JP6048669B2 - ダクタイル鋳鉄等の高速切削加工で硬質被覆層が優れた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
この発明は、高熱発生を伴うダクタイル鋳鉄等の高速切削加工において、溶着等の発生を伴うことなく、長期の使用に亘って、硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、化学蒸着形成された、１〜１５μｍの平均層厚を有するα型酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具が知られており、この被覆工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられていることが知られている。
（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、化学蒸着形成された、１〜１５μｍの平均層厚を有するα型酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆工具が知られており、この被覆工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの切削加工に用いられていることが知られている。
上記従来被覆工具の上部層を構成するＡｌ２Ｏ３層は、一般にすぐれた硬さを有することから耐摩耗性の向上に寄与するが、靭性が十分でないことから、Ａｌ２Ｏ３層の靭性改善を目的として、例えば、特許文献１に示すように、被覆工具にウエットブラスト処理を施すことにより、すくい面最外層のＡｌ２Ｏ３層は、１〜５μｍの厚みを有するとともに、Ｉ（０１２）／Ｉ（０２４）≧１．５のＸ線回折強度比と、算術平均粗さＲａの１０点平均が０．１μｍ未満であり、また、すくい面のＴｉＣＮ層は、１〜８μｍの厚みを有するとともに１０〜３００ＭＰａの引張り応力を有するようにした被覆工具が提案されている。
特許文献１に示すように、成膜後にブラスト処理を施した従来のＡｌ２Ｏ３層は優れた耐摩耗性と耐チッピング性を有するが、ブラスト処理によりクーリングクラックの開口部端部が選択的に強く研削処理されるため、ブラスト処理を行わないコーティング層に比べてクーリングクラックの開口部が広がる傾向にあった。そして、クーリングクラックの開口部が相対的に広くなったＡｌ２Ｏ３層を有する被覆工具を用いて、例えば、ダクタイル鋳鉄（ＦＣＤ４５０）のような溶着が発生し易い被削材を切削した場合には、その拡大したクーリングクラック開口部へ被削材が溶着しやすく、クラック開口部への溶着物の侵入、離脱が繰り返されることによりコーティング層の脱落が生じやすくなり、十分な耐摩耗性が長期に亘って維持することができず、比較的短時間で工具寿命に至ってしまうという問題があった。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、ダクタイル鋳鉄（ＦＣＤ４５０）のように溶着を発生し易い被削材の切削加工において、溶着の発生なく、しかも、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層の層構造について鋭意研究を行った結果、被覆工具の下部層を構成するＴｉＣＮ層の高温強度の改善、さらに、上部層を構成するＡｌ２Ｏ３層の靭性改善を図るとともに、成膜後に行うウエットブラスト処理による引張残留応力の緩和効果とクーリングクラックの拡大抑制効果が相俟って、溶着の発生もなく長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具が得られることを見出したのである。
つまり、従来技術では、自動車部品のデフケース外径荒加工に代表されるダクタイル鋳鉄部品の高速切削加工おいて、早期に被覆工具のすくい面のＡｌ２Ｏ３層のクーリングクラック開口部に被削材が侵入し、被削材の侵入・脱落を繰り返すことによって膜の脱落が発生して工具寿命となっていた。
このような加工において耐摩耗性の向上をはかるべく改良を行った結果、下部層として３〜２０μｍの平均層厚を有する改質ＴｉＣＮ層、また、上部層として３〜１５μｍの平均層厚を有する改質α型Ａｌ２Ｏ３層からなる硬質被覆層を設け、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部についてレーザー顕微鏡にて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを満足し、かつ該α型Ａｌ２Ｏ３層が、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（０００１）面の法線同士、および、（１０−１０）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLb）を求めた場合、測定した上記改質α型Ａｌ２Ｏ３層の層厚（μｍ、Ｔｂ）との比（ＧＢＬb/Ｔb）が３５０〜５２０の範囲内であり、かつ、下部層の改質ＴｉＣＮ層が、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（００１）面の法線同士、および、（０１１）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLa）と測定した改質ＴｉＣＮ層の層厚（μｍ、Ｔａ）との比（ＧＢＬa/Ｔa）が２７５〜５２０である時に、成膜後に行うウエットブラスト処理による引張残留応力の緩和効果と組み合わせることで、ＴｉＣＮ層の高温強度改善効果と、α型Ａｌ２Ｏ３層の靭性改善によるクーリングクラックの拡大が抑制される効果が相俟って、溶着の発生もなく長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具が得られることを見出したのである。
このような加工において耐摩耗性の向上をはかるべく改良を行った結果、下部層として３〜２０μｍの平均層厚を有する改質ＴｉＣＮ層、また、上部層として３〜１５μｍの平均層厚を有する改質α型Ａｌ２Ｏ３層からなる硬質被覆層を設け、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部についてレーザー顕微鏡にて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを満足し、かつ該α型Ａｌ２Ｏ３層が、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（０００１）面の法線同士、および、（１０−１０）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLb）を求めた場合、測定した上記改質α型Ａｌ２Ｏ３層の層厚（μｍ、Ｔｂ）との比（ＧＢＬb/Ｔb）が３５０〜５２０の範囲内であり、かつ、下部層の改質ＴｉＣＮ層が、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（００１）面の法線同士、および、（０１１）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLa）と測定した改質ＴｉＣＮ層の層厚（μｍ、Ｔａ）との比（ＧＢＬa/Ｔa）が２７５〜５２０である時に、成膜後に行うウエットブラスト処理による引張残留応力の緩和効果と組み合わせることで、ＴｉＣＮ層の高温強度改善効果と、α型Ａｌ２Ｏ３層の靭性改善によるクーリングクラックの拡大が抑制される効果が相俟って、溶着の発生もなく長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具が得られることを見出したのである。
この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１）炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、
（ａ） ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層において、前記Ｔｉ化合物層のうち少なくとも1層以上が２．５〜１４μｍの合計平均層厚を有する縦長成長結晶組織の改質Ｔｉ炭窒化物層（以下、「改質ＴｉＣＮ層」で示す）で構成される下部層、
