WO2011055813A1 - 被覆工具 - Google Patents

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葉平 曽根
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株式会社タンガロイ
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    • Y10T428/264—Up to 3 mils
    • Y10T428/265—1 mil or less

Definitions

  • the present invention relates to a coated tool in which a surface of a substrate is coated with a coating, and at least one layer of the coating is an ⁇ -type aluminum oxide film.
  • a coated tool in which a surface of a cemented carbide base material is coated with a TiCN film or an aluminum oxide film is often used.
  • the grain size (S) is 0.5 ⁇ m ⁇ S ⁇ 1 ⁇ m when 0.5 ⁇ m ⁇ d ⁇ 2.5 ⁇ m, and 2
  • the alumina layer is larger than 1.3 in the (012) growth direction of the equivalent crystal plane.
  • a coated cemented carbide coated with an ⁇ -type aluminum oxide film for example, Table 2 on page 417 of Non-Patent Document 1). reference.
  • this coated cemented carbide has a problem in that the ⁇ -type aluminum oxide particles in the ⁇ -type aluminum oxide film are very coarse, and therefore the wear resistance at high temperatures is poor.
  • the inventor conducted research on a coated tool coated with an ⁇ -type aluminum oxide film.
  • the average film thickness of the ⁇ -type aluminum oxide film was reduced to about 0.5 to about 10 ⁇ m
  • the aluminum oxide in the ⁇ -type aluminum oxide film was The average particle size of the particles is controlled to be about 0.5 to about 1.5 ⁇ m
  • the (104) plane organization coefficient TC A ((012) to the (012) plane organization coefficient TC A (012) of the ⁇ -type aluminum oxide film 104): When the orientation of the ⁇ -type aluminum oxide film is controlled so that TC A (104) / TC A (012) is 2.0 or more, the film adhesion, wear resistance, crater resistance, and resistance The knowledge that chipping property is improved was obtained.
  • a B1 type metal compound film is coated between the base material and the ⁇ -type aluminum oxide film, and the average particle size of the B1 type metal compound particles in the B1 type metal compound film is about 0.15 to about 0.3 ⁇ m.
  • the B1 type metal compound film has a maximum particle size of about 1.0 ⁇ m or less in the B1 type metal compound film, and a B1 type metal compound film corresponding to an organization factor TC B (311) of the (311) plane of the B1 type metal compound film
  • the ratio of the organization coefficient TC B (422) of the (422) surface of TC B (422) / TC B (311) is controlled to 1.5 or more, the film adhesion, wear resistance, crater resistance and The knowledge that chipping resistance was further improved was obtained.
  • the coated tool of the present invention is excellent in film adhesion, abrasion resistance, crater resistance and chipping resistance.
  • the coated tool of the present invention is used as a cutting tool or a wear-resistant tool, the tool life is increased.
  • the substrate of the present invention is not particularly limited, but is preferably a member having both hardness and toughness, and examples thereof include ceramics, alloy steel, cemented carbide, and cermet.
  • cemented carbide and cermet are preferable.
  • Cemented carbide, cermet is Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Si carbide, nitride, carbonitride, oxide, carbonate, nitride oxide, carbonitride oxidation
  • a cemented carbide containing WC as a main component is more preferable because it has excellent toughness.
  • a cubic phase ( ⁇ phase) such as (W, Ti) C, (W, Ti, Ta) C is present in the vicinity of the surface of the cemented carbide substrate. It is preferable to provide a de ⁇ layer composed of the disappeared WC and the binder phase in a depth direction from the alloy surface to a thickness of about 5 to about 40 ⁇ m.
  • the coating of the present invention is an ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention, or Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Si carbide, nitride, oxide, carbonitride. , Carbonates, nitrides, oxynitrides, borides, and one or more metal compound films of these solid solutions, and the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention.
  • the surface of the substrate of the present invention may be directly coated with the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention. However, in order to improve the wear resistance and chipping resistance, the substrate surface is coated with a metal compound film, and further the metal The surface of the compound film may be coated with an ⁇ -type aluminum oxide film.
  • base material components such as W, C, Co, Mo, Cr, and V may diffuse from the base material into the metal compound film. Even in this case, the essential effect of the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention is not changed.
  • the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention has an average film thickness of about 0.5 to about 10 ⁇ m and an average particle size of about 0.5 to about 1.5 ⁇ m.
  • the organization coefficient TC A (012) of the (012) plane of the aluminum film and the organization coefficient TC A (104) of the (104) plane of the ⁇ -type aluminum oxide film expressed by the following formula 2 are expressed as TC A (104) / TC A (012) ⁇ 2.0 is satisfied.
  • TC A (104) / TC A (012) is more preferably 4.0 or more
  • TC A (104) / TC A (012) is more preferably 6.0 or more. Since the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention has high grain boundary strength, it is difficult to cause cracks and is excellent in adhesion to the base, so that dropping and destruction of crystal grains in the coating are reduced during cutting. Therefore, the coated tool coated with the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention is excellent in film adhesion, wear resistance, crater resistance and chipping resistance.
  • the X-ray diffraction intensity of the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention can be measured by the 2 ⁇ / ⁇ method using a normal X-ray diffractometer equipped with a Cu tube.
  • the X-ray diffraction intensity in the present invention is the peak height of an X-ray diffraction pattern obtained by X-ray diffraction measurement.
  • Table 1 shows the JCPDS card No.
  • the interplanar spacing d ( ⁇ ) corresponding to each crystal plane of ⁇ -type aluminum oxide described in 10-173 and the standard X-ray diffraction intensity I A0 are shown.
  • Table 1 shows 2 ⁇ (°) of each crystal plane obtained by calculation from the wavelength 1.54056 ⁇ of the K ⁇ 1 line of Cu and the interplanar spacing d ( ⁇ ) of each crystal plane.
  • the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention exhibits columnar crystals.
  • the columnar crystal in the present invention means a crystal having a longer particle size measured in a direction perpendicular to the substrate surface than a particle size measured in a direction parallel to the substrate surface.
  • the average particle diameter of the ⁇ -type aluminum oxide particles in the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention is 10,000 times the surface texture of the ⁇ -type aluminum oxide film in the direction parallel to the substrate surface by SEM (scanning electron microscope). Take an enlarged SEM photograph, draw three or more straight lines in random directions on this SEM photograph, measure the distance between the grain boundaries of the ⁇ -type aluminum oxide film across the straight line, and the average value Was the average particle size of the ⁇ -type aluminum oxide particles. In the case where the surface of the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention is coated with a metal compound film, the surface of the ⁇ -type aluminum oxide film may be observed by removing it with hydrofluoric acid or the like.
  • the average particle size of the ⁇ -type aluminum oxide particles in the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention is less than about 0.5 ⁇ m, the fracture resistance is lowered, and the average particle size of the ⁇ -type aluminum oxide particles in the ⁇ -type aluminum oxide film is reduced. Since the wear resistance decreases when the diameter exceeds about 1.5 ⁇ m, the average particle diameter of the ⁇ -type aluminum oxide particles in the ⁇ -type aluminum oxide film is set to about 0.5 to about 1.5 ⁇ m. Further, when the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention has an average film thickness of less than about 0.5 ⁇ m, the wear resistance is lowered, and when the ⁇ -type aluminum oxide film has an average film thickness of more than about 10 ⁇ m, the chipping resistance is reduced. Therefore, the average film thickness of the ⁇ -type aluminum oxide film was set to about 0.5 to about 10 ⁇ m.
