本发明涉及一种被覆切削工具。
背景技术：
近年来，随着对切削加工的高效率化的需求的提高，人们要求一种工具寿命比以往更长的切削工具。因此，作为工具材料的要求特性，提高关系到切削工具的寿命的耐磨性和耐缺损性变得更加重要。于是，为了提高这些特性，包含由硬质合金、金属陶瓷或cbn等构成的基材、和覆盖该基材表面的tin层或tialn层等1层或2层以上的被覆层的被覆切削工具得到了广泛的使用。
人们提出了用于改善这种被覆层的特性的各种各样的技术。例如在专利文献1中，提出了一种被覆切削工具，其为由ti和al的氮化物、碳氮化物、碳氧化物和碳氮氧化物中的1种的单层或2种以上的多层构成的两层，该两层为在(200)晶面上具有最大峰强度的第1层和在(111)晶面上具有最大峰强度的第2层。
在专利文献2中，提出了一种被覆切削工具，其具有使以(tixal1-x)n(以原子比计，x：0.25～0.50)的组成式表示的复合氮化物的取向性沿(200)面取向的被覆层。
如上述专利文献1和2所述，已知在ti和al的化合物层中，对x射线衍射的衍射强度进行控制，从而控制被覆层的特性。特别是，已知通过对(111)面控制取向性，耐剥离性和耐氧化性将得到提高，而通过对(200)面控制取向性，耐磨性将得到提高。
专利文献
专利文献1：日本特开平10-330914号公报
专利文献2：日本特开2009-90452号公报
技术实现要素：
为了提高加工效率，切削条件变得比以往更为严格，在该倾向中，人们寻求使工具寿命变得比以往更长。但是，在镍系耐热合金或钴系耐热合金等热传导率较低的难加工材料的加工中，由于切削加工时的发热，切削刃的涂层容易分解和氧化。因此，涂层的硬度降低并且发生脆化，由此有容易发生工具缺损的倾向。
基于这样的背景，在上述以往的被覆切削工具中，人们寻求进一步改善涂层的耐氧化性和机械性强度，使工具的寿命更长。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种特别是在热传导率较低的难加工材料的加工中，能够长期良好地进行加工的被覆切削工具。
本发明人对被覆切削工具的工具寿命的延长反复进行了研究，结果发现，如果使被覆切削工具为以下结构，则能够提高其耐缺损性，因此能够延长被覆切削工具的工具寿命，从而完成了本发明。
即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种被覆切削工具，其包含基材和形成于上述基材的表面的被覆层，上述被覆层的至少1层包含特定层，上述特定层包含具有由下述式表示的组成的化合物：
(alxti1-x)n
[式中，x表示al元素相对al元素和ti元素的总量的原子比，并满足0.60≦x≦0.85]
上述特定层的立方晶(311)面的取向指数tc(311)的值为2.5以上4.2以下，上述特定层的平均厚度为1.0μm以上12.0μm以下。
(2)如(1)所述的被覆切削工具，其中，上述特定层的立方晶(111)面的取向指数tc(111)的值为0.85以上1.5以下。
(3)如(1)或(2)所述的被覆切削工具，其中，上述特定层具有0.2gpa以上6.0gpa以下的压缩应力。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的被覆切削工具，其中，上述被覆层在上述特定层和上述基材之间具有下部层(但是，与上述特定层的组成不同)，上述下部层包含由选自ti、zr、hf、v、nb、ta、cr、mo、w、al、si以及y所组成的群组中的至少一种元素、和选自c、n、o以及b所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，上述下部层的平均厚度为0.1μm以上3.5μm以下。
