JPWO2019188967A1 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体（１１）に下部層（２）と上部層（３）が設けられた表面被覆切削工具であって、前記下部層（２）は、工具基体（１１）表面からその内部へ所定深さにわたって形成されたＷ層（４）と、前記Ｗ層（４）直上に形成された金属炭化物層（５）と、前記金属炭化物層（５）直上に形成された金属炭窒化物層（６）からなり、前記上部層（３）は、Ａ層とＢ層との交互積層構造からなり、Ａ層は、（ＡｌｘＴｉ１−ｘ）Ｎで表される（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層（但し、ｘは原子比で、０．４０≦ｘ≦０．７０を満足する）からなり、Ｂ層は、（Ａｌ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＴｉａＣｒｂＳｉｃＹｄ）Ｎで表される（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層（但し、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子比で、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０を満足する）からなる。

Description

この発明は、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、硬質被覆層が剥離等を発生することもなく、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
本願は、２０１８年３月２７日に日本に出願された特願２０１８−０５９６７４号について優先権を主張し、その内容をここに援用する。

一般に、被覆工具として、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、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エンドミル、前記被削材の歯形の歯切加工などに用いられるソリッドホブ、ピニオンカッタなどが知られている。
そして、被覆工具の切削性能改善を目的として、従来から、数多くの提案がなされている。

例えば、特許文献１では、合金鋼用切削工具等の表面に形成される耐摩耗性にすぐれた硬質皮膜およびこのような硬質皮膜を形成するための方法が提案されており、前記耐摩耗性にすぐれた硬質皮膜としては、Ｍ_ａＣｒ_ｂＡｌ_ｃＳｉ_ｄＢ_ｅＹ_ｆＺからなる硬質皮膜（但し、Ｍは、周期律表第４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素（Ｃｒを除く）から選択される少なくとも１種の元素であり、Ｚは、Ｎ、ＣＮ、ＮＯまたはＣＮＯのいずれかを示し、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１、０＜ａ≦０．３、０．０５≦ｂ≦０．４、０．４≦ｃ≦０．８、０≦ｄ≦０．２、０≦ｅ≦０．２、０．０１≦ｆ≦０．１（ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅおよびｆは、夫々Ｍ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｓｉ，ＢおよびＹの原子比を示す）を満足する）が提案されている。

そして、前記ＭとしてはＴｉを選択できること、また、前記ＭがＴｉである場合に、前記ｃは０．５≦ｃ≦０．８、及び前記ｆは０．０２≦ｆ≦０．１とすること、前記硬質皮膜は、相互に異なる組成で交互に積層したものとし得ることが記載されている。
さらに、前記硬質皮膜は、ＡＩＰ装置内に基体を装入し、Ａｒイオンによる特定の条件（例えば、圧力：０．６Ｐａ、電圧：５００Ｖ、時間：５分）で基体のクリーニングを実施した後、カソード放電型アークイオンプレーティング法によって成膜し得ることが記載されている。

また、特許文献２では、鋼やＮｉ基耐熱合金等の切削加工に適用される被覆切削工具の耐久性向上を図るため、基材と、基材の上に設けられた中間皮膜と、中間皮膜の上に設けられた硬質皮膜とを備える被覆切削工具であって、前記中間皮膜は、ナノビーム回折パターンがＷＣの結晶構造に指数付けされ、ＷとＴｉを含有する炭化物からなり、かつ膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であり、前記硬質皮膜は、結晶構造が面心立方格子構造の窒化物または炭窒化物であって、少なくともＡｌとＴｉとＹとを含有し、半金属を含む金属元素の含有比率（原子％）の合計を１００％とした場合、Ａｌの含有比率（原子％）が６０％以上７５％以下、Ｔｉの含有比率（原子％）が２０％以上３５％以下、Ｙの含有比率（原子％）が１％以上５％以下である被覆切削工具が提案されている。

そして、前記の中間皮膜を形成するためには、ターゲットの外周にコイル磁石を配備してアークスポットをターゲット内部に閉じ込めるような磁場構成としたカソードを用いてＴｉボンバードを実施することが好ましいとされており、さらに、その具体的な処理条件として、基材に印加する負のバイアス電圧は−１０００Ｖ〜−７００Ｖとすること、ターゲットへ投入する電流は８０Ａ〜１５０Ａとすること、ボンバード処理前の基材の加熱温度を４５０℃以上とすること、Ｔｉボンバード処理は３分〜７分とすること、Ｔｉボンバードはアルゴンガス、窒素ガス、水素ガス、炭化水素系ガス等を導入しながら実施してもよいが、炉内雰囲気を１．０×１０^−２Ｐａ以下の真空下で実施することが好ましいとされている。

