JP5176797B2 - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5176797B2 JP5176797B2 JP2008229671A JP2008229671A JP5176797B2 JP 5176797 B2 JP5176797 B2 JP 5176797B2 JP 2008229671 A JP2008229671 A JP 2008229671A JP 2008229671 A JP2008229671 A JP 2008229671A JP 5176797 B2 JP5176797 B2 JP 5176797B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- crystal
- constituent
- lattice
- layer thickness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
この発明は、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の切削加工を、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用する高送り、高切込みの高速重切削条件で行った場合でも、硬質被覆層がチッピングを発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
特許文献１に示すように、従来、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０-１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌおよび酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質α型Ａｌ2Ｏ3層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具（以下、従来被覆工具という）が知られており、この従来被覆工具は、改質α型Ａｌ2Ｏ3層がすぐれた高温強度を有することから、高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮することが知られている。
（ａ）下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０-１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌおよび酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質α型Ａｌ2Ｏ3層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具（以下、従来被覆工具という）が知られており、この従来被覆工具は、改質α型Ａｌ2Ｏ3層がすぐれた高温強度を有することから、高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮することが知られている。
また、特許文献２に示すように、上記従来被覆工具の上部層（ｂ）の代わりに、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、
組成式：（Ａｌ１−ＸＺｒＸ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｘ：０．００３〜０．０５）、を満足すると共に、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０-１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌ−Ｚｒ複合酸化物層（以下、従来ＡｌＺｒＯ層という）、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具も知られており、この被覆工具がやはりすぐれた耐チッピング性を発揮することも知られている。
特開２００６−１９８７３５号公報
特開２００６−２８９５５７号公報
組成式：（Ａｌ１−ＸＺｒＸ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、Ｘ：０．００３〜０．０５）、を満足すると共に、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０-１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示すＡｌ−Ｚｒ複合酸化物層（以下、従来ＡｌＺｒＯ層という）、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具も知られており、この被覆工具がやはりすぐれた耐チッピング性を発揮することも知られている。
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高能率化する傾向にあるが、上記従来の被覆工具においては、これを低合金鋼や炭素鋼などの一般鋼、さらにねずみ鋳鉄などの普通鋳鉄の高速切削加工、高速断続切削加工に用いた場合には特に問題はないが、特にこれを高熱発生を伴うとともに切刃に対して高負荷が作用する高送り、高切込みの高速重切削加工に用いた場合には、硬質被覆層の高温強度および表面性状が充分でないため、切刃部にチッピング（微少欠け）を発生しやすくなり、また、熱塑性変形、偏摩耗の発生により耐摩耗性も低下し、これらが原因となり、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、耐チッピング性の向上を図るとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層について研究を行った結果、以下の知見を得た。
（ａ） 上記の従来被覆工具における改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ3：６〜１０％、ＣＯ2：１０〜１５％、ＨＣｌ：３〜５％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：１０２０〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：３〜５ｋＰａ、
の条件で蒸着形成することができる。
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ3：６〜１０％、ＣＯ2：１０〜１５％、ＨＣｌ：３〜５％、Ｈ2Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：１０２０〜１０５０℃、
反応雰囲気圧力：３〜５ｋＰａ、
の条件で蒸着形成することができる。
（ｂ） そして、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０-１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＡｌおよび酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合、前記改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、図４に例示される通り、Σ３の分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す。
そして、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を具備するとともに、Σ３の分布割合が高い構成原子共有格子点形態を有することによって、従来のα型Ａｌ2Ｏ3層自体が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を具備する。
しかし、硬質被覆層として、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層を備えた被覆工具を、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して高送り、高切込みによる高負荷が作用するような高速重切削加工に用いた場合には、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、その高温強度が不足するため、チッピングの発生を十分満足できる程度に防止することはできなかった。
そして、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、すぐれた高温硬さおよび耐熱性を具備するとともに、Σ３の分布割合が高い構成原子共有格子点形態を有することによって、従来のα型Ａｌ2Ｏ3層自体が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を具備する。
しかし、硬質被覆層として、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層を備えた被覆工具を、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して高送り、高切込みによる高負荷が作用するような高速重切削加工に用いた場合には、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、その高温強度が不足するため、チッピングの発生を十分満足できる程度に防止することはできなかった。
