JP2007038378A - 難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具を提供する。
【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削工具が、超硬合金またはサーメットからなる基体の表面に、（ａ）１〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点と最低含有点とが交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から最低含有点、及び逆方向へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する構造を有し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点と最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍである（Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ）Ｎ層からなる下部層、（ｂ）０．１〜１．５μｍの平均層厚を有する窒化バナジウム層からなる層間密着層、（ｃ）１〜５μｍの平均層厚を有し、かつＶＯ_Ｍ（酸化バナジウム）の素地に、金属Ｖが分散分布した組織を有する上部層で構成された硬質被覆層を形成してなる。
【選択図】なし

Description

この発明は、特にステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの難削材の切削加工を高い発熱を伴なう高速切削条件で行った場合にも、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。

一般に、被覆超硬工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、また前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具などが知られている。

また、被覆超硬工具として、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
１〜１５μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ_{1-（X＋Ｙ）}Ｔｉ_XＢ_Ｙ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３５、Ｙは０．０１〜０．１を示す）、
上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（Ａｌ_{1-（Ｅ＋Ｆ）}Ｔｉ_ＥＢ_Ｆ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｅは０．４０〜０．６５、Ｆは０．０１〜０．１を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍであるＡｌとＴｉとＢ（ボロン）の複合窒化物層［以下、組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層という］、
からなる硬質被覆層を物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、かつ前記被覆超硬工具の硬質被覆層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層が、成分濃度分布変化構造のＡｌによってすぐれた高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによってすぐれた高温強度を具備し、さらにＢ成分含有による一段の高温硬さ向上と相俟って、これを各種の一般鋼や普通鋳鉄などの連続切削や断続切削を通常の条件で行うのに用いた場合は勿論のこと、これを高速切削加工条件で行うのに用いた場合にもすぐれた切削性能を発揮することも知られている。

さらに、上記の従来被覆超硬工具は、例えば図２（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に相対的にＡｌ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金をカソード電極（蒸発源）として対向配置したアークイオンプレーティング装置を用い、この装置の前記回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、前記の両側のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を形成することにより製造されるものであり、この結果形成された組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層において、回転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にＡｌ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のカソード電極（蒸発源）に最も接近した時点で層中にＡｌ最高含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＡｌ最低含有点が形成され、上記回転テーブルの回転によって層中には層厚方向にそって前記Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点が所定間隔をもって交互に繰り返し現れると共に、前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造が形成されるものである。
特開２００４−１３０４９６号

近年の切削加工装置のＦＡ化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、被覆超硬工具には被削材の材種になるべく影響を受けない汎用性、すなわち、できるだけ多くの材種の被削材の切削加工が可能な被覆超硬工具が求められる傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを低合金鋼や炭素鋼などの一般鋼や、ダクタイル鋳鉄やねずみ鋳鉄などの普通鋳鉄の高速切削加工に用いた場合には問題はないが、特に切粉の粘性が高く、かつ工具表面に溶着し易いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの難削材の切削加工を高速で行った場合には、切削時の高い発熱によって難削材からなる被削材およびその切粉は高温に加熱されて粘性度が一段と増大し、これに伴なって硬質被覆層表面に対する粘着性および反応性が一段と増すようになり、この結果切刃部におけるチッピング（微少欠け）の発生が急激に増加し、これが原因で比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に難削材の高速切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
（ａ）上記従来被覆超硬工具の硬質被覆層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を下部層として１〜５μｍの平均層厚で形成し、これの上に上部層として酸化バナジウム（以下、ＶＯ_Ｍで示す。ただし、Ｍは酸素のバナジウム（Ｖ）に対する相対含有割合の変化値を示し、原子比で、ＶＯ、Ｖ_２Ｏ_３、Ｖ_２Ｏ_５、およびＶＯ_２などを示す）層を同じく１〜５μｍの平均層厚で形成すると、前記ＶＯ_Ｍ層は表面滑り性にすぐれ、この結果切削時の発熱で被削材（難削材）およびその切粉が高温加熱された状態でも切刃部（すくい面および逃げ面と、これら両面が交わる切刃稜線部）と被削材および切粉との間には常にすぐれた滑り性が確保され、前記被削材および切粉の切刃部表面に対する粘着性および反応性が著しく低減し、前記下部層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を十分に保護することから、組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層のもつすぐれた特性が長期に亘って十分に発揮されるようになること。

