JP6130204B2 - 切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、被覆層を被覆してなる切削工具に関する。

切削インサートとして、超硬合金やサーメット等の基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させたコーティング超硬合金が広く使われている。

例えば、特許文献１では、角型または台形形状の粒子からなるＴｉＣ層を成膜し、その表面にＡｌ_２Ｏ_３層を積層することによって、Ａｌ_２Ｏ_３層の密着力が向上することが開示されている。また、特許文献２では、被覆層を形成した後、すくい面を研磨して、すくい面のスキューネス（Ｒｓｋ）が負の値をとるように調整した切削工具が開示されている。さらに、特許文献３では、基体と被覆層との界面の表面粗さＲｚを、すくい面で０．５〜５μｍ、逃げ面で１〜３０μｍとして、被覆層の密着性が高くかつ被削材の溶着を抑制できることが開示されている。

特開２０００−１７０９０７号公報 特開２００７−３１３６３６号公報 特開２０１２−１５７９１６号公報

しかしながら、特許文献１の構成では、Ａｌ_２Ｏ_３層の密着性は向上するものの、被削材との接触によって被覆層の表面から衝撃がかかった場合には、被覆層を構成する粒子に衝撃がかかってチッピングや剥離を引き起こすおそれがあった。また、特許文献２のようにすくい面における被覆層の表面が平滑となるように研磨すると、すくい面における耐摩耗性の低下や切屑の溶着を抑制できるものの、逃げ面においては被削材が接触する際に被覆層にチッピングや突発欠損が発生する場合があった。さらに、特許文献３のように、基体と被覆層との界面の表面粗さＲｚを、すくい面で０．５〜５μｍ、逃げ面で１〜３０μｍとした場合でも、逃げ面に被覆層のチッピングや突発欠損が発生する場合があった。さらにまた、逃げ面における被覆層の表面を研磨して平滑にすることも考えられるが、単純に逃げ面の被覆層の表面を研磨しても逃げ面におけるチッピングや突発欠損をなくすことはできなかった。

本発明は、上記課題に対して、被覆層を備える切削工具において、逃げ面におけるチッピングや突発欠損を抑制できる切削工具を提供することを目的とする。

一態様の切削工具は、基体の表面に、Ａｌ_２Ｏ_３層を含む多層からなる被覆層を設けた
切削工具であって、逃げ面における前記被覆層の最表面は、前記逃げ面に直交する断面において、球状で頂部に平坦部を有する形状からなる頂部平坦球状粒子が前記逃げ面に沿った方向に複数並んだ構成からなり、かつ前記逃げ面における被覆層の最表面には３μｍ以上の深さを有する深クラックと３μｍ未満の深さを有する浅クラックとが存在し、前記逃げ面における前記被覆層の最表面がＡｌ _２ Ｏ _３ 層またはＴｉＮ層からなり、前記頂部平坦球状粒子は、前記断面において、前記頂部における曲率半径が最大長さに対して１／２０より大きく、かつ、前記基体側から前記頂部までの高さに対する、前記基体側から９／１０の位置における前記逃げ面に平行な直線の長さが、前記最大長さに対して２／５以上である切削工具。

本発明の切削工具によれば、逃げ面における被覆層の最表面が、球状で頂部に平坦部を有する形状からなる頂部平坦球状粒子が並んだ構成からなるので、逃げ面において被削材
が接触して被覆層に衝撃がかかっても、従来の被覆層の最表層のように、頂部が尖った一部の粒子や球状粒子の頂部のみに衝撃が集中して被覆層にチッピングや突発欠損が発生することが抑制できる。また、例え被覆層を構成する粒子が衝撃に耐えきれずに欠けて微小クラックが入ったとしても、微小クラックが進展すると被覆層の表面に存在する深クラックおよび浅クラックに合流して、クラックの進展方向が曲げられる。これによって、クラックの進展が抑制される結果、逃げ面に生じるチッピングや突発欠損を抑制することができる。

本発明の切削工具の好適例である切削インサートの一例について、（ａ）概略斜視図、（ｂ）要部拡大断面図である。 図１の切削インサートの一例について、逃げ面における被覆層の最表面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。 図１の切削インサートの頂部平坦球状粒子の測定方法を説明するための図である。