（ｃ）そこで、この発明では、上記（ａ）のような条件で蒸着形成した改質α型Ａｌ2Ｏ3層を中間層として、その上に、上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層を更に蒸着形成することにより硬質被覆層を構成したところ、工具基体表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層、改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層およびＺｒ含有酸化アルミニウム層からなる上部層を硬質被覆層として蒸着形成した被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して高負荷が作用する高速重切削条件下においても、一段とすぐれた高温強度と表面性状を有することにより、すぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を発揮することを見出した。
（ｄ） 上記Ｚｒ含有酸化アルミニウム層は、中間層である上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層の上に、例えば、
まず、第1段階として、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．１〜０．３ ％、
ＣＯ2： １０〜１５ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．０５〜０．２ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； １０２０〜１０５０ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ３〜５ ｋＰａ、
の条件で第1段階の蒸着を行った後、
次に、第2段階として、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．６〜１．２ ％、
ＣＯ2： ４〜８ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．２５〜０．６ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； ９２０〜１０００ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ６〜１０ ｋＰａ、
の条件で蒸着を行うことにより、１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合が０．００２〜０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有しＺｒ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＺｒＯ層という）を形成することができる。
まず、第1段階として、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．１〜０．３ ％、
ＣＯ2： １０〜１５ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．０５〜０．２ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； １０２０〜１０５０ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ３〜５ ｋＰａ、
の条件で第1段階の蒸着を行った後、
次に、第2段階として、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．６〜１．２ ％、
ＣＯ2： ４〜８ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．２５〜０．６ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； ９２０〜１０００ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ６〜１０ ｋＰａ、
の条件で蒸着を行うことにより、１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合が０．００２〜０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有しＺｒ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＺｒＯ層という）を形成することができる。
（ｅ）そして、上記改質ＡｌＺｒＯ層を、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図１（ａ）に示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平板多角形状であり、また、図１（ｂ）に示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状（以下、「平板多角形たて長形状」という）を有する結晶粒からなる組織構造を有する。
なお、前記改質ＡｌＺｒＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第1段階における反応ガス中のＨ２Ｓを０．１５〜０．２容量％、反応雰囲気温度を１０２０〜１０３０℃とし、さらに、第2段階における反応ガス中のＺｒＣｌ４を０．６〜０．９容量％、Ｈ２Ｓを０．２５〜０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０〜９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図１（ｃ）に示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図１（ｂ）に示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。
なお、前記改質ＡｌＺｒＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第1段階における反応ガス中のＨ２Ｓを０．１５〜０．２容量％、反応雰囲気温度を１０２０〜１０３０℃とし、さらに、第2段階における反応ガス中のＺｒＣｌ４を０．６〜０．９容量％、Ｈ２Ｓを０．２５〜０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０〜９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図１（ｃ）に示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図１（ｂ）に示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。
（ｆ）さらに、上記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、
この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、
図２に示されるように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の上記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示すようになる。
この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、
図２に示されるように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の上記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示すようになる。
（ｇ）また、上記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて解析し構成原子共有格子点形態を求めた場合、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面が、全結晶格子界面の構成原子共有格子点分布グラフにおいて７５％以上の分布割合を占めていることがわかる。
（ｈ）上記（ｄ）の第１段階および第２段階の化学蒸着条件（以下、本発明条件という）で蒸着形成された改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層は、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と同配向を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、その表面性状の故にすぐれた耐チッピング性を示し、さらに、平板多角形たて長形状の結晶粒内部のΣ３対応界面の存在によって結晶粒内強度が高められるため、あるいは、さらに、上部層の各結晶粒が相互に接する結晶格子界面の多くが、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（Σ３対応界面）として形成され、結晶粒界面強度が高められているために、従来のＺｒ含有酸化アルミニウム層（例えば、前記特許文献２に開示されたもの）に比して、一段とすぐれた高温硬さ、高温強度を備え、すぐれた耐チッピング性を示す。
