本发明涉及一种即使在高速且断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续重切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工的情况下，硬质包覆层也发挥优异的耐崩刀性且长时间表现优异的切削性能的表面包覆切削工具(以下，称为包覆工具)。
背景技术：
以往，一般已知有，在由碳化钨(以下，由wc表示)基硬质合金或碳氮化钛(以下，由ticn表示)基金属陶瓷构成的基体(以下，将这些统称为工具基体)的表面蒸镀形成有由以下的(a)及(b)构成的硬质包覆层而成的包覆工具。
(a)下部层为由ti的碳化物(以下，由tic表示)层、氮化物(以下，同样由tin表示)层、碳氮化物(以下，由ticn表示)层、碳氧化物(以下，由tico表示)层、及碳氮氧化物(以下，由ticno表示)层中的一层或两层以上构成的ti化合物层，
(b)上部层为在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的氧化铝层(以下，由al2o3层表示)。
然而，前述的以往的包覆工具，例如在各种钢或铸铁等的连续切削或断续切削中发挥优异的耐磨性，但将该包覆工具用于高速断续切削的情况下，容易产生硬质包覆层的剥离或崩刀，存在工具寿命变短等问题。
因此，为了抑制硬质包覆层的剥离、崩刀，提出有对上部层进行了改良的各种包覆工具。
例如，专利文献1中提出有如下包覆工具：在工具基体的表面形成由周期表ivb族、vb族、vib族金属的碳化物、氮化物及碳氮化物中的一种以上形成的非氧化膜且在其上形成有以α-al2o3为主的氧化膜的氧化铝包覆工具中，通过设成在所述非氧化膜与所述氧化膜之间形成由周期表ivb族、vb族、vib族金属的氧化物、氧碳化物、氧氮化物及氧碳氮化物的氧化物系的单层皮膜或多层皮膜构成的具有fcc结构的结合层，且使非氧化膜与结合相具有外延关系的氧化铝包覆工具，由此提高工具基体与氧化铝覆膜的粘附强度，提高耐缺损性、耐剥离性及耐磨性。
并且，例如，专利文献2中提出有如下内容：在工具基体的表面蒸镀形成有下部层及上部层的表面包覆切削工具中，在下部层与上部层的界面形成粒径10～100nm的微粒的tio2粒，且将该微粒tio2粒在每界面长度10μm中所占的线段比例设为10～50％，从而上部层的氧化铝晶粒在该tio2粒上相对于下部层非外延生长，另一方面，在不存在tio2粒的界面中，相对于下部层外延生长，从而提高硬质包覆层的耐崩刀性和耐磨性。其中，作为下部层蒸镀形成有包括tin、tic、ticn、tico及ticno的至少1层以上的ti化合物层，作为上部层蒸镀形成有al2o3层。
专利文献1：日本专利公开平10-18039号公报
专利文献2：日本专利公开2010-201575号公报
近年来，切削装置的高性能化非常显著，另一方面强烈要求对切削加工的节省劳力化及节能化、还有低成本化，伴随与此，切削加工进一步高速化，并且具有在高切深量、高进给量等的断续切削等中冲击性、断续性高负荷作用于切削刃的倾向，将前述的以往的包覆工具用于在钢或铸铁等的通常条件下的连续切削或断续切削时并没有问题，但是，尤其将以往的包覆工具在高速断续重切削条件下使用时，目前为止在硬质包覆层的表面所产生的龟裂容易向硬质包覆层整体扩展，在较短的时间内达到使用寿命。
技术实现要素：
因此，本发明人等从上述观点出发，着眼于控制构成工具基体表面上所形成的下部层的ti化合物的晶粒与构成在该下部层上所形成的上部层的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物(以下，根据情况简记为tialcn)的晶粒之间的外延关系而重复进行了深入研究。
其结果，得出以下见解：关于构成下部层的至少一层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化物(ticn)层的晶粒和构成上部层的tialcn层的晶粒的晶粒，通过将贯穿ticn层与tialcn层的界面且ticn晶粒的晶体方位与tialcn晶粒的晶体方位的方位差成为5度以内的外延生长的晶粒的形成比例设为规定量，提高ticn层与tialcn层的界面的附着强度，其结果，即使在高速且断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续重切削条件下，硬质包覆层也发挥优异的耐崩刀性及耐剥离性。
本发明是根据上述见解完成的，具有以下特征。
“(1)一种表面包覆切削工具，在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的工具基体的表面形成有包括下部层及上部层的硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)所述下部层为由ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成的、具有1～20μm的合计平均层厚的ti化合物层，且至少包含具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化合物层，
(b)所述上部层为具有1～20μm的平均层厚的具有nacl型面心立方晶单相的晶体结构或nacl型面心立方晶和六方晶的混合相的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，
