JPWO2009119682A1 - 切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐摩耗性および潤滑性が高く、かつ耐欠損性に優れた切削工具を提供する。
【解決手段】基体２と、この基体２の表面を被覆する被覆層６または被覆層９とからなり、被覆層６または被覆層９が、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層７と、Ｔｉ_{１−ｅ−ｆ−ｇ}Ａｌ_ｅＳｉ_ｆＭ’_ｇ（Ｃ_１−ｙＮ_ｙ）（ただし、Ｍ’はＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．５０≦ｅ≦０．６０、０≦ｆ≦０．１、０．０５≦ｇ≦０．１５、０≦ｙ≦１）からなる第２層８を具備する切削工具１である。
【選択図】 図２

Description

本発明は基体の表面に被覆層が成膜されている切削工具に関する。

現在、切削工具や耐摩部材、摺動部材といった耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材では、超硬合金やサーメット等の焼結合金、ダイヤモンドやｃＢＮ（立方晶窒化硼素）の高硬度焼結体、アルミナや窒化珪素等のセラミックスからなる基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させる手法が使われている。

被覆層の成膜方法として、アークイオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着法が広く用いられており、中でもＴｉやＡｌを主成分とする窒化物層が盛んに研究され、工具寿命を延命させるための改良が続けられている。例えば、特許文献１では、（ＴｉＮｂＡｌ）Ｎ組成の硬質皮膜について開示され、特許文献２では、（ＡｌＴｉＮｂＳｉ）Ｎ（Ｏ）組成の硬質皮膜について開示され、いずれも硬質皮膜の耐酸化性および耐摩耗性が向上することが記載されている。さらに、特許文献３では（ＴｉＷＳｉ）Ｎ組成の硬質被膜について開示され、超硬合金等の基体と被覆層との密着性が高くなることが記載されている。

また、かかる物理蒸着法において、特許文献４のように複数種類のターゲットをチャンバ内に設置するとともに、試料が各ターゲットに順番に近づくように試料を回転させながら成膜して組成の異なる薄層が交互に複数層積層された構成の硬質被膜が試みられている。

一方、例えば、特許文献５では、黒セラと呼ばれるＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系のセラミック基体の表面にＴｉＡｌＮ層等の被覆層を成膜した切削工具が開示され、高硬度材の切削に対して優れた切削性能を発揮することが記載されている。また、特許文献６では、０．１〜５重量％の鉄族金属を添加したＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系のセラミックスにＴｉＣ、ＴｉＮおよびＴｉＣＮのうちの１層以上の物理蒸着被覆層を形成することによって、セラミック基体と被覆層との密着力が高まり耐欠損性が向上することが記載されている。

また、例えば、特許文献７では、イットリア（Ｙ_２Ｏ_３）を０．２重量％以上、マグネシア（ＭｇＯ）を０．２重量％、両者の合計が３．５重量％以下であり、酸素を１．３〜３．５重量％の割合で含有する窒化珪素質焼結体からなる切削工具が開示され、多孔度を０．２容量％以下に緻密化できることが記載されている。

さらに、例えば、特許文献８では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＣやＴｉＮ、Ａｌ_２Ｏ_３等の被覆層を成膜した切削工具が開示され、一般の鋼や鋳鉄の切削において耐摩耗性の改善が見られたことが記載されている。また、特許文献９では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＡｌＮ被膜を成膜した切削工具が開示され、焼入鋼等の高硬度難削材の切削において長寿命となることが記載されている。さらに、特許文献１０では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＡｌＳｉＮ組成でＴｉとＡｌ比率が連続的に変化する硬質被覆層を被覆した切削工具が開示され、高速重切削において優れた耐チッピング性を発揮することが記載されている。
特開平１１−３０２８３１号公報 特開２００５−１９９４２０号公報 特開２００６−１１１９１５号公報 特開平７−２０５３６２号公報 特開平５−６９２０５号公報 特開平６−９１４０７号公報 特表平８−５０３６６４号公報 特開昭５９−８６７９号公報 特開平８−１１９７７４号公報 特開２００４−３４５００６号公報

しかしながら、特許文献１に記載された（ＴｉＮｂＡｌ）Ｎ組成の硬質皮膜や特許文献２に記載された（ＡｌＴｉＮｂＳｉ）Ｎ（Ｏ）組成の硬質皮膜、特許文献３の（ＴｉＷＳｉ）Ｎ被覆層では皮膜の耐欠損性が不十分であり、切削工具のさらなる長寿命化が求められていた。なお、特許文献５−１０に記載された切削工具においても、切削性能は十分でなく切削工具のさらなる長寿命化が求められていた。

また、特許文献４に記載された窒化物層と酸化物層との積層体からなる硬質被膜でも、被膜全体としての耐摩耗性や耐欠損性が十分とは言えず、さらなる改善が要求されていた。

本発明は前記課題を解決するためのものであり、その目的は、耐摩耗性、耐欠損性および耐チッピング性が向上する被覆層を備えた切削工具を提供することにある。

本発明の切削工具は、基体と、この基体の表面を被覆する被覆層とからなり、前記被覆層が、
Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層と、
Ｔｉ_{１−ｅ−ｆ−ｇ}Ａｌ_ｅＳｉ_ｆＭ’_ｇ（Ｃ_１−ｙＮ_ｙ）（ただし、Ｍ’はＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．５０≦ｅ≦０．６０、０≦ｆ≦０．１、０．０５≦ｇ≦０．１５、０≦ｙ≦１）からなる第２層と、を具備する構成からなる。

ここで、上記構成において、前記第１層の膜厚は１〜７μｍであり、前記第２層の膜厚は０．５〜５μｍであることが望ましい。このとき、前記第１層の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍであり、前記第２層の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることが望ましい。

また、上記構成において、前記第１層中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子が点在することが望ましい。

一方、上記構成において、前記被覆層は、前記第１層と前記第２層とが２層以上交互に積層されてなることが望ましい。このとき、前記第１層の各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、前記第２層の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、前記第１層の総膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の総膜厚は０．５〜５μｍであることが望ましい。

ここで、基体の第１の例示としては、ＷＣを６０〜９５質量％と、周期表第４、５、６ａ族金属の少なくとも１種の炭化物、窒化物または炭窒化物０〜１０質量％と、鉄族金属を５〜３０質量％との割合で含む超硬合金が挙げられる。

前記基体の第２の例示としては、Ａｌ_２Ｏ_３と、ＭｇＯを０〜１質量％と、ＴｉまたはＳｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の群の少なくとも１種を総量で１０〜７０質量％と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を総量で０．１〜２．０質量％とを含有するＡｌ_２Ｏ_３質焼結体からなるものである。

