JP5309697B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5309697B2 JP5309697B2 JP2008141801A JP2008141801A JP5309697B2 JP 5309697 B2 JP5309697 B2 JP 5309697B2 JP 2008141801 A JP2008141801 A JP 2008141801A JP 2008141801 A JP2008141801 A JP 2008141801A JP 5309697 B2 JP5309697 B2 JP 5309697B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- crystal
- plane
- constituent
- interface
- 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
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 title claims abstract description 64
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 title claims abstract description 25
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims abstract description 460
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 62
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 59
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims abstract description 21
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 160
- 239000000470 constituent Substances 0.000 claims description 101
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 90
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims description 37
- 238000005259 measurement Methods 0.000 claims description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 20
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 claims description 14
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 claims description 13
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 claims description 12
- 229910052593 corundum Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000010431 corundum Substances 0.000 claims description 9
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 9
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 7
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 claims description 6
- 230000001678 irradiating effect Effects 0.000 claims description 5
- 239000011195 cermet Substances 0.000 claims description 4
- BVKZGUZCCUSVTD-UHFFFAOYSA-L Carbonate Chemical compound [O-]C([O-])=O BVKZGUZCCUSVTD-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims description 3
- UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N tungsten carbide Chemical compound [W+]#[C-] UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 claims description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 40
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 21
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 20
- 239000011229 interlayer Substances 0.000 description 19
- 239000012495 reaction gas Substances 0.000 description 14
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 11
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 8
- 229910007926 ZrCl Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 6
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910002091 carbon monoxide Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 5
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 4
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 235000000396 iron Nutrition 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001315 Tool steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002090 carbon oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 229920001169 thermoplastic Polymers 0.000 description 1
- 239000004416 thermosoftening plastic Substances 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Description
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温強度と層間付着強度を有し、高熱発生を伴うとともに、切刃部に対して高負荷のかかる各種鋼や鋳鉄のなどの高速重切削加工で、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（以下、被覆工具という）に関するものである。
従来、一般に、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）下部層を、いずれも化学蒸着形成された０．１〜１μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層および同じく０．１〜１μｍの平均層厚を有するＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層からなるＴｉ化合物層と、さらに、２．５〜１５μｍの平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ（ただし、原子比で、Ｘは０．０２〜０．１５）を満足する（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、
（ｂ）上部層を、化学蒸着形成された１〜１５μｍの平均層厚を有するα型Ａｌ2Ｏ3層（以下、従来α型Ａｌ2Ｏ3層という）、
以上（ａ）、（ｂ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した被覆工具において、
上記（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層について、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（００１）面および（０１１）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Ｔｉ、Ｚｒ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方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（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）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（ただし、頻度の関係で上限値を２８とする）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（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（以下、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）、
で構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、この被覆工具がすぐれた耐チッピング性を示すことが知られている。
特開２００６−１５９３９７号公報
（ａ）下部層を、いずれも化学蒸着形成された０．１〜１μｍの平均層厚を有するＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層および同じく０．１〜１μｍの平均層厚を有するＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層からなるＴｉ化合物層と、さらに、２．５〜１５μｍの平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ（ただし、原子比で、Ｘは０．０２〜０．１５）を満足する（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、
（ｂ）上部層を、化学蒸着形成された１〜１５μｍの平均層厚を有するα型Ａｌ2Ｏ3層（以下、従来α型Ａｌ2Ｏ3層という）、
以上（ａ）、（ｂ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した被覆工具において、
