具体实施方式

以下，对用于实施本发明的方式(以下，简称为“本实施方式”)进行详细说明，但本发明不限定于下述本实施方式。本发明可在不超出其主旨的范围内进行各种变形。应予说明，除非特别说明，附图中的上下左右等位置关系基于附图所示的位置关系。另外，附图的尺寸比例不限定于图示的比例。

本实施方式的被覆切削工具具备由立方晶氮化硼烧结体形成的基材和形成于该基材上的被覆层，被覆层具有由下述式(i)所表示的组成形成的Ti的碳氮化物层，

Ti(C_xN_1-x) (i)

(式中，x表示在Ti的碳氮化物层中，从基材侧开始的厚度50％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比，并满足0.1<x<0.5。)

在Ti的碳氮化物层中，从基材侧开始的厚度75％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比(以下，也记为“R75”)高于从基材侧开始的厚度25％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比(以下，也记为“R25”)，

在Ti的碳氮化物层中，下述式(1)所表示的(111)面的织构系数TC(111)为1.0以上2.0以下，

在Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中，当将ψ角度设为0°、30°、50°以及70°而分别进行测定时，下述式(2)所表示的2θ的最大值与最小值之差的绝对值在(111)面中为0.1°以下。

[数学式1]

(式(1)中，I(h k l)表示Ti的碳氮化物层的X射线衍射中的(h k l)面的峰强度，I₀(hk l)表示ICDD卡片编号00-042-1488中的(h k l)面的标准衍射强度，(h k l)是指(111)、(200)、(220)、(311)、(420)以及(422)六个晶面。)

2θ的最大值与最小值之差的绝对值＝|2θmax-2θmin| (2)

(式(2)中，2θmax表示ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的晶面的峰的位置2θ中的最大值，2θmin表示ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的晶面的峰的位置2θ中的最小值。)

对于本实施方式的被覆切削工具，基材由含立方晶氮化硼的烧结体形成，因此，在例如硬化钢或耐热合金的加工中，耐磨性以及耐缺损性优异。此外，在本实施方式的被覆切削工具中，如果被覆层的至少一层具有由上述式(i)所表示的组成形成的Ti的碳氮化物层，则将提高耐磨性。此外，如果上述式(i)中的C元素的原子比x超过0.1，则将提高Ti的碳氮化物层的硬度。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果上述式(i)中的C元素的原子比x不足0.5，则将提高Ti的碳氮化物层的韧性。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。另外，如果Ti的碳氮化物层的平均厚度为0.5μm以上，则将发挥由于具有Ti的碳氮化物层而产生的效果，并提高被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果Ti的碳氮化物层的平均厚度为5.0μm以下，则将提高粘着性，由此可以抑制剥离的发生。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。此外，在Ti的碳氮化物层中，如果上述式(1)所表示的(111)面的织构系数TC(111)为1.0以上，则(111)面为最密排面(close-packed plane)，因此，其比例会变高，由此将提高硬度。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐磨性。另一方面，在Ti的碳氮化物层中，如果上述式(1)所表示的织构系数TC(111)为2.0以下，则韧性优异。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。此外，在Ti的碳氮化物层中，如果将R75设为高于R25，则将抑制其与基材或下部层之间的变形的增大，由此可以提高粘着性并提高表面侧的硬度。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性以及耐磨性。此外，当在Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中，将ψ角度设为0°、30°、50°以及70°而分别进行测定时，上述式(2)所表示的2θ的最大值与最小值之差的绝对值在(111)面中为0.1°以下，这表示Ti的碳氮化物层的各向异性变形较低。如果降低各向异性变形，则可以抑制面缺陷以及滑移(slip)的发生，因而将提高Ti的碳氮化物层和基材或下部层之间的粘着性。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。而且，通过组合这样的结构，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐磨性以及耐缺损性，因此，认为可以延长工具寿命。

图1为展示本实施方式的被覆切削工具的一个例子的截面模式图。被覆切削工具5具有基材1、以及形成于基材1的表面的被覆层4，在被覆层4中，下部层2以及Ti的碳氮化物层3依次向上层叠。但本实施方式的被覆切削工具不限定于上述结构，被覆层至少具备上述Ti的碳氮化物层即可。例如，在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层可以仅具备上述Ti的碳氮化物层，也可以在此基础上还具备后述的下部层。

本实施方式的被覆切削工具具备由立方晶氮化硼烧结体形成的基材和形成于该基材上的被覆层。对于本实施方式的被覆切削工具，基材由含立方晶氮化硼的烧结体形成，因此，在例如硬化钢或耐热合金的加工中，耐磨性以及耐缺损性优异。

在本实施方式的被覆切削工具中，含立方晶氮化硼的烧结体优选含有65体积％以上85体积％以下的立方晶氮化硼、和15体积％以上35体积％以下的结合相。对于本实施方式的被覆切削工具，如果含立方晶氮化硼的烧结体含有65体积％以上的立方晶氮化硼、和35体积％以下的结合相，则耐缺损性趋于提高。另一方面，对于本实施方式的被覆切削工具，如果含立方晶氮化硼的烧结体含有85体积％以下的立方晶氮化硼、和15体积％以上的结合相，则耐磨性趋于提高。