（ｂ）３〜１５μｍの平均層厚を有する柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層で構成される上部層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層が、８〜３０μｍの全体平均層厚で被覆形成されてなる表面被覆切削工具において、
（ｃ） 上記（ａ）の改質ＴｉＣＮ層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、該層の縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（００１）面の法線同士、および、（０１１）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLa）を求めた場合、この粒界の長さＧＢＬａ（μｍ）と測定した改質ＴｉＣＮ層の層厚（μｍ、Ｔａ）との比（ＧＢＬa/Ｔa）が２７５〜５２０の範囲内にある縦長成長結晶組織を有する改質ＴｉＣＮ層であり、
（ｄ） 上記（ｂ）の改質Ａｌ２Ｏ３層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、該層の縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（０００１）面の法線同士、および、（１０−１０）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLb）を求めた場合、測定した上記改質Ａｌ２Ｏ３層の層厚（μｍ、Ｔｂ）との比（ＧＢＬb/Ｔb）が３５０〜５２０の範囲内にある柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層であり、
（ｅ）さらに、成膜後のウエットブラスト処理により、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部は、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記（１）に記載の表面被覆切削工具において、前記すくい面表面部を除く上部層の表面は、平均層厚０．１〜１μｍのＴｉの窒化物からなる最表面層により被覆形成されてなり、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部に露出する前記柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層についてレーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
「（１）炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、
（ａ） ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層において、前記Ｔｉ化合物層のうち少なくとも1層以上が２．５〜１４μｍの合計平均層厚を有する縦長成長結晶組織の改質Ｔｉ炭窒化物層（以下、「改質ＴｉＣＮ層」で示す）で構成される下部層、
（ｂ）３〜１５μｍの平均層厚を有する柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層で構成される上部層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層が、８〜３０μｍの全体平均層厚で被覆形成されてなる表面被覆切削工具において、
（ｃ） 上記（ａ）の改質ＴｉＣＮ層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、該層の縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（００１）面の法線同士、および、（０１１）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLa）を求めた場合、この粒界の長さＧＢＬａ（μｍ）と測定した改質ＴｉＣＮ層の層厚（μｍ、Ｔａ）との比（ＧＢＬa/Ｔa）が２７５〜５２０の範囲内にある縦長成長結晶組織を有する改質ＴｉＣＮ層であり、
（ｄ） 上記（ｂ）の改質Ａｌ２Ｏ３層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、該層の縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（０００１）面の法線同士、および、（１０−１０）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLb）を求めた場合、測定した上記改質Ａｌ２Ｏ３層の層厚（μｍ、Ｔｂ）との比（ＧＢＬb/Ｔb）が３５０〜５２０の範囲内にある柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層であり、
（ｅ）さらに、成膜後のウエットブラスト処理により、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部は、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記（１）に記載の表面被覆切削工具において、前記すくい面表面部を除く上部層の表面は、平均層厚０．１〜１μｍのＴｉの窒化物からなる最表面層により被覆形成されてなり、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部に露出する前記柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層についてレーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、詳細に説明する。
下部層：
ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層（改質ＴｉＣＮ層を含む）、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、自体が高温強度を有し、これの存在によって硬質被覆層が高温強度を具備するようになるほか、工具基体と上部層である改質Ａｌ２Ｏ３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用をもつが、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層と、少なくとも１層以上の改質ＴｉＣＮ層とからなる下部層は、その合計平均層厚が３μｍ未満では十分な耐摩耗性が得られず、一方、その合計平均層厚が２０μｍを超えると耐チッピング性が低下することから、下部層の合計平均層厚は３〜２０μｍであることが必要である。
ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層（改質ＴｉＣＮ層を含む）、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、自体が高温強度を有し、これの存在によって硬質被覆層が高温強度を具備するようになるほか、工具基体と上部層である改質Ａｌ２Ｏ３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用をもつが、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層と、少なくとも１層以上の改質ＴｉＣＮ層とからなる下部層は、その合計平均層厚が３μｍ未満では十分な耐摩耗性が得られず、一方、その合計平均層厚が２０μｍを超えると耐チッピング性が低下することから、下部層の合計平均層厚は３〜２０μｍであることが必要である。
下部層の改質ＴｉＣＮ層：
図１（ａ）には、格子点にＴｉ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造（なお、図１（ｂ）は（０１１）面で切断した状態を示す）を有する縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層（以下、ｌ−ＴｉＣＮ層という）を模式図として示しているが、