上記（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層について、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（００１）面および（０１１）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Ｔｉ、Ｚｒ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方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（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）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（ただし、頻度の関係で上限値を２８とする）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（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（以下、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）、
で構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、この被覆工具がすぐれた耐チッピング性を示すことが知られている。
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の傾向にあるが、上記の従来被覆工具においては、下部層は相対的に高温強度の高い従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層で、また、上部層は高温硬さ、耐熱性とともにすぐれた高温強度を有する従来α型Ａｌ2Ｏ3層で形成されているものの、特にこれを高熱発生を伴い、切刃部に高負荷が作用する高速重切削に用いた場合には、上部層と下部層との層間付着強度が十分ではないために、層間剥離、チッピングを発生し易くなり、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、上記の被覆工具の硬質被覆層の層間付着強度の向上による耐チッピング性の改善をはかるべく、特にこれの上部層である従来α型Ａｌ2Ｏ3層、すなわち、図３にα型Ａｌ2Ｏ3の単位格子の原子配列が模式図（斜視図および横断面１〜９の平面図）で示される通り、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する従来α型Ａｌ2Ｏ3層、の結晶粒界構造に着目し、鋭意研究を行った結果、次のような知見を得た。
上記の従来被覆工具の硬質被覆層の上部層を構成する従来α型Ａｌ2Ｏ3層は、例えば、Ｔｉ化合物層および従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の上に、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（従来条件という）で蒸着形成するが、
例えば、上記従来被覆工具における従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層に代えて、
（ａ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．１〜０．４％、ＣＨ３ＣＮ：０．１〜０．４％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：４〜６ｋＰａ、
の条件（以下、初期形成条件という）で反応ガスを流しはじめてからの１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｂ）次いで、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．５〜５％、ＣＨ３ＣＮ：０．５〜５％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８７０〜１０００℃、
反応雰囲気圧力：６．５〜１３ｋＰａ、
の条件、すなわち上記初期形成条件とは、反応雰囲気の温度と圧力、またＺｒＣｌ４とＣＨ３ＣＮの含有量を変化させた条件で（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層を蒸着形成し（以下、上記条件で形成された（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層を、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）、次に、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の上に、
（ｃ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％、ＣＯ２：０．１〜２％、ＨＣｌ：０．１〜１％、Ｈ2Ｓ：０．１５〜０．４％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９３０〜９８０℃、
反応雰囲気圧力：３〜５ｋＰａ、
の条件、すなわち、上記の従来条件に比して反応ガス組成では、ＡｌＣｌ３、ＣＯ２およびＨＣｌの含有割合を相対的に低く、Ｈ2Ｓの含有割合を相対的に高く、かつ、雰囲気温度を相対的に低くした条件（以下、初期形成条件という）で１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｄ）次いで、
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、すなわち上記の従来条件と同条件で上部層を蒸着形成すると、この結果形成したα型Ａｌ2Ｏ3層（以下、「改質α型Ａｌ2Ｏ3層」という）からなる上部層は、α型Ａｌ2Ｏ3層本来の具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有し、さらに、下部層である改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層との層間付着強度が一段と向上するため、上部層と下部層間での層間剥離の発生を防止し得るようになり、その結果、すぐれた耐チッピング性を具備するようになること。
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（従来条件という）で蒸着形成するが、
例えば、上記従来被覆工具における従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層に代えて、
（ａ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．１〜０．４％、ＣＨ３ＣＮ：０．１〜０．４％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：４〜６ｋＰａ、
の条件（以下、初期形成条件という）で反応ガスを流しはじめてからの１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｂ）次いで、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．５〜５％、ＣＨ３ＣＮ：０．５〜５％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８７０〜１０００℃、
反応雰囲気圧力：６．５〜１３ｋＰａ、
の条件、すなわち上記初期形成条件とは、反応雰囲気の温度と圧力、またＺｒＣｌ４とＣＨ３ＣＮの含有量を変化させた条件で（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層を蒸着形成し（以下、上記条件で形成された（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層を、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層という）、次に、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の上に、
（ｃ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％、ＣＯ２：０．１〜２％、ＨＣｌ：０．１〜１％、Ｈ2Ｓ：０．１５〜０．４％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９３０〜９８０℃、
反応雰囲気圧力：３〜５ｋＰａ、
の条件、すなわち、上記の従来条件に比して反応ガス組成では、ＡｌＣｌ３、ＣＯ２およびＨＣｌの含有割合を相対的に低く、Ｈ2Ｓの含有割合を相対的に高く、かつ、雰囲気温度を相対的に低くした条件（以下、初期形成条件という）で１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｄ）次いで、
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、すなわち上記の従来条件と同条件で上部層を蒸着形成すると、この結果形成したα型Ａｌ2Ｏ3層（以下、「改質α型Ａｌ2Ｏ3層」という）からなる上部層は、α型Ａｌ2Ｏ3層本来の具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有し、さらに、下部層である改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層との層間付着強度が一段と向上するため、上部層と下部層間での層間剥離の発生を防止し得るようになり、その結果、すぐれた耐チッピング性を具備するようになること。
ところで、下部層の構成層の一つである上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図２（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角（図２(ａ)には前記結晶面のうち（００１）面の傾斜角が０度、（０１１）面の傾斜角が４５度の場合、同（ｂ）には（００１）面の傾斜角が４５度、（０１１）面の傾斜角が０度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）を測定し、この場合前記結晶粒は、図１（ａ），（ｂ）に示される通り、格子点にＴｉ、Ｚｒ、炭素および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方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（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）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（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）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、Σ３の分布割合（比率）は６０％以上のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示すこと。
また、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層を、例えば、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層上に直接蒸着形成した場合、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層について測定した上記（００１）面および（０１１）面の法線の測定傾斜角に基づいて、それぞれ隣接する結晶粒相互間で前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であると定義し、そして、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）間に構成原子を共有しない格子点が２個存在する構成原子共有格子点形態を有する結晶粒界であって、かつ、上部層との界面に臨んで存在する下部層の結晶粒界（以下、下部層Σ３対応粒界という）の数と位置を測定し、
