(57)【要約】【課題】  切削加工する際に良好な耐溶着性が継続できて、工具寿命が長い切削工具を提供する。【解決手段】  基体６の表面に被覆層（７、８、９、１０、１１、１２、１４）を多層に形成しており、被覆層の最表層１４が、ＴｉＣ相、ＴｉＮ相およびＴｉＣＮ相の少なくとも1種と、Ｔｉ３Ｏ５相を含有するとともに、最表層１４のＴｉ３Ｏ５相の含有割合が表面側よりも基体側が少ないインサート１等の切削工具である。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
基体の表面に多層からなる被覆層を設けており、前記被覆層の最表層が、ＴｉＣ相、ＴｉＮ相およびＴｉＣＮ相の少なくとも1種と、Ｔｉ３Ｏ５相とを含有するとともに、前記
最表層の前記Ｔｉ３Ｏ５相の含有割合が、表面側よりも基体側が少ない切削工具。
【請求項２】
切刃部における前記最表層の平均厚みｔｃと逃げ面における前記最表層の平均厚みｔｆとの比（ｔｃ／ｔｆ）が０．８〜１．２であり、かつすくい面における前記最表層の平均厚みｔｒと前記逃げ面における前記最表層の平均厚みｔｆとの比（ｔｒ／ｔｆ）が０．８〜１．２である請求項１記載の切削工具。
【請求項３】
前記最表層が、前記Ｔｉ３Ｏ５相に加えて、Ｔｉ４Ｏ７相を含有する請求項１または２記載の切削工具。
【請求項４】
前記被覆層の平面視における前記最表層を構成する粒子の平均アスペクト比は、前記表面側よりも前記基体側が大きい請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
【請求項５】
前記最表層の基体側よりも表面側が炭素に対する窒素の存在割合が大きい請求項１乃至４のいずれか記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば、鋼等の切削加工において優れた耐摩耗性を発揮する切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
切削工具として、超硬合金やサーメット等の基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させたコーティング工具が広く使われている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、超硬合金基体の表面に、ＴｉＮやＴｉＣＮのＴｉ化合物層とＡｌ２Ｏ３層とを３〜３０μｍ厚みで成膜した後、ＴｉＯｘ層の最表面下地層を０．１〜３μｍと、ＴｉＣＮＯ（Ｏは前記最表面下地層から拡散した酸素）層を０．０５〜２μｍとの順に積層した構成の硬質被覆層を形成した切削工具が開示され、この切削工具は、ステンレス鋼や軟鋼などの粘性の高い被削材の切粉に対する親和性が低くて、耐溶着性に優れていることが記載されている。
【０００４】
また、特許文献２や特許文献３では、上記構成に類似する被覆層を成膜した後で、被覆層の表面を研磨加工して被覆層の表面を滑らかにする方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００１−３１０２０３号公報
【特許文献２】特開２００８−０５５５８１号公報
【特許文献３】特開２００６−２９７５８５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１−３の構成では、被覆層の表面にＴｉＣＮＯ層を有することから、切粉に対する耐溶着性は向上するものの不十分であり、かつＴｉＣＮＯ層は硬度が低くて、比較的早く摩滅してしまい、溶着を抑制する効果が長続きしにくいという不具合があった。
【０００７】
本発明では、切削加工する際に良好な耐溶着性を長く維持できて、工具寿命が長い切削工具を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の切削工具は、基体の表面に多層からなる被覆層を設けており、前記被覆層の最表層が、ＴｉＣ相、ＴｉＮ相およびＴｉＣＮ相の少なくとも1種と、Ｔｉ３Ｏ５相とを含
有するとともに、前記最表層の前記Ｔｉ３Ｏ５相の含有割合は、表面側よりも基体側が少なくなっているものである。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、最表層が、ＴｉＣ相、ＴｉＮ相およびＴｉＣＮ相の少なくとも1種と
ともに、Ｔｉ３Ｏ５相を含有することから、切削する際に接触する被削材との親和性が低く、耐溶着性が高い。しかも、最表層におけるＴｉ３Ｏ５相の含有割合が最表層の表面側よりも基体側が少なくなっているので、最表層の硬度は表面側よりも基体側が高くなっているとともに、最表層の表面では高い耐溶着性を発揮できる。そのために、被削材に最初に接触して最も溶着が起きやすい最表層の表面においては耐溶着性に優れるとともに、Ｔ
ｉ３Ｏ５相の含有比率が少ない最表層の基体側においても溶着防止効果は維持される。さらに、最表層の摩耗の進行は遅く、結果的に高い耐摩耗性が長く持続される。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】本発明の切削工具の好適な実施態様であるインサートの一例について、（ａ）概略斜視図、（ｂ）被覆層を含む要部拡大断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明の切削工具の実施態様であるインサートの一例について、図１の概略斜視図および要部拡大断面図を基に説明する。
【００１２】
