JP2018094670A - 耐摩耗性と耐欠損性を両立した表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具 - Google Patents
耐摩耗性と耐欠損性を両立した表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】 強断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性と耐摩耗性を発揮する表面被覆ｃＢＮ工具を提供する。
【解決手段】 ｃＢＮ基体表面に、Ａ層とＢ層の交互積層構造が形成されている表面被覆ｃＢＮ工具であって、ｃＢＮ基体中のｃＢＮ粒子は、粒径０．５０〜１．００μｍの範囲に粒度分布のピークが存在し、該ピークの半値全幅は０．３３〜０．７３μｍを満足し、Ａ層は（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（但し、原子比で、０．４≦ｘ≦０．７）、Ｂ層は（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎ（但し、原子比で、０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５）を満足する平均組成を有し、前記Ｂ層はＳｉ成分濃度が層厚方向に沿って変化する組成変調構造を備え、さらに、硬質被覆層をＸＲＤ測定したとき、（２００）面の回折ピークは４３．６±０．１度の位置に存在し、該ピークの半値全幅は０．２５±０．０５度である。
【選択図】 図１
【解決手段】 ｃＢＮ基体表面に、Ａ層とＢ層の交互積層構造が形成されている表面被覆ｃＢＮ工具であって、ｃＢＮ基体中のｃＢＮ粒子は、粒径０．５０〜１．００μｍの範囲に粒度分布のピークが存在し、該ピークの半値全幅は０．３３〜０．７３μｍを満足し、Ａ層は（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ（但し、原子比で、０．４≦ｘ≦０．７）、Ｂ層は（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎ（但し、原子比で、０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５）を満足する平均組成を有し、前記Ｂ層はＳｉ成分濃度が層厚方向に沿って変化する組成変調構造を備え、さらに、硬質被覆層をＸＲＤ測定したとき、（２００）面の回折ピークは４３．６±０．１度の位置に存在し、該ピークの半値全幅は０．２５±０．０５度である。
【選択図】 図１
Description
この発明は、合金鋼等の強断続切削加工等において、すぐれた耐摩耗性とすぐれた耐欠損性を示し、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する立方晶窒化ホウ素（以下、「ｃＢＮ」ともいう）焼結体を工具基体とする表面被覆工具（以下、「被覆ｃＢＮ工具」ともいう）に関する。
一般に、表面被覆切削工具には、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、被覆工具として、ＣｒとＡｌの複合窒化物（（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ）層、あるいは、ＴｉとＡｌの複合窒化物（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ）層からなる硬質被覆層を、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素焼結体（以下、ｃＢＮで示す）からなる基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、アークイオンプレーティング法により、被覆形成した被覆工具が知られている。
そして、被覆工具の切削性能を改善するために、多くの提案がなされている。
そして、被覆工具の切削性能を改善するために、多くの提案がなされている。
例えば、特許文献１に示すように、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメット等の工具基体の表面に、Ｃｒ、Ａｌ及びＳｉを主成分とする金属成分と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｂから選択される少なくとも１種以上の元素とから構成される立方晶構造の硬質層を１層以上被覆することにより、耐欠損性、耐摩耗性を改善した被覆工具が提案されている。
また、特許文献２には、工具基体表面に硬質被覆層を被覆した被覆工具において、硬質膜の少なくとも１層は、（ＭａＬｂ）Ｘｃ（但し、ＭはＣｒ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｙの中から選ばれた少なくとも１種の金属元素を示し、ＬはＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｂ，Ｓｉ，Ｓの中から選ばれた少なくとも１種の添加元素を示し、ＸはＣ，Ｎ，Ｏの中から選ばれた少なくとも１種の非金属元素を示し、ａはＭとＬとの合計に対するＭの原子比を示し、ｂはＭとＬとの合計に対するＬの原子比を示し、ｃはＭとＬとの合計に対するＸの原子比を示す。また、ａ，ｂ，ｃは、それぞれ０．８５≦ａ≦０．９９、０．０１≦ｂ≦０．１５、ａ＋ｂ＝１、１．００＜ｃ≦１．２０を満足する。）とすることで、硬質膜の成分であるＣｕ，Ｓｉ等による結晶粒の微細化、結晶安定性により、高温硬さが高くなり、耐摩耗性が向上し、さらに、耐酸化性も向上すると記載されている。
また、特許文献３、特許文献４には、立方晶型窒化硼素を２０体積％以上含むＣＢＮ焼結体からなる基材に対して、少なくとも切削に関与する箇所に、（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎ（ここで、０．３≦Ｘ≦０．７）で表される組成からなる硬質耐熱被膜を設けることにより、切削工具としての強度と耐摩耗性の改善を図ることが提案されている。
さらに、特許文献５には、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工具基体の表面に、（Ｔｉ，Ａｌ）系複合窒化物あるいは複合炭窒化物層からなる下部層と、（Ｃｒ，Ａｌ）系複合窒化物層からなる上部層を被覆形成し、かつ、上部層は、立方晶構造からなる薄層Ａと、立方晶構造と六方晶構造の混在する薄層Ｂの交互積層構造として構成することによって、高速強断続切削加工における潤滑性と耐摩耗性を改善することが提案されている。
なお、上記下部層は、組成式：（Ｔｉ１−Ｑ−ＲＡｌＱＭ１Ｒ）（Ｃ，Ｎ）で表した場合に、０．４≦Ｑ≦０．６５、０≦Ｒ≦０．１（但し、Ｑは原子比によるＡｌの含有割合、Ｒは原子比による成分Ｍ１の合計含有割合であり、また、成分Ｍ１は、Ｓｉ、Ｂ、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、ＮｂまたはＭｏから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＴｉとＡｌとＭ１の複合窒化物または複合炭窒化物層であり、上記薄層Ａは、組成式：（Ｃｒ１−α−βＡｌαＭ２β）Ｎで表した場合に、０．２５≦α≦０．６５、０＜β≦０．１（但し、αは原子比によるＡｌの含有割合、βは原子比による成分Ｍ２の合計含有割合であり、また、成分Ｍ２は、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＭｏまたはＴｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足する立方晶構造のＣｒとＡｌとＭ２の複合窒化物層であり、さらに、上記薄層Ｂは、組成式：（Ｃｒ１−γ−δＡｌγＭ３δ）Ｎで表した場合に、０．７５≦γ≦０．９５、０＜δ≦０．１（但し、γは原子比によるＡｌの含有割合、δは原子比による成分Ｍ３の合計含有割合であり、また、成分Ｍ３は、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＭｏまたはＴｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＣｒとＡｌとＭ３の複合窒化物層であることが記載されている。
なお、上記下部層は、組成式：（Ｔｉ１−Ｑ−ＲＡｌＱＭ１Ｒ）（Ｃ，Ｎ）で表した場合に、０．４≦Ｑ≦０．６５、０≦Ｒ≦０．１（但し、Ｑは原子比によるＡｌの含有割合、Ｒは原子比による成分Ｍ１の合計含有割合であり、また、成分Ｍ１は、Ｓｉ、Ｂ、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、ＮｂまたはＭｏから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＴｉとＡｌとＭ１の複合窒化物または複合炭窒化物層であり、上記薄層Ａは、組成式：（Ｃｒ１−α−βＡｌαＭ２β）Ｎで表した場合に、０．２５≦α≦０．６５、０＜β≦０．１（但し、αは原子比によるＡｌの含有割合、βは原子比による成分Ｍ２の合計含有割合であり、また、成分Ｍ２は、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＭｏまたはＴｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足する立方晶構造のＣｒとＡｌとＭ２の複合窒化物層であり、さらに、上記薄層Ｂは、組成式：（Ｃｒ１−γ−δＡｌγＭ３δ）Ｎで表した場合に、０．７５≦γ≦０．９５、０＜δ≦０．１（但し、γは原子比によるＡｌの含有割合、δは原子比による成分Ｍ３の合計含有割合であり、また、成分Ｍ３は、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＭｏまたはＴｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＣｒとＡｌとＭ３の複合窒化物層であることが記載されている。
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、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、切削加工は高能率化の傾向にある。
前記特許文献１〜５で提案されている従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄の通常条件での切削に用いた場合には格別問題はないが、特に、切れ刃に断続的、衝撃的な高負荷が作用する強断続切削加工条件で用いた場合には、欠損等が発生しやすく、また、耐摩耗性も満足できるものではないため、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
前記特許文献１〜５で提案されている従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄の通常条件での切削に用いた場合には格別問題はないが、特に、切れ刃に断続的、衝撃的な高負荷が作用する強断続切削加工条件で用いた場合には、欠損等が発生しやすく、また、耐摩耗性も満足できるものではないため、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
例えば、前記特許文献１に示される従来被覆工具においては、硬質被覆層を構成する（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層のＡｌ成分は高温硬さ、同Ｃｒ成分は高温靭性、高温強度を向上させると共に、ＡｌおよびＣｒが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させ、さらに同Ｓｉ成分は耐熱塑性変形性を向上させる作用があるが、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷がかかる切削条件においては、チッピング、欠損等の発生を避けることはできず、例えば、Ｃｒ含有割合を増加することにより高温靭性、高温強度の改善を図ろうとしても、相対的なＡｌ含有割合の減少によって、耐摩耗性が低下してしまうため、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質被覆層における耐チッピング性と耐摩耗性の両立を図るには自ずから限界がある。
また、前記特許文献２に示される従来被覆工具においては、硬質被覆層成分としてＣｕを含有させ、結晶粒の微細化を図ることによって耐摩耗性を向上させることが提案されているが、耐摩耗性が向上する反面、靭性が低下することによってチッピングの発生を抑制することができず、工具寿命は短命である。
前記特許文献３、４に記載される従来被覆工具においては、耐摩耗性には優れるものの、刃先に衝撃が作用する強断続切削加工では、耐チッピング性が十分ではない。さらに、特許文献３、４に記載される従来被覆工具では、工具基体がｃＢＮ焼結体であるため、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎからなる硬質被覆層との密着性が十分でなく、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層の剥離が発生し、また、これを原因として耐摩耗性の低下が生じる。
前記特許文献５の従来被覆工具においては、硬質被覆層の上部層を（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ系複合窒化物層の薄層Ａと薄層Ｂの交互積層構造として構成しており、かつ、薄層Ｂは、立方晶構造と六方晶構造の混在する層であるため、潤滑性には優れるものの、強断続切削加工に供した場合、耐欠損性、耐摩耗性が十分ではない。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に、強断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮すると同時に、耐摩耗性にも優れた被覆工具を開発すべく、鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
