(57)【要約】  【課題】  基体と被覆層との密着性を改善して、すくい面および逃げ面に求められる切削性能を最適化して、長く使用できる切削工具を提供する。  【解決手段】  すくい面２と逃げ面３との交差稜線を切刃４とし、ＷＣ粒子を含有する超硬合金からなる基体５の表面が被覆層６で被覆されており、すくい面２側の基体５の表面における前記ＷＣ粒子の平均粒径ｄｒが０．５〜２．５μｍであり、逃げ面３側の基体５の表面における前記ＷＣ粒子の平均粒径ｄｆが０．６〜３．５μｍであるとともに、前記ｄｆが前記ｄｒよりも大きい切削工具１である。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
すくい面と逃げ面との交差稜線を切刃とし、ＷＣ粒子を含有する超硬合金からなる基体の表面が被覆層で被覆された切削工具であって、前記すくい面側の前記基体の表面における前記ＷＣ粒子の平均粒径ｄｒが０．５〜２．５μｍであり、前記逃げ面側の前記基体の表面における前記ＷＣ粒子の平均粒径ｄｆが０．６〜３．５μｍであるとともに、前記ｄｆが前記ｄｒよりも大きい切削工具。
【請求項２】
前記ｄｒに対する前記ｄｆの比（ｄｆ／ｄｒ）が１．０５〜１．２である請求項１記載の切削工具。
【請求項３】
前記被覆層が、前記基体の表面に対して垂直な方向に延びた柱状のＴｉＣＮ結晶からなるＴｉＣＮ層を含有する請求項１または２記載の切削工具。
【請求項４】
前記被覆層が、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＮ層と、平均厚みが３〜１５μｍの前記ＴｉＣＮ層と、平均厚みが０〜０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが２〜８μｍのＡｌ２Ｏ３層と、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＣｘＮｙ層（０≦ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層とが順に積層された構成からなる請求項３記載の切削工具。
【請求項５】
前記逃げ面側の前記基体の表面側における前記ＷＣ粒子の平均粒径が、前記基体の内部における前記ＷＣ粒子の平均粒径よりも大きい領域が、前記基体の表面から１００〜３００μｍの厚みで存在する請求項１乃至４のいずれか記載の切削工具。
【請求項６】
前記逃げ面側の前記基体の表面における結合相の含有割合が、前記すくい面側の前記基体の表面における結合相の含有割合よりも多い請求項１乃至５のいずれか記載の切削工具。
【請求項７】
前記結合相中にはタングステン（Ｗ）が固溶し、前記逃げ面側の前記基体の表面側において、前記結合相中のタングステンの固溶比率が、前記基体の表面から内部に向かって一旦増加し、最大値を取った後、前記基体の内部に向かって減少する濃度分布からなる請求項６記載の切削工具。
【請求項８】
前記結合相中のタングステンの固溶比率が最大値を取る位置が、前記逃げ面側の前記基体の表面から５０〜２００μｍの深さで存在する請求項７記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は超硬合金からなる基体の表面が被覆層で被覆された切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から金属等の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金に被覆層が被覆されたものが好適に利用されている。例えば、特許文献１には、プラズマＣＶＤ法を用いて、成膜する際の基体を載置する位置を適正化し、切刃に被覆される被覆層とすくい面および逃げ面に被覆される被覆層との膜質を異ならせた構成が開示されている。また、特許文献２では、被覆層を成膜した後に被覆層の表面を研摩処理して、すくい面側に被覆される被覆層と逃げ面側に被覆される被覆層との表面状態を異ならせた構成が開示されている。いずれも、各部位に求められる切削性能を最適化させ、長く使用できる切削工具とすることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平７−８０７０３号公報
【特許文献２】特開２０１１−２３０２８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献１、２に記載された被覆層の膜質または表面状態を各部位に応じて異ならせた切削工具では、基体と被覆層との間の密着性を改善するものではなく、被覆層が剥離したり、チッピングしたりする場合があった。
