JP6451982B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
この発明は、ＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の複合焼結体を工具基体とし、切れ刃稜線近傍のすくい面の硬質被覆層のクーリングクラックの分布に異方性をもたせた表面被覆切削工具（以下、「被覆工具」という）に関するものである。
従来、切削工具としては、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、ｃＢＮ焼結体を工具基体として、その表面に硬質被覆層を蒸着形成した被覆工具が知られており、硬質被覆層の蒸着形成手段としては、化学蒸着法、物理蒸着法等が知られている。
化学蒸着法で硬質被覆層を蒸着形成した場合には、主に、工具基体と皮膜の熱膨張差によって、硬質被覆層には引張残留応力が発生するが、硬質被覆層にクーリングクラックとが形成されることによって、残留応力が緩和され、さらに、このクーリングクラックは、切削加工時に硬質被覆層に作用する衝撃的負荷を緩和するとともに、切削加工時に発生したクラックの進展・伝播を阻止する作用がある。
しかし、例えば、高速断続切削加工のように、切れ刃にかかる負荷が大きくなった場合には、クーリングクラック自体から亀裂の進展・伝播が生じ、チッピング、欠損を発生することがあり、また、これによって、硬質被覆層の剥離が発生し、工具寿命に至る場合がある。
そこで、従来から、クーリングクラックに起因する不都合を解消すべく、いくつかの提案がなされている。
化学蒸着法で硬質被覆層を蒸着形成した場合には、主に、工具基体と皮膜の熱膨張差によって、硬質被覆層には引張残留応力が発生するが、硬質被覆層にクーリングクラックとが形成されることによって、残留応力が緩和され、さらに、このクーリングクラックは、切削加工時に硬質被覆層に作用する衝撃的負荷を緩和するとともに、切削加工時に発生したクラックの進展・伝播を阻止する作用がある。
しかし、例えば、高速断続切削加工のように、切れ刃にかかる負荷が大きくなった場合には、クーリングクラック自体から亀裂の進展・伝播が生じ、チッピング、欠損を発生することがあり、また、これによって、硬質被覆層の剥離が発生し、工具寿命に至る場合がある。
そこで、従来から、クーリングクラックに起因する不都合を解消すべく、いくつかの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、硬質被覆層中に本質的にクーリングクラックを形成させないことを目的として、熱膨張係数が６．３×１０−６Ｋ−１であるＷＣ基超硬合金からなる工具基体表面に、ＴＣ（１１０）が１．５より大きい集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を有するように集合組織化された単相α組織のＡｌ２Ｏ３層を含んだ硬質被覆層を形成した被覆工具が提案されており、この硬質被覆層には、ほんの僅かしかクーリングクラック（約０．０１μｍの幅と約２０μｍの平均長）が存在しないことが明らかにされている。
また、例えば、特許文献２には、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体表面に硬質被覆層を形成した被覆工具において、下部層としてＴｉ化合物層を形成し、上部層は、化学蒸着により形成された酸化アルミニウム層と物理蒸着により形成された酸化アルミニウム層との交互積層構造とし、上部層内に連続して存在するクラックの層厚方向最大長さを０．５μｍ以上１．０μｍ以下とすることによって、クーリングクラックに起因する硬質被覆層のチッピング、欠損、剥離等の異常損傷発生を抑制することが記載されている。
また、例えば、特許文献３には、硬質被覆層中に本質的にクーリングクラックを形成させないことを目的として、ＴｉＣＮ基サーメットの工具基体表面に、硬質被覆層を形成した工具が提案されている。この工具においては、硬質被覆層には０〜１０００ＭＰａの圧縮残留応力が発生しており、クーリングクラックは全く存在しないと記載されている。
上記特許文献１、２に示すような被覆工具は、通常条件の切削加工では、クーリングクラックに起因するチッピング、欠損、剥離等の発生は抑えられるものの、ダクタイル鋳鉄の高速断続切削加工のような厳しい条件下では、クーリングクラックからの亀裂の進展・伝播によって、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が十分満足できるものであるとはいえない。
また、上記特許文献３の被覆工具は、ダクタイル鋳鉄の高速断続切削において、突発的に被膜に非常に長い亀裂が入るとともに大面積に渡って剥離を生じ、寿命に至ることがあるため、耐異常損傷性が十分満足できるものであるとはいえない。
そこで、本発明は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削に用いた場合でも、クラック進展抑制作用を備えるとともに、耐異常損傷性に優れた被覆工具を提供することを目的とする。
また、上記特許文献３の被覆工具は、ダクタイル鋳鉄の高速断続切削において、突発的に被膜に非常に長い亀裂が入るとともに大面積に渡って剥離を生じ、寿命に至ることがあるため、耐異常損傷性が十分満足できるものであるとはいえない。
そこで、本発明は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削に用いた場合でも、クラック進展抑制作用を備えるとともに、耐異常損傷性に優れた被覆工具を提供することを目的とする。
本発明者らは、上述のような観点から、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削に用いた場合でも、亀裂の伝播・進展抑制作用に優れ、もって、長期の使用に亘ってチッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生しない被覆工具について鋭意検討した。
そして、化学蒸着法により硬質被覆層を被覆する場合に、その製法上、クーリングクラックの発生は避けられないものであるが、従来のような硬質被覆層全体にわたって網目状あるいは樹枝状に分布するクーリングクラックではなく、異方性をもたせたクーリングクラックの分布を形成することによって、耐異常損傷性を改善し得るのではないかとの観点からさらに検討を進めた。
その結果、被覆工具のすくい面において、切れ刃稜線に対して垂直な方向に形成されたクーリングクラックは、剥離等の異常損傷発生の原因となるが、切れ刃稜線に平行な方向に形成されたクーリングクラックは、切れ刃稜線に垂直な方向に向かって亀裂が進展・伝播する場合に、その進行を阻止する作用があることから、クーリングクラックが切れ刃稜線に平行な方向に形成されるようにすれば、剥離等の異常損傷の発生を抑制し得るとの知見を得た。
そして、化学蒸着法により硬質被覆層を被覆する場合に、その製法上、クーリングクラックの発生は避けられないものであるが、従来のような硬質被覆層全体にわたって網目状あるいは樹枝状に分布するクーリングクラックではなく、異方性をもたせたクーリングクラックの分布を形成することによって、耐異常損傷性を改善し得るのではないかとの観点からさらに検討を進めた。
その結果、被覆工具のすくい面において、切れ刃稜線に対して垂直な方向に形成されたクーリングクラックは、剥離等の異常損傷発生の原因となるが、切れ刃稜線に平行な方向に形成されたクーリングクラックは、切れ刃稜線に垂直な方向に向かって亀裂が進展・伝播する場合に、その進行を阻止する作用があることから、クーリングクラックが切れ刃稜線に平行な方向に形成されるようにすれば、剥離等の異常損傷の発生を抑制し得るとの知見を得た。
