JP5597469B2

JP5597469B2 - 切削工具

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Publication number: JP5597469B2
Application number: JP2010170751A
Authority: JP
Inventors: 剛山崎; 剛深野
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2010-07-29
Filing date: 2010-07-29
Publication date: 2014-10-01
Anticipated expiration: 2030-07-29
Also published as: JP2012030308A

Description

本発明は切削工具に関し、特に、ねずみ鋳鉄を加工する際に優れた耐摩耗性を発揮する切削工具に関する。

切削工具として、超硬合金やサーメット等の基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させたコーティング超硬合金が広く使われている。

例えば、特許文献１では、超硬合金基体の表面にＴｉＣＮ層を含む被覆層を形成して、すくい面に位置するＴｉＣＮ結晶の平均幅を逃げ面に位置するＴｉＣＮ結晶の平均幅よりも狭くして、鋳鉄の断続切削等の工具切刃に強い衝撃がかかるような過酷な切削条件においても、すくい面側でのＴｉＣＮ層の強固な密着性と逃げ面側でのＴｉＣＮ層の耐摩耗性を向上できることが開示されている。

特開２００４−２１６４８８号公報

しかしながら、特許文献１の構成では、すくい面におけるＴｉＣＮ層の密着性は向上したものの、さらに過酷な切削条件に耐えられる切削工具が求められていた。特に、湿式加工においても乾式加工においても被覆層の耐摩耗性および耐欠損性を向上させることが求められていた。

本発明では、ねずみ鋳鉄の切削加工のような過酷な切削加工条件においてさらに良好な耐摩耗性および耐欠損性が得られる切削工具を提供することを目的とする。

本発明の切削工具は、基体の表面にＴｉＣＮ層を含む多層からなる被覆層を形成しており、前記ＴｉＣＮ層は筋状結晶からなるとともに、前記ＴｉＣＮ層のうちの前記基体側において、該基体側より１μｍ高さの平均結晶幅が、切刃においてすくい面よりも細いとともに、前記被覆層が前記ＴｉＣＮ層の上層としてＡｌ _２Ｏ _３層を含み、前記ＴｉＣＮ層の厚みと前記Ａｌ _２Ｏ _３層の厚みとの比率（Ａｌ _２Ｏ _３層／ＴｉＣＮ層）をＲとしたとき、前記切刃における比率Ｒｃが前記すくい面における比率Ｒｒよりも小さいものである。

また、前記切刃における前記被覆層の総厚みが前記すくい面における前記被覆層の総厚みと同じであってもよい。

さらに、前記被覆層の最表層がＴｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）_ａ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦０．６、０≦ｙ≦０．６、０．２≦ｚ≦０．８、１．０≦ａ≦１．７）層からなってもよい。

本発明の切削工具によれば、切刃における結晶幅がすくい面における結晶幅よりも細いので、湿式加工における切刃での耐チッピング性を向上させるとともに、乾式切削加工においてすくい面でのＴｉＣＮ層の密着性を高めて、被覆層の耐熱性を向上できる。

本発明の切削工具の好適例であるスローアウェイチップの一例について、（ａ）概略斜視図、（ｂ）要部拡大断面図である。図１のスローアウェイチップの切刃を含む破断面の走査型電子顕微鏡写真である。

本発明の切削工具の好適例であるスローアウェイチップの一例について、図１の概略斜視図および要部拡大断面図、および図２の切刃を含む破断面の走査型電子顕微鏡写真を基に説明する。

図１のスローアウェイチップ１は、すくい面２と逃げ面３との交差稜線部が切刃４を構成しているとともに、基体６の表面に、ＴｉＣＮ層を含むＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物および炭窒酸化物のうちの１層以上と、α型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３層（以下、単にＡｌ_２Ｏ_３層と略す。）１２と、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）_ａ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦０．６、０≦ｙ≦０．６、０．２≦ｚ≦０．８、１．０≦ａ≦１．７）層からなる最表層１４とが順に積層された被覆層が形成されている。

