２５度のインクリメントを有する２０度＜２θ＜１００度の角度範囲内で２回の走査が行なわれた。測定は、被覆されたインサートの平坦な面、好ましくは逃げ面（ｆｌａｎｋ ｆａｃｅ）上で行われた。測定は、最外層としてのアルミナ層上で直接行われた。測定対象のアルミナ層の上の被覆内に存在する任意の層は、少しでもある場合、ＸＲＤ測定値結果に実質的に影響を与えない方法、例えば、エッチングによって除去される。テクスチャ係数ＴＣの計算のためには、ピーク高さ強度が用いられた。バックグラウンド除去法及び５つの測定点を有するパラボラ状ピークフィッティング（ｐａｒａｂｏｌｉｃ ｐｅａｋｆｉｔ）がＸＲＤ生データに適用された。Ｋ_α２ストリッピング又は薄膜修正などの更なる修正は行われなかった。

走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）のための試料調製物
インサートは、断面に切断され、ホルダーに据え付けられ、次いで以下のように処理された。
１．水とともにＳｔｒｕｅｒｓ Ｐｉａｎｏ２２０ディスクを用いて６分間すりつぶす
２．９μｍのＭＤ−Ｌａｒｇｏダイヤモンド懸濁液で３分間磨く
３．３μｍのＭＤ−Ｄａｃダイヤモンド懸濁液で３分４０秒磨く
４．１μｍのＭＤ−Ｎａｐダイヤモンド懸濁液で２分間磨く
５．ＯＰ−Ｓコロイドシリカ懸濁液（ＯＰ−Ｓ ｃｏｌｌｏｉｄａｌ ｓｉｌｉｃａ ｓｕｓｐｅｎｓｉｏｎ）で１２分間磨く／エッチングする（コロイドシリカの平均粒子サイズ＝０．０４μｍ）
試料は、ＳＥＭ検査の前に超音波洗浄された。

ＣＶＤ被覆
ＣＶＤ被覆は、１２５０ｍｍの高さ及び３２５ｍｍの外径を有する、Ｂｅｒｎｅｘ ＢＰＸ ３２５Ｓタイプのラジアルフローリアクターで調製された。ＮＨ_３及び金属塩化物をそれぞれ運ぶ各ガス流は、別々にリアクター内に供給され、それにより、混合が反応ゾーンの直前で行われた。充電トレーの上のガス流は、中央ガス管から放射状であった。

粗度の測定
粗度の測定は、ＩＳＯ４２８７、ＤＩＮ４７６８に従って行われた。粗度の測定には、ＣＳＭ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社の白光ＣｏｎＳｃａｎが使用された。

実施例
本明細書の実施例で使用された試験用インサート用の基材は、６．０ｗｔ％のＣｏ及びバインダー相に富む表面領域を有する残部ＷＣからなる超硬合金の切削工具インサートであった。基材のビッカース硬さは、約１６００ＨＶであると測定された。次のインサート形状が使用された：
ＣＮＭＡ１２０４１２（特にＳＥＭ及び粗度測定用）及び
ＷＮＭＧ０８０４１２−ＮＭ４（切削試験用）

予備被覆：
本明細書の実施例に係るα‐Ａｌ_２Ｏ_３被覆の堆積のための基材は、以下の手順によって予め被覆された。

基材に対する被覆の優れた接着性を確実なものとするため、すべての被覆手順において、８５０℃の温度及び１５０ｍｂａｒの圧力で、ＣＶＤによって、０．３μｍの厚みのＴｉｎ層を基材表面上に適用することによってプロセスが開始された。反応ガス組成は、０．８体積％のＴｉＣｌ_４、４４．１体積％のＮ_２、５５．１体積％のＨ_２であった。

ＴｉＮで予め被覆されたインサートは、８５０−８８０℃の温度で、０．７体積％のＣＨ_３ＣＮ、１．９体積％のＴｉＣｌ_４、２０体積％Ｎ_２、及び残部Ｈ_２の反応ガス組成を用いて、ＭＴ−ＣＶＤによって、５μｍの厚みのＴｉ（Ｃ，Ｎ）層で被覆された。

