WO2019065678A1 - 耐溶着チッピング性にすぐれた表面被覆切削工具 - Google Patents

耐溶着チッピング性にすぐれた表面被覆切削工具 Download PDF

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WO2019065678A1
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tool
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cutting tool
cutting
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小野　晃
正典 斉藤
正卓 土橋
佳祐 河原
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三菱マテリアル株式会社
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    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23C—MILLING
    • B23C5/00—Milling-cutters
    • B23C5/16—Milling-cutters characterised by physical features other than shape
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B24—GRINDING; POLISHING
    • B24C—ABRASIVE OR RELATED BLASTING WITH PARTICULATE MATERIAL
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/02—Pretreatment of the material to be coated
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    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material

Definitions

  • the present invention is characterized by suppressing chipping due to welding (hereinafter referred to as “welding resistant chipping resistance” even when milling is performed on a Ti alloy, stainless steel alloy or the like which is a work material that easily generates welding).
  • welding resistant chipping resistance even when milling is performed on a Ti alloy, stainless steel alloy or the like which is a work material that easily generates welding.
  • surface coated cutting tools hereinafter referred to as “coated tools”.
  • a coated tool from the viewpoint of enhancing the adhesion between a substrate and a film, pretreatment for cleaning or surface modification of the substrate surface, for example, contamination by oxidation of the substrate surface, etc. For example, bombardment treatment for removing carbon dioxide, and corrosion treatment for surface modification of the surface of a substrate with an acid or alkaline solution are known. And furthermore, in the coated tool, from the viewpoint of positively improving the adhesion between the substrate and the film, dry blasting is performed on the surface of the substrate to grind the surface, and the adhesion to the film is achieved. It has been proposed to improve the chipping resistance and improve the chipping resistance.
  • Patent Document 1 alumina alone or silicon carbide, chromium oxide, silicon oxide or the like conventionally used for alumina is contained with respect to the surface of a cemented carbide base mainly composed of tungsten carbide. After dry blasting using the hard media thus obtained, and then forming a film of Ti carbide, nitride or the like using a chemical vapor deposition method, etc. There has been proposed a coated tool which is excellent in chipping resistance and improved in life when applied to intermittent cutting of ordinary machine structural steels.
  • the present invention provides a coated tool having high weldability and excellent weld chipping resistance to chipping due to welding even in intermittent cutting such as milling with Ti alloy and stainless steel. The purpose is to
  • the inventors of the present invention obtained the following findings as a result of intensive studies to improve the welding chipping resistance to welding chipping due to welding from the above-mentioned viewpoint.
  • the present inventors have made the surface of the tool base consisting of conventional WC base cemented carbides contain alumina alone, or contain conventionally used silicon carbide, chromium oxide, silicon oxide, etc. in alumina.
  • blasting is performed using zirconium oxide (ZrO 2 ) having a relatively low hardness as a medium, and then the hard base layer is formed by forming a hard coating layer.
  • ZrO 2 zirconium oxide
  • a coated tool having zirconium oxide layers at a plurality of locations in at least the honing area to the rake area of 50 ⁇ m of the interface of the coating layer is obtained, and milling is performed on a highly weldable work material such as Ti alloy or stainless steel alloy.
  • a region from at least the honing portion to the rake portion 50 ⁇ m of the interface means a honing processed end portion in contact with the rake face when honing processing is performed, or a processing shape equivalent to honing processing refers to the region up to 50 ⁇ m from the processed end in contact with the rake face obtained.
  • the region of the interface between the tool base and the hard coating layer is specifically a zirconium oxide layer having a thickness of 0.03 to 1.8 ⁇ m and a width of 0.1 to 10 ⁇ m.
  • zirconium oxide It preferably contains two to six.
  • the reason why the chipping due to welding is greatly reduced by using zirconium oxide is the stress generated between the base and the cover layer, the zirconium oxide having low hardness interposed at the interface between the base and the cover layer. It is presumed that this was because of the fact that it contributed to the improvement of the adhesion between the tool substrate and the hard coating layer.
  • the present inventors also suppressed the crack propagation of the tool substrate when the compressive residual stress is 1000 to 1900 MPa on the rake surface of the substrate surface of the tool substrate made of WC base cemented carbide. It has been found that the welding chipping resistance of the coated tool is significantly improved. Furthermore, the present inventors particularly have a Co phase in the Co bonding phase after zirconium oxide (ZrO 2 ) deposition, ie, a face-centered cubic crystal structure, by means such as wet blasting, at the cutting edge of the tool substrate.
  • ZrO 2 zirconium oxide
  • fcc-Co area ratio of the Co phase
  • hcp-Co Co phase having a hexagonal crystal structure
  • the characteristics of the cutting edge of the tool substrate Focusing on the hcp- with respect to the total area of the fcc-Co and the hcp-Co at two positions of 1 mm deep from the outermost surface portion and the outermost surface portion of the cutting edge portion of the tool base, respectively.
  • the area ratio of Co is measured by image analysis using EBSD method (electron beam backscattering diffraction method)
  • the outermost surface of the cutting edge has a relatively high hardness relative to fcc-Co.
  • hcp It has been found that the plastic deformation resistance is improved when the area ratio of Co is higher by 20% to 40% than the area ratio at a position at a depth of 1 mm inward than the outermost surface portion of the blade edge. It is.
