本發(fā)明涉及切削工具，特別涉及具備被覆層的切削工具。

背景技術：
一直以來被廣泛用于金屬的切削加工的切削工具廣泛使用在超硬合金等基體的表面被覆形成有TiCN層、Al2O3層等多層被覆層的切削工具。另外，已知使超硬合金中除了WC以外還含有Cr成分，來提高超硬合金的耐蝕性。另一方面，專利文獻1中，公開了在超硬合金的基體的表面，通過CVD(化學蒸鍍)法，依次被覆TiN層、TiCN層、TiC層、TiCNO層、Al2O3層、TiN層的切削工具，記載了在基體側的TiN層、TiCN層、TiC層的晶界擴散含有W和Co。另外，專利文獻2中，公開了使超硬合金的基體中的Co成分與Cr成分一起擴散于基體側的Ti系被覆層中，來提高Ti系被覆層的耐氧化性的方法?，F(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開平08-118108號公報專利文獻2：日本特開2011-36988號公報

技術實現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的問題然而，對于在專利文獻1中記載的被覆層內擴散含有W和Co的切削工具而言，被覆層的氧化容易進行，被覆層的耐磨損性有可能降低。另外，即使是專利文獻2中記載的使Co和Cr擴散于被覆層內的切削工具，被覆層的表面上的耐氧化性也不充分。本發(fā)明的目的在于提供即使通過高速加工等切刃變得高溫的加工也抑制被覆層的氧化、能夠發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性的切削工具。用于解決問題的手段本實施方式的切削工具具有：由含有Cr的超硬合金構成的基體；以及被覆層，上述被覆層在該基體的表面從所述基體側依次層疊有至少1層由Ti(Cx1Ny1Oz1)(0≤x1≤1、0≤y1≤1、0≤z1≤1、x1+y1+z1＝1)構成的Ti系層、Al2O3層和由Ti(Cx3Ny3Oz3)(0≤x3≤1、0≤y3≤1、0≤z3≤1、x3+y3+z3＝1)構成的最表層，在輝光放電發(fā)光光譜分析(GDS分析)中，上述Ti系層中的上述基體側的第一Ti系層的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量低于上述基體中含有的Cr的含量，且高于上述Al2O3層的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量，上述最表層的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量高于上述Al2O3層的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量。發(fā)明效果根據(jù)本實施方式的切削工具，在被覆于超硬合金的基體的表面的Ti系層、Al2O3層和最表層中含有Cr，將各層中含有的Cr的含量相對于基體中含有的Cr的含量調整為指定順序，由此能夠提高含有Ti的被覆層的耐氧化性并提高切削工具的耐磨損性。附圖說明圖1是對于包含本實施方式的切削工具的表面的截面，列出(a)掃描電子顯微鏡(SEM)照片、(b)輝光放電發(fā)光光譜分析(GDS分析)數(shù)據(jù)的圖。圖2是用于觀察圖1的GDS分析數(shù)據(jù)的微量成分的分布狀態(tài)的放大圖。具體實施方式圖1(a)是關于包含切削工具的被覆層的截面的掃描電子顯微鏡(SEM)照片，圖1(b)示出關于從被覆層的表面沿深度方向的輝光放電發(fā)光光譜分析(GDS分析)數(shù)據(jù)。需要說明的是，圖2是用于觀察圖1中的GDS分析數(shù)據(jù)的微量成分的分布狀態(tài)的局部放大圖。圖1、2中確定了根據(jù)各元素的分布以及與電子顯微鏡照片(SEM)的對應而決定的各層的構成。