表面被覆切削工具的制作方法

本发明涉及一种表面被覆切削工具。

背景技术：

在基材上形成有覆膜的表面被覆切削工具已被常规使用。近来，已经提出了用于提高表面被覆切削工具性能的各种技术，例如通过改变Al₂O₃的晶体织构来改善覆膜的质量的技术。例如，日本专利特开No.2008-246664(专利文献1)提出了一种切削工具，其包括位于硬质合金的基材上的具有(006)织构的α-Al₂O₃层。

此外，日本专利特开No.11-335816(专利文献2)提出了一种切削工具，其包括位于硬质合金的基材上的Al₂O₃层，该Al₂O₃层具有α-Al₂O₃晶粒与κ-Al₂O₃晶粒混合的区域。

引用列表

专利文献

专利文献1：日本专利特开No.2008-246664

专利文献2：日本专利特开No.11-335816

技术实现要素：

技术问题

然而，上述专利文献1和专利文献2中公开的切削工具具有这样的问题：当试图提高耐磨性时，则不能充分地提高耐崩裂性，并且当试图提高耐崩裂性时，则不能充分地提高耐磨性。

鉴于上述情况提出了本发明，并且本发明的目的在于提供一种表面被覆切削工具，该表面被覆切削工具通过形成同时具有优异的耐磨性和优异的耐崩裂性的覆膜，从而能够实现使用寿命的延长。

问题的解决方案

根据本发明的一个方面的表面被覆切削工具包括基材和形成在所述基材上的覆膜。所述覆膜包括α-Al₂O₃层。所述α-Al₂O₃层包含多个α-Al₂O₃晶粒和多个κ-Al₂O₃晶粒，并且织构系数TC(hkl)中的TC(006)大于5。C_κ比C_α和C_κ之和的比率：[C_κ/(C_α+C_κ)×100](％)为0.05％至7％，其中C_α为由所述覆膜的x射线衍射的测量数据获得的所述α-Al₂O₃晶粒的峰计数的总数，并且C_κ为由所述覆膜的x射线衍射的测量数据获得的所述κ-Al₂O₃晶粒的峰计数的总数。

本发明的有益效果

因此，同时显示出优异的耐磨性和优异的耐崩裂性，并且能够延长使用寿命。

附图说明

图1示出了XRD图案的一个实例的视图，其基于用于根据本发明的一个方面的表面被覆切削工具的覆膜的x射线衍射(XRD)方法。

具体实施方式

[本发明实施方案的描述]

本发明的发明人为了解决上述问题而进行了深入研究，最终完成了本发明。在α-Al₂O₃晶粒的成核过程中，以脉冲形式引入大量的CO，从而使得在α-Al₂O₃层中以特定比率例混合κ-Al₂O₃晶粒。已经发现，由此能够同时显示出优异的耐磨性和优异的耐崩裂性。

首先，将基于下列特征对本发明进行描述。

[1]根据本发明的一个方面的表面被覆切削工具包括基材和形成在所述基材上的覆膜。所述覆膜包括α-Al₂O₃层。所述α-Al₂O₃层包含多个α-Al₂O₃晶粒和多个κ-Al₂O₃晶粒，并且织构系数TC(hkl)中的TC(006)大于5。C_κ比C_α和C_κ之和的比率：[C_κ/(C_α+C_κ)×100](％)为0.05％至7％，其中C_α为由所述覆膜的x射线衍射的测量数据获得的所述α-Al₂O₃晶粒的峰计数的总数，并且C_κ为由所述覆膜的x射线衍射的测量数据获得的所述κ-Al₂O₃晶粒的峰计数的总数。具有上述特征的表面被覆切削工具可以具有优异的耐磨性和优异的耐崩裂性。

[2]优选地，所述α-Al₂O₃层的平均层厚度为2μm至15μm。因此，能够同时实现耐磨性和耐崩裂性。

[3]优选地，在所述覆膜的表面中，设置有最外表面层，该最外表面层中的主要成分为Ti碳化物、Ti氮化物和Ti硼化物中的任一者。因此，有助于工具的角的识别。

[4]优选地，所述覆膜在α-Al₂O₃层和所述基材之间具有中间层，所述中间层包含针状TiCNO或针状TiBN，并且所述中间层的平均层厚度为0.3μm至1μm，并且所述中间层的最大厚度和最小厚度之差为0.3μm以上。因此，能够提高覆膜中的α-Al₂O₃层的密着性。

[5]优选地，在所述α-Al₂O₃层中，测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比X为0.1％至20％。所述测量视野得自用电子背散射衍射装置对从所述α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域的分析。因此，在保持优异的耐磨性和优异的耐崩裂性的同时，可以在切削的初始阶段有效地抑制覆膜中产生裂纹。

[6]优选地，在所述α-Al₂O₃层中，测量视野中的所述κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比Y小于所述面积比X，所述测量视野得自用所述电子背散射衍射装置对从所述α-Al₂O₃层的所述前表面到向内延伸1μm深度的所述区域之外的区域的分析。因此，在保持优异的耐磨性和优异的耐崩裂性的同时，可以在切削的初始阶段更加有效地抑制覆膜中产生裂纹。

[本发明实施方案的详述]

以下将进一步详细地描述本发明的实施方案(以下也称为“本实施方案”)。

<表面被覆切削工具>

根据本实施方案的表面被覆切削工具包括基材和形成在所述基材上的覆膜。覆膜优选被覆基材的全部表面。然而，即使是基材的一部分未被覆膜被覆或者覆膜的结构和组成部分不同的切削工具也没有背离本实施方案的范围。

本实施方案中的表面被覆切削工具可以适当地用作为以下切削工具，如钻头、端铣刀、钻头用可转位刀片、端铣刀用可转位刀片、铣削用可转位刀片、车削用可转位刀片、金工锯、齿轮切削刀具、铰刀或丝锥等。

<基材>

作为基材，可以采用任何常规已知的基材作为这种类型的基材。例如，基材优选为以下物质的任一者：硬质合金(例如包括WC基硬质合金、含有WC和Co的硬质合金、以及含有WC和Co以及另外的Ti、Ta、Nb等的碳氮化物的硬质合金)、金属陶瓷(具有诸如TiC、TiN、TiCN等主成分)、高速钢、陶瓷材料(如碳化钛、碳化硅、氮化硅、氮化铝或氧化铝等)、立方氮化硼烧结体和金刚石烧结体。

在这些多种的基材中，优选选择硬质合金(特别是WC基硬质合金)或金属陶瓷(特别是TiCN基金属陶瓷)。这是因为这些基材在高温下的硬度和强度之间的平衡性是特别优异的，并且具有作为针对上述用途的表面被覆切削工具的基材的优异特性。

