【事件の表示】
　特許第３２５０１３４号「耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具」の請求項１に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３２５０１３４号の請求項１に係る特許を維持する。
【理　由】
第１　手続の経緯
　本件特許第３２５０１３４号発明は、平成７年１２月２５日の出願であって、平成１３年１１月１６日にその特許権の設定登録がなされ、その後、特許異議申立人日立ツール株式会社より、全請求項である請求項１に対して、特許異議の申立てがなされた。これに対し、当審より平成１４年１２月１９日付で取消しの理由（以下「取消理由１」という。）を通知したところ、その指定期間内である平成１５年２月２０日に特許権者より特許異議意見書が提出された。更に、当審より平成１５年３月１３日付で取消しの理由（以下「取消理由２」という。）を通知したところ、その指定期間内である平成１５年４月１８日に特許権者より特許異議意見書及び全文訂正明細書を添付した訂正請求書が提出された。
第２　訂正の適否についての判断
１　訂正事項
（１）訂正事項ａ
　本件特許の登録時の明細書（以下「特許明細書」という。）の特許請求の範囲に記載の、
　「【請求項１】　炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦な炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、いずれも表面性状が先鋭化針状結晶の炭酸化チタン層、炭窒酸化チタン層、および炭酸化チタン層と炭窒酸化チタン層の複層のうちのいずれか，
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦な酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具。」を、
　「【請求項１】　炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦な炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、
層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ
４
の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かつ
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦な酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具。」と訂正する。
　上記請求項１の訂正箇所は、アンダーライン部分である。
（２）訂正事項ｂ
　特許明細書の段落【０００５】を次の如く訂正する。
　「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、超硬基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦なＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かついずれも表面性状が先鋭化針状結晶のＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層、およびＴｉＣＯ層とＴｉＣＮＯ層の複層のうちのいずれか、
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦なＡｌ２０３ 層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた被覆超硬工具に特徴を有するものである。
　なお、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する硬質被覆層の平均層厚を５〜２０μｍとしたのは、その平均層厚が５μｍでは、所望の耐摩耗性を確保することができず、その平均層厚が２０μｍを越えると、切刃に欠けが発生し易くなるという理由によるものである。」
２　訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
（１）訂正事項ａ
　訂正事項ａについては、請求項１の「層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、」を加入する訂正は、硬質被覆層の中間層を構成する表面性状が先鋭化針状結晶の炭酸化チタン層、炭窒酸化チタン層、および炭酸化チタン層と炭窒酸化チタン層の複層のうちのいずれかの形成条件を限定するものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とするものである。
　そして、この訂正は、特許明細書の段落【０００４】における、
「前記中間層であるＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層の形成を、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で行う」、
という記載に基づいている。　
　上記の如く、訂正事項ａは、特許請求の範囲の減縮を目的とし、新規事項の追加に該当せず、また、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。
（２）訂正事項ｂ            
　訂正事項ｂについては、上記の特許請求の範囲の請求項１を訂正することに伴い、明細書の発明の詳細な説明における記載の整合性を確保しようとするものであり、この訂正は、明りようでない記載の釈明を目的とするものである。
　また、この訂正は、新規事項の追加に該当せず、特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。
