(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、下部層と上部層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
下部層は、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層からなり、
上部層は、１〜５μｍの層厚を有するＡ層と１〜５μｍの層厚を有するＢ層の少なくとも３層以上の交互積層構造として構成され、
（ａ）上記Ａ層は、
組成式：（Ａｌ１−ＸＺｒＸ）２Ｏ３で表した場合、
０．０００１≦Ｘ≦０．００３（但し、原子比）を満足するＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層であり、
（ｂ）上記Ｂ層は、Ｚｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層である、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
【請求項２】
請求項１記載の表面被覆切削工具において、上部層を形成するＡ層とＢ層の層間に、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．２〜２μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を中間層として介在させたことを特徴とする請求項１記載の表面被覆切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、特に各種の鋼や鋳鉄などの被削材の切削加工を、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して極めて大きな機械的負荷がかかる高送り、高切り込みの高速重切削条件下で行った場合にも、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性と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。
【背景技術】
【０００２】
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）下部層として、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１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層として、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３で示す）層、
以上（ａ）、（ｂ）で構成された硬質被覆層を化学蒸着で形成してなる被覆工具が知られている。
【０００３】
また、上記従来の被覆工具において、硬質被覆層の上部層を構成する酸化アルミニウム層の代表的なものとしては、α型Ａｌ２Ｏ３層またはκ型Ａｌ２Ｏ３層で構成することが知られ、さらには、α型Ａｌ２Ｏ３層とκ型Ａｌ２Ｏ３層の積層構造として構成することも知られており、硬質被覆層の上部層を、これらの各種Ａｌ２Ｏ３で構成した被覆工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられることも良く知られるところである。
【特許文献１】特開平６−３１５０３号公報
【特許文献２】特公平７−８８５８２号公報
【特許文献３】特許第２６４８５２６号明細書
【特許文献４】特許第２７５９９３５号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削加工や断続切削加工に用いた場合には問題はないが、特にこれを高熱発生を伴うとともに、切刃に対して極めて大きな機械的負荷がかかる高送り、高切り込みの高速重切削条件下で行った場合には、硬質被覆層の上部層をα型Ａｌ2Ｏ3層で構成すると、これの有するすぐれた高温硬さにより耐摩耗性はすぐれるものの、機械的および熱的に十分な耐衝撃性を具備するものでないために、チッピング（微少欠け）を発生し易くなり、また、硬質被覆層の上部層の全部又は一部をすぐれた熱遮蔽性を有するκ型Ａｌ2Ｏ3層で構成したとしても、切削加工時の高熱によって、κ型Ａｌ2Ｏ3層がα型Ａｌ2Ｏ3層に熱変態し、その結果、κ型Ａｌ2Ｏ3層のすぐれた特性を十分に発揮できないままチッピング（微少欠け）を発生し、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記被覆工具の硬質被覆層の上部層を構成するα型Ａｌ2Ｏ3層、κ型Ａｌ2Ｏ3層に着目し、特に高速重切削加工における耐チッピング性と耐摩耗性の向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）被覆工具の硬質被覆層を構成する上部層を形成するに際して、まず、下部層として、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層を、蒸着形成した後、
ついで、上記下部層の表面に、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：３〜６％、ＺｒＣｌ４：０．６〜１．８％、ＣＯ２：６〜１０％、ＨＣｌ：１．０〜３．０％、Ｈ2Ｓ：０．１〜０．１８％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８８０〜９８０  ℃、
反応雰囲気圧力：５〜８  ｋＰａ、
の条件で、
組成式：（Ａｌ１−ＸＺｒＸ）２Ｏ３、（ただし、原子比で、０．０００１≦Ｘ≦０．００３）を満足するＺｒ含有Ａｌ２Ｏ３層を蒸着形成すると、このＺｒ含有Ａｌ２Ｏ３層は、化学蒸着した状態でκ型の結晶構造を有し、熱遮蔽性にすぐれるとともに、高温強度が一段と向上し、機械的・熱的にすぐれた耐衝撃性を具備するものであること。
【０００６】
（ｂ）さらに、上記（ａ）のκ型の結晶構造を有するＺｒ含有Ａｌ２Ｏ３層上に、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：３〜６％、ＣＯ２：６〜１０％、ＨＣｌ：２〜５％、Ｈ2Ｓ：０．２〜０．３％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８８０〜９８０  ℃、
反応雰囲気圧力：５〜８  ｋＰａ、
の条件、即ち、Ｚｒ成分を含有しない反応ガス中での化学蒸着、で、Ａｌ２Ｏ３層を蒸着形成すると、このＡｌ２Ｏ３層中は、実質的にＺｒ成分を含有しておらず、化学蒸着した状態でκ型の結晶構造を有するとともに、熱遮蔽性にすぐれていること。
【０００７】
