WO2016031741A1 - 被覆工具 - Google Patents

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aluminum oxide
oxide layer
layer
hkl
peak
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賢作 渡邉
芳和 児玉
栄仁 谷渕
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京セラ株式会社
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    • B23B2228/36—Multi-layered

Definitions

  • the present invention relates to a coated tool having a coating layer on the surface of a substrate.
  • coating layers such as a titanium carbide layer, a titanium nitride layer, a titanium carbonitride layer, an aluminum oxide layer, and a titanium aluminum nitride layer have been formed in a single layer or multiple layers on the surface of a substrate such as cemented carbide, cermet, or ceramic.
  • Coated tools such as cutting tools are known.
  • Such a cutting tool has been increasingly used for heavy interrupted cutting in which a large impact is applied to the cutting edge as the efficiency of recent cutting increases. Under such severe cutting conditions, a large impact is applied to the coating layer, and chipping and peeling of the coating layer are likely to occur. Therefore, it is required to improve chipping resistance of the coating layer and suppress chipping and peeling of the coating layer.
  • Patent Document 1 As a technique for improving the fracture resistance, in Patent Document 1, the grain size and layer thickness of the aluminum oxide layer are optimized, and the organization coefficient (Texture Coefficient: orientation coefficient) on the (012) plane is set. A technique capable of forming an aluminum oxide layer having a high density and high fracture resistance by setting it to 1.3 or more is disclosed. Further, in Patent Document 2, by setting the organization coefficient in the (012) plane of the aluminum oxide layer to 2.5 or more, the residual stress in the aluminum oxide layer is easily released, and the fracture resistance of the aluminum oxide layer is improved. Techniques that can be improved are disclosed.
  • Patent Document 3 as a technique for improving wear resistance in the above cutting tool, an aluminum oxide layer positioned immediately above an intermediate layer is formed by laminating two or more unit layers exhibiting different X-ray diffraction patterns. The technique which can improve the intensity
  • Patent Document 4 the (006) plane orientation coefficient of the aluminum oxide layer is increased to 1.8 or more, and the peak intensity ratio I (104) / I (110) between the (104) plane and the (110) plane is a predetermined value.
  • a range-controlled cutting tool is disclosed.
  • the peak intensity ratio I (104) / I (012) between the (104) plane and the (012) plane of the aluminum oxide layer is set to be higher than that of the first plane below the aluminum oxide layer.
  • a cutting tool that is larger in surface is disclosed.
  • Japanese Patent No. 6-316758 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-025114 Japanese Patent Laid-Open No. 10-204639 JP 2013-132717 A JP 2009-202264 A
  • the coated tool of this embodiment includes a base and a coating layer provided on the surface of the base. Having a cutting edge and a flank on the coating layer;
  • the coating layer includes at least a portion in which a titanium carbonitride layer and an aluminum oxide layer having an ⁇ -type crystal structure are sequentially laminated, Based on the peak of the aluminum oxide layer analyzed by X-ray diffraction analysis, when the value represented by the following formula is the orientation coefficient Tc (hkl), An orientation coefficient Tc1 (146) detected by measurement from the surface side of the aluminum oxide layer on the flank is 1.0 or more.
  • Orientation coefficient Tc (hkl) ⁇ I (hkl) / I 0 (hkl) ⁇ / [(1/8) ⁇ ⁇ ⁇ I (HKL) / I 0 (HKL) ⁇ ]
  • (HKL) is the crystal planes I (HKL) and I (hkl) of (012), (104), (110), (113), (024), (116), (214), (146).
  • the intersecting ridge portion formed by the rake face 2 and the flank face 3 forms a cutting edge 4.
  • the tool 1 includes a base 5 and a coating layer 6 provided on the surface of the base 5.
  • the coating layer 6 is formed by laminating a base 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.
  • the aluminum oxide layer 10 has an ⁇ -type crystal structure.
  • the value represented by the following formula is defined as the orientation coefficient Tc (hkl) at the peak of the aluminum oxide layer 10 by X-ray diffraction analysis.
  • Orientation coefficient Tc (hkl) ⁇ I (hkl) / I 0 (hkl) ⁇ / [(1/8) ⁇ ⁇ ⁇ I (HKL) / I 0 (HKL) ⁇ ]
  • (HKL) is the crystal planes I (HKL) and I (hkl) of (012), (104), (110), (113), (024), (116), (214), (146).
  • the orientation coefficient Tc1 (146) is 1.0 or more.
  • the wear resistance of the aluminum oxide layer 10 is improved.
  • the tool 1 becomes a tool 1 that can be used for a long period of time. That is, when the orientation coefficient Tc (146) increases, that is, the ratio of the peak intensity I (146) of the (146) plane increases, the film formation direction (direction perpendicular to the surface) from the surface side of the aluminum oxide layer 10 increases. It is considered that the aluminum oxide crystal constituting the aluminum oxide layer 10 is liable to be damaged against such an impact and the resistance to breakage is increased.