（ｂ）上記（ａ）のＶＯ_Ｍ層を構成するＶＯ_Ｍを素地とし、これに前記ＶＯ_Ｍとの合量に占める割合で０．５〜７原子％の金属バナジウム（以下、金属Ｖで示す）を分散含有させて、ＶＯ_Ｍの素地に金属Ｖが分散分布した組織を有するＶ分散ＶＯ_Ｍ層とすると、この結果のＶ分散ＶＯ_Ｍ層においては、素地に分散分布する金属Ｖが、切削時の高い発熱雰囲気で酸化して、ＶＯ_Ｍとなるが、この生成ＶＯ_Ｍが同じくＶＯ_Ｍからなる素地の摩耗進行を著しく抑制するように作用することから、上記（ａ）のＶＯ_Ｍ層に比してすぐれた耐摩耗性を示すようになること。
さらに、上記のＶ分散ＶＯ_Ｍ層は、例えば金属Ｖ粉末を酸化雰囲気で加熱酸化してＶＯ_Ｍ粉末とし、これに所定量の金属Ｖ粉末を配合し、混合し、圧粉体にプレス成形した後、この圧粉体を、Ａｒ雰囲気中、１３００℃の温度に１時間保持の条件で焼結して、V分散ＶＯ_Ｍ焼結体を製造し、この結果得られたV分散ＶＯ_Ｍ焼結体をスパッタリング装置のカソード電極として用い、Ａｒ雰囲気中でスパッタ蒸着することにより形成できること。、

（ｃ）一方、上部層であるV分散ＶＯ_Ｍ層と下部層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層との密着性は十分でなく、特に断続切削を行った場合に前記の層間の密着性不足が原因でチッピングが発生し易いが、前記ＶＯ_Ｍ層と組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層との間に窒化バナジウム（以下、ＶＮで示す）層を０．１〜１．５μｍの平均層厚で介在させると、前記ＶＮ層は前記ＶＯ_Ｍ層および組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層のいずれとも強固に密着することから、これら両層間にはすぐれた密着性が確保されるようになること。

（ｄ）上記（ａ）〜（ｃ）で構成される硬質被覆層は、例えば図１（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置（以下、ＡＩＰ装置と略記する）とスパッタリング装置（以下、ＳＰ装置と略記する）が共存の蒸着装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に前記ＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として金属Ｖ、他方側に前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）としてＶ分散ＶＯ_Ｍ焼結体を対向配置し、さらに前記回転テーブルに沿って、かつ前記金属ＶおよびＶ分散ＶＯ_Ｍ焼結体のそれぞれから９０度離れた位置の一方側に相対的にＡｌ含有量の高い（Ｔｉ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金をカソード電極（蒸発源）として対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、基本的に、まず前記対向配置した両Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間にそれぞれアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に下部層として組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を１〜５μｍの平均層厚で蒸着し、ついで、前記両Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間のアーク放電を停止し、同じく装置内雰囲気を窒素雰囲気に保持したままで、カソード電極（蒸発源）である金属Ｖとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、層間密着層としてＶＮ層を０．１〜１．５μｍの平均層厚で蒸着した後、前記金属Ｖとアノード電極との間のアーク放電を停止し、前記蒸着装置内の雰囲気をＡｒ雰囲気とすると共に、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＶ分散ＶＯ_Ｍ焼結体のスパッタリングを行って前記ＶＮ層に重ねて上部層として１〜５μｍの平均層厚でＶ分散ＶＯ_Ｍ層を蒸着蒸着することにより形成することができること。

（ｄ）上記の下部層、層間密着層、および上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、特に粘性および粘着性の高いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの難削材の高熱発生を伴なう高速切削加工でも、下部層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、前記高温硬さはＢ成分の共存含有によって一段と向上したものになり、かつ層間密着層としてのＶＮ層の介在によって前記下部層との間にすぐれた密着接合性が確保されたＶ分散ＶＯ_Ｍ層の作用で、前記難削材および切粉との間にすぐれた表面滑り性が確保され、前記難削材および切粉の切刃部表面に対する粘着性および反応性は著しく低減された状態で切削加工が行われるようになることから、切刃部におけるチッピングの発生がなくなり、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｄ）に示される研究結果を得たのである。

