JP2000234172A - 被覆超硬合金ボディー及びそれを用いた鋳鉄の切削方法 - Google Patents

被覆超硬合金ボディー及びそれを用いた鋳鉄の切削方法

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Abstract

(57)【要約】 【課題】 鋳鉄を切削加工するために改良した被覆超硬
合金インサートを提供する。 【解決手段】 上記の被覆超硬合金インサートは、基板
とα−Ａｌ2 Ｏ3 被膜との間に複数のＴｉＣＮ層を備え
る。ＴｉＣＮ層の最内層部は大きな柱状粒から構成さ
れ、一方最外層部は小さな等軸粒である。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳鉄を切削加工す
るために改良した被覆超硬合金インサートに関する。
【０００２】
【従来の技術】米国特許第５，１３７，７７４号に、鋳
鉄を旋削加工する場合、超硬合金インサート上の被膜と
して、κ−Ａｌ2 Ｏ3 に比較してα−Ａｌ2 Ｏ3 が性能
を増加することが示された。さらに、米国特許第５，６
３５，２４７号及び第５，７００，５６９号、並びに我
々の継続中の米国シリアル番号０８／９６２，６８３号
（代理人処理番号第０２４４４４−３７０号）には、ア
ルミナが一層または多層のＴｉ（Ｃ、Ｎ）で被覆された
種々のアルミナ被覆超硬合金インサートが示された。し
かしながら、本発明で実施したような試験において、下
側に存在するＴｉＣＮ層に対するα−Ａｌ2 Ｏ3 の付着
性、並びに超硬合金基板に対するＴｉＣＮ層の付着性
が、このインサートを鋳鉄の旋削加工に使用する場合
に、ほとんど満足できないことが注目された。被膜は、
摩耗が進んで生じる刃の欠けによって弱くなる。
【０００３】刃の欠けの主な理由は、本発明者によっ
て、基板と被膜との弱い付着性、並びにＴｉＣＮとα−
Ａｌ2 Ｏ3 との間の弱い結合とに関してはこれらの試験
で確認された。S. Vuorinen 等の「ＴｉＣと超硬合金と
の界面での顕微鏡組織及び結晶学のＴＥＭによる研
究」、Science of Hard Metals、1983、PP. 433-447 に
より、６μｍの厚みのＣＶＤ蒸着したＴｉＣ層のＴｉＣ
と超硬合金との界面の研究において、ＴｉＣ層が二つの
領域で構成されることが透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に
よって明らかになった。基板に隣接し且つ厚み１．５〜
２μｍに延在して、微細で等軸のＴｉＣ粒がある。その
上に、大きな粒（典型的には２〜４μｍ）のＴｉＣ層が
ある。
【０００４】S. Vuorinen 等の「超硬合金に化学蒸着し
た炭化チタニウムの界面特性」と題しThin Solid Films
に公表した別の研究において、ＴｉＣ被膜が、無浸炭条
件の下で超硬合金基板にＣＶＤ蒸着された。η−炭化物
が存在しないことは、ＴｉＣが核生成し、そして｛０、
０、０、１｝面及び｛０、０、−１、０｝面との双方に
エピタキシャル成長することが判明した。
【０００５】α−Ａｌ2 Ｏ3 の外側層を有する被覆超硬
合金インサートを使用する場合、得られた鋳鉄を旋削加
工するにおいて性能を増加するために、適切なインサー
トの研究が続けられた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、先行
技術の問題を解決または軽減することである。さらに本
発明の目的は、適切な寿命を備えた鋳鉄を切削において
有益なアルミナ外側層を有する被覆超硬合金インサート
を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の一つの態様にお