在表面被覆切削工具为可转位刀片等的情况中，基材可以具有断屑器或不具有断屑器。此外，切削刃棱线的形状可为以下任一种情况：尖锐的边缘(前刀面与后刀面彼此相交的脊部)、珩磨边缘(被加工成圆形的尖锐边缘)、负刃带(negative land)(斜面)、以及珩磨边缘和负刃带的组合。

<覆膜>

覆膜包括Al₂O₃层。例如，覆膜可以由多个层构成，所述层包括至少一个α-Al₂O₃层并且还包括其他层。

上述其他层的实例可以为TiCNO层或TiBN层、TiC层、TiN层、TiAlN层、TiSiN层、AlCrN层、TiAlSiN层、TiAlNO层、AlCrSiCN层、TiCN层、TiSiC层、CrSiN层、AlTiSiCO层或TiSiCN层等。本文中，当用类似于上述化学式之类的化学式表示化合物时，在对于原子比率没有特别限制的情况下，化合物包括具有所有任意常规已知的原子比率的化合物，并且所述化合物不必限于具有化学计量比率的化合物。

例如，在表述“TiAlN”的情况中，TiAlN构成元素之间的原子数比率并非限制为Ti:Al:N＝0.5:0.5:1，其包括全部常规已知的原子数比率。这也适用于除了“TiAlN”之外的其他化合物的表达式。此外，在本实施方案中，金属元素(如Ti、Al、Si、Zr或Cr)以及非金属元素(如N(氮)、O(氧)或C(碳))可以不必构成化学计量组成。

覆膜的平均厚度为3μm至35μm(3μm以上35μm以下，但应注意的是，在本文中用“-”或“至”表示的数值范围包括上限和下限的数值)。优选地，覆膜的平均厚度为5μm至20μm。如果该平均厚度小于3μm，则可能耐磨性不足。如果该厚度超过35μm，则当在断续加工过程中覆膜与基材之间受到大的应力时，覆膜可能会非常频繁地发生剥落或破损。

<α-Al₂O₃层>

α-Al₂O₃层包含多个α-Al₂O₃(具有α型晶体结构的氧化铝)晶粒和多个κ-Al₂O₃(具有κ型晶体结构的氧化铝)晶粒。即，该层包括含有多个α-Al₂O₃晶粒的多晶α-Al₂O₃，以及含有多个κ-Al₂O₃晶粒的多晶κ-Al₂O₃。α-Al₂O₃晶粒通常的粒径水平为0.1μm至2μm。κ-Al₂O₃晶粒通常的粒径水平为0.01μm至1μm。

<α-Al₂O₃层的TC(006)>

在通过以下表达式(1)表示的织构系数TC(hkl)中，α-Al₂O₃层的TC(006)大于5。

在表达式(1)中，I(hkl)表示(hkl)反射面的x射线衍射强度，并且I₀(hkl)表示依据ICDD的PDF卡No.00-010-0173的标准强度。在表达式(1)中，n表示计算用反射数，在本实施方案中n为8。反射用(hkl)面为(012)、(104)、(110)、(006)、(113)、(024)、(116)和(300)。

ICDD(注册商标)是International Center of Diffraction Date(国际衍射数据中心)的缩写。PDF(注册商标)是Power Diffraction File(粉末衍射文件)的缩写。

在本实施方案中的α-Al₂O₃层的TC(006)可以通过以下表达式(2)来表示。

因此，“织构系数TC(hkl)中的TC(006)大于5”是指通过将TC(006)代入表达式(1)中而确定的由上述表达式(2)所给出的数值大于5。

TC(006)大于5的α-Al₂O₃层具有对抗严苛切削条件下的冲击和振动的有效硬度和杨氏模量，因此能够有助于改善耐磨性。

TC(006)的值优选大于6，更优选大于7。更大的TC(006)的值能够有效改善耐磨性。而对于TC(006)的值的上限没有限制，该上限可以是8以下，这是因为计算用反射面的数目是8。

该TC(hkl)可以借助x射线衍射装置通过分析来测定。例如，TC(hkl)可以借助由Rigaku公司制造的SmartLab(注册商标)(扫描速度：21.7°/分钟，步长：0.01°，扫描范围：15°至140°)在以下条件下进行测定。应当注意，借助x射线衍射装置测定TC(hkl)的结果在本文中被称为“XRD结果”。

特征x射线：Cu-Kα

管电压：45kV

管电流：200mA

过滤器：多层镜

光学系统：聚焦法

x射线衍射法：θ-2θ法

当使用x射线衍射装置时，可以将x射线施加到表面被覆切削工具的后刀面，或者可以将x射线施加到表面被覆切削工具的前刀面。然而，通常形成的前刀面是不均匀的，而后刀面是平坦的，因此，为了消除干扰因素，优选将x射线施加到后刀面。特别地，优选将x射线施加到后表面中从切削刃棱线到延伸大约2mm至4mm的区域，这是因为以这种方式获得了结果的高再现性。

<κ-Al₂O₃晶粒的面积比>

在本实施方案中，C_κ比C_α和C_κ之和的比率：[C_κ/(C_α+C_κ)×100](％)为0.05％至7％，其中C_α为由覆膜的x射线衍射的测量数据获得的α-Al₂O₃晶粒的峰计数的总数，并且C_κ为由覆膜的x射线衍射的测量数据获得的κ-Al₂O₃晶粒的峰计数的总数。

即，通过以下表达式(3)，覆膜的x射线衍射的测量数据可以用于定义α-Al₂O₃层中的由κ-Al₂O₃晶粒占据的面积比α-Al₂O₃层中的由α-Al₂O₃晶粒占据的面积和由κ-Al₂O₃晶粒占据的面积之和的比率(以下将该比率称为“κ-Al₂O₃晶粒的面积比”)。由此，κ-Al₂O₃晶粒的面积比源自以下表达式(3)并且落入0.05％至7％的范围内。

在表达式(3)中，C_α为由覆膜的x射线衍射的测量数据获得的α-Al₂O₃晶粒的峰计数的数目，并且C_κ为由覆膜的x射线衍射的测量数据获得的κ-Al₂O₃晶粒的峰计数的数目。

可以借助于x射线衍射装置来计算峰计数的数目。例如，与上述TC(hkl)的测量类似，可以借助于由Rigaku Corporation制造的SmartLab(注册商标)(扫描速度：21.7°/分钟，步长：0.01°，扫描范围：15°至140°)来计算峰计数的数目。然后，可以在与测量TC(hkl)相同的条件下进行测量。基于获得的覆膜的x射线衍射数据，可以计算峰计数的数目。当也要计算峰计数的数目时，类似于上述TC(hkl)的测量，可以将x射线施加到表面被覆切削工具的后刀面，或者可以将X射线施加到其前刀面。