(c)在将所述ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层由组成式：(ti1-xalx)(cyn1-y)表示的情况下，al在ti和al的总量中所占的平均含有比例xave及c在c和n的总量中所占的平均含有比例yave(其中，xave、yave均为原子比)分别满足0.60≤xave≤0.95、0≤yave≤0.005，
(d)关于所述下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化物层及所述上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，使用电子背散射衍射装置，从与工具基体垂直的纵剖面方向对各晶粒的晶体方位进行分析，在测定所述各晶粒的晶面的法线相对于所述基体表面的法线所成的倾斜角的情况下，隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒中，下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的(hkl)面的法线方向与上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的(hkl)面的法线方向的方位差为5度以内的晶粒存在于上部层与下部层的界面中，该晶粒的线密度为2个/10μm以上。
(2)根据所述(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，关于所述下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化物层及所述上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，使用电子背散射衍射装置，从与工具基体垂直的纵剖面方向对各晶粒的晶体方位进行分析，在测定所述各晶粒的晶面的法线相对于所述基体表面的法线所成的倾斜角的情况下，隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒中，下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的(hkl)面的法线方向与上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的(hkl)面的法线方向的方位差为5度以内的晶粒在所述上部层及所述下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化物层中所占的面积比例，相对于隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒的总面积为30面积％以上。
(3)根据(1)或(2)中的任一个所述的表面包覆切削工具，其特征在于，关于所述ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，在从该层的纵剖面方向进行观察的情况下，具有如下柱状组织：该层内的具有nacl型面心立方结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的晶粒的平均粒子宽度w为0.1～2.0μm且平均纵横尺寸比a为2～10。
(4)根据所述(1)至(3)中的任一个所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述(b)的由ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的上部层的表面还包覆形成有至少包含具有1～25μm的平均层厚的al2o3层的最表面层，所述ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层具有1～20μm的平均层厚、且具有nacl型面心立方晶单相的晶体结构或nacl型面心立方晶和六方晶的混合相的晶体结构。”
以下，对本发明的包覆工具的硬质包覆层的结构层进行详细说明。
下部层(ti化合物层)：
ti化合物层(例如，ti的碳化物(tic)层、氮化物(tin)层、碳氮化物(ticn)层、碳氧化物(tico)层及碳氮氧化物(ticno)层)基本上作为tialcn层的下部层而存在，因本身所具备的优异的高温强度而使硬质包覆层具备高温强度之外，还与工具基体及上部层的tialcn层均粘附，且具有维持硬质包覆层相对于工具基体的粘附性的作用。然而，若其平均层厚小于1μm，则不能充分发挥所述作用，另一方面，若其平均层厚超过20μm，则尤其在伴随高热产生的高速重切削、高速断续切削中容易引起热塑性变形，这成为出现不均匀磨损的原因，因此将其平均层厚确定为1～20μm。
进而，为了延续下部层的取向性而使上部层外延生长，并提高硬质包覆层的耐崩刀性及耐剥离性，所述下部层需要至少形成由具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ticn晶粒构成的ticn层。
关于下部层，能够使用通常的化学蒸镀装置，例如在以下条件下进行化学蒸镀直至达到目标平均层厚来形成。