３　むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項、及び同第３項で準用する特許法第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
第３　特許異議の申立てについての判断
１　特許異議申立ての理由の概要
　特許異議申立人日立ツール株式会社は、甲第１号証として、
雑誌名　Ｓｕｒｆａｃｅ　ａｎｄ　Ｃｏａｔｉｎｇｓ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，６１（１９９３）ｐ１７７−１８１
論文タイトル　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ　ｏｆ　ＣＶＤ　α−Ａｌ２Ｏ３／κ−Ａｌ２Ｏ３　ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ　ｃｏａｔｉｎｇｓ
著者名　Ｍ．Ｈａｌｖａｒｓｓｏｎ　ａｎｄ　Ｈ．Ｎｏｒｄｅｎ、を
　甲第２号証として、
雑誌名　Ｓｕｒｆａｃｅ　ａｎｄ　Ｃｏａｔｉｎｇｓ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，７６‐７７（１９９５）ｐ２８７−２９６
論文タイトル　Ｔｈｅ　ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ　ｓｕｒｆａｃｅ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｇｒｏｗｔｈ　ｏｆ　ＣＶＤ　α−Ａｌ２Ｏ３　ａｎｄ　κ−Ａｌ２Ｏ３著者名　Ｍ．Ｈａｌｖａｒｓｓｏｎ，Ｓ．Ｖｕｏｒｉｎｅｎ、を
　甲第３号証として、甲第１号証の図４拡大図、を
　甲第４号証として、甲第１号証の図６拡大図、を
　甲第５号証として、甲第２号証の図１（ａ）拡大部分図、を
　それぞれ提出して、本件特許の請求項１に係る発明は、甲第１号証及び甲第２号証に記載の発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであって、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであると主張している。
２　取消しの理由の概要　
　取消理由１は、刊行物１として「特開昭５３−８９８０５号公報」を、刊行物２として甲第１号証を、刊行物３として甲第２号証を引用して、本件特許の請求項１に係る発明は、刊行物１、刊行物２及び刊行物３に記載の発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであるから、本件請求項１に係る発明の特許は、取り消されるべきであるというものである。
　また、取消理由２は、明細書の記載不備について、「特許請求の範囲の請求項１における、中間層の先鋭化針状結晶の構成は、発明の詳細な説明の欄における段落０００４の課題を解決するための手段における先鋭化針状結晶の構成と一致しておらずその構成を不明瞭にしており、特許法第３６条第５項に規定する要件を満たしていない。」というものである。
３　本件特許発明
　上記のように本件特許については訂正が認められており、本件特許の請求項１に係る発明（以下「本件発明」という。）は、上記第２の１（１）に記載された、訂正後の請求項１に記載されたとおりのものと認める。
　なお、上記訂正により、取消し理由２は、解消した。
４　各刊行物の記載
（１）刊行物１
　刊行物１には、次の事項が記載されている。
ア　「（１）　周期率表（「周期律表」の誤記と認められる。）４ａ，５ａ，６ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物の１種以上と、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒの１種以上とよりなる超硬質合金を基体とし、その表面に、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮの単層または複層を０．５〜１０μの厚さに被覆し、その上にチタンのハロゲン化物と水素および一酸化炭素もしくは二酸化炭素あるいは両者および窒素、もしくはアンモニアあるいは両者を８００℃〜１２００℃で反応せしめて生成したチタンオキシカーボナイトライドを０．５〜１０ミクロンの厚みに被覆し、その上に酸化アルミニウムを０．５〜５μの厚さに被覆したことを特徴とする被覆超硬質合金製品。」（特許請求の範囲）
イ　「本発明は耐摩耗性にすぐれた薄い被覆層を有する切削用および耐摩耗部品用の超硬質合金製品に関する。」（第１頁右下欄第２０行〜第２頁左上欄第２行）
ウ　「ＴｉＣＸＮＹＯＺ（チタンオキシカーボナイトライド）を生成する」（第２頁左下欄第７〜８行）
エ　「本発明はこのほとんど未知な物質であるＴｉＣＸＮＹＯＺを化学蒸着法により、超硬質合金の表面に強固に被覆する方法を探求の結果、チタンのハロゲン化物を８００℃〜１２００℃の高温で水素および一酸化炭素およびあるいは二酸化炭素および窒素およびあるいはアンモニアと反応させて超硬質合金の表面に直接ＴｉＣＸＮＹＯＺを生成せしめかくして得られた被覆層が従来用いられていた硬質層よりも優れた性能を有することおよび酸化アルミニウムとの親和性に優れ、強い付着強度を生ずることを見出して完成されたものである。」（第２頁左下欄第１４行〜右下欄第４行）
オ　「実施例１
　基体としてＷＣ８０％、Ｃｏ１０％、ＴｉＣ８％、ＴａＣ２％（重量％，ＩＳ規格（「ＩＳＯ規格」の誤記と認められる。）Ｐ３０グレード）よりなる超硬質合金を用い、これを耐熱合金製反応容器内で１０００℃に加熱して、ＴｉＣｌ４　２容量％　ＣＨ４２容量％、Ｈ２残の割合いで混合された反応ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流速で送り込んで１．５時間反応させた。反応終了後残留ガスを除去し、引き続きＴｉＣｌ４２容量％、ＣＨ４１容量％、ＣＯ０．４容量％、Ｎ２０．３容量％、Ｈ２残の割合で混合された反応ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流速で送り込んで１時間反応させた。反応終了後残留ガスを除去し、９５０°にしてＡｌＣｌ３２容量％、ＣＯ２３容量％、Ｈ２残の割合で混合された反応ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流速で送り込んで１時間反応させた。反応終了後冷却して取り出したチップの表面は下層が５μのＴｉＣ、中間層が２μのチタンオキシカーボナイトライド、上層が２μのＡｌ２Ｏ３で被覆された。」（第３頁左下欄第４行〜右下欄第１行）