インサート１は、図１（ａ）に示すように、すくい面２と逃げ面３との交差稜線部が切刃４を構成しているとともに、図１（ｂ）に示すように、基体６の表面に、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物および炭窒酸化物のうちの１層以上（図１（ｂ）の７〜１１）と、α型結晶構造のＡｌ２Ｏ３層（以下、単にＡｌ２Ｏ３層と略す。）１２と、Ｔｉ３Ｏ５相を含有する最表層１４とが順に積層してなる被覆層が設けられている。なお、図１（ａ）のインサート１は、板状で主面が概略正方形形状からなる。そして、最表層１４中のＴｉ３Ｏ５相の含有割合が、最表層１４の表面側よりも基体側が少ない構成となっている。
【００１３】
この構成によって、インサート１が被削材に最初に接触して最も溶着が起きやすい最表層１４の表面では高い耐溶着性を発揮できるとともに、最表層１４の耐摩耗性は表面側よりも基体側が高くなっている。その結果、耐溶着性に優れるとともに、溶着防止効果が長く維持されるものである。しかも、Ｔｉ３Ｏ５相は青色を呈するので、最表層１４の下層または基体６が黒色の場合には、インサート１を使用したときに最表層１４が摩耗して使用済みであることが目視で容易に確認でき、後で見たときにこのインサート１が未使用か使用済みかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行度合いも容易に確認できる。
【００１４】
ここで、本実施態様では、最表層１４中のＴｉ３Ｏ５相の含有割合は、最表層１４の表面側から基体側へ向かって漸次少なくなっている。この構成であれば、最表層１４の耐溶着性が高く、かつ耐摩耗性および耐欠損性も高い。
【００１５】
なお、本発明において、最表層１４のＴｉ３Ｏ５相の含有割合は、最表層１４の表面に対して薄膜Ｘ線回折測定にて確認することができる。具体的には、Ｘ線回折測定で検出される各ピーク強度を合算して分母とし、Ｔｉ３Ｏ５相に起因するピークのピーク強度を合算して分子として計算することにより、最表層１４中のＴｉ３Ｏ５相の含有割合を求めることができる。なお、Ｘ線回折パターンに下層（例えばＡｌ２Ｏ３層等の）のピークが存在する場合には、上記計算には含めない。また、最表層１４を斜めに研磨して、研磨量の少ない領域から順にＸ線回折測定を行えば、最表層１４の深さ方向に対するＴｉ３Ｏ５相の含有割合を確認することができる。本実施態様では、最表層１４の表面におけるＴｉ３Ｏ５相の含有比率は２０〜４０％である。これによって、被削材に対する溶着抑制効果を十分に発揮することができる。
【００１６】
ここで、Ｔｉ３Ｏ５相を含む最表層を成膜によって形成させようとすると、インサート１の切刃部４に集中して成膜される傾向にある。しかしながら、後述する本実施態様のインサート１の成膜方法によれば、Ｔｉ３Ｏ５相を含む最表層１４を均一な厚みで形成することができる。その結果、切刃部４における最表層１４の平均厚みｔｃと逃げ面３における最表層１４の平均厚みｔｆとの比（ｔｃ／ｔｆ）を０．８〜１．２に、かつすくい面２における最表層１４の平均厚みｔｒと逃げ面３における最表層１４の平均厚みｔｆとの比（ｔｒ／ｔｆ）を０．８〜１．２とすることができる。比（ｔｃ／ｔｆ）および比（ｔｒ
／ｔｆ）がこの範囲であれば、切刃部４、すくい面２および逃げ面３における耐摩耗性と耐欠損性とのバランスが良好である。しかも、この方法によれば、Ｔｉ３Ｏ５相の含有比率を最表層１４の表面側から基体６側に向かって漸次少なくすることができる。
【００１７】
また、本実施態様では、最表層１４が、Ｔｉ３Ｏ５相に加えてＴｉ４Ｏ７相を含有している。これによって、Ｔｉ４Ｏ７相もＴｉ３Ｏ５相と同様に耐溶着性が高いので、インサート１の耐溶着性を高めることができる。本実施態様においては、最表層１４の表面におけるＴｉ４Ｏ７相の含有比率は５〜２５％である。
【００１８】
さらに、本実施態様では、最表層１４が、Ｔｉ３Ｏ５相に加えて、ＴｉＣ相、ＴｉＮ相およびＴｉＣＮ相の少なくとも1種を含有しており、これらの含有比率を調整することに
よって、最表層１４の耐摩耗性を高めることができるとともに、インサート１の色を自在に調整することができる。すなわち、ＴｉＮ相とＴｉ３Ｏ５相とが混在すると水色となり、ＴｉＣ相またはＴｉＣＮ相とＴｉ３Ｏ５相とが混在すると群青色となる。例えば、異なる形状のインサート間で色を変えて目視でインサートの区別を可能とすることができる。
【００１９】
ここで、本実施態様では、被覆層を平面視したときの最表層１４を構成する各粒子の最長長さとそれに直交する方向の粒子の平均幅との比（最長長さ／平均幅）であるアスペクト比の平均値が、表面側よりも基体６側が大きくなっている。すなわち、最表層１４の表面側の位置で見た最表層１４を構成する粒子の形状が粒状であるのに対して、最表層１４の基体６側の位置で見た最表層１４を構成する粒子の形状が針状になっている。これによって、最表層１４はＡｌ２Ｏ３層１２との密着性がよい。その結果、最表層１４のチッピングを抑制できる。なお、最表層１４を構成する粒子の表面から見た形状を表面側と基体６側との間を連続的に確認するには、最表層１４を斜めに研磨して、その研磨面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）のカラーマッピングを用いて、被覆層の各結晶の面の配向状態を確認することによって各結晶の輪郭を特定して、被覆層の平面視における最表層１４を構成する粒子の平均アスペクト比を、表面側から基体側へ連続的に確認することができる。本実施態様では、被覆層の平面視における最表層１４を構成する粒子を平均アスペクト比は、表面側から基体６側に向かって漸次大きくなっている。
