JPWO2015111752A1 - 被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

本発明の一態様の被覆切削工具は、基材と、基材の表面に形成された被覆層とを含む。被覆層は少なくとも１層以上のα型酸化アルミニウム層を含む。α型酸化アルミニウム層の基材の表面と略平行な断面において、断面の法線とα型酸化アルミニウム層の粒子の（２２２）面の法線とがなす角を方位差とし、断面における、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１００面積％とすると共に、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１０度のピッチ毎に区分したとき、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積の合計Ｓａが、１０度ピッチ毎の９つの区分の各面積の合計の中で、最大である。

Description

本発明は、被覆切削工具に関する。

従来、例えば超硬合金からなる基材の表面に被覆層を化学蒸着法により蒸着形成してなる被覆切削工具が鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられていることは良く知られている。被覆層は、一般に、例えばＴｉ系化合物（炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物および炭窒酸化物）並びに酸化アルミニウムの中の１種の単層または２種以上の複層からなり、３〜２０μｍの総膜厚を有する。

特許文献１では、ＷＣ基超硬合金またはＴｉＣＮ基サーメットで構成された工具基体の表面に下部層としてＴｉ化合物層を形成し、上部層としてＡｌ_２Ｏ_３層を有している切削工具が記載されている。特許文献１の記載によれば、このＡｌ_２Ｏ_３層は、化学蒸着により形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有し、化学蒸着後の加熱処理によりα型結晶構造を有するように変態処理されたものであり、Ｘ線回折測定で（００６）面および（０１８）面に明確な回折ピークが現れるＸ線回折チャートを示す。

特開２００４−２９９０２１号公報

近年の切削加工では高速化、高送り化および深切込み化が顕著となり、従来よりも工具寿命が低下する傾向が見られるようになってきた。この様な背景により、工具の耐摩耗性および耐欠損性（耐チッピング性を含む）のさらなる向上に対する要求が強まっている。

そのような中、上記の特許文献１の工具に関して、本発明者は実験を行った。その結果、特許文献１の工具は、切削加工中に、α型酸化アルミニウム層の粒子がすきとられることにより摩耗が進行し易く、耐摩耗性の点で問題を有することが確認された。

本発明は、優れた耐摩耗性および耐欠損性を有する被覆切削工具を提供することを目的とする。

本発明者は、結晶方位に着目して創意工夫を行い、結晶方位を適正化することにより、被覆切削工具の耐摩耗性および耐欠損性の両立を図れることを見出した。つまり、本発明者は、同観点から、被覆切削工具の工具寿命の延長について研究を重ねたところ、結晶方位、特にすべり系に着目した以下の構成を有する切削工具により、耐欠損性を損なうことなく、耐摩耗性を向上させることができ、その結果、工具寿命を延長することができるという知見を得た。

本発明の一態様によれば、
基材と、該基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具において、
前記被覆層は少なくとも１層以上のα型酸化アルミニウム層を含み、
前記α型酸化アルミニウム層の前記基材の表面と略平行な断面において、
前記断面の法線と前記α型酸化アルミニウム層の粒子の（２２２）面の法線とがなす角を方位差とし、
前記断面における、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１００面積％と定義すると共に、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１０度のピッチ毎に区分したとき、
前記断面における、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積の合計Ｓａが、１０度ピッチ毎の９つの区分の各面積の合計の中で、最大である、被覆切削工具
が提供される。

上記構成を有する本発明の一態様によれば、被覆切削工具の被覆層において、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積の合計Ｓａが、１０度ピッチ毎の９つの区分の各面積の合計の中で、最大である。したがって、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある粒子がα型酸化アルミニウム層において優勢であり、切削工具の耐欠損性を低下させることなく、高い耐摩耗性が達成されることができる。

好ましくは、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積の合計Ｓａは２５面積％≦Ｓａ≦７０面積％の範囲内にある。

また、好ましくは、方位差が０度以上１０度未満の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積の合計Ｓｂは１０面積％≦Ｓｂ≦２０面積％の範囲内にある。