在本实施方式的被覆切削工具中，结合相优选含有选自由Ti(钛)、Zr(锆)、Hf(铪)、V(钒)、Nb(铌)、Ta(钽)、Cr(铬)、Mo(钼)、W(钨)、Al(铝)以及Co(钴)组成的群组中的至少一种金属元素。或者，结合相优选含有由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al以及Co所组成的群组中的至少一种金属元素、和选自C(碳)、N(氮)、O(氧)以及B(硼)所组成的群组中的至少一种元素形成的化合物。对于本实施方式的被覆切削工具，如果结合相含有这样的化合物，则有使耐磨性与耐缺损性的平衡优异的倾向。

[Ti的碳氮化物层]

在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层的至少一层具有由下述式(i)所表示的组成形成的Ti的碳氮化物层。

Ti(C_xN_1-x) (i)

(式中，x表示在Ti的碳氮化物层中，从基材侧开始的厚度50％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比，并满足0.1<x<0.5。)

在本实施方式的被覆切削工具中，如果被覆层的至少一层具有由上述式(i)所表示的组成形成的Ti的碳氮化物层，则将提高耐磨性。此外，如果上述式(i)中的C元素的原子比x超过0.1，则将提高Ti的碳氮化物层的硬度。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果上述式(i)中的C元素的原子比x不足0.5，则将提高Ti的碳氮化物层的韧性。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。从同样的观点出发，上述式(i)中的C元素的原子比x优选满足0.15<x<0.48，更优选满足0.2<x<0.45，进一步优选满足0.21<x<0.44。

应予说明，在本实施方式的被覆切削工具中，例如在将被覆层的组成表示为Ti(C_0.35N_0.65)的情况下，表示C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比为0.35，N元素相对于C元素和N元素的总量的原子比为0.65。即，表示C元素的量相对于C元素和N元素的总量为35原子％，N元素的量相对于C元素和N元素的总量为65原子％。

此外，对于本实施方式的被覆切削工具，在Ti的碳氮化物层中，从基材侧开始的厚度75％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比(以下，也记为“R75”)高于从基材侧开始的厚度25％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比(以下，也记为“R25”)。在Ti的碳氮化物层中，如果将R75设为高于R25，则将抑制其与基材或下部层之间的变形的增大，由此可以提高粘着性并提高表面侧的硬度。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性以及耐磨性。

此外，对于本实施方式的被覆切削工具，在Ti的碳氮化物层中，从基材侧开始的厚度25％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比R25、和从基材侧开始的厚度75％的位置的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比R75的差(R75-R25)优选为0.1以上0.3以下。在Ti的碳氮化物层中，如果该C元素的原子比的差(R75-R25)为0.1以上，则上述提高粘着性的效果和提高耐磨性的效果趋于进一步提高。另一方面，如果该C元素的原子比的差(R75-R25)为0.3以下，则可以将Ti的碳氮化物层中的变形抑制为较小。因此，本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性趋于进一步提高。

应予说明，在本实施方式中，可以通过后述实施例中记载的方法来测定Ti的碳氮化物层的各元素的原子比。此外，在本实施方式中，“从基材侧开始的厚度25％、50％以及75％的位置”是指作为测定位置的相对于Ti的碳氮化物层的厚度100％而从基材侧开始朝向表面依次为25％、50％以及75％的位置。

在本实施方式的被覆切削工具中，Ti的碳氮化物层的平均厚度为0.5μm以上5.0μm以下。如果Ti的碳氮化物层的平均厚度为0.5μm以上，则将发挥由于具有Ti的碳氮化物层的效果，并提高被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果Ti的碳氮化物层的平均厚度为5.0μm以下，则将提高粘着性，由此可以抑制剥离的发生。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。从同样的观点出发，Ti的碳氮化物层的平均厚度优选为0.8μm以上4.8μm以下，更优选为1.0μm以上4.7μm以下。

此外，在Ti的碳氮化物层中，下述式(1)所表示的(111)面的织构系数TC(111)为1.0以上2.0以下。

[数学式2]

(式(1)中，I(h k l)表示Ti的碳氮化物层的X射线衍射中的(h k l)面的峰强度，I₀(hk l)表示ICDD卡片编号00-042-1488中的(h k l)面的标准衍射强度，(h k l)是指(111)、(200)、(220)、(311)、(420)以及(422)六个晶面。)

如果在Ti的碳氮化物层中，上述式(1)所表示的(111)面的织构系数TC(111)为1.0以上，则该(111)面为最密排面，因此其比例会升高，由此将提高硬度。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐磨性。另一方面，如果在Ti的碳氮化物层中，上述式(1)所表示的织构系数TC(111)为2.0以下，则韧性优异。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。从同样的观点出发，上述式(1)所表示的(111)面的织构系数TC(111)优选为1.1以上1.9以下，更优选为1.2以上1.9以下。

在本实施方式中，Ti的碳氮化物层的(111)面的织构系数TC(111)可以通过以下的方式计算。对于被覆切削工具，在输出：50kV、250mA，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝：2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，BENT单色仪，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/min，2θ测定范围：25°～140°的条件下，进行利用Cu-Kα射线的2θ/θ聚焦法光学系统的X射线衍射测定。装置可以使用株式会社リガク制造的X射线衍射装置(型号“RINT TTRIII”)。根据X射线衍射图谱求出Ti的碳氮化物层等的各晶面的峰强度。通过上述式(1)，根据得到的各晶面的峰强度算出Ti的碳氮化物层等中的(111)面的织构系数TC(111)。