本発明の切削工具の好適例である切削インサートの一例である図１を基に説明する。

図１の切削インサート（以下、インサートと略す場合がある。）１は、すくい面２と逃げ面３との交差稜線部が切刃４を構成しており、図１（ａ）のインサート１は、板状で主面が概略正方形形状（ＣＮＭＡ／ＣＮＭＧ）からなる。

本実施態様によれば、インサート１は、図１（ｂ）に示すように、基体５の表面に、Ａｌ_２Ｏ_３層１２を含む多層からなる被覆層６が設けられている。被覆層６は、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物および炭窒酸化物のうちの１層以上と、α型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３層（以下、単にＡｌ_２Ｏ_３層と略す。）１２と、ＴｉＮからなる最表層１４とが順に積層されている。

そして、本実施態様によれば、逃げ面３における被覆層６の最表面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である図２に示すように、逃げ面３における被覆層６の最表面に存在する最表層１４は、球状で頂部に平坦部を有する頂部平坦球状粒子２０が並んだ構成からなる。また、この逃げ面３における被覆層６の最表面には、深クラック２１と浅クラック２２とが存在する。これによって、逃げ面３において被削材が接触して被覆層６に衝撃がかかっても、被覆層６にチッピングや突発欠損が発生することを抑制できる。また、例え被覆層６を構成する頂部平坦球状粒子２０が衝撃に耐えきれずに欠けて微小クラックが入ったとしても、微小クラックが進展すると被覆層６の表面に存在する深クラック２１または浅クラック２２に合流して、クラックの進展方向が曲げられる。これによって、クラックの進展が抑制される結果、逃げ面３に生じるチッピングや突発欠損を抑制することができる。

すなわち、逃げ面３においては、こすれ摩耗による摩耗の進行が主な寿命の要因であるが、場合によっては切屑が逃げ面側に衝突して逃げ面が欠損する場合がある。本発明においては、かかる逃げ面の突発的なチッピングや欠損を抑制して、安定した切削寿命を持つ切削インサート１となる。なお、浅クラック２２が存在せず深クラック２１のみが存在する場合には、クラック間間隔が長すぎて切削時に発生した微小クラックの進展を抑制する効果が十分でなく、または深クラック２１自体によって被覆層６に被覆層６がチッピングや欠損が発生しやすくなってしまう。逆に深クラック２１が存在せず浅クラックのみからなる場合には、被覆層６の内部応力が大きくなって、被覆層６自体の耐欠損性が低下する結果、被覆層６の耐摩耗性および耐欠損性がともに低下する。

ここで、本実施態様において、被覆層６を構成する粒子が頂部平坦球状粒子であるとは、被覆層６の最表面を含む研磨断面において、任意位置において、図３の頂部平坦球状粒子の測定方法の概念図を用いて説明する。視野内における最表面の粒子（１０個以上）の輪郭をトレースし、この輪郭に、粒子２０の頂部Ｔにおける曲率半径Ｒが粒子の最大長さＷ１に対して１／２０以下の尖頭部がないかどうかを確認する。尖頭部が２つ以上存在する場合には、粒子が球状でないとして、被覆層６の最表面の粒子が球状か否かを判別する。粒子が球状であると判定された場合には、被覆層６の最表面に存在する粒子の連続１０個の形状を観察し、その頂部Ｔに平坦部があるか否かを以下の方法で確認する。すなわち、図３に示すように、粒子の頂部の高さｈから１／１０の高さだけ低い高さ０．９ｈ（粒子の基体側端部から粒子の高さに対して９／１０の位置）に、その粒子が存在する直下の基体の表面と平行な直線Ｌを引き、この直線を横切る粒子の幅を確認する。この粒子の幅Ｗ２が、粒子の最大長さＷ１に対して２／５以上の幅を有するものを、頂部が平坦であると定義する。頂部が平坦である粒子の数が１０個中の７個以上である場合に、被覆層６の最表面の粒子が頂部平坦球状粒子であると定義する。

また、本実施態様において、深クラックおよび浅クラックは、以下のように定義する。走査型電子顕微鏡にて逃げ面における被覆層６を表面から観察した図２のような顕微鏡写真において、最表層を構成する粒子の平均粒径を算出し、この平均粒径の１０倍を超える長さにわたって隙間が空いた部分を深クラックと定義する。深クラック２１は３μｍ以上の深さを有し、被覆層６を３μｍ程度研磨しても被覆層６の表面から消失しない。深クラック２１は、被覆層６を成膜した後の冷却段階で、Ａｌ_２Ｏ_３層の熱膨張係数差によって発生する。一方、粒子の平均粒径の１０倍以下の長さにわたって隙間が空き、その両端では隙間が塞がれている部分を浅クラックと定義する。浅クラック２２は３μｍ未満の深さを有し、被覆層６を３μｍ程度研磨すると被覆層６の表面から消失する。浅クラックは成膜の途中で形成され、その後に最表面を構成する粒子が堆積して隙間の一部が塞がれたものが多数を占める。