（ｉ）したがって、硬質被覆層として、すぐれた結晶粒界面強度を有する改質α型Ａｌ2Ｏ3層を中間層として備え、更に、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を有する改質ＡｌＺｒＯ層を上部層として備えるこの発明の被覆工具は、従来被覆工具に比して、一段とすぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を具備し、その結果として、高熱発生を伴い、かつ、高送り、高切込みによる高負荷が切刃に作用する高速重切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を生じることはなく、さらに、熱塑性変形、偏摩耗等を発生することもなく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮する。
以上（ａ）〜（ｉ）の研究結果を得たのである。
以上（ａ）〜（ｉ）の研究結果を得たのである。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）中間層が、１〜５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層、
（ｃ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層、
上記（ａ）〜（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
上記（ｂ）の中間層は、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す酸化アルミニウム層であり、
また、上記（ｃ）の上部層は、
電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、また、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層であり、
さらに、上記（ｃ）の上部層について、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、
上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（Σ３対応界面）により分断されているＺｒ含有酸化アルミニウム層である、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、また、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて解析し構成原子共有格子点形態を求めた場合、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面が、全結晶格子界面の構成原子共有格子点分布グラフにおいて７５％以上の分布割合を占める前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
「（１） 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）中間層が、１〜５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層、
（ｃ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層、
上記（ａ）〜（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
上記（ｂ）の中間層は、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す酸化アルミニウム層であり、
また、上記（ｃ）の上部層は、
電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、また、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層であり、
さらに、上記（ｃ）の上部層について、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、
上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（Σ３対応界面）により分断されているＺｒ含有酸化アルミニウム層である、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、また、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて解析し構成原子共有格子点形態を求めた場合、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面が、全結晶格子界面の構成原子共有格子点分布グラフにおいて７５％以上の分布割合を占める前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、より詳細に説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層）
Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、基本的には中間層である改質α型Ａｌ2Ｏ3層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質α型Ａｌ2Ｏ3層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有するが、その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に断続的・衝撃的な高負荷が繰り返し作用する断続重切削条件では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３〜２０μｍと定めた。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層）
Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、基本的には中間層である改質α型Ａｌ2Ｏ3層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質α型Ａｌ2Ｏ3層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有するが、その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に断続的・衝撃的な高負荷が繰り返し作用する断続重切削条件では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３〜２０μｍと定めた。
（ｂ）改質α型Ａｌ2Ｏ3層（中間層）
下部層の上に化学蒸着された改質α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合は、反応ガスを構成するＡｌＣｌ３、ＣＯ２、およびＨＣｌの含有割合、さらに雰囲気反応圧力を調整することによって６０％以上とすることができる。この場合Σ３の分布割合が６０％未満では、高速重切削加工で、硬質被覆層にチッピングが発生しない、すぐれた高温強度向上効果を確保することができず、したがってΣ３の分布割合は高ければ高いほど望ましいが、Σ３の分布割合を８０％を越えて高くすることは層形成上困難であることから、Σ３の分布割合は６０％以上、実際上は６０〜８０％、と定めた。
改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、従来のα型Ａｌ2Ｏ3層自体のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになるが、その平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ2Ｏ3層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と高送り、高切込みによる高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を１〜５μｍと定めた。
下部層の上に化学蒸着された改質α型Ａｌ2Ｏ3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ３の分布割合は、反応ガスを構成するＡｌＣｌ３、ＣＯ２、およびＨＣｌの含有割合、さらに雰囲気反応圧力を調整することによって６０％以上とすることができる。この場合Σ３の分布割合が６０％未満では、高速重切削加工で、硬質被覆層にチッピングが発生しない、すぐれた高温強度向上効果を確保することができず、したがってΣ３の分布割合は高ければ高いほど望ましいが、Σ３の分布割合を８０％を越えて高くすることは層形成上困難であることから、Σ３の分布割合は６０％以上、実際上は６０〜８０％、と定めた。
改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、従来のα型Ａｌ2Ｏ3層自体のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになるが、その平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ2Ｏ3層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と高送り、高切込みによる高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を１〜５μｍと定めた。