また、好ましくは、前記α型酸化アルミニウム層の平均層厚は、１〜１５μｍである。

好ましくは、前記被覆層は、前記基材と前記α型酸化アルミニウム層との間に、Ｔｉ元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢから成る群より選ばれる少なくとも１種以上の元素とのＴｉ化合物からなるＴｉ化合物層を備える。

また、好ましくは、前記被覆層の平均層厚は、３〜３０μｍであり、前記Ｔｉ化合物層の平均層厚は、２〜１５μｍである。

前記α型酸化アルミニウム層の前記断面は、被覆切削工具のすくい面および逃げ面の所定領域に関して定められるとよい。また、その断面は、被覆層の厚さ方向において該α型酸化アルミニウム層の少なくとも５０％が残った位置に定められるとよい。α型酸化アルミニウム層の前記断面は、研磨面であることが好ましい。

前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体のいずれか１つを含むとよい。

上記被覆切削工具は、工具ボデーに着脱自在に取り付けられることができる切削インサートであってもよい。

図１は、本発明の一実施例に係る被覆切削工具の刃先近傍の断面模式図である。 図２は、本発明に従って製作した被覆切削工具の発明品における被覆層の構成を示す概略図である。

＜被覆切削工具＞
本発明は被覆切削工具に向けられている。被覆切削工具は、基材とその基材の表面に形成された被覆層とを含む。被覆切削工具は、基材と被覆層とからなってもよい。被覆切削工具は、すくい面と逃げ面との交差部に切れ刃を備える。被覆層は、切れ刃を含む所定領域に少なくとも形成され、好ましくはすくい面から逃げ面に亘って形成され、基材の表面の一部に限らず、全表面に亘って形成されてもよい。被覆切削工具の種類として具体的には、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、エンドミルなどを挙げることができる。

＜基材＞
本発明において「基材」は、例えば、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、高速度鋼などから作られることができる。その中でも、基材は、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体の少なくともいずれか１つを含むとよい。基材は、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体のいずれか１つからなってもよい。超硬合金、サーメット、セラミックスおよび立方晶窒化硼素焼結体のいずれかからなる基材は、耐摩耗性および耐欠損性に優れるので、好ましい。

なお、これらの基材は、その表面が改質されたものであっても差し支えない。例えば、基材が超硬合金製である場合はその表面に脱β層が形成され、基材がサーメット製である場合には表面硬化層が形成されてもよい。このように基材の表面が改質されていても、本発明の効果は示される。

＜被覆層＞
本発明において「被覆層」は、平均層厚が３〜３０μｍであることが好ましい。被覆層の厚さが３μｍ未満であると、耐摩耗性に劣る場合がある。被覆層の厚さが３０μｍを超えると、被覆層と基材との密着性が低下したり、被覆切削工具の耐欠損性が低下したりする場合がある。被覆層の厚さは、その中でも、３〜２０μｍであるとさらに好ましい。被覆層は、単層からなってもよいが、複数層からなると好ましい。

＜α型酸化アルミニウム層＞
本発明の被覆層は、少なくとも１層の酸化アルミニウム層を含む。この酸化アルミニウム層の結晶型はα型（つまり三方晶）であるとよい。ここで、基材の表面と略平行なα型酸化アルミニウム層の研磨面において、研磨面の法線とα型酸化アルミニウム層の粒子の（２２２）面の法線とがなす角を方位差とする。そして、研磨面における、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１００面積％とする。ここで、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にあるα型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１０度のピッチ毎に区分する。例えば、粒子の方位差が２０度以上３０度未満であるとき、その粒子の研磨面における面積を、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある面積として処理する。その結果、被覆層のα型酸化アルミニウム層では、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計Ｓａは、９つの区分の各々の面積の合計の中で、最大である。このように、α型酸化アルミニウム層を２０度以上３０度未満の方位差の粒子が優勢であるように形成することで、被覆切削工具における耐欠損性（耐チッピング性を含む）を低下させることなく、耐摩耗性を高めることができる。α型酸化アルミニウムの粒子（つまり結晶粒）の（２２２）面はすべり面であるため、方位差が０度に近づくほど、そのすべり面が基材と平行な方向の面であることを示す。よって、方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある粒子の割合が高まると、耐チッピング性および耐欠損性に優れるが、すきとり摩耗に対する耐性（つまり耐摩耗性）が低下すると考えられる。これに対して、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある粒子がα型酸化アルミニウム層で優勢になると、耐チッピング性および耐欠損性を維持しながら、すきとり摩耗に対する耐性を高めることができる。なお、α型酸化アルミニウムの（２２２）面は、菱面体軸に基づき、表されたものである。結晶面を表す軸の置き方を変え、六方晶軸で表すとき、この（２２２）面を（００６）面と示すことができる。