【００２０】
また、本実施態様では、最表層１４の基体６側よりも表面側が炭素に対する窒素の存在割合が大きくなっている。これによって、最表層１４はより明度の高い鮮やかな色を呈し、インサートの使用／未使用を目視で容易に判断することができる。なお、最表層１４の炭素に対する窒素の存在割合の分布を確認するには、最表層１４を斜めに研磨して、その研磨面で窒素と炭素の含有比率を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で確認するか、またはＸ線光電子分光分析（ＸＰＳ）にて確認すればよい。本実施態様では、最表層１４の基体６側から表面側に向かって炭素に対する窒素の存在割合が漸次大きくなっている。
【００２１】
また、本実施態様では、すくい面２における最表層１４の平均厚みが０．２〜１μｍであり、表面粗さ（Ｒａ）が０．０５〜２μｍである。これによって、最表層１４の耐溶着性をさらに高めることができ、耐摩耗性および耐チッピング性が高い。
【００２２】
次に、最表層１４の下（基体６）側に形成されるＡｌ２Ｏ３層１２について説明する。本実施態様では、Ａｌ２Ｏ３層１２を構成するＡｌ２Ｏ３結晶はα型結晶構造である。また、基体６の表面に対して垂直な方向から見た平均結晶幅が０．０５〜０．７μｍである。これによって、インサート１の耐摩耗性が高くなる。本実施態様におけるＡｌ２Ｏ３層１２の平均厚みは３〜１０μｍである。この厚みであれば、Ｘ線回折測定において、Ａｌ２Ｏ３層１２よりも下層のピークは検出されない。
【００２３】
また、本実施態様では、Ａｌ２Ｏ３層１２の基体６側に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯの群から選ばれる１層以上が設けられる。これによって、Ａｌ２Ｏ３層１２およびその下層によって耐摩耗性および耐欠損性が向上する。本実施態様によれば、具体的な構成として、図１（ｂ）に示すように、基体６の直上には第１層としてＴｉＮ層７が設けられ、第２層としてＴｉＣＮ層８−１０が設けられている。本実施態様によれば、ＴｉＮ層７の平均厚みは０．０５〜２μｍ、ＴｉＣＮ層８−１０の平均厚みは合計で３〜１５μｍである。
【００２４】
ＴｉＣＮ層８−１０としては、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−ＴｉＣＮ層８，９と、成膜温度が９５０〜１１００℃と高温で成膜した、いわゆるＨＴ−ＴｉＣＮ層１０とが順に成膜された構成からなる。さらに、ＭＴ−ＴｉＣＮ層８，９は、平均結晶幅が０．５μｍ未満と微細な微細柱状結晶からなる微細ＭＴ−ＴｉＣＮ層８と、平均結晶幅が０．５〜２μｍと比較的大きい粗大柱状結晶からなる粗大ＭＴ−ＴｉＣＮ層９との積層からなる。これによって、Ａｌ２Ｏ３層１２との密着力が高まり、被覆層の剥離やチッピングを抑えることができる。
【００２５】
また、本実施態様では、ＨＴ−ＴｉＣＮ層１０の表面に、平均厚み０．０５〜０．５μｍのＴｉＣＮＯからなる中間層１１が設けられている。これによって、後述する中間層１１の表面に平均粒径０．０５〜０．７μｍのα型結晶構造のＡｌ２Ｏ３結晶からなるα型Ａｌ２Ｏ３層１２をより容易に作製することができる。
【００２６】
なお、各層の厚みおよび各層を構成する結晶の性状は、インサート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。
【００２７】
一方、インサート１の基体６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、インサート１を切削工具として用いる場合には、基体６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６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。
【００２８】
（製造方法）
本実施形態のインサートの製造方法について説明する。
【００２９】
まず、上述した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する。その後、得られた成形体を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基体６を作製する。そして、上記基体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。
【００３０】
次に、得られた基体６の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を形成する。まず、基体の直上に第１層としてＴｉＮ層を形成する。ＴｉＮ層の成膜条件としては、混合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％の割合で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８００〜９４０℃（チャンバ内）、圧力を８〜５０ｋＰａにて成膜される。
【００３１】
次に、第２層としてＴｉＣＮ層を形成する。ここでは、ＴｉＣＮ層が、平均結晶幅が小さい微細柱状結晶層と、この層よりも平均結晶幅が大きい粗柱状結晶層とのＭＴ−ＴｉＣＮ層と、ＨＴ−ＴｉＣＮ層との３層にて構成する場合の成膜条件について説明する。
【００３２】
ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの微細柱状結晶層の成膜条件は、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０．１〜０．４体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの粗柱状結晶層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５〜４．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜４０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．４〜２．０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。
【００３３】
ＨＴ−ＴｉＣＮ層は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１〜４体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５〜２５体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜４０ｋＰａとして成膜する。
【００３４】
ＴｉＣＮＯからなる中間層は、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａとし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜３０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを４〜８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１０〜６０分導入して成膜する。なお、このＣＯガスを含む混合ガスを流す工程を経ることなく中間層を形成することもできるが、α型Ａｌ２Ｏ３層を構成する結晶を微細なものとするためには、ＣＯガスを含む混合ガスを流す工程を経ることが望ましい。
【００３５】
Ａｌ２Ｏ３層の成膜条件は、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％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスを０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜１０ｋＰａとして成膜する。
【００３６】
さらに、α型Ａｌ２Ｏ３層の上層に最表層を形成する。例えば、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１〜５体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０〜３０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスまたはメタン（ＣＨ４）ガスを０〜１体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスの混合ガスを用いて、成膜温度を９００〜１１００℃、圧力５〜１０Ｐａとして、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層のいずれかを成膜する。このとき、窒素（Ｎ２）ガスを含まないとＴｉＣ層が生成する。アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスまたはメタン（ＣＨ４）ガスを含まないとＴｉＮ層が生成する。それ以外はＴｉＣＮ層が生成する。これらＴｉＣ層、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層のいずれかはすくい面、逃げ面および切刃において厚みの差が２０％以内の均一な厚みで成膜される。
【００３７】
その後、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを２〜２０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを８０〜９５体積％の混合ガスを用いて、チャンバ内の温度を９００〜１１００℃、圧力５〜１０Ｐａ
として、上記表面のＴｉＣ層、ＴｉＮ層またはＴｉＣＮ層のいずれかの表面を酸化して、ＴｉＣＮ層の一部をＴｉ３Ｏ５相に変化させる。この方法によれば、最表層１４中のＴｉ３Ｏ５相の含有割合を、最表層１４の表面側から基体側へ向かって少なくなる構成にできるとともに、切刃部における最表層の平均厚みｔｃと逃げ面における最表層の平均厚みｔｆとの比（ｔｃ／ｔｆ）を０．８〜１．２であり、かつすくい面における最表層の平均厚みｔｒと逃げ面における最表層の平均厚みｔｆとの比（ｔｒ／ｔｆ）を０．８〜１．２に制御することができる。これによって、切削工具の表面に色ムラが発生することを抑制でき、良好な外観を維持することができる。
【００３８】
その後、所望により、成膜された切削工具の最表層の表面から研磨加工を施す。これによって、最表面の表面粗さを小さくして、最表層の耐溶着性をさらに向上させることができる。
【実施例】
【００３９】
平均粒径１．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４１２）に成形した。得られた成形体について、脱バインダ処理を施し、０．５〜１００Ｐａの真空中、１４００℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金に対して、ブラシ加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。