  • Tc (146) orientation coefficient
  • a desirable range of Tc1 (146) is 1.1 to 5.0, a particularly desirable range is 1.5 to 3.5, and a further desirable range is 1.8 to 3.0.
  • Tc1 (146) is larger than Tc2 (146). That is, Tc2 (146) is smaller than Tc1 (146).
  • Tc1 (146) increases, the coefficient of thermal expansion in the direction parallel to the surface of the aluminum oxide layer 10 increases, so that the intermediate layer 9 or the titanium carbonitride layer 8 of the base layer side base layer is higher than the aluminum oxide layer 10. There is a tendency that the difference from the coefficient of thermal expansion increases, and the aluminum oxide layer 10 tends to peel off.
  • Tc2 (146) peeling of the aluminum oxide layer 10 can be suppressed by making Tc2 (146) smaller than Tc1 (146).
  • a desirable range of Tc2 (146) is 0.3 to 1.5.
  • Tc1 (146) and Tc2 (146) of the aluminum oxide layer 10 will be described.
  • 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 00-010-0173 is confirmed, the crystal plane of the detected peak is identified, and the peak intensity is measured.
  • the peak detected by X-ray diffraction analysis is identified using a JCPDS card, but the peak position may be shifted due to residual stress or the like present in the coating layer 6. Therefore, in order to confirm whether or not the detected peak is the peak of the aluminum oxide layer 10, X-ray diffraction analysis is performed in a state where the aluminum oxide layer 10 is polished, and the peak detected before and after polishing is detected. Compare. From this difference, it can be confirmed that the peak is in the aluminum oxide layer 10.
  • the surface side peak measured from the surface side of the aluminum oxide layer 10 on the flank 3 is measured. Specifically, the peak intensity of the aluminum oxide layer 10 is measured from the surface side of the aluminum oxide layer 10 to the base 5 side of the aluminum oxide layer 10. More specifically, the X-ray diffraction analysis is performed on the coating layer 6 with the surface layer 11 removed by polishing or without the surface layer 11 being polished. The peak intensity of each peak obtained is measured to calculate the orientation coefficient Tc1 (hkl). 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.
  • the peak intensity is measured in a state where a part of the aluminum oxide layer 10 on the flank 3 is polished and only the substrate side portion of the aluminum oxide layer 10 is left.
  • the aluminum oxide layer 10 of the coating layer 6 is polished to a thickness of 10 to 40% with respect to the thickness of the aluminum oxide layer 10 before polishing. Polishing is performed by brush processing using diamond abrasive grains, processing by an elastic grindstone, or blast processing. Thereafter, the polished portion of the aluminum oxide layer 10 is subjected to X-ray diffraction analysis under the same conditions as those in the surface side portion of the aluminum oxide layer 10, the peak of the aluminum oxide layer 10 is measured, and the orientation coefficient Tc2 ( hkl) is calculated.
  • orientation coefficient Tc is an index representing the degree of orientation of each crystal plane because it is determined by the ratio to the non-oriented standard data defined by the JCPDS card. Further, “(hkl)” of Tc (hkl) indicates a crystal plane for calculating the orientation coefficient.
  • I (116) and I (104) are the first and second strongest at the surface side peak measured from the surface side of the aluminum oxide layer 10 on the flank 3. . This tends to suppress flank wear caused by minute chipping on the flank 3.
  • I (146) is the peak intensity within the eighth, and is particularly preferably the third to sixth peak intensity.
  • the orientation coefficient Tc3 (104) is smaller than Tc1 (104).
  • Tc1 (104) is larger than Tc3 (104)
  • the chipping resistance of the aluminum oxide layer 10 is not sufficiently improved
  • Tc1 (146) is 1.0 or more. It was found that the crater wear resistance of the aluminum oxide layer 10 is greatly improved.
  • the titanium carbonitride layer 8 is a laminate in which a so-called MT (Moderate Temperature) -titanium carbonitride layer 8a and HT-titanium carbonitride layer 8b are present in this order from the substrate side.
  • the MT-titanium carbonitride layer 8a is made 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.
  • the HT (High Temperature) -titanium carbonitride layer 8b is made of granular crystals formed at a high film formation temperature of 950 to 1100.degree.
  • the surface of the HT-titanium carbonitride layer 8b is formed with triangular projections in a cross-sectional view that tapers toward the aluminum oxide layer 10, thereby increasing the adhesion of the aluminum oxide layer 10. Further, 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, TiCO, TiNO, TiCNO, TiAlCO, TiAlCNO, and the like.
  • FIG. 2 includes a lower intermediate layer 9a and an upper intermediate layer 9b in which these are stacked.
  • 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.
  • 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. Furthermore, when the intermediate layer 9 is TiCO or TiAlCO, Tc1 (146) and Tc2 (146) can be increased.
  • the titanium carbonitride layer 8 is provided with a thickness of 6.0 to 13.0 ⁇ m, and the intermediate layer 9 is provided with a thickness of 0.05 to 0.5 ⁇ m.
