JP5890594B2 - 被覆工具 - Google Patents

Description

本発明は、基体の表面に被覆層を有する被覆工具に関する。

従来から、超硬合金やサーメット、セラミックス等の基体表面に、炭化チタン層、窒化チタン層、炭窒化チタン層、酸化アルミニウム層及び窒化チタンアルミニウム層等が単数又は複数形成された切削工具等の被覆工具が知られている。

このような切削工具は、最近の切削加工の高能率化に従って、大きな衝撃が切刃にかかる重断続切削等に用いられる機会が増えており、係る過酷な切削条件においては、被覆層にかかる大きな衝撃によるチッピングや被覆層の剥離を抑制するため、耐欠損性・耐摩耗性の向上が求められている。

上記切削工具において耐欠損性を向上させる技術として、特許文献１では、酸化アルミニウム層の粒径と層厚を適正化すると共に、（０１２）面における組織化係数（Ｔｅｘｔｕｒｅ Ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ：配向係数）を１．３以上とすることにより、緻密で耐欠損性の高い酸化アルミニウム層を形成することができる技術が開示されている。また、特許文献２では、酸化アルミニウム層の（０１２）面における組織化係数を２．５以上とすることで、酸化アルミニウム層における残留応力が解放されやすくすることにより、酸化アルミニウム層の耐欠損性を向上させることができる技術が開示されている。

さらに、特許文献３では、上記切削工具において耐摩耗性を向上させる技術として、中間層の直上に位置する酸化アルミニウム層が、異なるＸ線回折パターンを示す２層以上の単位層を積層してなるように形成されることにより、被膜の強度及び靭性を向上させることができる技術が開示されている。

また、特許文献４では、酸化アルミニウム層の（００６）面配向係数を１．８以上と高め、かつ（１０４）面と（１１０）面とのピーク強度比Ｉ（１０４）／Ｉ（１１０）と所定の範囲に制御した切削工具が開示されている。

さらに、特許文献５では、酸化アルミニウム層の（１０４）面と（０１２）面とのピーク強度比Ｉ（１０４）／Ｉ（０１２）を、酸化アルミニウム層の下側の第一面よりも第二面で大きくした切削工具が開示されている。

特許平６−３１６７５８号公報 特開２００３−０２５１１４号公報 特開平１０−２０４６３９号公報 特開２０１３−１３２７１７号公報 特開２００９−２０２２６４号公報

上記特許文献１〜５に記載されている被覆工具では、被覆層の耐摩耗性および耐欠損性が不十分であった。特に、酸化アルミニウム層に微小チッピングが発生し、これが引き金になって摩耗が進行しやすく、酸化アルミニウム層の更なる改善が求められていた。

本実施形態の被覆工具は、基体と、該基体の表面に設けられた被覆層とを備え、
前記被覆層上に切刃と逃げ面とを有し、
前記被覆層は、少なくとも炭窒化チタン層とα型結晶構造の酸化アルミニウム層とを順に積層した部位を含み、
Ｘ線回折分析にて分析される前記酸化アルミニウム層のピークを基に、下記式で表される値を配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）としたとき、
逃げ面側における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される配向係数Ｔｃ１（０ １ １４）が１．０以上である。
配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ_０(ｈｋｌ)｝／〔（１／８）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ_０（ＨＫＬ）｝〕
ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）、（０ １ １４）の結晶面、
Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、前記酸化アルミニウム層のＸ線回折分析において検出される各結晶面に帰属されるピークのピーク強度
Ｉ_０（ＨＫＬ）およびＩ_０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．４３−１４８４に記載された各結晶面の標準回折強度

本実施形態によれば、逃げ面における酸化アルミニウム層の表面側から測定されるピークの配向係数Ｔｃ１（０ １ １４）が１．０以上と高いことによって、酸化アルミニウム層のチッピングが抑制されて耐摩耗性が向上し、長期間使用可能な被覆工具となる。

本実施形態に係る被覆工具の一実施例である切削工具の概略斜視図である。 図１の切削工具の概略断面図である。

本実施形態の被覆工具の一実施態様を示す切削工具（以下、単に工具と略す）１は、図１に示すように、工具１の一方の主面がすくい面２を、側面が逃げ面３を、それぞれなしており、すくい面２と逃げ面３とのなす交差稜線部が切刃４をなしている。

