被覆切削工具

本発明は、表面を化学蒸着（ＣＶＤ）被膜でコーティングされた基材を備えた金属の切り屑形成機械加工用の被覆切削工具に関する。 本発明による被覆切削工具は、具体的には低合金鋼、炭素鋼、及び靱性のある硬化鋼などの鋼を旋削するのに有用である。

焼結炭化物切削工具上への耐摩耗性被膜の化学蒸着（ＣＶＤ）は、３０年以上にわたって工業的慣例になってきた。 被覆インサートの特性は、数年の間絶えず改良されてきており、刃の破損に対する抵抗性の点で寿命及び信頼性は大幅に向上した。 ＣＶＤ被覆工具のインサートの性能の顕著な向上は、ＭＴＣＶＤ（低温ＣＶＤ）技術によって生まれたＴｉ（Ｃ，Ｎ）が、約１０〜１５年前に工具産業に参入し始めたときに起こった。 次いで切削工具インサートの靱性特性の改良が得られた。 今日では工具生産者の大部分がこの技術を使用している。 今日の近代的な工具の被膜はまた、高い耐摩耗性を達成するために、かつ切削の間の過度な熱から炭化物基材を保護するために少なくとも１層のＡｌ ₂ Ｏ ₃を含む。

欧州特許出願公開第１９５３２５８号明細書は、強い（００６）回折ピークによって測定される（００１）集合組織を有するα−アルミナ層を備えた切削工具が、切削工具の靱性及び耐摩耗性の向上をもたらすことを開示している。 切り刃の塑性変形の傾向が減少した。

国際公開第２０１３／０３７９９７号は、強い（００１２）回折ピークによって測定される（００１）集合組織を有するα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層を備えた鋼の旋削用の切削インサートを開示している。 このインサートは、切削インサート中に特定の応力状態を与えるために噴射加工（ｂｌａｓｔｉｎｇ）の表面処理を施される。

本発明の目的は、切削作業において改良された性能を有するアルミナ被覆切削工具インサートを提供することである。 本発明のさらなる目的は、改良された耐摩耗性、例えばクレータ摩耗に対するより高い抵抗性と、切り刃の塑性変形に対する高い抵抗性とを有する被覆切削工具を提供することである。 本発明の別の目的は、低合金鋼、炭素鋼、及び靱性のある硬化鋼などの鋼の旋削において高性能を有する切削工具を提供することである。

これらの目的は、請求項１に記載の切削工具によって達成される。 好ましい実施形態は、従属請求項において開示される。

本発明による切削工具は、基材及び被膜を備えた被覆切削工具を含み、その被膜は、ＭＴＣＶＤ ＴｉＣＮの層及びα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃の層を含み、そのα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層は、ＣｕＫα放射線及びθ〜２θのスキャンを用いて測定されるＸ線回折パターンを示し、組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）は、以下のハリスの式

₀ （ｈｋｌ）＝ＩＣＤＤのＰＤＦカード番号００−０１０−０１７３による標準強度であり、ｎ＝計算に使用される反射数であり、使用される（ｈｋｌ）反射が、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（１１６）、（３００）、（２１４）及び（００１２）であり、ＴＣ（００１２）は５を超え、好ましくは６を超え、最も好ましくは７を超える。 高いＴＣ（００１２）を有するα−Ａｌ

₂ Ｏ

₃層は、その高い耐クレータ摩耗のせいで、かつまたその切削工具刃の塑性変形の傾向を低減させる能力のせいで切削工具の層として有利であることを示した。

被膜中の集合組織を調べる一つの方法は、ωスキャンとも呼ばれるいわゆるロッキングカーブ測定を使用することである。 これら測定法の原理は、固定２θ角に関し、特定面のｄ値に対応し、試料が傾斜（すなわち「ロック」）する、すなわち入射角ωがスキャンされるにつれて回折強度を検出することである。 それら面が、表面と完全に平行に並んでいる場合（例えば単結晶の場合）、そのω角が２θ角の半分であるとき、したがってピークが２θ値の半分に相当する値の所に現れるときにＢｒａｇｇ条件が満たされることになる。 完全な単結晶の場合、ピークの広がりは入射Ｘ線ビームの発散に等しいことになる。 ピークのさらなる広がりは、その層が基材の表面に対して完全には整列していない集合組織結晶粒を含むことを示す。

