JP2009050997A - 切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】 高温での耐酸化性に優れ、かつ高い耐欠損性と耐摩耗性を有する切削工具を提供する。
【解決手段】 基体の表面に、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる被覆層を被覆している切削工具であり、優れた耐摩耗性と耐欠損性を有するものである。
【選択図】 図１

Description

本発明は基体の表面に被覆層を成膜してなる切削工具に関する。

現在、切削工具や耐摩部材、摺動部材といった耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材では、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット、ダイヤモンドやｃＢＮ（立方晶窒化硼素）焼結体等の高硬度焼結体、アルミナや窒化珪素等のセラミックスからなる硬質材料の表面に様々な被覆層を成膜して耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させる手法が使われている。

かかる被覆層として、ＴｉＣＮ層やＴｉＡｌＮ層が一般的に広く採用されているが、より高い耐摩耗性と耐欠損性の向上を目的として種々な被覆層が開発されつつある。

例えば、特許文献１では、超硬合金母材の表面に（ＴｉＡｌ）Ｎを主成分としてその金属成分の一部をＳｉに、Ｎ（窒素）の一部をＢ（硼素）に置換した硬質皮膜が記載され、硬質皮膜の酸化開始温度が高くなって耐酸化性が向上して工具としての耐摩耗が向上することが開示されている。また、特許文献２では、（ＴｉＷＳｉ）Ｎ組成の硬質被膜について開示され、基体の超硬合金との密着性が高くなることが記載されている。

また、ＷＣ粒子を含む超硬合金基体を用いた切削工具に関して、特許文献３では、実施例２として、平均粒径の中粗粒ＷＣ粉末と平均粒径０．８μｍの微粒ＷＣ粉末を含む原料粉末を混合し成形して焼成した超硬合金基体の表面に、ＴｉＡｌＳｉＮ層とＡｌＳｉＮ層の交互多層膜を被覆したエンドミルが記載されている。特許文献４でも、実施例２として、平均粒径４．０μｍの中粗粒ＷＣ粉末と平均粒径０．８μｍの微粒ＷＣ粉末を含む原料粉末を混合し成形して焼成した超硬合金基体の表面に、ＴｉＡｌＮｂＮ層を被覆したエンドミルが記載されている。さらに、特許文献５では、粒度０．１〜１．０μｍの微粒子Ａと粒度３．０〜１０μｍの粗粒子Ｂとを含んで、粗粒子Ｂに対する微粒子Ａの重量比Ａ／Ｂが０．１〜１．０であるＷＣ結晶を主成分とする超硬合金基体の表面に、ＴｉＣＮ層やＴｉＡｌＮ層を被覆した切削工具が記載されている。

Ｔｉ基サーメット基体を用いた切削工具に関して、特許文献６では、超硬合金やサーメット基体の表面に、ＴｉＡｌＮｂＮ層を成膜した切削工具が開示されている。また、特許文献７では、芯部とこれを取り囲む周辺部とで構成された有芯構造をなす平均粒径０．１〜０．８μｍの第１硬質相と、周辺部のみで構成された平均粒径０．８〜５μｍの第２硬質相とからなるサーメット基体の表面にＴｉＡｌＮ等の硬質膜を被覆したサーメット製切削工具が開示されている。

また、超硬合金やサーメットでは加工が難しい高速加工や難削材、特に焼入れ鋼の加工には、ダイヤモンドに次ぐ硬度を持ち、かつ鉄との反応も生じにくいｃＢＮ焼結体が用いられている。

例えば、特許文献８では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＣやＴｉＮ、Ａｌ_２Ｏ_３等の被覆層を成膜した切削工具が開示され、一般の鋼や鋳鉄の切削において耐摩耗性の改善が見られたことが記載されている。また、特許文献９では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＡｌＮ被膜を成膜した切削工具が開示され、焼入鋼等の高硬度難削材の切削において長寿命となることが記載されている。さらに、特許文献１０では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＡｌＳｉＮ組成でＴｉとＡｌ比率が連続的に変化する被覆層を被覆した切削工具が開示され、高速重切削において優れた耐チッピング性を発揮することが記載されている。

また、セラミック工具は安価で耐摩耗性に優れることから高硬度材料の切削に用いられている。例えば、特許文献１１では、黒セラと呼ばれるＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系のセラミック基体の表面にＴｉＡｌＮ層等の被覆層を成膜した切削工具が開示され、高硬度材の切削に対して優れた切削性能を発揮することが記載されている。また、特許文献１２では、０．１〜５重量％の鉄族金属を添加したＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系のセラミックスにＴｉＣ、ＴｉＮおよびＴｉＣＮのうちの１層以上の物理蒸着被覆層を形成することによって、セラミック基体と被覆層との密着力が高まり耐欠損性が向上することが記載されている。
特開平７−３１０１７１号公報 特開２００６−１１１９１５号公報 特開２００３−１２７００５号公報 特開２００４−７４３７８号公報 特開平６−２２０５７１号公報 特開２００４−７４３７９号公報 特開２００５−１９４５７３号公報 特開昭５９−８６７９号公報 特開平８−１１９７７４号公報 特開２００４−３４５００６号公報 特開平５−６９２０５号公報 特開平６−９１４０７号公報

しかしながら、これらの特許文献に記載のような従来の被覆層では、まだ耐摩耗性および耐欠損性が不十分であり、更なる耐摩耗性および耐欠損性に優れた被覆層を形成した切削工具が望まれていた。また、特許文献５に開示された被覆サーメット工具においても、サーメット基体の組織構成、および被覆層の構成が充分であるとはいえなかった。

また、ｃＢＮ基体を具備する切削工具においては、ｃＢＮ基体の表面に被着形成する被覆層として、前記したＴｉＣやＴｉＮ、Ａｌ_２Ｏ_３被覆層、ＴｉＡｌＮ被覆層、およびＴｉＡｌＳｉＮ被覆層のいずれを用いた場合においても、切削性能は不十分であり、さらなる長寿命化が求められていた。

特に、被覆層を形成したｃＢＮ基切削工具を焼入鋼の加工に用いた場合には、下記理由により工具寿命を延ばすことができないという問題があった。すなわち、焼入鋼の切削においては被削材の表面が高硬度であるために切削抵抗が大きくて切刃付近が高温になる。特に、切削された切屑の通り道である切刃のすくい面側表面では温度が高くなって被覆層が酸化されやすく、酸化された被覆層は摩耗しやすいので工具の切刃にはクレータ摩耗が進行する傾向がある。そのため、例えば連続加工と断続加工が交互に繰り返される軽断続加工においては、連続切削時にクレータ摩耗が進行し、断続部に差し掛かったときに進行したクレータ摩耗部から欠損やチッピングが発生してしまう危険性が高く、工具性能は不十分であった。しかも、被覆層自体の硬度を高めるためには被覆層中の内部応力を高める必要があるが、ｃＢＮ基体はその表面に高い圧縮応力を有することからｃＢＮ基体に上記従来の被覆層を成膜すると超硬合金やサーメットに被覆層を形成したときに比べて被覆層の残留応力がより高くなる傾向にあり、結果的に被覆層の硬度を高めることができないという問題があった。

また、セラミック基体の表面に被着形成する被覆層として、前記したＴｉＡｌＮ被覆層、ＴｉＣ、ＴｉＮまたはＴｉＣＮ被覆層、および（ＴｉＷＳｉ）Ｎ被覆層のいずれを用いた場合においても、切削性能は不十分であり、さらなる長寿命化が求められている。

特に、高硬度の被削材に対して高速で切削加工するような過酷な切削に用いた場合には、下記理由により工具寿命を延ばすことができないという問題があった。すなわち、高硬度材の高速切削においては被削材の表面が高硬度であるために切削抵抗が大きくて切刃付近が高温になる。特に、切削された切屑の通り道である切刃のすくい面側表面では温度が高くなって被覆層が酸化されやすく、酸化された被覆層は摩耗しやすいので工具の切刃にはクレータ摩耗が進行する傾向がある。そのため、例えば連続切削によってクレータ摩耗が進行し、場合によってはクレータ摩耗部からチッピングやフレーキングが発生してしまう危険性が高く、工具性能は不十分であった。しかも、セラミック基体の表面は高硬度で靭性に劣ることから被覆層に衝撃がかかると初期段階で欠損してしまうおそれがあった。

そこで、本発明の切削工具は、上記問題を解決するためのものであり、その目的は、高温での耐酸化性に優れて耐摩耗性が高く、かつ高い耐欠損性を有する切削工具を提供することである。

本発明の切削工具は、基体と、この基体の表面を被覆する被覆層とからなる切削工具であって、前記被覆層が、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなることを特徴とするものである。