前記基体の第３の例示としては、窒化珪素を９４．５〜９９．５質量％、希土類（ＲＥ）元素酸化物をＲＥ_２Ｏ_３換算で０．１〜４．５質量％、酸化マグネシウムをＭｇＯ換算で０．３〜２．５質量％、酸化アルミニウムをＡｌ_２Ｏ_３換算で０〜０．６質量％、残余の酸素をシリカ（ＳｉＯ_２）換算で０．１〜４．５質量％、周期表第６族元素珪化物を０〜２質量％からなるＳｉ_３Ｎ_４質焼結体が挙げられる。

前記基体の第４の例示としては、ｃＢＮ粒子の粒径分布において、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子との２つのピークを持つｃＢＮ粒子を７０体積％以上含有するとともに、該ｃＢＮ粒子を、少なくとも周期表第４、５、６族金属から選ばれる１種以上の元素の炭化物と鉄族金属を含む結合相で結合してなるｃＢＮ質焼結体が挙げられる。

本発明の切削工具に第１層として用いられるＴｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上であり、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１である。）の第１層は硬度が高くかつ内部応力が小さいものである。一方、第２層は耐酸化性および硬度に優れ、かつ第１層との密着性が良好なものである。ゆえに、本発明の切削工具に用いられる被覆層は、耐摩耗性、耐溶着性および耐欠損性に優れたものである。

本発明の切削工具の一例を示す概略斜視図である。 図１の切削工具の第１の実施態様を示す断面模式図である。 図１の切削工具の第２の実施態様を示す断面模式図である。 本発明の切削工具の他の一例を示す概略斜視図である。

発明を実施するための形態

本発明の切削工具の一例について、好適な実施態様例である切削工具の概略斜視図である図１、本発明の第１の実施態様についての概略断面図である図２、および本発明の第２の実施態様についての概略断面図である図３を用いて説明する。

図１〜３によれば、本発明の切削工具（以下、単に工具と略す。）１は、主面にすくい面３を、側面に逃げ面４を、すくい面３と逃げ面４との交差稜線に切刃５を有し、基体２の表面に被覆層６、９を成膜した構成となっている。

被覆層６、９は、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層７と、Ｔｉ_{１−ｅ−ｆ−ｇ}Ａｌ_ｅＳｉ_ｆＭ’_ｇ（Ｃ_１−ｙＮ_ｙ）（ただし、Ｍ’はＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．５０≦ｅ≦０．６０、０≦ｆ≦０．１、０．０５≦ｇ≦０．１５、０≦ｙ≦１）からなる第２層８とからなる。この構成によって、第１層７は酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高くかつ内在する内部応力を低減することができて耐欠損性が高い。しかも、第２層８は硬度および耐酸化性にさらに優れるとともに、第１層７との密着性も高いものであるので、被覆層６、９は難削材の加工や乾式切削、高速切削等のきつい切削条件における耐摩耗性および耐欠損性に優れたものとなる。

すなわち、第１層７において、ａ（Ａｌ組成比）が０．４５よりも小さいと被覆層６、９の耐酸化性が低下してしまい、ａ（Ａｌ組成比）が０．５５よりも大きいと被覆層６、９の結晶構造が立方晶から六方晶に変化する傾向があり硬度が低下する。ａの特に望ましい範囲は０．４８≦ａ≦０．５２である。また、ｂ（Ｗ組成比）が０．０１よりも小さいと被覆層６、９の内部応力が高くて耐欠損性が低下するとともに、基体２と被覆層６、９との密着性が低下して切削中にチッピングや被覆層７の剥離が発生しやすくなり、ｂ（Ｗ組成比）が０．１よりも大きいと被覆層６、９の硬度が低下する。ｂの特に望ましい範囲は０．０１≦ｂ≦０．０８である。さらに、ｃ（Ｓｉ組成比）が０．０５よりも大きいと被覆層６、９の硬度が低下する。ｃの特に望ましい範囲は０．０１≦ｃ≦０．０４である。また、ｄ（Ｍ組成比）が０．０１よりも小さいと酸化開始温度が低くなってしまい、ｄ（Ｍ組成比）が０．１よりも大きいと金属Ｍの一部が立方晶とは別の低硬度相として存在して被覆層６、９の硬度が低下する。ｄの特に望ましい範囲は０．０１≦ｄ≦０．０８である。

なお、金属ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上であるが、中でもＮｂまたはＭｏを含有することが耐摩耗性・耐酸化性に最も優れる点があるから望ましい。

一方、第２層８において、ｅ（Ａｌ組成比）が０．５よりも小さいと被覆層６、９の耐酸化性が低下してしまい、ｅ（Ａｌ組成比）が０．６よりも大きいと被覆層６、９の結晶構造が立方晶から六方晶に変化する傾向があり硬度が低下する。ｅの特に望ましい範囲は０．５４≦ｅ≦０．５６である。ｆ（Ｓｉ組成比）が０．１よりも大きいと被覆層６、９の硬度が低下する。ｆの特に望ましい範囲は０．００５≦ｃ≦０．０３である。また、ｇ（Ｍ’組成比）が０．０５よりも小さいと酸化開始温度が低くなってしまい、ｇ（Ｍ’組成比）が０．１５よりも大きいと金属Ｍ’の一部が立方晶とは別の低硬度相として存在して被覆層６、９の硬度が低下する。ｇの特に望ましい範囲は０．０８≦ｇ≦０．１２である。

なお、金属Ｍ’はＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上であるが、中でもＮｂまたはＭｏを含有することが耐摩耗性・耐酸化性に最も優れる点があるから望ましい。

また、被覆層６、９の非金属成分であるＣ、Ｎは切削工具に必要な硬度および靭性に優れたものであり、被覆層６、９の表面に発生するドロップレット（粗大粒子）を抑制するために、ｘ（Ｎ組成比）の特に望ましい範囲は０．５≦ｘ≦１である。ここで、本発明によれば、上記被覆層６、９の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分光分析法（ＥＤＸ）またはＸ線光電子分光分析法（ＸＰＳ）にて測定できる。

また、第１層７は内部応力がさほど高くないものであるから、厚膜化しても被覆層６、９がチッピングしにくく、被覆層６、９の総膜厚が１．５〜１２μｍであっても被覆層６、９自身の内部応力によって剥離やチッピングすることを防止できて十分な耐摩耗性を維持することができる。被覆層６、９の総膜厚の望ましい範囲は５〜７．５μｍである。なお、第１層７の膜厚は１〜７μｍであり、第２層８の膜厚は０．５〜５μｍであることが、基体２に対する第１層７と第２層８との剥離を抑制し、かつ耐摩耗性に優れる点で望ましい。

また、このとき、第１層７の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍであり、第２層８の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることが、被覆層６、９の硬度を高めるとともに被覆層６、９の表面での耐溶着性の向上の点で望ましい。なお、本発明において、被覆層６、９の平均結晶幅を測定するには、被覆層６、９の断面写真において、被覆層６、９の中間の厚さにあたる部分に線Ａ（図示せず。）を引いて測定する。具体的には、被覆層６、９中の柱状結晶（図示せず。）の平均結晶幅は１００ｎｍ以上の長さＬ（図示せず。）の線分Ａを特定し、この線分Ａを横切る粒界の数を数えて平均結晶幅＝長さＬ／粒界の数によって算出する。

さらに、第１層７中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子（図示せず。）が点在することが、第１層７の靭性を高めて被覆層６、９の耐欠損性を高める点で望ましい。分散粒子の組成として、具体的には、分散粒子以外のマトリックスに対してＷ（タングステン）の含有量が多い窒化物粒子、例えば、被覆層６、９の全体組成がＴｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる場合には、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｙＮ_ｙ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種であり、０≦ａ≦０．４、０．０５≦ｂ≦０．８、０≦ｃ≦０．０１、０≦ｄ≦０．５、０．２≦ｙ≦１である。）からなる分散粒子が挙げられる。

一方、被覆層の構成は上記被覆層６の構成に限定されるものではなく、例えば、図３に示す第２の実施態様に示す被覆層９の構成であってもよい。

すなわち、本発明の第２の実施態様を示す図３によれば、被覆層９は第１層７と第２層８との多層が２層以上交互に積層されてなる。この構成によれば、第１層７と第２層８との界面の存在によって格子歪みエネルギーが増加して硬度が向上し耐摩耗性が高くなる。また、被覆層９の表面にクラックが発生した場合には、第１層７と第２層８との界面の存在によってクラックの進展が妨げられるので被覆層９の耐欠損性が高くなる。

このとき、第１層７の各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、第２層８の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、第１層７の総膜厚は１〜７μｍ、第２層８の総膜厚は０．５〜５μｍであることが、被覆層の硬度向上および耐欠損性の向上の点で望ましい。

なお、基体２としては、炭化タングステンや炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの硬質合金、窒化ケイ素や酸化アルミニウムを主成分とするセラミックス、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相とセラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。基体２の好適例を以下に例示する。

（第１の実施態様）
基体２の第１の例示としては、ＷＣを６０〜９５質量％と、周期表第４、５、６ａ族金属の少なくとも１種の炭化物、窒化物または炭窒化物０〜１０質量％と、鉄族金属を５〜３０質量％との割合で含む超硬合金が挙げられる。中でも、ＷＣを８８〜９５質量％と、周期表第４、５、６ａ族金属の少なくとも１種の炭化物、窒化物または炭窒化物０〜１質量％と、鉄族金属を５〜１２質量％との割合で含むＫ種超硬合金や、ＷＣを８７〜９４質量％と、周期表第４、５、６ａ族金属の少なくとも１種の炭化物、窒化物または炭窒化物１〜１０質量％と、鉄族金属を５〜１２質量％との割合で含むＭ種・Ｐ種超硬合金が好適に使用可能である。

（第２の実施態様）
基体２の第２の例示としては、Ａｌ_２Ｏ_３粒子中に、ＭｇＯを０〜１質量％と、ＴｉまたはＳｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の群の少なくとも１種を総量で１０〜７０質量％と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を総量で０．１〜２．０質量％とを含有するＡｌ_２Ｏ_３質セラミックスが挙げられる。ここで、セラミックス中にＴｉまたはＳｉの炭化物、窒化物および炭窒化物を含有することによって、基体の強度および靭性を高めることができるとともに本発明の被覆層６との密着性が高いものである。なお、ＴｉまたはＳｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれか１種以上の望ましい含有量は、被覆層６との熱膨張係数差をなくす点で２０〜４０質量％であり、特にＡｌ_２Ｏ_３質セラミックスに導電性を持たせてＰＶＤ法による成膜が良好となる点で、ＴｉＣまたはＴｉＣＮを２０〜４０質量％の割合で含有することが望ましい。ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の望ましい含有割合は０．１〜０．５質量％であることが、Ａｌ_２Ｏ_３質セラミックスに導電性を持たせて物理蒸着法によって安定して密着性の高い被覆層を形成することができる点で望ましい。

なお、Ａｌ_２Ｏ_３質セラミックス中に含有されるＡｌ_２Ｏ_３粒子の平均粒径は、耐摩耗性、強度の点から０．０５〜３μｍ、望ましくは０．１〜０．５μｍの範囲にあることが望ましい。また、ＴｉまたはＳｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれか１種以上は平均粒径０．２〜３μｍ、望ましくは０．５〜１μｍの範囲にあることが、耐摩耗性および靭性向上、さらに導電性の調整の点で望ましい。なお、Ａｌ_２Ｏ_３粒子やＴｉまたはＳｉの上記化合物粒子の粒径測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて行う。

（第３の実施態様）
基体２の第３の例示としては、窒化珪素を９４．５〜９９．５質量％、希土類（ＲＥ）元素酸化物をＲＥ_２Ｏ_３換算で０．１〜４．５質量％、酸化マグネシウムをＭｇＯ換算で０．３〜２．５質量％、酸化アルミニウムをＡｌ_２Ｏ_３換算で０〜０．６質量％、残余の酸素をシリカ（ＳｉＯ_２）換算で０．１〜４．５質量％、周期表第６族元素珪化物を０〜２質量％からなる窒化珪素質セラミックスが挙げられる。これによって、基体２の硬度および高温強度を高めて、基体２の耐摩耗性および高温での耐欠損性を高めることができる。なお、希土類（ＲＥ）元素化合物、マグネシウム化合物およびアルミニウム化合物は、いずれも酸化物として存在することが少量で窒化珪素同士を強固に結合できて窒化珪素結晶２の含有比率を高めることができる点で望ましい。

さらに、希土類（ＲＥ）元素酸化物の含有量は、基体２の緻密化のために、ＲＥ_２Ｏ_３換算で０．５〜４．５質量％であること、さらに１〜２．５質量％であることが望ましい。酸化マグネシウムの含有量は、焼結助剤の液相生成温度の低温化によって基体２をより低温で緻密化させるために、ＭｇＯ換算で０．３５〜２．０質量％であること、さらに０．４〜１．０質量％であることが望ましい。酸化アルミニウムの含有量は、焼結助剤の液相生成温度の低温化、焼結体２の緻密化および耐酸化性の低下による耐摩耗性の低下を抑制するために、Ａｌ_２Ｏ_３換算で０．３〜０．５質量％であることが望ましい。残余の酸素は窒化珪素の不純物として存在しシリカ（ＳｉＯ_２）として存在しているものと考えられるが、その含有量は、焼結助剤の液相生成温度の低温化、焼結体の緻密化を保つとともに、耐酸化性および耐摩耗性を改善した焼結体２を実現するためにＳｉＯ_２換算で０．１〜４．５質量％であることが望ましく、特に１．５〜２．２質量％とすることが望ましい。

また、希土類（ＲＥ）元素としてはランタン（Ｌａ）を必須として含有すると、ランタン（Ｌａ）を含まない場合に比べて焼結体を低温で緻密化できるので、焼結体中の結晶が異常粒成長することなく結晶が微粒化できる。例えば、１７３０〜１８３０℃の常圧焼成で焼結体の相対密度が９９％以上で、かつ視野０．０１５ｍｍ^２で長径が大きい方から６個の窒化珪素の平均長径を１０μｍ以下に抑制することが可能となる。その結果、焼結体の硬度と強度を向上させることができる。

ここで、希土類（ＲＥ）化合物と、マグネシウム化合物と、アルミニウム化合物と、シリカ（ＳｉＯ_２）は粒界相を形成する。粒界相はその一部が結晶として析出した構成であっても良いが、粒界相自体の存在割合を７質量％以下、特に５質量％以下と少なくすることによって基体２の硬度および高温強度が高まることから、粒界相の絶対量を減らしつつ窒化珪素結晶の結合性を高めるために、粒界相は非晶質で存在することが望ましい。

なお、窒化珪素結晶２は主結晶として存在するが、窒化珪素結晶２としては、主にβ−窒化珪素結晶からなり、所望によりその一部がわずかにアルミニウムを含んでβ−サイアロンを形成したものであることが望ましい。また、β−窒化珪素結晶の一部がα−窒化珪素結晶であってもよいが、硬度および強度を高めるためにはα−窒化珪素結晶を含まないことが望ましい。

また、周期表第６族元素珪化物は高温強度の低下を抑制することができるとともに、基体２の色を黒色化することができる。周期表第６族元素珪化物として、珪化クロム、珪化モリブデン、珪化タングステンを例示できるが、微細な酸化物原料を用いて焼成体１中に微細な粒子として存在させることができるという理由から珪化タングステンを用いることが望ましい。なお、この周期表第６族元素珪化物粒子は、基体２の粒界相に分散して存在する。

（第４の実施態様）
基体２の第３の例示としては、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子を、少なくとも周期表第４、５、６族金属から選ばれる１種以上の元素の炭化物と鉄族金属を含む結合相で結合した構成からなるｃＢＮセラミックスが挙げられる。

ここで、ｃＢＮ粒子の含有量が７０体積％未満であると摩耗が著しく進行する。また、結合相がＴｉＣ等の周期表第４、５、６族金属から選ばれる１種以上の元素の炭化物を含まず鉄族金属のみであると結合相の摩耗が著しく進行する。逆に、周期表第４、５、６族金属から選ばれる１種以上の元素の炭化物のみで鉄族金属を含まないとｃＢＮ粒子の保持力が低下してｃＢＮ粒子の脱落が発生する。

なお、結合相を構成する周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる１種または２種以上の元素の炭化物としては、ＴｉＣを含有することが高硬度かつｃＢＮとの結合力を向上させるために望ましく、また、鉄族金属としてはＣｏを含有することが炭化物層とｃＢＮとの界面を充足し、欠陥を減少させるために望ましい。

また、ｃＢＮ粒子については、焼結体の断面組織にて観察されるｃＢＮ粒子の粒度分布を測定したときに、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子との２つのピークを有する粗微混粒の組織からなる。このように粗微混粒であるかどうかを判定する具体的な測定方法は以下のとおりである。まず、焼結体の断面について顕微鏡写真を撮り、写真から画像解析法により２０個以上の各ｃＢＮ粒子の面積を求める。次に、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じてｃＢＮの粒径を算出する。そして、ｃＢＮ粒子の粒径分布をとって分布が２つのピークを持つかどうかで判断する。２つのピークについて、大きい方のピークが粒径４〜６μｍの範囲内にあり、小さい方のピークが粒径０．５〜１．２μｍの範囲内にあるとき、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子との２つのピークを持つｃＢＮ粒子であると定義する。

さらに、ｃＢＮ粒子の外周部に、周期表第４、５および６族金属、鉄族金属およびＡｌの群から選ばれる１種または２種以上の元素の金属間化合物、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物、硼炭化物、硼窒化物、酸化物からなる中間相が存在することが、ｃＢＮ粒子を強固に保持することができるため望ましい。

なお、この第４の実施態様においては、図４に示すように、すくい面１３と逃げ面１４との交差稜線が切刃１５である形状をなし、ｃＢＮ焼結体である基体２からなる切刃チップ１０をチップ本体１１の先端に裏打ち板１２を介してロウ付けされた構造からなるチップ１６の構成であってもよい。

なお、上記実施態様１〜４のいずれにおいても、基体２の被覆層６、９との界面の表面粗さが０．０１〜０．２μｍであることが、被覆層６，９の表面が平滑にできるとともに被覆層６、９との密着性を高めるために望ましい。

（製造方法）
次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。
まず、工具形状の基体２を従来公知の方法を用いて作製する。上述した第１〜４の実施態様の基体それぞれの作製方法の一例について以下に示す。

（第１の実施態様）
炭化タングステン（ＷＣ）粉末と、鉄族金属粉末と、ＷＣ以外の周期表第４、５、６ａ族金属の少なくとも１種の炭化物、窒化物または炭窒化物粉末とを所定の割合で添加・混合して、プレス成形等の公知の成形方法によりスローアウェイチップ形状に成形する。そして、この成形体に対して脱バインダ処理を施した後、真空中または非酸化性雰囲気中、１３５０〜１５５０℃で焼成して超硬合金を作製する。

（第２の実施態様）
例えば、基体としてＡｌ_２Ｏ_３質セラミックスを用いる場合、原料粉末として０．２〜３μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＡｌ_２Ｏ_３原料粉末、平均粒径０．５〜２μｍのＭｇＯ粉末、平均粒径０．１〜２μｍのＣｏＯ粉末および平均粒径０．１〜２μｍのＮｉＯ粉末を特定の組成に秤量し粉砕混合する。

そして、上記混合粉末を所定形状に成形する。成形には、プレス成形、射出成形、鋳込み成形、押し出し成形等の周知の成形手段を用いることができる。その後、前記成形体を脱バインダ処理した後、大気中または非酸化性雰囲気、望ましくはアルゴン（Ａｒ）ガス等の非酸化性減圧雰囲気中にて１５００〜１７５０℃で焼成する。

（第３の実施態様）
例えば、基体としてＳｉ_３Ｎ_４質セラミックスを用いる場合、まず、出発原料として、例えば、窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）粉末と、希土類（ＲＥ）元素の水酸化物（ＲＥ（ＯＨ）_２）または酸化物（ＲＥ_２Ｏ_３）、酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）、水酸化マグネシウム（Ｍｇ（ＯＨ）_２）を準備する。また、必要に応じて、二酸化珪素（ＳｉＯ_２）、周期表第６族元素珪化物の粉末を用意する。

窒化珪素原料は、α−窒化珪素粉末、β−窒化珪素粉末、又はこれらの混合物のいずれも用いることができる。これらの粒径は、１μｍ以下、特に０．５μｍ以下であることが好ましい。窒化珪素原料中には不可避の酸素が珪素の酸化物として存在する。そこで、窒化珪素原料中に存在する酸化物がシリカ（ＳｉＯ_２）として存在していると考えて、組成を調整する。酸素分が不足する場合にはシリカ（ＳｉＯ_２）粉末を添加する。

希土類（ＲＥ）元素の原料としては酸化物粉末を用いても良いが、例えばランタン（Ｌａ）の場合には酸化ランタン（Ｌａ_２Ｏ_３）の吸湿性が高いため、水酸化ランタン（Ｌａ（ＯＨ）_２）のように吸水性が低く、焼成過程で酸化ランタン（Ｌａ_２Ｏ_３）に変化する化合物を用いることが好ましい。マグネシウム（Ｍｇ）原料としては、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）や炭酸マグネシウム（ＭｇＣＯ_３）を用いても良いが、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）は吸水性が高く、炭酸マグネシウム（ＭｇＣＯ_３）は炭酸ガスを発生してしまうので、水酸化マグネシウム（Ｍｇ（ＯＨ）_２）のように、吸水性が低く、炭酸ガスの発生も無く、焼成過程で酸化マグネシウム（ＭｇＯ）に変化する化合物を用いることが好ましい。

周期表第６族元素珪化物を形成するための原料は、周期表第６族元素の酸化物、炭化物、珪化物、窒化物等いずれでも良いが、安価で微粉末が得られやすいことから酸化物を用いることが望ましい。

次に、これらの原料を秤量した混合粉末に適宜バインダや溶剤を添加して混合、粉砕し、スプレードライ法等により乾燥、造粒する。そして、この造粒粉末をプレス成形により任意の形状に成形する。

その後、例えば窒素雰囲気中で、常圧焼成法、ガス圧力焼成法、ホットプレス法等により１６５０〜１８３０℃の温度で焼成する。この焼成の具体的な条件は、上記成形体を窒化珪素質焼結体製の焼成鉢に入れるとともに、この焼成鉢の中にＳｉおよびＭｇ成分を入れて焼成鉢の蓋を密封状態がさほど高くない状態で閉めて焼成炉内にセットする。そして、焼成炉内を１気圧の窒素で置換した後、５〜１５℃／分で昇温し、焼成温度の１７３０〜１８３０℃で５〜１０時間保持して冷却する。また、焼成中はガス抜きしたり窒素ガスを追加で導入したりして炉内の雰囲気が窒素１気圧に保たれるように調整する。

なお、焼成鉢中に成形体とともに入れるＳｉおよびＭｇ成分は、Ｓｉ粉末、ＳｉＯ_２粉末、Ｓｉ_３Ｎ_４粉末、ＭｇＯ粉末、Ｍｇ（ＯＨ）_２粉末の状態で入れる方法が挙げられ、これらの粉末を成形体の周囲に置いたり、成形体の下面に敷き詰めたり、成形体自体を上記粉末中に埋めた状態で焼成することにより、焼成雰囲気中にＳｉＯガスとＭｇＯガスが生成して焼結を促進する方法が挙げられる。

また、一旦、窒素雰囲気中で１７３０℃〜１８３０℃で焼成した後、９．８ＭＰａ〜２９４ＭＰａ、１５００〜１７００℃で熱間静水圧焼成を施すことが、緻密で、窒化珪素結晶２の異常粒成長が抑制された耐チッピング性を改善した切削工具１が得られる点で望ましい。

（第４の実施態様）
例えば、基体としてｃＢＮ質セラミックスを用いる場合、例えば、原料粉末として平均粒径４〜６μｍの粗粒ｃＢＮ原料粉末と、平均粒径０．１〜１．５μｍの微粒ｃＢＮ原料粉末、平均粒径０．２〜３μｍの周期表第４、５および６族金属から選ばれる１種または２種以上の元素の炭化物粉末、および必要により平均粒径０．５〜５μｍのＡｌあるいは、０．５〜３μｍの鉄族金属の内の少なくとも一種の原料粉末を特定の組成に秤量し１６〜７２時間ボールミルにて粉砕混合する。

その後、必要があれば、所定形状に成形する。成形には、プレス成形、射出成形、鋳込み成形、押し出し成形等の周知の成形手段を用いることができる。

ついでこれを別途用意した超硬合金製裏打ち支持体と共に超高圧焼結装置に装入し、１２００〜１６００℃の範囲内の所定の温度に４〜６ＧＰａの圧力下で１０〜３０分保持することによって、本発明の立方晶窒化硼素焼結体を得る。このとき、周期表第４、５および６族金属の炭化物と周期表第４、５および６族金属の窒化物が個々に存在した構造を有するには、昇温および降温速度を毎分３０〜５０℃とし、１４００〜１６００℃の範囲内の所定の温度に５ＧＰａの圧力下で加熱保持時間を１０〜１５分とするのが好ましい。

そして、得られた上記基体２の表面を、所望により研削加工した後、基体２の表面に被覆層６、９を成膜する。被覆層６、９の成膜方法としてはイオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。

本発明の好適な成膜方法の一例として、アークイオンプレーティング装置に第１ターゲットおよび第２ターゲットの２種類のターゲットをセットした状態で被覆層６、９を成膜する方法が挙げられる。例えば、第１ターゲットにバイアス電圧を印加してプラズマを発生させて第１層７を成膜した後、第１ターゲットに印加していたバイアス電圧を落として第２ターゲットにバイアス電圧を印加し第２ターゲットからプラズマを発生させることによって第２層８を成膜する方法が好適である。

