(57)【要約】【課題】  高い耐欠損性と耐摩耗性を有する切削工具を提供する。【解決手段】  立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）を７０体積％以上含有するｃＢＮ焼結体からなる基体６の表面を被覆層７で被覆し、ｃＢＮ焼結体は、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子の周囲を、少なくとも周期表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り、被覆層７は、Ｔｉ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＡｌａＷｂＳｉｃＭｄ（ＣｘＮ１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる切削工具１である。【選択図】  図１
2010029980.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）を７０体積％以上含有するｃＢＮ焼結体からなる切刃チップの表面を被覆層で被覆した切削工具であって、前記ｃＢＮ焼結体は、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子の周囲を、少なくとも周期表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り、前記被覆層は、Ｔｉ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＡｌａＷｂＳｉｃＭｄ（ＣｘＮ１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなることを特徴とする切削工具。
【請求項２】
前記切刃チップは裏打板を介して台座にロウ付けされており、前記ｃＢＮ焼結体中の鉄族金属の濃度が前記裏打板の界面からすくい面表面に向かって減少していることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
【請求項３】
前記被覆層の厚みが０．５〜５μｍ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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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）焼結体等の高硬度焼結体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。中でも、超硬合金やサーメットでは加工が難しい高速加工や難削材、特に焼入れ鋼の加工には、ダイヤモンドに次ぐ硬度を持ち、かつ鉄との反応も生じにくいｃＢＮ焼結体が用いられている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、ｃＢＮ基体の表面にＴｉＣやＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３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２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３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。
【特許文献１】特開昭５９−８６７９号公報
【特許文献２】特開平８−１１９７７４号公報
【特許文献３】特開２００４−３４５００６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、ｃＢＮ基体の表面に被着形成する被覆層として、特許文献１のＴｉＣやＴｉＮ、Ａｌ２Ｏ３被覆層、特許文献２のＴｉＡｌＮ被覆層、特許文献３のＴｉＡｌＳｉＮ被覆層のいずれにおいても、切削性能は不十分でありさらなる長寿命化が求められていた。例えば、鋳鉄の切削加工に用いた場合でも工具寿命をさらに延ばすことが求められていた。
【０００５】
そこで、本発明の切削工具は、ｃＢＮ焼結体に被覆層を形成した切削工具において、さらに長寿命な切削工具を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の切削工具は、立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）を７０体積％以上含有するｃＢＮ焼結体からなる切刃チップの表面を被覆層で被覆したものであって、前記ｃＢＮ焼結体は、４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子の周囲を、少なくとも周期表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り、前記被覆層は、Ｔｉ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＡｌａＷｂＳｉｃＭｄ（ＣｘＮ１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなるものである。
【０００７】
ここで、前記切刃チップは裏打板を介して台座にロウ付けされており、前記ｃＢＮ焼結体中の鉄族金属の濃度が前記裏打板の界面からすくい面表面に向かって減少していることが望ましい。
【０００８】
さらに、前記被覆層の厚みが０．５〜５μｍであることが望ましい。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の切削工具によれば、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子の周囲を、少なくとも周期表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のｃＢＮ焼結体と、Ｔｉ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＡｌａＷｂＳｉｃＭｄ（ＣｘＮ１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる被覆層を組み合わせることによって、切削工具としての寿命が延び、特に鋳鉄の断続加工において優れた切削性能を発揮した。
【００１０】
ここで、前記切刃チップは裏打板を介して台座にロウ付けされており、前記ｃＢＮ焼結体中の鉄族金属の濃度が前記裏打板の界面からすくい面表面に向かって減少している場合には、裏打ち超硬合金との密着性およびｃＢＮ焼結体の高強度を保持しつつ、鉄族金属と被覆層との熱膨張係数差による残留応力の発生や被覆層の異常粒成長などの被覆層の欠陥を抑制するという効果がある。
【００１１】
さらに、前記被覆層の厚みが０．５〜５μｍであることが、摩耗と欠損のバランスが良くて、工具寿命が延びる点で望ましい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明の切削工具の一例について、図１の（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図を基に説明する。
【００１３】