ここで、前記被覆層に加えて、Ａｌおよび周期律表４、５、６族元素の炭化物、窒化物および炭窒化物からなる群より選ばれる少なくとも１つからなる層を具備することが望ましい。

また、前記基体の第１の好適な形態は、硬質相と結合相とからなる超硬合金基体であり、前記硬質層は、粒度分布において粒度０．１〜０．８μｍの微粒側のピークトップと粒度１．５〜３．０μｍの粗粒側のピークトップとの２つのピークトップを有する炭化タングステン相からなり、該炭化タングステン相を、５〜７質量％の結合相で結合していることである。

この超硬合金において、炭化タングステン相の平均粒径が０．５〜１．０μｍであることが望ましい。

また、前記基体の第２の好適な形態は、鉄族金属で構成される結合相と、ＴｉおよびＷを必須として、Ｔｉを最も多く含有する周期表第４、５および６族金属の炭窒化物にて構成される硬質相とからなるサーメット基体であって、前記サーメット基体の内部における前記硬質相の平均粒径ｄ_ｉｎが０．１〜１．５μｍであるとともに、前記サーメット基体の内部から表面に向かってＷの濃度が増加する表面層領域が存在していることである。

このサーメットにおいて、走査型電子顕微鏡写真によって観察される前記サーメット基体の断面において、前記硬質相が、黒色の芯部の周辺に灰白色の周辺部が存在する有芯構造からなる第１硬質相と、灰白色の単一構造からなる第２硬質相とから構成されるか、または前記第１硬質相と、前記第２硬質相と、黒色の単一構造からなる第３硬質相とから構成され、前記サーメット基体の内部における前記第１硬質相の平均粒径ｄ_１ｉｎが０．１〜１．３μｍであり、前記第２硬質相の平均粒径ｄ_２ｉｎが０．２〜１．５μｍであり、前記第３硬質相の平均粒径ｄ_３ｉｎが０．２〜２．０μｍであることが望ましい。

また、走査型電子顕微鏡写真によって観察される前記サーメット基体の内部組織において、組織全体に占める前記第１硬質相の面積比率Ｓ_１ｉｎが４０〜８０面積％であり、前記第２硬質相の面積比率Ｓ_２ｉｎが５〜４０面積％であり、前記第３硬質相の面積比率Ｓ_３ｉｎが０〜３０面積％であることが望ましい。

さらに、前記硬質相において、黒色の芯部および前記第３硬質相がＴｉを８０質量％以上含有するとともに、前記第１硬質相の前記灰白色の周辺部および前記第２硬質相が前記第１硬質相の黒色の部分よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属を多く含有することが望ましい。

また、前記第１硬質相の芯部の一部が鉄族金属を含有していることが望ましい。

さらに、前記表面層領域における前記硬質相の平均粒径ｄ_ｓｆと前記平均粒径ｄ_ｉｎとの比（ｄ_ｓｆ／ｄ_ｉｎ）が１．１〜１．８であることが望ましい。

また、前記表面層領域に占める前記第１硬質相の面積比率Ｓ_１ｓｆと前記面積比率Ｓ_１ｉｎとの比（Ｓ_１ｓｆ／Ｓ_１ｉｎ）が０．３〜０．７であり、前記表面層領域に占める前記第２硬質相の面積比率Ｓ_２ｓｆと前記面積比率Ｓ_２ｉｎとの比（Ｓ_２ｓｆ／Ｓ_２ｉｎ）が１．５〜４であることが望ましい。

さらに、走査型電子顕微鏡写真によって観察される前記サーメット基体の断面において、前記表面層領域のうちの表面部分に、前記第１硬質相の面積比率Ｓ_１ｓｓが８０面積％以上の極表面領域が５μｍ以下の深さ領域で存在することが望ましい。

また、前記基体の第３の好適な形態は、ｃＢＮ焼結体からなることである。

このｃＢＮ焼結体中の結合相はＴｉＮおよびＴｉＣを含むことが望ましい。

また、前記基体の第４の好適な形態は、アルミナ粒子のマトリックス中にチタンまたは珪素の炭化物、窒化物、炭窒化物および炭窒酸化物のいずれか少なくとも１種を１０〜９０質量％の割合で含有したアルミナ質セラミックスからなることである。

このアルミナ質セラミックスにおいて、さらにコバルトおよびニッケルの少なくとも１種を０．０５〜１０質量％の割合で含有することが望ましい。

また、前記基体と前記被覆層との界面の粗さが０．０１〜０．２μｍであることが望ましく、前記被覆層の厚みが０．５〜１０μｍであることが望ましい。

本発明の切削工具は、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）の特定の組成からなり、この組成領域では酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高く切削時の耐摩耗性が向上するとともに切刃先端に発生しやすい微小チッピングを抑制して耐欠損性が高いものとなる。

また、前記被覆層と、ＡｌＮ、周期律表４、５、６族の炭化物、窒化物、炭窒化物のうち１つから選ばれる層とを２層以上の多層としたことが、耐欠損性を向上させる点があるから望ましいものである。

＜第１の実施形態＞
本発明の切削工具（以下、単に工具と略す）は、すくい面と逃げ面との交差稜線が切刃である形状をなし、かつ基体の表面に被覆層を成膜した構成となっている。

ここで、本発明によれば、前記被覆層が、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）の組成からなる。この組成領域では酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高くて切削時の耐摩耗性が向上するとともに切刃先端に発生しやすいチッピングが抑制できて耐欠損性が高いものとなる。

ａ（Ａｌ含有量）が０．４５よりも少ないと被覆層の耐酸化性が低下してしまい、ａ（Ａｌ含有量）が０．５５よりも多いと被覆層の結晶構造が立方晶から六方晶に変化する傾向があり硬度が低下する。ａの特に望ましい範囲は０．４８≦ａ≦０．５２である。

また、ｂ（Ｗ含有量）が０．０１よりも少ないと被覆層の耐欠損性が低下して切削中にチッピングが発生しやすくなり、ｂ（Ｗ含有量）が０．１よりも多いと被覆層の硬度が低下する。ｂの特に望ましい範囲は０．０１≦ｂ≦０．０８である。

さらに、ｃ（Ｓｉ含有量）が０．０１よりも少ないと酸化開始温度が低下して切削時の耐摩耗性が低下し、ｃ（Ｓｉ含有量）が０．０５よりも多いと、被覆層の硬度が低下する。ｃの特に望ましい範囲は０．０１≦ｃ≦０．０４である。

ｄ（Ｍ含有量）が０．０１よりも少ないと酸化開始温度が低くなってしまい、ｄ（Ｍ含有量）が０．１よりも多いと金属Ｍの一部が立方晶とは別の低硬度相として存在して被覆層の硬度が低下する。ｄの特に望ましい範囲は０．０１≦ｄ≦０．０８である。

なお、金属ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種であり、中でもＮｂまたはＭｏを含有することが耐摩耗性・耐酸化性に最も優れる点があるから望ましい。

また、上記被覆層の非金属成分である炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）は切削工具に必要な硬度および靭性を付与するものである。被覆層表面に発生するドロップレット（粗大粒子）を抑制するために、ｘ（Ｎ含有量）の特に望ましい範囲は０≦ｘ≦０．５である。

本発明における上記被覆層の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＸ）またはＸ線光電子分光分析法（ＸＰＳ）にて測定できる。

上記被覆層は厚膜化しても被覆層がチッピングしにくく、被覆層の膜厚が０．５〜６μｍであっても、被覆層が剥離やチッピングすることを防止できて十分な耐摩耗性を維持することができる。

さらに、前記被覆層と、Ａｌおよび周期律表４、５、６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物のうち１つから選ばれる他の層とを２層以上の多層としたことが耐チッピング性を向上させる点で望ましい。周期律表４、５、６族の元素としては、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ,Ｎｂ,Ｍｏ等が挙げられる。被覆層と他の層との多層の総膜厚は０．５〜８．０μｍであることが、被覆層の膜剥離やチッピングを防止し、十分な耐摩耗性を維持することができるため望ましい。

多層とする場合、前記被覆層と他の層とを交互に積層してもよく、前記被覆層および他の層の順序で、またはその逆の順序で積層した2層であるのが好ましい。

基体としては、炭化タングステンや炭窒化チタンを主成分とする硬質相と、コバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの他、窒化ケイ素や酸化アルミニウムを主成分とするセラミック、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相と、セラミックや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。

（製造方法）
次に、本発明の（第１の実施形態における）切削工具の製造方法について説明する。

まず、工具形状の基体を従来公知の方法を用いて作製する。次に、前記基体表面に、被覆層を成膜する。

被覆層の成膜方法として、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）、金属タングステン（Ｗ）、金属シリコン（Ｓｉ）、金属Ｍ（ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲットまたは複合化した合金ターゲットに用い、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスと反応させて成膜する。

