WO2015146918A1 - 被覆工具および切削工具 - Google Patents

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栄仁 谷渕
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京セラ株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a coated tool and a cutting tool having a coating layer on the surface of a substrate.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a coated tool in which an aluminum oxide layer is formed on the surface of a substrate.
  • Patent Document 1 discloses a coating layer in which the average crack interval in the aluminum oxide layer is larger than the average crack interval in the underlying titanium carbonitride film among the cracks in the coating film.
  • Patent Document 2 discloses an alumina film rich in ⁇ -type aluminum oxide on the substrate side and rich in ⁇ -type aluminum oxide on the surface side of the aluminum oxide layer.
  • the purpose of the present invention is to further improve the wear resistance of the aluminum oxide layer and further improve the adhesion of the aluminum oxide layer to the coated tools described in Patent Documents 1 and 2 above. To do.
  • the coated tool of the present embodiment has a base and a coating layer provided on the surface of the base, and the coating layer includes at least a titanium carbonitride layer and an aluminum oxide layer having an ⁇ -type crystal structure.
  • the cutting tool of the present embodiment has a rake face, a flank face, and a cutting edge that exists at an intersection ridge of the rake face and the flank face, and at least the rake face is the covering layer of the covering tool.
  • the surface side peak q in the Raman spectrum when the surface side peak q in the Raman spectrum is located at the wave number on the low angle side, the resistance to destruction of the aluminum oxide crystal is improved, and the aluminum oxide crystal falls off. It is difficult to prevent the wear from progressing.
  • the peak p on the substrate side of the aluminum oxide layer is located at the wave number on the high angle side, the orientation of the plurality of aluminum oxide crystals becomes random, and the adhesion between the aluminum oxide layer and its lower layer is increased, so that aluminum oxide The peel resistance to the lower layer of the layer is improved, and chipping of the aluminum oxide layer can be suppressed. As a result, the wear resistance and fracture resistance of the aluminum oxide layer are improved.
  • FIG. 3 It is a schematic perspective view of one Example of the cutting tool which concerns on this invention. It is a schematic sectional drawing of the cutting tool of FIG. FIG. 3 is a Raman spectrum obtained by irradiating the substrate side portion and the surface side portion of the aluminum oxide layer with an Ar laser having a wavelength of 514.53 nm in the cross section of the cutting tool in FIG. 2.
  • the intersecting ridge portion formed by the rake face 2 and the flank face 3 forms a cutting edge 4.
  • the rake face 2 of the tool 1 exists on the surface of the base 5 and the coating layer 6 provided on the surface of the base 5.
  • the covering layer 6 is formed by laminating a lower layer 7, a titanium carbonitride layer 8, an intermediate layer 9, an aluminum oxide layer 10, and a surface layer 11 in this order from the substrate 5 side. That is, the titanium carbonitride layer 8 is provided closer to the substrate 5 than the aluminum oxide layer 10.
  • the aluminum oxide layer 10 has an ⁇ -type crystal structure.
  • the lower layer 7, the intermediate layer 9, and the surface layer 11 can be omitted.
  • each layer is as follows: the lower layer 7 is 0.2 ⁇ m to 1.0 ⁇ m, the titanium carbonitride layer 8 is 3.0 ⁇ m to 15.0 ⁇ m, the intermediate layer 9 is 0.1 ⁇ m to 1.0 ⁇ m, and the aluminum oxide layer 10 Is 2.0 ⁇ m to 10.0 ⁇ m, and the surface layer 11 is 0.2 ⁇ m to 1.0 ⁇ m.
  • the substrate-side peak detected by measurement at the substrate 5 side portion of the aluminum oxide layer 10 is p
  • the surface-side peak detected by measurement at the surface side portion of the aluminum oxide layer 10 When q is compared with p and q, as shown in FIG. 3, the peak q is located at a wave number on the lower angle side than the peak p.
  • the resistance to the destruction of the aluminum oxide crystal can be improved, and the progress of wear due to the falling off of the aluminum oxide crystal can be suppressed.
  • adhesion to the titanium carbonitride layer 8 and the intermediate layer 9 provided in the lower layer can be improved, and peeling of the aluminum oxide layer 10 can be suppressed.
  • the wear resistance and fracture resistance of the aluminum oxide layer 10 are improved.
  • the Ar laser irradiation area is set to 2.0 ⁇ m ⁇ .
  • the irradiation region is basically measured with a diameter half the thickness of the aluminum oxide layer 10. Basically, the irradiation region is set and measured so that the end of the irradiation region becomes the end of the aluminum oxide layer 10.
  • the upper end of the irradiation area is aligned with the middle position of the thickness of the aluminum oxide layer, and a part of the irradiation area is an aluminum oxide layer Measured in a state of protruding from 10.
  • Raman spectrum wavenumber units of measurement in the measurement of (resolution) is measured at essentially 0.1 cm -1, when the simple measure can be measured in 0.5 cm -1.
  • the measurement of the Raman spectrum of the aluminum oxide layer 10 is basically performed on the cross section of the tool 1 including the coating layer.
  • the cross section of the tool 1 is a surface that has been mirror-polished using diamond abrasive grains having an average particle diameter of 0.5 ⁇ m. At this time, if there is a polishing flaw in the processed cross section, the positions of the peak q and the peak p may change, so the cross section is in a mirror state.
  • the measurement is performed at a position (referred to as a rake face side position) that is 100 ⁇ m away from the cutting edge 4 of the rake face 2. Moreover, in this embodiment, it measures also in the position within 10 micrometers from the cutting blade 4 of the rake face 2 (it calls a cutting blade side position).
  • the base side peak at the rake face side position is p1
  • the surface side peak at the rake face side position is q1
  • the base side peak at the cutting edge side position is p2
  • the surface side peak at the cutting edge side position is q2.
  • the coating layer 6 When the peak q1 is located at a wave number on the lower angle side than the peak q2, the coating layer 6 has high wear resistance on the rake face 2 through which chips pass, and crater wear can be suppressed, and the coating layer on the cutting edge 4 The chipping resistance of 6 is improved.