また、特許文献３では、皮膜と基材の密着強度を改善し、合金工具鋼（ＳＫＤ１１）の切削加工における耐剥離性と耐摩耗性の向上を目的とした、ＷＣ基超硬合金を基材とする被覆工具及びその製造方法が提案されている。
特許文献３の記載によれば、この被覆工具は、ＷＣ基超硬合金基材の表面に結晶構造がｂｃｃ構造からなるＷ改質相（好ましくは、その平均厚さは１０〜３００ｎｍ）を有し、前記Ｗ改質相は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属のイオン照射によって前記基材のＷＣがＷとＣとの分解を経て形成されたＷであり、前記Ｗ改質相の直上にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属の炭化物相を有し、前記炭化物相の直上に硬質皮膜（この硬質皮膜は、好ましくは、少なくとも１層が、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｙ、Ｃｅ、Ｓｉ及びＢから選択される１種以上の元素とＡｌとを含有する窒化物である）を有する。
そして、この被覆工具は、基材にイオンボンバードメント処理を行う第１の工程と、硬質皮膜を形成する第２の工程とで製造することができ、前記イオンボンバードメント処理を行う第１の工程は、基材に−１０００〜−６００（Ｖ）の負のバイアス電圧を印加し、圧力０．０１〜２Ｐａで、水素ガスとＡｒ又はＮ_２との混合ガス（但し、前記混合ガスの水素ガス体積比率が１から２０％である。）を用いて、アーク放電式蒸発源から陰極物質（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属）を蒸発させ、前記陰極物質から蒸発した金属イオンを基材に照射し、もって基材の表面温度を８００〜８６０℃の範囲として、基材の表面に結晶構造がｂｃｃ構造からなるＷ改質相を形成するとともに前記Ｗ改質相の直上にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ及びＴａから選択される１種以上の金属の炭化物相を形成し、さらに、前記炭化物相の直上に硬質皮膜を形成するものであることが開示されている。

特許第４７１３４１３号公報 特開２０１７−００１１４７号公報 特許第５０９８７２６号公報

近年の切削加工装置のＦＡ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、切削加工はますます高速化・高能率化する傾向にあるとともに、できるだけ多くの材種の被削材の切削加工が可能となるような汎用性のある切削工具が求められる傾向にある。
前記特許文献１、３に示した従来の被覆工具においては、これを合金鋼の切削加工に用いた場合には、特段の問題は生じないが、これを、例えば、インコネル７１８（登録商標）に代表されるＮｉ基耐熱合金の高速ミーリング加工、高速ドリル加工に供した場合には、切刃に大きな熱的負荷、機械的負荷が作用するにもかかわらず、工具基体と硬質被覆層の密着性が十分ではない。そのため、剥離等の異常損傷が発生し、これを原因として、短時間で使用寿命に至るのが現状である。

また、特許文献２では、硬質皮膜として、少なくともＡｌとＴｉとＹとを含有する立方晶構造の窒化物層または炭窒化物層を設け、かつ、工具基体と硬質皮膜との間に、Ｔｉボンバード処理によって形成した中間皮膜を設けることで、Ｎｉ基耐熱合金等の切削加工における被覆工具の耐久性を高めるとされている。しかし、Ｎｉ基耐熱合金の高速ミーリング加工、高速ドリル加工のような、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用する切削加工では、中間皮膜と硬質皮膜間の密着性が十分でないために、剥離が発生しやすく、これを原因として、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、Ｎｉ基耐熱合金などの高速ミーリング加工、高速ドリル加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかる切削加工条件下で、硬質被覆層がすぐれた耐溶着性、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性を備え、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、鋭意研究を行った結果、以下のような知見を得た。

本発明者らは、まず、合金鋼用の切削工具として提案された前記特許文献１に開示された硬質皮膜について、Ｎｉ基耐熱合金の切削工具としての適用可能性を調査した。耐溶着性の観点からは、組成式：（Ａｌ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ｔｉ_ａＣｒ_ｂＳｉ_ｃＹ_ｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有する硬質被覆層（以下、「（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層」で示す場合がある）を備えた被覆工具が、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工における耐溶着性の観点から好適であることを見出した。
すなわち、上記の被覆工具において、特に、硬質被覆層中に含有されるＹ成分は、硬質被覆層の最表面においては、安定酸化物を生成し、この酸化物が耐溶着性を向上させ、さらに、Ｙ成分は硬質被覆層中に均一に存在する。そのため、切削加工の進行によっても、硬質被覆層の最表面には、常にＹの酸化物が存在し、耐溶着性の低下が生じないためである。
しかし、上記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層の層厚を過度に厚くすると、チッピング、欠損、剥離等の発生により、被覆工具の寿命が短命となった。

そこで、本発明者らは、チッピング、欠損、剥離等の発生がなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供すべく、硬質被覆層を、上記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層と、ＡｌとＴｉの複合窒化物層（以下、「（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層」で示す場合がある）との交互積層構造として構成した。さらに、工具基体表面に、前記特許文献２、３によって教示されるボンバード処理を施し、ついで、前記交互積層構造からなる硬質被覆層を形成したところ、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、チッピング、欠損の発生は抑制され、ある程度の工具寿命の延長化は図られた。しかし、剥離発生についてはこれを抑制することができず、未だ十分に満足できる工具特性を備えるとはいえなかった。

本発明者らは、前記特許文献２、３に示されるボンバード処理についてさらに研究を進めたところ、金属イオンボンバード処理条件を変更し、特許文献２、３に記載されるものとは異なった層構造の下部層を形成し、前記下部層を介して硬質被覆層を形成することによって、硬質被覆層と工具基体との間の密着性改善効果を格段に向上させることができることを見出した。また、その結果、Ｎｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制することができると同時に、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制することができるため、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を得られることを見出したのである。
即ち、本発明者らは、工具基体に対する金属イオンボンバードとして、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択される何れか一種の金属をイオンボンバードするに際し、その処理雰囲気を１×１０^−３Ｐａ以下の高真空とし、工具基体の処理温度を約７５０〜８００℃と高くし、かつ、処理時間を長くする（例えば、３０分以上６０分以下）こととした。これにより、前記特許文献２、３に記載される下部層とは異なる下部層、具体的には、Ｗ層（タングステン層）と前記層の直上に形成される金属炭化物層と、さらに、前記金属炭化物層の直上に形成される金属炭窒化物層からなる下部層、を形成することにより、硬質被覆層と工具基体の密着性を高めることができることを見出したのである。