（ａ）まず、硬質被覆層が、（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ層あるいは（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層で構成された従来被覆工具において、硬質被覆層の構成成分であるＡｌは高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｃｒは高温強度を向上させると共に、ＣｒとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させる作用があること、また、添加成分ＭがＺｒの場合は耐熱塑性変形性向上、Ｖは潤滑性向上、Ｎｂは高温耐摩耗性向上、Ｍｏは耐溶着性向上、Ｗは放熱性向上、Ｔｉはさらなる高温硬度向上というように、Ｍ成分の種類に応じて、硬質被覆層の特性の改善が図られ、そして、硬質被覆層は、これらＭ成分を含有することによって、耐欠損性、耐溶着性、耐酸化性および耐摩耗性が向上することは、前記特許文献１、２、５によって既に知られている。
（ａ）まず、硬質被覆層が、（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ層あるいは（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層で構成された従来被覆工具において、硬質被覆層の構成成分であるＡｌは高温硬さと耐熱性を向上させ、Ｃｒは高温強度を向上させると共に、ＣｒとＡｌが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させる作用があること、また、添加成分ＭがＺｒの場合は耐熱塑性変形性向上、Ｖは潤滑性向上、Ｎｂは高温耐摩耗性向上、Ｍｏは耐溶着性向上、Ｗは放熱性向上、Ｔｉはさらなる高温硬度向上というように、Ｍ成分の種類に応じて、硬質被覆層の特性の改善が図られ、そして、硬質被覆層は、これらＭ成分を含有することによって、耐欠損性、耐溶着性、耐酸化性および耐摩耗性が向上することは、前記特許文献１、２、５によって既に知られている。
（ｂ）また、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層はすぐれた高温強度を備え、しかも、工具基体と前記（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層に対してすぐれた高密着強度を有するので、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層をＡ層とし、また、（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層をＢ層とし、Ａ層とＢ層との積層構造として硬質被覆層を形成すると、硬質被覆層全体として、すぐれた高温強度を有し、また、すぐれた耐欠損性を有する被覆工具となることも、前記特許文献２〜５によって既に知られている。
（ｃ）しかし、本発明者は、前記Ａ層とＢ層が少なくとも各１層ずつ交互に積層されている交互積層構造からなる硬質被覆層において、Ｂ層をＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ」で示す場合がある）層として構成し、Ａ層とＢ層を構成する成分の組成範囲を適切に選択することによって、特に、前記Ｂ層は結晶粒微細化による耐摩耗性向上効果と衝撃緩和性による耐チッピング性向上を備えることから、硬質被覆層の備える硬さと塑性変形性のバランスを図ることができ、これによって、切れ刃に作用する切削加工時の断続的・衝撃的な高負荷を緩和し、硬質被覆層の耐欠損性を向上させ得ることを見出したのである。
また、本発明のＢ層について、ナノインデンテーション試験を行ったところ、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内となることを確認している。
また、本発明のＢ層について、ナノインデンテーション試験を行ったところ、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内となることを確認している。
（ｄ）さらに、本発明者は、立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体（以下、「ｃＢＮ基体」ともいう）の成分組成を適正範囲に定め、さらに、ｃＢＮ焼結体中におけるｃＢＮ粒子の粒度分布を調整することにより、前記Ａ層とＢ層との交互積層構造からなる硬質被覆層と、ｃＢＮ基体との密着強度を向上させることができるとともに、硬質被覆層全体のＸＲＤ測定を行った際に、（２００）面のＸ線回折ピーク位置と該ピーク位置における回折強度の半値全幅が特定の値を示すことによって、硬質被覆層の耐欠損性がより向上し、長期の使用にわたって一段とすぐれた耐欠損性、耐摩耗性が発揮されるようになることを見出したのである。
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、
「（１）立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体表面に、Ａ層とＢ層が少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなる合計層厚０．５〜４．０μｍの硬質被覆層が形成されている表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具において、
（ａ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体は、
ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上の合計：１０〜５０ｖｏｌ％、
ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、
ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、
ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、
Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％、
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０〜８０ｖｏｌ％
からなる組成を有し、
（ｂ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体中のｃＢＮ粒子の粒度分布を測定した場合、粒径０．５０〜１．００μｍの範囲に粒度分布のピークが存在し、かつ、該ピークの半値全幅の値は、０．３３〜０．７３μｍを満足し、
（ｃ）前記Ａ層は、０．１〜３．０μｍの一層平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ
で表した場合に、０．４≦ｘ≦０．７（ただし、ｘは原子比によるＡｌの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層、
（ｄ）前記Ｂ層は、０．１〜３．０μｍの一層平均層厚を有し、
組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層であり、
（ｅ）前記Ｂ層は、層厚方向に沿ってＳｉ成分濃度が周期的に変化する組成変調構造を有し、
（ｆ）前記組成変調構造におけるＳｉ成分濃度の周期的な変化は、Ｓｉ成分の最高含有点とＳｉ成分の最低含有点が１ｎｍ〜１００ｎｍの平均間隔で繰り返され、
（ｇ）前記Ｓｉ成分の最高含有点におけるＳｉ成分の組成の極大値の平均値をｂｍａｘとしたとき、
ｂ＜ｂｍａｘ≦１．３ｂの範囲内であり、
（ｈ）前記Ｓｉ成分の最低含有点におけるＳｉ成分の組成の極小値の平均値をｂｍｉｎとしたとき、
０．７ｂ≦ｂｍｉｎ＜ｂの範囲内であり、
（ｉ）さらに、前記Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折測定を行ったとき、（２００）面のＸ線回折ピークは回折角４３．５±０．２度の位置に存在し、かつ、該回折ピークの半値全幅は０．４±０．１度を満足することを特徴とする表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
（２）前記Ｂ層について、層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行うことによって求めたＢ層の塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。」
に特徴を有するものである。
「（１）立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体表面に、Ａ層とＢ層が少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなる合計層厚０．５〜４．０μｍの硬質被覆層が形成されている表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具において、
（ａ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体は、
ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上の合計：１０〜５０ｖｏｌ％、
ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、
ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、
ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、
Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％、
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０〜８０ｖｏｌ％
からなる組成を有し、
（ｂ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体中のｃＢＮ粒子の粒度分布を測定した場合、粒径０．５０〜１．００μｍの範囲に粒度分布のピークが存在し、かつ、該ピークの半値全幅の値は、０．３３〜０．７３μｍを満足し、
（ｃ）前記Ａ層は、０．１〜３．０μｍの一層平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ
で表した場合に、０．４≦ｘ≦０．７（ただし、ｘは原子比によるＡｌの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層、
（ｄ）前記Ｂ層は、０．１〜３．０μｍの一層平均層厚を有し、
組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層であり、
（ｅ）前記Ｂ層は、層厚方向に沿ってＳｉ成分濃度が周期的に変化する組成変調構造を有し、
（ｆ）前記組成変調構造におけるＳｉ成分濃度の周期的な変化は、Ｓｉ成分の最高含有点とＳｉ成分の最低含有点が１ｎｍ〜１００ｎｍの平均間隔で繰り返され、
（ｇ）前記Ｓｉ成分の最高含有点におけるＳｉ成分の組成の極大値の平均値をｂｍａｘとしたとき、
ｂ＜ｂｍａｘ≦１．３ｂの範囲内であり、
（ｈ）前記Ｓｉ成分の最低含有点におけるＳｉ成分の組成の極小値の平均値をｂｍｉｎとしたとき、
０．７ｂ≦ｂｍｉｎ＜ｂの範囲内であり、
（ｉ）さらに、前記Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折測定を行ったとき、（２００）面のＸ線回折ピークは回折角４３．５±０．２度の位置に存在し、かつ、該回折ピークの半値全幅は０．４±０．１度を満足することを特徴とする表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
（２）前記Ｂ層について、層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行うことによって求めたＢ層の塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。」
に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の被覆ｃＢＮ工具について、より詳細に説明する。
立方晶窒化ホウ素焼結体（ｃＢＮ焼結体）：
本発明の被覆ｃＢＮ工具の基体を構成するｃＢＮ焼結体は、その成分組成を特定の範囲内に規制することにより、交互積層構造の硬質被覆層を構成するＡ層またはＢ層のいずれとも、すぐれた密着強度を示すようになる。特に、Ａ層との密着強度が高いので、ｃＢＮ基体直上に形成する層としては、Ａ層が望ましい。
本発明では、ｃＢＮ焼結体の成分組成を次のとおりに定めた。
ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上の合計：１０〜５０ｖｏｌ％、
ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、
ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、
ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、
Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％、
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０〜８０ｖｏｌ％
本発明の被覆ｃＢＮ工具の基体を構成するｃＢＮ焼結体は、その成分組成を特定の範囲内に規制することにより、交互積層構造の硬質被覆層を構成するＡ層またはＢ層のいずれとも、すぐれた密着強度を示すようになる。特に、Ａ層との密着強度が高いので、ｃＢＮ基体直上に形成する層としては、Ａ層が望ましい。
本発明では、ｃＢＮ焼結体の成分組成を次のとおりに定めた。
ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上の合計：１０〜５０ｖｏｌ％、
ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、
ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、
ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、
Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％、
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０〜８０ｖｏｌ％
本発明で、ｃＢＮ焼結体の成分組成を前記のとおり定めた技術的な理由は以下のとおりである。
ｃＢＮ粒子：
切刃におけるｃＢＮ粒子は、通常、耐摩耗性および耐塑性変形性を確保する作用を有するが、結合相中の含有量が３０ｖｏｌ％未満ではｃＢＮ焼結体の高硬度が十分に発揮されなくなり、耐摩耗性の低下が顕著になる。一方、含有量が８０ｖｏｌ％を越えると靭性が低下して欠損を発生しやすくなり、また、ｃＢＮ基体と硬質被覆層との密着性も悪くなり、硬質被覆層の剥離を伴う異常摩耗が発生し耐摩耗性が低下するため好ましくない。
したがって、ｃＢＮ粒子の含有量は３０〜８０ｖｏｌ％に定めたが、より好ましい含有量は４０〜７０ｖｏｌ％である。
ｃＢＮ粒子：
切刃におけるｃＢＮ粒子は、通常、耐摩耗性および耐塑性変形性を確保する作用を有するが、結合相中の含有量が３０ｖｏｌ％未満ではｃＢＮ焼結体の高硬度が十分に発揮されなくなり、耐摩耗性の低下が顕著になる。一方、含有量が８０ｖｏｌ％を越えると靭性が低下して欠損を発生しやすくなり、また、ｃＢＮ基体と硬質被覆層との密着性も悪くなり、硬質被覆層の剥離を伴う異常摩耗が発生し耐摩耗性が低下するため好ましくない。
したがって、ｃＢＮ粒子の含有量は３０〜８０ｖｏｌ％に定めたが、より好ましい含有量は４０〜７０ｖｏｌ％である。
また、ｃＢＮ焼結体の耐摩耗性を向上させ、ｃＢＮ粒子の離脱防止を図る上で、ｃＢＮ焼結体中におけるｃＢＮ粒子の粒度分布を測定した場合、粒径０．５０〜１．００μｍの範囲に粒度分布のピークが存在し、かつ、該ピークの半値全幅の値は、０．３３〜０．７３μｍを満足することが必要である。
これは、粒度分布のピークが粒径０．５０μｍ未満になると、切削加工によって露出したｃＢＮ基体の摩耗進行が促進され、一方、粒度分布のピークが粒径１．００μｍを超えると、切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷によって、ｃＢＮ粒子と結合相との界面から、ｃＢＮ粒子の離脱発生を原因として、早期に欠損を発生することになるからである。
また、該ピークの半値全幅の値が０．３３μｍ未満になると、ｃＢＮ粒子は均一であるが、焼結体中で充填率が低下するため、結合相との分散性や反応性が劣り、靱性が低下して欠損が発生しやすくなる。
一方、該ピークの半値全幅の値が大きくなればなるほど微細な粒子から粗い粒子が混在する。特に該ピークの半値全幅の値が０．７３μｍを超えると、微細すぎるｃＢＮ粒子と粗いｃＢＮ粒子が混在する。この時、微細すぎるｃＢＮ粒子は、焼結阻害要因となる酸素、水分等の不純物の吸着・混入になりやすく、結果的にｃＢＮ焼結体の靱性を低下させてしまう。粗いｃＢＮ粒子の場合は、粒度分布のピークが１．００μｍを超える時と同様に、ｃＢＮ粒子の切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷によって、ｃＢＮ粒子と結合相との界面から、ｃＢＮ粒子の離脱発生を原因として、早期に欠損を発生しやすくなる。
したがって、ｃＢＮ粒子の粒度分布のピークの半値全幅の値は、０．３３〜０．７３μｍとする。
なお、ｃＢＮ焼結体中におけるｃＢＮ粒子のより好ましい粒度分布は、粒径０．６５〜０．８５μｍの範囲にピークが存在し、かつ、該ピークの半値全幅の値は、０．４５〜０．６５μｍを満足する粒度分布である。
これは、粒度分布のピークが粒径０．５０μｍ未満になると、切削加工によって露出したｃＢＮ基体の摩耗進行が促進され、一方、粒度分布のピークが粒径１．００μｍを超えると、切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷によって、ｃＢＮ粒子と結合相との界面から、ｃＢＮ粒子の離脱発生を原因として、早期に欠損を発生することになるからである。
また、該ピークの半値全幅の値が０．３３μｍ未満になると、ｃＢＮ粒子は均一であるが、焼結体中で充填率が低下するため、結合相との分散性や反応性が劣り、靱性が低下して欠損が発生しやすくなる。
一方、該ピークの半値全幅の値が大きくなればなるほど微細な粒子から粗い粒子が混在する。特に該ピークの半値全幅の値が０．７３μｍを超えると、微細すぎるｃＢＮ粒子と粗いｃＢＮ粒子が混在する。この時、微細すぎるｃＢＮ粒子は、焼結阻害要因となる酸素、水分等の不純物の吸着・混入になりやすく、結果的にｃＢＮ焼結体の靱性を低下させてしまう。粗いｃＢＮ粒子の場合は、粒度分布のピークが１．００μｍを超える時と同様に、ｃＢＮ粒子の切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷によって、ｃＢＮ粒子と結合相との界面から、ｃＢＮ粒子の離脱発生を原因として、早期に欠損を発生しやすくなる。
したがって、ｃＢＮ粒子の粒度分布のピークの半値全幅の値は、０．３３〜０．７３μｍとする。
なお、ｃＢＮ焼結体中におけるｃＢＮ粒子のより好ましい粒度分布は、粒径０．６５〜０．８５μｍの範囲にピークが存在し、かつ、該ピークの半値全幅の値は、０．４５〜０．６５μｍを満足する粒度分布である。
ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ（Ｔｉ系化合物）：
ｃＢＮ焼結体に含有されるＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ等のＴｉ系化合物は、結合相として作用し、耐熱性および靭性を確保する作用を有する。しかし、その合計含有量が１０ｖｏｌ％未満では靭性の低下が著しくなるとともに、硬質被覆層との密着強度も低下し、一方、合計含有量が５０ｖｏｌ％を越えて含有すると相対的にｃＢＮ量が減少し、所望の高硬度が得られず、耐熱性の低下も著しくなる。
したがって、これらのＴｉ系化合物の合計含有量は１０〜５０ｖｏｌ％に定めた。
なお、これらのＴｉ系化合物（ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ）の好ましい合計含有量は２０〜４０ｖｏｌ％である。また、これらＴｉ系化合物の平均粒径は、ｃＢＮ焼結体中における分散性を考慮すると１μｍ以下（好ましくは０．２〜０．７μｍ）とすることが望ましい。
ｃＢＮ焼結体に含有されるＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ等のＴｉ系化合物は、結合相として作用し、耐熱性および靭性を確保する作用を有する。しかし、その合計含有量が１０ｖｏｌ％未満では靭性の低下が著しくなるとともに、硬質被覆層との密着強度も低下し、一方、合計含有量が５０ｖｏｌ％を越えて含有すると相対的にｃＢＮ量が減少し、所望の高硬度が得られず、耐熱性の低下も著しくなる。
したがって、これらのＴｉ系化合物の合計含有量は１０〜５０ｖｏｌ％に定めた。
なお、これらのＴｉ系化合物（ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ）の好ましい合計含有量は２０〜４０ｖｏｌ％である。また、これらＴｉ系化合物の平均粒径は、ｃＢＮ焼結体中における分散性を考慮すると１μｍ以下（好ましくは０．２〜０．７μｍ）とすることが望ましい。
ＷＣ，ＴｉＢ２，ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３（分散成分）：
ｃＢＮ焼結体に含有されるＷＣ，ＴｉＢ２，ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３等の分散成分は、いずれもＴｉ系化合物からなる結合相中に硬質分散相として分散している成分であり、Ｔｉ系化合物の粒成長を抑制する作用を有するが、ＷＣが０．１ｖｏｌ％未満、ＴｉＢ２が２ｖｏｌ％未満、ＡｌＮが０．３ｖｏｌ％未満、また、Ａｌ２Ｏ３が１．５ｖｏｌ％未満では、Ｔｉ系化合物の粒成長抑制効果が少なく、一方、ＷＣが２ｖｏｌ％を超える場合、ＴｉＢ２が１０ｖｏｌ％を超える場合、ＡｌＮが５ｖｏｌ％を超える場合、また、Ａｌ２Ｏ３が１０ｖｏｌ％を超える場合には、ｃＢＮ焼結体の焼結性が低下し、強度が低下するとともに、硬質被覆層との密着強度の低下も招く。
上記の作用に加え、ＴｉＢ２が２ｖｏｌ％未満になると、高温における強度低下が著しく、逆に１０ｖｏｌ％を超えると、あまり高くない温度領域においても強度および靭性の低下が著しくなる。また、ＡｌＮが０．３ｖｏｌ％未満になると、緻密な焼結体になり難く、５ｖｏｌ％を超えると、強度および靭性の低下が著しくなる。さらに、Ａｌ２Ｏ３が、１．５ｖｏｌ％未満になると、耐摩耗性および耐熱性の低下が著しくなり、１０ｖｏｌ％を超えると靭性の低下が著しくなる。
したがって、ｃＢＮ焼結体における上記各分散成分の含有量を、それぞれ上記特定の量とすることによって、ｃＢＮ焼結体の焼結性の低下、強度の低下を抑えると同時に、ｃＢＮ焼結体におけるＴｉ系化合物の粒成長抑制効果を抑えるとともに、硬質被覆層との密着強度をより一段と向上させることができる。
よって、分散成分の含有量を、ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％と定めた。
なお、これら分散成分の好ましい範囲は、ＷＣ：０．３〜１．５ｖｏｌ％、ＴｉＢ２：３〜７ｖｏｌ％、ＡｌＮ：１〜４ｖｏｌ％、Ａｌ２Ｏ３：２〜９ｖｏｌ％である。
また、これら分散成分の素地中における粒径は、平均粒径でいずれも０．５μｍ以下（好ましくは０．３μｍ以下）であることが望ましい。
ｃＢＮ焼結体に含有されるＷＣ，ＴｉＢ２，ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３等の分散成分は、いずれもＴｉ系化合物からなる結合相中に硬質分散相として分散している成分であり、Ｔｉ系化合物の粒成長を抑制する作用を有するが、ＷＣが０．１ｖｏｌ％未満、ＴｉＢ２が２ｖｏｌ％未満、ＡｌＮが０．３ｖｏｌ％未満、また、Ａｌ２Ｏ３が１．５ｖｏｌ％未満では、Ｔｉ系化合物の粒成長抑制効果が少なく、一方、ＷＣが２ｖｏｌ％を超える場合、ＴｉＢ２が１０ｖｏｌ％を超える場合、ＡｌＮが５ｖｏｌ％を超える場合、また、Ａｌ２Ｏ３が１０ｖｏｌ％を超える場合には、ｃＢＮ焼結体の焼結性が低下し、強度が低下するとともに、硬質被覆層との密着強度の低下も招く。
上記の作用に加え、ＴｉＢ２が２ｖｏｌ％未満になると、高温における強度低下が著しく、逆に１０ｖｏｌ％を超えると、あまり高くない温度領域においても強度および靭性の低下が著しくなる。また、ＡｌＮが０．３ｖｏｌ％未満になると、緻密な焼結体になり難く、５ｖｏｌ％を超えると、強度および靭性の低下が著しくなる。さらに、Ａｌ２Ｏ３が、１．５ｖｏｌ％未満になると、耐摩耗性および耐熱性の低下が著しくなり、１０ｖｏｌ％を超えると靭性の低下が著しくなる。
したがって、ｃＢＮ焼結体における上記各分散成分の含有量を、それぞれ上記特定の量とすることによって、ｃＢＮ焼結体の焼結性の低下、強度の低下を抑えると同時に、ｃＢＮ焼結体におけるＴｉ系化合物の粒成長抑制効果を抑えるとともに、硬質被覆層との密着強度をより一段と向上させることができる。
よって、分散成分の含有量を、ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％と定めた。
なお、これら分散成分の好ましい範囲は、ＷＣ：０．３〜１．５ｖｏｌ％、ＴｉＢ２：３〜７ｖｏｌ％、ＡｌＮ：１〜４ｖｏｌ％、Ａｌ２Ｏ３：２〜９ｖｏｌ％である。
また、これら分散成分の素地中における粒径は、平均粒径でいずれも０．５μｍ以下（好ましくは０．３μｍ以下）であることが望ましい。
ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮ粒子、Ｔｉ系化合物および分散成分の平均粒径は、例えば、以下の方法によって測定し、求めることができる。
ｃＢＮ粒子の場合は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察し、二次電子像を得る。得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をｃＢＮ粒子の粒径とし、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とした。
Ｔｉ系化合物および分散成分の粒子の場合は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ２Ｏ３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像となる。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出し、画像解析によってＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の最大長を求め、それをＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の粒径とし、ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の平均粒径（μｍ）とした。
ｃＢＮ粒子の場合は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察し、二次電子像を得る。得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をｃＢＮ粒子の粒径とし、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とした。
Ｔｉ系化合物および分散成分の粒子の場合は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ２Ｏ３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像となる。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出し、画像解析によってＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の最大長を求め、それをＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の粒径とし、ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の平均粒径（μｍ）とした。