従来被覆工具の硬質被覆層を構成する下部層としてのｌ−ＴｉＣＮ層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：２〜１０％、ＣＨ３ＣＮ：０．５〜３％、Ｎ２：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で蒸着形成されている。
ところで、本発明者らは、この蒸着条件を変更し、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：５〜２０％、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０.５〜３.０％、Ｎ２：７〜２０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件で、蒸着層の層厚が目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：３〜１２％、ＣＨ３ＣＮ：０．２〜２％、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０．１〜０．５％、Ａｒ：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件で、目標層厚になるまで蒸着形成したところ、このような第１段階及び第２段階の条件で順次形成されたｌ−ＴｉＣＮ層（このｌ−ＴｉＣＮ層を「改質ＴｉＣＮ層」という）は、切削加工時に層に加わる機械的衝撃を緩和・吸収する作用を有し、高温強度が一段と向上する。
したがって、硬質被覆層の下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層と、前記改質ＴｉＣＮ層で構成された被覆工具は、大きな熱的負荷がかかるダクタイル鋳鉄の高速切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮する。
図１（ａ）には、格子点にＴｉ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造（なお、図１（ｂ）は（０１１）面で切断した状態を示す）を有する縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層（以下、ｌ−ＴｉＣＮ層という）を模式図として示しているが、
従来被覆工具の硬質被覆層を構成する下部層としてのｌ−ＴｉＣＮ層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：２〜１０％、ＣＨ３ＣＮ：０．５〜３％、Ｎ２：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件（通常条件という）で蒸着形成されている。
ところで、本発明者らは、この蒸着条件を変更し、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：５〜２０％、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０.５〜３.０％、Ｎ２：７〜２０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件で、蒸着層の層厚が目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：３〜１２％、ＣＨ３ＣＮ：０．２〜２％、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０．１〜０．５％、Ａｒ：１０〜３０％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａ、
の条件で、目標層厚になるまで蒸着形成したところ、このような第１段階及び第２段階の条件で順次形成されたｌ−ＴｉＣＮ層（このｌ−ＴｉＣＮ層を「改質ＴｉＣＮ層」という）は、切削加工時に層に加わる機械的衝撃を緩和・吸収する作用を有し、高温強度が一段と向上する。
したがって、硬質被覆層の下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層と、前記改質ＴｉＣＮ層で構成された被覆工具は、大きな熱的負荷がかかるダクタイル鋳鉄の高速切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮する。
前記下部層の改質ＴｉＣＮ層を構成する結晶粒は、格子点にＴｉ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有している（図１参照）が、改質ＴｉＣＮ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、縦断面研磨面の測定範囲内に存在する改質ＴｉＣＮ層の結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角（図２(ａ)には前記結晶面のうち（００１）面の傾斜角が０度、（０１１）面の傾斜角が４５度の場合、同（ｂ）には（００１）面の傾斜角が４５度、（０１１）面の傾斜角が０度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角）を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り格子点にＴｉ、炭素、および窒素からなる構成原子がそれぞれ存在するＮａＣｌ型面心立方晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、さらに、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であると識別した上で、電界放出型走査電子顕微鏡により、改質ＴｉＣＮ層の縦断面研磨面を、改質ＴｉＣＮ層厚（μｍ）×幅３０（μｍ）の範囲、で測定し、粒界として識別される部分のうちで前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が１５度以上の粒界についてその粒界の長さＧＢＬａ（μｍ）を求め、そして、ＧＢＬａ（μｍ）と、改質ＴｉＣＮ層の層厚Ｔａ（μｍ）との比を求めると、ＧＢＬａ／Ｔａの値は２７５〜５２０という値を示す。
なお、このＧＢＬａ／Ｔａの値は、成膜時の反応ガス組成、反応雰囲気温度、反応雰囲気圧力の組み合わせによって変化する。
なお、このＧＢＬａ／Ｔａの値は、成膜時の反応ガス組成、反応雰囲気温度、反応雰囲気圧力の組み合わせによって変化する。
ＧＢＬａ／Ｔａが２７５〜５２０という大きな値を示す改質ＴｉＣＮ層は、高速切削加工において、切刃部に大きな負荷が加わったとしても、その際に層に加わる機械的衝撃を緩和・吸収する作用を有し、一段とすぐれた高温強度を備えるようになり、さらに、層中にクラックが発生したとしても、これを粒界に沿って分散させ、クラックの伝播・進展を抑制する作用を有するため、チッピングの発生を大幅に低減することができる。
しかし、ＧＢＬａ／Ｔａ値が２７５未満の小さな値では、上記応力の緩和・吸収作用を期待することはできず、また、十分な高温強度が得られず、耐チッピング性も不十分であり、一方、ＧＢＬａ／Ｔａ値が５２０を超えるものについては、改質ＴｉＣＮ層自体に脆化傾向がみられるようになるため、ＧＢＬａ／Ｔａの値を２７５〜５２０と定めた。
なお、従来ＴｉＣＮ層におけるＧＢＬａ／Ｔａの値は、１００〜２００程度の小さな値（表９参照）であって、機械的衝撃の緩和・吸収作用を有さないＴｉＣＮ層であるため、高速切削加工においては硬質被覆層にチッピングの発生が見られた。
また、前記改質ＴｉＣＮ層は、通常のＴｉＣＮ層自体のもつ高温硬さと高温強度に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになるが、その合計平均層厚が２．５μｍ未満では所望のすぐれた機械的衝撃の緩和・吸収作用、高温強度向上効果を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１４μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２．５〜１４μｍと定めた。