また、図２に示すように、工具１は、基体５と、この基体５の表面に設けられた被覆層６を備えている。被覆層６は、基体５側から順に、下層７、炭窒化チタン層８、中間層９、酸化アルミニウム層１０、表層１１が積層されたものからなる。なお、酸化アルミニウム層１０はα型結晶構造からなる。

本実施態様において、Ｘ線回折分析にて酸化アルミニウム層１０のピークにおいて、下記式で表される値を配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）と定義する。
配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ_０(ｈｋｌ)｝／〔（１／８）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ_０（ＨＫＬ）｝〕
ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）、（０ １ １４）の結晶面
Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、酸化アルミニウム層１０のＸ線回折分析において検出される各結晶面に帰属されるピークのピーク強度
Ｉ_０（ＨＫＬ）およびＩ_０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．４３−１４８４に記載された各結晶面の標準回折強度
そして、逃げ面３側における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークの配向係数Ｔｃ１、逃げ面３側において、酸化アルミニウム層１０の一部を研磨して、酸化アルミニウム層１０の基体側部分のみを残した状態での測定で検出される基体側ピークにおける配向係数をＴｃ２、すくい面２側における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークの配向係数Ｔｃ３と定義する。

本実施形態によれば、配向係数Ｔｃ１（０ １ １４）が１．０以上である。これによって、酸化アルミニウム層１０の耐摩耗性が向上する。その結果、長期間使用可能な工具１となる。ここで、配向係数Ｔｃ１（０ １ １４）が高くなる、すなわち（０ １ １４）面のピーク強度Ｉ（０ １ １４）の比率が高くなると、酸化アルミニウム層１０の表面側から成膜方向（表面に垂直な方向）にかかる衝撃に対して、酸化アルミニウム層１０を構成する酸化アルミニウム結晶がしなり易くなり、破壊に対する耐性が高くなると思われる。そのため、酸化アルミニウム層１０の表面側においては、配向係数Ｔｃ１（０ １ １４）を高くすることによって、酸化アルミニウム層１０の表面に発生する微小チッピングが抑制されて、微小チッピングに起因する摩耗の進行を抑制することができるものと思われる。Ｔｃ１（０ １ １４）の特に望ましい範囲は１．３〜１０であり、特に望ましい範囲は１．５〜５であり、さらに望ましい範囲は２．０〜３．５である。

ここで、本実施態様によれば、Ｔｃ１（０ １ １４）とＴｃ２（０ １ １４）を比較したとき、Ｔｃ１（０ １ １４）がＴｃ２（０ １ １４）よりも大きくなっている。すなわち、Ｔｃ２（０ １ １４）はＴｃ１（０ １ １４）よりも小さくなっている。配向係数Ｔｃ２（０ １ １４）が高くなると、酸化アルミニウム層１０の表面に平行な方向への熱膨張率と、酸化アルミニウム層１０の下層の中間層９や炭窒化チタン層８の表面に平行な方向への熱膨張率との差が大きくなり、酸化アルミニウム層１０が中間層９や炭窒化チタン層８に対して剥離しやすくなる傾向にある。

そこで、酸化アルミニウム層１０のＴｃ２（０ １ １４）は小さくすることによって、酸化アルミニウム層１０の剥離を抑制することができる。Ｔｃ２（０ １ １４）の望ましい範囲は、０．３〜１．５である。

また、酸化アルミニウム層１０のＴｃ２（０ １ １４）とＴｃ１（０ １ １４）の測定方法について説明する。酸化アルミニウム層１０のＸ線回折分析は、一般的なＣｕＫα線を用いたＸ線回折分析の装置を用いて測定する。Ｘ線回折チャートから酸化アルミニウム層１０の各結晶面のピーク強度を求めるにあたり、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．４３−１４８４に記載された各結晶面の回折角を確認して、検出されたピークの結晶面を同定し、そのピーク強度を測定する。

ここで、Ｘ線回折分析にて検出されるピークの同定はＪＣＰＤＳカードを用いて行うが、被覆層６に存在する残留応力等によってピークの位置がずれることがある。そのために、検出されたピークが酸化アルミニウム層１０のピークであるかどうかを確認するには、酸化アルミニウム層１０を研磨した状態でＸ線回折分析を行い、研磨する前後で検出されるピークを比較する。この差異によって、酸化アルミニウム層１０のピークであることを確認できる。