いては、超硬合金基板、多層のＴｉ（Ｃ、Ｎ）中間層、
及びＡｌ2 Ｏ3 の外側層（Ｃ、Ｎ）を含んで成る被覆超
硬合金ボディーであって、前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）中間層
が、柱状晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の第１の内側層と、等軸粒
のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の第２の外側層と、を含む被覆超硬合
金ボディーを提供する。
【０００８】本発明のもう一つの態様においては、超硬
合金基板の上に一連の連続した層を備える前記超硬合金
基板を含む被覆超硬合金ボディーであって、前記基板か
ら順にそれぞれの前記一連の連続した層が、 ａ） 結合層は、ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）か
ら成る群から選択された１μｍ以下の厚みであり、 ｂ） 複数のＴｉＣＮ層が、被膜層の厚みの０．１〜
０．１５倍の粒幅（Ｗ）と全層の厚みの０．５〜０．８
倍の長さ（Ｌ）とである柱状粒のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の第１
の内側層、及び０．２〜１．０の粒径を有する等軸粒の
第２の外側層を含み、且つ前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の層の全
厚みが、フライス加工に使用するときは３〜５μｍであ
り、且つ旋削加工に使用するときは５〜１５μｍであ
り、 ｃ） （ＴｉＡｌ）（ＣＯ）の層が、０．５〜３μｍの
厚みであり、 ｄ） α−Ａｌ2 Ｏ3 の層が、４〜１０μｍの厚みであ
り、且つ ｅ） 外側層が１μｍまたはＴｉＮの厚み以下であるこ
とを含む被覆超硬合金ボディーを提供する。
【０００９】
【発明の実施の形態】超硬合金に含まれる主要相は、Ｗ
Ｃと、Ｃｏの豊富なバインダー層とである。一般的には
γ相と言われ立方晶の遷移金属（Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、
Ｗ、Ｃ）の炭化物の第３の相を、添加物のないＷＣ−Ｃ
ｏ合金の耐摩耗性を改善するために任意に添加しても良
い。しかしながら、多くの市販の超硬合金では、ＷＣが
主要構成要素である。ＷＣは、単位体積当たり二つの原
子を有する簡単な六方晶の結晶構造であり、すなわち
（０、０、０）にＷが存在し、そして（２／３、 １／
３、１／２）にＣが存在する。
【００１０】液相焼結の結果として、ＷＣの基本平衡形
状は、３組の｛１、０、１、０｝面と２組の｛１、０、
０、０｝面とによって境界を成す３角形の粒である。基
板と被膜との界面は、結果として次の界面から成る。 被膜−ＷＣ 被膜−Ｃｏ 被膜−γ（存在する場合は） 被膜−η（存在する場合は） 社内のＴＥＭ観察では、ＴｉＣＮとＴｉＮとの被膜が、
使用可能なＴｉＣを成長するように界面のＷＣ粒上にエ
ピタキシャル成長することを示した。このように形成さ
れたエピタキシャル被膜とＷＣとの界面で支配され、超
硬合金基板に対して良好な付着性を備えた第１の被膜と
して信頼できる。これは、被膜工程の前に基板に化学洗
浄が成される特別な場合である。しかしながら、この状
態は、以下に検討するように、可逆η相の反応によって
完全なものとなる。
【００１１】ＷＣ−Ｃｏの超硬合金における２相領域
（またはＷＣ−Ｃｏ−γにおいては３相）は、合金のＣ
含有量が非常に狭く、そしてＣ含有量の非常に小さな変
化が３相領域合金（またはＷＣ−Ｃｏ−γにおいては４
相領域合金）を生じて、Ｃ含有量の減少でη炭化物が形