なお、本実施態様では、逃げ面３における被覆層６の最表面がＡｌ_２Ｏ_３層またはＴｉＮ層からなる。ここで、頂部平坦球状粒子２０は被覆層６の成膜工程の調整によって生成させることができる。すなわち、被覆層６のうちのＡｌ_２Ｏ_３層は、後述する特定の条件で前処理するとともに特定の条件で成膜することによって、Ａｌ_２Ｏ_３粒子が基体に垂直な方向がｃ軸に向くように成膜されることが望ましい。このｃ軸配向のＡｌ_２Ｏ_３粒子は頂面が球状となるように成長する傾向にある。本実施態様によれば、その後、ＴｉＮ層を成膜するが、ＴｉＮ層の成膜の最終段階で混合ガスにおけるＴｉＣｌ_４ガスの割合を通常条件よりも１０〜２０％少なくするとともに、通常条件よりも成膜温度を１０〜３０℃低くして成膜する。これによって、最表面のＴｉＮ粒子の頂部には平坦部が形成され、頂部平坦球状粒子となる。また、逃げ面３の最表面がＡｌ_２Ｏ_３層からなる場合には、上記Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜に際して、Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜する最終段階で混合ガスにおけるＡｌＣｌ_３ガスの構成比率を１０〜２０％少なくするとともに、成膜温度を１０〜３０℃低くして成膜する。これによって、Ａｌ_２Ｏ_３粒子の頂部に平坦部が形成され、Ａｌ_２Ｏ_３粒子が頂部平坦球状粒子となる。

また、本実施態様によれば、頂部平坦球状粒子２０の平均粒径は０．５〜２μｍである。これによって、逃げ面３における被覆層６の最表面の耐摩耗性が高くなる。

一方、すくい面２においては、常に切屑が通過する状態であるから、切屑の溶着およびクレータ摩耗の進行を抑制する目的で、ブラスト加工やブラシ加工等の一般的な研磨方法によって、被覆層６の表面が研磨されていることが望ましい。なお、研磨面をＳＥＭにて観察すると、粒子間に微小な研磨屑（研磨かす）が詰まって粒子の輪郭が確認できない状
態となる。逃げ面において研磨加工を施すこともできるが、過剰品質による製造コストが高くならないように、逃げ面３では研磨していない。

上記頂部平坦球状粒子２０が並んだ構成からなる逃げ面３における被覆層６の最表面のスキューネス（Ｒｓk）は−０．１５〜−０．５であり、すくい面２における被覆層６の
最表面のスキューネス（Ｒｓk）は−０．３〜−１０．０である。

さらに、逃げ面３における被覆層６のＡｌ_２Ｏ_３層は、平面視でｃ軸配向した粒子の比率が５０面積％以上の割合からなる。これによって、逃げ面３における被覆層６の最表面がより頂部平坦球状粒子２０となりやすくなる。ここで、本実施態様において、ｃ軸配向した粒子の比率を算出するには、被覆層６の表面にＡｌ_２Ｏ_３層を露出させ、被覆層６の表面を鏡面とした状態で電界放出型走査顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて後方散乱電子回折像（ＥＢＳＤ）解析から前記酸化アルミニウム層の各粒子の結晶方位を特定し、これに基づいてカラーマップを作成して各Ａｌ_２Ｏ_３粒子のカラーマップの色から粒子の向きを確認する。カラーマップは、（０，０，０，１）面の結晶方位を赤色、（１，０，−１，０）面の結晶方位を青色、（１，０，１，０）面の結晶方位を緑色として表示し、マンセルの色彩マップにおいて５ＲＰ〜１０ＹＲの赤系色となる粒子をｃ軸配向粒子として特定し、各粒子がｃ軸配向しているかどうかを判定し、ｃ軸配向した粒子の面積比率を算出する。