なお、上記改質ＴｉＣＮ層は、１層である必要はなく、これを複数層設けることも可能である。
しかし、ＧＢＬａ／Ｔａ値が２７５未満の小さな値では、上記応力の緩和・吸収作用を期待することはできず、また、十分な高温強度が得られず、耐チッピング性も不十分であり、一方、ＧＢＬａ／Ｔａ値が５２０を超えるものについては、改質ＴｉＣＮ層自体に脆化傾向がみられるようになるため、ＧＢＬａ／Ｔａの値を２７５〜５２０と定めた。
なお、従来ＴｉＣＮ層におけるＧＢＬａ／Ｔａの値は、１００〜２００程度の小さな値（表９参照）であって、機械的衝撃の緩和・吸収作用を有さないＴｉＣＮ層であるため、高速切削加工においては硬質被覆層にチッピングの発生が見られた。
また、前記改質ＴｉＣＮ層は、通常のＴｉＣＮ層自体のもつ高温硬さと高温強度に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するようになるが、その合計平均層厚が２．５μｍ未満では所望のすぐれた機械的衝撃の緩和・吸収作用、高温強度向上効果を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚が１４μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を２．５〜１４μｍと定めた。
なお、上記改質ＴｉＣＮ層は、１層である必要はなく、これを複数層設けることも可能である。
上部層：
従来被覆工具の硬質被覆層の上部層を構成する柱状組織のＡｌ２Ｏ３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：１〜５％、ＣＯ２：３〜７％、ＨＣｌ：０．３〜３％、Ｈ２Ｓ：０．０２〜０．４％、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：９５０〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａ、
の条件（以下、通常条件という）で形成されている。
しかし、本発明者らは、この蒸着条件を変更し、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％、ＣＯ２：０．５〜２％、ＨＣｌ：０．３〜３％、ＮＦ３：０．０１〜０．０５％、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力：２．５〜５ｋＰａ、
の条件で蒸着層の層厚が目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：１〜５％、ＣＯ２：０．５〜２％、ＨＣｌ：０．３〜３％、ＳＦ６：０．５〜３％、Ｈ２Ｓ：０．５〜１％、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８３０〜９３０℃、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａ、
の条件で、目標層厚になるまで蒸着形成すると、このような第１段階及び第２段階の条件で順次形成された柱状組織のα型Ａｌ２Ｏ３層（以下、このα型Ａｌ２Ｏ３層を「改質Ａｌ２Ｏ３層」という）は、機械的衝撃を緩和・吸収作用を有し、一段とすぐれた高温強度を備えるようになるため、切削時に高負荷が作用する高速切削加工において、チッピング等の発生を抑制しすぐれた耐摩耗性を発揮する。
従来被覆工具の硬質被覆層の上部層を構成する柱状組織のＡｌ２Ｏ３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：１〜５％、ＣＯ２：３〜７％、ＨＣｌ：０．３〜３％、Ｈ２Ｓ：０．０２〜０．４％、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：９５０〜１１００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａ、
の条件（以下、通常条件という）で形成されている。
しかし、本発明者らは、この蒸着条件を変更し、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％、ＣＯ２：０．５〜２％、ＨＣｌ：０．３〜３％、ＮＦ３：０．０１〜０．０５％、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力：２．５〜５ｋＰａ、
の条件で蒸着層の層厚が目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：１〜５％、ＣＯ２：０．５〜２％、ＨＣｌ：０．３〜３％、ＳＦ６：０．５〜３％、Ｈ２Ｓ：０．５〜１％、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８３０〜９３０℃、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａ、
の条件で、目標層厚になるまで蒸着形成すると、このような第１段階及び第２段階の条件で順次形成された柱状組織のα型Ａｌ２Ｏ３層（以下、このα型Ａｌ２Ｏ３層を「改質Ａｌ２Ｏ３層」という）は、機械的衝撃を緩和・吸収作用を有し、一段とすぐれた高温強度を備えるようになるため、切削時に高負荷が作用する高速切削加工において、チッピング等の発生を抑制しすぐれた耐摩耗性を発揮する。
上部層である改質Ａｌ２Ｏ３層の層厚は、３μｍ未満では長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することはできず、一方、１５μｍを超えると耐チッピング性が低下するため、改質Ａｌ２Ｏ３層の層厚は３〜１５μｍと定めた。
上記改質Ａｌ２Ｏ３層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、縦断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、図３に示す前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角（図４におけるｃ，ｃ’，ａ，ａ’に相当）を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上（即ち、ａ−ａ’≧０°かつｃ−ｃ’≧２°、または、ａ−ａ’≧２°かつｃ−ｃ’≧０°）である隣接する結晶格子相互の界面を粒界であると識別し、電界放出型走査電子顕微鏡により、改質Ａｌ２Ｏ３層の縦断面研磨面を、改質Ａｌ２Ｏ３層厚（μｍ）×幅３０（μｍ）の範囲、で測定し、粒界として識別される部分の結晶粒界の長さＧＢＬｂ（μｍ）を求め、測定した上記改質Ａｌ２Ｏ３層の層厚Ｔｂ（μｍ）との比を求めると、ＧＢＬｂ／Ｔｂの値は３５０〜５２０の範囲内であった。
なお、このＧＢＬｂ／Ｔｂの値は、成膜時の反応ガス組成、反応雰囲気温度、反応雰囲気圧力の組み合わせによって変化する。
なお、このＧＢＬｂ／Ｔｂの値は、成膜時の反応ガス組成、反応雰囲気温度、反応雰囲気圧力の組み合わせによって変化する。
ＧＢＬｂ／Ｔｂが３５０〜５２０という値を示す改質Ａｌ２Ｏ３層は、高速切削加工において、切刃部に大きな熱負荷が加わったとしても、すぐれた高温硬さと耐熱性に加え、機械的衝撃を緩和・吸収する作用を有し、一段とすぐれた高温強度を備えるため、チッピング等の発生もなくすぐれた耐摩耗性を発揮する。
しかし、ＧＢＬｂ／Ｔｂ値が３５０未満の値では、十分な靭性が得られず、一方、ＧＢＬｂ／Ｔｂ値が５２０を超えるものについては、改質Ａｌ２Ｏ３層自体に脆化傾向が発生し、耐チッピング性が低下することから、ＧＢＬｂ／Ｔｂの値を３５０〜５２０と定めた。
なお、従来Ａｌ２Ｏ３層におけるＧＢＬｂ／Ｔｂの値は、２００〜３００程度（表１０参照）であって、十分な高温強度を示さない層であるため、高速切削加工においてチッピングの発生がみられ耐摩耗性が劣るものであった。
しかし、ＧＢＬｂ／Ｔｂ値が３５０未満の値では、十分な靭性が得られず、一方、ＧＢＬｂ／Ｔｂ値が５２０を超えるものについては、改質Ａｌ２Ｏ３層自体に脆化傾向が発生し、耐チッピング性が低下することから、ＧＢＬｂ／Ｔｂの値を３５０〜５２０と定めた。