成される。例えば、上述した文献のThin Solid Filmsの
７４頁の図１が参照できる。結果として、従来の技術を
用いてＴｉ（Ｃ及び／またはＮ）相を添付する場合、Ｔ
ｉＣ及び／またはＴｉＣＮまたはＴｉＮの形成のため、
Ｃが基板から部分的に持ち出されて（低圧力で）、基板
が脱炭される。この基板の外側部分が、結果としてθ相
のＭ12Ｃ型に変態する。このθ相（たとえ非常に薄くと
も）は、少なくとも被覆インサートの端部（ここで表面
の容積率が最も高く、最も高い脱炭率を生じる。）でほ
とんど形成される。
【００１２】このη相の反応は、相対的に薄い場合で、
また比較的高い炭素の含有量の基板に適用した場合に、
可逆的であることが強調される。結果として、焼鈍の際
に、このイータ相は、変態してＣｏの豊富な合金とＷＣ
とに逆変態する。上記から明らかなように、この状況は
切れ刃で非常に顕著になる。鋳鉄用には、４〜６μｍの
厚みの比較的厚いＡｌ2 Ｏ3 の層を用いるのが好まし
い。アルミナ層はＴｉＣＮ層の上に適用する。基板とＴ
ｉＣＮとの界面は、アルミナ層の蒸着の際に、６時間に
およぶ継続時間の熱処理が施される。アルミナ層の蒸着
の際に、可逆的なη炭化物の反応が基板と被膜との界面
で発生し、ＴｉＣＮ被膜と超硬合金基板との間にＣｏの
豊富な層を形成する。η相の形成が基板の表面近くの領
域に限定されるときは特別な場合で、すなわち最近のＣ
ＶＤ工程が関係するときである。結果として、エピタキ
シャルなＴｉＣＮとＷＣとの界面は、被膜とＣｏとの界
面によって構成され、付着性の減少を生じる。
【００１３】これを回避するために、先ずＴｉＣＮ層が
基板の脱炭なしに蒸着する必要がある。この被膜層は、
先駆物としてＣＨ3 ＣＮ及びＣＨ4 ガスを用いて蒸着す
る。柱状の粒組織となる被膜層が結果として形成され
る。この柱状粒は、被膜層の厚みの０．１〜０．５倍の
幅で（すなわち、一般的に０．３〜１．５μｍの幅）、
且つ被膜層の厚みの０．５〜０．８倍の被膜層の厚みに
近い長さ（すなわち、一般的に１．５〜８．０μｍの長
さ）である。エピタキシャル界面を最適化して、そして
界面での良好な付着性を確実にするために、工程は、Ｃ
Ｈ3 ＣＮなしで蒸着されたＴｉＣＮ、ＴｉＣまたはＴｉ
Ｎの第１の層で開始する必要があり、且つ１μｍ以下好
ましくは約０．５μｍ以下の厚みの層を形成するに十分
で非常に短い継続時間にする。タングステンの拡散がこ
の界面層の中に生じる。被膜とＷＣとの界面で不均衡を
減少するこの内部拡散は、付着性に対しは重要となる。
【００１４】しかしながら、得られた柱状ＴｉＣＮ層
は、結合層が付けられていても、アルミナ層に対しては
不十分な付着性を示す。結合層の付着性を改良するため
に、柱状ＴｉＣＮ粒の被膜の上に等軸粒を構成するＣＶ
ＤのＴｉＣＮ層が適用される。この等軸の粒径は０．２
〜１．０μｍ好ましくは０．３〜０．５μｍである。こ
の等軸粒の層に関しては、結合層をうまく付けることが
でき、明らかに付着性を増加させる。全ＴｉＣＮ層は、
図２のＴＥＭ組織写真に示されるように、ＴｉＣＮの柱
状粒と等軸粒との層を構成する。
【００１５】結合層はＡｌを含むＴｉ（ＣＯ）の立方晶
の層である。結合したアルミナの界面でウイスカー状の
形状が得られるように、この結合層を制御することが重
要である。この層の正確な化学的性質と顕微鏡組織が、
先覚物のＴｉＣｌ4 とＡｌＣｌ3 との比率を制御するこ
とによって制御される。正確な比率で、ウイスカー状の
成長が達成され、結合層中に１０ａｔ％のＡｌを得るこ
とができた。
【００１６】超硬合金インサート状の全被膜は次の層か
ら成る（図１）。 １．突き出たＷＣ粒が支配的となり化学的に洗浄された
基板に直接蒸着されたＴｉＣ、ＴｉＣＮまたはＴｉＮか
らなるＣＶＤ結合層１：この主の基板は、既知の技術に