  • the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention may contain sulfur, sulfide, selenium, and tellurium as unavoidable impurities in an amount of 1 atomic% or less with respect to the entire ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention.
  • the B1 type metal compound film of the present invention is composed of carbides, nitrides, charcoal of periodic group 4 (Ti, Zr, Hf, etc.), 5 (V, Nb, Ta, etc.), 6 (Cr, Mo, W, etc.) group elements. Since it is excellent in abrasion resistance, it is further more preferable that it is at least 1 sort in nitride and these mutual solid solutions. Among these, it is more preferable to consist of Ti carbonitride.
  • the average particle diameter of the B1 type metal compound particles in the B1 type metal compound film of the present invention is about 0.15 to about 0.3 ⁇ m, and the maximum particle size of the B1 type metal compound particles in the B1 type metal compound film is about
  • An organization coefficient TC B (422) of the (422) plane of the B1 type metal compound film which is 1.0 ⁇ m or less and represented by the following formula 3, and a B1 type metal compound represented by the following formula 4
  • the organization coefficient TC B (311) of the (311) plane of the film preferably satisfies TC B (422) / TC B (311) ⁇ 1.5.
  • the X-ray diffraction intensity of the B1-type metal compound film of the present invention can be measured by the 2 ⁇ / ⁇ method using an X-ray diffractometer equipped with a Cu tube.
  • Table 2 shows the JCPDS card No. 32-1383, the interplanar spacing d ( ⁇ ) corresponding to each crystal plane of TiC, standard X-ray diffraction intensity I 0 , JCPDS card no. 38-1420, the interplanar spacing d ( ⁇ ) corresponding to each crystal plane of TiN, standard X-ray diffraction intensity I 0 , TiC standard X-ray diffraction intensity I 0, and TiN standard X-ray diffraction intensity I 0 .
  • the average value I B0 is shown.
  • Table 2 shows 2 ⁇ (°) of each crystal plane obtained by calculation from the wavelength of K ⁇ 1 line of Cu of 1.54056 ⁇ and the interplanar spacing d ( ⁇ ).
  • the X-ray diffraction intensity from the (111) plane to the (511) plane of the B1 type metal compound film can be measured.
  • the X-ray diffraction peak of the (311) plane of the B1 type metal compound film may overlap with the X-ray diffraction peak of the WC (111) plane of the substrate.
  • the B1-type metal compound film The value obtained by subtracting 0.25 times the X-ray diffraction intensity of the WC (101) plane from the X-ray diffraction intensity where the (311) plane and the WC (111) plane overlap is X of the (311) plane of the B1 type metal compound film Considered as line diffraction intensity I B (311).
  • the B1-type metal compound film of the present invention exhibits columnar crystals.
  • the columnar crystal in the present invention means a crystal having a longer particle size measured in a direction perpendicular to the substrate surface than a particle size measured in a direction parallel to the substrate surface.
  • the average particle diameter of the B1 type metal compound film of the present invention is a range within 1 ⁇ m in the depth direction from the interface between the ⁇ -type aluminum oxide film and the B1 type metal compound film or the interface between the adhesion film and the B1 type metal compound film. Means the average particle diameter of the B1 type metal compound particles in the B1 type metal compound film in the direction parallel to the substrate surface. If there are irregularities at the interface, the measurement is performed within a range of 1 ⁇ m from the position closest to the substrate (valley). Specifically, the average particle diameter of the B1 type metal compound film can be measured from the lap surface of the B1 type metal compound film that appears by removing the ⁇ -type aluminum oxide film or the adhesion film by diamond lapping on the surface of the coated tool.
  • the distance is within 1 ⁇ m from the interface between the ⁇ -type aluminum oxide film and the B1-type metal compound film or the interface between the adhesion film and the B1-type metal compound film can be confirmed by cross-sectional observation.
  • the lap surface of the B1 type metal compound film is corroded with hydrofluoric acid or the like, the particle size of the B1 type metal compound film can be easily measured.
  • the lap surface of the B1 type metal compound film was magnified 10,000 times with SEM, and an SEM photograph was taken.
  • the wear resistance tends to decrease.
  • the average film thickness of the B1 type metal compound film of the present invention is less than about 3 ⁇ m, the wear resistance tends to decrease, and when the average film thickness of the B1 type metal compound film exceeds about 20 ⁇ m, the chipping resistance is reduced. Therefore, the average film thickness of the B1 type metal compound film is preferably about 3 to about 20 ⁇ m.
  • the adhesion between the base material and the film is increased, A uniform columnar structure is obtained in the B1-type metal compound film, which is preferable because the uniformity of the ⁇ -type aluminum oxide film structure and the smoothness of the surface of the ⁇ -type aluminum oxide film are improved.
  • Specific examples include TiN and TiCN.
  • the average film thickness of the lowermost film of the present invention is less than about 0.1 ⁇ m, the adhesion between the substrate and the film tends to decrease, and when the average film thickness of the lowermost film exceeds about 1 ⁇ m, chipping resistance Therefore, the average film thickness of the lowermost film is preferably about 0.1 to about 1 ⁇ m.
  • the adhesion film of at least one kind of metal compound is preferable because the adhesion between the B1 type metal compound film and the ⁇ -type aluminum oxide film is improved.
  • Specific examples include TiCO, TiNO, TiCNO, TiAlCO, TiAlNO, and TiAlCNO.
  • the adhesion film is more preferably a metal compound composed of at least one of carbonates, nitrides, and oxynitrides containing Ti and Al, and among them, the adhesion film is a carbon compound containing Ti and Al.
  • TiAlCNO has a raw material gas composition of TiCl 4 : 3.0 to 5.0 mol%, AlCl 3 : 1.0 to 2.0 mol%, CO: 0.4 to 1.0 mol%, N 2 when chemical vapor deposition is used. : 30 to 40 mol%, H 2 : remaining, temperature: 975 to 1025 ° C, pressure: 90 to 110 hPa.
  • the average film thickness of the adhesion film of the present invention is less than about 0.3 ⁇ m, the adhesion between the B1 type metal compound film and the ⁇ -type aluminum oxide film tends to be reduced, and the average film thickness of the adhesion film is about 2 ⁇ m. If the thickness exceeds this range, the fragile adhesive film tends to break, so the average film thickness of the adhesive film is preferably about 0.3 to about 2 ⁇ m.
  • the corner used for cutting is identified by the difference in color or the like. Is preferable because it becomes easier. Specific examples include TiN and TiCN.
  • the average film thickness of the entire outer film of the present invention is less than about 0.1 ⁇ m, it is difficult to obtain a uniform color tone, and when the average film thickness of the entire outer film exceeds about 2 ⁇ m, the welding resistance tends to decrease. Therefore, the average film thickness of the entire outer membrane is preferably about 0.1 to about 2 ⁇ m.
  • the coated tool of the present invention can be produced by coating the surface of a substrate with a physical vapor deposition method or a chemical vapor deposition method.
  • a physical vapor deposition method or a chemical vapor deposition method.
  • coating by chemical vapor deposition is preferable because high adhesion between the substrate and the coating can be obtained.
  • the raw material gas composition is AlCl 3 : 2.1 to 5.0 mol%, CO 2 : 2.5 to 4.0 mol%, HCl: 2.0 to 3.0 mol%, H 2 : remaining After coating a film thickness of about 0.1 to about 0.3 ⁇ m under the first stage coating conditions of temperature: 990 to 1000 ° C.