なお、従来Ａｌ２Ｏ３層におけるＧＢＬｂ／Ｔｂの値は、２００〜３００程度（表１０参照）であって、十分な高温強度を示さない層であるため、高速切削加工においてチッピングの発生がみられ耐摩耗性が劣るものであった。
上部層の表面粗さと引張残留応力：
前記下部層と前記上部層を備えた本発明の被覆工具に、例えば、適正条件のウエットブラスト処理を施すことによって、上部層に形成されるクーリングクラックの拡大を抑制し得ると共に、上部層に形成される引張残留応力を緩和することができる。
通常、ダクタイル鋳鉄の高速切削加工において、被覆工具のすくい面と被削材間に形成される切屑擦過領域の幅は広くとも０．５ｍｍ程度であるから、この切屑擦過領域においては少なくとも、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で引張残留応力が１５０ＭＰａ以下とする。
前記下部層と前記上部層を備えた本発明の被覆工具に、例えば、適正条件のウエットブラスト処理を施すことによって、上部層に形成されるクーリングクラックの拡大を抑制し得ると共に、上部層に形成される引張残留応力を緩和することができる。
通常、ダクタイル鋳鉄の高速切削加工において、被覆工具のすくい面と被削材間に形成される切屑擦過領域の幅は広くとも０．５ｍｍ程度であるから、この切屑擦過領域においては少なくとも、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で引張残留応力が１５０ＭＰａ以下とする。
即ち、本発明の被覆工具の上部層のすくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部について、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍを超えると、切削加工時の溶着の発生が顕著となり、また、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°を超える場合、あるいは、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°を超えると場合には、被削材のクーリングクラックへの侵入が顕著になることから、本発明では、上部層の算術平均粗さＲａを０．２μｍ以下、算術平均傾斜角ＲΔａを１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑを１５°以下と定めた。
また、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部について、ＸＲＤを用いて改質Ａｌ２Ｏ３層の残留応力測定を行った場合、引張残留応力が１５０ＭＰａを超えると上部層の靭性改善が不十分で、溶着の脱落時に溶着物との癒着力に耐えられずに膜の脱落が発生することから、引張残留応力を１５０ＭＰａ以下とすることが必要である。
また、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部について、ＸＲＤを用いて改質Ａｌ２Ｏ３層の残留応力測定を行った場合、引張残留応力が１５０ＭＰａを超えると上部層の靭性改善が不十分で、溶着の脱落時に溶着物との癒着力に耐えられずに膜の脱落が発生することから、引張残留応力を１５０ＭＰａ以下とすることが必要である。
つまり、算術平均傾斜角ＲΔａは線粗さプロファイルの各点での傾きの値の平均値で、この値が小さければ急峻な凹凸が平均値として少ないことになる。さらに、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑは前記算術平均傾斜角ＲΔａの標準偏差に相当するため、この値が一定以下でないと、平均値として表面傾斜が緩やかに（ＲΔａが小さく）みえたとしても、凹凸の激しい部分と緩やかな部分が混在したバラツキの多い表面傾斜状態となっていると考えられる。
したがって、本発明では、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下で、かつ、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であることが必要である。
なお、前記のパラメータＲΔａ、ＲΔｑは、表面性状に関する新規なパラメータではなく、この出願以前から既に公知のもの(例えば、特開２０１１−９４２１５号公報)である。
したがって、本発明では、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下で、かつ、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であることが必要である。
なお、前記のパラメータＲΔａ、ＲΔｑは、表面性状に関する新規なパラメータではなく、この出願以前から既に公知のもの(例えば、特開２０１１−９４２１５号公報)である。
上記のＲａ、ＲΔａ、ＲΔｑを付与するための具体的なウエットブラスト条件としては、例えば、投射圧０．５〜０．９ＭＰａ、粒径５〜５０μｍのＡｌ２Ｏ３などのセラミック砥粒を用いた処理を挙げることができる。
また、本発明は、切削工具の使用前後の識別を目的として、黄金色の色調を有するＴｉの窒化物層（ＴｉＮ層）を、必要に応じて最表面層として蒸着形成してもよいが、この場合の平均層厚は０．１〜１μｍでよく、これは０．１μｍ未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記Ｔｉの窒化物層（ＴｉＮ層）による前記識別効果は１μｍまでの平均層厚で十分であるという理由からである。
なお、ウエットブラスト処理によって、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部に上部層が露出する程度の厚さであるならば、この部分に予め薄層のＴｉの窒化物層（ＴｉＮ層）が被覆されていても構わない。
なお、ウエットブラスト処理によって、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部に上部層が露出する程度の厚さであるならば、この部分に予め薄層のＴｉの窒化物層（ＴｉＮ層）が被覆されていても構わない。
この発明の被覆工具は、大きな発熱を伴うとともに、切刃部に対して熱的負荷が作用し、溶着を発生し易いダクタイル鋳鉄等の高速切削加工に供した場合でも、硬質被覆層の下部層のうちの改質ＴｉＣＮ層が、応力の緩和・吸収作用、クラックの伝播・進展抑制作用を有し、高温強度とともに一段とすぐれた耐チッピング性を示し、また、硬質被覆層の上部層の改質Ａｌ２Ｏ３層が、すぐれた硬度、耐熱性、耐チッピング性を示すとともに、耐溶着性にもすぐれることから、偏摩耗の発生等もなく、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮するものである。
つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも１〜１０μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部に幅０．０５ｍｍの丸ホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４１２に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｆをそれぞれ製造した。
（ａ） つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｆの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、硬質被覆層の下部層として、改質ＴｉＣＮ層を除くＴｉ化合物層を表２に示される条件で蒸着形成し、