また、成膜雰囲気として窒素（Ｎ_２）ガスとアルゴン（Ａｒ）ガスを１〜１０Ｐａの割合で導入することによって、被覆層の基体に対する密着力と硬度が向上する。このとき、窒素（Ｎ_２）ガスとアルゴン（Ａｒ）ガスの混合比は、窒素に対するアルゴンガス流量が１：９〜４：６の割合であることが、被覆層の基体に対する密着力と硬度を高めるために望ましい。

なお、イオンプレーティング法やスパッタリング法で被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造および配向性を制御して高硬度な被覆層を作製できるとともに、基体との密着性を高めるために３０〜２００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。

＜第2の実施形態＞
この実施形態においては、基体が、粒度分布において粒度０．１〜０．８μｍの微粒側のピークトップと粒度１．５〜３．０μｍの粗粒側のピークトップとの２つのピークトップを有する炭化タングステン相を、５〜７質量％の結合相で結合した超硬合金からなる。

かかる構成の超硬合金基体を具備する工具は、耐摩耗性が高く、かつ高い耐欠損性を有する。すなわち、微粒側のピークトップ位置が０．１μｍ以上であることにより、基体の靭性が高くて工具の耐欠損性が低下しない。そして、微粒側のピークトップ位置が０．８μｍ以下であることにより、基体の硬度が高いため工具の耐摩耗性が向上する。また、粗粒側のピークトップ位置が１．５μｍ以下であることにより、基体の靭性の向上効果が高いため工具の耐欠損性が向上することになる。逆に、粗粒側のピークトップ位置が３．０μｍ以下であることにより、基体の靭性が高いとともに基体の硬度が低下することなく工具の耐摩耗性が向上することになる。

さらに、本発明のように微粒と粗粒を組み合わせた超硬合金基体では、基体に衝撃がかかってクラックが発生した場合、分散する粗粒の存在によってクラックが進展することを抑制することができ、工具の耐欠損性を高めることができる。これに対して、微粒側のピークトップと粗粒側のピークトップとの２つのピークトップを有さず１つのピークトップのみからなる場合には、基体の硬度が高いまま靭性を向上させる効果が小さい。

また、超硬合金基体の結合相量は５質量％以上であることにより工具の耐欠損性が向上し、結合相量が７質量％以下であることにより耐摩耗性が高く、特に仕上げ加工のように切削加工面の寸法や面粗度が問題となる切削加工において、充分な切削性能となる。

ここで、前記炭化タングステン相の平均粒径が０．５〜１．０μｍであることが、耐摩耗性と耐欠損性をさらに向上させる点で望ましいものである。炭化タングステン相の粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。

また、前記基体の表面に被覆される被覆層は、第1の実施形態における被覆層と同じである。しかし、基体が前記した超硬合金である場合、被覆層がＴｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）で表される組成を有していてもよい。

上記被覆層の組成領域では酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高くて切削時の耐摩耗性が向上するとともに切刃先端に発生しやすいチッピングが抑制できて耐欠損性が高いものとなる。

（製造方法）
次に、本発明の第２の実施形態における表面被覆切削工具の製造方法について説明する。

工具形状の超硬合金基体を作製するには、平均粒径０．３〜１．０μｍの微粒炭化タングステン（ＷＣ）粉末と平均粒径１．５〜９．０μｍの粗粒タングステン（ＷＣ）とを用い、これに対して平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％、炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）を０．１〜２．０質量％の割合で添加し、アトライタミルを用いて１０〜２０時間混合し、スプレードライヤを用いて顆粒を作製する。次に、この顆粒を用いて、プレス成形により所定のスローアウェイインサート形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、１３５０〜１４５０℃で０．５〜２．０時間焼成することにより超硬合金基体を作製する。そして、前記基体表面に、第1の実施形態と同様にして被覆層を成膜する。

＜第3の実施形態＞
この実施形態の切削工具について、図１の（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図、および図２の（ａ）表面付近および（ｂ）内部についての走査型電子顕微鏡写真を基に説明する。

図１（ａ）に示すように、この実施形態の切削工具１は、すくい面２と逃げ面３との交差稜線が切刃４である形状をなし、かつ図１（ｂ）に示すように、基体６の表面に被覆層７を成膜した構成となっている。この実施形態における基体６はサーメットからなる。

すなわち、基体６は、ＣｏやＮｉの鉄族金属で構成される結合相１５と、ＴｉおよびＷを必須としてＴｉを最も多く含有する周期表第４、５および６族金属の炭窒化物にて構成される平均粒径ｄ_ｉｎが０．１〜１．５μｍの硬質相１０とからなり、内部から表面に向かって金属Ｗ元素の濃度が増加する表面層領域１１が存在している。

被覆層７は、被覆層８と、他の被覆層１５とを具備している。他の被覆層１５は省略することができる。

被覆層８は、第1の実施形態における被覆層と同じである。しかし、基体６が前記したサーメットである場合、被覆層８が、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種であり、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１である。）で表される組成を有していてもよい。

この基体６と被覆層７との構成によって、基体６の表面に多く存在するＷ元素および被覆層８内に含有されるＷ元素が基体６の表面および被覆層８の熱伝導性を向上させる結果、工具１の耐熱衝撃性を高めることができるとともに、基体６と被覆層７との密着性を高めることができる。しかも、上記被覆層８は硬度が高くて耐酸化性が高く、かつ基体６も硬質相１０の粒径が小さくて高硬度である。その結果、工具１は耐摩耗性および耐熱衝撃性の高いものとなる。

ここで、基体６の断面の走査型電子顕微鏡写真(図２)において、硬質相１０が、黒色の芯部１２の周辺に灰白色の周辺部１３が存在する有芯構造からなる第１硬質相１０ａと、灰白色の単一部からなる第２硬質相１０ｂとから構成されるか、または第１硬質相１０ａと、第２硬質相１０ｂと、黒色の単一部からなる第３硬質相１０ｃとから構成される。そして、基体６の内部における第１硬質相１０ａの平均粒径ｄ_１ｉｎが０．１〜１．３μｍであり、第２硬質相１０ｂの平均粒径ｄ_２ｉｎが０．２〜１．５μｍであり、第３硬質相１０ｃの平均粒径ｄ_３ｉｎが０．２〜２．０μｍである。これによって、基体６は硬度と熱伝導および靭性に優れたものとなる。なお、上記灰白色とは、写真撮影の条件によって白色に近い色調に見えることもあり、灰色に近い色調に見えることもある。

ここで、硬質相１０において、黒色の芯部１２および第３硬質相１０ｃがＴｉを８０質量％以上含有するとともに、第１硬質相１０ａの前記灰白色の周辺部１３および第２硬質相１０ｂが前記黒色の部分よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属を多く含有する。これによって、基体６の硬度が高くかつ熱伝導性および靭性が改善され、工具１の耐摩耗性および耐熱衝撃性が高いものとできる。

ここで、基体６に含有される鉄族金属の含有量は４〜１４質量％であることが基体の硬度および靭性のバランスの点で望ましい。また、鉄族金属としては、鉄族金属の総量に対してＣｏを６５質量％以上含有することが切削工具の耐熱衝撃性を高めるために望ましい。なお、基体６の焼肌面が平滑な面となるように基体６の良好な焼結性を維持するためには、鉄族金属としてＮｉを５〜５０質量％、特に１０〜３０質量％の割合で含有せしめることが望ましい。

ここで、第１硬質相１０ａの芯部１２の一部が鉄族金属を含有していることによって、基体６の硬度および靭性を高く維持しつつ、耐欠損性を向上できる。

さらに、基体６の内部組織において組織全体に占める第１硬質相１０ａの面積比率Ｓ_１ｉｎが４０〜８０面積％であり、第２硬質相１０ｂの面積比率Ｓ_２ｉｎが５〜４０面積％であり、第３硬質相１０ｃの面積比率Ｓ_３ｉｎが０〜３０面積％であることが望ましい。これによって、基体６の硬度が高く、靭性に優れたものとなる。

この構成において、表面層領域１１における硬質相１０の平均粒径ｄ_ｓｆと、内部の硬質相１０の平均粒径ｄ_ｉｎとの比（ｄ_ｓｆ／ｄ_ｉｎ）が１．１〜１．８であることが、基体６の表面における靭性を向上させて、被覆層７のチッピングや剥離を防止できる点で望ましい。ここで、表面層領域１１の存在の有無は、基体の表面を含む断面についての走査型電子顕微鏡写真にて観察することにより確認することができる。すなわち、基体６の表面から１０００μｍ深さ付近の領域を内部領域の組織として観察し、その内部領域における第１硬質相１０ａの平均粒径を測定する。同様に、基体６の表面近傍における第１硬質相１０ａの平均粒径を測定して、内部での平均粒径と比較する。そして、（ｄ_ｓｆ／ｄ_ｉｎ）が１より大きい場合には基体６に表面領域１１が存在しており、（ｄ_ｓｆ／ｄ_ｉｎ）が１以下の場合には基体６に表面領域１１が存在しないと判定することができる。なお、表面領域１１の望ましい厚みは、基体６の表面から約２０〜２００μｍである。