さらに、改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層についても、上記と同様、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図４（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、皮膜断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、前記断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（図４(ａ)には前記結晶面の傾斜角が０度の場合、同（ｂ）には傾斜角が４５度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）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、それぞれ隣接する結晶粒相互間で前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であると定義し、そして、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）間に構成原子を共有しない格子点が２個存在する構成原子共有格子点形態を有する結晶粒界であって、かつ、下部層との界面に臨んで存在する結晶粒界（以下、上部層Σ３対応粒界という）の数と位置を測定した時、
下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成されている結晶粒界構造を有し（図５（ａ）参照）、上部層と下部層の層間付着強度が著しく向上すること。
さらに、改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層についても、上記と同様、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図４（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、皮膜断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、前記断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（図４(ａ)には前記結晶面の傾斜角が０度の場合、同（ｂ）には傾斜角が４５度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）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、それぞれ隣接する結晶粒相互間で前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であると定義し、そして、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）間に構成原子を共有しない格子点が２個存在する構成原子共有格子点形態を有する結晶粒界であって、かつ、下部層との界面に臨んで存在する結晶粒界（以下、上部層Σ３対応粒界という）の数と位置を測定した時、
下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成されている結晶粒界構造を有し（図５（ａ）参照）、上部層と下部層の層間付着強度が著しく向上すること。
また、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層を、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層上に直接蒸着形成するのではなく、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層上に、Ｔｉの炭窒化物層（ＴｉＣＮ層）、炭酸化物層（ＴｉＣＯ層）および炭窒酸化物層（ＴｉＣＮＯ層）のうちの少なくとも１層からなるＴｉ化合物層の薄層（好ましくは、０．０５〜０．３μｍの合計層厚）を通常の蒸着条件で蒸着形成した後、この層を介してこの上にさらに、改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層を蒸着形成した場合でも、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層上に形成されるＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のいずれもが、いわゆるエピタキシャル成長し、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の結晶粒界構造を引き継ぎ、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層には、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のそれと同様な結晶粒界構造が形成される。
したがって、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層上に直接上部層を蒸着形成するのではなく、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層表面に上記ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のいずれか一層以上からなるＴｉ化合物層の薄層を蒸着形成し、この薄層を介して上部層を蒸着形成した場合であっても、下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成される場合には、下部層と上部層の層間付着強度が向上するため下部層と上部層間での層間剥離の発生を防止し得るようになり、その結果、すぐれた耐チッピング性を発揮するようになること。
したがって、上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層上に直接上部層を蒸着形成するのではなく、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層表面に上記ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のいずれか一層以上からなるＴｉ化合物層の薄層を蒸着形成し、この薄層を介して上部層を蒸着形成した場合であっても、下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成される場合には、下部層と上部層の層間付着強度が向上するため下部層と上部層間での層間剥離の発生を防止し得るようになり、その結果、すぐれた耐チッピング性を発揮するようになること。
また、下部層と上部層との界面から、少なくとも基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたる下部層について、個々のΣＮ＋１（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）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、上記領域におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率が６０％以上である場合（請求項２に対応）には、下部層のΣ３比率が高い結果として、上部層Σ３対応粒界に連続する下部層Σ３対応粒界の絶対数が増加し、これによって、下部層自体の高温強度が向上することに加えて、層間付着強度もさらに向上し、より一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するようになること。
さらにまた、改質α型酸化アルミニウム層からなる上部層について、個々のΣＮ＋１（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）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、上部層におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率が６０％以上である場合（請求項３に対応）には、上部層と下部層の層間付着強度が向上することに加え、上部層自体の高温強度が向上するため、より一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するようになること。
上記のとおり、硬質被覆層が、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層からなる下部層、改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層で構成され、改質α型Ａｌ2Ｏ3層のΣ３対応粒界が、上部層との界面に臨んで存在する前記下部層の下部層Σ３対応粒界の３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、連続する結晶粒界として構成されている被覆工具は、層間付着強度が向上し、また、すぐれた高温強度を具備することから、高温下で特に大きな機械的負荷が切刃部にかかる各種鋼や鋳鉄などの高速重切削加工でも、層間剥離を生じることもなく前記硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮するようになること。
この発明は、上記の研究結果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）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層以上からなり、化学蒸着形成されたＴｉ化合物層と、２〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着形成された改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層とからなる下部層、
（ｂ）１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ化学蒸着形成された状態でα型の結晶構造を有する改質α型酸化アルミニウム層からなる上部層、
上記（ａ）、（ｂ）からなる硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具において、
上記（ａ）の下部層のうちの、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ
で表した場合に、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足し、また、
上記（ａ）の下部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、ＮａＣｌ型面心立方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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表し、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数と位置を測定し、
さらに、上記（ｂ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断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、前記断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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表し、下部層との界面に臨んで存在する上部層Σ３対応結晶粒界の数と位置を測定した場合に、
下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 下部層と上部層との界面から、少なくとも基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたる下部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、ＮａＣｌ型面心立方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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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、頻度の点からＮの上限を２８とする）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全体に占める比率を求めた場合、上記領域におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率は６０％以上である請求項１に記載の表面被覆切削工具。
