JP2019051581A - 被覆ドリル - Google Patents

Abstract

【課題】優れた耐欠損性及び耐欠損性を有することによって、工具寿命を延長することができる被覆ドリルを提供する。【解決手段】被覆ドリルのチゼルエッジ部８及びマージン部における被覆層が、（Ａｌ1-xＣｒx）Ｎ、（ｘは原子比を示し、０．１０≦ｘ≦０．６０を満足する。）で表される組成を有する第１複合窒化物層と、（Ｔｉ1-yＳｉy）Ｎ、（ｙは原子比を示し、０．０５≦ｙ≦０．３０を満足する。）で表される組成を有する第２複合窒化物層とが交互に積層された交互積層構造を有し、前記チゼルエッジ部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比ＣCrと、前記マージン部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比ＭCrとが、ＣCr＞ＭCr、で表される条件を満足する。【選択図】図１

Description

本発明は、被覆ドリルに関するものである。

従来、鋼、鋳鉄、ステンレス鋼、耐熱合金などの切削加工には、超硬合金、サーメット、ｃＢＮなどからなる基材表面にＴｉＮ膜、ＴｉＡｌＮ膜などの硬質被覆膜を１又は２以上含む被覆ドリルのような表面被覆切削工具が広く用いられている。

例えば、特許文献１には、超硬合金、サーメット、セラミック、鋼、又は高速鋼で造られた本体に、ＴｉＳｉＮ層とＡｌＣｒＮ層とを交互に積層し、各層の厚さが０．５ｎｍ〜１５ｎｍである工具が提案されている。

特表２０１５−５３０２７０号公報

近年の切削加工では、高速化がより顕著となり、従来よりも被覆ドリルの耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが求められている。特に、高速で加工する切削条件においては、チゼルエッジ部の被覆層が早期に摩耗する。この摩耗が原因となり、チゼルエッジ部に欠損が生じる傾向にある。これが引き金となって、工具寿命を長くできないという問題がある。このような問題に対し、特許文献１に記載のような被覆切削工具（特に被覆ドリル）の耐摩耗性及び耐欠損性を一層向上させることが求められる。

本発明は、これらの問題を解決するためになされたものであり、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有することによって、工具寿命を延長することができる被覆ドリルを提供することを目的とする。

本発明者は、被覆ドリルの工具寿命の延長について研究を重ねたところ、被覆層の層構成と組成とを改良し、更に、チゼルエッジ部に形成された被覆層の特定の原子比と、マージン部に形成された被覆層の特定の原子比とが所定の関係を満たすことによって、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが可能となり、その結果、被覆ドリルの工具寿命を延長することができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］
基材と、前記基材の上に形成された被覆層と、を含む被覆ドリルであって、
前記被覆ドリルが、チゼルエッジ部とマージン部とを備え、
前記チゼルエッジ部及び前記マージン部における前記被覆層が、下記式（１）：
（Ａｌ_1-xＣｒ_x）Ｎ （１）
（式中、ｘはＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比を示し、０．１０≦ｘ≦０．６０を満足する。）
で表される組成を有する化合物を含有する第１複合窒化物層と、下記式（２）：
（Ｔｉ_1-yＳｉ_y）Ｎ （２）
（式中、ｙはＴｉ元素とＳｉ元素との合計に対するＳｉ元素の原子比を示し、０．０５≦ｙ≦０．３０を満足する。）
で表される組成を有する化合物を含有する第２複合窒化物層とが交互に積層された交互積層構造を有し、
前記チゼルエッジ部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｃ_Crと、前記マージン部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｍ_Crとが、下記式（Ａ）：
Ｃ_Cr＞Ｍ_Cr （Ａ）
で表される条件を満足する、被覆ドリル。
［２］
前記Ｃ_Crと前記Ｍ_Crとが、下記式（Ｂ）：
の差０．０１≦Ｃ_Cr−Ｍ_Cr≦０．１０ （Ｂ）
で表される条件を満足する、［１］の被覆ドリル。
［３］
前記第１複合窒化物層の１層当たりの平均厚さが、７０ｎｍ以上３００ｎｍ以下であり、前記第２複合窒化物層の１層当たりの平均厚さが、７０ｎｍ以上３００ｎｍ以下である、［１］又は［２］の被覆ドリル。
［４］
前記第２複合窒化物層において、Ｘ線回折における（２００）面の半価幅が、０．４°以上１．０°以下である、［１］〜［３］のいずれかの被覆ドリル。
［５］
前記交互積層構造の平均厚さが、１．５μｍ以上１２．０μｍ以下である、［１］〜［４］のいずれかの被覆ドリル。
［６］
前記被覆層が、前記基材と前記交互積層構造との間に、下部層を有し、
前記下部層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層であり、
前記下部層の平均厚さが、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、［１］〜［５］のいずれかの被覆ドリル。
［７］
前記被覆層が、前記交互積層構造の表面に、上部層を有し、
前記上部層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層であり、
前記上部層の平均厚さが、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、［１］〜［６］のいずれかの被覆ドリル。
［８］
前記被覆層全体の平均厚さが、１．５μｍ以上１５．０μｍ以下である、［１］〜［７］のいずれかの被覆ドリル。
［９］
前記基材が、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体のいずれかである、［１］〜［８］のいずれかの被覆ドリル。