Ｔｃ１（ｈｋｌ）を測定するには、逃げ面３側における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークを測定する。具体的には、酸化アルミニウム層１０の表面側から酸化アルミニウム層１０の基体５側を含めて、酸化アルミニウム層１０のピーク強度を測定する。より詳細には、表層１１を研磨除去した状態あるいは表層１１を研磨しない状態で、被覆層６に対してＸ線回折分析を行う。得られた各ピークのピーク強度を測定して、配向係数Ｔｃ１（ｈｋｌ）を算出する。なお、表層１１を研磨除去する際には、酸化アルミニウム層１０の厚みの２０％以下の厚みが除去されていてもよい。また、表層１１に対して研磨しない状態でＸ線回折分析を行った場合であっても、酸化アルミニウムの８本のピークが測定できれば良い。なお、表面側ピークは、酸化アルミニウム層１０の基体５側の配向状態も含んで検出されるが、酸化アルミニウム層１０のＸ線回折分析の測定面に近い位置の組織状態が、ピークにより大きく影響を及ぼすことから、表面側ピークに及ぼす基体５側の配向状態の影響は小さい。Ｔｃ３（ｈｋｌ）についても、すくい面２側における酸化アルミニウム層１０の表面側ピークに基づいて同様に測定する。

Ｔｃ２（ｈｋｌ）を測定するには、逃げ面３側の酸化アルミニウム層１０の一部を研磨して、酸化アルミニウム層１０の基体側部分のみを残した状態でピーク強度を測定する。具体的には、まず、被覆層６の酸化アルミニウム層１０を酸化アルミニウム層１０の研磨前の厚みに対して１０〜４０％の厚みとなるまで研磨する。研磨は、ダイヤモンド砥粒を用いたブラシ加工や弾性砥石による加工、又はブラスト加工等で行う。その後、酸化アルミニウム層１０の研磨された部分に対して、酸化アルミニウム層１０の表面側部分における測定と同条件でＸ線回折分析を行い、酸化アルミニウム層１０のピークを測定し、配向係数Ｔｃ２（ｈｋｌ）を算出する。

なお、配向係数ＴｃはＪＣＰＤＳカードで規定された無配向の標準データに対する比率で求められるので、各結晶面の配向度合いを表す指標である。また、Ｔｃ（ｈｋｌ）の「（ｈｋｌ）」は配向係数を算出する結晶面を示す。

また、本実施態様によれば、逃げ面３側における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークにおいて、Ｉ（１０４）およびＩ（１１６）が一番目と二番目に強くなっている。これによって、逃げ面３側において微小チッピングに起因するフランク摩耗が抑制される傾向にある。Ｉ（０ １ １４）は八番目以内のピーク強度であり、特に望ましくは三番目から六番目のピーク強度である。

さらに、本実施態様によれば、逃げ面３側の酸化アルミニウム層の表面側ピークにおけるＴｃ１（１０４）が、逃げ面３側の酸化アルミニウム層の基体側ピークにおけるＴｃ３（１０４）よりも大きい。これによって、逃げ面３におけるフランク摩耗を抑制できて、切削工具１の耐欠損性を高める効果がある。

なお、試験をした結果、Ｔｃ１（１０４）がＴｃ３（１０４）よりも大きくなるのみでは、酸化アルミニウム層１０の耐チッピング性の向上が不十分であり、Ｔｃ１（０ １ １４）が１．０以上であることによって、酸化アルミニウム層１０の耐クレータ摩耗が大幅に向上することがわかった。

本実施形態においては、配向係数Ｔｃ３（１０４）がＴｃ１（１０４）よりも小さい。これによって、すくい面２におけるクレータ摩耗が抑制できるとともに、逃げ面３における耐チッピング性が抑制できる。

炭窒化チタン層８は、いわゆるＭＴ(Moderate Temperature)−炭窒化チタン層８ａと、ＨＴ−炭窒化チタン層８ｂとが、基体側から順に存在する積層体からなる。ＭＴ−炭窒化チタン層８ａは、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを原料として含み、成膜温度が７８０〜９００℃と比較的低温で成膜した柱状結晶からなる。ＨＴ(High Temperature)−炭窒化チタン層８ｂは、成膜温度が９５０〜１１００℃と高温で成膜した粒状結晶からなる。本実施態様によれば、ＨＴ−炭窒化チタン層８ｂの表面には酸化アルミニウム層１０に向かって先細りする断面視で三角形形状の突起が形成され、これによって、酸化アルミニウム層１０の密着力が高まり、被覆層６の剥離やチッピングを抑えることができる。