此外，对于本实施方式的被覆切削工具，当在Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中，将ψ角度设为0°、30°、50°以及70°而分别进行测定时，下述式(2)所表示的2θ的最大值与最小值之差的绝对值(以下，也简记为“2θ的最大值与最小值之差的绝对值”)在(111)面中为0.1°以下。

2θ的最大值与最小值之差的绝对值＝|2θmax-2θmin| (2)

(式(2)中，2θmax表示当ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的晶面的峰的位置2θ中的最大值，2θmin表示当ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的晶面的峰的位置2θ中的最小值。)

在Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中，如果2θ的最大值与最小值之差的绝对值在(111)面中为0.1°以下，则表示Ti的碳氮化物层的各向异性变形较小。如果降低各向异性变形，则可以抑制面缺陷以及滑移的发生，因而将提高Ti的碳氮化物层与基材或下部层之间的粘着性。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。从同样的观点出发，(111)面的2θ的最大值与最小值之差的绝对值优选为0.09°以下，更优选为0.08°以下。(111)面的2θ的最大值与最小值之差的绝对值的下限没有特别限定，例如为0°以上。

此外，对于本实施方式的被覆切削工具，当在Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中，将ψ角度设为0°、30°、50°以及70°而分别进行测定时，上述式(2)所表示的2θ的最大值与最小值之差的绝对值在(200)面中优选为0.1°以下。

如果在Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中，2θ的最大值与最小值之差的绝对值在(200)面中为0.1°以下，则表示Ti的碳氮化物层的各向异性变形较小。如果降低各向异性变形，则可以抑制面缺陷以及滑移的发生，因而将提高Ti的碳氮化物层与基材或下部层之间的粘着性。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。从同样的观点出发，(200)面的2θ的最大值与最小值之差的绝对值更优选为0.09°以下。(200)面的2θ的最大值与最小值之差的绝对值的下限没有特别限定，例如为0°以上。

在本实施方式中，通过以下方式测定Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中的2θ的最大值与最小值之差的绝对值。作为测定装置，可以使用附带二维检测器的X射线衍射分析装置。将X射线管设为Cu-Kα，将测定设为2θ-ψ测定。对于Ti的碳氮化物层的(111)面或(200)面的峰的位置，在ψ角度：0°～70°的范围内以10°的间隔进行帧的测定。在每一帧的测定中，调整测定时间使得晶面((111)面或(200)面)的强度达到背景的2～3倍的计数(count)。由于强度根据层的厚度等而不同，因而针对每一种试样都调整时间。关于解析，可以使用X射线衍射分析装置附带的软件来确定(111)面以及(200)面的峰的位置2θ。当将ψ角度设为0°、30°、50°以及70°而分别进行测定时，算出下述式(2)所表示的2θ的最大值与最小值之差的绝对值。

2θ的最大值与最小值之差的绝对值＝|2θmax-2θmin| (2)

(式(2)中，2θmax表示ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的晶面((111)面或(200)面)的峰的位置2θ中的最大值，2θmin表示ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的晶面((111)面或(200)面)的峰的位置2θ中的最小值。)

[下部层]

在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层优选在基材和Ti的碳氮化物层之间具有下部层。如果被覆层在基材和Ti的碳氮化物层之间具有下部层，则被覆切削工具的耐磨性以及耐缺损性趋于进一步提高。

下部层优选含有选自由下述金属层以及下述化合物层组成的群组中的至少一种的单层或叠层。如果下部层含有选自由下述金属层以及下述化合物层组成的群组中的至少一种的单层或叠层，则被覆切削工具的耐磨性以及耐缺损性趋于进一步提高。

(金属层)

由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种金属元素形成的金属层。

(化合物层)

由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Si以及Y所组成的群组中的至少一种金属元素、和由选自C、N、O以及B所组成的群组中的至少一种元素形成的化合物层。

金属层进一步优选由选自Ti以及W所组成的群组中的至少一种金属元素形成。

化合物层进一步优选由选自Ti、Cr、Mo、W、Al以及Si所组成的群组中的至少一种金属元素、和N形成。

其中，如果下部层为氮化物层，则可以获得降低下部层与Ti的碳氮化物层之间的变形的效果。

下部层优选具有交替层叠结构，该交替层叠结构通过使由下述式(I)所表示的组成形成的第1化合物层、和由下述式(II)所表示的组成形成的第2化合物层交替层叠两次以上而构成。如果下部层具有这样的交替层叠结构，则有可以抑制在切削加工中发生于被覆层的龟裂发展至基材的情况的倾向。

(Ti_yAl_1-y)N (I)

(式中，y表示Ti元素相对于Ti元素和Al元素的总量的原子比，并满足0.1<y<0.5。)

(Ti_zAl_1-z)N (II)

(式中，z表示Ti元素相对于Ti元素和Al元素的总量的原子比，并满足0.5≤z≤0.8。)

第1化合物层的平均厚度优选为2nm以上500nm以下，更优选为3nm以上400nm以下，进一步优选为5nm以上300nm以下。

第2化合物层的平均厚度优选为2nm以上500nm以下，更优选为3nm以上400nm以下，进一步优选为5nm以上300nm以下。

在具有下部层的交替层叠结构中，第1化合物层和第2化合物层的反复次数为2次以上，优选4～100次。应予说明，在本实施方式中，在第1化合物层和第2化合物层各形成一层的情况下，“反复次数”为一次。