したがい改良された焼結工程によって得られる。この層
は、基板からのＷの拡散がこの層へと生じ且つエピタキ
シャル被膜とＷＣとの界面で得られることを特徴とす
る。エピタキシャル方位関係は次のとおりである。すな
わち、 ｛0,0,0,1 ｝WC面上で： （1,1,1 ）TiCN//（0,0,0,1 ）WC：〔-1,1,0〕TiCN//
〔1,1,-2,0〕 WC ｛1,0,-1,0｝WC面上で： （0,0,1 ）TiCN//（1,0,-1,0）WC：〔1,1,0 〕TiCN//
〔0,0,0,1 〕 WC エピタキシャル界面は、基板と被膜との界面に良好な付
着性をもたらし、鋳鉄を旋削加工またはフライス加工す
る場合に非常に重要である。この結合層の厚みは、１μ
ｍ以下好ましくは約０．５μｍ以下にする必要がある。
【００１７】２．柱状結晶のＣＶＤ蒸着したＴｉＣＮ層
２：この層は、先駆物としてＣＨ3ＣＮ及びＣＨ4 を用
いてＭＴＣＶＤ条件（中間温度ＣＶＤ）の下で蒸着され
る。蒸着温度は、約８００℃〜９００℃好ましくは約８
４０℃〜８６０℃である。基板の脱炭は回避され、η炭
化物は形成されず、発生する可逆的なη炭化物反応の可
能性が抑制される。工程１で作られたエピタキシャル界
面が保存される。この層２は超硬合金基板にエピタキシ
ャルに直接適用でき、比較的良好な付着性を備える。Ｃ
Ｈ3 ＣＮのないこの結合は、しかしながら良好な付着性
を生じ、ＷＣ粒上にさらに顕著なエピタキシャル成長を
もたらす。
【００１８】３．任意にＴｉＮの層３がＴｉＣＮの層の
間に適用してもよい。 ４．柱状結晶から成るＭＴＣＶＤ層の上に蒸着された等
軸結晶のＣＶＤのＴｉＣＮ層４：層２と層４との合計厚
みは５〜１０μｍ好ましくは６〜８μｍである。柱状の
ＴｉＣＮ層２の厚みは、２μｍから、基板の炭素含有量
に依存するＴｉＣＮ層（層２と層４）の合計厚みの９０
％以下である。
【００１９】５．立方晶（ＴｉＡｌ）（ＣＯ）の結合層
５：この層の厚みは０．５〜３．０μｍ好ましくは１．
５μｍである。 ６．κＡｌ2 Ｏ3 の被膜６は、旋削加工に対しては４〜
１０μｍ好ましくは約６μｍの厚みを有し、且つフライ
ス加工に対しては１〜４μｍ好ましくは約２μｍの厚み
を有する。
【００２０】７．厚み≦１μｍのＴｉＮの表面層７：本
発明を図解することを考慮した次の実施例に関してさら
に説明する。しかしながら特に詳細な実施例は本発明を
限定されるものでない。
【００２１】
【実施例及び発明の効果】実施例１ 先行技術にしたがい二つの試料を蒸着した。 １） − ６μｍの厚みのＴｉＣＮのＣＶＤ層、 − 結合層、 − ６μｍの厚みのα＋κアルミナ層、 ２） − ６μｍの厚みのＴｉＣＮのＭＴＣＶＤ層、 − 先行技術にしたがう結合層、 − ６μｍの厚みのκアルミナ層、 − 及び、現在請求した発明に従う二つの被膜、 ３） − エピタキシーを備えたＣＶＤ結合層、 ＣＨ3 ＣＮ及びＣＨ4 を使用して蒸着した約０．５μｍ
の幅と２．５μｍの長さで、４μｍの厚みの柱状粒のＴ
ｉＣＮのＭＴＣＶＤ層、 − 約０．５μｍの粒径であり２μｍの厚みの等軸粒の
ＴｉＣＮのＣＶＤ層、 − 結合層、 − ６μｍの厚みのαＡｌ2 Ｏ3 、 ４） − エピタキシーを備えたＣＶＤ結合層、 − ＣＨ3 ＣＮ及びＣＨ4 を使用して蒸着した約０．５
μｍの幅と２．５μｍの長さで、４μｍの厚みの柱状粒
のＴｉＣＮのＭＴＣＶＤ層、 − 任意にＴｉＮ層、 − 約０．５μｍの粒径であり２μｍの厚みの等軸粒の
ＴｉＣＮのＣＶＤ層、 − 結合層、 − ６μｍの厚みのαＡｌ2 Ｏ3 層、 全ての被膜は、厚み６＋６μｍの同一のＴｉＣＮ及びア
ルミナ層であった。インサートは、引っかき付着性試験
器で比較された。引っかき付着性試験は、アコースティ
ックエミッション検出器（ＡＥ）を備えた引っかき付着