（３） 上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断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、前記断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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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全体に占める比率を求めた場合、上部層におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率は６０％以上である請求項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）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層以上からなり、化学蒸着形成されたＴｉ化合物層と、２〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着形成された改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層とからなる下部層、
（ｂ）１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ化学蒸着形成された状態でα型の結晶構造を有する改質α型酸化アルミニウム層からなる上部層、
上記（ａ）、（ｂ）からなる硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具において、
上記（ａ）の下部層のうちの、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ
で表した場合に、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足し、また、
上記（ａ）の下部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、ＮａＣｌ型面心立方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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表し、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数と位置を測定し、
さらに、上記（ｂ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断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、前記断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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表し、下部層との界面に臨んで存在する上部層Σ３対応結晶粒界の数と位置を測定した場合に、
下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 下部層と上部層との界面から、少なくとも基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたる下部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、ＮａＣｌ型面心立方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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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、頻度の点からＮの上限を２８とする）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全体に占める比率を求めた場合、上記領域におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率は６０％以上である請求項１に記載の表面被覆切削工具。
（３） 上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断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、前記断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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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全体に占める比率を求めた場合、上部層におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率は６０％以上である請求項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。
つぎに、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、以下に詳細に説明する。
下部層のＴｉ化合物層：
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層以上からなるＴｉ化合物層は、工具基体と上部層である改質α型Ａｌ2Ｏ3層、さらに下部層の構成層の一つである改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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寄与する作用をもつ。
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層以上からなるＴｉ化合物層は、工具基体と上部層である改質α型Ａｌ2Ｏ3層、さらに下部層の構成層の一つである改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ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寄与する作用をもつ。
下部層の改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層：
上記の改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、通常の化学蒸着装置で、例えば、
（ａ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．１〜０．４％、ＣＨ３ＣＮ：０．１〜０．４％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：４〜６ｋＰａ、
の条件（以下、初期形成条件という）で反応ガスを流しはじめてからの１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｂ）次いで、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．５〜５％、ＣＨ３ＣＮ：０．５〜５％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８７０〜１０００℃、
反応雰囲気圧力：６．５〜１３ｋＰａ、
の条件、すなわち上記初期形成条件とは、反応雰囲気の温度と圧力、またＺｒＣｌ４とＣＨ３ＣＮの含有量を変化させた条件、で蒸着することによって形成することができる。
そして、このような条件で形成された改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ
で表した場合に、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足する組成を有し、さらに、特定の構成原子共有格子点形態を示す下部層Σ３対応粒界が高い分布割合で形成される。
なお、Ｔｉとの合量に占めるＺｒの含有割合Ｘ（但し、原子比）が０．００２未満であると、上部層と下部層のΣ３対応粒界の連続割合が３０％未満となり、一方、Ｘの値が０．０１５を超えると、下部層改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のΣ３対応粒界比率が６０％未満となるから、Ｚｒの含有割合は、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足するように定めなければならない。
上記の改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、通常の化学蒸着装置で、例えば、
（ａ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．１〜０．４％、ＣＨ３ＣＮ：０．１〜０．４％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：４〜６ｋＰａ、
の条件（以下、初期形成条件という）で反応ガスを流しはじめてからの１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｂ）次いで、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：０．５〜５％、ＺｒＣｌ４：０．５〜５％、ＣＨ３ＣＮ：０．５〜５％、Ｎ2：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８７０〜１０００℃、
反応雰囲気圧力：６．５〜１３ｋＰａ、
の条件、すなわち上記初期形成条件とは、反応雰囲気の温度と圧力、またＺｒＣｌ４とＣＨ３ＣＮの含有量を変化させた条件、で蒸着することによって形成することができる。
そして、このような条件で形成された改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ
で表した場合に、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足する組成を有し、さらに、特定の構成原子共有格子点形態を示す下部層Σ３対応粒界が高い分布割合で形成される。
なお、Ｔｉとの合量に占めるＺｒの含有割合Ｘ（但し、原子比）が０．００２未満であると、上部層と下部層のΣ３対応粒界の連続割合が３０％未満となり、一方、Ｘの値が０．０１５を超えると、下部層改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のΣ３対応粒界比率が６０％未満となるから、Ｚｒの含有割合は、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足するように定めなければならない。
下部層におけるΣ３の比率については、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図２（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、例えば、前記条件で蒸着形成された改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の皮膜断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、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角（図２(ａ)には前記結晶面のうち（００１）面の傾斜角が０度、（０１１）面の傾斜角が４５度の場合、同（ｂ）には（００１）面の傾斜角が４５度、（０１１）面の傾斜角が０度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、Ｚｒ、炭素および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方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（ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となる）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（ただし、頻度の関係でＮの上限値を２８とする）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することによって求めることができるが、この構成原子共有格子点分布グラフにおいて、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層ではΣ３に最高ピークが存在し、しかも、Σ３の分布割合は６０％以上のきわめて高い比率となっている。