そして、本発明者らは、工具基体として、工具母体としてのＴｉＣＮ基サーメットと刃先材料としてのＷＣ基超硬合金の複合焼結体を使用し、該複合焼結体からなる工具基体表面に硬質被覆層を形成した場合には、ＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の組成およびＷＣ基超硬合金部の厚さ、成膜後の冷却速度を適切に選定することによってクーリングクラックの分布状態を制御できること、即ち、切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックを切れ刃稜線に垂直な方向な方向のクーリングクラックより多く形成し得ることを見出したのである。
そして、本発明によるクーリングクラック分布によって、亀裂の伝播・進展を防止することができることから、上記複合焼結体を工具基体とする被覆工具においては、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削においても、クラックの伝播・進展が防止され、長期の使用に亘って、すぐれた耐異常損傷性、耐摩耗性を発揮することを見出したのである。
そして、本発明によるクーリングクラック分布によって、亀裂の伝播・進展を防止することができることから、上記複合焼結体を工具基体とする被覆工具においては、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削においても、クラックの伝播・進展が防止され、長期の使用に亘って、すぐれた耐異常損傷性、耐摩耗性を発揮することを見出したのである。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 工具母材としてのＴｉＣＮ基サーメットと刃先材料としてのＷＣ基超硬合金との複合焼結体からなる工具基体に、化学蒸着法により硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具において、
（ａ）上記複合焼結体は、その成分元素として少なくとも６〜２０原子％の鉄族金属成分を含有するＴｉＣＮ基サーメットと、鉄族金属成分を６〜２０原子％含有し、ＷＣを主成分とするＷＣ基超硬合金とで構成され、
（ｂ）上記ＴｉＣＮ基サーメットの表面には、０．３ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の平均厚みで上記ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料によりすくい面が形成され、また、該ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料の表面には、少なくとも一層以上の硬質被覆層が被覆形成され、
（ｃ）前記すくい面の半径ｒのコーナＲをなす弧とコーナＲの中心からなる扇状の領域を除くとともに、前記扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層表面に形成されたクーリングクラックについて測定したクーリングクラックの平均間隔のうち、該切れ刃稜線に平行な方向に測定した平均間隔をａｈ、また、該切れ刃稜線に垂直な方向に測定した平均間隔をａｖとした場合、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するクーリングクラック分布を有することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）ＴｉＣＮ基サーメットのＷ含有量が８．０原子％以下であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）ＴｉＣＮ基サーメットのＷ含有量が４．０原子％以下であることを特徴とする前記（２）に記載の表面被覆切削工具。」
を特徴とするものである。
「（１） 工具母材としてのＴｉＣＮ基サーメットと刃先材料としてのＷＣ基超硬合金との複合焼結体からなる工具基体に、化学蒸着法により硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具において、
（ａ）上記複合焼結体は、その成分元素として少なくとも６〜２０原子％の鉄族金属成分を含有するＴｉＣＮ基サーメットと、鉄族金属成分を６〜２０原子％含有し、ＷＣを主成分とするＷＣ基超硬合金とで構成され、
（ｂ）上記ＴｉＣＮ基サーメットの表面には、０．３ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の平均厚みで上記ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料によりすくい面が形成され、また、該ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料の表面には、少なくとも一層以上の硬質被覆層が被覆形成され、
（ｃ）前記すくい面の半径ｒのコーナＲをなす弧とコーナＲの中心からなる扇状の領域を除くとともに、前記扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層表面に形成されたクーリングクラックについて測定したクーリングクラックの平均間隔のうち、該切れ刃稜線に平行な方向に測定した平均間隔をａｈ、また、該切れ刃稜線に垂直な方向に測定した平均間隔をａｖとした場合、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するクーリングクラック分布を有することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）ＴｉＣＮ基サーメットのＷ含有量が８．０原子％以下であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）ＴｉＣＮ基サーメットのＷ含有量が４．０原子％以下であることを特徴とする前記（２）に記載の表面被覆切削工具。」
を特徴とするものである。
以下、この発明について、詳細に説明する。
図１に、この発明の被覆工具の概略模式図を示す。
図１に示すように、この発明の被覆工具は、工具基体全体をＷＣ基超硬合金で構成するのではなく、ＴｉＣＮ基サーメットを工具母体とし、そのすくい面に、ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料を形成した複合焼結体を工具基体とし、この上に、化学蒸着法により、硬質被覆層が被覆形成された構造を備えている。
この発明の被覆工具の製造方法の詳細については、後記するが、その概略は以下のとおりである。
まず、所定組成のＴｉＣＮ基サーメット粉末と、同じく所定組成のＷＣ基超硬合金粉末を用意し、これらの粉末をプレスすることで、複合プレス体を作製し、ついで、この複合プレス体を、昇温温度、昇温速度等を制御しながら焼結して複合焼結体を作製し、ついで、得られた複合焼結体を所定の形状に加工することにより工具基体を作製し、ついで、化学蒸着法により、Ｔｉ化合物層、Ａｌ２Ｏ３層等を被覆形成した後、所定の条件で冷却することによって、所定のクーリングクラック分布を有する硬質被覆層を形成することにより製造される。
図１に示すように、この発明の被覆工具は、工具基体全体をＷＣ基超硬合金で構成するのではなく、ＴｉＣＮ基サーメットを工具母体とし、そのすくい面に、ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料を形成した複合焼結体を工具基体とし、この上に、化学蒸着法により、硬質被覆層が被覆形成された構造を備えている。
この発明の被覆工具の製造方法の詳細については、後記するが、その概略は以下のとおりである。