ＭＴ−ＣＶＤプロセスが完了した後、温度が１０００℃まで上昇し、そしてこの温度において、別のＮリッチなＴｉＣＮ層が、４００−５００ｍｂａｒの圧力で、２．５体積％のＴｉＣｌ_４、３．５体積％のＣＨ_４、３０体積％のＮ_２、及び残部Ｈ_２の反応ガス組成を用いて、約０．３μｍの厚みとなるようにＭＴ−ＣＶＤ層へと２０分間ＣＶＤ堆積された。

次いで、約０．５−１μｍの厚みの（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ，Ｏ）接合層が、約１０００℃の温度及び８０ｍｂａｒで、約３０分、３体積％のＴｉＣｌ_４、０．５体積％のＡｌＣｌ_３、４．５体積％ＣＯ、３０体積％のＮ_２、及び残部Ｈ_２の反応ガス組成を用いて、ＭＴ−ＣＶＤのＴｉＣＮ層の上部に堆積された。次のステップを開始する前に、堆積プロセスの後にＨ_２を用いたパージが１０分間続いた。

α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積の前に、１０００から１０２０℃の温度及び約８０から１００ｍｂａｒの圧力で、４体積％のＣＯ_２、９体積％のＣＯ、２５体積％のＮ_２、及び残部Ｈ_２のガス混合で、２から１０分間、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ，Ｏ）接合層を処理することによって、核生成（酸化）ステップが実行された。核生成ステップの後に、Ａｒを用いたパージが１０分間続いた。

実施例１：先行技術に係るアルミナ層（被覆１−比較例）
上述のように、予め被覆された基材上のアルミナ堆積は、１０００℃の温度及び６６ｍｂａｒの圧力で、２．５体積％のＡｌＣｌ_３、４．１体積％ＣＯ_２、及び残部Ｈ_２の反応ガス混合を導入することによって開始された。同時に、反応ガス成分が導入された。２分後、２．５体積％の量のＨＣＩが、リアクターに流入している反応ガス混合に添加された。更に８分後、０．３３体積％の量のＨ_２Ｓが、リアクターに流入している反応ガス混合に添加された。

８μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を得るために、堆積条件が約８時間維持された。目視検査では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層は暗くぼんやりしているように見えた。被覆は、粗度測定、切削試験、ＳＥＭ、及びＸＲＤによって分析された。

実施例２：本発明に係るアルミナ層（被覆２）
予め被覆された基材上へのアルミナ堆積は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積時間が８時間ではなく６．５時間であったということを例外として、上述のように実施例１について実行された。６．５時間の堆積時間の後、プロセスパラメータは、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の＜１ １ ０＞結晶学的方向に沿った好ましい結晶成長を好むことで知られている「第２の処理条件」に変更された。「第２の処理条件」では、反応ガス混合の組成は、１．５体積％のＡｌＣｌ_３、５．７体積％のＣＯ_２、７．５体積％のＨＣｌ、０．０５体積％のＨ_２Ｓ、及び残部Ｈ_２であった。温度は、１０００℃で維持されたが、圧力は１５０ｍｂａｒに変更された。「第２の処理条件」の下での堆積時間は、１．５時間であり、結果として得られたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の総厚みは、実施例１のように８μｍであった。目視検査では、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層は暗かったが、光沢があった。被覆は、粗度測定、切削試験、ＳＥＭ、及びＸＲＤによって分析された。