この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、超硬基体の表面に、
（ａ）１〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ_{1-（X＋Ｙ）}Ｔｉ_XＢ_Ｙ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３５、Ｙは０．０１〜０．１を示す）、
上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（Ａｌ_{1-（Ｅ＋Ｆ）}Ｔｉ_ＥＢ_Ｆ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｅは０．４０〜０．６５、Ｆは０．０１〜０．１を示す）、
を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍである組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層からなる下部層、
（ｂ）０．１〜１．５μｍの平均層厚を有するＶＮ層からなる層間密着層、
（ｃ）１〜５μｍの平均層厚を有し、かつＶＯ_Ｍの素地に、前記ＶＯ_Ｍとの合量に占める割合で、０．５〜７原子％の金属Ｖが分散分布した組織を有するＶ分散ＶＯ_Ｍ層からなる上部層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するものである。

つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層の構成層に関し、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
（Ａ）下部層
（ａ）Ａｌ最高含有点の組成
組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層のＡｌ成分は、高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Ｔｉ成分は高温強度を向上させ、さらに同Ｂ成分は一段と高温硬さを向上させる作用があり、したがって相対的にＡｌ成分の含有割合が高いＡｌ最高含有点では一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を具備し、高熱発生を伴う高速切削で、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるが、Ｔｉの割合を示すＸ値がＡｌとＢの合量に占める割合（原子比）で０．１０未満になると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、相対的に高い高温強度を有するＡｌ最低含有点が隣接して存在しても層自体の強度低下は避けられず、この結果チッピングなどが発生し易くなり、一方Ｔｉ成分の割合を示すＸ値が同０．３５を越えると、相対的にＡｌの割合が少なくなり過ぎて、所望のすぐれた高温硬さおよび耐熱性を確保することができなくなり、またＢ成分の割合を示すＹ値がＡｌとＴｉの合量に占める割合（原子比）で０．０１未満では所望の高温硬さ向上効果が得られず、さらに同Ｙ値が０．１０を超えると、高温強度が急激に低下するようになることから、Ｘ値を０．１０〜０．３５、Ｙ値を０．０１〜０．１０とそれぞれ定めた。

（ｂ）Ａｌ最低含有点の組成
上記の通りＡｌ最高含有点は高温硬さおよび耐熱性のすぐれたものであるが、反面高温強度の劣るものであるため、このＡｌ最高含有点の高温強度不足を補う目的で、Ｔｉ含有割合が相対的に高く、これによって高い高温強度を有するようになるＡｌ最低含有点を厚さ方向に交互に介在させるものであり、したがってＴｉの割合（Ｅ値）がＡｌとＢとの合量に占める割合（原子比）で０．４０未満では、所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一方その割合（Ｅ値）が同じく０．６５を越えると、相対的にＴｉの割合が多くなり過ぎて、Ａｌ最低含有点に所定の高温硬さおよび耐熱性を具備せしめることができなくなることから、その割合を０．４０〜０．６５と定めたものであり、またＢ成分の割合を示すＦ値は上記のＡｌ最高含有点におけると同じ理由で０．０１〜０．１０と定めた。

（ｃ）Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点間の間隔
その間隔が０．０１μm未満ではそれぞれの点を上記の組成で明確に形成することが困難であり、この結果それぞれの層に所望の高温硬さと耐熱性、および高温強度を確保することができなくなり、またその間隔が０．１μmを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちＡｌ最高含有点であれば高温強度不足、Ａｌ最低含有点であれば高温硬さおよび耐熱性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるようになることから、その間隔を０．０１〜０．１μmと定めた。

（ｄ）平均層厚
その平均層厚が１μｍ未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が５μｍを越えると、切刃にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１〜５μｍと定めた。

（Ｂ）層間密着層の平均層厚
その平均層厚が０．１μｍ未満では、上部層と下部層の間に強固な接合強度を確保することができず、一方その平均層厚が１．５μｍを越えると、硬質被覆層の強度が層間密着層部分で急激に低下するようになり、これがチッピング発生の原因となることから、その平均層厚を０．１〜１．５μｍと定めた。