  • the difference between the wave number of the peak q1 and the wave number of the peak q2 is 0.5 cm ⁇ 1 to 3.0 cm ⁇ 1 , the progress of crater wear on the rake face 2 can be suppressed, and the cutting edge 4 Chipping resistance is improved.
  • the rake face side position and the cutting edge Both the adhesion of the coating layer 6 at the side position can be improved.
  • the half width wq of the peak q is smaller than the half width wp of the peak p.
  • the proportion of dislocations and defects in the aluminum oxide crystal in the surface side portion of the aluminum oxide layer 10 can be reduced, and the orientation of the aluminum oxide crystal can be aligned.
  • the hardness of the surface side portion of the aluminum oxide layer 10 can be increased, and the wear resistance of the aluminum oxide layer 10 can be increased.
  • the orientation of the aluminum oxide crystal is adjusted. As a result, the adhesion between the aluminum oxide layer 10 and the intermediate layer 9 located therebelow is enhanced.
  • the half-value widths wp and wq are obtained by calculating the high-angle and low-angle baselines of the peak p and peak q within the wave number range of 410 to 425 cm ⁇ 1 , and the peak intensities of the peak p and peak q from the baseline are calculated.
  • the base line is a line (dotted line L in FIG. 3) connecting the minimum intensities on the high angle side and the low angle side with respect to the peak p and the peak q within the wave number range of 410 to 425 cm ⁇ 1 . .
  • the XRD substrate side peak detected by the measurement at the substrate 5 side portion of the aluminum oxide layer 10 and the measurement at the surface side portion of the aluminum oxide layer 10 are detected.
  • the orientation coefficient Tc (116) represented by the following general formula Tc (hkl) of the aluminum oxide layer 10 is such that the surface side Tc (116) in the XRD surface side peak is the XRD substrate side. It is larger than the substrate side Tc (116) at the peak.
  • Orientation coefficient Tc (hkl) ⁇ I (hkl) / I 0 (hkl) ⁇ / [(1/7) ⁇ ⁇ ⁇ I (HKL) / I 0 (HKL) ⁇ ]
  • (HKL) is the seven faces (012), (104), (110), (113), (024), (116), (124), (hkl) is one of (012), (104), (110), (113), (024), (116), (124), I (HKL) and I (hkl) are the peak intensities I 0 (HKL) and I 0 (hkl) of the peaks attributed to each crystal plane detected in the X-ray diffraction analysis of the aluminum oxide layer. .
  • the standard diffraction intensity of each crystal plane described in 46-1212 can improve the resistance to the destruction of the aluminum oxide crystal on the surface side of the aluminum oxide layer 10 and suppress the progress of wear due to microchipping. Further, on the base 5 side of the aluminum oxide layer 10, the adhesion with the titanium carbonitride layer 8 and the intermediate layer 9 provided in the lower layer can be improved, and peeling of the aluminum oxide layer 10 can be suppressed. As a result, the wear resistance and adhesion of the aluminum oxide layer 10 are improved.
  • the X-ray diffraction analysis of the aluminum oxide layer 10 is measured using an X-ray diffraction analysis apparatus using a general CuK ⁇ ray.
  • the JCPDS card No In obtaining the peak intensity of each crystal plane of the aluminum oxide layer 10 from the X-ray diffraction chart, the JCPDS card No. The diffraction angle of each crystal plane described in 46-1212 is confirmed, the crystal plane of the detected peak is identified, and the peak intensity is measured.
  • the peak intensity of the surface side portion of the aluminum oxide layer 10 is measured. Specifically, the X-ray diffraction analysis is performed on the coating layer 6 in a state where the surface layer 11 is removed by polishing or in a state where the surface layer 11 is not polished. The peak intensity of each obtained peak is measured, and the orientation coefficient Tc (hkl) is calculated. When the surface layer 11 is polished and removed, a thickness of 20% or less of the thickness of the aluminum oxide layer 10 may be removed. Even if the X-ray diffraction analysis is performed on the surface layer 11 without polishing, it is only necessary to measure the seven peaks of aluminum oxide.
  • the peak intensity of the substrate side portion of the aluminum oxide layer 10 is measured. Specifically, first, the aluminum oxide layer 10 of the coating layer 6 is polished to a predetermined thickness. Polishing is performed by brush processing using diamond abrasive grains, processing by an elastic grindstone, or blast processing. Polishing is performed until the thickness of the aluminum oxide layer 10 is 10 to 40% of the thickness of the aluminum oxide layer 10 before polishing. Thereafter, the polished portion of the aluminum oxide layer 10 is subjected to X-ray diffraction analysis under the same conditions as the measurement on the surface side portion of the aluminum oxide layer 10, the peak of the aluminum oxide layer 10 is measured, and the orientation coefficient Tc ( hkl) is calculated.
  • the surface side Tc (116) in the XRD surface side peak of the aluminum oxide layer 10 measured by the above method can be compared with the substrate side Tc (116).
  • the orientation coefficient Tc is obtained as a ratio to the non-oriented standard data defined by the JCPDS card, and thus represents the degree of orientation of each crystal plane.
  • I (104) is the strongest and I (116) is the second strongest. This suppresses crater wear on the rake face 2 side. Note that flank wear due to minute chipping tends to be suppressed on the flank 3 side. The same effect can be obtained even when I (116) is the strongest and I (104) is the second strongest.
  • the surface side Tc (104) in the XRD surface side peak is larger than the substrate side Tc (104) in the XRD substrate side peak.
  • the flank wear on the flank 3 can be suppressed, and the fracture resistance on the rake face 2 can be increased, thereby improving the fracture resistance of the cutting tool 1.
  • the chipping resistance of the aluminum oxide layer 10 is not sufficiently improved only by the surface side Tc (104) being larger than the substrate side Tc (104), and the surface side Tc (116) is insufficient.
  • the crater wear resistance of the aluminum oxide layer 10 is greatly improved.
  • the titanium carbonitride layer 8 is composed of a so-called MT-titanium carbonitride layer 8a composed of columnar crystals containing acetonitrile (CH 3 CN) gas as a raw material and formed at a relatively low film formation temperature of 780 to 900 ° C.