本発明の被覆ドリルは、優れた耐摩耗性及び耐欠損性を有することによって、工具寿命を延長することができる。

一般的なソリッドドリルの正面図である。 図１に示すソリッドドリルの一部側面図である。 図２に示す一部側面図において点線Ｐで囲まれた部分の拡大図である。 本発明の被覆ドリルの一例を示す模式図である。

以下、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。

本実施形態の被覆ドリルは、基材と、前記基材の上に形成された被覆層と、を含み、前記被覆ドリルは、チゼルエッジ部とマージン部とを備え、前記チゼルエッジ部及び前記マージン部における前記被覆層は、下記式（１）：
（Ａｌ_1-xＣｒ_x）Ｎ （１）
（式中、ｘはＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比を示し、０．１０≦ｘ≦０．６０を満足する。）
で表される組成を有する化合物を含有する第１複合窒化物層と、下記式（２）：
（Ｔｉ_1-yＳｉ_y）Ｎ （２）
（式中、ｙはＴｉ元素とＳｉ元素との合計に対するＳｉ元素の原子比を示し、０．０５≦ｙ≦０．３０を満足する。）
で表される組成を有する化合物を含有する第２複合窒化物層とが交互に積層された交互積層構造を有し、前記チゼルエッジ部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｃ_Crと、前記マージン部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｍ_Crとは、下記式（Ａ）：
Ｃ_Cr＞Ｍ_Cr （Ａ）
で表される条件を満足する。

本実施形態の被覆ドリルは、上記の構成を備えることにより、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させることが可能となり、その結果、被覆ドリルの工具寿命を延長することができる。本実施形態の被覆ドリルの耐摩耗性が向上する要因は、以下のように考えられる。但し、本発明は以下の要因により何ら限定されない。すなわち、まず、前記式（１）において、Ｃｒ元素の原子比ｘが、０．１０以上であることにより、耐摩耗性に劣る六方晶のＡｌの窒化物が形成されるのを抑制できること、さらにはＣｒ元素の原子比ｘが０．６０以下であることにより、耐摩耗性に劣るＣｒの窒化物が形成されるのを抑制できることに起因して、耐摩耗性が向上する。また、前記式（２）において、Ｓｉ元素の原子比ｙが、０．０５以上であることにより、硬度が向上すること、さらにはＳｉ元素の原子比ｙが、０．３０以下であることにより、耐摩耗性に劣るアモルファス相が形成されるのを抑制できることに起因して、耐摩耗性が向上する。さらに、前記式（Ａ）で表される条件を満たすことにより、チゼルエッジ部の摩擦摩耗係数が低下することに起因して、特にチゼルエッジ部の耐摩耗性が向上し、さらにはマージン部の高温での硬度が向上することに起因して、特にマージン部の耐摩耗性が向上する。そして、これらの構成が組み合わされることにより、本実施形態の被覆ドリルは、耐摩耗性が顕著に向上し、特にチゼルエッジ部及びマージン部において耐摩耗性が顕著に向上するものと考えられる。一方、耐欠損性が向上する要因は、以下のように考えられる。但し、本発明は以下の要因により何ら限定されない。すなわち、まず、前記式（１）において、Ｃｒ元素の原子比ｘが０．６０以下であることにより、組織が微細化することに起因して、第１複合窒化物層の残留応力が低下するのを抑制でき、密着性に優れ、その結果、耐欠損性に優れる。また、前記式（２）において、Ｓｉ元素の原子比ｙが０．３０以下であることにより、アモルファス相形成の抑制及び均質な微粒組織化することに起因して、第１複合窒化物層の残留応力が低下するのを抑制でき、密着性に優れ、その結果、耐欠損性に優れる。そして、これらの構成が組み合わされることにより、本実施形態の被覆ドリルは、耐欠損性が顕著に向上し、特にチゼルエッジ部及びマージン部において耐欠損性が顕著に向上するものと考えられる。

本実施形態の被覆ドリルは、少なくともチゼルエッジ部とマージン部に被覆層が形成されていればよいが、その他の部位（例えば、切刃稜線部の一部又は全部）に被覆層が形成されていてもよい。

本実施形態の基材は、例えば、チゼルエッジ部とマージン部とを備えたドリル状の形態を有してもよい。本明細書にいう「ドリル状の形態」とは、一般的なドリル（例えば、ソリッドドリル及びヘッド交換式ドリル）において、被削材と接触し、かつ被削材を切削する部位（切削部位）を少なくとも有している形態をいい、切削部位のみの形態であってもよい。ここで、ヘッド交換式ドリルにおいては、ドリルホルダ（保持部）に着脱可能に保持可能なドリルヘッドが切削部位に相当する。

図１〜図３に一般的なソリッドドリル（ドリル）を示す。このドリル１００は、被削材を切削する切削部位１と、この切削部位１を保持する保持部２とを有している。この切削部位１の切刃の先端部分には、一対の先端切刃稜３、第１逃げ面４、第２逃げ面６、第２逃げ面６に開口した油穴５、及びクロスシンニング７によるチゼルエッジ部８が形成されている。また、図２及び図３に示すように、切削部位１の外周方向に一対のねじれ溝９が形成され、先端切刃稜３の外周には、マージン部１０が形成されている。

