JP2019520992A - 集合組織化されたアルミナ層を有する切削工具 - Google Patents

Abstract

超硬合金、サーメット、セラミック、鋼若しくは立方晶窒化ホウ素の基材と、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された４〜２５μｍの合計厚さを有する多層耐摩耗性コーティングとから成るコーティングされた切削工具であって、多層耐摩耗性コーティングは、ＣＶＤにより堆積された、一般式Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚにより表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）（式中、０．２＜ｘ≦０．９７、０＜ｙ≦０．２５、及び０．７＜ｚ≦１．１５）と、ＣＶＤによってＴｉＡｌＣＮ層（ａ）のすぐ上に堆積されたカッパ酸化アルミニウムのκ−Ａｌ２Ｏ３層（ｂ）とを備え、Ｔｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ａ）は、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛１１１｝面を有する全体的な繊維集合組織を有し、この繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により０°≦α≦８０°の角度範囲で測定したＴｉ１−ｘＡｌｘＣｙＮｚ層（ａ）の｛１１１｝極点図が、基準法線から＜１０°の傾斜角内に最大強度を有すること、及び０°≦α≦６０°の角度範囲で測定した相対強度の≧５０％を、基準法線から＜２０°の傾斜角内に有することを特徴とし、κ−Ａｌ２Ｏ３層（ｂ）は、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛００２｝面を有する全体的な繊維集合組織を有し、この繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により０°≦α≦８０°の角度範囲で測定したκ−Ａｌ２Ｏ３層（ｂ）の｛００２｝極点図が、基準試料から＜１０°の傾斜角内にある最大強度を有すること、かつ０°≦α≦８０°の角度範囲で測定した相対強度の≧５０％を、基準試料から＜２０°の傾斜角内に有することを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼若しくは立方晶窒化ホウ素の基材と、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された４〜２５μｍの合計厚さを有する多層耐摩耗性コーティングとから成るコーティングされた切削工具に関し、この多層耐摩耗性コーティングは、一般式Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚにより表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）（式中、０．２＜ｘ≦０．９７、０＜ｙ≦０．２５、及び０．７＜ｚ≦１．１５）、及びカッパ酸化アルミニウムのκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）を備えるものである。

切削工具の耐摩耗性はしばしば、異なる金属の酸化物、窒化物及び炭化物の耐火性硬質コーティング（通常はＣＶＤ又はＰＶＤ技術により堆積される）によって改善される。酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）は、切削工具において耐摩耗性コーティングのために広く使用されている。Ａｌ_２Ｏ_３は、幾つかの異なる相で結晶化し、γ−Ａｌ_２Ｏ_３、α−Ａｌ_２Ｏ_３及びκ−Ａｌ_２Ｏ_３多形の堆積は、工業的な規模で達成されてきており、ここで主に後者２つの多形が、市販の切削工具で用いられる。

多結晶構造のコーティングは、基材表面（繊維集合組織：ｆｉｂｅｒ ｔｅｘｔｕｒｅ）に対して優先結晶方位で成長することが知られている。優先結晶方位は、幾つかの要因、例えばコーティング組成、核形成、及び堆積条件、堆積表面などに依存している。コーティングの優先結晶方位は、コーティングされた切削工具の機械的特性及び切削性能に大きな影響を与えることがあると知られている。例えば、α−Ａｌ_２Ｏ_３コーティングのための堆積法を修正して、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛０１２｝、｛１０４｝、｛１１０｝、｛１１６｝、｛１００｝、又は｛００１｝結晶面を有する優先結晶方位を得ることが論じられている。基材表面に対して平行な結晶面｛ｎｋｌ｝優先成長での優先結晶方位は、｛ｎｋｌ｝集合組織とも呼ばれる。｛００１｝集合組織化されたα−Ａｌ_２Ｏ_３コーティングは、多くの切削用途において優れた特性を示し、優れた耐摩耗性を示すことが判明している。これはコーティングの摩耗が、主に結晶格子の底面の脱落によって生じるという事実に起因し、このため｛００１｝集合組織化されたコーティングは、脆さ、破砕及び結晶粒の引き抜き（ｐｕｌｌ−ｏｕｔ）により特徴付けられるその他の集合組織の摩耗メカニズムとは異なり、滑らかな摩耗表面で均一な摩耗を示す（S. Ruppi, Surface and Coatings Technology 202 (2008) 4257-4269）。

優先結晶方位は、層の成長条件によって引き起こすことができ、これは力学的又は動熱力学的な理由から、特定の結晶方向（成長集合組織）に沿った成長にとって有利に働くか、あるいは下層又は基材の結晶方位又は構造（エピタクシーによる集合組織）によって引き起こされ得る。ＣＶＤコーティングにおいて適切なプロセス条件の選択により優先結晶方位を制御することは、特に非常に一般的に適用されるコーティング層組成、例えばＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＡｌ（Ｃ，Ｎ）、又はＡｌ_２Ｏ_３については、かなり確立されている。成長集合組織を決定づけるパラメータは、反応ガス及び／又は触媒ガスの選択及び流量比であり得る。

κ−Ａｌ_２Ｏ_３（カッパＡｌ_２Ｏ_３）の結晶構造は、長年にわたり不明であったが、１９８０年代になって初めて、この構造は単純直方晶系であることが分かった。それまでκ−Ａｌ_２Ｏ_３の結晶構造が不確かだったのは、κ−Ａｌ_２Ｏ_３結晶粒の双晶化が原因である。双晶に関連したドメインが、ＸＲＤ粉末回折において六方格子構造のものに似たほぼ六方超格子という誤認をもたらしたのである（Y. Yourdshahyan et al., J. Am. Ceram. Soc.82/6 (1999) 1365-1380）。

