WO2013031458A1 - 切削工具 - Google Patents

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Abstract

　【課題】　高速かつ断続切削加工においても被覆層が剥離しにくく長寿命な切削工具を提供する。　【解決手段】　超硬合金基体１の表面にＴｉＮ層２、ＴｉＣＮ層３、Ａｌ２Ｏ３層５を順に積層してなり、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、ＴｉＮ層２およびＴｉＣＮ層３中にはＮｂが含有されており、厚み方向におけるＴｉＣＮ層３の中央におけるＮｂの含有比率が０．１質量％以上であるとともに、Ａｌ２Ｏ３層５の中央におけるＮｂの含有比率が０．０５質量％以下の切削工具８である。

Description

切削工具
　本発明は切削工具に関し、特に被覆層を具備する切削工具に関する。
　従来から金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金等の基体の表面にＴｉＣＮ層やＡｌ２Ｏ３層等の多層の被覆層を被着形成したものが広く用いられている。また、超硬合金中にはＷＣ以外にＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ等の他の炭化物を含有させて、超硬合金の耐熱性を高めることが知られているが、超硬合金の表面ではＷＣ以外のＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ等の他の炭化物、いわゆるβ相の濃度が低くなることも知られている。
　一方、特許文献１では、超硬合金基体の表面に、ＣＶＤ（化学蒸着）法によって、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮＯ層、Ａｌ２Ｏ３層、ＴｉＮ層を順に被覆した切削工具が開示され、基体側のＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣ層の結晶粒界にＷとＣｏとを拡散含有させることが記載されている。
　また、特許文献２には、Ｂ－Ｃ系皮膜を形成する際に、アンバランスドマグネトロンスパッタリング法によってＮｂ等の非晶質膜を形成し、徐々にＢおよびＣを含有するターゲットに供給する電力を傾斜的に増加させ、Ｎｂ等の金属への電力供給は傾斜的に減少させて、Ｎｂ等の金属成分が傾斜した中間層を成膜する方法が開示されている。
特開平０８－１１８１０８号公報 特許第４２５３１８４号公報
　しかしながら、特許文献１に記載されているように被覆層内にＷとＣｏとを拡散含有させた切削工具では、基体と被覆層との密着性が不十分であり、切削時の衝撃によって被覆層が剥離するおそれがあった。また、特許文献２のようにＢ－Ｃ系皮膜の中間層としてＮｂが傾斜する皮膜を有する切削工具でも、基体と被覆層との密着性が不十分であった。
　本発明の目的は、高速加工かつ断続切削加工等の切刃に大きな衝撃がかかる加工によっても被覆層の剥離の発生を抑えて、優れた耐摩耗性、耐欠損性を発揮することができる切削工具を提供することにある。
　本発明の切削工具は、超硬合金基体の表面にＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３層を順に積層してなり、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記ＴｉＮ層および前記ＴｉＣＮ層中にはＮｂが含有されており、厚み方向における前記ＴｉＣＮ層の中央におけるＮｂの含有比率が０．１質量％以上であるとともに、前記Ａｌ２Ｏ３層の中央におけるＮｂの含有量が０．０５質量％以下である。
　本発明の切削工具によれば、超硬合金基体の表面に被覆されるＴｉＮ層およびＴｉＣＮ層にＮｂが含有されており、厚み方向におけるＴｉＣＮ層の中央におけるＮｂの含有比率が０．１質量％以上であるので、基体と被覆層との密着性が高まり被覆層の剥離を抑制して切削工具の耐摩耗性および耐欠損性を向上できる。また、Ａｌ２Ｏ３層の中央におけるＮｂの含有量を０．０５質量％以下としてあるため、切削工具の耐摩耗性を向上できる。
本発明の切削工具の表面を含む断面について、（ａ）走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、（ｂ）グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）データを並べたものである。 図１のＧＤＳ分析データの微量成分の分布状態を見るための拡大図である。 図１、２のＧＤＳ分析データのさらに微量成分の分布状態を見るための更なる拡大図である。