なお、Σ３の比率は、化学蒸着時の反応ガス中のＴｉＣｌ４、ＺｒＣｌ４、ＣＨ３ＣＮ、Ａｒ含有量、さらに雰囲気反応温度等を上記の通り調整することによって６０％以上とすることができるが、鋼や鋳鉄などの高速重切削加工で、下部層自体にすぐれた高温強度を付与するためには、Σ３の比率は６０％以上であることが望ましい。
なお、Σ３の比率は、化学蒸着時の反応ガス中のＴｉＣｌ４、ＺｒＣｌ４、ＣＨ３ＣＮ、Ａｒ含有量、さらに雰囲気反応温度等を上記の通り調整することによって６０％以上とすることができるが、鋼や鋳鉄などの高速重切削加工で、下部層自体にすぐれた高温強度を付与するためには、Σ３の比率は６０％以上であることが望ましい。
また、上部層の改質α型Ａｌ2Ｏ3層との界面に臨んで上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層が存在する場合、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界については、上部層との界面近傍、例えば、下部層と上部層との界面から、少なくとも基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたる改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、を皮膜断面研磨面とし、その領域内に存在する結晶粒個々に電子線を照射し、構成原子共有格子点形態を求めることにより、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数および位置を測定することができ、この上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成されている場合に、上部層と下部層間ですぐれた層間付着強度が得られる。
また、Σ３対応粒界の比率が６０％以上である上記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層の上に、層厚の薄い（好ましくは、０．０５〜０．３μｍの合計層厚）ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のうちの少なくとも一層が通常条件で蒸着形成され、上部層に隣接して該ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のいずれかが存在する下部層構造においても、上記ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層は改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のΣ３対応粒界構造を引き継いでいるため、上記ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のΣ３対応粒界の比率も６０％以上となり、また、上部層との界面に臨んで存在する上記ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層の下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界が、上部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成する場合には、下部層と上部層間ですぐれた層間付着強度が確保される。
改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層のもつ高温硬さと高温強度に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するが、その平均層厚が２μｍ未満ではΣ３対応粒界を充分形成することができないため、所望のすぐれた高温強度向上効果を期待することはできず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、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２〜１５μｍと定めた。
また、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層とＴｉ化合物層とから構成される下部層の合計平均層厚が３μｍ未満では、所定の耐摩耗性を確保することができず、一方、合計平均層が２０μｍを超えると、急激に耐チッピング性が低下することから、下部層の合計平均層厚を３〜２０μｍとすることが望ましい。
また、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層とＴｉ化合物層とから構成される下部層の合計平均層厚が３μｍ未満では、所定の耐摩耗性を確保することができず、一方、合計平均層が２０μｍを超えると、急激に耐チッピング性が低下することから、下部層の合計平均層厚を３〜２０μｍとすることが望ましい。
上部層の改質α型Ａｌ2Ｏ3層：
上部層の改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、Ｔｉ化合物層、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層を下部層とし、この上に、
（ａ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％、ＣＯ２：０．１〜２％、ＨＣｌ：０．１〜１％、Ｈ2Ｓ：０．１５〜０．４％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９３０〜９８０℃、
反応雰囲気圧力：３〜５ｋＰａ、
の条件、すなわち、従来条件に比して反応ガス組成では、ＡｌＣｌ３、ＣＯ２、およびＨＣｌの含有割合を相対的に低く、Ｈ2Ｓの含有割合を相対的に高く、かつ、雰囲気温度を相対的に低くした条件（初期形成条件）で１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｂ）次いで、
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、
の条件で蒸着することにより形成することができ、この改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、α型Ａｌ2Ｏ3層本来の具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有し、さらに、層間付着強度が一段と向上し、その結果、すぐれた耐チッピング性を具備するようになる。
そして、電界放出型走査電子顕微鏡を用いた測定によれば、上部層と下部層間での層間付着強度の向上は、上部層（改質α型Ａｌ2Ｏ3層）と下部層との界面で形成されるΣ３対応粒界の結晶粒界構造の連続性によってもたらされ、上部層Σ３対応粒界が、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成していない場合には、層間付着強度の向上を確保することができず（３０％未満の場合）、あるいは、下部層と上部層のそれぞれの層における残留応力のギャップが大きくなりすぎて、層間付着強度が低下傾向を示す（７０％を超える場合）ようになる。
上部層の改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、Ｔｉ化合物層、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層を下部層とし、この上に、
（ａ）まず、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％、ＣＯ２：０．１〜２％、ＨＣｌ：０．１〜１％、Ｈ2Ｓ：０．１５〜０．４％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：９３０〜９８０℃、
反応雰囲気圧力：３〜５ｋＰａ、
の条件、すなわち、従来条件に比して反応ガス組成では、ＡｌＣｌ３、ＣＯ２、およびＨＣｌの含有割合を相対的に低く、Ｈ2Ｓの含有割合を相対的に高く、かつ、雰囲気温度を相対的に低くした条件（初期形成条件）で１０〜６０分間蒸着形成し、
（ｂ）次いで、
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、
の条件で蒸着することにより形成することができ、この改質α型Ａｌ2Ｏ3層は、α型Ａｌ2Ｏ3層本来の具備するすぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有し、さらに、層間付着強度が一段と向上し、その結果、すぐれた耐チッピング性を具備するようになる。
そして、電界放出型走査電子顕微鏡を用いた測定によれば、上部層と下部層間での層間付着強度の向上は、上部層（改質α型Ａｌ2Ｏ3層）と下部層との界面で形成されるΣ３対応粒界の結晶粒界構造の連続性によってもたらされ、上部層Σ３対応粒界が、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成していない場合には、層間付着強度の向上を確保することができず（３０％未満の場合）、あるいは、下部層と上部層のそれぞれの層における残留応力のギャップが大きくなりすぎて、層間付着強度が低下傾向を示す（７０％を超える場合）ようになる。
例えば、改質α型Ａｌ2Ｏ3層（上部層）に隣接して存在する下部層（改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層）について、既に述べたように、電界放出型走査電子顕微鏡を用いた測定により、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数と位置を特定する。
次に、改質α型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図４（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、皮膜断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、前記断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（図４(ａ)には前記結晶面の傾斜角が０度の場合、同（ｂ）には傾斜角が４５度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）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、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であると定義し、相互に隣接する結晶粒界で、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）の分布を求め、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表した場合、改質α型Ａｌ2Ｏ3層に形成されているΣ３の構成原子共有格子点形態を有する結晶粒界であって、かつ、下部層との界面に臨んで存在する結晶粒界（上部層Σ３対応粒界）の数と位置を求める。
そして、前記下部層について特定した前記下部層Σ３対応粒界の位置と、改質α型Ａｌ2Ｏ3層について求めた上部層Σ３対応粒界の位置とをつき合わせ、上部層と下部層の界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％が、上部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成している結晶粒界構造を備える場合（図５（ａ）参照）には、上部層はすぐれた高温硬さと耐熱性を有するばかりか、上部層（改質α型Ａｌ2Ｏ3層）と下部層との層間付着強度が著しく向上する。