欧州特許出願第０４０３４６１号は、κ−Ａｌ_２Ｏ_３及びＴｉＣ又はこれらの炭化物、窒化物、炭窒化物又はオキシカルボニトリドからの１つの二重層を有する物体を開示しており、ＴｉＣ層と接触しているＡｌ_２Ｏ_３層は、κ−Ａｌ_２Ｏ_３又はθ−Ａｌ_２Ｏ_３から成り、以下のようなエピタキシー関係にある：（１１１）ＴｉＣ／／（０００１）κ−Ａｌ_２Ｏ_３、［１１０］ＴｉＣ／／［１０１０］κ−Ａｌ_２Ｏ_３、（１１１）ＴｉＣ／／（３１０）θ−Ａｌ_２Ｏ_３、［１１０］ＴｉＣ／／［００１］θ−Ａｌ_２Ｏ_３。κ−Ａｌ_２Ｏ_３又はθ−Ａｌ_２Ｏ_３の結晶構造は、この文献では規定されていないが、六方晶系であると考えられる。また、層の優先結晶方位は、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層若しくはθ−Ａｌ_２Ｏ_３層についても、又はＴｉＣ層についても開示されていない。

欧州特許出願第０７５３６０２号は、１種以上の耐火層を有する少なくとも部分的にコーティングされた物体を開示しており、この耐火層のうち少なくとも１つは、｛２１０｝集合組織を有する単相のκ−Ａｌ_２Ｏ_３層である（すなわち、基材表面に対して平行な結晶面｛２１０｝優先成長）。この集合組織は、ＣＶＤ法においてＡｌ_２Ｏ_３の核形成の間、水の蒸発濃度を入念に制御することによって得られる。

国際公開第２００５／０９０６３５号は、ＣＶＤにより７５０℃〜９２０℃の温度で得られる、α−Ａｌ_２Ｏ_３又はκ−Ａｌ_２Ｏ_３コーティングを有するコーティングされた物体を開示している。

国際公開第２００９／１１２１１５号は、ＴｉＡｌＣ、ＴｉＡｌＮ又はＴｉＡｌＣＮの内部層と、Ａｌ_２Ｏ_３の外部層とを有する、ＣＶＤコーティングされた物体を開示しているが、アルミニウム層の結晶構造、相又は集合組織は特定されていない。

国際公開第２０１５／１３５８０２号は、基材と、ＣＶＤにより堆積された、３〜２５μｍの合計厚さを有する耐摩耗性コーティングとから成るコーティングされた切削工具を開示しており、ここで耐摩耗性コーティングは、１．５〜１７μｍの厚さを有するＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（式中、０．７≦ｘ≦１、０≦ｙ＜０．２５、及び０．７５≦ｚ＜１．１５）を備える。Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層は、周期的に交互にくるＴｉ及びＡｌの化学量論含分が異なるドメインのラメラ構造を有しており、このドメインは、同一の面心立方（ｆｃｃ）構造、及び同一の結晶方位を有する。透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で国際公開第２０１５／１３５８０２号のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層について調べると、周期的に交互にくるドメインであるＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の下部構造は、｛１１１｝集合組織で、すなわち基材表面に対して平行な結晶面｛１１１｝成長で、優先成長方位を示すことが明らかになった。

本発明の目的は、耐摩耗性が改善された、特にフランク摩耗に対する耐性が改善され、また加工熱による衝撃に対する耐性が改善された、コーティングされた切削工具を提供することである。

本発明は、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼若しくは立方晶窒化ホウ素の基材と、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された４〜２５μｍの合計厚さを有する多層耐摩耗性コーティングとから成るコーティングされた切削工具を提供し、この多層耐摩耗性コーティングは、
ＣＶＤにより堆積された、一般式Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚにより表されるＴｉＡｌＣＮ（ａ）（式中、０．２≦ｘ≦０．９７、０≦ｙ≦０．２５、及び０．７≦ｚ≦１．１５）、及び
ＣＶＤによってＴｉＡｌＣＮ層（ａ）のすぐ上に堆積されたカッパ酸化アルミニウムのκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）
を備え、
Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）は、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛１１１｝面を有する全体的な繊維集合組織を有し、この繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により０°≦α≦８０°の角度範囲で測定したＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の｛１１１｝極点図が、基準法線から≦１０°の傾斜角内に最大強度を有すること、及び０°≦α≦６０°の角度範囲で測定した相対強度の≧５０％を、基準法線から≦２０°の傾斜角内に有することを特徴とし、
κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）は、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛００２｝面を有する全体的な繊維集合組織を有し、この繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により０°≦α≦８０°の角度範囲で測定したκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の｛００２｝極点図が、基準法線から≦１０°の傾斜角内にある最大強度を有すること、かつ０°≦α≦８０°の角度範囲で測定した相対強度の≧５０％を、基準法線から≦２０°の傾斜角内に有することを特徴とする。

本発明の文脈において、ここで使用する「基準法線（ｓａｍｐｌｅ ｎｏｒｍａｌ）」とは、堆積表面の平面に対して垂直な法線を、すなわちそれぞれ、基材表面の平面に対して垂直な法線、又は規定すべきコーティングの下にあるコーティング表面の平面に対して垂直な法線を意味する。

本発明の文脈において、「繊維集合組織」（単に「集合組織」とも言う）とは、ここで、基準法線から特定の傾斜角内にある層の｛ｈｋｌ｝極点図の最大強度により規定するように、結晶材料の結晶粒が、ランダム分布より頻繁に、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛ｈｋｌ｝結晶面で方位付けされていることを意味する。κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の繊維集合組織については、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層の｛００１｝及び｛００２｝結晶面が平行な平面であるため、以下では、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層の繊維集合組織との関連で、結晶面名称｛００１｝及び｛００２｝は、同じ意味を有し、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶成長方位に関して相互に交換可能である。κ−Ａｌ_２Ｏ_３層の優先結晶成長方位の定義については、｛００２｝極点図が選択されている。（００１）ピークは、結晶格子型に当てはまる消滅則が原因で、ＸＲＤスペクトルには現れないからである。