图1是通过XRD方法测量的覆膜x射线衍射(XRD)图案的例子。从图1中的XRD图案中总共识别出七个峰作为α-Al₂O₃晶粒的峰，即从水平轴2θ上的0°侧起，这七个峰依次为第一峰1、第二峰2、第三峰3、第四峰4、第五峰5、第六峰6和第七峰7。由这些峰计算的C_α为63001。经确认，κ-Al₂O₃晶粒的峰为图1中由箭头指示的一个峰。由该峰计算的C_κ为2624。

将这些C_α和C_κ的数值代入上述表达式(3)中。然后，经计算的比率为4％。即，根据上述表达式(3)，可以确认在图1中示例性示出的覆膜的α-Al₂O₃层中，κ-Al₂O₃晶粒以4％的面积比存在。

上述比率[C_κ/(C_α+C_κ)×100](％)优选为0.05％至5％，更优选为0.7％至4.8％。因此，能够获得特别优异的耐崩裂性。如果该比率低于0.05％，则存在耐崩裂性降低的可能性。如果该比率大于7％，存在不利地影响耐磨性的可能性。

α-Al₂O₃层的平均层厚度优选为1μm至15μm。由此，可以同时实现耐磨性和抗崩裂性。此外，平均层厚度更优选为2μm至15μm，特别优选为3μm至10μm。如果平均层厚度小于1μm，则存在磨损易于增加的可能性。如果平均层厚度大于15μm，则存在耐崩裂性降低的可能性。

<在α-Al₂O₃层的两个区域中的κ-Al₂O₃晶粒的面积比>

在本实施方案中，在α-Al₂O₃层中，测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比X优选为0.1％至20％。该测量视野得自用电子背散射衍射(EBSD)装置对从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域的分析。更优选地，在α-Al₂O₃层中，测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比Y小于面积比X。该测量视野得自用电子背散射衍射装置对从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域之外的区域的分析。

因此，在α-Al₂O₃层的前侧区域中，κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒之比较高。已知κ-Al₂O₃晶粒比α-Al₂O₃晶粒更软且具有更高的柔性。因此，在切削的初始阶段(在该阶段中，切削工具负荷最重)中，较高比率的κ-Al₂O₃晶粒使得可以有效地抑制覆膜中裂纹的产生。因此，α-Al₂O₃层由两个区域构成。一个区域为从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域。另一个区域为从所述α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域之外的区域。

上述XRD装置分析透射通过包括α-Al₂O₃层的覆膜的x射线。因此，获得的比率[C_κ/(C_α+C_κ)×100](％)作为整个α-Al₂O₃层的比率。相反，EBSD装置将电子束施加到包括α-Al₂O₃层的截面，并分析由该截面反射的背散射电子(如本文稍后所述的)。因此，对于出现在截面上的α-Al₂O₃层的两个区域中的每一个区域，例如可以调整待分析的截面上的位置，以获得测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的比率(由于该比率是通过EBSD获得的，所以其表示为面积比)。

α-Al₂O₃层的前表面是指α-Al₂O₃层中位于覆膜前侧的最上部。当在α-Al₂O₃层上形成有另一层时，前表面指的是另一层和α-Al₂O₃层之间的界面。当未在α-Al₂O₃层上形成另一层时，前表面指的是覆膜的前表面。此外，用于计算面积比Y的区域(即，从所述α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域之外的区域)的基材侧端部为α-Al₂O₃层的位于基材侧的最下部。当在α-Al₂O₃层和基材之间形成有另一层时，该端部指的是另一层和α-Al₂O₃层之间的界面。当α-Al₂O₃层与基材直接接触时，该端部指的是基材与α-Al₂O₃层之间的界面。

在本实施方案中，为了测量如上所述的α-Al₂O₃层的两个区域中的每个区域中的κ-Al₂O₃晶粒的面积比，使用配备有EBSD装置的场致发射扫描电子显微镜(FE-SEM)。具体而言，至少沿着与基材的前表面的法线方向平行的方向切割α-Al₂O₃层。对所得到的截面进行抛光。将该抛光截面用作测量表面。测量该抛光截面中所包括的α-Al₂O₃层中的κ-Al₂O₃晶粒的面积比。可以通过用防水砂纸抛光截面并进一步用氩离子进行离子铣削从而获得该抛光截面。

用于制备抛光截面的抛光方法如下所述，该抛光截面用于测量κ-Al₂O₃晶粒的面积比。

首先，基于下述制造方法形成α-Al₂O₃层。切割该α-Al₂O₃层使得获得与基材前表面的法线方向平行的截面。此后，用防水砂纸(包含作为磨料的SiC磨料)对通过切割获得的截面进行抛光。

以如下方式进行上述切割。例如，用蜡等将α-Al₂O₃层的前表面(当在α-Al₂O₃层上形成有另一层时，则为覆膜的前表面)粘附并固定在足够大的保持用平板上。此后，使用具有旋转刀片的切割器沿着与平板垂直的方向切割α-Al₂O₃层(旋转刀片的设置方向尽可能垂直于平板从而进行切割)。这是因为这样的原因：据认为基材的前表面与α-Al₂O₃层的前表面(覆膜的前表面)平行。如上所述，只要垂直于平板切割α-Al₂O₃层，则可以在任何位置切割α-Al₂O₃层。如此，对得到的截面进行如下所述进行抛光和平滑化，从而制备抛光截面。

依次使用上述防水砂纸#400、#800、#1500(防水砂纸的编号(#)表示磨料的不同粒径。编号数值越大表示磨料的粒径越小)进行抛光。

随后，利用Ar离子对用防水砂纸抛光过的截面进行离子铣削，以进一步进行平滑化处理。例如，离子铣的条件如下所示。

加速电压：6kV

离子束入射角：距基材前表面的法线方向为0°

离子束辐射时间：6小时

此后，可以利用配备有EBSD装置的FE-SEM观察经过平滑化处理的α-Al₂O₃层的抛光截面。该观察可通过将聚焦电子束单独导向至各像素(pixel)上并连续获取EBSD数据来进行。例如，可以使用配备有HKL NL02EBSD检测器的FE-SEM(商标：由Carl Zeiss制造的“Zeiss Supra 35VP”)。