（ｃ）改質ＡｌＺｒＯ層（上部層）
中間層の上に化学蒸着された改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層は、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、また、層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）が０．００２〜０．０１（但し、原子比））含有されたＺｒ成分が、改質ＡｌＺｒＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与するが、Ｚｒ成分の含有割合が０．００２未満では、上記作用を期待することはできず、一方、Ｚｒ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＺｒＯ２粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合（Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値）は０．００２〜０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。
中間層の上に化学蒸着された改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層は、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、また、層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）が０．００２〜０．０１（但し、原子比））含有されたＺｒ成分が、改質ＡｌＺｒＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与するが、Ｚｒ成分の含有割合が０．００２未満では、上記作用を期待することはできず、一方、Ｚｒ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＺｒＯ２粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合（Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値）は０．００２〜０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。
上記改質ＡｌＺｒＯ層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成することができる。
即ち、まず、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．１〜０．３ ％、
ＣＯ2： １０〜１５ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．０５〜０．２ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； １０２０〜１０５０ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ３〜５ ｋＰａ、
の条件で第1段階の蒸着を約１時間行った後、
次に、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．６〜１．２ ％、
ＣＯ2： ４〜８ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．２５〜０．６ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； ９２０〜１０００ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ６〜１０ ｋＰａ、
の条件で第2段階の蒸着を行うことによって、１〜１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値が原子比で０．００２〜０．０１である改質ＡｌＺｒＯ層を形成することができる。
即ち、まず、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．１〜０．３ ％、
ＣＯ2： １０〜１５ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．０５〜０．２ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； １０２０〜１０５０ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ３〜５ ｋＰａ、
の条件で第1段階の蒸着を約１時間行った後、
次に、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： ６〜１０ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．６〜１．２ ％、
ＣＯ2： ４〜８ ％、
ＨＣｌ： ３〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．２５〜０．６ ％、
Ｈ2：残り、
（ロ）反応雰囲気温度； ９２０〜１０００ ℃、
（ハ）反応雰囲気圧力； ６〜１０ ｋＰａ、
の条件で第2段階の蒸着を行うことによって、１〜１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値が原子比で０．００２〜０．０１である改質ＡｌＺｒＯ層を形成することができる。
そして、上記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図１（ａ）に示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、また、図１（ｂ）に示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成され、改質ＡｌＺｒＯ層のこの層表面の平坦性により、表面に凹凸が存在する従来ＡｌＺｒＯ層（例えば、前記特許文献２に記載のもの）に比して、耐チッピング性が一段と向上する。
また、前記改質ＡｌＺｒＯ層の蒸着において、より限定した条件（例えば、第1段階における反応ガス中のＨ２Ｓを０．１５〜０．２容量％、反応雰囲気温度を１０２０〜１０３０℃とし、さらに、第2段階における反応ガス中のＺｒＣｌ４を０．６〜０．９容量％、Ｈ２Ｓを０．２５〜０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０〜９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図１（ｃ）に示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図１（ｂ）に示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。
なお、従来ＡｌＺｒＯ層では、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と異なった配向（例えば、（１−１０２）を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）図３（ｂ）に示されるように、層表面に角錐状の凹凸が存在し、これが故に、耐チッピング性の劣るものとなっている。
なお、従来ＡｌＺｒＯ層では、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と異なった配向（例えば、（１−１０２）を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）図３（ｂ）に示されるように、層表面に角錐状の凹凸が存在し、これが故に、耐チッピング性の劣るものとなっている。
さらに、改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定し、
この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、
図２に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、上記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。
そして、改質ＡｌＺｒＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、上記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高速重切削加工時に改質ＡｌＺｒＯ層中にクラックが発生することが抑えられ、また、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。
この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、
図２に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、上記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。