また、本実施態様によれば、中間層９は、ＨＴ−炭窒化チタン層８ｂの表面に設けられる。中間層９は、チタンと酸素とを含有し、例えばＴｉＡｌＣＮＯ、ＴｉＣＮＯ等からなり、図２はこれらが積層された下部中間層９ａと上部中間層９ｂとからなっている。これによって、酸化アルミニウム層１０を構成する酸化アルミニウム粒子はα型結晶構造となる。α型結晶構造からなる酸化アルミニウム層１０は、硬度が高く、被覆層６の耐摩耗性を高めることができる。中間層９が、ＴｉＡｌＣＮＯからなる下部中間層９ａと、ＴｉＣＮＯからなる上部中間層９ｂとの積層構造からなることによって、切削工具１の耐欠損性を高める効果がある。なお、炭窒化チタン層８は６．０〜１３．０μｍの厚みで、また、中間層９は０．０５〜０．５μｍの厚みで、それぞれ設けられる。

さらに、下層７及び表層１１は、窒化チタンにより構成されている。なお、他の実施態様においては、下層７および表層１１の少なくとも一方を備えないものであっても良い。また、下層７は０．１〜１．０μｍの厚みで、表層１１は０．１〜３．０μｍの厚みで設けられる。

なお、各層の厚みおよび各層を構成する結晶の性状は、工具１の断面における電子顕微鏡写真（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真または透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真）を観察することにより、測定することが可能である。また、本実施形態においては、被覆層６の各層を構成する結晶の結晶形態が柱状であるとは、各結晶の被覆層６の厚み方向の長さに対する前記平均結晶幅の比が平均で０．３以下の状態を指す。一方、この各結晶の被覆層の厚み方向の長さに対する前記平均結晶幅の比が平均で０．３を超えるものは、結晶形態が粒状であると定義する。

一方、工具１の基体５は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種と、からなる硬質相を、コバルト（Ｃｏ）やニッケル（Ｎｉ）等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金やＴｉ基サーメット、またはＳｉ_３Ｎ_４、Ａｌ_２Ｏ_３、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）等のセラミックスが挙げられる。中でも、工具１のような切削工具として用いる場合には、基体５は、超硬合金またはサーメットからなることが耐欠損性および耐摩耗性の点でよい。また、用途によっては、基体５は炭素鋼、高速度鋼、合金鋼等の金属からなるものであっても良い。

さらに、上記切削工具は、すくい面２と逃げ面３との交差部に形成された切刃４を被切削物に当てて切削加工するものであり、上述した優れた効果を発揮することができる。また、本実施形態の被覆工具は、切削工具以外にも、掘削工具、刃物等の各種の用途へ応用可能であり、この場合にも優れた機械的信頼性を有するものである。

次に、本発明に係る被覆工具の製造方法について、工具１の製造方法の一例を参考にして説明する。

まず、基体５となる硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形した後、真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体５を作製する。そして、上記基体５の表面に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。

次に、その表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を成膜する。

まず、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を８００〜９４０℃、８〜５０ｋＰａとして、下層７であるＴｉＮ層を成膜する。

その後、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜３．０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を７８０〜８８０℃、５〜２５ｋＰａとして、ＭＴ−炭窒化チタン層を成膜する。このとき、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの含有比率を成膜初期よりも成膜後期で増すことによって、炭窒化チタン層を構成する炭窒化チタン柱状結晶の平均結晶幅を基体側よりも表面側のほうが大きい構成とすることができる。

次に、炭窒化チタン層８の上側部分を構成するＨＴ−炭窒化チタン層を成膜する。本実施態様によれば、ＨＴ−炭窒化チタン層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜４体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜２０体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとして成膜する。

さらに、中間層９を作製する。本実施態様についての具体的な成膜条件は、第１段階として、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを３〜３０体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを３〜１５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜１０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを０．５〜１体積％、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜３体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとして成膜する。この工程によって、炭窒化チタン層８の表面に凹凸のある中間層９が成膜される。