本発明では、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃は高いＴＣ（００１２）、すなわち強い００１集合組織を示し、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層全体を通しての集合組織の完全度は、００１２面のロッキングカーブを分析することによって調べた。

ロッキングカーブの尖鋭度を表す一つの方法は、ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）の値を計算することである。 より低いＦＷＨＭの値は、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層全体にわたるより良好な集合組織を有する被膜に対応する。

高い００１２集合組織は耐クレータ摩耗性及び耐塑性変形性を高めるのに有利なことが示されているので、被膜の厚さの全体、又は少なくとも主要な部分にわたっての高い００１２集合組織は有利であると考えられる。 これは、切り刃の耐フランク摩耗性を高めるにもまた有利であることが示されている。

本発明による被膜は、切削工具の逃げ面上で測定されるＸ線回折を用いたα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃の（００１２）面のロッキングカーブピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）が３０°未満、好ましくは２６°未満、より好ましくは２２°未満のＦＷＨＭであるα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃を含む。

本発明による切削工具は、金属の切り屑形成機械加工用であり、好ましくは旋削インサートである。 基材は、表面被膜によって被覆される本体である。 本体（すなわち基材）は、サーメット又は焼結炭化物から作ることができる。 本発明の１つの実施形態では、本体は焼結炭化物から作られ、その焼結炭化物は、４〜１５重量％のＣｏ、好ましくは６〜８重量％のＣｏと、好ましくは、周期表のＩＶ、Ｖ、及びＶＩ族からの金属、好ましくはＴｉ、Ｎｂ、及びＴａの１０〜１４体積％の立方晶炭化物とを含む。

１つの実施形態では、この焼結炭化物基材は、本体と被膜の間の界面から１５〜２５μｍの深さまでの実質的に立方晶炭化物を含まない本体の中へ入り込んだコバルトの濃度の高い表面ゾーンを含み、その切削インサートに耐塑性変形性を保ったまま優れた靱性を与える。

本発明の１つの実施形態では、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層は、２〜１５μｍ、好ましくは３〜７μｍ、最も好ましくは４〜６μｍである。

本発明の１つの実施形態では、ＴｉＣＮ層は、２〜１５μｍ、好ましくは５〜１２μｍ、最も好ましくは７〜１１μｍである。

本発明の１つの実施形態では、切削工具は、被膜の靱性特性を向上させるために噴射処理を施される。 噴射処理は、被膜の応力条件に影響を与える。 あまりに過酷な噴射加工は、被膜の亀裂形成及びチッピングを引き起こすことになる。 噴射衝撃力は、例えば噴射鉱液（ｐｕｌｐ）圧力、噴射ノズルの設計、噴射ノズルと被膜表面の間の距離、噴射媒体の種類、噴射媒体の結晶粒度、噴射液中の噴射媒体の濃度、及び噴射噴流の衝撃角度によって調節することができる。

被膜中の応力状態を測定する一つの方法は、Ｘ線θ〜２θスキャンにおける特定ピークの広がりを調べることによるものである。 そのピークは、一般に応力勾配のない被膜の場合よりも応力勾配のある被膜の場合の方が広い。 被膜の噴射加工後に達成される測定ピーク幅は、そのピーク幅を、蒸着される被膜から測定される同じピークのピーク幅と比較するならば、被膜中の応力勾配の間接的な尺度を与えることになる。

分析に使用する直観的に理解できる結晶面は、基材表面と平行であり、集合組織を有する被膜面の表面と平行な面、好ましくは高２θ値におけるピークである。 この場合、（００１２）ピークが選択される。 （００１２）ピークは、それがむしろ高角度の所に位置を有し、したがって単位格子パラメータの小さな変化がピーク幅の比較的大きな変化を与える点で有利である。