しかし、上部層Σ３対応粒界と連続して形成されている下部層Σ３対応粒界が、全下部層Σ３対応粒界のうちの３０％未満にすぎないような場合（図５（ｂ）参照）、あるいは、７０％を超えるような場合には、下部層と上部層での結晶粒界の連続性が少ないため、層間付着強度の向上を確保することができず、あるいは、下部層と上部層での結晶粒界の連続性が多すぎるために下部層と上部層のそれぞれの層における残留応力のギャップが大きくなりすぎて、層間付着強度が低下傾向を示すようになるため、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％が、上部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成していることが必要である。
次に、改質α型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図４（ａ），（ｂ）に概略説明図で例示される通り、皮膜断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、前記断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（図４(ａ)には前記結晶面の傾斜角が０度の場合、同（ｂ）には傾斜角が４５度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）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、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であると定義し、相互に隣接する結晶粒界で、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）の分布を求め、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表した場合、改質α型Ａｌ2Ｏ3層に形成されているΣ３の構成原子共有格子点形態を有する結晶粒界であって、かつ、下部層との界面に臨んで存在する結晶粒界（上部層Σ３対応粒界）の数と位置を求める。
そして、前記下部層について特定した前記下部層Σ３対応粒界の位置と、改質α型Ａｌ2Ｏ3層について求めた上部層Σ３対応粒界の位置とをつき合わせ、上部層と下部層の界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％が、上部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成している結晶粒界構造を備える場合（図５（ａ）参照）には、上部層はすぐれた高温硬さと耐熱性を有するばかりか、上部層（改質α型Ａｌ2Ｏ3層）と下部層との層間付着強度が著しく向上する。
しかし、上部層Σ３対応粒界と連続して形成されている下部層Σ３対応粒界が、全下部層Σ３対応粒界のうちの３０％未満にすぎないような場合（図５（ｂ）参照）、あるいは、７０％を超えるような場合には、下部層と上部層での結晶粒界の連続性が少ないため、層間付着強度の向上を確保することができず、あるいは、下部層と上部層での結晶粒界の連続性が多すぎるために下部層と上部層のそれぞれの層における残留応力のギャップが大きくなりすぎて、層間付着強度が低下傾向を示すようになるため、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％が、上部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成していることが必要である。
また、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層の耐チッピング性を更に高めるためには、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層のΣ３の比率（ΣＮ＋１全体に占めるΣ３の割合）を６０％以上とし、改質α型Ａｌ2Ｏ3層自体の高温強度の向上を図ることがさらに望ましい。
さらに、上記改質α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層の平均層厚が１μｍ未満では、すぐれた高温硬さ、耐熱性とすぐれた層間付着強度を発揮することができず、一方、その平均層厚が１５μｍを越えると、高速重切削という厳しい切削条件下では、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１〜１５μｍと定めた。
なお、切削工具の使用前後の識別を目的として、硬質被覆層の最表面層として黄金色の色調を有するＴｉＮ層を、必要に応じて蒸着形成してもよいが、この場合の平均層厚は０．１〜１μｍでよく、これは０．１μｍ未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記ＴｉＮ層による前記識別効果は１μｍまでの平均層厚で十分であるという理由からである。
この発明の被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃部に高負荷がかかる各種鋼や鋳鉄などの高速重切削でも、硬質被覆層の下部層および上部層が、一段とすぐれた高温強度、層間付着強度を有することから、硬質被覆層に剥離、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
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１〜３μｍ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３６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：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４１２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〜Ｆ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３６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：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｆを形成した。
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｆおよび工具基体ａ〜ｆの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３、表４に示される条件にて、硬質被覆層の下部層であるＴｉ化合物層および改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（ａ）〜（ｆ）を、表８に示される組み合わせおよび目標層厚で蒸着形成し、ついで、上部層の改質α型Ａｌ2Ｏ3層（ａ）〜（ｆ）を、表６に示される条件で、表８に示される組み合わせおよび目標層厚で蒸着形成することにより本発明被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、上記の工具基体Ａ〜Ｆおよび工具基体ａ〜ｆの表面に、同じく通常の化学蒸着装置を用い、表３、表５に示される条件にて、硬質被覆層の下部層であるＴｉ化合物層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層（ａ）〜（ｆ）を、表９に示される組み合わせかつ目標層厚で蒸着形成し、ついで、上部層の従来α型Ａｌ2Ｏ3層（ａ）〜（ｆ）を、表７に示される条件で、同じく表９に示される組み合わせおよび目標層厚で蒸着形成することにより従来被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
ついで、上記の本発明被覆工具と従来被覆工具の硬質被覆層の下部層を構成する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層と、上部層を構成する改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、構成原子共有格子点分布グラフを作成し、各層におけるΣ３の比率を求めるとともに、下部層Σ３対応粒界および上部層Σ３対応粒界の数および位置を測定した。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上部層に隣接して存在する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層と、改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層の皮膜断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、前記断面研磨面に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、前記断面研磨面の測定範囲内に存在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、前記断面研磨面の法線に対して、前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層については結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面、前記改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層については、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それぞれ測定し、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（この場合、前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層に関しては、ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となり、一方前記改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層については、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の偶数は存在しないことになる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める比率を求めることにより作成した。これらの値を、表８、９に示す。
次に、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数と位置については、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、この測定傾斜角に基づいて、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとして、上部層との界面に臨んで存在する全ての下部層Σ３対応粒界の数と位置を求めた。
また、上部層Σ３対応粒界の数および位置については、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、この測定傾斜角に基づいて、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとして、下部層との界面に臨んで存在する全ての上部層Σ３対応粒界の数と位置を求めた。
そして、上記の通り求めた上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界について、下部層との界面に臨んで存在する上部層Σ３対応粒界の位置と対応させ、上部層と下部層との界面において、上部層Σ３対応粒界と連続した結晶粒界を形成している下部層Σ３対応粒界の、全ての下部層Σ３対応粒界に占める割合を求めた。この値を表８、９に、Σ３対応粒界連続割合（％）として示す。