まず、所定組成のＴｉＣＮ基サーメット粉末と、同じく所定組成のＷＣ基超硬合金粉末を用意し、これらの粉末をプレスすることで、複合プレス体を作製し、ついで、この複合プレス体を、昇温温度、昇温速度等を制御しながら焼結して複合焼結体を作製し、ついで、得られた複合焼結体を所定の形状に加工することにより工具基体を作製し、ついで、化学蒸着法により、Ｔｉ化合物層、Ａｌ２Ｏ３層等を被覆形成した後、所定の条件で冷却することによって、所定のクーリングクラック分布を有する硬質被覆層を形成することにより製造される。
ＴｉＣＮ基サーメットの成分組成：
この発明で用いられるＴｉＣＮ基サーメットは、ＴｉＣＮを主たる硬質成分とし、鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）を主たる結合相成分とするサーメットであるが、その他に、サーメットに通常含有される成分、例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＷＣ、Ｍｏ２Ｃ等、については通常含有される範囲内で含有させることができる。
ただし、ＷＣ基超硬合金との接合性を高めるためには、ＴｉＣＮ基サーメット中に含有される鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）は、（ＷＣ基超硬合金中に含有される鉄族金属の含有量にもよるが）６〜２０原子％、特に８〜１４原子％であることが望ましい。
またＴｉＣＮ基サーメット中に含有されるＷについては８．０原子％以下、特に４原子％以下であることが望ましい。これは、ＴｉＣＮ基サーメット中に含有されるＷ含有量が高すぎると、ＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の熱膨張率の差が小さくなり、ＷＣ基超硬合金に所望の圧縮残留応力分布が形成できなくなる、という理由によるものである。
この発明で用いられるＴｉＣＮ基サーメットは、ＴｉＣＮを主たる硬質成分とし、鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）を主たる結合相成分とするサーメットであるが、その他に、サーメットに通常含有される成分、例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＷＣ、Ｍｏ２Ｃ等、については通常含有される範囲内で含有させることができる。
ただし、ＷＣ基超硬合金との接合性を高めるためには、ＴｉＣＮ基サーメット中に含有される鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）は、（ＷＣ基超硬合金中に含有される鉄族金属の含有量にもよるが）６〜２０原子％、特に８〜１４原子％であることが望ましい。
またＴｉＣＮ基サーメット中に含有されるＷについては８．０原子％以下、特に４原子％以下であることが望ましい。これは、ＴｉＣＮ基サーメット中に含有されるＷ含有量が高すぎると、ＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の熱膨張率の差が小さくなり、ＷＣ基超硬合金に所望の圧縮残留応力分布が形成できなくなる、という理由によるものである。
ＷＣ基超硬合金の成分組成：
すくい面の刃先材料を構成するＷＣ基超硬合金は、主たる硬質成分であるＷＣと主たる結合相成分である鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）とで構成される。結合相成分は、硬質相成分と強固に結合し、工具基体の強度および靭性を向上させる作用があるが、その含有量が６原子％未満では前記作用に所望の効果が得られず、また、ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットとの界面にポアを生じやすくなるため、十分な強度を得ることが難しい。一方、その含有量が２０原子％を越えると、耐摩耗性が低下するようになることから、結合相成分である鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）の含有量合計は、６〜２０原子％とする。
また、ＷＣ基超硬合金中にはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｖの各成分を、通常含有される範囲内で含有させることができる。
例えば、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａについては、これらの含有量の和が２０原子％を超えない範囲内で含有することが出来る。Ｃｒ、Ｖについては、これらの含有量の和が５原子％を超えない範囲内で含有することができる。
すくい面の刃先材料を構成するＷＣ基超硬合金は、主たる硬質成分であるＷＣと主たる結合相成分である鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）とで構成される。結合相成分は、硬質相成分と強固に結合し、工具基体の強度および靭性を向上させる作用があるが、その含有量が６原子％未満では前記作用に所望の効果が得られず、また、ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットとの界面にポアを生じやすくなるため、十分な強度を得ることが難しい。一方、その含有量が２０原子％を越えると、耐摩耗性が低下するようになることから、結合相成分である鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）の含有量合計は、６〜２０原子％とする。
また、ＷＣ基超硬合金中にはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｖの各成分を、通常含有される範囲内で含有させることができる。
例えば、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａについては、これらの含有量の和が２０原子％を超えない範囲内で含有することが出来る。Ｃｒ、Ｖについては、これらの含有量の和が５原子％を超えない範囲内で含有することができる。
すくい面を構成する刃先材料としてのＷＣ基超硬合金：
工具基体の母体であるＴｉＣＮ基サーメットの表面のすくい面に、刃先材料として上記ＷＣ基超硬合金を０．３ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の厚さで形成する。厚さが０．３ｍｍ未満では、ＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の界面付近まで摩耗が進行した際に、十分な強度と靭性を確保することができなくなることから、すくい面に、ＷＣ基超硬合金で構成する刃先材料の厚さは０．３ｍｍ以上と定めた。
また、ＷＣ基超硬合金の厚さが１．０ｍｍを超えると、ＷＣ基超硬合金に所望の圧縮残留応力分布を発生させることが難しくなり、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するクーリングクラックが形成されにくくなるため、ＷＣ基超硬合金の厚さは、１．０ｍｍ以下と定めた。
また、ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料が形成されたすくい面上には、少なくとも一層以上の硬質被覆層が被覆形成されるが、ここで言う少なくとも一層以上の硬質被覆層とは、化学蒸着法により形成されるＴｉ化合物層（ＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＮＯ層等）やＡｌ２Ｏ３層等である。
なお、Ｔｉ化合物層の合計平均層厚は、硬さを向上させるため３μｍ以上が好ましく、耐剥離性の低下を防止するために２０μｍ以下とすることが好ましい。また、特に硬さに優れるＴｉ炭窒化物層の合計平均層厚については３μｍ以上とすることで、十分な硬さを有するＴｉ化合物層を得ることが出来る。なお、膜中への亀裂進展が問題となる場合には、複数のＴｉＣＮ層を設けることで亀裂進展を抑制することができる。