硬質被覆層の交互積層構造を構成するＡ層：
図１（ａ）に、本発明被覆工具の硬質被覆層の縦断面概略模式図を示すが、交互積層構造からなる硬質被覆層のＡ層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物層(以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層」と記すこともある)は、それ自体すぐれた高温強度を備えることに加え、Ａ層は、ｃＢＮ基体との密着強度にすぐれるとともに交互積層を構成するＢ層に対してもすぐれた密着強度を有するため、Ａ層とＢ層との交互積層構造によって硬質被覆層を形成することによって、Ａ層−Ｂ層間の層間密着強度を高めることができ、その結果、耐摩耗性を低下させることなく耐欠損性、耐剥離性を向上させることができる。
ただ、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎを、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ
で表した場合に、Ａｌの含有割合を示すｘ値(原子比)が０．４未満では、高温硬さが低下するため耐摩耗性の劣化を招き、また、ｘ値(原子比)が０．７を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、十分な高温強度を確保することができなくなるとともに、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下することから、Ａ層におけるＡｌの含有割合ｘ値(原子比)を、０．４≦ｘ≦０．７と定めた。
図１（ａ）に、本発明被覆工具の硬質被覆層の縦断面概略模式図を示すが、交互積層構造からなる硬質被覆層のＡ層を構成するＴｉとＡｌの複合窒化物層(以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層」と記すこともある)は、それ自体すぐれた高温強度を備えることに加え、Ａ層は、ｃＢＮ基体との密着強度にすぐれるとともに交互積層を構成するＢ層に対してもすぐれた密着強度を有するため、Ａ層とＢ層との交互積層構造によって硬質被覆層を形成することによって、Ａ層−Ｂ層間の層間密着強度を高めることができ、その結果、耐摩耗性を低下させることなく耐欠損性、耐剥離性を向上させることができる。
ただ、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎを、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ
で表した場合に、Ａｌの含有割合を示すｘ値(原子比)が０．４未満では、高温硬さが低下するため耐摩耗性の劣化を招き、また、ｘ値(原子比)が０．７を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、十分な高温強度を確保することができなくなるとともに、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下することから、Ａ層におけるＡｌの含有割合ｘ値(原子比)を、０．４≦ｘ≦０．７と定めた。
硬質被覆層の交互積層構造を構成するＢ層：
（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層からなるＢ層は、特に、Ｃｕ成分含有による結晶粒微細化が図られることによりすぐれた耐摩耗性を示し、また、Ｂ層が備える衝撃緩和作用によってすぐれた耐チッピング性を示す。
Ｂ層を、組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、それぞれの成分の平均含有割合（原子比）を示すａ、ｂ、ｃについては、０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足する値とする。
Ｃｒの平均含有割合を示すａ値（原子比）が、ＡｌとＳｉとＣｕの合量に占める割合で０．１５未満では、最低限必要とされる高温靭性、高温強度を確保することができないため、チッピング、欠損の発生を抑制することができず、一方、同ａ値が０．４０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、摩耗進行が促進することから、ａ値を０．１５〜０．４０と定めた。
また、Ｓｉの平均含有割合を示すｂ値（原子比）が、ＡｌとＣｒとＣｕの合量に占める割合で０．０５未満では、耐熱塑性変形性の改善による耐摩耗性向上を期待することはできず、一方、同ｂ値が０．２０を超えると、耐摩耗性向上効果に低下傾向がみられるようになることから、ｂ値を０．０５〜０．２０と定めた。
さらに、Ｃｕの平均含有割合を示すｃ値（原子比）が、ＡｌとＣｒとＳｉの合量に占める割合で０．００５未満では、結晶粒微細化による耐摩耗性向上効果を期待することができず、一方、同ｃ値が０．０５を超えると、アークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」で示す。）装置によって（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層を成膜する際にパーティクルが発生しやすくなり、衝撃的・断続的な高負荷が作用する切削加工において耐チッピング性が低下することから、ｃ値を０．００５〜０．０５と定めた。
また、Ａ層の場合と同様、ａ、ｂ、ｃの値がそれぞれの下限近傍になると、相対的にＡｌの含有割合が大きくなり、六方晶構造の結晶粒が出現する場合もあるが、ａ、ｂ、ｃの値がそれぞれ定められた範囲内にあれば、耐摩耗性への実質的な悪影響は少ないので、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層中に微量の六方晶構造の結晶粒が存在することは許容される。
なお、上記ａ、ｂ、ｃについて、好ましい範囲は、それぞれ、０．１５≦ａ≦０．２５、０．０５≦ｂ≦０．１５、０．０１≦ｃ≦０．０３である。
（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層からなるＢ層は、特に、Ｃｕ成分含有による結晶粒微細化が図られることによりすぐれた耐摩耗性を示し、また、Ｂ層が備える衝撃緩和作用によってすぐれた耐チッピング性を示す。
Ｂ層を、組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、それぞれの成分の平均含有割合（原子比）を示すａ、ｂ、ｃについては、０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足する値とする。
Ｃｒの平均含有割合を示すａ値（原子比）が、ＡｌとＳｉとＣｕの合量に占める割合で０．１５未満では、最低限必要とされる高温靭性、高温強度を確保することができないため、チッピング、欠損の発生を抑制することができず、一方、同ａ値が０．４０を超えると、相対的なＡｌ含有割合の減少により、摩耗進行が促進することから、ａ値を０．１５〜０．４０と定めた。
また、Ｓｉの平均含有割合を示すｂ値（原子比）が、ＡｌとＣｒとＣｕの合量に占める割合で０．０５未満では、耐熱塑性変形性の改善による耐摩耗性向上を期待することはできず、一方、同ｂ値が０．２０を超えると、耐摩耗性向上効果に低下傾向がみられるようになることから、ｂ値を０．０５〜０．２０と定めた。
さらに、Ｃｕの平均含有割合を示すｃ値（原子比）が、ＡｌとＣｒとＳｉの合量に占める割合で０．００５未満では、結晶粒微細化による耐摩耗性向上効果を期待することができず、一方、同ｃ値が０．０５を超えると、アークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」で示す。）装置によって（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層を成膜する際にパーティクルが発生しやすくなり、衝撃的・断続的な高負荷が作用する切削加工において耐チッピング性が低下することから、ｃ値を０．００５〜０．０５と定めた。
また、Ａ層の場合と同様、ａ、ｂ、ｃの値がそれぞれの下限近傍になると、相対的にＡｌの含有割合が大きくなり、六方晶構造の結晶粒が出現する場合もあるが、ａ、ｂ、ｃの値がそれぞれ定められた範囲内にあれば、耐摩耗性への実質的な悪影響は少ないので、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層中に微量の六方晶構造の結晶粒が存在することは許容される。
なお、上記ａ、ｂ、ｃについて、好ましい範囲は、それぞれ、０．１５≦ａ≦０．２５、０．０５≦ｂ≦０．１５、０．０１≦ｃ≦０．０３である。
Ａ層とＢ層とからなる交互積層の構造：
本発明では、硬質被覆層は、Ａ層とＢ層とで構成されるが、層構造の一つの態様として、図１（ａ）に示すＡ層とＢ層との二層構造をあげることができる。
また、別の態様としては、図２に示すようにＡ層とＢ層との合計層数が３層以上の交互積層構造をあげることができる。
なお、前記Ｂ層は、図１（ｂ）〜（ｄ）に示すように、Ｂ層内にＳｉ成分濃度が周期的に変化する組成変調構造を有する。
なお、交互積層構造を構成するＡ層及びＢ層は、それぞれの１層平均層厚を０．１〜３．０μｍとする。
これは、Ａ層の平均層厚が０．１μｍ未満では、工具基体あるいはＢ層との密着強度向上効果が少なくなり、一方、Ａ層の平均層厚が３．０μｍを超えると、残留圧縮応力の蓄積により、クラックが発生しやすくなり安定した密着力を確保できなくなることから、Ａ層の１層平均層厚は、０．１〜３．０μｍ、望ましくは、０．３〜２．０μｍと定めた。
また、Ｂ層の平均層厚が０．１μｍ未満では、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することはできず、一方、その平均層厚が３．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなるので、Ｂ層の平均層厚は、０．１〜３．０μｍ、望ましくは、０．３〜２．０μｍと定めた。
本発明では、硬質被覆層は、Ａ層とＢ層とで構成されるが、層構造の一つの態様として、図１（ａ）に示すＡ層とＢ層との二層構造をあげることができる。
また、別の態様としては、図２に示すようにＡ層とＢ層との合計層数が３層以上の交互積層構造をあげることができる。
なお、前記Ｂ層は、図１（ｂ）〜（ｄ）に示すように、Ｂ層内にＳｉ成分濃度が周期的に変化する組成変調構造を有する。
なお、交互積層構造を構成するＡ層及びＢ層は、それぞれの１層平均層厚を０．１〜３．０μｍとする。
これは、Ａ層の平均層厚が０．１μｍ未満では、工具基体あるいはＢ層との密着強度向上効果が少なくなり、一方、Ａ層の平均層厚が３．０μｍを超えると、残留圧縮応力の蓄積により、クラックが発生しやすくなり安定した密着力を確保できなくなることから、Ａ層の１層平均層厚は、０．１〜３．０μｍ、望ましくは、０．３〜２．０μｍと定めた。
また、Ｂ層の平均層厚が０．１μｍ未満では、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することはできず、一方、その平均層厚が３．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなるので、Ｂ層の平均層厚は、０．１〜３．０μｍ、望ましくは、０．３〜２．０μｍと定めた。
また、交互積層構造からなる硬質被覆層の合計層厚が０．５μｍ未満では、長期にわたる十分な耐摩耗性を発揮することができず、一方、合計層厚が４．０μｍを超えると硬質被覆層が自壊を生じやすくなることから、硬質被覆層の合計層厚は０．５〜４．０μｍとする。
さらに、Ａ層とＢ層からなる交互積層を構成するにあたり、ｃＢＮ基体の表面直上にＡ層を形成することによって、工具基体と硬質被覆層の密着強度をより強固なものとすることができ、また、硬質被覆層の最表面にＢ層を形成することによって、強断続切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷を効果的に緩和することができ、より一層、耐欠損性の向上を図ることができるので、交互積層を構成するにあたり、ｃＢＮ基体の表面直上にはＡ層を、また、硬質被覆層の最表面にはＢ層を形成することが望ましい。
さらに、Ａ層とＢ層からなる交互積層を構成するにあたり、ｃＢＮ基体の表面直上にＡ層を形成することによって、工具基体と硬質被覆層の密着強度をより強固なものとすることができ、また、硬質被覆層の最表面にＢ層を形成することによって、強断続切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷を効果的に緩和することができ、より一層、耐欠損性の向上を図ることができるので、交互積層を構成するにあたり、ｃＢＮ基体の表面直上にはＡ層を、また、硬質被覆層の最表面にはＢ層を形成することが望ましい。
Ｂ層の組成：
図１（ａ）に示す組成変調構造を有するＢ層を成膜するに際しては、例えば図５に示すように、アークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」と記す）装置内に、Ａ層形成用の所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを配置するとともに、組成変調構造を形成するための２種類のＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットをそれぞれ配置することで実施する。
前記２種類のＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットは、Ｂ層の組成変調におけるＳｉ成分濃度の最高含有点を形成するＳｉ成分最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットと、Ｂ層の組成変調におけるＳｉ成分濃度の最低含有点を形成するＳｉ成分最低含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットである。
図１（ａ）に示す組成変調構造を有するＢ層を成膜するに際しては、例えば図５に示すように、アークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」と記す）装置内に、Ａ層形成用の所定組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットを配置するとともに、組成変調構造を形成するための２種類のＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットをそれぞれ配置することで実施する。