噴射加工被膜の回折ピーク幅を、非噴射加工被膜の、又は下記で開示する熱処理による応力緩和後の同じ被膜の回折ピーク幅と比較することができる。 ここで、この違いを差Δと定義する。 ただし、差Δ＝ＦＷＨＭ（応力がかかった）−ＦＷＨＭ（応力がかかっていない）、すなわち噴射加工を施された回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）と、噴射加工前の状態での回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）の差。 例えば、逃げ面及びすくい面を備えた切削工具、及びすくい面のみが噴射加工された切削工具に関しては、逃げ面の回折ピークを、すくい面の対応する回折ピークと比較することができる。

本発明の１つの実施形態では、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層中の応力状態を、その蒸着直後の応力状態から変化させ、それによって差ΔがΔ＞０．２０、好ましくはΔ＞０．３、より好ましくはΔ＞０．４、又はΔ＞０．５、又はΔ＞０．６、又はΔ＞０．７になるように２θ（００１２）回折ピークの形状を変化させた。 噴射加工は、好ましくは行われ、好ましくはＡｌ ₂ Ｏ ₃結晶粒で行われる。 噴射加工の間の噴射ガンから切削工具表面へのブラスタースラリーのビームと、切削工具表面との角度は、例えば７０〜１１０°、好ましくは約９０°であることができる。

本発明の１つの実施形態では、切削工具のすくい面上のα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃のＸ線回折における（００１２）回折ピークのＦＷＨＭと、切削工具の逃げ面上のα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃のＸ線回折における（００１２）回折ピークのＦＷＨＭの差Δは、Δ＞０．２、好ましくはΔ＞０．３、最も好ましくはΔ＞０．４、又はΔ＞０．５、又はΔ＞０．６、又はΔ＞０．７である。 差Δを測定するこの方法は、インサートが、例えばそのすくい面上に噴射加工されている場合に適している。

本発明の１つの実施形態では、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃のＸ線回折における（００１２）回折ピークのＦＷＨＭと、１０３０℃においてＮ ₂中で３時間熱処理した後の切削工具のＸ線回折における（００１２）回折ピークのＦＷＨＭの差は、Δ＞０．２、好ましくはΔ＞０．３、最も好ましくはΔ＞０．４、又はΔ＞０．５、又はΔ＞０．６、又はΔ＞０．７である。 差Δを測定するこの方法は、インサートが、例えばその外面全体に噴射加工されている場合に役立つ。

非噴射加工表面を参照表面として利用できない場合、元の応力状態に戻すために、すなわち非噴射加工状態に相当するようになるように、噴射加工されたインサートを１０３０℃においてＮ ₂中で３時間熱処理することができる。 これは、例７で実証する。

ＣＶＤ工程後の、すなわち塗布又は蒸着された被膜の応力状態は、残留応力がないわけではないことに留意されたい。 一般に、焼結炭化物基材上のＣＶＤ被膜は残留引張応力にさらされ、ＣＶＤ被膜中に亀裂を与える。 上記で開示した熱処理は、ＣＶＤ被膜を噴射加工前の応力状態に相当する応力状態に再度変えることである。

本発明の１つの実施形態では、ＴｉＣＮ層はＣｕＫα放射線を用いて測定されるＸ線回折パターンを示し、その２２０ピーク（Ｉ ₂₂₀ ）の積分面積強度と３３１ピーク（Ｉ ₃₁₁ ）の積分面積強度の関係、Ｉ ₂₂₀ ／Ｉ ₃₁₁は、３未満、好ましくは２未満、最も好ましくは１．５未満、又は１未満、又は０．５未満、又は０．３未満である。 これは、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層全体にわたって強い００１集合組織を得ることが好ましいことを示している。 このようなＴｉＣＮ ＭＴＣＶＤ層を得るためには、ＭＴＣＶＤ工程において２を超えるＴｉＣｌ ₄ ／ＣＨ ₃ ＣＮの体積比を使用することが役に立つ。