(5)如(1)～(4)中任一项所述的被覆切削工具，其中，上述被覆层在上述特定层的与上述基材相反的一侧具有上部层(但是，与上述特定层的组成不同)，上述上部层包含由选自ti、zr、hf、v、nb、ta、cr、mo、w、al、si以及y所组成的群组中的至少一种元素、和选自c、n、o以及b所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，上述上部层的平均厚度为0.1μm以上3.5μm以下。
(6)如(1)～(5)中任一项所述的被覆切削工具，其中，上述被覆层整体的平均厚度为1.0μm以上15.0μm以下。
(7)如(1)～(6)中任一项所述的被覆切削工具，其中，上述被覆层通过物理气相沉积法形成。
(8)如(1)～(7)中任一项所述的被覆切削工具，其中，上述基材由硬质合金、金属陶瓷、陶瓷或立方晶氮化硼烧结体构成。
根据本发明，可提供一种特别是在热传导率较低的难加工材料的加工中，可长期良好地进行加工的被覆切削工具。
具体实施方式
以下，对用于实施本发明的方式(以下，简称为“本实施方式”)详细地进行说明，但本发明并不限定于下述本实施方式。本发明在不脱离其主旨的范围内可以进行各种各样的变形。
本实施方式的被覆切削工具包含基材和形成于该基材的表面的被覆层。本实施方式的基材只要用作被覆切削工具的基材，则没有特别的限定。作为基材的例子，可列举硬质合金、金属陶瓷、陶瓷、立方晶氮化硼烧结体、金刚石烧结体以及高速钢。其中，如果基材为选自由硬质合金、金属陶瓷、陶瓷以及立方晶氮化硼烧结体组成的群组中的1种以上，则在耐磨性和耐缺损性上更加优异，因而进一步优选。基材可单独使用1种或将2种以上组合使用。
在本实施方式的被覆切削工具中，如果被覆层整体的平均厚度为1.0μm以上，则认为耐磨性有进一步提高的倾向。另一方面，如果被覆层整体的平均厚度为15.0μm以下，则认为耐缺损性有进一步提高的倾向。因此，被覆层整体的平均厚度优选为1.0μm以上15.0μm以下。其中，从与上述相同的观点来看，被覆层整体的平均厚度更优选为2.0μm以上10.0μm以下。
本实施方式的被覆层可为1层，也可为2层以上的多层，但被覆层的至少1层包含以下所说明的特定层(以下，称作“硬质层”)。本实施方式所涉及的硬质层含有化合物，该化合物具有由下述式：
(alxti1-x)n
表示的组成，因此耐氧化性较为优异。在本实施方式的硬质层中，具有由上述式表示的组成的化合物优选包含立方晶、或立方晶和六方晶。应予说明，在上述式中，x表示al元素相对al元素和ti元素的总量的原子比，并满足0.60≦x≦0.85。如果al元素的原子比x为0.60以上，则al的含量增加，由此能够进一步抑制耐氧化性的降低，如果x为0.85以下，则会将六方晶的存在比例(abundanceratio)抑制得更低，由此能够进一步抑制耐磨性的降低。其中，如果x为0.60以上0.85以下，则耐氧化性和耐磨性的平衡更为优异，因此较为优选，而且更优选为0.65以上0.80以下。
应予说明，在本实施方式中，当将硬质层的组成表示为(al0.6ti0.4)n时，表示al元素相对al元素和ti元素的总量的原子比为0.6，ti元素相对al元素和ti元素的总量的原子比为0.4。即，指的是al元素的量相对al元素和ti元素的总量为60原子％，ti元素的量相对al元素和ti元素的总量为40原子％。
在本实施方式中，如果硬质层的平均厚度为1.0μm以上，则可进一步抑制耐磨性的降低，如果为12.0μm以下，则可进一步抑制耐缺损性的降低。因此，硬质层的平均厚度为1.0μm以上12.0μm以下。其中，从与上述相同的观点来看，硬质层的平均厚度优选为1.0μm以上10.0μm以下，更优选为2.0μm以上8.0μm以下。