【０００５】
本発明の目的は、基体と被覆層との密着性を改善して、すくい面および逃げ面に求められる切削性能を最適化して、長く使用できる切削工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の切削工具は、すくい面と逃げ面との交差稜線を切刃とし、ＷＣ粒子を含有する超硬合金からなる基体の表面が被覆層で被覆されたものであって、前記すくい面側の前記基体の表面における前記ＷＣ粒子の平均粒径ｄｒが０．５〜２．５μｍであり、前記逃げ面側の前記基体の表面における前記ＷＣ粒子の平均粒径ｄｆが０．６〜３．５μｍであるとともに、前記ｄｆが前記ｄｒよりも大きいものである。
【発明の効果】
【０００７】
本発明の切削工具によれば、すくい面側における基体表面のＷＣ粒子の平均粒径ｄｒが所定の範囲内にあるとともに、ｄｒが逃げ面側における基体表面のＷＣ粒子の平均粒径ｄｆよりも小さいことによって、すくい面側の基体表面の硬度が高くて変形しにくい。これによって、耐摩耗性が要求されるすくい面において、基体と被覆層との硬度差を小さくして、基体が変形する際に被覆層がその変形に追従できずに、被覆層が剥離することを抑制する。その結果、すくい面に求められる被覆層の摩耗の進行を抑制できる。また、ｄｆは所定の範囲内であるとともにｄｒよりも大きいので、逃げ面側の基体の靭性が高く、すくい面よりも断続切削にて衝撃がかかる逃げ面の被覆層において、被覆層の表面から衝撃がかかった場合であっても、逃げ面の基体が衝撃を吸収して、欠損およびチッピングが抑制される。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】本発明の好適例について、（ａ）概略斜視図であり、（ｂ）Ｘ−Ｘ断面図である。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
本実施態様の切削工具１は、図１（ａ）（ｂ）に示すように、すくい面２と逃げ面３との交差稜線を切刃４とし、基体５の表面が被覆層６で被覆されている。基体５は、ＷＣ粒子を含有する硬質相と、硬質相を結合する結合相を有する超硬合金からなる。なお、本実施態様の超硬合金中の硬質相が、ＷＣ粒子からなるか、またはＷＣ粒子を主体として、それ以外の周期表４、５、６族金属のいずれか１種以上の金属元素を含有する炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれか１種以上のＢ１型固溶体相を含有する。また、本実施態様の超硬合金中の結合相は、Ｃｏを主成分として、硬質相中の金属元素が固溶したものからなる。
【００１０】
そして、本実施態様によれば、すくい面２側の基体５の表面におけるＷＣ粒子の平均粒径ｄｒが０．５〜２．５μｍであり、逃げ面３側の基体５の表面におけるＷＣ粒子の平均粒径ｄｆが０．６〜３．５μｍである。また、ｄｆがｄｒよりも大きいものである。なお、本発明における前記基体の表面におけるＷＣ粒子の平均粒径は、切削工具１の断面写真において、基体５の表面から１０μｍ以内の領域に存在するＷＣ粒子の平均粒径を測定することによって算出される。
【００１１】
この範囲からなる本実施態様の切削工具１は、基体５の硬度が高くて変形しにくい。また、ｄｒがｄｆよりも小さいので、耐摩耗性が要求されるすくい面２において、基体５および被覆層６の硬度差による変形しやすさの差を小さくして、基体５と被覆層６との変形度合の違いによる被覆層６の剥離を抑制する。その結果、すくい面２に求められる被覆層６の摩耗の進行を抑制できる。さらに、ｄｆが大きいので、基体５の逃げ面３における靭性が高い。そのため、すくい面２よりも断続切削にて衝撃がかかる逃げ面３の被覆層６において、被覆層６の表面から衝撃がかかった場合であっても、逃げ面３の基体５が衝撃を吸収できる。その結果、逃げ面３における被覆層６の欠損およびチッピングを抑制できる。
【００１２】
すなわち、ｄｒが０．５μｍよりも小さいと、すくい面３側における基体５の表面の靭性が低下し、耐欠損性が低下する。逆に、ｄｒが２．５μｍよりも大きいと、基体５の硬度が低下して変形しやすく、耐摩耗性が要求されるすくい面２において、基体５および被覆層６の硬度差が大きく、被覆層６が剥離しやすくなる。ｄｒの望ましい範囲は、０．７〜２μｍである。
【００１３】
また、ｄｆが０．６μｍよりも小さいと、被覆層６の表面から衝撃がかかった場合に、逃げ面３側の基体５の衝撃を吸収する能力が低下して、欠損やチッピングが発生しやすくなる。さらに、ｄｆが３．５μｍより大きいと、基体５の硬度が低下して変形しやすく、被覆層６が剥離しやすくなる。ｄｆの望ましい範囲は、０．８〜２．５μｍである。
