表面被覆窒化硼素焼結体工具

本発明は、少なくとも切れ刃部分が、立方晶窒化硼素焼結体と立方晶窒化硼素焼結体上に形成された被覆膜とを含む表面被覆窒化硼素焼結体工具に関する。

立方晶窒化硼素焼結体の表面をセラミックス等の被覆膜で被覆した工具は、優れた耐摩耗性を発揮するため、焼入鋼の切削加工用の切削工具として用いられている。 昨今、このような切削加工においては高精度が要求されており、被削材表面の面粗度を向上させることが求められている。

このような要求を満たすため、たとえば国際公開第２０１０／１５０３３５号パンフレット（特許文献１）および国際公開第２０１２／００５２７５号パンフレット（特許文献２）は、立方晶窒化硼素焼結体の表面を特定のセラミックス組成の多層からなる下部層と化合物層からなる上部層とで構成される被覆膜で被覆した工具を提案している。

また、このような多層で被覆した工具の基材としては、立方晶窒化硼素焼結体ばかりではなく、たとえば超硬合金等も用いられている（特開２００８−１８８６８９号公報（特許文献３）および特表２００８−５３４２９７号公報（特許文献４））。

鋼加工を行なう切削工具として、超硬合金からなる基材の表面をセラミックス組成の多層により被覆した工具を用いると、耐摩耗性が向上することが知られている。 しかしながら、焼入鋼の加工を行なう場合、この用途に用いられる立方晶窒化硼素焼結体を基材とする切削工具の表面を、セラミックス組成の多層により被覆しても耐摩耗性を向上させることはできなかった。 また、被削材表面の面粗度のさらなる向上も要求されている。 たとえば、低速で焼入鋼の加工等を行った場合でも、被削材表面の面粗度の向上が要求されている。

本発明は、このような状況に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、焼入鋼の加工等において、特に、低速で焼入鋼の加工等を行った場合において、少なくとも切れ刃部分が立方晶窒化硼素焼結体からなる基材を含む工具の耐摩耗性を向上させることにある。

本発明者は、上記課題を解決するために、焼入鋼の加工を行なう場合に発生する工具の摩耗の状況を詳細に検討した。 その結果、通常のクレータ摩耗および逃げ面摩耗に加えて、摩耗部の一方端である前切れ刃の境界部において境界摩耗が発生することが明らかとなり、この境界摩耗が工具寿命に最も大きな影響を与えていることが判明した。 このような境界摩耗は低速で焼入鋼の加工等を行った場合でも発生すると考えられる。 低速で焼入鋼の加工等を行うと、前切れ刃の境界部では切り屑の厚さが無限小となるので、引張応力が発生し、その結果、工具の被覆層が機械的に摩耗すると考えられるからである。

本発明者は、この知見に基づき検討を重ねた結果、この境界摩耗を抑制するためには特定の組成の層を特定の積層態様で積層させることが最も効果的であるとのさらなる知見が得られ、この知見に基づきさらに検討を重ねることによって本発明を完成させた。

本発明にかかる表面被覆窒化硼素焼結体工具は、少なくとも切れ刃部分が立方晶窒化硼素焼結体と前記立方晶窒化硼素焼結体の表面上に形成された被覆層とを含む。 立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素を３０体積％以上８０体積％以下含み、元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素の窒化物、炭化物、硼化物、酸化物ならびにこれらの固溶体からなる群の中から選択された少なくとも１種の化合物とアルミニウム化合物と不可避不純物とを含む結合相をさらに含む。 被覆層は、Ａ層とＢ層とを含む。 Ａ層は、ＭＬａ _za1 （Ｍは元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素、ＡｌならびにＳｉの１種以上を表わし、ＬａはＢ、Ｃ、ＮおよびＯの１種以上を表わし、ｚａ１は０．８５以上１．０以下である）からなる。 Ｂ層は、組成の異なる２種以上の薄膜層が交互にそれぞれ１つ以上積層されてなり、薄膜層のそれぞれの厚さは、３０ｎｍよりも大きく２００ｎｍ未満である。 薄膜層の１種であるＢ１薄膜層は、（Ｔｉ _1-xb1-yb1 Ｓｉ _xb1 Ｍ１ _yb1 ）（Ｃ _1-zb1 Ｎ _zb1 ）（Ｍ１はＴｉを除く元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＡｌの１種以上を表わし、ｘｂ１は０．０１以上０．２５以下であり、ｙｂ１は０以上０．７以下であり、ｚｂ１は０．４以上１以下である）からなる。 薄膜層の１種であってＢ１薄膜層とは異なるＢ２薄膜層は、組成の異なる２種以上の化合物層が交互にそれぞれ１つ以上積層されてなる。 化合物層のそれぞれの厚さは、０．５ｎｍ以上３０ｎｍ未満である。 化合物層の１種であるＢ２ａ化合物層は、（Ｔｉ _1-xb2-yb2 Ｓｉ _xb2 Ｍ２ _yb2 ）（Ｃ _1-zb2 Ｎ _zb2 ）（Ｍ２はＴｉを除く元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＡｌの１種以上を表わし、ｘｂ２は０．０１以上０．２５以下であり、ｙｂ２は０以上０．７以下であり、ｚｂ２は０．４以上１以下である）からなる。 化合物層の１種であってＢ２ａ化合物層とは異なるＢ２ｂ化合物層は、（Ａｌ _1-xb3 Ｍ３ _xb3 ）（Ｃ _1-zb3 Ｎ _zb3 ）（Ｍ３は元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＳｉの１種以上を表わし、ｘｂ３は０．２以上０．７７以下であり、ｚｂ３は０．４以上１以下である）からなる。 Ａ層の厚さは、０．２μｍ以上１０μｍ以下である。 Ｂ層の厚さは、０．０５μｍ以上５μｍ以下である。 被覆層全体の厚さは、０．２５μｍ以上１５μｍ以下である。