実施例１及び２からのα‐Ａｌ_２Ｏ_３被覆は、ＳＥＭによって分析された。断面の顕微鏡写真は、図１で示され、表面形態の顕微鏡写真は図２で示されている。図１ａ）及び２ａ）は、実施例１の被覆１（比較例）を示し、図１ｂ）及び２ｂ）は、実施例２の被覆２（本発明）を示している。図１ａ）及び１ｂ）の断面画像、及び図２ａ）及び２ｂ）の表面形態画像を見ると、先行技術に従って調製されたα‐Ａｌ_２Ｏ_３被覆の表面に比べて、本発明に係るα‐Ａｌ_２Ｏ_３被覆の表面は、粒子境界方向の成長における突然の変化により、遥かに円滑であることが明らかである。実施例１の被覆は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の柱状粒子構造を示した。実施例２の被覆は、柱状粒子を有する第１の厚み部分及び第２の厚み部分を示し、第１の厚み部分から第２の厚み部分への遷移において、幾つかの粒子境界が第１の厚み部分内の粒子境界の方向に関連する方向転換を経る。実施例１の被覆（先行技術）では、このような方向転換は見出されていない。

実施例３：最上部被覆１
実施例１及び２のプロセスが繰り返されたが、追加的に、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の最上部に最上部被覆が堆積された。最上部被覆は、ＴｉＣＮによって終端されたＴｉＮとＴｉＣＮとの５つの交互する副層から構成された１．１μｍの厚みの多重層であった。

試料は、被覆３．１（＝先行技術の実施例１と共に最上部被覆）及び被覆３．２（＝本発明の実施例２と共に最上部被覆）として指定される。

α‐Ａｌ_２Ｏ_３被覆３．１及び３．２は、ＳＥＭによって分析された。切削端部とすくい面のそれぞれの上の被覆３．２の断面顕微鏡写真は、図３ａ）及び３ｂ）で示されている。図３ａ）及び３ｂ）の断面画像は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層及び最上部被覆の表面の極度の円滑度を明らかに示している。先行技術に係る被覆３．１の断面顕微鏡写真は、図４で示されている。α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の種々の小面（ｆａｃｅｔｉｎｇ）に起因する著しくより粗い表面が明らかに示されている。

実施例４：最上部被覆２
実施例１及び２のプロセスが繰り返されたが、追加的に、α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の最上部に、実施例３とは異なる最上部被覆が堆積された。最上部被覆は、立方晶ＴｉＡｌＮの１．５μｍの厚みの層であった。ＴｉＡｌＮ層を堆積するための反応ガス混合は、塩化物ラインから０．０３体積％のＴｉＣｌ_４、０．３７体積％のＡｌＣｌ_３、及び５４．４体積％のＨ_２を含み、アンモニアラインから０．２５体積％のＮＨ_３及び４４．９５体積％のＨ_２を含む。堆積は、７００℃の温度及び１０ｍｂａｒの圧力で４０分間実行された。

試料は、被覆４．１（＝先行技術の実施例１＋最上部被覆に係る）及び被覆４．２（＝本発明の実施例２＋最上部被覆に係る）として指定される。

実施例５：本発明に係るアルミナ層（被覆５）
予め被覆された基材上へのアルミナ堆積は、第１の処理条件の下のα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積時間が４時間であり、第２の処理条件の下の堆積時間が１時間であったということを例外として、上述のように実施例２について実行された。このようして得られたα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の総厚みは５μｍであった。

粗度（Ｒａ）測定は、被覆１、２、及び５に対して行われ、各試料上での５回の測定の平均結果は以下の通りである。

実施例６：金属切削試験１
被覆１（先行技術）及び２（発明）が、冷却剤がない状態で、鋳鉄の長手方向回動における接触領域上の端部チッピング（フレーキング）に関して以下の条件で試験された。
被加工材：円形筒棒
材料：ＳＳ０１３０
インサートの種類：ＣＮＭＡ１２０４１２
切削速度：３８０ｍ／分
フィード：０．４ｍｍ／回転
切削深さ：２．０ｍｍ

インサートは、２分及び６分それぞれの切削時間の後に試験され、結果は以下の通りである。

結果では、本発明に係る製品の端部の強靭性が、先行技術の製品に比べて著しく改善されたことが示された。

実施例７：金属切削試験２
実施例３及び４の被覆３．１、３．２、４．１、及び４．２が、冷却剤がない状態で、回動動作における側面耐摩耗性に関して以下の条件で試験された。
被加工材：円形筒棒
材料：５６ＮｉＣｒＭｏＶ７
インサートの種類：ＷＮＭＧ０８０４１２−ＮＭ４
切削速度：１２５ｍ／分
フィード：０．３２ｍｍ／回転
切削深さ：２．５ｍｍ