  • the WC base cemented carbide coated tool excellent in welding chipping resistance has an optimum range of blasting conditions for the WC base cemented carbide substrate, for example, spherical zirconium oxide (ZrO 2 ) having a particle diameter of 100 to 300 ⁇ m.
  • the blasting pressure is 0.30 MPa or more
  • the projection time is 30 to 180 seconds
  • the projection angle is 0 to 80 degrees to the rake face normal
  • the projection distance is 1 to 30 mm from the cutting edge. It is found that it can be obtained.
  • the compressive residual stress in the area of the scoop portion is 1000 to 1900 MPa, preferably 1000 to 1500 MPa.
  • the Co phase having a face-centered cubic crystal structure (hereinafter referred to as “fcc” measured by image analysis using EBSD method (electron backscattering diffraction method) with respect to the Co phase in the Co bonding phase in the WC base cemented carbide
  • the area ratio of hcp-Co with respect to the total area of Co) and Co phase having a hexagonal crystal structure (hereinafter referred to as “hcp-Co”) is the outermost surface of the cutting edge of the tool base
  • the surface described in the above (1) is characterized in that it is 20% to 40%, preferably 30 to 40% higher than the position of a depth of 1 mm inward than the outermost surface portion of the blade edge portion.
  • a WC cemented carbide substrate containing WC as a hard phase as a main component and Co as a binder phase component is used as the WC cemented carbide substrate.
  • the other binder phase component Ru, Re, etc. can be added as an additive component, if necessary.
  • other hard phase components TiC, TiN, TaC, NbC, Cr 3 C 2 , VC or the like can be added as an additive component, as necessary.
  • the binder phase component, Co is not particularly limited, but usually contains 4 to 15% by mass.
  • the surface portion of the WC cemented carbide substrate is subjected to a blasting process using ZrO 2 media, and then the hard coating layer is formed and then the interface between the tool substrate and the hard coating layer is formed.
  • the hard coating layer is formed and then the interface between the tool substrate and the hard coating layer is formed.
  • the stress relaxation effect is not exhibited when the layer thickness is less than 0.03 ⁇ m, while the layer peeling starting from the zirconium oxide itself occurs when the layer thickness exceeds 1.8 ⁇ m. It is specified as 0.03 to 1.8 ⁇ m because it tends to occur.
  • the width of the zirconium oxide layer present in the above-mentioned region if less than 0.1 ⁇ m, the stress relaxation effect is not exhibited, while if it exceeds 10 ⁇ m, film peeling starting from the zirconium oxide layer itself tends to occur easily Therefore, it is defined as 0.1 to 10 ⁇ m.
  • the number of zirconium oxide layers is preferably 2 to 10, and more preferably 2 to 6 because the effect of adhesion is reduced and the adhesion resistance and chipping resistance effects are reduced. Specified.
  • the crack propagation of the tool substrate is defined by defining the compressive residual stress of WC in the rake portion of the substrate surface portion of the tool substrate consisting of WC base cemented carbide as 1000 to 1900 MPa, preferably 1000 to 1500 MPa. It is intended to suppress the resistance and improve the welding chipping resistance of the coated tool. And, if the compressive residual stress is less than 1000 MPa, the chipping resistance is not sufficient. On the other hand, if the compressive residual stress exceeds 1900 MPa due to high blasting pressure by the blast treatment, etc., the WC substrate is cracked. The chipping resistance is lowered by the above-mentioned conditions, so that 1000 to 1900 MPa, more preferably, the effect is specified to be prominent 1000 to 1500 MPa.
  • Co phase having a face-centered cubic crystal structure and Co having a hexagonal crystal structure at two positions at the outermost surface portion of the cutting edge portion of the tool substrate and at a depth of 1 mm inward from the outermost surface portion
  • area ratio of Co phase having face-centered cubic structure to total area with phase (“hcp-Co”
  • Co phase a Co phase having a face-centered cubic crystal structure (hereinafter referred to as “Co phase”) of the Co phase in the Co bonding phase after zirconium oxide (ZrO 2 ) deposition by means such as wet blasting.
  • the area ratio of hcp-Co to the total area of “fcc-Co”) and a Co phase having a hexagonal crystal structure (hereinafter referred to as “hcp-Co”)
  • the measurement is carried out at two points at a position 1 mm deep from the outermost surface portion, and the area ratio of the outermost surface portion of the cutting edge portion is measured from the outermost surface portion of the cutting edge portion with respect to their area ratio
  • An excellent plastic deformation resistance is achieved by defining the area ratio to be 20% to 40% higher, more preferably 30 to 40% higher, than the area ratio at a position of 1 mm depth.
  • the difference in area ratio is less than 20%, the effect of improving the plastic deformation resistance is small, while if it exceeds 40%, the binder phase is hardened and the chipping resistance is lowered, so it is 20% to 40% higher. It is defined as a range of 30 to 40% higher where the effect is remarkable.
  • hard coating layer For formation of a hard coating layer after formation of a zirconium oxide layer by blast treatment, hard materials such as AlTiN, AlCrN, CrN, etc. are used by a chemical vapor deposition method usually used or a physical vapor deposition method such as an arc ion plating (AIP) method.
  • AIP arc ion plating
  • the amount of attached ZrO 2 is significantly reduced at 10 volume% or less, so the abrasive particle concentration is set to 10 volume% or more.