  • the raw material gas composition is AlCl 3 : 2.1 to 5 0.0 mol%, CO 2 : 2.5 to 4.0 mol%, HCl: 2.0 to 3.0 mol%, H 2 S: 0.28 to 0.45 mol%, H 2 : remaining, temperature: 990 to
  • the film thickness of about 0.4 to about 9.9 ⁇ m is coated under the second coating conditions of 1000 ° C. and pressure: 60 to 80 hPa, the ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention can be obtained.
  • ⁇ -type aluminum oxide film of the present invention coated 5-20 minutes in a first stage condition without addition of H 2 S, then covered with the second stage of coating conditions with the addition of H 2 S Yes.
  • the ⁇ -type aluminum oxide nucleation and film formation speed can be optimized, and a uniform and dense ⁇ -type aluminum oxide film base can be obtained.
  • 0.28 to 0.45 mol% of H 2 S is added to increase the grain growth rate of the ⁇ -type aluminum oxide film, so that ⁇ -type oxidation having a uniform structure, high adhesion and high strength is achieved.
  • An aluminum film can be obtained.
  • the coating conditions of the ⁇ -type aluminum oxide film in the first stage and the second stage for example, when the temperature is 1000 ° C. and the pressure is 70 hPa, if the CO 2 contained in the source gas exceeds 4.0 mol%, TC A (104) / TC A (012) is less than 2.0, and cutting performance decreases. On the contrary, when the CO 2 contained in the raw material gas is less than 2.5 mol%, the ⁇ -type aluminum oxide grain growth rate is remarkably lowered to reduce the film strength, and the film adhesion, wear resistance, crater resistance And chipping resistance are reduced. For example, in the case of temperature: 1000 ° C.
  • the B1 type metal compound film of the present invention has a raw material gas composition of TiCl 4 : 10 to 15 mol%, CH 3 CN: 1 to 3 mol%, N 2 : 0 to 20 mol%, H 2 : remaining. , Temperature: 780 to 830 ° C., pressure: 80 to 100 hPa.
  • the temperature is 800 ° C. and the pressure is 90 hPa
  • CH 3 CN contained in the raw material gas is less than 1.0 mol%, the grain growth rate of the B1-type metal compound film is remarkably lowered, and the strength of the film is lowered. There is a case.
  • the X-ray diffraction peak intensity of the (311) plane of the B1 type metal compound film may increase, and TC B (422) / TC B (311) may be less than 1.5, and the average particle size of the B1-type metal compound film exceeds 0.3 ⁇ m, and as a result, film adhesion, abrasion resistance, crater resistance, and chipping resistance. May decrease. For example, when the temperature is 800 ° C.
  • the bottom film, the adhesion film, and the outer film of the present invention can be coated by a conventional physical vapor deposition method or chemical vapor deposition method.
  • the application of the coated tool of the present invention includes a cutting tool typified by an insert and a wear resistant tool typified by a mold.
  • a high effect can be obtained by applying the coated tool of the present invention to such a high-stress tool.
  • the coated tool of the present invention is used as a cutting tool, chipping at an edge portion where stress is particularly concentrated hardly occurs and the tool life is increased.
  • the coated tool of the present invention is used as a wear-resistant tool, chipping particularly near the edge hardly occurs and the tool life is increased.
  • a mixed powder composed of Co powder having an average particle diameter of 1.5 ⁇ m: 7% by weight was sintered to obtain a cemented carbide.
  • the cemented carbide was processed into an ISO standard CNMG120212-shaped insert and used as a base material.
  • the de-beta layer which consists only of WC and Co is formed in the surface vicinity of the cemented carbide base material.
  • the thickness of the de- ⁇ layer on the flank face was 15 ⁇ m.
  • the substrate was coated with a film having a film structure shown in Table 3.
  • the TiN film of the first layer on the most substrate side has coating conditions in which the raw material gas composition is TiCl 4 : 9.0 mol%, N 2 : 40 mol%, H 2 : remaining, temperature: 850 ° C., and pressure: 160 hPa. Covered.
  • the TiCN film of the second layer was coated under the coating conditions shown in Table 4.
  • the third layer of TiAlCNO film has a source gas composition of TiCl 4 : 4.0 mol%, AlCl 3 : 1.2 mol%, N 2 : 34 mol%, CO: 0.6 mol%, H 2 : remaining, temperature: 1000 It coat
  • the ⁇ -type Al 2 O 3 film of the fourth layer was coated under the first-stage coating conditions shown in Table 5, and subsequently coated under the second-stage coating conditions shown in Table 6.
  • the ⁇ -type Al 2 O 3 film of the fourth layer was coated under the coating conditions shown in Table 7.
  • the TiCN film of the fifth layer has a source gas composition of TiCl 4 : 7.3 mol%, N 2 : 11.6 mol%, CH 3 CN: 1.2 mol%, H 2 : the rest, Coating was performed under coating conditions of temperature: 1000 ° C. and pressure: 90 hPa.
  • the TiN film of the sixth layer on the most surface side is coated under the coating conditions in which the raw material gas composition is TiCl 4 : 9.0 mol%, N 2 : 40 mol%, H 2 : remaining, temperature: 1000 ° C., pressure: 160 hPa. did.
  • the obtained sample was subjected to X-ray diffraction measurement using CuK ⁇ ray to obtain TC A (104) and TC A (012).
  • the value of TC A (104) / TC A (012) was calculated, and the value is shown in Table 8.
  • the fifth layer and the sixth layer of the sample of the present invention were removed with hydrofluoric acid, and the surface texture of the ⁇ -type Al 2 O 3 film was magnified 10,000 times with SEM (scanning electron microscope), and SEM photographs were taken. Three straight lines are drawn in a random direction on the SEM photograph, the distance between the crystal grain boundaries of the ⁇ -type aluminum oxide film crossing the straight line is measured, and the average value is calculated as the average grain size of the ⁇ -type aluminum oxide film. did.
  • the fourth-layer ⁇ -type Al 2 O 3 film of the invention is a columnar crystal
  • the fourth-layer ⁇ -type Al 2 O 3 film of the comparative product 1 is a columnar crystal. It was confirmed that the ⁇ -type Al 2 O 3 film of No. 5 was a lump.
  • the sample from which the fifth layer and the sixth layer were removed with hydrofluoric acid was subjected to X-ray diffraction measurement using a CuK ⁇ 1 line with a 2 ⁇ measurement range of 20 ° to 145 °, and the TC of the TiCN film of the second layer was measured.
  • B (422) and TC B (311) of the second layer were determined.
  • the X-ray diffraction intensity of the TiCN film (311) surface of the second layer and the X-ray diffraction peak of the WC (111) surface of the base material overlapped, the X-ray diffraction intensity of the TiCN film (311) surface A value obtained by subtracting 0.25 times the X-ray diffraction intensity of the WC (101) plane was regarded as the X-ray diffraction intensity of the (311) plane of the TiCN film.
  • Table 9 shows the ratio of TC B (422) / TC B (311) of the TiCN film of the second layer. Table 9 shows crystal planes showing the highest X-ray diffraction intensity in the TiCN film from the (111) plane to the (511) plane.
  • the lap surface of the second TiCN film that appeared after removing the third to sixth layers by diamond lapping on the sample surface was treated with hydrofluoric acid and magnified 10,000 times with SEM, and an SEM photograph was taken. .