続いて、中間層９の第２段階として、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを３〜１５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを３〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜２５体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを１〜５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとして成膜する。なお、本工程は上記窒素（Ｎ_２）ガスをアルゴン（Ａｒ）ガスに変更してもよい。この工程によって、中間層９の表面の凹凸が微細になり、次に成膜される酸化アルミニウム層１０中の酸化アルミニウム結晶の成長状態を調整することができる。

そして、酸化アルミニウム層１０を成膜する。まず、酸化アルミニウム結晶の核を形成する。三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを５〜１０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．１〜１．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．１〜５．０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとする。この第１段階の成膜によって、成膜される酸化アルミニウム結晶の成長状態を変え、酸化アルミニウム層１０のＴｃ（０ １ １４）を制御する。

次に、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを１．５〜５．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０〜１．０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜２０ｋＰａに変えて成膜する。この第２段階の成膜工程によって、酸化アルミニウム層１０の基体側に成膜される酸化アルミニウム結晶の成長状態を調整して、基体側Ｔｃ（０ １ １４）を制御する。

続いて、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを５〜１５体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜２．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０．０〜１．０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜２０ｋＰａに変更して酸化アルミニウム層１０を成膜する。この第３段階の成膜工程によって、酸化アルミニウム層１０の表面側に成膜される酸化アルミニウム結晶の成長状態を調整して、表面側Ｔｃ（０ １ １４）を制御する。

そして、所望により、表層（ＴｉＮ層）１１を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を９６０〜１１００℃、１０〜８５ｋＰａとして成膜する。

その後、所望により、成膜した被覆層６の表面の少なくとも切刃部を研磨加工する。この研磨加工により、切刃部が平滑に加工され、被削材の溶着を抑制して、さらに耐欠損性に優れた工具となる。

まず、平均粒径１．２μｍの金属コバルト粉末を６質量％、平均粒径２．０μｍの炭化チタン粉末を０．５質量％、平均粒径２．０μｍの炭化ニオブ粉末を５質量％、残部が平均粒径１．５μｍのタングステンカーバイト粉末の割合で添加、混合し、プレス成形により工具形状（ＣＮＭＧ１２０４０８）に成形した。その後、脱バインダ処理を施し、１５００℃、０．０１Ｐａの真空中において、１時間焼成して超硬合金からなる基体を作製した。その後、作製した基体にブラシ加工をし、切刃となる部分にＲホーニングを施した。

次に、上記超硬合金の基体に対して、化学気相蒸着（ＣＶＤ）法により、表１の成膜条件で被覆層を成膜して、切削工具を作製した。表１、２において、各化合物は化学記号で表記した。

上記試料について、まず、すくい面において、被覆層に対して研磨することなくＣｕＫα線によるＸ線回折分析を行い、ＪＣＰＤＳカードの（０ １ １４）面、（１０４）面、（１１６）面の各結晶面の配向係数Ｔｃ３（ｈｋｌ）を算出した。次に、逃げ面の平坦面において、被覆層に対して研磨することなく、ＣｕＫα線によるＸ線回折分析を行い、酸化アルミニウム層の表面側から測定した表面側ピーク（表中、表面側または表面側ピークと記載）の同定と、各ピークのピーク強度を測定した。また、表面側ピークについて、最も強度の高いピークと２番目に強度の高いピークとを確認するとともに、ＪＣＰＤＳカードの（０ １ １４）面、（１０４）面、（１１６）面の各結晶面の配向係数Ｔｃ１（ｈｋｌ）を算出した。また、逃げ面において、酸化アルミニウム層の厚みの１０〜４０％の厚みとなるまで研磨し、同様にＸ線回折分析によって、酸化アルミニウム層の一部を研磨して基体側部分のみを残した状態で測定した基体側ピーク（表中、基体側と記載）の同定と、各ピークのピーク強度を測定した。得られた各ピークのピーク強度を用いて、（０ １ １４）面、（１０４）面、（１１６）面の各結晶面の配向係数Ｔｃ２（ｈｋｌ）を算出した。なお、上記Ｘ線回折測定は、任意の３つの試料について測定し、その平均値で評価した。また、上記工具の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、各層の厚みを測定した。結果は表２〜４に示した。