（Ｃ）上部層の平均層厚および分散金属Ｖの含有割合
上部層を構成するＶ分散ＶＯ_Ｍ層は、すぐれた表面滑り性を有し、上記の通り被削材（難削材）および切粉に対する粘着性および反応性がきわめて低く、これは切削時に前記被削材が高温加熱された状態でも変わることなく維持されることから、下部層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を前記高温加熱された被削材および切粉から保護し、これのチッピング発生を抑制する作用を発揮するが、その平均層厚が１μｍ未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が５μｍを越えて厚くなり過ぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１〜５μｍと定めた。
また、上記のＶ分散ＶＯ_Ｍ層における金属Ｖには、上記の通り切削時の高い発熱雰囲気で酸化して、ＶＯ_Ｍとなり、この結果の生成ＶＯ_Ｍが同じくＶＯ_Ｍからなる素地の摩耗進行を著しく抑制する作用があり、したがって、前記Ｖ分散ＶＯ_Ｍ層は、素地を構成するＶＯ_ＭだけからなるＶＯ_Ｍ層に比してすぐれた耐摩耗性を示すが、金属Ｖの含有割合が、素地のＶＯ_Ｍ層との合量に占める割合で０．５原子％未満では所望の耐摩耗性向上効果が得られず、一方金属Ｖの含有割合が、同７原子％を超えると、層自体の強度が急激に低下し、チッピング発生の原因となることから、その含有割合を０．５〜７原子％と定めた。

この発明の被覆超硬工具は、硬質被覆層を構成する下部層の組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層が、すぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ同層間密着層としてのＶＮ層によって強固に密着接合した上部層としてのＶ分散ＶＯ_Ｍ層によって、被削材（難削材）および切粉との間にすぐれた表面滑り性が確保されることから、特に粘性および粘着性の高いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの難削材の高熱発生を伴なう高速切削加工でも、すぐれた耐チッピング性を示し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものである。

つぎに、この発明の被覆超硬工具を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１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃr₃ Ｃ₂ 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、温度：１４００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０を形成した。

また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ₂ Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。

さらに、硬質被覆層の上部層形成用カソード電極（蒸発源）として、まず、平均粒径：０．８μｍの金属Ｖ粉末を用意し、これを１０Ｐａの酸化雰囲気中、温度：１０００℃に１時間保持の条件で加熱酸化処理して、ＶＯ_Ｍ粉末とし、これに同じく平均粒径：０．８μｍの金属Ｖ粉末を所定量配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、６ＰａのＡｒ雰囲気中、１２００〜１４００℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で焼結することにより、金属Ｖを所定の割合で分散含有したＶ分散ＶＯ_Ｍ焼結体を調製した。

（ａ）ついで、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に示される蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、一方側のＡＩＰ装置のカソード電極（蒸発源）として層間密着層形成用金属Ｖ、他方側のＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として上部層形成用Ｖ分散ＶＯ_Ｍ焼結体を対向配置し、さらに前記回転テーブルに沿って、かつ前記金属ＶおよびＶ分散ＶＯ_Ｍ焼結体のそれぞれから９０度離れた位置の一方側にカソード電極（蒸発源）として下部層のＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金、他方側に同じく下部層のＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金を対向配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記下部層形成用両Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のうちのいずれか一方とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金によってボンバード洗浄し、
（ｃ）ついで，装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、それぞれのカソード電極(前記Ａｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金およびＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金)とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表３，４に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＡｌ最低含有点とが交互に同じく表３，４に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表３，４に示される目標層厚を有する組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）上記の下部層形成用両Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、装置内の雰囲気を同じく４Ｐａの窒素雰囲気に保持すると共に、超硬基体への直流バイアス電圧も同じく−１００Ｖとした条件で、カソード電極の前記金属Ｖとアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって同じく表３，４に示される目標層厚のＶＮ層を硬質被覆層の層間密着層として蒸着形成し、
（ｅ）上記金属Ｖとアノード電極とのアーク放電を停止し、前記蒸着装置内の雰囲気を０．５ＰａのＡｒ雰囲気とすると共に、前記ＳＰ装置のカソード電極（蒸発源）として配置したＶ分散ＶＯ_Ｍ焼結体に、スパッタ出力：３ｋＷの条件でスパッタリングを開始し、同じく表３，４に示される目標層厚を有し、かつ金属Ｖ目標含有割合に相当する金属Ｖをそれぞれ分散含有したＶ分散ＶＯ_Ｍ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、本発明被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、
（ａ）上記の超硬基体Ａ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ６のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図２に示されるアークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に外周部にそって装着し、一方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金、他方側のカソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して０．１Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記超硬基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記両Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金のうちのいずれか一方とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金でボンバード洗浄し、
（ｃ）ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加して、それぞれのカソード電極(前記Ａｌ最低含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金およびＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金)とアノード電極との間に１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表５，６に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表５，６に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表５，６に示される目標層厚の上記本発明被覆チップの下部層に相当する組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層として蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製スローアウエイチップ（以下、従来被覆チップと云う）１〜１６をそれぞれ製造した。