インサートは、６分間の切削の後、切削端部上の最大の側面耐摩耗性［ＶＢｍａｘ］について試験された。結果は以下の通りである。

実施例８：ＥＢＳＤ分析
被覆２のＥＢＳＤ分析が、約１２ｍｍの加工距離において、研磨された試料表面に対して７０度の電子ビームの入射角で、高電流モードで作動する６０μｍの開孔及び１５ｋＶの加速電圧を用いる電界放出陰極を有するＺｅｉｓｓ ＳＵＰＲＡ４０ＶＰ走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で実行された。ＥＢＳＤシステムは、ＥＤＡＸ（Ｄｉｇｉｖｉｅｗカメラ）であり、ＴＬＳ ＯＩＭデータコレクション６及びＴＳＬ ＯＩＭアナリシス６．２ソフトウェアパッケージがそれぞれデータ収集及び分析のために使用された。

被覆２で被覆されたＷＮＭＧ０８０４０１２−ＮＭ４形状のインサートは、堆積されたままの状態で、すなわち、任意の研磨又はその他の表面調製がない状態で、すくい面の平坦部上においてＥＢＳＤ測定を受けた。カメラの画像に対して４×４ビニング及びバックグラウンド除去が行なわれた。露出時間は、毎秒３０フレームに対応する。マップサイズは、６０×６０μｍであり、０．１５μｍのステップサイズ及び測定点の六角格子が伴った。回析パターンの指数付けは、ハフ変換（Ｈｏｕｇｈ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）によってなされた。このように記録された１８５０３１のデータ点は、０．２７の信頼度指数（ＣＩ）で指標付けされた。ＣＩ＞０．１での点の割合は７６．７％であり、ＣＩ＞０．３の割合は４４．６％であった。ＣＩは、回析パターンの自動指標付けの間、ＴＳＬ ＯＩＭアナリシス６．２ソフトウェアによって計算された。所与の回析パターンについては、画像分析ルーチンによって検出された回析バンドを満足する幾つかの可能な配向が見出され得る。このソフトウェアは、多数決法を用いてこれらの配向（又はソリューション）をランク分けする。信頼度指数は、多数決法に基づいており、ＣＩ＝（Ｖ_１−Ｖ_２）／Ｖ_{ＩＤＥＡＬ}として与えられ、Ｖ_１及びＶ_２は、第１及び第２のソリューションの票の数であり、Ｖ_{ＩＤＥＡＬ}は、検出されたバンドからの票の可能な総数である。信頼度指数の範囲は、０から１である。信頼度指数が０であってもパターンが依然として正確に指標付けられる場合があるが、ＣＩは、表面粗度に大きく依存するパターン品質に対する統計的尺度と見なしてもよい。ＥＢＳＤに対して満足のいくパターン品質及び指標付けを得るため、粗い表面を有する試料は、粗度が非常に低くなるように磨かなければならない。０．３より大きいＣＩ値は、自動化されたパターンの指標付けの９９％の正確さに対応し、ＣＩ＞０．１で指標付けられた一般的なパターンは、正確であるとみなされる。正確な指標付けのためには、すなわち、０．１より大きい平均的なＣＩを有するＥＢＳＤマップを得るためには、典型的に０．０５μｍの粒子サイズの研磨／エッチング剤を用いた長時間の研磨、並びに０．０５μｍを大きく下回るＲａ値が必要である［Ｍ． Ｍ． Ｎｏｗｅｌｌら、Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ Ｔｏｄａｙ ２００５、４４−４８］。