本発明による生成物は、改善された特性を有する新規なコーティング構造を有する。本発明者らは、意外なことに、ｘ＝０．２からｘ＝０．９７のＡｌ含分を含む｛１１１｝集合組織化されたＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の表面に、高度に｛００１｝集合組織化されたκ−Ａｌ_２Ｏ_３層を面心立方（ｆｃｃ）結晶構造で、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層の優れた接着性で成長させることが可能なことを見出した。以下に説明するようにこのことは、従来技術の観点から、またκ−Ａｌ_２Ｏ_３層の成長特性に関する知識からは予測できず、また意想外であった。

熱力学的にメタ安定性のκ−Ａｌ_２Ｏ_３多形の核形成及び成長は、安定性のα−Ａｌ_２Ｏ_３相とは異なり、通常は、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する下部層、例えば、ＴｉＣ、ＴｉＮまたはＴｉＣＮ層（Ａｌ含分を非常に僅かしか含まないか、又は全く含まない）の表面にある｛１１１｝結晶ファセットで起こることが知られている。ここで方位関係性は、［１１１］ｆｃｃ相層／／［００１］κ−Ａｌ_２Ｏ_３であり（前述の欧州特許第０４０３４６１号で論じられている）、κ−Ａｌ_２Ｏ_３の成長は、互いに上に堆積された２つの結晶構造に稠密充填された原子層の積層順序によって決まる。そして、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する前述の種類の下部層の表面にある｛１１１｝結晶ファセットにより、核形成箇所について高密度をもたらし、成長にとって良好な前提条件、及びκ−Ａｌ_２Ｏ_３の稠密充填｛００１｝結晶面の良好な接着性をもたらす。

κ−Ａｌ_２Ｏ_３がｆｃｃ相の層で核形成し、これによって稠密充填｛１１１｝結晶面の上部においてκ−Ａｌ_２Ｏ_３稠密充填｛００１｝結晶面が成長するための核形成箇所について高密度がもたらされるこのような既知の技術とは対照的に、本発明によるコーティングでは、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層が、｛１１１｝集合組織で優先成長方位で成長する。すなわち、結晶面｛１１１｝は、基材表面に対して平行に成長する。この特徴的な成長プロセスにより、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の表面は、基本的に完全に、｛１００｝結晶ファセットで終端し、これによってκ−Ａｌ_２Ｏ_３にとって非常に僅かな核形成箇所がもたらされる。しかしながら、本発明による生成物である下部ｆｃｃ−Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層上にもたらされる核形成表面が、稠密充填原子層を有する｛１１１｝面を欠き、その代わりに｛１００｝面で終端しているにも拘わらず、本発明による生成物は、方位関係［１１１］ｆｃｃ−Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ／／［００２］κ−Ａｌ_２Ｏ_３を示し、ひいては本発明によるκ−Ａｌ_２Ｏ_３層における高度な｛００１｝集合組織を示す。

本発明によるＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の｛１１１｝繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により測定したＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の｛１１１｝極点図が、基準法線から≦１０°、好ましくは≦５°の傾斜角内に最大強度を有することを特徴とする。

本発明によるκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の｛００１｝繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）により測定したκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の｛００２｝極点図が、基準法線から≦１０°、好ましくは≦５°の傾斜角内に最大強度を有することを特徴とする。

極点図は、優先結晶配向（繊維集合組織）を特定するための適切な手段である。本発明の文脈において、本発明によるＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の｛１１１｝反射の極点図、又は本発明によるκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の｛００２｝反射の極点図は、０°≦α≦８０、及び０°≦β≦３６０°の角度範囲にわたり、環状に配置された測定点で実施した。測定されたすべての極点図及び逆算された極点図についての強度分布は、ほぼ回転対称であり、これはつまり、調査した層が、繊維集合組織を示したということである。極点図をＸＲＤによって測定する場合、０°≦α≦８０及び０°≦β≦３６０°の角度範囲にわたる測定は通常、例えば５°以下の角度増分で行う。

本発明によるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）は好ましくは、６００℃〜９００℃の範囲にある反応温度でＣＶＤにより堆積させ、本発明によるカッパ酸化アルミニウムのκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）は好ましくは、６００℃〜９５０℃の範囲にある反応温度でＣＶＤにより堆積させる。

本発明によるコーティングされた切削工具の１つの実施態様では、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）とκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）との界面近くで、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の組成が変わっている。従って、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）とκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）との界面から３０ｎｍの距離内において、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）が、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚによって表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の平均組成よりも高いＴｉ含分を有する化学組成Ｔｉ_１−ｕＡｌ_ｕＣ_ｖＮ_ｗを有し、差（ｘ−ｕ）≧０．０４、好ましくは（ｘ−ｕ）≧０．０６、並びに０．１６≦ｕ≦０．９３、０≦ｖ≦０．２５、及び０．７≦ｗ≦１．１５であることを特徴とする。

何らかの理論に結び付けるつもりはないが、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）とκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）との界面近くで、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の組成変化により、ＡｌＮがＴｉＡｌＣＮ層（ａ）からκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）内に拡散すると、本発明者らは考えている。本発明者らは、この組成変化（恐らく界面での拡散に起因する）が、層（ａ）及び層（ｂ）の相互接着に対して有利な効果をもたらすことを観察している。

本発明によれば好ましくは、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）に対して界面を形成するＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の表面が、｛１００｝結晶面のファセットで終端している。これによって｛１００｝結晶面のファセットが、｛１１１｝結晶面で約５４．７°の角度を有し、これは基材表面に対して平行な優先方位である。Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の終端となる｛１００｝結晶面のファセットは、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）のための成長端部を反映している。このように方位付けされた｛１００｝結晶面のファセットが、κ−Ａｌ_２Ｏ_３に対して非常に僅かな核形成箇所しかもたらさないにも拘わらず、意外なことに、κ−Ａｌ_２Ｏ_３について充分な核形成及び成長が、強力な｛００１｝繊維集合組織で存在することが判明した。