さらに、表面層領域１１に占める第１硬質相１０ａの面積比率Ｓ_１ｓｆと前記面積比率Ｓ_１ｉｎとの比（Ｓ_１ｓｆ／Ｓ_１ｉｎ）が０．３〜０．７であることが、基体６の表面における靭性を向上させて被覆層７のチッピングや剥離を抑制できる点で望ましく、前記表面層領域１１に占める第２硬質相１０ｂの面積比率Ｓ_２ｓｆと前記面積比率Ｓ_２ｉｎとの比（Ｓ_２ｓｆ／Ｓ_２ｉｎ）が１．５〜４であることが、基体６の表面での硬度と熱伝導性を高めて、工具１の耐摩耗性と耐熱衝撃性を向上させる点で望ましい。

なお、本発明における硬質相１０の粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。この時、有芯構造からなる第１硬質相１０ａについては、芯部１２と周辺部１３を含めた周辺部の外縁までを１つの硬質相として測定する。

さらに、表面層領域１１のうちの表面部分に、第１硬質相１０ａの面積比率Ｓ_１ｓｓが８０面積％以上の極表面領域１４が５μｍ以下の深さ領域で存在することが、基体６の表面に成膜される被覆層７の密着性を高める点で望ましい。

また、基体６の表面に被覆される被覆層８が、前記した組成領域であると、酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高くて工具１の切削時の耐摩耗性が向上するとともに、切刃４の先端に発生しやすいチッピングが抑制できて耐欠損性が高いものとなる。

被覆層７の他の構成は第１の実施形態と同様であることが望ましい。なお、精密部品加工用の切削工具として用いる場合には、前記被覆層７の厚みが０．５μｍ〜２μｍであることが望ましい。

（製造方法）
次に、上述した第３の実施形態における切削工具の製造方法について説明する。

まず、平均粒径０．１〜１．２μｍ、特に０．２〜０．９μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍのＴｉＮ粉末、上述した他の金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、Ｃｏ粉末やＮｉ粉末とを混合した混合粉末を調製する。

本発明によれば、上記ＴｉＣＮ原料粉末の平均粒径を０．１〜１．２μｍの範囲に制御することが重要であり、この平均粒径が０．１μｍより小さいと原料が凝集してサーメットが不均質な組織となり、逆に１．２μｍを超えるとサーメットを上述した組織とすることができない。

また、原料粉末として、通常のＴｉＣＮ粉末と、予めＣｏおよび／またはＮｉの結合金属を含有せしめたＴｉＣＮ−Ｃｏ／Ｎｉドープ粉末の両方を使用することによって、芯部に鉄族金属を含有する硬質相を生成させやすくなる。

さらに、鉄族金属粉末、すなわちＣｏ粉末やＮｉ粉末の平均粒径は２μｍ以下、特に０．０５〜１．５μｍであることが、サーメット基体の焼結性を高めるために望ましい。さらには、結合金属原料粉末として、ＣｏおよびＮｉを所定の比率で含有する固溶体粉末を用いることが、さらに焼結性を高める点で望ましい。なお、他の原料粉末の平均粒径は０．０５〜３μｍであることが望ましい。

そして、この混合粉末にバインダを添加して、プレス成形、押出成形、射出成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形する。

次に、下記の条件にて焼成することにより、上述した所定の形状、サイズ、密度のＴｉＣ微粒子を硬質粒子中に析出、分散させることができる。焼成条件としては、１０５０〜１２５０℃の第１の焼成温度までを昇温速度Ａ℃／ｍｉｎの速度で昇温した後、（ａ）前記第１の焼成温度から１３００℃までを０．１℃／ｍｉｎ〜３℃／ｍｉｎの昇温速度Ｂで昇温し、（ｂ）ついで窒素分圧１０〜１５０Ｐａの雰囲気下１３００℃から１４００〜１６００℃の第２の焼成温度まで５℃／ｍｉｎ〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度Ｃで昇温して（ｃ）前記昇温工程（ｂ）において充填した不活性ガスを維持したまま前記昇温工程（ｃ）の最高温度にて所定時間維持し、（ｄ）不活性ガスを充填させた状態で降温する。

上記焼成時の昇温速度、および降温時に所定量の不活性ガスを充填した状態で降温することによって上述した組織の基体６を作製することができる。

そして、基体６の表面に被覆層７を成膜する。被覆層８は第1の実施形態と同様にして成膜する。

＜第４の実施形態＞
本発明の切削工具の一例について、図３の（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図を基に説明する。

図３（ａ）のように、この実施形態の切削工具２１は、すくい面２２と逃げ面２３との交差稜線が切刃２４である形状をなし、かつ図３（ｂ）に示すように、ｃＢＮ焼結体からなる基体２６の表面に被覆層２７を成膜した構成となっている。また、図３（ａ）によれば、基体２６はチップ本体３０の先端に裏打ち板３１を介してロウ付けされた構造からなる。

被覆層２７は、第1の実施形態における被覆層と同じである。しかし、基体２６が前記したｃＢＮ焼結体からなる場合、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種であり、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１である。）で表される組成を有していてもよい。

被覆層２８のこの組成領域では酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高まり、工具２１の切削時の耐摩耗性が向上する、特に焼入鋼等の難削材を加工する際のクレータ摩耗の進行を抑制できる。しかも、被覆層２８に内在する内部応力を低減することができるので、切刃２４の先端に発生しやすいチッピングが抑制できて耐欠損性が高いものとなる。

被覆層２７の他の構成は、第１の実施形態と同様であることが望ましい。なお、焼入鋼加工用の切削工具として用いる場合には、前記被覆層２７の厚みが０．５μｍ〜５μｍであり、鋳鉄加工用の切削工具として用いる場合には、前記被覆層２７の厚みが１μｍ〜３μｍであることが望ましい。

一方、基体２６をなすｃＢＮ（立方晶窒化硼素）焼結体は、硬質相をなすｃＢＮ（立方晶窒化硼素）粒子の周囲を連続した結合相マトリックス（以下、結合相と略す。）にて結合したものであって、ｃＢＮ粒子と結合相の間にはｃＢＮ粒子と結合相を密着させる中間相が形成された構造からなる。

ここで、結合相は周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる１種または２種以上の元素の炭化物（以下、炭化物と略す。）と、周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる１種または２種以上の元素の窒化物（以下、窒化物と略す。）の両方が共存して存在した、すなわち結合相マトリックス中で炭化物と窒化物の各々がそれぞれ個々に独立して存在している組織をなしていることが望ましい。特に、炭化物として炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化物として窒化チタン（ＴｉＮ）をｃＢＮ焼結体（基体２６）中にそれぞれ存在させることがｃＢＮ焼結体（基体２６）の靭性を高める点で望ましい。

なお、ｃＢＮ焼結体（基体２６）中の炭化物と窒化物の存在は、ｃＢＮ焼結体（基体２６）を鏡面研磨し、その研磨面を金属顕微鏡で倍率１００〜１０００倍にて観察することで確認できる。その際、ＴｉＮとＴｉＣが存在する場合には、最も明るく見える部分がＴｉＮであり、最も暗く見える部分がｃＢＮ粒子であり、２つの中間の明るさを持つ部分がＴｉＣである、という様に確認することができる。また、その他の方法として、成分分析のマッピングを行うことで確認することもできる。例えば、ＥＰＭＡ（電子プローブ微小分析）分析のＷＤＳ（波長分散型Ｘ線分析）でマッピングを行う際には、炭素、窒素、硼素、金属元素成分でそれぞれマッピングを行うことで確認することができる。さらに、上記面積比率の算出は、金属顕微鏡像を画像解析することで容易に算出できる。

また、ｃＢＮ粒子の粒径は、耐摩耗性、強度の点から０．２〜５．０μｍ、特に望ましくは０．５〜３．０μｍの範囲にあることが望ましい。なお、ｃＢＮの粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。

また、ｃＢＮ粒子の外周部に、周期表第４、５および６族金属、鉄族金属およびＡｌの群から選ばれる１種または２種以上の元素の金属間化合物、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物、硼炭化物、硼窒化物、酸化物からなる中間相が存在することが、ｃＢＮ粒子を強固に保持することができるため望ましい。