性試験器（Revetest、LSRHによって販売）で行った。臨
界荷重はＡＥ信号を利用して記録し、さらにＳＥＭで確
認した。新しいダイヤモンド型を使用し、その条件は各
試験のあとでチェックした。結果を表１の要約する。 表１試料 アルミナ相 引っかき付着性 １ κ ≦６０ ２ κ（＋α） ≦６０ ３（本発明） α ≧９０４（本発明） α ≧９０ 本発明に従う試料は、明らかに強化された付着性を示
し、被膜は１００％のαＡｌ2 Ｏ3 で構成された。
【００２２】実施例２ 実施例１の試料１〜４で、鋳鉄の切削試験を行った。切
削条件は次のとおりである。 作業： 旋削加工 材料： 鋼、ＳＳ０１３０ 切削速度： ４５０ｍ／分 切り込み深さ： ３．０ｍｍ 送り速度： ０．３ｍｍ／回転 インサート形状： ＳＮＵＮ １２０４０８ 冷却剤は使用せず、 インサートの刃の欠け及び耐用時間を表２に示す。本発
明にしたがうインサートは、先行技術より優れていた。 表２ 試料 刃の欠け％ 刃の欠け％ 耐用時間（分） ２分後 ５分後 １ ６０ ＞９０ ５ ２ ６０ ＞９０ ７ ３ ０ ＜１０ １５ ４ ０ ＜１０ １５ 実施例３ 実施例１及び実施例２で検討されたインサート１及びイ
ンサート４が、切削速度が比較的速い５５０ｍ／分であ
ったのを除き、実施例１に示されるデーターにしたがい
鋳鉄の切削試験が成された。
【００２３】それぞれ５分の旋削加工後のインサート１
及びインサート４を示している図３及び図４のＳＥＭ顕
微鏡写真から明らかであるように、明確な切り欠け減少
傾向が本発明のインサートによって示された。 実施例４ 現在請求した発明にしたがい作られた被膜、すなわち実
施例１の被膜４を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い
て調べた。被膜の断面内の顕微鏡組織を図２に示す。Ｔ
ｉＣＮ層が、現在請求する発明にしたがう二つの異なる
層で明確に構成されている。比較的厚い（１μｍ以下）
結合層上に蒸着されたαＡｌ2 Ｏ3 を観察できる。ま
た、基板と被膜との界面で幾つかのＷＣ粒が観察でき
る。ＷＣとＴｉＣＮとの界面でのエピタキシャル関係
は、ＴＥＭを使用して確認された。
【００２４】実施例５ フライス加工の作業に使用するために、被膜は現在請求
した発明にしたがい作られた。被膜の厚みは別にして、
蒸着方法は実施例１の被膜番号４と同じであった。 − エピタキシー及び基板からのＷ拡散を備えるＴｉＣ
Ｎ結合、 − ＣＨ3 ＣＮＣＨ4 を用いて蒸着された厚さ４μｍの
約０．５μｍの幅と２．５μｍの長さの柱状粒のＴｉＣ
Ｎ、 − ＴｉＮ層（任意）、 − 約０．５μｍの粒径と２μｍの厚みの等軸粒のＴｉ
ＣＮのＣＶＤ層、 − 結合ＴｉＣＯ＋アルミナ、 − ２μｍのαＡｌ2 Ｏ3 、 この被膜は、先行技術にしたがい作られた同一の厚みの
被膜と比較した。
【００２５】− ０．７μｍの粒径と４μｍの厚みの等
軸粒のＣＶＤのＴｉＣＮ， − 先行技術にしたがう結合、 − ２μｍのα＋κアルミナ、 フライス加工の資料 作業： 正面フライス加工 切削速度： ３００ｍ／分 一刃当たりの送り：０．１５ｍｍ／刃 切り込み深さ： ２．５ｍｍ 切り込み幅： ７０ｍｍ 工具形状： ＳＥＫＮ １２０３ＦＴＮ 冷却剤は使用せず インサートは、２４００ｍｍの距離をフライス加工後検
査された。図５及び図６のＳＥＭ顕微鏡写真から観察で
きるように、現在請求した発明にしたがい作られたイン
サートは、明らかに減少した切り欠けを示した。このイ
ンサートは、先行技術よりも約３５％長い耐用時間を示
した。
【００２６】使用した基板は、約ＨＶ１６００の硬さを
有する市販超硬合金、ＷＣ−６ｗｔ％Ｃｏであった。本
発明の要旨、好ましい実施態様及び作業方法を上記に示