堆積されたままの被覆２で得られた画像及びパターン品質を見ると、大きな割合である表面領域の＞７５％が、試料表面及び更に基材表面に対してほぼ平行する平坦な結晶ファセットを有する粒子から構成されていると結論付けることができる。それとは対照的に、堆積されたままの状態の先行技術の表面被覆１では十分な品質のＥＢＳＤパターンを得ることができなかった。これは、表面形態が、より高い角度で交差するファセットを有する粒子に占められており、それにより、１μｍのオーダーで粒子から粒子への深さを有するプロファイルが生み出されているためであった。被覆１のＥＢＳＤマップは、平均的なＣＩ０．０４のみで指標付けされた。

Claims (16)

1. 化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された１から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３の耐摩耗層を含む１つ又は複数の層からなる、最大で６０μｍの総厚みの被覆が上部に堆積された、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材からなる、被覆切削工具インサートであって、
   前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の断面をＳＥＭ顕微鏡写真で観察したとき、
   前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が、少なくとも２つの部分、第１の厚み部分及び前記第１の厚み部分の直上にある第２の厚み部分を含み、
   前記第１の厚み部分が、実質的に柱状のα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子構造を有し、並びに
   前記第１の厚み部分から前記第２の厚み部分への遷移部分において、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子のうちの２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１個、好ましくは２５個の隣接する粒子の中から少なくとも５個、より好ましくは２５個の隣接する粒子の中から少なくとも１５個の粒子境界が、前記第１の厚み部分内の粒子境界に対して実質的に垂直な方向に方向転換を行い、実質的に垂直とは、９０±４５度、好ましくは９０±３０度の方向転換を含むことを特徴とする、被覆切削工具インサート。
2. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が、少なくとも前記第１の厚み部分において、＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って、或いは、［０ １ ２］又は［１ ０ ４］又は［０ １ ０］結晶学的平面に対して垂直に、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３粒子の好ましい成長配向を有する、請求項１に記載の被覆切削工具インサート。
3. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の外部表面に延在するα‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶の少なくとも７０％、好ましくは少なくとも８０％、より好ましくは少なくとも９０％が、前記基材表面の法線に対して０から３５度内、好ましくは０から２０度内、より好ましくは０から１０度内の軸に対して垂直なファセットによって終端され、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶を終端しているこれらのファセットが、好ましくは［０ ０ １］結晶学的平面である、請求項１又は２に記載の被覆切削工具インサート。
4. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記外部表面が、次の表面粗さ特性、
   ｉ）前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が８μｍ以上の厚みを有するとき、０．０５から０．２μｍ、好ましくは０．０５から０．１５μｍの表面粗さＲａ、
   ｉｉ）前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が８μｍ未満の厚みを有するとき、０．０３から０．２μｍ、好ましくは０．０３から０．１０μｍの表面粗さＲａ、
   を有し、前記表面粗さが、最上層及び任意の後処理がない状態で、堆積されたままの状態の前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層上で測定される、請求項１から３のいずれか一項に記載の被覆切削工具インサート。
5. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層全体の全体的な繊維テクスチャが、テクスチャ係数ＴＣ（０ ０ １２）＞３によって特徴付けられ、前記ＴＣ（０ ０ １２）は、
   と定義され、
   ここで、
   （ｈ ｋ ｌ）＝（ｈｋｌ）反射の測定強度、
   Ｉ_０（ｈ ｋ ｌ）＝ＪＣＰＤＦカード番号４２−１４６８による標準粉末回折データの標準強度、
   ｎ＝計算において用いられた反射の数であり、用いられた前記（ｈｋｌ）反射は、（０ １ ２）、（１ ０ ４）、（１ １ ０）、（１ １ ３）、（１ １ ６）、（３ ０ ０）、及び（０ ０ １２）である、請求項１から４のいずれか一項に記載の被覆切削工具インサート。
