JP5594571B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
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Description
この発明は、例えば、合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の切削加工を、高熱発生を伴う高速切削条件で行った場合でも、硬質被覆層が剥離、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）下部層は、Ｔｉ化合物層、
（ｂ）上部層は、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すα型Ａｌ2Ｏ3層、
で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具（従来被覆工具１という）が知られており、この従来被覆工具１は、上部層の高温強度が優れることから、合金鋼、炭素鋼、鋳鉄等の高速断続切削ですぐれた耐チッピング性を示すことが知られている。
また、特許文献２に示すように、工具基体の表面に、
（ａ）下部層は、Ｔｉ化合物層、
（ｂ）上部層は、平板多角形（平坦六角形状を含む）状かつたて長形状の結晶粒組織構造を有し、かつ、上部層の結晶粒の内、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α型Ａｌ２Ｏ３層（以下、従来ＡｌＺｒＯ層という）、
で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具（従来被覆工具２という）が知られており、この従来被覆工具２は、硬質被覆層の上部層が、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を備えることから、合金鋼、炭素鋼、鋳鉄等の高速重切削加工において、すぐれたチッピング性を発揮することが知られている。
（ａ）下部層は、Ｔｉ化合物層、
（ｂ）上部層は、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すα型Ａｌ2Ｏ3層、
で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具（従来被覆工具１という）が知られており、この従来被覆工具１は、上部層の高温強度が優れることから、合金鋼、炭素鋼、鋳鉄等の高速断続切削ですぐれた耐チッピング性を示すことが知られている。
また、特許文献２に示すように、工具基体の表面に、
（ａ）下部層は、Ｔｉ化合物層、
（ｂ）上部層は、平板多角形（平坦六角形状を含む）状かつたて長形状の結晶粒組織構造を有し、かつ、上部層の結晶粒の内、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α型Ａｌ２Ｏ３層（以下、従来ＡｌＺｒＯ層という）、
で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具（従来被覆工具２という）が知られており、この従来被覆工具２は、硬質被覆層の上部層が、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を備えることから、合金鋼、炭素鋼、鋳鉄等の高速重切削加工において、すぐれたチッピング性を発揮することが知られている。
ただ、上記従来被覆工具１、従来被覆工具２の何れにおいても、硬質被覆層全体としての特性の向上を目指しているが、被覆工具は、すくい面と逃げ面によって求められる特性が異なるという点から、それぞれの面に応じた特性を付与することも知られている。
例えば、特許文献３に示すように、硬質被覆層の下部層を構成するＴｉＣＮ層について、すくい面におけるＴｉＣＮ層の（４２２）面配向係数を、逃げ面におけるそれより大きくすることによって、すくい面における耐衝撃性を高めると同時に、逃げ面における耐摩耗性を高めた被覆工具（以下、従来被覆工具３という）も知られている。
例えば、特許文献３に示すように、硬質被覆層の下部層を構成するＴｉＣＮ層について、すくい面におけるＴｉＣＮ層の（４２２）面配向係数を、逃げ面におけるそれより大きくすることによって、すくい面における耐衝撃性を高めると同時に、逃げ面における耐摩耗性を高めた被覆工具（以下、従来被覆工具３という）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する傾向にあるが、上記従来被覆工具１〜３においては、これを通常の鋼、鋳鉄等の高速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、合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高熱発生を伴う高速切削条件加工に用いた場合には、特に、逃げ面における硬質被覆層の剥離あるいは耐摩耗性の低下により、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、高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐剥離性、耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。
上記の従来被覆工具においては、Ｔｉ化合物からなる下部層を形成した後、これに引き続いて、上部層（例えば、上記従来被覆工具１におけるα型Ａｌ２Ｏ３層、また、上記従来被覆工具２における従来ＡｌＺｒＯ層）が成膜されるが、被覆工具の切削性能を高めるために、中間層を介して上部層を成膜することも行われていることから、本発明者らは、従来被覆工具１におけるα型Ａｌ２Ｏ３層を中間層とし、その上に、従来被覆工具２における従来ＡｌＺｒＯ層をさらに上部層として形成することにより、被覆工具の切削性能を高めることを試みたところ、合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工に用いた場合には、特に、逃げ面の硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性が依然として不十分であるとの結論に至った。
そこで、本発明者らはさらに鋭意研究を進めたところ、工具基体表面全体にＴｉ化合物からなる下部層を形成した後、成膜処理を一時中断し、逃げ面に形成されているＴｉ化合物層（下部層）にレーザー処理を施した後、所定の条件で中間層としてのα型Ａｌ2Ｏ3層、さらに、上部層としてのＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層を成膜した場合には、特に、逃げ面の中間層の結晶配向性と上部層の結晶配向性および結晶組織形態を、すくい面および切刃部のそれとは異なるものとすることができ、これによって、逃げ面の硬質被覆層の耐剥離性を高めることができるとともに、耐摩耗性をも高めることができるため、高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工においても、耐剥離性と耐摩耗性にすぐれた被覆工具が得られることを見出したのである。
なお、この発明でいうところのすくい面、逃げ面および切刃部とは、図５に示される概略模式図のとおりであるが、被覆工具のすくい面と逃げ面に接し、曲率を持った曲線で囲われる部分が切刃部である。ただ、すくい面と逃げ面とが直線的に交差し、曲線で囲われる部分が形成されない場合には、直線の交点から膜深さ方向で囲まれる部分（図５中の斜線領域）が切刃部となる。
なお、この発明でいうところのすくい面、逃げ面および切刃部とは、図５に示される概略模式図のとおりであるが、被覆工具のすくい面と逃げ面に接し、曲率を持った曲線で囲われる部分が切刃部である。ただ、すくい面と逃げ面とが直線的に交差し、曲線で囲われる部分が形成されない場合には、直線の交点から膜深さ方向で囲まれる部分（図５中の斜線領域）が切刃部となる。
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、２〜１５μｍ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、２〜１５μｍ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）の中間層および上記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、上記工具基体の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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表わした場合、