つぎに、上記の各種の被覆チップを、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆チップ１〜１６および従来被覆チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件Ａ）での軟鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の丸棒、
切削速度：３８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂ）でのステンレス鋼の乾式連続高速切削加工試験（通常の切削速度は２５０ｍ／ｍｉｎ．）、
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ１の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：５分、
の条件（切削条件Ｃ）での高マンガン鋼の乾式断続高速切削加工試験（通常の切削速度は２００ｍ／ｍｉｎ．）、を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表７に示した。

原料粉末として、平均粒径：５．５μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同０．８μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、同１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ粉末、同２．３μｍのＣｒ₃Ｃ₂粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ［質量比で、ＴｉＣ／ＷＣ＝５０／５０］粉末、および同１．８μｍのＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表８に示される配合組成に配合し、さらに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、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表７に示される組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法、並びにいずれもねじれ角３０度の４枚刃スクエア形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８をそれぞれ製造した。

ついで、これらの超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表９に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表９に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表９に示される目標層厚の組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層からなる下部層と、同じく表９に示される目標層厚のＶＮ層からなる層間密着層と、さらに同じく表９に示される目標層厚を有し、かつ金属Ｖ目標含有割合に相当する金属Ｖをそれぞれ分散含有したＶ分散ＶＯ_Ｍ層からなる上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製エンドミル（以下、本発明被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、上記の超硬基体（エンドミル）Ｃ−１〜Ｃ−８の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１０に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表１０に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表１０に示される目標層厚の上記本発明被覆エンドミルの下部層に相当する組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層として蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製エンドミル（以下、従来被覆エンドミルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆エンドミル１〜８および従来被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および従来被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：１８０ｍｍ／分、
の条件でのステンレス鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は７０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル４〜６および従来被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ１の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１６０ｍｍ／分、
の条件での高マンガン鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は６０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆エンドミル７，８および従来被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：９０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１０ｍｍ、
テーブル送り：１５０ｍｍ／分、
の条件での軟鋼の乾式高速溝切削加工試験（通常の切削速度は５０ｍ／ｍｉｎ．）をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表９，１０にそれぞれ示した。

上記の実施例２で製造した直径が８ｍｍ（超硬基体Ｃ−１〜Ｃ−３形成用）、１３ｍｍ（超硬基体Ｃ−４〜Ｃ−６形成用）、および２６ｍｍ（超硬基体Ｃ−７、Ｃ−８形成用）の３種の丸棒焼結体を用い、この３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（超硬基体Ｄ−１〜Ｄ−３）、８ｍｍ×２２ｍｍ（超硬基体Ｄ−４〜Ｄ−６）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（超硬基体Ｄ−７、Ｄ−８）の寸法、並びにいずれもねじれ角３０度の２枚刃形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８をそれぞれ製造した。

ついで、これらの超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の切刃に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に示される蒸着装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１１に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表１１に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表１１に示される目標層厚の組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層からなる下部層と、同じく表１１に示される目標層厚のＶＮ層からなる層間密着層と、さらに同じく表１１に示される目標層厚を有し、かつ金属Ｖ目標含有割合に相当する金属Ｖをそれぞれ分散含有したＶ分散ＶＯ_Ｍ層からなる上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル（以下、本発明被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