具体的には、バイアス電圧３０〜２００Ｖ、成膜温度４００〜６００℃で、アークイオンプレーティングカソードにアーク放電やグロー放電などを照射して金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスを２〜５Ｐａのガス圧で流して反応させることにより、第１層７と第２層８とが順に成膜された被覆層６を形成することができる。

また、上記成膜装置にて第１ターゲット、第２ターゲットともにバイアス電圧を印加した状態で試料を回転させながら成膜することによって、第１層７と第２層８とが２層以上交互に積層された構成の被覆層９を形成することができる。なお、被覆層６の成膜時においても成膜される被覆層の均一化を図るためには、試料を回転させながら成膜することが望ましい。

なお、カソードとして、例えば、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）、金属Ｗ、金属Ｓｉ、金属ＭまたはＭ’（ただし、Ｍ、Ｍ’は上述のとおり。）をそれぞれ独立に含有する金属カソード、これらを複合化した合金カソード、またはこれらの炭化物、窒化物、硼化物化合物粉末または焼結体からなる混合物カソードを用いることができる。

平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末を主成分として、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、平均粒径１．０μｍの炭化バナジウム（ＶＣ）粉末を０．１質量％、平均粒径１．０μｍの炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）粉末を０．３質量％の割合で添加し混合して、プレス成形によりＣＮＭＧ１２０４０８ＭＳ形状のスローアウェイチップ形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。また、各試料のすくい面表面をブラスト加工、ブラシ加工等によって研磨加工した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にて刃先処理（ホーニング）を施した。

このようにして作製した基体に対して、表１に示す第１層を成膜するための第１ターゲットと第２層を成膜するための第２ターゲットを成膜装置の対向する位置に配置して、始めは第１ターゲットを用いて第１層成膜条件、後では第２ターゲットを用いて第２成膜条件の順にバイアス電圧を印加して表１に示す成膜条件によって各試料の被覆層を成膜した。

得られた試料（Ｉ−１〜１４）に対して、被覆層の表面を含む断面について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察し、被覆層を構成する結晶の平均結晶幅を求めた。また、ＴＥＭにて観察する際に、各被覆層の任意３箇所における組成をエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）によって測定し、これらの平均値を各被覆層の組成として算出した。さらに、被覆層中の分散粒子の有無、およびその組成を確認した。また、走査型電子顕微鏡により基体と被覆層との界面付近を観察して界面の凹凸をトレースし、このトレースした線をＪＩＳＢ０６０１−２００１に規格された算術平均高さ（Ｒａ）の算出方法に準拠して界面の粗さを見積もった。測定結果は表３に界面粗さとして示した。

次に、得られた外径切削工具ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＳ形状のスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表３に示した。
切削方法：外径旋削加工
被削材 ：ＳＵＳ３０４
切削速度：１５０ｍ／分
送り ：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：３０分切削後の横逃げ面摩耗と先端摩耗、チッピングの有無を顕微鏡にて測定した。

表１〜３に示す結果より、第２層が成膜されず第１層のみが成膜された構成からなる試料Ｎｏ．Ｉ−１０では、微少チッピングが発生するとともに耐摩耗性も悪いものであった。また、第１層が所定の範囲から外れる組成の試料Ｎｏ．Ｉ−１１、Ｉ−１２、および第１層と第２層の両方が所定の範囲から外れる組成の試料Ｎｏ．Ｉ−１４では、被覆層が剥離して摩耗が進行したり、早期に欠損していずれも工具寿命の短いものであった。さらに、第２層が第１層と同じ金属成分からなる試料Ｎｏ．Ｉ−１３では耐摩耗性が悪く耐欠損性が低下した。

これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．Ｉ−１〜１０では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

実施例１の被覆層に対して、表４に示す第１層を成膜するための第１ターゲットと第２層を成膜するための第２ターゲットを成膜装置の対向する位置に配置して表４の成膜条件で両方のターゲットからプラズマを発生させつつ、装置内にセットした試料台を回転させて、第１層と第２層とを表５に示す厚みの周期で交互に積層した構成の被覆層とする以外は実施例１と同様に切削工具を作製し、同様に切削性能を評価した（Ｉ−１５〜２８）。結果は表５に示した。

表４、５に示す結果より、第１層のみが成膜された構成からなる試料Ｎｏ．Ｉ−２４では、微少チッピングが発生するとともに耐摩耗性も悪いものであった。また、第１層が所定の範囲から外れる組成の試料Ｎｏ．Ｉ−２５、２６、および第１層と第２層の両方が所定の範囲から外れる組成の試料Ｎｏ．Ｉ−２８では、被覆層が剥離して摩耗が進行したり、早期に欠損していずれも工具寿命の短いものであった。さらに、第２層が第１層と同じ金属成分からなる試料Ｎｏ．Ｉ−２７では耐摩耗性が悪く耐欠損性が低下した。

これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．Ｉ−１５〜２３では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

実施例１の超硬合金基体を表６の組成に代える以外は実施例１と同様にスローアウェイチップを作製し、実施例１と同じ条件で切削試験を行なった。結果は表６〜８に示した。

表６〜８に示す結果より、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．II−１〜４のいずれも耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

実施例３の試料Ｎｏ．４の超硬合金基体を用いて、この表面に表９の被覆層を形成する以外は実施例２と同様にスローアウェイチップを作製し、実施例１と同じ条件で切削試験を行なった。結果は表９、１０に示した。

本発明の範囲内である試料Ｎｏ．II−５〜８では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

平均粒０．５μｍのＡｌ_２Ｏ_３粉末、平均粒径１μｍのＭｇＯ粉末、平均粒径１μｍのＣｏＯ粉末および平均粒径１μｍのＮｉＯ粉末を用いて表１１のように調合し、この粉体を、Ａｌ_２Ｏ_３製ボールを用いたボールミルで７２時間混合した。次に混合した粉体を圧力９８ＭＰａでＪＩＳ・ＣＮＧＡ１２０４０８のスローアウェイチップ形状にプレス成形した。この成形体を脱バインダ処理した後、Ａｒガス０．０４ＭＰａの非酸化性雰囲気中、１６５０℃で焼成してＡｌ_２Ｏ_３質セラミックスを得た。そして、このＡｌ_２Ｏ_３質セラミックス基体の両主面を研削加工するとともに、基体の切刃部分に対してダイヤモンドホイールを用いて刃先処理を施して、切刃先端にＲ＝０．０２μｍのホーニングＲを形成した。

このようにして作製した基体に対して、表１２に示す第１層を成膜するための第１ターゲットと第２層を成膜するための第２ターゲットを成膜装置の対向する位置に配置して、始めは第１ターゲットを用いて第１層成膜条件、後では第２ターゲットを用いて第２成膜条件の順にバイアス電圧を印加して表７に示す成膜条件によって各試料の被覆層を成膜した。なお、試料Ｎｏ．III−７については、ターゲットに対向する領域に対して他の試料よりも領域外に試料をセットして成膜した。