　本発明の切削工具について説明する。図１（ａ）は上記切削工具の被覆層を含む断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真であり、図１（ｂ）は被覆層の表面から深さ方向についてのグロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）を示す。なお、図２、３は図１におけるＧＤＳ分析データの微量成分の分布状態を見るための部分拡大図である。図１～３には各元素の分布および電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）との対応によって決定される各層の構成を特定している。１が基体（超硬合金）、２がＴｉＮ層、３がＴｉＣＮ層、４がＴｉＣＯ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯまたはＴｉＡｌＣＮＯ等からなる中間層、５がＡｌ２Ｏ３層、６がＴｉＣＮ層またはＴｉＮ層の表面層、７が各層２～６の構成からなる被覆層、８が切削工具である。
　ここで、ＧＤＳ分析にて各層の厚みを算出することはできるが、各層のエッチング速度が異なると各層の厚みの誤差が大きくなってしまう。そこで、本発明においては、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真および電子線マイクロ分析（ＥＰＭＡ）データ（図示せず）と照合しながら各層の構成を確認しつつ、ＧＤＳ分析データのピークの形を確認して、各層の範囲を確定した。なお、図１（ａ）のＳＥＭ写真から、被覆層７の中で、最も層厚が厚いのがＴｉＣＮ層３、次に層厚が厚いのがＡｌ２Ｏ３層５であることが確認でき、図１（ｂ）のＧＤＳ分析データのピークの形からＡｌとＴｉの分布が平坦な部分が存在することを確認できた。そして、この平坦な部分それぞれの厚みの真ん中の中間位置を、ＴｉＣＮ層の中央Ｌ１、Ａｌ２Ｏ３層の中央Ｌ２として特定した。
　ここで、基体１の好適例は、ＷＣ相、結合相、Ｂ１型固溶相から形成されている。そして、ＷＣを８０～９４質量％、Ｃｏを５～１５質量％、ＮｂをＮｂＣ換算量で０．１～１０質量％、Ｎｂを除く周期表第４、５および６族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物（ＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも１種を０～１０質量％の比率で含有する。そして、この基体１は、ＷＣ相と、Ｎｂを含むＢ１型固溶相と、前記Ｃｏを主体とする結合相とからなる。Ｎｂの望ましい含有量は、基体１の内部におけるＮｂＣ換算量で１～８質量％、特に１～５質量％である。
　ここで、本実施態様では、基体１は、Ｎｂの含有比率が一定である内部領域と、該内部領域より前記Ｎｂの含有比率が少ない表面領域とを有する。そして、本実施態様では、この表面領域の表面からの深さは５～４０μｍであり、この表面領域の中間の深さ位置におけるＮｂの含有量が、基体２の表面からの深さが１０００μｍ以上の内部の深さ位置におけるＮｂの含有量に対する比率で０．８以下、望ましくは０．２～０．８の範囲に調整している。これによって、被覆層７中のＮｂの分布状態を所定の範囲内に容易に調整できる。なお、本発明における基体１の内部領域とは、基体１の表面領域よりも深い領域を指すが、内部における組成の測定は１０００μｍ以上の深さ位置にて測定するものとする。また、表面領域においてはＣｏの含有比率が増加する傾向にある。
　また、基体１の表面には、ＴｉＮ層２、ＴｉＣＮ層３、Ａｌ２Ｏ３層５の被覆層が順に積層されている。なお、被覆層としては、ＴｉＮ層２、ＴｉＣＮ層３、Ａｌ２Ｏ３層５の層間に他の層を形成してもよく、例えば、ＴｉＣＮ層３とＡｌ２Ｏ３層５との間にＴｉＣＮＯ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＮＯ層、ＴｉＡｌＣＮＯ層等の酸素を含有する中間層４を形成することが望ましく、これによって、Ａｌ２Ｏ３層５の結晶をα型結晶構造に容易に制御できる。さらに、Ａｌ２Ｏ３層５の表面にはＴｉＣＮ層またはＴｉＮ層等からなる表面層６を形成してもよい。
　図３において、ＴｉＮ層２およびＴｉＣＮ層３中にはＮｂが含有されるとともに、Ａｌ２Ｏ３層５の中央におけるＮｂの含有量は０．０５質量％以下である。これによって、基体１と被覆層７との密着性が向上し、高速かつ強断続切削等の強い衝撃がかかる加工においても被覆層７の剥離を抑制して、切削工具８の耐摩耗性および耐欠損性を高めることができる。すなわち、ＧＤＳ分析において、ＴｉＣＮ層３の中央（図１～３のＬ１）におけるＮｂの含有比率は０．１～０．４質量％であることによって、基体１と被覆層７との密着性を高めるとともにＴｉＣＮ層３の耐摩耗性を高めることができる。かつ、Ａｌ２Ｏ３層５の中央（図１～３のＬ２）におけるＮｂの含有比率は０．０５質量％以下であることによって、Ａｌ２Ｏ３層５の耐酸化性が高く、耐摩耗性の高い切削工具８となる。
　ここで、被覆層７中にはＮｂの他にＷおよびＣｏがＴｉＮ層２およびＴｉＣＮ層３までにわたって含有されることが望ましく、図３において、Ｗの含有比率はＴｉＣＮ層３の中央Ｌ１で０．２～１．０質量％、Ｃｏの含有比率はＴｉＣＮ層３の中央Ｌ１で０．０１～０．０８質量％であることが、基体１と被覆層７との密着性をさらに高めるために望ましい。また、図３において、被覆層７中にはＺｒの拡散も見られるが、ＴｉＮ層２ではＺｒ成分が含有されず、ＴｉＣＮ層３の中間層４との界面側でＺｒ成分の含有量が増加するという特異な挙動となっている。