  • the media diameter if it is smaller than 100 ⁇ m, the proportion of ZrO 2 remaining on the substrate surface decreases significantly, while if it exceeds 300 ⁇ m, the WC substrate is cracked and the fracture resistance at the time of cutting is significantly reduced. It was defined as 300 ⁇ m.
  • the projection pressure when the pressure is less than 0.30 MPa, sufficient adhesion of ZrO 2 does not occur, so the lower limit value is set to 0.30 MPa.
  • the upper limit value is set to 0.40 MPa.
  • the lower limit is set to 30 seconds, and if more than 180 seconds, there is too much ZrO 2 deposition and coating peeling occurs.
  • the upper limit value is set to 180 seconds, because cracks are generated and the fracture resistance at the time of cutting is significantly reduced.
  • the projection angle is less than 10 degrees, since the deposition amount of ZrO 2 for honing portion is significantly reduced, the lower limit value is set to 10 degrees. On the other hand, if the temperature exceeds 80 degrees, the amount of ZrO 2 attached to the honing portion significantly decreases, so the upper limit value is set to 80 degrees.
  • the projection distance is less than 1 mm, so that adhesion is likely to be uneven, and when it exceeds 30 mm, sufficient ZrO 2 deposition does not occur, so 1 mm to 30 mm was used.
  • AlTiN, AlCrN, CrN are formed by physical vapor deposition such as chemical vapor deposition or arc ion plating (AIP) which is commonly used for formation of hard coating layers. Etc. were formed in a single layer or multiple layers.
  • the zirconium oxide layer located at the interface between the substrate surface and the hard coating layer is, for example, SEM-EDS (scanning electron microscope (SEM) Oxidation by performing SEM observation and EDS analysis on a specific area of the rake surface of the interface between the substrate surface to be measured and the hard coating layer using the on-board energy dispersive X-ray
  • the cross-sectional structure is observed with an SEM to obtain a secondary electron image, and mapping of elements containing the Zr element, O element, W element, etc. in the same place with EDS.
  • An image is obtained, and the overlapping portion of the Zr element and the O element is extracted as ZrO 2 by image processing, and the size and the number of regions occupied by the ZrO 2 particle phase can be measured by image analysis.
  • the thickness 0.03 to 1.8 ⁇ m, the width 0. It was possible to confirm that the coated tool had excellent adhesion resistance and chipping resistance when it contained 2 to 10, preferably 2 to 6, zirconium oxide layers of 1 to 10 ⁇ m. .
  • the compressive residual stress of WC substrate on the rake face is, for example, an X-ray stress measurement method (sin 2 method) in a portion within 5 mm from the honing portion of the rake face. And can be measured with an X-ray diffractometer using Cu ⁇ ⁇ .
  • the residual stress of the tool substrate WC is a constant based on the material and measurement wavelength by using a diffraction peak of (211) plane for WC, 706 GPa as Young's modulus and 0.190 as Poisson's ratio.
  • K is Sadamari can be obtained by multiplying the constant K to the gradient determined from the relational expression of 2 ⁇ -sin 2 ⁇ experimentally.
  • Co phase having a face-centered cubic crystal structure and a hexagonal crystal structure at two positions at the outermost surface portion of the cutting edge portion of the tool substrate and at a depth of 1 mm from the outermost surface portion
  • a portion where 1 mm of the surface ground down to the inside of the base enters the inside of the base can be made “a position 1 mm deep inside from the outermost surface”, and the substrate Measure the vertical cross section of the grated surface Door can be.
  • Co phase having a hexagonal crystal structure (“hcp-Co”) can be distinguished and recognized, and the depth is 1 mm deep from the outermost surface of the cutting edge of the tool base and the outermost surface of the cutting edge Face-centered cubic structure with respect to the total area of the Co phase (“fcc-Co”) having a face-centered cubic crystal structure and the Co phase (“hcp-Co”) having a hexagonal crystal structure at two locations It is possible to measure the area ratio of Co phase (“fcc-Co”) having.
  • the above tool base is set in the barrel of a field emission scanning electron microscope, and the surface of the surface is polished with an electron beam with an acceleration voltage of 15 kV at an incident angle of 70 degrees with an irradiation current of 5 nA.
  • the measurement surface was irradiated, and a reflection diffraction pattern (EBSD pattern) was obtained at an interval of 0.05 ⁇ m / step in a region of 20 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m using an electron backscattering diffraction imager.
  • EBSD pattern reflection diffraction pattern
  • the surface of the WC base cemented carbide substrate is blasted using ZrO 2 media, and then the tool substrate and the hard coating after the formation of the hard coating layer Milling cutting of a Ti alloy, stainless steel alloy, etc., which has been conventionally considered by defining the number of zirconium oxide layers having a predetermined thickness and width, at least in the region from the honing portion to the raking portion 50 ⁇ m at the interface with the layer.
  • WC powder Prepare WC powder, TiC powder, TiN powder, TaC powder, NbC powder, Cr 3 C 2 powder, VC powder and Co powder, all of which have an average particle diameter of 0.5 to 3 ⁇ m, as raw material powders.
  • wax is added, ball mill mixed in acetone for 24 hours, dried under reduced pressure, and pressed into a green compact of a predetermined shape at a pressure of 98 MPa, this green compact Is vacuum sintered at a predetermined temperature in the range of 1370 ° C. to 1470 ° C.
  • the tool substrates A to C made of WC-based cemented carbide having an RPHT1248 insert shape are manufactured by performing honing process of
  • the tool substrates A to C are wet-blasted on the rake surface of the tool substrate using ZrO 2 media under the conditions of A to K shown in Table 2.