前記２種類のＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットは、Ｂ層の組成変調におけるＳｉ成分濃度の最高含有点を形成するＳｉ成分最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットと、Ｂ層の組成変調におけるＳｉ成分濃度の最低含有点を形成するＳｉ成分最低含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲットである。
組成変調構造を有するＢ層の成膜に当たっては、図５に示すＡＩＰ装置において、回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体とＳｉ最高含有点形成用ターゲットとの間にアーク放電を発生させて成膜すると同時に、回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体とＳｉ最低含有点形成用ターゲットとの間にもアーク放電を発生させて成膜することによって、Ｓｉ成分濃度が層厚方向に沿って周期的かつ連続的に変化する組成変調構造（図１（ｃ）参照）を有するＢ層を形成することができる。
また、上記の成膜工程において、工具基体とＳｉ最高含有点形成用ターゲット（あるいはＳｉ最低含有点形成用ターゲット）との間にアーク放電を発生させて成膜したのちアーク放電を停止し、次いで、工具基体とＳｉ最低含有点形成用ターゲット（あるいはＳｉ最高含有点形成用ターゲット）との間にアーク放電を発生させて成膜したのちアーク放電を停止する、という前記操作を交互に繰り返し行うことにより、Ｓｉ成分濃度が層厚方向に沿って周期的にかつ不連続的(ステップ状)に変化する組成変調構造（図１（ｄ）参照）を有するＢ層を形成することができる。
本発明は組成変調構造の形態に関して、Ｓｉの成分濃度変化が連続的または不連続的のいずれの形態であっても構わないが、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する切削加工において、硬質被覆層の耐摩耗性および耐熱性向上効果を発揮させつつ、かつ層全体として耐チッピング性を向上させる観点からは、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の間の層内の親和性を高めるため、組成変調構造のＳｉの成分濃度変化が連続的に変化することがより好ましい。
ここでいう最高含有点、最低含有点について説明する。ここでいうＳｉの最高含有点とは、層厚方向に沿って測定した各測定点におけるＳｉ成分の濃度が、Ｂ層全体の組成式（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮにおけるＳｉ成分の平均濃度割合ｂの値を連続して超えている部分における極大値の平均値を言い、ｂの値を連続して超えている部分が複数ある場合は、それぞれの部分における極大値の平均値をそれぞれの部分における最高含有点と定義する。同様に、ここでいう最低含有点とは、層厚方向に沿って測定した各測定点におけるＳｉ成分の平均濃度割合ｂが、Ｂ層全体の組成式（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮにおけるＳｉ成分の平均濃度割合ｂの値未満となる連続した部分における極小値の平均値を言い、連続してｂの値未満となる部分が複数ある場合は、それぞれの部分における極小値の平均値をそれぞれの部分における最小含有点と定義する。この定義によれば、ｂの値近傍での周期的な変化において、図１（ｂ）に示すように、最高含有点と最低含有点が交互に出現する。
また、上記の成膜工程において、工具基体とＳｉ最高含有点形成用ターゲット（あるいはＳｉ最低含有点形成用ターゲット）との間にアーク放電を発生させて成膜したのちアーク放電を停止し、次いで、工具基体とＳｉ最低含有点形成用ターゲット（あるいはＳｉ最高含有点形成用ターゲット）との間にアーク放電を発生させて成膜したのちアーク放電を停止する、という前記操作を交互に繰り返し行うことにより、Ｓｉ成分濃度が層厚方向に沿って周期的にかつ不連続的(ステップ状)に変化する組成変調構造（図１（ｄ）参照）を有するＢ層を形成することができる。
本発明は組成変調構造の形態に関して、Ｓｉの成分濃度変化が連続的または不連続的のいずれの形態であっても構わないが、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する切削加工において、硬質被覆層の耐摩耗性および耐熱性向上効果を発揮させつつ、かつ層全体として耐チッピング性を向上させる観点からは、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の間の層内の親和性を高めるため、組成変調構造のＳｉの成分濃度変化が連続的に変化することがより好ましい。
ここでいう最高含有点、最低含有点について説明する。ここでいうＳｉの最高含有点とは、層厚方向に沿って測定した各測定点におけるＳｉ成分の濃度が、Ｂ層全体の組成式（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮにおけるＳｉ成分の平均濃度割合ｂの値を連続して超えている部分における極大値の平均値を言い、ｂの値を連続して超えている部分が複数ある場合は、それぞれの部分における極大値の平均値をそれぞれの部分における最高含有点と定義する。同様に、ここでいう最低含有点とは、層厚方向に沿って測定した各測定点におけるＳｉ成分の平均濃度割合ｂが、Ｂ層全体の組成式（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮにおけるＳｉ成分の平均濃度割合ｂの値未満となる連続した部分における極小値の平均値を言い、連続してｂの値未満となる部分が複数ある場合は、それぞれの部分における極小値の平均値をそれぞれの部分における最小含有点と定義する。この定義によれば、ｂの値近傍での周期的な変化において、図１（ｂ）に示すように、最高含有点と最低含有点が交互に出現する。
組成変調構造を有するＢ層におけるＳｉ最高含有点におけるＳｉ濃度：
Ｂ層のＳｉ最高含有点（図１（ｂ）参照）におけるＳｉ成分は、Ｂ層自体の耐摩耗性を向上させる作用をもつが、Ｓｉ最高含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍａｘの平均値が、１．３ｂ（ただし、ｂの値は、Ｂ層の組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮにおけるＳｉの平均組成ｂを示す）より大きくなると、相対的に、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕの含有割合が減少するため、高温靱性および高温強度を有するＳｉ最低含有点が隣接して存在してもＢ層としての耐チッピング性の低下は避けられず、一方、各Ｓｉ最高含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍａｘの平均値は、その定義により、ｂ以下の値を取らないことから、Ｓｉ最高含有点におけるＳｉ濃度ｂｍａｘの平均値は、ｂを超え１．３ｂ以下の値とすることが必要であり、１．０３ｂ≦ｂｍａｘ≦１．２５ｂを満足することが望ましい。
Ｂ層のＳｉ最高含有点（図１（ｂ）参照）におけるＳｉ成分は、Ｂ層自体の耐摩耗性を向上させる作用をもつが、Ｓｉ最高含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍａｘの平均値が、１．３ｂ（ただし、ｂの値は、Ｂ層の組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮにおけるＳｉの平均組成ｂを示す）より大きくなると、相対的に、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕの含有割合が減少するため、高温靱性および高温強度を有するＳｉ最低含有点が隣接して存在してもＢ層としての耐チッピング性の低下は避けられず、一方、各Ｓｉ最高含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍａｘの平均値は、その定義により、ｂ以下の値を取らないことから、Ｓｉ最高含有点におけるＳｉ濃度ｂｍａｘの平均値は、ｂを超え１．３ｂ以下の値とすることが必要であり、１．０３ｂ≦ｂｍａｘ≦１．２５ｂを満足することが望ましい。
組成変調構造を有するＢ層におけるＳｉ最低含有点におけるＳｉ濃度：
前記のとおり、Ｓｉ最高含有点は相対的に耐摩耗性を向上させるが、その反面、相対的に高温靱性や高温強度に低下により、耐チッピング性が劣るため、このＳｉ最高含有点の耐チッピング性低下を補うため、Ｓｉ含有割合を相対的に小さくし、これによって層全体としての耐チッピング性を向上させるＳｉ最低含有点（図１（ｂ）参照）を厚さ方向に交互に周期的に形成する。
しかし、Ｓｉ最低含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍｉｎの平均値が、Ｂ層の組成式におけるＳｉの平均組成を示す０．７ｂ未満の値であると、相対的に、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕの含有割合が高くなるため、高硬度を有するＳｉ最高含有点が隣接して存在しても層全体としての耐摩耗性の低下が避けられなくなり、耐摩耗性向上効果、耐熱性向上効果を十全に発揮できず、一方、Ｓｉ最低含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍｉｎの平均値は、その定義により、ｂ以上の数値とならないことから、Ｂ層のＳｉ最低含有点におけるＳｉ濃度ｂｍｉｎの平均値は、０．７ｂ以上ｂ未満の値とすることが必要であり、０．７５ｂ≦ｂｍｉｎ≦０．９７ｂを満足することが望ましい。
前記のとおり、Ｓｉ最高含有点は相対的に耐摩耗性を向上させるが、その反面、相対的に高温靱性や高温強度に低下により、耐チッピング性が劣るため、このＳｉ最高含有点の耐チッピング性低下を補うため、Ｓｉ含有割合を相対的に小さくし、これによって層全体としての耐チッピング性を向上させるＳｉ最低含有点（図１（ｂ）参照）を厚さ方向に交互に周期的に形成する。
しかし、Ｓｉ最低含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍｉｎの平均値が、Ｂ層の組成式におけるＳｉの平均組成を示す０．７ｂ未満の値であると、相対的に、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕの含有割合が高くなるため、高硬度を有するＳｉ最高含有点が隣接して存在しても層全体としての耐摩耗性の低下が避けられなくなり、耐摩耗性向上効果、耐熱性向上効果を十全に発揮できず、一方、Ｓｉ最低含有点におけるＳｉの含有割合を示すｂｍｉｎの平均値は、その定義により、ｂ以上の数値とならないことから、Ｂ層のＳｉ最低含有点におけるＳｉ濃度ｂｍｉｎの平均値は、０．７ｂ以上ｂ未満の値とすることが必要であり、０．７５ｂ≦ｂｍｉｎ≦０．９７ｂを満足することが望ましい。
組成変調構造を有するＢ層のＳｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔：
Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔が１ｎｍ未満では、それぞれの点を明確に区別して形成することが困難であり、その結果、Ｂ層に所望の高強度、高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、また、その平均間隔が１００ｎｍを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちＳｉ最低含有点であれば高温硬さと耐熱性不足、Ｓｉ最高含有点であれば強度不足がＢ層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にクラックが発生し易くなり、また、摩耗進行が促進されるようになることから、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下とする。
Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔が１ｎｍ未満では、それぞれの点を明確に区別して形成することが困難であり、その結果、Ｂ層に所望の高強度、高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、また、その平均間隔が１００ｎｍを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちＳｉ最低含有点であれば高温硬さと耐熱性不足、Ｓｉ最高含有点であれば強度不足がＢ層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にクラックが発生し易くなり、また、摩耗進行が促進されるようになることから、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下とする。
なお、Ａ層、Ｂ層の組成、一層平均層厚、硬質被覆層の合計層厚は、ｃＢＮ基体表面に垂直な硬質被覆層縦断面について、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）を用いた断面測定により、測定することができる。
Ａ層とＢ層とからなる硬質被覆層全体についてのＸ線回折：
図３に示すように、本発明のＡ層とＢ層とからなる硬質被覆層全体を構成する結晶粒についてＸ線回折を行い、（２００）面の回折ピークを求めると、回折角（２θ）が４３．５±０．２度の位置に（２００）面の回折ピークが観察される。
前記（２００）面の回折ピークの回折角（２θ）が４３．３度より小さくなると、硬質被覆層の内部圧縮応力が過大となり、特に、切削加工時の断続的・衝撃的な負荷により自壊を生じやすく、一方、前記回折角（２θ）が４３．７度より大きくなると、硬質被覆層の内部圧縮応力が十分でないため、欠損発生抑制効果が発揮されない。
したがって、硬質被覆層全体についてＸ線回折を行った際の、（２００）面の回折ピークは、回折角（２θ）が４３．５±０．２度の位置に存在することが、耐欠損性向上のためには必要である。