在本实施方式的被覆切削工具中，下部层的平均厚度优选为0.1μm以上5.0μm以下。如果下部层的平均厚度为0.1μm以上，则可以均匀地覆盖基材的表面，因而将提高基材与被覆层之间的粘着性。因此，将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。另一方面，如果下部层的平均厚度为5.0μm以下，则可以抑制下部层的强度降低，因而将提高本实施方式的被覆切削工具的耐缺损性。其中，从与上述内容同样的观点出发，下部层的平均厚度优选为0.3μm以上4.5μm以下，更优选为1.0μm以上4.5μm以下。

在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层整体的平均厚度优选为1.5μm以上8.0μm以下。如果被覆层整体的平均厚度为1.5μm以上，则耐磨性趋于进一步提高。另一方面，如果被覆层整体的平均厚度为8.0μm以下，则耐缺损性趋于进一步提高。从同样的观点出发，在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层整体的平均厚度更优选为1.5μm以上7.0μm以下。

在本实施方式的被覆切削工具中，被覆层的制造方法没有特别限定，例如可以列举离子镀法、电弧离子镀法、溅射法、以及离子混合法等物理气相沉积法。如果使用物理气相沉积法形成被覆层，则可以形成锐边，因而优选。其中，由于会使被覆层与基材之间的粘着性更加优异，因而更优选电弧离子镀法。

对于本实施方式的被覆切削工具的制造方法，使用具体例子进行说明。应予说明，对于本实施方式的被覆切削工具的制造方法，只要可以实现该被覆切削工具的结构，则没有特别限定。

在本实施方式的被覆切削工具中，由含立方晶氮化硼的烧结体形成的基材没有特别限定，例如可以通过包含以下的(A)～(H)工序的方法来制造。

工序(A)：对50～90体积％的立方晶氮化硼、和10～50体积％的结合相的粉末进行混合(其中，它们的总量为100体积％)。结合相的粉末优选含有选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al以及Co组成的群组中的至少一种金属元素。或者，结合相的粉末优选含有由选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al以及Co所组成的群组中的至少一种金属元素，和选自碳、氮、氧以及硼所组成的群组中的至少一种元素形成的化合物。

工序(B)：使用硬质合金制的球，通过5～24小时的湿式球磨来混合在工序(A)中得到的原料粉。

工序(C)：使在工序(B)中得到的混合物成形为指定的形状而得到成形体。

工序(D)：在超高压发生装置的内部，以4.0～7.0GPa的压力，在1300～1500℃的范围的烧结温度下，将在工序(C)中得到的成形体保持指定的时间并进行烧结。

工序(E)：通过放电加工机，配合工具形状切取在工序(D)中得到的烧结体。

工序(F)：准备由硬质合金形成的基体。

工序(G)：通过钎焊等将在工序(E)中切取的烧结体接合于在工序(F)中准备的基体上。

工序(H)：对通过工序(G)得到的工具实施珩磨加工。

本实施方式所使用的被覆层没有特别限定，例如可以通过以下的方法来制造。

将加工为工具形状的基材收纳至物理气相沉积装置的反应容器内，并将金属蒸发源设置于反应容器内。接着，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为1.0×10^-2Pa以下的真空，并通过反应容器内的加热器对基材进行加热，直至其温度达到200℃～800℃。加热后，将氩气(Ar)导入至反应容器内，使反应容器内的压力为0.5Pa～5.0Pa。在压力0.5Pa～5.0Pa的Ar气氛下，向基材施加-500V～-200V的偏压，使40A～50A的电流流过反应容器内的钨丝，并对基材的表面进行使用Ar的离子轰击处理。在对基材的表面进行离子轰击处理后，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为1.0×10^-2Pa以下的真空。

接着，对基材进行控制使得其温度达到350℃～700℃，并将Ar、N₂以及乙炔气(C₂H₂)导入至反应容器内，使反应容器内的压力为2.0～5.0Pa。然后，向基材施加-150V～-30V的偏压，通过设为80A～200A的电流的电弧放电来使与各层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发，开始向基材的表面形成Ti的碳氮化物层。在此，使导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量从开始成膜时至结束成膜时为止逐渐增加。

在本实施方式中使用的Ti的碳氮化物层中，为了将表示为Ti(C_xN_1-x)的组成的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比x设为所期望的值，例如，在形成上述Ti的碳氮化物层的过程中，控制导入至反应容器内的Ar、N₂和C₂H₂的比例即可。例如，越是增大导入至反应容器内的C₂H₂的比例，C元素的原子比x越是趋于增大。此外，在形成上述Ti的碳氮化物层的过程中，通过使导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量从开始成膜时至结束成膜时为止逐渐增加，对于Ti的碳氮化物层的组成，可以使C元素的原子比x朝向与基材相反的一侧的表面而逐渐增大。即，在Ti的碳氮化物层中，可以使从基材侧开始的厚度75％的位置的、C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比高于从基材侧开始的厚度25％的位置的、C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比。此外，导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量的变化量越大，则直至与基材相反的一侧的表面的C元素的原子比x的差(从基材侧开始的厚度75％的位置和25％的位置处的C元素的原子比x的差)越是趋于增大。