（ｃ）上部層として、上記（ａ）による化学蒸着した状態でκ型の結晶構造を有するＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層と、上記（ｂ）による化学蒸着した状態でκ型の結晶構造を有するＺｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層とを、交互に蒸着形成した後、例えば、
保護雰囲気ガス：Ｈ２
加熱温度：１０００〜１１００  ℃
加熱時間：３０〜１２０  ｍｉｎ
という範囲内の条件で加熱処理（以下、加熱変態処理という）を行うと、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層は、層中に含有されているＺｒによって、κ型の結晶構造が安定的に維持されるが、Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層については、κ型からα型への結晶構造変化が起こり、その結果、α型Ａｌ２Ｏ３層が均一に形成（以下、加熱変態処理により形成されたα型Ａｌ２Ｏ３層を、Ｚｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層という）され、そして、Ｚｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を具備したものであることから、加熱変態処理によって形成されたＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層とＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層の交互積層構造からなる上部層は、両層の有するすぐれた特性を兼ね備え、高熱発生を伴い、かつ、より大きな機械的負荷がかかるより厳しい切削条件の重切削加工に用いた場合にも、一段とすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するようになること。
【０００８】
（ｄ）上記（ｃ）のとおり、本発明の被覆工具は、硬質被覆層の上部層を、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層とＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層の交互積層構造として形成し、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層によるすぐれた熱遮蔽性、高温強度、耐衝撃性、及び、Ｚｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層によるすぐれた高温硬さ、耐熱性を備えたものとなるため、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して極めて大きな機械的負荷がかかる高送り、高切り込みの高速重切削条件に用いた場合にも、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。
【０００９】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１）炭化タングステン（ＷＣ）基超硬合金または炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）基サーメットで構成された工具基体の表面に、下部層と上部層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具（被覆工具）において、
下部層は、Ｔｉの炭化物（ＴｉＣ）層、窒化物（ＴｉＮ）層、炭窒化物（ＴｉＣＮ）層、炭酸化物（ＴｉＣＯ）層、および炭窒酸化物（ＴｉＣＮＯ）層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層からなり、
上部層は、１〜５μｍの層厚を有するＡ層と１〜５μｍの層厚を有するＢ層の少なくとも３層以上の交互積層構造として構成され、
（ａ）上記Ａ層は、
組成式：（Ａｌ１−ＸＺｒＸ）２Ｏ３で表した場合、
０．０００１≦Ｘ≦０．００３（但し、原子比）を満足するＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層であり、
（ｂ）上記Ｂ層は、Ｚｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層である、
ことを特徴とする表面被覆切削工具（被覆工具）。
（２）  前記（１）記載の表面被覆切削工具（被覆工具）において、上部層を形成するＡ層とＢ層の層間に、Ｔｉの炭化物（ＴｉＣ）層、窒化物（ＴｉＮ）層、炭窒化物（ＴｉＣＮ）層、炭酸化物（ＴｉＣＯ）層、および炭窒酸化物（ＴｉＣＮＯ）層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．２〜２μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を中間層として介在させたことを特徴とする前記（１）記載の表面被覆切削工具（被覆工具）。」
に特徴を有するものである。
【００１０】
以下に、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。
（ａ）下部層のＴｉ化合物層
Ｔｉ化合物層は、交互積層構造からなる上部層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と上部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を向上させる作用を有するが、その平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生を伴なう高速重切削では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚を３〜２０μｍと定めた。
【００１１】
（ｂ）上部層のＡ層を構成するＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層  
交互積層構造のＡ層を構成するＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層は、下部層の表面に、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：３〜６％、ＺｒＣｌ４：０．６〜１．８％、ＣＯ２：６〜１０％、ＨＣｌ：１．０〜３．０％、Ｈ2Ｓ：０．１〜０．１８％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８８０〜９８０  ℃、
反応雰囲気圧力：５〜８  ｋＰａ、
の条件で蒸着形成することができ、
蒸着形成されたＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層の組成を、