次に、得られた切削工具を用いて、下記の条件において、連続切削試験及び断続切削試験を行い、耐摩耗性及び耐欠損性を評価した。結果は表４に示した。
（連続切削条件）
被削材 ：クロムモリブデン鋼材（ＳＣＭ４３５）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：２５分
その他 ：水溶性切削液使用
評価項目：走査型電子顕微鏡にて刃先ホーニング部分を観察し、実際に摩耗している部分において、逃げ面におけるフランク摩耗幅と、すくい面におけるクレータ摩耗幅を測定。
（断続切削条件）
被削材 ：クロムモリブデン鋼 ４本溝入り鋼材（ＳＣＭ４４０）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
その他 ：水溶性切削液使用
評価項目：欠損に至る衝撃回数を測定。

表１〜４の結果によれば、逃げ面における酸化アルミニウム層の表面側ピークのＴｃ１（０ １ １４）が１．０未満の試料Ｎｏ．８〜１０は、いずれも、摩耗の進行が早く、かつ酸化アルミニウム層が衝撃によって剥離しやすいものであった。

一方、Ｔｃ１（０ １ １４）が１．０以上の試料Ｎｏ．１〜７においては、酸化アルミニウム層の微小チッピングが抑制されるとともに、剥離もほとんど発生しなかった。特に、酸化アルミニウム層の表面側ピークにおいて、（１０４）面および（１１６）面が１番目と２番目に高いピークからなる試料Ｎｏ．１〜４、６に関しては、試料Ｎｏ．５、７に比べてクレータ摩耗幅がより小さく、耐摩耗性について特に優れていた。また、基体側の配向係数Ｔｃ２（０ １ １４）が表面側の配向係数Ｔｃ１（０ １ １４）よりも小さい試料Ｎｏ．１〜６は、特にクレータ摩耗が小さかった。さらに、すくい面における表面側ピークの配向係数Ｔｃ３（１０４）が、逃げ面における表面側ピークの配向係数Ｔｃ１（１０４）よりも小さい試料Ｎｏ．１〜６は、特に欠損に至る衝撃回数が多くなった。

１・・・切削工具
２・・・すくい面
３・・・逃げ面
４・・・切刃
５・・・基体
６・・・被覆層
７・・・下層
８・・・炭窒化チタン層
８ａ・・・ＭＴ−炭窒化チタン層
８ｂ・・・ＨＴ−炭窒化チタン層
９・・・中間層
９ａ・・・下部中間層
９ｂ・・・上部中間層
１０・・酸化アルミニウム層
１１・・・表層

Claims (4)

1. 基体と、該基体の表面に設けられた被覆層とを備え、
   前記被覆層上に切刃と逃げ面とを有し、
   前記被覆層は、少なくとも炭窒化チタン層とα型結晶構造の酸化アルミニウム層とが前記基体側から順に位置した部位を含み、
   Ｘ線回折分析にて分析される前記酸化アルミニウム層のピークを基に、下記式で表される値を配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）としたとき
   逃げ面側における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される配向係数Ｔｃ１（０
   １ １４）が１．０以上である被覆工具。
   配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ_０(ｈｋｌ)｝／〔（１／８）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ_０（ＨＫＬ）｝〕
   ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）、（０ １ １４）の結晶面、
   Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、前記酸化アルミニウム層のＸ線回折分析において検出される各結晶面に帰属されるピークのピーク強度
   Ｉ_０（ＨＫＬ）およびＩ_０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．４３−１４８４に記載された各結晶面の標準回折強度
2. 前記逃げ面側の前記酸化アルミニウム層の一部を研磨して、当該酸化アルミニウム層の基体側部分のみを残した状態での測定で検出される配向係数Ｔｃ２（０ １ １４）が、前記Ｔｃ１（０ １ １４）よりも小さい請求項１に記載の被覆工具。
3. 前記逃げ面側における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される表面側ピークにおいて、Ｉ（１０４）およびＩ（１１６）が一番目と二番目に強い請求項１または２に記載の被覆工具。
4. 前記被覆層上にさらにすくい面を有し、該すくい面側における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される配向係数Ｔｃ３（１０４）が、前記逃げ面側における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される配向係数Ｔｃ１（１０４）よりも小さい請求項１乃至３のいずれかに記載の被覆工具。

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