（ｄ）逃げ面における中間層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の２０％以上４５％未満の割合を占め、また、すくい面および切刃部における中間層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
（ｅ）逃げ面における上部層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の３０％以上６０％未満の割合を占め、また、すくい面および切刃部における上部層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
（ｆ）また、上記（ｃ）の上部層について、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、
（ｇ）さらに、上記（ｃ）の上部層は、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、逃げ面における上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で３５％以上６０％未満の結晶粒の内部は、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おり、また、すくい面および切刃部における上記（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。
（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。」
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、２〜１５μｍ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、２〜１５μｍ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）の中間層および上記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、上記工具基体の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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表わした場合、
（ｄ）逃げ面における中間層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の２０％以上４５％未満の割合を占め、また、すくい面および切刃部における中間層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
（ｅ）逃げ面における上部層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の３０％以上６０％未満の割合を占め、また、すくい面および切刃部における上部層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
（ｆ）また、上記（ｃ）の上部層について、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、
（ｇ）さらに、上記（ｃ）の上部層は、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、逃げ面における上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で３５％以上６０％未満の結晶粒の内部は、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おり、また、すくい面および切刃部における上記（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。
（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。」
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、化学蒸着によって形成することができ、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靭性及び耐摩耗性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２μｍ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１５μｍを越えると、特に切削時の発熱および機械的な高負荷が作用する高速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２〜１５μｍ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、化学蒸着によって形成することができ、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靭性及び耐摩耗性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２μｍ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１５μｍを越えると、特に切削時の発熱および機械的な高負荷が作用する高速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２〜１５μｍと定めた。
（ｂ）レーザー処理：
この発明では、上記Ｔｉ化合物層（下部層）の成膜を行った後、成膜処理を一時中断し、逃げ面に形成されているＴｉ化合物層（下部層）にレーザー処理を施し、逃げ面のＴｉ化合物層（下部層）に意図的に凹凸を形成し、この上に、中間層、上部層を成膜する試験を行った結果、レーザー処理を施した逃げ面については、硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性を向上させることができることを確認した。その際、レーザー処理を施した下部層の表面粗さを測定すると、Ｒａ≧０．３（μｍ）であった。
具体的なレーザー処理は、例えば、次のようにして行う。
Ｔｉ化合物層（下部層）を被覆した逃げ面にレーザーを照射し、各走査線間隔が一定となるように線状にレーザーを走査・照射する。
その際、レーザービームの断面強度は、ガウシアン分布して波長１９０〜３６０ｎｍとし、ビームの断面形状を走査方向に対して扁平させた楕円にする。即ち、この形状は、走査方向を短軸、走査方向と直交する方向を長軸とした楕円形状である。そして、楕円の長軸／短軸比を１．５以上とし、走査線の重なりを長軸径の１／４〜１／３とする。また、走査するレーザービームのピークパワー密度は、０．８〜１．５ＭＷ／ｃｍ２とする。
この際、走査速度はレーザーの繰り返し周波数と走査方向（短軸長さ）の１／４〜１／３に対し、次の関係が成り立つ速度にて走査する。
走査速度[ｍｍ／ｓｅｃ]
＝（１／３＞走査方向径＞１／４[μｍ]）／（１／繰り返し周波数[Ｈｚ]）
また、この発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、また、その測定法については特段限定されるものではない。
この発明では、上記Ｔｉ化合物層（下部層）の成膜を行った後、成膜処理を一時中断し、逃げ面に形成されているＴｉ化合物層（下部層）にレーザー処理を施し、逃げ面のＴｉ化合物層（下部層）に意図的に凹凸を形成し、この上に、中間層、上部層を成膜する試験を行った結果、レーザー処理を施した逃げ面については、硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性を向上させることができることを確認した。その際、レーザー処理を施した下部層の表面粗さを測定すると、Ｒａ≧０．３（μｍ）であった。
具体的なレーザー処理は、例えば、次のようにして行う。
Ｔｉ化合物層（下部層）を被覆した逃げ面にレーザーを照射し、各走査線間隔が一定となるように線状にレーザーを走査・照射する。
その際、レーザービームの断面強度は、ガウシアン分布して波長１９０〜３６０ｎｍとし、ビームの断面形状を走査方向に対して扁平させた楕円にする。即ち、この形状は、走査方向を短軸、走査方向と直交する方向を長軸とした楕円形状である。そして、楕円の長軸／短軸比を１．５以上とし、走査線の重なりを長軸径の１／４〜１／３とする。また、走査するレーザービームのピークパワー密度は、０．８〜１．５ＭＷ／ｃｍ２とする。
この際、走査速度はレーザーの繰り返し周波数と走査方向（短軸長さ）の１／４〜１／３に対し、次の関係が成り立つ速度にて走査する。