在本实施方式所使用的Ti的碳氮化物层中，为了将(111)面以及(200)面的2θ的最大值与最小值之差的绝对值设为所期望的值，例如，在形成上述Ti的碳氮化物层的过程中，控制导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量的变化量即可。导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量的变化量越小，则各向异性变形越是降低，可以减小(111)面以及(200)面的2θ的最大值与最小值之差的绝对值。

在本实施方式所使用的Ti的碳氮化物层中，为了将(111)面的织构系数TC(111)设为所期望的值，例如，在形成上述Ti的碳氮化物层的过程中，控制导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)和氮气(N₂)的混合气体的比即可。此外，例如，在形成上述Ti的碳氮化物层的过程中，通过调整使与各层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发时的电弧放电的电流值，可以将(111)面的织构系数TC(111)控制为所期望的值。具体而言，越是减小电弧放电的电流值，则(111)面的织构系数TC(111)越是趋于增大。

在本实施方式所使用的被覆层中，在于基材和Ti的碳氮化物层之间形成下部层的情况下，例如，可以通过以下的方法来制造。

首先，将加工为工具形状的基材收纳至物理气相沉积装置的反应容器内，并在反应容器内设置金属蒸发源。接着，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为1.0×10^-2Pa以下的真空，并通过反应容器内的加热器对基材进行加热，直至其温度达到200℃～800℃。加热后，向反应容器内导入氩气(Ar)，使反应容器内的压力为0.5Pa～5.0Pa。在压力0.5Pa～5.0Pa的Ar气氛下，对基材施加-500V～-200V的偏压，使40A～50A的电流流过反应容器内的钨丝，对基材的表面进行使用Ar的离子轰击处理。在对基材的表面进行离子轰击处理后，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为1.0×10^-2Pa以下的真空。

接着，对基材进行控制，使其温度达到350℃～700℃，将氮气(N₂)和/或Ar导入至反应容器内，并使反应容器内的压力为2.0～5.0Pa。然后，对基材施加-120V～-30V的偏压，通过设为80A～200A的电流的电弧放电来使与各层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发，开始向基材的表面形成下部层。

作为下部层，为了形成第1化合物层和第2化合物层的交替层叠结构，在上述条件下，通过电弧放电使两种以上的金属蒸发源交替蒸发，从而交替形成各化合物层即可。通过分别调整金属蒸发源的电弧放电时间，可以控制构成交替层叠结构的各化合物层的厚度。

在形成下部层后，对基材进行控制，使其温度达到350℃～700℃，将Ar、N₂以及乙炔气(C₂H₂)导入至反应容器内，并使反应容器内的压力为2.0～5.0Pa。然后，对基材施加-150V～-30V的偏压，通过设为80A～200A的电流的电弧放电来使与各层的金属成分相对应的金属蒸发源蒸发，开始向下部层的表面形成Ti的碳氮化物层。在此，使导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量从开始成膜时至结束成膜时为止逐渐增加。

关于构成本实施方式的被覆切削工具所使用的被覆层的各层的厚度，可以使用光学显微镜、扫描型电子显微镜(SEM)、透射型电子显微镜(TEM)等从被覆切削工具的截面组织中进行测定。应予说明，本实施方式的被覆切削工具所使用的各层的平均厚度可以通过以下方法求得：在从与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向该面的中心部50μm的位置附近的3处以上的截面处测定各层的厚度，并计算其平均值(算术平均值)。具体而言，可以通过后述实施例中记载的方法求得。

此外，关于构成本实施方式的被覆切削工具所使用的被覆层的各层的组成，可以使用能量分散型X射线分析装置(EDX)或波长分散型X射线分析装置(WDS)等从本实施方式的被覆切削工具的截面组织中进行测定。应予说明，在本实施方式中，构成被覆层的各层的组成可以通过后述实施例中记载的方法来测定。

认为本实施方式的被覆切削工具的耐磨性以及耐缺损性优异，因而将发挥与以往相比可以延长工具寿命的效果(但可以延长工具寿命的主要原因不限于上述内容)。作为本实施方式的被覆切削工具的种类，没有特别限定，具体而言，例如可列举用于铣削加工或旋削加工的刀头更换型切削刀片、钻头(drill)、以及立铣刀(end mill)等。

[实施例]

以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。

(实施例1)

作为基材，按照下述工序(1)～(8)制造由含立方晶氮化硼的烧结体形成的基材。此时，将基材加工为ISO标准CNGA120408形状。

工序(1)：对66体积％的立方晶氮化硼和34体积％的结合相的粉末进行混合。

工序(2)：通使用硬质合金制的球，通过12小时的湿式球磨对在工序(1)中得到的原料粉进行混合。

工序(3)：使在工序(2)中得到的混合物成形为指定的形状而得到成形体。

工序(4)：在超高压发生装置的内部，通过6.0GPa的压力，在1300℃的烧结温度下，将在工序(3)中得到的成形体保持1小时并烧结。

工序(5)：通过放电加工机，配合上述工具形状切取在工序(4)中得到的烧结体。

工序(6)：准备由硬质合金形成的基体。

工序(7)：通过钎焊，将在工序(5)中切取的烧结体接合于在工序(6)中准备的基体上。

工序(8)：对通过工序(7)得到的工具进行珩磨加工。

在上述制成的基材中，通过X射线衍射装置鉴定含立方晶氮化硼的烧结体所包含的结合相的组成。含立方晶氮化硼的烧结体所包含的结合相的组成为TiN、Al₂O₃、AlN。

在电弧离子镀装置的反应容器内，配置表1所示的金属蒸发源。将上述制成的基材固定于反应容器内的旋转台的固定配件上。

然后，对反应容器内抽真空，直至形成其压力为5.0×10^-3Pa以下的真空。在抽真空后，通过反应容器内的加热器，对基材进行加热，直至其温度达到450℃。加热后，向反应容器内导入氩气(Ar)，使其压力达到2.7Pa。