【００１４】
さらに、ｄｒがｄｆ以上であると、すくい面２に求められる被覆層６の摩耗の進行を抑制する効果と、逃げ面３における被覆層６の衝撃吸収能力を両立させることができず、すくい面２側の被覆層６が剥離するか、または、逃げ面３において被覆層６の欠損やチッピングが発生しやすくなる。
【００１５】
ここで、本実施態様では、ｄｆ／ｄｒ（すくい面２側の基体５の表面におけるＷＣ粒子の平均粒径ｄｒに対する、逃げ面３側の基体５の表面におけるＷＣ粒子の平均粒径ｄｆの比）が１．０５〜１．２である。この範囲であれば、すくい面２における耐摩耗性および逃げ面３における耐欠損性を最適化できる。ｄｆ／ｄｒの望ましい範囲は１．１〜１．１
５である。
【００１６】
さらに、本実施態様では、ｄｆが、基体５の内部のＷＣ粒子の平均粒径に対して、ＷＣ粒子の平均粒径が大きい領域が、基体５の表面から１００〜３００μｍの厚みで存在している。これによって、基体５の衝撃吸収能力がより高くなる。なお、本発明における基体５の内部とは、基体５の表面からの深さが５００μｍ以上の領域を指す。
【００１７】
また、本実施態様では、逃げ面３側の基体５の表面における結合相の含有割合が、すくい面２側の基体５の表面における結合相の含有割合よりも多い。これによって、すくい面２側における基体５の変形を抑制して、被覆層６の耐剥離性を高めることができる。また、逃げ面３側における基体５の衝撃吸収力を高めて、逃げ面３側における耐欠損性を高めることができる。
【００１８】
さらに、本実施態様によれば、結合相中にはタングステン（Ｗ）が固溶し、逃げ面３側の基体５の表面近傍において、前記結合相中のタングステンの固溶比率が表面から内部に向かって一旦増加し、最大値を取った後、基体５の内部に向かって減少する濃度分布からなる。これによって、切削時に発生する熱が効率よく伝播するという効果がある。なお、本実施態様では、結合相中のタングステンの固溶比率が最大値を取る位置が、基体の表面からの深さが５０〜２００μｍである。
【００１９】
また、本実施態様では、被覆層６が、基体５の表面に対して垂直な方向に延びた柱状のＴｉＣＮ結晶からなるＴｉＣＮ層を含有している。本実施態様においては、この被覆層６はＣＶＤ法によって成膜されたものからなる。これによって、基体５と被覆層６との密着力が高く、かつ、被覆層６の耐摩耗性および耐欠損性も高いものである。さらに、被覆層６は、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＮ層と、平均厚みが３〜１５μｍの前記ＴｉＣＮ層と、平均厚みが０〜０．１μｍのＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる中間層と、平均厚みが２〜８μｍのＡｌ２Ｏ３層と、平均厚みが０〜０．７μｍのＴｉＣｘＮｙ層（０≦ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層とが、基体の表面に順に積層された構成からなる。この構成であれば、被覆層６の耐摩耗性および耐欠損性が高い。
【００２０】
上記実施態様の被覆層のより好適な構成を具体的に説明すると、上記超硬合金からなる基体の表面に被覆されて、基体側から、ＴｉＮ層と、ＴｉＣＮ層と、中間層と、Ａｌ２Ｏ３層と、最表層の順に設けられている。中間層は、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのうちのいずれかからなる。最表層は、ＴｉＣｘＮｙ層（０≦ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる。被覆層６の各層のより好適な平均厚みは、ＴｉＮ層が０．１〜０．７μｍ、ＴｉＣＮ層が４〜１３μｍ、中間層が０．０１〜０．１μｍ、Ａｌ２Ｏ３層が３〜６μｍ、最表層が０．３〜０．７μｍである。なお、各層の平均厚みは、各層の任意の位置において１０μｍ以上の幅に亘って１μｍ間隔で１０箇所以上の測定点において厚みを測定し、その平均値を取って算出する。
【００２１】
ここで、ＴｉＣＮ層が上記範囲であれば、十分な耐摩耗性を維持できるとともに耐欠損性も高い。ＴｉＣＮ層のより好適な範囲は、５〜１０μｍである。Ａｌ２Ｏ３層が上記範囲であれば、十分な耐酸化性を維持して、耐摩耗性が高いとともに、耐チッピング性も高い。Ａｌ２Ｏ３層のさらに好適な範囲は、４〜５μｍである。なお、ＴｉＮ層、中間層および最表層は省略することもできる。
【００２２】
ＴｉＮ層は基体５と被覆層６との密着性を高めるものであり、ＴｉＮ層の平均厚みが０．１〜０．７μｍであると、被覆層６は基体５との密着性が良く、かつ、被覆層６はチッピングしにくい。ＴｉＮ層のさらに好適な範囲は、０．４〜０．５μｍである。さらに、
ＴｉＣＮ層とＡｌ２Ｏ３層との間の中間層はＴｉＣＮ層とＡｌ２Ｏ３層との密着性を高める効果がある。中間層の平均厚みが０．０１〜０．１μｍであると、Ａｌ２Ｏ３層が剥離しにくく、かつＡｌ２Ｏ３層がチッピングしにくい。中間層のさらに好適な範囲は、０．０３〜０．０８μｍである。ＴｉＣｘＮｙ層（０≦ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層は、切削工具の表面を金色等の鮮やかな色として、切刃の未使用、使用済みの判定を容易にするために設けたものであり、０．３〜０．７μｍであれば、目視で識別できる。なお、最表層には、酸素を全量中１０質量％以下の割合で含有してもよい。
【００２３】
上記基体と被覆層との組み合わせによって、切削時にすくい面に求められる被覆層の密着性および逃げ面に求められる被覆層の耐チッピング性をともに高めることができる。
【００２４】
（製造方法）
本発明の被覆工具を作製する方法について説明する。
【００２５】
まず、マイクロトラック法による平均粒径が０．２〜１０μｍのＷＣ原料粉末およびマイクロトラック法による平均粒径が０．２〜３μｍのＣｒ３Ｃ２原料粉末を、粉砕混合機に投入し、水または溶剤を添加し、撹拌してスラリーを作製する。ここで、上記平均粒径のＷＣ原料粉末を用いて、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が０．２〜３μｍになるまで粉砕する。また、Ｃｏ原料粉末は、ＷＣ原料粉末およびＣｒ３Ｃ２原料粉末の投入時に添加せず、スラリーを撹拌しながら、混合粉末のマイクロトラック法による平均粒径が０．２〜２．５μｍになるまで粉砕した後に、Ｃｏ原料粉末をスラリーの中に添加する。すなわち、Ｃｏ原料粉末を初期から投入すると、粉砕時間が終了する頃にはＣｏ原料粉末同士が凝集してしまう。また、所望により、スラリー中には、焼成後の超硬合金の飽和磁化の調整するために、ＷＣ原料粉末およびＣｒ３Ｃ２原料粉末の投入時に、金属粉末、カーボン粉末を添加する。なお、ＶＣ原料粉末やＴａＣ原料粉末を添加する場合には、ＷＣ原料粉末およびＣｒ３Ｃ２原料粉末の投入時に添加する。また、スラリーには有機バインダ、分散剤等を添加して調整し、スプレードライにて顆粒とする。
【００２６】
この顆粒を用いて、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形する。本実施態様では、成形された成形体の逃げ面側の表面に、炭素粉末を含有するペーストを塗布して乾燥させる。その後、真空中または非酸化性雰囲気中にて１３５０〜１５５０℃で焼成することによって上述した超硬合金を作製する。このとき、炭素粉末を塗布した部分は、他の部分に比べて焼結が進行するので、逃げ面側の基体表面における超硬合金中のＷＣ粒子の平均粒径を、すくい面２側における基体５の表面の超硬合金中のＷＣ粒子の平均粒径よりも大きくすることができる。また、本発明では、この製造方法に限定されるものではなく、例えば、炭素粉末を含有するペーストを成形体の全面に塗布するか、または別の方法で、基体の表面全体における超硬合金中のＷＣ粒子の平均粒径を、基体の内部における超硬合金中のＷＣ粒子の平均粒径よりも大きい状態とした後、すくい面側のみ、表面のＷＣ粒子の平均粒径が大きい領域を研磨する方法も適用することができる。
【００２７】
その後、この超硬合金に、所望によって、ｄｒ、ｄｆを調整しながら、すくい面、またはすくい面および逃げ面に研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。
【００２８】
そして、この超硬合金からなる基体の表面に所望により、被覆層を成膜する。
化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を成膜する方法の一例について説明する。
まず、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５〜１０．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜９４０℃、８〜５０ｋＰａの条件で
ＴｉＮ層を成膜する。
【００２９】