（製造方法）
次に、上述した第４の実施形態における切削工具の製造方法について説明する。

例えば、原料粉末として（a）０．２〜３μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するｃＢＮ原料粉末、(b)平均粒径０．２〜３μｍ、特に０．５〜３μｍの周期表第４、５および６族金属から選ばれる１種または２種以上の元素の炭化物粉末、(d)平均粒径０．２〜３μｍ、特に０．５〜３μｍの周期表第４、５および６族金属から選ばれる１種または２種以上の元素の窒化物、および(e)必要により平均粒径０．５〜５μｍのＡｌあるいは鉄族金属の内の少なくとも一種の原料粉末を特定の組成に秤量し１６〜７２時間ボールミルにて粉砕混合する。なお、炭化物原料粉末および窒化物原料粉末の平均粒径のさらに望ましい範囲は１〜３μｍである。

その後、必要があれば、所定形状に成形する。成形には、プレス成形、射出成形、鋳込み成形、押し出し成形等の周知の成形手段を用いることができる。

ついで、これを別途用意した超硬合金製裏打ち支持体と共に超高圧焼結装置に装入し、１２００〜１６００℃の範囲内の所定の温度に４〜６ＧＰａの圧力下で１０〜３０分保持することによって、本発明にかかる立方晶窒化硼素質焼結体からなる基体２６を得る。このとき、周期表第４、５および６族金属の炭化物と周期表第４、５および６族金属の窒化物が個々に存在した構造を有するには、昇温および降温速度を毎分３０〜５０℃とし、１２００〜１４００℃の範囲内の所定の温度に５ＧＰａの圧力下で加熱保持時間を１０〜１５分とするのが好ましい。

そして、基体２６の表面に被覆層２７を成膜する。被覆層２８は、第1の実施形態と同様にして成膜する。

＜第５の実施形態＞
本発明の切削工具の一例について、前記した図１の（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図を基に説明する。

図１（ａ）のように、本発明の切削工具１は、すくい面２と逃げ面３との交差稜線が切刃４である形状をなし、かつ図１（ｂ）に示すように、基体６の表面に被覆層７を成膜した構成となっている。この実施形態おける基体６は、アルミナ質セラミックスからなる。

すなわち、基体６をなすアルミナ質セラミックスは、アルミナ粒子のマトリックス中にチタンまたは珪素の炭化物、窒化物、炭窒化物および炭窒酸化物のいずれか少なくとも１種を１０〜９０質量％の割合で含有したものである。ここで、アルミナ質セラミックス中にチタンまたは珪素の炭化物、窒化物、炭窒化物および炭窒素酸化物を含有することによって、基体の強度および靭性を高めることができるとともに、被覆層７との密着性が高いものである。なお、チタンまたは珪素の炭化物、窒化物、炭窒化物および炭窒酸化物のいずれか少なくとも１種の望ましい含有量は、被覆層８との熱膨張係数差をなくす点で２０〜４０質量％であり、特にアルミナ質セラミックスに導電性を持たせてＰＶＤ法による成膜が良好となる点で、炭化チタンまたは炭窒化チタンを２０〜４０質量％の割合で含有することが望ましい。

さらに、アルミナ質セラミックス中には、コバルトおよびニッケルの少なくとも１種を０．０５〜１０質量％の割合で含有することが、アルミナ質セラミックスの靭性を高めることができるとともに、被覆層との密着性を高めるために望ましい。すなわち、アルミナ質セラミックスに導電性を持たせて物理蒸着法によって安定して密着性の高い被覆層を形成することができる。コバルトおよびニッケルの少なくとも１種の望ましい含有割合は０．５〜２質量％である。

なお、アルミナ質セラミックス中に含有されるアルミナ粒子の平均粒径は、耐摩耗性、強度の点から０．０５〜３μｍ、望ましくは０．１〜０．５μｍの範囲にあることが望ましい。また、チタンまたは珪素の炭化物、窒化物、炭窒化物および炭窒酸化物のいずれか少なくとも１種は平均粒径０．２〜３μｍ、望ましくは０．５〜１μｍの範囲にあることが、耐摩耗性および靭性向上、さらに導電性の調整の点で望ましい。なお、アルミナ粒子やチタンまたは珪素の上記化合物粒子の粒径測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。

一方、被覆層７は、被覆層８と、他の被覆層１５とを具備している。他の被覆層１５は省略することができる。

被覆層８は、第1の実施形態における被覆層と同じである。しかし、基体６が前記したアルミナ質セラミックスである場合、被覆層８が、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種であり、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１である。）で表される組成を有していてもよい。

被覆層８のこの組成領域では酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高まり、工具１の切削時の耐摩耗性が向上する、特に焼入鋼等の難削材を加工する際のクレータ摩耗の進行を抑制できる。しかも、被覆層８に内在する内部応力を低減することができるので、切刃４の先端に発生しやすいチッピングが抑制できて耐欠損性が高いものとなる。

また、上記被覆層８は内部応力がさほど高くないものであるから厚膜化しても被覆層７がチッピングしにくく、被覆層８の膜厚が０．５〜１０μｍであっても、被覆層８自身の内部応力によって剥離やチッピングすることを防止できる。そのため耐欠損性が高く、十分な耐摩耗性を維持することができる。被覆層８の膜厚の望ましい範囲は、０．５〜５μｍである。

さらに、被覆層７の他の構成は、第１の実施形態と同様であることが望ましい。特に、高硬度材加工用の切削工具として用いる場合には被覆層７の厚みが０．５μｍ〜５μｍであり、鋳鉄加工用の切削工具として用いる場合には被覆層７の厚みが１μｍ〜３μｍであることが望ましい。

なお、基体６と被覆層７との界面の表面粗さは０．０１〜０．２μｍであることが、被覆層の表面を平滑にできるとともに被覆層との密着性を高めるために望ましい。

（製造方法）
次に、上述した第５の実施形態についての切削工具の製造方法について説明する。

例えば、原料粉末として０．２〜３μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するアルミナ原料粉末、平均粒径０．５〜２μｍのマグネシア粉末、平均粒径０．１〜２μｍの酸化コバルト粉末および平均粒径０．１〜２μｍの酸化ニッケル粉末を特定の組成に秤量し粉砕混合する。

そして、得られた混合粉末を所定形状に成形する。成形には、プレス成形、射出成形、鋳込み成形、押し出し成形等の周知の成形手段を用いることができる。その後、前記成形体を脱バインダ処理した後、大気中または非酸化性雰囲気、望ましくはアルゴン（Ａｒ）ガス等の非酸化性減圧雰囲気中にて１５００〜１７５０℃で焼成する。所望により、得られたアルミナ質セラミックスからなる基体６の表面を研削加工する。

そして、基体６の表面に被覆層７を成膜する。被覆層８は第1の実施形態と同様にして成膜する。

実施例Ｉ−a
平均粒径０．８μｍ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１０質量％、平均粒径１．０μｍの炭化チタン（ＴｉＣ）粉末を０．５質量％、炭化バナジウム（ＶＣ）粉末と炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）粉末を合計で５質量％の割合で添加、混合して、プレス成形によりスローアウェイインサート形状（ＣＮＭＡ１２０４０８）に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成して超硬合金製の基体を作製した。さらに、作製した超硬合金製の基体にブラシ加工にて刃先処理（ホーニングＲ）を施した。

上記基体をアークイオンプレーティング装置にセットし５００℃に加熱した後、表１に示す被覆層を成膜した。なお、成膜条件は窒素ガスとアルゴンガスの混合ガス（窒素ガス：アルゴンガス＝２：８）を総圧力２．５Ｐａの雰囲気中、アーク電流１００Ａ、バイアス電圧５０Ｖ、加熱温度５００℃とした。また、被覆層の組成はキーエンス社製走査型電子顕微鏡（VE8800）を用いて倍率５００倍にて観察を行い、同装置に付随のＥＤＡＸアナライザ（AMETEK EDAX-VE9800）を用いて加速電圧１５ｋＶにてエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＸ）法の一種であるＺＡＦ法により組成の定量分析を行った。また、この方法で測定できなかった元素については、ＰＨＩ社製X線光電子分光分析装置（Quantum2000）を用い、X線源はモノクロＡｌＫ（２００μｍ、３５Ｗ、１５ｋＶ）を測定領域約２００μｍに照射して測定を行った。結果は表１に示した。

さらに、得られたインサート（切削工具）を用いて、大気中、９００℃で１時間保持する酸化試験を行い、試験前後のインサートの重量をそれぞれ測定し、その重量増加を比表面積当りの酸化反応による酸化増量として用いた。なお、酸化増量が小さいほど耐酸化性が良いことを示す指標となる。

次に、同様に得られたインサート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１に合わせて併記した。

切削方法：旋削
被削材 ：ＳＣＭ４５０
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：２０分間切削後のチッピングの有無、逃げ面摩耗幅、先端摩耗幅