１つの実施形態では、ＴｉＣＮ層は、ＣｕＫα放射線を用いて測定されるＸ線回折パターンを示し、その２２０ピーク（Ｉ ₂₂₀ ）の積分面積強度と、４２２ピーク（Ｉ ₄₂₂ ）の積分面積強度の関係、Ｉ ₂₂₀ ／Ｉ ₄₂₂は、３未満、好ましくは２未満、最も好ましくは１．５未満、又は１未満、又は０．５未満、又は０．３未満である。

本発明の他の目的、利点、及び新規な特徴は、添付図面及び特許請求の範囲とともに考慮された場合に、本発明の下記の詳細な説明から明らかになるであろう。

次に、本発明の実施形態の例がより詳細に開示される。

［例１：被膜の蒸着］
［試料Ａ（本発明）］
本発明の１つの実施形態による被覆切削工具（インサート）を製造した。 旋削用のＩＳＯタイプ ＣＮＭＧ１２０４０８の焼結炭化物基材を、７．２重量％のＣｏ、２．７重量％のＴａ、１．８重量％のＴｉ、０．４重量％のＮｂ、０．１重量％のＮ、及び残分のＷＣから製造した。 この基材は、基材表面から、実質的に立方晶炭化物を含まない本体の中へ入り込んだ深さまで約２５μｍのＣｏの濃度の高い表面ゾーンを含む。

この基材を、１００００ハーフインチサイズの切削インサートを内蔵することができるラジカルイオン結合型（ｒａｄｉａｌ ｉｏｎ ｂｏｎｄ ｔｙｐｅ）ＣＶＤ設備５３０サイズの中でＣＶＤ被覆工程にかけた。

これらインサートに、まず薄い約０．４μｍのＴｉＮ層、次いで９μｍのＴｉＣＮ層を塗布した。 このＴｉＣＮ層は、ＴｉＣｌ ₄ 、ＣＨ ₃ ＣＮ、Ｎ ₂ 、ＨＣｌ、及びＨ ₂を８８５℃で使用するよく知られたＭＴＣＶＤ法を使用することによって塗布された。 ＴｉＣＮ層のＭＴＣＶＤ蒸着の間のＴｉＣｌ ₄ ／ＣＨ ₃ ＣＮの体積比は２．２であった。

このＭＴＣＶＤ ＴｉＣＮ層の上に、厚さ１〜２μｍの結合層を、３つの別個の反応ステップからなる工程によって１０００℃で蒸着した。 まず、ＴｉＣｌ ₄ 、ＣＨ ₄ 、Ｎ ₂ 、ＨＣｌ、及びＨ ₂を４００ミリバールで使用するＴｉＣＮのステップ、次いでＴｉＣｌ ₄ 、ＣＨ ₃ ＣＮ、ＣＯ、Ｎ ₂ 、ＨＣｌ、及びＨ ₂を７０ミリバールで使用する第二ステップ、最後にＴｉＣｌ ₄ 、ＣＨ ₃ ＣＮ、ＡｌＣｌ ₃ 、ＣＯ、Ｎ ₂ 、及びＨ ₂を７０ミリバールで使用する第三ステップ。

Ａｌ ₂ Ｏ ₃核生成の開始前に、結合層をＣＯ ₂ 、ＣＯ、Ｎ ₂ 、及びＨ ₂の混合物中で４分間酸化した。

Ａｌ ₂ Ｏ ₃層を、１０００℃及び５５ミリバールで２ステップで蒸着した。 １．２体積％のＡｌＣｌ ₃ 、４．７体積％のＣＯ ₂ 、１．８体積％のＨＣｌ、及び残分のＨ ₂を使用し、約０．１μｍのＡｌ ₂ Ｏ ₃を与える第一ステップと、１．２％のＡｌＣｌ ₃ 、４．７％のＣＯ ₂ 、２．９％のＨＣｌ、０．６％のＨ ₂ Ｓ、及び残分のＨ ₂を使用し、全体で約５μｍのＡｌ ₂ Ｏ ₃の層厚を得る第二ステップ。