在压力2.7Pa的Ar气氛下，对基材施加-400V的偏压，使40A的电流流过反应容器内的钨丝，对基材的表面进行30分钟的使用Ar的离子轰击处理。在离子轰击处理结束后，对反应容器内抽真空，直至形成其压力为5.0×10^-3Pa以下的真空。

在抽真空后，对基材进行调整，使其温度达到表1所示的温度(开始成膜时的温度)，将Ar、氮气(N₂)以及乙炔气(C₂H₂)以表1所示的流量导入至反应容器内，并将反应容器内调整为表1所示的压力。

接着，对基材施加表1所示的偏压，通过表1所示的电流的电弧放电使金属蒸发源蒸发，以达到表2所示的组成，从而在基材的表面形成被覆层。应予说明，使导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量如表1所示，从开始成膜时至结束成膜时为止逐渐变化。此外，作为被覆层，发明品1～10以及比较品1～7形成Ti的碳氮化物层，比较品8形成TiN层，比较品9形成TiAlN层。

在基材的表面形成各层直至达到表2所示的指定的平均厚度，从而制造被覆切削工具，然后，切断加热器的电源，在试样(被覆切削工具)温度达到100℃以下后，从反应容器内取出试样(被覆切削工具)。如此，得到发明品1～10以及比较品1～9的被覆切削工具。

得到的试样(被覆切削工具)的Ti的碳氮化物层等的平均厚度通过以下的方法求得：在从与被覆切削工具的金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向该面的中心部50μm的位置附近，对3处截面进行SEM观察，测定各层的厚度，并计算其平均值(算术平均值)。其结果示于表2。此外，关于得到的试样(被覆切削工具)的Ti的碳氮化物层等的组成，使用能量分散型X射线分析装置(EDX)，在从被覆切削工具的与金属蒸发源相对的面的刀头棱线部朝向中心部50μm为止的位置附近的3处截面的测定位置中，对从基材侧开始相对于Ti的碳氮化物层等的厚度分别为25％、50％以及75％的位置进行测定。将3处的测定结果的平均值作为各组成。这些结果也一并示于表2。应予说明，表2的Ti的碳氮化物层的C元素的原子比表示Ti的碳氮化物层中从基材侧开始的厚度50％的位置处的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比。此外，也对在Ti的碳氮化物层中，从基材侧开始的厚度25％以及75％的位置处的C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比(也依次记为“R25”以及“R75”)进行测定。其结果也示于表3。

[表1]

*表1中，“-”表示未使用C₂H₂气。此外，“C₂H₂气的变化量”表示一分钟内使C₂H₂量变化的量，正值表示增加C₂H₂量，负值表示减少。“一定”的情况表示不改变C₂H₂的量。

[表2]

*作为被覆层，在比较品8中形成TiN层，在比较品9中形成TiAlN层，在表2中，比较品8的被覆层的平均厚度表示TiN层的平均厚度，比较品9的被覆层的平均厚度表示TiAlN层的平均厚度。

[表3]

*表中的“-”表示不含C元素。

[2θ的最大值与最小值之差的绝对值]

对于得到的试样(被覆切削工具)，按照以下方式对Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中的2θ的最大值与最小值之差的绝对值进行测定。作为测定装置，使用附带有二维检测器的X射线衍射分析装置。将X射线管设为Cu-Kα，将测定设为2θ-ψ测定。对于Ti的碳氮化物层的(111)面的峰的位置，在ψ角度：0°～70°的范围内以10°的间隔进行帧的测定。在每一帧的测定中，将测定时间调整为使晶面((111)面或(200)面)的强度达到背景的2～3倍的计数。由于强度会根据层的厚度等而不同，因而对每一种试样调整时间。在解析中，将使用X射线衍射分析装置附带的软件来确定(111)面的峰的位置2θ。当将ψ角度设为0°、30°、50°以及70°而分别进行测定时，算出下述式(2)所表示的2θ的最大值与最小值之差的绝对值。

2θ的最大值与最小值之差的绝对值＝|2θmax-2θmin| (2)

(式(2)中，2θmax表示ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的(111)面的峰的位置2θ中的最大值，2θmin表示ψ角度为0°、30°、50°以及70°时的(111)面的峰的位置2θ中的最小值。)

对于Ti的碳氮化物层的(200)面的峰的位置2θ的最大值与最小值之差的绝对值也进行同样的测定。将测定结果示于表4。

[织构系数TC(111)]