走査速度[ｍｍ／ｓｅｃ]
＝（１／３＞走査方向径＞１／４[μｍ]）／（１／繰り返し周波数[Ｈｚ]）
また、この発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、また、その測定法については特段限定されるものではない。
この発明では、逃げ面のＴｉ化合物層（下部層）表面のみに、上記のレーザー処理を施し、その表面粗さＲａをＲａ≧０．３（μｍ）としたのち、成膜処理を再開し、この上に中間層および上部層を成膜すると、逃げ面の中間層の結晶配向性と上部層の結晶配向性およびΣ３形態を、すくい面及び切刃部のそれとは異なるものとすることができ、これによって、逃げ面の硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性を高めることができる。
そして、その結果、高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工においても、すくい面及び切れ刃面の耐摩耗性が優れるとともに、逃げ面の耐剥離性、耐摩耗性が向上した被覆工具を得ることができる。
そして、その結果、高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工においても、すくい面及び切れ刃面の耐摩耗性が優れるとともに、逃げ面の耐剥離性、耐摩耗性が向上した被覆工具を得ることができる。
（ｃ）α型Ａｌ2Ｏ3層（中間層）
α型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層は、Ｔｉ化合物層からなる下部層上に、例えば、前記特許文献１に記載される化学蒸着条件、すなわち、
通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ3：３〜１０％、ＣＯ2：０．５〜３％、Ｃ2Ｈ4：０．０１〜０．３％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜９００℃、
反応雰囲気圧力：３〜１３ｋＰａ、
の条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ2Ｏ3核を形成し、この場合Ａｌ2Ｏ3核は２０〜２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ2Ｏ3核薄膜であるのが望ましく、引き続いて、反応雰囲気を圧力：３〜１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００〜１２００℃に昇温した条件でＡｌ2Ｏ3核薄膜に加熱処理を施した状態で、α型Ａｌ2Ｏ3層を蒸着することによって形成することができる。
そして、この発明では、逃げ面の下部層にレーザー処理を施し、その表面粗さＲａを０．３（μｍ）以上としておくことによって、逃げ面には、すくい面及び切刃部とは異なった結晶配向性を有するα型Ａｌ2Ｏ3層が形成される。
即ち、Ｔｉ化合物層（下部層）の上に化学蒸着されたすくい面及び切刃部のα型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１（ａ），（ｂ）に示される通り、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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図２に例示される通り、傾斜角区分０〜１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める。
一方、逃げ面に形成された中間層（α型Ａｌ2Ｏ3層）については、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の２０％以上４５％未満である。
したがって、すくい面及び切刃部の中間層は、（０００１）面配向率の高いα型Ａｌ2Ｏ3層として構成されているが、逃げ面の（０００１）面配向率はすくい面及び切刃部に対して低く抑えられているため、逃げ面では下部層と中間層との付着強度が高められ、また、この中間層は、すぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を発揮し、さらに加えて、この上に蒸着形成されるＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層との付着強度も高められるため、その結果として、逃げ面の硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性を向上することができる。
なお、α型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層の平均層厚については、すくい面、逃げ面、切刃部の何れの面においても、中間層の平均層厚が１μｍ未満では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、その平均層厚は１〜５μｍと定めた。
α型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層は、Ｔｉ化合物層からなる下部層上に、例えば、前記特許文献１に記載される化学蒸着条件、すなわち、
通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ3：３〜１０％、ＣＯ2：０．５〜３％、Ｃ2Ｈ4：０．０１〜０．３％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７５０〜９００℃、
反応雰囲気圧力：３〜１３ｋＰａ、
の条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ2Ｏ3核を形成し、この場合Ａｌ2Ｏ3核は２０〜２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ2Ｏ3核薄膜であるのが望ましく、引き続いて、反応雰囲気を圧力：３〜１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００〜１２００℃に昇温した条件でＡｌ2Ｏ3核薄膜に加熱処理を施した状態で、α型Ａｌ2Ｏ3層を蒸着することによって形成することができる。
そして、この発明では、逃げ面の下部層にレーザー処理を施し、その表面粗さＲａを０．３（μｍ）以上としておくことによって、逃げ面には、すくい面及び切刃部とは異なった結晶配向性を有するα型Ａｌ2Ｏ3層が形成される。
即ち、Ｔｉ化合物層（下部層）の上に化学蒸着されたすくい面及び切刃部のα型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１（ａ），（ｂ）に示される通り、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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図２に例示される通り、傾斜角区分０〜１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める。
一方、逃げ面に形成された中間層（α型Ａｌ2Ｏ3層）については、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の２０％以上４５％未満である。
したがって、すくい面及び切刃部の中間層は、（０００１）面配向率の高いα型Ａｌ2Ｏ3層として構成されているが、逃げ面の（０００１）面配向率はすくい面及び切刃部に対して低く抑えられているため、逃げ面では下部層と中間層との付着強度が高められ、また、この中間層は、すぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を発揮し、さらに加えて、この上に蒸着形成されるＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層との付着強度も高められるため、その結果として、逃げ面の硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性を向上することができる。
なお、α型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層の平均層厚については、すくい面、逃げ面、切刃部の何れの面においても、中間層の平均層厚が１μｍ未満では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、その平均層厚は１〜５μｍと定めた。
（ｄ）Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層（上部層）