また、本実施態様によれば、逃げ面３における被覆層６の最表面において、深クラック２１および浅クラック２２を合わせた平均クラック間間隔が２〜１０μｍである。これによって、逃げ面３における被覆層６のチッピングおよび突発欠損を大幅に抑制することができる。なお、平均クラック間間隔は、逃げ面３における被覆層６の最表面の走査型顕微鏡写真（５０００倍）を撮り、１６μｍ×２０μｍの領域について、深クラック２１および浅クラック２２を確認する。そして、写真の縦または横に平行な線をそれぞれ写真の縦または横の端からそれぞれ１／４、１／２、３／４の高さに３本、合計６本の直線を引き、この直線の長さを、直線を横切る深クラック２１および浅クラック２２の数で割った値とする。なお、本実施態様によれば、上記観察領域における深クラック２１の本数は２〜６本であり、浅クラック２２の本数は５〜３０本である。これによって、逃げ面３のチッピングおよび欠損がより効率的に抑制される。

また、Ａｌ_２Ｏ_３層１２の基体５側に形成される被覆層は、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯの群から選ばれる１層以上が好適に用いられ、耐摩耗性および耐欠損性が向上する。本実施態様によれば、具体的な構成として、基体５の直上には第１層としてＴｉＮ層７が形成され、第２層としてＴｉＣＮ層（第２ＴｉＣＮ層と称す場合がある。）８−１０が形成されている。第２ＴｉＣＮ層８−１０としては、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粒子からなる、いわゆるＭＴ−ＴｉＣＮ（中温炭窒化チタン）層８，９と、成膜温度が９５０〜１１００℃と高温で成膜した、いわゆるＨＴ−ＴｉＣＮ（高温炭窒化チタン）層１０とが順に成膜された構成であることが望ましい。さらに、ＭＴ−ＴｉＣＮ層８，９は、平均粒子幅が０．５μｍ未満と微細な微細柱状粒子からなる微細ＭＴ−ＴｉＣＮ層と８、平均粒子幅が０．５〜２μｍと比較的大きい粗大柱状粒子からなる粗大ＭＴ−ＴｉＣＮ層９との積層からなることが望ましい。これによって、ＨＴ−ＴｉＣＮ層１０と中間層１１とを介して積層されるＡｌ_２Ｏ_３層１２の密着力が高まり、被覆層の剥離やチッピングを抑えることができる。

なお、本発明において、被覆層６を構成する粒子が粒状であるとは、被覆層６を構成する粒子の任意１０個について最長長さとそれに直交する長さとの比であるアスペクト比を各粒子ごとに求めて、その平均値が１．５未満のものを指す。このアスペクト比が１．５
以上の場合には、被覆層６を構成する粒子が柱状であるという。

また、本実施態様によれば、ＨＴ−ＴｉＣＮ層１０とＡｌ_２Ｏ_３層１２との間には、ＴｉＣＮＯからなる厚み０．０５〜０．５μｍの中間層１１が設けられている。この酸素成分の存在によって、α型Ａｌ_２Ｏ_３層１２を構成する粒子を、平均粒径０．０５〜２μｍのα型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３粒子とすることができ、耐摩耗性を向上させることができる。

なお、各層の厚みおよび各層を構成する粒子の性状は、インサート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。

一方、インサート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）等のセラミックスのいずれかが好適に使用できる。中でも、インサート１を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望ましい。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。

（製造方法）
また、本実施態様のインサートの製造方法の一実施態様について説明する。

まず、上述した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する。その後、得られた成形体を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を作製する。そして、上記基体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、得られた基体の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を形成する。
まず、基体の直上に１層目としてＴｉＮ層を形成する。ＴｉＮ層の成膜条件としては、混合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％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８００〜９４０℃、圧力を８〜５０ｋＰａにて成膜される。

次に、２層目としてＴｉＣＮ層を形成する。ここでは、ＴｉＣＮ層が、平均粒子幅が小さい微細柱状粒子層と、この層よりも平均粒子幅が大きい粗柱状粒子層とのＭＴ−ＴｉＣＮ層と、ＨＴ−ＴｉＣＮ層との３層にて構成する場合の成膜条件について説明する。

ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの微細柱状粒子層の成膜条件は、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％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜０．４体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの粗柱状粒子層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜４．０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜４０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．４〜２．０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。

ＨＴ−ＴｉＣＮ層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜３０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜４０ｋＰａとして成膜する。