  • a so-called HT-titanium carbonitride layer 8b made of granular crystals formed at a high temperature of 950 to 1100 ° C. is formed in this order from the substrate side.
  • the surface of the HT-titanium carbonitride layer 8b is formed with a taper shape toward the aluminum oxide layer 10, that is, a triangular projection in a cross-sectional view. The adhesion force is increased, and peeling and chipping of the coating layer 6 can be suppressed.
  • the intermediate layer 9 is provided on the surface of the HT-titanium carbonitride layer 8b.
  • the intermediate layer 9 contains titanium and oxygen, and is made of, for example, TiAlCNO, TiCNO, or the like.
  • FIG. 2 is made up of a lower intermediate layer 9a and an upper intermediate layer 9b on which these are laminated.
  • the aluminum oxide particles constituting the aluminum oxide layer 10 have an ⁇ -type crystal structure.
  • the aluminum oxide layer 10 having an ⁇ -type crystal structure has high hardness, and can improve the wear resistance of the coating layer 6. Since the intermediate layer 9 has a laminated structure of the lower intermediate layer 9a made of TiAlCNO and the upper intermediate layer 9b made of TiCNO, there is an effect of improving the fracture resistance of the cutting tool 1.
  • the lower layer 7 and the surface layer 11 are made of titanium nitride.
  • the lower layer 7 is provided with a thickness of 0.0 to 1.0 ⁇ m
  • the surface layer 11 is provided with a thickness of 0.0 to 3.0 ⁇ m. In another embodiment of the present invention, at least one of the lower layer 7 and the surface layer 11 may not be provided.
  • the thickness of each layer and the properties of the crystals constituting each layer can be measured by observing an electron micrograph (scanning electron microscope (SEM) photograph or transmission electron microscope (TEM) photograph) in the cross section of the tool 1. It is.
  • the crystal form of the crystals constituting each layer of the coating layer 6 is columnar.
  • the ratio of the average crystal width in the width direction to the average length in the thickness direction of the coating layer 6 of each crystal is the average. It indicates a state of 0.3 or less.
  • the crystal form is defined as granular.
  • the average crystal width is a value obtained by drawing a straight line parallel to the width direction in the middle of the thickness direction of the covering layer 6 and dividing the length of the straight line when this straight line crosses 10 or more crystals by the number of crystals. Desired.
  • the base 5 of the tool 1 has a hard phase composed of tungsten carbide (WC) and, if desired, at least one selected from the group consisting of carbides, nitrides, and carbonitrides of Group 4, 5, and 6 metals of the periodic table. , Cemented carbide or Ti-based cermet bonded with a binder phase composed of an iron group metal such as cobalt (Co) or nickel (Ni), or Si 3 N 4 , Al 2 O 3 , diamond, cubic boron nitride ( ceramics such as cBN).
  • the base 5 may be made of cemented carbide or cermet in terms of fracture resistance and wear resistance. Further, depending on the application, the base 5 may be made of a metal such as carbon steel, high-speed steel, or alloy steel.
  • the cutting tool 1 performs cutting by applying the cutting edge formed at the intersection of the rake face and the flank face to the workpiece, and can exhibit the above-described excellent effects.
  • the coated tool of the present invention can be applied to various applications such as wear parts such as sliding parts and dies, tools such as excavation tools, blades, and impact resistant parts. In some cases, it has excellent mechanical reliability.
  • metal powder, carbon powder, etc. are appropriately added to and mixed with inorganic powder such as metal carbide, nitride, carbonitride, oxide, etc. that can form a hard alloy to be the base 5 by firing, press molding, casting
  • inorganic powder such as metal carbide, nitride, carbonitride, oxide, etc. that can form a hard alloy to be the base 5 by firing, press molding, casting
  • the substrate 5 made of the hard alloy described above is fired in a vacuum or non-oxidizing atmosphere. Make it. Then, the surface of the substrate 5 is subjected to polishing or honing of the cutting edge as desired.
  • a coating layer is formed on the surface by chemical vapor deposition (CVD).
  • CVD chemical vapor deposition
  • a mixed gas composed of 0.5 to 10% by volume of titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas, 10 to 60% by volume of nitrogen (N 2 ) gas, and the balance of hydrogen (H 2 ) gas is prepared as a reaction gas composition.
  • the film is introduced into the chamber, and the TiN layer as the lower layer 7 is formed at a film forming temperature of 800 to 940 ° C. and 8 to 50 kPa.
  • titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 0.5 to 10% by volume
  • nitrogen (N 2 ) gas is 10 to 60% by volume
  • acetonitrile (CH 3 CN) gas is 0% by volume.
  • MT-titanium carbonitride prepared by adjusting a mixed gas composed of 1 to 3.0% by volume and the remainder of hydrogen (H 2 ) gas into the chamber and setting the film forming temperature to 780 to 880 ° C. and 5 to 25 kPa Deposit layers.
  • an HT-titanium carbonitride layer constituting the upper portion of the titanium carbonitride layer 8 is formed. Projections are formed on the surface of the titanium carbonitride layer 8 by forming the MT-titanium carbonitride layer and the HT-titanium carbonitride layer.
  • HT- titanium carbonitride layer of concrete film forming conditions titanium tetrachloride (TiCl 4) 1.0 ⁇ 4% by volume of the gas, methane (CH 4) gas 0.1 A mixed gas consisting of 10% by volume, nitrogen (N 2 ) gas at 5 to 20% by volume, and the remaining hydrogen (H 2 ) gas is adjusted and introduced into the chamber, and the film forming temperature is 900 to 1050 ° C., 5 to 5%.
  • the film is formed at 40 kPa.
  • the specific film forming conditions for this embodiment are as follows.
  • titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 3 to 10% by volume
  • methane (CH 4 ) gas is 3 to 10% by volume
  • nitrogen (N 2 ) 5-20% by volume of gas 0.5-2% by volume of carbon monoxide (CO) gas
  • 0.5-3% by volume of aluminum trichloride (AlCl 3 ) gas the remainder being hydrogen (H 2 ) gas
  • the mixed gas consisting of These mixed gases are adjusted and introduced into the chamber to form a film at a film forming temperature of 900 to 1050 ° C. and 5 to 40 kPa.
  • titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 1-3 volume%
  • methane (CH 4 ) gas is 1-3 volume%
  • nitrogen (N 2 ) gas is 5-20.
  • a mixed gas consisting of volume%, carbon monoxide (CO) gas of 2 to 5 volume%, and the balance of hydrogen (H 2 ) gas is prepared.
  • These mixed gases are adjusted and introduced into the chamber to form a film at a film forming temperature of 900 to 1050 ° C. and 5 to 40 kPa.
  • the nitrogen (N 2 ) gas may be changed to argon (Ar) gas.
  • an ⁇ aluminum oxide layer 10 is formed.
  • AlCl 3 aluminum trichloride
  • HCl hydrogen chloride
  • the remaining film is formed at 950 to 1100 ° C. and 5 to 10 kPa using a mixed gas composed of hydrogen (H 2 ) gas.
  • film formation is performed at 950 to 1100 ° C. and 5 to 10 kPa using a mixed gas composed of 0.5 to 5.0% by volume of carbon dioxide (CO 2 ) gas and the remainder being nitrogen (N 2 ) gas.
  • CO 2 carbon dioxide
  • N 2 nitrogen
  • AlCl 3 aluminum trichloride
  • HCl hydrogen chloride
  • CO 2 carbon dioxide
  • H 2 S hydrogen sulfide
  • H 2 S hydrogen sulfide
  • An aluminum oxide layer 10 is formed.
  • the flow rate of the CO 2 gas is kept constant, and the flow rates of the AlCl 3 gas and the H 2 S gas are increased continuously or stepwise.
  • the ratio of the reaction path is changed, the growth state of the aluminum oxide crystal is changed, and the peak q in the Raman spectrum is positioned on the lower angle side than the peak p.
  • TiN layer 11 a surface layer (TiN layer) 11 is formed as desired.
  • Specific film forming conditions are as follows: titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 0.1 to 10% by volume, nitrogen (N 2 ) gas is 10 to 60% by volume, and the remainder is hydrogen (H 2 ) gas.
  • a mixed gas consisting of the above is adjusted and introduced into the chamber, and the film is formed at a film forming temperature of 960 to 1100 ° C. and 10 to 85 kPa.
  • the cutting edge portion on the surface of the formed coating layer 6 is polished.
  • the cutting edge portion is processed smoothly, the welding of the work material is suppressed, and the tool is further excellent in fracture resistance.
  • a coating layer was formed on the cemented carbide substrate by the chemical vapor deposition (CVD) method under the film formation conditions shown in Table 1 to prepare a tool.
  • CVD chemical vapor deposition
  • Tables 1 to 4 each compound is represented by a chemical symbol.
  • sample No. For 3 and 10 the composition of the mixed gas is continuously changed from the initial stage of film formation to the end of film formation.
  • x ⁇ y is described.
  • an aluminum oxide layer is irradiated with an Ar laser having a wavelength of 514.53 nm in an irradiation region of 2.0 ⁇ m ⁇ on a processed surface obtained by mirror-finishing a cross section of a tool including a flat portion of the flank.
  • Raman spectra were measured at the substrate side and the surface side. Peak of p1, p2 and the surface side of the base side of the peak attributed to the Al 2 O 3 appearing within the Raman spectrum of wave numbers 416 ⁇ 425cm -1 (420cm around -1) q1, q2, and half width wp , Wq was measured. The results are shown in Table 3, including the wave number difference between p and q (pq difference).
  • X-ray diffraction analysis using CuK ⁇ rays is performed from the surface of the coating layer, and identification of the XRD surface side peak in the surface side portion of the aluminum oxide layer (described as surface side in the table) The peak intensity of the peak was measured. At this time, it was confirmed that 80% or more of the aluminum oxide layer thickness was secured.
  • the aluminum oxide layer was polished to a thickness of 10 to 40%, and the XRD substrate side peak in the substrate side portion of the aluminum oxide layer (referred to as “substrate side” in the table) was similarly analyzed by X-ray diffraction analysis. And the peak intensity of each peak was measured.
  • the sample No. according to the present invention was obtained under the following conditions. 1 to 7 and a sample No. as a comparative example.
  • a continuous cutting test and an intermittent cutting test were performed using 8 to 10 to evaluate the wear resistance and fracture resistance. The results are shown in Table 5.
  • wear was particularly small and the number of impacts leading to breakage increased.
  • sample number T.sub.c (116) at the XRD surface side peak is larger than the substrate side Tc (116) at the XRD substrate side peak.
  • sample Nos. 1 to 5 sample Nos. 1 and 5 in which the wear was small and the number of impacts leading to defects was large, and I (104) and I (116) were the strongest first and second. In Nos. 1 to 5, wear was particularly small and the number of impacts leading to breakage increased.
  • sample No. 1 in which peak q1 is located at a lower wave number than peak q2 is obtained.
  • sample Nos. 2 to 5 were small in wear, had a large number of impacts leading to breakage, and the difference between the wave number of peak q1 and peak q2 was 0.5 cm ⁇ 1 to 3.0 cm ⁇ 1 .
  • wear is small and the number of impacts leading to breakage is large, the peak q2 is located at a lower angle side than the peak p2, and the difference between the wave number of the peak p2 and the wave number of the peak q2 is 0.5 cm ⁇ 1 .
  • Sample No. 3 which is 3.0 cm ⁇ 1 .
  • the wear is small and the number of impacts leading to breakage is large.
  • the peak p1 is located on the lower angle side than the peak p2, and the difference between the wave number of the peak p1 and the peak p2 is 1.0 cm ⁇ 1.