組成式：（Ａｌ１−ＸＺｒＸ）２Ｏ３
で表した場合、０．０００１≦Ｘ≦０．００３（但し、原子比）を満足するものとして形成されるが、Ｘの値が０．０００１未満では、熱遮蔽性、高温強度、耐衝撃性の向上が認められず、一方、Ｘの値が、０．００３を超えると、κ型Ａｌ２Ｏ３相中にＺｒＯ２が形成され、κ型Ａｌ２Ｏ３相の粒界強度が低下するので、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層におけるＡｌとの合量に占めるＺｒの含有割合（但し、原子比）の値Ｘを、０．０００１≦Ｘ≦０．００３と定めた。
さらに、交互積層構造のＡ層を構成する上記Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層は、上記の通り熱遮蔽性、高温強度、耐衝撃性を有するが、一層平均層厚が１μｍ未満では前記の特性を十分に発揮することができず、一方、一層平均層厚が５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その一層の平均層厚を１〜５μｍと定めた。
【００１２】
（ｃ）上部層のＢ層を構成するＺｒ無添加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層
上部層のＺｒ無添加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層は、まず、Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層を生成した後、これを加熱変態処理することによって形成される。
例えば、Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層は、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ３：３〜６％、ＣＯ２：６〜１０％、ＨＣｌ：２  〜５％、Ｈ2Ｓ：０．２〜０．３％、Ｈ2：残り、
反応雰囲気温度：８８０〜９８０  ℃、
反応雰囲気圧力：５〜８  ｋＰａ、
の条件、即ち、Ｚｒ成分を含有しない反応ガス中での化学蒸着によって形成され、蒸着形成されたこのＺｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層中には、実質的にＺｒ成分が含有されておらず、化学蒸着した状態でκ型の結晶構造を有する。そして、このＺｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層は、α型Ａｌ２Ｏ３層に比し、高温硬さ、耐熱性が劣るが、Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層に対して、加熱変態処理を施すことにより、すぐれた高温硬さ、耐熱性を有するＺｒ無添加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層とする。
【００１３】
（ｄ）加熱変態処理
Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層をＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層とするための加熱変態処理としては、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層とＺｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層の交互積層構造を形成した後、例えば、
保護雰囲気ガス：Ｈ２
加熱温度：１０００〜１１００  ℃
加熱時間：３０〜１２０  ｍｉｎ  
という条件で加熱し、Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層の加熱変態を促進することにより、Ｚｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層を形成することができる。
加熱変態処理した場合、Ａ層を構成するＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層は、層中に含有されているＺｒによって、κ型の結晶構造が安定化されているため、結晶構造がα型に変化することはなく、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層の有する熱遮蔽性、高温強度、耐衝撃性というすぐれた特性を維持したままであり、一方、Ｂ層を構成するＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層は、κ型からα型への結晶構造変化によって、高温硬さ、耐熱性にすぐれたα型Ａｌ２Ｏ３層が均一に形成されることになり、その結果、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる上部層は、層全体に亘り、均一かつすぐれた熱遮蔽性、高温強度、耐衝撃性とともに、均一かつすぐれた高温硬さ、耐熱性を示すようになる。  
Ｂ層は、上記のとおり、すぐれた高温硬さと耐熱性を有するが、一層平均層厚が１μｍ未満では前記の特性を十分に発揮することができず、一方、一層平均層厚が５μｍを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、Ｂ層の一層平均層厚を１〜５μｍと定めた。
さらに、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる上部層は、３層以上の交互積層でないと性能が発揮されず、また、上部層の合計平均層厚は、３μｍ未満であると高速重切削において所望の切削性能を得られず、一方、１５μｍを超えると、下部層との十分な付着強度が得られなくなるという理由から、３〜１５μｍとすることが望ましい。
【００１４】
（ｅ）Ｔｉ化合物層からなる中間層
この発明では、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる上部層を蒸着形成するにあたり、Ａ層とＢ層の間に、さらに、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ、０．２〜２μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を中間層として介在形成することができる。
上記Ｔｉ化合物層からなる中間層を設けることにより、Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層からＺｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層へのＺｒの拡散を抑制することで、安定的にＡ層とＢ層の交互積層の性能を引き出すことができる。