｛１００｝集合組織化されたＴｉＡｌＣＮ層もまた、｛１００｝結晶面のファセットによって終端しており、この場合、基材表面に対して平行に方位付けされていることを、本発明者らは観察している。しかしながら、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の表面が、同様に｛１００｝結晶面のファセットで終端しているにも拘わらず、基材表面に対して方位が異なるのみで、κ−Ａｌ_２Ｏ_３は、実質的に何らかの集合組織無しで、核形成する。

本発明の別の実施態様では、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の＞９０％、好ましくは９５％＞、最も好ましくは＞９９％が、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する。

本発明の別の実施態様では、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）が、Ｔｉ及びＡｌの化学量論含分が異なるＴｉＡｌＣＮ下位層が交互にくるラメラ構造を有し、ＴｉＡｌＣＮ下位層は、１５０ｎｍ以下、好ましくは５０ｎｍ以下の厚さを有する。

本発明の別の実施態様では、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する、式Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚで表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の結晶粒の間に、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚによって表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の平均組成よりもＡｌ含分が高い化学組成Ｔｉ_１−ｏＡｌ_ｏＣ_ｐＮ_ｑの粒界析出物が存在し、差（ｏ−ｘ）≧０．０５、好ましくは（ｏ−ｘ）≧０．１０、並びに０．２５≦ｏ≦１．０５、０≦ｐ≦０．２５、及び０．７≦ｑ≦１．１５．であることを特徴とする。この粒界析出物は、ｆｃｃ−ＴｉＡｌＣＮから相転移によって形成された、少なくとも部分的に六方晶相のｈ−ＡｌＮから成る。六方晶相は、面心立方（ｆｃｃ）相よりもモル体積が大きいため、相転移の際に体積が膨張し、ｆｃｃ−ＴｉＡｌＣＮの残留応力状態から、より高度な圧縮残留応力へと移行する。圧縮残留応力の増加により、コーティングにおける亀裂形成に対する耐性が改善され、特に断続的な切削作業で使用される場合に、コーティングされた工具の靭性が向上する。

本発明の好ましい態様では、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の厚さが、２μｍ〜１４μｍ、好ましくは２．５μｍ〜６μｍである。

本発明の別の好ましい態様では、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の厚さが、１μｍ〜９μｍ、好ましくは１．５μｍ〜６μｍである。

本発明の別の好ましい態様では、多層耐摩耗性コーティングが、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）及びκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）に加えて、基材表面とＴｉＡｌＣＮ層（ａ）との間に、かつ／又はκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の上に、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された、周期表の４Ａ族、５Ａ族若しくは６Ａ族の１種以上の元素又はＡｌ若しくはＳｉ又はこれらの組み合わせの酸化物、炭化物、窒化物、酸窒化物、オキシカーバイド、酸窒化物、炭窒化物、オキシカルボニトリド、又はホウ炭窒化物から成る１つ又は複数の耐火層を備え、この耐火層はそれぞれ、０．５〜６μｍの厚さを有する。

基材表面とＴｉＡｌＣＮ層（ａ）との間にある、１つ又は複数のさらなる耐火層の好ましい例は、窒化チタン、炭化チタン、炭窒化チタン、窒化ジルコニウム、炭化ジルコニウム、炭窒化ジルコニウム、窒化ハフニウム、炭化ハフニウム、又は炭窒化ハフニウムから成るものである。窒化チタン層が、最も好ましい。

κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の上にある、１つ又は複数のさらなる耐火層の例は、炭窒化チタンアルミニウム、窒化アルミニウム、窒化チタン、炭化チタン、炭窒化チタン、窒化ジルコニウム、炭化ジルコニウム、炭窒化ジルコニウム、窒化ハフニウム、炭化ハフニウム、又は炭窒化ハフニウムから成るものである。

本発明の別の好ましい実施態様では、多層耐摩耗性コーティングが、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＣＮ、ＨｆＮ、ＨｆＣＮ、ＶＣ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＡｌＮ若しくはこれらの組み合わせ、又はこれらの多層から成る、厚さ０．１〜３μｍ、好ましくは０．２〜２μｍ、より好ましくは０．５〜１．５μｍの最外トップコーティングを備える。薄い最外コーティング（トップコーティング）は、平滑性又は潤滑性という目的のために、及び／又は最外コーティングの摩耗程度及びその摩耗位置により工具の摩耗を示す検知層として、設けられていてよい。

本発明の別の好ましい実施態様では、基材表面のすぐ上にあり、基材表面と接触している第一の耐火層がＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＨｆＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）又はこれらの組み合わせから成り、好ましくは、基材表面に隣接する第一の耐火層がＴｉ（Ｃ，Ｎ）から成る。基材表面のすぐ上にあり、基材表面と接触しているこの種類の第一の耐火層を備える利点は、後続層の接着性が改善することである。