なお、下部層のΣ３比率は、下部層と上部層との界面から、基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたって求めたΣ３の比率の平均値であり、上部層のΣ３比率は、上部層全体にわたって求めたΣ３の比率の平均値である。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上部層に隣接して存在する改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層と、改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層の皮膜断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、前記断面研磨面に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、前記断面研磨面の測定範囲内に存在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、前記断面研磨面の法線に対して、前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層については結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面、前記改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層については、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それぞれ測定し、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（この場合、前記改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層に関しては、ＮはＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造上２以上の偶数となり、一方前記改質α型Ａｌ2Ｏ3層および従来α型Ａｌ2Ｏ3層については、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の偶数は存在しないことになる）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める比率を求めることにより作成した。これらの値を、表８、９に示す。
次に、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数と位置については、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、この測定傾斜角に基づいて、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとして、上部層との界面に臨んで存在する全ての下部層Σ３対応粒界の数と位置を求めた。
また、上部層Σ３対応粒界の数および位置については、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、この測定傾斜角に基づいて、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとして、下部層との界面に臨んで存在する全ての上部層Σ３対応粒界の数と位置を求めた。
そして、上記の通り求めた上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界について、下部層との界面に臨んで存在する上部層Σ３対応粒界の位置と対応させ、上部層と下部層との界面において、上部層Σ３対応粒界と連続した結晶粒界を形成している下部層Σ３対応粒界の、全ての下部層Σ３対応粒界に占める割合を求めた。この値を表８、９に、Σ３対応粒界連続割合（％）として示す。
なお、下部層のΣ３比率は、下部層と上部層との界面から、基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたって求めたΣ３の比率の平均値であり、上部層のΣ３比率は、上部層全体にわたって求めたΣ３の比率の平均値である。
表８、９にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具および従来被覆工具のいずれにおいても、下部層のΣ３比率は６０％以上となっており、下部層はすぐれた高温強度を備える。
一方、同じく表８、９に示されるように、上部層Σ３対応粒界と連続した結晶粒界を形成している下部層Σ３対応粒界の、全ての下部層Σ３対応粒界に占める割合をあらわすΣ３対応粒界連続割合については、本発明被覆工具においては、３０〜７０％の範囲を示しており、その結果、すぐれた層間付着強度を有するのに対して、従来被覆工具においては、その値が３０％未満の値となっているため層間付着強度が不満足なものとなっている。
一方、同じく表８、９に示されるように、上部層Σ３対応粒界と連続した結晶粒界を形成している下部層Σ３対応粒界の、全ての下部層Σ３対応粒界に占める割合をあらわすΣ３対応粒界連続割合については、本発明被覆工具においては、３０〜７０％の範囲を示しており、その結果、すぐれた層間付着強度を有するのに対して、従来被覆工具においては、その値が３０％未満の値となっているため層間付着強度が不満足なものとなっている。
さらに、上記の本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３について、これの硬質被覆層の構成層を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）およびオージェ分光分析装置を用いて観察（層の縦断面を観察）したところ、前者および後者とも目標組成と実質的に同じ組成を有する層からなることが確認された。また、これらの被覆工具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（同じく縦断面測定）したところ、いずれ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、上記の各種の被覆工具を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、本発明被覆工具１〜１３および従来被覆工具１〜１３について、
被削材：ＪＩＳ・ＳＳ４００の丸棒、
切削速度： ４８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ４ ｍｍ、
送り： ０．９ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件（切削条件Ａ）での軟鋼の乾式高速連続高切込み・高送り切削試験（通常の切削速度、切り込みおよび送りは、それぞれ、３００ｍ／ｍｉｎ、１．５ｍｍ、０．３ｍｍ／ｒｅｖ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの丸棒、
切削速度： ４５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．７ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件（切削条件Ｂ）での合金鋼の乾式高速連続高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２８０ｍ／ｍｉｎ、０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ４００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．７ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件（切削条件Ｃ）での鋳鉄の湿式高速断続高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２３０ｍ／ｍｉｎ、０．３ｍｍ／ｒｅｖ）、
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１０に示した。
被削材：ＪＩＳ・ＳＳ４００の丸棒、
切削速度： ４８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ４ ｍｍ、
送り： ０．９ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件（切削条件Ａ）での軟鋼の乾式高速連続高切込み・高送り切削試験（通常の切削速度、切り込みおよび送りは、それぞれ、３００ｍ／ｍｉｎ、１．５ｍｍ、０．３ｍｍ／ｒｅｖ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０Ｈの丸棒、
切削速度： ４５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．７ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件（切削条件Ｂ）での合金鋼の乾式高速連続高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２８０ｍ／ｍｉｎ、０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ４００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．７ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １０ 分、
の条件（切削条件Ｃ）での鋳鉄の湿式高速断続高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２３０ｍ／ｍｉｎ、０．３ｍｍ／ｒｅｖ）、
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１０に示した。
表８〜１０に示される結果から、本発明被覆工具１〜１３は、硬質被覆層の下部層と上部層との界面で、全ての下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の下部層Σ３対応粒界が、上部層Σ３対応粒界と連続する結晶粒界を形成しているため、あるいは更に、下部層と上部層との界面から、少なくとも基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたる下部層のΣ３比率が６０％以上であって、下部層がすぐれた高温強度を有しかつ下部層−上部層間ですぐれた層間付着強度を有するため、また更に、上部層のΣ３比率が６０％以上であって上部層がすぐれた高温強度を有するため、高熱発生を伴い、かつ、切刃部に対して高負荷が作用する各種の鋼や鋳鉄などの高速重切削でも、前記下部層と上部層の高温強度が一段と向上したものであり、さらに、両者の層間付着強度も著しく向上したものとなっているので、層間剥離の発生もなくすぐれた耐チッピング性を示す。
しかるに、硬質被覆層の下部層が従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層で、また、上部層が従来α型Ａｌ2Ｏ3層で構成された従来被覆工具１〜１３においては、上部層と下部層の層間付着強度が不十分なため、高速重切削加工でかかる高温下での高負荷により、硬質被覆層に剥離、チッピング等が発生し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
しかるに、硬質被覆層の下部層が従来（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層、Ｔｉ化合物層で、また、上部層が従来α型Ａｌ2Ｏ3層で構成された従来被覆工具１〜１３においては、上部層と下部層の層間付着強度が不十分なため、高速重切削加工でかかる高温下での高負荷により、硬質被覆層に剥離、チッピング等が発生し、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、各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特に高温下で切刃部に対して高負荷が作用する高速重切削加工でもすぐれた耐チッピング性を示し、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）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層以上からなり、化学蒸着形成されたＴｉ化合物層と、２〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着形成された改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層とからなる下部層、