また、比較の目的で、上記の超硬基体（ドリル）Ｄ−１〜Ｄ−８の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同一の条件で、層厚方向に沿って表１２に示される目標組成のＡｌ最低含有点とＡｌ最高含有点とが交互に同じく表１２に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表１２に示される目標層厚の上記本発明被覆ドリルの下部層に相当する組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製ドリル（以下、従来被覆ドリルと云う）１〜８をそれぞれ製造した。

つぎに、上記本発明被覆ドリル１〜８および従来被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および従来被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭｎＨ１の板材、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：８ｍｍ、
の条件での高マンガン鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は９０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル４〜６および従来被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１６ｍｍ、
の条件での軟鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は９０ｍ／ｍｉｎ．）、本発明被覆ドリル７，８および従来被覆ドリル７，８については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の板材、
切削速度：１３５ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２８ｍｍ、
の条件でのステンレス鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験（通常の切削速度は８０ｍ／ｍｉｎ．）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験（水溶性切削油使用）でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表１１，１２にそれぞれ示した。

この結果得られた本発明被覆超硬工具としての本発明被覆チップ１〜１６、本発明被覆エンドミル１〜８、および本発明被覆ドリル１〜８の硬質被覆層、並びに従来被覆超硬工具としての従来被覆チップ１〜１６、従来被覆エンドミル１〜８、および従来被覆ドリル１〜８の硬質被覆層をそれぞれ構成する組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層のＡｌ最低含有点およびＡｌ最高含有点の組成を、透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、それぞれ目標組成のＡｌ最低含有点およびＡｌ最高含有点と実質的に同じ組成を示した。
さらに、本発明被覆超硬工具の硬質被覆層を構成するＶ分散ＶＯ_Ｍ層（上部層）の組成を同じく透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散Ｘ線分析法により測定したところ、素地に分散する金属Ｖは目標含有割合と実質的に同じ含有割合を示し、さらに、ＶＯ_Ｍの素地は、組成式で、ＶＯを主体とし、これにＶ_２Ｏ_３、Ｖ_２Ｏ_５、およびＶＯ_２などが含有する混合組織を示した。

また、上記の硬質被覆層の構成層の平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。

表３〜１２に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも特に粘性および粘着性の高いステンレス鋼や高マンガン鋼、さらに軟鋼などの難削材の高熱発生を伴なう高速切削加工でも、硬質被覆層の下部層である組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層が、すぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ層間密着層としてのＶＮ層によって前記下部層に強固に密着したＶ分散ＶＯ_Ｍ層によって、前記被削材および切粉との間にすぐれた表面滑り性が確保されることから、切刃部にチッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層が組成変化（Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ）Ｎ層で構成された従来被覆超硬工具においては、いずれも前記難削材の高速切削加工では被削材（難削材）および切粉と前記硬質被覆層との粘着性および反応性が一段と高くなり、これが原因で切刃部にチッピングが発生するようになり、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

上述のように、この発明の被覆超硬工具は、一般鋼や普通鋳鉄などの切削加工は勿論のこと、特に上記の難削材の高い発熱を伴なう高速切削加工でもすぐれた耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工装置のＦＡ化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

本発明被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。 従来被覆超硬工具を構成する硬質被覆層を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置を示し、（ａ）は概略平面図、（ｂ）は概略正面図である。

Claims (1)

1. 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された超硬基体の表面に、
   （ａ）１〜５μｍの平均層厚を有し、かつ、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌおよびＴｉ含有量がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
   さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ_{1-（X＋Ｙ）}Ｔｉ_XＢ_Ｙ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．１０〜０．３５、Ｙは０．０１〜０．１を示す）、
   上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（Ａｌ_{1-（Ｅ＋Ｆ）}Ｔｉ_ＥＢ_Ｆ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｅは０．４０〜０．６５、Ｆは０．０１〜０．１を示す）、
   を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍである、ＡｌとＴｉとＢ（ボロン）の複合窒化物層からなる下部層、
   （ｂ）０．１〜１．５μｍの平均層厚を有する窒化バナジウム層からなる層間密着層、
   （ｃ）１〜５μｍの平均層厚を有し、かつ酸化バナジウムの素地に、前記酸化バナジウムとの合量に占める割合で、０．５〜７原子％の金属バナジウムが分散分布した組織を有する金属バナジウム分散酸化バナジウム層からなる上部層、
   以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を形成してなる、難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。

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