以下で述べるように製造した、例１（本発明による）のコーティングについて断面図を示すＳＥＭイメージである。 ０°≦α≦８０（増分５°）及び０°≦β≦３６０°（増分５°）の角度範囲にわたるＸ線回折により測定した、例１（本発明による）のコーティングのＴｉＡｌＮ層の｛１１１｝極点図を示す。測定強度は、等値線により示されている。点線の円は、１０〜７０度の放射角度を表し、破線の円は、８０度の放射角度を表し、実線の円は、９０度の放射角度を表す。 ０〜９０°のアルファ角度範囲にわたり、固定ベータ角度０°での、図２（ａ）の極点図による断面図を示す。横座標は、０〜９０度の角度範囲を示し、座標は、測定された関連強度を示す。 ０°≦α≦８０（増分５°）及び０°≦β≦３６０°（増分５°）の角度範囲にわたるＸ線回折により測定した、例１（本発明による）のコーティングのκ−Ａｌ_２Ｏ_３層の｛００２｝極点図を示す。測定強度は、等値線により示されている。点線の円は、１０〜７０度の放射角度を表し、破線の円は、８０度の放射角度を表し、実線の円は、９０度の放射角度を表す。 ０〜９０°のアルファ角度範囲にわたり、固定ベータ角度０°での、図３（ａ）の極点図による断面図を示す。横座標は、０〜９０度の角度範囲を示し、座標は、測定された関連強度を示す。 以下で述べるように製造した、例２（比較例）のコーティングについて断面図を示すＳＥＭイメージである。 ０°≦α≦８０（増分５°）及び０°≦β≦３６０°（増分５°）の角度範囲にわたるＸ線回折により測定した、例２（比較例）のコーティングのＴｉＡｌＮ層の｛１１１｝極点図を示す。測定強度は、等値線により示されている。点線の円は、８０度の放射角度を表し、破線の円は、９０度の放射角度を表す（これは、１０〜７０度の放射角度を示す点線の円を含まない）。 ０〜９０°のアルファ角度範囲にわたり、固定ベータ角度０°での、図５（ａ）の極点図による断面図を示す。横座標は、０〜９０度の角度範囲を示し、座標は、測定された関連強度を示す。 ０°≦α≦８０（増分５°）及び０°≦β≦３６０°（増分５°）の角度範囲にわたるＸ線回折により測定した、例２（比較例）のコーティングのκ−Ａｌ_２Ｏ₃層の｛００２｝極点図を示す。測定強度は、等値線により示されている。点線の円は、１０〜７０度の放射角度を表し、破線の円は、８０度の放射角度を表し、実線の円は、９０度の放射角度を表す。 ０〜９０°のアルファ角度範囲にわたり、固定ベータ角度０°での、図６（ａ）の極点図による断面図を示す。横座標は、０〜９０度の角度範囲を示し、座標は、測定された関連強度を示す。

定義及び方法
繊維集合組織
ここで使用されるように、また蒸着によって生成された薄膜との関連で一般的に使用されるように、「繊維集合組織」又は「集合組織」という用語はそれぞれ、成長結晶粒の方位を、ランダム方位から区別する。薄膜及びコーティングでは通常、集合組織について３種の集合組織が区別される：（ｉ）結晶粒が優先方位を有さないランダム方位、（ｉｉ）繊維集合組織、ここでコーティングにおける結晶粒は、ミラー指数によりｈ、ｋ及びｌで規定される形状的に等価の結晶面の一群｛ｈｋｌ｝が、基材表面の平面に対して優先方位であることが判明しているように方位付けされており、その一方で、この平面に対して垂直な繊維軸を中心にした、結晶粒の回転自由度が存在する、（ｉｉｉ）単結晶基材におけるエピタキシャル配向（又は面内集合組織）、ここで平面内配向は、基材に対して結晶粒の３つの軸を固定する。本願の文脈において「集合組織」という用語は、「繊維集合組織」と同義で使用する。

Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定
Ｘ線回折特定は、ＧＥ Ｓｅｎｓｉｎｇ ａｎｄ Ｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ のＸＲＤ３００３ ＰＴＳ回折計を用いて、Ｃｕ−Ｋα照射で行った。Ｘ線管は、点集束で４０ｋＶ及び４０ｍＡで走らせた。サイズが固定された測定開口部を備えるポリキャピラリー視準レンズを利用する平行ビーム光学装置を、試料のコーティングされた面にわたってＸ線ビームのスピルオーバーが回避されるように、試料の照射面積を規定する一次側で使用した。二次側では、ダイバージェンスが０．４°であり、厚さが２５μｍのＮｉ Ｋ_βフィルタを備えるＳｏｌｌｅｒスリットを使用した。

極点図
分析された層について特定の｛ｈｋｌ｝反射の極点図は、ここに記載するようにＸＲＤを用いて測定し、０°≦α≦８０°（増分５°）及び０°≦β≦３６０°（増分５°）の角度範囲にわたって、環状に配置された測定点で測定した。測定強度のバックグラウンド補正については、αの各増分について、他のコーティング層又は基材の回折ピークとは一切重ならない固定角２θで測定した。焦点外れ補正は、行わなかった。測定されたすべての極点図及び逆算された極点図についての強度分布がほぼ回転対称であった場合、調査した層は、繊維集合組織であったということになる。

Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚについて極点図は、残留層が約２０〜８０％を有し、かつ適度な平滑性を備えるまで、通常は≦０．０７５μｍのグリッドサイズ、≧２５μｍ×２５μｍのマップサイズを用いて、基材表面に対して平行に研磨された層を有する試験体のＥＢＳＤマップから交互に生成可能である。回折パターン及び指数化のために充分な品質を有する方位マップが得られたら、市販で手に入るソフトウェア（例えばＥＤＡＸ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いて、層内のｆｃｃ−Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚの集合組織を計算することができ、また極点図をプロットすることができる。κ−Ａｌ_２Ｏ_３層については、菊池線回折パターンの取得、及びその補正指数は、多結晶層の結晶粒内で双晶又はその他の積層欠陥が高密度であることによって、しばしば妨げられる。このため、この場合における集合組織を安全に特定するためには、ＸＲＤ測定が推奨される。ＥＢＳＤ試料作製、測定、及びＴｉＡｌＣＮ層におけるｆｃｃ相の最小含分特定プロセスについての詳細な手順を以下に示すが、これらの手順によって得られる一群のデータから、集合組織を特定することもできる。一般的には当業者であれば、試験体作製、ＥＢＳＤ測定、及びデータ加工を適切に行うことができる。