ＴｉＮを含む最も外側のカラー層は、約１μｍの厚さで塗布された。

［試料Ｂ（参照）］
下記に開示するように別のＣＶＤ被膜蒸着工程を使用したことを除いて、試料Ａの工程に合致する工程で被覆インサートを製造した。

これらインサートに、まず薄い約０．４μｍのＴｉＮ層を、次いで９μｍのＴｉＣＮ層を塗布した。 このＴｉＣＮ層は、ＴｉＣｌ ₄ 、ＣＨ ₃ ＣＮ、Ｎ ₂ 、Ｈ ₂を、任意選択で幾らかのＨＣｌ添加を伴って８８５℃で使用するよく知られたＭＴＣＶＤ法を使用することによって塗布された。 ＴｉＣＮ層蒸着の間、２を超えるＴｉＣｌ ₄ ／ＣＨ ₃ ＣＮの体積比に保った。

このＭＴＣＶＤ ＴｉＣＮ層の上に、厚さ１〜２μｍの結合層を、２つの別個の反応ステップを使用して１０００℃で蒸着した。 まず、ＴｉＣｌ ₄ 、ＣＨ ₄ 、Ｎ ₂ 、及びＨ ₂を５５ミリバールで使用するＴｉＣＮのステップ、次いでＴｉＣｌ ₄ 、ＣＯ、及びＨ ₂を５５ミリバールの圧力で使用する第二ステップ。

Ａｌ ₂ Ｏ ₃核生成の開始前に、結合層をＣＯ ₂ 、ＨＣｌ、及びＨ ₂の混合物によって約２分の短時間酸化した。

Ａｌ ₂ Ｏ ₃層を、１０００℃及び５５ミリバールで２ステップで蒸着した。 第一ステップの間、１．２体積％のＡｌＣｌ ₃ 、４．７体積％のＣＯ ₂ 、１．８体積％のＨＣｌ、及び残分のＨ ₂の気体を使用し、約０．１μｍのＡｌ ₂ Ｏ ₃を得た。 第二ステップは、１．２体積％のＡｌＣｌ ₃ 、４．７体積％のＣＯ ₂ 、２．９体積％のＨＣｌ、０．３５体積％のＨ ₂ Ｓ、及び残分のＨ ₂を使用し、全体で約５μｍのＡｌ ₂ Ｏ ₃の層厚を得た。

ＴｉＮを含む最も外側のカラー層は、約１μｍの厚さで塗布された。

［例２：噴射加工］
噴射加工を切削工具のすくい面上で行った。 このブラスタースラリーは、水に懸濁させた２０体積％のアルミナからなり、切削インサートのすくい面とブラスタースラリーの方向の角度は９０°であった。 ガンノズルとインサートの表面の間の距離は、約１４５ｍｍであった。 ガンに対するスラリーの圧力は、すべての試料について１．８バールであり、一方、ガンに対する空気の圧力は、２．１バール（噴射処理１）、２．２バール（噴射処理２）、又は２．５バール（噴射処理３）であった。 アルミナ粗粒子は、Ｆ２２０メッシュ（ＦＥＰＡ ４２−１：２００６）であった。 面積単位当たりの噴射の平均時間は４．４秒であった。 ３種類の異なる噴射処理を試料Ａについて評価した。 噴射処理１で処理された試料Ａを、以後試料Ａ１と呼ぶ。 また噴射処理２で処理された場合、試料Ａ２と呼び、噴射処理３で処理された場合、試料Ａ３と呼ぶ。 試料Ｂは、噴射処理２で処理された（試料Ｂ２）。