なお、通常のｃＢＮ基体（例えば、ｃＢＮ粒子を６０ｖｏｌ％含み、残部がＴｉ系化合物の結合相とＷＣ，ＴｉＢ２，ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３等の分散成分からなるｃＢＮ基体）上に、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層の単層を被覆し、該層についてＸ線回折を行った場合には、（２００）面の回折ピークは、４４度付近に観察されることから、本発明の硬質被覆層では、結晶格子が相対的に引き伸ばされている状態にあり、その結果、硬質被覆層に断続的・衝撃的な負荷が作用した場合に、欠損の発生が抑制される効果があることがわかる。
また、前記４３．５±０．２度の位置に存在する（２００）面の回折ピークについて、半値全幅を測定したとき、半値全幅が０．３度より小さくなると、切削加工時に作用する断続的・衝撃的な外部からの負荷に対して、十分に耐えうることができないため、欠損発生抑制効果が発揮されない。一方、半値全幅が０．５度より大きくなると、硬質被覆層の結晶性が低下したり、硬質被覆層内部に欠陥を生じたりするため、切削加工時の断続的・衝撃的な負荷により、硬質被覆層から欠損しやすくなる。
したがって、半値全幅は０．４±０．１度であることが必要である。
図３に示すように、本発明のＡ層とＢ層とからなる硬質被覆層全体を構成する結晶粒についてＸ線回折を行い、（２００）面の回折ピークを求めると、回折角（２θ）が４３．５±０．２度の位置に（２００）面の回折ピークが観察される。
前記（２００）面の回折ピークの回折角（２θ）が４３．３度より小さくなると、硬質被覆層の内部圧縮応力が過大となり、特に、切削加工時の断続的・衝撃的な負荷により自壊を生じやすく、一方、前記回折角（２θ）が４３．７度より大きくなると、硬質被覆層の内部圧縮応力が十分でないため、欠損発生抑制効果が発揮されない。
したがって、硬質被覆層全体についてＸ線回折を行った際の、（２００）面の回折ピークは、回折角（２θ）が４３．５±０．２度の位置に存在することが、耐欠損性向上のためには必要である。
なお、通常のｃＢＮ基体（例えば、ｃＢＮ粒子を６０ｖｏｌ％含み、残部がＴｉ系化合物の結合相とＷＣ，ＴｉＢ２，ＡｌＮ，Ａｌ２Ｏ３等の分散成分からなるｃＢＮ基体）上に、（Ａｌ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｃｕ）Ｎ層の単層を被覆し、該層についてＸ線回折を行った場合には、（２００）面の回折ピークは、４４度付近に観察されることから、本発明の硬質被覆層では、結晶格子が相対的に引き伸ばされている状態にあり、その結果、硬質被覆層に断続的・衝撃的な負荷が作用した場合に、欠損の発生が抑制される効果があることがわかる。
また、前記４３．５±０．２度の位置に存在する（２００）面の回折ピークについて、半値全幅を測定したとき、半値全幅が０．３度より小さくなると、切削加工時に作用する断続的・衝撃的な外部からの負荷に対して、十分に耐えうることができないため、欠損発生抑制効果が発揮されない。一方、半値全幅が０．５度より大きくなると、硬質被覆層の結晶性が低下したり、硬質被覆層内部に欠陥を生じたりするため、切削加工時の断続的・衝撃的な負荷により、硬質被覆層から欠損しやすくなる。
したがって、半値全幅は０．４±０．１度であることが必要である。
Ｂ層の塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）：
本発明の硬質被覆層のＢ層について、切れ刃に作用する切削加工時の高負荷の緩和効果を確認するため、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行い、Ｂ層の硬さを求めるとともに、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を求めたところ、Ｂ層の硬さは、２６〜４０ＧＰａの範囲内であり、また、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内であることを確認した。
また、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）とは、図４の概略説明図に示すとおり、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように荷重を負荷してＢ層の表面を変位させ(図４（ａ）参照)、変位−荷重の負荷曲線を求め(図４（ｂ）参照)、次いで、荷重を除荷して変位−荷重の除荷曲線を求め(図４（ｂ）参照)、負荷曲線と除荷曲線の差から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔと弾性変形仕事Ｗｅｌａｓｔとを求め、これらの値から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出することができる。
そして、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）が０．３５以上０．５０以下の範囲内であれば、Ｂ層は、耐塑性変形性を低下させることなく衝撃緩和性をも備えることから、強断続切削加工条件に供された場合であっても、すぐれた耐欠損性を発揮する。
塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）が０．３５未満であると衝撃緩和性が十分でなく、強断続切削高条件に供された場合に十分な耐欠損性が得られず、一方０．５０を超えると耐塑性変形性が低下し、耐摩耗性が低下傾向を示すようになることから、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）は０．３５以上０．５０以下とした。
本発明の硬質被覆層のＢ層について、切れ刃に作用する切削加工時の高負荷の緩和効果を確認するため、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行い、Ｂ層の硬さを求めるとともに、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を求めたところ、Ｂ層の硬さは、２６〜４０ＧＰａの範囲内であり、また、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内であることを確認した。
また、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）とは、図４の概略説明図に示すとおり、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように荷重を負荷してＢ層の表面を変位させ(図４（ａ）参照)、変位−荷重の負荷曲線を求め(図４（ｂ）参照)、次いで、荷重を除荷して変位−荷重の除荷曲線を求め(図４（ｂ）参照)、負荷曲線と除荷曲線の差から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔと弾性変形仕事Ｗｅｌａｓｔとを求め、これらの値から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出することができる。
そして、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）が０．３５以上０．５０以下の範囲内であれば、Ｂ層は、耐塑性変形性を低下させることなく衝撃緩和性をも備えることから、強断続切削加工条件に供された場合であっても、すぐれた耐欠損性を発揮する。
塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）が０．３５未満であると衝撃緩和性が十分でなく、強断続切削高条件に供された場合に十分な耐欠損性が得られず、一方０．５０を超えると耐塑性変形性が低下し、耐摩耗性が低下傾向を示すようになることから、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）は０．３５以上０．５０以下とした。
この発明の被覆工具は、硬質被覆層が、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）ＮからなるＡ層と（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）ＮからなるＢ層のそれぞれが、少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなり、硬質被覆層全体としてすぐれた密着強度、耐摩耗性を有するとともに、ｃＢＮ基体に対する密着強度にもすぐれ、さらに、前記Ｂ層について、Ｓｉ成分濃度が周期的に変化する組成変調構造の層として構成され、硬質被覆層の最表面のＢ層は高硬度（Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重によるナノインデンテーション試験で、２６〜４０ＧＰａ）を有し、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）は０．３５以上０．５０以下の範囲内であり、さらに、ｃＢＮ基体自体の耐摩耗性、耐欠損性もすぐれることから、断続的・衝撃的な高負荷が切れ刃に作用する合金鋼等の強断続切削加工でも、硬質被覆層が衝撃に対する緩和作用を有するため欠損等を発生することなく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
つぎに、本発明の被覆ｃＢＮ工具を実施例により具体的に説明する。
ｃＢＮ基体の作製：
原料粉末として、０．５〜１．５μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末を硬質相形成用原料粉末として用意し、同じく、１μｍ以下の平均粒径を有するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末のうち１種または２種以上を結合相形成用原料粉末として用意し、さらに、同じく、１μｍ以下の平均粒径を有するＷＣ粉末、ＡｌＮ粉末、ＴｉＢ２粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を分散成分形成用原料粉末として用意した。
前記のｃＢＮ粉末、結合相形成用原料粉末および分散成分形成用原料粉末を、所定の配合比で配合した。
次いで、この原料粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、成形圧１２０ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し、ついでこの成形体を、圧力：１×１０−４Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃、保持時間３０ｍｉｎの条件で超高圧焼結することにより、表１に示す本発明のｃＢＮ焼結体１〜１２を作製した。
原料粉末として、０．５〜１．５μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末を硬質相形成用原料粉末として用意し、同じく、１μｍ以下の平均粒径を有するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末のうち１種または２種以上を結合相形成用原料粉末として用意し、さらに、同じく、１μｍ以下の平均粒径を有するＷＣ粉末、ＡｌＮ粉末、ＴｉＢ２粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を分散成分形成用原料粉末として用意した。
前記のｃＢＮ粉末、結合相形成用原料粉末および分散成分形成用原料粉末を、所定の配合比で配合した。
次いで、この原料粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、成形圧１２０ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し、ついでこの成形体を、圧力：１×１０−４Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃、保持時間３０ｍｉｎの条件で超高圧焼結することにより、表１に示す本発明のｃＢＮ焼結体１〜１２を作製した。
上記で作製したｃＢＮ焼結体１〜１２について、その縦断面を以下の方法で観察し、ｃＢＮ粒子、結合相成分および分散成分の体積割合とともに、それぞれの平均粒径を、次の方法で測定・算出した。
体積割合の測定・算出：
ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有量（体積％）は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）によって観察し、得られた二次電子像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出した値を、画像総面積で除して面積比率を算出することにより、その面積比率を体積％とみなし、ｃＢＮ粒子の含有量（体積％）を測定し、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の含有量（体積％：ｖｏｌ％）とした。画像処理に用いる観察領域として、２０μｍ×２０μｍ程度の視野領域が望ましい。
ｃＢＮ焼結体に占める結合相成分および分散成分の含有量（体積％）は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ２Ｏ３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像となる。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、結合相成分および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出し、画像解析によって結合相成分の粒子および分散成分の粒子の占める面積を算出した値を、画像総面積で除して面積比率を算出することにより、その面積比率を体積％とみなし、各々の結合相成分の粒子および分散成分の粒子の含有量（体積％）を測定し、ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値を各々の結合相成分の粒子および分散成分の粒子の含有量（体積％：ｖｏｌ％）とした。画像処理に用いる観察領域として、５μｍ×５μｍ程度の視野領域が望ましい。