｛ｈｋｌ｝結晶面の優先方位を調べ、確認するために、立方晶系についての少なくとも２つのさらなる反射から、又はその他の（非六方晶）結晶系についての少なくとも３つのさらなる反射から、それぞれ別の極点図を測定した。ＸＲＤ極点図測定について充分な数のデータから、方位密度分布関数（ＯＤＦ）を、ポーランドのＬａｂｏＳｏｆｔ製ソフトウェアＬａｂｏＴｅｘ３．０により算出し、優先結晶方位を、逆極点図により示すことができた。ＯＤＦを逆極点図として提示することは、試料に存在する繊維集合組織の結晶方位及び鋭さを示すために適している。ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）測定においてＯＤＦは、局所的な各方位測定について統計的に重要な数から、市販で手に入るＥＢＳＤデータ加工ソフトウェア（例えばＥＤＡＸ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いて、算出することができる[L. Spies et al., Moderne Roentgenbeugung, 2nd edition, Vieweg & Teubner, 2009]。

透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）ＥＤＳ分析
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）分析は、電界放射カソードを備えるＦＥＩ Ｔｉｔａｎ ８０−３００顕微鏡により、３００ｋＶの加速電圧で行った。ＥＤＳ分析のために、Ｏｘｆｏｒｄ Ｉｎｃａ ＥＤＳシステムを使用した。ＴＥＭのための試料作製は、その場取り出し技術（ｉｎ−ｓｉｔｕ ｌｉｆｔ−ｏｕｔ）により、ＦＩＢ／ＳＥＭを組み合わせた装置で、表面から薄い断面片を切り出し、この試料を電子透過に充分なほど薄くすることにより、行った。

電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）
ＥＢＳＤ分析は、電界放射カソードを備えるＺｅｉｓｓ ＳＵＰＲＡ４０ＶＰ電子走査顕微鏡（ＳＥＭ）により、６０μｍの開口部、及び１５ｋＶの加速電圧で、研磨された試料表面に約１２ｍｍの作業距離で７０°の電子ビーム励起角により高電流モードを作用させて行った。ＥＢＳＤシステムは、ＥＤＡＸ（Ｄｉｇｉｖｉｅｗ ｃａｍｅｒａ）であり、データ補正及び分析のためには、ＴＳＬ ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ ７及びＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７ ソフトウェアパッケージを、それぞれ使用した。

電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）による結晶構造特定
層（ｂ）のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚの面心立方（ｆｃｃ）結晶構造についてのパーセンテージは、ＥＢＳＤ分析により、試料の研磨断面で特定した。研磨は、以下の手順によって行った：グラインドディスクＳｔｒｕｅｒｓ Ｐｉａｎｏ ２２０及び水を用いて、６分グラインドする；Ｓｔｒｕｅｒｓ ９μｍ ＭＤ−Ｌａｒｇｏダイヤモンド懸濁液を用いて、３分研磨する；Ｓｔｒｕｅｒｓ ３μｍ Ｍｄ−ｄａｃ ダイヤモンド懸濁液を用いて、３：４０分研磨する；Ｓｔｒｕｅｒｓ １μｍ ＭＤ−Ｎａｐダイヤモンド懸濁液を用いて、２分研磨する；平均粒径が０．０４μｍのコロイド状シリカ懸濁液Ｓｔｒｕｅｒｓ ＯＰ−Ｓを用いて、少なくとも１２分研磨する。ＳＥＭ／ＥＢＳＤ分析の前に試験体を、エタノール中で超音波洗浄し、消磁する。このようにして製造した試験体を、ＦＥ−ＳＥＭ（通常はＥｖｅｒｈａｒｔ−Ｔｈｏｒｎｌｅｙ二次電子検出器を用いて、加速電圧２．５ｋＶ、及び作業距離３〜１０ｍｍで）で検査することにより、面心立方Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の結晶粒が、平坦な表面に研磨されていることが分かり、これが強調された方位コントラストを示すのに対して、ｆｃｃ−Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の粒界で析出したｈ−ＡｌＮ又はｈ−ＡｌＮの層は、ｆｃｃ相の結晶粒よりもかなり激しくエッチングされ、このため、コーティングについてこれらの表面の割合は、ｆｃｃ相よりも少なく、平坦な表面を有さない。このトポグラフィーにより、ｈ−ＡｌＮから成るコーティングにおける割合は、以下に示すＥＢＳＤ分析においてより悪いＥＢＳＤパターンをもたらすのだろう。

ＥＢＳＤマップについての典型的な取得、及び処理パラメータは、以下の通りである：マップサイズは、少なくとも５０×３０μｍ（段階的なサイズは≦０．１５μｍ）であり、測定点の六方晶格子である。４×４又は８×８の区間割り、及び任意で動的バックグラウンド差し引きは、カメラ画像で、１秒あたり２０〜１００フレームに相当する露出時間により行う。しかしながら基本的には、前述の製造手順によって、バックグラウンド差し引き手順を行うことなく、充分な品質のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の回折パターンを有する試料が得られた。回折パターンの指数化は、ハフ変換により行う。こうして記録されたデータ点は、＞０．２という平均信頼指数（ＣＩ）により、理想的に指数化されているべきである。ＣＩは、回折パターンを自動指数化する間に、ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７ソフトウェアによって算出される。所定の回折パターンについて複数の方位があり得ることは、イメージ分析ルーチンにより検知された回折バンドを満たすことによって判明し得る。ソフトウェアは、投票スキームによりこれらの方位（又は解析結果）をランク付けする。信頼指数は、この投票スキームに基づき、ＣＩ＝（Ｖ_１−Ｖ_２）／Ｖ_{ＩＤＥＡＬ}として得られ、式中、Ｖ_１及びＶ_２は、第一及び第二の解析結果の投票数であり、Ｖ_{ＩＤＥＡＬ}は、あり得る投票数を検知されたバンドから合計した数である。信頼指数は、０〜１の範囲にある。信頼指数が０であってもパターンがなおも正確に指数化され得る場合があるものの、ＣＩは、パターン品質のための統計的手段として考慮することができる。粗い表面を有する試料は、充分なパターン品質及びＥＢＳＤのための指数化を得るための粗さにまで、研磨しなければならない。０．３よりも大きいＣＩ値は、自動化されたパターン指数化について９９％の精度に相当し、一般的に＞０．１で指数化されたパターンは、正確であるとみなされる。

