JP4438546B2 - 高速重切削で表面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

Description

この発明は、表面被覆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に加えて、すぐれた潤滑性を有し、したがって特に各種のＡｌおよびＡｌ合金やＣｕおよびＣｕ合金、さらにＴｉおよびＴｉ合金などの非鉄材料の切削加工を、特に高熱発生を伴う高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合に、表面被覆層にチッピング（微小欠け）などの発生なく、すぐれた耐摩耗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、各種の材質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、特に上記の非鉄材料からなる被削材の切削加工に用いられる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、
（ａ）下部層として、１．５〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ組成式：（Ｔｉ_{1-（Ａ＋Ｚ）}Ａｌ_Ａ Ｓｉ_Ｚ）Ｎ（ただし、原子比で、Ａは０．３０〜０．５５、Ｚ：０．０５〜０．１５を示す）を満足するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎで示す］層からなる硬質層、
（ｂ）上部層として、１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットを用い、炭化水素の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で形成され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成をする非晶質炭素系潤滑層、
を蒸着形成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表面被覆層の硬質層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層が、構成成分であるＡｌによって高温硬さと耐熱性、同Ｔｉによって高温強度を有し、さらに同Ｓｉ含有によって一段と耐熱性が向上し、また同上部層である非晶質炭素系潤滑層の共存と相俟って、、上記の非鉄材料などの被削材の連続切削や断続切削加工に用いた場合に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、上記の被覆超硬工具が、例えば図４に概略説明図で示される蒸着装置、すなわちカソード電極（蒸発源）として所定組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金がセットされたアーク放電装置と、カソード電極（蒸発源）としてＷＣターゲットがセットされたスパッタリング装置を備えた蒸着装置を用い、これに上記の超硬基体を装入し、
（ａ）まず、上記下部層として、ヒータで装置内を、例えば５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と上記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電流：９０Ａの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、例えば２Ｐａの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体には、例えば−１００Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層を蒸着形成し、
（ｂ）つぎに、上部層として、例えば装置内の加熱温度を２００℃とした状態で、Ｃ_２Ｈ_２などの炭化水素とＡｒを、Ｃ_２Ｈ_２流量：４０〜８０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２５０ｓｃｃｍの割合で導入して、例えば１Ｐａの炭化水素の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とし、例えば上記超硬基体に印加するバイアス電圧を−２０Ｖとし、ＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：４〜６ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を印加した条件で、上記（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層の上に非晶質炭素系潤滑層を蒸着形成することにより製造されることも知られている。
特表２００２−５１３０８７号明細書 特許第２７９３７７３号明細書

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、切削加工は高速化の傾向を深め、かつ高切り込みや高送りなどの重切削条件での切削加工が強く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、これを通常の切削加工条件で用いた場合には問題はないが、特に上記の非鉄材料などの被削材の切削加工を、高速で、かつ高い機械的衝撃を伴う高切り込みや高送りなどの重切削条件で行なった場合には、表面被覆層の硬質層にあっては高温硬さおよび耐熱性、さらに高温強度、また同非晶質炭素系潤滑層にあっては高温強度がそれぞれ不十分であるために、チッピングが発生し易く、かつ摩耗進行も一段と促進するようになることから、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、特に上記の非鉄材料などの被削材の高速重切削加工で表面被覆層が、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）上記の図４の蒸着装置のアーク放電装置を用いて形成された従来被覆超硬工具の表面硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層の下部層（硬質層）は、層厚全体に亘って実質的に均一な組成を有し、したがって均質な高温硬さと耐熱性、さらに高温強度を有するが、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−Ｓｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高い（Ａｌ含有量の低い）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金をそれぞれカソード電極（蒸発源）として対向配置し、さらに前記両カソード電極に対して９０度回転した位置にもカソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒを装着したアークイオンプレーティング装置を用い、この蒸着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、蒸着形成される下部層（硬質層）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、前記の図面上左右両側のそれぞれのカソード電極（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ＡｌとＴｉとＳｉの複合窒化物［以下、（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎで示す］層を形成すると、この結果の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層においては、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−Ｓｉ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）Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にＴｉ最高含有点が形成され、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Ｔｉ最高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Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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組成変化構造をもつようになること。

（ｂ）上記（ａ）の組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層の形成において、対向配置の一方側のカソード電極（蒸発源）であるＡｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金におけるＡｌ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のＡｌ含有量に比して相対的に高いものとし、かつ同他方側のカソード電極（蒸発源）であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金におけるＴｉ含有量を上記の従来Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のＴｉ含有量に比して相対的に高いものとする共に、超硬基体が装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、
上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ａｌ_1-(X+Z) Ｔｉ_XＳｉ_Z）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ_1-(Y+Z)Ａｌ_YＳｉ_Z）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の厚さ方向の間隔を０．０１〜０．１μｍとすると、
上記Ａｌ最高含有点部分では、上記の従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比してＡｌ含有量が相対的に高くなることから、より一段とすぐれた高温硬さと耐熱性（高温特性）を示し、一方上記Ｔｉ最高含有点部分では、前記従来（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層に比してＴｉ含有量が相対的に高くなることから、一段と高い高温強度を具備し、かつこれらＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔をきわめて小さくしたことから、層全体の特性としてすぐれた高温強度を保持した状態ですぐれた高温硬さと耐熱性を具備するようになること。

（ｃ）つぎに、例えば図３（ａ）に概略平面図で、同（ｂ）に概略正面図で示される通り、カソード電極（蒸発源）がＴｉターゲットのマグネトロンスパッタリング装置と、カソード電極（蒸発源）がＷＣターゲットのマグネトロンスパッタリング装置を備えた蒸着装置の回転テーブル上に、上記の下部層を形成した超硬基体を装着し、回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される上部層（非晶質炭素系潤滑層）の層厚均一化を図る目的で前記超硬基体自体も自転させ、電磁コイルにより磁場を形成して、前記超硬基体の装着部における磁束密度を１００〜３００Ｇ（ガウス）とし、前記装置内の加熱温度を３００〜５００℃とした状態で、かつ装置内に反応ガスとして、例えばＣ_２Ｈ_２などの炭化水素と窒素とＡｒを、望ましくはＣ_２Ｈ_２流量：２５〜１００ｓｃｃｍ、窒素流量：２００〜３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：１５０〜２５０ｓｃｃｍの割合で導入して、反応雰囲気を、例えば１ＰａのＣ_２Ｈ_２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記両マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１〜３ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力、同Ｔｉターゲットには、例えば出力：３〜８ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）のスパッタ電力を同時に印加した条件で非晶質炭素系潤滑層（上部層）の形成を行うと、この結果形成された非晶質炭素系潤滑層は、これの透過型電子顕微鏡による組織観察結果が図１に模式図で示される通りＷ成分含有の炭素系非晶質体の素地に、結晶質炭窒化チタン系化合物の微粒［以下、「結晶質Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）系化合物微粒」で示す］が分散分布した組織をもつようになること。

（ｄ）上記（ｃ）の非晶質炭素系潤滑層を形成するに際して、蒸着装置内に導入される反応ガスとしての炭化水素と窒素とＡｒのそれぞれの流量と、マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットとＴｉターゲットに印加されるスパッタ電力を調整して、前記非晶質炭素系潤滑層が、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：５〜２０原子％、
窒素：０．５〜１８原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有するようにすると、この結果形成された非晶質炭素系潤滑層は、これの素地が含有するＷ成分の作用と、結晶質Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）系微粒の分散分布効果、および前記電磁コイルによる磁場成膜に際しての細粒化効果で、高温強度が著しく向上するようになること。

（ｅ）上記の下部層が組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層、上部層が非晶質炭素系潤滑層で構成された表面被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、特に著しい高熱発生と高い機械的衝撃を伴う上記の非鉄材料などの被削材の高速重切削でも、下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）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、かつ上部層である非晶質炭素系潤滑層も、すぐれた高温強度を具備するようになることから、表面被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｅ）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）下部層として、１．５〜１０μｍ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Ｔｉ最高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Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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+Z) Ｔｉ_XＳｉ_Z）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ_1-(Y+Z)Ａｌ_YＳｉ_Z）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、を満足し、
かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍからなる組成変化構造を有する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層からなる硬質層、
（ｂ）上部層として、１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつマグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、ＷＣターゲットとＴｉターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、
Ｗ：５〜２０原子％、
Ｔｉ：５〜２０原子％、
窒素：０．５〜１８原子％、
を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、透過型電子顕微鏡による観察で、Ｗ成分含有の炭素系非晶質体の素地に、結晶質Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）系化合物微粒が分散分布した組織を有する非晶質炭素系潤滑層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された表面被覆層を蒸着形成してなる、特に高速重切削加工で表面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表面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［（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層］
（ａ）Ａｌ最高含有点の組成
下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層における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Ｓｉ成分は一段と耐熱性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するようになり、高熱発生を伴う高速切削条件で、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Ｓｉの合量に占める割合（原子比）で０．０５未満になると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、すぐれた高温強度を有するＴｉ最高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、この結果高速重切削条件では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０．２５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Ｓｉ成分の割合を示すＺ値がＡｌとＴｉの合量に占める割合（原子比）で０．０５未満では所望の耐熱性向上効果が得られず、さらに同Ｚ値が０．１５を超えると、強度が急激に低下するようになることから、Ｘ値を０．０５〜０．２５、Ｚ値を０．０５〜０．１５とそれぞれ定めた。

（ｂ）Ｔｉ最高含有点の組成
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、相対的にＴｉ含有割合が高く、これによってすぐれた高温強度を有するようになるＴｉ最高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Ａｌの割合を示すＹ値がＴｉとＳｉの合量に占める割合（原子比）で０．２５を越えると、相対的にＡｌの割合が多くなり過ぎて、所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一方同Ｙ値が同じく０．０５未満になると、相対的にＴｉの割合が多くなり過ぎて、Ｔｉ最高含有点に所望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り、摩耗進行促進の原因となることから、Ｙ値を０．０５〜０．２５と定めたものであり、またＳｉ成分の割合を示すＺ値は上記のＡｌ最高含有点におけると同じ理由で０．０５〜０．１５と定めた。

（ｃ）Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点間の間隔
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、この結果層に所望のすぐれた高温強度と、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、Ｔｉ最高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
その層厚が１．５μｍ未満では、所望の耐摩耗性を長期に亘って確保することができず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を１．５〜１０μｍと定めた。

（Ｂ）上部層（非晶質炭素系潤滑層）
（ａ）Ｗ含有量
Ｗ成分は、上記の非晶質炭素系潤滑層の素地に含有して、層の高温強度を向上させる作用があるが、その含有量が５原子％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、一方その含有量が２０原子％を越えると潤滑性が急激に低下するようになることから、その含有量を５〜２０原子％と定めた。

（ｂ）ＴｉおよびＮ含有量
Ｔｉ成分とＮ成分、さらにＣ（炭素）成分は磁場成膜下で結合して、被膜中に結晶質のＴｉ（Ｃ，Ｎ）系化合物微粒として存在し、層の具備するすぐれた潤滑性を損なうことなく、高温強度を著しく向上させる作用があるが、その含有量がＴｉ成分が５原子％未満、およびＮ成分が０．５原子％未満では、層中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）系微粒として存在する割合が少なくて、所望のすぐれた高温強度を確保することができず、一方その含有量がＴｉ成分が２０原子％、およびＮ成分が１８原子％を越えると高温硬さおよび潤滑性が急激に低下するようになることから、その含有量をそれぞれＴｉ：５〜２０原子％、Ｎ：０．５〜１８原子％と定めた。

（ｃ）平均層厚
その平均層厚が１μｍ未満では、所望の潤滑効果を長期に亘って確保することができず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、切刃部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１〜１０μｍと定めた。

この発明の被覆超硬工具は、表面被覆層を構成する下部層の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）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、かつ同上部層である非晶質炭素系潤滑層が、これの炭素系非晶質体の素地が含有するＷ成分の作用、並びに前記素地に磁場成膜により超微細となった状態で分散分布する結晶質Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）系化合物微粒の作用によって、一段とすぐれた高温強度を具備するようになることから、特に著しい高熱発生と高い機械的衝撃を伴う上記の非鉄材料などの被削材の高速重切削でも、表面被覆層にチッピングの発生なく、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、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０．７〜３μｍ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：１４１５℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、研磨加工を施し、さらに切刃部分にＲ：０．０１のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＴＥＧＸ１６０３０４Ｌ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（重量比で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２ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５０５℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、研磨加工を施し、さらに切刃部分にＲ：０．０１のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＴＥＧＸ１６０３０４Ｌのチップ形状をもったＴｉＣＮ系超硬製の超硬基体Ｂ−１〜Ｂ−６を形成した。

（ａ）つぎに、図２に示される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Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金、他方側に相対的にＴｉ含有量の高いＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金をそれぞれカソード電極（蒸発源）として装着し、さらに前記両カソード電極に対して９０度回転した位置にカソード電極（蒸発源）として金属Ｃｒを装着したアークイオンプレーティング装置を用い、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、前記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、
（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、かつカソード電極として装着した前記金属Ｃｒ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金属Ｃｒ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３Ｐａ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−６０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつそれぞれ対向配置した両カソード電極(前記Ｔｉ最高含有点形成用Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金およびＡｌ最高含有点形成用Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ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に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表３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Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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組成変化構造を有し、かつ同じく表３に示される目標層厚の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層を表面被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）つぎに、図３に示される蒸着装置、すなわち一方側のマグネトロンスパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、純度：９９．９質量％のＴｉターゲット、他方側のマグネトロンスパッタリング装置のカソード電極（蒸発源）として、純度：９９．６質量％のＷＣターゲットを回転テーブルを挟んで対向配置した蒸着装置を用い、装置内の回転テーブル上に、これの中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に上記の下部層形成の超硬基体をリング状に装着し、
（ｅ）電磁コイルに印加する条件を、電圧：５０〜１００Ｖ、電流：１０〜２０Ａの範囲内の所定の値として、上記下部層形成の超硬基体の装着部における磁束密度を１００〜３００Ｇ（ガウス）の範囲内の所定の値とし、前記蒸着装置内の加熱温度を４００℃、前記超硬基体に−１００Ｖのバイアス電圧を印加し、一方前記蒸着装置内には反応ガスとして、Ｃ_２Ｈ_２（炭化水素）と窒素とＡｒを、Ｃ_２Ｈ_２流量：２５〜１００ｓｃｃｍ、窒素流量：２００〜３００ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：１５０〜２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、反応雰囲気を、１ＰａのＣ_２Ｈ_２の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスとすると共に、前記両マグネトロンスパッタリング装置のＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には、例えば出力：１〜３ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力、同Ｔｉターゲットには、出力：３〜８ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を同時に印加した条件で、同じく表３，４に示される目標組成および目標層厚の非晶質炭素系潤滑層を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合金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。

（ａ）また、比較の目的で、上記の超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図４に示される蒸着装置、すなわちカソード電極（蒸発源）として所定組成を有するＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金がセットされたアーク放電装置と、カソード電極（蒸発源）としてＷＣターゲットがセットされたスパッタリング装置を備えた蒸着装置に装入し、
（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Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ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、もって超硬基体表面を前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金でボンバード洗浄し、
（ｃ）上記装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−１００Ｖに下げて、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金のカソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０およびＢ−１〜Ｂ−６のそれぞれの表面に、表４に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層を表面被覆層の下部層として蒸着形成し、
（ｄ）ついで、上記蒸着装置内の加熱温度を２００℃とした状態で、Ｃ_２Ｈ_２とＡｒを、Ｃ_２Ｈ_２流量：４０〜８０ｓｃｃｍ、Ａｒ流量：２５０ｓｃｃｍの範囲内の所定の流量で導入して、１ＰａのＣ_２Ｈ_２の分解ガスとＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気とすると共に、上記の下部層形成の超硬基体に印加するバイアス電圧を−２０Ｖとし、ＷＣターゲットのカソード電極（蒸発源）には出力：４〜６ｋＷ（周波数：４０ｋＨｚ）の範囲内の所定のスパッタ電力を印加した条件で、上記下部層の上に、同じく表５，６に示される目標組成および目標層厚の非晶質炭素系潤滑層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ（以下、比較被覆超硬チップと云う）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および比較被覆チップ１〜１６について、
被削材：ＪＩＳ・Ａ５０５２の丸棒、
切削速度：８００ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：７．１ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ａ）でのＡｌ合金の乾式連続高速高切り込み切削加工試験（通常の切削速度および切り込みは４００ｍ／ｍｉｎ．および２ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・Ｃ３７１０の丸棒、
切削速度：３８０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：６．６ｍｍ、
送り：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｂ）でのＣｕ合金の乾式連続高速高切り込み切削加工試験（通常の切削速度および切り込みは２００ｍ／ｍｉｎ．および２ｍｍ）、
被削材：ＪＩＳ・ＴＢ３４０Ｈの丸棒、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：６．２ｍｍ、
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１５分、
の条件（切削条件Ｃ）でのＴｉ合金の乾式連続高速高切り込み切削加工試験（通常の切削速度および切り込みは１００ｍ／ｍｉｎ．および１．５ｍｍ）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５に示した。

原料粉末として、平均粒径：３．８μｍ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６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７に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とが交互に同じく表７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Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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組成変化構造を有し、かつ表７に示される目標層厚の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層を表面被覆層の下部層（硬質層）として蒸着形成し、ついで前記下部層形成の超硬基体を同じく図３に示される蒸着装置に装入し、同じく表７に示される目標組成および目標層厚の非晶質炭素系潤滑層を同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４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、同じく表８に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層および非晶質炭素系潤滑層をそれぞれ表面被覆層の下部層および上部層として蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬製エンドミル（以下、比較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および比較被覆エンドミル１〜８のうち、本発明被覆エンドミル１〜３および比較被覆エンドミル１〜３については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１０の板材、
切削速度：１７０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：４８０ｍｍ／分、
の条件でのＣｕ合金の乾式高速高切り込み溝切削加工試験（通常の切削速度および溝深さは１５０ｍ／ｍｉｎ．および２ｍｍ）、本発明被覆エンドミル４〜６および比較被覆エンドミル４〜６については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＴＰ３４０ＨＶの板材、
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：４５０ｍｍ／分、
の条件でのＴｉ合金の乾式高速高切り込み溝切削加工試験（通常の切削速度および溝深さは１５０ｍ／ｍｉｎ．および４ｍｍ）、本発明被覆エンドミル７，８および比較被覆エンドミル７，８については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ５０５２の板材、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：１６ｍｍ、
テーブル送り：５００ｍｍ／分、
の条件でのＡｌ合金の乾式高速高送り溝切削加工試験（通常の切削速度および溝深さは１８０ｍ／ｍｉｎ．および８ｍｍ）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。この測定結果をそれぞれ表７，８に示した。

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９に示される目標組成のＡｌ最高含有点とＴｉ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Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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組成変化構造を有し、かつ表９に示される目標層厚の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層を表面被覆層の下部層（硬質層）として蒸着形成し、ついで前記下部層形成の超硬基体を同じく図３に示される蒸着装置に装入し、同じく表９に示される目標組成および目標層厚の非晶質炭素系潤滑層を同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４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、同じく表１０に示される目標組成および目標層厚を有する（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層および非晶質炭素系潤滑層をそれぞれ表面被覆層の下部層および上部層として蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較表面被覆超硬製ドリル（以下、比較被覆ドリルと云う）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および比較被覆ドリル１〜８のうち、本発明被覆ドリル１〜３および比較被覆ドリル１〜３については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ａ５０５２の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：６ｍｍ、
の条件でのＡｌ合金の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは８０ｍ／ｍｉｎ．および０．２ｍｍ／ｒｅｖ）、本発明被覆ドリル４〜６および比較被覆ドリル４〜６については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｃ３７１０の板材、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１２ｍｍ、
の条件でのＣｕ合金の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは８０ｍ／ｍｉｎ．および０．２５ｍｍ／ｒｅｖ）、本発明被覆ドリル７，８および比較被覆ドリル７，８については、
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＴＰ３４０Ｈの板材、
切削速度：６０ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：２０ｍｍ、
の条件でのＴｉ合金の湿式高速高送り穴あけ切削加工試験（通常の切削速度および送りは４０ｍ／ｍｉｎ．および０．２ｍｍ／ｒｅｖ）、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速高送り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。この測定結果をそれぞれ表９，１０に示した。

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超硬チップ１〜１６、本発明被覆超硬エンドミル１〜８、および本発明被覆超硬ドリル１〜８、並びに従来被覆超硬工具としての比較被覆超硬チップ１〜１６、比較被覆超硬エンドミル１〜８、および比較被覆超硬ドリル１〜８を構成する表面被覆層の下部層を構成する（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層について、厚さ方向に沿ってＡｌ、Ｔｉ、およびＳｉ成分の含有量をオージェ分光分析装置、その層厚を走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ層では、Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点とがそれぞれ目標値と実質的に同じ組成および間隔で交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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組成変化構造を有することが確認され、さらに平均層厚も目標層厚と実質的に同じ値を示した。一方、前記従来被覆超硬工具の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層では、目標組成と実質的に同じ組成および目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示すものの、厚さ方向に沿った組成変化は見られず、層全体に亘って均質な組成を示すものであった。
さらに、同上部層を構成する非晶質炭素系潤滑層についても、その組成をオージェ分光分析装置、その層厚を走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、いずれも目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚（断面５箇所の平均値）を示し、また、その組織を透過型電子顕微鏡を用いて観察したところ、前記本発明被覆超硬工具は、図１に示される通り炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ（Ｃ，Ｎ）系化合物微粒が分散分布した組織を示し、一方前記従来被覆超硬工具は、炭素系非晶質体の単一相からなる組織を示した。

表３〜１０に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも著しい高熱発生および高い機械的衝撃を伴なう非鉄材料の高速重切削でも、表面被覆層の下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）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、かつ同上部層である非晶質炭素系潤滑層が、Ｗ成分含有の炭素系非晶質体の素地に、結晶質のＴｉ（Ｃ，Ｎ）系化合物微粒が分散分布した組織を有し、すぐれた高温強度を具備することから、表面被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、表面被覆層の下部層が（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層、同上部層が炭素系非晶質体の単一相からなる組織を有する非晶質炭素系潤滑層で構成された従来被覆超硬工具においては、いずれも非鉄材料の高速重切削加工では表面被覆層の摩耗進行が速く、かつチッピングも発生することから、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、特に各種の非鉄材料などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高い発熱および機械的衝撃を伴なう高速重切削加工でもすぐれた耐摩耗性を発揮し、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および自動化、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。

この発明の被覆超硬工具を構成する非晶質炭素系潤滑層を透過型電子顕微鏡を用いて組織観察した結果を示す模式図である。 本発明被覆超硬工具の表面被覆層の下部層である（Ａｌ／Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ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。 この発明の被覆超硬工具の表面被覆層の上部層である非晶質炭素系潤滑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。 従来被覆超硬工具の表面被覆層の下部層である（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層および上部層である非晶質炭素系潤滑層を形成するのに用いた蒸着装置の概略説明図である。

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）下部層として、１．５〜１０μｍ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Ｔｉ最高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Ｔｉ最高含有点、前記Ｔｉ最高含有点から前記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+Z) Ｔｉ_XＳｉ_Z）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
   上記Ｔｉ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ_1-(Y+Z)Ａｌ_YＳｉ_Z）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．０５〜０．２５、Ｚは０．０５〜０．１５を示す）、
   を満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＴｉ最高含有点の間隔が、０．０１〜０．１μｍからなる組成変化構造を有するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物層からなる硬質層、
   （ｂ）上部層として、１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつマグネトロンスパッタリング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、炭化タングステンターゲットとＴｉターゲットを用い、炭化水素の分解ガスと窒素とＡｒの混合ガスからなる反応雰囲気で磁場中成膜され、オージェ分光分析装置で測定して、
   Ｗ：５〜２０原子％、
   Ｔｉ：５〜２０原子％、
   窒素：０．５〜１８原子％、
   を含有し、残りが炭素と不可避不純物からなる組成を有すると共に、透過型電子顕微鏡による観察で、Ｗ成分含有の炭素系非晶質体の素地に、結晶質炭窒化チタン系化合物の微粒が分散分布した組織を有する非晶質炭素系潤滑層、
   以上（ａ）および（ｂ）で構成された表面被覆層を蒸着形成してなる、高速重切削加工で表面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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