1為基體(超硬合金)，2為由Ti(Cx1Ny1Oz1)(0≤x1≤1、0≤y1≤1、0≤z1≤1、x1+y1+z1＝1)構成的Ti系層，2a為由Ti(Cx11Ny11Oz11)(0≤x11≤1、0≤y11≤1、0≤z11≤1、x11+y11+z11＝1)構成的第一Ti系層，2b為由Ti(Cx12Ny12Oz12)(0≤x12≤1、0≤y12≤1、0≤z12≤1、x12+y12+z12＝1)構成的第二Ti系層，4為由(Ti，Al)(Cx2Ny2Oz2)(0≤x2≤1、0≤y2≤1、0≤z2≤1、x2+y2+z2＝1)構成的中間層，5為Al2O3層，6為由Ti(Cx3Ny3Oz3)(0≤x3≤1、0≤y3≤1、0≤z3≤1、x3+y3+z3＝1)構成的最表層，7為將各層層疊而成的被覆層，8為切削工具，圖1中示出切削工具8的一部分。需要說明的是，可以省略中間層4。根據(jù)本實施方式，基體1側的第一Ti系層2a為TiCN層，第二Ti系層2b也是CN比不同的TiCN層。在此，可以通過GDS分析算出各層的厚度，但若各層的蝕刻速度不同則各層的厚度的誤差會變大。因此，邊對比掃描電子顯微鏡(SEM)照片和電子射線顯微分析(EPMA)數(shù)據(jù)(未圖示)邊確認各層的構成，并確認GDS分析數(shù)據(jù)的峰形，來確定各層的范圍。需要說明的是，由圖1(a)的SEM照片可知，存在SEM照片中的各層的厚度與GDS分析中檢測的各層的厚度不成比例的部分。另外，在圖1(a)的SEM照片中，可以確認被覆層7中，層厚最厚的是Ti系層2中的作為第一Ti系層2a的TiCN層，層厚第二厚的是Al2O3層5，由圖1(b)的GDS分析數(shù)據(jù)的峰形可以確認，存在Ti的分布以高濃度推移的區(qū)域和Al的分布以高濃度推移的區(qū)域。并且，將該Ti的分布以高濃度推移的區(qū)域確定為第一Ti系層2a的區(qū)域、和第二Ti系層2b的區(qū)域，將Al的分布以高濃度推移的區(qū)域確定為Al2O3層5的區(qū)域。并且，將各層的厚度的中央的位置確定為第一Ti系層2a的中央LTi、Al2O3層5的中央LAl。對于中間層4和最表層6，通過第一Ti系層2a和第二Ti系層2b的Ti系層2的區(qū)域以及Al2O3層5的區(qū)域的確定來決定，對于中間層4和最表層6的中央的位置，將區(qū)域中的中央的位置確定為中央位置(未圖示)。在此，各層的分界處是各元素的含量急劇變化的拐點。然而，在各元素的含量急劇變化的位置不能明確決定的分界處，通過下述方法確定各層的分界處。即，第一Ti系層2a的區(qū)域與第二Ti系層2b的區(qū)域的分界處定義為，相對于第一Ti系層2a的區(qū)域中的Ti的含量的最高值，Ti的含量成為低10％的含量的位置。同樣，第二Ti系層2b的區(qū)域與中間層4的區(qū)域的分界處定義為，相對于第二Ti系層2b的區(qū)域中的Ti的含量的最高值，Ti的含量成為低10％的含量的位置。另外，中間層4的區(qū)域與Al2O3層5的區(qū)域的分界處定義為，相對于Al2O3層5中的Al的含量的最高值，Al的含量成為低10％的含量的位置。另外，GDS分析中，由于被覆層的面內方向的測定區(qū)域為1mm左右較寬，在各層的層間有凹凸的情況下，有時與各層鄰接的其它層的成分共存而被檢測出。另外，由于各層的蝕刻速度不同，在GDS分析中，在被確定為第一Ti系層2a的區(qū)域內的基體側共存有基體1中含有的成分。另外，在被確定為中間層4的區(qū)域內的基體側共存有下層的Ti系層2中含有的成分，在被確定為中間層4的區(qū)域內的表面?zhèn)裙泊嬗猩蠈拥腁l2O3層5中含有的成分，在該狀態(tài)下被檢測。其結果是，GDS分析中的中間層4的區(qū)域看起來比SEM照片中觀察到的實際厚度還寬。在此，基體1的優(yōu)選例由WC相、結合相、和根據(jù)期望的B1型固溶相形成。