基材として、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、及び高速度鋼を挙げることができる。それらの中でも、基材が、超硬合金、サーメット、セラミックス及び立方晶窒化硼素焼結体からなる群より選ばれる１種以上であると、耐欠損性に一層優れるので、さらに好ましい。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、被覆層全体の平均厚さが１．５μｍ以上であると、耐摩耗性が更に向上する傾向がある。一方、被覆層全体の平均厚さが１５．０μｍ以下であると、耐欠損性が一層向上する傾向がある。そのため、被覆層全体の平均厚さは、１．５μｍ以上１５．０μｍ以下であることが好ましい。その中でも、上記と同様の観点から、被覆層全体の平均厚さは２．０μｍ以上１０．０μｍ以下であるとより好ましく、３．０μｍ以上９．０μｍ以下であるとさらに好ましい。

本実施形態の被覆層は、組成の異なる２種又は３種以上の層を交互に積層した交互積層構造を有する。その交互積層構造における少なくとも１層は、以下に説明する特定の層（以下、「第１複合窒化物層」という。）を含む。本実施形態に係る第１複合窒化物層は、下記式（１）：
（Ａｌ_1-xＣｒ_x）Ｎ （１）
で表される組成を有する化合物を含有する。本実施形態の第１複合窒化物層において上記式（１）で表される組成を有する化合物は、立方晶、又は立方晶と六方晶とを含むと好ましい。なお、上記式（１）において、ｘはＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比を表し、０．１０≦ｘ≦０．６０を満足する。前述のように、Ｃｒ元素の原子比ｘが０．１０以上であることにより、耐摩耗性に優れ、Ｃｒ元素の原子比ｘが０．６０以下であることにより、耐摩耗性及び耐欠損性に優れる。その中でも、ｘが０．１５以上０．５０以下であると、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスにより優れるため好ましい。

本実施形態の被覆層の交互積層構造における少なくとも１層は、以下に説明する特定の層（以下、「第２複合窒化物層」という。）を含む。本実施形態に係る第２複合窒化物層は、下記式（２）：
（Ｔｉ_1-yＳｉ_y）Ｎ （２）
で表される組成を有する化合物を含有する。本実施形態の第２複合窒化物層において上記式（２）で表される組成を有する化合物は、立方晶を含むと好ましい。ｙはＴｉ元素とＳｉ元素との合計に対するＳｉ元素の原子比を示し、０．０５≦ｙ≦０．３０を満足する。前述のように、Ｓｉ元素の原子比ｙが０．０５以上であることにより、耐摩耗性に優れ、Ｓｉ元素の原子比ｙが０．３０以下であることにより、耐摩耗性及び耐欠損性に優れる。その中でも、ｙが０．１０以上０．２５以下であると、耐摩耗性と密着性とのバランスにより優れるため好ましい。

なお、本実施形態において、各複合窒化物層の組成を（Ａｌ_0.70Ｃｒ_0.30）Ｎと表記する場合は、Ａｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比が０．７０、Ａｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比が０．３０であることを意味する。すなわち、Ａｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＡｌ元素の量が７０原子％、Ａｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の量が３０原子％であることを意味する。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、第１複合窒化物層は、前記式（１）で表される組成を有する化合物を含有することにより、特にチゼルエッジ部の耐摩耗性に優れる。この要因は、摩擦摩耗係数が低下することに主に起因するものと考えられるが、この要因により本発明は何ら限定されない。一方、第２複合窒化物層は、前記式（２）で表される組成を有する化合物を含有することにより、特にマージン部の耐摩耗性に優れる。この要因は、高温での硬度が向上することに主に起因するものと考えられるが、この要因により本発明は何ら限定されない。したがって、第１複合窒化物層と第２複合窒化物層との交互積層構造を有すると、特にチゼルエッジ部とマージン部との耐摩耗性及び耐欠損性のバランスが向上する。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、チゼルエッジ部における第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の元素比Ｃ_Crと、マージン部における第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｍ_crとは、下記式（Ａ）：
Ｃ_cr＞Ｍ_cr （Ａ）
で表される条件を満足する。前記式（Ａ）で表される条件を満足することにより、チゼルエッジ部の耐摩耗性が向上し、マージン部の耐摩耗性が向上する。この要因は、Ｃ_cr＞Ｍ_crであることにより、摩擦摩耗係数が低下することに主に起因して、チゼルエッジ部の耐摩耗性が向上し、またＣ_cr＞Ｍ_crであることにより、マージン部の高温での硬度が向上することに主に起因して、マージン部の耐摩耗性が向上するものと考えられるが、この要因により本発明は何ら限定されない。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、Ｃ_CrとＭ_Crとの差（Ｃ_Cr−Ｍ_Cr）は、下記式（Ｂ）：
０．０１≦Ｃ_Cr−Ｍ_Cr≦０．１０ （Ｂ）
で表される条件を満足する。前記式（Ｂ）で表される条件を満足することにより、チゼルエッジ部及びマージン部の耐摩耗性がより一層向上する。この要因は、まず、（Ｃ_Cr−Ｍ_Cr）が０．０１以上であることにより、摩擦摩耗係数が低下することに主に起因して、チゼルエッジ部の耐摩耗性が向上し、また（Ｃ_Cr−Ｍ_Cr）が０．０１以上であることにより、マージン部の高温での硬度がより一層向上することに主に起因して、マージン部の耐摩耗性が向上するものと考えられるが、この要因により本発明は何ら限定されない。一方、Ｃ_CrとＭ_Crとの差（Ｃ_Cr−Ｍ_Cr）が０．１０以下であると、耐摩耗性がより一層向上する。この要因は、（Ｃ_Cr−Ｍ_Cr）が０．１０以下であることにより、耐摩耗性がより一層向上するものと考えられるが、この要因により本発明は何ら限定されない。同様の観点から、Ｃ_CrとＭ_Crとの差（Ｃ_Cr−Ｍ_Cr）は、下記式（Ｃ）：
０．０２≦Ｃ_Cr−Ｍ_Cr≦０．０５ （Ｃ）
で表される条件を満足することが好ましい。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、第１複合窒化物層及び第２複合窒化物層の１層当たりの平均厚さが、それぞれ７０ｎｍ以上であると、被覆層の内部応力が高くなるのを抑えることができるため、耐欠損性が向上する。一方、第１複合窒化物層及び第２複合窒化物層の１層当たりの平均厚さが、それぞれ３００ｎｍ以下であると、基材に向かって亀裂が進展するのを抑制する効果が得られるため、耐欠損性が向上する。同様の観点から、第１複合窒化物層及び第２複合窒化物層の１層当たりの平均厚さは、それぞれ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下であることが好ましく、１５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下であることがより好ましい。