用配备有EBSD装置的FE-SEM对抛光截面的观察如下。基于由背散射电子产生的Kikuchi衍射图案的自动分析，EBSD装置可以测量晶粒的晶体结构以及晶体取向(其中晶粒是取向的)。因此，可以通过下述方式来确定κ-Al₂O₃晶粒的面积比。即，使用配备有EBSD装置的FE-SEM来拍摄抛光截面的照片，并确认在照片(图像，即视野)中出现在每个像素上的Al₂O₃晶粒的类型。然后，计算由κ型晶粒占据的面积(确认为κ-Al₂O₃晶粒的像素数)与图像上出现的全部Al₂O₃晶粒所占据的面积(确认为Al₂O₃晶粒的像素数)的比率。

即，面积比X指的是：在图像(测量视野)中，包含在从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比。此外，面积比Y指的是：在图像(测量视野)中，从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域之外的区域中包含的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比。

因此，在本实施方案的α-Al₂O₃层中，面积比X优选(例如)在0.1％至20％的范围内。此外，面积比Y优选低于面积比X。面积比X更优选在0.3％至5％的范围内，并且面积比Y最优选在0.01％至0.3％的范围内。

对于α-Al₂O₃层的两个区域中的κ-Al₂O₃晶粒的面积比的测量，为了确保测量的精度，在3000x至30000x的范围内适当地选择FE-SEM的放大倍率，并且在10μm²至200μm²的范围内适当地选择一个视野中待观察的面积。更具体而言，一个视野应至少包括1μm(在α-Al₂O₃层的深度方向上)×10μm(在垂直于深度方向的方向上)的任意测量位置。此外，对于κ-Al₂O₃晶粒的面积比X的计算，在从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域中的至少三个测量位置处进行测量，并计算各个测量值的平均值，以使用该平均值作为面积比X。同样地，对于κ-Al₂O₃晶粒的面积比Y的计算，在从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域之外的区域中的至少三个测量位置处进行测量，并计算各个测量值的平均值，以使用该平均值作为面积比Y。应当注意的是，上述测量位置可以在相同的视野或不同的视野中。此外，如果任何测量值明显异常，则丢弃该值。

对于借助于EBSD装置的κ-Al₂O₃晶粒面积比的计算，可以使用(例如)市售软件(商标：“Orientation Imaging Microscopy Ver 6.2”，由EDAX开发)。

<其他层>

除了如上所述的α-Al₂O₃层之外，覆膜还可以包括其他层。其他层可以包括(例如)TiCN层。TiCN层可以例如设置在α-Al₂O₃层和基材之间。该TiCN层具有优异的耐磨性，因此可以赋予覆膜更高的耐磨性。TiCN层特别优选由MT-CVD(中温CVD)法形成。MT-CVD法可以用于在约850℃至900℃的相对低的温度下形成层，并且可以减少在形成层的过程中由于加热所造成的基材的损坏。

TiCN层的平均厚度优选为2μm至20μm。如果该平均厚度小于2μm，则存在磨损易于增加的可能性。如果该平均厚度大于20μm，则存在降低耐崩裂性的可能性。应当指出的是，以下描述的最外表面层和中间层也包括在其他层中。

<最外表面层>

优选地，在覆膜的表面中设置有最外表面层，该最外表面层中的主要成分为Ti(钛)碳化物、Ti氮化物和Ti硼化物中的任一者。最外表面层是位于覆膜中最外表面位置的层。然而，应当指出的是，最外表面层可以不形成于包括切削刃棱线的区域中。在α-Al₂O₃层上没有形成其他层的情况下，最外表面层直接设置在α-Al₂O₃层上。

“主要成分为钛碳化物、钛氮化物和钛硼化物中的任一者”是指最外表面层包含90质量％以上的钛碳化物、钛氮化物和钛硼化物中的任一者。优选的是，该表述指除了不可避免的杂质之外，最外表面层由钛碳化物、钛氮化物和钛硼化物中的任一者构成。

在Ti碳化物、Ti氮化物和Ti硼化物之中，特别优选将Ti氮化物(即，表示为TiN的化合物)用作形成最外表面层的主要成分。在这些化合物之中，TiN呈现最明显的颜色(呈现金色)，因此具有这样的优点：使得在切削使用后易于识别切削刀片的角部(识别已使用部)。

最外表面层的平均厚度优选为0.05μm至1μm。最外表面层的平均厚度的上限值优选为0.8μm，并且更优选为0.6μm。最外表面层的平均厚度的下限值优选为0.1μm，并且更优选为0.2μm。如果平均厚度小于0.05μm，则存在这样的可能性：当压缩残余应力被施加到覆膜上时，不能充分地提供其效果，因此耐崩裂性没有得到改善。如果平均厚度大于1μm，则存在最外表面层和与最外表面层相邻的层之间的密着性劣化的可能性。

<中间层>

优选地，覆膜具有在α-Al₂O₃层和基材之间的中间层。该中间层形成为含有针状TiCNO或针状TiBN。例如，该中间层优选设置在α-Al₂O₃层和TiCN层之间，该TiCN层设置在α-Al₂O₃层和基材之间，并且更优选设置在α-Al₂O₃层和TiCN层之间，并同时与α-Al₂O₃层和TiCN层相接触，这是因为，覆膜中的α-Al₂O₃层的密着性得以提高。该中间层可以通过任何已知方法来形成。应当指出的是，在此，“针状”是指TiCNO和TiBN晶粒的“针状”形状。

该中间层的平均厚度优选为0.3μm至1μm，这是因为覆膜中α-Al₂O₃层的密着性进一步提高。中间层的平均厚度更优选为0.4μm至0.8μm。另外，中间层的最大厚度和最小厚度之间的差值优选为0.3μm以上。因此，能够确保覆膜中α-Al₂O₃层的密着性提高。如果所述中间层的最大厚度和最小厚度之间的差值小于0.3μm，则可能无法充分地得到提高α-Al₂O₃层的密着性的效果。所述中间层的最大厚度和最小厚度之间的差值上限为0.9μm。如果该差值大于上限0.9μm，则α-Al₂O₃晶粒可能不均匀且中间层和α-Al₂O₃层之间的密着性可能会降低。

可以通过离子铣削对与α-Al₂O₃层的垂直截面平行的覆膜截面进行抛光，并用场致发射扫描电子显微镜观察该抛光截面，从而测定中间层的厚度。

例如，离子铣削的条件如下所示。

加速电压：6kV

离子束入射角：距离法线0°至5°

离子束辐射时间：300分钟

例如，可以通过以下方式来确定中间层的平均厚度。上述测量方法在中间层的多个位置处测量中间层的厚度。因此，从这些位置中，选取任意若干位置。可以将在这些若干位置处的各个厚度平均，以确定中间层的平均厚度。也可以由通过上述测量方法测定的中间层的多个位置处的厚度中取得最大厚度和最小厚度，从而确定中间层的最大厚度和最小厚度。