并且，以80～94質量％的比率包含WC、以5～15質量％的比率包含Co、以Cr3C2換算量為0.1～1質量％的比率包含Cr、以0～10質量％的比率包含選自除了Cr的周期表第4、5和6族金屬中的至少1種的碳化物(除了WC)、氮化物和碳氮化物中的至少1種。根據(jù)本實施方式，在基體1的表面，具有從基體1側依次層疊有Ti系層2、中間層4、Al2O3層5和最表層6的被覆層7。圖2的輝光放電發(fā)光光譜分析(GDS分析)中，Ti系層2中的基體1側的第一Ti系層2a的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量低于基體1中含有的Cr的含量，且高于Al2O3層5的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量。此外，最表層6的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量高于上述Al2O3層的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量。由此，含有Ti的第一Ti系層2a和最表層6的耐氧化性提高，進而根據(jù)情況，第二Ti系層2b的耐氧化性提高。其結果是，在高速切削等切刃變得高溫的加工中，也能抑制被覆層7氧化而硬度降低，提高切削工具8的耐磨損性。另外，在Al2O3層5中，由于Cr的含量低于其它層，具有耐磨損性提高的效果。此外，在最表層6，由于含有Cr，還有提高在被覆層7的表面的耐熔敷性的效果。即，若第一Ti系層2a的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量與Al2O3層5的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量相同或較少，則有被覆層7的氧化容易進行的傾向。若Al2O3層5的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量與第一Ti系層2a的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量、或最表層6的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量相同或較多，則有Al2O3層5的耐磨損性降低的傾向。若最表層6的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量與Al2O3層5的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量相同或較低，則有被覆層7的耐熔敷性降低的傾向。本實施方式中，進一步將第一Ti系層2a、Al2O3層5和最表層6的各層的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量相對于基體1中含有的Cr的含量的比率分別設為CrTi、CrAl和Crs時，0.5≤CrTi≤0.9、0.01≤CrAl≤0.2、0.4≤Crs≤0.7。在此，在GDS分析數(shù)據(jù)中，基體1中含有的Cr的含量在W和C的含量的變化率為5％以內的區(qū)域進行測定。由此，含有Ti的第一Ti系層2a、第二Ti系層2b、還有最表層6的耐氧化性提高，在高速切削等切刃變得高溫的加工中，也能抑制被覆層7氧化而硬度降低，提高切削工具8的耐磨損性。需要說明的是，省略中間層4的被覆層中也可以得到同樣的效果。進一步，本實施方式中，將中間層4的厚度的中央的位置中含有的Cr的含量相對于基體1中含有的Cr的含量的比率設為Crm時，0.2≤Crm≤0.5。由此，中間層4的耐氧化性提高。在此，被覆層7中除了Cr以外還含有W和Co。