そして、このような下部層を、硬質被覆層と工具基体との間に介在形成することにより、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用するＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制し、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮する被覆工具を得られることを見出したのである。

この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、本発明に係る表面被覆切削工具は、下記（１）〜（３）の構成を有する。
（１）炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体に下部層が設けられ、前記下部層の表面に交互積層構造の上部層が設けられた表面被覆切削工具であり、（ａ）〜（ｇ）の特徴を有する。
（ａ）前記下部層は、Ｗ層と金属炭化物層と金属炭窒化物層とからなる。
（ｂ）前記Ｗ層は、工具基体表面からその内部へ１０〜５００ｎｍの深さにわたって形成される。
（ｃ）前記金属炭化物層は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択されるいずれか一種の金属炭化物層であって、５〜５００ｎｍの平均層厚を有し、前記Ｗ層の直上に形成される。
（ｄ）前記金属炭窒化物層は、前記金属炭化物層に含有される金属成分を含む金属炭窒化物層であって、５〜３００ｎｍの平均層厚を有し、前記金属炭化物層の直上に形成される。
（ｅ）前記上部層は、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０〜８．０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｆ）前記Ａ層は、０．１〜５．０μｍの一層平均層厚を有するＡｌとＴｉの複合窒化物層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ_ｘＴｉ_１−ｘ）Ｎで表した場合、０．４０≦ｘ≦０．７０（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有する。
（ｇ）前記Ｂ層は、０．１〜５．０μｍの一層平均層厚を有するＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの複合窒化物層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ｔｉ_ａＣｒ_ｂＳｉ_ｃＹ_ｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有する。
（２）前記表面被覆切削工具が、表面被覆インサート、表面被覆エンドミル、表面被覆ドリルのいずれかであることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記（１）または（２）に記載される表面被覆切削工具からなるＮｉ基耐熱合金高速切削加工用の表面被覆切削工具。

本発明の被覆工具は、下部層と上部層を備え、前記下部層は、工具基体表面からその内部の所定深さにわたって形成されるＷ層と、前記Ｗ層の表面に形成される金属炭化物層と、前記金属炭化物層の表面に形成される金属炭窒化物層からなり、前記上部層は、（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなるＡ層と（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層からなるＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、工具基体と上部層との間に介在形成された前記下部層によって、工具基体と上部層との密着強度が高められるとともに、前記上部層は、すぐれた耐溶着性、耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性を備えている。
したがって、本発明の被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用するＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制し、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮する。

一実施形態に係る被覆工具の概略縦断面模式図の一例を示す。 一実施形態に係る被覆工具の上部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（なお、金属イオンボンバード用の金属ターゲットについては図示せず）の概略平面図の一例を示す。 一実施形態に係る被覆工具の上部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（なお、金属イオンボンバード用の金属ターゲットについては図示せず）の概略正面図の一例を示す。

図１は、本実施形態に係る表面被覆工具の概略縦断面模式図を示す。
図１に示すように、本実施形態に係る被覆工具は、炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体１１に、下部層２及び交互積層構造からなる上部層３が形成されている。
前記下部層２は、Ｗ層４と金属炭化物層５と金属炭窒化物層６とからなるが、前記Ｗ層４は、工具基体１１の表面上に形成されているのではなく、工具基体１１の表面からその内部に向かう１０〜５００ｎｍの平均深さにわたって形成されている。
そして、前記Ｗ層４の直上には、前記金属炭化物層５が５〜５００ｎｍの平均層厚で形成され、さらに、前記金属炭化物層５の直上には、前記金属炭窒化物層６が５〜３００ｎｍの平均層厚で形成されている。そして、Ｗ層４と金属炭化物層５と金属炭窒化物層６とからなる前記下部層２の表面には、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０〜８．０μｍの合計平均層厚を有する上部層３が形成されている。

［平均層厚の測定方法］
層厚の測定は、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて縦断面を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）や電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた断面測定によって行う。上部層の各層の層厚を求める手法を具体的に述べれば次の通りである。工具の縦断面に対して、基体表面の法線方向に対する組成の線分析を行う。これにより得られる成分含有量変化曲線を基として、Ａ層とＢ層の境界を、Ｂ層におけるＣｒ含有量の増加開始位置および減少開始位置とする。これらより、Ａ層の層厚は、Ｃｒ含有量の減少開始位置からＣｒ含有量の増加開始位置、また、Ｂ層の層厚は、Ｃｒ含有量の増加開始位置からＣｒ含有量の減少開始位置を基準として求められる。平均層厚は、上記測定方法を５回行い、算出した平均値のことをいう。

図２Ａおよび図２Ｂは、前記本実施形態に係る表面被覆工具の層構造を形成するためのアークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」という）装置１０を示す（なお、金属イオンボンバード処理用の金属ターゲットについては図示していない）。ＡＩＰ装置１０の回転テーブルに配置された工具基体１１の表面に対して、所定条件で金属イオンボンバードを行って、Ｗ層４と金属炭化物層５と金属炭窒化物層６とからなる下部層２を形成し、その後、Ａ層とＢ層とを交互に積層して上部層３を成膜し、層構造を有する本実施形態に係る表面被覆切削工具を作製することができる。