<覆膜的制造方法>

本实施方案中的表面被覆切削工具可以适当地通过利用化学气相沉积(CVD)法在基材上形成覆膜来制造。在利用CVD法的情况下，沉积温度为800℃至1200℃，该温度高于物理气相沉积法的温度，从而提高了覆膜和基材之间的密着性。在形成除了α-Al₂O₃层以外的层作为覆膜的层的情况下，可以通过常规已知的方法形成这些层。

例如，可以借由CVD法通过以下方式来形成α-Al₂O₃层。

首先，通过已知方法，在形成于基材上的其他层之上形成TiCN层，或者在基材上形成TiCN层而不形成介于二者间的其他层，并且在TiCN层的表面上形成TiCNO层。此外，使TiCNO层的表面氧化，从而引发α-Al₂O₃晶粒的成核。随后，形成α-Al₂O₃层(α-Al₂O₃晶体生长)。对于α-Al₂O₃晶粒的成核以及α-Al₂O₃层的形成(α-Al₂O₃晶体的生长)而言，待引入的原料气体中所包含的CO气体含量设为选自1体积％至5体积％的范围内。原料气体中除CO气体之外的各气体的含量为：1.3体积％至2.5体积％的AlCl₃、2.8体积％至6体积％的HCl、0.4体积％至3体积％的CO₂、0.002体积％至0.008体积％的O₂，并且余量为H₂。CVD装置的炉内温度为970℃至1020℃，炉内压力为70hPa至110hPa。

在α-Al₂O₃晶粒的成核过程中，引入这样的原料气体，其中包含在原料气体中的CO气体的含量由选自1体积％至5体积％范围内的含量瞬时(以脉冲形式)升高。即，首先CO气体的含量以脉冲的方式改变，从而引发α-Al₂O₃晶粒的成核，此后，使用具有上述组成的原料气体从而使α-Al₂O₃晶粒生长并形成α-Al₂O₃层。以这种方式，可以形成其中κ-Al₂O₃晶粒与大量的α-Al₂O₃晶粒混合的α-Al₂O₃层。应当指出的是，在成核过程中CO气体的含量瞬时升高的情况下，可以通过降低作为原料气体中余量的H₂的含量来调节CO气体含量的升高。这样做是方便的，这是因为其他气体各自的含量、CVD装置的炉内温度以及炉内的压力可以保持不变。

优选地，相对于选自1体积％至5体积％范围内的含量，CO气体瞬时升高的含量(脉冲高度)为130％至160％。如果该值小于130％，则基于上述表达式(3)计算的κ-Al₂O₃晶粒的面积比小于0.05％，因此存在耐崩裂性降低的可能性。如果该值大于160％，则κ-Al₂O₃晶粒的面积比大于7％，因此存在不能获得优异的耐磨性的可能性。

常规已指出的是，引入的CO气体的浓度过度升高使低硬度的κ-Al₂O₃晶粒的面积比增加，从而降低耐磨性。在本实施方案中的表面被覆切削工具的情况下，可以通过引入CO气体，使得即使当引入的CO气体的浓度较高时，该浓度也以脉冲的方式改变，从而控制κ-Al₂O₃晶粒的面积比。然后，对于所形成的α-Al₂O₃层，基于上述表达式(1)确定的TC(006)大于5。因此可以提高耐磨性。此外，在α-Al₂O₃层中，基于上述表达式(3)的计算，κ-Al₂O₃晶粒以0.05％至7％的比例混合。因此可以提高耐崩裂性。

此外，优选以下述方式制造本实施方案中的表面被覆切削工具。在α-Al₂O₃晶粒成核后的α-Al₂O₃层形成期间，当形成的α-Al₂O₃层的厚度为相对于所需厚度的50％至90％时，暂时停止CO₂气体的供给，之后重新开始供给CO₂气体。以这种方式，可以增加α-Al₂O₃层的前表面中的κ-Al₂O₃晶粒的面积比。因此，可以制造这样的表面被覆切削工具，其中在切削工具负载最重的切削初始阶段，有效地抑制覆膜中裂纹的产生。

当暂时停止后重新开始供给CO₂气体时，将CO₂气体的含量设定为原料气体中的原始含量(即，设定为0.4体积％至3体积％)。之后，使用具有上述组成的原料气体继续形成α-Al₂O₃层。以这种方式，可以形成具有期望厚度的α-Al₂O₃层。为了将κ-Al₂O₃晶粒的面积比设定在适当的范围内，CO₂气体供给暂时停止的时间优选为25秒至70秒。因此，在α-Al₂O₃层中，测量视野中所获得的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比X为0.1％至20％。该面积比X是利用电子背散射衍射装置对从所述α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域的分析中获得的。此外，可以使面积比X高于测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比Y。该面积比Y是利用电子背散射衍射装置对从所述α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域之外的区域的分析中获得的。

现在对原料气体中包含的CO气体和CO₂气体的各自作用进行描述。在本实施方案中，控制CO气体的含量，从而在α-Al₂O₃晶粒的成核期间，使得κ-Al₂O₃晶粒混合在α-Al₂O₃层中。此外，在α-Al₂O₃层的形成(晶粒生长)期间，控制CO₂气体的含量(暂时停止CO₂气体的供给)，从而增加α-Al₂O₃层的前表面中的κ-Al₂O₃晶粒相对于全部Al₂O₃晶粒的比率。在α-Al₂O₃的形成期间，CO气体具有抑制反应的作用。因此，在α-Al₂O₃晶粒的成核期间，CO气体抑制α-Al₂O₃层中的α-Al₂O₃晶粒的产生。因此，在α-Al₂O₃晶粒的成核期间控制(瞬时增加)CO气体的含量，从而使得κ-Al₂O₃晶粒以预定的比率混合在整个α-Al₂O₃层中。相反，在α-Al₂O₃的形成期间，CO₂气体具有促进反应的作用。因此，CO₂气体促进α-Al₂O₃层中的α-Al₂O₃晶粒的生成(生长)。因此，在α-Al₂O₃层的形成期间，控制CO₂气体的含量(暂时停止其供给)，从而能够增加α-Al₂O₃层的前表面中的κ-Al₂O₃晶粒相对于全部Al₂O₃晶粒的比率。

应当指出的是，可以通过适当调节沉积时间(各层的沉积速率为约0.5μm/小时至2μm/小时)来调节α-Al₂O₃层的厚度和α-Al₂O₃层之外的其他各个层的厚度。

实施例

下文中，将参照实施例对本发明进行更加详细的描述。然而，本发明不限于这些实施例。

<实施例1>

<基材的制备>

制备由具有JIS(日本工业标准)B 4120(1998)定义的CNMG120408形状的硬质合金母材(由Sumitomo Electric Industries制造)形成的基材。将制备的基材分成8组，命名为样品A1至样品A8。每组制备3个基材。这些基材具有以下组成：87.0重量％的WC、8.0重量％的Co、2.5重量％的TiC、1.5重量％的NbC和1.0重量％的TaC。