  • a zirconium oxide layer was formed.
  • the tool substrate having the zirconium oxide layer formed thereon is subjected to ordinary cleaning such as ultrasonic cleaning in acetone, and then ion bombardment cleaning is performed in an arc ion plating apparatus, followed by physical vapor deposition.
  • the film formation conditions corresponding to the target hard coating shown in Table 4 are selected from Table 3 using the arc ion plating method which is a method, and a hard coating consisting of a single layer or multiple layers of AlTiN, AlCrN, CrN, etc.
  • Inventive coated tools 1 to 14 having a layer formed were produced.
  • Table 4 shows the range of the interface between the tool base and the hard coating layer measured by the SEM-EDS method for at least the honing portion to the scoop portion 50 ⁇ m of the manufactured coated tools according to the present invention 1 to 14
  • the compressive residual stress value of the substrate is shown.
  • the coated tools 1 to 14 according to the present invention have a predetermined area in the region from the honing portion to the rake portion 50 ⁇ m at least at the interface between the tool substrate and the hard coating layer.
  • adhesion resistance is excellent, and therefore, it has a property of avoiding chipping and film peeling due to welding.
  • excellent chipping resistance can be exhibited by reducing the frequency of occurrence of chipping against cutting of an unstable work by the effect of compressive stress.
  • the plastic deformation resistance is improved by increasing the area ratio of the Co layer having a hexagonal crystal structure in the outermost surface portion of the cutting edge portion at a position 1 mm deep from the outermost surface portion of the cutting edge portion of the tool substrate. Even in the case of high heat storage at the cutting edge in high-speed cutting of difficult-to-cut materials, etc., the excellent effect of reducing the occurrence frequency of chipping could be exhibited.
  • Comparative Examples 1 to 3 do not satisfy the predetermined wet blasting conditions, and a desired zirconium oxide layer is not obtained, so that sufficient adhesion resistance and chipping resistance can be obtained. It did not have good cutting performance.
  • the surface-coated cutting tool according to the present invention exhibits excellent cutting performance even in intermittent cutting such as milling of a work material that easily generates welding, such as Ti alloy and stainless steel, so a cutting device In addition, it is possible to sufficiently satisfy the demand for high performance, cost saving due to labor saving of cutting and energy saving.

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Abstract

溶着を発生しやすい被削材であるＴｉ合金やステンレス合金等に対するフライス切削等の断続切削加工においても、溶着に起因するチッピングに対してすぐれた耐溶着チッピング性を有する表面被覆切削工具を提供すること。　ＷＣ基超硬合金の工具基体表面に、単層あるいは積層を含む硬質被覆層が形成されてなる表面被覆切削工具において、前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層を２～１０個を有する、表面被覆切削工具、および、さらに、前記すくい部の前記領域における圧縮残留応力が、１０００～１９００ＭＰａである、表面被覆切削工具。

Description

耐溶着チッピング性にすぐれた表面被覆切削工具
　本発明は、溶着を発生しやすい被削材であるＴｉ合金やステンレス合金等において、フライス切削を行った場合においても、溶着に起因するチッピングの発生を抑制する特性（以下、「耐溶着チッピング性」という。）にすぐれ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、被覆工具においては、基材と被膜との密着性を高めるとの観点から、基材の表面の清浄化あるいは表面改質のための前処理、たとえば、基材表面の酸化などによる汚染物を除去するためのボンバード処理や、基材の表面を酸やアルカリ溶液による表面改質のための腐食処理などが知られている。