そして、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａとし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜３０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを４〜８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１０〜６０分導入した後、続いて、成膜温度を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜１０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に１０〜６０分導入することによって、中間層を成膜する。なお、このＣＯ_２ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることなく中間層を形成することもできるが、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を構成する粒子を微細なものとするためには、ＣＯ_２ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることが望ましい。

そして、引き続き、Ａｌ_２Ｏ_３層を形成する。Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜前の前処理条件としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜２．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜１５ｋＰａとする。

次に、Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜条件としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜２．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５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０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜１５ｋＰａとして成膜する。

Ａｌ_２Ｏ_３層が最表層となる場合には、成膜最終段階（例えば１０分間）で、成膜温度を１０〜３０℃低くし、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスをそれまでの含有割合よりも０．２体積％以上少なくして、０．３〜１．７体積％に変更して成膜する。

さらに、所望により、α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上層に上層ＴｉＮ層を形成する。
最表層を成膜する前の前処理条件としては、まず、メタンガスを０．５〜２．５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、炉内温度を９５０〜１０２５℃、圧力を５〜１５ｋＰａとして１０〜６０分保持し、その後、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）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チャンバ内に導入する条件とする。そして、成膜温度を９５０〜１０５０℃、圧力を５〜１５ｋＰａ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５〜３０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入してＴｉＮ層を成膜する。

なお、ＴｉＮ層の成膜の最終段階の１０分間程度は、成膜温度を１０〜３０℃低くし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスをそれまでの含有割合よりも０．２体積％以上少なくして、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．３〜９．８体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜３０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を９３０〜１０３０℃、圧力を５〜１５ｋＰａに変更して成膜する。

平均粒径１．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４１２）に成形した。得られた成形体について、脱バインダ処理
を施し、０．５〜１００Ｐａの真空中、１４００℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金に対して、ブラシ加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。

そして、上記超硬合金をＣＶＤ装置内にセットし、以下の順序で被覆層を成膜した。まず、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを３３体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８８０℃、ガス圧を１６ｋＰａにてＴｉＮ層を成膜した。次に、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２５体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．２体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８６５℃、圧力を１５ｋＰａとして、ＴｉＣＮ層の下側のＭＴ−ＴｉＣＮ層を成膜した。そして、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２５体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．５体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８６５℃、圧力を９ｋＰａとして、ＴｉＣＮ層の上側のＭＴ−ＴｉＣＮ層を成膜した。その後、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを３．５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを７体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２５体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を１０１０℃、圧力を２０ｋＰａとして、ＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜した。

そして、チャンバ内を１０００℃、３０ｋＰａとし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを８体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを６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２０分導入して成膜した後、成膜温度を１０００℃、２０ｋＰａにて、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを５体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に２０分導入して、ＴｉＣＮＯからなる中間層を成膜した。

次に、表１に示す前処理条件を用いて表２の条件で前処理をした後、表１に示す成膜条件を用いて表２の条件でＡｌ_２Ｏ_３層を成膜した。その後、Ａｌ_２Ｏ_３層の上層に、表１に示す前処理条件を用いて表２の条件で前処理をした後、表１に示す成膜条件を用いて表２の条件でＴｉＮ層またはＡｌ_２Ｏ_３層を成膜し、表２に示す冷却速度で冷却してインサートを作製した。

得られたインサートについて、逃げ面の表面（被覆層の最表面）、および逃げ面の被覆層を含む鏡面加工した断面について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、Ａｌ_２Ｏ_３層および最表層（Ａｌ_２Ｏ_３層またはＴｉＮ層）を構成する粒子の形状、平均粒径、厚み、深クラックおよび浅クラックの本数とクラック間間隔（表中、間隔と記載）を測定した。結果は表３に示した。なお、試料Ｎｏ．１５については、逃げ面において被覆層の最表層を研磨除去してＡｌ_２Ｏ_３層を露出させたことから、被覆層の表面から最表層を観察しても、Ａｌ_２Ｏ_３層を構成するＡｌ_２Ｏ_３粒子の輪郭および浅クラックの存在状態は確認できなかった。また、接触式の表面粗さ測定器を用いて、インサートのすくい面および逃げ面におけるスキューネス（Ｒｓk）を測定した。測定条件は、ＪＩＳＢ０６０１−２０
０１に準拠して、カットオフ値０，２５ｍｍ、基準長さ０．８ｍｍ、走査速度０．１ｍｍ／秒とした。さらに、電界放出型走査顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて後方散乱電子回折像（ＥＢＳＤ）解析からＡｌ_２Ｏ_３層の各粒子の結晶方位を特定し、これに基づいてカラーマップを作成して、ｃ軸配向したＡｌ_２Ｏ_３粒子の比率（ｃ軸配向割合）を算出した。結果は表３に示した。