また、十分な耐酸化性を確保するためには、Ａｌ２Ｏ３層の層厚を０．８μｍ以上とすることが好ましく、耐剥離性の低下を防止するためには１８．０μｍ以下とすることが好ましい。
以上の要件を満たす層構造としては、例えば、次のような硬質被覆層があげられる。
ＴｉＮ（０．１μｍ）／ＴｉＣＮ（８μｍ）／ＴｉＣＯ（０．１μｍ）／Ａｌ２Ｏ３（２μｍ）
工具基体の母体であるＴｉＣＮ基サーメットの表面のすくい面に、刃先材料として上記ＷＣ基超硬合金を０．３ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の厚さで形成する。厚さが０．３ｍｍ未満では、ＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の界面付近まで摩耗が進行した際に、十分な強度と靭性を確保することができなくなることから、すくい面に、ＷＣ基超硬合金で構成する刃先材料の厚さは０．３ｍｍ以上と定めた。
また、ＷＣ基超硬合金の厚さが１．０ｍｍを超えると、ＷＣ基超硬合金に所望の圧縮残留応力分布を発生させることが難しくなり、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するクーリングクラックが形成されにくくなるため、ＷＣ基超硬合金の厚さは、１．０ｍｍ以下と定めた。
また、ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料が形成されたすくい面上には、少なくとも一層以上の硬質被覆層が被覆形成されるが、ここで言う少なくとも一層以上の硬質被覆層とは、化学蒸着法により形成されるＴｉ化合物層（ＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＮＯ層等）やＡｌ２Ｏ３層等である。
なお、Ｔｉ化合物層の合計平均層厚は、硬さを向上させるため３μｍ以上が好ましく、耐剥離性の低下を防止するために２０μｍ以下とすることが好ましい。また、特に硬さに優れるＴｉ炭窒化物層の合計平均層厚については３μｍ以上とすることで、十分な硬さを有するＴｉ化合物層を得ることが出来る。なお、膜中への亀裂進展が問題となる場合には、複数のＴｉＣＮ層を設けることで亀裂進展を抑制することができる。
また、十分な耐酸化性を確保するためには、Ａｌ２Ｏ３層の層厚を０．８μｍ以上とすることが好ましく、耐剥離性の低下を防止するためには１８．０μｍ以下とすることが好ましい。
以上の要件を満たす層構造としては、例えば、次のような硬質被覆層があげられる。
ＴｉＮ（０．１μｍ）／ＴｉＣＮ（８μｍ）／ＴｉＣＯ（０．１μｍ）／Ａｌ２Ｏ３（２μｍ）
本発明のＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金とからなる複合焼結体においては、超硬合金部の厚さや、複合化するＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の組成、硬質被覆層の厚さ、焼結後の冷却速度にもよるが、すくい面のＷＣ基超硬合金の残留応力分布は、概略、図２、図３に示す通りとなる。すなわち、切れ刃稜線に非常に近い位置（図２の測定点１）では、切れ刃稜線に平行な方向に圧縮残留応力が生じ、切れ刃稜線に垂直な方向には圧縮残留応力がほとんど生じていない。つまり、ｈ方向には圧縮残留応力が発生しているが、ｖ方向の残留応力はほぼゼロである。しかし切れ刃稜線から離れる（測定点１から測定点６の方向に向かう）に従い、切れ刃稜線に垂直な方向（ｖ方向）の圧縮残留応力が漸次増加する。そしてすくい面中央部（測定点６）ではほぼ等方的な面内圧縮応力が発生している、という残留応力分布である。
なお、ＷＣ基超硬合金の残留応力は、例えば、Ｃｕ管球を有するＸＲＤ装置を利用し、ＷＣ（１ ０ ３）のピークを用いて並傾法によって測定することができ、ＷＣ基超硬合金の残留応力分布は、Ｘ線をΦ０．５ｍｍに絞り、各測定点におけるｈ方向、ｖ方向の残留応力を測定すれば得ることができる。
なお、ＷＣ基超硬合金の残留応力は、例えば、Ｃｕ管球を有するＸＲＤ装置を利用し、ＷＣ（１ ０ ３）のピークを用いて並傾法によって測定することができ、ＷＣ基超硬合金の残留応力分布は、Ｘ線をΦ０．５ｍｍに絞り、各測定点におけるｈ方向、ｖ方向の残留応力を測定すれば得ることができる。
このような残留応力分布が形成される理由を以下に述べる。
ＴｉＣＮ基サーメットはＷＣ基超硬合金より熱膨張係数が大きい。よって、焼結後の冷却過程において、１２００℃前後で液相が凝固してから室温まで冷却する際に、すくい面中央部のＷＣ基超硬合金はＴｉＣＮ基サーメットから圧縮される。このため、すくい面中央部のＷＣ基超硬合金にはほぼ等方的な圧縮残留応力が発生する。
しかし、図２の測定点１のようなすくい面の切れ刃稜線に極めて近い位置では、ＷＣ基超硬合金は切れ刃稜線に平行な方向にはＴｉＣＮ基サーメットに圧縮されるが、切れ刃稜線に垂直な方向には圧縮されない。このため、切れ刃稜線に極めて近い位置ではＷＣ基超硬合金には、切れ刃稜線に平行な方向に圧縮残留応力が発生するが、切れ刃稜線に垂直な方向の圧縮残留応力は発生しない。
したがって、切れ刃稜線からすくい面中央に向かうに従い、ＷＣ基超硬合金の切れ刃稜線に垂直な方向の圧縮残留応力が大きくなるため、図２、図３に示す通りの残留応力分布が形成されていると考えられる。
ＴｉＣＮ基サーメットはＷＣ基超硬合金より熱膨張係数が大きい。よって、焼結後の冷却過程において、１２００℃前後で液相が凝固してから室温まで冷却する際に、すくい面中央部のＷＣ基超硬合金はＴｉＣＮ基サーメットから圧縮される。このため、すくい面中央部のＷＣ基超硬合金にはほぼ等方的な圧縮残留応力が発生する。
しかし、図２の測定点１のようなすくい面の切れ刃稜線に極めて近い位置では、ＷＣ基超硬合金は切れ刃稜線に平行な方向にはＴｉＣＮ基サーメットに圧縮されるが、切れ刃稜線に垂直な方向には圧縮されない。このため、切れ刃稜線に極めて近い位置ではＷＣ基超硬合金には、切れ刃稜線に平行な方向に圧縮残留応力が発生するが、切れ刃稜線に垂直な方向の圧縮残留応力は発生しない。
したがって、切れ刃稜線からすくい面中央に向かうに従い、ＷＣ基超硬合金の切れ刃稜線に垂直な方向の圧縮残留応力が大きくなるため、図２、図３に示す通りの残留応力分布が形成されていると考えられる。
このような複合焼結体に対して、約１０００℃で化学蒸着法によって硬質被膜を施すと、（超硬合金部の厚さや、複合化するＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の組成、成膜後の冷却条件にもよるが）コーナＲ部を除いた切れ刃稜線部の硬質被膜には切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックが切れ刃稜線に垂直な方向な方向のクーリングクラックより多く生じる。
異方性のあるクーリングクラックが形成される理由を次に述べる。
異方性のあるクーリングクラックが形成される理由を次に述べる。
硬質皮膜の熱膨張係数はＷＣ基超硬合金より大きいため、ＴｉＣＮ基サーメットとの複合焼結体構造を有さないＷＣ基超硬合金にＣＶＤ法によって硬質被膜を施すと、成膜後の冷却過程で硬質被膜には引張残留応力が発生し、等方的なクーリングクラックを生じる。
しかし、前記複合焼結体にＣＶＤ法によって硬質被膜を施した場合、すくい面の切れ刃稜線に極めて近い位置では、切れ刃稜線に平行な方向にはＷＣ基超硬合金がＴｉＣＮ基サーメットに圧縮されるため、ＴｉＣＮ基サーメットとの複合焼結体構造を有さないＷＣ基超硬合金よりも大きく収縮し、収縮率が硬質皮膜に近づく。このため、切れ刃稜線に垂直な方向に形成されるクーリングクラックは少なくなる。
一方、切れ刃稜線に垂直な方向にはＷＣ基超硬合金が圧縮されないため、切れ刃稜線に極めて近い位置では切れ刃稜線に垂直な方向のＷＣ基超硬合金の収縮率は変化せず、複合焼結体構造を有さないＷＣ基超硬合金と収縮率が同じであるため、切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックが発生する。