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Abstract

【課題】酸化アルミニウム層の耐摩耗性と密着性を改善し、耐摩耗性および耐欠損性に優れた被覆工具を提供する。 【解決手段】基体（５）と、基体（５）の表面に設けられた被覆層（６）とを有し、被覆層（６）は、少なくとも炭窒化チタン層（８）とα型結晶構造の酸化アルミニウム層（１０）とを含み、酸化アルミニウム層（１０）についてのＸ線回折分析において、酸化アルミニウム層（１０）の断面から波長５１４．５３ｎｍのＡｒレーザーを照射して得られるラマンスペクトルの波数４１６～４２５ｃｍ－１の範囲内（４２０ｃｍ－１付近）に現れるＡｌ２Ｏ３に帰属されるピークについて、酸化アルミニウム層（１０）の基体（５）側部分における測定で検出される基体側のピークｐと酸化アルミニウム層（１０）の表面側部分における測定で検出される表面側のピークｑとを比較したとき、ピークｑがピークｐよりも低角度側の波数に位置する被覆工具（１）である。

Description

被覆工具および切削工具
　本発明は、基体の表面に被覆層を有する被覆工具および切削工具に関する。
　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。
　切削工具では、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いる。このような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の向上が求められている。また、被覆層を摩耗しにくくして、長期間使用できることも求められている。
　特許文献１、２には、基体の表面に酸化アルニウム層を成膜した被覆工具が開示されている。特許文献１では、被覆膜中の亀裂のうち、酸化アルミニウム層中の平均亀裂間隔をその下層の炭窒化チタン膜中の平均亀裂間隔よりも大きくした被覆層が開示されている。特許文献２では、基体側ではκ型酸化アルミニウムに富み、酸化アルミニウム層の表面側ではα型酸化アルミニウムに富むアルミナ膜が開示されている。
特許２０００－１４１１０７号公報 特開平９－１２５２５０号公報
　本発明においては、上記特許文献１、２に記載されている被覆工具に対して、酸化アルミニウム層の耐摩耗性をさらに向上させること、また酸化アルミニウム層の密着力がさらに向上させることを目的とする。
　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有し、該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含み、前記炭窒化チタン層が前記酸化アルミニウム層よりも前記基体側に設けられている被覆工具であって、前記被覆工具の断面にて、前記酸化アルミニウム層に波長５１４．５３ｎｍのＡｒレーザーを照射して得られるラマンスペクトルの波数４１６～４２５ｃｍ－１の範囲内（４２０ｃｍ－１付近）に現れるＡｌ２Ｏ３に帰属されるピークについて、前記酸化アルミニウム層の基体側部分における測定で検出される基体側のピークをｐとし、前記酸化アルミニウム層の表面側部分における測定で検出される表面側のピークをｑとし、かつｐとｑを比較したとき、前記ピークｑが前記ピークｐよりも低角度側の波数に位置するものである。
　本実施形態の切削工具は、すくい面と、逃げ面と、前記すくい面と前記逃げ面との交差稜に存在する切刃とを有するとともに、少なくとも前記すくい面は、前記被覆工具の前記被覆層上に設けられ、前記すくい面の前記切刃から１００μｍ離間した位置における前記表面側のピークをｑ１とし、前記すくい面の前記切刃から１０μｍ以内の位置における前記表面側のピークをｑ２としたとき、前記ピークｑ１が前記ピークｑ２よりも低角度側の波数に位置するものである。
　本実施形態によれば、酸化アルミニウム層の表面側において、ラマンスペクトルにおける表面側のピークｑが低角度側の波数に位置すると、酸化アルミニウム結晶の破壊に対する耐性を改善して、酸化アルミニウム結晶が脱落しにくくなり、摩耗の進行を抑制できる。また、酸化アルミニウム層の基体側のピークｐが高角度側の波数に位置すると、複数の酸化アルミニウム結晶の向きがランダムになり、酸化アルミニウム層とその下層との密着性が高まることにより、酸化アルミニウム層の下層への耐剥離性が向上して、酸化アルミニウム層のチッピングを抑制することができる。その結果、酸化アルミニウム層の耐摩耗性および耐欠損性が向上する。
本発明に係る切削工具の一実施例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。 図２の切削工具の断面にて、酸化アルミニウム層の基体側部分と表面側部分に波長５１４．５３ｎｍのＡｒレーザーを照射して得られるラマンスペクトルである。
　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の少なくともすくい面２は、基体５と、この基体５の表面に設けられた被覆層６の表面に存在する。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。すなわち、炭窒化チタン層８は酸化アルミニウム層１０よりも基体５側に設けられている。なお、酸化アルミニウム層１０はα型結晶構造からなる。下層７、中間層９および表層１１は省略できる。また、各層の好適な厚みは、下層７が０．２μｍ～１．０μｍ、炭窒化チタン層８が３．０μｍ～１５．０μｍ、中間層９が０．１μｍ～１．０μｍ、酸化アルミニウム層１０が２．０μｍ～１０．０μｍ、表層１１が０．２μｍ～１．０μｍである。
　本実施態様において、工具１の断面にて酸化アルミニウム層１０に波長５１４．５３ｎｍのＡｒレーザーを照射して得られるラマンスペクトルの波数４１６～４２５ｃｍ－１の範囲内（４２０ｃｍ－１付近）に現れるＡｌ２Ｏ３に帰属されるピークについて、酸化アルミニウム層１０の基体５側部分における測定で検出される基体側のピークをｐとし、酸化アルミニウム層１０の表面側部分における測定で検出される表面側ピークをｑとして、ｐとｑとを比較したとき、図３に示すように、ピークｑがピークｐよりも低角度側の波数に位置する。
　これによって、酸化アルミニウム層１０の表面側においては、酸化アルミニウム結晶の破壊に対する耐性を改善して、酸化アルミニウム結晶の脱落に起因する摩耗の進行を抑制できる。一方、酸化アルミニウム層１０の基体５側においては、下層に設けられる炭窒化チタン層８や中間層９との密着性を向上させて、酸化アルミニウム層１０の剥離を抑制することができる。その結果、酸化アルミニウム層１０の耐摩耗性および耐欠損性が向上する。
　ピークｑとピークｐとの位置の差が、１．０ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である場合には、酸化アルミニウム層１０の耐摩耗性と耐欠損性のバランスがよい。
　なお、ラマンスペクトルの測定においては、基本的に、Ａｒレーザーの照射領域を２．０μｍφとして測定する。ただし、酸化アルミニウム層１０の厚みが４．０μｍ以下である場合には、基本的に照射領域を酸化アルミニウム層１０の厚みの半分の直径にして測定する。基本的に、照射領域の端部が酸化アルミニウム層１０の端部となるように照射領域を設定して測定する。測定装置の性能によって、照射領域が酸化アルミニウム層１０の厚みの半分よりも大きい場合には、照射領域の上端を酸化アルミニウム層の厚みの中間位置に合わせて、照射領域の一部が酸化アルミニウム層１０からはみ出した状態で測定する。ラマンスペクトルの測定における波数の測定単位（分解能）は、基本的に０．１ｃｍ－１で測定するが、簡易的に測定する際には、０．５ｃｍ－１で測定してもよい。
　酸化アルミニウム層１０のラマンスペクトルの測定は、基本的に、被覆層を含む工具１の断面にて測定する。工具１の断面は、平均粒径０．５μｍのダイヤモンド砥粒を用いて、鏡面研磨加工された面とする。このとき、加工された断面に研磨傷があると、ピークｑおよびピークｐの位置が変化する可能性があるので、断面は鏡面状態とする。
　また、工具１についてラマンスペクトルを測定する場合、本実施形態では、すくい面２の切刃４から１００μｍ離間した位置（すくい面側位置と称す。）にて測定する。また、本実施形態では、すくい面２の切刃４から１０μｍ以内の位置（切刃側位置と称す。）でも測定する。そして、すくい面側位置における基体側のピークをｐ１、すくい面側位置における表面側のピークをｑ１、切刃側位置における基体側のピークをｐ２、切刃側位置における表面側のピークをｑ２とする。
　ピークｑ１がピークｑ２よりも低角度側の波数に位置する場合には、切屑が通過するすくい面２において被覆層６の耐摩耗性が高くてクレータ摩耗を抑制できるとともに、切刃４における被覆層６の耐チッピング性が向上する。このとき、ピークｑ１の波数とピークｑ２の波数との差が０．５ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である場合には、すくい面２におけるクレータ摩耗の進行が抑制できるとともに、切刃４における耐チッピング性が向上する。