中間層の上に化学蒸着で形成するＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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）の範囲内とすることが望ましい。
中間層の上に化学蒸着で形成するＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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）の範囲内とすることが望ましい。
α型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層の上に形成する上記Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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成膜することができる。
即ち、まず、
（イ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ３： １〜５ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．０５〜０．１ ％、
ＣＯ2： ２〜６ ％、
ＨＣｌ： １〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．２５〜０．７５ ％、
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、２〜１５μｍ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Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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： １〜５ ％、
ＺｒＣｌ４： ０．０５〜０．１ ％、
ＣＯ2： ２〜６ ％、
ＨＣｌ： １〜５ ％、
Ｈ２Ｓ： ０．２５〜０．７５ ％、
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、２〜１５μｍ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Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層を形成することができる。
そして、この発明では、逃げ面の中間層は、前記のごとくすくい面及び切刃部とは異なった結晶配向を示したが、上部層についても、逃げ面の上部層と、すくい面及び切刃部の上部層とは異なった結晶配向を示した。
即ち、すくい面及び切刃部の上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、傾斜角区分０〜１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占めた。
一方、逃げ面に形成された上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層）については、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の３０％以上６０％未満であった。
したがって、すくい面及び切刃部の上部層は、（０００１）面配向率の高いＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層として構成され高温強度に優れ、一方、逃げ面の上部層の（０００１）面配向率はすくい面及び切刃部に対して低く抑えているため、逃げ面においては耐剥離性、耐摩耗性にすぐれた上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層）が形成される。
即ち、すくい面及び切刃部の上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、傾斜角区分０〜１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占めた。
一方、逃げ面に形成された上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層）については、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の３０％以上６０％未満であった。
したがって、すくい面及び切刃部の上部層は、（０００１）面配向率の高いＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層として構成され高温強度に優れ、一方、逃げ面の上部層の（０００１）面配向率はすくい面及び切刃部に対して低く抑えているため、逃げ面においては耐剥離性、耐摩耗性にすぐれた上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層）が形成される。
また、上記上部層（Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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３（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、結晶粒径の大きい多角形状であり、また、図３（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る。
ここで、本発明でいう「たて長」形状とは、結晶粒の層厚方向の平均長さ（平均高さ）が、層厚方向に垂直な方向の結晶粒の平均幅よりも大きい組織構造をいう。
ここで、本発明でいう「たて長」形状とは、結晶粒の層厚方向の平均長さ（平均高さ）が、層厚方向に垂直な方向の結晶粒の平均幅よりも大きい組織構造をいう。
また、上記Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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０．５０〜０．７５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、切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層は、図３（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３（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。
さらに、上記Ｚｒ含有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、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、
すくい面及び切刃部の上部層については、図４に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察されるＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層を構成する平板多角形（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り、また、逃げ面の上部層については、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３５％以上６０％未満の結晶粒の内部は、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、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、高硬度鋼の高速切削加工時に、すくい面及び切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、
すくい面及び切刃部の上部層については、図４に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察されるＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層を構成する平板多角形（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り、また、逃げ面の上部層については、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３５％以上６０％未満の結晶粒の内部は、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、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、高硬度鋼の高速切削加工時に、すくい面及び切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、耐チッピング性の向上が図られる。