（ｂ）ついで、前記改質ＴｉＣＮ層を、表３に示す条件、即ち、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：５〜２０％の範囲内の所定量、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０.５〜３.０％の範囲内の所定量、Ｎ２：７〜２０％の範囲内の所定量、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着成膜し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：３〜１２％の範囲内の所定量、ＣＨ３ＣＮ：０．２〜２％の範囲内の所定量、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０．１〜０．５％の範囲内の所定量、Ａｒ：１０〜３０％の範囲内の所定量、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、表７に示される組み合わせで、かつ同じく表７に示される目標層厚で蒸着形成し、
（ｃ）ついで、改質Ａｌ２Ｏ３層を、表４に示す条件、即ち、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％の範囲内の所定量、ＣＯ２：０．５〜２％の範囲内の所定量、ＨＣｌ：０．３〜３％の範囲内の所定量、ＮＦ３：０．０１〜０．０５％の範囲内の所定量、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：２．５〜５ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：１〜５％の範囲内の所定量、ＣＯ２：０．５〜２％の範囲内の所定量、ＨＣｌ：０．３〜３％の範囲内の所定量、ＳＦ６：０．５〜３％の範囲内の所定量、Ｈ２Ｓ：０．５〜１％の範囲内の所定量、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８３０〜９３０℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、表８に示される目標層厚で蒸着形成し、
（ｄ）ついで、表６に示す条件でウエットブラスト処理を施すことにより、本発明被覆工具１〜１０をそれぞれ製造した。
なお、本発明被覆工具１〜１０のうちのいくつかのものについては、ウエットブラスト処理に先立って、上部層表面に、表２に示す条件でＴｉの窒化物層からなる最表面層を予め形成したが、ウエットブラスト処理を終了した後では、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部には、Ｔｉの窒化物層からなる最表面層は残存していなかった。
（ｂ）ついで、前記改質ＴｉＣＮ層を、表３に示す条件、即ち、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：５〜２０％の範囲内の所定量、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０.５〜３.０％の範囲内の所定量、Ｎ２：７〜２０％の範囲内の所定量、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着成膜し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＴｉＣｌ４：３〜１２％の範囲内の所定量、ＣＨ３ＣＮ：０．２〜２％の範囲内の所定量、Ｃ３Ｈ３Ｎ：０．１〜０．５％の範囲内の所定量、Ａｒ：１０〜３０％の範囲内の所定量、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：７００〜８５０℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：６〜２０ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、表７に示される組み合わせで、かつ同じく表７に示される目標層厚で蒸着形成し、
（ｃ）ついで、改質Ａｌ２Ｏ３層を、表４に示す条件、即ち、
まず、第１段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：０．５〜２％の範囲内の所定量、ＣＯ２：０．５〜２％の範囲内の所定量、ＨＣｌ：０．３〜３％の範囲内の所定量、ＮＦ３：０．０１〜０．０５％の範囲内の所定量、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：２．５〜５ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、目標層厚の約２０％の層厚となるまで蒸着し、
その後、第２段階として、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：１〜５％の範囲内の所定量、ＣＯ２：０．５〜２％の範囲内の所定量、ＨＣｌ：０．３〜３％の範囲内の所定量、ＳＦ６：０．５〜３％の範囲内の所定量、Ｈ２Ｓ：０．５〜１％の範囲内の所定量、Ｈ２：残り、
反応雰囲気温度：８３０〜９３０℃の範囲内の所定温度、
反応雰囲気圧力：６〜１３ｋＰａの範囲内の所定圧力、
の条件で、表８に示される目標層厚で蒸着形成し、
（ｄ）ついで、表６に示す条件でウエットブラスト処理を施すことにより、本発明被覆工具１〜１０をそれぞれ製造した。
なお、本発明被覆工具１〜１０のうちのいくつかのものについては、ウエットブラスト処理に先立って、上部層表面に、表２に示す条件でＴｉの窒化物層からなる最表面層を予め形成したが、ウエットブラスト処理を終了した後では、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部には、Ｔｉの窒化物層からなる最表面層は残存していなかった。
また、比較の目的で、硬質被覆層の下部層として、Ｔｉ化合物層を表２に示される条件で、表８に示される組み合わせで、かつ同じく表８に示される目標層厚で蒸着形成し、さらに上部層としてのＡｌ２Ｏ３層を、表５に示される条件で、かつ表９に示される目標層厚で蒸着形成することにより、従来被覆工具１〜１０をそれぞれ製造した。
なお、従来被覆工具１〜１０のうちのいくつかのものについても、本発明被覆工具と同様、ウエットブラスト処理に先立って、上部層表面に、表２に示す条件でＴｉの窒化物層からなる最表面層を予め形成し、ウエットブラスト処理によって、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部から、Ｔｉの窒化物層からなる最表面層を除去した。
なお、従来被覆工具１〜１０のうちのいくつかのものについても、本発明被覆工具と同様、ウエットブラスト処理に先立って、上部層表面に、表２に示す条件でＴｉの窒化物層からなる最表面層を予め形成し、ウエットブラスト処理によって、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部から、Ｔｉの窒化物層からなる最表面層を除去した。
ついで、上記の本発明被覆工具と従来被覆工具の硬質被覆層を構成する改質ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣＮ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて、上記各層の縦断面研磨面のＧＢＬａ（μｍ）を測定し、そして、ＧＢＬａ（μｍ）と、改質ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣＮ層の層厚Ｔａ（μｍ）の比を求めた。
すなわち、上記の改質ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣＮ層の縦断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記縦断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、所定測定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、さらに、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が５度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡により、改質ＴｉＣＮ層、従来ＴｉＣＮ層の縦断面研磨面の測定領域（ＴｉＣＮ層厚（μｍ）×幅３０（μｍ）の範囲の領域）を走査し、該測定領域内で、粒界として識別される部分のうちで前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が１５度以上の粒界についてその粒界の長さＧＢＬａ（μｍ）を求めた。そして、ＧＢＬａ（μｍ）と、改質ＴｉＣＮ層、従来ＴｉＣＮ層の層厚Ｔａ（μｍ）との比の値（ＴｉＣＮ層の単位層厚当たりの粒界の長さに相当）を求めた。