また前述の通り、切れ刃稜線からすくい面中央に向かうに従い、ＷＣ基超硬合金の切れ刃稜線に垂直な方向の圧縮残留応力が大きくなるため、切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックの密度は切れ刃稜線からすくい面中央に向かうに従って小さくなる。
しかし、前記複合焼結体にＣＶＤ法によって硬質被膜を施した場合、すくい面の切れ刃稜線に極めて近い位置では、切れ刃稜線に平行な方向にはＷＣ基超硬合金がＴｉＣＮ基サーメットに圧縮されるため、ＴｉＣＮ基サーメットとの複合焼結体構造を有さないＷＣ基超硬合金よりも大きく収縮し、収縮率が硬質皮膜に近づく。このため、切れ刃稜線に垂直な方向に形成されるクーリングクラックは少なくなる。
一方、切れ刃稜線に垂直な方向にはＷＣ基超硬合金が圧縮されないため、切れ刃稜線に極めて近い位置では切れ刃稜線に垂直な方向のＷＣ基超硬合金の収縮率は変化せず、複合焼結体構造を有さないＷＣ基超硬合金と収縮率が同じであるため、切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックが発生する。
また前述の通り、切れ刃稜線からすくい面中央に向かうに従い、ＷＣ基超硬合金の切れ刃稜線に垂直な方向の圧縮残留応力が大きくなるため、切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックの密度は切れ刃稜線からすくい面中央に向かうに従って小さくなる。
つまり、すくい面の切れ刃稜線付近の超硬合金部に異方性のある残留応力を発生させることにより、異方性のあるクーリングクラックを有する被覆工具を得ることができる。異方性のある残留応力を発生させる手法として、ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットを複合化するという手段を用いている。超硬合金部の厚さや、複合化するＴｉＣＮ基サーメットとＷＣ基超硬合金の組成、焼結後とコーティング後の冷却速度を適切に選定することにより、すくい面のコーナＲ部を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層表面に形成されたクーリングクラックについて測定したクーリングクラックの平均間隔のうち、切れ刃稜線に平行な方向に測定した平均間隔をａｈ、また、切れ刃稜線に垂直な方向に測定した平均間隔をａｖとした場合、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するクーリングクラック分布が形成される。
クーリングクラック分布の測定は、具体的には、以下のようにして行うことができる。
図４、図５は、本発明被覆工具のすくい面の硬質被覆層におけるクーリングクラック分布およびその測定法を示す概略説明図であるが、図５に示すように、すくい面のコーナＲ部付近を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層の切れ刃稜線に平行に直線ｌｈ（図中では、ｌｈ１、ｌｈ２、ｌｈ３を示す）を引き、この直線ｌｈとクーリングクラックの交点を求め、交点間の距離をそれぞれ測定し、測定した交点間の距離を平均することにより、切れ刃稜線に対してほぼ垂直方向に形成されているクーリングクラックの平均間隔ａｈとする。また、切れ刃稜線に垂直に直線ｌｖ（図中では、ｌｖ１、ｌｖ２、ｌｖ３を示す）を引き、直線ｌｖとクーリングクラックの交点を求め、交点間の距離をそれぞれ測定し、測定した交点間の距離を平均することにより、切れ刃稜線に対してほぼ平行な方向に形成されているクーリングクラックの平均間隔をａｖとする。
なお、本発明でいうすくい面の「コーナＲ部」とは、図５に示されるように、「コーナＲをなす弧とコーナＲの中心からなる扇状の領域」であり、また、「コーナＲ部付近」とは、コーナＲ部の扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域であると定義する。ここで、図５に示される「ｒ」はコーナＲの半径である。
図４、図５は、本発明被覆工具のすくい面の硬質被覆層におけるクーリングクラック分布およびその測定法を示す概略説明図であるが、図５に示すように、すくい面のコーナＲ部付近を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層の切れ刃稜線に平行に直線ｌｈ（図中では、ｌｈ１、ｌｈ２、ｌｈ３を示す）を引き、この直線ｌｈとクーリングクラックの交点を求め、交点間の距離をそれぞれ測定し、測定した交点間の距離を平均することにより、切れ刃稜線に対してほぼ垂直方向に形成されているクーリングクラックの平均間隔ａｈとする。また、切れ刃稜線に垂直に直線ｌｖ（図中では、ｌｖ１、ｌｖ２、ｌｖ３を示す）を引き、直線ｌｖとクーリングクラックの交点を求め、交点間の距離をそれぞれ測定し、測定した交点間の距離を平均することにより、切れ刃稜線に対してほぼ平行な方向に形成されているクーリングクラックの平均間隔をａｖとする。
なお、本発明でいうすくい面の「コーナＲ部」とは、図５に示されるように、「コーナＲをなす弧とコーナＲの中心からなる扇状の領域」であり、また、「コーナＲ部付近」とは、コーナＲ部の扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域であると定義する。ここで、図５に示される「ｒ」はコーナＲの半径である。
そして、上記ａｈ、ａｖの値から、ａｈ／ａｖを算出し、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足する場合に、本発明で定めたクーリングクラック分布が形成されていることになる。
（ａｈ／ａｖ）＞１．５の場合には、切れ刃稜線にほぼ垂直な方向に形成されたクーリングクラックに比して、切れ刃稜線にほぼ平行な方向にクーリングクラックが相対的に多く形成されているため、切れ刃稜線に垂直な方向に亀裂が進展・伝播しようとした場合であっても、その進行が阻止され、結果として、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷発生が抑制される。
しかし、（ａｈ／ａｖ）の値が１．５以下であるようなクーリングクラック分布では、異常損傷発生の抑制効果が十分でないことから、（ａｈ／ａｖ）＞１．５とすることが必要である。
（ａｈ／ａｖ）＞１．５の場合には、切れ刃稜線にほぼ垂直な方向に形成されたクーリングクラックに比して、切れ刃稜線にほぼ平行な方向にクーリングクラックが相対的に多く形成されているため、切れ刃稜線に垂直な方向に亀裂が進展・伝播しようとした場合であっても、その進行が阻止され、結果として、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷発生が抑制される。
しかし、（ａｈ／ａｖ）の値が１．５以下であるようなクーリングクラック分布では、異常損傷発生の抑制効果が十分でないことから、（ａｈ／ａｖ）＞１．５とすることが必要である。
今までに述べてきたようなクーリングクラック分布を備える本発明の被覆工具は、例えば、以下のような製造方法により作製することができる。
まず、所定量の鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）粉末、ＴｉＣＮ粉末、その他、サーメットに通常含有される成分、例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＷＣ、Ｍｏ２Ｃ、等の粉末を配合したＴｉＣＮ基サーメット原料粉末を用意する。
また、所定量の鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）粉末、ＷＣ粉末等を配合し、ＷＣ基超硬合金原料粉末を用意する。