本実施形態において、第１複合窒化物層と、第２複合窒化物層とを１層ずつ形成した場合、「繰り返し数」は１回であり、本実施形態の交互積層構造は、繰り返し数が１回である形態も含む。図４は本実施形態の被覆ドリルの断面組織の一例を示す模式図であるが、以下、これを利用して繰り返し数について説明する。この被覆ドリル１８は、基材１１と、基材１１の表面に形成された被覆層１７とを備える。被覆層１７は、基材１１側から順に、後述の下部層１２と、交互積層構造１６と、後述の上部層１５とを積層してなる。交互積層構造１６は、下部層１２側から上部層１５側に向かって順に、第１複合窒化物層１３と、第２複合窒化物層１４とを交互に積層してなり、第１複合窒化物層１３及び第２複合窒化物層１４をそれぞれ４層ずつ有する。この場合、繰り返し数は、４回となる。また、例えば、第１複合窒化物層１３及び第２複合窒化物層層１４を、下部層１２側から上部層１５側に向かって順に、第１複合窒化物層１３、第２複合窒化物層１４、第１複合窒化物層１３、第２複合窒化物層１４、第１複合窒化物層１３、第２複合窒化物層１４、第１複合窒化物層１３、第２複合窒化物層１４、第１複合窒化物層１３、第２複合窒化物層１４と、第１複合窒化物層を５層、第２複合窒化物層を５層それぞれ形成した場合、繰り返し数は、５回となる。また、図１において、被覆層１７は下部層１２及び上部層１５の両方を備えるが、被覆層が下部層１２及び上部層１５のいずれかのみを備えてもよく、両方備えていなくてもよい。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、交互積層構造の平均厚さは、１．５０μｍ以上であると耐摩耗性が一層向上し、１２．００μｍ以下であると耐欠損性が一層向上する。そのため、交互積層構造の平均厚さは、１．５０μｍ以上１２．００μｍ以下であることが好ましい。その中でも、上記と同様の観点から、３．００μｍ以上９．００μｍ以下であるとより好ましい。

本実施形態の被覆ドリルにおいて、第２複合窒化物層のＸ線回折における（２００）面の半価幅は、０．４°以上であると、耐欠損性がより一層向上する。一方、第２複合窒化物層のＸ線回折における（２００）面の半価幅は、１．０°以下であると、耐摩耗性がより一層向上する。これらの要因は、（２００）面の半価幅が０．４°以上であると、第２複合窒化物層の粒径が微細であることに主に起因して、耐欠損性がより一層向上し、（２００）面の半価幅が１．０°以下であると、格子ひずみが小さく、密着性に優れることに主に起因して、耐摩耗性がより一層向上するものと考えられるが、本発明はこれらの要因により何ら限定されない。そのため、（２００）面の半価幅は、０．４°以上１．０°以下であることが好ましい。その中でも、上記と同様の観点から、半価幅は０．６°以上１．０°以下であることがより好ましく、０．７°以上１．０°以下であることがさらに好ましい。

第２複合窒化物層のＸ線回折における（２００）面の半価幅は、例えば、以下の測定条件によって測定することができる。
特性Ｘ線：ＣｕＫα線、モノクロメータ：Ｎｉ、発散スリット：１／２°散乱スリット：２／３°、受光スリット：０．１５ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°

本実施形態の被覆層は、各複合窒化物層の交互積層構造だけで構成されてもよいが、基材と交互積層構造との間（すなわち、交互積層構造の下層）に下部層を有すると、基材と交互積層構造との密着性が更に向上するため、好ましい。その中でも、下部層は、上記と同様の観点から、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むと好ましく、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むとより好ましく、Ｔｉ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物を含むとさらに好ましい。また、下部層は単層であってもよく２層以上の多層であってもよい。

本実施形態において、下部層の平均厚さが０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると、基材と被覆層との密着性が更に向上する傾向を示すため、好ましい。同様の観点から、下部層の平均厚さは、０．２μｍ以上３．０μｍ以下であるとより好ましく、０．３μｍ以上２．５μｍ以下であるとさらに好ましい。