すなわち、上記の改質ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣＮ層の縦断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記縦断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、所定測定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、さらに、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が５度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡により、改質ＴｉＣＮ層、従来ＴｉＣＮ層の縦断面研磨面の測定領域（ＴｉＣＮ層厚（μｍ）×幅３０（μｍ）の範囲の領域）を走査し、該測定領域内で、粒界として識別される部分のうちで前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が１５度以上の粒界についてその粒界の長さＧＢＬａ（μｍ）を求めた。そして、ＧＢＬａ（μｍ）と、改質ＴｉＣＮ層、従来ＴｉＣＮ層の層厚Ｔａ（μｍ）との比の値（ＴｉＣＮ層の単位層厚当たりの粒界の長さに相当）を求めた。
この結果得られた各種の改質ＴｉＣＮ層および従来ＴｉＣＮ層についてのＧＢＬａ，ＧＢＬａ／Ｔａの値を、それぞれ表７、９に示した。
表７、９にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質ＴｉＣＮ層は、いずれもＧＢＬａ／Ｔａの値が２７５〜５２０の範囲内の数値であるのに対して、従来被覆工具の従来ＴｉＣＮ層は、いずれもＧＢＬａ／Ｔａの値が２７５未満であった。
ついで、上記の本発明被覆工具と従来被覆工具の硬質被覆層を構成する改質Ａｌ２Ｏ３層および従来Ａｌ２Ｏ３層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用いて、上記各層の縦断面研磨面のＧＢＬｂ（μｍ）を測定し、そして、ＧＢＬｂ（μｍ）と、改質Ａｌ２Ｏ３層および従来Ａｌ２Ｏ３層の層厚Ｔｂ（μｍ）の比を求めた。
すなわち、上記の改質Ａｌ２Ｏ３層および従来Ａｌ２Ｏ３層の縦断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記縦断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、所定測定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、さらに、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が５度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡により、改質Ａｌ２Ｏ３層、従来Ａｌ２Ｏ３層の縦断面研磨面の測定領域（Ａｌ２Ｏ３層厚（μｍ）×幅３０μｍの範囲の領域）を走査し、該測定領域内で、粒界として識別される部分の粒界の長さＧＢＬｂ（μｍ）を求めた。そして、ＧＢＬｂ（μｍ）と、改質Ａｌ２Ｏ３層、従来Ａｌ２Ｏ３層の層厚Ｔｂ（μｍ）との比の値（Ａｌ２Ｏ３層の単位層厚当たりの粒界の長さに相当）を求めた。
すなわち、上記の改質Ａｌ２Ｏ３層および従来Ａｌ２Ｏ３層の縦断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記縦断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、所定測定領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、さらに、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が５度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡により、改質Ａｌ２Ｏ３層、従来Ａｌ２Ｏ３層の縦断面研磨面の測定領域（Ａｌ２Ｏ３層厚（μｍ）×幅３０μｍの範囲の領域）を走査し、該測定領域内で、粒界として識別される部分の粒界の長さＧＢＬｂ（μｍ）を求めた。そして、ＧＢＬｂ（μｍ）と、改質Ａｌ２Ｏ３層、従来Ａｌ２Ｏ３層の層厚Ｔｂ（μｍ）との比の値（Ａｌ２Ｏ３層の単位層厚当たりの粒界の長さに相当）を求めた。
この結果得られた各種の改質Ａｌ２Ｏ３層および従来Ａｌ２Ｏ３層についてのＧＢＬｂ，ＧＢＬｂ／Ｔｂの値を、それぞれ表８、１０に示した。
表８、１０にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質Ａｌ２Ｏ３層は、いずれもＧＢＬｂ／Ｔｂの値が３５０〜５２０の範囲内の数値であるのに対して、従来被覆工具の従来Ａｌ２Ｏ３層は、いずれもＧＢＬｂ／Ｔｂの値が３５０未満であった。
また、上記の本発明被覆工具１〜１０および従来被覆工具１〜１０について、これの硬質被覆層の構成層を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）およびオージェ分光分析装置を用いて観察（層の縦断面を観察）したところ、前者および後者とも目標組成と実質的に同じ組成を有するＴｉ化合物層とＡｌ２Ｏ３層からなることが確認された。
また、これらの被覆工具の硬質被覆層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（同じく縦断面測定）したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
さらに、本発明被覆工具１〜１０および従来被覆工具１〜１０について、上部層のすくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部について、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さＲａ、算術平均傾斜角ＲΔａ、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑを測定・算出するとともに、ＸＲＤを用いてＡｌ２Ｏ３層の残留応力の測定を行った。
表８、表１０に、これらの値を示す。
また、これらの被覆工具の硬質被覆層の構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（同じく縦断面測定）したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
さらに、本発明被覆工具１〜１０および従来被覆工具１〜１０について、上部層のすくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部について、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さＲａ、算術平均傾斜角ＲΔａ、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑを測定・算出するとともに、ＸＲＤを用いてＡｌ２Ｏ３層の残留応力の測定を行った。
表８、表１０に、これらの値を示す。
つぎに、上記の各種の被覆工具をいずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆工具１〜１０および従来被覆工具１〜１０について、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の丸棒、