  • the base layer 7 and the surface layer 11 are made of titanium nitride.
  • the underlayer 7 and the surface layer 11 may be other materials such as titanium carbonitride, titanium carbonitride, chromium nitride other than titanium nitride, The base layer 7 or the surface layer 11 may not be provided.
  • the underlayer 7 is provided with a thickness of 0.1 to 1.0 ⁇ m
  • the surface layer 11 is provided with a thickness of 0.1 to 3.0 ⁇ m.
  • each layer and the properties of the crystals constituting each layer should be measured by observing an electron microscope photograph (scanning electron microscope (SEM) photograph or transmission electron microscope (TEM) photograph) in the cross section of the tool 1. Is possible.
  • the crystal form of the crystals constituting each layer of the coating layer 6 is columnar.
  • the average ratio of the average crystal width to the length in the thickness direction of the coating layer 6 of each crystal is 0 on average. .3 or less states.
  • the crystal form is defined as granular.
  • the base 5 of the tool 1 is a hard material 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, Ti-based cermet, or Si 3 N 4 , Al 2 O 3 , diamond, cubic nitridation in which phases are bonded with a binder phase composed of an iron group metal such as cobalt (Co) or nickel (Ni) Ceramics such as boron (cBN) can be used.
  • substrate 5 may consist of a cemented carbide or a cermet from the point of a fracture resistance and abrasion 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 said cutting tool applies the cutting edge 4 formed in the cross
  • the coated tool of the present embodiment can be applied to various uses such as an excavation tool and a blade, and in this case also 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.
  • 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. Then, it is introduced into the chamber, and a TiN layer as the underlayer 7 is formed at a film forming temperature of 800 to 940 ° C. and 8 to 50 kPa.
  • the reaction gas composition is 0.5 to 10% by volume of titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas, 5 to 60% by volume of nitrogen (N 2 ) gas, and 0.1% of acetonitrile (CH 3 CN) gas as the reaction gas composition.
  • An MT-titanium carbonitride layer is prepared by adjusting a mixed gas consisting 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. Is deposited.
  • the average crystal width of the titanium carbonitride columnar crystals constituting the titanium carbonitride layer is more on the surface side than on the substrate side. This can be a larger configuration.
  • an HT-titanium carbonitride layer constituting the upper portion of the titanium carbonitride layer 8 is formed.
  • the specific film forming conditions of the HT-titanium carbonitride layer are as follows: titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 1 to 4% by volume, nitrogen (N 2 ) gas is 5 to 20% by volume, A mixed gas composed of 0.1 to 10% by volume of methane (CH 4 ) gas and the remaining hydrogen (H 2 ) gas is prepared and introduced into the chamber, and the film forming temperature is set to 900 to 1050 ° C. and 5 to 40 kPa. Form a film.
  • the intermediate layer 9 is produced.
  • the specific film forming conditions for this embodiment are as follows.
  • TiCl 4 ) gas is 3 to 30% by volume
  • methane (CH 4 ) gas is 3 to 15% by volume
  • nitrogen (N 2 ) 5-10% by volume of gas 0.5-1% by volume of carbon monoxide (CO) gas
  • AlCl 3 aluminum trichloride
  • 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.
  • an intermediate layer 9 having irregularities on the surface of the titanium carbonitride layer 8 is formed.
  • titanium tetrachloride (TiCl 4 ) gas is 3 to 15% by volume
  • methane (CH 4 ) gas is 3 to 10% by volume
  • nitrogen (N 2 ) gas is 10 to 25%.
  • a mixed gas consisting of volume%, carbon monoxide (CO) gas of 0.5 to 2.0 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.
  • nuclei of aluminum oxide crystals are formed. 5 to 10% by volume of aluminum trichloride (AlCl 3 ) gas, 0.1 to 1.0% by volume of hydrogen chloride (HCl) gas, 0.1 to 5.0% by volume of carbon dioxide (CO 2 ) gas, A mixed gas consisting of hydrogen (H 2 ) gas is used, and the temperature is set to 950 to 1100 ° C. and 5 to 10 kPa.
  • AlCl 3 aluminum trichloride
  • HCl hydrogen chloride
  • CO 2 carbon dioxide
  • a mixed gas consisting of hydrogen (H 2 ) gas is used, and the temperature is set to 950 to 1100 ° C. and 5 to 10 kPa.
  • 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.
  • 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.
  • CVD chemical vapor deposition
  • cutting tools were prepared by polishing the rake face.
  • Tables 1 and 2 each compound is represented by a chemical symbol.
  • the surface side peak the highest intensity peak and the second highest intensity peak were confirmed, and the orientation coefficients of the crystal planes of the (146) plane, (104) plane, and (116) plane of the JCPDS card were also confirmed. Tc1 (hkl) was calculated.
  • the flank is polished until it becomes 10 to 40% of the thickness of the aluminum oxide layer.
  • X-ray diffraction analysis a part of the aluminum oxide layer is polished to leave only the substrate side portion.