上記ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末と上記ＷＣ基超硬合金原料粉末を積層プレスして、複合プレス体を作製する。
ついで、上記複合プレス体を真空中にて焼結するが、室温より１２８０℃までは５℃／ｍｉｎで昇温し、液相が出現する１２８０℃から１３８０℃までの温度域を３０℃／ｍｉｎで昇温し、１３８０℃から所定の焼結温度（例えば、１４００℃）までの昇温速度を５℃／ｍｉｎとし、所定の焼結温度で１時間保持後、炉冷する。
その後、化学蒸着法により硬質被覆層を形成するが、成膜後の冷却工程においては、成膜温度から２００℃までを−４０℃／ｍｉｎ以上−８０℃／ｍｉｎ以下の速度で高速冷却することによって、本発明で規定するクーリングクラック分布を備える被覆工具を作製することができる。
しかし、例えば、焼結後の冷却工程、成膜後の冷却工程において従来通り約−１０℃／ｍｉｎで冷却した場合には、冷却中に鉄族金属元素がクリープ変形することで応力緩和がおこり、超硬合金に十分な圧縮応力が掛からない。このため（ａｈ／ａｖ）の値が１．５以下であるようなクーリングクラック分布を得ることができない。
一方で、成膜温度から２００℃までを−８０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却すると、超硬合金部とサーメット部の界面に剥離を生じることがある。
従って成膜後の冷却速度を調整することによって、（ａｈ／ａｖ）の値が１．５以上であるようなクーリングクラック分布を備える被覆工具を作製することができる。
ただし、ＷＣ基超硬合金の厚さによっては、高速冷却を施しても（ａｈ／ａｖ）の値が１．５を下回ることがある。
なお、成膜後の冷却速度は（ａｈ／ａｖ）の値に大きく影響するが、基体を焼結した後の冷却温度は（ａｈ／ａｖ）の値にほぼ影響しない。これは下記のメカニズムによって超硬合金に圧縮残留応力が発生するためであると考えられる。
（１）基体を１４００℃で焼結後、室温まで冷却した際に（ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットの熱膨張率差によって）ＷＣ基超硬合金に圧縮残留応力が発生する。
（２）硬質皮膜の成膜のため、約１０００度まで昇温する。硬質皮膜の成膜中、約１０００℃で保持されている間に鉄族金属元素のクリープ変形がおこり、残留応力がほぼゼロになる。
（３）成膜終了後（ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットの熱膨張率差によって）１０００℃から室温に冷却する過程でＷＣ基超硬合金に圧縮残留応力が発生する。
つまり、焼結後に発生する残留応力は、硬質皮膜の成膜中にクリープ変形によって消失するためにクーリングクラック分布には影響しないものと考えられる。
まず、所定量の鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）粉末、ＴｉＣＮ粉末、その他、サーメットに通常含有される成分、例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＷＣ、Ｍｏ２Ｃ、等の粉末を配合したＴｉＣＮ基サーメット原料粉末を用意する。
また、所定量の鉄族金属（例えば、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ）粉末、ＷＣ粉末等を配合し、ＷＣ基超硬合金原料粉末を用意する。
上記ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末と上記ＷＣ基超硬合金原料粉末を積層プレスして、複合プレス体を作製する。
ついで、上記複合プレス体を真空中にて焼結するが、室温より１２８０℃までは５℃／ｍｉｎで昇温し、液相が出現する１２８０℃から１３８０℃までの温度域を３０℃／ｍｉｎで昇温し、１３８０℃から所定の焼結温度（例えば、１４００℃）までの昇温速度を５℃／ｍｉｎとし、所定の焼結温度で１時間保持後、炉冷する。
その後、化学蒸着法により硬質被覆層を形成するが、成膜後の冷却工程においては、成膜温度から２００℃までを−４０℃／ｍｉｎ以上−８０℃／ｍｉｎ以下の速度で高速冷却することによって、本発明で規定するクーリングクラック分布を備える被覆工具を作製することができる。
しかし、例えば、焼結後の冷却工程、成膜後の冷却工程において従来通り約−１０℃／ｍｉｎで冷却した場合には、冷却中に鉄族金属元素がクリープ変形することで応力緩和がおこり、超硬合金に十分な圧縮応力が掛からない。このため（ａｈ／ａｖ）の値が１．５以下であるようなクーリングクラック分布を得ることができない。
一方で、成膜温度から２００℃までを−８０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却すると、超硬合金部とサーメット部の界面に剥離を生じることがある。
従って成膜後の冷却速度を調整することによって、（ａｈ／ａｖ）の値が１．５以上であるようなクーリングクラック分布を備える被覆工具を作製することができる。
ただし、ＷＣ基超硬合金の厚さによっては、高速冷却を施しても（ａｈ／ａｖ）の値が１．５を下回ることがある。
なお、成膜後の冷却速度は（ａｈ／ａｖ）の値に大きく影響するが、基体を焼結した後の冷却温度は（ａｈ／ａｖ）の値にほぼ影響しない。これは下記のメカニズムによって超硬合金に圧縮残留応力が発生するためであると考えられる。
（１）基体を１４００℃で焼結後、室温まで冷却した際に（ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットの熱膨張率差によって）ＷＣ基超硬合金に圧縮残留応力が発生する。
（２）硬質皮膜の成膜のため、約１０００度まで昇温する。硬質皮膜の成膜中、約１０００℃で保持されている間に鉄族金属元素のクリープ変形がおこり、残留応力がほぼゼロになる。
（３）成膜終了後（ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットの熱膨張率差によって）１０００℃から室温に冷却する過程でＷＣ基超硬合金に圧縮残留応力が発生する。
つまり、焼結後に発生する残留応力は、硬質皮膜の成膜中にクリープ変形によって消失するためにクーリングクラック分布には影響しないものと考えられる。
本発明の被覆工具によれば、工具基体として、工具母体としてのＴｉＣＮ基サーメットと刃先材料としてのＷＣ基超硬合金との複合焼結体を用い、圧縮残留応力分布を調整し、所定のクーリングクラック分布を形成していることにより、切れ刃に衝撃的・断続的な高負荷が作用するダクタイル鋳鉄等の断続切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。
以下、この発明を実施例に基づいて、具体的に説明する。
表１に示す配合組成の平均粒径０．５〜３μｍのＴｉＣＮ基サーメット原料粉末を用意する。
また、表２に示す配合組成の平均粒径０．５〜３μｍのＷＣ基超硬合金原料粉末を用意する。
上記ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末およびＷＣ基超硬合金原料粉末を、表３に示す組合せでＩＳＯインサート形状ＳＮＭＮ１２０４０８の素材用金型で積層プレスし、複合プレス体を作製した。なお、ＷＣ基超硬合金原料粉末、ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末、ＷＣ基超硬合金原料粉末の３層積層としている。例えば表３中の種別２では焼結後０．５ｍｍの厚さになる量のＷＣ基超硬合金原料粉末Ｃ、焼結後３．９ｍｍの厚さになる量のＴｉＣＮ基サーメット原料粉末Ｂ、焼結後０．５ｍｍの厚さになる量のＷＣ基超硬合金原料粉末Ｃ、を投入した。