  • Three straight lines are drawn in a random direction with respect to this SEM photograph, the distance between the grain boundaries of the TiCN film crossing the straight line is measured, and the maximum value thereof is taken as the maximum grain size of the TiCN film.
  • Table 9 shows the average particle size and the maximum particle size of the TiCN film. Moreover, it was confirmed from cross-sectional observation that the TiCN film of the second layer of the invention product and the comparative product was a columnar crystal.
  • the inventive product has better film adhesion than the comparative product, and thus the substrate is not easily exposed, and the chipping resistance, crater resistance, fracture resistance, and wear resistance are excellent. I found it excellent.
  • the comparative product was judged to have a tool life because chipping and chipping occurred, and the flank wear amount was 1.50 mm or more.
  • the inventive product is free from chipping and chipping, and the flank wear amount is 1.20 mm or less, so that the cutting time can be extended. That is, it can be seen that the inventive product has a longer tool life than the comparative product.

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Abstract

　本発明は、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が優れた被覆工具を提供することを目的とする。　基材とその表面に被膜が被覆された被覆工具において、被膜の少なくとも１層がα型酸化アルミニウム膜であり、α型酸化アルミニウム膜の平均膜厚が約０．５～約１０μｍであり、α型酸化アルミニウム膜の平均粒径が約０．５～約１．５μｍであり、α型酸化アルミニウム膜の（０１２）面の組織化係数ＴＣA（０１２）と、α型酸化アルミニウム膜の（１０４）面の組織化係数ＴＣA（１０４）が、ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）≧２．０を満足する被覆工具。

Description

被覆工具
　本発明は、基材の表面に被膜を被覆した被覆工具であって、被膜の少なくとも１層はα型酸化アルミニウム膜である被覆工具に関する。
　切削加工において超硬合金基材の表面にＴｉＣＮ膜や酸化アルミニウム膜を被覆した被覆工具が多く用いられている。被覆工具の従来技術として、少なくとも１層がアルミナの層である１以上の耐火層で少なくとも部分的に被覆された被覆物体であって、該アルミナ層がｄ＝０．５－２５μｍの厚さを有し、且つグレンサイズ（Ｓ）を有する単相α－構造から成り、０．５μｍ＜ｄ＜２．５μｍの場合に当該グレンサイズ（Ｓ）が０．５μｍ＜Ｓ＜１μｍであり、そして２．５μｍ＜ｄ＜２５μｍの場合に当該グレンサイズ（Ｓ）が０．５μｍ＜Ｓ＜３μｍの関係にある被覆物体において、該アルミナ層が等価結晶面の（０１２）成長方向で１．３より大きな下記式の組織化係数（ＴＣ）を呈する、
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
、
但し、I(hkl)＝(hkl)反射の測定強度、Io(hkl)＝ＡＳＴＭ標準パワーパターン回折データの標準強度、ｎ＝反射の数、(hkl)反射は(012)、(104)、(110)、(113)、(024)、(116)である、ことを特徴とする被覆物体がある（例えば、特許文献１参照。）。しかし、この被覆物体は、耐チッピング性を要する加工、特に鋼の切削加工において十分な性能を示すことができないという問題がある。
　また、ＴｉＮ膜を被覆した超硬合金の表面にＴＣ（１，０，－１，４）＝３．３９、ＴＣ（１，０，－１，２）＝０．２７、ＴＣ（１，０，－１，４）／ＴＣ（１，０，－１，２）＝１２．６を示すα型酸化アルミニウム膜を被覆した被覆超硬合金がある（例えば、非特許文献１第４１７頁表２参照。）。しかし、この被覆超硬合金は、α型酸化アルミニウム膜内のα型酸化アルミニウム粒子が非常に粗大であるため、高温での耐摩耗性に劣るという問題があった。
特開平６－３１６７５８号公報
Chul-Soon Parkら著、「The effect of reaction condition on the crystallographic orientation and surface morphology of chemical vapor deposited Al2O3」、Proceedings of the 4th European Conference on Chemical Vapour Deposition、Philips Centre Manuf. Technol,Eindoven,Netherlands 出版、１９８３年発行、Ｐ．４１０－４２０
　生産現場においては、生産性向上のために切削加工時間を短縮したいという要望がある。そのため、高速度、高送り、強断続などの過酷な切削条件で切削加工が行われるようになってきた。このような過酷な切削条件下では、従来の被覆工具は寿命が短くなるため、これまでよりも長寿命の被覆工具が求められていた。また、金型に代表される耐摩耗工具についても生産性向上のため、工具寿命の増加が求められていた。本発明はこのような事情を鑑みてなされたものであり、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が優れた被覆工具を提供することを目的とする。
　本発明者は、α型酸化アルミニウム膜を被覆した被覆工具の研究を行ったところ、α型酸化アルミニウム膜の平均膜厚を約０．５～約１０μｍに、α型酸化アルミニウム膜内の酸化アルミニウム粒子の平均粒径を約０．５～約１．５μｍに制御し、α型酸化アルミニウム膜の（０１２）面の組織化係数ＴＣA（０１２）に対する（１０４）面の組織化係数ＴＣA（１０４）の比：ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が２．０以上となるようにα型酸化アルミニウム膜の配向を制御すると、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が向上するという知見が得られた。さらに、基材とα型酸化アルミニウム膜との間に、Ｂ１型金属化合物膜を被覆し、Ｂ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径を約０．１５～約０．３μｍ、Ｂ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の最大粒径を約１．０μｍ以下とし、Ｂ１型金属化合物膜の（３１１）面の組織化係数ＴＣB（３１１）に対するＢ１型金属化合物膜の（４２２）面の組織化係数ＴＣB（４２２）の比：ＴＣB（４２２）／ＴＣB（３１１）を１．５以上に制御すると、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性がさらに向上するという知見が得られた。
　本発明の被覆工具は、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性に優れる。本発明の被覆工具を切削工具または耐摩耗工具として用いると工具寿命が増加する。
被削材の断面形状を示した図である。