如下文中将描述的那样，样品A1至样品A3为实施例，样品A4至样品A8为比较例。

<覆膜的形成>

利用已知方法对样品A1至样品A8的基材进行珩磨，并置于CVD装置中，利用CVD法在各基材的表面上形成覆膜。关于形成覆膜的条件，在下表1中示出了除了α-Al₂O₃层之外的各层的形成条件。

在利用CVD法形成α-Al₂O₃层的过程中，将在TiCN层的表面上形成的TiCNO层的表面氧化，从而引发α-Al₂O₃晶粒的成核，随后形成α-Al₂O₃层。特别地，对于α-Al₂O₃晶粒的成核以及随后的α-Al₂O₃层的形成，将待引入的原料气体中所包含的CO气体的含量设为2体积％。在下表2中示出了原料气体的组成中包括CO气体在内的构成气体的各含量、以及CVD装置的炉内温度和炉内压力。

应当指出的是，在α-Al₂O₃晶粒的成核期间，引入CO气体，并使其含量瞬时变得高于2体积％。此后，使用其中将CO气体的含量再次设为2体积％的原料气体，从而使α-Al₂O₃晶粒生长并形成α-Al₂O₃层。

特别是在实施例1中，为样品A1至样品A7不同地设定CO气体的瞬时升高含量(脉冲高度)、引入瞬时升高含量的CO气体的时间(脉冲宽度)、以及瞬时升高含量下引入CO气体的次数。具体而言，对于样品A1至A7，相对于原料气体中的2体积％的CO气体的含量，将脉冲高度设定为150％或170％，脉冲宽度在0.5分钟至1.5分钟的范围内变化，并且将在瞬时升高含量下引入CO气体的次数设为2次或3次。

此外，关于原料气体的组成中的CO₂含量，样品A1至A7与样品A8不同。关于除了CO₂气体以外的原料气体的组成，以及CVD装置的炉内温度和炉内压力，样品A1至A7与样品A8相同。将样品A8的条件(例如，瞬时升高含量下引入的CO气体的脉冲宽度和脉冲高度)设定为与样品A2的条件相同。在下表2中示出了这些条件。表2中的“脉冲周期”是指从在瞬时升高含量下开始引入CO气体的开始时间到下一个开始时间的时间段。

各样品A1至样品A8所形成的覆膜的层结构从基材开始依次由TiN层、TiCN层、TiCNO层、α-Al₂O₃层、TiC层和TiN层构成。在下表3中示出了样品A1至样品A8的层结构以及各层的厚度(μm)。

表3

<试验细节>

在实施例1中，如上所述，为每个样品A1至样品A8制备了3个样品。对于三个样品中的一个样品，利用X射线照射后刀面(特别是后刀面上距切削刃棱线3mm的位置)，从而测定α-Al₂O₃层的TC(006)。此外，基于由X射线照射获得的覆膜的XRD图案，计算α-Al₂O₃晶粒的峰计数的数目(C_α)和κ-Al₂O₃晶粒的峰计数的数目(C_κ)。将它们代入上述表达式(3)，以得到κ-Al₂O₃晶粒的面积比。此外，对于另一样品，评价耐磨性。对于剩余的一个样品，评价耐崩裂性。

耐磨性和耐崩裂性的评价方法如下所示。下表4中示出了评价结果。

<耐磨性试验>

工件：SCM435(JIS)

切削速度：270m/分钟

进给：0.35mm/转

切削深度：1.5mm

切削油：干式

切削时间：15分钟

评价：切削进行15分钟后，测量后刀面的磨损宽度Vb(mm)。

按照如下所述的方式对耐磨性进行评价。将样品A1至样品A8各自的切削工具置于NC车床上，在上述条件下对工件进行预定时间的切削。此后，观察切削工具的后刀面上形成的磨损宽度(Vb)，从而对耐磨性进行评价。磨损宽度(Vb)的值越小，则切削工具评价为耐磨性越高。

<耐崩裂性测试>

工件：SCM435(JIS)，开槽材料

切削速度：270m/分钟

进给：0.25mm/转

切削深度：1.5mm

切削油：湿式

评价：测定断裂(崩裂)前所经过的时间(分钟)。

按照如下所述的方式对耐崩裂性进行评价。将样品A1至样品A8各自的切削工具置于NC车床上，在上述条件下对工件进行切削，测定切削工具发生断裂(崩裂)前所经过的时间，从而对耐崩裂性进行评价。断裂发生前所经过的时间越长，则切削工具评价为耐崩裂性越高。

表4

在表4中例如由符号A表示的性能等级定义如下：

A：耐磨性和耐崩裂性非常优异(Vb＝0.145以下，且断裂时间＝5分钟以上)

B：耐磨性和耐崩裂性优异(Vb＝0.155以下，且断裂时间＝4.5分钟以上)

C：耐磨性或耐崩裂性不足(Vb＝大于0.155，或断裂时间＝小于4.5分钟)

D：耐磨性和耐崩裂性更加不足(Vb＝大于0.155，且断裂时间＝小于4.5分钟)

<评价结果>

由表4可以看出，对应于样品A1至样品A3的实施例展示出Vb(mm)为0.155以下的性能以及断裂时间为4.5分钟以上的性能，由此能够将其评价为具有优异的耐磨性和耐崩裂性。关于所有的样品A1至样品A3，α-Al₂O₃层的TC(006)大于5，并且基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为0.7％至4.8％。

与之相比，对应于样品A4至样品A8的比较例不能展示出至少Vb(mm)为0.155以下的性能，或断裂时间为4.5分钟以上的性能，由此将其评价为耐磨性或耐崩裂性不足。关于所有的样品A4至样品A7，α-Al₂O₃层的TC(006)大于5，然而，基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为0.03％以下或7.5％以上。关于样品A8，基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为2％，然而，α-Al₂O₃层的TC(006)为4.53，即小于5。

<分析>

由表4可以清楚地看出，实施例的表面被覆切削工具在耐磨性和耐崩裂性方面优于比较例的表面被覆切削工具，并且能够实现延长的使用寿命。

<实施例2>

<基材的制备>

制备由具有与实施例1相同的CNMG120408形状的硬质合金母材(由Sumitomo Electric Industries制造)形成的基材。将制备的基材分成3组，命名为样品B1至样品B3。每组制备3个基材。这些基材具有以下组成：94.0重量％的WC、5.5重量％的Co和0.5重量％的Cr₃C₂。如下文中将描述的那样，样品B1为实施例，样品B2和样品B3为比较例。