第一の工程ではＥＢＳＤマップを、分析すべきＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ｂ）のデータ点を得るためだけに、取り込む。第二の工程では、許容角度５°、及び５つのデータ点の最小結晶粒サイズを適用して、結晶粒ＣＩ標準化を行う。第三の工程では、フィルタＣＩ＞０．１を適用して、すなわち、結晶粒ＣＩ標準化後に比較的低い信頼指数を有する全てのデータ点を考慮しないように、こうして得られた一群のデータを分ける。この比（ＣＩ標準化及びフィルタリング後にｆｃｃ相として指数化されたデータ点の数／取り込んだマップにおけるデータ点の合計数）は、分析したＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層内にあるｆｃｃ相の面積比に相当する（面積％で得られる）。しかしながら、パターンが重複するため、また粒界におけるトポグラフィーは、ｆｃｃ相のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚから得られるＥＢＳＤパターンについてより悪い指数につながるため、こうして得られた値は、層におけるｆｃｃ層の最小分率を表し、実際の分率はこれよりも高い。ＸＲＤ及びＳＥＭによってｈ−ＡｌＮの指数が得られないＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚコーティングは通常、実質的に約１００％のｆｃｃ相から成るため、前述のＥＢＳＤ測定及び処理法によってｆｃｃ相として指数化されたＥＢＳＤマップについて、＞９５面積％という値が得られる。

試料製造
本発明による切削工具の製造、及び比較例による切削工具を製造するために、超硬合金切削工具基材物体（組成：９０．５重量％のＷＣ、１．５重量％のＴａＣ＋ＮｂＣ、及び８．０重量％のＣｏ；形状：ＳＥＨＷ１２０４ＡＦＮ）を、高さが１２５０ｍｍ、直径が３２５ｍｍである、円筒形のＣＶＤ反応器（Ｂｅｒｎｅｘ ＢＰＸ ３２５Ｓ）でコーティングした。

基材物体にわたるガス流は、第一及び第二の前駆体ガス流（ＰＧ１及びＰＧ２）を用いて、中心ガス分配管から放射状に行った。第一及び第二の前躯体ガス流（ＰＧ１及びＰＧ２）を、反応器に別個に導入し、反応ゾーンに入る直前に（すなわち、ガス分配管の出口の後で）合した。

本発明によるＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）は、６００℃〜９００℃の範囲の温度で堆積させる。所望の層組成に応じて、反応ガスは、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＣＨ_３ＣＮ、ＮＨ_３、Ｎ_２、Ｈ_２を含有する。

それからκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）を、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）のすぐ上に、６００℃〜９５０℃の範囲の温度で堆積させる。反応ガスは、ＡｌＣｌ_３、ＣＯ_２及びＨ_２を含有し、さらにＣＯ、ＨＣｌ、Ｈ_２Ｓ及び／又はＳＦ_６を含有することができる。κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の堆積は典型的に、２つの堆積工程で行ったのだが、第一の工程では核形成層が成長し、第二の工程では、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層を所望の厚さまで成長させる。第二の工程では、Ｈ_２Ｓ及び／又はＳＦ_６を触媒として使用した。先の第一堆積工程を用いることなく、κ−Ａｌ_２Ｏ_３層を成長させることも本発明の範囲内にあるが、しかしながらその場合、下部のＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）とκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）との間にある界面において、多量の多孔質が観察された。

本発明による実施例のコーティング、及び比較例によるコーティングは、ここに記載した装置及び以下の表１に記載のプロセス条件を用いて、得たものである。しかしながら、使用する装置に応じて、ＣＶＤコーティングを生成させるためのプロセス条件を特定の範囲まで変えられることは、当技術分野においてよく知られている。このため、当業者であれば、本発明のコーティング特性を達成するために使用する堆積条件及び／又は装置を変更することができる。

ＳＥＭ顕微鏡断面写真を、実施例によるコーティングから作製し、これらは図１及び４に示されている。ＴｉＡｌＮ層及び実施例によるコーティングのκ−Ａｌ_２Ｏ_３層から極点図を測定し、これらは図２、３、５及び６に示されている。

Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛１１１｝極点図における基準法線に対する最大強度の位置（傾斜角）、また例１（本発明による）及び例２（比較例）のコーティングについてのＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛００２｝極点図における基準法線に対する最大強度の位置（傾斜角）が、表２に示されている。表２はまた、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層の｛１１１｝極点図では０°≦α≦６０°の角度範囲で測定した、また例１（本発明による）及び例２（比較例）のコーティングについてκ−Ａｌ_２Ｏ_３層の｛００２｝極点図では０°≦α≦８０°の角度範囲で測定した、基準法線から≦２０°の傾斜角内にある相対的な強度を示す。

切削試験
例１（本発明による）及び例２（比較例）に従って製造した切削工具を、以下の条件でミリング作業において使用した：
ワークピース材料：鋼（ＤＩＮ ４２ＣｒＭｏ４）
冷却剤：無し
一枚当たりの送り：ｆ_ｚ＝０．２ｍｍ
切削深さ：ａ_ｐ＝３ｍｍ
切削速度：ｖ_ｃ＝２８３ｍ／分
設定角度：κ＝４５°

