JP5771882B2 - 表面被覆焼結体 - Google Patents

Description

本発明は、立方晶窒化硼素焼結体とその表面に形成された表面被覆層とを含む表面被覆焼結体に関する。

従来より立方晶窒化硼素焼結体は高硬度を有することから、切削工具等の工具用の素材として広く利用されてきた。また、耐摩耗性の向上等を目的として、立方晶窒化硼素焼結体の表面に表面被覆層を形成することも知られている。

たとえば、特開２００５−０４７００４号公報（特許文献１）には、立方晶窒化硼素焼結体の表面に４ａ、５ａ、６ａ族元素の窒化物や炭化物等の化合物からなる中間層を形成し、この中間層上にＴｉＡｌＮ等の被膜を形成した工具用複合高硬度材料が開示されている。また、特開２００２−１４４１１０号公報（特許文献２）には、窒化硼素焼結体の表面に４ａ、５ａ、６ａ族元素から選ばれる少なくとも１つの元素からなる中間層を形成し、この中間層上に硬質被膜層を形成した表面被覆窒化硼素焼結体工具が開示されている。さらに、特開２０００−１２９４２３号公報（特許文献３）には、基材上に４ａ、５ａ、６ａ族の金属からなる第１層を形成し、その第１層上にＴｉＡｌＶＮ等からなる第２層を形成した硬質被膜が開示されている。

特開２００５−０４７００４号公報 特開２００２−１４４１１０号公報 特開２０００−１２９４２３号公報

立方晶窒化硼素焼結体上に硬質被膜層を形成する場合、その硬質被膜層は靭性に劣る傾向を示す。特にその硬質被膜層に対して強い衝撃の負荷や変動する負荷がかかる場合、硬質被膜層が剥離することがあり工具寿命が短くなるという問題を有していた。

このため、特許文献１〜３のように、硬質被膜層と基材（立方晶窒化硼素焼結体）との間に中間層を形成することにより、基材に対する硬質被膜層の密着性を向上させることが提案されている。

特許文献１の場合、４ａ、５ａ、６ａ族元素の窒化物や炭化物等の化合物からなる中間層はＴｉＡｌＮ等の被膜（硬質被膜）よりも密着性が向上するとされている。しかし、該化合物は、金属結合性の化合物であるため、立方晶窒化硼素焼結体と化学結合が形成されにくい。このため、上記のように強い衝撃の負荷や変動する負荷がかけられる場合には、更なる密着性の向上が求められる。

また、特許文献２の場合、中間層が特許文献１のような化合物ではなく、金属で構成される。これにより、この金属が立方晶窒化硼素焼結体および硬質被膜の両者に拡散し、その拡散部分において金属硼化物や金属窒化物等の固溶体を形成するため、特許文献１よりさらに強力な密着性が期待できる。しかし、かかる固溶体を用いても結局のところ、共有結合性の金属硼化物と金属窒化物との界面のように、結合性の異なる界面での化学結合が不十分である。このため、上記のように強い衝撃の負荷や変動する負荷がかけられる場合には更なる密着性の向上が求められる。

一方、特許文献３は、特許文献２と同様に中間層として金属層を形成したものであるが、その目的は応力を緩和することにあるとされている。このような応力緩和は、硬質被膜が高い応力を有する場合にその効果が期待されるが、硬質被膜自体の応力が低い場合はその効果を期待することはできない。また基材の種類が何等特定されていないことから、立方晶窒化硼素焼結体を基材とする場合に、どのような効果が示されるのかは不明である。

本発明は、このような状況に鑑みなされたものであって、その目的とするところは表面被覆層に対し強い衝撃の負荷や変動する負荷がかけられるような場合でも十分な密着性を有する表面被覆層を立方晶窒化硼素焼結体上に形成した表面被覆焼結体を提供することにある。

本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討した結果、中間層として金属を用いる場合には、基材と硬質被膜層の結合の仲介、あるいは衝撃のある程度の緩和が期待できることから基材と硬質被膜層との密着性をある程度高める効果は期待できる。しかし、強い衝撃の負荷に対しては破壊されやすく、その原因が中間層の構成に関係するのではないかという知見を得た。そして、本発明者は、この知見に基づき、中間層の構成をさらに詳細に検討した結果、ついに本発明を完成させたものである。

すなわち、本発明の表面被覆焼結体は、立方晶窒化硼素焼結体とその表面に形成された表面被覆層とを含み、該立方晶窒化硼素焼結体は、２０〜９９．５体積％の立方晶窒化硼素と、結合材とを含み、該表面被覆層は、密着層と１層以上の硬質被膜層とを含み、該密着層は、少なくともＷを含む金属層であり、該立方晶窒化硼素焼結体の表面を被覆するように形成され、該硬質被膜層は、密着層を被覆するように形成され、該密着層は、アモルファス状態および／または平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子により構成されることを特徴とする。

ここで、上記密着層は、ＴｉまたはＣｒのいずれか一方または両方を、Ｗに対し原子比で０．１〜３含むことが好ましく、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を、０．１〜２０原子％含むことが好ましい。また、上記密着層は、１〜３０ｎｍの厚みを有することが好ましい。

上記の硬質被膜層は、−１．５〜＋０．５ＧＰａの応力を有することが好ましく、上記立方晶窒化硼素焼結体および上記密着層と接する最下層として第１被膜層を含み、該第１被膜層は、元素周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ等）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等）、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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で構成されることが好ましい。

上記の第１被膜層は、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮおよびＴｉＳｉＣＮからなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物またはその化合物を含む固溶体で構成されるか、あるいは該化合物または該固溶体を構成層とする超多層積層体で構成されることが好ましい。また、上記第１被膜層は、上記密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１〜２０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていることが好ましい。また、本発明の硬質被膜層は、０．５〜２０μｍの厚みを有することが好ましい。

本発明は、上記のいずれかに記載の表面被覆焼結体を超硬合金製の基材の刃先部に接合してなる切削工具にも係る。上記の基材は、超硬合金からなり、該超硬合金は、少なくともＷＣとＣｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選択される１種以上とを含むことが好ましい。