<覆膜的形成>

在与实施例1相同的条件下，对样品B1至样品B3的基材进行珩磨，并置于CVD装置中，利用CVD法形成覆膜。

在利用CVD法形成α-Al₂O₃层的过程中，将在TiCN层的表面上形成的TiCNO层的表面氧化，从而引发α-Al₂O₃晶粒的成核，随后形成α-Al₂O₃层。特别地，对于α-Al₂O₃晶粒的成核以及随后的α-Al₂O₃层的形成，将待引入的原料气体中包含的CO气体的含量设为2.2体积％。在下表5中示出了在原料气体的组成中包括CO气体在内的构成气体的各含量、以及CVD装置的炉内温度和炉内压力。

应当指出的是，在α-Al₂O₃晶粒的成核期间，引入CO气体，并使其含量瞬时变得高于2.2体积％。此后，使用其中将CO气体的含量再次设为2.2体积％的原料气体，从而使α-Al₂O₃晶粒生长并形成α-Al₂O₃层。

特别是在实施例2中，在引入瞬时升高含量下的CO气体的时间段(脉冲周期)方面，使样品B1至样品B3彼此不同。具体而言，样品B1的脉冲周期为3分钟、样品B2的脉冲周期为1分钟并且样品B3的脉冲周期为4分钟。此外，对于样品B1至样品B3共通的是，相对于2.2体积％的CO气体的含量，将脉冲高度设定为140％，脉冲宽度为2分钟，并且引入瞬时升高含量的CO气体两次。在下表5中示出了这些条件。

各样品B1至样品B3所形成的覆膜的层结构从基材开始依次由TiN层、TiCN层、TiCNO层、α-Al₂O₃层、TiC层和TiN层构成。在下表6中示出了样品B1至样品B3的层结构以及各层的厚度(μm)。

表6

<试验细节>

在实施例2中，如上所述，对于每个样品B1至样品B3制备3个样品。对于这三个样品，类似于实施例1，测定α-Al₂O₃层的TC(0006)，基于XRD图案计算κ-Al₂O₃晶粒的面积比，并且对耐磨性和耐崩裂性进行评价。

耐磨性和耐崩裂性的评价方法如下所示。下表7中示出了评价结果。

<耐磨性试验>

工件：FCD700(JIS)

切削速度：150m/分钟

进给：0.3mm/转

切削深度：1.5mm

切削油：湿式

切削时间：10分钟

评价：切削进行10分钟后，测量后刀面的磨损宽度Vb(mm)。

按照如下所述的方式对耐磨性进行评价。将样品B1至样品B3的各切削工具置于NC车床上，在上述条件下对工件进行预定时间的切削。此后，观察切削工具的后刀面上形成的磨损宽度(Vb)，从而对耐磨性进行评价。磨损宽度(Vb)的值越小，则切削工具评价为耐磨性越高。

<耐崩裂性测试>

工件：FCD450(JIS)，开槽材料

切削速度：200m/分钟

进给：0.2mm/转

切削深度：1.5mm

切削油：湿式

评价：测定断裂(崩裂)前的经过时间(分钟)。

按照如下所述的方式对耐崩裂性进行评价。将样品B1至样品B3的各切削工具置于NC车床上，在上述条件下对工件进行切削，测定切削工具发生断裂(崩裂)前的经过时间，从而对耐崩裂性进行评价。断裂发生前的经过时间越长，则切削工具评价为耐崩裂性越高。

表7

在表7中例如由符号A表示的性能等级定义如下：

A：耐磨性和耐崩裂性非常优异(Vb＝0.145以下，且断裂时间＝5分钟以上)

B：耐磨性和耐崩裂性优异(Vb＝0.155以下，且断裂时间＝4.5分钟以上)

C：耐磨性或耐崩裂性不足(Vb＝大于0.155，或断裂时间＝小于4.5分钟)

D：耐磨性和耐崩裂性更加不足(Vb＝大于0.155，且断裂时间＝小于4.5分钟)

<评价结果>

由表7可以看出，对应于样品B1的实施例展示出Vb(mm)为0.145的性能以及断裂时间为5.4分钟的性能，由此能够将其评价为具有优异的耐磨性和耐崩裂性。关于样品B1，α-Al₂O₃层的TC(006)大于5，并且基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为1.8％。与之相比，对应于样品B2和样品B3的比较例不能展示出Vb(mm)为0.155以下的性能，或断裂时间为4.5分钟以上的性能，由此将其评价为耐磨性或耐崩裂性不足。关于样品B2和样品B3，α-Al₂O₃层的TC(006)大于5，然而，基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为0.03％或7.2％。

<分析>

由表7可以清楚地看出，实施例的表面被覆切削工具在耐磨性和耐崩裂性方面优于比较例的表面被覆切削工具，并且能够实现延长的使用寿命。

<实施例3>

<基材的制备>

制备由具有与实施例1相同的CNMG120408形状的硬质合金母材(由Sumitomo Electric Industries制造)形成的基材。将制备的基材分成6组，命名为样品C1至样品C6。每组制备4个基材。这些基材具有以下组成：89.0重量％的WC、6.0重量％的Co、2.5重量％的TiC、1.5重量％的NbC和1.0重量％的ZrC。如下文中将描述的那样，样品C1至样品C4为实施例，样品C5和样品C6为比较例。

<覆膜的形成>

在与实施例1相同的条件下，对样品C1至样品C6的基材进行珩磨，并置于CVD装置中，利用CVD法形成覆膜。

在利用CVD法形成α-Al₂O₃层的过程中，将在TiCN层的表面上形成的TiCNO层的表面氧化，从而引发α-Al₂O₃晶粒的成核，随后形成α-Al₂O₃层。对于α-Al₂O₃晶粒的成核以及随后的α-Al₂O₃层的形成(晶粒的生长)，将待引入的原料气体中包含的CO气体的含量设为与实施例1类似的2体积％。此外，在α-Al₂O₃晶粒的成核期间，引入CO气体三次，其中其含量瞬时升高到高于2体积％(2.8体积％，即脉冲高度为140％)。此外，将脉冲宽度设为0.9分钟且将脉冲周期设为5分钟。在下表8中示出了原料气体的组成中的构成气体各自的含量、以及CVD装置的炉内温度和炉内压力。在α-Al₂O₃晶粒的成核期间的CO气体的瞬时升高含量、引入瞬时升高含量下的CO气体的次数、脉冲宽度和脉冲周期方面，样品C1至样品C6是彼此相同的。