本発明におけるα型酸化アルミニウム層では、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計をＳａとしたとき、２５面積％≦Ｓａ≦７０面積％であるとよい。これにより、耐欠損性を低下させることなく、耐摩耗性をより好適に向上させることができるので好ましい。方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計Ｓａが２５面積％未満であると方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある粒子または方位差が３０度以上の範囲内にある粒子のα型酸化アルミニウム層における優勢度が非常に高まるため、耐摩耗性または耐欠損性が低下する傾向がある。一方、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計Ｓａを７０面積％に超えて大きくすることは、実質的に困難である。

本発明のα型酸化アルミニウム層では、研磨面における、方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計をＳｂとしたとき、１０面積％≦Ｓｂ≦２０面積％であると好ましい。方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計Ｓｂが１０面積％未満であると被膜の亀裂や剥離が増大することにより、耐チッピング性または耐欠損性が低下する場合がある。方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計Ｓｂが２０面積％を超えて大きくなると、すきとり摩耗に対する耐性、つまり耐摩耗性が低下するであろう。

本発明のα型酸化アルミニウム層の平均層厚は、１〜１５μｍであることが好ましい。α型酸化アルミニウム層の平均層厚が、１μｍ未満ではすくい面における耐クレータ摩耗性が低下する場合があり、１５μｍを超えると剥離が生じやすくなり、耐欠損性が低下する場合がある。

α型酸化アルミニウム層の研磨面とは、被覆切削工具を基材の表面と略平行（好ましくは平行）な方向にα型酸化アルミニウム層が露出するまで研磨し、得られたα型酸化アルミニウム層の面である。このとき、被覆層の厚さ方向においてα型酸化アルミニウム層の平均層厚の５０％以上が残った位置で研磨面を得るのが好ましい。さらに好ましくは、被覆層の厚さ方向においてα型酸化アルミニウム層の５０％以上９０％以下が残った位置で研磨面を得るとよい。特に、研磨面は、鏡面であるとよい。α型酸化アルミニウム層の鏡面研磨面を得る方法としては、ダイヤモンドペーストまたはコロイダルシリカを用いて研磨する方法やイオンミリングなどを挙げることができる。しかし、本発明は、研磨面に限定されず、上記特徴をα型酸化アルミニウム層の種々の方法で形成した断面において有する被覆切削工具を含む。

なお、粒子の各方位差における面積は、上記のα型酸化アルミニウム層の断面、好ましくは研磨面を用意し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）や電解放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）などに付属した電子後方散乱回折像装置（ＥＢＳＤ）を用いて測定することができる。ＥＢＳＤを用いてα型酸化アルミニウム層の各粒子（つまり結晶）の結晶方位を特定し、結晶方位を特定した粒子の研磨面における面積を方位差に応じて方位差が０度以上９０度以下の範囲内にある１０度のピッチ毎の９つの区分のいずれかの面積として処理して、各方位差の区分における面積比率を求めることができる。

より、具体的には、以下の方法で求めることができる。α型酸化アルミニウム層の研磨面を有する試料をＦＥ−ＳＥＭにセットし、試料に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧および０．５ｎＡ照射電流で電子線を照射する。３０μｍ×５０μｍの測定範囲を０．１μｍのステップサイズというＥＢＳＤの設定で測定して方位差を求めるのが望ましい。