【００４０】
次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により各種の被覆層を表１に示す成膜条件、および表２に示す層構成にて形成した。そして、被覆層の表面、すなわち最表層の表面をブラシ加工した。
【００４１】
【表１】
2014004680.tif 000003
【００４２】
得られたインサートについて、すくい面の被覆層について走査型電子顕微鏡観察を行い、各層を構成する結晶の形状、平均粒径（または平均結晶幅）、平均厚みを見積もった。なお、表２中、被覆層の各層を構成する結晶の結晶形態が柱状であるとは、各結晶の被覆層の厚み方向の長さに対する前記平均結晶幅の比（平均結晶幅／厚み方向の長さ）が平均で０．３以下の状態を示し、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（平均結晶幅／厚み方向の長さ）が平均で０．３を超えるものは結晶形態が粒状であることを示している。例えば、表２の試料Ｎｏ．１において、第１層を構成する結晶は、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を超えるものであり、
粒状結晶が第１層の厚み方向に複数個存在する構造となっている。また、第２層を構成する結晶は、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以下であることを示している。
【００４３】
また、被覆層の表面である最表層の表面粗さを触針式の表面粗さ計で測定した。さらに、最表層のＸ線回折測定にて、最表層の構成成分とその含有割合を算出した。また、被覆層を斜めに研磨して、最表層の深さ方向に対する各構成成分の含有割合の変化を測定した。最表層を研磨していない表面、および斜め研磨面で最表層の基体から１／３の厚みの位置におけるＴｉ３Ｏ５の含有割合を、表面側Ｔｉ３Ｏ５、基体側Ｔｉ３Ｏ５、Ｔｉ４Ｏ７の含有割合を、表面側Ｔｉ４Ｏ７、基体側Ｔｉ４Ｏ７と表記した。試料Ｎｏ．１〜４については、いずれもＴｉ３Ｏ５の含有割合が表面側から基体側に漸次減少していることを確認した。また、最表層のすくい面、逃げ面および切刃における平均厚みを測定した。表中、それぞれすくい面厚み、逃げ面厚み、切刃厚みと表記した。さらに、最表層１４を斜めに研磨して、その研磨面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、電子後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）のカラーマッピングを用いて、被覆層の各結晶の面の配向状態を確認することによって各結晶の輪郭を特定して、被覆層を平面視したときの最表層を構成する粒子の平均アスペクト比について、表面側から基体側への変化を確認した。また、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）にて、最表層の基体側から表面側への炭素に対する窒素の存在割合の変化を確認した。平均アスペクト比の表面側から基体側への変化については、基体側アスペクト比と表記し、炭素に対する窒素の存在割合の変化については表面側ＣＮ比と表記した。結果は表２〜４に示した。
【００４４】
次に、このインサートを用いて以下２つの切削条件にて切削試験を行った。結果は表４に示した。
（摩耗評価）
切削方法：旋削加工
被削材  ：ＳＣＭ４１５
切削速度：３００ｍ／分
送り    ：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：フランク摩耗が０．３ｍｍ以上となる時間（表中、摩耗評価寿命と記載。）とそのときの切刃の状態
（断続評価）
切削方法：旋削加工
被削材  ：ＳＣＭ４４０（４本溝入り）
切削速度：３００ｍ／分
送り    ：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５分
切削状態：湿式
評価方法：切刃が欠損するまでの衝撃回数（表中、断続評価寿命と記載。）
【００４５】
【表２】
2014004680.tif 000004
【００４６】
【表３】
2014004680.tif 000005
【００４７】
【表４】
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【００４８】
表１〜４に示される結果から、最表層にＴｉ３Ｏ５相がない試料Ｎｏ．５では、最表層の耐溶着性が不十分であった。また、成膜によって最表層にＴｉ３Ｏ５相を生成させて、最表層のＴｉ３Ｏ５相の含有割合が、表面側と基体側とで同じである試料Ｎｏ．６では、最表層の摩滅が早くて、工具寿命が短かった。これに対し、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．１〜４、７では、耐溶着性が高く、工具寿命が長くなる傾向にあった。
【符号の説明】
【００４９】
１      インサート
２      すくい面
３      逃げ面
４      切刃部
６      基体
７      ＴｉＮ層
８、９      ＭＴ−ＴｉＣＮ層
１０    ＨＴ−ＴｉＣＮ層
１１    中間層
１２    Ａｌ２Ｏ３層
１４    最表層
【図１】
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