［下部層］
下部層２を構成するＷ層４、金属炭化物層５の層は、いずれも、金属イオンボンバード処理によって形成される層である。

前記下部層２を構成する層のうち、Ｗ層４及び前記Ｗ層４直上の金属炭化物層５は、金属イオンボンバード（照射）により、工具基体１１の表面近傍のＷＣがＷとＣに分解され、それにより、工具基体１１の表面から所定深さにまでＷ層４が形成され、また、前記Ｗ層４の表面には、イオンボンバードされた金属とＣとが反応して、金属炭化物層５が生成する。

ここで、形成されるＷ層４の平均厚さ(深さ)が１０ｎｍ未満では、直上の金属炭化物層５が十分に形成されず、硬質層との十分な密着強度が得られない。一方、その平均厚さが５００ｎｍを超えると、工具基体１１の表面の脆化によって、硬質被覆層が剥離しやすくなることから、工具基体１１の表面からその内部に向かって形成されるＷ層４の平均厚さ(深さ)は、１０〜５００ｎｍ以下とする。より好ましくは２０ｎｍ〜３００ｎｍである。

また、前記Ｗ層４直上に形成される金属炭化物層５は、前述したように、ボンバードされた金属イオンが、ＷＣからＷとＣに分解されたＣとの反応によって形成されるが、その平均層厚が、５ｎｍ未満ではＷ層４の厚さも薄くなりすぎて硬質層との密着性向上効果が少なく、一方、その平均層厚が５００ｎｍを超えると、結果としてＷ層４の平均厚さ(深さ)が、５００ｎｍを超えるようになるため、工具基体１１の表面の脆化を招く。したがって、Ｗ層４直上に形成される金属炭化物層５の平均層厚は５〜５００ｎｍとする。より好ましくは１０ｎｍ〜３００ｎｍである。

［Ｗ層の平均厚さ(深さ)の測定方法］
Ｗ層の厚さ(深さ)の測定は、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて縦断面を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）や電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた断面測定によって行う。Ｗ層の厚さ(深さ)を求める手法を具体的に述べれば次の通りである。工具の縦断面に対して、基体表面の法線方向に対する組成の線分析を行う。これにより得られる成分含有量変化曲線を基として各層の境界を次にしたがって定義する。まず、ＷＣとＷ層の境界を、Ｗ含有量の増加開始位置とする。また、Ｗ層と金属炭化物層の境界を、Ｗの含有量変化を示す曲線と金属炭化物層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点とする。これらより、Ｗ層の厚さ(深さ)は、前記Ｗ含有量増加開始位置およびＷの含有量変化を示す曲線と金属炭化物層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点を基準として求められる。Ｗ層の平均厚さは、上記測定方法を５回行い、算出した平均値のことをいう。

［金属炭化物層の平均厚さの測定方法］
金属炭化物層の厚さの測定は、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて縦断面を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）や電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた断面測定によって行う。金属炭化物層の厚さを求める手法を具体的に述べれば次の通りである。工具の縦断面に対して、基体表面の法線方向に対する組成の線分析を行う。これにより得られる成分含有量変化曲線を基として各層の境界を次にしたがって定義する。まず、Ｗ層と金属炭化物層の境界を、Ｗの含有量変化を示す曲線と金属炭化物層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点とする。また、金属炭化物層と金属炭窒化物層の境界を、Ｎ含有量の増加開始位置とする。これらより、金属炭化物層の厚さは、前記Ｗの含有量変化を示す曲線と金属炭化物層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点およびＮ含有量の増加開始位置を基準として求められる。金属炭化物層の平均厚さは、上記測定方法を５回行い、算出した平均値のことをいう。

［金属炭窒化物層の平均厚さの測定方法］
金属炭窒化物層の厚さの測定は、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて縦断面を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）や電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた断面測定によって行う。金属炭窒化物層の厚さを求める手法を具体的に述べれば次の通りである。工具の縦断面に対して、基体表面の法線方向に対する組成の線分析を行う。これにより得られる成分含有量変化曲線を基として各層の境界を次にしたがって定義する。まず、金属炭化物層と金属炭窒化物層の境界を、Ｎ含有量の増加開始位置とする。また、金属炭窒化物層と上部層の境界を、金属炭窒化物層を構成する金属成分と上部層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点とする。これらより、金属炭窒化物層の厚さは、前記Ｎ含有量の増加開始位置および金属炭窒化物層を構成する金属成分と上部層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点を基準として求められる。金属炭窒化物層の平均厚さは、上記測定方法を５回行い、算出した平均値のことをいう。

また、前記金属炭化物層５の表面に金属炭窒化物層６が形成されるが、この金属炭窒化物層６は、金属イオンボンバード処理の後、上部層３を蒸着形成する際に形成される層である。高真空下で長時間（３０〜６０分）にわたって金属イオンボンバード処理し、前記Ｗ層４と前記金属炭化物層５が形成された後、さらに窒素雰囲気下で上部層３を蒸着形成することで前記金属炭窒化物層６を形成できる。この形成方法により、前記金属炭化物層５に含有される金属成分を含む金属炭窒化物層６となる。

この金属炭窒化物層６は、金属炭化物層５との密着強度にすぐれると同時に、金属炭窒化物層６の表面に形成される硬質層、特に、ＡｌとＴｉの複合窒化物層からなるＡ層、との密着性にすぐれる。このため、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかるＮｉ基耐熱合金の高速切削加工における硬質層の剥離発生を抑制する。しかしながら、金属炭窒化物層６の平均層厚が５ｎｍ未満では上記の金属炭化物層５およびＡ層との密着性が充分に発揮されず、また、その平均層厚が３００ｎｍを超えると、層内の歪が大きくなり、かえって密着力の低下を招く。したがって、金属炭窒化物層６の平均層厚は５〜３００ｎｍとする。より好ましくは１０〜２００ｎｍである。