また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層の平均層厚については、すくい面及び切刃部ばかりでなく、逃げ面においても、上部層の平均層厚が２μｍ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、上部層の平均層厚が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２〜１５μｍと定めた。
上記のとおり、この発明の被覆工具は、すくい面及び切刃部に被覆された中間層の（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温強度、耐熱性を備え、一方、逃げ面に被覆された中間層は（０００１）面配向率が切刃に対して相対的に低いが、下部層とのすぐれた付着強度を有し、また、切刃部、すくい面及び逃げ面の上部層を構成するＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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たことにより、一段とすぐれた表面性状、高温強度を具備し、さらに、逃げ面の上部層を構成するＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層は中間層との高い付着強度を有し耐剥離性、耐摩耗性にすぐれ一方、すくい面及び切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層はすぐれた耐チッピング性を有することから、このような硬質被覆層を形成した被覆工具は、高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工においても、すくい面及び切れ刃面のすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性および逃げ面のすぐれた耐剥離性、耐摩耗性が発揮されることによって、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・ＣＮＭＧ１２０４０８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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８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６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、すくい面及び切刃部のＴｉ化合物層（下部層）に対しはレーザー処理を行わずに、表７に示される表面粗さのＴｉ化合物層（下部層）を形成し、一方、逃げ面上のＴｉ化合物層（下部層）に対しはレーザー処理を施し、表８に示される表面粗さのＴｉ化合物層（下部層）を形成し、
（ｃ）ついで、表４に示される条件でＴｉ化合物層（下部層）上にＡｌ2Ｏ3核薄膜を形成し、その後加熱処理を施した状態で、表３に示される条件にて、表７、表８に示される目標層厚のα型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層を、切刃部、すくい面、逃げ面に蒸着形成し、
（ｄ）次に、表５に示される蒸着条件により、同じく表７、表８に示される目標層厚のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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６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、すくい面及び切刃部のＴｉ化合物層（下部層）に対しはレーザー処理を行わずに、表７に示される表面粗さのＴｉ化合物層（下部層）を形成し、一方、逃げ面上のＴｉ化合物層（下部層）に対しはレーザー処理を施し、表８に示される表面粗さのＴｉ化合物層（下部層）を形成し、
（ｃ）ついで、表４に示される条件でＴｉ化合物層（下部層）上にＡｌ2Ｏ3核薄膜を形成し、その後加熱処理を施した状態で、表３に示される条件にて、表７、表８に示される目標層厚のα型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層を、切刃部、すくい面、逃げ面に蒸着形成し、
（ｄ）次に、表５に示される蒸着条件により、同じく表７、表８に示される目標層厚のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、下部層に対するレーザー処理を行わずに、表４に示される条件でＴｉ化合物層（下部層）上にＡｌ2Ｏ3核薄膜を形成し、その後加熱処理を施した状態で、表３に示される条件にて、表９に示される目標層厚のα型Ａｌ2Ｏ3層からなる中間層を、切刃部、すくい面、逃げ面に蒸着形成し、ついで、表５に示される蒸着条件により、表９に示される目標層厚のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、表９に示される目標層厚のＴｉ化合物層とα型Ａｌ2Ｏ3層とＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層とからなる硬質被覆層を設けた比較被覆工具１〜１５をそれぞれ製造した。
なお、比較被覆工具１〜１５の工具基体種別、下部層種別、下部層厚、中間層厚および上部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具１〜１５のそれと同じである。
なお、比較被覆工具１〜１５の工具基体種別、下部層種別、下部層厚、中間層厚および上部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具１〜１５のそれと同じである。
表７には、本発明被覆工具１〜１５のレーザー処理を施していないすくい面及び切刃部のＴｉ化合物層（下部層）の表面粗さを示し、また、表８には、本発明被覆工具１〜１５のレーザー処理によって表面を凹凸化した逃げ面のＴｉ化合物層（下部層）の表面粗さを示す。
表９には、参考のために、レーザー処理を施していない比較被覆工具１〜１５の下部層の表面粗さＲａも示す。
表９には、参考のために、レーザー処理を施していない比較被覆工具１〜１５の下部層の表面粗さＲａも示す。
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１５の硬質被覆層の中間層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層、同上部層を構成するＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１５の各層について、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、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフ作成した。
傾斜角度数分布グラフの一例として、図２（ａ）に、本発明被覆工具３の切刃部の中間層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフ、図２（ｂ）に、本発明被覆工具３の逃げ面の中間層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフを示す。
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。
すなわち、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１５の各層について、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、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフ作成した。