本実施形態の被覆層は、交互積層構造の基材とは反対側（すなわち、交互積層構造の上層）、好ましくは交互積層構造の表面、に上部層を有してもよい。上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むと、耐摩耗性に一層優れるので、さらに好ましい。また、上記と同様の観点から、上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むと好ましく、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むとより好ましく、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物を含むとさらに好ましい。また、上部層は単層であってもよく２層以上の多層であってもよい。

本実施形態において、上部層の平均厚さが０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると、耐摩耗性により優れる傾向を示すため好ましい。同様の観点から、上部層の平均厚さは、０．２μｍ以上３．０μｍ以下であるとより好ましく、０．３μｍ以上２．５μｍ以下であるとさらに好ましい。

本実施形態の被覆ドリルにおける被覆層の製造方法は、特に限定されるものではないが、例えば、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、スパッタ法、及びイオンミキシング法などの物理蒸着法が挙げられる。物理蒸着法を使用して、被覆層を形成すると、シャープエッジを形成することができるので好ましい。その中でも、アークイオンプレーティング法は、被覆層と基材との密着性に一層優れるので、より好ましい。

本実施形態の被覆ドリルの製造方法について、以下に具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の被覆ドリルの製造方法は、当該被覆ドリルの構成を達成し得る限り、特に制限されるものではない。

まず、工具形状（ドリル形状）に加工した基材を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、金属蒸発源を反応容器内に設置する。その後、反応容器内をその圧力が１．０×１０^-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きし、反応容器内のヒーターにより基材をその温度が２００℃〜７００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ〜５．０Ｐａとする。圧力０．５Ｐａ〜５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−５００Ｖ〜−３５０Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａ〜５０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。基材の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内をその圧力が１．０×１０^-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。

本実施形態の下部層を形成する場合、基材をその温度が４００℃〜６００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ〜５．０Ｐａとする。ガスとしては、例えば、下部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物で構成される場合、Ｎ₂ガスが挙げられ、下部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎ及びＣとからなる化合物で構成される場合、Ｎ₂ガスとＣ₂Ｈ₂ガスとの混合ガスが挙げられる。混合ガスの体積比率としては、特に限定されないが、例えば、Ｎ₂ガス：Ｃ₂Ｈ₂ガス＝９５：５〜８５：１５であってもよい。次いで、基材に−８０Ｖ〜−４０Ｖのバイアス電圧を印加してアーク電流１００Ａ〜２００Ａのアーク放電により各層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて下部層を形成するとよい。

本実施形態の第１複合窒化物層を形成する場合、基材をその温度が４００℃〜６００℃になるように制御し、ガスを反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５〜５．０Ｐａにする。ガスとしては、ＡｒガスとＮ₂ガスとの混合ガスが挙げられ、混合ガスの体積比率としては、特に限定されないが、例えば、Ａｒガス：Ｎ₂ガス＝２０：８０〜８０：２０であってもよい。その後、基材に−８０Ｖ〜−４０Ｖのバイアス電圧を印加し、第１複合窒化物層の金属成分に応じた金属蒸発源を１００Ａ〜２００Ａとするアーク放電により蒸発させて、第１複合窒化物層を形成するとよい。

本実施形態の被覆ドリルが前記式（Ａ）で表される条件を満足するためには、Ｃ_Crを大きくすればよい。Ｃ_Crを大きくするためには、例えば、上記の反応容器内の圧力を小さくしたり、混合ガスにおけるＡｒガスの体積比率を大きくしたりすればよい。また被覆ドリルのマージン部に対応する基材の部位を金属蒸発源に対向させて配置した状態で、第１複合窒化物層を形成することによっても、Ｃ_Crを大きくすることができる。この場合には、Ｃ_Crが大きくなるとともに、Ｍ_Crが小さくなる。

本実施形態の第２複合窒化物層を形成する場合、基材をその温度が４００℃〜６００℃になるように制御する。なお、その基材の温度を、第１複合窒化物層を形成する際の基材の温度と同じにすると、第１複合窒化物層と第２複合窒化物層とを連続して形成することができるので好ましい。温度を制御した後、反応容器内に、第１複合窒化物層を形成する際の混合ガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ〜５．０Ｐａとする。次いで、基材に−８０Ｖ〜−４０Ｖのバイアス電圧を印加し、アーク電流１００Ａ〜２００Ａのアーク放電により第２複合窒化物層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて、第２複合窒化物層を形成するとよい。

第１複合窒化物層と第２複合窒化物層との交互積層構造を形成するには、２種類以上の金属蒸発源を上述した条件にて、交互にアーク放電により蒸発させることによって、各複合窒化物層を交互に形成するとよい。金属蒸発源のアーク放電時間をそれぞれ調整することによって、交互積層構造を構成する各複合窒化物層の厚さを制御することができる。

本実施形態の第２複合窒化物層におけるＸ線回折における（２００）面の半価幅を所定の値にするには、交互積層構造を形成する時に、成膜温度を調整したり、バイアス電圧を調整したり、積層間隔を調整したりするとよい。より具体的には、より低い成膜温度にしたり、より高い負のバイアス電圧を印加したり、積層間隔を厚くしたりすると、（２００）面の半価幅の値は、大きくなる。