＜Ｔｉ化合物層＞
本発明の被覆層は、上記α型酸化アルミニウム層に加えて、少なくとも１層以上のＴｉ化合物層を含むとよい。Ｔｉ化合物層を設けることで耐摩耗性が向上するため好ましい。Ｔｉ化合物層は、下部層として基材とα型酸化アルミニウム層との間に形成されてもよく、その代わりにあるいはそれに加えて、上部層としてα型酸化アルミニウム層よりも外側に形成されてもよい。その中でも、Ｔｉ化合物層は、基材の表面に形成されると、基材と被覆層との密着性が向上するため好ましい。また、Ｔｉ化合物層は、被覆層のうちの最外層に形成されると、切削工具における使用済みコーナー（つまり使用済みの切れ刃部分）の識別が容易になるため好ましい。例えば、ＴｉＮは黄色っぽい色を呈し、使用されることで少なくともその光沢に変化が生じる。Ｔｉ化合物層とは、Ｔｉ元素を必須成分として含み、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢから成る群より選ばれる少なくとも１種以上の元素とを含む化合物層を意味する。例えば、Ｔｉ化合物層は、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＣＮＯ、および、ＴｉＢ_２の少なくとも１つからなることができる。Ｔｉ化合物層は、任意成分としてＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＡｌおよびＳｉから成る群より選ばれる少なくとも１種以上の元素を含んでもよい。

本発明のＴｉ化合物層の平均層厚は２〜１５μｍであると好ましい。これは、Ｔｉ化合物層の平均層厚が２μｍ未満になると耐摩耗性が低下する傾向がみられ、一方Ｔｉ化合物層の平均層厚が１５μｍを超えて厚くなると、耐欠損性が低下する傾向がみられるためである。なお、Ｔｉ化合物層が下部層および上部層として形成される場合、Ｔｉ化合物層の平均層厚は、下部層と上部層との合計の平均層厚を指す。また、例えば下部層として複数のＴｉ化合物層が形成される場合、それら複数層の全厚さはＴｉ化合物層の層厚に含まれることができる。

〔被覆層の形成方法〕
本発明の被覆切削工具における被覆層を構成する各層の形成方法として、例えば、以下の方法を挙げることができる。

例えば、ＴｉＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：５．０〜１０．０ｍｏｌ％、Ｎ_２：２０〜６０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：８５０〜９２０℃、圧力：１００〜３５０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

ＴｉＣＮ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：１０〜１５ｍｏｌ％、ＣＨ_３ＣＮ：１〜３ｍｏｌ％、Ｎ_２：０〜２０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：８５０〜９２０℃、圧力：６０〜８０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

ＴｉＣ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：１．０〜３．０ｍｏｌ％、ＣＨ_４：４．０〜６．０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：９９０〜１０３０℃、圧力：５０〜１００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

ＴｉＡｌＣＮＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：３．０〜５．０ｍｏｌ％、ＡｌＣｌ_３：１．０〜２．０ｍｏｌ％、ＣＯ：０．４〜１．０ｍｏｌ％、Ｎ_２：３０〜４０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：９７５〜１０２５℃、圧力：９０〜１１０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

ＴｉＡｌＣＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：０．５〜１．５ｍｏｌ％、ＡｌＣｌ_３：３．０〜５．０ｍｏｌ％、ＣＯ：２．０〜４．０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：９７５〜１０２５℃、圧力：６０〜１００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

ＴｉＣＮＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：３．０〜５．０ｍｏｌ％、ＣＯ：０．４〜１．０ｍｏｌ％、Ｎ_２：３０〜４０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：９７５〜１０２５℃、圧力：９０〜１１０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

ＴｉＣＯ層は、原料ガス組成をＴｉＣｌ_４：０．５〜１．５ｍｏｌ％、ＣＯ：２．０〜４．０ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：９７５〜１０２５℃、圧力：６０〜１００ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