（ｂ）１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ化学蒸着形成された状態でα型の結晶構造を有する改質α型酸化アルミニウム層からなる上部層、
上記（ａ）、（ｂ）からなる硬質被覆層を形成した表面被覆切削工具において、
上記（ａ）の下部層のうちの、改質（Ｔｉ，Ｚｒ）ＣＮ層は、
組成式：（Ｔｉ１−ＸＺｒＸ）ＣＮ
で表した場合に、０．００２≦Ｘ≦０．０１５（但し、原子比）を満足し、また、
上記（ａ）の下部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、ＮａＣｌ型面心立方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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表し、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界の数と位置を測定し、
さらに、上記（ｂ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断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、前記断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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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２個存在する構成原子共有格子点形態をΣ３で表し、下部層との界面に臨んで存在する上部層Σ３対応結晶粒界の数と位置を測定した場合に、
下部層と上部層との界面で、上部層との界面に臨んで存在する下部層Σ３対応粒界のうちの３０〜７０％の割合の下部層Σ３対応粒界に対して、上部層Σ３対応粒界が連続する結晶粒界として形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 下部層と上部層との界面から、少なくとも基体表面側に１μｍまでの深さ領域にわたる下部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断面研磨面の測定範囲内に存在する面心立方晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、ＮａＣｌ型面心立方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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（００１）面の法線同士および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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、頻度の点からＮの上限を２８とする）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全体に占める比率を求めた場合、上記領域におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率は６０％以上である請求項１に記載の表面被覆切削工具。
- 上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、皮膜断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、前記断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、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、前記（０００１）面の法線同士および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を結晶粒界であるとし、そして、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全体に占める比率を求めた場合、上部層におけるΣ３のΣＮ＋１全体に占める比率は６０％以上である請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008141801A JP5309697B2 (ja) | 2008-05-30 | 2008-05-30 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008141801A JP5309697B2 (ja) | 2008-05-30 | 2008-05-30 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009285794A JP2009285794A (ja) | 2009-12-10 |
| JP5309697B2 true JP5309697B2 (ja) | 2013-10-09 |
Family
ID=41455522
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008141801A Active JP5309697B2 (ja) | 2008-05-30 | 2008-05-30 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5309697B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104228182B (zh) * | 2013-06-21 | 2017-09-29 | 深圳富泰宏精密工业有限公司 | 壳体及其制备方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4004133B2 (ja) * | 1998-03-10 | 2007-11-07 | 日立ツール株式会社 | 炭窒化チタン被覆工具 |
| JP4518259B2 (ja) * | 2004-11-09 | 2010-08-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 高速断続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サーメット製切削工具 |
| JP4716251B2 (ja) * | 2005-03-24 | 2011-07-06 | 三菱マテリアル株式会社 | 高硬度鋼の高速断続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サーメット製切削工具 |
-
2008
- 2008-05-30 JP JP2008141801A patent/JP5309697B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009285794A (ja) | 2009-12-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| 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 | |
| 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 | |
| JP4716252B2 (ja) | 厚膜化α型酸化アルミニウム層が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 | |
| JP2006297579A (ja) | 高硬度鋼の高速断続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サーメット製切削工具 | |
| JP4518259B2 (ja) | 高速断続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サーメット製切削工具 | |
| JP4716250B2 (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サーメット製切削工具 | |
| JP5263572B2 (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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP4716254B2 (ja) | 厚膜化α型酸化アルミニウム層が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 | |
| JP2009166193A (ja) | 高速断続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 | |
| JP5286931B2 (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と耐摩耗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 | |
| JP4730656B2 (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サーメット製切削工具 | |
| JP5088477B2 (ja) | 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 | |
| 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 | |
| JP5309698B2 (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 | |
| JP5170829B2 (ja) | 高速切削加工で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 | |
| JP4730651B2 (ja) | 耐熱合金の高速断続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サーメット製切削工具 | |
| JP4857950B2 (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 | |
| JP4894406B2 (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 | |
| JP4748444B2 (ja) | 難削材の高速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サーメット製切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110330 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20121227 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20121228 |
|
| 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: 20130604 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130617 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 5309697 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |