(57)【要約】  Ｔｉ基サーメット１は、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種と、周期表第４、５および６族金属から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および炭窒化物から選ばれる少なくとも１種と、Ｒｕとを含有する。
2010517792.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第４、５および６族金属から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および炭窒化物から選ばれる少なくとも１種と、Ｒｕとを含有することを特徴とするＴｉ基サーメット。
【請求項２】
前記Ｒｕの含有量が０．１〜１０．０質量％であることを特徴とする請求項１に記載のＴｉ基サーメット。
【請求項３】
ＴｉＣ、ＴｉＮおよびＴｉＣＮから選ばれる少なくとも１種を含有する第１硬質相と、周期表第４、５および６族金属から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および炭窒化物から選ばれる少なくとも１種を含有する第２硬質相と、ＲｕとＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種とを含有する結合相とで構成され、
前記第１硬質相および前記第２硬質相を前記結合相で結合してなるＴｉ基サーメット。
【請求項４】
前記第２硬質相および結合相はＷを含有し、前記結合相中に固溶するＷの含有量が前記第２硬質相中に固溶するＷの含有量よりも多いことを特徴とする請求項３に記載のＴｉ基サーメット。
【請求項５】
前記第２硬質相がＮｂを含有し、前記第２硬質相中のＮｂの含有量が前記結合相中のＮｂの含有量よりも多いことを特徴とする請求項４に記載のＴｉ基サーメット。
【請求項６】
前記第２硬質相中の周期表第４、５および６族金属元素総量に対するＷ含有比率が１０〜２０質量％であり、前記結合相３中の周期表第４、５および６族金属元素および鉄族金属元素の総量に対するＷ含有比率が３０〜７０質量％である請求項３または４に記載のＴｉ基サーメット。
【請求項７】
表面が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）からなる被覆層で被覆される請求項１乃至６のいずれかに記載のＴｉ基サーメット。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＴｉ基サーメットに関し、特に切刃における耐熱衝撃性を高めた切削工具に好適なＴｉ基サーメットに関する。
【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としてＷＣを主成分とする超硬合金やＴｉを主成分とするＴｉ基サーメット等の焼結合金が広く使われている。これら焼結合金については、その性能改善のために新規組成開発が続けられている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、Ｔｉ基サーメット中に、Ｔｉ系の主相とともに、Ｍｇ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、ランタン系希土類元素の酸化物またはホウ化物等の分散相を含有せしめることによって、サーメットの硬度、強度、破壊靭性が向上して切削工具としての耐摩耗性および耐欠損性が向上することが開示されている。
【０００４】
また、特許文献２では、ハイパーコンプレッサに使用されるプランジャーを、セラミック成分と、鉄族金属を主要成分としてＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕを固溶させたバインダとを含有する耐蝕性および耐摩耗性サーメットにて構成することによって、従来使用されていた焼結炭化物合金に比べて、機械的特性は維持したまま耐蝕性を改善できることが開示されている。そして、同文献では、サーメットの具体例としてＷＣ−Ｃｏ組成をベースとする超硬合金が用いられており、この超硬合金中の結合相成分としてＣｏとともにＲｕ等を添加することにより、超硬合金の耐蝕性が向上したことが記載されている。
【特許文献１】特開２００３−２００３０７号公報
【特許文献２】特表平１１−５０２２６０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１の特定の分散相を含有せしめたサーメットでも耐熱衝撃性が不十分であり、サーメットの切刃付近にサーマルクラックが入って欠損に至るという問題があった。また、特許文献２のようにＲｕを添加した超硬合金でも耐熱衝撃性を改善する効果はなかった。
【０００６】
そこで、本発明の切削工具は上記問題を解決するためのものであり、その目的は、耐熱衝撃性の悪いＴｉ基サーメットの耐熱衝撃性を高めることにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明のＴｉ基サーメットは、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第４、５および６族金属から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および炭窒化物から選ばれる少なくとも１種と、Ｒｕとを含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、Ｔｉ基サーメットの耐熱衝撃性を高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】本発明のサーメットの一例を示し、サーメット中の第２硬質相および結合相を含む要部についてのオージェ分析結果である。
【図２】従来のサーメット中の第２硬質相および結合相を含む要部についてのオージェ分析結果である。
【図３】本発明のサーメットの一例を示し、要部についての透過型電子顕微鏡写真である。
【図４】図３の（ａ）ａ点、（ｂ）ｂ点、（ｃ）ｃ点、（ｄ）ｄ点についてのエネルギー分散分光（ＥＤＳ）分析データである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本実施形態にかかるＴｉ基サーメット（以下、単にサーメットと略す。）１について、サーメット１の第２硬質相５を含む要部についてのオージェ分析における元素含有比率分布である図１、従来のサーメットの第２硬質相を含む要部についてのオージェ分析における元素含有比率分布である図２、サーメット１の断面についての透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である図３、および図３のa、b、c、d各点におけるエネルギー分散分光（ＥＤＳ）分析データである図４（ａ）〜（ｄ）を基に説明する。
【００１１】
サーメット１は、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上と、Ｒｕとを含有し、これによって、サーメット１の耐熱衝撃性が高くなる。
【００１２】
なお、前記Ｒｕの含有量は０．１〜１０．０質量％であることが、サーメット１の硬度を維持できる点で望ましい。
【００１３】
また、サーメット１は、Ｔｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物からなる硬質相２をＣｏまたはＮｉを主成分とする結合相３で結合してなり、硬質相２が、ＴｉＣＮを主成分とする第１硬質相４と、周期表第４、５および６族金属の少なくとも１種とＴｉとの複合炭窒化物固溶体の第２硬質相５とから構成されている。第２硬質相５は、図１に示すように、Ｗを含有している。
【００１４】
ここで、図１に示すように断面組織を走査型電子顕微鏡にて観察した場合に、第１硬質相４は黒色の粒子として観察される。一方、第２硬質相５は灰白色の粒子、または白色の芯部の周辺に灰白色の周辺部が存在する有芯構造からなる粒子として観察される。なお、上記灰白色とは、写真撮影の条件によって白色に近い色調に見えることもあり、灰色に近い色調に見えることもある。ここで、第１硬質相４はＴｉＣＮからなる黒色粒子であるがＣｏやＮｉを含有していても良い。また、第１硬質相４の外周には、灰白色の周辺部が存在して有芯構造をなしていてもよい。他方、結合相３は白い領域として観察される。
【００１５】
そして、図１のオージェ分析における元素含有比率分布から明らかなとおり、サーメット１はWを含有しているが、結合相３中に固溶するＷの固溶量が第２硬質相５中に固溶するＷの固溶量よりも多い構成となっている。すなわち、図２に示す従来のＴｉ基サーメットに比べて結合相３中に多量のＷ成分が固溶しており、このために、結合相３の熱伝導性と高温強度を向上できているものと推定され、その結果サーメット１の耐熱衝撃性をより高めることができるものと思われる。なお、Ｒｕは主として結合相３中に固溶している。そして、このような組織構成とするためには、サーメット１を製造する際に、原料中にＲｕ成分を添加するとともに所定の焼成条件で焼成する必要がある。
【００１６】
また、図４において、図４（ａ）は第１硬質相４の組成を示し、ＴｉとＣとＮとを主成分として含有している。図４（ｂ）は結合相３の組成を示し、Ｃｏを主成分として、ＮｉとＷとを第１硬質相４および第２硬質相５よりも多く含有している（図４（ａ）、４（ｃ）、４（ｄ）参照）。図４（ｃ）は第２硬質相５中に存在する第１硬質相４の組成を示し、ＴｉとＣとＮとを主成分として含有している。そして、図４（ｄ）はＴｉとＣとＮとを主成分として含有する第２硬質相５の組成を示し、第２硬質相５はＷ、Ｎｂからなる。そして、結合相３中に固溶するＷの固溶量が第２硬質相５中に固溶するＷの固溶量よりも多く、かつ第２硬質相５中に固溶するＮｂの固溶量が結合相３中に固溶するＮｂの固溶量よりも多い構成となっている。
【００１７】
これによって、結合相３の熱伝導性と高温強度を向上できるとともに第２硬質相５の耐酸化性を高めることができ、サーメット１の結合相の熱伝導性と高温強度を向上できる。その結果、サーメット１の高温における硬度と耐熱衝撃性をより高めることができる。なお、このような組織構成とするためには、サーメット１を製造する際に、原料中にＲｕ成分を添加するとともに後述する所定の焼成条件で焼成する必要がある。
【００１８】
なお、第２硬質相５中の周期表第４、５および６族金属元素総量に対するＷ含有比率が１０〜２０質量％であり、結合相３中の周期表第４、５および６族金属元素および鉄族金属元素の総量に対するＷ含有比率が３０〜７０質量％であることが、サーメット１の熱伝導性が向上して耐熱衝撃性が向上するため望ましい。
【００１９】
さらに、サーメットの内部における断面組織を観察した場合に、第２硬質相５の平均粒径が第１硬質相４の平均粒径よりも大きいこと、望ましくは内部における第１硬質相４の平均粒径をａｉとし、第２硬質相５の平均粒径をｂｉとしたとき、ａｉとｂｉとの比率（ｂｉ／ａｉ）が２〜８であることが、第２硬質相５が熱伝播に有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。ａｉとｂｉとの比率（ｂｉ／ａｉ）の望ましい範囲はサーメット１の耐欠損性を維持できる点で３〜７である。
【００２０】
なお、本発明における硬質相２の粒径の測定は、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測定する。この時、硬質相２が有芯構造からなる場合については、芯部と周辺部を含めた周辺部の外縁までを１つの硬質相としてその粒径を測定する。
【００２１】
また、サーメット１の内部についての断面組織において、第２硬質相５の平均面積が第１硬質相４の平均面積よりも大きいこと、望ましくは内部における硬質相２全体に対する第１硬質相４が占める平均面積をＡｉとし、第２硬質相５が占める平均面積をＢｉとしたとき、ＡｉとＢｉとの比率（Ｂｉ／Ａｉ）が１．５〜５であることが、第２硬質相５が熱伝播により有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。
【００２２】
また、サーメット１の表面近傍における断面組織を観察した場合、サーメット１の表面に、硬質相２全体に対する第１硬質相４が占める平均面積をＡｓとし、第２硬質相５が占める平均面積をＢ5としたとき、ＡｓとＢｓとの比率（Ｂｓ／Ａｓ）が前記ＡｉとＢｉとの比率（Ｂｉ／Ａｉ）よりも大きい表面領域が存在することが、サーメット１の表面近傍における熱伝導性を高めてサーメット１の耐熱衝撃性を向上させるために望ましい。比率（Ｂｓ／Ａｓ）の特に望ましい範囲は３〜１０であり、比率（Ｂｓ／Ａｓ）／比率（Ｂｉ／Ａｉ）の望ましい範囲は１．２〜２．３である。
【００２３】
なお、表面領域においては、表面領域における第２硬質相５の平均粒径をｂｓとしたとき、内部における第２硬質相５の平均粒径ｂｉとの比率（ｂｓ／ｂｉ）が１．１〜２であることが、表面領域８における第２硬質相５が熱伝播に有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。また、表面領域は３０〜３００μｍの厚さで存在することが、サーメット１の表面近傍における熱伝導性を高めてサーメット１の耐熱衝撃性を向上させるために望ましい。なお、本発明におけるサーメット１の内部における断面組織を観察する場合には、サーメット１の表面からの深さが１０００μｍ以上の領域において観察する。
【００２４】
また、サーメット１に含有される硬質相をなすＴｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物の合計含有比率は７０〜９６質量％であることが望ましく、特に耐摩耗性の向上の点で８５〜９６質量％であることが望ましい。一方、結合相３の含有比率は４〜１５質量％であることによって、基体の硬度および靭性のバランスに優れたものとなる。また、結合相としては、鉄族金属の総量に対してＣｏを６５質量％以上含有することが切削工具の耐熱衝撃性を高めるために望ましい。なお、サーメット１の焼肌面が平滑な面となるようにサーメット１の良好な焼結性を維持するためには、鉄族金属の総量に対してＮｉを５〜５０質量％、特に１０〜３５質量％の割合で含有せしめることが望ましい。
（製造方法）
次に、上述したサーメットの製造方法の一例について説明する。
【００２５】
まず、平均粒径０．１〜１．２μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径５〜５０μｍの金属Ｒｕ粉末と、上述した他の金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、Ｃｏ粉末やＮｉ粉末とを混合した混合粉末を調整する。
【００２６】
そして、この混合粉末にバインダを添加して、プレス成形、押出成形、射出成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形する。
【００２７】
次に、本発明によれば、下記の条件にて焼成することにより、上述した所定組織のサーメットを作製することができる。焼成条件としては、例えば、（ａ）１０５０〜１２５０℃の焼成温度Ａまで５〜１５℃／分で昇温した後、焼成温度Ａから１２７５〜１３７５℃の焼成温度Ｂまでを０．１〜３℃／分で昇温し、（ｂ）ついで窒素分圧３０〜２０００Ｐａの雰囲気下にて焼成温度Ｂから１４５０〜１６３０℃の焼成温度Ｃまで４〜１５℃／分で昇温して、（ｃ）焼成温度Ｃにて窒素ガス雰囲気下で、０．５〜３時間焼成した後、（ｄ）窒素（Ｎ）、アルゴン（Ａｒ）、ヘリウム（Ｈｅ）の不活性ガス雰囲気下で冷却する工程にて焼成する。
【００２８】
上記製造条件にて作製されたＴｉ基サーメット１は、上述したように、結合相３中に固溶するＷの固溶量が硬質相２中に固溶するＷの固溶量よりも多い構成となる。
【００２９】
そして、所望により、サーメット１の表面に被覆層を成膜する。被覆層の成膜方法として、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。
【００３０】
被覆層の組成としては、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）からなることが、耐摩耗性、耐欠損性を高めるために望ましい。
【実施例】
【００３１】
以下、実施例をあげて詳細に説明する。
<実施例１>
マイクロトラック法による測定で平均粒径（ｄ５０値）が０．６μｍのＴｉＣＮ粉末、平均粒径１．１μｍのＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＭｏＣ粉末、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉末、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末、平均粒径４０μｍの金属Ｒｕ粉末、平均粒径０．５μｍの金属Ｙ２Ｏ３粉末を表１に示す割合で調整した混合粉末をステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）を添加して湿式混合し、パラフィンを３質量％添加、混合した後、２００ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８のスローアウェイチップ工具形状にプレス成形し、１２００℃まで１０℃／分で昇温し、１２００℃から１３５０℃まで０．５℃／分で昇温し、１３７５℃まで５℃／分で昇温した後、８００Ｐａの窒素中、表１に示す焼成温度、焼成保持時間で焼成して、試料Ｎｏ．１〜９のサーメット製スローアウェイチップを得た。
【００３２】
【表１】
2010517792.tif 000003
【００３３】
得られたサーメットについて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、１００００倍の写真にて、表面および内部のそれぞれ任意５箇所について市販の画像解析ソフトを用いて８μｍ×８μｍの領域で画像解析を行い、硬質相の存在状態、および表面領域の組織状態を確認するとともにこれらの平均粒径を測定し、これらの比率を算出した。結果は表２または表３に示した。
【００３４】
また、オージェ電子分光分析法（ＡＥＳ）の線分析によってサーメット内部の第２硬質相の中心部と外周部の組成について定量した。なお、オージェ電子分光分析法（ＡＥＳ）の測定条件は、加速電圧は２０ＫｅＶ、試料電流１０ｎＡ、試料傾斜角３０度として測定を行った。そして、Ｗ含有比率の分布、および周期表第４、５および６族金属の総量に対するＷの含有比率の比率を算出した。なお、比率の算出については任意の第２硬質相５を５個選択し、平均値をとった。結果は表２に示した。
【００３５】
次に、得られたサーメット製の切削工具を用いて以下の切削条件にて切削試験（耐摩耗性評価試験、耐欠損性評価試験）を行った。結果は表３に併記した。
（耐摩耗性評価試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間
（耐欠損性評価試験）
被削材：ＳＣＭ４４０Ｈ
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまでの衝撃回数
【００３６】
【表２】
2010517792.tif 000004
【００３７】
【表３】
2010517792.tif 000005
【００３８】
表１〜３より、Ｒｕを含有しない試料Ｎｏ．８では、耐摩耗性が悪くかつ耐熱衝撃性が悪くて早期に欠損した。また、Ｒｕに代えてＹ２Ｏ３を含有する試料Ｎｏ．９でも、耐摩耗性が悪くかつ耐熱衝撃性が悪いものであった。
【００３９】
これに対し、本発明の範囲内の組織となったサーメットである試料Ｎｏ．１〜７では、いずれも優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性（耐熱衝撃性）も良好であり、その結果、工具寿命も長いものであった。
<実施例２>
実施例１で作製した試料Ｎｏ．３の切削工具形状のサーメットをダイヤモンド砥石によって加工し、アークイオンプレーティング法にて被覆層の成膜を行った（試料Ｎｏ．１０）。具体的には、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℃に加熱した後にＴｉ０．４Ａｌ０．５Ｃｒ０．１Ｎの被覆層を成膜した。なお、成膜条件は窒素ガスとアルゴンガスとの混合ガスを総圧力２．５Ｐａの雰囲気中、アーク電流１００Ａ、バイアス電圧５０Ｖ、加熱温度５００℃とした。なお、被覆層の層厚は１．０μｍとした。