反应气体组成(容量％)：ticl4：1.0～5.0％，n2：5～35％，co：0～5％，ch3cn：0～1％，ch4：0～10％，剩余部分：h2；
反应气氛温度：780～900℃；
反应气氛压力：5～13kpa。
上部层(具有nacl型面心立方晶单相的晶体结构或nacl型面心立方晶和六方晶的混合相的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层)：
本发明的硬质包覆层的上部层由被化学蒸镀的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层(tialcn层)形成，该ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层具有1～20μm的平均层厚，具有nacl型面心立方晶单相的晶体结构或nacl型面心立方晶和六方晶的混合相的晶体结构。
构成本发明的上部层的tialcn层硬度较高且发挥优异的耐磨性，但若其平均层厚小于1μm，则因层厚较薄而不能充分确保长期使用中的耐磨性，另一方面，若其平均层厚超过20μm，则晶粒粗大化而容易产生崩刀。
因此，构成上部层的tialcn层的平均层厚确定为1～20μm。
在将构成本发明的上部层的tialcn层由组成式：(ti1-xalx)(n1-ycy)表示的情况下，al在ti和al的总量中所占的平均含有比例xave及c在c和n的总量中所占的含有比例yave(其中，xave、yave均为原子比)分别满足0.60≤xave≤0.95、0≤yave≤0.005。
在此，若al的平均含有比例xave(原子比)小于0.60，则ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层硬度差，因此在供合金钢等高速断续重切削中的情况下，耐磨性不充分。另一方面，若al的平均含有比例xave超过0.95，则相对地ti的含有比例减少，因此将导致脆化，从而耐崩刀性降低。
因此，将al的平均含有比例xave(原子比)设为0.60≤xave≤0.95。
并且，在复合氮化物或复合碳氮化物的层中所包含的c成分的平均含有比例(原子比)yave为0≤yave≤0.005的范围内的微量时，上部层与下部层的粘附性提高且润滑性提高，从而减缓切削时的冲击，其结果复合氮化物或复合碳氮化物的层的耐缺损性及耐崩刀性提高。另一方面，若c成分的含有比例yave在0≤yave≤0.005的范围之外，则因复合氮化物或复合碳氮化物的层的韧性降低而耐缺损性及耐崩刀性反而降低。
因此，c成分的含有比例yave(原子比)设为0≤yave≤0.005。
下部层的nacl型面心立方结构的ticn晶粒与上部层的nacl型面心立方结构的tialcn晶粒的晶面的方位差：
本发明以如下方式确定晶粒的取向性：关于下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化物层及上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，使用电子背散射衍射装置，从与工具基体垂直的纵剖面方向对各晶粒的晶体方位进行分析，在测定所述各晶粒的晶面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角的情况下，隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒中，下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的(hkl)面的法线方向与上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的(hkl)面的法线方向的方位差为5度以内的晶粒存在于上部层与下部层的界面中，且该晶粒的线密度为2个/10μm以上。
图1中示出具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ticn层(下部层)及具有nacl型面心立方晶的晶体结构的tialcn层(上部层)的层结构的概略示意图。
如由图1可知，在上部层与下部层的界面可观察到如晶粒恰好贯穿界面而生长的晶体组织形状。本发明中所说的“隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒”是指具有这种晶体组织形状的晶粒。
而且，关于所述“隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒”，测定下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒的任意晶面(hkl)(例如，(112)面)的法线方向相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，将所测定出的倾斜角设为α(hkl)(度)，并且测定上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的晶粒中的(hkl)面的法线方向相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，将所测定出的倾斜角设为β(hkl)(度)的情况下，当α(hkl)(度)与β(hkl)(度)之差的绝对值为5度以下，(即，|α(hkl)-β(hkl)|≤5(度))时，可以说上部层进行了延续下部层的取向性的晶体生长(外延生长)。