得られた試料に対して、実施例１と同様に被覆層の評価を行うとともに、得られた切削工具形状のスローアウェイチップ（切削工具）を用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表１２、１３に合わせて示した。
チップ形状：ＣＮＧＮ１２０４０８
被削材：ＳＫＤ１１焼入鋼（ＨＲＣ＝５８−６０）
送り（Ｖｃ）：１００ｍ／分
周速（ｆ）：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切込（ａｐ）：０．５
切削条件：乾式加工
評価項目：Φ２００からΦ１５０までの切削長２００ｍｍで外周切削
９０分加工終了後に摩耗量を測定する。

表１１〜１３に示す結果より、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．III−１〜８では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

実施例５の試料Ｎｏ．III−８に対して、被覆層を以下の構成に代えて成膜した。すなわち、表１４に示す第１層を成膜するための第１ターゲットと第２層を成膜するための第２ターゲットを成膜装置の対向する位置に配置して表１４の成膜条件で両方のターゲットからプラズマを発生させつつ、装置内にセットした試料台を回転させて、第１層と第２層とを表１４に示す厚みの周期で交互に積層した構成の被覆層とする以外は実施例５の試料Ｎｏ．III−１と同様に切削工具を作製し、同様に切削性能を評価した。結果は表１５に示した。

表１４、１５に示す結果より、被覆層の組成・構成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．III−２３〜２７では、いずれも耐欠損性および耐摩耗性が劣る結果となった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．III−１８〜２２では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

出発原料として、平均粒径０．３μｍの窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）粉末と、平均粒径１．２μｍの希土類（ＲＥ）元素化合物（水酸化ランタン（Ｌａ（ＯＨ）_２）、酸化イットリウム（Ｙ_２Ｏ_３）、酸化イッテリビウム（Ｙｂ_２Ｏ_３）、酸化エルビウム（Ｅｒ_２Ｏ_３）、酸化セリウム（Ｃｅ_２Ｏ_３）のいずれか）粉末と、平均粒径０．７μｍの酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）粉末と、平均粒径２．５μｍの水酸化マグネシウム（Ｍｇ（ＯＨ）_２）粉末とを表１６の割合で調合し、バインダと溶剤とを添加した後、アトライタミルにて７０時間、粉砕、混合した。その後、乾燥して溶剤を除去して造粒粉末を作製し、この造粒粉末を表1に示す成形圧でＳＮＧＮ１２０４１２の切削工具形状にプレス成形した。

この成形体を焼成鉢内にセットする際、Ｓｉ_３Ｎ_４粉末、Ｓｉ粉末、ＳｉＯ_２粉末の少なくとも１種とＭｇ（ＯＨ）_２粉末との混合粉末を焼成鉢内に充填した状態でセットして蓋をし、これをカーボン製の円筒内に置いた状態で焼成炉内に載置した。そして、焼成炉内を窒素１気圧に置換して、脱脂後、昇温速度１０℃／分で昇温し、１８００℃で６時間焼成した。なお、焼成中の雰囲気は窒素１気圧に制御した。その後、１６００℃、２時間、１９６ＭＰａの条件で熱間静水圧焼成（ＨＩＰ）し、さらにこの焼結体の表面を０．３ｍｍ厚み研削加工（両頭加工と外周加工）してＳｉ_３Ｎ_４質セラミックスを得た。そして、このＳｉ_３Ｎ_４質セラミックス基体の両主面を研削加工するとともに、基体の切刃部分に対してダイヤモンドホイールを用いて刃先処理を施して、切刃先端にＲ＝０．０２μｍのホーニングＲを形成した。

このようにして作製した基体に対して、表１７に示す第１層を成膜するための第１ターゲットと第２層を成膜するための第２ターゲットを成膜装置の対向する位置に配置して、始めは第１ターゲットを用いて第１層成膜条件、後では第２ターゲットを用いて第２成膜条件の順にバイアス電圧を印加して表１７に示す成膜条件によって各試料の被覆層を成膜した。なお、試料Ｎｏ．IV−７については、ターゲットに対向する領域に対して他の試料よりも領域外に試料をセットして成膜した。

得られた試料に対して、実施例１と同様に被覆層の特性を評価するとともに、得られた切削工具形状のスローアウェイチップ（切削工具）を用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表１７、１８に示した。
チップ形状：ＳＮＧＮ１２０４１２
被削材：ＦＣ２５０
切削方法：旋削加工
切削速度：５５０ｍ／ｍｉｎ
送り量：０．５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み量：２．０ｍｍ
切削条件：湿式加工
評価項目：２分加工終了後、切刃のフランク摩耗量と先端摩耗量、およびチッピング状態を顕微鏡観察により確認した。

表１６〜１８に示す結果より、被覆層の組成・構成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．IV−１３〜１７では、いずれも耐欠損性および耐摩耗性が劣る結果となった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．IV−１〜１２では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

実施例７の試料Ｎｏ．IV−８に対して、被覆層を以下の構成に代えて成膜した。すなわち、表１９に示す第１層を成膜するための第１ターゲットと第２層を成膜するための第２ターゲットを成膜装置の対向する位置に配置して表１９の成膜条件で両方のターゲットからプラズマを発生させつつ、装置内にセットした試料台を回転させて、第１層と第２層とを表１９に示す厚みの周期で交互に積層した構成の被覆層とする以外は実施例７の試料Ｎｏ．IV−１と同様に切削工具を作製し、同様に切削性能を評価した。結果は表２０に示した。

表１９、２０に示す結果より、被覆層の組成・構成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．IV−２３〜２７では、いずれも耐欠損性および耐摩耗性が劣る結果となった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．IV−１８〜２２では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

平均粒子径５μｍの粗粒ｃＢＮ原料粉末、平均粒径０．８μｍのｃ微粒ＢＮ原料粉末、平均粒径１．０μｍのＴｉＣ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＭｏ_２Ｃ原料粉末、平均粒径１．５μｍのＣｒ_３Ｃ_２原料粉末、平均粒径１．２μｍのＺｒＣ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＴａＣ原料粉末、平均粒径０．９μｍのＷＣ原料粉末、平均粒径１．０μｍの
ＨｆＣ原料粉末平均粒径１．５μｍの金属Ａｌ原料粉末、平均粒径０．８μｍの金属Ｃｏ原料粉末を用いて、表２１に示す組成となるように調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで１５時間混合した。次に混合した粉体を圧力９８ＭＰａでプレス成形した。この成形体を、超高圧、高温装置を用いて、表２１に示す昇温速度で昇温し、圧力５．０ＧＰａで、表２１に示す焼成温度、時間で焼成した後、表２１に示す降温速度で降温することにより焼成してｃＢＮ質焼結体を得た。また、作製した焼結体からワイヤ放電加工によって所定の寸法に切り出し、超硬合金基体の切刃先端部に形成した切り込み段部にろう付けした。そして、このｃＢＮ焼結体の切刃に対してダイヤモンドホイールを用いて刃先処理（チャンファホーニング）を施した。