6. 前記被覆が、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、好ましくはＣＶＤ又はＰＶＤによって堆積された、０．０５から３μｍの間、好ましくは０．２から２μｍの間、より好ましくは０．５から１．５μｍの間の厚みの最上部被覆を含み、前記最上部被覆が、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＣＮ、ＨｆＮ、ＨｆＣＮ、ＶＣ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ及びＡｌＮ、又はこれらの多重層からなる群から選択された１つ又は複数の層を含み、且つ／又は、
   前記被覆が、前記基材上に及び前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の下に１つ又は複数の耐火物層を含み、前記１つ又は複数の耐火物層が、化学蒸着（ＣＶＤ）又は中温化学蒸着（ＭＴ−ＣＶＤ）によって堆積される、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｖ及びＨｆ、又はこれらの組み合わせからなる群から選択された１つ又は複数の金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物、又は炭窒化ホウ素からなり、各耐火物層が、０．５から２０μｍ、好ましくは１から１０μｍの厚みを有し、且つ／又は
   前記基材表面の直上にあり、前記基材表面と接触する第１の耐火物層が、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＨｆＮ、及びＺｒ（Ｃ，Ｎ）、又はこれらの組み合わせからなる群から選択され、好ましくは、前記基材表面に隣接する前記第１の耐火物層が、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）からなり、且つ／又は、
   前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の直下にあり、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層と接触する前記耐火物層が、立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ、立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）、或いは交互する立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ又は立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる多重層構造からなり、１つ又は複数の耐火物層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ及びＨｆ、又はこれらの組み合わせのうちの１つ又は複数の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸炭窒化物、又は炭窒化ホウ素からなる、請求項１から５のいずれか一項に記載の被覆切削工具インサート。
7. 前記基材が、超硬合金、好ましくは４から１２ｗｔ％のＣｏからなる超硬合金、任意選択的に、周期表の族ＩＶｂ、Ｖｂ、及びＶＩｂからの金属の０．３から１０ｗｔ％の立方晶炭化物、窒化物、又は窒炭化物、好ましくは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、又はこれらの組み合わせ、並びに残部ＷＣからなる、請求項１から６のいずれか一項に記載の被覆切削工具インサート。
8. 前記基材が、前記基材表面から、５から３０μｍ、好ましくは１０から２５μｍの厚みを有するバインダー相に富む表面領域を含む超硬合金からなり、前記バインダー相に富む表面領域が、前記基材のコア内よりも少なくとも１．５倍高いＣｏ含有量を有し、且つ前記基材の前記コア内の立方晶炭化物含有量の０．５倍未満の立方晶炭化物含有量を有する、請求項１から７のいずれか一項に記載の被覆切削工具インサート。
9. 反応ガス混合から化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された１から４５μｍの厚みのα‐Ａｌ_２Ｏ_３の耐摩耗層を含む１つ又は複数の層を含む、最大で６０μｍの総厚みの被覆で、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は立方晶窒化ホウ素を含む基材を被覆するステップを含む、被覆切削工具インサートを製造する方法であって、
   前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積プロセスが、少なくとも、
   第１の結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための第１の処理条件の下で前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第１の厚み部分の堆積を実行するステップと、
   上述の前記第１の結晶学的方向に対して実質的に垂直な第２の結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ第２の処理条件の下で前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第２の厚み部分の堆積を実行するために堆積条件を変更するステップとを含み、前記第２の堆積条件の下での堆積が、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積プロセスを終端させることを特徴とする、方法。
10. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層が、Ｈ_２、ＣＯ_２、ＡｌＣｌ_３、ＨＣｌ、及びＸを含む反応ガス混合から化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積され、Ｘが、Ｈ_２Ｓ、ＳＦ_６及びＳＯ_２、又はこれらの組み合わせからなる群から選択され、前記反応ガス混合が、Ｎ_２、Ａｒ、ＣＯ、又はこれらの組み合わせの添加を更に任意選択的に含み、