　また、ピークｑ２がピークｐ２よりも低角度側に位置するとともに、ピークｐ２の波数と、ピークｑ２の波数との差が、０．５ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である場合には、切刃４における耐摩耗性および耐チッピング性がともに高い。
　さらに、ピークｐ１がピークｐ２よりも低角度側に位置するとともに、ピークｐ１の波数とピークｐ２の波数との差が、１．０ｃｍ－１未満である場合には、すくい面側位置および切刃側位置における被覆層６の密着性をともに向上できる。
　また、本実施態様では、ピークｑの半値幅ｗｑが、ピークｐの半値幅ｗｐよりも小さい。これによって、酸化アルミニウム層１０の表面側部分における酸化アルミニウム結晶中の転位や欠陥の存在割合を少なくするとともに、酸化アルミニウム結晶の向きを揃えることができる。その結果、酸化アルミニウム層１０の表面側部分における硬度を高め、酸化アルミニウム層１０の耐摩耗性を高めることができる。酸化アルミニウム層１０の基体側部分においては、酸化アルミニウム層１０の表面側部分よりも酸化アルミニウム結晶の転移や欠陥を多くするとともに、中間層９、炭窒化チタン層８、下層７の表面の凹凸に合わせて酸化アルミニウム結晶の向きを調整する。その結果、酸化アルミニウム層１０と、その下層に位置する中間層９との密着性を高める。
　半値幅ｗｐ、ｗｑは、波数４１０～４２５ｃｍ－１の範囲内のピークｐおよびピークｑの高角度側と低角度側のベースラインを算出し、ベースラインからのピークｐおよびピークｑのピーク強度の半分のピーク強度の位置におけるピークの波数幅とする。本発明において、ベースラインは波数４１０～４２５ｃｍ－１の範囲内で、ピークｐおよびピークｑに対して高角度側と低角度側の最低強度同士を結んだライン（図３の点線Ｌ）とする。
　ここで、本実施態様によれば、Ｘ線回折分析において、酸化アルミニウム層１０の基体５側部分における測定で検出されるＸＲＤ基体側ピークと酸化アルミニウム層１０の表面側部分における測定で検出されるＸＲＤ表面側ピークとを比較したとき、酸化アルミニウム層１０の下記一般式Ｔｃ（ｈｋｌ）で表される配向係数Ｔｃ（１１６）は、ＸＲＤ表面側ピークにおける表面側Ｔｃ（１１６）が、ＸＲＤ基体側ピークにおける基体側Ｔｃ（１１６）よりも大きい。
配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ０(ｈｋｌ)｝／〔（１／７）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ０（ＨＫＬ）｝〕
ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）の７面、
 (ｈｋｌ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）のいずれか、
Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、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
Ｉ０（ＨＫＬ）およびＩ０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．４６－１２１２に記載された各結晶面の標準回折強度
　これによって、酸化アルミニウム層１０の表面側において、酸化アルミニウム結晶の破壊に対する耐性を改善して、微小チッピングに起因する摩耗の進行を抑制できるとともに、酸化アルミニウム層１０の基体５側において、下層に設けられる炭窒化チタン層８や中間層９との密着性を向上させて、酸化アルミニウム層１０の剥離を抑制することができる。その結果、酸化アルミニウム層１０の耐摩耗性および密着性が向上する。
　また、酸化アルミニウム層１０の基体側Ｔｃ（１１６）と表面側Ｔｃ（１１６）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．４６－１２１２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。
　表面側Ｔｃ（１１６）を測定するには、酸化アルミニウム層１０の表面側部分のピーク強度を測定する。具体的には、表層１１を研磨除去した状態あるいは表層１１に対して研磨しない状態で、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Ｔｃ（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７本のピークが測定できれば良い。
　基体側Ｔｃ（１１６）を測定するには、酸化アルミニウム層１０の基体側部分の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を所定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。また、研磨は、酸化アルミニウム層１０の厚みが、酸化アルミニウム層１０の研磨前の厚みに対して、１０～４０％の厚みになるまで行う。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Ｔｃ（ｈｋｌ）を算出する。
　以上の方法で測定した酸化アルミニウム層１０のＸＲＤ表面側ピークにおける表面側Ｔｃ（１１６）と、基体側Ｔｃ（１１６）を比較することができる。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している。
　また、本実施態様によれば、酸化アルミニウム層１０のＸＲＤ表面側ピークにおいて、Ｉ（１０４）が一番強く、Ｉ（１１６）が二番目に強くなっている。これによって、すくい面２側のクレータ摩耗が抑制される。なお、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（１１６）が一番強く、Ｉ（１０４）が二番目に強い場合でも同じ効果が得られる。
　さらに、本実施態様によれば、ＸＲＤ表面側ピークにおける表面側Ｔｃ（１０４）が、ＸＲＤ基体側ピークにおける基体側Ｔｃ（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るとともに、すくい面２における耐欠損性を高めて、切削工具１の耐欠損性を高める効果がある。なお、表面側Ｔｃ（１０４）が基体側Ｔｃ（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、表面側Ｔｃ（１１６）が基体側Ｔｃ（１１６）よりも大きくなることによって、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。
　炭窒化チタン層８は、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）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、いわゆるＭＴ－炭窒化チタン層８ａと、成膜温度が９５０～１１００℃と高温で成膜した粒状結晶からなる、いわゆるＨＴ－炭窒化チタン層８ｂとが、基体側から順に成膜された構成からなる。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形状、すなわち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との密着力が高まり、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。
　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。下層７は０．０～１．０μｍの厚みで、表層１１は０．０～３．０μｍの厚みで設けられる。なお、本発明の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。
　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、本発明においては、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の厚み方向の平均長さに対する幅方向の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。平均結晶幅は、被覆層６の厚み方向の中間で、幅方向に平行な直線を引き、この直線が結晶１０個以上を横断する際の直線の長さを結晶の数で割った値にて求められる。
　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Ｓｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３、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。