次に、このインサートを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表４に示した。
＜切削条件＞
切削方法：旋削
被切削材：ＳＣＭ４３５ ４本溝入丸棒
切削速度：１５０ｍ／分
送り量：０．５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み量：２．０ｍｍ
切削条件：湿式切削
評価項目：逃げ面のチッピングや欠損により工具寿命に至った時間と、５分間切削した後の切刃状態を観察した。

表１〜４に示される結果から、前処理なく最表層であるＴｉＮ層を成膜した試料Ｎｏ．
１２では、最表層を構成するＴｉＮ粒子の形状が尖頭状の頂部の粒子を含む粒状となり、逃げ面にチッピングが発生した。また、前処理２を行わないで最表層であるＴｉＮ層を成膜した試料Ｎｏ．１３では、浅クラックが発生せず、逃げ面の被覆層に剥離が発生した。そして、最表層であるＴｉＮ層を成膜する際に、成膜条件が最後まで同じ条件で成膜した試料Ｎｏ．１４では、逃げ面の最表層を構成するＴｉＮ粒子の形状が頂部に平坦部がない球状となり、逃げ面の被覆層に剥離が発生した。さらに、Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜する際に、成膜条件が最後まで同じ条件で成膜し、その上部にＴｉＮ層を成膜したが、逃げ面におけるＴｉＮ層を研磨除去してＡｌ_２Ｏ_３層を露出させた試料Ｎｏ．１５では、逃げ面にチッピングが発生した。

これに対して、最表面は、球状で頂部に平坦部を有する形状からなる頂部平坦球状粒子が並んだ構成からなり、かつ深クラックと浅クラックとが存在する試料Ｎｏ．１〜１１では、いずれも優れた工具寿命を発揮した。

１ 切削インサート（インサート）
２ すくい面
３ 逃げ面
４ 切刃
５ 基体
６ 被覆層
７ ＴｉＮ層
８、９ ＭＴ−ＴｉＣＮ層
１０ ＨＴ−ＴｉＣＮ層
１１ 中間層
１２ Ａｌ_２Ｏ_３層
１４ 最表層
２０ 頂部平坦球状粒子
２１ 深クラック
２２ 浅クラック

Claims (6)

1. 基体の表面に、Ａｌ_２Ｏ_３層を含む多層からなる被覆層を設けた切削工具であって、逃げ面における前記被覆層の最表面は、前記逃げ面に直交する断面において、球状で頂部に平坦部を有する形状からなる頂部平坦球状粒子が前記逃げ面に沿った方向に複数並んだ構成からなり、かつ前記逃げ面における被覆層の最表面には３μｍ以上の深さを有する深クラックと３μｍ未満の深さを有する浅クラックとが存在し、
   前記逃げ面における前記被覆層の最表面がＡｌ _２ Ｏ _３ 層またはＴｉＮ層からなり、
   前記頂部平坦球状粒子は、前記断面において、前記頂部における曲率半径が最大長さに対して１／２０より大きく、かつ、前記基体側から前記頂部までの高さに対する、前記基体側から９／１０の位置における前記逃げ面に平行な直線の長さが、前記最大長さに対して２／５以上である切削工具。
2. 前記頂部平坦球状粒子の平均粒径が０．５〜２μｍである請求項１記載の切削工具。
3. 前記逃げ面における前記被覆層の最表面のスキューネス（Ｒｓk）が−０．１５〜−０
   ．５である請求項１または２記載の切削工具。
4. 前記逃げ面における前記被覆層の前記Ａｌ_２Ｏ_３層は、平面視でｃ軸配向した粒子の数が５０％以上の割合からなる請求項１記載の切削工具。
5. 前記逃げ面における前記被覆層の最表面において、前記深クラックおよび前記浅クラックを合わせた平均クラック間間隔が２〜１０μｍである請求項１乃至４のいずれか記載の切削工具。
6. すくい面における前記被覆層の最表面は、研磨加工されている請求項１乃至５のいずれか記載の切削工具。