而且，在满足|α(hkl)-β(hkl)|≤5(度)的上部层与下部层的界面的晶粒的线密度存在2个/10μm以上时，上部层与下部层的界面的附着强度提高，其结果，能够提高硬质包覆层的耐崩刀性及耐剥离性。
另一方面，在|α(hkl)-β(hkl)|≤5(度)的晶粒的线密度小于2个/10μm时，作为硬质包覆层整体，不能说上部层具有足够的外延生长组织，因此不能充分抑制崩刀、剥离等异常损伤。
另外，关于所测定的(hkl)面，能够选择任意晶面，并无特别限定，但具有代表性的是，例如能够通过测定(100)面、(110)面、(111)面、(211)面及(210)面等的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，确定上部层与下部层的面方位差。
并且，上述中所说的“线密度为2个/10μm”是指在沿上部层与下部层的界面的10μm的长度范围内满足|α(hkl)-β(hkl)|≤5(度)的晶粒为2个以上。
外延生长的晶粒的面积比例：
另外，隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒中，满足上述中求出的方位差(|α(hkl)-β(hkl)|)为5(度)以下的晶粒且在上部层与下部层的界面中的该晶粒的线密度为2个/10μm以上的同时，这种外延生长的晶粒的面积比例相对于隔着上部层与下部层的界面相邻的晶粒的总面积(即，相邻的下部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti的碳氮化物层与上部层的具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的晶粒的合计面积)占30％以上的面积比例的情况下，具有这种晶体组织的硬质包覆层更进一步提高耐崩刀性及耐剥离性，因此外延生长的晶粒的面积比例优选设为30％以上。
构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的具有nacl型面心立方结构(以下，有时简称为“立方晶”)的晶粒：
关于所述复合氮化物或复合碳氮化物的层中的各立方晶粒，在从与工具基体表面垂直的皮膜剖面一侧进行观察测定的情况下，将与工具基体表面平行的方向的粒子宽度设为w，并且将与工具基体表面垂直的方向的粒子长度设为l，将所述w与l之间的比l/w设为各晶粒的纵横尺寸比a，另外，在将对各晶粒求出的纵横尺寸比a的平均值设为平均纵横尺寸比a，将对各晶粒求出的粒子宽度w的平均值设为平均粒子宽度w的情况下，优选控制为平均粒子宽度w满足0.1～2.0μm，平均纵横尺寸比a满足2～10。
当满足该条件时，构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的立方晶粒成为柱状组织，显示出优异的耐磨性。另一方面，若平均纵横尺寸比a低于2，则在nacl型面心立方结构的晶粒内不易形成作为本发明特征的组成的周期性分布，若成为超出10的柱状晶，则龟裂容易在沿作为本发明特征的立方晶相内的组成的周期性分布的面与多个晶界传播的方式成长，因此不优选。并且，若平均粒子宽度w小于0.1μm则耐磨性降低，若超过2.0μm则韧性降低。从而构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的立方晶粒的平均粒子宽度w优选为0.1～2.0μm。
最表面层：
本发明在包括具有1～20μm的平均层厚的具有nacl型面心立方晶单相的晶体结构或nacl型面心立方晶和六方晶的混合相的晶体结构的ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的上部层的表面，还能够包覆形成至少包含具有1～25μm的平均层厚的al2o3层的最表面层。
最表面层的al2o3层提高硬质包覆层的高温硬度和耐热性，但若最表面层的平均层厚小于1μm，则不能使硬质包覆层具备充分的所述特性，另一方面，若其平均层厚超过25μm，则因切削时所产生的高热和作用于切削刃的断续性且冲击性的高负荷，容易发生成为引起不均匀磨损的原因的热塑性变形，且磨损加快，因此其平均层厚优选设为1～25μm。
成膜方法：
本发明的下部层及最表面层例如能够通过通常的化学蒸镀方法来形成。
并且，上部层能够通过通常的化学蒸镀方法来形成，但例如也能够通过如下蒸镀法来成膜。
即，对安装有工具基体的化学蒸镀反应装置，分别从各自的气体供给管向反应装置内供给包括nh3、h2的气体组a和包括ticl4、alcl3、nh3、n2、c2h4、h2的气体组b，调节气体组a和气体组b的供给条件而控制工具基体表面中的反应气体组成，并设为反应气氛压力：2～5kpa、反应气氛温度：700～900℃，以规定时间进行热cvd法，从而能够成膜规定的目标层厚、目标组成的tialcn层。