　上記切削工具１は、すくい面と逃げ面との交差部に形成された切刃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、本発明の被覆工具は、切削工具１以外にも、摺動部品や金型等の耐摩部品、掘削工具、刃物等の工具、耐衝撃部品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（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０～６０体積％、残りが水素（Ｈ２）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。
　次に、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０～６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１～３．０体積％、残りが水素（Ｈ２）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。
　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。上記ＭＴ－炭窒化チタン層とこのＨＴ－炭窒化チタン層との成膜によって、炭窒化チタン層８の表面に突起が形成される。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（ＴｉＣｌ４）ガスを１．０～４体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０．１～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５～２０体積％、残りが水素（Ｈ２）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。
　次に、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（ＴｉＣｌ４）ガスを３～１０体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを３～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５～２０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを０．５～２体積％、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを０．５～３体積％、残りが水素（Ｈ２）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。
　次に、中間層９の第２段階として、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１～３体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを１～３体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５～２０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを２～５体積％、残りが水素（Ｈ２）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（Ｎ２）ガスをアルゴン（Ａｒ）ガスに変更してもよい。
　そして、α酸化アルミニウム層１０を成膜する。α酸化アルミニウム層１０の成膜方法としては、初めに、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを０．５～５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５～３．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０～１１００℃、５～１０ｋＰａとして成膜する。次に、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５～５．０体積％、残りが窒素（Ｎ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０～１１００℃、５～１０ｋＰａとして成膜する。この第１段階の成膜によって、α酸化アルミニウム層１０として形成される酸化アルミニウムの核が生成するが、核の生成状態を制御して、ラマンスペクトルにおけるピークｐの位置を制御する。
　続いて、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを０．５～１０．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５～５．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５～５．０体積％、硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスを０．０～０．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０～１１００℃、５～１０ｋＰａとして酸化アルミニウム層１０を成膜する。このとき、酸化アルミニウム層１０の成膜時間の経過とともに、ＣＯ２ガスの流量は一定とし、ＡｌＣｌ３ガスとＨ２Ｓガスの流量を連続的または段階的に高める。これによって、反応の経路の比率を変えて、酸化アルミニウム結晶の成長状態を変え、ラマンスペクトルにおけるピークｑがピークｐよりも低角度側に位置するようにする。
　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（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０～６０体積％、残りが水素（Ｈ２）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％、炭化ニオブ粉末を５質量％、平均粒径１．５μｍのタングステンカーバイト粉末を残部の割合で添加、混合し、プレス成形により工具形状（ＣＮＭＧ１２０４０８）に成形する。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、工具を作製した。表１～４において、各化合物は化学記号で表記した。ここで、表２の試料Ｎｏ．３、１０については、混合ガスの組成が成膜初期から成膜終了時まで連続的に変化させている。組成が異なるガスの混合比が成膜初期ｘ体積％、成膜終了時ｙ体積％の場合、ｘ→ｙと記載している。
　また、表１、２には記載していないが、試料Ｎｏ．１～７については、酸化アルミニウム層を成膜する際に、初めに、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを３．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを１．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、１０００℃、７ｋＰａの条件にて成膜した後、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを２．０体積％、残りが窒素（Ｎ２）ガスからなる混合ガスを用い、１０００℃、７ｋＰａの条件にて成膜し、中間層を成膜した後に第１段階の成膜を行い、酸化アルミニウム層の核を形成した。また、試料Ｎｏ．１０については、酸化アルミニウム層を成膜する際に、初めに、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを２２．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを３７体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、１１５０℃、０．２ｋＰａの条件にて第１段階の成膜を行い、中間層を成膜した後に、酸化アルミニウム層の核を形成した。試料Ｎｏ．８、９は、核を形成する工程をしなかった。
　上記試料Ｎｏ．１～８について、まず、逃げ面の平坦な部位を含む工具の断面を鏡面加工した加工面について、酸化アルミニウム層に波長５１４．５３ｎｍのＡｒレーザーを２．０μｍφの照射領域で照射して得られるラマンスペクトルを基体側部分と表面側部分で測定した。ラマンスペクトルの波数４１６～４２５ｃｍ－１（４２０ｃｍ－１付近）の範囲内に現れるＡｌ２Ｏ３に帰属されるピークの基体側のピークｐ１、ｐ２と表面側のピークｑ１、ｑ２、および半値幅ｗｐ、ｗｑを測定した。ｐとｑとの波数の差（ｐ－ｑ差）も含めて、結果は表３に示した。