　本発明の基材としては、特に限定されないが、硬さと靱性を兼ね備えた部材であることが好ましく、例えば、セラミックス、合金鋼、超硬合金、サーメットなどを挙げることができる。その中でも、超硬合金、サーメットが好ましい。超硬合金、サーメットはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物、ホウ化物およびこれらの相互固溶体からなる硬質相と、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅを主成分とする結合相と不可避的不純物とからなる合金である。その中でも、ＷＣを主成分とした超硬合金は靭性に優れるため、さらに好ましい。基材として用いられる超硬合金にさらに靱性を持たせるため超硬合金基材の表面近傍に、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃなどの立方晶相（β相）が消失したＷＣと結合相とからなる脱β層を合金表面から深さ方向に約５～約４０μｍの厚さに亘って設けることが好ましい。
　本発明の基材に対して工具形状の精密さを持たせるため、湿式研削加工、乾式研削加工、ブラスト加工に代表される機械的加工や電解研磨に代表される化学的加工を基材表面に施すことは好ましい。
　本発明の被膜は、本発明のα型酸化アルミニウム膜、または、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉの炭化物、窒化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物、ホウ化物およびこれらの相互固溶体の１種または２種以上の金属化合物膜と本発明のα型酸化アルミニウム膜とからなる。本発明の基材の表面に本発明のα型酸化アルミニウム膜を直接被覆してもよいが、耐摩耗性および耐チッピング性を向上させるため、基材表面に金属化合物膜を被覆し、さらに金属化合物膜の表面にα型酸化アルミニウム膜を被覆してもよい。超硬合金、サーメットなどの基材に金属化合物膜を被覆すると、基材から金属化合物膜中に基材成分、例えばＷ、Ｃ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖなどが拡散する場合もあるが、この場合でも本発明のα型酸化アルミニウム膜の本質的な効果は変わらない。なお、切削に使用したコーナーを色等の相違により識別するため、本発明のα型酸化アルミニウム膜の表面に金属化合物膜を被覆しても好ましい。本発明の被膜を基材に被覆する方法としては、物理蒸着法や化学蒸着法などを挙げることができる。
　本発明のα型酸化アルミニウム膜は、平均膜厚が約０．５～約１０μｍ、平均粒径が約０．５～約１．５μｍであり、以下の数１で表される、α型酸化アルミニウム膜の（０１２）面の組織化係数ＴＣA（０１２）と、以下の数２で表される、α型酸化アルミニウム膜の（１０４）面の組織化係数ＴＣＡ（１０４）は、ＴＣＡ（１０４）／ＴＣＡ（０１２）≧２．０を満足する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　本発明のα型酸化アルミニウム膜は、粒界強度が高いのでクラックが生じにくく、下地との密着性が優れる。その中でも、ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が４．０以上であるとより好ましく、ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が６．０以上であるとさらに好ましい。本発明のα型酸化アルミニウム膜は、粒界強度が高いのでクラックが生じにくく、下地との密着性に優れることから、切削時に被膜の結晶粒子の脱落および破壊が低減される。そのため、本発明のα型酸化アルミニウム膜を被覆した被覆工具は、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が優れる。
　本発明のα型酸化アルミニウム膜のＸ線回折強度は、Ｃｕ管球を装備した通常のＸ線回折装置を用いて２θ／θ法により測定することができる。本発明におけるＸ線回折強度は、Ｘ線回折測定によって得られたＸ線回折図形のピーク高さとする。表１には、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．１０－１７３に記載されたα型酸化アルミニウムの各結晶面に対応する面間隔ｄ（Å）と標準Ｘ線回折強度ＩA0を示した。なお、ＣｕのＫα１線の波長１．５４０５６Åと各結晶面の面間隔ｄ（Å）とから計算で求められる各結晶面の２θ（°）を表１に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　２θの測定範囲を２０度～７５度とすると、α型酸化アルミニウム膜の（０１２）面から（０３０）面までのＸ線回折強度ＩA（ｈｋｌ）を測定することができる。得られたα型酸化アルミニウムの（０１２）面から（０３０）面までのＸ線回折強度ＩA（ｈｋｌ）から数１で定義される組織化係数ＴＣA（０１２）、数２で定義されるＴＣA（１０４）を求めることができる。
　本発明のα型酸化アルミニウム膜は柱状晶を示す。本発明における柱状晶とは、基材表面に対して平行な方向で測定した粒径より基材表面に対して垂直な方向で測定した粒径の方が長い結晶を意味する。
　本発明のα型酸化アルミニウム膜内のα型酸化アルミニウム粒子の平均粒径は、α型酸化アルミニウム膜の基材表面に対して平行な方向の表面組織をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で１００００倍に拡大してＳＥＭ写真を撮影し、このＳＥＭ写真にランダムな方向に３本以上の直線を引き、直線を横断したα型酸化アルミニウム膜の結晶粒界と結晶粒界の間隔を測り、その平均値をα型酸化アルミニウム粒子の平均粒径とした。なお、本発明のα型酸化アルミニウム膜の表面に金属化合物膜が被覆されていた場合は、フッ硝酸等で除去して、α型酸化アルミニウム膜の表面を観察するとよい。本発明のα型酸化アルミニウム膜内のα型酸化アルミニウム粒子の平均粒径が約０．５μｍ未満であると耐欠損性が低下し、α型酸化アルミニウム膜内のα型酸化アルミニウム粒子の平均粒径が約１．５μｍを超えて大きくなると耐摩耗性が低下するので、α型酸化アルミニウム膜内のα型酸化アルミニウム粒子の平均粒径を約０．５～約１．５μｍとした。また、本発明のα型酸化アルミニウム膜の平均膜厚が約０．５μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、α型酸化アルミニウム膜の平均膜厚が約１０μｍを超えて厚くなると耐欠損性が低下するので、α型酸化アルミニウム膜の平均膜厚を約０．５～約１０μｍとした。
　本発明のα型酸化アルミニウム膜は、不可避的不純物として硫黄、硫化物、セレン、テルルを合計して本発明のα型酸化アルミニウム膜全体に対して１原子％以下含んでいても良い。
　基材とα型酸化アルミニウム膜との間に、本発明のＢ１型金属化合物膜を被覆するとα型酸化アルミニウム膜と基材との密着性が飛躍的に向上し、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性がさらに向上する。本発明のＢ１型金属化合物膜は、周期表４（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等）、５（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ等）、６（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等）族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種であると、耐摩耗性に優れるため、さらに好ましい。その中でもＴｉの炭窒化物からなるとさらに好ましい。