本发明的包覆工具在具备具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ticn层的下部层上，形成与该下部层的ticn晶粒的(hkl)面的法线方向的方位差为5度以内的、外延生长的上部层的tialcn晶粒，而且，关于外延生长的晶粒，将上部层与下部层的界面中的该晶粒的线密度设为2个/10μm以上，或者，进而将该外延生长的晶粒的面积比例设为整体面积的30％以上，由此提高上部层与下部层的附着强度，其结果，即使在高速且断续性、冲击性的高负荷作用于切削刃的高速断续重切削条件下，硬质包覆层也发挥优异的耐崩刀性及耐剥离性，且在长期使用中发挥优异的切削性能。
附图说明
图1是表示具备具有nacl型面心立方晶的晶体结构的ticn层(下部层)和具有nacl型面心立方晶的晶体结构的tialcn层(上部层)的本发明的硬质包覆层的层结构的概略示意图。
具体实施方式
接着，通过实施例对本发明的包覆工具进行具体说明。
实施例1
作为原料粉末准备均具有1～3μm的平均粒径的wc粉末、tic粉末、tac粉末、nbc粉末、cr3c2粉末及co粉末，将这些原料粉末配合成表1所示的配合组成，进而添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合24小时，在进行减压干燥之后，以98mpa的压力冲压成型为规定形状的压坯，对该压坯在5pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下进行真空烧结，烧结之后，分别制造出具有iso标准seen1203afsn的刀片形状的wc基硬质合金制的工具基体a～c。
并且，作为原料粉末准备均具有0.5～2μm的平均粒径的ticn(以质量比计tic/tin＝50/50)粉末、mo2c粉末、zrc粉末、nbc粉末、wc粉末、co粉末及ni粉末，将这些原料粉末配合成表2所示的配合组成，并用球磨机进行24小时的湿式混合，在干燥之后，以98mpa的压力冲压成型为压坯，对该压坯在1.3kpa的氮气氛中以温度：1500℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结之后，制作出具有iso标准seen1203afsn的刀片形状的ticn基金属陶瓷制的工具基体d。
接着，对这些工具基体a～d的表面，使用化学蒸镀装置并通过如下步骤制作出本发明包覆工具1～13。
首先，在表3所示的形成条件下形成表6所示的下部层。
接着，在表4、表5所示的形成条件a～j，即作为由nh3和h2构成的气体组a、由ticl4、alcl3、nh3、n2、c2h4、h2构成的气体组b及各种气体的供给方法，将反应气体组成(相对于气体组a及气体组b的总和的容量％)设为在气体组a中nh3：1.5～3.0％、h2：50～75％、在气体组b中ticl4：0.1～0.15％、alcl3：0.3～0.5％、n2：0～2％、c2h4：0～0.05％、h2：剩余部分，并设为反应气氛压力：2～5kpa、反应气氛温度：700～900℃、供给周期1～5秒、每1周期的气体供给时间0.15～0.25秒、气体供给a和气体供给b的相位差0.10～0.20秒，并以规定时间进行热cvd法，形成上部层。
另外，关于本发明包覆工具11～13，在表3所示的形成条件下形成了表6所示的上部层。
并且，以比较为目的，在工具基体a～d的表面在表3所示的形成条件下形成了表6所示的下部层，在表3、表4及表5所示的条件下且以表7所示的目标层厚(μm)，与本发明包覆工具1～13相同地蒸镀形成了至少包含ti和al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的硬质包覆层。
另外，关于比较包覆工具11～13，与本发明包覆工具11～13相同地，在表3所示的形成条件下形成了表6所示的上部层。
使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)测定本发明包覆工具1～13、比较包覆工具1～13的各结构层的与工具基体垂直方向的剖面，当测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出实际上与表6及表7所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，关于上部层的tialcn层的al的平均含有比例xave，使用电子探针显微分析仪(electron-probe-micro-analyser：epma)，在研磨了表面的试料，从试料表面一侧照射电子射线，由所得到的特征x射线的分析结果的10个点平均值求出al的平均含有比例xave。
并且，通过二次离子质谱分析(secondary-ion-mass-spectroscopy：sims)求出c的平均含有比例yave。从试料表面一侧，在70μm×70μm的范围内照射离子束，对通过溅射作用而释放出的成分测定了深度方向的浓度。c的平均含有比例yave表示关于tialcn层的深度方向的平均值。其中，c的含有比例中排除了即使不刻意使用包含c的气体作为气体原料也会包含在内的不可避免的c的含有比例。具体而言，求出将c2h4的供给量设为0时的tialcn层中所包含的c成分的含有比例(原子比)而作为不可避免的c的含有比例，将从有意供给了c2h4的情况下得到的tialcn层中所包含的c成分的含有比例(原子比)中减去所述不可避免的c的含有比例的值作为yave而求出。