次に、反応ガス組成として、体積％で四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．５〜１０．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．１〜３．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を７８０〜８８０℃、５〜２５ｋＰａにてＴｉＣＮ層の下側部分を成膜する。ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が０．１〜０．４体積％に調整すること、および成膜温度を７８０℃〜８８０℃とすることが、断面観察において下側部分が微細な柱状晶（ＭＴ−ＴｉＣＮ）からなるＴｉＣＮ層を形成できるために望ましい。
【００３０】
なお、ＴｉＣＮ層の下側部分の成膜条件は単一条件で形成しても良いが、ＴｉＣＮ層の成膜条件を途中で変更して組織状態を変えることもできる。例えば、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスの比率を増してＴｉＣＮ層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。または、上記ＴｉＣＮ層の成膜途中から、成膜条件を、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１．０〜５．０体積％、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスを０．５〜５．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを１０．０〜３０．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａの条件に変更することによって、ＴｉＣＮ層の上側の結晶を下側の結晶よりも幅の広い柱状結晶とすることができる。この条件において、混合するアセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスの一部をメタン（ＣＨ４）ガスに変更して混合する条件であっても、所望のＴｉＣＮ層を形成することが可能である。なお、アセトニトリル（ＣＨ３ＣＮ）ガスの混合比率は、段階的に変えてもよいが、連続的に変えることもできる。
【００３１】
次に、ＴｉＣＮ層の上側部分を構成するＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜する。ＨＴ−ＴｉＣＮ層の具体的な成膜条件は、例えば、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを２．５〜４．０体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０．１〜１０．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを５．０〜２０．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとする。
【００３２】
さらに、中間層を成膜する。具体的な成膜条件は、例えば、四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを１．０〜４．０体積％、メタン（ＣＨ４）ガスを０〜７．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０〜２０．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ２）ガスを１．０〜５．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整する。これらの混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９００〜１０５０℃、５〜４０ｋＰａとする。
【００３３】
そして、引き続き、Ａｌ２Ｏ３層を成膜する。Ａｌ２Ｏ３層の成膜方法としては、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０．０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを用い、９５０〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとすることが望ましい。
【００３４】
また、所望により、ＴｉＣｘＮｙ層（０≦ｘ、０．５≦ｙ、ｘ＋ｙ＝１）からなる最表層を成膜する。具体的な成膜条件は、反応ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ４）ガスを０．１〜１０．０体積％、窒素（Ｎ２）ガスを０〜６０．０体積％、残りが水素（Ｈ２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を９６０〜１１００℃、１０〜８５ｋＰａとすればよい。
【実施例１】
【００３５】
平均粒径５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、平均粒径１．２μｍの金属コバルト
（Ｃｏ）粉末、平均粒径２．５μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、平均粒径２．０μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径２．０μｍのＴａＣ粉末、平均粒径２．０μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径２．５μｍのＴｉＣ粉末とを表１の比率で添加、混合して、混合粉末の平均粒径が０．９〜１．１μｍの範囲になるまで粉砕を振動ミルにて行った。この時、Ｃｏの添加については、粉砕途中の混合粉末の平均粒径が１．０〜２．０μｍの範囲になった時点でＣｏ粉末を添加した。
【００３６】
その後、スプレードライによって造粒して得られた混合粉末を、プレス成形により切削工具形状に成形した。一方、平均粒径０．０５μｍの炭素粉末を１０質量％含有するペースト（Ｃペースト）を作製し、作製した成形体の表１に示す部位の表面に、ペーストを５．０μｍの平均厚みで塗布し、乾燥させた。なお、表１の側面は逃げ面を指し、主面はすくい面を指す。
【００３７】
そして、この成形体に脱バインダ処理を施し、０．５〜１００Ｐａの真空中、表１に示す温度で１時間焼成した。なお、焼成後の超硬合金中の各金属含有量は原料調合組成と同じであった。さらに、作製した超硬合金に両頭加工にてすくい面側の基体の表面を平滑にした後、切刃部に対してブラスト加工にて刃先処理（Ｒホーニング）を施した。
【００３８】
次に、上記超硬合金に対して、ＣＶＤ法により被覆層を成膜した。成膜条件は、まず、８８０℃、１６ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ４：２．０体積％、Ｎ２：３３．０体積％、残りがＨ２の混合ガスを流してＴｉＮ層を０．１μｍの厚さで成膜した。次に、８２５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ４：２．５体積％、Ｎ２：２３．０体積％、ＣＨ３ＣＮ：０．４体積％、残りがＨ２の混合ガスを流して、基体の表面に対して垂直な方向に延びた柱状で平均結晶幅が０．３μｍの第１のＴｉＣＮ層を３．５μｍの厚さで成膜した。それから、ＣＨ３ＣＮ：０．８体積％に変更して、基体の表面に対して垂直な方向に延びた柱状で平均結晶幅が０．８μｍの第２のＴｉＣＮ層を２．５μｍの厚さで成膜した。その後、９５０℃、１０ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ４ガスを３．０体積％、ＣＨ４ガスを３．０体積％、Ｎ２ガスを１０．０体積％、残りがＨ２ガスからなる混合ガスを流して、ＨＴ−ＴｉＣＮ層を０．３μｍ成膜した。そして、１０１０℃、２０ｋＰａの成膜条件で、ＴｉＣｌ４：３．５体積％、ＣＨ４：２．０体積％、Ｎ２：５．０体積％、ＣＯ２：２．０体積％、残りがＨ２の混合ガスを流して中間層を０．１μｍの厚さで形成した。その後、１００５℃、９ｋＰａの成膜条件で、ＡｌＣｌ３：１．５体積％、ＨＣｌ：２．０体積％、ＣＯ２：４．０体積％、Ｈ２Ｓ：０．３体積％、残りがＨ２の混合ガスを流してαＡｌ２Ｏ３層を５μｍの厚さで成膜した。最後に、１０１０℃、３０Ｐａの成膜条件で、ＴｉＣｌ４：３．０体積％、Ｎ２：３０．０体積％、残りがＨ２の混合ガスを流してＴｉＮからなる最表層を０．５μｍの厚さで成膜した。
【００３９】
得られた切削工具について、切断研磨面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、すくい面および逃げ面の基体の表面から１０μｍ厚み領域におけるＷＣ粒子の平均粒径を画像解析ソフトSEMVIEWでそれぞれ測定し、すくい面側および逃げ面側の基体の表面におけ
るＷＣ粒子の平均粒径（ｄｒ、ｄｆ）とした。表２に、ｄｒ、ｄｆとして記載した。さらに、ｄｒまたはｄｆが、基体の内部におけるＷＣ粒子の平均粒径よりも大きい場合には、基体の表面近傍について、１０μｍ×１０μｍの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径を測定し、ｄｒまたはｄｆが大きい領域を特定して、基体の表面からの厚みを見積もった。表２に厚みとして記載した。