　そして、さらには、被覆工具において、積極的に、基材と被膜との密着性を高めるとの観点から、基材の表面に乾式ブラスト処理を実施し、表面を研削し、被膜との密着性を向上させ、耐チッピング性の向上を図ることが提案されている。
　すなわち、たとえば、特許文献１では、炭化タングステンを主成分とする超硬合金基材の表面に対し、アルミナ単独、あるいは、アルミナに従来から用いられている炭化ケイ素、酸化クロム、酸化ケイ素などを含有させてなる硬質のメディアを用いて乾式ブラスト処理を行った後、Ｔｉの炭化物、窒化物などを化学蒸着法等を用い、成膜することにより、基材と被膜との密着性が高く、バラつきが少なく、通常の機械構造用鋼の断続切削加工に適用した場合において、耐チッピング性にすぐれ、寿命が向上した被覆工具が提案されている。
特開平４－２８８５４号公報
　ところで、近年の切削加工における省力化および省エネ化等の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、溶着を発生しやすい被削材であるＴｉ合金やステンレス合金等に対するフライス切削等の断続切削加工においても、耐溶着チッピング性にすぐれた特性が求められている。
　そして、これに対し、前記特許文献１にて提案された被覆工具では、たしかに、被削材が通常の機械構造用鋼である場合には、断続切削加工においても、チッピングの発生を抑制できるものの、より溶着性の高い、Ｔｉ合金やステンレス合金等に対するフライス切削等の断続切削加工においては、溶着に起因するチッピングについては、その抑制効果がきわめて劣るという問題を有するものであった。
　そこで、本発明では、より溶着性の高い、Ｔｉ合金やステンレス合金等のフライス切削等の断続切削加工においても、溶着に起因するチッピングに対してすぐれた耐溶着チッピング性にすぐ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、前述の観点から、溶着に起因する溶着チッピングに対する耐溶着チッピング性の改善を図るべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
　すなわち、発明者らは、従来のＷＣ基超硬合金からなる工具基体の表面に対し、アルミナ単独、あるいは、アルミナに従来から用いられている炭化ケイ素、酸化クロム、酸化ケイ素などを含有させてなる硬質のメディアを用いた乾式ブラスト処理に換えて、相対的に硬度の低い酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）をメディアとして用いブラスト処理を行い、その後硬質被覆層を形成することにより、前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において複数箇所に酸化ジルコニウム層を有する被覆工具を得て、溶着性の高い、Ｔｉ合金やステンレス合金等の被削材に対して、フライス切削等の断続切削加工を行った際にも、従来の前記アルミナ等の硬質メディアを用いた場合に比較し、溶着に起因するチッピングを大幅に低減することができることを知見したものである。
　なお、ここで、「界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域」とは、ホーニング加工が行われた場合のすくい面と接するホーニング加工被加工端部、もしくは、ホーニング加工と同等の加工形状が得られたすくい面と接する被加工端部から５０μｍまでの領域をいう。
　特に、前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の前記領域は、具体的には、５０μｍの領域において、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層が２～１０個、好ましくは２～６個を含有するものである。
　なお、酸化ジルコニウムを用いることにより、溶着に起因するチッピングが、大幅に減少した理由については、基体と被覆層との界面に介在する硬度の低い酸化ジルコニウムが、基体と被覆層間に生じている応力を緩和させ、工具基体と硬質被覆層間の密着性向上に寄与したためと推定される。
　また、本発明者らは、前記ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の基体表面部の前記すくい面において、圧縮残留応力が１０００～１９００ＭＰａである場合には、工具基体の亀裂進展性が抑制され、被覆工具の耐溶着チッピング性が著しく向上することを見出した。
　さらに、本発明者らは、特に、工具基体の刃先部において、ウエットブラストなどの手段による、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）付着後のＣｏ結合相中のＣｏ相、すなわち、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ－Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ－Ｃｏ」という。）との面積割合と前記工具基体の刃先部の特性との関係に着目し、前記工具基体の刃先部の最表面部および最表面部から内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所にて、それぞれ、前記ｆｃｃ－Ｃｏと前記ｈｃｐ－Ｃｏとの総面積に対する前記ｈｃｐ－Ｃｏの面積率を、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定を行ったところ、前記刃先部の最表面部においては、ｆｃｃ－Ｃｏに対し相対的に高硬度であるｈｃｐ－Ｃｏの前記面積率が前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置における前記面積率よりも２０％～４０％高いときに、耐塑性変形性が向上することを見出したものである。
　そして、前記耐溶着チッピング性にすぐれたＷＣ基超硬合金被覆工具は、ＷＣ基超硬合金基体に対するブラスト処理条件を最適な範囲、例えば、粒径が１００～３００μｍの球状酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）メディアを用い、投射圧力０．３０ＭＰａ以上、投射時間３０～１８０秒、すくい面法線に対する投射角度０～８０度、投射距離は刃先から１～３０ｍｍの条件にてブラスト処理を実施することにより、得られることを見出したものである。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１）　ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の表面に、単層あるいは積層を含む硬質被覆層が形成されてなる表面被覆切削工具において、
　前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層を２～１０個、好ましくは、２～６個有することを特徴とする表面被覆切削工具。
　（２）　前記（１）に記載された表面被覆切削工具において、前記すくい部の前記領域における圧縮残留応力が、１０００～１９００ＭＰａ、好ましくは、１０００～１５００ＭＰａであることを特徴とする前記（１）に記載された表面被覆切削工具。
　（３）　前記（１）に記載された表面被覆切削工具において、