傾斜角度数分布グラフの一例として、図２（ａ）に、本発明被覆工具３の切刃部の中間層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフ、図２（ｂ）に、本発明被覆工具３の逃げ面の中間層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフを示す。
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９には、本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１５のα型Ａｌ2Ｏ3層、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層の傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。
表７、表８から明らかなように、本発明被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部においては、傾斜角度数分布グラフにおける０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数割合は、α型Ａｌ2Ｏ3層では４５％以上、また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では６０％以上であるのに対して、本発明被覆工具１〜１５の逃げ面においては、傾斜角度数分布グラフにおける０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数割合は、α型Ａｌ2Ｏ3層では２０〜４５％未満、また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では３０〜６０％未満であった。
なお、表９に示すように、比較被覆工具１〜１５では、切刃部、すくい面および逃げ面のいずれの面についても、傾斜角度数分布グラフにおける０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数割合は、α型Ａｌ2Ｏ3層では４５％以上、また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では６０％以上であった。
表７、表８から明らかなように、本発明被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部においては、傾斜角度数分布グラフにおける０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数割合は、α型Ａｌ2Ｏ3層では４５％以上、また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では６０％以上であるのに対して、本発明被覆工具１〜１５の逃げ面においては、傾斜角度数分布グラフにおける０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数割合は、α型Ａｌ2Ｏ3層では２０〜４５％未満、また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では３０〜６０％未満であった。
なお、表９に示すように、比較被覆工具１〜１５では、切刃部、すくい面および逃げ面のいずれの面についても、傾斜角度数分布グラフにおける０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数割合は、α型Ａｌ2Ｏ3層では４５％以上、また、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では６０％以上であった。
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１５の上部層を構成するＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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および比較被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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３（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３（ａ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具２の組織構造模式図、また、図３（ｃ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１1の、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）。
また、比較被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部についても、本発明の場合と同様な結晶粒組織構造が観察された。
すなわち、まず、上記の本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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３（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３（ａ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具２の組織構造模式図、また、図３（ｃ）は、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１1の、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）。
また、比較被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部についても、本発明の場合と同様な結晶粒組織構造が観察された。
つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１５および比較被覆工具１〜１５の切刃部、すくい面、逃げ面のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、本発明被覆工具１〜１５の切刃部、すくい面、逃げ面の各面のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、表８に示した。
また、比較被覆工具１〜１５についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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９に示した。
Σ３対応界面割合は、測定範囲内（３０×５０μｍ）に存在する各々の結晶粒を色彩識別することで、各々の結晶粒の面積を算出し、その中で、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を全結晶粒の面積各結晶粒の総和で除することで算出し、前記算出法によって求めた５箇所の測定範囲の平均値をΣ３対応界面割合(%)として定義した。
まず、本発明被覆工具１〜１５の切刃部、すくい面、逃げ面の各面のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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、表８に示した。
また、比較被覆工具１〜１５についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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９に示した。
Σ３対応界面割合は、測定範囲内（３０×５０μｍ）に存在する各々の結晶粒を色彩識別することで、各々の結晶粒の面積を算出し、その中で、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を全結晶粒の面積各結晶粒の総和で除することで算出し、前記算出法によって求めた５箇所の測定範囲の平均値をΣ３対応界面割合(%)として定義した。
表７、表８に示される通り、本発明被覆工具１〜１５のすくい面及び切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層については、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は６０％以上であるのに対して、逃げ面については、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は３５％以上６０％未満であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は小さいことがわかる。