本発明のα型酸化アルミニウム層の粒子の各方位差の区分における面積の分布を制御した被覆切削工具は、例えば以下の方法によって得られる。

本発明における被覆切削工具の被覆層を得るための方法は大きく分けて３つのステップを有する。まず、被覆切削工具の基体の表面に下部層である１層または複数層のＴｉ化合物層を、例えば上記方法により形成する（第１ステップ）。次いで、２種類の酸化アルミニウムの核をＴｉ化合物層の表面に形成する（第２ステップ）。そして、それら核が形成された状態で、α型酸化アルミニウム層を形成する（第３ステップ）。さらに、最外層としてＴｉ化合物層を形成してもよい（第４ステップ）。

２種類の酸化アルミニウムの核は、相対的に高温で形成する核（以下、第１核という）と、第１核よりも低温で形成される核（以下、第２核という）とである。２種類の酸化アルミニウムの核の一方である第１核は、より詳しくは後述するが、高温（所定第１温度）でＣ_３Ｈ_６ガスをわずかに流して形成することができる。そして第１核を形成した状態で、α型酸化アルミニウム層を形成すると、方位差が８０度以上９０度以下の範囲にある粒子を得ることができる。もう１種類の酸化アルミニウムの核である第２核は、低温（所定第２温度）でＣＨ_４ガスをわずかに流して形成することができる。そして第２核を形成した状態で、α型酸化アルミニウム層を形成すると、方位差が０度以上１０度未満の範囲にある粒子を得ることができる。なお、所定第２温度は、所定第１温度よりも低い。

特に、Ｔｉ化合物層の表面に、上述した２種類の酸化アルミニウムの核をそれぞれ混合するように形成し、かつ従来知られた条件よりも遅い形成速度でα型酸化アルミニウム層を形成することで、方位差が２０度以上３０度未満の範囲にある粒子の面積の合計Ｓａを９つの範囲の中で、最大にすることができる。なお、従来知られた条件でのα型酸化アルミニウム層の形成速度は、０．８〜１．２μｍ／ｈであり、ここでいう従来知られた条件よりも遅い形成速度とは、０．４〜０．７μｍ／ｈを指す。より具体的には、以下の工程によって本発明のα型酸化アルミニウム粒子を得ることができる。なお、以下の工程（Ａ）および工程（Ｂ）は上記第２ステップに含まれ、以下の工程（Ｃ）は上記第３ステップに相当する。

工程（Ａ）では酸化アルミニウム（以下、Ａｌ_２Ｏ_３）の第１核を形成する。原料ガス組成をＡｌＣｌ_３：２．１〜５．０ｍｏｌ％、ＣＯ_２：２．５〜４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０〜３．０ｍｏｌ％、Ｈ_２Ｓ：０．２８〜０．４５ｍｏｌ％、Ｃ_３Ｈ_６：０．０５〜０．２ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：９２０〜９５０℃、圧力：６０〜８０ｈＰａとする化学蒸着法でＡｌ_２Ｏ_３の第１核を形成する。

工程（Ｂ）では工程（Ａ）にて既に形成された第１核と異なるＡｌ_２Ｏ_３の第２核を形成する。原料ガス組成をＡｌＣｌ_３：２．１〜５．０ｍｏｌ％、ＣＯ_２：２．５〜４．０ｍｏｌ％、ＣＯ：０．５〜１．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０〜３．０ｍｏｌ％、Ｈ_２Ｓ：０．２８〜０．４５ｍｏｌ％、ＣＨ_４：０．０５〜０．２ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：８５０〜９００℃、圧力：６０〜８０ｈＰａとする化学蒸着法でＡｌ_２Ｏ_３の第２核を形成する。Ａｌ_２Ｏ_３の第２核を形成する温度が８９０℃以上になると、方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある粒子の面積の合計Ｓｂが１０面積％未満になる場合があるため、第２核の形成条件における温度は８５０〜８８０℃の範囲にあることが好ましい。工程（Ｂ）を経ることで、第１核と第２核とが混合状態でＴｉ化合物層上に形成される。