表１より、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）を含有しない試料Ｎｏ．１とＮｏ．１６、およびＡｌとＭ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）とを含有しないＮｏ．１７では、いずれも酸化開始温度が低下して切削した際に工具の摩耗量が大きくなった。また、ａ（Ａｌ含有量）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．Ｉ−１８でも被覆層の酸化開始温度が低く工具の耐摩耗性が悪いものであった。逆に、ａ（Ａｌ含有量）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．Ｉ−１９では被覆層の結晶構造が一部立方晶から六方晶に変化してしまい工具の耐摩耗性が悪くなった。さらに、ｂ（Ｗ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．Ｉ−２０でも工具の耐摩耗性が悪く、ｃ（Ｓｉ含有量）が０．０５を超える試料Ｎｏ．Ｉ−２１でも工具の耐摩耗性が悪くなった。また、ｄ（Ｍ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．Ｉ−２２でも耐摩耗性が低下した。

これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．Ｉ−２〜１５では、耐熱・耐溶着性が向上して優れた耐摩耗性を発揮するとともに、耐欠損性も良好であった。

実施例Ｉ−ｂ
平均粒径０．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、炭化バナジウム（ＶＣ）粉末と炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）粉末を合計で１質量％の割合で添加、混合し、成型、焼成および研削工程により外径１６ｍｍの４枚刃エンドミルを作製した。上記基体に実施例Ｉ−aと同様のアークイオンプレーティング法により表１に示す種々の組成にて被覆層を成膜した。

次に、得られた硬質被膜被覆エンドミル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１に合わせて併記した。

切削方法：ダウンカット
被削材 ：ＳＣＭ４４０
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．０８ｍｍ／刃
切り込み：切り込み深さｄ＝１８ｍｍ×横切込みｗ＝１．５ｍｍ
切削状態：エアブロー
評価方法：９０分間切削後のチッピングの有無、逃げ面摩耗幅測定
表１より、実施例Ｉ−aのインサート（切削工具）の評価結果と同様に、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）を含有しない試料Ｎｏ．Ｉ−１とＮｏ．Ｉ−１６、およびＡｌとＭ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）とを含有しないＮｏ．Ｉ−１７、さらにａ（Ａｌ含有量）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．Ｉ−１８では、エンドミルの摩耗量が大きくて耐摩耗性が悪いものであった。ａ（Ａｌ含有量）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．Ｉ−１９、ｂ（Ｗ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．Ｉ−２０、ｃ（Ｓｉ含有量）が０．０５を超える試料Ｎｏ．Ｉ−２１では工具の耐摩耗性が悪くなった。また、ｄ（Ｍ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．Ｉ−２２では被覆層の耐摩耗性が低下した。

これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．Ｉ−２〜１５では、エンドミル加工においても、優れた耐摩耗性と耐欠損性を有するものであった。

実施例Ｉ−c
実施例Ｉ−aの基体に対して、実施例Ｉ−aと同じ条件で表２に記載した被覆層を成膜し、実施例Ｉ−aおよび実施例Ｉ−bと同じ切削条件で工具性能を評価した。結果は表２に示した。

表２より、被覆層を具備しない試料Ｎｏ．Ｉ−２７および２８では、いずれも耐摩耗性が悪く、かつ切刃にチッピングが発生していた。これに対して、本発明の被覆層を具備する試料Ｎｏ．Ｉ−２３〜２６はいずれもチッピングもなく優れた耐摩耗性を発揮した。

実施例Ｉ−d
平均粒径０．５μｍの微粒炭化タングステン（ＷＣ）粉末と平均粒径２．５μｍの粗粒炭化タングステン粉末（ＷＣ）とを用い、これに対して平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％、炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）を０．４質量％の割合で添加し、アトライタミルを用いて表３に示す時間混合し、スプレードライヤを用いて顆粒を作製した。次に、この顆粒を用いて、表３に記載した超硬合金基体を準備した。

この基体に対して、実施例Ｉ−ａと同じ条件で表４に記載した被覆層を成膜し、実施例Ｉ−aと同じ切削条件で工具性能を評価した。結果は表４に示した。

表３、４より、本発明の被覆層を具備する試料Ｎｏ．Ｉ−２９〜３１はいずれもチッピングもなく優れた耐摩耗性を発揮した。

実施例ＩＩ
実施例Ｉ−dの顆粒を用いて、プレス成形によりスローアウェイインサート形状（ＤＣＥＴ１１Ｔ３０１）に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、表５の条件で焼成して超硬合金製の基体を作製した。

上記基体をアークイオンプレーティング装置にセットし５００℃に加熱した後、表５に示す被覆層を成膜した。なお、成膜条件および被覆層の組成分析は実施例Ｉ−ａと同様の方法で測定を行った。結果は表５に示した。

次に、得られたインサート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５に合わせて併記した。

切削方法：旋削
被削材 ：快削鋼（ＳＵＭ２３Ｌ）
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．０８ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：０．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：１００分間切削後のチッピングの有無、被削材の面粗度（Ｒｚ）

表５より、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）を含有しない試料Ｎｏ．ＩＩ−１とＮｏ．ＩＩ−８、およびＡｌとＭ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）とを含有しないＮｏ．ＩＩ−９では、いずれも酸化開始温度が低下して切削した際に工具の摩耗量が大きくなった。また、ａ（Ａｌ含有量）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．ＩＩ−１０でも被覆層Ａの酸化開始温度が低く工具の耐摩耗性が悪いものであった。逆に、ａ（Ａｌ含有量）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．ＩＩ−１４では被覆層Ａの結晶構造が一部立方晶から六方晶に変化してしまい工具の耐摩耗性が悪くなった。さらに、ｂ（Ｗ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．ＩＩ−１１でも工具の耐摩耗性が悪く、ｃ（Ｓｉ含有量）が０．０５を超える試料Ｎｏ．ＩＩ−１２でも工具の耐摩耗性が悪くなった。また、ｄ（Ｍ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．ＩＩ−１３でも耐摩耗性が低下した。

これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．ＩＩ−２〜７では、優れた耐摩耗性を発揮するとともに、耐欠損性も良好であった。

実施例ＩＩＩ−ａ
マイクロトラック法による測定にて平均粒径０．７μｍのＴｉＣＮ粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．１μｍのＷＣ粉末、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉末、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末を表６に示す割合で混合した。得られた混合粉末をステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）にて湿式混合した。ついで、パラフィンを３質量％添加、混合した後、２００ＭＰａでＤＣＥＴ１１Ｔ３０１の工具形状にプレス成形し、表６に示す焼成条件で焼成した。なお、昇温工程（ｂ）、（ｃ）においてはＮ_２ガスを表１に示す量だけ注入した。

表において、昇温速度Ａとは昇温温度Ａに昇温するまでを意味し、昇温速度Ｂとは昇温温度Ａから昇温温度Ｂに昇温するまでを意味し、昇温速度Ｃとは昇温温度Ｂから昇温温度Ｃに昇温するまでを意味する。ＢＣ工程とは、昇温温度Ｂから昇温速度Ｃを経て降温するまでをいう。

得られたサーメット基体をダイヤモンド砥石によって加工し、ついで実施例Ｉ−ａと同じ成膜条件にて被覆層の成膜および組成分析を行った。結果は表８に示した。なお、被覆層の層厚は１．０μｍとした。

得られた切削工具について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、７０００倍の写真にて、表面および内部のそれぞれ任意５箇所について市販の画像解析ソフトを用いて７ｍｍ×７ｍｍの領域で画像解析を行い、硬質相（第１硬質相、第２硬質相、第３硬質相）の存在状態を確認するとともにこれらの平均粒径を測定した。結果は表７に示した。

次に、得られた切削工具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８に併記した。

被削材：快削鋼（ＳＵＭ２３Ｌ）
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：０．５ｍｍ
切削状態：湿式（油性切削油使用）
評価方法：φ２０ｍｍからφ１０ｍｍまで切削長２０ｍｍで外径切削
６００分加工後の切削加工面の面粗度

表６〜８より、ａ（Ａｌ含有量）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．ＩＩＩ−８では被覆層Ａの結晶構造が一部立方晶から六方晶に変化してしまい工具の耐摩耗性が悪くなって仕上面粗度が低下した。逆に、ａ（Ａｌ含有量）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．ＩＩＩ−15でも被覆層Ａの酸化開始温度が低く工具の耐摩耗性が悪くて仕上面粗度が低下した。また、Ｗを含まずにｂ（Ｗ含有量）が０である試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１０では工具にチッピングが発生してしまい、逆に、ｂ（Ｗ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．ＩＩＩ−９では工具の耐摩耗性が悪く、いずれも仕上面粗度が低下した。さらに、ｃ（Ｓｉ含有量）が０．０５を超える試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１３でも工具の耐摩耗性が悪くて仕上面粗度が低下した。また、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）を含有しない試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１１では、酸化開始温度が低下して切削した際に工具の摩耗量が大きく、逆に、ｄ（Ｍ含有量）が０．１を超える試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１２でも耐摩耗性が低下して仕上面粗度が低下した。