  • the substrate-side peak (denoted as the substrate side in the table) measured in step 1 and the peak intensity of each peak were measured.
  • the orientation coefficient Tc2 (hkl) of each crystal plane of the (146) plane, (104) plane, and (116) plane was calculated.
  • the said X-ray-diffraction measurement measured about three arbitrary samples, and evaluated it with the average value.
  • the fracture surface of the said tool was observed with the scanning electron microscope (SEM), and the thickness of each layer was measured. The results are shown in Tables 2-4.
  • the sample No. Tc1 (146) is 1.0 or more. In 1 to 5 and 9 to 11, minute chipping of the aluminum oxide layer was suppressed, and almost no peeling occurred.
  • the flank wear width was smaller and the number of impacts increased.

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Abstract

　酸化アルミニウム層の耐摩耗性を改善した被覆工具を提供する。基体（５）と、基体（５）の表面に設けられた被覆層（６）とを備え、被覆層（６）上に切刃（４）と逃げ面（３）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）とを順に積層した部位を含み、Ｘ線回折分析にて分析される酸化アルミニウム層（１０）のピークを基に算出される配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）について、逃げ面（３）における酸化アルミニウム層（１０）の表面側から測定される配向係数Ｔｃ１（１４６）が１．０以上の切削工具（１）等の被覆工具である。

Description

被覆工具
　本発明は、基体の表面に被覆層を有する被覆工具に関する。
　従来から、超硬合金やサーメット、セラミックス等の基体表面に、炭化チタン層、窒化チタン層、炭窒化チタン層、酸化アルミニウム層及び窒化チタンアルミニウム層等の被覆層が、単層または多層に形成された切削工具等の被覆工具が知られている。
　このような切削工具は、最近の切削加工の高能率化に伴って、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、被覆層に大きな衝撃がかかり、被覆層のチッピングや剥離が発生しやすくなる。そのために、被覆層の耐欠損性を向上させて、被覆層のチッピングや剥離を抑制することが求められている。
　上記切削工具において、耐欠損性を向上させる技術として、特許文献１では、酸化アルミニウム層の粒径と層厚を適正化するとともに、（０１２）面における組織化係数（Ｔｅｘｔｕｒｅ　Ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ：配向係数）を１．３以上とすることにより、緻密で耐欠損性の高い酸化アルミニウム層を形成することができる技術が開示されている。また、特許文献２では、酸化アルミニウム層の（０１２）面における組織化係数を２．５以上とすることにより、酸化アルミニウム層における残留応力が解放されやすくして、酸化アルミニウム層の耐欠損性を向上させることができる技術が開示されている。
　特許文献３では、上記切削工具において、耐摩耗性を向上させる技術として、中間層の直上に位置する酸化アルミニウム層が、異なるＸ線回折パターンを示す２層以上の単位層を積層してなるように形成されることにより、被膜の強度及び靭性を向上させることができる技術が開示されている。
　特許文献４では、酸化アルミニウム層の（００６）面配向係数を１．８以上と高め、かつ（１０４）面と（１１０）面とのピーク強度比Ｉ（１０４）／Ｉ（１１０）と所定の範囲に制御した切削工具が開示されている。
　さらに、特許文献５では、酸化アルミニウム層の（１０４）面と（０１２）面とのピーク強度比Ｉ（１０４）／Ｉ（０１２）を、酸化アルミニウム層の下側の第一面よりも第二面で大きくした切削工具が開示されている。
特許平６－３１６７５８号公報 特開２００３－０２５１１４号公報 特開平１０－２０４６３９号公報 特開２０１３－１３２７１７号公報 特開２００９－２０２２６４号公報
　本実施形態の被覆工具は、基体と、該基体の表面に設けられた被覆層とを備え、
前記被覆層上に切刃と逃げ面とを有し、
前記被覆層は、少なくとも炭窒化チタン層とα型結晶構造の酸化アルミニウム層とを順に積層した部位を含み、
Ｘ線回折分析にて分析される前記酸化アルミニウム層のピークを基に、下記式で表される値を配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）としたとき、
前記逃げ面における前記酸化アルミニウム層の表面側からの測定で検出される配向係数Ｔｃ１（１４６）が１．０以上である。
配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ０(ｈｋｌ)｝／〔（１／８）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ０（ＨＫＬ）｝〕
ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（２１４）、（１４６）の結晶面
Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、前記酸化アルミニウム層のＸ線回折分析において検出される各結晶面に帰属されるピークのピーク強度
Ｉ０（ＨＫＬ）およびＩ０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．００－０１０－０１７３に記載された各結晶面の標準回折強度
本実施形態に係る被覆工具の一実施例である切削工具の概略斜視図である。 図１の切削工具の概略断面図である。
　本実施形態の被覆工具の一実施態様を示す切削工具（以下、単に工具と略す）１は、図１に示すように、工具１の一方の主面がすくい面２を、側面が逃げ面３を、それぞれなしており、すくい面２と逃げ面３とのなす交差稜線部が切刃４をなしている。
　また、図２に示すように、工具１は、基体５と、この基体５の表面に設けられた被覆層６を備えている。被覆層６は、基体５側から順に、下地層７、炭窒化チタン層８、中間層９、酸化アルミニウム層１０、表層１１が積層されたものからなる。なお、酸化アルミニウム層１０はα型結晶構造からなる。
　本実施態様において、Ｘ線回折分析にて酸化アルミニウム層１０のピークにおいて、下記式で表される値を配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）と定義する。
配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ０(ｈｋｌ)｝／〔（１／８）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ０（ＨＫＬ）｝〕
ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（２１４）、（１４６）の結晶面
Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、酸化アルミニウム層１０のＸ線回折分析において検出される各結晶面に帰属されるピークのピーク強度
Ｉ０（ＨＫＬ）およびＩ０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．００－０１０－０１７３に記載された各結晶面の標準回折強度
　そして、逃げ面３における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークの配向係数をＴｃ１、逃げ面３において、酸化アルミニウム層１０の一部を研磨して、酸化アルミニウム層１０の基体側部分のみを残した状態での測定で検出される基体側ピークにおける配向係数をＴｃ２、すくい面２における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークの配向係数Ｔｃ３と定義する。
　本実施形態によれば、配向係数Ｔｃ１（１４６）が１．０以上である。これによって、酸化アルミニウム層１０の耐摩耗性が向上する。その結果、工具１は、長期間にわたって使用可能な工具１となる。すなわち、配向係数Ｔｃ（１４６）が高くなる、つまり、（１４６）面のピーク強度Ｉ（１４６）の比率が高くなると、酸化アルミニウム層１０の表面側から成膜方向（表面に垂直な方向）にかかる衝撃に対して、酸化アルミニウム層１０を構成する酸化アルミニウム結晶がしなり易くなり、破壊に対する耐性が高くなると思われる。そのため、酸化アルミニウム層１０の表面側においては、配向係数Ｔｃ（１４６）を高くすることによって、酸化アルミニウム層１０の表面に発生する微小チッピングが抑制されて、微小チッピングに起因する摩耗の進行を抑制することができるものと思われる。Ｔｃ１（１４６）の望ましい範囲は１．１～５．０であり、特に望ましい範囲は１．５～３．５であり、さらに望ましい範囲は１．８～３．０である。
　ここで、本実施態様によれば、Ｔｃ１（１４６）とＴｃ２（１４６）とを比較したとき、Ｔｃ１（１４６）がＴｃ２（１４６）よりも大きくなっている。すなわち、Ｔｃ２（１４６）はＴｃ１（１４６）よりも小さくなっている。配向係数Ｔｃ１（１４６）が高くなると、酸化アルミニウム層１０の表面に平行な方向への熱膨張率が大きくなるので、酸化アルミニウム層１０よりも基体側下地層の中間層９や炭窒化チタン層８の熱膨張率との差が大きくなり、酸化アルミニウム層１０が剥離しやすくなる傾向にある。
　そこで、Ｔｃ２（１４６）をＴｃ１（１４６）よりも小さくすることによって、酸化アルミニウム層１０の剥離を抑制することができる。Ｔｃ２（１４６）の望ましい範囲は、０．３～１．５である。
　また、酸化アルミニウム層１０のＴｃ１（１４６）とＴｃ２（１４６）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．００－０１０－０１７３に記載された各結晶面の回折角を確認して、検出されたピークの結晶面を同定し、そのピーク強度を測定する。
　ここで、Ｘ線回折分析にて検出されるピークの同定はＪＣＰＤＳカードを用いて行うが、被覆層６に存在する残留応力等によってピークの位置がずれることがある。そのために、検出されたピークが酸化アルミニウム層１０のピークであるかどうかを確認するには、酸化アルミニウム層１０を研磨した状態でＸ線回折分析を行い、研磨される前後で検出されるピークを比較する。この差異によって、酸化アルミニウム層１０のピークであることを確認することができる。
　Ｔｃ１（ｈｋｌ）を測定するには、逃げ面３における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークを測定する。具体的には、酸化アルミニウム層１０の表面側から酸化アルミニウム層１０の基体５側を含めて、酸化アルミニウム層１０のピーク強度を測定する。より詳細には、表層１１を研磨除去した状態あるいは表層１１を研磨しない状態で、被覆層６に対してＸ線回折分析を行う。得られた各ピークのピーク強度を測定して、配向係数Ｔｃ１（ｈｋｌ）を算出する。なお、表層１１を研磨除去する際には、酸化アルミニウム層１０の厚みの２０％以下の厚みが除去されていてもよい。また、表層１１に対して研磨しない状態でＸ線回折分析を行った場合であっても、酸化アルミニウムの８本のピークが測定できれば良い。なお、表面側ピークは、酸化アルミニウム層１０の基体５側の配向状態も含んで検出されるが、酸化アルミニウム層１０のＸ線回折分析の測定面に近い位置の組織状態が、ピークにより大きく影響を及ぼすことから、表面側ピークに及ぼす基体５側の配向状態の影響は小さい。Ｔｃ３（ｈｋｌ）についても、すくい面２における酸化アルミニウム層１０の表面側ピークに基づいて同様に測定する。