对于得到的试样(被覆切削工具)，在输出：50kV、250mA，入射侧梭拉狭缝：5°，发散纵狭缝：2/3°，发散纵向限位狭缝：5mm，散射狭缝：2/3°，受光侧梭拉狭缝：5°，受光狭缝：0.3mm，BENT单色仪，受光单色狭缝：0.8mm，取样宽度：0.01°，扫描速度：4°/min，2θ测定范围：25°～140°的条件下，进行利用Cu-Kα射线的2θ/θ聚焦法光学系统的X射线衍射测定。作为装置可以使用株式会社リガク制的X射线衍射装置(型号“RINT TTRIII”)。从X射线衍射图谱求出Ti的碳氮化物层等的各晶面的峰强度。通过下述式(1)，根据得到的各晶面的峰强度算出Ti的碳氮化物层等中的(111)面的织构系数TC(111)。将其结果示于表4。

[数学式3]

(式(1)中，I(h k l)表示Ti的碳氮化物层等的X射线衍射中的(h k l)面的峰强度，I₀(h k l)表示ICDD卡片编号00-042-1488中的(h k l)面的标准衍射强度，(h k l)是指(111)、(200)、(220)、(311)、(420)以及(422)六个晶面。)

[表4]

使用得到的试样(被覆切削工具)，进行以下的切削试验。将其结果示于表5。

[切削试验]

刀片形状：CNGA120408，

被切削材料：SCM420H(60HRC)，

被切削材料形状：的圆柱，

切削速度：130m/分钟，

进给量：0.15mm/rev，

切削深度：0.15mm，

冷却剂：使用，

评价项目：将刀尖磨损(corner wear)(VB_C)达到0.15mm的时间作为工具寿命，测定直至工具寿命为止的加工时间。

[表5]

关于切削试验，发明品的直至工具寿命为止的加工时间为141分钟以上，比所有的比较品的加工时间更长。加工时间较长是由于磨损进行较缓慢以及不易发生缺损，因而可被评价为耐磨性以及耐缺损性优异。

根据以上的结果可知，通过提高耐磨性以及耐缺损性，发明品的工具寿命变长。

(实施例2)

作为基材，以与实施例1相同的方法制造由含立方晶氮化硼的烧结体形成的基材。在这种情况下，将基材加工为ISO标准CNGA120408形状。

在上述制成的基材中，通过X射线衍射装置鉴定含立方晶氮化硼的烧结体所包含的结合相的组成。含立方晶氮化硼的烧结体所包含的结合相的组成为TiN、Al₂O₃、AlN。

在电弧离子镀装置的反应容器内配置金属蒸发源，以形成表9所示的各层的组成。将上述制成的基材固定于反应容器内的旋转台的固定配件上。

然后，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为5.0×10^-3Pa以下的真空。在抽真空后，通过反应容器内的加热器对基材进行加热，直至其温度达到450℃。加热后，向反应容器内导入氩气(Ar)，使其压力达到2.7Pa。

在压力2.7Pa的Ar气氛下，对基材施加-400V的偏压，使40A的电流流过反应容器内的钨丝，并对基材的表面进行30分钟的使用Ar的离子轰击处理。在离子轰击处理结束后，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为5.0×10^-3Pa以下的真空。

在抽真空后，将基材调整为达到550℃，将N₂以表6所示的流量导入至反应容器内，并将反应容器内调整为表6所示的压力。

然后，对基材施加表6所示的偏压，通过表6所示的电流的电弧放电使金属蒸发源蒸发，以形成表9所示的组成，在基材的表面形成下部层的第1层(化合物层)。

对于发明品11、13以及14，按照以下方式形成下部层的第2层(金属层)。首先，在形成下部层的第1层(化合物层)后，将基材调整为达到550℃，将Ar以表7所示的流量导入至反应容器内，并将反应容器内调整为表7所示的压力。

接着，对基材施加表7所示的偏压，通过表7所示的电流的电弧放电使金属蒸发源蒸发，以形成表9所示的组成，在下部层的第1层(化合物层)的表面形成下部层的第2层(金属层)。

[表6]

[表7]

在形成下部层后，对基材进行调整，使其温度达到表8所示的温度(开始成膜时的温度)，将Ar、氮气(N₂)以及乙炔气(C₂H₂)以表8所示的流量导入至反应容器内，并将反应容器内调整为表8所示的压力。

然后，对基材施加表8所示的偏压，通过表8所示的电流的电弧放电使金属蒸发源蒸发，以达到表9所示的组成，在下部层的表面形成Ti的碳氮化物层。应予说明，使导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量如表8所示，从开始成膜时至结束成膜时为止逐渐变化。

在基材的表面形成各层直至达到表9所示的指定的平均厚度，从而制作被覆切削工具。然后，切断加热器的电源，在试样(被覆切削工具)温度达到100℃以下后，将试样(被覆切削工具)从反应容器内取出。如此，得到发明品11～19的被覆切削工具。

得到的试样(被覆切削工具)的Ti的碳氮化物层等的平均厚度以及组成通过与实施例1相同的方法测定。将其结果示于表9。此外，在得到的试样(被覆切削工具)的Ti的碳氮化物层中，对于从基材侧开始的厚度25％以及75％的位置的、C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比，也通过与实施例1相同的方法测定。将其结果示于表10。

[表8]

[表9]

*“-”表示未形成层。

[表10]

[2θ的最大值与最小值之差的绝对值]

对于得到的试样(被覆切削工具)，通过与实施例1相同的方法测定Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中的2θ的最大值与最小值之差的绝对值。将测定结果示于表11。

[织构系数TC(111)]

对于试样(被覆切削工具)，通过与实施例1相同的方法算出Ti的碳氮化物层等中的(111)面的织构系数TC(111)。将其结果示于表11。

[表11]