体積割合の測定・算出：
ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有量（体積％）は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）によって観察し、得られた二次電子像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出した値を、画像総面積で除して面積比率を算出することにより、その面積比率を体積％とみなし、ｃＢＮ粒子の含有量（体積％）を測定し、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の含有量（体積％：ｖｏｌ％）とした。画像処理に用いる観察領域として、２０μｍ×２０μｍ程度の視野領域が望ましい。
ｃＢＮ焼結体に占める結合相成分および分散成分の含有量（体積％）は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ２Ｏ３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像となる。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、結合相成分および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出し、画像解析によって結合相成分の粒子および分散成分の粒子の占める面積を算出した値を、画像総面積で除して面積比率を算出することにより、その面積比率を体積％とみなし、各々の結合相成分の粒子および分散成分の粒子の含有量（体積％）を測定し、ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値を各々の結合相成分の粒子および分散成分の粒子の含有量（体積％：ｖｏｌ％）とした。画像処理に用いる観察領域として、５μｍ×５μｍ程度の視野領域が望ましい。
平均粒径の測定・算出：
ｃＢＮ粒子の平均粒径は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察し、二次電子像を得る。得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をｃＢＮ粒子の粒径とし、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とした。
Ｔｉ系化合物および分散成分の粒子の平均粒径は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ２Ｏ３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像となる。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出し、画像解析によってＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の最大長を求め、それをＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の粒径とし、ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の平均粒径（μｍ）とした。
表１に、ｃＢＮ焼結体１〜１２について求めた、ｃＢＮ粒子、結合相成分および分散成分の体積割合と平均粒径の値を示す。
なお、ｃＢＮ粒子については、粒度分布におけるピーク値と該ピーク値における半値全幅の値は、表３に示す。
ｃＢＮ粒子の平均粒径は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察し、二次電子像を得る。得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をｃＢＮ粒子の粒径とし、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とした。
Ｔｉ系化合物および分散成分の粒子の平均粒径は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ２Ｏ３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像となる。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出し、画像解析によってＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の最大長を求め、それをＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の直径とし、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画させ、体積百分率が５０体積％の値となる直径をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の粒径とし、ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の平均粒径（μｍ）とした。
表１に、ｃＢＮ焼結体１〜１２について求めた、ｃＢＮ粒子、結合相成分および分散成分の体積割合と平均粒径の値を示す。
なお、ｃＢＮ粒子については、粒度分布におけるピーク値と該ピーク値における半値全幅の値は、表３に示す。
上記ｃＢＮ焼結体１〜１２をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断し、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金系ろう材を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった本発明のｃＢＮ基体１〜１２を製造した。
硬質被覆層の成膜：
前記本発明のｃＢＮ基体１〜１２に対して、図５に示したアークイオンプレーティング装置を用いて、
（ａ）ｃＢＮ基体１〜１２を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング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た。
（ｂ）まず、装置内を排気して１０−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４５０℃以上に加熱した後、０．５〜２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００〜−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もってｃＢＮ基体表面をアルゴンイオンによって１０〜６０分間ボンバード処理した。
（ｃ）次いで、交互積層構造からなる硬質被覆層を次のようにして形成した。
まず、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す２〜１０Ｐａの範囲内の所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、また、同じく表２に示す回転テーブルの回転数に制御し、回転テーブル上で自転しながら回転するｃＢＮ基体に表２に示す−１０〜−７５Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａ層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に表２に示す１００〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させる。次いで、Ｂ層のＳｉ最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極、またＳｉ最低含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に、同じく表２に示す１００〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流して、同時または交互に繰り返してアーク放電を発生させ、ｃＢＮ基体１〜１２の表面に、それぞれ表３に示される目標組成、一層目標平均層厚のＡ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することによって、表３に示す本発明被覆ｃＢＮ工具(「本発明工具」という)１〜１２を作製した。
なお、表２のＡ層形成用カソード電極（ターゲット）種別およびＢ層形成用カソード電極（ターゲット）種別における組成は、いずれも原子比である。
前記本発明のｃＢＮ基体１〜１２に対して、図５に示したアークイオンプレーティング装置を用いて、
（ａ）ｃＢＮ基体１〜１２を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング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た。
（ｂ）まず、装置内を排気して１０−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４５０℃以上に加熱した後、０．５〜２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−２００〜−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、もってｃＢＮ基体表面をアルゴンイオンによって１０〜６０分間ボンバード処理した。
（ｃ）次いで、交互積層構造からなる硬質被覆層を次のようにして形成した。
まず、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す２〜１０Ｐａの範囲内の所定の反応雰囲気とすると共に、同じく表２に示す装置内温度に維持し、また、同じく表２に示す回転テーブルの回転数に制御し、回転テーブル上で自転しながら回転するｃＢＮ基体に表２に示す−１０〜−７５Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａ層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に表２に示す１００〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させる。次いで、Ｂ層のＳｉ最高含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極、またＳｉ最低含有点形成用Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃｕ合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に、同じく表２に示す１００〜２００Ａの範囲内の所定の電流を流して、同時または交互に繰り返してアーク放電を発生させ、ｃＢＮ基体１〜１２の表面に、それぞれ表３に示される目標組成、一層目標平均層厚のＡ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することによって、表３に示す本発明被覆ｃＢＮ工具(「本発明工具」という)１〜１２を作製した。
なお、表２のＡ層形成用カソード電極（ターゲット）種別およびＢ層形成用カソード電極（ターゲット）種別における組成は、いずれも原子比である。
比較のため、所定の平均粒径のｃＢＮ粒子、結合相形成成分原料粉末および分散成分形成原料粉末を所定の配合割合で配合し、これを実施例と同様な方法で焼結することにより、表４に示す比較例のｃＢＮ焼結体２１〜３２を作製し、さらに、これらを実施例と同様な方法で加工することによって、比較例のｃＢＮ基体２１〜３２を作成した。
ついで、表５に示す条件で、比較例のｃＢＮ基体２１〜３２に、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表６に示す比較例被覆ｃＢＮ工具(「比較例工具」という) ２１〜３２を作製した。
なお、表５のＡ層形成用カソード電極（ターゲット）種別およびＢ層形成用カソード電極（ターゲット）種別における組成は、いずれも原子比である。
ついで、表５に示す条件で、比較例のｃＢＮ基体２１〜３２に、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表６に示す比較例被覆ｃＢＮ工具(「比較例工具」という) ２１〜３２を作製した。
なお、表５のＡ層形成用カソード電極（ターゲット）種別およびＢ層形成用カソード電極（ターゲット）種別における組成は、いずれも原子比である。
上記で作製した本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２について、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて硬質被覆層に縦断面を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた断面測定により、交互積層構造を構成するＡ層、Ｂ層の成分組成、一層層厚を５箇所以上で測定し、これを平均することにより、Ａ層、Ｂ層の平均組成および一層平均層厚を算出した。
さらに、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２のＢ層について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた層厚方向に沿った断面測定により、Ｓｉ最高含有点におけるＳｉ濃度ｂｍａｘの平均値、Ｓｉ最低含有点におけるＳｉ濃度ｂｍｉｎの平均値、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔を測定した。
なお、ｂｍａｘの平均値、ｂｍｉｎの平均値、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔は、いずれも５箇所以上で層厚方向に沿った断面測定を行い、各々の層の測定値の平均値として求めたものである。
また、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２の硬質被覆層について、その表面からのＸ線回折により、（２００）面のＸ線回折ピークを示す回折角を求めるとともに、該回折角におけるピークの半値全幅の値を求めた。