　Ｔｃ２（ｈｋｌ）を測定するには、逃げ面３の酸化アルミニウム層１０の一部を研磨して、酸化アルミニウム層１０の基体側部分のみを残した状態でピーク強度を測定する。具体的には、まず、被覆層６の酸化アルミニウム層１０を酸化アルミニウム層１０の研磨前の厚みに対して１０～４０％の厚みとなるまで研磨する。研磨は、ダイヤモンド砥粒を用いたブラシ加工や弾性砥石による加工、又はブラスト加工等で行う。その後、酸化アルミニウム層１０の研磨された部分に対して、酸化アルミニウム層１０の表面側部分における測定と同条件でＸ線回折分析を行い、酸化アルミニウム層１０のピークを測定し、配向係数Ｔｃ２（ｈｋｌ）を算出する。
　なお、配向係数ＴｃはＪＣＰＤＳカードで規定された無配向の標準データに対する比率で求められるので、各結晶面の配向度合いを表す指標である。また、Ｔｃ（ｈｋｌ）の「（ｈｋｌ）」は配向係数を算出する結晶面を示す。
　また、本実施態様によれば、逃げ面３における酸化アルミニウム層１０の表面側から測定される表面側ピークにおいて、Ｉ（１１６）およびＩ（１０４）が、一番目と二番目に強くなっている。これによって、逃げ面３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（１４６）は八番目以内のピーク強度であり、特に望ましくは三番目から六番目のピーク強度である。
　さらに、本実施態様によれば、配向係数Ｔｃ３（１０４）がＴｃ１（１０４）よりも小さい。これによって、すくい面２におけるクレータ摩耗が抑制できるとともに、逃げ面３における耐チッピング性が抑制できる。
　なお、試験をした結果、Ｔｃ１（１０４）がＴｃ３（１０４）よりも大きくなるのみでは、酸化アルミニウム層１０の耐チッピング性の向上が不十分であり、Ｔｃ１（１４６）が１．０以上であることによって、酸化アルミニウム層１０の耐クレータ摩耗が大幅に向上することがわかった。
　炭窒化チタン層８は、いわゆるＭＴ(Moderate Temperature)－炭窒化チタン層８ａと、ＨＴ－炭窒化チタン層８ｂとが、基体側から順に存在する積層体からなる。ＭＴ－炭窒化チタン層８ａは、アセトニトリル（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。ＨＴ(High Temperature)－炭窒化チタン層８ｂは、成膜温度が９５０～１１００℃と高温で成膜した粒状結晶からなる。本実施態様によれば、ＨＴ－炭窒化チタン層８ｂの表面には酸化アルミニウム層１０に向かって先細りする断面視で三角形形状の突起が形成され、これによって、酸化アルミニウム層１０の密着力が高まり、被覆層６の剥離やチッピングを抑えることができる。
　また、本実施態様によれば、中間層９は、ＨＴ－炭窒化チタン層８ｂの表面に設けられる。中間層９は、チタンと酸素とを含有し、例えばＴｉＣＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＡｌＣＯ、ＴｉＡｌＣＮＯ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、中間層９が、ＴｉＣＯまたはＴｉＡｌＣＯである場合には、Ｔｃ１（１４６）およびＴｃ２（１４６）を高めることができる。なお、炭窒化チタン層８は６．０～１３．０μｍの厚みで、また、中間層９は０．０５～０．５μｍの厚みで、それぞれ設けられる。
　さらに、下地層７及び表層１１は、窒化チタンにより構成されている。なお、他の実施態様においては、他の実施態様においては、下地層７及び表層１１は、窒化チタン以外の、炭窒化チタン、炭酸窒化チタン、窒化クロム等の他の材質であってもよく、下地層７および表層１１の少なくとも一方を備えないものであっても良い。また、下地層７は０．１～１．０μｍの厚みで、表層１１は０．１～３．０μｍの厚みで設けられる。
　なお、各層の厚みおよび各層を構成する結晶の性状は、工具１の断面における電子顕微鏡写真（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真または透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真）を観察することにより、測定することが可能である。また、本実施形態においては、被覆層６の各層を構成する結晶の結晶形態が柱状であるとは、各結晶の被覆層６の厚み方向の長さに対する前記平均結晶幅の比が平均で０．３以下の状態を指す。一方、この各結晶の被覆層の厚み方向の長さに対する前記平均結晶幅の比が平均で０．３を超えるものは、結晶形態が粒状であると定義する。
　一方、工具１の基体５は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種と、からなる硬質相を、コバルト（Ｃｏ）やニッケル（Ｎｉ）等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金やＴｉ基サーメット、または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のような切削工具として用いる場合には、基体５は、超硬合金またはサーメットからなることが耐欠損性および耐摩耗性の点でよい。また、用途によっては、基体５は炭素鋼、高速度鋼、合金鋼等の金属からなるものであっても良い。
　さらに、上記切削工具は、すくい面２と逃げ面３との交差部に形成された切刃４を被切削物に当てて切削加工するものであり、上述した優れた効果を発揮することができる。また、本実施形態の被覆工具は、切削工具以外にも、掘削工具、刃物等の各種の用途へ応用可能であり、この場合にも優れた機械的信頼性を有するものである。
　次に、本実施形態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、下地層７であるＴｉＮ層を成膜する。