また、Ｔｉ化合物層からなる中間層は、合計平均層厚が０．２μｍ未満ではＺｒの拡散を抑制することが難しく、一方、合計平均層厚が２μｍを超えると、Ａ層―Ｂ層間での付着強度が低下するので、その合計層厚は、０．２〜２μｍと定めた。
さらに、Ａ層とＢ層の間に中間層を介在させた場合には、上部層の合計平均層厚が３μｍより薄いと所望の切削性能が得られず、１５μｍより厚くなると下部層との付着強度が十分に得られなくなるという理由から、上部層（Ａ層とＢ層と中間層）の合計平均層厚は、３〜１５μｍとすることが望ましい。
【発明の効果】
【００１５】
この発明では、特に、硬質被覆層の上部層を、Ａ層とＢ層の交互積層構造、あるいは、Ａ層とＢ層の間に中間層を介在させた交互積層構造として構成することにより、Ａ層の有するすぐれた熱遮蔽性、高温強度、耐衝撃性と、Ｂ層の有するすぐれた高温硬さ、耐熱性を相兼ね備えた硬質被覆層を形成することができるので、上記硬質被覆層を蒸着形成したこの発明の被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して極めて大きな機械的負荷がかかる高送り、高切り込みの高速重切削条件下で用いた場合にも、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
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。
【実施例】
【００１７】
原料粉末として、いずれも２〜４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ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Ｒ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１６０４１２に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。
【００１８】
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１６０４１２のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｅを形成した。
【００１９】
ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｅおよび工具基体ａ〜ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、まず、表３（表３中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表６に示される組み合わせおよび目標層厚でＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
ついで、同じく表４に示される条件で、表７に示される組み合わせおよび目標層厚でＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層（Ａ）〜（Ｅ）を蒸着形成し、また、表３に示される条件にて、表７に示される組み合わせおよび目標層厚でＴｉ化合物層を中間層として蒸着形成し、あるいは、蒸着形成することなく、さらに、表５に示される条件にて、表７に示される組み合わせおよび目標層厚でＺｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層を蒸着形成し、Ａ層の形成、（中間層の形成、）Ｚｒ無添加κ型Ａｌ２Ｏ３層の形成を目標合計平均層厚（目標交互積層数）になるまで繰り返し行い、
ついで、
保護雰囲気ガス：Ｈ２
加熱温度：１０６０  ℃
加熱時間：６０  ｍｉｎ  
の条件で加熱変態処理を行うことにより、Ｂ層として、表７に示されるＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層を形成し、本発明被覆工具１〜１２を製造した。
【００２０】
比較の目的で、表３に示される条件にて、表６に示される組み合わせおよび目標層厚でＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した後、表３に示されるα型Ａｌ２Ｏ３層、κ型Ａｌ２Ｏ３層の形成条件で、表８に示される目標層厚でα型Ａｌ２Ｏ３層、κ型Ａｌ２Ｏ３層を上部層として形成し、比較被覆工具１〜１２をそれぞれ製造した。
【００２１】
上記本発明被覆工具１〜１２について、硬質被覆層の上部層を構成する各層（但し、中間層を除く）の結晶構造を、Ｘ線回折法および走査型電子顕微鏡を用いて測定した。即ち、Ｘ線回折法により、上部層（中間層を除く）がα型とκ型の結晶構造をもったＡｌ２Ｏ３相からなることを確認するとともに、走査型電子顕微鏡を用いた縦断面観察により、チャージアップして白く光って見える領域はＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層であり、また、チャージアップせずに見える領域はＺｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層であるとして同定したところ、いずれの層（中間層を除く）も、目標とする結晶構造のＡｌ２Ｏ３相からなることが確認できた。その結果を表７に示す。
また、比較被覆工具１〜１２についても、硬質被覆層の上部層を構成するＡｌ２Ｏ３相の結晶構造を、Ｘ線回折法により測定した。その結果を表８に示す。
さらに、本発明被覆工具１〜１２および比較被覆工具１〜１２の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（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。その結果を表６〜表８に示す。
【００２２】
まず、上記の本発明被覆工具１〜１２および比較被覆工具１〜１２について、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、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ３０Ｃの丸棒、
切削速度：  ４５０  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ２．６  ｍｍ、
送り：  ０．６  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  １０  分、