    前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積プロセスが、少なくとも、
    ＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための第１の処理条件の下で前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第１の厚み部分の堆積を実行するステップと、
    前記＜０ ０ １＞結晶学的方向に対して実質的に垂直に、好ましくは＜１ １ ０＞又は＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ第２の処理条件の下で前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の第２の厚み部分の堆積を実行するために堆積条件を変更するステップとを含み、前記第２の処理条件の下で前記堆積が、前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積プロセスを終端させることを特徴とする、請求項９に記載の方法。
11. 前記＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための前記第１の処理条件の下での前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積が、１から２０時間、好ましくは２から１２時間、より好ましくは３から７時間の間の期間実行され、
    前記＜０ ０ １＞結晶学的方向に対して実質的に垂直に、好ましくは前記＜１ １ ０＞又は前記＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ前記第２の処理条件の下での前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積が、５分から３時間、好ましくは１０分から２時間、より好ましくは１５分から１時間の間の期間実行され、且つ／又は、
    前記第１の処理条件の下での前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積が、前記＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を約２μｍから約４５μｍ、好ましくは約３μｍから約１５μｍ、より好ましくは約５μｍから約１２μｍの厚みに堆積するように実行され、且つ前記第２の処理条件の下での前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記堆積が、前記第１の処理条件の下で堆積された前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の前記厚みの約５から３０％の厚みとなるように好ましくは実行される、請求項９又は１０に記載の方法。
12. 前記＜０ ０ １＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための、ＣＶＤ反応チャンバ内の前記第１の処理条件が、
    １０と１００ｍｂａｒの間、好ましくは３０と８０ｍｂａｒの間の範囲内の圧力、
    ８００℃から１０５０℃、好ましくは９３０℃から１０３０℃の範囲内の温度、並びに
    反応ガス濃度であって、
    ２％と７．５％の間、好ましくは３％と５％の間のＣＯ_２、
    ０．５％と５％の間、好ましくは１．５％と４％の間のＨＣＩ、
    ０．５％と５％の間、好ましくは１．８％と４％の間のＡＩＣＩ_３、及び
    ０．２％と１．１％の間、好ましくは０．３％と０．６％の間のＸ
    の範囲内の反応ガス濃度を含み、且つ
    前記＜０ ０ １＞結晶学的方向に対して実質的に垂直に、好ましくは前記＜１ １ ０＞又は前記＜１ ０ ０＞結晶学的方向に沿って好ましい結晶成長を有するα‐Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積に役立つ、前記ＣＶＤ反応チャンバ内の前記第２の処理条件が、
    １００と３００ｍｂａｒの間、好ましくは１５０と２５０ｍｂａｒの間の範囲内の圧力、
    ８００℃から１０５０℃、好ましくは９３０℃から１０３０℃の範囲内の温度、並びに
    反応ガス濃度であって、
    ５％を越えるＣＯ_２、
    ５％と２５％の間、好ましくは５％と１２％の間のＨＣＩ、
    ０．５％と３％の間、好ましくは１．０％と１．８％の間のＡＩＣＩ_３、及び
    ０．３５％未満、好ましくは０．２５％未満のＸ
    の範囲内の反応ガス濃度を含む、請求項９から１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための、前記ＣＶＤ反応チャンバ内の前記第１の処理条件及び／又は前記第２の処理条件において、成分Ｘが、Ｈ_２ＳとＳＦ_６の組み合わせであり、ＳＦ_６の体積割合が、Ｈ_２Ｓの体積量の１５％を越えない、請求項９から１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積するための、前記ＣＶＤ反応チャンバ内の前記第１の処理条件及び／又は前記第２の処理条件において、Ｎ_２、Ａｒ、ＣＯ、又はこれらの組み合わせの添加が含まれ、Ｎ_２、Ａｒ、及びＣＯの体積割合の合計が、前記反応ガス混合内のＨ_２の総体積量の２０％を越えない、請求項９から１３のいずれか一項に記載の方法。
15. 前記α‐Ａｌ_２Ｏ_３層の上での最上部被覆の堆積、及び／又は
    前記基材の上と前記α‐Ａｌ２Ｏ３層の下での１つ又は複数の耐火物層の堆積、及び／又は
    前記基材表面の直上にあり、前記基材表面と接触する第１の耐火物層の堆積
    を含み、それぞれの層が、請求項７から１０のいずれか一項で規定されている、請求項９から１４のいずれか一項に記載の方法。
16. 請求項９から１５のいずれか一項に記載の方法によって、得ることが可能な又は得られた被覆切削工具インサート。