　その後、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５～６０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。このとき、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスの含有比率を成膜初期よりも成膜後期で増すことによって、炭窒化チタン層を構成する炭窒化チタン柱状結晶の平均結晶幅を基体側よりも表面側のほうが大きい構成とすることができる。
　次に、炭窒化チタン層８の上側部分を構成するＨＴ－炭窒化チタン層を成膜する。本実施態様によれば、ＨＴ－炭窒化チタン層の具体的な成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１～４体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５～２０体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０．１～１０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。
　さらに、中間層９を作製する。本実施態様についての具体的な成膜条件は、第１段階として、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを３～３０体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを３～１５体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５～１０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを０．５～１体積％、三塩化アルミニウム（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。この工程によって、炭窒化チタン層８の表面に凹凸のある中間層９が成膜される。
　続いて、中間層９の第２段階として、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを３～１５体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを３～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０～２５体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを０．５～２．０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。この工程によって、中間層９の表面の凹凸が微細になり、次に成膜される酸化アルミニウム層１０中の酸化アルミニウム結晶の成長状態を調整することができる。
　そして、酸化アルミニウム層１０を成膜する。まず、酸化アルミニウム結晶の核を形成する。三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを５～１０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．１～１．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．１～５．０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とする。この第１段階の成膜によって、成膜される酸化アルミニウム結晶の成長状態を変え、酸化アルミニウム層１０のＴｃ２（１４６）を制御する。
　次に、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１．５～５．０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０～１．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０～１１００℃、５～２０ｋＰａに変えて成膜する。この第２段階の成膜工程によって、酸化アルミニウム層１０の中間層側に成膜される酸化アルミニウム結晶の成長状態を調整して、Ｔｃ２（１４６）を制御する。
　続いて、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを５～１５体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５～２．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５～５．０体積％、硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスを０．１～１．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０～１１００℃、５～２０ｋＰａに変更して酸化アルミニウム層１０を成膜する。この第３段階の成膜工程によって、酸化アルミニウム層１０の表面側に成膜される酸化アルミニウム結晶の成長状態を調整して、Ｔｃ１（１４６）を制御する。酸化アルミニウム層１０の成膜工程における第２段階と第３段階は、独立した工程でなく、混合ガスの組成が連続的に変化するものでもよい。
　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。このとき、すくい面のみを研磨加工する等によって、Ｔｃ３（１０４）を調整することができる。
　まず、平均粒径１．２μｍの金属コバルト粉末を６質量％、平均粒径２．０μｍの炭化チタン粉末を０．５質量％、平均粒径２．０μｍの炭化ニオブ粉末を５質量％、残部が平均粒径１．５μｍのタングステンカーバイト粉末の割合で添加、混合し、プレス成形により工具形状（ＣＮＭＧ１２０４０８）に成形した。その後、脱バインダ処理を施し、１５００℃、０．０１Ｐａの真空中において、１時間焼成して超硬合金からなる基体を作製した。その後、作製した基体にブラシ加工をし、切刃となる部分にＲホーニングを施した。