そして、改質ＡｌＺｒＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、上記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高速重切削加工時に改質ＡｌＺｒＯ層中にクラックが発生することが抑えられ、また、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。
さらに、前記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて解析し構成原子共有格子点形態を求めた場合、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面が、全結晶格子界面の構成原子共有格子点分布グラフにおいて７５％以上の分布割合を占めており、その結果、上部層は、結晶粒内強度ばかりでなく、結晶粒が相互に接する結晶格子界面もΣ３対応界面となっていることが観察され、結晶粒界面強度も高められ、より一段とすぐれた高温強度を備えたものとなる。
したがって、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在し、また、結晶粒が相互に接する結晶格子界面の多くがΣ３対応界面であり、さらに、表面平坦な表面性状を備えた改質ＡｌＺｒＯ層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、高送り、高切込みによる高負荷が切刃に対して作用する各種鋼や鋳鉄等の高速重切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、また、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮する。
ただ、改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層の層厚が１μｍ未満では、上記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、また、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を１〜１５μｍと定めた。
ただ、改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層の層厚が１μｍ未満では、上記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、また、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を１〜１５μｍと定めた。
参考のため、従来ＡｌＺｒＯ層（前記特許文献２に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、図３（ａ）、（ｂ）に示されるような角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質ＡｌＺｒＯ層に比して、耐摩耗性は不十分であった。
また、結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＺｒＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、また、結晶粒界面についても、Σ３対応結晶粒界面は６０〜８０％の間で形成されているが、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。
したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＺｒＯ層で構成された被覆工具（前記特許文献２に開示された被覆工具）は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用する高速重切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、また、熱塑性変形、偏摩耗等も発生し、工具性能は劣るものであった。
また、結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＺｒＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、また、結晶粒界面についても、Σ３対応結晶粒界面は６０〜８０％の間で形成されているが、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。
したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＺｒＯ層で構成された被覆工具（前記特許文献２に開示された被覆工具）は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用する高速重切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、また、熱塑性変形、偏摩耗等も発生し、工具性能は劣るものであった。
上記のとおり、この発明の被覆工具は、すぐれた高温硬さ、耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有する改質α型Ａｌ2Ｏ3層を中間層とするとともに、上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層を、表面平坦性を備えた平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒からなる組織構造とし、さらに、上記結晶粒の内部にΣ３対応界面を形成し、結晶粒内強度を強化し、加えて、結晶粒が相互に接する結晶格子界面の多くがΣ３対応界面を形成し、結晶粒界面強度も強化したことにより、凹凸多角形たて長形状の結晶粒からなり、結晶粒内および結晶粒界面に、Σ３対応界面、Σ３対応結晶粒界面の少ない従来ＡｌＺｒＯ層に比して、一段とすぐれた高温強度と一段とすぐれた耐摩耗性を兼備し、その結果、高熱発生を伴うとともに、高送り、高切込みによる高負荷が切刃に対して作用する各種鋼や鋳鉄等の高速重切削加工においても、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性とすぐれた耐摩耗性を発揮し、使用寿命の一層の延命化が可能となる。
つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも２〜４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡに規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡのチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｅを形成した。
ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｅおよび工具基体ａ〜ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、
（ａ）まず、表３（表３中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｂ）ついで、表４に示される条件にて、表７に示される目標層厚の改質α型Ａｌ2Ｏ3層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成し、
（ｃ）次に、表５に示される蒸着条件により、同じく表７に示される目標層厚の改質ＡｌＺｒＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具１〜１５をそれぞれ製造した。
（ａ）まず、表３（表３中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｂ）ついで、表４に示される条件にて、表７に示される目標層厚の改質α型Ａｌ2Ｏ3層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成し、
（ｃ）次に、表５に示される蒸着条件により、同じく表７に示される目標層厚の改質ＡｌＺｒＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具１〜１５をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、上記本発明被覆工具１〜１０において、上部層としての改質ＡｌＺｒＯ層を蒸着形成せず、硬質被覆層が下部層（表３）と中間層（表４）のみからなる比較被覆工具１〜１０をそれぞれ製造した。
さらに、参考のために、上記本発明被覆工具１１〜１５において、硬質被覆層の上部層として、改質ＡｌＺｒＯ層に代えて、表６に示される条件で、前記特許文献２に開示された従来ＡｌＺｒＯ層を蒸着形成した参考被覆工具１１〜１５をそれぞれ製造した。
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１０および参考被覆工具１１〜１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて、構成原子共有格子点形態を求めた。