　本発明のＢ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径は約０．１５～約０．３μｍであり、Ｂ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の最大粒径は約１．０μｍ以下であり、以下の数３で表される、Ｂ１型金属化合物膜の（４２２）面の組織化係数ＴＣB（４２２）と、以下の数４で表される、Ｂ１型金属化合物膜の（３１１）面の組織化係数ＴＣB（３１１）は、ＴＣB（４２２）／ＴＣB（３１１）≧１．５を満足するものであることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　本発明のＢ１型金属化合物膜のＸ線回折強度は、Ｃｕ管球を装備したＸ線回折装置を用いて２θ／θ法により測定することができる。表２には、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．３２－１３８３に記載されたＴｉＣの各結晶面に対応する面間隔ｄ（Å）と標準Ｘ線回折強度Ｉ0、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．３８－１４２０に記載されたＴｉＮの各結晶面に対応する面間隔ｄ（Å）と標準Ｘ線回折強度Ｉ0、ＴｉＣの標準Ｘ線回折強度Ｉ0とＴｉＮの標準Ｘ線回折強度Ｉ0の平均値ＩB0を示した。また、ＣｕのＫα１線の波長１．５４０５６Åと各結晶面の面間隔ｄ（Å）とから計算で求められる各結晶面の２θ（°）を表２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　２θの測定範囲を２０度～１４５度とすると、Ｂ１型金属化合物膜の（１１１）面から（５１１）面までのＸ線回折強度を測定することができる。Ｂ１型金属化合物膜の（３１１）面のＸ線回折ピークが基材のＷＣ（１１１）面のＸ線回折ピークと重なる場合がある。ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．２５－１０４７に記載されたＷＣ（１１１）面の標準Ｘ線回折強度Ｉ0がＷＣ（１０１）面の標準Ｘ線回折強度Ｉ0の０．２５倍であることから、Ｂ１型金属化合物膜の（３１１）面とＷＣ（１１１）面の重なったＸ線回折強度からＷＣ（１０１）面のＸ線回折強度の０．２５倍を差し引いた値をＢ１型金属化合物膜の（３１１）面のＸ線回折強度ＩB（３１１）とみなす。得られたＢ１型金属化合物の（１１１）面から（５１１）面までのＸ線回折強度ＩB（ｈｋｌ）から、数３で定義される組織化係数ＴＣB（４２２）、数４で定義されるＴＣB（３１１）を求めることができる。
　本発明のＢ１型金属化合物膜は柱状晶を示す。本発明における柱状晶とは、基材表面に対して平行な方向で測定した粒径より基材表面に対して垂直な方向で測定した粒径の方が長い結晶を意味する。
　本発明のＢ１型金属化合物膜の平均粒径とは、α型酸化アルミニウム膜とＢ１型金属化合物膜との界面または密着膜とＢ１型金属化合物膜との界面から深さ方向に１μｍ以内の範囲における、基材表面に対して平行な方向のＢ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径を意味する。もし、界面に凹凸がある場合は、最も基材側の位置（谷の所）から１μｍ以内の範囲で測定する。具体的には、被覆工具表面のダイヤモンドラップ研磨により、α型酸化アルミニウム膜または密着膜を除去して現れたＢ１型金属化合物膜のラップ面からＢ１型金属化合物膜の平均粒径を測定できる。α型酸化アルミニウム膜とＢ１型金属化合物膜との界面または密着膜とＢ１型金属化合物膜との界面から１μｍ以内であるか否かは断面観察により確認できる。Ｂ１型金属化合物膜のラップ面をフッ硝酸等で腐食処理するとＢ１型金属化合物膜の粒径が測定しやすい。Ｂ１型金属化合物膜のラップ面をＳＥＭで１００００倍に拡大してＳＥＭ写真を撮影し、このＳＥＭ写真に対してランダムな方向に３本以上の直線を引き、直線を横断したＢ１型金属化合物膜の結晶粒界と結晶粒界の間隔を測り、それらの間隔の最大値をＢ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の最大粒径とし、それらの間隔の平均値をＢ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径とする。本発明のＢ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径が約０．１５μｍ未満であると耐欠損性が低下する傾向を示し、Ｂ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径が約０．３μｍを超えて大きくなると耐摩耗性が低下する傾向を示す。本発明のＢ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の最大粒径が約１．０μｍを超えて大きくなると耐摩耗性が低下する傾向を示す。また、本発明のＢ１型金属化合物膜の平均膜厚が約３μｍ未満であると耐摩耗性が低下する傾向を示し、Ｂ１型金属化合物膜の平均膜厚が約２０μｍを超えて厚くなると耐欠損性が低下するので、Ｂ１型金属化合物膜の平均膜厚は約３～約２０μｍであることが好ましい。
　基材とＢ１型金属化合物膜との間に、Ｔｉの窒化物、炭窒化物の１種または２種からなる金属化合物の最下膜があると、基材と被膜の密着性が高くなり、Ｂ１型金属化合物膜において均一な柱状組織が得られ、それにより、α型酸化アルミニウム膜組織の均一性とα型酸化アルミニウム膜表面の平滑性が向上するので、好ましい。具体的には、ＴｉＮ、ＴｉＣＮを挙げることができる。本発明の最下膜の平均膜厚が約０．１μｍ未満であると基材と被膜の密着性が低下する傾向を示し、最下膜の平均膜厚が約１μｍを超えて厚くなると耐チッピング性が低下するので、最下膜の平均膜厚は約０．１～約１μｍであることが好ましい。
　Ｂ１型金属化合物膜とα型酸化アルミニウム膜との間に、Ｔｉの炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物、ＴｉとＡｌとを含む炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の中の少なくとも１種からなる金属化合物の密着膜があると、Ｂ１型金属化合物膜とα型酸化アルミニウム膜の密着性が向上するので、好ましい。具体的には、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＡｌＣＯ、ＴｉＡｌＮＯ、ＴｉＡｌＣＮＯを挙げることができる。その中でも密着膜はＴｉとＡｌとを含む炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の中の少なくとも１種からなる金属化合物であるとさらに好ましく、その中でも密着膜はＴｉとＡｌとを含む炭窒酸化物であるとさらに好ましい。ＴｉとＡｌとを含む炭窒酸化物として具体的には、ＴｉＡｌＣＮＯを挙げることができる。ＴｉＡｌＣＮＯは、化学蒸着法による場合、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：３．０～５．０ｍｏｌ％、ＡｌＣｌ3：１．０～２．０ｍｏｌ％、ＣＯ：０．４～１．０ｍｏｌ％、Ｎ2：３０～４０ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：９７５～１０２５℃、圧力：９０～１１０ｈＰａとする被覆条件により得ることができる。また、本発明の密着膜の平均膜厚が約０．３μｍ未満になるとＢ１型金属化合物膜とα型酸化アルミニウム膜の密着性が低下する傾向を示し、密着膜の平均膜厚が約２μｍを超えて厚くなると脆弱な密着膜から破壊しやすくなるので、密着膜の平均膜厚は約０．３～約２μｍであることが好ましい。
　α型酸化アルミニウム膜の表面に、Ｔｉの窒化物、炭窒化物の１種または２種からなる金属化合物の外膜を少なくとも１層設けると、切削に使用したコーナーを色等の相違により識別することが容易になるため、好ましい。具体的には、ＴｉＮ、ＴｉＣＮを挙げることができる。また、本発明の外膜全体の平均膜厚が約０．１μｍ未満になると均一な色調が得られにくく、外膜全体の平均膜厚が約２μｍを超えて厚くなると耐溶着性が低下する傾向を示すので、外膜全体の平均膜厚は約０．１～約２μｍであることが好ましい。
　本発明の被覆工具は、物理蒸着法、化学蒸着法により被膜を基材の表面に被覆することで製造することができる。その中でも化学蒸着法により被覆すると基材と被膜の高い密着性が得られるため好ましい。化学蒸着法による場合、原料ガス組成をＡｌＣｌ3：２．１～５．０ｍｏｌ％、ＣＯ2：２．５～４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０～３．０ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：９９０～１０００℃、圧力：６０～８０ｈＰａとする第１段階の被覆条件で膜厚約０．１～約０．３μｍを被覆した後、原料ガス組成をＡｌＣｌ3：２．１～５．０ｍｏｌ％、ＣＯ2：２．５～４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０～３．０ｍｏｌ％、Ｈ2Ｓ：０．２８～０．４５ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：９９０～１０００℃、圧力：６０～８０ｈＰａとする第２段階の被覆条件により膜厚約０．４～約９．９μｍを被覆すると、本発明のα型酸化アルミニウム膜を得ることができる。