　また、逃げ面の平坦面において、被覆層の表面から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部分（表中、表面側と記載）におけるＸＲＤ表面側ピークの同定と、各ピークのピーク強度を測定した。このとき、酸化アルミニウム層厚みは８０％以上が確保されていることを確認した。次に、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基体側部分（表中、基体側と記載）におけるＸＲＤ基体側ピークの同定と、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、（１１６）面、（１０４）面、（１１０）面、（０１２）面の各結晶面の配向係数Ｔｃを算出した。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２～５に示した。
　次に、下記の条件において、本発明に係る試料Ｎｏ．１～７と、比較例である試料Ｎｏ．８～１０を用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５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、すくい面に対し垂直な方向におけるフランク摩耗量とすくい面におけるクレータ摩耗を測定。
（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
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１～５の結果によれば、ｐ１とｑ１が同じ波数に位置する試料Ｎｏ．８、１０、およびｑ１がｐ１よりも高角度側の波数に位置する試料Ｎｏ．９は、いずれも、微小チッピングが発生しやすくて摩耗の進行が早く、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、本発明に係る試料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、ピークｑ１の波数とピークｐ１の波数との差が１．０ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である試料Ｎｏ．１～５においては、特に摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多くなった。半値幅ｗｑが半値幅ｗｐよりも小さい試料Ｎｏ．２～４においては、さらに摩耗が小さく衝撃回数も多くなった。
　さらに、ＸＲＤ表面側ピークにおける表面側Ｔｃ（１１６）が、ＸＲＤ基体側ピークにおける基体側Ｔｃ（１１６）よりも大きい試料Ｎｏ．１～５においては、摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多く、中でも、Ｉ（１０４）とＩ（１１６）が一番目と二番目に強くなっている試料Ｎｏ．１～５においては、特に摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多くなった。
　また、ピークｑ１がピークｑ２よりも低角度側の波数に位置する試料Ｎｏ．２～５では、摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多く、かつピークｑ１の波数とピークｑ２の波数との差が０．５ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である試料Ｎｏ．２～５では、摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多く、ピークｑ２がピークｐ２よりも低角度側に位置するとともにピークｐ２の波数とピークｑ２の波数との差が０．５ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である試料Ｎｏ．１～７では、摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多く、ピークｐ１がピークｐ２よりも低角度側に位置するとともにピークｐ１の波数とピークｐ２の波数との差が、１．０ｃｍ－１未満である試料Ｎｏ．１～５では、摩耗が小さく、欠損に至る衝撃回数も多かった。
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 (9)

  1. 　基体と、該基体の表面に設けられた被覆層とを有し、該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含み、前記炭窒化チタン層が前記酸化アルミニウム層よりも前記基体側に設けられている被覆工具であって、前記被覆工具の断面にて、前記酸化アルミニウム層に波長５１４．５３ｎｍのＡｒレーザーを照射して得られるラマンスペクトルの波数４１６～４２５ｃｍ－１の範囲内（４２０ｃｍ－１付近）に現れるＡｌ２Ｏ３に帰属されるピークについて、前記酸化アルミニウム層の基体側部分における測定で検出される基体側のピークをｐとし、前記酸化アルミニウム層の表面側部分における測定で検出される表面側のピークをｑとし、かつｐとｑを比較したとき、前記ピークｑが前記ピークｐよりも低角度側の波数に位置する被覆工具。
  2. 　前記ピークｑの波数と前記ピークｐの波数との差が、１．０ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である請求項１に記載の被覆工具。
  3. 　前記ピークｑの半値幅ｗｑが、前記ピークｐの半値幅ｗｐよりも小さい請求項１または２に記載の被覆工具。
  4. 　Ｘ線回折分析において、前記酸化アルミニウム層の前記基体側部分における測定で検出されるＸＲＤ基体側ピークと前記酸化アルミニウム層の前記表面側部分における測定で検出されるＸＲＤ表面側ピークとを比較したとき、前記酸化アルミニウム層の下記一般式Ｔｃ（ｈｋｌ）で表される配向係数Ｔｃ（１１６）は、ＸＲＤ表面側ピークにおける表面側Ｔｃ（１１６）が、ＸＲＤ基体側ピークにおける基体側Ｔｃ（１１６）よりも大きい請求項１乃至３のいずれか記載の被覆工具。
    配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ０(ｈｋｌ)｝／〔（１／７）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ０（ＨＫＬ）｝〕
    ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）の７面、
     (ｈｋｌ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（１２４）のいずれか、
    Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、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
    Ｉ０（ＨＫＬ）およびＩ０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．４６－１２１２に記載された各結晶面の標準回折強度
  5. 　前記ＸＲＤ表面側ピークにおいて、Ｉ（１０４）とＩ（１１６）が一番目と二番目に強くなっている請求項４に記載の被覆工具。
  6. 　すくい面と、逃げ面と、前記すくい面と前記逃げ面との交差稜に存在する切刃とを有するとともに、少なくとも前記すくい面は、請求項１乃至５のいずれかに記載の被覆工具の前記被覆層上に設けられ、前記すくい面の前記切刃から１００μｍ離間した位置における前記表面側のピークをｑ１とし、前記すくい面の前記切刃から１０μｍ以内の位置における前記表面側のピークをｑ２としたとき、前記ピークｑ１が前記ピークｑ２よりも低角度側の波数に位置する切削工具。
  7. 　前記ピークｑ１の波数と前記ピークｑ２の波数との差が、０．５ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である請求項６に記載の切削工具。
  8. 　前記すくい面の前記切刃から１０μｍ以内の位置における前記基体側のピークをｐ２としたとき、前記ピークｑ２がピークｐ２よりも低角度側に位置するとともに、前記ピークｐ２の波数と、前記ピークｑ２の波数との差が、０．５ｃｍ－１～３．０ｃｍ－１である請求項６または７に記載の切削工具。
  9. 　前記すくい面の前記切刃から１００μｍ離間した位置における前記基体側のピークをｐ１としたとき、前記ピークｐ１が、前記ピークｐ２よりも低角度側に位置するとともに、前ピークｐ１の波数と前記ピークｐ２の波数との差が、１．０ｃｍ－１未満である請求項８に記載の切削工具。
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