さらに、サーメット基体の表面に、内部から表面に向かってＷの濃度が増加する表面層領域が存在しない試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１５では、被覆層のチッピングにより仕上面粗度が低下した。

これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１〜７およびＩＩＩ−１６〜２６では、耐熱・耐溶着性が向上して優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性も良好であり、その結果、仕上加工面の面粗度も良好であった。

実施例ＩＩＩ−ｂ
実施例ＩＩＩ−aで作製した試料Ｎｏ．ＩＩＩ−７の切削工具に対して、工具形状をＣＮＭＧ１２０４０８とし、被覆層の層厚を３．０μｍとする以外は実施例ＩＩＩ−aの試料Ｎｏ．ＩＩＩ−７と同じ条件で切削工具（試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２７）を作製した。この試料を用いて以下の条件で切削試験を行った。

被削材：ＳＮＣＮ４３９
切削速度：３００ｍ/ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ/ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水性切削液）
評価方法：外径連続切削（加工時間３０分後の逃げ面摩耗幅）
また、比較例として実施例ＩＩＩ−aの試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１４の切削工具に対して、切削工具の形状をＣＮＭＧ１２０４０８とし、被覆層の層厚を３．０μｍとする以外は実施例ＩＩＩ−aの試料Ｎｏ．ＩＩＩ−１４と同じ条件で切削工具（試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２８）を作製し、上記と同様に切削評価した。

その結果、試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２７は、切削開始後３０分経過後でも逃げ面摩耗幅が０．０９４ｍｍであったのに対して、試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２８では切削開始後３０分で逃げ面摩耗幅が０．２７ｍｍに達しており、試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２７に比べて耐摩耗性が十分でなかった。

実施例ＩＩＩ−ｃ
実施例ＩＩＩ−aの試料Ｎｏ．ＩＩＩ−７に対して、基体のサーメット原料のＴｉＣＮ粉末とＣｏ粉末を、平均粒径０．７μｍのＴｉＣＮ粉末（試料Ｎｏ．ＩＩＩ−７と同じ）を３０質量％、平均粒径１．０μｍの１０質量％Ｃｏ含有ＴｉＣＮ粉末を２２質量％、平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末（試料Ｎｏ．７と同じ）を７質量％にそれぞれ代えた以外は、試料Ｎｏ．ＩＩＩ−７と同じ条件で切削工具（試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２９）を作製した。

得られた切削工具について、実施例ＩＩＩ−aと同じ条件で、硬質相（第１硬質相、第２硬質相、第３硬質相）の存在状態の確認を行ったところ、ｄ_１ｉｎ＝０．７０μｍ、ｄ_２ｉｎ＝１．５０μｍ、ｄ_３ｉｎ＝０．５０μｍ、ｄ_ｉｎ＝０．９０μｍ、Ｓ_１ｉｎ＝５５面積％、Ｓ_２ｉｎ＝４０面積％、Ｓ_３ｉｎ＝２面積％、Ｓ_１ｓｆ＝２５面積％、Ｓ_２ｓｆ＝７０面積％、Ｓ_３ｓｆ＝２面積％、Ｓ_１ｓｆ／Ｓ_１ｉｎ＝０．４５、Ｓ_２ｓｆ／Ｓ_２ｉｎ＝１．７５であった。また、実施例ＩＩＩ−aと同じ条件で切削評価を行ったところ、被削材の加工面の面粗度（Ｒｚ）は３．３１μｍであった。

さらに、試料Ｎｏ．ＩＩＩ−２９について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、有芯構造をなす第１硬質相について観察し、芯部の組成を数個について確認したところ、金属成分がＴｉのみからなる芯部と、金属成分がＴｉとＣｏからなる芯部が存在していることがわかった。

実施例ＩＶ−a
平均粒径０．８μｍのｃＢＮ原料粉末５０体積％、平均粒径１．２μｍのＴｉＮ原料粉末４０体積％、１．５μｍの金属Ａｌ原料粉末１０体積％を調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで１５時間混合した。次に混合した粉体を圧力９８ＭＰａで加圧成形した。この成形体を、超高圧装置を用いて、５０℃／分で昇温し、圧力５．０ＧＰａで、１５００℃で１５分保持することにより焼成した後、５０℃／分で降温することにより焼成してｃＢＮ質焼結体を得た。また、作製した焼結体からワイヤ放電加工によって所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にろう付けした。そして、このｃＢＮ焼結体の切刃に対してダイヤモンドホイールを用いて刃先処理（チャンファホーニング）を施した。

このようにして作製した基体（ＪＩＳ・ＣＮＧＡ１２０４０８のスローアウェイチップ形状）に対して実施例Ｉ−ａと同様にして被覆層の成膜および組成分析を行った。測定結果は表９に被覆層の組成として示した。

次に、得られた溝入切削工具形状のスローアウェイチップ（切削工具）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７に併せて示した。

切削方法：軽断続端面加工
被削材 ：ＳＣＭ４３５（浸炭焼入鋼：ｃスケールのロックウェル硬度（ＨＲＣ）５８〜６２）、３個穴付き
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：肩切り込み０．２ｍｍ、深さ切り込み０．４ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまで加工を実施し、欠損までの衝撃回数により優劣を判断した。また、衝撃回数３００回毎にチッピングなどの有無を顕微鏡にて確認した。

表９に示される結果から、ａ（Ａｌ組成比）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．ＩＶ−１６では被覆層の結晶構造が一部立方晶から六方晶に変化してしまい工具の耐摩耗性が悪くなってクレータ摩耗が進行した。逆に、ａ（Ａｌ組成比）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．ＩＶ−２１でも被覆層の酸化開始温度が低く工具の耐摩耗性が悪くてクレータ摩耗が進行した。また、Ｗを含まずにｂ（Ｗ組成比）が０である試料Ｎｏ．ＩＶ−１４では工具にチッピングが発生してしまい、逆に、ｂ（Ｗ組成比）が０．１を超える試料Ｎｏ．ＩＶ−１７では工具の耐摩耗性が悪く、いずれも工具寿命の短いものであった。さらに、ｃ（Ｓｉ組成比）が０．０５を超える試料Ｎｏ．ＩＶ−１５、１８および２０でも工具の耐摩耗性が悪くてクレータ摩耗が進行した。また、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）を含有しない試料Ｎｏ．ＩＶ−１１〜１３、１５、１８では、酸化開始温度が低下して切削した際に工具の摩耗量が大きく、逆に、ｄ（Ｍ組成比）が０．１を超える試料Ｎｏ．ＩＶ−１９でも耐摩耗性が低下してクレータ摩耗が進行し工具寿命の短いものであった。

これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．ＩＶ−１〜１０では、耐酸化性が向上して優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性も良好であり、その結果、工具寿命が長いものであった。

実施例ＩＶ−ｂ
平均粒径０．８μｍのｃＢＮ原料粉末、平均粒径１．０μｍのＴｉＣ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＴｉＮ原料粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＣＮ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＺｒＣ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＺｒＮ原料粉末、平均粒径０．９μｍのWＣ原料粉末、平均粒径１．０μｍのＨｆＣ原料粉末平均粒径１．５μｍの金属Ａｌ原料粉末、平均粒径０．８μｍの金属Ｃｏ原料粉末を用いて、表１０に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで１５時間混合した。次に混合した粉体を圧力９８ＭＰａでプレス成形した。この成形体を、超高圧、高温装置を用いて、表１０に示す速度で昇温し、圧力５．０ＧＰａで、表１０に示す温度、時間で焼成した後、表１０に示す降温速度で降温することにより、焼成されたｃＢＮ質焼結体を得た。これを用いて実施例ＩＶ−aと同様の工程で切削工具とし、次に、被覆層の層厚を３．０μｍとした以外は実施例ＩＶ−aの試料Ｎｏ．７と同じ条件で被覆層を成膜した（試料Ｎｏ．ＩＶ−２２〜３１）。この試料を用いて上記と同様に切削評価した。結果は表１１に示した。