　前記ＷＣ基超硬合金におけるＣｏ結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定された、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ－Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ－Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ－Ｃｏの面積率が、前記工具基体の刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも２０％～４０％、好ましくは、３０～４０％高いことを特徴とする前記（１）に記載された表面被覆切削工具。
」に特徴を有するものである。
　以下に、本発明の被覆工具について、詳細に説明する。
工具基体；
　本発明では、ＷＣ超硬合金基体としては、硬質相としてＷＣを主成分とし、結合相成分としてＣｏを含有するＷＣ超硬合金基体を用いる。その他の結合相成分としては、必要に応じ、Ｒｕ、Ｒｅなどを添加成分として添加することができる。その他の硬質相成分としては、必要に応じ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ３Ｃ２、ＶＣなどを添加成分として添加することができる。
　結合相成分であるＣｏは、特に限定されないが、通常は４～１５質量％を含有する。
酸化ジルコニウム層の形成；
　前述のとおり、本発明では、前記ＷＣ超硬合金基体の表面部にＺｒＯ２メディアを用いてブラスト処理を行い、その後、硬質被覆層を形成した後の前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層が２～１０個、好ましくは、２～６個を含有することにより、被覆工具として耐溶着性および耐チッピング性の向上を図るものである。
　ここで、前記領域に存在する酸化ジルコニウム層の層厚については、０．０３μｍ未満では、応力緩和効果が発揮されず、一方、１．８μｍを超えると、酸化ジルコニウム自体を起点とする膜剥離が生じやすくなるため、０．０３～１．８μｍと規定した。
　また、前記領域に存在する酸化ジルコニウム層の幅については、０．１μｍ未満では、応力緩和効果が発揮されず、一方、１０μｍを超えると、酸化ジルコニウム層自体を起点とする膜剥離が生じやすくなるため、０．１～１０μｍと規定した。
　そして、前記領域に存在する前記酸化ジルコニウム層の個数については、２個未満では、耐溶着性および耐チッピング性について所望の効果が得られず、一方、１０個を超える場合には、酸化ジルコニウム層の剥離が発生しやすくなり、耐溶着性および耐チッピング性効果が低下するため、前記酸化ジルコニウム層の個数は、２～１０個、より好ましくは、その効果が顕著な２～６個の範囲と規定した。
工具基体のすくい面における圧縮残留応力値；
　本発明では、前記ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の基体表面部の前記すくい部のＷＣの圧縮残留応力を１０００～１９００ＭＰａ、好ましくは、１０００～１５００ＭＰａと規定することにより、工具基体の亀裂進展性を抑制し、被覆工具の耐溶着チッピング性の向上を図るものである。
　そして、前記圧縮残留応力が１０００ＭＰａ未満では、耐チッピング性が十分でなく、一方、前記ブラスト処理による投射圧力が高いなどにより、圧縮残留応力が、１９００ＭＰａを超える場合には、ＷＣ基体にクラックが入る等により、耐チッピング性が低下するため、１０００～１９００ＭＰａ、より好ましくは、その効果が顕著な１０００～１５００ＭＰａと規定した。
工具基体の刃先部最表面部および該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所における、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）の面積率について；
　また、本発明では、工具基体の刃先部において、ウエットブラストなどの手段による、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）付着後のＣｏ結合相中のＣｏ相の、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ－Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ－Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ－Ｃｏの面積率を、前記刃先部の最表面部および該最表面部から内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所にて測定を行い、それらの面積率について、前記刃先部の最表面部の面積率が、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置の面積率よりも２０％～４０％高い範囲、より好ましくは、３０～４０％高い範囲と規定することにより、すぐれた耐塑性変形性を達成するものである。
　そして、前記面積率の差分が、２０％未満では、耐塑性変形性の向上効果が小さく、一方、４０％を超えると結合相が硬化し耐チッピング性が低下するため、２０％～４０％高い範囲とし、より好ましくは、その効果が顕著である、３０～４０％高い範囲と規定した。
硬質被覆層の形成；
　ブラスト処理による酸化ジルコニウム層の形成後の硬質被覆層の形成には、通常用いられる化学蒸着法、あるいは、アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）法等の物理蒸着法により、ＡｌＴｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＣｒＮ等の硬質被覆層を単層あるいは複層にて形成する。
被覆工具の製造方法の概要； 
　１）基体として、前記硬質相と結合相とからなるＷＣ超硬合金基体を準備し、必要に応じ、基体の刃先稜線に相当する部位については、ブラシによるホーニング処理またはアルミナメディアを用いたブラスト処理を施す。
　２）ついで、基体上に酸化ジルコニウム層を形成する。
　具体的には、例えば、ウエットブラスト処理を用い、メディアとしてはＺｒＯ２粒を用い、酸化ジルコニア層を形成する。
　このような酸化ジルコニアを用いたブラスト処理を行うことによって、刃先が削れ、結果的にホーニング処理と同様な丸みを有する刃先形状が得られるので、酸化ジルコニアを用いたブラスト処理を行う場合には、前記したホーニング処理を省略することができる。具体的なウエットブラスト処理条件としては、例えば、以下のとおりである。
　　砥粒濃度　：１０体積％以上
　　メディア径：１００～３００μｍ、好ましくは、１２０～２００μｍ
　　投射圧力　：０．３０～０．４０ＭＰａ
　　投射時間　：３０～１８０秒、好ましくは、４５～１２０秒
　　投射角度　：すくい面法線に対し、０°～８０°、好ましくは、３０°～６０°
　　投射距離　：刃先から１～３０ｍｍ
　なお、それぞれの処理条件について、その数値限定理由は、以下のとおりである。
　砥粒濃度については１０体積％以下ではＺｒＯ２の付着量が著しく減少するため、１０体積％以上とした。
　メディア径については、１００μｍより小さいと基体表面に残存するＺｒＯ２の割合が著しく減少する一方、３００μｍを超えるとＷＣ基体にクラックが入り、切削時の耐欠損性が大幅に低下するため、１００～３００μｍと規定した。
　また、投射圧力については、０．３０ＭＰａ未満では、十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、下限値を０．３０ＭＰａとした。一方、０．４０ＭＰａを超えると、ＺｒＯ２の付着が多すぎてコーティング剥離が起こるとともに基体にクラックが入り、切削時の耐欠損性が大幅に低下するため、上限値を０．４０ＭＰａとした。