使用得到的试样(被覆切削工具)，进行以下的切削试验。将其结果示于表12。

[切削试验]

刀片形状：CNGA120408，

被切削材料：SCM420H(60HRC)，

被切削材料形状：的圆柱，

切削速度：130m/分钟，

进给量：0.15mm/rev，

切削深度：0.15mm，

冷却剂：使用，

评价项目：将刀尖磨损(VB_C)达到0.15mm的时间作为工具寿命，测定直至工具寿命为止的加工时间。

[表12]

对于切削试验，发明品11～19的直至工具寿命为止的加工时间为173分钟以上。

根据以上的结果可知，通过提高耐磨性以及耐缺损性，发明品的工具寿命变长。

(实施例3)

作为基材，通过与实施例1相同的方法制造由含立方晶氮化硼的烧结体形成的基材。在这种情况下，将基材加工为ISO标准的CNGA120408形状。

在上述制成的基材中，通过X射线衍射装置鉴定含立方晶氮化硼的烧结体所包含的结合相的组成。含立方晶氮化硼的烧结体所包含的结合相的组成为TiN、Al₂O₃、AlN。

在电弧离子镀装置的反应容器内配置金属蒸发源，以形成表15所示的各层的组成。将上述制成的基材固定于反应容器内的旋转台的固定配件上。

然后，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为5.0×10^-3Pa以下的真空。在抽真空后，通过反应容器内的加热器对基材进行加热，直至其温度达到450℃。加热后，向反应容器内导入氩气(Ar)，使其压力达到2.7Pa。

在压力2.7Pa的Ar气氛下，对基材施加-400V的偏压，使40A的电流流过反应容器内的钨丝，对基材的表面施加30分钟的使用Ar的离子轰击处理。在离子轰击处理结束后，对反应容器内进行抽真空，直至形成其压力为5.0×10^-3Pa以下的真空。

在抽真空后，将基材调整为达到550℃，将N₂以表13所示的流量导入至反应容器内，并将反应容器内调整为表13所示的压力。然后，对基材施加表13所示的偏压，通过表13所示的电弧电流的电弧放电，使表15所示的组成的下部层的第1化合物层和第2化合物层的金属蒸发源依次交替蒸发，从而在基材的表面依次交替形成下部层的第1化合物层和第2化合物层。在这种情况下，进行控制，以达到表13所示的反应容器内的压力。此外，下部层的第1化合物层以及第2化合物层的厚度通过调整各自的电弧放电时间而进行控制，以达到表15所示的厚度。

[表13]

在形成下部层后，对基材进行调整，使其温度达到表14所示的温度(开始成膜时的温度)，将Ar、氮气(N₂)和乙炔气(C₂H₂)以表14所示的流量导入至反应容器内，并将反应容器内调整为表14所示的压力。

接着，对基材施加表14所示的偏压，通过表14所示的电流的电弧放电使金属蒸发源蒸发，以达到表15所示的组成，在下部层的表面形成Ti的碳氮化物层。应予说明，使导入至反应容器内的乙炔气(C₂H₂)的流量如表14所示，从开始成膜时至结束成膜时为止逐渐变化。

在基材的表面形成各层直至达到表15所示的指定的平均厚度，从而制作被覆切削工具。然后，切断加热器的电源，在试样(被覆切削工具)温度达到100℃以下后，将试样(被覆切削工具)从反应容器内取出。如此，得到发明品20～25的被覆切削工具。

得到的试样(被覆切削工具)的Ti的碳氮化物层等的平均厚度以及组成通过与实施例1相同的方法测定。将其结果示于表15。此外，在得到的试样(被覆切削工具)的Ti的碳氮化物层中，对于从基材侧开始的厚度25％以及75％的位置的、C元素相对于C元素和N元素的总量的原子比，也通过与实施例1相同的方法测定。将其结果示于表16。

[表14]

[表15]

[表16]

[2θ的最大值与最小值之差的绝对值]

对于得到的试样(被覆切削工具)，通过与实施例1相同的方法测定Ti的碳氮化物层的X射线衍射测定中的2θ的最大值与最小值之差的绝对值。将测定结果示于表17。

[织构系数TC(111)]

对于得到的试样(被覆切削工具)，通过与实施例1相同的方法算出Ti的碳氮化物层等中的(111)面的织构系数TC(111)。将其结果示于表17。

[表17]

使用得到的试样(被覆切削工具)，进行以下的切削试验。将其结果示于表18。

[切削试验]

刀片形状：CNGA120408，

被切削材料：SCM420H(60HRC)，

被切削材料形状：的圆柱，

切削速度：130m/分钟，

进给量：0.15mm/rev，

切削深度：0.15mm，

冷却剂：使用，

评价项目：将刀尖磨损(VB_C)达到0.15mm的时间作为工具寿命，测定直至工具寿命为止的加工时间。

[表18]

对于切削试验，发明品20～25的直至工具寿命为止的加工时间为188分钟以上。

根据以上结果可知，通过提高耐磨性以及耐缺损性，发明品的工具寿命变长。

[产业上的可利用性]

本发明的被覆切削工具与以往相比可以延长工具寿命，因而产业上的可利用性较高。

符号说明

1 基材

2 下部层

3 Ti的碳氮化物层

4 被覆层

5 被覆切削工具