なお、Ｘ線回折は、測定条件:Ｃｕ管球、測定範囲（２θ）：３０〜８０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
さらに、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２の最表面層であるＢ層について、硬さを求めるとともに、ナノインデンテーション試験を行い、変位−荷重の負荷曲線および変位−荷重の除荷曲線から塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出した。
より具体的に言えば、荷重２００ｍｇ、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さでナノインデンテーション試験を行う(図４（ａ）参照)ことにより、Ｂ層の表面を変位させ、変位−荷重の負荷曲線および変位−荷重の除荷曲線を求め(図４（ｂ）参照)、該負荷曲線と除荷曲線の差から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔと弾性変形仕事Ｗｅｌａｓｔとを求め、これらの値から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出した。
図４（ｂ）に、本発明工具１の硬質被覆層のＢ層について測定した変位−荷重の負荷曲線および変位−荷重の除荷曲線の概略説明図を示す。なお、試験荷重は同時測定する試料のうち、最表面のＢ層の層厚が最も薄い試料においても押し込み深さがＢ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さとなるよう、工具の層厚に応じて決定する。図４（ｂ）に示す測定結果については試験荷重２００ｍｇにて試験を行っており、押し込み深さがＢ層の層厚の１／１０以下となることも確認している。
表３、表６に、上記で求めた各種の値を示す。
さらに、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２のＢ層について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた層厚方向に沿った断面測定により、Ｓｉ最高含有点におけるＳｉ濃度ｂｍａｘの平均値、Ｓｉ最低含有点におけるＳｉ濃度ｂｍｉｎの平均値、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔を測定した。
なお、ｂｍａｘの平均値、ｂｍｉｎの平均値、Ｓｉ最高含有点とＳｉ最低含有点の平均間隔は、いずれも５箇所以上で層厚方向に沿った断面測定を行い、各々の層の測定値の平均値として求めたものである。
また、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２の硬質被覆層について、その表面からのＸ線回折により、（２００）面のＸ線回折ピークを示す回折角を求めるとともに、該回折角におけるピークの半値全幅の値を求めた。
なお、Ｘ線回折は、測定条件:Ｃｕ管球、測定範囲（２θ）：３０〜８０度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。
さらに、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２の最表面層であるＢ層について、硬さを求めるとともに、ナノインデンテーション試験を行い、変位−荷重の負荷曲線および変位−荷重の除荷曲線から塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出した。
より具体的に言えば、荷重２００ｍｇ、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さでナノインデンテーション試験を行う(図４（ａ）参照)ことにより、Ｂ層の表面を変位させ、変位−荷重の負荷曲線および変位−荷重の除荷曲線を求め(図４（ｂ）参照)、該負荷曲線と除荷曲線の差から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔと弾性変形仕事Ｗｅｌａｓｔとを求め、これらの値から、塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）を算出した。
図４（ｂ）に、本発明工具１の硬質被覆層のＢ層について測定した変位−荷重の負荷曲線および変位−荷重の除荷曲線の概略説明図を示す。なお、試験荷重は同時測定する試料のうち、最表面のＢ層の層厚が最も薄い試料においても押し込み深さがＢ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さとなるよう、工具の層厚に応じて決定する。図４（ｂ）に示す測定結果については試験荷重２００ｍｇにて試験を行っており、押し込み深さがＢ層の層厚の１／１０以下となることも確認している。
表３、表６に、上記で求めた各種の値を示す。
次いで、本発明工具１〜１２および比較例工具２１〜３２について、以下の条件で切削加工試験を実施した。
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（６０ＨＲＣ）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．０５ｍｍ、
送り： ０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： １５分、
の条件でのクロム鋼の乾式強断続切削加工試験を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定し、また、欠損発生の有無を観察した。
表７に、試験結果を示す。
被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（６０ＨＲＣ）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み： ０．０５ｍｍ、
送り： ０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間： １５分、
の条件でのクロム鋼の乾式強断続切削加工試験を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定し、また、欠損発生の有無を観察した。
表７に、試験結果を示す。
表７の結果によれば、本発明工具１〜１２では、逃げ面摩耗幅の平均は約０．１１ｍｍであるのに対して、比較例工具２１〜３２は逃げ面摩耗が進行し、また、短時間で欠損発生により寿命となるものもあった。
この結果から、本発明工具は、強断続切削加工条件下での耐欠損性、耐摩耗性のいずれもすぐれていることが分かる。
この結果から、本発明工具は、強断続切削加工条件下での耐欠損性、耐摩耗性のいずれもすぐれていることが分かる。
本発明の表面被覆ｃＢＮ工具は、合金鋼の強断続切削条件での切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴う各種被削材の高速連続切削加工においても、すぐれた耐欠損性および耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであるから、切削加工装置の高性能化、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。
Claims (2)
- 立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体表面に、Ａ層とＢ層が少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなる合計層厚０．５〜４．０μｍの硬質被覆層が形成されている表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具において、
（ａ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体は、
ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上の合計：１０〜５０ｖｏｌ％、
ＷＣ：０．１〜２ｖｏｌ％、
ＡｌＮ：０．３〜５ｖｏｌ％、
ＴｉＢ２：２〜１０ｖｏｌ％、
Ａｌ２Ｏ３：１．５〜１０ｖｏｌ％、
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０〜８０ｖｏｌ％
からなる組成を有し、
（ｂ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体中のｃＢＮ粒子の粒度分布を測定した場合、粒径０．５０〜１．００μｍの範囲に粒度分布のピークが存在し、かつ、該ピークの半値全幅の値は、０．３３〜０．７３μｍを満足し、
（ｃ）前記Ａ層は、０．１〜３．０μｍの一層平均層厚を有し、
組成式：（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ
で表した場合に、０．４≦ｘ≦０．７（ただし、ｘは原子比によるＡｌの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層、
（ｄ）前記Ｂ層は、０．１〜３．０μｍの一層平均層厚を有し、
組成式：（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃＣｒａＳｉｂＣｕｃ）Ｎで表した場合、
０．１５≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．２０、０．００５≦ｃ≦０．０５（ただし、ａ、ｂ、ｃはいずれも原子比）を満足する平均組成を有するＡｌとＣｒとＳｉとＣｕの複合窒化物層であり、
（ｅ）前記Ｂ層は、層厚方向に沿ってＳｉ成分濃度が周期的に変化する組成変調構造を有し、
（ｆ）前記組成変調構造におけるＳｉ成分濃度の周期的な変化は、Ｓｉ成分の最高含有点とＳｉ成分の最低含有点が１ｎｍ〜１００ｎｍの平均間隔で繰り返され、
（ｇ）前記Ｓｉ成分の最高含有点におけるＳｉ成分の組成の極大値の平均値をｂｍａｘとしたとき、
ｂ＜ｂｍａｘ≦１．３ｂの範囲内であり、
（ｈ）前記Ｓｉ成分の最低含有点におけるＳｉ成分の組成の極小値の平均値をｂｍｉｎとしたとき、
０．７ｂ≦ｂｍｉｎ＜ｂの範囲内であり、
（ｉ）さらに、前記Ａ層とＢ層からなる硬質被覆層全体についてＸ線回折測定を行ったとき、（２００）面のＸ線回折ピークは回折角４３．５±０．２度の位置に存在し、かつ、該回折ピークの半値全幅は０．４±０．１度を満足することを特徴とする表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。 - 前記Ｂ層について、層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行うことによって求めたＢ層の塑性変形仕事比率Ｗｐｌａｓｔ／（Ｗｐｌａｓｔ＋Ｗｅｌａｓｔ）の値は０．３５〜０．５０の範囲内であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112062570A (zh) * | 2020-07-29 | 2020-12-11 | 上海梁为科技发展有限公司 | 具有叠层结构的TiC/TiN金属陶瓷及其制备方法 |
| CN112077320A (zh) * | 2020-07-29 | 2020-12-15 | 上海梁为科技发展有限公司 | 具有叠层结构的Ti/X金属陶瓷及其制备方法 |
| JPWO2020137325A1 (ja) * | 2018-12-27 | 2021-02-18 | 日本特殊陶業株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| WO2022117754A1 (en) * | 2020-12-03 | 2022-06-09 | Walter Ag | A coated cutting tool with an alternating layer composition |
| WO2022138375A1 (ja) * | 2020-12-22 | 2022-06-30 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| WO2022230363A1 (ja) * | 2021-04-30 | 2022-11-03 | 住友電気工業株式会社 | 切削工具及びその製造方法 |
-
2016
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Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2020137325A1 (ja) * | 2018-12-27 | 2021-02-18 | 日本特殊陶業株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| JP7093149B2 (ja) | 2018-12-27 | 2022-06-29 | 日本特殊陶業株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| CN112062570A (zh) * | 2020-07-29 | 2020-12-11 | 上海梁为科技发展有限公司 | 具有叠层结构的TiC/TiN金属陶瓷及其制备方法 |
| CN112077320A (zh) * | 2020-07-29 | 2020-12-15 | 上海梁为科技发展有限公司 | 具有叠层结构的Ti/X金属陶瓷及其制备方法 |
| WO2022117754A1 (en) * | 2020-12-03 | 2022-06-09 | Walter Ag | A coated cutting tool with an alternating layer composition |
| WO2022138375A1 (ja) * | 2020-12-22 | 2022-06-30 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
| WO2022230363A1 (ja) * | 2021-04-30 | 2022-11-03 | 住友電気工業株式会社 | 切削工具及びその製造方法 |
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