工程（Ｃ）では、α型酸化アルミニウム層（以下、α型Ａｌ_２Ｏ_３層）を形成する。このステップは、工程（Ａ）および工程（Ｂ）で得た第１および第２核を成長させることを含む。原料ガス組成をＡｌＣｌ_３：２．１〜２．５ｍｏｌ％、ＣＯ_２：２．５〜４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０〜３．０ｍｏｌ％、Ｈ_２Ｓ：０．１５〜０．２５ｍｏｌ％、Ｈ_２：残りとし、温度：８５０〜９２０℃、圧力：３０〜５０ｈＰａとする化学蒸着法で形成することができる。

なお、Ａｌ_２Ｏ_３の核を形成する工程（Ａ）および工程（Ｂ）におけるＡｌＣｌ_３が２．２ｍｏｌ％以下になると、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にあるα型Ａｌ_２Ｏ_３層の粒子の面積の合計Ｓａが２５面積％未満になる傾向があるため、ゆとりを持たせてＡｌＣｌ_３の濃度は２．７〜５．０ｍｏｌ％の範囲にあるのが好ましい。

各層の層厚は、被覆切削工具の断面組織から光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、被覆切削工具の層厚は、刃先（つまり切れ刃）から被覆切削工具のすくい面側または逃げ面側に向かって５０μｍの近傍の位置において、各層の層厚を３箇所以上測定し、その平均値を求めるとよい。より具体的には、切れ刃のすくい面側の境界部から被覆切削工具のすくい面側に向かって約５０μｍ離れた領域において層厚を測定するとよく、あるいは、切れ刃の逃げ面側の境界部から被覆切削工具の逃げ面側に向かって約５０μｍ離れた領域において層厚を測定するとよい。

各層の組成は、本発明の被覆切削工具の断面組織からエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）や波長分散型Ｘ線分光器（ＷＤＳ）などを用いて測定することができる。また、刃先（切れ刃）から被覆切削工具のすくい面または逃げ面に向かって５０μｍの近傍の位置における所定領域において、α型酸化アルミニウム層は特に（２２２）面に関する上記構成を有するとよい。所定領域は、任意の位置におよび／または任意の範囲で定めることができ、すくい面または逃げ面に定められるとよい。所定領域は、例えば１００μｍ×１００μｍの範囲、好ましくは３０μｍ×５０μｍの範囲を有することができる。特に、（２２２）面に関する上記構成は、基材の表面に略平行であり、かつ、α型酸化アルミニウム層の少なくとも５０％が残った位置に延在する所定領域において備えられるとよい。具体的には、この所定領域は、後述される図１の領域Ａにおいて形成される断面、好ましくは研磨面において、定められるとよい。

以下、実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

試料の各層の層厚は、被覆切削工具（例えば切削インサート）の刃先からすくい面側に向かって約５０μｍの位置の近傍の断面をＦＥ−ＳＥＭで３箇所測定し、その平均値を求めた。ここで、図１を参照してさらに説明する。図１は、被覆切削工具の刃先近傍の断面模式図を示す。図１では、符号「２」は刃先つまり切れ刃を指し、符号「４」はすくい面を指し、符号「６」は逃げ面を指し、符号「１０」は基材を指し、符号「１２」は被覆層を指す。切れ刃２は略円弧形状の断面を有している。切れ刃２のすくい面４側の境界部（図１の破線参照）からすくい面４の方向に約５０μｍの領域Ａにおいて、被覆層の厚さ方向（つまり基材１０の表面に対して直交する方向）に延びる断面を得、試料の各層の層厚を測定した。