并且，关于硬质包覆层的下部层的ticn晶粒及上部层的tialcn晶粒，使用场发射扫描型电子显微镜对各晶粒的晶体方位进行分析，测定各晶粒的晶面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，并且关于隔着界面彼此相邻的下部层的ticn晶粒及上部层的tialcn晶粒，求出所测定的各晶粒的晶面(例如，(hkl)面)的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角之差，根据该差是否为5度以内，判定上述中所测定的隔着界面彼此相邻的下部层的ticn晶粒及上部层的tialcn晶粒是否符合本发明中规定的晶粒。
即，关于本发明包覆工具1～13、比较包覆工具1～13，将从上部层与下部层的界面向下部层的厚度方向1.0μm，并且向上部层的厚度方向1.0μm，进而向与工具基体表面平行的方向50μm的剖面研磨面的测定范围(2.0μm×50μm)，设置于场发射扫描型电子显微镜的镜筒内，在所述研磨面上，以70度的入射角度，将15kv的加速电压的电子射线以1na的照射电流照射于在各自所述研磨面的测定范围内存在的具有立方晶格的各晶粒，并使用电子背散射衍射图像装置，对2.0×50μm的测定区域以0.1μm/step的间隔测定所述晶粒的晶面即(hkl)面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，例如，在下部层的ticn晶粒的(hkl)面的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角为α(度)，并且上部层的tialcn晶粒的(hkl)面的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角为β(度)的情况下，求出倾斜角之差的绝对值(＝|α(度)-β(度)|)是否为5度以内，当该倾斜角之差为5度以内时，判定上述中所测定的隔着界面彼此相邻的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒为外延生长的晶粒。
然后，求出这种判定为外延生长的晶粒的数量而作为上部层与下部层的界面的每单位长度的个数。
另外，在本发明中，关于判定为外延生长的晶粒的个数的计数，将隔着界面相接的ticn晶粒的数量设为1个，并且将隔着界面相接的tialcn晶粒的数量设为1个，分别进行计数。
而且，测定出判定为外延生长晶粒的晶粒相对于在上部层与下部层的界面相接的晶粒的总面积的面积比例(面积％)。
表6、表7中示出这些值。
并且，关于本发明包覆工具1～13及比较包覆工具1～13，从与工具基体垂直的方向的剖面方向使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍及20000倍)，关于在与工具基体表面水平的方向上的长度为10μm的范围内存在的、构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的(ti1-x―yalxmey)(czn1-z)层中的各晶粒，从与工具基体表面垂直的皮膜剖面一侧进行观察，测定与基体表面平行的方向的最大粒子宽度w、与基体表面垂直的方向的最大粒子长度l，算出各晶粒的纵横尺寸比a(＝l/w)，并且算出关于各晶粒求出的纵横尺寸比a的平均值而作为平均纵横尺寸比a，并且算出关于各晶粒求出的粒子宽度w的平均值而作为平均粒子宽度w。表6、表7中示出这些值。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
[表7]
接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均夹紧于刀具直径125mm的工具钢制刀具前端部的状态下，对本发明包覆工具1～13与比较包覆工具1～13，实施以下所示的碳钢的高速断续切削的一种即干式高速正面铣削及中心切割式切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。将其结果示于表8中。
工具基体：碳化钨基硬质合金，碳氮化钛基金属陶瓷；
切削试验：干式高速正面铣削，中心切割式切削加工；
工件：jis·scm440宽度100mm、长度400mm的块体材料；
转速：968min-1；
切削速度：380m/min；
切深量：1.5mm；
每刃进给量：0.1mm/刃；
切削时间：8分钟。
[表8]
比较包覆工具栏中的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。
实施例2
作为原料粉末准备均具有1～3μm的平均粒径的wc粉末、tic粉末、zrc粉末、tac粉末、nbc粉末、cr3c2粉末、tin粉末及co粉末，将这些原料粉末配合成表9所示的配合组成，进而添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合24小时，在进行减压干燥之后，以98mpa的压力冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下进行真空烧结，在烧结之后，对切削刃部实施r：0.07mm的刃口修磨加工，从而分别制造出具有iso标准cnmg120412的刀片形状的wc基硬质合金制工具基体e～g。