ついで、この複合プレス体を焼結して複合焼結体を作製した。
より具体的にいえば、複合プレス体を焼結温度にまで昇温するに際し、室温から１２８０℃までは５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し、液相が出現する１２８０℃から１３８０℃までの温度域は３０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で高速昇温し、１３８０℃から所定の焼結温度までは５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し、１０Ｐａの真空中で所定の焼結温度に１時間保持後、炉冷した。
ついで、得られた複合焼結体について、ＷＣ基超硬合金が刃先材料のすくい面となるように着座面、外周、ホーニング部を研削加工し、ＳＮＭＮ１２０４０８形状の複合焼結体からなる工具基体を作製した。
そして、上記複合焼結体からなる工具基体の表面に、表５に示す条件で、表６に示す所定の硬質被覆層を化学蒸着法により蒸着形成し、表５に示す通り成膜温度から２００℃までをいずれも−４０℃／ｍｉｎ以上−８０℃／ｍｉｎ以下の速度で高速冷却することにより、所定のクーリングクラック分布を備える本発明の被覆工具１〜１１（以下、本発明工具１〜１１という）を作製した。
また、表２に示す配合組成の平均粒径０．５〜３μｍのＷＣ基超硬合金原料粉末を用意する。
上記ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末およびＷＣ基超硬合金原料粉末を、表３に示す組合せでＩＳＯインサート形状ＳＮＭＮ１２０４０８の素材用金型で積層プレスし、複合プレス体を作製した。なお、ＷＣ基超硬合金原料粉末、ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末、ＷＣ基超硬合金原料粉末の３層積層としている。例えば表３中の種別２では焼結後０．５ｍｍの厚さになる量のＷＣ基超硬合金原料粉末Ｃ、焼結後３．９ｍｍの厚さになる量のＴｉＣＮ基サーメット原料粉末Ｂ、焼結後０．５ｍｍの厚さになる量のＷＣ基超硬合金原料粉末Ｃ、を投入した。
ついで、この複合プレス体を焼結して複合焼結体を作製した。
より具体的にいえば、複合プレス体を焼結温度にまで昇温するに際し、室温から１２８０℃までは５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し、液相が出現する１２８０℃から１３８０℃までの温度域は３０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で高速昇温し、１３８０℃から所定の焼結温度までは５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し、１０Ｐａの真空中で所定の焼結温度に１時間保持後、炉冷した。
ついで、得られた複合焼結体について、ＷＣ基超硬合金が刃先材料のすくい面となるように着座面、外周、ホーニング部を研削加工し、ＳＮＭＮ１２０４０８形状の複合焼結体からなる工具基体を作製した。
そして、上記複合焼結体からなる工具基体の表面に、表５に示す条件で、表６に示す所定の硬質被覆層を化学蒸着法により蒸着形成し、表５に示す通り成膜温度から２００℃までをいずれも−４０℃／ｍｉｎ以上−８０℃／ｍｉｎ以下の速度で高速冷却することにより、所定のクーリングクラック分布を備える本発明の被覆工具１〜１１（以下、本発明工具１〜１１という）を作製した。
ついで、上記本発明工具１〜１１について、ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットの界面から、ＷＣ基超硬合金側へ１００μｍの位置の層厚方向縦断面における鉄族金属含有量Ｘ（原子％）と、ＷＣ基超硬合金とＴｉＣＮ基サーメットの界面から、ＴｉＣＮ基サーメット側へ５００μｍの位置における鉄族金属含有量ＹとＷ含有量Ｙｗを測定した。 なお、具体的な測定手法は、以下のとおりである。まず、ノーズＲ先端から約１ｍｍの位置で、すくい面に垂直な方向にノーズＲ先端部を切断した。次にこの切断面を＃５０００番の砥石で鏡面研磨仕上げし、超硬合金とサーメットの界面から±５００μｍの範囲で波長分散型の電子線マイクロアナライザ組成分析装置によるラインスキャンを行った。なお、ラインの幅は５０μｍ、スポットサイズは２×２μｍとし、Ｘ、Ｙ、Ｙｗについては異なる３本のラインの測定の平均値を用いた。
ついで、硬質被覆層表面のクーリングクラック分布として（ａｈ／ａｖ）を求めた。
図５を参照して、その測定法を説明する。
クーリングクラック分布は、すくい面のコーナＲ部付近（コーナＲをなす弧とコーナＲの中心から成る扇状の領域および、扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域をコーナＲ部付近と定義する。ここでｒはコーナＲの半径である）を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層表面を光学顕微鏡(倍率：５０倍)で観察し、切れ刃稜線に平行に０．８ｍｍの長さの線分を３本引き（それぞれｌｈ１、ｌｈ２、ｌｈ３と呼ぶ）、この３本の線分がクーリングクラックを横切った本数をそれぞれｎｈ１、ｎｈ２、ｎｈ３とする。切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックの平均間隔ａｈ（単位：ｍｍ）は
ａｈ＝｛（０．８／ｎｈ１）＋（０．８／ｎｈ２）＋（０．８／ｎｈ３）｝／３
と定義する。
また、切れ刃稜線に垂直に０．４ｍｍの長さの線分を３本引き（それぞれｌｖ１、ｌｖ２、ｌｖ３と呼ぶ、この３本の線分がクーリングクラックを横切った本数をそれぞれｎｖ１、ｎｖ２、ｎｖ３とする。切れ刃稜線に垂直な方向のクーリングクラックの平均間隔ａｖ（単位ｍｍ）は
ａｖ＝｛（０．４／ｎｖ１）＋（０．４／ｎｖ２）＋（０．４／ｎｖ３）｝／３
と定義する。
このようにして求めたａｈとａｖの値から、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するか否かを判定した。なお、光学顕微鏡でクーリングクラックを観察しづらい場合には、フッ硝酸を用いてエッチングを行うと観察が容易になる。
図５を参照して、その測定法を説明する。
クーリングクラック分布は、すくい面のコーナＲ部付近（コーナＲをなす弧とコーナＲの中心から成る扇状の領域および、扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域をコーナＲ部付近と定義する。ここでｒはコーナＲの半径である）を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層表面を光学顕微鏡(倍率：５０倍)で観察し、切れ刃稜線に平行に０．８ｍｍの長さの線分を３本引き（それぞれｌｈ１、ｌｈ２、ｌｈ３と呼ぶ）、この３本の線分がクーリングクラックを横切った本数をそれぞれｎｈ１、ｎｈ２、ｎｈ３とする。切れ刃稜線に平行な方向のクーリングクラックの平均間隔ａｈ（単位：ｍｍ）は
ａｈ＝｛（０．８／ｎｈ１）＋（０．８／ｎｈ２）＋（０．８／ｎｈ３）｝／３
と定義する。
また、切れ刃稜線に垂直に０．４ｍｍの長さの線分を３本引き（それぞれｌｖ１、ｌｖ２、ｌｖ３と呼ぶ、この３本の線分がクーリングクラックを横切った本数をそれぞれｎｖ１、ｎｖ２、ｎｖ３とする。切れ刃稜線に垂直な方向のクーリングクラックの平均間隔ａｖ（単位ｍｍ）は
ａｖ＝｛（０．４／ｎｖ１）＋（０．４／ｎｖ２）＋（０．４／ｎｖ３）｝／３
と定義する。
このようにして求めたａｈとａｖの値から、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するか否かを判定した。なお、光学顕微鏡でクーリングクラックを観察しづらい場合には、フッ硝酸を用いてエッチングを行うと観察が容易になる。