このようにして作製した基体（ＪＩＳ・ＣＮＧＡ１２０４０８のスローアウェイチップ形状）に対してアークイオンプレーティング法により被覆層の成膜を行った。具体的な成膜方法は、上記基体をアークイオンプレーティング装置にセットし５００℃に加熱した後、窒素ガスを２．５Ｐａ導入した雰囲気中、アーク電流１００Ａ、バイアス電圧５０Ｖ、加熱温度５００℃として表２２に示す組成の被覆層を順に成膜した。また、被覆層の組成は実施例１と同様にして測定を行った。測定結果は表２２に被覆層の組成として示した。

なお、ｃＢＮ粒子の粒径は、まずｃＢＮ質焼結体の断面について走査型電子顕微鏡写真を撮り、写真から画像解析法により２０個以上の各ｃＢＮ粒子の面積を求めた。次に、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じてｃＢＮの粒径を算出した。そして、ｃＢＮ粒子の粒径分布をとって、分布が２つのピークを持つかどうかを確認した。そして、２つのピークを持つ場合は、表２１に粗粒側のピークトップの粒径と微粒側のピークトップの粒径を示した。

次に、得られた溝入切削工具形状のスローアウェイチップ（試料Ｎｏ．１〜２０）を用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表２３に示した。
切削方法：外径加工
被削材 ：ＦＣ２５０、４本溝
切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ
送り ：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：肩切り込み０．２ｍｍ、深さ切り込み０．４ｍｍ
切削状態：乾式加工
評価方法：摩耗幅０．１ｍｍまたはチッピングが発生して加工不能になるまでに加工でき
た加工数量。

表２１〜２３に示す結果より、被覆層の組成・構成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．Ｖ−９、１１、１５〜２０では、いずれも耐欠損性および耐摩耗性が劣る結果となった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．Ｖ−１〜８、１２−１４では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

原料粉末として平均粒子径５μｍの粗粒ｃＢＮ原料粉末を２０体積％、０．８μｍの微粒ｃＢＮ原料粉末を６０体積％、合わせてｃＢＮ原料粉末を８０体積％、平均粒径１．２μｍのＴｉＣ原料粉末１７体積％、１．５μｍの金属Ａｌ原料粉末３体積％を調合し、この粉体を、アルミナ製ボールを用いたボールミルで１５時間混合した。次に、混合した粉体を圧力９８ＭＰａで実施例９と同じ形状に加圧成形した。この成形体を、超高圧装置を用いて、５０℃／分で昇温し、圧力５．０ＧＰａで、１５００℃で１５分保持することにより焼成した後、５０℃／分で降温することにより焼成してｃＢＮ質焼結体を得た。

得られた基体に対して実施例９と同じ方法で表２４に示す条件にて被覆層の成膜を行った（試料Ｎｏ．Ｖ−２１〜３０）。この試料を用いて上記と同様に切削評価した。結果は表２５に示した。

表２４、２５から明らかなとおり、被覆層の組成・構成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．Ｖ−２６〜３０では、いずれも耐欠損性および耐摩耗性が劣る結果となった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．Ｖ−２１〜２５では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

符号の説明

１、１６ 切削工具
２ 基体
３、１３ すくい面
４、１４ 逃げ面
５、１５ 切刃
６、９ 被覆層
７ 第１層
８ 第２層
１０ 切刃チップ
１１ チップ本体
１２ 裏打ち板

Claims (10)

1. 基体と、この基体の表面を被覆する被覆層とからなる切削工具であって、
   前記被覆層が、
   Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層と、
   Ｔｉ_{１−ｅ−ｆ−ｇ}Ａｌ_ｅＳｉ_ｆＭ’_ｇ（Ｃ_１−ｙＮ_ｙ）（ただし、Ｍ’はＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．５０≦ｅ≦０．６０、０≦ｆ≦０．１、０．０５≦ｇ≦０．１５、０≦ｙ≦１）からなる第２層と、
   を具備することを特徴とする切削工具。
2. 前記第１層の膜厚は１〜７μｍであり、前記第２層の膜厚は０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
3. 前記第１層の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍであり、前記第２層の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることを特徴とする請求項１または２記載の切削工具。
4. 前記第１層中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子が点在することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
5. 前記被覆層は、前記第１層と前記第２層とが２層以上交互に積層されてなることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
6. 前記第１層の各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、前記第２層の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、前記第１層の総膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の総膜厚は０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項５記載の切削工具。
7. 前記基体が、ＷＣを６０〜９５質量％と、周期表第４、５、６族金属の少なくとも１種の炭化物、窒化物または炭窒化物を０〜１０質量％と、鉄族金属を５〜３０質量％との割合で含む超硬合金からなることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか記載の切削工具。
8. 前記基体が、Ａｌ_２Ｏ_３と、ＭｇＯを０〜１質量％と、ＴｉまたはＳｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の群の少なくとも１種を総量で１０〜７０質量％と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を総量で０．１〜２．０質量％とを含有するＡｌ_２Ｏ_３質焼結体からなることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか記載の切削工具。
9. 前記基体が、窒化珪素を９４．５〜９９．５質量％、希土類（ＲＥ）元素酸化物をＲＥ_２Ｏ_３換算で０．１〜４．５質量％、酸化マグネシウムをＭｇＯ換算で０．３〜２．５質量％、酸化アルミニウムをＡｌ_２Ｏ_３換算で０〜０．６質量％、残余の酸素をシリカ（ＳｉＯ_２）換算で０．１〜４．５質量％、周期表第６族元素珪化物を０〜２質量％からなるＳｉ_３Ｎ_４質焼結体からなることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか記載の切削工具。
10. 前記基体が、ｃＢＮ粒子の粒径分布において、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子との２つのピークを持つｃＢＮ粒子を７０体積％以上含有するとともに、該ｃＢＮ粒子を、少なくとも周期表第４、５、６族金属から選ばれる１種以上の元素の炭化物と鉄族金属を含む結合相で結合してなるｃＢＮ質焼結体からなることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか記載の切削工具。

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