［下部層の形成］
より具体的に、前記下部層２の形成方法の一例を述べれば、例えば、次のとおりである。
まず、工具基体１１をＡＩＰ装置１０内の回転テーブル１２上に自転可能に載置し、装置内を１×１０^−３Ｐａ以下の高真空に保持し、工具基体１１の温度を約５００℃に加熱し、ついで、工具基体１１の温度を約７５０〜８００℃にまで高めて、この温度を金属イオンボンバード処理中維持するようにし、ついで工具基体１１に約−１０００Ｖのバイアス電圧を印加し、金属イオンボンバード用のターゲット（例えば、Ｔｉターゲット）約１００Ａのアーク電流を流し、この処理を約３０〜６０分間継続することにより金属イオンボンバード処理を行い、工具基体１１表面からその内部に向かった所定の深さにＷ層４を形成し、同時に、Ｗ層４表面に所定厚さの金属炭化物層５を形成し、さらに、上部層３を蒸着形成する際に上部層３と金属炭化物層５間の拡散反応によって金属炭窒化物層６を形成する。
前記方法によって、工具基体１１に、所定深さのＷ層４、所定平均層厚の金属炭化物層５、所定平均層厚の金属炭窒化物層６からなる下部層２を形成することができる。

前記Ｗ層４、金属炭化物層５、および金属炭窒化物層６は、工具基体１１上に層状に形成されることが望ましいが、例えばＷＣ粒子上に優先的に島状に形成される場合もあり、この場合も基材と硬質被覆層の密着強度改善の効果を得ることができる。

前記金属炭化物層５を構成する金属の種類としては、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択されるいずれか一種の金属が好適であり、特に、Ｔｉ、Ｃｒが好ましい。
金属炭化物層５を構成する前記の金属をイオンボンバードした際、前記の各金属は、Ｗよりも炭化物を形成しやすいため、工具基体１１表面近傍でＷとＣに分解したＣと反応し、その結果、Ｗ層４表面に金属炭化物層５が形成されるからである。

また、金属炭窒化物層６は、前記金属炭化物層５に含有される金属成分を含む炭窒化物層であるが、金属炭窒化物層６を構成する金属の種類としては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択される少なくとも一種以上の金属が好適であり、特に、Ｔｉ、Ｃｒが好ましい。
前記金属炭窒化物層６が形成されることで、上部層３との界面における格子の不整合が緩和されるため、上部層３との密着強度が向上する。

金属炭窒化物層６の炭素と窒素の比は限定されるものではないが、好ましくは炭素と窒素の原子濃度の合計に対する窒素の原子濃度の割合が金属炭窒化物層６内の平均で０．１〜０．９であり、より好ましくは０．１〜０．６である。

金属炭化物層５を構成する金属と、金属炭窒化物層６を構成する金属が、同種の金属（例えば、Ｔｉ炭化物層とＴｉ炭窒化物層）であることによって、金属イオンボンバード処理と金属炭窒化物層形成処理を連続して行えるという利点がある。
しかし、同種の金属に限定されるものではなく、異種の金属であっても差し支えはない。なお、本発明の金属イオンボンバード処理において、下部層２を形成する際の反応過程で部分的にＷ粒子が層内に残留する場合があるが、その場合においても下部層２の密着力向上効果は発揮される。

［上部層］
前記下部層２の上に形成される上部層３は、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０〜８．０μｍの合計平均層厚を有する。
Ａ層は、０．１〜５．０μｍの一層平均層厚を有するＡｌとＴｉの複合窒化物（以下、「（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ」で示す場合がある。）層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ_ｘＴｉ_１−ｘ）Ｎで表した場合、０．４０≦ｘ≦０．７０（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有する。
Ｂ層は、０．１〜５．０μｍの一層平均層厚を有するＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの複合窒化物（「（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ」）層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ｔｉ_ａＣｒ_ｂＳｉ_ｃＹ_ｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有する。

前記Ａ層に関する組成式におけるＮ／（Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎ）の値、また、前記Ｂ層に関する組成式におけるＮ／（（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｙ＋Ｎ）の値は、必ずしも、化学量論比の０．５である必要はない。工具基体１１表面の汚染の影響などで不可避的に検出される炭素や酸素などの元素を除いて、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの含有割合の原子比を定量し、また、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｙ、Ｎの含有割合の原子比を定量し、Ｎ／（Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎ）の値あるいはＮ／（（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｃｒ＋Ｓｉ＋Ｙ＋Ｎ）の値が、０．４５以上０．６５以下の範囲であれば、前記化学量論比が０．５であるＡ層あるいはＢ層と同等の効果が得られるため、特に問題はない。

［上部層のＡ層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層］
（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層からなる前記Ａ層について、その一層平均層厚が０．１μｍ未満の場合には、耐摩耗性向上効果、耐欠損性向上効果が十分でなく、一方、一層平均層厚が５．０μｍを超えると、Ａ層の内部歪みが大きくなり自壊しやすくなるため、Ａ層の一層平均層厚は０．１〜５．０μｍとする。
また、Ａ層の組成式：（Ａｌ_ｘＴｉ_１−ｘ）Ｎにおいて、Ａｌの平均組成を示すｘの値が０．４０未満の場合には、下部層２の金属炭窒化物層６とＡ層との密着強度、また、Ａ層とＢ層の密着強度は高くなる反面、Ａ層の高温硬さおよび高温耐酸化性が低下する。一方、ｘの値が０．７０を超える場合には、六方晶構造の結晶粒が形成されやすくなり、Ａ層の硬度が低下し十分な耐摩耗性を得ることができなくなる。
したがって、Ａｌの平均組成を示すｘの値は、０．４０≦ｘ≦０．７０とする。
Ａｌの平均組成を示すｘの値は、０．５０≦ｘ≦０．７０がより好ましい。

Ａ層におけるＡｌ成分の平均組成ｘは、ＳＥＭ−ＥＤＳを用いて、Ａ層の縦断面の複数個所（例えば、５箇所）でＡｌ成分量を測定し、その測定値を平均することによって求めることができる。
縦断面の複数個所は、無作為に選択した１個所より各個所間が１００ｎｍ〜２００ｎｍとなるように少なくとも５個所以上を選択するものとする。

［上部層のＢ層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層］
上部層３のＢ層を構成する（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層におけるＡｌ成分には高温硬さと耐熱性、同Ｔｉ成分には高温硬さを向上させる効果があり、同Ｃｒ成分には高温靭性、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成分には耐熱塑性変形性を向上させる作用があり、また、Ｙ成分には、前述したように、耐溶着性を高めると同時に耐酸化性を高める作用がある。

前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層におけるＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの合量に占めるＴｉの含有割合を示すａ値（原子比）が０．４０を超えると、相対的なＡｌの含有割合の低下によって被覆工具の耐久性が低下することから、ａ値は、０〜０．４０と定める。

前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層におけるＣｒの含有割合を示すｂ値（原子比）が０．０５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ｂ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、ｂ値を０．０５〜０．４０と定める。

前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層におけるＳｉの含有割合を示すｃ値（原子比）が０．２０を超えると、耐熱塑性変形性の向上が飽和する一方、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、ｃ値を０〜０．２０と定める。

前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層におけるＹの含有割合を示すｄ値（原子比）が０．０１未満では、耐溶着性、耐酸化性向上の効果を期待することができず、一方、同ｄ値が０．１０を超えると、六方晶構造のＡｌＮが生成するようになり、Ｂ層の硬さが低下することから、ｄ値を０．０１〜０．１０と定める。

上記ａ、ｂ、ｃ、ｄについての、望ましい範囲は０≦ａ≦０．３０、０．１０≦ｂ≦０．３０、０．０５≦ｃ≦０．１５、０．０５≦ｄ≦０．０８である。

前記（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層からなるＢ層は、その一層平均層厚が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、その一層平均層厚が５．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなるので、（Ａｌ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｙ）Ｎ層からなるＢ層の一層平均層厚は、０．１〜５．０μｍと定めた。なお、Ｂ層におけるＴｉ成分、Ｃｒ成分、Ｓｉ成分及びＹ成分のそれぞれの平均組成ａ、ｂ、ｃ、ｄは、ＳＥＭ−ＥＤＳを用いて、Ｂ層の縦断面の複数個所（例えば、５箇所）で各成分量を測定し、その測定値を平均することによって求めることができる。

［上部層の合計平均層厚］
前述のとおり、Ａ層の一層平均層厚及びＢ層の一層平均層厚は、それぞれ、０．１〜５．０μｍとするが、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された積層構造の上部層３の合計平均層厚は、１．０〜８．０μｍとする。Ａ層の一層平均層厚及びＢ層の一層平均層厚は、それぞれ、０．５〜４．０μｍであることがより好ましい。
これは、上部層３の合計平均層厚が１．０μｍ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ができず、一方、合計平均層厚が８．０μｍを超えると、上部層３がチッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生しやすくなるからである。

Ａ層とＢ層は、少なくとも１層ずつ交互に積層されている積層構造を有することが好ましい。
なお、下部層２の表面に、上部層３を成膜する場合、Ａ層と下部層２の金属炭窒化物層６との密着強度は高く、また、Ａ層とＢ層の密着強度も高いことから、下部層２の金属炭窒化物層６直上には、上部層３のＡ層を設けることが望ましい。

前記表面被覆切削工具は、表面被覆インサート、表面被覆エンドミル、表面被覆ドリルのいずれかであることが好ましい。
前記表面被覆切削工具は、Ｎｉ基耐熱合金高速切削加工用であることが好ましい。

以下に実施例を用いて本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。

《実施例１》
原料粉末として、いずれも０．５〜５μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂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、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、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体１１（インサート）１〜４を製造した。

前記の工具基体１１（インサート）１〜４に対して、以下の工程で下部層と上部層を形成し、本発明の表面被覆インサート１〜８（以下、本発明工具１〜８という）をそれぞれ製造した。
工程（ａ）：
上記の工具基体１１の１〜４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、図２Ａおよび図２Ｂに示すＡＩＰ装置１０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、ＡＩＰ装置１０の一方に所定組成のＡｌ−Ｔｉ合金からなるターゲット１３（カソード電極）を、他方側に所定組成のＡｌ−Ｔｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｙ合金からなるターゲット１４（カソード電極）を配置し、
工程（ｂ）：
まず、装置内を排気して真空（１×１０^−３Ｐａ以下）に保持しながら、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体１１を、約５００℃から表２に示す所定の温度（金属イオンボンバード処理中の工具基体温度）にまでヒータで順次加熱し、同じく表２に示すバイアス電圧を工具基体１１に印加し、工具基体１１と金属イオンボンバード用ターゲット（例えば、Ｔｉ）との間に同じく表２に示すアーク電流を流し、同じく表２に示す処理時間、工具基体１１に金属イオンボンバード処理を施すことにより表４に示す下部層２を形成し、
工程（ｃ）：
ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表３に示す窒素分圧とすると共に、前記回転テーブル１２上で自転しながら回転する工具基体１１の温度を表３に示す温度範囲内に維持するとともに、表３に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット１３とアノード電極１５との間に１５０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記工具基体１１の表面に、表４に示される組成および一層平均層厚のＡ層を蒸着形成し、
工程（ｄ）：
ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを反応ガス導入口（２０）から導入して表３に示す窒素分圧とすると共に、前記回転テーブル１２上で自転しながら回転する工具基体１１の温度を表３に示す温度範囲内に維持するとともに表３に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｙ合金ターゲット１４とアノード電極１６との間に１５０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記工具基体１１の表面に、表４に示される組成および一層平均層厚のＢ層を蒸着形成した、
工程（ｅ）：
ついで、前記（ｃ）と（ｄ）を、上部層の合計平均層厚になるまで繰り返し行った。
上記工程（ａ）〜（ｅ）により、表４に示す本発明工具１〜８をそれぞれ製造した。

比較例：
比較の目的で、実施例１で作製したＷＣ基超硬合金製の工具基体１１（インサート）１〜４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、図２Ａおよび図２Ｂに示すＡＩＰ装置１０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、実施例１とは、金属イオンボンバード処理条件を変更した以外、実施例１と同様な方法で、表７に示す比較例の表面被覆インサート１〜６（以下、比較例工具１〜６という）をそれぞれ製造した。
具体的に言えば、次のとおりである。
比較例工具１〜４については、表５の比較例条件１〜４に示されるように、ＡＩＰ装置１０内を表５に示す炉内雰囲気、炉内圧力に維持しながら、ヒータで工具基体１１を表５に示す温度に加熱した後、回転テーブル１２上で自転しながら回転する工具基体１１に表５に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ、金属イオンボンバード用ターゲットとアノード電極との間に表５に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、もって工具基体１１表面をボンバード処理した。
また、比較例工具５、６については、表５の比較例条件５、６に示されるようなボンバード処理を行ったが、比較例条件５の処理は、前記特許文献２に開示される範囲内の条件であり、また、比較例条件６の処理は、前記特許文献３に開示される範囲内の条件である。また、比較例工具１〜４及び比較例工具５、６のボンバード処理後の、上部層の成膜条件は、表６に示すとおりである。

上記で作製した本発明工具１〜８および比較例工具１〜６について、収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ：ＦＩＢ）を用いて縦断面を切り出し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）、オージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）や電子線マイクロアナライザー（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた断面測定により、上部層のＡ層、Ｂ層の成分組成、各層厚を５箇所測定し、その平均値から平均組成および平均層厚を算出した。
下部層のＷ層、金属炭化物層および金属炭窒化物層においても、上部層と同様の分析手法を用いた断面の平均測定より、各層の同定ならびに各層厚を算出した。下部層の各層の層厚を求める手法を具体的に述べれば次の通りに行った。工具の縦断面に対して、基体表面の法線方向に対する組成の線分析を行った。これにより得られる成分含有量変化曲線を基として各層の境界を次にしたがって定義した。まず、ＷＣとＷ層の境界を、Ｗ含有量の増加開始位置とした。また、Ｗ層と金属炭化物層の境界を、Ｗの含有量変化を示す曲線と金属炭化物層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点とした。さらに、金属炭化物層と金属炭窒化物層の境界を、Ｎ含有量の増加開始位置とした。そして、金属炭窒化物層と上部層の境界を、金属炭窒化物層を構成する金属成分と上部層を構成する金属成分の含有量変化を示す曲線との交点とした。ここから、Ｗ層の深さ及び金属炭化物層の層厚及び金属炭窒化物層の層厚を、前記Ｗ含有量、Ｎ含有量の増加開始位置あるいは各曲線の交点を基準として求めた。
そして、この測定を工具の縦断面において５箇所で繰り返し、その平均値を下部層の各層の平均層厚とした。
表４、表７に、測定・算出したそれぞれの値を示す。

つぎに、上記本発明工具１〜８および比較例工具１〜６について、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、下記の条件（切削条件１という）によるＮｉ基耐熱合金の湿式連続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
＜切削条件１＞
被削材：Ｎｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％−Ｆｅ１９質量％−Ｍｏ３質量％−Ｔｉ０．９質量％−Ａｌ０．５質量％−Ｎｉ残部）の丸棒、
切削速度：１００ ｍ／ｍｉｎ．、
切り込み：０．５ ｍｍ、
送り：０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ．、
切削時間：１０ 分、
切削油：水溶性クーラント
表８に、その結果を示す。

《実施例２》
表１に示される配合組成の原料粉末を、実施例１に示す条件で焼結して、直径が１０ｍｍの工具基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記丸棒焼結体から、研削加工にて、切刃部の直径×長さが６ｍｍ×１２ｍｍの寸法で、ねじれ角３０度の４枚刃スクエア形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体１１（エンドミル）１〜４をそれぞれ製造した。
次いで、前記の工具基体１１（エンドミル）１〜４ついて、ＡＩＰ装置１０を用いて、実施例１の工程（ａ）〜（ｅ）と同様な工程で、表９に示す本発明の表面被覆エンドミル１１〜１８（以下、本発明工具１１〜１８という）を製造した。
上記で作製した本発明工具１１〜１８について、実施例１と同様な方法で、下部層のＷ層、金属炭化物層および金属炭窒化物層の同定ならびに各層厚を算出した。上部層のＡ層、Ｂ層においても、各成分の平均組成、平均層厚を算出した。
表９に、測定・算出したそれぞれの値を示す。