［例３：α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層のＴＣ（００１２）測定］
測定にはＣｕ−Ｋ _α Ｘ線を使用した。 マイクロフォーカスＸ線源に取り付けられたミラーにより、ピンホールコリメータなしに約０．８×０．８ｍｍにビームの焦点を合わせた。 測定は５０ｋＶの電圧及び１ｍＡの電流を用いて行われ、５０Ｗの最大出力を生み出した。 インサート上の小さな平坦な領域ですくい面を測定することを可能にするにはピンホールコリメータを使用した。 試料からの回折強度を、３個の画像を用いて異なる２θ位置で面検出器により測定し、２θが１５から１０５°の間の回折情報をもたらした。 その後、これら画像をＢｒｕｋｅｒｓ ＥＶＡ（Ｖ３．０）ソフトウェアで一つにし、そのＢｒｕｋｅｒソフトウェアでＧａｍｍａ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎと定義されるものに統合することによって１Ｄディフラクトグラムに変換した。

α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層の集合組織を調べるためにＣｕＫ _α放射線を用いてＸ線回折を行い、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層の柱状結晶粒の様々な成長方向に対する組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を、以下のハリスの式に従って計算した。

₀ （ｈｋｌ）＝ＩＣＤＤのＰＤＦカード番号００−０１０−０１７３による標準強度、ｎ＝計算に使用される反射の数である。 この場合、使用される（ｈｋｌ）反射は、（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（１１６）、（２１４）、（３００）及び（００１２）である。

バックグラウンド除去、Ｃｕ−Ｋ _α2ストリッピング、及びデータのプロファイルフィッティングを含むデータ解析を、ＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌのＸ'Ｐｅｒｔ ＨｉｇｈＳｃｏｒｅ Ｐｌｕｓソフトウェアを用いて行った。 次いで、ハリスの式を用いて測定強度データと標準強度データ（ＰＤＦ記録番号１０−０１７３）の比を比較することによって、このプログラムからのアウトプット（プロファイル近似曲線の積分ピーク面積）を用いてα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃の組織係数を計算した。 α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層は有限厚の膜であるので、そのα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃を通る経路長の違いのせいで、様々な２θ角における一対のピークの相対強度は、バルク試料の場合と異なる。 したがってＴＣ値を計算する場合、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃の線吸収係数もまた考慮に入れて、薄膜補正をプロファイル近似曲線の積分ピーク面積強度に施す。 α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層の上側のあり得るさらなる層は、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層に入射しまた被膜全体から出射するＸ線の強度に影響を及ぼすことになるので、層中のそれぞれの化合物の線吸収係数を考慮に入れて、それらに対しても同様に補正を行う必要がある。 別法では、そのアルミナ層の上側のＴｉＮなどのさらなる層を、ＸＲＤ測定結果に実質上影響を与えない方法、例えばエッチングによって取り除くこともできる。

すくい面上で測定された試料Ａ１、Ａ２、Ａ３、及びＢ２のα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層のＴＣ（００１２）値を表１に示す。

［例４：ＴｉＣＮの面積強度Ｉ ₂₂₀ ／Ｉ ₃₁₁の測定］
ＴｉＣＮ層のＸＲＤ測定のために使用される設備は、例３におけるα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃のＴＣ測定の場合と同じものであり、同じ方法論及び設備パラメータを使用した。 この事例では噴射加工されない逃げ面が測定された。

ＴｉＣＮ層のピーク強度（積分ピーク面積）を調べるためにＣｕＫ _α放射線を用いてＸ線回折を行った。

バックグラウンド除去、ＣｕＫ _α2ストリッピング、及びデータのプロファイルフィッティングを含むデータ解析を、ＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌのＸ'Ｐｅｒｔ ＨｉｇｈＳｃｏｒｅ Ｐｌｕｓソフトウェアを用いて行った。 このプログラムからのアウトプットは、プロファイル近似曲線の積分ピーク面積である。 ＴｉＣＮ層は有限厚の膜であるので、そのＴｉＣＮを通る経路長の違いのせいで、様々な２θ角における一対のピークの相対強度は、バルク試料の場合と異なる。 したがって、ＴｉＣＮの線吸収係数もまた考慮に入れて、薄膜補正をプロファイル近似曲線の積分ピーク面積強度に施す。 ＴｉＣＮ層の上側のあり得るさらなる層が、ＴｉＣＮ層に入射しまた被膜全体から出射するＸ線の強度に影響を及ぼすことになるので、特にそれらの厚さ、この事例ではα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層及び上側のＴｉＮ層の厚さがかなり大きい場合、層中のそれぞれの化合物の線吸収係数を考慮に入れて、それらに対しても同様に補正を行う必要がある。