　同様に、投射時間については、３０秒未満では、十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、下限値を３０秒とし、１８０秒を超えるとＺｒＯ２の付着が多すぎてコーティング剥離が起こるとともに基体にクラックが入り、切削時の耐欠損性が大幅に低下するため、上限値を１８０秒とした。
　また、投射角度については、１０度未満では、ホーニング部分に対するＺｒＯ２の付着量が著しく減少するため、下限値を１０度とした。一方、８０度を超える場合には、ホーニング部分に対するＺｒＯ２の付着量が著しく減少するので、上限値を８０度とした。
　また、投射距離については、１ｍｍ未満では付着にムラができやすく、３０ｍｍを超えると十分なＺｒＯ２の付着が起こらないため、１ｍｍから３０ｍｍとした。
　３）ブラスト処理による酸化ジルコニウム層の形成後、硬質被覆層の形成については通常用いられている化学蒸着法、あるいは、アークイオンプレーティング（ＡＩＰ）法等の物理蒸着法により、ＡｌＴｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＣｒＮ等の硬質被覆層を単層あるいは複層にて形成した。
　基体表面と硬質被覆層との界面に位置する酸化ジルコニウム層の測定；すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力値の測定；および、工具基体の刃先部最表面部および該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所における、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）の面積率の測定；
（１）基体表面と硬質被覆層との界面に位置する酸化ジルコニウム層の測定
　基体表面と硬質被覆層との界面に位置する酸化ジルコニウム層は、例えば、ＳＥＭ－ＥＤＳ（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）搭載のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ））法を用い、測定対象となる基体表面と硬質被覆層との界面のすくい面の特定の領域において、ＳＥＭ観察およびＥＤＳ分析を行うことにより、酸化ジルコニウム層について測定することができる。
　すなわち、すくい面の測定対象とする特定の領域において、断面組織をＳＥＭ観察し、二次電子像を得るとともに、ＥＤＳにて、同箇所のＺｒ元素、Ｏ元素、Ｗ元素など含有する元素のマッピング像を取得し、Ｚｒ元素とＯ元素が重なる部分をＺｒＯ２として、画像処理にて抜き出し、画像解析によりＺｒＯ２粒子相が占める領域の大きさおよびその個数を測定することができる。
　そして、具体的には、硬質被覆層を形成した後の前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層が２～１０個、好ましくは、２～６個を含有しているときに、被覆工具として耐溶着性および耐チッピング性にすぐれていることを確認することができた。
（２）すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力の測定
　すくい面におけるＷＣ基体の圧縮残留応力は、例えば、すくい面のホーニング部分から５ｍｍ以内の部分について、Ｘ線応力測定法（sin２ψ法）を用い、Ｃｕκαを用いたＸ線回折装置にて測定することができる。
　工具基体であるＷＣの残留応力は、ＷＣについては、（２１１）面の回折ピークを用い、ヤング率としては７０６ＧＰａを、ポアソン比としては０．１９０を用いることにより、材料および測定波長に基づく定数Ｋが定まり、実験によって２θ－sin２ψの関係式から定まる勾配に前記定数Ｋを乗ずることにより求めることができる。
（３）工具基体の刃先部最表面部および該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置の二箇所における、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相の面積率の測定
　測定箇所とする、刃先部最表面部、および、該最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置は、例えば、ノーズRの先端のすくい面と逃げ面が交わる刃先稜線から、すくい面と逃げ面がなす角度の１／２の角度にて基体におろした面が交わる箇所を「刃先部最表面部」とし、さらに、そのまま前記基体におろした面が基体内部に１ｍｍ入った箇所を「前記最表面部より内部へ１ｍｍ深さの位置」とすることができ、前記基体におろした面に対し、垂直な縦断面にて測定を行うことができる。
　前記ＷＣ基超硬合金におけるＣｏ結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）とを区別して認識することができるため、前記工具基体の刃先部の最表面部および前記刃先部の最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置の二箇所において、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）との総面積に対する面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）の面積率を測定することができる。
　具体的には、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内に上記工具基体をセットし、測定面に対して７０度の入射角度で１５ｋVの加速電圧の電子線を５ｎAの照射電流で、表面研磨した前記測定面に照射して電子後方散乱回折像装置を用いて２０μｍ×３０μｍの領域を０．０５μｍ／ｓｔｅｐの間隔で反射回折パターン（ＥＢＳＤパターン）を得た。
　本発明に係る被覆工具は、以上のとおり、ＷＣ基超硬合金基体の表面部にＺｒＯ２メディアを用いてブラスト処理を行い、その後、硬質被覆層を形成した後の前記工具基体と前記硬質被覆層との界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、所定の厚みと幅を有する酸化ジルコニウム層の個数を規定することにより、従来課題とされた、Ｔｉ合金やステンレス合金等のフライス切削加工等の断続切削加工時に発生する、溶着に起因するチッピングの発生を抑制し、耐溶着性および耐チッピング性にすぐれたＷＣ基超硬合金を基体とする表面被覆切削工具の提供を行うものである。
　つぎに、本発明の被覆工具およびその製造方法について、実施例により具体的に説明する。
　原料粉末として、いずれも０．５～３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＶＣ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示す配合組成にて配合し、ワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０～１４７０℃の範囲内の所定の温度にて、１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃稜線部にブラシを用いて、Ｒ：０．０５ｍｍのホーニング加工を施すことによりＲＰＨＴ１２４８インサート形状のＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ～Ｃを作製した。
　ついで、表４に示すように、前記工具基体Ａ～Ｃに対し、表２に示すＡ～Ｋの条件にて、ＺｒＯ２メディアを用い、工具基体のすくい面に対してウエットブラスト処理を施し、酸化ジルコニウム層を形成した。