　上記ア〜オの記載事項より刊行物１には、次の発明が記載されていると認められる。
　炭化タングステン基超硬質合金基体の表面に、
（ａ）下層として、炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、構成成分である一酸化炭素及びアンモニアを含む反応ガスを反応温度８００℃〜１２００℃で反応せしめて生成した炭窒酸化チタン層、
（ｃ）上層として、酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された被覆層を１．５〜２５μｍの平均層厚で形成してなる、被覆超硬質合金製品。
（２）刊行物２
　刊行物２には、次の事項が、実質的に記載されている。          
ア　　化学蒸着法により被覆したκ−アルミナ多層膜とα−アルミナ多層膜を透過型電子顕微鏡によって解析した。観察用の薄層断面はアルミナ層被覆超硬合金製インサート工具から作製した。本報告においては種々の層内におけるα構造層やκ構造層の検討を行った。
　各々のアルミナ層の膜厚は１μｍであった。アルミナ粒子の改良をそれぞれの変質層（訳注：結合層のことを言う）上のアルミナの再核形成によって行った。
α−アルミナ層の微細構造は等軸結晶粒子からなり多くの結晶転位とポアを持っていた。一方、κ−アルミナ層は柱状の双晶粒子からなり結晶転位や空孔は無かった。全ての層において、α−アルミナ粒子はランダムに分布しており、一方、κ−アルミナの成長容易方向はｃ軸に沿った方向であった。
　α−結合層とκ−結合層の両者の上に成長したα−アルミナ層を観察した結果は．この構造の成長は針状形状の結合層の上に起こりやすいことを示している。
αとκの多層膜の両者において、互いに寄り添っているα−アルミナ粒子とκ−アルミナ粒子とが第１アルミナ層中で存在するのは、結合層の構造に直接関係していた。クラックや欠陥をこれらα−κ界面に見出すことは出来なかった。（第１７７頁アブストラクトの訳文）
イ　　３．２　アルミナ−結合層の界面
　κ−アルミナ層を形成するために、ＴｉＣ上に被覆されたκ−結合層は、図３に示すように、膜厚２００ｎｍ、粒子サイズ１００ｎｍであった。κ−アルミナ層は２つの領域からなっており、その第１の領域は、粒子サイズが１００ｎｍの微細粒子からなり、第２の領域は、残りの領域全体に渡って大きな柱状のκ−アルミナ粒子からなっていた。
　上記で述べた様に、ＸＲＤ解析による多層構造のκ−アルミナ層の考察は、被覆層が１００％全てκ−アルミナからなることを示した。しかしながら、ＴＥＭ観察によると、第１のアルミナ層はκ構造ではなくて、α構造として核形成が行われていることが分かった。このような場合には、図４に示すように、κ−結合層は針状粒子群からなっていた。（第１７９頁左欄第２１〜３４行の訳文）
ウ　　ＴＥＭ観察では、時々，第１のアルミナ層はκ構造ではなくてα構造として形成さた。この時、κ−結合層は針状粒子群からなっていた。（第１７９頁、第４図説明文の訳文）
エ　　α−アルミナ層を形成するために、ＴｉＣ層上に被覆されたα−結合層は、図６に示すように、膜厚２００ｎｍ、針状形結晶からなっていた。α−アルミナ層内、特に第１の層は、高密度なポアが存在した。３種類の異なった形態のポアが観察された。第１の形態は、２０〜１００ｎｍの小さな球状をしたポア、第２の形態は、２０〜１００ｎｍの小さな多角形をしたポア、第３形態は、２００〜５００ｎｍの大きな球状をしたポアであった。（第１８０頁左欄第１３行〜右欄第７行の訳文）
オ　　ＴＥＭ観察では、ＴｉＣ層上に被覆されたα−結合層は針状形結晶からなっていた。（第１８０頁、第６図説明文の訳文）
（３）刊行物３                                             
　刊行物３には、次の事項が、実質的に記載されている。            
ア　　本研究においては、化学蒸着法によるアルミナ被覆におけるアルミナの核形成と成長に関する考察のため、３種類の異なるタイプの試料が用意され、これらが透過型電子顕微鏡によって観察された。第１の試料は、アルミナ層が中間のα−結合層を介してＴｉ（Ｃ，Ｎ）層上に被覆されたもの、第２の試料は．アルミナ層が中間のα−結合層を介することなくＴｉ（Ｃ，Ｎ）層上に被覆されたもの、第３の試料は、アルミナ層が中間のＴｉ２Ｏ３層上に被覆されたものであった。純粋なκ−アルミナは、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層上に被覆したものに観察され、一方、純粋なα−アルミナは、α−結合層を介した時と、Ｔｉ２Ｏ３層上に被覆したものに観察された。アルミナ層の成膜条件は全ての場合において同一であったので、以上のことは、出来上がったアルミナの構造が、中間層での核の形成によって支配されていることを示している。ポアはＴｉ（Ｃ，Ｎ）−Ｔｉ２Ｏ３層界面で頻繁に観察された。一方、Ｔｉ２Ｏ３−α−アルミナ層界面、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）−α−アルミナ層界面、或いはα−結合層−α−アルミナ層界面では、ポアは観察されなかった。α−結合層の粒子とα−アルミナ層の粒子との間の結晶方位の相互関係は見られなかった。一方で、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層上のκ−アルミナ層、またはＴｉ２Ｏ３層上のα−アルミナ層のエピタキシャル成長は、頻繁に観察された。それは、次のように・・・・（中略）・・・・・
　両者の結晶方位の関係は、最密充填層が、最密充填方位どうしが平行な状態で最密充填層上に成長することを表している。（第２８７頁アブストラクトの訳文）
イ　　４．結果及び考察
　第１図（ａ）に、多層皮膜断面のＴＥＭ観察像を示す。この多層皮膜の構造は、α−結合層がＴｉ（Ｃ，Ｎ）層とアルミナ層との間に中間層として用いられた。α−結合層は、多結晶体であり、ＴｉとＡｌとから構成され、粒子サイズは５０〜３００ｎｍであり、粒子は格子定数がＴｉＣと近似しているｆｃｃ結晶構造を示す。これらの観察結果は、先の報告文献〔７，８〕の内容と一致している。第１のアルミナ層は膜厚８μｍのα−アルミナ層からなっている。α−結合層上にある粒子は、粒子サイズが２μｍで殆ど等軸に形成されている。（第２８８頁右欄第９〜２１行の訳文）
ウ　　多層皮膜断面のＴＥＭ観察像。（ａ）α−結合層が存在する構造、（ｂ）α−結合層が存在しない構造。（第２８９頁、第１図説明文の訳文）
５　対比・判断
　本件発明（前者）と刊行物１に記載の発明（後者）を対比すると、後者の超硬質合金基体、下層、上層、被覆層、及び被覆超硬質合金製品が、前者の超硬合金基体、内側層、外側層、硬質被覆層、及び表面被覆超硬合金製切削工具にそれぞれ相当しており、両者は、
　炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ａ）内側層として、炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、構成成分である一酸化炭素及びアンモニアを含む反応ガスを反応せしめて形成した炭窒酸化チタン層、
（ｃ）外側層として、酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる表面被覆超硬合金製切削工具。
において、一致している。そして、次の点で相違している。
（１）前者の内側層及び外側層は、いずれも表面性状が平坦であるのに対し、後者のこれらの各層の表面性状は、不明である点。（相違点１）
（２）前者の表面被覆超硬合金製切削工具は、中間層は、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かつその表面性状が先鋭化針状結晶であるのに対し、後者のものは、構成成分である一酸化炭素及びアンモニアを含む反応ガスを「反応温度８００℃〜１２００℃で反応せしめて形成」するものであり、中間層の表面性状が不明である点。（相違点２）
　相違点２については、刊行物２及び刊行物３には、中間層としてその表面性状が先鋭化針状結晶の層、例えばα−結合層を設けることが記載されているが、このα−結合層は、前者のように炭窒酸化チタンの層に設けられたものではない。しかも、前者の先鋭化針状結晶の層は、「層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され」るものであり、刊行物２及び刊行物３には、このような製法の記載は認められず、また、これを示唆する記載も認められない。
　したがって、刊行物１、刊行物２及び刊行物３のいずれにも、本件発明の特定事項である「中間層として、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かついずれも表面性状が先鋭化針状結晶の炭酸化チタン層、炭窒酸化チタン層、および炭酸化チタン層と炭窒酸化チタン層の複層のうちのいずれか、」が記載されておらず、かつ該特定事項を示唆する記載もないから、本件発明は、刊行物１、刊行物２及び刊行物３に記載の発明に基づいて容易に発明をすることができたものとすることはできない。
第４　むすび
　以上のとおりであるから、特許異議の申立ての理由及び証拠によっては、本件発明に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に、本件発明に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。　
【異議決定日】
平成１５年６月２日（２００３．６．２）
【訂正の要旨】
　（１）平成１３年２月２日付け提出の全文訂正明細書（以下同じ）、特許請求の範囲、
「　　【請求項１】　炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦な炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、いずれも表面性状が先鋭化針状結晶の炭酸化チタン層、炭窒酸化チタン層、および炭酸化チタン層と炭窒酸化チタン層の複層のうちのいずれか、
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦な酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具。」
とあるを、
「　　【請求項１】　炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦な炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、
層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かつ
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦な酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具。」、
と訂正する。
（２）明細書の【０００５】欄、
「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、超硬基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦なＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、いずれも表面性状が先鋭化針状結晶のＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層、およびＴｉＣＯ層とＴｉＣＮＯ層の複層のうちのいずれか、
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦なＡｌ２Ｏ３層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた被覆超硬工具に特徴を有するものである。
　なお、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する硬質被覆層の平均層厚を５〜２０μｍとしたのは、その平均層厚が５μｍでは、所望の耐摩耗性を確保することができず、その平均層厚が２０μｍを越えると、切刃に欠けが発生し易くなるという理由によるものである。」、
とあるを、
「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、超硬基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦なＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、
層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かつ
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦なＡｌ２Ｏ３層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた被覆超硬工具に特徴を有するものである。
　なお、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する硬質被覆層の平均層厚を５〜２０μｍとしたのは、その平均層厚が５μｍでは、所望の耐摩耗性を確保することができず、その平均層厚が２０μｍを越えると、切刃に欠けが発生し易くなるという理由によるものである。」、
と訂正する。
（５４）【発明の名称】
耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦な炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒化チタン層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かついずれも表面性状が先鋭化針状結晶の炭酸化チタン層、炭窒酸化チタン層、および炭酸化チタン層と炭窒酸化チタン層の複層のうちのいずれか、
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦な酸化アルミニウム層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　この発明は、すぐれた耐チッピング性を有し、したがって例えば鋼の連続切削を高送りや高切込みなどの重切削で行っても、さらに鋼の切削を断続切削で行っても切刃にチッピング（微小欠け）の発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮する表面被覆超硬合金製切削工具（以下、被覆超硬工具という）に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　従来、例えば特開昭５５−１４８７６４号公報および特開昭５３−８９８０５号公報に記載されるように、炭化タングステン基超硬合金基体（以下、超硬基体という）の表面に、化学蒸着法や物理蒸着法を用い、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦な炭化チタン（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化チタン（以下、ＴｉＮで示す）層、および炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、いずれも表面性状が平坦な炭酸化チタン（以下、ＴｉＣＯで示す）層、炭窒酸化チタン（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層、およびＴｉＣＯ層とＴｉＣＮＯ層の複層のうちのいずれか、
（ｃ）外側層として、表面性状が同じく平坦な酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された被覆硬質層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる被覆超硬工具が知られており、これが鋼や鋳鉄などの連続切削に用いられていることも知られている。
　【０００３】
　【発明が解決しようとする課題】
　一方、近年の切削装置の高性能化および多機能化、さらにＦＡ化はめざましく、かつ切削加工の省力化に対する要求も強く、これに伴い、切削加工は通常の条件での連続切削は勿論のこと、高送りや高切込みなどの重切削条件での連続切削や、さらに断続切削が併用される傾向にあり、したがって切削工具としては、これらの各種切削加工のどれにも対応できる切削工具が求められるが、上記の従来被覆超硬工具においては、特にこれを構成する硬質被覆層における外側層のＡｌ２Ｏ３層と中間層のＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層との付着強度が十分でないために、これを上記の重切削や断続切削に用いた場合に、前記両層間の付着強度不足が原因で切刃にチッピングが発生し易く、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
　【０００４】
　【課題を解決するための手段】
　そこで、本発明者は、上記のような観点から、上述の従来被覆超硬工具に着目し、特にこれを構成する硬質被覆層におけるＡｌ２Ｏ３層の外側層とＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層の中間層との密着性向上を図るべく研究を行った結果、前記中間層であるＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層の形成を、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で行うと、図１にこの発明の被覆超硬工具の要部縦断面が模写図で示される通り、前記ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層の表面性状が先鋭化針状結晶を呈するようになり、この状態で外側層としてＡｌ２Ｏ３層を形成すると、前記ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のもつ先鋭化針状結晶の表面性状によって前記Ａｌ２Ｏ３層との密着性が著しく向上し、この結果得られた被覆超硬工具は、これを重切削や断続切削に用いても切刃にチッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するようになるという研究結果を得たのである。
　【０００５】
　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、超硬基体の表面に、
（ａ）内側層として、いずれも表面性状が平坦なＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種以上の複層、
（ｂ）中間層として、層形成進行に従って、反応ガスの構成成分であるＣＯの濃度並びに反応温度を連続的あるいは断続的に高める一方、同構成成分であるＣＨ４の濃度を反対に連続的あるいは断続的に低くした条件で形成され、かついずれも表面性状が先鋭化針状結晶のＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層、およびＴｉＣＯ層とＴｉＣＮＯ層の複層のうちのいずれか、
（ｃ）外側層として、表面性状が平坦なＡｌ２Ｏ３層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された硬質被覆層を５〜２０μｍの平均層厚で形成してなる、耐チッピング性のすぐれた被覆超硬工具に特徴を有するものである。
　なお、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する硬質被覆層の平均層厚を５〜２０μｍとしたのは、その平均層厚が５μｍでは、所望の耐摩耗性を確保することができず、その平均層厚が２０μｍを越えると、切刃に欠けが発生し易くなるという理由によるものである。
　【０００６】
　【発明の実施の形態】
　つぎに、この発明の被覆超硬工具を実施例により具体的に説明する。
　原料粉末として、平均粒径：３μｍのＷＣ粉末、同１．５μｍの（Ｔｉ、Ｗ）Ｃ［重量比で、ＴｉＣ／ＷＣ：３０／７０）粉末、同１．２μｍの（Ｔｉ、Ｗ）ＣＮ［ＴｉＣ／ＷＣ＝２４／２０／５６）粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、および同１．２μｍのＣｏ粉末を用い、これら原料粉末を表１に示される配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、１×１０−２Ｔｏｒｒの真空中、１４５０℃に１時間保持の条件で焼結してＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８のスローアウェイチップ形状をもった超硬基体Ａ〜Ｄをそれぞれ製造した。
　ついで、上記超硬基体Ａ〜Ｄのそれぞれの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表２、３に示される条件で、表４に示される組成および平均層厚の硬質被覆層を形成することにより本発明被覆超硬工具１〜７および従来被覆超硬工具１〜７をそれぞれ製造した。
　【０００７】
　ついで、この結果得られた各種の被覆超硬工具について、
　　被削材：ＳＣＭ４４０の丸棒、
　　切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ、
　　送り：０．６２ｍｍ／ｒｅｖ、
　　切込み：２ｍｍ、
　　切削時間：１０分、
の条件での鋼の乾式連続高送り切削試験、並びに、
　　被削材：ＳＮＣＭ４３９の角材、
　　切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、
　　送り：０．３２ｍｍ／ｒｅｖ、
　　切込み：２ｍｍ、
　　切削時間：２５分、
の条件での鋼の乾式断続切削試験を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果も表４に示した。
　【０００８】
　【表１】
　【０００９】
　【表２】
　【００１０】
　【表３】
　【００１１】
　【表４】
　【００１２】
　【発明の効果】
　表４に示される結果から、本発明被覆超硬工具１〜７は、いずれも外側層であるＡｌ２Ｏ３層が中間層であるＴｉＣＯ層またはＴｉＣＮＯ層に、前記中間層における先鋭化針状結晶の表面性状によって強固に付着しているので、連続高送り切削や断続切削でも切刃にチッピングの発生なく、すぐれた切削性能を発揮するのに対して、従来被覆超硬工具１〜７は、前記Ａｌ２Ｏ３層のＴｉＣＯ層またはＴｉＣＮＯ層に対する付着強度が不十分なので、前記の苛酷な切削条件では切刃にチッピングが発生し、これが原因で比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
　上述のように、この発明の被覆超硬工具は、通常の連続切削は勿論のこと、連続切削を高送りや高切込み条件で行う場合に用いても、さらに断続切削に用いても、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮するものであり、したがって切削加工の多様性に満足に対応することができるものである。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
この発明の被覆超硬工具を構成する硬質被覆層の要部縦断面を示す模写図である。