その結果、いずれも長寿命な切削性能を発揮した。中でも、ｃＢＮ焼結体中にＴｉＮとＴｉＣが共存した試料Ｎｏ．ＩＶ−２２、２３は良好な切削性能を発揮した。

平均粒０．５μｍのアルミナ粉末、平均粒径１μｍのマグネシア粉末、平均粒径１μｍの酸化コバルト粉末および平均粒径１μｍの酸化ニッケル粉末を用いて表１２のように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで７２時間混合した。次に混合した粉体を圧力９８ＭＰａでＪＩＳ・ＣＮＧＡ１２０４０８のスローアウェイチップ形状にプレス成形した。この成形体を脱バインダ処理した後、アルゴン（Ａｒ）ガス０．０４ＭＰａの非酸化性雰囲気中、１６５０℃で焼成してアルミナ質セラミックス基体を得た。そして、このアルミナ質セラミックス基体の両主面を研削加工するとともに、基体の切刃部分に対してダイヤモンドホイールを用いて刃先処理を施して、切刃先端にＲ＝０．０２ｍｍのホーニングＲを形成した。

このようにして作製した基体に対して、実施例Ｉ−ａと同様に被覆層の成膜および組成分析を行った。また、走査型電子顕微鏡により基体と被覆層との界面付近を観察して界面の凹凸をトレースし、このトレースした線をＪＩＳＢ０６０１−２００１に規格された算術平均高さ（Ｒａ）の算出方法に準拠して界面の粗さを見積もった。測定結果は表１３に被覆層の組成として示した。

次に、得られた切削工具形状のスローアウェイチップ（切削工具）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１３に併せて示した。

切削方法：外周加工
被削材 ：ＳＫＤ１１
切削速度：１５０ｍ／分
送り ：０．５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：０．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：フランク摩耗が０．３ｍｍ以上となる時間またはフレーキングまたは欠損が起こるまでの時間

表１２、１３に示される結果から、ａ（Ａｌ組成比）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．Ｖ−１６では被覆層の結晶構造が一部立方晶から六方晶に変化してしまい工具の耐摩耗性が悪くなってクレータ摩耗が進行した。逆に、ａ（Ａｌ組成比）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．Ｖ−２１でも被覆層の酸化開始温度が低く工具の耐摩耗性が悪くてクレータ摩耗が進行した。そして、Ｗを含まずにｂ（Ｗ組成比）が０である試料Ｎｏ．Ｖ−１４、１５では工具にフレーキングが発生してしまい、逆に、ｂ（Ｗ組成比）が０．１を超える試料Ｎｏ．Ｖ−１７では工具の耐摩耗性が悪く、いずれも工具寿命の短いものであった。さらに、ｃ（Ｓｉ組成比）が０．０５を超える試料Ｎｏ．Ｖ−２０でも工具の耐摩耗性が悪くてクレータ摩耗が進行した。また、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）を含有しない試料Ｎｏ．Ｖ−１１〜１３、１５，１８では、酸化開始温度が低下して切削した際に工具の摩耗量が大きく、逆に、ｄ（Ｍ組成比）が０．１を超える試料Ｎｏ．Ｖ−１９でも耐摩耗性が低下してクレータ摩耗が進行し工具寿命の短いものであった。

これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．Ｖ−１〜１０では、耐酸化性が向上して優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性も良好であり、その結果、工具寿命が長いものであった。

本発明の切削工具の一例を示す（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図である。 第３の実施形態におけるサーメット基体の（ａ）表面付近および（ｂ）内部についての走査型電子顕微鏡写真である。 本発明の切削工具の他の例を示す（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図である。

符号の説明

１、２１ 切削工具（工具）
２、２２ すくい面
３、２３ 逃げ面
４、２４ 切刃
６、２６ 基体
７、２７ 被覆層
８、２８ 被覆層
９ 他の被覆層
１０ 硬質相
１０ａ 第１硬質相
１０ｂ 第２硬質相
１０ｃ 第３硬質相
１１ 表面層領域
１２ 芯部
１３ 周辺部
１４ 極表面領域
１５ 結合相

Claims (18)

1. 基体と、この基体の表面を被覆する被覆層とからなる切削工具であって、前記被覆層が、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなることを特徴とする切削工具。
2. 前記被覆層に加えて、Ａｌおよび周期律表４、５、６族元素の炭化物、窒化物および炭窒化物からなる群より選ばれる少なくとも１つからなる層を具備することを特徴とする請求項１記載の切削工具。
3. 前記基体が、硬質相と結合相とからなる超硬合金基体であり、前記硬質層は、粒度分布において粒度０．１〜０．８μｍの微粒側のピークトップと粒度１．５〜３．０μｍの粗粒側のピークトップとの２つのピークトップを有する炭化タングステン相からなり、該炭化タングステン相を、５〜７質量％の結合相で結合していることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
4. 前記炭化タングステン相の平均粒径が０．５〜１．０μｍであることを特徴とする請求項３記載の切削工具。
5. 前記基体が、鉄族金属で構成される結合相と、ＴｉおよびＷを必須として、Ｔｉを最も多く含有する周期表第４、５および６族金属の炭窒化物にて構成される硬質相とからなるサーメット基体であって、前記サーメット基体の内部における前記硬質相の平均粒径ｄ_ｉｎが０．１〜１．５μｍであるとともに、前記サーメット基体の内部から表面に向かってＷの濃度が増加する表面層領域が存在していることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
6. 走査型電子顕微鏡写真によって観察される前記サーメット基体の断面において、前記硬質相が、黒色の芯部の周辺に灰白色の周辺部が存在する有芯構造からなる第１硬質相と、灰白色の単一構造からなる第２硬質相とから構成されるか、または前記第１硬質相と、前記第２硬質相と、黒色の単一構造からなる第３硬質相とから構成され、前記サーメット基体の内部における前記第１硬質相の平均粒径ｄ_１ｉｎが０．１〜１．３μｍであり、前記第２硬質相の平均粒径ｄ_２ｉｎが０．２〜１．５μｍであり、前記第３硬質相の平均粒径ｄ_３ｉｎが０．２〜２．０μｍであることを特徴とする請求項５記載の切削工具。
7. 走査型電子顕微鏡写真によって観察される前記サーメット基体の内部組織において、組織全体に占める前記第１硬質相の面積比率Ｓ_１ｉｎが４０〜８０面積％であり、前記第２硬質相の面積比率Ｓ_２ｉｎが５〜４０面積％であり、前記第３硬質相の面積比率Ｓ_３ｉｎが０〜３０面積％であることを特徴とする請求項６記載の切削工具。
8. 前記硬質相において、黒色の芯部および前記第３硬質相がＴｉを８０質量％以上含有するとともに、前記第１硬質相の前記灰白色の周辺部および前記第２硬質相が前記第１硬質相の黒色の部分よりもＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属を多く含有することを特徴とする請求項６または７記載の切削工具。
9. 前記第１硬質相の芯部の一部が鉄族金属を含有していることを特徴とする請求項６乃至８のいずれか記載の切削工具。
10. 前記表面層領域における前記硬質相の平均粒径ｄ_ｓｆと前記平均粒径ｄ_ｉｎとの比（ｄ_ｓｆ／ｄ_ｉｎ）が１．１〜１．８であることを特徴とする請求項６乃至９のいずれか記載の切削工具。
11. 前記表面層領域に占める前記第１硬質相の面積比率Ｓ_１ｓｆと前記面積比率Ｓ_１ｉｎとの比（Ｓ_１ｓｆ／Ｓ_１ｉｎ）が０．３〜０．７であり、前記表面層領域に占める前記第２硬質相の面積比率Ｓ_２ｓｆと前記面積比率Ｓ_２ｉｎとの比（Ｓ_２ｓｆ／Ｓ_２ｉｎ）が１．５〜４であることを特徴とする請求項７記載の切削工具。
12. 走査型電子顕微鏡写真によって観察される前記サーメット基体の断面において、前記表面層領域のうちの表面部分に、前記第１硬質相の面積比率Ｓ_１ｓｓが８０面積％以上の極表面領域が５μｍ以下の深さ領域で存在することを特徴とする請求項６乃至１２のいずれか記載の切削工具。
13. 前記基体がｃＢＮ焼結体からなることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
14. 前記ｃＢＮ焼結体中の結合相がＴｉＮおよびＴｉＣを含むことを特徴とする請求項１３記載の切削工具。
15. 前記基体がアルミナ粒子のマトリックス中にチタンまたは珪素の炭化物、窒化物、炭窒化物および炭窒酸化物のいずれか少なくとも１種を１０〜９０質量％の割合で含有したアルミナ質セラミックスからなることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
16. 前記アルミナ質セラミックスが、さらにコバルトおよびニッケルの少なくとも１種を０．０５〜１０質量％の割合で含有することを特徴とする請求項１５記載の切削工具。
17. 前記基体と前記被覆層との界面の粗さが０．０１〜０．２μｍであることを特徴とする請求項１５または１６記載の切削工具。
18. 前記被覆層の厚みが０．５〜１０μｍであることを特徴とする請求項１５記載の切削工具。