図１（ａ）のように、本発明の切削工具（以下、単に工具と略す。）１は、すくい面２と逃げ面３との交差稜線が切刃４である形状をなし、かつ図１（ｂ）に示すように、ｃＢＮ焼結体からなる基体（以下、単に基体と略す。）６の表面に被覆層７を成膜した構成となっている。また、図１（ａ）によれば、基体６はチップ本体１０の先端に裏打ち板１１を介してロウ付けされた構造からなる。
【００１４】
基体６をなすｃＢＮ（立方晶窒化硼素）焼結体は、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子の周囲を、少なくとも周期表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。
【００１５】
ここで、立方晶窒化硼素を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、ＴｉＣ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。
【００１６】
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（以下、炭化物と略す。）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。
【００１７】
また、ｃＢＮ粒子については、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子との粗微混粒からなる。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、本発明の、粒径４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と粒径０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子が存在すると定義する。
【００１８】
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。
【００１９】
被覆層７は、Ｔｉ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＡｌａＷｂＳｉｃＭｄ（ＣｘＮ１−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、０．０１≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１である。）にて構成されている硬質被覆層８を具備している。
【００２０】
上記基体６と硬質被覆層８とを組み合わせた切削工具は、特に、鋳物の断続加工において耐欠損性に優れて、切削性能に優れるものである。
【００２１】
硬質被覆層８のこの組成領域では酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高まり、工具１の切削時の耐摩耗性が向上する、特に焼入鋼等の難削材を加工する際のクレータ摩耗の進行を抑制できる。しかも、硬質被覆層８に内在する内部応力を低減することができるので、切刃４の先端に発生しやすいチッピングが抑制できて耐欠損性が高いものとなる。
【００２２】
すなわち、ａ（Ａｌ組成比）が０．４５よりも少ないと硬質被覆層８の耐酸化性が低下してしまい、ａ（Ａｌ組成比）が０．５５よりも多いと硬質被覆層８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よりも少ないと硬質被覆層８の内部応力が高くて耐欠損性が低下するとともに、基体６と硬質被覆層８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よりも多いと硬質被覆層８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よりも多いと硬質被覆層８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よりも少な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よりも多いと金属Ｍの一部が立方晶とは別の低硬度相として存在して硬質被覆層８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。
【００２３】
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。
【００２４】
また、上記硬質被覆層８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、硬質被覆層８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（Ｃ組成比）の特に望ましい範囲は０≦ｘ≦０．５である。ここで、本発明によれば、上記硬質被覆層８の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＸ）またはＸ線光電子分光分析法（ＸＰＳ）にて測定できる。
【００２５】
また、上記硬質被覆層８は内部応力が高いものであるから厚膜化しても被覆層７がチッピングしにくく、硬質被覆層８の膜厚が０．５〜６μｍであっても、硬質被覆層８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。
【００２６】
さらに、被覆層７は、硬質被覆層８と、ＡｌＮ、周期表第４、５および６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物のうち１つから選ばれる他の被覆層９との２層以上の多層とすることによって耐チッピング性を向上できる場合もある。なお、被覆層７の膜厚（硬質被覆層８と他の被覆層９との総膜厚）が０．５〜５．０μｍであることが、硬質被覆層８の膜剥離やチッピングを防止し、十分な耐摩耗性を維持することができるため望ましい。なお、鋳鉄加工用の切削工具として用いる場合には、被覆層７の厚みが１μｍ〜３μｍであることが望ましい。また、焼入鋼加工用の切削工具として用いる場合には、被覆層７の厚みが０．５μｍ〜５μｍであることが望ましい。
【００２７】
また、基体６は裏打板１１を介して台座にロウ付けされており、前記ｃＢＮ焼結体中の鉄族金属の濃度が裏打板１１の界面からすくい面１０表面に向かって減少している場合には、被覆層７の異常粒成長やヒートショックによる性能低下を防止できるという効果がある。
（製造方法）
次に、上述した工具の製造方法について説明する。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
次に、基体６の表面に被覆層７を成膜する。硬質被覆層８の成膜方法として、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。成膜方法の一例についての詳細として、硬質被覆層８をイオンプレーティング法で作製する場合について説明すると、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）、金属タングステン（Ｗ）、金属シリコン（Ｓｉ）、金属Ｍ（ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲットまたは複合化した合金ターゲットに用い、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ４）／アセチレン（Ｃ２Ｈ２）ガスと反応させて成膜する。また、成膜雰囲気として窒素（Ｎ２）ガスやアルゴン（Ａｒ）ガスを１〜１０Ｐａの割合で導入することによって、硬質被覆層８の基体６に対する密着力と硬度が向上する。
【００３２】
なお、イオンプレーティング法やスパッタリング法で硬質被覆層８を成膜する際には、硬質被覆層８の結晶構造および配向性を制御して高硬度な被覆層を作製できるとともに基体６との密着性を高めるために成膜時に３０〜２００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。
【実施例１】
【００３３】
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。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。
【００３４】
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１に示す組成の被覆層を成膜した。また、被覆層の組成はキーエンス社製走査型電子顕微鏡（ＶＥ８８００）を用いて倍率５００倍にて観察を行い、同装置に付随のＥＤＡＸアナライザ（ＡＭＥＴＥＫ  ＥＤＡＸ−ＶＥ９８００）を用いて加速電圧１５ｋＶにてエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＸ）法の一種であるＺＡＦ法により組成の定量分析を行った。また、この方法で測定できなかった元素については、ＰＨＩ社製Ｘ線光電子分光分析装置（Ｑｕａｎｔｕｍ２０００）を用い、Ｘ線源はモノクロＡｌＫ（２００μｍ、３５Ｗ、１５ｋＶ）を測定領域約２００μｍに照射して測定を行った。測定結果は表１に被覆層の組成として示した。
【００３５】
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（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１に合わせて示した。
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
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。
【００３６】
【表１】
2010029980.tif 000003
【００３７】
表１に示される結果から、ａ（Ａｌ組成比）が０．５５よりも大きい試料Ｎｏ．１３では被覆層の結晶構造が一部立方晶から六方晶に変化してしまい工具の耐摩耗性が悪くなってクレータ摩耗が進行した。逆に、ａ（Ａｌ組成比）が０．４５よりも小さい試料Ｎｏ．１８でも被覆層の酸化開始温度が低く工具の耐摩耗性が悪くてクレータ摩耗が進行した。また、Ｗを含まずにｂ（Ｗ組成比）が０である試料Ｎｏ．１１、１２では工具にチッピングが発生してしまい、逆に、ｂ（Ｗ組成比）が０．１を超える試料Ｎｏ．１４では工具の耐摩耗性が悪く、いずれも工具寿命の短いものであった。さらに、ｃ（Ｓｉ組成比）が０．０５を超える試料Ｎｏ．１２、１５および１７でも工具の耐摩耗性が悪くてクレータ摩耗が進行した。また、Ｍ（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上）を含有しない試料Ｎｏ．１２、１８では、酸化開始温度が低下して切削した際に工具の摩耗量が大きく、逆に、ｄ（Ｍ組成比）が０．１を超える試料Ｎｏ．１６でも耐摩耗性が低下してクレータ摩耗が進行し工具寿命の短いものであった。
【００３８】
これに対し、硬質層の組成が本発明の範囲内の試料Ｎｏ．１〜１０では、耐酸化性が向上して優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性も良好であり、その結果、工具寿命が長いものであった。
【実施例２】
【００３９】
平均粒子径５μｍの粗粒ｃＢＮ原料粉末、平均粒径０．８μｍの微粒ｃＢＮ原料粉末、平均粒径１．０μｍのＴｉＣ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＴｉＮ原料粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＣＮ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＺｒＣ原料粉末、平均粒径１．２μｍのＺｒＮ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２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２に示す昇温速度で昇温し、圧力５．０ＧＰａで、表２に示す焼成温度、時間で焼成した後、表２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。実施例１と同様の工程で切削工具とし、被覆層の層厚を３．０μｍとする以外は実施例１の試料Ｎｏ．７と同じ条件で成膜した（試料Ｎｏ．２２〜３１）。この試料を用いて上記と同様に切削評価した。結果は表３に示した。
【００４０】
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２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。
【００４１】
【表２】
2010029980.tif 000004
【００４２】
【表３】
2010029980.tif 000005
【００４３】
表２、３から明らかなとおり、周期表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ない試料Ｎｏ．２６では耐摩耗性が悪くて加工数が少なかった。また、鉄族金属を含まない試料Ｎｏ．２８ではチッピングが多発して加工数が少なかった。さらに、ｃＢＮ粒子の含有比率が７０体積％より少ない試料Ｎｏ．２７では耐摩耗性が悪くて加工数が少なかった。さらに、焼結体中のｃＢＮ粒子の分布が粗粒と微粒の２つのピークを持たない試料Ｎｏ．２９〜３１では耐欠損性が悪くて加工数が少なかった。
【００４４】
これに対して、４〜６μｍのｃＢＮ粗粒子と０．５〜１．２μｍのｃＢＮ微粒子とのｃＢＮ粒子の周囲を、少なくとも周期表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するとともに、特定の被覆層を形成した試料Ｎｏ．２２〜２５では、いずれも比較例に比べて工具寿命が長いものであった。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】本発明の切削工具の一例を示し、（ａ）概略斜視図および（ｂ）概略断面図である。
【符号の説明】
【００４６】
１      切削工具（工具）
２      すくい面
３      逃げ面
４      切刃
６      基体（ｃＢＮ焼結体）
７      硬質被覆層
８      被覆層
９      他の被覆層
１０    チップ本体
１１    裏打ち板
【図１】
2010029980.tif 000006