した。しかしながら、特に開示した形状は限定を意図す
るよりも説明を意図するものであるので、本発明を保護
するものであって特に開示した形状に限定すものでない
と解釈する。本発明の分野から離脱することなく当業者
によって、変化及び変更することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の被覆超硬合金インサートのコーナーで
行った断面の模式図である。
【図２】本発明の被膜層のＴＥＭ顕微鏡組織である。
【図３】図３は、旋削加工後の先行技術と本発明にした
がうインサートの切れ刃を示し、４０倍の倍率のＳＥＭ
組織（二次電子像）である。
【図４】図４は、旋削加工後の先行技術と本発明にした
がうインサートの切れ刃を示し、４０倍の倍率のＳＥＭ
組織（二次電子像）である。
【図５】図５は、フライス加工後の先行技術と本発明に
したがうインサートの切れ刃を示し、２９倍の倍率のＳ
ＥＭ組織である。
【図６】図６、フライス加工後の先行技術と本発明にし
たがうインサートの切れ刃を示し、２９倍の倍率のＳＥ
Ｍ組織である。

Claims (16)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 超硬合金基板、多層のＴｉ（Ｃ、Ｎ）中
    間層、及びＡｌ2 Ｏ 3 の外側層（Ｃ、Ｎ）を含んで成る
    被覆超硬合金ボディーであって、 前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）中間層が、柱状晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）
    の第１の内側層と、 等軸粒のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の第２の外側層と、を含む被覆
    超硬合金ボディー。
  2. 【請求項２】 前記基板と柱状晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の前
    の間に、ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）から成る群
    から選択された結合層が存在することを特徴とする請求
    項１記載の被覆超硬合金ボディー。
  3. 【請求項３】 Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の前記第１の内側層と、
    Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の前記第２の外側層との間にＴｉＮ層が
    存在することを特徴とする請求項２記載の被覆超硬合金
    ボディー。
  4. 【請求項４】 前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）中間層の総厚みが、
    ５〜１０μｍであることを特徴とする請求項３記載の被
    覆超硬合金ボディー。
  5. 【請求項５】 前記柱状晶の厚みが、２μｍから前記Ｔ
    ｉ（Ｃ、Ｎ）中間層の総厚みの９０％までであることを
    特徴とする請求項４記載の被覆超硬合金ボディー。
  6. 【請求項６】 前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）層と前記Ａｌ2 Ｏ3
    層との間に（ＴｉＡｌ）（ＣＯ）の層が存在することを
    特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金ボディー。
  7. 【請求項７】 前記（ＴｉＡｌ）（ＣＯ）の層が０．５