そして、図２によれば、ＴｉＣＮ層８は筋状結晶からなるとともに、ＴｉＣＮ層８のうちの最も基体側のＴｉＣＮ層８ａにおける基体６側より１μｍ高さの平均結晶幅が、切刃４においてすくい面２よりも細いので、湿式加工における切刃４での耐チッピング性を向上させて、切刃４の境界損傷による摩耗の進行を低減できるとともに、乾式切削加工においてすくい面２でのＴｉＣＮ層８とその上層として存在するＡｌ_２Ｏ_３層１２との密着性を高めて、被覆層の耐熱性を向上できる。

なお、各層の厚みおよび各層を構成する結晶の性状は、図２に示すような切削工具１の断面における電子顕微鏡写真（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真または透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真）を観察することにより、測定することが可能である。また、本発明においては、各層を構成する結晶の平均粒径（筋状結晶の場合は平均結晶幅）は、その層の平均厚みが１μｍ以下の場合は当該層の厚みの半分の位置に層の界面と平行な直線を引き、その線を横切る粒界の数を数えて測定した線分長さで割ることによって算出する。また、層の平均厚みが１μｍを超える場合は、層の始まりから１μｍ厚みの位置に層の界面と平行な直線を引き、その線を横切る粒界の数を数えて測定した線分長さで割ることによって算出する。

また、切刃４における被覆層の総厚みがすくい面２における被覆層の総厚みよりも薄いことが、乾式加工におけるすくい面２での摩耗の進行を抑制できるとともに、湿式加工における逃げ面での境界損傷の防止ができる点で望ましい。

次に、基体６側に形成される被覆層は、ＴｉＣＮ層８を含み、他に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯの群から選ばれる１層以上が好適に用いられ、耐摩耗性および耐欠損性が向上する。本実施態様によれば、具体的な構成として、図２に示すように、基体６の直上には第１層としてＴｉＮ層７が形成され、第２層としてＴｉＣＮ層８が形成されている。ＴｉＣＮ層８としては、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを原料として含み成膜温度が７８０〜９００℃と比較的低温で成膜した筋状結晶からなる、いわゆるＭＴ−ＴｉＣＮ層８ａ，８ｂと、成膜温度が９５０〜１１００℃と高温で成膜した、いわ
ゆるＨＴ−ＴｉＣＮ層８ｃとが順に成膜された構成であることが望ましい。さらに、ＭＴ−ＴｉＣＮ層８ａ，８ｂは、平均結晶幅が０．５μｍ未満と微細な微粒筋状結晶からなる微粒ＭＴ−ＴｉＣＮ層８ａと、平均結晶幅が０．５〜２μｍと比較的大きい粗粒筋状結晶からなる粗粒ＭＴ−ＴｉＣＮ層８ｂとの積層からなることが望ましい。これによって、Ａｌ_２Ｏ_３層１２との密着力が高まり、被覆層の剥離やチッピングを抑えることができる。なお、筋状ＴｉＣＮ層は１層構成であってもよい。

また、ＨＴ−ＴｉＣＮ層８ｃの上部は、成膜工程で酸化されて、Ｔｉ原子を４０〜５５原子％と、酸素（Ｏ）を１５〜２５原子％と、炭素（Ｃ）を２５〜４０原子％と、残部が窒素（Ｎ）とのＴｉＣＮＯ層に変化して、厚み０．０５〜０．５μｍの中間層１１を形成していることが望ましい。これによって、平均粒径０．０５〜０．７μｍのα型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３結晶からなるα型Ａｌ_２Ｏ_３層１２をより容易に作製することができる。