すなわち、改質α型Ａｌ2Ｏ3層について、まず、それぞれの表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記表面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、構成原子共有格子点分布グラフを作成し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を求め、Σ３の値（分布割合）を表７、表８に示した。
なお、この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。
表７、表８から分かるように、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１０および参考被覆工具１１〜１５のいずれについても、改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、ΣＮ＋１全体（上記の結果からΣ３、Σ７、Σ１１、Σ１３、Σ１７、Σ１９、Σ２１、Σ２３、およびΣ２９のそれぞれの分布割合の合計）に占めるΣ３の分布割合は６０％以上（６０〜８０％）である。
すなわち、改質α型Ａｌ2Ｏ3層について、まず、それぞれの表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記表面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、構成原子共有格子点分布グラフを作成し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を求め、Σ３の値（分布割合）を表７、表８に示した。
なお、この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。
表７、表８から分かるように、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１０および参考被覆工具１１〜１５のいずれについても、改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、ΣＮ＋１全体（上記の結果からΣ３、Σ７、Σ１１、Σ１３、Σ１７、Σ１９、Σ２１、Σ２３、およびΣ２９のそれぞれの分布割合の合計）に占めるΣ３の分布割合は６０％以上（６０〜８０％）である。
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５および参考被覆工具１１〜１５の硬質被覆層の上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層および従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。
すなわち、まず、上記の本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層および参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具１〜１５では、図１（ａ）、（ｂ）で代表的に示される平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された（なお、図１（ａ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１の組織構造模式図、また、図１（ｃ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１１の、平坦六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図）。
一方、参考被覆工具１１〜１５では、図３（ａ）、（ｂ）で代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図３（ｂ）からも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた（なお、図３（ａ）、（ｂ）は、参考被覆工具１１の組織構造模式図）。
すなわち、まず、上記の本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層および参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具１〜１５では、図１（ａ）、（ｂ）で代表的に示される平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された（なお、図１（ａ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１の組織構造模式図、また、図１（ｃ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１１の、平坦六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図）。
一方、参考被覆工具１１〜１５では、図３（ａ）、（ｂ）で代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図３（ｂ）からも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた（なお、図３（ａ）、（ｂ）は、参考被覆工具１１の組織構造模式図）。
つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層、参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。
まず、上記の本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層について、その表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記表面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表７に示した。
次に、参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表８に示した。
まず、上記の本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層について、その表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記表面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表７に示した。
次に、参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表８に示した。
表７、８に示される通り、本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層において、Σ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は、６０％以上であるのに対して、参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層において、Σ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は、４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。
さらに、上記の本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層および参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層のそれぞれの層の結晶粒界面についても、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて、構成原子共有格子点形態を求めた。
すなわち、改質ＡｌＺｒＯ層、従来ＡｌＺｒＯ層について、まず、それぞれの表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記表面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶粒相互の結晶方位関係を算出し、結晶粒界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶粒界面相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、構成原子共有格子点分布グラフを作成し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を求め、結晶格子界面のΣ３の分布割合を、Σ３対応界面割合（％）として表７、表８に示した。
表７、表８から分かるように、本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層においては、Σ３対応界面割合は７５％以上であるのに対して、参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層では、いくつか、Σ３対応界面割合は７５％以下となっており、結晶粒相互の界面にΣ３対応界面が存在する率の下限値が小さいことがわかる。