    〜３μｍの厚みであることを特徴とする請求項６記載の
    被覆超硬合金ボディー。
  8. 【請求項８】 前記Ａｌ2 Ｏ3 層が４〜１０μｍの厚み
    であることを特徴とする請求項５記載の被覆超硬合金ボ
    ディー。
  9. 【請求項９】 前記Ａｌ2 Ｏ3 がα−Ａｌ2 Ｏ3 である
    ことを特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金ボディ
    ー。
  10. 【請求項１０】 前記Ａｌ2 Ｏ3 の層上にＴｉＮの層が
    存在することを特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金
    ボディー。
  11. 【請求項１１】 前記ＴｉＮの層が１μｍ以下の厚みで
    あることを特徴とする請求項１０記載の被覆超硬合金ボ
    ディー。
  12. 【請求項１２】 前記柱状晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の層が、
    前記被膜層の厚みの０．１〜０．１５倍の幅さであり、
    好ましくは前記被膜層の厚みの０．５〜０．８倍である
    ことを特徴とする請求項１記載の被覆超硬合金ボディ
    ー。
  13. 【請求項１３】 前記等軸粒のＴｉ（Ｃ、Ｎ）が、０．
    ２〜１．０μｍの粒径であることを特徴とする請求項１
    ２記載の被覆超硬合金ボディー。
  14. 【請求項１４】 超硬合金基板の上に一連の連続した層
    を備える前記超硬合金基板を含む被覆超硬合金ボディー
    であって、 前記基板から順にそれぞれの前記一連の連続した層が、 ａ） 結合層は、ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）か
    ら成る群から選択された１μｍ以下の厚みであり、 ｂ） 複数のＴｉＣＮ層が、被膜層の厚みの０．１〜
    ０．１５倍の粒幅（Ｗ）と全層の厚みの０．５〜０．８
    倍の長さ（Ｌ）とである柱状粒のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の第１
    の内側層、及び０．２〜１．０の粒径を有する等軸粒の
    第２の外側層を含み、且つ前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）の層の全
    厚みが、フライス加工に使用するときは３〜５μｍであ
    り、且つ旋削加工に使用するときは５〜１５μｍであ
    り、 ｃ） （ＴｉＡｌ）（ＣＯ）の層が、０．５〜３μｍの
    厚みであり、 ｄ） α−Ａｌ2 Ｏ3 の層が、４〜１０μｍの厚みであ
    り、且つ ｅ） 外側層が１μｍまたはＴｉＮの厚み以下であるこ
    とを含む被覆超硬合金ボディー。
  15. 【請求項１５】 前記等軸粒が０．３〜０．５μｍの粒
    径を有する請求項１４記載の被覆超硬合金ボディー。
  16. 【請求項１６】 超硬合金基板、多層のＴｉ（Ｃ、Ｎ）
    中間層、及びＡｌ2Ｏ3 の外側層（Ｃ、Ｎ）を含んで成
    る被覆超硬合金ボディーであって、 前記Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）中間層が、柱状晶のＴｉ（Ｃ、Ｎ）
    の第１の内側層と、 等軸のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の第２の外側層と、 を含む被覆超硬合金インサートを用いた鋳鉄の切削方
    法。
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