　また、ＧＤＳ分析において、基体１の表面においてはＢ１型固溶相の含有比率が少なく、Ｎｂの含有比率が超硬合金からなる基体１の内部の含有比率に対して０．８以下と低いとともに、基体１の内部においてはＢ１型固溶相が存在し、基体１の内部におけるＮｂのＮｂＣ換算量での含有比率が１～８質量％、特に１～５質量％であることが、高温における耐塑性変形性を最適化する上で望ましい。なお、ＧＤＳ分析において、基体１の表面におけるＮｂの含有比率は１質量％未満、特に０．０８～０．３質量％であることが望ましい。なお、本発明において、基体１の内部とは、超硬合金基体１の表面から１０００μｍの位置を指す。
　さらに、図２に示すＧＤＳ分析において、Ｃ（炭素）の濃度は、ＴｉＣＮ層３のＡｌ２Ｏ３層５側では±０．５質量％以内の範囲内で一定であり、それからＴｉＮ層２に向かって一旦増加した後、減少する分布からなることが、ＴｉＣＮ層３の耐欠損性を高めることができるとともにＴｉＣＮ層３の密着性を高めるために望ましい。
　なお、ＴｉＮ層２の厚みはＮｂの含有比率を調整するために０．２～０．６μｍであることが望ましい。
　（製造方法）
　上述した本発明の切削工具を構成する超硬合金の製造方法の一例について説明する。まず、ＷＣ粉末を８０～９４質量％と、金属Ｃｏ粉末を５～１５質量％と、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物粉末として、ＮｂＣ粉末を０．１～１０質量％、他のＢ１型固溶相を形成するための化合物粉末を１０質量％以下の比率で調合する。このとき、Ｂ１型固溶相を形成するための化合物原料粉末であるＮｂＣ粉末の平均粒径を０．５～２μｍ、ＷＣ粉末の平均粒径を０．５～１０μｍ、金属Ｃｏ粉末の平均粒径を１．０～２．０μｍと調整するとともに、下記混合、焼成工程によって、本発明の切削工具を形成する超硬合金を作製することができる。
　この調合した粉末に溶媒を加えて、所定時間混合・粉砕してスラリーとする。このスラリーにバインダを添加してさらに混合し、スプレードライヤー等を用いてスラリーを乾燥しながら混合粉末の造粒を行う。次に、造粒された顆粒を用いてプレス成形により切削工具形状に成形を行う。その後、ＮｂＣまたは金属ニオブ（Ｎｂ）を含有する溶液を準備しておき、スプレー法、含浸法、塗布法により、この超硬合金基体の表面にＮｂ富含させＮｂ濃度を高めておく。さらに、焼成炉にて脱脂を行った後、２０～２０００Ｐａの減圧雰囲気中、焼成炉の温度を１３８０～１４８０℃の焼成温度に上げて１～１．５時間焼成して超硬合金を作製することができる。
　そして、作製された超硬合金について、所望によって超硬合金の表面を研磨加工したり、切刃部にホーニング加工を施したりする。
　次に、得られた基体の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層２を形成する。その成膜条件の一例について説明すると、まず、所望により、基体の直上に、ＴｉＮ（窒化チタン）層を形成する。その成膜条件は、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０～６０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８００～９４０℃、圧力を８～５０ｋＰａとすることが望ましい。
　次に、ＴｉＮ層の上層にＴｉＣＮ層を形成する。その成膜条件は、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１～６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１～３．０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０～８５０℃、圧力を５～２５ｋＰａの条件が挙げられ、この条件によって、いわゆる柱状結晶にて構成されるＭＴ（Moderate Temprature）－ＴｉＣＮ層が成膜される。次いでＭＴ－ＴｉＣＮ層の上層にいわゆる粒状結晶からなるＨＴ（High Temprature）－ＴｉＣＮ層を形成する。具体的には、上記ＴｉＣＮ層に続いて、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１～３体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０～１５体積％、メタン（ＣＨ４）ガスまたはアセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１～１０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９００～１０２０℃、圧力を５～４０ｋＰａとする成膜条件に切り替えてＨＴ－ＴｉＣＮ層を成膜する。