ピークの重なりは、例えば幾枚かの結晶性の層を含む被膜、及び／又は結晶相を含む基材上に蒸着される被膜のＸ線回折分析において生ずる可能性のある現象であり、これは当業者によって考慮に入れられ、また相殺されねばならないことに留意されたい。 α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層由来のピークとＴｉＣＮ層由来のピークの重なりは、Ｉ ₂₂₀ ／Ｉ ₃₁₁及び／又はＩ ₂₂₀ ／Ｉ ₄₂₂に影響を与える恐れがある。 例えば、また基材中のＷＣは、本発明の関係のある回折ピークに近いピークを有する可能性があることにも留意されたい。

ＴｉＣＮの面積強度値（補正された値）を表１に示す。

［例５：ロッキングカーブの測定］
ロッキングカーブの測定を、Ｐｈｉｌｉｐｓ ＭＲＤ（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ）で行った。 この回折計を、ＣｕＫα（α１及びα２の両方）放射線による線焦点で動作させた。 入射光学系は、０．０４°の発散を有するＸ線ミラー及びクロススリットコリメータであった。 回折される側の光学系は、０．２７°平行平板コリメータ及びガス比例点（ｇａｓ ｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｌ ｐｏｉｎｔ）検出器であった。 ９０．６６５°の固定２θ角で、ωを連続モードにおいて１°のステップ幅及び１０秒／ステップで６．３から６９．３°の間をスキャンした。 アルミナ層の上側のＴｉＮなどの外層は、ＸＲＤ測定結果に実質上影響を与えない方法、例えばエッチングによって除去することができる。 α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層は有限厚であるので、α−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層内のＸ線ビームの経路長はω角の関数として相違するはずであり、それに対して強度データを補正する必要がある。 それは、例えばＢｒｉｃｈｏｌｚ（Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｂｙ Ｘ−ｒａｙ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ，２００６，Ｗｉｌｅｙ−ＶＬＣ Ｖｅｒｌａｇ，ＩＳＢＮ ３−５２７−３１０５２−５，ｃｈａｐｔｅｒ ５．５．３，ｐａｇｅｓ ２１１〜２１５）が述べているように、厚さ及び線吸収係数を考慮に入れて行うことができる。

逃げ面上で測定されるロッキングカーブ測定からの結果を表２に示す。

［例６：θ〜２θスキャンにおけるＦＨＷＭ（００１２）ピーク間の差Δ］
例３で開示したものに合致する、Ｘ線回折θ〜２θスキャンにおける（００１２）回折ピークのＦＨＷＭを、噴射加工されたすくい面上及び噴射加工されない逃げ面上で測定した。

すくい面上のθ〜２θスキャンにおける（００１２）ピークのＦＨＷＭと、逃げ面（噴射加工されない）上θ〜２θスキャンにおける（００１２）ピークのＦＨＷＭの差Δをグラフ中で測定した。 差Δ＝ＦＨＷＭ（すくい面）−ＦＨＷＭ（逃げ面）として示される結果を表２に示す。

［例７：熱処理］
熱処理が、噴射加工された被膜を変えて噴射加工前の応力状態に戻すことを確かめるために下記の実験を行った。 そのすくい面に噴射加工することによって処理された切削インサートは、０．５１の差Δ＝ＦＨＷＭ（すくい面）−ＦＨＷＭ（逃げ面）を示した。 このインサートをＮ ₂中で１０３０℃において３時間熱処理した。 熱処理後、差Δ＝ＦＨＷＭ（すくい面）−ＦＨＷＭ（逃げ面）は０．０８であった。 したがってインサートがすくい面上だけでなく逃げ面上にも噴射加工されている場合、対応する熱処理を使用して、噴射加工されない逃げ面の被膜と似た被膜を生成することができる。