并且，作为原料粉末准备均具有0.5～2μm的平均粒径的ticn(以质量比计tic/tin＝50/50)粉末、nbc粉末、wc粉末、co粉末及ni粉末，将这些原料粉末配合成表10所示配合组成，用球磨机进行湿式混合24小时，在干燥之后，以98mpa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kpa的氮气氛中以温度：1500℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结之后，对切削刃部分实施r：0.09mm的刃口修磨加工，从而形成了具有iso标准cnmg120412的刀片形状的ticn基金属陶瓷制工具基体h。
接着，对这些工具基体e～g及工具基体h的表面，使用化学蒸镀装置并通过与实施例1相同的方法，在表3、表4及表5所示的条件下，首先，形成表11所示的下部层，接着，蒸镀形成(ti1-xalx)(cyn1-y)层，从而制造出表11所示的本发明包覆工具14～26。
另外，关于本发明包覆工具20～26，在表3所示的形成条件下形成了表11所示的上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体e～g及工具基体h的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表3、表4及表5所示的条件下且以表12所示的目标层厚，以与本发明包覆工具相同地蒸镀形成硬质包覆层，从而制造出表12所示的比较包覆工具14～26。
另外，与本发明包覆工具20～26相同，关于比较包覆工具20～26，在表3所示的形成条件下形成了表12所示的上部层。
并且，使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具14～26及比较包覆工具14～26的各结构层的剖面进行测定，测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出实际上与表11及表12所示的目标层厚相同的平均层厚。
使用电子探针显微分析仪(electron-probe-micro-analyser：epma)并与实施例1相同地求出上部层的tialcn层的al的平均含有比例xave、c的平均含有比例yave。
并且，关于隔着界面彼此相邻的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒，使用场发射扫描型电子显微镜，求出下部层的ticn晶粒的(hkl)面的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角α(度)，并且上部层的tialcn晶粒的(hkl)面的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角β(度)，并且求出倾斜角之差的绝对值(＝|α(度)-β(度)|)，对该值为5度以下的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒的数量进行计数，求出上部层与下部层的界面的每单位长度的个数。
进而，求出满足上述|α(度)-β(度)|≤5(度)的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒相对于在上部层与下部层的界面相接的晶粒的总面积的面积比例(面积％)。
并且，与实施例1相同地求出晶粒的平均粒子宽度w、平均纵横尺寸比a。
表11、表12中示出这些值。
[表9]
[表10]
[表11]
[表12]
接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具14～26及比较包覆工具14～26，实施如下所示的碳钢的干式高速断续切削试验及铸铁的湿式高速断续切削试验，均测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
切削条件1：
工件：jis·s45c的沿长度方向等间隔配置有4根带纵槽圆棒，
切削速度：380m/min，
切深量：1.5mm，
进给量：0.25mm/rev，
切削时间：5分钟，
(通常的切削速度为220m/min)，
切削条件2：
工件：jis·fcd700的沿长度方向等间隔配置有4根带纵槽圆棒，
切削速度：320m/min，
切深量：1.5mm，
进给量：0.1mm/rev，
切削时间：5分钟，
(通常的切削速度为200m/min)、
表13中示出所述切削试验的结果。
[表13]
比较包覆工具栏中的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。
实施例3