本实施方式的被覆层可仅由硬质层构成，但如果在基材和硬质层之间(即，硬质层的下层)具有下部层，则会进一步提高基材和硬质层之间的粘着性，因此较为优选。其中，从与上述相同的观点来看，下部层优选包含由选自ti、zr、hf、v、nb、ta、cr、mo、w、al、si以及y所组成的群组中的至少一种元素、和选自c、n、o以及b所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，更优选包含由选自ti、zr、nb、cr、mo、w、al、si以及y所组成的群组中的至少一种元素、和选自c、n、o以及b所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，进一步优选包含由选自ti、zr、nb、cr、mo、w、al、si以及y所组成的群组中的至少一种元素、和n组成的化合物。但是，下部层的组成与硬质层不同。此外，下部层可为单层，也可为2层以上的多层。
在本实施方式中，如果下部层的平均厚度为0.1μm以上3.5μm以下，则基材和被覆层之间的粘着性会显示出进一步提高的倾向，因而较为优选。从相同的观点来看，下部层的平均厚度更优选为0.3μm以上3.0μm以下，进一步优选为0.5μm以上3.0μm以下。
本实施方式的被覆层也可在硬质层的与基材相反的一侧(即，硬质层的上层)，优选在硬质层的表面，具有上部层。如果上部层包含由选自ti、zr、hf、v、nb、ta、cr、mo、w、al、si以及y所组成的群组中的至少一种元素、和选自c、n、o以及b所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，则耐磨性更加优异，因而进一步优选。此外，从与上述相同的观点来看，上部层更优选包含由选自ti、hf、v、ta、cr以及al所组成的群组中的至少一种元素、和选自c、n、o以及b所组成的群组中的至少一种元素组成的化合物，进一步优选由选自ti、hf、v、ta、cr以及al所组成的群组中的至少一种元素、和n组成的化合物。但是，上部层的组成与硬质层不同。此外，上部层可为单层，也可为2层以上的多层。
在本实施方式中，如果上部层的平均厚度为0.1μm以上3.5μm以下，则在耐磨性上显示出优异的倾向，因而较为优选。从相同的观点来看，上部层的平均厚度更优选为0.2μm以上2.0μm以下，进一步优选为0.3μm以上1.0μm以下。
在本实施方式的被覆切削工具的硬质层中，如果立方晶(311)面的取向指数tc(311)的值为2.5以上4.2以下，则硬质层的机械性强度提高，被覆切削工具的耐缺损性较为优异。从相同的观点来看，上述取向指数tc(311)的值优选为2.5以上4.0以下，更优选为2.5以上3.8以下，进一步优选为2.6以上3.6以下。
在本实施方式的被覆切削工具的硬质层中，如果立方晶(111)面的取向指数tc(111)的值为0.85以上，则可抑制硬质层组织的微细化，因此有能够将耐磨性维持为较高水平的倾向。另一方面，如果tc(111)的值为1.5以下，则tc(311)相对增大，因此有能够进一步抑制机械性强度降低的倾向。因此，在本实施方式中，优选将硬质层中的立方晶(111)面的取向指数tc(111)的值设为0.85以上1.5以下，更优选设为0.85以上1.3以下。
应予说明，在将对硬质层((al，ti)n层)进行x射线衍射时从(hkl)面得到的x射线衍射的峰强度值设定为i(hkl)，并将icdd卡no.00-046-1200所记载的(hkl)面的标准衍射强度设定为i0(hkl)的情况下，本实施方式中所述的立方晶(311)面的取向指数tc(311)和立方晶(111)面的取向指数tc(111)分别通过以下数式进行定义。在此，(hkl)为(111)、(200)、(220)、(311)和(222)这5个面。
[数1]
[数2]