【００４０】
また、波長分散型Ｘ線分析（ＷＤＳ）にて、すくい面側または逃げ面側の基体の表面付近における結合相の含有量を測定し、表２に記載した。さらに、ＷＤＳにて、結合相の組成分析を行い、結合相内のタングステンの固溶量を確認した。そして、基体の表面からの深さが５００μｍ〜６００μｍの範囲内で各結合相中のタングステンの固溶量を、この範
囲内に点在する結合相のそれぞれの位置について測定し、その平均値を、基体の内部のそれぞれの位置における超硬合金の結合相中のタングステンの固溶量とした。また、基体の表面〜表面からの深さが３００μｍまでの範囲内で点在する各結合相中のタングステンの固溶量についても測定した。そして、表面〜深さ３００μｍの範囲でのタングステンの固溶量が、基体の内部（表面から５００μｍ〜６００μｍの深さの範囲内）でのタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在する場合には、タングステンの固溶量が最大となる深さを確認した。表２に、タングステンの固溶量が最大となる深さをＷ分布深さとして記載した。なお、内部から表面までタングステン量に変化のない、すなわち表面〜深さ３００μｍの範囲にタングステンの固溶量よりも高くなる領域が存在しない試料については、表中、一定と記載した。
【００４１】
そして、この切削工具を用いて下記の条件により、旋削試験を行い、切削性能を評価した。結果は表２に示した。
（切削条件）
被削材  ：ＳＣＭ４４０  φ２００×４００ｃｍ、４本溝付（耐欠損性評価用）
ＳＣＭ４３５  φ２００×４００ｃｍ（摩耗評価用）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：２５０ｍ／分
送り速度：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
その他  ：水溶性切削液使用
評価項目：耐欠損評価は、各試料６コーナーずつ切削を行い欠損に至るまでの衝撃回数を測定した。また、耐摩耗評価は切削時間１５分における逃げ面摩耗量を測定した。
【００４２】
【表１】
2015024468.tif 000003
【００４３】
【表２】
2015024468.tif 000004
【００４４】
表１、２より、ｄｒとｄｆが同じ試料Ｎｏ．５、およびｄｒがｄｆよりも大きい試料Ｎｏ．６では、欠損に至る衝撃回数が短く、摩耗量も大きいものであった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．１〜４では、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていた。
【実施例２】
【００４５】
実施例１の原料粉末を用いて表３の組成に調合し、表１と同様に成形した。この成形体に実施例１と同じ炭素粉末を含有するペーストを表３に示す部位の表面に塗布し、乾燥させた。次に、表３の焼成温度で実施例１と同様に焼成し、作製した超硬合金にブラスト加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。なお、焼成後の超硬合金中の各金属含有量は原料調合組成と同じであった。そして、上記超硬合金に対して、実施例１と同じ条件で被覆層を成膜した。
【００４６】
得られた切削工具について、実施例１と同様に評価した。また、この切削工具を用いて下記の条件により、旋削試験を行い、切削性能を評価した。結果は表３に示した。
（切削条件）
被削材  ：ＦＣＤ４５０  φ１２５×８０×３００ｍｍ、４ケ穴付（耐欠損性評価用）
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
切削速度：３００ｍ／分
送り速度：０．２０ｍｍ／刃
切り込み：２．０ｍｍ
その他  ：水溶性切削液使用
評価項目：切削不能に至る切削時間
【００４７】
【表３】
2015024468.tif 000005
【００４８】
表３より、ｄｒとｄｆが同じ試料Ｎｏ．８では、欠損に至る衝撃回数が短く、摩耗量も大きいものであった。これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．７では、チッピングや欠損が抑制され、かつ摩耗の進行も抑制されていた。
【符号の説明】
【００４９】
１  切削工具
２  すくい面
３  逃げ面
４  切刃
５  基体
６  被覆層
【図１】
2015024468.tif 000006