本実施形態の上部層を形成する場合、上述した下部層と同様の製造条件により形成するとよい。すなわち、まず、基材をその温度が４００℃〜６００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ〜５．０Ｐａとする。ガスとしては、例えば、上部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物で構成される場合、Ｎ₂ガスが挙げられ、上部層がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎ及びＣとからなる化合物で構成される場合、Ｎ₂ガスとＣ₂Ｈ₂ガスとの混合ガスが挙げられる。混合ガスの体積比率としては、特に限定されないが、例えば、Ｎ₂ガス：Ｃ₂Ｈ₂ガス＝９５：５〜８５：１５であってもよい。次いで、基材に−８０Ｖ〜−４０Ｖのバイアス電圧を印加してアーク電流１００Ａ〜２００Ａのアーク放電により各層の金属成分に応じた金属蒸発源を蒸発させて、上部層を形成するとよい。

本実施形態の被覆ドリルにおける被覆層を構成する各層の厚さは、被覆ドリルの断面組織から、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、本実施形態の被覆ドリルにおける各層の平均厚さは、チゼルエッジ部における３箇所以上の断面から各層の厚さを測定して、その平均値（相加平均値）を計算することで求めることができる。

また、本実施形態の被覆ドリルにおける被覆層を構成する各層の組成は、本実施形態の被覆ドリルの断面組織から、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）や波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）などを用いて測定することができる。

本実施形態の被覆ドリルは、耐摩耗性及び耐欠損性に優れていることに起因して、従来よりも工具寿命を延長できるという効果を奏すると考えられる（ただし、工具寿命を延長できる要因は上記に限定されない）。

以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
基材として、ＤＭＰ１２０のインサート形状（株式会社タンガロイ製）に加工し、８９．６％ＷＣ−９．８％Ｃｏ−０．６％Ｃｒ₃Ｃ₂（以上質量％）の組成を有する超硬合金を用意した。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に、表１及び表２に示す各層の組成になるように金属蒸発源を発明品１〜３２、比較品１、２、５〜７、及び９〜１１については被覆ドリルとする際のマージン部に対応する基材の部位が対向するように配置した。一方、比較品３、４、８、及び１２については表１及び表２に示す各層の組成になるように金属蒸発源を被覆ドリルとする際のチゼルエッジ部に対応する部位が対向するように配置した。用意した基材を、反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定した。

その後、反応容器内をその圧力が５．０×１０^-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。真空引き後、反応容器内のヒーターにより、基材をその温度が４５０℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にその圧力が２．７ＰａになるようにＡｒガスを導入した。

圧力２．７ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−４００Ｖのバイアス電圧を印加して、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、基材の表面に、Ａｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間施した。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内をその圧力が５．０×１０^-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。

発明品１〜３２については、真空引き後、基材をその温度が表３に示す成膜温度（成膜開始時の温度）になるように制御し、アルゴンガス（Ａｒ）及び窒素ガス（Ｎ₂）を表３に示す体積比で反応容器内に導入し、反応容器内を表３に示す圧力とするガス条件に調整した。その後、基材に表３に示すバイアス電圧を印加して、表１に示す組成の第１複合窒化物層と第２複合窒化物層の金属蒸発源を交互に、表３に示す電流（アーク電流）のアーク放電により蒸発させて、基材の表面に第１複合窒化物層と第２複合窒化物層とを交互に形成した。このとき表３に示す反応容器内のガス条件と圧力になるよう制御した。また、第１複合窒化物層の厚さと第２複合窒化物層の厚さは、表１に示す厚さとなるように、それぞれのアーク放電時間を調整して制御した。

比較品１及び２については、真空引き後、基材をその温度が表４に示す成膜温度（成膜開始時の温度）になるように制御し、アルゴンガス（Ａｒ）及び窒素ガス（Ｎ₂）を表４に示す体積比で反応容器内に導入し、反応容器内を表４に示す圧力とするガス条件に調整した。その後、基材に表４に示すバイアス電圧を印加して、表４に示すアーク電流のアーク放電により表２に示す組成の金属蒸発源を蒸発させて、基材の表面に表２に示す厚さを有する単層（Ａ層又はＢ層）を形成した。

比較品３〜１２については、真空引き後、基材をその温度が表４に示す成膜温度（成膜開始時の温度）になるように制御し、アルゴンガス（Ａｒ）及び窒素ガス（Ｎ₂）を表４に示す体積比で反応容器内に導入し、反応容器内を表４に示す圧力とするガス条件に調整した。その後、基材に表４に示すバイアス電圧を印加して、表２に示す組成のＡ層とＢ層の金属蒸発源を交互に、表４に示す電流（アーク電流）のアーク放電により蒸発させて、基材の表面にＡ層とＢ層とを交互に形成した。このとき表４に示す反応容器内のガス条件と圧力になるよう制御した。また、Ａ層の厚さとＢ層の厚さは、表２に示す厚さとなるように、それぞれのアーク放電時間を調整して制御した。

基材の表面に表１及び表２に示す所定の平均厚さまで各層を形成した後に、ヒーターの電源を切り、試料温度が１００℃以下になった後で、反応容器内から試料を取り出した。

＊「Ａ層」及び「Ｂ層」の欄における、「−」とは、それぞれの層が形成されていないことを意味する。

得られた試料の各層の平均厚さは、被覆ドリルのチゼルエッジ部において、３箇所の断面をＴＥＭ観察し、各層の厚さを測定し、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。それらの結果も、表１及び表２に併せて示す。