　次に、酸化ジルコニウム層が形成された前記工具基体をアセトン中にて超音波洗浄等の通常の洗浄を行った後、アークイオンプレーティング装置内において、イオンボンバードメント洗浄を行い、ついで、物理蒸着法であるアークイオンプレーティング法を用い、表４に示す目的とする硬質被覆層に対応した成膜条件を表３より選択し、ＡｌＴｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＣｒＮ等の単層あるいは複層からなる硬質被覆層を形成してなる本発明被覆工具１～１４を作製した。
　表４には、作製された本発明被覆工具１～１４について、前記ＳＥＭ－ＥＤＳ法により測定された、前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域における、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層の個数、および、前記Ｘ線応力測定法（sin２ψ法）を用い、Ｘ線回折装置にて測定された、工具基体の圧縮残留応力値を示す。また、あわせて、工具基体の刃先部の最表面部、および、前記刃先部の最表面部より深さ１ｍｍの位置において、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により求められた、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）とが占める総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）のそれぞれの面積率と、その面積率差の値を示す。
　また、比較の目的で、前記で作製したＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａに対して、表２にて比較例として示される条件、すなわち、ＺｒＯ２以外のメディアを用いたものや、メディアとしては、ＺｒＯ２を用いるものの、投射圧力等の処理条件が所定の範囲外であるものについて、すくい面に対するウエットブラストを実施し、比較例被覆工具１～３を作製し、本発明被覆工具１～１４と同様に、前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の前記の特定領域における、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層の個数、前記基体の圧縮残留応力値を測定し、表４に示す。また、あわせて、工具基体の刃先部の最表面部、および、前記刃先部の最表面部より深さ１ｍｍの位置において、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により求められた、面心立方晶構造を有するＣｏ相（「ｆｃｃ－Ｃｏ」）と、六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）とが占める総面積に対する六方晶構造を有するＣｏ相（「ｈｃｐ－Ｃｏ」）のそれぞれの面積率と、その面積率差の値についても示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　つぎに、前記本発明切削工具１～１４および前記比較例切削工具１～３について、以下の切削条件Ａおよび切削条件Ｂにて切削試験を実施した。
＜切削条件Ａ＞
　被削材　：　Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金ブロック熱処理後黒皮
　切削速度：　４０ｍ／分
　一刃送り：　０．３ｍｍ／ｔ
　切込深さ：　３．０ｍｍ
　切削幅　：　３８ｍｍ
　切削時間：　１０分
　以上の条件にて湿式切削試験。
＜切削条件Ｂ＞
　被削材　：　Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金ブロック（黒皮なし）
　切削速度：　４０ｍ／分
　一刃送り：　０．５ｍｍ／ｔ
　切込深さ：　３．０ｍｍ
　切削幅　：　３８ｍｍ
　切削時間：　１０分
　以上の条件にて湿式切削試験。
上記切削試験において、溶着の発生の有無、チッピング発生の有無を観察し、表５に切削試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および表５に示される結果からも明らかなように、本発明被覆工具１～１４は、工具基体と前記硬質被覆層との界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、所定の厚みと幅を有する酸化ジルコニウム層を複数存在させることにより、耐溶着性にすぐれ、そのため、溶着に起因するチッピングや膜の剥離を回避する特性を有するものである。
　さらに、基体において所定の圧縮残留応力値を有するものにおいては、圧縮応力の効果により、不安定なワークの切削に対し、チッピング発生頻度を低下させるという、すぐれた耐チッピング性を発揮することができた。
　他方、工具基体の刃先部の最表面部より深さ１ｍｍの位置に対して、刃先部の最表面部における六方晶構造を有するＣｏ層の面積率を高めることにより、耐塑性変形性を向上することができ、難削材の高速切削加工等において刃先に蓄熱が多い場合においても、チッピングの発生頻度を低下させるというすぐれた効果を発揮することができた。
　これに対して、比較例被覆工具１～３では、所定のウエットブラスト処理条件を満たしておらず、所望の酸化ジルコニウム層が得られていないため、耐溶着性、および、耐チッピング性に関して、十分な切削性能を有するものではなかった。
　本発明に係る表面被覆切削工具は、Ｔｉ合金やステンレス合金等の溶着を発生しやすい被削材のフライス切削等の断続切削加工においても、すぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化による低コスト化に対しても十分満足に対応できるものである。

Claims (3)

  1. 　ＷＣ基超硬合金からなる工具基体の表面に、単層あるいは積層を含む硬質被覆層が形成されてなる表面被覆切削工具において、
    前記工具基体と前記硬質被覆層の界面の少なくともホーニング部からすくい部５０μｍまでの領域において、厚み０．０３～１．８μｍ、幅０．１～１０μｍの酸化ジルコニウム層を２～１０個、好ましくは、２～６個有することを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 　請求項１に記載された表面被覆切削工具において、
    前記すくい部の前記領域における圧縮残留応力が、１０００～１９００ＭＰａ、好ましくは、１０００～１５００ＭＰａであることを特徴とする前記請求項１に記載された表面被覆切削工具。
  3. 　請求項１に記載された表面被覆切削工具において、
    前記ＷＣ基超硬合金におけるＣｏ結合相中のＣｏ相について、ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）を用いた画像解析により測定された、面心立方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｆｃｃ－Ｃｏ」という。）と、六方晶構造を有するＣｏ相（以下、「ｈｃｐ－Ｃｏ」という。）との総面積に対する前記ｈｃｐ－Ｃｏの面積率が、前記工具基体の刃先部の最表面部においては、前記刃先部の前記最表面部より内部へ１ｍｍの深さの位置よりも２０％～４０％、好ましくは、３０～４０％高いことを特徴とする前記請求項１に記載された表面被覆切削工具。
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