すなわち、改質ＡｌＺｒＯ層、従来ＡｌＺｒＯ層について、まず、それぞれの表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記表面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶粒相互の結晶方位関係を算出し、結晶粒界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶粒界面相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、構成原子共有格子点分布グラフを作成し、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を求め、結晶格子界面のΣ３の分布割合を、Σ３対応界面割合（％）として表７、表８に示した。
表７、表８から分かるように、本発明被覆工具１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層においては、Σ３対応界面割合は７５％以上であるのに対して、参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層では、いくつか、Σ３対応界面割合は７５％以下となっており、結晶粒相互の界面にΣ３対応界面が存在する率の下限値が小さいことがわかる。
また、本発明被覆工具１１〜１５の改質ＡｌＺｒＯ層および参考被覆工具１１〜１５の従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表７、表８に示す。
なお、ここで言う「大粒径の平坦六角形状」の結晶粒とは、
「電界放出型走査電子顕微鏡により観察される層厚方向に垂直な面内に存在する粒子の直径を計測し、１０粒子の平均値が３〜８μｍであり、頂点の角度が１００〜１４０°である頂角を６個有する多角形状である。」
と定義する。
なお、ここで言う「大粒径の平坦六角形状」の結晶粒とは、
「電界放出型走査電子顕微鏡により観察される層厚方向に垂直な面内に存在する粒子の直径を計測し、１０粒子の平均値が３〜８μｍであり、頂点の角度が１００〜１４０°である頂角を６個有する多角形状である。」
と定義する。
ついで、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１０および参考被覆工具１１〜１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１０および参考被覆工具１１〜１５について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３０Ｃの丸棒、
切削速度： ４５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ８ 分、
の条件（切削条件Ａという）での炭素鋼の乾式高速連続重切削試験（通常の切削速度、送り量および切込み量は、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ．，０．２ｍｍ／ｒｅｖ．，１．５ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの丸棒、
切削速度： ４３０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ５ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｂという）でのクロム鋼（熱処理あり）の乾式高速連続重切削試験（通常の切削速度、送り量および切込み量は、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ．，０．２ｍｍ／ｒｅｖ．，１．５ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の丸棒、
切削速度： ５５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ６．０ ｍｍ、
送り： ０．４５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の湿式高速連続重切削試験（通常の切削速度、送り量および切込み量は、それぞれ、４００ｍ／ｍｉｎ．，０．３ｍｍ／ｒｅｖ．，２．５ｍｍ）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表９に示した。
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３０Ｃの丸棒、
切削速度： ４５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ８ 分、
の条件（切削条件Ａという）での炭素鋼の乾式高速連続重切削試験（通常の切削速度、送り量および切込み量は、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ．，０．２ｍｍ／ｒｅｖ．，１．５ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの丸棒、
切削速度： ４３０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ５ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｂという）でのクロム鋼（熱処理あり）の乾式高速連続重切削試験（通常の切削速度、送り量および切込み量は、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ．，０．２ｍｍ／ｒｅｖ．，１．５ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の丸棒、
切削速度： ５５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ６．０ ｍｍ、
送り： ０．４５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の湿式高速連続重切削試験（通常の切削速度、送り量および切込み量は、それぞれ、４００ｍ／ｍｉｎ．，０．３ｍｍ／ｒｅｖ．，２．５ｍｍ）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表９に示した。
表７〜９に示される結果から、本発明被覆工具１〜１５は、硬質被覆層の中間層である改質α型Ａｌ2Ｏ3層のΣ３分布割合が６０％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、また、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率６０％以上と高く、さらに、結晶粒が相互に接する結晶格子界面の多くがΣ３対応界面であることによって、一段とすぐれた表面平坦性と一段とすぐれた高温強度を兼備し、あるいは、更に、改質ＡｌＺｒＯ層がよりすぐれた結晶粒界面強度を有し、その結果、高熱発生を伴うとともに高送り、高切込みにより切刃に対して高負荷が作用する高速重切削条件で各種の鋼、鋳鉄などの切削加工を行った場合でも、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮し、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。
これに対して、硬質被覆層の上部層として改質ＡｌＺｒＯ層が形成されていない比較被覆工具１〜１０および硬質被覆層の上部層として従来ＡｌＺｒＯ層が形成された参考被覆工具１１〜１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
これに対して、硬質被覆層の上部層として改質ＡｌＺｒＯ層が形成されていない比較被覆工具１〜１０および硬質被覆層の上部層として従来ＡｌＺｒＯ層が形成された参考被覆工具１１〜１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常条件の切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴うとともに切刃に対して高負荷が作用する高速重切削加工でも、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (3)
- 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）中間層が、１〜５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層、
（ｃ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層、
上記（ａ）〜（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
上記（ｂ）の中間層は、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０％以上である構成原子共有格子点分布グラフを示す酸化アルミニウム層であり、
また、上記（ｃ）の上部層は、
電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、また、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層であり、
さらに、上記（ｃ）の上部層について、
電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、
上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＺｒ含有酸化アルミニウム層である、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、また、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める請求項１に記載の表面被覆切削工具。