本實施方式中，將第一Ti系層2a、Al2O3層5和最表層6的各層中含有的W和Co的含量相對于基體1中含有的W和Co的含量的比率分別設為WTi、WAl、Ws、CoTi、CoAl和Cos時，0.05≤WTi≤0.3、WAl≤0.01、Ws≤0.01、0.05≤CoTi≤0.3、CoAl≤0.01、Cos≤0.01。也就是說，從基體1擴散的W和Co向Ti系層2中擴散，能夠進一步提高基體1與被覆層7的密合性。然而，若W和Co變得高溫則容易氧化，因而基本不會擴散到Al2O3層5和最表層6，能夠抑制被覆層7的氧化。此時，將中間層4中含有的W和Co的含量相對于基體1中含有的W和Co的含量的比率分別設為Wm和Com時，Wm≤0.05、Com≤0.05。也就是說，從基體1擴散的W和Co基本不會擴散到中間層4，能夠抑制被覆層7的氧化。另外，根據(jù)本實施方式，在基體1中，作為不可避免的雜質成分含有Si和Fe，這些向被覆層7中擴散。將第一Ti系層2a、Al2O3層5和最表層6的各層中含有的Si和Fe的含量相對于基體1中含有的Si和Fe的含量的比率分別設為SiTi、SiAl和Sis、FeTi、FeAl和Fes時，0.05≤SiTi≤0.4、SiAl≤0.01、Sis≤0.01、0.05≤FeTi≤0.4、FeAl≤0.01、Fes≤0.01。也就是說，從基體1擴散的Si和Fe向Ti系層2中擴散，能夠進一步提高基體1與被覆層7的密合性。然而，若Si和Fe變得高溫則容易氧化，因而基本不會擴散到Al2O3層5和最表層6，能夠抑制被覆層7的氧化。此時，根據(jù)本實施方式，將中間層4中含有的Si和Fe的含量相對于基體1中含有的Si和Fe的含量的比率分別設為Sim和Fem時，Sim≤0.05、Fem≤0.05。也就是說，從基體1擴散的Si和Fe基本不會擴散到中間層4，能夠抑制被覆層7的氧化。進一步，根據(jù)本實施方式，基體1和被覆層7中含有C(碳)。第一Ti系層2a、中間層4、Al2O3層5和最表層6的各層中含有的C的含量相對于基體1中含有的C的含量的比率分別設為CTi、Cm、CAl和Cs時，0.2≤CTi≤0.7、0.01≤Cm≤0.18、CAl≤0.01、Cs≤0.30。通過控制被覆層7中的C含量，能夠進一步提高基體1與被覆層7的密合性。CTi的進一步優(yōu)選范圍為0.3≤CTi≤0.6。需要說明的是，本實施方式中的Ti系層2是將基體1側的第一Ti系層2a、第二Ti系層2b均為TiCN層的多層層疊的Ti系層，Ti系層可以是單層，或者可以是3層以上的多層。通過該構成，能夠容易調整Cr、W、Co、Fe、Si和C各成分向被覆層7擴散的程度。(制造方法)對構成上述的本實施方式的切削工具的超硬合金的制造方法的一例進行說明。首先，將WC粉末以80～94質量％的比率、將金屬Co粉末以5～15質量％的比率、將Cr3C2粉末以0.1～1質量％的比率、將根據(jù)期望含有其它金屬成分的化合物粉末以0～10質量％以下的比率調配。向該調配的粉末中加入溶劑，混合粉碎指定時間制成漿料。在該漿料中添加粘合劑進一步混合，邊使用噴霧干燥機等干燥漿料邊進行混合粉末的造粒。接著，使用造粒的顆粒通過沖壓成形來進行成形為切削工具形狀。進一步，利用焙燒爐進行脫脂后，在20～2000Pa的減壓氣氛中，將焙燒爐的溫度提高到1380～1480℃的焙燒溫度焙燒1～1.5小時，由此可以制作超硬合金。并且，對于制作的超硬合金，根據(jù)期望對超硬合金的表面進行研磨加工，或對切刃部實施珩磨加工。其后，對由超硬合金構成的基體進行酸處理、堿處理，除去基體的表面的污漬，預先準備含有Cr3C2粉末或金屬鉻(Cr)的溶液，通過噴涂法、浸漬法、涂布法，在基體的表面附著Cr成分預先提高Cr濃度。接著，通過化學氣相蒸鍍(CVD)法在所得到的基體的表面形成被覆層2。對該成膜條件的一例進行說明，首先，根據(jù)期望在基體的表面形成作為第一Ti系層的TiN(氮化鈦)層。