の条件（切削条件Ａという）での炭素鋼の乾式高速高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、０．３  ｍｍ／ｒｅｖ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４２０の丸棒、
切削速度：  ３２５  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ４．８  ｍｍ、
送り：  ０．３  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ５  分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金鋼の乾式高速高切込み切削試験（通常の切削速度および切込みは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、２ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００の丸棒、
切削速度：  ５５０  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ５．７  ｍｍ、
送り：  ０．６  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ５  分、
の条件（切削条件Ｃという）での鋳鉄の湿式高速高切込み切削試験（通常の切削速度および切込みは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、２．５ｍｍ）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
この測定結果を表９に示した。
【００２３】
また、上記の本発明被覆工具１〜１２および比較被覆工具１〜１２について、前記と同様、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ２０Ｃの丸棒、
切削速度：  ４５５  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ２．８  ｍｍ、
送り：  ０．９  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ５  分、
の条件（切削条件Ｄという）での炭素鋼の乾式高速高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、０．３  ｍｍ／ｒｅｖ）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４１５の丸棒、
切削速度：  ３３０  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ４．５  ｍｍ、
送り：  ０．３  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ５  分、
の条件（切削条件Ｅという）での合金鋼の乾式高速高切込み切削試験（通常の切削速度および切込みは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、２ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ２００の丸棒、
切削速度：  ５５５  ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：  ５．８  ｍｍ、
送り：  ０．４０  ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：  ５  分、
の条件（切削条件Ｆという）での鋳鉄の湿式高速高切込み切削試験（通常の切削速度および切込みは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、２．５ｍｍ）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
この測定結果を表１０に示した。
【００２４】
【表１】
0005029825.tif 000002
【００２５】
【表２】
0005029825.tif 000003
【００２６】
【表３】
0005029825.tif 000004
【００２７】
【表４】
0005029825.tif 000005
【００２８】
【表５】
0005029825.tif 000006
【００２９】
【表６】
0005029825.tif 000007
【００３０】
【表７】
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【００３１】
【表８】
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【００３２】
【表９】
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【００３３】
【表１０】
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【００３４】
表６〜１０に示される結果から、本発明被覆工具１〜１２の硬質被覆層は、Ｔｉ化合物層からなる下部層と、(中間層を介して、あるいは、介することなく)Ｚｒ含有κ型Ａｌ２Ｏ３層（Ａ層）とＺｒ無添加加熱変態α型Ａｌ２Ｏ３層（Ｂ層）の交互積層構造からなる上部層とで構成されているため、これを、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して極めて大きな機械的負荷がかかる高送り、高切り込みの高速重切削条件下で用いた場合でも、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較被覆工具１〜６は、硬質被覆層の上部層が、α型Ａｌ２Ｏ３層のみで構成されているため、耐チッピング性に劣り、また、比較被覆工具７〜１２は、硬質被覆層の上部層が、κ型Ａｌ２Ｏ３層のみで構成されているため、十分な高温硬さを確保できず、耐摩耗性に劣り、いずれにしても、比較被覆工具１〜１２は、耐チッピング性、耐摩耗性が不十分であって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
【００３５】
上述のように、この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削加工や断続切削加工は勿論のこと、特に高熱発生を伴うとともに、切刃に対して極めて大きな機械的負荷がかかる高送り、高切り込みの高速重切削条件下でも、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を示し、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。