切削速度： ６００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １２ 分、
の条件で、ダクタイル鋳鉄の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、２５０ ｍ／ｍｉｎ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
この結果を表１１に示した。
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の丸棒、
切削速度： ６００ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
送り： ０．３５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： １２ 分、
の条件で、ダクタイル鋳鉄の乾式高速切削試験（通常の切削速度は、２５０ ｍ／ｍｉｎ）、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
この結果を表１１に示した。
表７〜１１に示される結果から、本発明被覆工具１〜１０は、硬質被覆層の下部層の少なくとも一層が、ＧＢＬａ／Ｔａ＝２７５〜５２０である改質ＴｉＣＮ層で構成され、また、硬質被覆層の上部層が、ＧＢＬｂ／Ｔｂ＝３５０〜５２０である改質Ａｌ２Ｏ３層で構成され、さらに、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部は、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、また、前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることから、溶着性の高いダクタイル鋳鉄の高熱発生を伴う高速切削加工でも、前記改質ＴｉＣＮ層が切削時に発生した粒界に沿うクラックを分散させ、その伝播・進展を抑制するとともに機械的衝撃の緩和・吸収作用を有し、また、前記改質Ａｌ２Ｏ３層が機械的衝撃の緩和・吸収作用を有してチッピングの発生を抑制し、さらに、改質Ａｌ２Ｏ３層の表面は、クーリングクラックの拡大が抑制され耐溶着性にすぐれることから、溶着発生に起因するチッピング、欠損等の異常損傷を発生することもなく、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、硬質被覆層の下部層のうちのＴｉＣＮ層のＧＢＬａ／Ｔａ値、上部層のＡｌ２Ｏ３層のＧＢＬｂ／Ｔｂ値、また、上部層のＲａ、ＲΔａ、ＲΔｑあるいは引張残留応力が本発明で規定する範囲を外れる従来被覆工具１〜１０においては、主として溶着を原因としたチッピング、欠損、偏摩耗等の発生によって、耐摩耗性が劣ると同時に、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
これに対して、硬質被覆層の下部層のうちのＴｉＣＮ層のＧＢＬａ／Ｔａ値、上部層のＡｌ２Ｏ３層のＧＢＬｂ／Ｔｂ値、また、上部層のＲａ、ＲΔａ、ＲΔｑあるいは引張残留応力が本発明で規定する範囲を外れる従来被覆工具１〜１０においては、主として溶着を原因としたチッピング、欠損、偏摩耗等の発生によって、耐摩耗性が劣ると同時に、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆工具は、ダクタイル鋳鉄の様な溶着し易い被削材の高速切削加工に好適に用いられるものであるが、他の各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削、断続切削、重切削にも適用可能であることは勿論であり、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (2)
- 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、
（ａ） ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層において、前記Ｔｉ化合物層のうち少なくとも1層以上が２．５〜１４μｍの合計平均層厚を有する縦長成長結晶組織の改質Ｔｉ炭窒化物層（以下、「改質ＴｉＣＮ層」で示す）で構成される下部層、
（ｂ）３〜１５μｍの平均層厚を有する柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層で構成される上部層、
以上（ａ）および（ｂ）からなる硬質被覆層が、８〜３０μｍの全体平均層厚で被覆形成されてなる表面被覆切削工具において、
（ｃ） 上記（ａ）の改質ＴｉＣＮ層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、該層の縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（００１）面および（０１１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（００１）面の法線同士、および（０１１）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（００１）面の法線同士、および、（０１１）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLa）を求めた場合、この粒界の長さＧＢＬａ（μｍ）と測定した改質ＴｉＣＮ層の層厚（μｍ、Ｔａ）との比（ＧＢＬa/Ｔa）が２７５〜５２０の範囲内にある縦長成長結晶組織を有する改質ＴｉＣＮ層であり、
（ｄ） 上記（ｂ）の改質Ａｌ２Ｏ３層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像設備を用い、該層の縦断面研磨面の幅３０μｍの測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記縦断面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定傾斜角から、それぞれ隣接する結晶粒相互間の界面における（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度を求め、また、前記（０００１）面の法線同士、および（１０−１０）面の法線同士の交わる角度が２度以上の場合を粒界であるとして設定した上で、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、層の縦断面研磨面における測定領域について、粒界として識別される部分のうち前記（０００１）面の法線同士、および、（１０−１０）面の法線同士が交わる角度が１５度以上の粒界の長さ（μｍ、ＧＢLb）を求めた場合、測定した上記改質Ａｌ２Ｏ３層の層厚（μｍ、Ｔｂ）との比（ＧＢＬb/Ｔb）が３５０〜５２０の範囲内にある柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層であり、
（ｅ）さらに、成膜後のウエットブラスト処理により、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部は、レーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 請求項１に記載の表面被覆切削工具において、前記すくい面表面部を除く上部層の表面は、平均層厚０．１〜１μｍのＴｉの窒化物からなる最表面層により被覆形成されてなり、すくい面と逃げ面の交線からなる切れ刃稜線部から少なくとも幅０．５ｍｍ以上の範囲のすくい面表面部に露出する前記柱状組織の改質Ａｌ２Ｏ３層についてレーザー顕微鏡を用いて表面粗さを測定した場合、算術平均粗さＲａが０．２μｍ以下でかつ、算術平均傾斜角ＲΔａが１０°以下、二乗平均平方根傾斜角ＲΔｑが１５°以下であり、かつＸＲＤを用いた残留応力測定で前記改質Ａｌ２Ｏ３層の引張残留応力が１５０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
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