关于本实施方式的硬质层中各晶面指数的峰强度，可通过使用市售的x射线衍射装置来进行测定。例如，如果使用株式会社リガク生产的x射线衍射装置rintttriii(产品名)，在下述条件下对利用cu-kα射线的2θ/θ聚焦方法光学系统的x射线衍射进行测定，则可测定上述各晶面指数的峰强度。在此的测定条件为，输出功率：50kv、250ma，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，bent单色仪，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/min，2θ测定范围：20～140°。在由x射线衍射图形求取上述各晶面指数的峰强度时，也可以使用x射线衍射装置附带的解析软件。在解析软件中，使用三次样条逼近进行背景处理和kα2峰除去，同时使用pearson-vii函数进行轮廓拟合，可求出各峰强度。应予说明，在下部层形成于比硬质层更靠近基材侧的位置的情况下，为了不受下部层的影响，能够通过薄膜x射线衍射法测定各峰强度。
本实施方式的硬质层如果具有压缩应力，则机械性强度会提高，并且被覆切削工具的耐缺损性也会提高，因此较为优选。其中，如果硬质层的压缩应力为0.2gpa以上，则耐缺损性会显示出提高的倾向，如果为6.0gpa以下，则有能够进一步抑制被覆层自身的剥离的倾向。因此，硬质层的压缩应力优选为0.2gpa以上6.0gpa以下，更优选为1.0gpa以上5.5gpa以下，进一步优选为2.0gpa以上5.0gpa以下。
应予说明，上述压缩应力可通过使用x射线衍射装置的sin2ψ法来测定。而且，这样的压缩应力可通过以下方法测定：利用该sin2ψ法对与切削相关的部位所包含的任意10点(这些点各自优选彼此隔开0.5mm以上的距离来进行选择，以便能够代表该部位的应力。)的应力进行测定，并求其平均值。应予说明，切片(无应变角度)利用icdd卡no.00-006-0642和no.00-046-1200(分别为立方晶tin和立方晶aln)所记载的衍射角度，算出与组成比相对应的数值来使用。
具体来说，当硬质层的组成为(alati1-a)n时，立方晶(111)面的无应变角度(2θ)可通过以下式子算出。
无应变角度(2θ)＝t2θ+(aa)·(a2θ-t2θ)
在此，在式子中，t2θ为立方晶tin的(111)面的衍射角度(36.81度)，a2θ为立方晶aln的(111)面的衍射角度(38.53度)，aa为al元素相对al元素与ti元素的总量的原子比(a)。
因而，当硬质层的组成为(al0.7ti0.3)n时，立方晶(111)面的无应变角度(2θ)为38.01度。
本实施方式的被覆切削工具中的被覆层的制造方法虽没有特别的限定，但可列举例如离子镀法、电弧离子镀法、溅射法以及离子混合法等物理气相沉积法。如果使用物理气相沉积法形成被覆层，则能够形成锐边，因而较为优选。其中，电弧离子镀法因在被覆层和基材之间的粘着性上更加优异，因此更优选。
使用具体例子对本实施方式的被覆切削工具的制造方法进行说明。应予说明，本实施方式的被覆切削工具的制造方法只要能够实现该被覆切削工具的结构，则没有特别的限制。
首先，将加工为工具形状的基材收容入物理气相沉积装置的反应容器内，并将金属蒸发源设置于反应容器内。接着，对反应容器内进行抽真空，直至其压力达到1.0×10-2pa以下的真空，并通过反应容器内的加热器将基材加热至其温度达到600℃～700℃。加热后，将ar气导入反应容器内，使反应容器内的压力为0.5pa～5.0pa。在压力为0.5pa～5.0pa的ar气气氛下，向基材施加-350v～-500v的偏压，使40a～50a的电流流过反应容器内的钨丝，并对基材的表面进行采用ar气的离子轰击处理。在对基材的表面进行离子轰击处理后，对反应容器内进行抽真空，直至其压力达到1.0×10-2pa以下的真空。