得られた試料の各層の組成は、被覆ドリルのチゼルエッジ部において、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて測定した。それらの結果も、表１及び表２に併せて示す。なお、表１及び表２の各層の金属元素の組成比は、各層を構成する金属化合物における金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。

さらに得られた試料の第１複合窒化物層又はＡ層について、被覆ドリルのチゼルエッジ部及びマージン部の各断面において、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて測定し、得られた測定値に基づいて、Ｃ_Cr及びＭ_crを算出した。測定結果を表５及び表６に示す。

得られた試料の第２複合窒化物層又はＢ層における（２００）面の半価幅は、以下の測定条件によって測定した。その結果を、表７及び表８に示す。
特性Ｘ線：ＣｕＫα線、モノクロメータ：Ｎｉ、発散スリット：１／２°散乱スリット：２／３°、受光スリット：０．１５ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°

得られた試料を用いて、以下の切削試験を行い、評価した。

［切削試験］
被削材：Ｓ５５Ｃ（２００ＨＢ）、
被削材形状：１５０ｍｍ×２００ｍｍ×４０ｍｍの直方体ブロック、
加工形態：止まり穴、
切削速度：１１０ｍ／ｍｉｎ、
１回転当たりの送り量：０．２７ｍｍ／ｒｅｖ、
クーラント：水溶性（内部給油方式）、
評価項目：チゼルエッジが欠損（チゼルエッジに欠けが生じる）したとき（表中、「欠損」と記載）、マージン部に送りマークが生じたとき、又は逃げ面摩耗が０．３ｍｍに至ったとき（表中、「正常摩耗」と記載）を工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工長さを測定した。

なお、切削試験の工具寿命に至るまでの加工長さについて、１００ｍ以上を「Ａ」、６０ｍ以上１００ｍ未満を「Ｂ」、６０ｍ未満を「Ｃ」として評価した。この評価では、「Ａ」が最も優れ、その次に「Ｂ」が優れ、「Ｃ」が最も劣っていることを意味し、「Ａ」又は「Ｂ」の評価を多く有するほど切削性能に優れることを意味する。具体的には、加工長さが長いことは、耐欠損性及び耐摩耗性に優れていることを意味する。得られた評価の結果を表９及び表１０に示す。

表９及び表１０に示す結果より、発明品の切削試験の評価はいずれも「Ａ」又は「Ｂ」の評価であり、比較品の評価は、すべて「Ｃ」であった。

以上の結果より、耐摩耗性及び耐欠損性を向上させたことにより、発明品の工具寿命が長くなっていることが分かる。

（実施例２）
基材として、ＤＭＰ１２０のインサート形状（株式会社タンガロイ製）に加工し、８９．６％ＷＣ−９．８％Ｃｏ−０．６％Ｃｒ₃Ｃ₂（以上質量％）の組成を有する超硬合金を用意した。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に、表１１に示す各層の組成になるように金属蒸発源を被覆ドリルとする際のマージン部に対応する基材の部位が対向するように配置した。用意した基材を、反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定した。

その後、反応容器内をその圧力が５．０×１０^-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。真空引き後、反応容器内のヒーターにより、基材をその温度が４５０℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にその圧力が２．７ＰａになるようにＡｒガスを導入した。

圧力２．７ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に−４００Ｖのバイアス電圧を印加して、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間施した。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内をその圧力が５．０×１０^-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。

発明品３３、３４、３６〜４６については、真空引き後、基材をその温度が表１２に示す温度（成膜開始時の温度）になるまで加熱し、反応容器内の圧力が３．０Ｐａになるようにガスを反応容器内に導入した。ここで、発明品３３、３４、３６〜４１、及び４３〜４６については、ガスとしてＮ₂ガスを導入し、発明品４２については、ガスとしてＮ₂ガスとＣ₂Ｈ₂ガスとの混合ガスを９０：１０の体積比率で混合して導入した。その後、基材に表１２に示すバイアス電圧を印加して、表１２に示すアーク電流のアーク放電により表１１に示す組成の金属蒸発源を蒸発させて、下部層を形成した。

次いで、発明品３３〜３５については、発明品１の交互積層構造の製造条件と同様にし、発明品３６〜３８については、発明品１１の交互積層構造の製造条件と同様にし、発明品３９〜４２については、発明品２３の交互積層構造の製造条件と同様にし、発明品４３〜４６については、発明品２５の交互積層構造の製造条件と同様にし、下部層又は基材の表面に第１複合窒化物層と第２複合窒化物層とを交互に形成した。
なお、表１１中の各発明品３３〜４６の交互積層構造に記載された試料番号は、各発明品３３〜４６の交互積層構造と、該当する試料番号の交互積層構造が同一であることを意味する。例えば、発明品３３の交互積層構造は、発明品１の交互積層構造と同一である。

次いで、発明品３４〜３６、及び３８〜４６については、真空引き後、基材をその温度が表１２に示す温度（成膜開始時の温度）になるまで加熱し、反応容器内の圧力が表１２に示す圧力になるようにガスを反応容器内に導入した。ここで、発明品３４〜３６、３８、及び４０〜４６については、ガスとしてＮ₂ガスを導入し、発明品３９については、ガスとしてＮ₂ガスとＣ₂Ｈ₂ガスとの混合ガスを９０：１０の体積比率で混合して導入した。その後、基材に表１２に示すバイアス電圧を印加して、表１２に示すアーク電流のアーク放電により表１１に示す組成の金属蒸発源を蒸発させて、上部層を形成した。