さらに、ＴｉＣＮ層８の上層として形成されるＡｌ_２Ｏ_３層１２について説明する。Ａｌ_２Ｏ_３層１２を構成するＡｌ_２Ｏ_３結晶はα型結晶構造であることが望ましく、かつ基体6の表面に対して垂直な方向から見た平均結晶幅が０．０５〜０．７μｍであることが
、耐摩耗性の点で望ましいものである。Ａｌ_２Ｏ_３層１２のすくい面２における平均粒径ｄ_Ａｒと逃げ面３における平均粒径ｄ_Ａｆとの比（ｄ_Ａｒ／ｄ_Ａｆ）は１．１〜１．５であることが、すくい面２における耐熱性の向上の点で望ましい。なお、この構成において、切刃４における被覆層５の総厚みがすくい面２における被覆層５の総厚みと同じであることが、耐摩耗性と耐欠損性のバランスがよい点で望ましい。

また、被覆層がＴｉＣＮ層８の上層としてＡｌ_２Ｏ_３層１２を含んで、ＴｉＣＮ層８の厚みとＡｌ_２Ｏ_３層１２の厚みとの比率（Ａｌ_２Ｏ_３層１２／ＴｉＣＮ層８）をＲとしたとき、切刃４における比率Ｒｃが前記すくい面における比率Ｒｒよりも小さいことが、乾式加工におけるすくい面２での摩耗の進行を抑制できるとともに、湿式加工における切刃での境界損傷の防止ができる点で重要である。すなわち、湿式加工においては切刃の逃げ面側における境界部分に局所的な損傷が発生してこれを引き金に摩耗が進行して欠損することを緩和する。また、乾式加工においてはすくい面が高温になるのですくい面の被覆層が酸化して劣化し摩耗が進行する傾向にあるが、上記構成によれば、すくい面２には酸化しにくいＡｌ_２Ｏ_３層１２が厚く形成されているので、耐酸化性が高くなる。

そして、最表層１４は、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）_ａ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦０．６、０≦ｙ≦０．６、０．２≦ｚ≦０．８、１．０≦ａ≦１．７）からなり、最表層１４の逃げ面３の中央部における厚みが表面粗さ（Ｒａ）よりも小さい構成となっている。この構成により、最表層１４であるＴｉＣＮＯ層またはＴｉＣＯ層が凹凸のある表面に極薄く形成されるので、最表層１４が簡単に摩滅や剥離することなく安定して存在するとともに、ねずみ鋳鉄の構成成分であるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ等が酸化物となってベラーグを生成することを促し、ねずみ鋳鉄の切削加工において耐摩耗性を向上させることができる。ベラーグ生成の効果は、最表層１４が切削により除去される前の最表層１４が被削材によって激しく擦られる段階で特に効果が大きい。なお、最表層１４は切削時に摩耗して連続した被覆層として存在しない状態となるが、最表層が残存する部分についてはベラーグ生成の効果による切削性能の向上については継続する。

ここで、逃げ面３の中央部における最表層１４の厚みが０．０１〜０．１μｍであり、表面粗さ（Ｒａ）が０．１〜０．５μｍであることが、最表層１４の耐摩耗性および耐チッピング性を高める点で望ましい。また、逃げ面３の中央部における最表層１４の厚み／表面粗さ（Ｒａ）の比率は０．２〜０．３であることが、ベラーグの生成効果による耐摩耗性向上の点で望ましい。

また、逃げ面３の中央部における最表層１４の表面粗さ（Ｒａ）がすくい面頂面（最上面）部２ａにおける最表層１４の表面粗さ（Ｒａ）よりも粗いことが、すくい面２における切屑排出性を高めることができるとともに、逃げ面３におけるベラーグの生成を促進する点で望ましい。なお、すくい面２においては、表面粗さが小さくても切屑が接触することによりベラーグが生成しやすい状態にある。

さらに、切刃４における最表層１４の厚みが逃げ面３の中央部における最表層１４の厚みよりも薄いか、または切刃４において最表層１４が存在しないものであってもよく、かかる構成であれば、鋳鉄加工特有の湯口の切削などの衝撃がかかる不連続切削において、切刃4つまりホーニング加工を施されている部分やランド部付近の最表層１４に起因する
膜の破壊が起こる頻度を低減するという効果がある。