また、比較被覆工具１〜１５については、表９に示される通り、切刃部、すくい面および逃げ面のいずれの面についても、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は６０％以上であった。
また、比較被覆工具１〜１５については、表９に示される通り、切刃部、すくい面および逃げ面のいずれの面についても、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は６０％以上であった。
また、本発明被覆工具１〜１５の切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層および比較被覆工具１〜１５の切刃部のＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3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９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１〜１５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１〜１５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・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の丸棒、
切削速度： ３００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも逃げ面の硬質被覆層の摩耗量、剥離の有無を測定・観察した。
この測定結果を表１０に示した。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の丸棒、
切削速度： ３００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の丸棒、
切削速度： ２５０ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．１７ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： ５ 分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも逃げ面の硬質被覆層の摩耗量、剥離の有無を測定・観察した。
この測定結果を表１０に示した。
表７〜１０に示される結果から、本発明被覆工具１〜１５は、すくい面及び切刃部の中間層として、（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示すα型Ａｌ2Ｏ3層が形成され、さらに、この上にＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層からなる上部層が構成され、該上部層が、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、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示し、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が６０％以上と高いことによって、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、また、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備し、その一方、逃げ面のＴｉ化合物層からなる下部層の表面がレーザー処理によって、その表面粗さＲａが０．３（μｍ）以上となるように凹凸化され、その結果、逃げ面の（０００１）面配向率は、α型Ａｌ2Ｏ3層では２０％以上４５％未満に低減され、Ｚｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層では３０％以上６０％未満に低減され、加えて、逃げ面におけるＺｒ含有α型Ａｌ2Ｏ3層の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が３５％以上６０％未満に低減されることにより、高熱発生を伴う合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工で、すくい面及び切刃部の硬質被覆層はすぐれた高温強度、耐チッピング性を発揮するとともに、逃げ面の硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性が一段と改善されることによって、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を示し、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、切刃部、すくい面および逃げ面のいずれの面も同様な硬質被覆層が形成された比較被覆工具１〜１５については、合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工では、特に、逃げ面の硬質被覆層の剥離発生、耐摩耗性の低下によって、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、切刃部、すくい面および逃げ面のいずれの面も同様な硬質被覆層が形成された比較被覆工具１〜１５については、合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速切削加工では、特に、逃げ面の硬質被覆層の剥離発生、耐摩耗性の低下によって、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、高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工でも、チッピングの発生なく、すぐれた耐剥離性、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 (2)
- 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、２〜１５μｍ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、２〜１５μｍ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）の中間層および上記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、上記工具基体の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）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表わした場合、
（ｄ）逃げ面における中間層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の２０％以上４５％未満の割合を占め、また、すくい面および切刃部における中間層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
（ｅ）逃げ面における上部層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の３０％以上６０％未満の割合を占め、またすくい面および切刃部における上部層は、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
（ｆ）また、上記（ｃ）の上部層について、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、
（ｇ）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、逃げ面における上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で３５％以上６０％未満の結晶粒の内部は、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おり、また、すくい面および切刃部における上記（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。
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