　本発明のα型酸化アルミニウム膜を得るために、Ｈ2Ｓを添加しない第１段階の条件で５～２０分間被覆し、その後、Ｈ2Ｓを添加した第２段階の被覆条件で被覆している。被覆初期にＨ2Ｓを添加しないことにより、α型酸化アルミニウムの核生成と成膜速度を最適化して、均一かつ緻密なα型酸化アルミニウム膜の下地を得ることができる。第２段階では、０．２８～０．４５ｍｏｌ％のＨ2Ｓを添加して、α型酸化アルミニウム膜の粒成長速度を増加させて、均一組織、高い密着性および高強度を有するα型酸化アルミニウム膜を得ることができる。なお、最初からＨ2Ｓを添加すると、α型酸化アルミニウムの核生成および粒成長速度が急激に増加し、α型酸化アルミニウム膜と密着膜との界面に巣孔が生じる。巣孔はα型酸化アルミニウム膜の密着性と膜強度の低下を招く。
　第１段階および第２段階のα型酸化アルミニウム膜の被覆条件において、例えば、温度：１０００℃、圧力：７０ｈＰａの場合、原料ガスに含まれるＣＯ2が４．０ｍｏｌ％を超えて多くなると、ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が２．０未満となり切削性能が低下する。逆に原料ガスに含まれるＣＯ2が２．５ｍｏｌ％未満になると、α型酸化アルミニウムの粒成長速度が顕著に低下して膜の強度が低下し、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が低下する。例えば、温度：１０００℃、圧力：７０ｈＰａの場合、原料ガスに含まれるＡｌＣｌ3が２．１ｍｏｌ％未満になると、ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が２．０未満となり切削性能が低下する。逆に原料ガスに含まれるＡｌＣｌ3が５．０ｍｏｌ％を超えて多くなると、気相中でα型酸化アルミニウムが生成してα型酸化アルミニウム膜を得ることができない。
　化学蒸着法による場合、本発明のＢ１型金属化合物膜は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：１０～１５ｍｏｌ％、ＣＨ3ＣＮ：１～３ｍｏｌ％、Ｎ2：０～２０ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：７８０～８３０℃、圧力：８０～１００ｈＰａとする被覆条件により得ることができる。例えば、温度：８００℃、圧力：９０ｈＰａの場合、原料ガスに含まれるＣＨ3ＣＮが１．０ｍｏｌ％未満になると、Ｂ１型金属化合物膜の粒成長速度が顕著に低下し、膜の強度が低下する場合がある。原料ガスに含まれるＣＨ3ＣＮが３．０ｍｏｌ％を超えて多くなると、Ｂ１型金属化合物膜の（３１１）面のＸ線回折ピーク強度が高くなる場合があり、ＴＣB（４２２）／ＴＣB（３１１）が１．５未満になる場合があるとともに、Ｂ１型金属化合物膜の平均粒径が０．３μｍを超え、その結果、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が低下する場合がある。例えば、温度：８００℃、圧力：９０ｈＰａの場合、原料ガスに含まれるＴｉＣｌ4が１０ｍｏｌ％未満になると、ＴＣB（４２２）／ＴＣB（３１１）が１．５未満になり、膜の密着性、耐摩耗性、耐クレーター性および耐チッピング性が低下する場合がある。原料ガスに含まれるＴｉＣｌ4が１５．０ｍｏｌ％を超えて多くなると、Ｂ１型金属化合物膜の平均粒径が０．１５μｍ未満になり、組織も粒状晶になるため、耐チッピング性が顕著に低下する場合がある。なお、本発明の最下膜、密着膜、外膜は、従来の物理蒸着法または化学蒸着法で被覆することができる。
　本発明の被覆工具の用途としては、インサートに代表される切削工具や金型に代表される耐摩耗工具が挙げられる。このような高い応力がかかる工具に本発明の被覆工具を応用すると高い効果が得られる。本発明の被覆工具を切削工具として用いた場合、特に応力が集中するエッジ部のチッピングが生じにくくなり工具寿命が増加する。本発明の被覆工具を耐摩耗工具として用いた場合、特にエッジ付近のチッピングが生じにくくなり工具寿命が増加する。
　平均粒径４．５μｍのＷＣ粉：８９重量％と、平均粒径１．５μｍのＴｉＣＮ粉：２重量％と、平均粒径１．５μｍの（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ粉：２重量％と、平均粒径１．５μｍのＣｏ粉：７重量％とからなる混合粉末を焼結して超硬合金を得た。その超硬合金をＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１２形状のインサートに加工して、それを基材とした。なお、超硬合金基材の表面近傍には、ＷＣとＣｏのみからなる脱β層が形成されている。逃げ面における脱β層の厚みは１５μｍであった。この基体に表３に示す膜構成の被膜を被覆した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　最も基材側の第１層のＴｉＮ膜は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：９．０ｍｏｌ％、Ｎ2：４０ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：８５０℃、圧力：１６０ｈＰａとする被覆条件で被覆した。第２層のＴｉＣＮ膜は表４に示す被覆条件で被覆した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　第３層のＴｉＡｌＣＮＯ膜は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：４．０ｍｏｌ％、ＡｌＣｌ3：１．２ｍｏｌ％、Ｎ2：３４ｍｏｌ％、ＣＯ：０．６ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：１０００℃、圧力：１００ｈＰａとする被覆条件で被覆した。
　第４層のα型Ａｌ2Ｏ3膜については、発明品の場合、表５に示す第１段階の被覆条件で被覆し、引き続き表６に示す第２段階の被覆条件で被覆した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　比較品の場合、第４層のα型Ａｌ2Ｏ3膜については表７に示す被覆条件で被覆した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　発明品、比較品とも、第５層のＴｉＣＮ膜は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：７．３ｍｏｌ％、Ｎ2：１１．６ｍｏｌ％、ＣＨ3ＣＮ：１．２ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：１０００℃、圧力：９０ｈＰａとする被覆条件で被覆した。最も表面側の第６層のＴｉＮ膜は、原料ガス組成をＴｉＣｌ4：９．０ｍｏｌ％、Ｎ2：４０ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：１０００℃、圧力：１６０ｈＰａとする被覆条件で被覆した。
　得られた試料について、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折測定を行ってＴＣA（１０４）とＴＣA（０１２）を求めた。ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）の値を計算し、その値を表８に示した。本発明の試料の第５層と第６層をフッ硝酸で除去し、α型Ａｌ2Ｏ3膜の表面組織をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で１００００倍に拡大してＳＥＭ写真を撮影した。ＳＥＭ写真にランダムな方向に３本の直線を引き、直線を横断するα型酸化アルミニウム膜の結晶粒界と結晶粒界の間隔を測り、その平均値をα型酸化アルミニウム膜の平均粒径とした。その結果を表８に示した。また、断面観察から発明品の第４層のα型Ａｌ2Ｏ3膜は柱状晶であり、比較品１の第４層のα型Ａｌ2Ｏ3膜は柱状晶であり、比較品２～５の第４層のα型Ａｌ2Ｏ3膜は塊状であることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　第５層と第６層をフッ硝酸で除去した試料について、ＣｕＫα１線を用いた、２θの測定範囲を２０度～１４５度とするＸ線回折測定を行って、第２層のＴｉＣＮ膜のＴＣB（４２２）と第２層のＴＣB（３１１）を求めた。このとき、第２層のＴｉＣＮ膜（３１１）面のＸ線回折ピークと基材のＷＣ（１１１）面のＸ線回折ピークが重なっていたので、ＴｉＣＮ膜（３１１）面のＸ線回折強度からＷＣ（１０１）面のＸ線回折強度の０．２５倍を差し引いた値をＴｉＣＮ膜の（３１１）面のＸ線回折強度とみなした。第２層のＴｉＣＮ膜のＴＣB（４２２）／ＴＣB（３１１）の比を表９に示した。また、ＴｉＣＮ膜の（１１１）面から（５１１）面までの中で最も高いＸ線回折強度を示す結晶面を表９に示した。