【００４０】
得られた切削工具を用いて実施例１と同様の切削条件にて切削試験を行った。その結果、切削開始後摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間は８５分、衝撃回数４９０００回と良好な切削性能を示した。
<実施例３>
実施例１と同様にして、表４に示す試料Ｎｏ．１１〜１９のサーメット製スローアウェイチップを得た。
【００４１】
【表４】
2010517792.tif 000006
【００４２】
得られたサーメットについて、実施例１と同様に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察および画像解析を行った。結果は表５または表６に示した。
【００４３】
また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてサーメット内部の組織観察を行うとともに、エネルギー分散分光（ＥＤＳ）分析によって、第１硬質相、第２硬質相および結合相の組成分析を行った。さらに、第２硬質相については中心部と外周部の組成について定量した。なお、上記組成の算出については任意の第２硬質相５個についての平均値をとった。結果は表５に示した。
【００４４】
次に、得られたサーメット製のスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験（耐摩耗性評価試験、耐欠損性評価試験）を行った。結果は表６に併記した。
（耐摩耗性評価試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間
（耐欠損性評価試験）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：欠損するまでの衝撃回数
【００４５】
【表５】
2010517792.tif 000007
【００４６】
【表６】
2010517792.tif 000008
【００４７】
表４〜６より、Ｒｕを含有せず、結合相中に固溶するＷの固溶量が第２硬質相中に固溶するＷの固溶量よりも少ない試料Ｎｏ．１８では、耐摩耗性が悪くかつ耐熱衝撃性が悪くて早期に欠損した。また、Ｒｕに代えてＹ２Ｏ３を含有する試料Ｎｏ．１９でも、結合相中に固溶するＷの固溶量が第２硬質相中に固溶するＷの固溶量よりも少なくて、耐摩耗性が悪くかつ耐熱衝撃性が悪ものであった。
【００４８】
これに対し、本発明の範囲内の組織となったサーメットである試料Ｎｏ．１１〜１７では、いずれも優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性（耐熱衝撃性）も良好であり、その結果、工具寿命も長いものであった。
<実施例４>
実施例３で作製した試料Ｎｏ．１３の切削工具形状のサーメットを実施例２と同様の被覆層にて成膜を行った。
【００４９】
得られた切削工具を用いて実施例３と同様の切削条件にて切削試験を行った。その結果、切削開始後摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間は８０分、衝撃回数４８６００回と良好な切削性能を示した。
<実施例５>
実施例２で作製したスローアウェイチップの被覆層を表７に示す被覆層に代える以外は実施例２と同様にスローアウェイチップを作製した（試料Ｎｏ．２１〜３８）。得られたスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験（耐摩耗性評価試験、耐欠損性評価試験）を行った。結果は表７に併記した。
（耐摩耗性評価試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間
（耐欠損性評価試験）
被削材：SCM440H
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：欠損するまでの衝撃回数
【００５０】
【表７】
2010517792.tif 000009
【００５１】
表７より、前記Ｔｉ１−ａ−ｂ−ｃ−ｄＡｌａＷｂＳｉｃＭｄ（ＣｘＮ１−ｘ）からなる被覆層で被覆した試料Ｎｏ．２１〜２６では、被覆層の組成が上記範囲から外れる試料No.２７〜３８よりも耐摩耗性、耐欠損性ともさらに高いものであった。
【図１】
2010517792.tif 000010
【図２】
2010517792.tif 000011
【図３】
2010517792.tif 000012
【図４（ａ）】
2010517792.tif 000013
【図４（ｂ）】
2010517792.tif 000014
【図４（ｃ）】
2010517792.tif 000015
【図４（ｄ）】
2010517792.tif 000016
【国際調査報告】
2010517792.tif 000017
2010517792.tif 000018