　続いて、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１～３体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１～１５体積％、メタン（ＣＨ４）ガスまたはアセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１～１０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを０．５～３．０体積％、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）を０．５～３．０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９００～１０２０℃、圧力を５～４０ｋＰａとする成膜条件にてＴｉＡｌＣＮＯ層を成膜する。
　その後、引き続き、α型Ａｌ２Ｏ３層を形成する。具体的な成膜条件の一例としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ３）ガスを０．５～５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５～３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを０．５～５．０体積％、硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスを０～０．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９３０～１０１０℃、圧力を５～１０ｋＰａとすることが望ましい。
　ついで、所望により、Ａｌ２Ｏ３層の表面にＴｉＮ層を成膜する。ＴｉＮ層の成膜条件としては、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１～１０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１～６０体積％の比率で含み、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、反応チャンバ内の温度を８５５～１０１０℃、圧力を１０～８５ｋＰａとすることが望ましい。
　そして、被覆層を成膜終了後、成膜チャンバ内を圧力３５０ｋＰａ～８５０ｋＰａ、温度１０００～１２００℃にして３０分～１２０分保持した後、チャンバ内を冷却することによって、基体表面に存在するＮｂを被覆層側に所定の比率で拡散させる。
　その後、所望により、形成した被覆層の表面の少なくとも切刃部を研磨加工する。この研磨加工により、切刃部が平滑に加工され、被削材の溶着を抑制して、さらに耐欠損性に優れた工具となる。
　（実施例１）
　平均粒径５μｍのＷＣ粉末に対して、平均粒径１．５μｍの金属Ｃｏ粉末を８質量％、平均粒径１．０μｍのＴｉＣ粉末を０．８質量％、平均粒径１．０μｍのＮｂＣ粉末を３．５質量％、平均粒径２．０μｍのＺｒＣ粉末を０．３質量％の比率で調合、添加して、これに有機溶剤を加えて混合・粉砕した後、保形剤を添加してさらに混合し、できたスラリーをスプレードライヤーに投入して造粒粉末を作製した。次に、この造粒粉末を用いて、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ）に成形を行い、焼成炉にて４５０℃で３時間脱脂を行った後、１４５０℃、１時間で焼成して超硬合金を作製した。なお、この超硬合金基体には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）における電子線マイクロ分析（ＥＰＭＡ）にて測定したところ、表面からの厚みが３０μｍの表面領域が存在していることがわかった。また、同分析にて、表面領域の中間の深さ位置におけるＮｂの含有量が、前記超硬合金基体の表面からの深さが１０００μｍ以上の内部の深さ位置におけるＮｂの含有量に対する比率で０．６５であることがわかった。
　そして、上記超硬合金を研削加工してＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳの略平板形状にした後、この基体の表面に対して、さらに切刃部にホーニング加工を施した。次いで、ＮｂＣを含有するスラリーを用いて表１の方法で基体表面のＮｂ濃度を高める処理を行う表１の基体表面処理を実施して、基体の表面におけるＮｂの含有比率を高めた。
　さらに、この加工した超硬合金の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって、表１の構成の被覆層を順次成膜した。成膜後、チャンバ内を５００ｋＰａにして、表１に示す温度で６０分保持する成膜後高温保持工程を経てチャンバ内を冷却した。なお、各層の厚みは被覆層の断面を走査型電子顕微鏡で観察して確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた切削工具について、表面から深さ方向の組成変化についてＧＤＳ分析（堀場製作所社製ＧＤ－ＰＲＯＦＴＬＥＲ、分析条件：電力２０Ｗ、Ａｒ圧力６００Ｐａ、放電範囲２ｍｍφ、サンプルリング時間０．３ｓｅｃ/ｐｏｉｎｔ）を行い、ＴｉＣＮ層とＡｌ２Ｏ３層の中央における各元素の分布を確認し、各元素の濃度を表１に示した。また、切削工具の断面についてＳＥＭ観察を行った。