接着，将基材加热至其温度达到400℃～700℃，将氮气(n2)导入反应容器内，使反应容器内的压力为0.5～5.0pa。之后，向基材施加-10v～-80v的偏压，通过100a～150a的电弧放电来使与各层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发，从而开始在基材的表面或下部层的表面形成硬质层的粒子。开始形成粒子后，一边使基材的温度变为低温一边形成粒子(粒子形成工序)。如果一边使基材的温度变为低温一边形成粒子，则形成粒子的速度将会变慢。通过使形成粒子的速度急剧变慢，可形成具有更加均匀的粒径和粒子形状的粒子。粒径和粒子形状形成得越均匀则越能够提高tc(311)的值，因而较为优选。具体来说，优选将基材温度的冷却速度设为80℃/小时以上。
经过粒子形成工序之后，将基材加热至其温度达到400℃～700℃，并向基材施加-50v～-150v的偏压，通过100a～150a的电弧放电使与各层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发，从而使硬质层成膜。开始成膜后，一边使基材的温度变为低温一边形成硬质层(成膜工序)。如果一边使温度变为低温一边形成硬质层，则形成硬质层的速度将会变慢。如果将基材温度的冷却速度设为20℃/小时以上，则更容易得到所期望的取向性。另一方面，如果将基材温度的冷却速度设为50℃/小时以下，则可进一步延长实际上成膜的时间，从而使硬质层更厚。因此，优选将基材温度的冷却速度设为20℃/小时以上50℃/小时。
为了提高本实施方式的硬质层中的立方晶(311)面的取向指数tc(311)的值，优选经过粒子形成工序和成膜工序，上述粒子形成工序为形成由将金属蒸发源的al元素相对al元素和ti元素的总量的原子比设为0.60以上0.85以下的氮化物构成的粒子，上述成膜工序为在该粒子的表面形成硬质层。在成膜工序中，通过使硬质层的成膜速度渐渐变慢，能够提高tc(311)的值。基材的温度会对硬质层的成膜速度产生较大影响。组合上述制造条件，如果使每1小时的成膜速度在0.3μm以上2.5μm以下的范围内渐渐减缓，则更容易获得本实施方式的硬质层。每1小时的成膜速度越慢，tc(311)的值就越高。此外，在使用al元素相对al元素和ti元素的总量的原子比较大的金属蒸发源的情况下，也可提高tc(311)的值，因而较为优选。
在本实施方式的硬质层中，将立方晶(311)面的取向指数tc(311)的值设为2.5以上4.2以下，并且，为了提高立方晶(111)面的取向指数tc(111)的值，将每1小时的成膜速度设为1.0μm以上1.7μm以下即可。如果每1小时的成膜速度为1.0μm以上，则可进一步抑制立方晶(311)面中的过高的取向性。另一方面，如果每1小时的成膜速度为1.7μm以下，则可进一步抑制对(200)面或(220)面取向的比例的增加，因此可将tc(111)的值维持为更高。
为了向本实施方式的硬质层施加特定的压缩定力，在上述成膜工序中，增大对基材施加的偏压的绝对值即可。更具体来说，如果对偏压为-50v的情况和偏压为-100v的情况进行比较，为-100v时的偏压的绝对值较大，因此对硬质层施加的压缩应力增大。此外，如果使用al元素相对al元素和ti元素的总量的原子比较小的金属蒸发源，则硬质层的压缩应力会显示出增大的倾向。因而，可通过调整偏压和金属蒸发源的组成来控制压缩应力。
关于构成本实施方式的被覆切削工具中的被覆层的各层的厚度，可以使用光学显微镜、扫描型电子显微镜(sem)、透射型电子显微镜(tem)等从被覆切削工具的截面组织中进行测定。应予说明，本实施方式的被覆切削工具中的各层的平均厚度能够通过以下方法求得：在从与金属蒸发源相对的面的刀尖棱线部朝向该面的中心部而距离该刀尖棱线部50μm的位置附近取3处以上的截面，从该截面测定各层的厚度，并计算其平均值(算术平均值)。
此外，关于构成本实施方式的被覆切削工具中的被覆层的各层的组成，可以使用能量分散型x射线分析装置(eds)或波长分散型x射线分析装置(wds)等从本实施方式的被覆切削工具的截面组织中进行测定。