得られた試料のα型Ａｌ_２Ｏ_３層の粒子の各方位差の区分における面積は、ＦＥ−ＳＥＭに付属したＥＢＳＤを用いて測定した。

基材として、ＪＩＳ規格ＣＮＭＡ１２０４０８形状の９３．１ＷＣ−６．５Ｃｏ―０．４Ｃｒ_３Ｃ_２（以上質量％）組成の超硬合金製切削インサートを用意した。この基材の切れ刃の稜線部にＳｉＣブラシにより丸ホーニングを施した後、基材の表面を洗浄した。

基材の表面を洗浄した後、発明品１〜１０については、基材を外熱式化学蒸着装置に装入し、まず、表５に示す３層からなる下部層（Ｔｉ化合物層）を表４および表５に示すように第１から第３層の順に形成した。下部層を形成した後、表１に示す条件でＡｌ_２Ｏ_３の２種類の核を形成し、そして表２および表４に示す条件で表５に示す被覆層の構成と平均層厚になるように基材表面にα型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成した。その後、発明品１から８については、ＴｉＮの上部層を表４および表５に示すように形成した。したがって、発明品１から８は、図２に示すように、基材１０上に被覆層１２を有し、被覆層１２は第１層１４ａ、第２層１４ｂおよび第３層１４ｃを基材側から順に有する下部層１４を有し、さらに第３層１４ｃの上に、α型Ａｌ_２Ｏ_３層１６および上部層１８を順に有した。発明品９、１０については、それぞれ、発明品１から８の被覆層に比べて、上部層１８を形成しなかった。したがって、初期状態では、発明品１から８では上部層１８が最外層であり、発明品９、１０ではＡｌ_２Ｏ_３層１６が最外層である。なお、図２は、発明品の一部（例えば図１の領域Ａに相当）の断面模式図である。α型Ａｌ_２Ｏ_３層１６の研磨面は、例えば、基材１０の表面１０ａに略平行な線Ｌに沿って形成される。

基材の表面を洗浄した後、比較品１〜１０については、基材を外熱式化学蒸着装置に装入し、まず、表５に示す３層からなる下部層（Ｔｉ化合物層）を表４および表５に示すように第１から第３層の順に形成した。下部層を形成した後、表３に示す条件でＡｌ_２Ｏ_３の核を形成し、そして表４に示す条件で表５に示す被覆層の構成と平均層厚になるように基材表面にα型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成した。その後、比較品１から８については、ＴｉＮの上部層を表４および表５に示すように形成した。

得られた被覆切削工具のα型Ａｌ_２Ｏ_３層の研磨面をＦＥ−ＳＥＭで観察し、ＦＥ−ＳＥＭに付属したＥＢＳＤを用いて各方位差の区分における粒子の合計面積を測定した。これらの測定結果を表６に示す。

測定は、α型Ａｌ_２Ｏ_３層の研磨面が形成された試料をＦＥ−ＳＥＭにセットし、試料に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧および０．５ｎＡ照射電流で電子線を照射し、測定範囲が３０μｍ×５０μｍの範囲を０．１μｍのステップサイズというＥＢＳＤの設定で行った。測定範囲内におけるα型Ａｌ_２Ｏ_３層の粒子の面積は、その面積に対応するピクセルの総和とした。ステップサイズが０．０１μｍの場合、ピクセル１つあたりの面積は０．００６５μｍ^２となる。すなわち、α型Ａｌ_２Ｏ_３層の粒子の各方位差における面積は、各方位差におけるピクセルを集計し、面積に換算して求めた。

得られた試料（つまり切削インサート）を用いて、切削試験１および切削試験２を行った。切削試験１は耐摩耗性を評価する試験であり、切削試験２は耐欠損性を評価する試験であり、各切削試験の結果を表７に示した。

［切削試験１］
被削材：Ｓ４５Ｃの丸棒、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：２．０ｍｍ、
クーラント：有り、
評価項目：試料が欠損または最大逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの加工時間を測定した。なお、表７における「正常摩耗」は、欠損が生じずに、最大逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに至ったことを指し示す。また、「チッピング」とは、ここでは、０．２ｍｍ未満の「微小な欠け」が生じたことを指し示す。