　そして、この工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および強断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。
　（摩耗評価条件）
被削材　：ＳＣＭ４３５
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ（３秒切削毎に切込変動）
切削時間：１５分
切削液　：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：顕微鏡にて切刃を観察し、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
　（強断続切削条件）
被削材　：ＳＣＭ４４０　４本溝入材
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８ＰＳ
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削液　：エマルジョン１５％＋水８５％混合液
評価項目：欠損に至る衝撃回数
　　　　　衝撃回数１０００回時点で顕微鏡にて切刃の状態を観察
結果は表２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、２に示す結果より、基体の表面にＴｉＮ層を形成しなかった試料Ｎｏ．５、およびＴｉＣＮ層の中央におけるＮｂの含有比率が０．１質量％よりも少なかった試料Ｎｏ．６、８では、被覆層が基体から剥離し、いずれも摩耗試験および強断続試験とも悪いテスト結果であった。また、Ａｌ２Ｏ３層の中央におけるＮｂの含有比率が０．０５質量％を超える試料Ｎｏ．７では、被覆層の耐摩耗性が低下した。
　これに対して、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３層を順に積層し、ＧＤＳ分析においてＴｉＣＮ層の中央におけるＮｂの含有比率が０．１質量％以上、Ａｌ２Ｏ３層の中央におけるＮｂの含有比率が０．０５質量％以下である試料Ｎｏ．１～４では、いずれも被覆層の密着力が高く、耐摩耗性および耐欠損性とも優れた切削性能を有するものであった。なお、試料Ｎｏ．１～４のいずれの試料も、図２、３に示すように、基体の表面近傍でのＮｂの含有比率が低下しており、基体の内部の含有比率に対して０．８以下であった。
　（実施例２）
　実施例１の試料Ｎｏ．３に対して、超硬合金基体の組成を表３の組成に変える以外は、実施例１と同じ条件で表３の試料を作製し、実施例１と同様に評価した。結果は表３、４に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、４から明らかなとおり、基体２が、ＮｂをＮｂＣ換算量で０．１～１０質量％の比率で含有する超硬合金からなり、所定の成膜条件にて被覆層を成膜した試料Ｎｏ．９～１２では、被覆層中のＮｂの含有量が所定の範囲に制御されて、いずれも被覆層の密着力が高く、耐摩耗性および耐欠損性とも優れた切削性能を有するものであった。
１　　基体（超硬合金）
２　　ＴｉＮ層
３　　ＴｉＣＮ層
４　　中間層
５　　Ａｌ２Ｏ３層
６　　表面層
７　　被覆層
８　　切削工具

Claims (6)

  1. 　超硬合金基体の表面にＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３層を順に積層してなり、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、前記ＴｉＮ層および前記ＴｉＣＮ層中にはＮｂが含有されており、厚み方向における前記ＴｉＣＮ層の中央におけるＮｂの含有比率が０．１質量％以上であるとともに、前記Ａｌ２Ｏ３層の中央におけるＮｂの含有比率は０．０５質量％以下である切削工具。
  2. 　前記基体の表面近傍でのＮｂの含有比率が、前記基体の内部の含有比率に対して０．８以下の比率であるとともに、前記基体の内部におけるＮｂのＮｂＣ換算量での含有比率が１～８質量％である請求項１記載の切削工具。
  3. 　グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、厚み方向における前記ＴｉＣＮ層の中央におけるＮｂの含有比率が０．１～０．４質量％である請求項１または２記載の切削工具。
  4. 　グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ分析）において、Ｃの濃度は、前記ＴｉＣＮ層の前記Ａｌ２Ｏ３層側で一定であり、それから前記ＴｉＮ層側に向かって一旦増加した後、減少する分布からなる請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
  5. 　前記ＴｉＮ層の厚みが０．３～０．６μｍである請求項１乃至４のいずれか記載の切削工具。
  6. 　前記超硬合金の基体は、前記Ｎｂの含有比率が一定である内部領域と、該内部領域より前記Ｎｂの含有比率が少ない表面領域とを有し、該表面領域の厚みが５～４０μｍである請求項１乃至５のいずれか記載の切削工具。
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