- 前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて解析し構成原子共有格子点形態を求めた場合、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面が、全結晶格子界面の構成原子共有格子点分布グラフにおいて７５％以上の分布割合を占める請求項１または請求項２に記載の表面被覆切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008229671A JP5176797B2 (ja) | 2008-09-08 | 2008-09-08 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008229671A JP5176797B2 (ja) | 2008-09-08 | 2008-09-08 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010064149A JP2010064149A (ja) | 2010-03-25 |
| JP5176797B2 true JP5176797B2 (ja) | 2013-04-03 |
Family
ID=42190190
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008229671A Active JP5176797B2 (ja) | 2008-09-08 | 2008-09-08 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5176797B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6535922B2 (ja) * | 2015-11-25 | 2019-07-03 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆切削工具の製造方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4019243B2 (ja) * | 2000-09-21 | 2007-12-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 切粉に対する表面潤滑性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4281262B2 (ja) * | 2001-06-11 | 2009-06-17 | 三菱マテリアル株式会社 | 粘性が高く、かつ切粉が切刃表面に溶着し易い難削材の高速切削加工で切粉に対してすぐれた表面潤滑性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
| JP4530141B2 (ja) * | 2004-02-12 | 2010-08-25 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP4518260B2 (ja) * | 2005-01-21 | 2010-08-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP4645983B2 (ja) * | 2005-04-12 | 2011-03-09 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP4853120B2 (ja) * | 2006-06-12 | 2012-01-11 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
| JP4822120B2 (ja) * | 2006-07-21 | 2011-11-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が高速重切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
-
2008
- 2008-09-08 JP JP2008229671A patent/JP5176797B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010064149A (ja) | 2010-03-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5187570B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4518260B2 (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP4645983B2 (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| WO2010106811A1 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP4822120B2 (ja) | 硬質被覆層が高速重切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5187571B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5861982B2 (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削ですぐれた耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4474643B2 (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP5739086B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5286930B2 (ja) | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP2008178943A (ja) | 硬質被覆層が断続高送り切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5440269B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐剥離性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5454924B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4811787B2 (ja) | 硬質被覆層の改質κ型酸化アルミニウム層が優れた粒界面強度を有する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP5176797B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5176798B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5440268B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5370919B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5424097B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4822119B2 (ja) | 硬質被覆層が高速重切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5309697B2 (ja) | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5594574B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐剥離性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP5067963B2 (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP2006218546A (ja) | 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP5440267B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110330 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20121211 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20121213 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121224 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5176797 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |