WO2017111044A1

WO2017111044A1 - 表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具

Info

Publication number: WO2017111044A1
Application number: PCT/JP2016/088417
Authority: WO
Inventors: 拓哉前川; 正訓高橋; 峻佐藤; 憲志油本
Original assignee: 三菱マテリアル株式会社
Priority date: 2015-12-25
Filing date: 2016-12-22
Publication date: 2017-06-29

Abstract

本発明の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具では、ｃＢＮ基体表面にＡ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層が形成され、ｃＢＮ基体（焼結体）はＴｉ化合物、ＷＣ、ＡｌＮ、ＴｉＢ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、及びｃＢＮからなり、Ａ層は（Ｔｉ_１－ｘＡｌ_ｘ）Ｎ（但し、原子比で、０．４≦ｘ≦０．７）の組成を有し、Ｂ層は（Ｃｒ_{１－ｙ－ｚ}Ａｌ_ｙＭ_ｚ）Ｎ(但し、原子比で、０．０３≦ｙ≦０．４、０≦ｚ≦０．０５）の組成を有し、Ｂ層の塑性変形仕事比率が０．３５～０．５０である。

Description

表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具

　本発明は、耐摩耗性と耐欠損性を両立した表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具に関する。詳細には、合金鋼等の強断続切削加工等において、すぐれた耐摩耗性とすぐれた耐欠損性を示し、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する立方晶窒化ホウ素（以下、「ｃＢＮ」ともいう）焼結体を工具基体とする表面被覆工具（以下、「被覆ｃＢＮ工具」ともいう）に関する。
　本願は、２０１５年１２月２５日に日本に出願された特願２０１５－２５３６４１号、および２０１６年１２月２０日に日本に出願された特願２０１６－２４６４７９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

　一般に、表面被覆切削工具には、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ェイチップ、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ェ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ェイエンドミル工具などが知られている。

　また、被覆工具として、ＣｒとＡｌの複合窒化物（（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ）層、あるいは、ＴｉとＡｌの複合窒化物（（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ）層からなる硬質被覆層を、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素焼結体（以下、ｃＢＮで示す）からなる基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、アークイオンプレーティング法により、被覆形成した被覆工具が知られている。
　そして、被覆工具の切削性能を改善するために、多くの提案がなされている。

　例えば、特許文献１には、工具基体表面に、組成式（Ｃｒ_１－ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．４０～０．７０）を満足するＣｒとＡｌの複合窒化物層からなり、かつ、該複合窒化物層についてＥＢＳＤによる結晶方位解析を行った場合、表面研磨面の法線方向から０～１５度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が５０％以上、また、表面研磨面の法線と直交する任意の方位に対して０～５４度の範囲内に存在する最高ピークを中心とした１５度の範囲内に結晶方位＜１００＞を有する結晶粒の面積割合が５０％以上であるような、２軸結晶配向性を示す（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ層で硬質被覆層を構成することにより、重切削加工における硬質被覆層の耐欠損性を改善することが提案されている。

　また、特許文献２には、表面側に硬質被覆層１を、工具基体側に硬質被覆層２を被覆し、硬質被覆層１は（Ｃｒ_１－ａＡｌ_ａ）Ｎ_ｘ、但し、０．５≦ａ≦０．７５、０．９≦ｘ≦１．１であり、硬質被覆層２は（Ｔｉ_ｂＡｌ_１－ｂ）Ｎ_ｙ、但し、０．４≦ｂ≦０．６、０．９≦ｙ≦１．１であり、Ｘ線回折における硬質被覆層１の（２００）面の格子定数をα_１（ｎｍ）とした時、０．４１１≦α_１≦０．４１５であり、硬質被覆層２の（２００）面の格子定数をα_２（ｎｍ）とした時、０．４１３≦α_２≦０．４１８とすることによって、高硬度を維持しつつ残留圧縮応力の低減化を図り、また、硬質被覆層１、２の密着強度を高めることによって、被覆工具の長寿命化を図ることが提案されている。

　また、特許文献３、特許文献４には、立方晶型窒化硼素を２０体積％以上含むｃＢＮ焼結体からなる基材に対して、少なくとも切削に関与する箇所に、（Ｔｉ_１－ＸＡｌ_Ｘ）Ｎ（ここで、０．３≦Ｘ≦０．７）で表される組成からなる硬質耐熱被膜を設けることにより、切削工具としての強度と耐摩耗性の改善を図ることが提案されている。

　さらに、特許文献５には、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工具基体の表面に、（Ｔｉ，Ａｌ）系複合窒化物あるいは複合炭窒化物層からなる下部層と、（Ｃｒ，Ａｌ）系複合窒化物層からなる上部層を被覆形成し、かつ、上部層は、立方晶構造からなる薄層Ａと、立方晶構造と六方晶構造の混在する薄層Ｂの交互積層構造として構成することによって、高速強断続切削加工における潤滑性と耐摩耗性を改善することが提案されている。
　なお、上記下部層は、組成式：（Ｔｉ_{１－Ｑ－Ｒ}Ａｌ_ＱＭ_１Ｒ）（Ｃ，Ｎ）で表した場合に、０．４≦Ｑ≦０．６５、０≦Ｒ≦０．１（但し、Ｑは原子比によるＡｌの含有割合、Ｒは原子比による成分Ｍ_１の合計含有割合であり、また、成分Ｍ_１は、Ｓｉ、Ｂ、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、ＮｂまたはＭｏから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＴｉとＡｌとＭ_１の複合窒化物または複合炭窒化物層であり、上記薄層Ａは、組成式：（Ｃｒ_{１－α－β}Ａｌ_αＭ_２β）Ｎで表した場合に、０．２５≦α≦０．６５、０＜β≦０．１（但し、αは原子比によるＡｌの含有割合、βは原子比による成分Ｍ_２の合計含有割合であり、また、成分Ｍ_２は、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＭｏまたはＴｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足する立方晶構造のＣｒとＡｌとＭ_２の複合窒化物層であり、さらに、上記薄層Ｂは、組成式：（Ｃｒ_{１－γ－δ}Ａｌ_γＭ_３δ）Ｎで表した場合に、０．７５≦γ≦０．９５、０＜δ≦０．１（但し、γは原子比によるＡｌの含有割合、δは原子比による成分Ｍ_３の合計含有割合であり、また、成分Ｍ_３は、Ｚｒ、Ｙ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、ＭｏまたはＴｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＣｒとＡｌとＭ_３の複合窒化物層であることが特許文献５に記載されている。

特開２００８－１８８７３４号公報特開２０１０－１２５６４号公報特開平８－１１９７７４号公報特許第４１９１６６３号公報特開２００９－１０１４９１号公報

　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、切削加工は高能率化の傾向にある。
　前記特許文献１～５で提案されている従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄の通常条件での切削に用いた場合には格別問題はないが、特に、切れ刃に断続的、衝撃的な高負荷が作用する強断続切削加工条件で用いた場合には、欠損等が発生しやすく、また、耐摩耗性も満足できるものではないため、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、強断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮すると同時に、耐摩耗性にも優れた被覆工具を開発すべく、鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
（ａ）まず、硬質被覆層が、（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ層あるいは（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層で構成された従来被覆工具において、硬質被覆層の構成成分であるＡｌは高温硬さと耐熱性とを向上させ、Ｃｒは高温強度を向上させると共に、ＣｒとＡｌとが共存含有された状態で高温耐酸化性を向上させる作用を奏すること、また、添加成分ＭがＺｒの場合は耐熱塑性変形性向上、Ｖの場合は潤滑性向上、Ｎｂの場合は高温耐摩耗性向上、Ｍｏの場合は耐溶着性向上、Ｗの場合は放熱性向上、Ｔｉの場合はさらなる高温硬度向上というように、Ｍ成分の種類に応じて、硬質被覆層の特性の改善が図られ、そして、硬質被覆層がこれらＭ成分を含有することによって、硬質被覆層の耐欠損性、耐溶着性、耐酸化性および耐摩耗性が向上することは、前記特許文献１、２、５によって既に知られている。

（ｂ）また、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層はすぐれた高温強度を備え、しかも、工具基体と前記（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層に対してすぐれた高密着強度を有するので、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層をＡ層とし、また、（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層をＢ層とし、Ａ層とＢ層との積層構造を有する層として硬質被覆層を形成すると、硬質被覆層全体として、すぐれた高温強度を有し、また、すぐれた耐欠損性を有する被覆工具となることも、前記特許文献２～５によって既に知られている。

（ｃ）しかし、本発明者は、硬質被覆層を、前記Ａ層とＢ層が少なくとも各１層ずつ交互に積層されている交互積層構造として構成するとともに、Ａ層とＢ層を構成する成分の組成範囲を適切に選択することによって、前記Ｂ層の備える硬さと塑性変形性のバランスを図ることができ、これによって、切れ刃に作用する切削加工時の断続的・衝撃的な高負荷を緩和し、硬質被覆層の耐欠損性を向上させ得ることを見出した。
　また、本発明のＢ層（（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層）について、ナノインデンテーション試験を行ったところ、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）の値は０．３５～０．５０の範囲内となることを確認している。

（ｄ）さらに、本発明者は、立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体（以下、「ｃＢＮ基体」ともいう）の成分組成を所定の範囲に規制することにより、前記Ａ層とＢ層との交互積層構造からなる硬質被覆層と、ｃＢＮ基体との密着強度を向上させることができるため、硬質被覆層のチッピング、欠損・剥離等の発生を防止することができ、長期の使用にわたって一段とすぐれた耐欠損性、耐摩耗性が発揮されるようになることを見出した。

　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、以下の構成を有する。
「（１）立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体表面に、Ａ層とＢ層が少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなる合計層厚０．５～４．０μｍの硬質被覆層が形成されている表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具において、
（ａ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体は、
　ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上：１０～５０ｖｏｌ％、
　ＷＣ：０．１～２ｖｏｌ％、
　ＡｌＮ：０．３～５ｖｏｌ％、
　ＴｉＢ_２：２～１０ｖｏｌ％、
　Ａｌ_２Ｏ_３：１．５～１０ｖｏｌ％、
　ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０～８０ｖｏｌ％
からなる組成を有し、
（ｂ）前記Ａ層は、０．１～３．０μｍの一層平均層厚を有し、
　組成式：（Ｔｉ_１－ｘＡｌ_ｘ）Ｎ
で表した場合に、０．４≦ｘ≦０．７（但し、ｘは原子比によるＡｌの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層であり、
（ｃ）前記Ｂ層は、０．１～３．０μｍの一層平均層厚を有し、
　組成式：（Ｃｒ_{１－ｙ－ｚ}Ａｌ_ｙＭ_ｚ）Ｎ
で表した場合に、０．０３≦ｙ≦０．４、０≦ｚ≦０．０５（但し、ｙは原子比によるＡｌの含有割合、ｚは原子比による成分Ｍの合計含有割合であり、また、成分Ｍは、Ｃｒを除く周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族元素、ＢおよびＳｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＣｒとＡｌとＭの複合窒化物層であり、
（ｄ）前記Ｂ層について、層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行うことによって求めたＢ層の硬さは、２８～４０ＧＰａの範囲内であり、また、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）の値は０．３５～０．５０の範囲内であることを特徴とする表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
（２）前記立方晶窒化ホウ素焼結体の原料粉末である立方晶窒化ホウ素粒子の平均粒径をＤ（μｍ）としたとき、前記立方晶窒化ホウ素焼結体中に占める粒径が３Ｄ（μｍ）以上の立方晶窒化ホウ素粒子の合計体積百分率（体積％）は、５ｖｏｌ％以下であることを特徴とする前記(１)に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
（３）前記立方晶窒化ホウ素焼結体中の立方晶窒化ホウ素粒子の平均粒径をＤ’（μｍ）としたとき、前記立方晶窒化ホウ素焼結体中に占める粒径が３Ｄ’（μｍ）以上の立方晶窒化ホウ素粒子の合計体積百分率（体積％）は、５ｖｏｌ％以下であることを特徴とする前記(１)に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。」

　この発明の被覆工具（表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具）は、硬質被覆層が、（Ｔｉ_１－ｘＡｌ_ｘ）ＮからなるＡ層と（Ｃｒ_{１－ｙ－ｚ}Ａｌ_ｙＭ_ｚ）ＮからなるＢ層のそれぞれが、少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなるので、硬質被覆層全体としてすぐれた密着強度、耐摩耗性を有するとともに、ｃＢＮ基体に対する密着強度にもすぐれる。さらに、硬質被覆層の最表面のＢ層は高硬度（Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重によるナノインデンテーション試験で、２８～４０ＧＰａ）を有し、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）は０．３５以上０．５０以下の範囲内であることから、この被覆工具は、断続的・衝撃的な高負荷が切れ刃に作用する合金鋼等の強断続切削加工でも、硬質被覆層が衝撃に対する緩和作用を有するため欠損等を発生することなく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮する。

本発明の一実施形態に係る被覆ｃＢＮ工具の硬質被覆層の縦断面概略模式図の一例を示す。塑性変形仕事比率を求めるための概略説明図であり、試験法の概略説明図である。塑性変形仕事比率を求めるための概略説明図であり、試験によって求められた変位－荷重の負荷曲線及び変位－荷重の除荷曲線の概略説明図である。硬質被覆層の形成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。

　つぎに、この発明の一実施形態に係る被覆ｃＢＮ工具（表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具）について、より詳細に説明する。本実施形態の被覆ｃＢＮ工具は、図１に示すように、ｃＢＮ焼結体からなる工具基体１と、工具基体１の表面を被覆する硬質被覆層２とを備える。硬質被覆層２は、（Ｔｉ，Ａｌ）ＮからなるＡ層２Ａと、（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）ＮからなるＢ層２Ｂと、を交互に積層した交互積層構造を有する。

立方晶窒化ホウ素焼結体（ｃＢＮ焼結体）：
　本実施形態の被覆ｃＢＮ工具の基体１を構成するｃＢＮ焼結体では、その成分組成を特定の範囲内に規制しているので、後述の交互積層構造の硬質被覆層２を構成するＡ層２ＡまたはＢ層２Ｂのいずれとも、すぐれた密着強度を示す。特に、Ａ層２Ａとの密着強度が高いので、ｃＢＮ基体（工具基体）１直上に形成する層としては、Ａ層２Ａが望ましい。
　本実施形態では、ｃＢＮ焼結体の成分組成を次のとおりに定める。
　ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上：１０～５０ｖｏｌ％、
　ＷＣ：０．１～２ｖｏｌ％、
　ＡｌＮ：０．３～５ｖｏｌ％、
　ＴｉＢ_２：２～１０ｖｏｌ％、
　Ａｌ_２Ｏ_３：１．５～１０ｖｏｌ％、
　ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０～８０ｖｏｌ％

　本実施形態で、ｃＢＮ焼結体の成分組成を前記のとおり定めた技術的な理由は以下のとおりである。

ｃＢＮ粒子：
　切刃におけるｃＢＮ粒子は、通常、耐摩耗性および耐塑性変形性を確保する作用を有するが、結合相中の含有量（ｃＢＮ焼結体中のｃＢＮの含有量）が３０ｖｏｌ％未満ではｃＢＮ焼結体の高硬度が充分に発揮されなくなり、耐摩耗性の低下が顕著になる。一方、含有量が８０ｖｏｌ％を越えると靭性が低下して欠損を発生しやすくなり、また、ｃＢＮ基体１と硬質被覆層２との密着性も悪くなり、硬質被覆層２の剥離を伴う異常摩耗が発生し耐摩耗性が低下するため好ましくない。
　したがって、ｃＢＮ粒子の含有量を３０～８０ｖｏｌ％に定めるが、より好ましい含有量は４０～７０ｖｏｌ％である。
　なお、ｃＢＮ粒子の粒径については、特に制限するものではないが、ｃＢＮ粒子の平均粒径が５．０μｍを超えて大きくなると、硬質被覆層２との化学的親和性（密着性）の低いｃＢＮ粒子と硬質被覆層２との接触面積が広くなるため、硬質被覆層２とｃＢＮ基体１との密着性が悪くなり、硬質被覆層２の剥離を伴う異常摩耗が発生し耐摩耗性が低下する傾向が見られる。一方、ｃＢＮ粒子の平均粒径が１．０μｍ未満になると十分な耐摩耗性を発揮することができなくなる。そのため、ｃＢＮ粒子の平均粒径は１～５μｍとすることが望ましく、２～４μｍとすることがより望ましい。

ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ（Ｔｉ系化合物）：
　ｃＢＮ焼結体に含有されるＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ等のＴｉ系化合物は、結合相として作用し、ｃＢＮ焼結体の耐熱性および靭性を確保する作用を有する。しかし、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮの合計含有量が１０ｖｏｌ％未満では靭性の低下が著しくなるとともに、硬質被覆層２との密着強度も低下する。一方、合計含有量が５０ｖｏｌ％を越えると相対的にｃＢＮ量が減少し、所望の高硬度が得られず、耐熱性の低下も著しくなる。
　したがって、これらのＴｉ系化合物の合計含有量を１０～５０ｖｏｌ％に定める。
　なお、これらのＴｉ系化合物（ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ）の好ましい合計含有量は２０～４０ｖｏｌ％である。また、これらＴｉ系化合物の平均粒径は、ｃＢＮ焼結体中における分散性を考慮すると１μｍ以下とすることが望ましく、０．２～０．７μｍとすることがより望ましい。

ＷＣ，ＴｉＢ_２，ＡｌＮ，Ａｌ_２Ｏ_３（分散成分）：
　ｃＢＮ焼結体に含有されるＷＣ，ＴｉＢ_２，ＡｌＮ，Ａｌ_２Ｏ_３等の分散成分は、いずれもＴｉ系化合物からなる結合相中に硬質分散相として分散している成分であり、Ｔｉ系化合物の粒成長を抑制する作用を有する。ＷＣが０．１ｖｏｌ％未満、ＴｉＢ_２が２ｖｏｌ％未満、ＡｌＮが０．３ｖｏｌ％未満、また、Ａｌ_２Ｏ_３が１．５ｖｏｌ％未満では、Ｔｉ系化合物の粒成長抑制効果が少ない。一方、ＷＣが２ｖｏｌ％を超える場合、ＴｉＢ_２が１０ｖｏｌ％を超える場合、ＡｌＮが５ｖｏｌ％を超える場合、また、Ａｌ_２Ｏ_３が１０ｖｏｌ％を超える場合には、ｃＢＮ焼結体の焼結性が低下し、強度が低下するとともに、硬質被覆層２との密着強度の低下も招く。
　上記の作用に加え、ＴｉＢ_２が２ｖｏｌ％未満になると、高温における強度低下が著しく、逆に１０ｖｏｌ％を超えると、あまり高くない温度領域においても強度および靭性の低下が著しくなる。また、ＡｌＮが０．３ｖｏｌ％未満になると、緻密な焼結体になり難く、５ｖｏｌ％を超えると、強度および靭性の低下が著しくなる。さらに、Ａｌ_２Ｏ_３が、１．５ｖｏｌ％未満になると、耐摩耗性および耐熱性の低下が著しくなり、１０ｖｏｌ％を超えると靭性の低下が著しくなる。
　したがって、ｃＢＮ焼結体における上記各分散成分の含有量を、それぞれ上記特定の量とすることによって、ｃＢＮ焼結体の焼結性の低下、強度の低下を抑えることができる。それと同時に、ｃＢＮ焼結体におけるＴｉ系化合物の粒成長抑制効果を発揮できるとともに、且つｃＢＮ粒子の分散を高めることができるので、これにより硬質被覆層との密着強度をより一段と向上させることができる。
　よって、分散成分の含有量を、ＷＣ：０．１～２ｖｏｌ％、ＴｉＢ_２：２～１０ｖｏｌ％、ＡｌＮ：０．３～５ｖｏｌ％、Ａｌ_２Ｏ_３：１．５～１０ｖｏｌ％と定める。
　なお、これら分散成分の好ましい範囲は、ＷＣ：０．３～１．５ｖｏｌ％、ＴｉＢ_２：３～７ｖｏｌ％、ＡｌＮ：１～４ｖｏｌ％、Ａｌ_２Ｏ_３：２～９ｖｏｌ％である。
　また、これら分散成分の素地中における粒径は、平均粒径でいずれも０．５μｍ以下であることが望ましく、０．３μｍ以下であることが望ましい。なお、平均粒径の下限値は０．１μｍであることが望ましい。

　本実施形態では、ｃＢＮ焼結体と硬質被覆層２との密着強度を向上させるために、ｃＢＮ粒子と結合相の分散状態について留意する必要がある。
　一般的に被覆ｃＢＮ工具での工具基体１と硬質被覆層２との密着強度には結合相が寄与する。例えば、ｃＢＮ粒子の含有量が８０ｖｏｌ％を越える高含有ｃＢＮ焼結体では相対的に結合相の含有率、すなわち基材表面（工具基体１表面）に露出する結合相の表面積が低くなるため密着強度が十分に得られない。また、本実施形態のようにｃＢＮ粒子の含有量が８０ｖｏｌ％以下の場合であっても、ｃＢＮ粒子同士が接触している状態のように結合相が均一に分散されていない状態であると、部分的に結合相が少なくなるため、同様に基材表面に露出する結合相の表面積が低くなり密着強度が十分に得られない。
　そこで、本実施形態のｃＢＮ焼結体においては、硬質被覆層との密着強度を向上させるために以下に示す関係性を見出し、その関係を適用した。
　すなわち、原料粉末のｃＢＮ粒子の平均粒径をＤ（μｍ）としたとき、超高圧焼結において接触などにより見掛け上大きくなった焼結体中のｃＢＮ粒子の粒径を測定した場合に、焼結体中に存在する３Ｄ（μｍ）以上の粒径を有するｃＢＮ粒子が占める合計体積百分率（体積％）が５ｖｏｌ％以下を満足するときに、ｃＢＮ焼結体と硬質被覆層２との密着強度が向上することを見出した。
　ここで、例えば原料粉末のｃＢＮ粒子の平均粒径が２μｍの場合、３Ｄは６μｍとなるが、焼結体中において粒径６μｍ以上のｃＢＮ粒子が占める合計体積百分率（体積％）が５ｖｏｌ％以下となれば、ｃＢＮ焼結体と硬質被覆層２との密着強度は十分に確保される。そして、ｃＢＮ粒子のこのような分散性を発現させるためには、前述の分散成分の含有量が必要である。なお、焼結体におけるｃＢＮ粒子の平均粒径を用いて、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）などによる観察によって、ｃＢＮ粒子が焼結体中において十分に分散しているか否か（十分な密着強度を得られるか否か）を判断しても良い。焼結体中のｃＢＮ粒子の平均粒径をＤ’（μｍ）としたとき、焼結体中に存在する３Ｄ’（μｍ）以上の粒径を有するｃＢＮ粒子が占める合計体積百分率（体積％）が５ｖｏｌ％以下を満足するときに、ｃＢＮ焼結体と硬質被覆層２との密着強度が向上することを同様に確認している。
　なお、焼結体中における３Ｄ（μｍ）以上あるいは３Ｄ’（μｍ）以上の粒径を有するｃＢＮ粒子が占める合計体積百分率（体積％）は、次に述べるｃＢＮ粒子、Ｔｉ系化合物および分散成分の平均粒径の測定方法と同様な方法によって求めることができる。

　ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮ粒子、Ｔｉ系化合物（ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ）および分散成分（ＷＣ，ＴｉＢ_２，ＡｌＮ，Ａｌ_２Ｏ_３）の平均粒径は、例えば、以下の方法によって測定し、求めることができる。
　ｃＢＮ粒子の場合は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織（工具基体１の場合は工具基体１の表面に垂直な断面の組織）を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察し、二次電子像を得る。得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とする。この直径より各ｃＢＮ粒子を球体とみなして計算し求めた各ｃＢＮ粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画する。ここで、体積百分率は、全ｃＢＮ粒子の体積の総和に対する各ｃＢＮ粒子の体積の積算値の割合である。体積の積算値とは、各ｃＢＮ粒子の体積とそのｃＢＮ粒子の直径以下の直径を有するｃＢＮ粒子の体積との総和である。体積百分率が５０体積％の値となる直径（メディアン径）を、その二次電子像におけるｃＢＮ粒子の粒径とする。ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値（各二次電子像におけるｃＢＮ粒子の粒径）の平均値をｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とする。
　Ｔｉ系化合物および分散成分の粒子の場合は、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得する。例えばＡｌ_２Ｏ_３の平均粒径を得る場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像を取得する。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出す。画像解析によってＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の最大長を求め、それをＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の直径とする。ｃＢＮ粒子の場合と同様に、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画する。このグラフは、Ｔｉ系化合物および分散成分それぞれについて個別に作成する。各グラフから得られた体積百分率が５０体積％の値となる直径（メディアン径）を、そのＡＥＳで得られた画像におけるＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の粒径とする。ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値（各画像におけるＴｉ系化合物および分散成分それぞれの粒径）の平均値をそれぞれ、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の平均粒径（μｍ）とする。

硬質被覆層の交互積層構造を構成するＡ層：
　図１に、本実施形態に係る被覆工具の硬質被覆層２の縦断面概略模式図を示す。交互積層構造からなる硬質被覆層２のＡ層２Ａを構成するＴｉとＡｌの複合窒化物層（以下、単に、「（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層」と記すこともある）は、それ自体すぐれた高温強度を備える。これに加え、Ａ層２Ａは、ｃＢＮ基体１との密着強度にすぐれるとともに、交互積層を構成するＢ層２Ｂに対してもすぐれた密着強度を有する。そのため、Ａ層２ＡとＢ層２Ｂとの交互積層構造を有する硬質被覆層２を形成することによって、Ａ層－Ｂ層間の層間密着強度を高めることができ、その結果、耐摩耗性を低下させることなく耐欠損性、耐剥離性を向上させることができる。
　ただ、Ａ層２Ａの（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎの組成を、
　組成式：（Ｔｉ_１－ｘＡｌ_ｘ）Ｎ
で表した場合に、Ａｌの含有割合を示すｘ値(原子比)が０．４未満では、高温硬さが低下するため、耐摩耗性の劣化を招く。また、ｘ値(原子比)が０．７を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、十分な高温強度を確保することができなくなるとともに、六方晶構造の結晶粒が出現することによって硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下する。したがって、Ａ層２ＡにおけるＡｌの含有割合ｘ値(原子比)を、０．４≦ｘ≦０．７と定める。Ａ層２ＡにおけるＡｌの含有割合ｘ値（原子比）は、好ましくは０．４５≦ｘ≦０．６５である。

硬質被覆層の交互積層構造を構成するＢ層：
　Ｂ層２Ｂを構成するＣｒとＡｌとＭの複合窒化物層（以下、単に、「（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層」と記すこともある）では、Ｂ層２Ｂの主成分であるＣｒが、高温強度を向上させ、硬質被覆層２の耐欠損性を向上させる。これに加え、ＣｒとＡｌ成分との共存含有によって、Ｂ層２Ｂは、高速切削加工時に発生する高熱に対して高温耐酸化性を有し、さらに、強断続切削加工時に硬質被覆層２に作用する断続的・衝撃的な高負荷を緩和する層として機能する。
　ただ、Ｂ層２Ｂである（Ｃｒ，Ａｌ，Ｍ）Ｎ層の組成を、
　組成式：（Ｃｒ_{１－ｙ－ｚ}Ａｌ_ｙＭ_ｚ）Ｎ
で表した場合、Ａｌの含有割合を示すｙ値(原子比)が０．４を超えると硬さは増すものの格子歪が大きくなり、耐欠損性が低下する。一方、ｙ値(原子比)が０．０３未満になると耐摩耗性が低下する。したがって、ｙ値(原子比)を０．０３以上０．４以下とする。ｙ値（原子比）は０．０５以上０．３５以下が好ましい。
　また、Ｍ成分は、Ｃｒを除く周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族元素、ＢおよびＳｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示すが、Ｍ成分の合計含有割合を示すｚ値(原子比)が０．０５を超えると、格子歪が大きくなり耐欠損性が低下するから、ｚ値(原子比)は０≦ｚ≦０．０５とする。ｚ値（原子比）は、好ましくは０≦ｚ≦０．０４である。
　Ｍ成分の具体例としては、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｓｉ等が挙げられる。成分Ｍのうちで、Ｚｒは耐熱塑性変形性を向上し、Ｔｉは高温硬さを向上し、Ｖは潤滑性を向上し、Ｎｂは高温耐摩耗性を向上し、Ｍｏは耐溶着性を向上し、Ｗは放熱性を向上し、Ｂは皮膜硬度を高めるとともに潤滑性を向上し、Ｓｉは耐熱性を向上する作用を有する。前記したとおり、Ｍ成分の合計含有割合を示すｚ値(原子比)が０．０５を超えると格子歪の増加によりＢ層の耐欠損性が低下するので、Ｍ成分の合計含有割合の上限は０．０５とする。

Ａ層とＢ層とからなる交互積層：
　交互積層構造を構成するＡ層２Ａ及びＢ層２Ｂは、それぞれの１層平均層厚を０．１～３．０μｍとする。ここで、Ａ層２Ａの１層平均層厚とは、各Ａ層２Ａの層厚の平均値であり、Ｂ層２Ｂの１層平均層厚とは、各Ｂ層２Ｂの層厚の平均値である。
　Ａ層２Ａの平均層厚が０．１μｍ未満では、工具基体１あるいはＢ層２Ｂとの密着強度向上効果が少なくなる。一方、Ａ層２Ａの平均層厚が３．０μｍを超えると、残留圧縮応力の蓄積により、クラックが発生しやすくなり安定した密着力を確保できなくなる。そのため、Ａ層の１層平均層厚を、０．１～３．０μｍ、望ましくは、０．３～２．０μｍと定める。なお、各Ａ層２Ａの層厚が０．１～３．０μｍの範囲内であることがより好ましいが、これに限定されない。
　また、Ｂ層２Ｂの平均層厚が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ない。一方、その平均層厚が３．０μｍを超えると、チッピング、欠損を発生しやすくなる。そのため、Ｂ層の平均層厚を、０．１～３．０μｍ、望ましくは、０．３～２．０μｍと定める。なお、各Ｂ層２Ｂの層厚が０．１～３．０μｍの範囲内であることがより好ましいが、これに限定されない。

　また、交互積層構造からなる硬質被覆層２の合計層厚が０．５μｍ未満では、長期にわたる十分な耐摩耗性を発揮することができない。一方、合計層厚が４．０μｍを超えると硬質被覆層２が自壊を生じやすくなる。そのため、硬質被覆層２の合計層厚を０．５～４．０μｍとする。
　さらに、Ａ層２ＡとＢ層２Ｂとからなる交互積層構造を構成するにあたり、ｃＢＮ基体１の表面直上にＡ層２Ａを形成することによって、工具基体１と硬質被覆層２の密着強度をより強固なものとすることができる。また、硬質被覆層２の最表面にＢ層２Ｂを形成することによって、強断続切削加工時に作用する断続的・衝撃的な高負荷を効果的に緩和することができ、より一層、耐欠損性の向上を図ることができる。したがって、交互積層構造を構成するにあたり、ｃＢＮ基体１の表面直上にはＡ層２Ａを、また、硬質被覆層２の最表面にはＢ層２Ｂを形成することが望ましい。

　なお、Ａ層２Ａ、Ｂ層２Ｂの組成、一層平均層厚、硬質被覆層２の合計層厚は、ｃＢＮ基体１表面に垂直な硬質被覆層２の縦断面について、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）、エネルギー分散型Ｘ線分光法（Ｅｎｅｒｇｙ　ＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）を用いた断面測定を行うことにより、測定することができる。

Ｂ層の塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）：
　本実施形態の硬質被覆層２のＢ層２Ｂによる、切れ刃に作用する切削加工時の高負荷の緩和効果を確認するため、硬質被覆層２の最表面に位置するＢ層２Ｂの層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行い、Ｂ層２Ｂの硬さを求めるとともに、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）を求めたところ、Ｂ層２Ｂの硬さ（ナノインデンテーション硬さ）は、２８～４０ＧＰａ範囲内であり、また、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）の値は０．３５～０．５０の範囲内であることが確認された。
　また、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）は、図２Ａ、２Ｂの概略説明図に示すとおり算出される。詳細には、硬質被覆層２の最表面であるＢ層の表面に圧子Ｉを配置し、Ｂ層２Ｂの層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように圧子Ｉに荷重Ｐを負荷してＢ層２Ｂの表面を変位させ(図２Ａ参照)、その時の変位ｄおよび荷重Ｐから変位－荷重の負荷曲線Ｌを求め(図２Ｂ参照)、次いで、荷重Ｐを除荷して変位－荷重の除荷曲線Ｕを求め(図２Ｂ参照)る。この負荷曲線Ｌと除荷曲線Ｕの差から、塑性変形仕事Ｗ_{ｐｌａｓｔ}と弾性変形仕事Ｗ_{ｅｌａｓｔ}とを求める。詳細には、縦軸を荷重Ｐ（ｍｇｆ）、横軸を変位ｄ（ｎｍ）として描画した負荷曲線Ｌ及び除荷曲線Ｕにおいて、負荷曲線Ｌ、除荷曲線Ｕ、および横軸に囲まれる領域の面積を塑性変形仕事Ｗ_{ｐｌａｓｔ}とし、除荷曲線Ｕ、横軸、および変位ｄの最大値において横軸と交差し縦軸に平行な線（図２Ｂの点線）に囲まれる領域の面積を弾性変形仕事Ｗ_{ｅｌａｓｔ}とする。これらの値から、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）を算出することができる。
　そして、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）が０．３５以上０．５０以下の範囲内であれば、Ｂ層は、耐塑性変形性を低下させることなく衝撃緩和性をも備えることから、強断続切削加工条件に供された場合であっても、すぐれた耐欠損性を発揮する。
　塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）が０．３５未満であると衝撃緩和性が十分でなく、強断続切削高条件に供された場合に十分な耐欠損性が得られない。一方、０．５０を超えると耐塑性変形性が低下し、耐摩耗性が低下傾向を示すようになる。そのため、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）は０．３５以上０．５０以下とする。
　なお、工具基体に－１０～－７５Ｖの範囲内のバイアス電圧を印加し、かつＢ層形成用カソード電極（蒸発源）とアノード電極の間に１００～２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させてＢ層２Ｂを蒸着形成することにより、上記の塑性変形仕事率を有するＢ層２Ｂを得られる。

　つぎに、本実施形態の被覆ｃＢＮ工具を実施例により具体的に説明する。

ｃＢＮ基体の作製：
　原料粉末として、１～５μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末を硬質相形成用原料粉末として用意し、同じく、１μｍ以下の平均粒径を有するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末のうち１種または２種以上を結合相形成用原料粉末として用意し、さらに、同じく、１μｍ以下の平均粒径を有するＷＣ粉末、ＡｌＮ粉末、ＴｉＢ_２粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末を分散成分形成用原料粉末として用意した。
　前記のｃＢＮ粉末、結合相形成用原料粉末および分散成分形成用原料粉末を、所定の配合比で配合した。
　次いで、この原料粉末をボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、成形圧１２０ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形して成形体を得た。ついでこの成形体を、圧力：１×１０^－４Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００～１３００℃の範囲内の所定温度に保持して仮焼結し、その後、超高圧焼結装置に装入して、圧力：５ＧＰa、温度：１２００～１４００℃、保持時間３０ｍｉｎの条件で超高圧焼結することにより、表１に示す本実施形態のｃＢＮ焼結体１～１２を作製した。

　上記で作製したｃＢＮ焼結体１～１２について、その縦断面を以下の方法で観察し、ｃＢＮ粒子、結合相成分および分散成分の体積割合とともに、それぞれの平均粒径を、次の方法で測定・算出した。

体積割合の測定・算出：
　ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有量（体積％）については、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）によって観察した。得られた二次電子像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出した値を、画像総面積で除して面積比率を算出した。その面積比率を体積％とみなし、その二次電子像におけるｃＢＮ粒子の含有量（体積％）を得た。ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値（各二次電子像における面積比率）の平均値をｃＢＮ粒子の含有量（体積％：ｖｏｌ％）とした。画像処理に用いる観察領域として、２０μｍ×２０μｍ程度の視野領域が望ましい。本実施例においては、２０μｍ×２０μｍの大きさを有する３つの領域を観察した３画像から、ｃＢＮ粒子の含有量（体積割合）を求めた。
　ｃＢＮ焼結体に占める結合相成分および分散成分の含有量（体積％）については、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各結合相組織を構成する各元素の元素マッピング像を取得した。例えばＡｌ_２Ｏ_３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像を取得した。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、結合相成分および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出した。画像解析によって結合相成分の粒子および分散成分の粒子の占める面積をそれぞれ算出した値を、画像総面積で除して結合相成分および分散成分それぞれの面積比率を算出した。その面積比率を体積％とみなし、そのＡＥＳで得られた画像における各々の結合相成分の粒子および分散成分の粒子の含有量（体積％）を得た。ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値（各画像における結合相成分および分散成分それぞれの粒子の面積比率）の平均値を各々の結合相成分の粒子および分散成分の粒子の含有量（体積％：ｖｏｌ％）とした。画像処理に用いる観察領域として、５μｍ×５μｍ程度の視野領域が望ましい。本実施例においては、５μｍ×５μｍの大きさを有する３つの領域を観察した３画像から、結合相成分および分散成分それぞれの粒子の含有量（体積割合）を求めた。

平均粒径の測定・算出：
　ｃＢＮ粒子の平均粒径については、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織を走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）にて観察し、二次電子像を得た。得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求め、それを各ｃＢＮ粒子の直径とした。この直径より各ｃＢＮ粒子を球体とみなして計算し求めた各ｃＢＮ粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画した。体積百分率が５０体積％の値となる直径をその二次電子像におけるｃＢＮ粒子の粒径とした。ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とした。本実施例においては、２０μｍ×２０μｍの大きさを有する３つの領域を観察した３画像から、ｃＢＮ粒子の平均粒径を求めた。
　Ｔｉ系化合物（結合相成分）および分散成分の粒子の平均粒径については、作製したｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＡＥＳ）を用いて、ｃＢＮ焼結体の各結合相組織を観察し、各々構成される元素の元素マッピング像を取得した。例えばＡｌ_２Ｏ_３の場合は、ＡｌとＯの元素マッピング像を取得した。得られた元素マッピング像が重なる部分を画像解析によって分析し、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子を画像処理にて抜き出した。画像解析によってＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の最大長を求め、それをＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の直径とした。ｃＢＮ粒子の場合と同様に、この直径より計算し求めた各粒子の体積を基に縦軸を体積百分率（体積％）、横軸を直径（μｍ）としてグラフを描画した。このグラフは、Ｔｉ系化合物および分散成分それぞれについて個別に作成した。体積百分率が５０体積％の値となる直径を、そのＡＥＳで得られた画像におけるＴｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の粒径とした。ＡＥＳで得られた倍率２０，０００の元素マッピング像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をそれぞれ、Ｔｉ系化合物および分散成分の各々の粒子の平均粒径（μｍ）とした。本実施例においては、５μｍ×５μｍの大きさを有する３つの領域を観察した３画像から、結合相成分および分散成分それぞれの粒子の平均粒径を求めた。
　表１に、ｃＢＮ焼結体１～１２について求めた、ｃＢＮ粒子、結合相成分および分散成分の体積割合と平均粒径の値を示す。

　ｃＢＮ粒子の分散性：
　表１に、ｃＢＮ焼結体１～１２におけるｃＢＮ粒子の分散性の評価結果を示す。各ｃＢＮ焼結体１～１２について、上述のｃＢＮ粒子の平均粒径及び体積割合の算出方法と同様の手法で、原料粉末のｃＢＮ粒子の平均粒径Ｄ（μｍ）の３倍（３Ｄ）以上の粒径を有するｃＢＮ粒子がｃＢＮ焼結体において占める体積割合（合計体積百分率）を算出した。詳細には、ｃＢＮ焼結体１～１２の断面組織をＳＥＭによって観察し、得られた二次電子像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理によって抜き出し、画像解析によって各ｃＢＮ粒子の最大長を求めた。それを各ｃＢＮ粒子の直径とし、直径が３Ｄ以上となるｃＢＮ粒子の面積の合計を二次電子像の総面積で除して面積比率を算出した。この面積比率を体積割合（合計体積百分率）とした。この体積割合が５ｖｏｌ％未満の場合、ｃＢＮ粒子の分散性が優れていると判断して表に「Ａ」と記し、体積割合が５ｖｏｌ%以上の場合、ｃＢＮ粒子の分散性が劣っていると判断して表に「Ｂ」と記した。
　また、ｃＢＮ焼結体１～１２のｃＢＮ粒子の平均粒径をＤ’としたとき、各ｃＢＮ焼結体中に占める直径が３Ｄ’以上となるｃＢＮ粒子の体積割合（合計体積百分率）についても、前記と同様にして算出した。この体積割合が５ｖｏｌ％未満の場合、ｃＢＮ粒子の分散性が優れていると判断して表に「Ａ’」と記し、体積割合が５ｖｏｌ%以上の場合、ｃＢＮ粒子の分散性が劣っていると判断して表に「Ｂ’」と記した。

　上記ｃＢＮ焼結体１～１２をワイヤー放電加工機で所定寸法に切断し、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金系ろう材を用いてろう付けした。上下面および外周の研磨、及びホーニング処理を施すことにより、ＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった本実施形態のｃＢＮ基体１～１２を製造した。

硬質被覆層の成膜：
　前記本実施形態のｃＢＮ基体１～１２に対して、図３に示したアークイオンプレーティング装置１００を用いて、硬質被覆層を成膜した。アークイオンプレーティング装置１００は、工具基体１（ｃＢＮ基体１～１２）を載置するための回転テーブル１０１と、工具基体１を加熱するためのヒーター１０２と、反応ガスを導入するための反応ガス導入口１０３と、ガスを系外に排出するための排ガス口１０４と、２つのアノード電極１１１、１１２と、２つのカソード電極１１３、１１４とを備える。アノード電極１１１とカソード電極１１３とは装置１００外部のアーク電源１１５に接続され、アノード電極１１２とカソード電極１１４とは装置１００外部のアーク電源１１６に接続され、回転テーブル１０１は装置１００外部のバイアス電源１１７に接続されている。本実施例では、カソード電極１１３（蒸発源）として表２に示す組成のＴｉ－Ａｌ合金からなるターゲットを用い、カソード電極１１４（蒸発源）として表２に示す組成のＣｒ－Ａｌ－Ｍ合金からなるターゲットを用いた。このようなアークイオンプレーティング装置１００を用いて、以下の手順でｃＢＮ基体１～１２の基体表面に硬質被覆層を成膜した。
（ａ）工具基体１（ｃＢＮ基体１～１２）を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内１００の回転テーブル１０１上の回転中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に、回転テーブル１０１の外周部にそって装着した。
（ｂ）まず、装置１００内を排気して１０^－２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーター１０２で装置１００内を４５０℃以上に加熱した。その後、装置１００内を０．５～２．０ＰａのＡｒガス雰囲気に設定し、前記回転テーブル１０１上で自転しながら回転する工具基体１に－２００～－１０００Ｖ（より詳細には、－２５０Ｖ）の直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体１（ｃＢＮ基体１～１２）表面をアルゴンイオンによって１０～６０分間（より詳細には、３０～６０分間）ボンバード処理した。
（ｃ）次いで、交互積層構造からなる硬質被覆層を次のようにして形成した。
（ｃ－１）Ａ層の形成：
　まず、装置１００内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示す２～１０Ｐａの範囲内の圧力の所定の反応雰囲気とすると共に、表２に示す装置１００内温度に維持した。また、同じく回転テーブル１０１の回転数を表２に示す回転数に制御し、回転テーブル１０１上で自転しながら回転する工具基体１（ｃＢＮ基体１～１２）に表２に示す－１０～－７５Ｖの範囲内の所定の直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ａ層形成用カソード電極（蒸発源）１１３とアノード電極１１１との間に表２に示す１００～２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させた。これにより、Ａ層を形成した。
（ｃ－２）Ｂ層の形成：
　次いで、装置１００内の窒素ガスの圧力を表２に示す値に設定し、Ｂ層形成用カソード電極（蒸発源）１１４とアノード電極１１２との間に表２に示す１００～２００Ａの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させた。これにより、Ｂ層を形成した。
（ｃ－３）交互積層構造の形成：
　上記工程（ｃ－１）、（ｃ－２）を１回ずつ、または複数回繰り返し行うことにより、工具基体１（ｃＢＮ基体１～１２）の表面に、それぞれ表３に示される目標組成、一層目標平均層厚のＡ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成した。なお、工具基体１の表面上にＡ層が位置し、硬質被覆層の最表面にＢ層が位置するように、硬質被覆層を形成した。このように、表３に示す本発明被覆ｃＢＮ工具(以下、「本発明工具」という)１～１２を作製した。

　比較のため、所定の平均粒径のｃＢＮ粒子、結合相形成成分原料粉末および分散成分形成原料粉末を所定の配合割合で配合し、これを実施例（本発明工具）と同様な方法で焼結することにより、表４に示す比較例のｃＢＮ焼結体２１～３２を作製し、さらに、これらを実施例（本発明工具）と同様な方法で加工することによって、比較例のｃＢＮ基体２１～３８を作成した。
　ついで、本発明工具と同様の手順で、表５に示す条件で、比較例のｃＢＮ基体２１～３８に、Ａ層とＢ層の交互積層構造からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、表６に示す比較例被覆ｃＢＮ工具(「比較例工具」という)２１～３８を作製した。

　上記で作製した本発明工具１～１２および比較例工具２１～３８について、硬質被覆層の縦断面（工具基体１の表面に垂直な断面）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、及びエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いた断面測定により、Ａ層、Ｂ層の組成、一層層厚を複数箇所で測定し、これを平均することにより、組成、一層平均層厚を算出した。
　詳細には、組成を次のように測定した。すなわち、ＳＥＭで観察した５μｍ×５μｍの領域についてＥＤＳによる線分析を行った。交互積層構造を構成する各層について、工具基体表面に垂直な方向に５μｍの線分析を、工具基体表面に平行な方向に１μｍ間隔で５箇所行った。これにより、各測定箇所のｘ値又はｙ値及びｚ値を得た。得られたｘ値、ｙ値、及びｚ値をそれぞれ平均して得られた値を、Ａ層及びＢ層の組成として表３、６に示す。
　また、一層平均層厚を次のように測定した。すなわち、ＳＥＭで観察した５μｍ×５μｍの領域においてＥＤＳの面分析により得られた元素マッピング像によりＡ層とＢ層又はＡ層と工具基体表面との境界を決定した。そして、交互積層構造を構成する各層について、工具基体表面に垂直な方向における各層の境界の間隔を測定した。なお、各層において、工具基体表面に平行な方向に１μｍ間隔で５箇所について上記間隔を測定した。Ａ層及びＢ層それぞれについて、測定された上記間隔を平均して得られた値を、それぞれＡ層及びＢ層の一層平均層厚として表３、６に示す。

　さらに、本発明工具１～１２および比較例工具２１～３８の最表面層であるＢ層について、硬さを求めた。
　最表面のＢ層の硬さとして、ナノインデンテーション硬さを、ナノインデンテーション法により求めた。その結果を表３、６に示す。

　本発明工具１～１２および比較例工具２１～３８の最表面層であるＢ層について、ナノインデンテーション試験を行い、変位－荷重の負荷曲線および変位－荷重の除荷曲線から塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）を算出した。
　より具体的に言えば、ダイヤモンド製のＢｅｒｋｏｖｉｃｈ圧子（対稜角１１５°）を用い、荷重２００ｍｇ、Ｂ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さでナノインデンテーション試験を行った(図２Ａ参照)。これにより、Ｂ層の表面を変位させ、変位－荷重の負荷曲線および変位－荷重の除荷曲線を求めた(図２Ｂ参照)。該負荷曲線と除荷曲線の差（面積）から、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}と弾性変形仕事Ｗ_{ｅｌａｓｔ}とを求め、これらの値から、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）を算出した。なお、ナノインデンテーション試験を各工具について５箇所行った。得られた塑性変形仕事比率の平均値を塑性変形仕事比率として表３、６に示す。
　図２Ｂに、本発明工具１の硬質被覆層の最表面層であるＢ層について測定した変位－荷重の負荷曲線Ｌおよび変位－荷重の除荷曲線Ｕの概略説明図を示す。なお、試験荷重Ｐは同時測定する試料のうち、最表面のＢ層の層厚が最も薄い試料においても押し込み深さがＢ層の層厚の１／１０以下の押し込み深さとなるよう、工具の層厚に応じて決定する。図２Ｂに示す測定結果については試験荷重２００ｍｇにて試験を行っており、押し込み深さがＢ層の層厚の１／１０以下となることも確認した。
　表３、表６に、上記で求めた各種の値を示す。なお、表６において、Ｂ層が形成されていない比較例工具については、Ｂ層に関する項目の欄に「－」を記入した。

　次いで、本発明工具１～１２および比較例工具２１～３８について、以下の条件で切削加工試験を実施した。
　被削材：ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（６０ＨＲＣ）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２００ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　０．０５ｍｍ、
　送り：　０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　１５分。
　以上の条件でのクロム鋼の乾式強断続切削加工試験を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定し、また、欠損発生の有無を観察した。表７に、試験結果を示す。

　表７の結果によれば、本発明工具１～１２では、逃げ面摩耗幅の平均は約０．０９ｍｍであった。これに対して、比較例工具２１～３８では、逃げ面摩耗が進行して摩耗量が大きくなり、また、欠損発生により短時間で寿命となるものもあった。
　これらの結果から、本発明工具１～１２は、強断続切削加工条件下での耐欠損性、耐摩耗性のいずれも優れていることが分かる。

　本発明の表面被覆切削工具は、合金鋼の強断続切削条件での切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴う各種被削材の高速連続切削加工においても、すぐれた耐欠損性および耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示す。したがって、本発明の表面被覆切削工具は、切削加工装置の高性能化、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。

　１　　工具基体（ｃＢＮ基体）
　２　　硬質被覆層
　２Ａ　Ａ層
　２Ｂ　Ｂ層

Claims

　立方晶窒化ホウ素焼結体からなる工具基体表面に、Ａ層とＢ層が少なくとも各１層以上交互に積層された交互積層構造からなる合計層厚０．５～４．０μｍの硬質被覆層が形成されている表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具において、
（ａ）前記立方晶窒化ホウ素焼結体は、
　ＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮのうちの１種または２種以上：１０～５０ｖｏｌ％、
　ＷＣ：０．１～２ｖｏｌ％、
　ＡｌＮ：０．３～５ｖｏｌ％、
　ＴｉＢ_２：２～１０ｖｏｌ％、
　Ａｌ_２Ｏ_３：１．５～１０ｖｏｌ％、
　ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）：３０～８０ｖｏｌ％
からなる組成を有し、
（ｂ）前記Ａ層は、０．１～３．０μｍの一層平均層厚を有し、
　組成式：（Ｔｉ_１－ｘＡｌ_ｘ）Ｎ
で表した場合に、０．４≦ｘ≦０．７（但し、ｘは原子比によるＡｌの含有割合を示す）を満足する平均組成を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層であり、
（ｃ）前記Ｂ層は、０．１～３．０μｍの一層平均層厚を有し、
　組成式：（Ｃｒ_{１－ｙ－ｚ}Ａｌ_ｙＭ_ｚ）Ｎ
で表した場合に、０．０３≦ｙ≦０．４、０≦ｚ≦０．０５（但し、ｙは原子比によるＡｌの含有割合、ｚは原子比による成分Ｍの合計含有割合であり、また、成分Ｍは、Ｃｒを除く周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族元素、ＢおよびＳｉから選ばれる１種または２種以上の元素を示す）を満足するＣｒとＡｌとＭの複合窒化物層であり、
（ｄ）前記Ｂ層について、層厚の１／１０以下の押し込み深さになるように設定した荷重でナノインデンテーション試験を行うことによって求めたＢ層の硬さは、２８～４０ＧＰａの範囲内であり、また、塑性変形仕事比率Ｗ_{ｐｌａｓｔ}／（Ｗ_{ｐｌａｓｔ}＋Ｗ_{ｅｌａｓｔ}）の値は０．３５～０．５０の範囲内であることを特徴とする表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
　前記立方晶窒化ホウ素焼結体の原料粉末である立方晶窒化ホウ素粒子の平均粒径をＤ（μｍ）としたとき、前記立方晶窒化ホウ素焼結体中に占める粒径が３Ｄ（μｍ）以上の立方晶窒化ホウ素粒子の合計体積百分率（体積％）は、５ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。
　前記立方晶窒化ホウ素焼結体中の立方晶窒化ホウ素粒子の平均粒径をＤ’（μｍ）としたとき、前記立方晶窒化ホウ素焼結体中に占める粒径が３Ｄ’（μｍ）以上の立方晶窒化ホウ素粒子の合計体積百分率（体積％）は、５ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆立方晶窒化ホウ素焼結体工具。