本発明の表面被覆焼結体は、上記の構成を有することにより、立方晶窒化硼素焼結体と表面被覆層との密着性が優れるという極めて優れた効果を有する。

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
＜表面被覆焼結体＞
本発明の表面被覆焼結体は、立方晶窒化硼素焼結体とその表面に形成された表面被覆層とを含む。本発明の表面被覆焼結体において、表面被覆層は、立方晶窒化硼素焼結体の全表面を覆うように形成されていてもよいし、その一部の表面のみを覆うようにして形成されていてもよい。特に、後述のように、この表面被覆焼結体を基材に接合して用いる場合は、その基材との接合部に表面被覆層を形成する必要はない。

＜立方晶窒化硼素焼結体＞
本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、２０〜９９．５体積％の立方晶窒化硼素と、結合材とを含む。本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、これら２成分を含む限り、不可避不純物を含め他の任意の成分を含んでいても差し支えない。

本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、多数の立方晶窒化硼素粒子により構成され、結合材は各立方晶窒化硼素粒子を結合する作用を有するものである。このような結合材としては、特に限定されるものではなく、たとえば以下のような組成を有するものを選択できる。
組成１：元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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。
組成２：上記化合物を含む固溶体。
組成３：Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ａｌ等の金属単体。
組成４：Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ａｌ等を含む化合物。
組成５：上記組成１の化合物とＣｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ａｌ等とを含む固溶体。
組成６：上記組成１の化合物に対しさらにＣｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ａｌ等を含む化合物。

このような結合材の含有量は、通常、立方晶窒化硼素焼結体中において、立方晶窒化硼素以外の残部を占めるものとなる。従来は、立方晶窒化硼素焼結体および密着層の界面で、それぞれを構成する元素が互いに拡散し合うことにより、これらの界面での密着性を高めていたため、かかる界面での元素拡散を誘起するＷを結合材に含むことが不可欠であった。一方、本発明は、密着層の結晶構造さえ満たせば、立方晶窒化硼素焼結体と表面被覆層との密着性が高められるため、必ずしも立方晶窒化硼素焼結体と密着層との界面での元素拡散を発生させなくてもよい。したがって、本発明は、従来のように結合材にＷを含まなくても、それにＷを含む場合と同等の効果を得ることができる。もちろん結合相にＷを含んでいても差し支えないことは言うまでもない。

なお、立方晶窒化硼素焼結体を構成する立方晶窒化硼素粒子は、通常０．２〜１０μｍ程度の平均粒径を有するが、粒径に分布が存在する場合は粒径の大きいものを表面側（表面被覆層と接する側）に配置することが好ましい。これにより、後述の密着層とより強力に密着することができるためである。

なお、立方晶窒化硼素粒子の平均粒径は、焼結体の断面の光学顕微鏡観察あるいはＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により測定することができる。

＜表面被覆層＞
本発明の表面被覆層は、密着層と１層以上の硬質被膜層とを含む。これらの層を含む限り、他の任意の層が含まれていても差し支えない。

本発明の表面被覆層の構成は、まず密着層が立方晶窒化硼素焼結体の表面を被覆するように形成される。密着層は、立方晶窒化硼素焼結体の全表面を覆うように形成されていてもよいし、その一部の表面のみを覆うようにして形成されていてもよい。その密着層上を硬質被膜層が被覆する構成となっている。なお、密着層により被覆されていない部分の立方晶窒化硼素焼結体上に、密着層を介さず硬質被膜層が形成されている部分があっても差し支えない。

このような表面被覆層は、主として立方晶窒化硼素焼結体の耐摩耗性を向上させることを目的として形成される。以下、各層について説明する。

＜密着層＞
本発明の密着層は、少なくともＷを含む金属層であり、該立方晶窒化硼素焼結体の表面を被覆するように形成される。本発明の密着層をアモルファス状態および／または平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子とすることにより、耐熱性、強度、および靭性を高度に兼ね備え、以って立方晶窒化硼素焼結体と表面被覆層とを極めて強力に密着することができるという優れた効果を示す。

ここで、上記「金属層」とは、該層を構成する主成分が金属単体であることを意味し、「立方晶窒化硼素焼結体の表面」とは、表面被覆層の構成成分が立方晶窒化硼素焼結体中に拡散している場合にはその拡散部分を含むものとする。

密着層に含まれるＷは、比較的高融点の金属材料であり、当該表面被覆焼結体に高温が適用される場合（たとえば表面被覆焼結体を切削工具に用いるような場合においてその切削加工時の刃先部分等）でも軟化の割合が小さい。また、Ｗは、立方晶窒化硼素焼結体を構成する立方晶窒化硼素粒子と高い密着性を有するとともに、硬質被膜層とも高い密着性を有する。このため、当該密着層が少なくともＷを含むことにより、当該表面被覆層は極めて優れた靭性を有したものとなる。Ｗがこのように優れた効果を示すのは、Ｗが共有結合性でかつ絶縁性の立方晶窒化硼素と化学結合を形成することができ、また金属結合性で導電性の硬質被膜層とも化学結合を形成することができるためであると考えられる。

＜密着層の状態＞
本発明の密着層は、アモルファス状態および／または平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子により構成されることを特徴とする。そして、本発明の密着層は、これら両者の混合相となることがより好ましい。

通常、結合性または導電性の異なる材料間では、直接化学結合を形成することができず、その界面は密着性に乏しくなる。また、ミキシングにより、そのような材料間の界面で元素の混合した化合物を形成することもあるが、本発明の場合、表面被覆層に含まれる金属成分の硼化物または窒硼化物がそのような化合物として形成されることになる。しかし、そのような硼化物または窒硼化物は脆性材料であり、しかも結局のところ共有結合性の絶縁性材料または金属結合性の導電性材料が形成されるため、本質的に界面の密着性を向上させることはできないと考えられる。

ところが本発明の密着層に含まれるＷは、金属結合性で導電性の金属であるが、遷移金属の中でも最も電子数が多い元素の一つであることから、種々の電子配置をとることができ、共有結合性材料とも化学結合を形成する可能性が考えられる。そこで、密着層（特にＷ）をアモルファス状態とするかまたは平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子により構成すると、特異な電子構造をとることにより共有結合的な成分と金属結合的な成分とを生じ、共有結合性材料である立方晶窒化硼素と、金属結合性で導電性の硬質被膜層との両者に対して強固な化学結合を形成させることが可能となることが本発明者の研究により明らかとなったのである。

ここで、平均粒径が５ｎｍを超えると、粒子表面のみが上記の電子構造となることから、密着層全体に占める上記の好適な状態の割合が減少し、大部分が通常の金属結合性のＷとなってしまう。このため、立方晶窒化硼素との化学結合の密度が低下する。一方、この平均粒径は小さくなればなるほど好ましいため、特に下限値を規定する必要はないが、平均粒径が０．５ｎｍ未満になると本質的にアモルファス状態と区別がつかなくなる。

なお、Ｗの一部が立方晶窒化硼素と混合しても構わないが、主相はアモルファス状態であるか上記のような超微粒子により構成されるＷ金属であることが好ましい。

このように密着層が上記のような状態を有することにより、密着層自体の強度、硬度、靭性といった機械的特性が向上するため、この点からも特に優れた密着層となる。

しかし一方、密着層全体がアモルファス状態であると、組織が一様となるため強度に劣る場合がある。また、密着層全体が上記のような超微粒子のみで構成されると、超微粒子の粒界に隙間ができることがあり、強度および靭性に劣る場合がある。このため、密着層をこれら両者の混合相とすることが特に好ましく、これにより超微粒子間の隙間をアモルファス相が埋めることにより、あるいはアモルファス相の母相の中に超微粒子が存在することにより、強度、靭性に特に優れた密着層となる。

また、当該密着層において、立方晶窒化硼素焼結体側にアモルファス状態の多い密着層を形成することにより、より密着性に優れた密着層となる。

なお、このような密着層の状態は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）／エネルギ分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）により、密着層の透過電子線回折を測定することにより判別することができる。この場合、透過電子線回折像にハロー成分が含まれる場合はアモルファス状態（アモルファス相）が存在することを示し、回折パターンが存在する場合は超微粒子が含まれることを示し、両方が観測される場合はこれら両者の混合相であることを示す。また、超微粒子の粒径は、高倍率のＴＥＭ像により確認することができ、１０個以上の粒子の粒径を測定し、その平均をとることにより平均粒径を求めることができる。

＜密着層の組成＞
本発明の密着層は、Ｗを０．０５〜９５原子％含むことが好ましい。Ｗを含むことにより、上記のように優れた効果を得ることができるからである。ここで、Ｗの含有量が０．０５原子％未満の場合は、上記の優れた効果を十分に得られない場合がある。また、Ｗの効果は、わずかな異元素の混入により促進されるため、９５原子％以下とすることが好ましい。ここで異元素とは、酸素、炭素、窒素、硼素などの軽元素、ＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素などの遷移金属、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの鉄族金属、Ｙ、Ａｌ、Ｓｉなどを挙げることができる。なお、Ｗの含有量が９５原子％を超えると、Ｗが結晶化し、粗粒化しやすいという不都合を有する場合がある。Ｗのより好ましい含有量は、５〜７０原子％である。

また、上記密着層は、ＴｉまたはＣｒのいずれか一方または両方を、Ｗに対し原子比で０．１〜３含むことが好ましい。より好ましくは、原子比で０．８〜２．５である。ＴｉとＣｒの両者を含む場合は、両者合計の原子比が上記範囲に含まれるものとする。

ＴｉまたはＣｒのいずれか一方または両方を上記の原子比で含むことにより、機械的特性が向上する。なお、上記原子比が０．１未満では、このような機械的特性の向上を得ることができない場合があり、３を超えると硬くて脆い密着層となり機械的特性が劣化するという不都合を有する場合がある。

さらに、本発明の密着層は、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を、０．１〜２０原子％含むことが好ましい。より好ましくは、１〜１０原子％である。これらの元素を２種以上含む場合は、それらの合計が上記範囲内に含まれることが好ましい。

このように、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を加えることにより、Ｗによる化学結合の密度および機械的特性をより向上させることができる。これは、密着層をより効果的に上記のようなアモルファス状態または超微粒子組織とすることができ、また共有結合的な成分を増加させることができるためである。機械的特性の向上としては、特に密着層の靭性向上と、密着層の疲労的な破壊による剥離抑制を挙げることができる。

なお、上記含有量が０．１原子％未満では、上記のような効果を得ることができず、２０原子％を超えるとＷの特性が失われる場合がある。

このような密着層の組成は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）／エネルギ分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）により同定することができる。

＜密着層の厚み＞
上記密着層は、１〜３０ｎｍの厚みを有することが好ましい。密着層の厚みをこの範囲とすることにより、密着層自体の強度が高く、また立方晶窒化硼素および硬質被膜層の両者に対して高い密着性（親和性）を有したものとなる。より好ましくは、２〜２０ｎｍである。

密着層の厚みが１ｎｍ未満の場合、十分な共有結合または金属結合の化学成分を形成するための電子を供給できない場合がある。一方、密着層の厚みが３０ｎｍを超えると、密着層のＷの金属としての強度が支配的となり、脆いかまたは軟らかくなるため好ましくない。

このような密着層の厚みは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）／エネルギ分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）により同定することができる。

＜硬質被膜層＞
本発明の表面被覆層は、１層以上の硬質被膜層を含み、当該硬質被膜層は、密着層を被覆するように形成される。そして、この硬質被膜層は、−１．５〜＋０．５ＧＰａの応力を有することが好ましい。より好ましくは、−１〜０ＧＰａである。

ここで、応力を示す数値として「＋」の数値は引張応力を示し、「−」の数値は圧縮応力を示す。このような応力は、たとえばｓｉｎ²ψ法等により測定することができる。

硬質被膜層の応力が０．５ＧＰａを超えると、強度および靭性が極端に低下し、切削工具として用いる場合に工具刃先のチッピング性が低下する（あるいは耐摩耗性が低下する）場合がある。また、該応力が−１．５ＧＰａ未満の場合は、硬質被膜層自体が自己破壊し、チッピングおよび剥離が発生し、耐摩耗性を向上することができなくなる（立方晶窒化硼素焼結体との密着性が低下する）場合がある。

このような硬質被膜層は、１層以上の層により構成され、後述のようにそのうちの１層として第１被膜層を含むことが好ましい。このような硬質被膜層は、元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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で構成されることが好ましい。これにより、優れた耐摩耗性を付与することができる。

また、本発明の硬質被膜層は、０．５〜２０μｍの厚みを有することが好ましい。より好ましくは、０．７５〜７μｍである。該厚みが０．５μｍ未満である場合は十分に耐摩耗性を発揮できない場合があり、２０μｍを超えるとチッピングおよび剥離が生じやすい傾向を示す。

＜第１被膜層＞
本発明の硬質被膜層は、密着層と接する最下層として第１被膜層を含み、該第１被膜層は、元素周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ等）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等）、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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で構成されることが好ましい。このような化合物としては、たとえばＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＢ₂、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮ、ＴｉＳｉＣＮ等を挙げることができる。なお、本発明において、化合物をＴｉＣＮ等の化学式で表わす場合、特に断りのない限り従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、ＴｉとＣとＮの原子比が１：１：１の場合を示すものではない。

そして、当該第１被膜層は、特にＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮおよびＴｉＳｉＣＮからなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物またはその化合物を含む固溶体で構成されるか、あるいは該化合物または該固溶体を構成層とする超多層積層体で構成されることが好ましい。

第１被膜層が、上記のような構成を有することにより硬度が極めて高くなり、以って密着層および立方晶窒化硼素焼結体との機械的特性が一致し、これらとの間に高い密着性を得ることができる。このような第１被膜層は、導電性および金属結合性の被膜となるが、組成中にＡｌの窒化物またはＳｉの炭化物／窒化物およびその固溶体を含む場合、それらの化合物は共有結合性の結合を部分的に含むため、本発明の密着層が共有結合性および金属結合性の両方の結合を含むことと相俟って、第１被膜層と密着層とがより強い化学結合を有することから極めて高い密着性を得ることができる。

一方、第１被膜層が超多層積層体で構成される場合は、密着層上に形成される初期の数層が密着層の影響を受け、より化学結合を形成しやすい電子構造に変化するため、密着層との間により高い密着力を得ることができる。ここで超多層積層体とは、上記の化合物または固溶体で構成される０．５〜２０ｎｍ程度のナノメートル層が１０〜５０００層程度積層された積層体をいう。より好ましくは、２種以上の上記構成層が繰り返し積層される構造とすることが好適である。

また、上記第１被膜層は、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域（厚み方向の領域をいう）が１〜２０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていることが好ましい。これにより、密着層との構造的な整合性に優れることとなり、より高い密着性を得ることができる。

ここで、上記柱状晶の粒径とは、柱状晶の直径を意味する。柱状晶であることは、高分解能ＳＥＭまたはＴＥＭ観察により確認することができ、その粒径もＴＥＭ観察により確認することができる。

＜用途＞
本発明の表面被覆焼結体は、それ単独で用いることも可能であるが、たとえば超硬合金等で構成される基材に接合することにより、切削工具等として用いることができる。特に、本発明は、表面被覆焼結体を超硬合金製の基材の刃先部に接合してなる切削工具としての使用に適したものである。ここで、上記超硬合金とは、少なくともＷＣとＣｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選択される１種以上とを含むことが好ましい。

＜製造方法＞
本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、超高圧焼結法等の従来公知の製法により得ることができる。また、表面被覆層は、たとえば下記のようにして立方晶窒化硼素焼結体上に形成することができる。

すなわち、密着層は、それを構成する金属をスパッタリングにより、立方晶窒化硼素焼結体上に形成することができる。そして、硬質被膜層は、アーク放電式イオンプレーティング法またはスパッタリング法により形成することができる。アーク放電式イオンプレーティング法の場合は、硬質被膜層を構成することになる金属種の金属蒸発源と、ＣＨ₄、Ｎ₂、Ｏ₂等の反応ガスを用いて、従来公知の条件を採用することにより硬質被膜層を形成することができる。また、スパッタリング法の場合は、硬質被膜層を構成することになる金属種の金属蒸発源と、ＣＨ₄、Ｎ₂、Ｏ₂等の反応ガスと、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｈｅ、Ｎｅ等のスパッタガスを用いて、従来公知の条件を採用することにより硬質被膜層を形成することができる。

以上のようにして、本発明の表面被覆焼結体を製造することができる。そして、この表面被覆焼結体を、たとえば超硬合金製の基材に接合することにより切削工具を得る場合は、以下のようにして製造することができる。

まず、超硬合金製の基材は、従来公知の焼結法と成形法により製造することができる。そして、その基材の適切な部位に、公知のロウ材を用いることにより公知の接合法で表面被覆焼結体を接合することにより、切削工具とすることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。なお、以下の記載において特に断らない限り、硬質被膜層とは第１被膜層を示すものとする。

＜実施例１〜８および比較例１＞
超硬合金製の基材の刃先部分に立方晶窒化硼素焼結体を接合し、成形した後に被覆を実施することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、以下の表１のような立方晶窒化硼素の含有率（体積％）となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣＮおよびＴｉＢ₂となるようにＴｉを使用）とを混合することにより、１４５０℃、５．５ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した（なお、原料粉末の配合割合は特に断りのない限り立方晶窒化硼素焼結体の組成比を反映するものとする。以下の各実施例において同じ）。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、５００℃に加熱し、Ａｒイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを３５原子％、Ｃｒを６３原子％、Ｃｏを１原子％、Ｎｉを１原子％含む組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが５ｎｍとなるまでの時間スパッタリングすることにより形成した（なお、ターゲットの組成は特に断りのない限り密着層の組成と一致する。以下の各実施例において同じ）。これにより密着層は、Ｃｒを、Ｗに対し原子比で１．８含むものとなった。上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態とした。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＴｉ_0.85Ｓｉ_0.15Ｎとし、その膜組成となるように準備した金属蒸発源を陰極とし、Ｎ₂を導入しながら、冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、厚みが２μｍとなるまでの時間継続し、Ｔｉ_0.85Ｓｉ_0.15Ｎである硬質被膜層を形成した。なお、バイアス電圧を−３０Ｖ、圧力を４Ｐａ、基材温度を６００℃に調整することにより硬質被膜層の応力が−１．３ＧＰａとなり、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が２ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例１〜８および比較例１の切削工具を作製した。
＜実施例１０１〜１０９＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が９０体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＷの炭化物、Ｗ、Ｃｏの硼化物となるように、ＷＣ、Ｗ、Ｃｏ、Ｂを使用）とを混合することにより、１５００℃、５．５ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、５００℃に加熱し、Ａｒイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、ＴｉとＣｒの組成比を２：１、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉの組成比を５：１：１として、表２のようにＷ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＦｅの原子比を変化させたターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが１９ｎｍとなるまでの時間スパッタリングすることにより形成した。なお、上記のスパッタリング時の温度を３５０℃に調節することにより上記密着層の状態を平均粒径が２．５ｎｍの超微粒子で構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＴｉ_0.65Ｃｒ_0.1Ｓｉ_0.25Ｎとし、その膜組成となるように準備した金属蒸発源を陰極とし、Ｎ₂を導入しながら、冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、厚みが０．９μｍとなるまでの時間継続し、Ｔｉ_0.65Ｃｒ_0.1Ｓｉ_0.25Ｎである硬質被膜層を形成した。なお、基材温度を６００℃、圧力を４Ｐａ、バイアス電圧を−３０Ｖとすることにより硬質被膜層の応力は−０．７ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を５００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が３ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例１０１〜１０９の切削工具を作製した。
＜実施例２０１〜２０７＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が７５体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂となるようにＴｉとＡｌを使用）とを混合し、１４００℃、５．０ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、表３のようにＷ、Ｃｒ、およびＣｏの含有量を変化させた組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが１１ｎｍとなるまでの時間スパッタリングすることにより形成した。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が１ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＴｉ_0.5Ａｌ_0.5Ｎとし、その膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、厚みが３．５μｍとなるまでの時間継続し、Ｔｉ_0.5Ａｌ_0.5Ｎである硬質被膜層を形成した。なお、硬質被膜層の応力は−１ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が４ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例２０１〜２０７の切削工具を作製した。
＜実施例３０１〜３０７＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が４２体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＷＮ、ＷＣ、ＴｉＢ₂となるようにＴｉとＷとＣを使用）とを混合することにより、１３５０℃、５．５ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを３３原子％とし、ＴｉとＣｒとの比を１：１に固定し、Ｔｉ、Ｃｒ、およびＮｉの含有量を表４に示すように変化させた組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが２ｎｍとなるまでの時間スパッタリングすることにより形成した。すなわち、密着層は、ＴｉおよびＣｒをＷに対し、表４に示す原子比で含むものとなった。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより、上記密着層の状態を平均粒径が３ｎｍの超微粒子として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＴｉ_0.2Ａｌ_0.7Ｃｒ_0.05Ｓｉ_0.05Ｎとし、その膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、厚みが２．２μｍとなるまでの時間継続し、Ｔｉ_0.2Ａｌ_0.7Ｃｒ_0.05Ｓｉ_0.05Ｎである硬質被膜層を形成した。なお、硬質被膜層の応力は−１．２ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１．１ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例３０１〜３０７の切削工具を作製した。
＜実施例４０１〜４０９＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が６５体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＺｒＣＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂となるようにＴｉとＺｒＣとＡｌを使用）とを混合することにより、１４００℃、５．５ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを８０原子％、Ｃｒを１２原子％、Ｃｏを８原子％となるような組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが表５の厚みとなるようにスパッタリングの時間を調整することにより形成した。これにより密着層は、Ｃｒを、Ｗに対し原子比で０．１５含むものとなった。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が０．７ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＴｉ_0.4Ａｌ_0.6ＮとＡｌ_0.6Ｃｒ_0.3Ｓｉ_0.1Ｎとが交互に８００層ずつ積層した超多層積層体とし、Ｔｉ_0.4Ａｌ_0.6とＡｌ_0.6Ｃｒ_0.3Ｓｉ_0.1との２種類の蒸発源を同時に放電させ、各蒸発源間を通過するように焼結体工具を回転させることで作製した。成膜時間は、硬質被膜層の厚みが４μｍとなるまでの時間継続した。なお、バイアス電圧を−５０Ｖから０Ｖに５０ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力は＋０．４ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例４０１〜４０９の切削工具を作製した。
＜実施例５０１〜５０６および比較例５０１＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が８０体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、Ｓｉ₃Ｎ₄となるようにＴｉとＡｌとＳｉを使用）とを混合することにより、１４５０℃、５．５ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを４７原子％、Ｃｒを５１．７原子％、Ｃｏを１．３原子％という組成となるように、ＷとＣｏはスパッタリング法により、Ｃｒはアーク放電式イオンプレーティング法により同時に蒸着することで形成した。形成時間は密着層の厚みが９ｎｍとなるまでの時間継続した。これにより密着層は、Ｃｒを、Ｗに対し原子比で１．１含むものとなった。なお、上記のスパッタリング法およびアーク放電式イオンプレーティング法の条件を基材温度を３５０℃〜６５０℃、バイアス電圧を−５０Ｖ〜−５００Ｖというように調節することにより上記密着層の状態を表６のように変化させた。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＡｌ_0.65Ｔｉ_0.3Ｓｉ_0.05Ｃ_0.05Ｎ_0.95としてその膜組成となるように準備し、Ｎ₂とＣＨ₄とを導入しながら、圧力を１．３Ｐａとし、蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、厚みが４．５μｍとなるまでの時間継続し、Ａｌ_0.65Ｔｉ_0.3Ｓｉ_0.05Ｃ_0.05Ｎ_0.95である硬質被膜層を形成した。なお、バイアス電圧を−５０Ｖから０Ｖに５０ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力を−０．２ＧＰａとした。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１．５ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例５０１〜５０６および比較例５０１の切削工具を作製した。
＜実施例６０１〜６０７＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が５０体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＴｉＢ₂となるようにＴｉとＡｌとを使用）とを混合することにより、１４５０℃、６．０ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを６５原子％、Ｆｅを３３原子％という組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが１５ｎｍとなるまでの時間スパッタリングすることにより形成した。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が４．５ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成は、Ｔｉ_0.93Ｓｉ_0.07ＮとＴｉ_0.5Ａｌ_0.3Ｃｒ_0.1Ｓｉ_0.1Ｎとが交互に３１５層ずつ積層した超多層積層体とし、Ｔｉ_0.93Ｓｉ_0.07とＴｉ_0.5Ａｌ_0.3Ｃｒ_0.1Ｓｉ_0.1との２種類の蒸発源を同時に放電させ、各蒸発源間を通過するように焼結体工具を回転させることで硬質被膜層を形成した。成膜時間は、硬質被膜層の厚みが６．３μｍとなるまでの時間継続した。なお、バイアス電圧を調整することにより硬質被膜層は表７に示す応力となった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１５ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例６０１〜６０７の切削工具を作製した。
＜実施例７０１〜７０８＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が９７体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＡｌ、ＡｌＮおよびＡｌＢ₂となるようにＡｌを使用）とを混合することにより、１４５０℃、６．０ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを９１原子％、Ｔｉを９原子％含む組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが２７ｎｍとなるまでの時間スパッタリングすることにより形成した。これにより密着層は、Ｔｉを、Ｗに対し原子比で０．１含むものとなった。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態とした。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＴｉ_0.5Ａｌ_0.5ＣＮとし、その膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、厚みが表８に記載した厚みとなるように時間を調整し、Ｔｉ_0.5Ａｌ_0.5ＣＮからなる硬質被膜層を形成した。なお、バイアス電圧を−５０Ｖから０Ｖに５０ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力が−０．１ＧＰａとなった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１９ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例７０１〜７０８の切削工具を作製した。
＜実施例８０１〜８０６＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が７０体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂となるようにＴｉとＡｌを使用）とを混合することにより、１３５０℃、６．０ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、ＡｒとＸｅとを同流量比で３．０Ｐａとなるように導入し、−１０００Ｖのバイアス電圧を基材にかけて、エッチングを行なうとともに、その超硬合金成分が、立方晶窒化硼素焼結体の刃先に、厚みが８ｎｍとなるように堆積させた。Ｗを８２原子％、Ｃｏを１０原子％、Ｎｉを５原子％、Ｆｅを３原子％となるような組成の超硬台金を準備した。上記の堆積時の温度を３００℃に調節することにより、上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が２．２ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の組成はＡｌ_0.7Ｃｒ_0.3ＮとＴｉ_0.4Ａｌ_0.55Ｓｉ_0.05Ｎとが交互に１層ずつ積層した超多層積層体とし、Ａｌ_0.7Ｃｒ_0.3とＴｉ_0.4Ａｌ_0.55Ｓｉ_0.05との２種類の蒸発源を同時に放電させ、各蒸発源間を通過するように焼結体工具を回転させることで作製した。成膜時間は、硬質被膜層の厚みが１２μｍとなるまでの時間継続した。なお、バイアス電圧を−５０Ｖから０Ｖに５０ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力は＋１．５ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域の柱状晶の粒径を表９のように変更した。

このようにして、実施例８０１〜８０６の切削工具を作製した。
＜実施例９０１＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が６８体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、ＷＣとなるようにＴｉＡｌ₂とＷを使用）とを混合することにより、１３００℃、６．０ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを４２原子％、Ｃｒを４２原子％、Ｃｏを１６原子％となるような組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが１２ｎｍとなるようにスパッタリングの時間を調整することにより形成した。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が１．２ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の構成は、Ｔｉ_0.4Ａｌ_0.6Ｎからなる厚み０．３μｍの第１被膜層と、その第１被膜層上にＴｉ_0.5Ｃｒ_0.45Ｓｉ_0.05Ｎからなる厚み３．２μｍの層（以下「第２被膜層」という）とした。具体的には、このような膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、上記の厚みとなるように成膜時間を調整した。なお、バイアス電圧を−１００Ｖから０Ｖに１００ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力は−０．７ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、第１被膜層において密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が４ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例９０１の切削工具を作製した。
＜実施例９０２＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が５５体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、ＷＣとなるようにＴｉとＡｌとＷを使用）とを混合することにより、１３００℃、６ＧＭＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを２１原子％、Ｔｉを６３原子％、Ｃｏを１６原子％となるようなＷ−Ｃｏ組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが９ｎｍとなるようにスパッタリングの時間を調整することにより形成した。ただし、密着層をスパッタリング法で形成しながらアーク放電式イオンプレーティング法でＴｉを蒸発させ、上記のような組成の密着層を形成した。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が１．３ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の構成は、Ｔｉ_0.2Ａｌ_0.7Ｓｉ_0.1Ｎからなる厚み０．７μｍの第１被膜層と、その第１被膜層上にＴｉ_0.92Ｓｉ_0.08Ｃ_0.2Ｎ_0.8からなる厚み１．３μｍの層（以下「第２被膜層」という）とした。具体的には、このような膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、上記の厚みとなるように成膜時間を調整した。なお、バイアス電圧を−５０Ｖから０Ｖに５０ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力は−０．５ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、第１被膜層において密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が２．５ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例９０２の切削工具を作製した。
＜実施例９０３＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が５０体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、ＷＣとなるようにＴｉＮとＡｌＮとＷを使用）とを混合することにより、１３００℃、５．０ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成した。密着層は、Ｗを７５原子％、Ｎｉを２５原子％となるような組成のターゲットを準備し、Ａｒを導入しながら１Ｐａ、スパッタ電力５ｋＷの条件で、厚みが５ｎｍとなるようにスパッタリングの時間を調整することにより形成した。なお、上記のスパッタリング時の温度を３００℃に調節することにより上記密着層の状態をアモルファス状態と平均粒径が１．１ｎｍの超微粒子との混合相として構成した。

次いで、上記の密着層上にアーク放電式イオンプレーティング法により硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の構成は、Ｔｉ_0.7Ｚｒ_0.1Ｓｉ_0.2Ｎからなる厚み０．５μｍの第１被膜層と、その第１被膜層上にＴｉ_0.7Ｚｒ_0.1Ｓｉ_0.2ＮとＡｌ_0.7Ｔｉ_0.3Ｎとが交互に積層した超多層積層体からなる厚み１μｍの層（以下「第２被膜層」という）とした。具体的には、第１被膜層は、上記のような膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、上記の厚みとなるように成膜時間を調整した。第２被膜層は、Ｔｉ_0.7Ｚｒ_0.1Ｓｉ_0.2とＡｌ_0.7Ｔｉ_0.3との２種類の蒸発源を同時に放電させ、各蒸発源間を通過するように焼結体工具を回転させることで作製した。なお、バイアス電圧を−１５０Ｖから０Ｖに２００ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力が−１．１ＧＰａとなった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、第１被膜層において密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１．８ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、実施例９０３の切削工具を作製した。
＜比較例９０１＞
超硬合金製の基材の刃先部に表面被覆焼結体を接合することにより切削工具を作製した。

超硬合金製の基材としては、形状がＩＳＯ ＣＮＭＡ１２０４０８である超硬合金（Ｋ１０相当）を準備し、その刃先部分（コーナー部分）に後述のようにして作製される立方晶窒化硼素焼結体（形状：頂角が８０°でありそれを挟む両辺が各２ｍｍの二等辺三角形を底面とする厚みが２ｍｍの三角柱状のもの）を、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなるロウ材を用いることにより接合し、接合体の外周および上下面を研削し、刃先にネガランド（幅１５０μｍ、角度２５°）形状を作製した（以下、これを焼結体工具と呼ぶ）。

立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が４５体積％となるように立方晶窒化硼素粉末と結合材用原料粉末（結合材の組成がＴｉＣＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、ＷＣとなるようにＴｉとＡｌとＷを使用）とを混合することにより、１３５０℃、５ＧＰａの条件下で焼結することにより作製した。

そして、この焼結体工具を成膜装置内に投入し、真空引きを行なった後、６２０℃に加熱し、Ｘｅイオンによりエッチングを行なった。その後、同成膜装置内で立方晶窒化硼素焼結体上に密着層を形成することなく、アーク放電式イオンプレーティング法により直接硬質被膜層を形成した。硬質被膜層の構成は、Ｔｉ_0.5Ａｌ_0.5Ｎからなる厚み３μｍの層とした。具体的には、このような膜組成となるように準備した蒸発源を陰極とした冷陰極アーク放電により蒸発およびイオン化し、上記の厚みとなるように成膜時間を調整した。なお、バイアス電圧を−１５０Ｖから０Ｖに５０ｋＨｚで変化させるパルスバイアスとすることにより硬質被膜層の応力は−１ＧＰａであった。また、成膜初期の基材温度を６００℃とすることにより、硬質被膜層において密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されていた。

このようにして、比較例９０１の切削工具を作製した。
＜測定条件＞
上記の実施例および比較例における数値は以下のようにして測定した。

＜表面被覆層の測定＞
密着層の厚み、組成、結晶性および超微粒子の平均粒径を含む状態評価（組織評価）は、次のようにして測定した。すなわち、まず立方晶窒化硼素焼結体と表面被覆層とを含む一断面をＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）法により形成した。次いで、その断面において、立方晶窒化硼素焼結体と密着層との界面を走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）／エネルギ分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）により観察した。

そして、「ＳＴＥＭ観察」、「ＥＤＳ分析」、「電子線回折」から、それぞれ「厚み」、「組成」、「状態」、硬質被膜層（第１被膜層）における密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域の柱状晶の粒径を測定した。また、硬質被膜層の厚みや組成等も上記の密着層と同様にして求めた。

なお、ＥＤＳ分析は、試料をイオンビーム加工により厚み１００ｎｍ程度に調整し、ＳＴＥＭの電子ビーム径を１ｎｍφとして測定した。この場合、電子ビームは、密着層のコントラストまたはＷのコントラストが他の金属元素成分（硬質被膜層を構成する金属元素を含む）やＢに比較して最大となるように入射角を調整した。

また、密着層に凹凸があるために、密着層の組成を観察した際に硬質被膜層の元素や立方晶窒化硼素焼結体の元素が検出されることがある。また、密着層または硬質被膜層を形成する際に、成膜種のエネルギを制御することによって、密着層と立方晶窒化硼素焼結体または硬質被膜層をミキシングさせることもできるが、その場合でも上記のような分析結果となる。このような場合も含めて検出された結果を密着層の組成とした。

なお、ＳＥＭの組成像ではＷを含む密着層が特に高い明度を持つ層として観察されるので、簡易的には、この明るい層の有無で判断することもできる。

＜評価方法＞
上記で得た実施例および比較例の切削工具を用いて以下の切削条件により切削試験を２種行なった。切削試験Ａは硬質被膜層の密着性、耐摩耗性とチッピングの集積による欠損を主に評価でき、切削試験Ｂは硬質被膜層の密着性、耐摩耗性とともに比較的大きな欠けによる耐欠損性を評価できる。両試験とも、逃げ面摩耗量（Ｖｂ）が０．２ｍｍとなるまでに要する時間（切削時間）を工具寿命とし、時間が長くなるほど立方晶窒化硼素焼結体と表面被覆層との密着性が優れること（すなわち耐摩耗性と靭性の両者に優れること）を示す。その結果を表１〜１０に示す。なお、表中、「剥離・欠損」とは、切削試験の途中で表面被覆層が剥離したり、切削工具が欠損し、切削時間を測定できなかったことを示す。

＜切削試験Ａ（軽断続試験）＞
切削速度：Ｖ＝１２０ｍ／ｍｉｎ．
送 り：ｆ＝０．３ｍｍ／ｒｅｖ．
切り込み：ｄ＝０．３ｍｍ
湿式乾式：乾式（Ｄｒｙ）
被削材 ：ＳＣＭ４３５浸炭材（ＨＲＣ６２）であって、黒皮付きの丸棒。

＜切削試験Ｂ（強断続試験）＞
切削速度：Ｖ＝２００ｍ／ｍｉｎ．
送 り：ｆ＝０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．
切り込み：ｄ＝２．０ｍｍ
湿式乾式：乾式（Ｄｒｙ）
被削材 ：ＳＵＪ２（ＨＲＣ６０）であって、長手方向に伸びる６つの溝を有する丸棒。

表１〜１０より明らかなように、本発明の実施例は比較例に比し、明らかに工具寿命が延長されていることが確認できた。すなわち、本発明の表面被覆焼結体は、立方晶窒化硼素焼結体と表面被覆層との密着性に優れ、耐摩耗性と靭性の両者に優れることを確認することができた。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (26)

1. 立方晶窒化硼素焼結体とその表面に形成された表面被覆層とを含み、
   前記立方晶窒化硼素焼結体は、２０〜９９．５体積％の立方晶窒化硼素と、結合材とを含み、
   前記表面被覆層は、密着層と１層以上の硬質被膜層とを含み、
   前記密着層は、少なくともＷを含む金属層であり、前記立方晶窒化硼素焼結体の表面を被覆するように形成され、
   前記硬質被膜層は、前記密着層を被覆するように形成され、
   前記密着層は、アモルファス状態および／または平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子により構成され、かつ
   前記密着層は、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素を、０．１〜２０原子％含む、表面被覆焼結体。
2. 前記密着層は、ＴｉまたはＣｒのいずれか一方または両方を、Ｗに対し原子比で０．１〜３含む、請求項１に記載の表面被覆焼結体。
3. 前記密着層は、１〜３０ｎｍの厚みを有する、請求項１または請求項２に記載の表面被覆焼結体。
4. 前記硬質被膜層は、−１．５〜＋０．５ＧＰａの応力を有する、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
5. 前記硬質被膜層は、前記立方晶窒化硼素焼結体および前記密着層と接する最下層として第１被膜層を含み、
   前記第１被膜層は、元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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で構成される、請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
6. 前記第１被膜層は、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮおよびＴｉＳｉＣＮからなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物またはその化合物を含む固溶体で構成されるか、あるいは前記化合物または前記固溶体を構成層とする超多層積層体で構成される、請求項５に記載の表面被覆焼結体。
7. 前記第１被膜層は、前記密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１〜２０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されている、請求項５または請求項６に記載の表面被覆焼結体。
8. 前記硬質被膜層は、０．５〜２０μｍの厚みを有する、請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
9. 請求項１〜請求項８のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体を超硬合金製の基材の刃先部に接合してなる、切削工具。
10. 前記基材は、超硬合金からなり、
    前記超硬合金は、少なくともＷＣとＣｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選択される１種以上とを含む、請求項９に記載の切削工具。
11. 立方晶窒化硼素焼結体とその表面に形成された表面被覆層とを含み、
    前記立方晶窒化硼素焼結体は、２０〜９９．５体積％の立方晶窒化硼素と、結合材とを含み、
    前記表面被覆層は、密着層と１層以上の硬質被膜層とを含み、
    前記密着層は、少なくともＷを含む金属層であり、前記立方晶窒化硼素焼結体の表面を被覆するように形成され、
    前記硬質被膜層は、前記密着層を被覆するように形成され、
    前記密着層は、アモルファス状態および／または平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子により構成され、かつ
    前記密着層は、ＴｉまたはＣｒのいずれか一方または両方を、Ｗに対し原子比で０．１〜３含む、表面被覆焼結体。
12. 前記密着層は、１〜３０ｎｍの厚みを有する、請求項１１に記載の表面被覆焼結体。
13. 前記硬質被膜層は、−１．５〜＋０．５ＧＰａの応力を有する、請求項１１または請求項１２に記載の表面被覆焼結体。
14. 前記硬質被膜層は、前記立方晶窒化硼素焼結体および前記密着層と接する最下層として第１被膜層を含み、
    前記第１被膜層は、元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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で構成される、請求項１１〜請求項１３のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
15. 前記第１被膜層は、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮおよびＴｉＳｉＣＮからなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物またはその化合物を含む固溶体で構成されるか、あるいは前記化合物または前記固溶体を構成層とする超多層積層体で構成される、請求項１４に記載の表面被覆焼結体。
16. 前記第１被膜層は、前記密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１〜２０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されている、請求項１４または請求項１５に記載の表面被覆焼結体。
17. 前記硬質被膜層は、０．５〜２０μｍの厚みを有する、請求項１１〜請求項１６のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
18. 請求項１１〜請求項１７のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体を超硬合金製の基材の刃先部に接合してなる、切削工具。
19. 前記基材は、超硬合金からなり、
    前記超硬合金は、少なくともＷＣとＣｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選択される１種以上とを含む、請求項１８に記載の切削工具。
20. 立方晶窒化硼素焼結体とその表面に形成された表面被覆層とを含み、
    前記立方晶窒化硼素焼結体は、２０〜９９．５体積％の立方晶窒化硼素と、結合材とを含み、
    前記表面被覆層は、密着層と１層以上の硬質被膜層とを含み、
    前記密着層は、少なくともＷを含む金属層であり、前記立方晶窒化硼素焼結体の表面を被覆するように形成され、
    前記硬質被膜層は、前記密着層を被覆するように形成され、
    前記密着層は、アモルファス状態および／または平均粒径が５ｎｍ以下の超微粒子により構成され、
    前記硬質被膜層は、前記立方晶窒化硼素焼結体および前記密着層と接する最下層として第１被膜層を含み、
    前記第１被膜層は、元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、硼素、炭素、窒素および酸素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で構成され、かつ
    前記第１被膜層は、前記密着層との界面から２０ｎｍ以内の領域が１〜２０ｎｍの粒径の柱状晶で構成されている、表面被覆焼結体。
21. 前記密着層は、１〜３０ｎｍの厚みを有する、請求項２０に記載の表面被覆焼結体。
22. 前記硬質被膜層は、−１．５〜＋０．５ＧＰａの応力を有する、請求項２０または請求項２１に記載の表面被覆焼結体。
23. 前記第１被膜層は、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮおよびＴｉＳｉＣＮからなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物またはその化合物を含む固溶体で構成されるか、あるいは前記化合物または前記固溶体を構成層とする超多層積層体で構成される、請求項２０〜請求項２２のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
24. 前記硬質被膜層は、０．５〜２０μｍの厚みを有する、請求項２０〜請求項２３のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体。
25. 請求項２０〜請求項２４のいずれか１項に記載の表面被覆焼結体を超硬合金製の基材の刃先部に接合してなる、切削工具。
26. 前記基材は、超硬合金からなり、
    前記超硬合金は、少なくともＷＣとＣｏ、Ｎｉ、およびＦｅからなる群より選択される１種以上とを含む、請求項２５に記載の切削工具。