［切削試験２］
被削材：Ｓ４５Ｃの長さ方向に等間隔で２本の溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．４０ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：１．５ｍｍ、
クーラント：有り、
評価項目：試料が欠損に至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの衝撃回数を測定した。衝撃回数は、試料と被削材とが接触した回数とし、接触回数が最大で２００００回に到達した時点で試験を終了した。なお、各試料について、５個の切削インサートを用意し、それぞれ衝撃回数を測定し、それらの衝撃回数の値から平均値を求め、工具寿命とした。

表７に示されるように、各発明品では、切削試験１での工具寿命が３０分を超え、かつ、切削試験２での工具寿命は１５０００回を超えた。このように発明品では、耐欠損性（耐チッピング性を含む）を低下させることなく耐摩耗性が向上していた。発明品は比較品よりも工具寿命に至るまでの加工時間が長く、工具寿命までの衝撃回数が多いため、工具寿命が大幅に長いことが分かる。

本発明の被覆切削工具は、耐欠損性を低下させることなく、耐摩耗性に優れるので、従来よりも工具寿命を延長できるので、産業上の利用可能性が高い。

本発明は、以上に説明した実施形態およびその変形例、並びに実施例に限定されない。本発明については、請求の範囲に記載された発明の精神や範囲から離れることなしに、さまざまな改変や変更が可能であることは理解されなければならない。すなわち、本発明には、請求の範囲によって規定される本発明の思想に包含されるあらゆる変形例や応用例、均等物が含まれる。

Claims (10)

1. 基材と、該基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具において、
   前記被覆層は少なくとも１層以上のα型酸化アルミニウム層を含み、
   前記α型酸化アルミニウム層の前記基材の前記表面と略平行な断面において、
   前記断面の法線と前記α型酸化アルミニウム層の粒子の（２２２）面の法線とがなす角を方位差とし、
   前記断面における、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にある前記α型酸化アルミニウム層の粒子の面積を１００面積％と定義すると共に、方位差が０度以上９０度以下の範囲内にある前記α型酸化アルミニウム層の前記粒子の面積を１０度のピッチ毎に区分したとき、
   前記断面における、方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある前記α型酸化アルミニウム層の前記粒子の面積の合計Ｓａが、１０度ピッチ毎の９つの区分の各面積の合計の中で、最大である、
   被覆切削工具。
2. 方位差が２０度以上３０度未満の範囲内にある前記α型酸化アルミニウム層の前記粒子の面積の合計Ｓａが２５面積％≦Ｓａ≦７０面積％の範囲内にある、請求項１に記載の被覆切削工具。
3. 方位差が０度以上１０度未満の範囲内にある前記α型酸化アルミニウム層の前記粒子の面積の合計Ｓｂは１０面積％≦Ｓｂ≦２０面積％の範囲内にある、請求項１または２に記載の被覆切削工具。
4. 前記α型酸化アルミニウム層の平均層厚は、１〜１５μｍである、請求項１〜３のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
5. 前記被覆層は、前記基材と前記α型酸化アルミニウム層との間に、Ｔｉ元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢから成る群より選ばれる少なくとも１種以上の元素とのＴｉ化合物からなるＴｉ化合物層を備える、請求項１〜４のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
6. 前記被覆層の平均層厚は、３〜３０μｍであり、
   前記Ｔｉ化合物層の平均層厚は、２〜１５μｍである、
   請求項５に記載の被覆切削工具。
7. 前記α型酸化アルミニウム層の前記断面は、前記被覆切削工具のすくい面または逃げ面の所定領域に関して定められ、かつ、前記被覆層の厚さ方向において該α型酸化アルミニウム層の少なくとも５０％が残った位置に定められる、請求項１〜６のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
8. 前記α型酸化アルミニウム層の前記断面は、研磨面である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
9. 前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体のいずれか１つを含む、請求項１〜８のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
10. 工具ボデーに着脱自在に取り付けられることができる切削インサートである、請求項１〜９のいずれか１項に記載の被覆切削工具。

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