其適宜的成膜條件為：作為混合氣體組成，使用以0.5～10體積％的比率包含四氯化鈦(TiCl4)氣體、以10～60體積％的比率包含氮(N2)氣、余量由氫(H2)氣構成的混合氣體；成膜溫度為800～940℃；壓力為8～50kPa。接著，在TiN層的上層形成作為第二Ti系層的TiCN層。其成膜條件可以舉出：作為混合氣體組成，使用以0.5～10體積％的比率包含四氯化鈦(TiCl4)氣體、以1～60體積％的比率包含氮(N2)氣、以0.1～3.0體積％的比率包含乙腈(CH3CN)氣體、余量由氫(H2)氣構成的混合氣體；成膜溫度為780～850℃；壓力為5～25kPa的條件，通過該條件，成膜由所謂的柱狀結晶構成的MT(ModerateTemprature)-TiCN層。通過在成膜中增減乙腈(CH3CN)氣體的流量，能夠調整柱狀結晶的結晶幅度。接著在MT-TiCN層的上層形成由所謂的粒狀結晶構成的HT(HighTemprature)-TiCN層。具體來說，繼上述TiCN層之后，切換成如下成膜條件，即，使用以0.1～3體積％的比率包含四氯化鈦(TiCl4)氣體、以0～15體積％的比率包含氮(N2)氣、以0.1～10體積％的比率包含甲烷(CH4)氣體或乙腈(CH3CN)氣體、余量由氫(H2)氣構成的混合氣體；成膜溫度為900～1020℃；壓力為5～40kPa的成膜條件，成膜HT-TiCN層。接著，成膜中間層。作為成膜TiAlCNO層的具體成膜條件的一例，使用以0.1～3體積％的比率包含四氯化鈦(TiCl4)氣體、以1～15體積％的比率包含氮(N2)氣、以0.1～10體積％的比率包含甲烷(CH4)氣體或乙腈(CH3CN)氣體、以0.5～3.0體積％的比率包含一氧化碳(CO)氣體、以0.5～3.0體積％的比率包含三氯化鋁(AlCl3)、余量由氫(H2)氣構成的混合氣體；成膜溫度為900～1020℃；壓力為5～40kPa。其后，繼續(xù)形成α型Al2O3層。作為具體成膜條件的一例，使用以0.5～5.0體積％的比率包含三氯化鋁(AlCl3)氣體、以0.5～3.5體積％的比率包含氯化氫(HCl)氣體、以0.5～5.0體積％的比率包含二氧化碳(CO2)氣體、以0～0.5體積％的比率包含硫化氫(H2S)氣體、余量由氫(H2)氣構成的混合氣體；成膜溫度為930～1010℃；壓力為5～10kPa。然后，根據(jù)期望，在Al2O3層的表面成膜最表層。作為成膜TiN層作為最表層時的成膜條件，作為混合氣體組成，使用以0.1～10體積％的比率包含四氯化鈦(TiCl4)氣體、以0.005～0.025體積％的比率包含氯化鉻(CrCl2)氣體、以1～60體積％的比率包含氮(N2)氣、余量由氫(H2)氣構成的混合氣體；成膜溫度為855～1010℃；壓力為10～85kPa。并且，將被覆層成膜結束后，將成膜腔內設為壓力350kPa～850kPa、溫度1000～1200℃保持30分鐘～120分鐘后，冷卻腔內，由此使在基體表面存在的Cr成分、以及W、Co、Fe、Si和C成分向被覆層側擴散，在Ti系層、中間層、Al2O3層內以指定的比率含有。對于最表層，在上述成膜時流過含有Cr成分的原料氣體，使最表層內含有Cr成分。其后，根據(jù)期望，對形成的被覆層的表面的至少切刃部進行研磨加工。通過該研磨加工，成為切刃部被加工平滑、抑制被削材的熔敷、而且耐缺損性優(yōu)異的工具。實施例對于平均粒徑5μm的WC粉末，以平均粒徑1.5μm的金屬Co粉末為8質量％、平均粒徑1.0μm的TiC粉末為0.8質量％、平均粒徑1.0μm的NbC粉末為3.5質量％、平均粒徑2.0μm的ZrC粉末為0.3質量％、平均粒徑2.0μm的Cr3C2粉末為0.6質量％的比率，按照原料的總和成為100質量％的方式調配、添加，向其中加入有機溶劑進行混合粉碎后，添加保形劑進一步混合，將形成的漿料投入噴霧干燥機制作造粒粉末。接著，使用該造粒粉末，通過沖壓成形來進行成形為切削工具形狀(CNMG120408PS)，在焙燒爐中以450℃進行3小時脫脂后，以1450℃焙燒1小時而制作超硬合金。并且，對上述超硬合金進行磨削加工成為CNMG120408PS的大致平板形狀后，對于該基體的表面，進一步對切刃部實施珩磨加工。接著，使用含有Cr3C2的漿料按表2的方法實施進行提高基體表面的Cr濃度的處理的表面處理，提高基體的表面的Cr的含量。進一步，通過化學氣相蒸鍍(CVD)法，在表1的成膜條件下在該加工的超硬合金的表面依次成膜表2～5的構成的被覆層。需要說明的是，Ti系層是成膜TiN層作為第一Ti系層，第二Ti系層設為MT-TiCN層與HT-TiCN層的層疊。對于第二Ti系層的厚度而言，將HT-TiCN層的厚度恒定設為0.5μm，調整MT-TiCN層的厚度，使總厚度為表2的厚度。另外，對于試料No.9，在成膜最表層時的混合氣體中不添加氯化鉻(CrCl4)氣體進行成膜，對于試料No.12，在成膜最表層時的混合氣體中僅在成膜時間的中間以后的后半添加氯化鉻(CrCl4)氣體進行成膜。成膜后，在腔內按照N2氣成為500kPa的方式填充，在表2所述溫度保持60分鐘的成膜后經(jīng)過高溫保持工序冷卻腔內。需要說明的是，用掃描電子顯微鏡觀察被覆層的截面來確認各層的厚度?！颈?】*TiCN1(MT)：使混合氣體中的CH3CN的混合量在0.1→0.4體積％連續(xù)地變化。對于所得到的切削工具，對從表面沿深度方向的組成變化進行GDS分析(堀場制作所公司制GD-PROFTLER、分析條件：功率20W、Ar壓力600Pa、放電范圍2mmφ、取樣時間0.3sec/point)，確認各層的中央的Cr、W、Co、Fe、Si和C的各元素的分布，將各元素的濃度示于表2～5。另外，對切削工具的截面進行SEM觀察。【表2】1)各元素的含量比率：將在基體的內部的存在比例設為1時的比率【表3】1)各元素的含量比率：將在基體的內部的存在比例設為1時的比率【表4】1)各元素的含量比率：將在基體的內部的存在比例設為1時的比率【表5】1)各元素的含量比率：將在基體的內部的存在比例設為1時的比率然后，使用該工具通過下述條件，進行連續(xù)切削試驗和強斷續(xù)切削試驗，評價耐磨損性和耐缺損性。(磨損評價條件)被削材：SCM435工具形狀：CNMG120408PS切削速度：300m/分鐘送給速度：0.3mm/rev進刀量：2.0mm(每切削3秒的變動進刀量)切削時間：15分鐘切削液：乳劑15％+水85％混合液評價項目：通過顯微鏡觀察切刃，測定側面磨損量、頂端磨損量(強斷續(xù)切削條件)被削材：SCM4404根帶槽材工具形狀：CNMG120408PS切削速度：300m/分鐘送給速度：0.35mm/rev進刀量：1.5mm切削液：乳劑15％+水85％混合液評價項目：達到缺損的沖擊次數(shù)沖擊次數(shù)1000次時刻通過顯微鏡觀察切刃的狀態(tài)結果示于表6?！颈?】由表1～6所示結果可知，在基體的表面未形成TiN層的試料No.5中，CrTi與基體中的Cr含量相同，在強斷續(xù)試驗中被覆層剝離。另外，在基體的表面未附著Cr的試料No.6、和未進行成膜后的熱處理的試料No.8中，CrTi相對于CrAl相同或較小，耐磨損性降低。還有，成膜后的熱處理溫度高，Crs小于CrAl的試料No.7中，被覆層的耐磨損性降低。另外，最表層中的Crs小于0.4的試料No.9中，在被覆層發(fā)生熔敷，耐磨損性降低。與此相對，依次層疊有TiN層、TiCN層、Al2O3層、在GDS分析中CrTi小于基體的Cr含量并且大于CrAl、CrAl小于Crs的試料No.1～4、10～12中，被覆層的密合力均高，且具有耐磨損性優(yōu)異的切削性能。特別是滿足0.5≤CrTi≤0.9、0.01≤CrAl≤0.2、0.4≤Crs≤0.7的試料No.1～4中，耐磨損性特別高。符號說明1基體(超硬合金)2Ti系層2a第一Ti系層2b第二Ti系層4中間層5Al2O3層6最表層7被覆層8切削工具