また、最表層１４は白紫色から灰紫色を示すため、切削工具１の表面が有色となり切削工具１を使用したときに最表層１４が摩耗して使用済みかどうかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行を容易に確認できる。

一方、切削工具１の基体６は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種と、からなる硬質相を、コバルト（Ｃｏ）やニッケル（Ｎｉ）等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金やＴｉ基サーメット、またはＳｉ_３Ｎ_４、Ａｌ_２Ｏ_３、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）等のセラミックスのいずれかが好適に使用できる。中でも、切削工具１を切削工具として用いる場合には、基体６は、超硬合金またはサーメットからなることが耐欠損性および耐摩耗性の点で望ましい。また、用途によっては、基体６は炭素鋼、高速度鋼、合金鋼等の金属からなるものであっても良い。

（製造方法）
本実施形態のスローアウェイチップ１の製造方法の一実施形態について説明する。

まず、上述した硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形する。その後、得られた成形体を真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体６を作製する。そして、上記基体の表面に所望によって両頭加工や外周加工等の研磨加工を施した後、切刃部のホーニング加工を施す。切刃部のホーニング加工の際、加工の最後のタイミングで砥粒の番手を上げて細かい砥粒で切刃のみを局所的に加工することにより、切刃に成長する筋状結晶の平均結晶幅をすくい面に成長する筋状結晶の平均結晶幅よりも小さくすることができる。

次に、得られた基体６の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を形成する。始めに、基体をＣＶＤ装置のチャンバ内にセットする。このとき、中央にネジ孔の空いた基体を串刺しにし、また、隣接する基体との間隔を近づけて基体間の間隔を調整することにより、すくい面、逃げ面および切刃に成膜される被覆層の厚みを変化させることができる。また、成膜途中または成膜終了後にチップを取り出して研磨する等により、各被覆層の厚みを調整することができる。

成膜に際しては、まず、基体の直上に１層目としてＴｉＮ層を形成する。ＴｉＮ層の成膜条件としては、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８００〜９４０℃（チャンバ（炉内）温度）、圧力を８〜５０ｋＰａにて成膜される。

次に、２層目としてＴｉＣＮ層を形成する。ここでは、ＴｉＣＮ層が、平均結晶幅が小さい微粒筋状結晶層と、この層よりも平均結晶幅が大きい粗粒筋状結晶層とのＭＴ−ＴｉＣＮ層と、ＨＴ−ＴｉＣＮ層との３層にて構成する場合の成膜条件について説明する。

ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの微粒筋状結晶層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜０．４体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの粗筋状結晶層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜４．０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜４０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．４〜２．０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。

ＨＴ−ＴｉＣＮ層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜３体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜１５体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜４０ｋＰａとして成膜する。そして、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａとし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜３０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを４〜８体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に１０〜６０分導入して成膜した後、続いて体積％で二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜４．０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜１０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスを反応チャンバ内に１０〜６０分導入することによって、ＨＴ−ＴｉＣＮ層を酸化させてＴｉＣＮＯ層に変化させながら中間層を成膜する。なお、このＣＯ_２ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることなく中間層を形成することもできるが、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を構成する結晶を微細なものとするためには、ＣＯ_２ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることが望ましい。

続いて体積％で二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．３〜４．０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を１０００〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて、反応チャンバ内に５〜３０分導入することによって、被覆層表面の表面粗さを粗くする。そして、引き続き、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成する。α型Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜条件としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜１０ｋＰａとして成膜することが望ましい。

さらに、α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上層に最表層を形成する。四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜１０体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０〜６０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを反応チャンバ内に導入し、チャンバの温度を９６０〜１１００℃、圧力を１０〜８５ｋＰａとして、成膜時間を1分〜１０分の間で成膜することで膜厚みを調整した後、続いて体積％で二酸化炭素
（ＣＯ_２）ガスを０．５〜４．０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて、反応チャンバ内に５〜３０分導入することによって、ＨＴ−ＴｉＣＮ層を酸化させてＴｉＣＮＯ層に変化させながら最表層を成膜する。Ｔｉに対する酸素の比率は、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスの濃度や酸化時間により調整する。