主切れ歯における最大フランク摩耗（Ｖ_Ｂｍａｘ）の発生、及び櫛状亀裂の数を、８００ｍｍの工程で４０００ｍｍのミリング距離にわたって観察した。以下の表３は、Ｖ_Ｂｍａｘの発生、及びミリング距離にわたる櫛状亀裂の数を示す。ミリング試験において、本発明によるコーティングを備える切削工具は、フランク摩耗に対して、また櫛状亀裂形成に対して、比較例のものよりも著しく高い耐性を示した。

Claims (13)

1. 超硬合金、サーメット、セラミック、鋼若しくは立方晶窒化ホウ素の基材と、化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された４〜２５μｍの合計厚さを有する多層耐摩耗性コーティングとから成るコーティングされた切削工具であって、多層耐摩耗性コーティングは、
   ＣＶＤにより堆積された、一般式Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚにより表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）（式中、０．２≦ｘ≦０．９７、０≦ｙ≦０．２５、及び０．７≦ｚ≦１．１５）、及び
   ＣＶＤによってＴｉＡｌＣＮ層（ａ）のすぐ上に堆積されたカッパ酸化アルミニウムのκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）
   を備え、
   Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）は、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛１１１｝面を有する全体的な繊維集合組織を有し、該繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により０°≦α≦８０°の角度範囲で測定したＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の｛１１１｝極点図が、基準法線から≦１０°の傾斜角内に最大強度を有すること、及び０°≦α≦６０°の角度範囲で測定した相対強度の≧５０％を、基準法線から≦２０°の傾斜角内に有することを特徴とし、
   κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）は、基材表面に対して平行に優先的に成長する｛００２｝面を有する全体的な繊維集合組織を有し、該繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により０°≦α≦８０°の角度範囲で測定したκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の｛００２｝極点図が、基準法線から≦１０°の傾斜角内に最大強度を有すること、及び０°≦α≦８０°の角度範囲で測定した相対強度の≧５０％を、基準法線から≦２０°の傾斜角内に有することを特徴とする、コーティングされた切削工具。
2. Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により測定したＴｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚ層（ａ）の｛１１１｝極点図が、基準法線から≦５°の傾斜角内に最大強度を有することを特徴とする、請求項１に記載のコーティングされた切削工具。
3. κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の繊維集合組織は、Ｘ線回折又は電子線後方散乱回折により測定したκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の｛００２｝極点図が、基準法線から≦５°の傾斜角内に最大強度を有することを特徴とする、請求項１又は２に記載のコーティングされた切削工具。
4. ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）とκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）との界面から３０ｎｍの距離内において、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）が、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚによって表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の平均組成よりも高いＴｉ含分を有する化学組成Ｔｉ_１−ｕＡｌ_ｕＣ_ｖＮ_ｗを有し、差（ｘ−ｕ）≧０．０４、好ましくは（ｘ−ｕ）≧０．０６、並びに０．１６≦ｕ≦０．９３、０≦ｖ≦０．２５、及び０．７≦ｗ≦１．１５により特徴付けられる、請求項１から３のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
5. κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）に対して界面を形成するＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の表面が、｛１００｝結晶面のファセットで終端している、請求項１から４のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
6. ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の＞９０％、好ましくは９５％＞、最も好ましくは＞９９％が、面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する、請求項１から５のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
7. ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）が、Ｔｉ及びＡｌの化学量論含分が異なるＴｉＡｌＣＮ下位層が交互にくるラメラ構造を有し、ＴｉＡｌＣＮ下位層はそれぞれ、１５０ｎｍ以下、好ましくは５０ｎｍ以下の厚さを有する、請求項１から６のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
8. 面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を有する、式Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚで表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の結晶粒の間に、Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘＣ_ｙＮ_ｚによって表されるＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の平均組成よりもＡｌ含分が高い化学組成Ｔｉ_１−ｏＡｌ_ｏＣ_ｐＮ_ｑの粒界析出物が存在し、差（ｏ−ｘ）≧０．０５、好ましくは（ｏ−ｘ）≧０．１０、並びに０．２５≦ｏ≦１．０５、０≦ｐ≦０．２５、及び０．７≦ｑ≦１．１５により特徴付けられる、請求項１から７のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
9. ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）の厚さが、２μｍ〜１４μｍ、好ましくは２．５μｍ〜６μｍである、請求項１から８のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
10. κ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の厚さが、１μｍ〜９μｍ、好ましくは１．５μｍ〜６μｍである、請求項１から９のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
11. 多層耐摩耗性コーティングが、ＴｉＡｌＣＮ層（ａ）及びκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）に加えて、基材表面とＴｉＡｌＣＮ層（ａ）との間に、かつ／又はκ−Ａｌ_２Ｏ_３層（ｂ）の上に、
    化学蒸着（ＣＶＤ）によって堆積された、周期表の４Ａ族、５Ａ族若しくは６Ａ族の１種以上の元素又はＡｌ若しくはＳｉ又はこれらの組み合わせの酸化物、炭化物、窒化物、酸窒化物、オキシカーバイド、酸窒化物、炭窒化物、オキシカルボニトリド、又はホウ炭窒化物から成る１つ又は複数の耐火層を備え、該耐火層はそれぞれ、０．５〜６μｍの厚さを有する、請求項１から１０のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具インサート。
12. 多層耐摩耗性コーティングが、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＣＮ、ＨｆＮ、ＨｆＣＮ、ＶＣ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＡｌＮ若しくはこれらの組み合わせ、又はこれらの多層から成る、厚さ０．１〜３μｍ、好ましくは０．２〜２μｍ、より好ましくは０．５〜１．５μｍの最外トップコーティングを備える、請求項１から１１のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具インサート。
13. 基材表面のすぐ上にあり、基材表面と接触している第一の耐火層がＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＨｆＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）又はこれらの組み合わせから成り、好ましくは、基材表面に隣接する第一の耐火層がＴｉＮから成る、請求項１から１２のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具インサート。