随后，在α-Al₂O₃层的形成(晶粒的生长)期间，在形成的α-Al₂O₃层的厚度相对于期望的厚度为50％至90％(取决于各个样品)时，暂时停止包含于原料气体中的CO₂气体(1体积％)的供给。此后，将CO₂气体的含量设定为原始含量，即1体积％。继续由具有上述组成的原料气体形成α-Al₂O₃层，从而获得期望的厚度。例如，在样品C1的情况下，α-Al₂O₃层的期望厚度为5.4μm。因此，在α-Al₂O₃层的形成期间，当形成的α-Al₂O₃层的厚度为4.4μm(即期望厚度的81.5％)时，停止供给包含于原料气体中的CO₂气体30秒。此后，将CO₂气体的含量设定为1体积％的原始含量。利用具有图8中示出组成的原料气体，继续形成α-Al₂O₃层，从而获得厚度为5.4μm的α-Al₂O₃层。表8的“CO₂暂停时间(秒)”栏中示出了样品C1至样品C6的暂时停止供给CO₂气体的时间。

各样品C1至样品C6所形成的覆膜的层结构从基材开始依次由TiN层、TiCN层、TiCNO层、α-Al₂O₃层、TiC层和TiN层构成。在下表9中示出了样品C1至样品C6的层结构以及各层的厚度(μm)。

表9

<试验细节>

在实施例3中，如上所述，每个C1至C6均制备4个样品。类似于实施例1，四个样品中的三个样品用于测定α-Al₂O₃层的TC(0006)，基于XRD图案计算κ-Al₂O₃晶粒的面积比，并且评价耐磨性和耐崩裂性。

耐磨性和耐崩裂性的评价方法如下所示。

<耐磨性试验>

工件：SCM435(JIS)

切削速度：320m/分钟

进给：0.25mm/转

切削深度：1.5mm

切削油：干式

切削时间：15分钟

评价：切削进行15分钟后，测量后刀面的磨损宽度Vb(mm)。

按照如下所述的方式对耐磨性进行评价。将样品C1至样品C6的各切削工具置于NC车床上，在上述条件下对工件进行预定时间的切削。此后，观察切削工具的后刀面上形成的磨损宽度(Vb)，从而对耐磨性进行评价。磨损宽度(Vb)的值越小，则切削工具评价为耐磨性越高。

<耐崩裂性测试>

工件：SCM435(JIS)，开槽材料

切削速度：250m/分钟

进给：0.2mm/转

切削深度：1.5mm

切削油：湿式

评价：测定断裂(崩裂)前的经过时间(分钟)。

按照如下所述的方式对耐崩裂性进行评价。将样品C1至样品C6的各切削工具置于NC车床上，在上述条件下对工件进行切削，测定切削工具发生断裂(崩裂)前的经过时间，从而对耐崩裂性进行评价。断裂发生前的流过时间越长，切削工具评价为耐崩裂性越高。

此外，在实施例3中，对于各样品C1至样品C6中的剩余的一个样品，沿着基材表面的法线方向切割覆膜，基于上述方法用配备有EBSD装置的FE-SEM(商标：“SU6600”，由Hitachi High-Technologies Corporation制造)分析所得的截面。由此，分别计算α-Al₂O₃层的两个区域的测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒相对于全部Al₂O₃晶粒的面积比X和Y。下表10示出了上述评价的结果。

在本实施例中，面积比X是指测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒相对于全部Al₂O₃晶粒的面积比，该测量视野在从α-Al₂O₃层的前表面(即，从α-Al₂O₃层和TiC层之间的界面)到向内延伸1μm深度的区域中。面积比Y是指κ-Al₂O₃晶粒相对于全部Al₂O₃晶粒的面积比，该测量视野在从所述α-Al₂O₃层的前表面(即，从α-Al₂O₃层和TiC层之间的界面)到向内延伸1μm深度的区域之外的区域中。

用防水砂纸对用于计算κ-Al₂O₃晶粒的面积比X和Y而形成的截面进行抛光，并随后通过用Ar离子的离子铣削以进一步进行平滑化处理。由此制备了截面。离子铣削装置和离子铣削的条件如下所示。

离子铣削装置(商标：“SM-09010”，由JEOL Ltd.制造)

加速电压：6kV

离子束入射角：距基材前表面的法线方向为0°

离子束辐射时间：6小时

在表10中例如由符号A表示的性能等级定义如下：

A：耐磨性和耐崩裂性非常优异(Vb＝0.165以下，且断裂时间＝5分钟以上)

B：耐磨性和耐崩裂性优异(Vb＝大于0.165且为0.200以下，且断裂时间＝3分钟以上且小于5分钟)

C：耐磨性或耐崩裂性不足(Vb＝大于0.200，或断裂时间＝小于3分钟)

<评价结果>

由表10可以看出，对应于样品C1至样品C4的实施例展示出Vb(mm)为0.200以下的性能以及断裂时间为3分钟以上的性能，由此能够将其评价为具有优异的耐磨性和耐崩裂性。关于所有的样品C1至样品C4，α-Al₂O₃层的TC(006)大于5，并且基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为0.06％至3.5％。

特别地，关于样品C1和样品C2，在从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域的测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比X为0.1％至20％。因此，相对于样品C3和样品C4，可以将样品C1和样品C2评价为具有进一步优异的耐磨性和耐崩裂性。

与之相比，对应于样品C5和样品C6的比较例被评价为在性能上劣于对应于样品C1至样品C4的实施例，并且耐磨性或耐崩裂性不足。关于样品C5，α-Al₂O₃层的TC(006)小于5。此外，基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为0.03以下。关于样品C6，尽管α-Al₂O₃层的TC(006)大于等于5，然而基于XRD图案的κ-Al₂O₃晶粒的面积比为9％。关于样品C5和样品C6，在从α-Al₂O₃层的前表面到向内延伸1μm深度的区域中，测量视野中的κ-Al₂O₃晶粒与全部Al₂O₃晶粒的面积比X不在0.1％至20％的范围内。

<分析>

由表10可以清楚地看出，实施例的表面被覆切削工具在耐磨性和耐崩裂性方面优于比较例的表面被覆切削工具，并且能够实现延长的使用寿命。

尽管如上所述对本发明的实施方案和实施例进行了说明，但是从开始就预想可以对上述实施方案和实施例的特征进行适当地组合或以多种方式进行变型。

应当理解的是，本文所公开的实施方案在每个方面都是示例性而非限制性的。本发明的范围旨在由权利要求书的权项、而不是上述实施方案来限定，并且旨在包括与权利要求书等同的范围和含义内的任何变型。

附图标记列表

1第一峰；2第二峰；3第三峰；4第四峰；5第五峰；6第六峰；7第七峰。