さらに、刃先材料を構成するＷＣ基超硬合金の厚さを測定した。
表７に、これらの値を示す。
表７に、これらの値を示す。
比較のため、表１に示す配合組成のＴｉＣＮ基サーメット原料粉末および表２に示す配合組成のＷＣ基超硬合金原料粉末を、表６に示す組み合わせでプレス、焼結し、硬質被覆層を蒸着形成することにより、比較例工具１〜１４を作製した。
なお、表６の種別１３は積層しない超硬合金であり、種別１４は積層しないＴｉＣＮ基サーメットである。
また、比較例工具１、２、３、４は成膜後の冷却速度以外は、本発明工具１，３，５，９と同じである。
上記比較例工具１〜１４の他にも、ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末種別Ｃを３．９ｍｍとＷＣ基超硬合金原料粉末種別Ａを０．５ｍｍの複合焼結体の作製を試みたが、焼結後に破壊した。
次いで、本発明工具１〜１１の場合と同様にして、比較例工具１〜１４のＸ、Ｙ、Ｙｗ、（ａｈ／ａｖ）、ＷＣ基超硬合金部の厚さを測定した。
表８に、これらの値を示す。
なお、表６の種別１３は積層しない超硬合金であり、種別１４は積層しないＴｉＣＮ基サーメットである。
また、比較例工具１、２、３、４は成膜後の冷却速度以外は、本発明工具１，３，５，９と同じである。
上記比較例工具１〜１４の他にも、ＴｉＣＮ基サーメット原料粉末種別Ｃを３．９ｍｍとＷＣ基超硬合金原料粉末種別Ａを０．５ｍｍの複合焼結体の作製を試みたが、焼結後に破壊した。
次いで、本発明工具１〜１１の場合と同様にして、比較例工具１〜１４のＸ、Ｙ、Ｙｗ、（ａｈ／ａｖ）、ＷＣ基超硬合金部の厚さを測定した。
表８に、これらの値を示す。
つぎに、上記本発明工具１〜１１および比較例工具１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の４溝スリット入り丸棒、
切削速度：２３５ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分
の条件で、ダクタイル鋳鉄の湿式断続切削加工試験を行い、逃げ面摩耗量、寿命に至るまでの切削時間等を測定した。
表９に、試験結果を示す。
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の４溝スリット入り丸棒、
切削速度：２３５ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ ｍｍ、
送り：０．２５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：４分
の条件で、ダクタイル鋳鉄の湿式断続切削加工試験を行い、逃げ面摩耗量、寿命に至るまでの切削時間等を測定した。
表９に、試験結果を示す。
表９に示される結果から、特に請求項１、２、３を満たす本発明工具１、２は、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷の発生はなく、また、耐摩耗性にもすぐれ、長期の切削加工に耐える性能を示している。
請求項１、２を満たす本発明工具３〜７および１０、１１は硬質被覆層が部分的に剥離し、そこから摩耗が進行していた。
請求項１を満たす本発明工具８、９は硬質被覆層が剥離した部分の摩耗が大きく進行しており、ほぼ寿命に至っていた。本切削条件では、（ａｈ／ａｖ）は耐剥離性に大きな影響を与えることが分かった。
請求項１、２を満たす本発明工具３〜７および１０、１１は硬質被覆層が部分的に剥離し、そこから摩耗が進行していた。
請求項１を満たす本発明工具８、９は硬質被覆層が剥離した部分の摩耗が大きく進行しており、ほぼ寿命に至っていた。本切削条件では、（ａｈ／ａｖ）は耐剥離性に大きな影響を与えることが分かった。
これに対して、比較例工具１〜１４は、いずれも４分の切削を行うことは出来なかった。比較例工具１、２、３、４、１１、１３は硬質被覆層が剥離した部分の摩耗が大きく進行しており、寿命に至っていた。いずれもクーリングクラックからの剥離が観察された。
比較例工具８、９、１０は超硬合金部の耐摩耗性不足により、摩耗が進行して寿命に至っていた。
比較例工具５、６は切削開始直後にＴｉＣＮ基サーメット部から破壊した。
比較例工具７は切削開始直後にＷＣ基超硬合金部がＴｉＣＮ基サーメット部から脱落して寿命に至っていた。これにより、比較例工具７の組み合わせではＷＣ基超硬合金部とＴｉＣＮ基サーメット部の界面強度が不足していることが分かった。
比較例工具１２はＴｉＣＮ基サーメット部付近まで摩耗が進行し、ＴｉＣＮ基サーメット部が破壊して寿命に至っていた。
比較例工具１４は欠損により寿命に至っており、被膜に非常に長い亀裂と大面積に渡る剥離が観察された。
比較例工具８、９、１０は超硬合金部の耐摩耗性不足により、摩耗が進行して寿命に至っていた。
比較例工具５、６は切削開始直後にＴｉＣＮ基サーメット部から破壊した。
比較例工具７は切削開始直後にＷＣ基超硬合金部がＴｉＣＮ基サーメット部から脱落して寿命に至っていた。これにより、比較例工具７の組み合わせではＷＣ基超硬合金部とＴｉＣＮ基サーメット部の界面強度が不足していることが分かった。
比較例工具１２はＴｉＣＮ基サーメット部付近まで摩耗が進行し、ＴｉＣＮ基サーメット部が破壊して寿命に至っていた。
比較例工具１４は欠損により寿命に至っており、被膜に非常に長い亀裂と大面積に渡る剥離が観察された。
複合焼結体を工具基体とする本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する断続切削に用いた場合でも、クラック進展抑制作用を備え、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮することができ、切削加工の省エネ化、低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (3)
- 工具母材としてのＴｉＣＮ基サーメットと刃先材料としてのＷＣ基超硬合金との複合焼結体からなる工具基体に、化学蒸着法により硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具において、
（ａ）上記複合焼結体は、その成分元素として少なくとも６〜２０原子％の鉄族金属成分を含有するＴｉＣＮ基サーメットと、鉄族金属成分を６〜２０原子％含有し、ＷＣを主成分とするＷＣ基超硬合金とで構成され、
（ｂ）上記ＴｉＣＮ基サーメットの表面には、０．３ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の平均厚みで上記ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料によりすくい面が形成され、また、該ＷＣ基超硬合金からなる刃先材料の表面には、少なくとも一層以上の硬質被覆層が被覆形成され、
（ｃ）前記すくい面の半径ｒのコーナＲをなす弧とコーナＲの中心からなる扇状の領域を除くとともに、前記扇状の領域から距離ｒ／２以内の領域を除く、ある切れ刃稜線からの距離が０．５ｍｍ以内の領域において、硬質被覆層表面に形成されたクーリングクラックについて測定したクーリングクラックの平均間隔のうち、該切れ刃稜線に平行な方向に測定した平均間隔をａｈ、また、該切れ刃稜線に垂直な方向に測定した平均間隔をａｖとした場合、（ａｈ／ａｖ）＞１．５を満足するクーリングクラック分布を有することを特徴とする表面被覆切削工具。 - ＴｉＣＮ基サーメットのＷ含有量が８．０原子％以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
- ＴｉＣＮ基サーメットのＷ含有量が４．０原子％以下であることを特徴とする請求項２に記載の表面被覆切削工具。
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