认为本实施方式的被覆切削工具将产生如下效果：主要由于其耐氧化性和机械性强度较为优异，因此能够相比以往延长工具寿命(但是，能够延长工具寿命的主要原因不限定于上述内容)。作为本实施方式的被覆切削工具的种类，具体可列举铣削加工用或车削加工用刀口更换型切削刀片、钻头以及立铣刀等。
实施例
以下，通过实施例进一步详细地对本发明进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。
作为基材，准备加工为iso标准cnmg120408形状的刀片，且具有93.2wc-6.5co-0.3cr3c2(以上为质量％)的组成的硬质合金。在电弧离子镀装置的反应容器内，配置金属蒸发源以形成表1和表2所示的各层的组成。将准备的基材固定在反应容器内的旋转工作台的固定配件上。
然后，对反应容器内进行抽真空，直至其压力达到5.0×10-3pa以下的真空。在抽真空后，通过反应容器内的加热器对基材进行加热，直至其温度达到600℃。在加热后，向反应容器内导入ar气，使其压力达到5.0pa。
在压力为5.0pa的ar气体气氛下，向基材施加-400v的偏压，使40a的电流流过反应容器内的钨丝，并对基材的表面进行30分钟的采用ar气体的离子轰击处理。在离子轰击处理结束后，对反应容器内进行抽真空，直至其压力达到5.0×10-3pa以下的真空。
在抽真空后，对基材进行加热，直到其温度达到表3所示的温度(开始工序时的温度)，将氮气(n2)导入反应容器内，并将反应容器内调整为压力为2.7pa的氮气气氛。
对于发明产品1～7，在不形成下部层的情况下，对基材施加表3所示的偏压，并通过电弧电流为120a的电弧放电进行蒸发，从而在基材的表面形成硬质层的粒子(粒子形成工序)。开始形成粒子后，一边使基材的温度以表3所示的冷却速度变为低温一边形成粒子。
经过粒子形成工序后，对于发明产品1～7，在表3所示的条件下使硬质层成膜(成膜工序)。此时，将反应容器内调整为压力为2.7pa的氮气气氛。并且，将电弧电流调整为120a。
对于发明产品8～15，对基材施加-50v的偏压，通过电弧电流为120a的电弧放电使表1所示的金属蒸发源蒸发，从而形成下部层。
接着，对于发明产品8～15，对基材施加表3所示的偏压，通过表3所示的电弧放电使金属蒸发源蒸发，从而在基材的表面形成硬质层的粒子(粒子形成工序)。开始形成粒子后，一边使基材的温度以表3所示的冷却速度变为低温一边形成粒子。
经过粒子形成工序后，对于发明产品8～15，在表3所示的条件下使硬质层成膜(成膜工序)。此时，将反应容器内调整为压力为2.7pa的氮气气氛。并且，将电弧电流调整为120a。
对于比较产品1、5和6，在表5所示的条件下，使表2所示的金属蒸发源蒸发从而在基材上形成各层。此时，将反应容器内调整为压力为2.7pa的氮气气氛。并且，将电弧电流调整为120a。
对于比较产品3、4，对基材施加表3所示的偏压，通过电弧电流为120a的电弧放电进行蒸发，从而在基材的表面形成第1层的粒子(粒子形成工序)。开始形成粒子后，一边使基材的温度以表3所示的冷却速度变为低温一边形成粒子。
经过粒子形成工序后，对于比较产品3、4，在表3所示的条件下使第1层成膜(成膜工序)。对于比较产品2，不经过粒子形成工序，而在表3所示的条件下使第1层成膜(成膜工序)。对于比较产品3，不进行冷却，而在一定温度下使硬质层成膜。此时，将反应容器内调整为压力为2.7pa的氮气气氛。并且，将电弧电流调整为120a。
对于比较产品7、8，对基材施加-50v的偏压，通过电弧电流为120a的电弧放电使表1所示的金属蒸发源蒸发，从而形成第1层。
接着，对于比较产品7、8，对基材施加表3所示的偏压，并通过表3所示的电弧放电使金属蒸发源蒸发，从而在基材的表面形成第2层的粒子(粒子形成工序)。开始形成粒子后，一边使基材的温度以表3所示的冷却速度变为低温一边形成粒子。