　次に、上記超硬合金の基体に対して、化学気相蒸着（ＣＶＤ）法により、表１の成膜条件で被覆層を成膜して、試料Ｎｏ．１～１０については、すくい面を研磨加工することによって、切削工具を作製した。表１、２において、各化合物は化学記号で表記した。
　上記試料について、まず、すくい面において、被覆層に対して研磨することなくＣｕＫα線によるＸ線回折分析を行い、ＪＣＰＤＳカードの（１４６）面、（１０４）面、（１１６）面の各結晶面の配向係数Ｔｃ３（ｈｋｌ）を算出した。次に、逃げ面の平坦面において、被覆層に対して研磨することなく、ＣｕＫα線によるＸ線回折分析を行い、酸化アルミニウム層の表面側から測定した表面側ピーク（表中、表面側または表面側ピークと記載）の同定と、各ピークのピーク強度を測定した。また、表面側ピークについて、最も強度の高いピークと２番目に強度の高いピークとを確認するとともに、ＪＣＰＤＳカードの（１４６）面、（１０４）面、（１１６）面の各結晶面の配向係数Ｔｃ１（ｈｋｌ）を算出した。また、逃げ面において、酸化アルミニウム層の厚みの１０～４０％の厚みとなるまで研磨し、同様にＸ線回折分析によって、酸化アルミニウム層の一部を研磨して基体側部分のみを残した状態で測定した基体側ピーク（表中、基体側と記載）の同定と、各ピークのピーク強度を測定した。得られた各ピークのピーク強度を用いて、（１４６）面、（１０４）面、（１１６）面の各結晶面の配向係数Ｔｃ２（ｈｋｌ）を算出した。なお、上記Ｘ線回折測定は、任意の３つの試料について測定し、その平均値で評価した。また、上記工具の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、各層の厚みを測定した。結果は表２～４に示した。
　次に、得られた切削工具を用いて、下記の条件において、連続切削試験及び断続切削試験を行い、耐摩耗性及び耐欠損性を評価した。結果は表４に示した。
（連続切削条件）
被削材　：クロムモリブデン鋼材（ＳＣＭ４３５）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：２５分
その他　：水溶性切削液使用
評価項目：走査型電子顕微鏡にて刃先ホーニング部分を観察し、実際に摩耗している部分において、逃げ面におけるフランク摩耗幅と、すくい面におけるクレータ摩耗幅を測定。
（断続切削条件）
被削材　：クロムモリブデン鋼　４本溝入り鋼材（ＳＣＭ４４０）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
その他　：水溶性切削液使用
評価項目：欠損に至る衝撃回数を測定。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～４の結果によれば、Ｔｃ１（１４６）が１．０未満の試料Ｎｏ．６～８は、いずれも、摩耗の進行が早く、かつ酸化アルミニウム層が衝撃によって剥離しやすいものであった。
　一方、Ｔｃ１（１４６）が１．０以上の試料Ｎｏ．１～５、９～１１においては、酸化アルミニウム層の微小チッピングが抑制されるとともに、剥離もほとんど発生しなかった。特に、酸化アルミニウム層の表面側ピークにおいて、（１０４）面および（１１６）面が１番目と２番目に高いピークからなる試料Ｎｏ．１～４、９～１１に関しては、試料Ｎｏ．５に比べてフランク摩耗幅がより小さく、衝撃回数も多くなった。さらに、すくい面における表面側ピークの配向係数Ｔｃ３（１０４）が、逃げ面における表面側ピークの配向係数Ｔｃ１（１０４）よりも小さい試料Ｎｏ．２、４、９、１０は、特にクレータ摩耗幅が小さくなった。
１・・・切削工具
２・・・すくい面
３・・・逃げ面
４・・・切刃
５・・・基体
６・・・被覆層
７・・・下地層
８・・・炭窒化チタン層
　８ａ・・・ＭＴ－炭窒化チタン層
　８ｂ・・・ＨＴ－炭窒化チタン層
９・・・中間層
　９ａ・・・下部中間層
　９ｂ・・・上部中間層
１０・・酸化アルミニウム層
１１・・・表層

Claims (4)

  1. 　基体と、該基体の表面に設けられた被覆層とを備え、
    前記被覆層上に切刃と逃げ面とを有し、
    前記被覆層は、少なくとも炭窒化チタン層とα型結晶構造の酸化アルミニウム層とを順に積層した部位を含み、
    Ｘ線回折分析にて分析される前記酸化アルミニウム層のピークを基に、下記式で表される値を配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）としたとき、
    前記逃げ面における前記酸化アルミニウム層の表面側からの測定で検出される配向係数Ｔｃ１（１４６）が１．０以上である被覆工具。
    配向係数Ｔｃ（ｈｋｌ）＝｛Ｉ(ｈｋｌ)／Ｉ０(ｈｋｌ)｝／〔（１／８）×Σ｛Ｉ（ＨＫＬ）／Ｉ０（ＨＫＬ）｝〕
    ここで、(ＨＫＬ)は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）、（２１４）、（１４６）の結晶面
    Ｉ（ＨＫＬ）およびＩ（ｈｋｌ）は、前記酸化アルミニウム層のＸ線回折分析において検出される各結晶面に帰属されるピークのピーク強度
    Ｉ０（ＨＫＬ）およびＩ０（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードＮｏ．００－０１０－０１７３に記載された各結晶面の標準回折強度
  2. 　前記逃げ面の前記酸化アルミニウム層の一部を研磨して、前記酸化アルミニウム層の基体側部分のみを残した状態での測定で検出される配向係数Ｔｃ２（１４６）が、前記Ｔｃ１（１４６）よりも小さい請求項１に記載の被覆工具。
  3. 　前記逃げ面における前記酸化アルミニウム層の表面側からの測定で検出される前記表面側ピークにおいて、Ｉ（１１６）およびＩ（１０４）が一番目と二番目に強い請求項１または２に記載の被覆工具。
  4. 　前記被覆層上にさらにすくい面を有し、該すくい面における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される配向係数Ｔｃ３（１０４）が、前記逃げ面における前記酸化アルミニウム層の表面側から測定される配向係数Ｔｃ１（１０４）よりも小さい請求項１乃至３のいずれかに記載の被覆工具。
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