作为原料粉末均准备具有0.5～4μm的范围内的平均粒径的cbn粉末、tin粉末、tic粉末、al粉末及al2o3粉末，将这些原料粉末配合成表14所示的配合组成，用球磨机进行湿式混合80小时，在干燥之后，以120mpa的压力冲压成型为具有直径：50mm×厚度：1.5mm的尺寸的压坯，接着，将该压坯在压力：1pa的真空气氛中以900～1300℃范围内的规定温度保持60分钟的条件下进行烧结，从而作为切削刃片用备用烧结体，在将该备用烧结体与另外准备的co：8质量％、wc：剩余部分的组成、以及具有直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的wc基硬质合金制支撑片重合的状态下装入通常的超高压烧结装置中，在通常条件下即在压力：4gpa、温度：1200～1400℃范围内的规定温度及保持时间：0.8小时的条件下进行超高压烧结，使用金刚石砂轮对烧结后的上下表面进行研磨，并利用电火花线切割加工装置分割成规定的尺寸，进而对具有co：5质量％、tac：5质量％、wc：剩余部分的组成及jis标准cnga120412的形状(厚度：4.76mm×内切圆直径：12.7mm的80°菱形)的wc基硬质合金制刀片主体的钎焊部(角部)，使用以质量％计具有包括zr：37.5％、cu：25％、ti：剩余部分的组成的ti-zr-cu合金的钎料来进行钎焊，以规定尺寸进行外周加工之后，对切削刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，进而实施精研磨，从而分别制造出具有iso标准cnga120412的刀片形状的工具基体甲、乙。
[表14]
接着，在这些工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置并通过与实施例1、2相同的方法，在表3、表4及表5所示的条件下，形成表15所示的下部层，接着以目标层厚蒸镀形成包含(ti1-xalx)(cyn1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表15中示出的本发明包覆工具27～32。
另外，关于本发明包覆工具30～32，在表3所示的形成条件下形成了表15所示的下部层及上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表3、表4及表5所示的条件下且以表16所示的目标层厚并与本发明包覆工具相同地蒸镀形成硬质包覆层，从而制造出表16中示出的比较包覆工具27～32。
并且，使用扫描型电子显微镜，对本发明包覆工具27～32、比较包覆工具27～32的剖面进行测定，测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均而求出平均层厚。
使用电子探针显微分析仪(electron-probe-micro-analyser：epma)，并与实施例1相同地求出上部层的tialcn层的al的平均含有比例xave、c的平均含有比例yave。
并且，关于隔着界面彼此相邻的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒，使用场发射扫描型电子显微镜，求出下部层的ticn晶粒的(hkl)面的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角α(度)，并且上部层的tialcn晶粒的(hkl)面的法线与工具基体表面的法线所成的倾斜角β(度)，并且求出倾斜角之差的绝对值(＝|α(度)-β(度)|)，对该值为5度以下的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒的数量进行计数，从而求出上部层与下部层的界面的每单位长度的个数。
进而，求出满足上述|α(度)-β(度)|≤5(度)的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒相对于在上部层与下部层的界面相接的晶粒的总面积的面积比例(面积％)。
并且，与实施例1相同地求出晶粒的平均粒子宽度w、平均纵横尺寸比a。
表15、表16中示出这些值。
[表15]
[表16]
接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具27～32、比较包覆工具27～32，实施如下所示的渗碳淬火合金钢的干式高速断续切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
工件：jis·scr420(硬度：hrc62)的沿长度方向等间隔配置有4根带纵槽圆棒，
切削速度：255m/min，
切深量：0.12mm，
进给量：0.1mm/rev，
切削时间：4分钟，
表17中示出所述切削试验的结果。
[表17]
比较包覆工具栏中的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。
从表6～8、11～13及15～17所示的结果明确可知，本发明包覆工具1～32，通过隔着界面相邻的下部层的ticn晶粒与上部层的tialcn晶粒外延生长，而在界面中的附着密度提高，因此即使在伴随高热产生且断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续重切削条件下使用时，硬质包覆层的耐崩刀性、耐剥离性优异，且在长期使用中发挥优异的切削性能。
相对于此，关于比较包覆工具1～32，在高速断续重切削加工中，因产生硬质包覆层的崩刀及剥离，从而在较短时间内达到使用寿命。
产业上的可利用性
本发明的包覆工具不仅可以用于各种钢或铸铁等通常条件下的连续切削或断续切削加工，而且即使在断续的冲击性负荷的高负荷作用于切削刃的高速断续重切削等严酷的切削条件下，也可以抑制硬质包覆层的崩刀及剥离的产生，且在长期使用中发挥优异的切削性能，因此能够令人满意地应对切削装置的高性能化、切削加工的节省劳力化及节能化、以及低成本化。