经过粒子形成工序后，对于比较产品7、8，在表3所示的条件下使第2层成膜(成膜工序)。此时，将反应容器内调整为压力为2.7pa的氮气气氛。并且，将电弧电流调整为120a。
在基材的表面形成各层直至达到表1和表2所示的特定的平均厚度后，切断加热器的电源，在试样温度达到100℃以下后，将试样从反应容器内取出。
[表1]
*“组成”或“平均厚度”栏中的“-”指未形成下部层或上部层。
[表2]
*“组成”或“平均厚度”栏中的“-”指未形成下部层或上部层。
[表3]
[表4]
[表5]
得到的试样的各层的平均厚度可通过以下方法求得：在从被覆切削工具的与金属蒸发源相对的面的刀尖棱线部朝向该面的中心部而距离该刀尖棱线部50μm的位置附近，对3处的截面进行sem观察，测定各层的厚度，并计算其平均值(算术平均值)。关于得到的试样的各层的组成，在从被覆切削工具的相对金属蒸发源的面的刀尖棱线部朝向该面的中心部而距离该刀尖棱线部50μm的位置附近的截面中，使用eds进行测定。这些结果一并表示于表1和表2。应予说明，表1和表2的各层的金属元素的组成比表示在构成各层的金属化合物中各金属元素相对于金属元素整体的原子比。
对于得到的试样，在下述条件下对利用cu-kα射线的2θ/θ聚焦方法光学系统的x射线衍射进行测定：输出功率：50kv、250ma，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，bent单色仪，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/min，2θ测定范围：30°～100°。装置使用株式会社リガク生产的x射线衍射装置rintttriii(产品名)。从x射线衍射图形求得硬质层的各晶面指数的峰强度。从得到的各晶面指数的峰强度，求得tc(111)和tc(311)。将该结果表示于表6。应予说明，在比硬质层更靠近基材侧的位置形成下部层的情况下，为了不受下部层的影响，通过薄膜x射线衍射法测定各峰强度。此外，在比硬质层更靠近表面侧(基材的相反侧)的位置形成上部层的情况下，为了不受上部层的影响，通过研磨处理除去上部层后，测定x射线衍射。对于比较产品，求得平均厚度最大的(al,ti)n层的tc(111)和tc(311)。
[表6]
对于得到的试样，通过使用x射线衍射装置的sin2ψ法测定硬质层的压缩应力。关于压缩应力，对与切削相关的部位所包含的任意10点的应力进行测定，将其平均值(算术平均值)设为硬质层的压缩应力。对于比较产品，求得平均厚度最大的(al,ti)n层的压缩应力。将该结果表示于表7。
[表7]
使用得到的试样进行以下的切削试验并进行评价。
[切削试验]
被切削材料：因科镍合金718，
被切削材料形状：
切削速度：70m/min，
进给量：0.2mm/rev，
进刀量：1.0mm，
冷却液：有，
评价项目：将试样发生缺损(在试样的切削刃部产生缺陷)时或后刀面磨损宽度达到0.3mm时设定为工具寿命，并对直至工具寿命的加工时间进行测定。
切削试验的结果表示于表8。
[表8]
比较产品1和6由于氧化的发生，刀尖的机械性强度降低，因此直至发生缺损的加工时间缩短。比较产品4、7和8由于六方晶的存在比例较大，因此后刀面磨损宽度更早增大。比较产品2、3和5由于tc(311)的值较小，机械性强度小于发明产品，因此工具寿命也比发明产品短。
由表8的结果可知，发明产品的加工时间均比比较产品的加工时间长。因此可知，发明产品被认为在耐氧化性和机械性强度方面较为优异，因此其工具寿命得到延长。
本申请是以2015年3月27日提交的日本专利申请(特愿2015-066976)为基础的，在此将其内容纳入作为参考。
产业上的可利用性
本发明的被覆切削工具能够相比以往延长工具寿命，因此在产业上具有较高的可利用性。