基材の表面に表１１に示す所定の平均厚さまで各層を形成した後に、ヒーターの電源を切り、試料温度が１００℃以下になった後で、反応容器内から試料を取り出した。

＊「下部層」及び「上部層」の欄における、「−」とは、下部層又は上部層が形成されていないことを意味する。

得られた試料の各層の平均厚さは、被覆ドリルのチゼルエッジ部において、３箇所の断面をＴＥＭ観察し、各層の厚さを測定し、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。この結果も、表８に併せて示す。

得られた試料の下部層及び上部層の組成は、被覆ドリルのチゼルエッジ部の断面において、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて測定した。この結果も、表１１に併せて示す。なお、表１１の各層の金属元素の組成比は、各層を構成する金属化合物における金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。

各発明品３３〜４６の第１複合窒化物層におけるＭ_crとＣ_crとの関係、第２複合窒化物層における（２００）面の半価幅（°）、及び交互積層構造の平均厚さは、対応する交互積層構造に記載された試料番号の交互積層構造の特性と同じであった。

得られた試料を用いて、実施例１と同じ切削試験を行い、評価した。切削試験の工具寿命に至るまでの加工長について、１００ｍ以上を「Ａ」、６０ｍ以上１００ｍ未満をＢ、６０ｍ未満を「Ｃ」として評価した。この評価では、「Ａ」が最も優れ、その次に「Ｂ」が優れ、「Ｃ」が最も劣っていることを意味し、「Ａ」又は「Ｂ」の評価を多く有するほど切削性能に優れることを意味する。具体的には、加工長が長いことは、耐欠損性及び耐摩耗性に優れていることを意味する。得られた評価の結果を表１３に示す。

表１３に示す結果より、切削試験の評価はいずれも「Ａ」の評価であった。

したがって、発明品は、上部層及び／又は下部層を有したとしても、耐摩耗性及び耐欠損性に優れ、工具寿命が長くなっていることが分かる。

本発明の被覆ドリルは、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることにより、従来よりも工具寿命を延長できるので、その点で産業上の利用可能性が高い。

１…切削部位、２…保持部、３…先端切刃稜、４…第１逃げ面、５…油穴、６…第２逃げ面、７…クロスシンニング、８…チゼルエッジ部、９…ねじれ溝、１０…マージン部、
１１…基材、１２…下部層、１３…第１複合窒化物層、１４…第２複合窒化物層、１５…上部層、１６…交互積層構造、１７…被覆層、１８…被覆ドリル、１００…ドリル。

Claims (9)

1. 基材と、前記基材の上に形成された被覆層と、を含む被覆ドリルであって、
   前記被覆ドリルが、チゼルエッジ部とマージン部とを備え、
   前記チゼルエッジ部及び前記マージン部における前記被覆層が、下記式（１）：
   （Ａｌ_1-xＣｒ_x）Ｎ （１）
   （式中、ｘはＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比を示し、０．１０≦ｘ≦０．６０を満足する。）
   で表される組成を有する化合物を含有する第１複合窒化物層と、下記式（２）：
   （Ｔｉ_1-yＳｉ_y）Ｎ （２）
   （式中、ｙはＴｉ元素とＳｉ元素との合計に対するＳｉ元素の原子比を示し、０．０５≦ｙ≦０．３０を満足する。）
   で表される組成を有する化合物を含有する第２複合窒化物層とが交互に積層された交互積層構造を有し、
   前記チゼルエッジ部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｃ_Crと、前記マージン部における前記第１複合窒化物層のＡｌ元素とＣｒ元素との合計に対するＣｒ元素の原子比Ｍ_Crとが、下記式（Ａ）：
   Ｃ_Cr＞Ｍ_Cr （Ａ）
   で表される条件を満足する、被覆ドリル。
2. 前記Ｃ_Crと前記Ｍ_Crとが、下記式（Ｂ）：
   の差０．０１≦Ｃ_Cr−Ｍ_Cr≦０．１０ （Ｂ）
   で表される条件を満足する、請求項１に記載の被覆ドリル。
3. 前記第１複合窒化物層の１層当たりの平均厚さが、７０ｎｍ以上３００ｎｍ以下であり、前記第２複合窒化物層の１層当たりの平均厚さが、７０ｎｍ以上３００ｎｍ以下である、請求項１又は２に記載の被覆ドリル。
4. 前記第２複合窒化物層において、Ｘ線回折における（２００）面の半価幅が、０．４°以上１．０°以下である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の被覆ドリル。
5. 前記交互積層構造の平均厚さが、１．５μｍ以上１２．０μｍ以下である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の被覆ドリル。
6. 前記被覆層が、前記基材と前記交互積層構造との間に、下部層を有し、
   前記下部層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層であり、
   前記下部層の平均厚さが、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の被覆ドリル。
7. 前記被覆層が、前記交互積層構造の表面に、上部層を有し、
   前記上部層が、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ及びＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ及びＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の単層又は積層であり、
   前記上部層の平均厚さが、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、請求項１〜６のいずれか１項に記載の被覆ドリル。
8. 前記被覆層全体の平均厚さが、１．５μｍ以上１５．０μｍ以下である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の被覆ドリル。
9. 前記基材が、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体のいずれかである、請求項１〜８のいずれか１項に記載の被覆ドリル。