そして、所望により形成した被覆層の表面の少なくとも切刃部、望ましくは切刃部とすくい面を研磨加工する。この研磨加工により、切刃部およびすくい面が平滑に加工され、被削材の溶着を抑制して、さらに耐欠損性に優れた切削工具となる。

平均粒径１．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４１２）に成形した。得られた成形体について、脱バインダ処理を施し、０．５〜１００Ｐａの真空中、１４００℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金に対して、ブラシ加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。

次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により各種の被覆層を表１に示す成膜条件、および表２に示す層構成にて形成した。そして、被覆層の表面をすくい面側から３０秒間ブラシ加工して試料Ｎｏ．１〜７の表面被覆切削工具を作製した。

得られた工具について、走査型電子顕微鏡観察を行い、各層を構成する結晶の形状、平均粒径（または平均結晶幅）、厚みを見積もった。結果は表２に示した。また、被覆層の総厚みについては表３に示し、接触式表面粗さ計を用いて被覆層の表面粗さを測定した。さらに、被覆層の表面粗さと最表層厚みとの関係については表３に示した。

次に、このスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表３に示した。
（条件１）
切削方法：端面加工（旋削加工）
被削材：ＦＣ２５０
切削速度：４５０ｍ／分
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：３．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：フランク摩耗が０．３ｍｍ以上となる時間（表中、工具寿命と記載。）とそのときの切刃の状態
（条件２）
切削方法：平面削り（フライス加工）
被削材：ＦＣ２５０
切削速度：３００ｍ／分
送り：０．３ｍｍ／ｔｏｏｔｈ
切り込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：チッピング等の異常損傷が起きたときの衝撃回数。とそのときの切れ刃の状態

表１〜３に示される結果から、筋状ＴｉＣＮ結晶の基体側より１μｍ高さにおける平均結晶幅がすくい面と切刃で同じである試料Ｎｏ．７、および筋状ＴｉＣＮ結晶の基体側より１μｍ高さにおける平均結晶幅がすくい面より切刃で太い資料Ｎｏ．５，６では、旋削加工およびフライス加工のどちらにおいても耐欠損性が悪いものであった。

これに対し、筋状ＴｉＣＮ結晶の基体側より１μｍ高さにおける平均結晶幅がすくい面より切刃で細い試料Ｎｏ．１、２、４では、耐欠損性が高く工具寿命が延びた。試料Ｎｏ．３は参考例を示す。

１切削工具
２すくい面
３逃げ面
４切刃
６基体
７ＴｉＮ層
８ＴｉＣＮ層
８ａ微粒ＭＴ−ＴｉＣＮ層
８ｂ粗粒ＭＴ−ＴｉＣＮ層
８ｃＨＴ−ＴｉＣＮ層
１１中間層
１２Ａｌ_２Ｏ_３層
１４最表層

Claims

基体の表面にＴｉＣＮ層を含む多層からなる被覆層を形成しており、前記ＴｉＣＮ層は筋状結晶からなるとともに、前記ＴｉＣＮ層のうちの前記基体側において、該基体側より１μｍ高さにおける平均結晶幅が、切刃においてすくい面よりも細いとともに、前記被覆層が前記ＴｉＣＮ層の上層としてＡｌ _２Ｏ _３層を含み、前記ＴｉＣＮ層の厚みと前記Ａｌ _２Ｏ _３層の厚みとの比率（Ａｌ _２Ｏ _３層／ＴｉＣＮ層）をＲとしたとき、前記切刃における比率Ｒｃが前記すくい面における比率Ｒｒよりも小さい切削工具。
前記切刃における前記被覆層の総厚みが前記すくい面における前記被覆層の総厚みと同じである請求項１記載の切削工具。
前記被覆層の最表層がＴｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）_ａ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦０．６、０≦ｙ≦０．６、０．２≦ｚ≦０．８、１．０≦ａ≦１．７）層からなる請求項１または２記載の切削工具。