つぎに、上記本発明工具１１〜１８のエンドミルについて、下記の条件（切削条件２という）によるＮｉ基耐熱合金の側面切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
＜切削条件２＞
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＮｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％−Ｆｅ１９質量％−Ｍｏ３質量％−Ｔｉ０．９質量％−Ａｌ０．５質量％−Ｎｉ残部）の板材、
切削速度：４０ ｍ／ｍｉｎ、
回転速度：２１００ ｍｉｎ．^−１、
切り込み：ae ０．３ ｍｍ、ap ６ ｍｍ、
送り速度（１刃当り）：０．０３ ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切削長：１０ ｍ、
表１０に、切削試験結果を示す。

《実施例３》
上記の実施例２で製造した直径が１０ｍｍの丸棒焼結体を用い、この丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さが６ｍｍ×３０ｍｍ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基超硬合金製の工具基体１１（ドリル）を製造した。

ついで、この工具基体１１（ドリル）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。
ついで、ＡＩＰ装置１０に装入し、前記実施例１と同一の条件で、表１１に示される下部層、上部層を備える本発明の表面被覆ドリル２１〜２８（以下、本発明工具２１〜２８という）を製造した。

上記で作製した本発明工具２１〜２８について、実施例１と同様な方法で、下部層のＷ層４、金属炭化物層５および金属炭窒化物層６の同定ならびに各層厚を算出した。上部層のＡ層、Ｂ層においても、各成分の平均組成、平均層厚を算出した。
表１１に、測定・算出したそれぞれの値を示す。

つぎに、上記本発明工具２１〜２８について、下記の条件（切削条件３という）によるＮｉ基耐熱合金の湿式穴あけ切削加工試験を実施し、穴あけ加工数を３０穴とした時の切れ刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
＜切削条件３＞
被削材−平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＮｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％−Ｆｅ１９質量％−Ｍｏ３質量％−Ｔｉ０．９質量％−Ａｌ０．５質量％−Ｎｉ残部）の板材、
切削速度：１３．７ ｍ／ｍｉｎ．、
送り：０．０６ ｍｍ／ｒｅｖ、
穴深さ：１２ ｍｍ、
表１２に、切削試験結果を示す。

表８、表１０、表１２に示される結果から、本発明工具１〜８、１１〜１８、２１〜２８は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかるＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生はなく、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生もなく、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がわかる。
これに対して、比較例工具１〜６は、切刃に作用する切削加工時の熱的負荷、機械的負荷により、剥離、チッピング、欠損等を発生し、しかも、寿命は短命であった。

本発明の被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用するＮｉ基耐熱合金の高速切削加工において、剥離の発生を抑制し、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生を抑制し、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮する。

２ 下部層
３ 上部層
４ Ｗ層（タングステン層）
５ 金属炭化物層
６ 金属炭窒化物層
１０ ＡＩＰ装置（アークイオンプレーティング装置）
１１ 工具基体
１２ 回転テーブル
１３ Ａｌ−Ｔｉ合金ターゲット（蒸発源）
１４ Ａｌ−Ｔｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｙ合金ターゲット（蒸発源）
１５、１６ アノード電極
１７、１８ アーク電源
１９ バイアス電源
２０ 反応ガス導入口
２１ 排ガス口

Claims (3)

1. 炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体に下部層が設けられ、前記下部層の表面に交互積層構造の上部層が設けられた表面被覆切削工具において、
   （ａ）前記下部層は、Ｗ層と金属炭化物層と金属炭窒化物層とからなり、
   （ｂ）前記Ｗ層は、工具基体表面からその内部へ１０〜５００ｎｍの深さにわたって形成され、
   （ｃ）前記金属炭化物層は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＮｂおよびＴａから選択されるいずれか一種の金属炭化物層であって、５〜５００ｎｍの平均層厚を有し、前記Ｗ層の直上に形成され、
   （ｄ）前記金属炭窒化物層は、前記金属炭化物層に含有される金属成分を含む金属炭窒化物層であって、５〜３００ｎｍの平均層厚を有し、前記金属炭化物層の直上に形成され、
   （ｅ）前記上部層は、Ａ層とＢ層が少なくとも１層ずつ交互に積層された交互積層構造からなり、１．０〜８．０μｍの合計平均層厚を有し、
   （ｆ）前記Ａ層は、０．１〜５．０μｍの一層平均層厚を有するＡｌとＴｉの複合窒化物層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ_ｘＴｉ_１−ｘ）Ｎで表した場合、
   ０．４０≦ｘ≦０．７０（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有し、
   （ｇ）前記Ｂ層は、０．１〜５．０μｍの一層平均層厚を有するＡｌとＴｉとＣｒとＳｉとＹの複合窒化物層であって、その組成を、組成式：（Ａｌ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ｔｉ_ａＣｒ_ｂＳｉ_ｃＹ_ｄ）Ｎで表した場合、０≦ａ≦０．４０、０．０５≦ｂ≦０．４０、０≦ｃ≦０．２０、０．０１≦ｄ≦０．１０（ただし、ａ、ｂ、ｃ、ｄはいずれも原子比）を満足する平均組成を有することを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記表面被覆切削工具が、表面被覆インサート、表面被覆エンドミル、表面被覆ドリルのいずれかであることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 請求項１または２に記載される表面被覆切削工具からなるＮｉ基耐熱合金高速切削加工用の表面被覆切削工具。

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