　試料表面のダイヤモンドラップ研磨により、第３層～第６層を除去して現れた第２層のＴｉＣＮ膜のラップ面をフッ硝酸で処理してＳＥＭで１００００倍に拡大してＳＥＭ写真を撮影した。このＳＥＭ写真に対してランダムな方向に３本の直線を引き、直線を横断するＴｉＣＮ膜の結晶粒界と結晶粒界の間隔を測り、それらの最大値をＴｉＣＮ膜の最大粒径とし、それらの平均値をＴｉＣＮ膜の平均粒径とした。なお、測定位置が、第３層のＴｉＡｌＣＮＯ膜と第２層のＴｉＣＮ膜との界面から深さ方向に１μｍ以内であることは断面観察により確認した。ＴｉＣＮ膜の平均粒径と最大粒径は表９に示した。また、断面観察から発明品および比較品の第２層のＴｉＣＮ膜は柱状晶であることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　得られた試料を用いて、被膜の密着性評価試験および切削試験を行なった。
［被膜の密着性評価試験］
　１試料当たり５個のサンプルを用意し、ロックウェル硬度測定機を用いてサンプル表面にロックウェル圧子を印加荷重６０ｋｇｆで押し込み、基材からの被膜の剥離を調べるという密着性評価試験を行なった。その結果を表１０に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
　表１０から、基材と被膜の密着性については、比較品よりも発明品の方が優れていることが分かる。
　切削試験としては、１試料当たり５個のサンプルを用意し、直径１８０ｍｍ×長さ１２０ｍｍの円柱の中心軸に沿って５０ｍｍ×５０ｍｍ角の穴を空けた図１に示す断面形状のＳ５５Ｃ（硬さ：ＨB２５５）を被削材に使用して、下記の切削条件で端面切削を行った。
［切削条件］
切削速度：２２０ｍ／ｍｉｎ
切込み：２ｍｍ
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切削形態：湿式（水溶性エマルジョン使用）
１回の切削時間：１５ｍｉｎ
試験回数：５回
　切削試験後に、すくい面において超硬合金基材が露出した面積の大きいもの、中間のもの、小さいものに分類し、それらの個数を表１１に示した。また、クレーター摩耗の進行により欠損に至ったサンプル数、切刃にチッピングを生じたサンプル数を調べて、それらの結果を表１１に示した。また、欠損に至らなかったサンプルについては、逃げ面摩耗量を測定し、その平均値を表１１に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　表１１に示す結果から明らかなように、発明品は比較品に比較して膜の密着性が優れるため基材が露出しにくく、耐チッピング性、耐クレーター性、耐欠損性および耐摩耗性が優れることが分かった。なお、比較品は、欠損、チッピングを生じ、逃げ面摩耗量も１．５０ｍｍ以上になったので工具寿命と判定された。一方、発明品は欠損とチッピングが生じておらず、逃げ面摩耗量も１．２０ｍｍ以下であるので、切削時間を延長することが可能であった。すなわち、発明品は比較品よりも工具寿命が長いことが分かる。

Claims (18)

  1. 　基材とその表面に被膜が被覆された被覆工具において、被膜の少なくとも１層がα型酸化アルミニウム膜であり、α型酸化アルミニウム膜の平均膜厚が約０．５～約１０μｍであり、α型酸化アルミニウム膜内のα型酸化アルミニウム粒子の平均粒径が約０．５～約１．５μｍであり、以下の数１で表される、α型酸化アルミニウム膜の（０１２）面の組織化係数ＴＣA（０１２）と、以下の数２で表される、α型酸化アルミニウム膜の（１０４）面の組織化係数ＴＣA（１０４）が、ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）≧２．０を満足することを特徴とする被覆工具。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
  2. 　α型酸化アルミニウム膜が柱状晶である請求項１に記載の被覆工具。
  3. 　被膜が、α型酸化アルミニウム膜単独、または、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉの炭化物、窒化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物、ホウ化物およびこれらの相互固溶体の１種または２種以上の金属化合物膜とα型酸化アルミニウム膜とからなる請求項１または２に記載の被覆工具。
  4. 　ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が４．０以上である請求項１～３のいずれか１項に記載の被覆工具。
  5. 　ＴＣA（１０４）／ＴＣA（０１２）が６．０以上である請求項１～３のいずれか１項に記載の被覆工具。
  6. 　基材とα型酸化アルミニウム膜との間にＢ１型金属化合物膜があり、Ｂ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の平均粒径が約０．１５～約０．３μｍであり、Ｂ１型金属化合物膜内のＢ１型金属化合物粒子の最大粒径が約１．０μｍ以下であり、以下の数３で表される、Ｂ１型金属化合物膜の（４２２）面の組織化係数ＴＣB（４２２）と、以下の数４で表される、Ｂ１型金属化合物膜の（３１１）面の組織化係数ＴＣB（３１１）が、ＴＣB（４２２）／ＴＣB（３１１）≧１．５を満足する請求項１～５のいずれか１項に記載の被覆工具。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
  7. 　Ｂ１型金属化合物膜が柱状晶である請求項６に記載の被覆工具。
  8. 　Ｂ１型金属化合物膜がＴｉの炭窒化物からなる金属化合物膜である請求項６または７に記載の被覆工具。
  9. 　Ｂ１型金属化合物膜の平均膜厚が約３μｍ～約２０μｍである請求項６～８のいずれか１項に記載の被覆工具。
  10. 　基材とＢ１型金属化合物膜との間に最下膜があり、最下膜が、Ｔｉの窒化物、炭窒化物の１種または２種からなる金属化合物膜である請求項６～９のいずれか１項に記載の被覆工具。
  11. 　最下膜の平均膜厚が約０．１μｍ～約１μｍである請求項１０に記載の被覆工具。
  12. 　Ｂ１型金属化合物膜とα型酸化アルミニウム膜との間に密着膜があり、密着膜が、Ｔｉの炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物、ＴｉとＡｌとを含む炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の中の少なくとも１種からなる金属化合物膜である請求項６～１１のいずれか１項に記載の被覆工具。
  13. 　密着膜が、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＡｌＣＯ、ＴｉＡｌＮＯ及びＴｉＡｌＣＮＯから成る群より選択された少なくとも１種である請求項１２に記載の被覆工具。
  14. 　密着膜が、ＴｉとＡｌとを含む炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物の中の少なくとも１種からなる金属化合物膜である請求項１２に記載の被覆工具。
  15. 　密着膜の平均膜厚が約０．３μｍ～約２μｍである請求項１２～１４のいずれか１に記載の被覆工具。
  16. 　α型酸化アルミニウム膜の表面に外膜が被覆され、外膜が、Ｔｉの窒化物、炭窒化物の１種または２種からなる金属化合物膜である請求項１～１５のいずれか１項に記載の被覆工具。
  17. 　外膜の平均膜厚が約０．１μｍ～約２μｍである請求項１６に記載の被覆工具。
  18. 　α型酸化アルミニウム膜が、化学蒸着法により形成されたものであり、原料ガス組成がＡｌＣｌ3：２．１～５．０ｍｏｌ％、ＣＯ2：２．５～４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０～３．０ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：９９０～１０００℃、圧力：６０～８０ｈＰａとする第１段階の被覆条件で形成された膜厚約０．１～約０．３μｍの被膜、および原料ガス組成がＡｌＣｌ3：２．１～５．０ｍｏｌ％、ＣＯ2：２．５～４．０ｍｏｌ％、ＨＣｌ：２．０～３．０ｍｏｌ％、Ｈ2Ｓ：０．２８～０．４５ｍｏｌ％、Ｈ2：残りとし、温度：９９０～１０００℃、圧力：６０～８０ｈＰａとする第２段階の被覆条件で形成された膜厚約０．４～約９．９μｍの被膜からなる請求項１～１７のいずれか１項に記載の被覆工具。
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