［例８：クレータ摩耗試験］
例２に従って噴射加工された被覆切削工具、すなわち試料Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ｂ２を、下記の切削データを使用して軸受け鋼（１００ＣｒＭｏ７〜３）において縦方向旋削で試験した。
切削速度Ｖ _c ：２２０ｍ／分 切削送りｆ：０．３ｍｍ／回転 切り込みａ _p ：２ｍｍ
インサート形式：ＣＮＭＧ１２０４０８−ＰＭ
水混和性金属加工液を使用した。
切削工具につき１個の切り刃を評価した。

クレータ摩耗の分析では光学顕微鏡を使用して露出した基材の面積を測定した。 露出した基材の表面積が０．２ｍｍ ²を超えた場合、その工具は寿命に達したとみなした。 各切削工具の摩耗を２分間の切削後に光学顕微鏡で評価した。 次いで切削工程は、この工具寿命判定基準に達するまで、各２分間のラン後の測定が続けられた。 クレータ面積のサイズが０．２ｍｍ ²を超えた場合、２個の最後の測定値の中間の推定一定摩耗速度に基づいて、この工具寿命判定基準を満たす時間を推定した。 クレータ摩耗以外にフランク摩耗もまた観察したが、この試験では工具寿命に影響を与えなかった。 結果を表３に示す。

［例９：靱性試験］
例２の被覆切削工具、すなわち試料Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ｂ２を靱性試験に使用した。

工作物の材料は２本の炭素鋼の棒（Ｆｅ ３６０Ｃ）からなり、それらはそれらの間に一定の間隔を保って互いに平行に取り付けられる。 この工作物の縦方向旋削において、切削工具は１回転ごとに２回の中断にさらされることになる。 この試験において切削工具の靱性がその寿命にとって重要であることを示した。
下記の切削データを使用した。
切削速度Ｖ _c ：８０ｍ／分 切り込みａ _p ：１．５ｍｍ
水混和性金属加工液を使用した。

切削送りを直線的に増加させた。 スタート値は０．１５ｍｍ／回転であった。 切削の１分後、送り値は０．３０ｍｍ／回転であり、切削の２分後、送り値は０．４５ｍｍ／回転であった。

切削力を測定するための設備を使用した。 インサート破損が起こると切削力がはっきりと増加し、機械は停止した。 試料当たり１５個の切り刃を評価した。 １５個の切り刃のそれぞれについての破損時における切削送りの実測値を記録した。 これら値を、各切り刃について最低破壊送り値から最高破壊送り値に仕分けした。 結果を表３に示す。 刃番号３の破壊時の送り、１５個全体の刃の中央値、及び刃番号１３の破壊時の送りを示す。

クレータ摩耗試験は、約７．４のＴＣ（００１２）を有するα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層、約２０のロッキングカーブのＦＷＨＭ、及び約０．４〜０．７のＩ ₂₂₀ ／Ｉ ₃₁₁値が、約５．４のＴＣ（００１２）を有するα−Ａｌ ₂ Ｏ ₃層、約３６のロッキングカーブのＦＷＨＭ、及び約１．１のＩ ₂₂₀ ／Ｉ ₃₁₁値よりも高い耐クレータ摩耗性を与えることを示す。

靱性試験は、０．２を超える差Δを与えるのに十分な噴射加工が、良好な性能の切削工具をもたらすことを示す。 さらに、これら結果が示すように噴射圧力が高いほど、より強靭な切削工具を与える。

本発明を様々な例示的実施形態に関連して述べてきたが、本発明は、開示された例示的実施形態に限定されるべきではなく、それどころかこれは、特許請求の範囲の範囲内における種々の改良及び同等物の配置も対象として含むものであることを理解されたい。