本発明では、焼入鋼の加工等において、特に、低速で焼入鋼の加工等を行った場合において、少なくとも切れ刃部分が立方晶窒化硼素焼結体からなる基材を含む工具の耐摩耗性を向上させることができる。

本発明の実施例における表面被覆窒化硼素焼結体工具の構成の一例を示す断面図である。

本発明の実施例における表面被覆窒化硼素焼結体工具の要部の構成の一例を示す断面図である。

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。 なお、以下の実施の形態の説明では、図面を用いて説明しているが、本願の図面において同一の参照符号を付したものは、同一部分または相当部分を示している。

＜表面被覆窒化硼素焼結体工具の構成＞
本発明にかかる表面被覆窒化硼素焼結体工具の少なくとも切れ刃部分は、立方晶窒化硼素焼結体（以下では「ｃＢＮ焼結体」と記す。「ｃＢＮ」は「cubic Boron Nitride」の略語である。）と、ｃＢＮ焼結体の表面上に形成された被覆層とを含む。 このような基本的構成を有する表面被覆窒化硼素焼結体工具は、焼結合金や難削鋳鉄の機械加工（たとえば切削加工）または焼入鋼の加工において特に有効に用いることができる他、これら以外の一般的な金属の各種加工においても好適に用いることができる。

＜ｃＢＮ焼結体＞
ｃＢＮ焼結体は、表面被覆窒化硼素焼結体工具の切れ刃部分のうち当該工具の基材を構成するものであり、３０体積％以上８０体積％以下の立方晶窒化硼素（以下では「ｃＢＮ」と記す）を含み、結合相をさらに含む。 ここで、結合相は、元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素の窒化物、炭化物、硼化物、酸化物ならびにこれらの固溶体からなる群の中から選択された少なくとも１種の化合物とアルミニウム化合物と不可避不純物とを含み、ｃＢＮ同士を互いに結合する。 ｃＢＮ焼結体が３０体積％以上のｃＢＮを含んでいれば、表面被覆窒化硼素焼結体工具の基材の耐摩耗性の低下を防止できる。 また、ｃＢＮ焼結体が８０体積％以下のｃＢＮを含んでいれば、ｃＢＮ焼結体においてｃＢＮを分散させることができるので、結合相によるｃＢＮ同士の接合強度を確保することができる。 本明細書では、ｃＢＮの含有体積率は次に示す方法にしたがって求められたものである。 ｃＢＮ焼結体を鏡面研磨し、任意の領域のｃＢＮ焼結体組織の反射電子像を電子顕微鏡にて２０００倍で写真撮影する。 このとき、ｃＢＮからなる粒子（以下では「ｃＢＮ粒子」と記す。）は黒色領域となり、結合相は灰色領域または白色領域となる。 撮影されたｃＢＮ焼結体組織の写真からｃＢＮ焼結体領域と結合相領域とを画像処理により２値化し、ｃＢＮ粒子の占有面積を求める。 求められたｃＢＮ粒子の占有面積を以下に示す式に代入すれば、ｃＢＮの含有体積率が求まる。
（ｃＢＮの含有体積率）＝（ｃＢＮ粒子の占有面積）÷（撮影されたｃＢＮ焼結体組織の面積）×１００。

好ましくは、ｃＢＮ焼結体が５０体積％以上６５体積％以下のｃＢＮを含むことである。 ｃＢＮ焼結体が５０体積％以上のｃＢＮを含んでいれば、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れた表面被覆窒化硼素焼結体工具の基材を提供することができる。 また、ｃＢＮ焼結体が６５体積％以下のｃＢＮを含んでいれば、結合相によるｃＢＮ同士の接合強度を高めることができる。

好ましくは、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面では、ｃＢＮ粒子が結合相よりも被覆層側に突出していることである。 これにより、ｃＢＮ焼結体と被覆層との密着性を高めることができる。 より好ましくは、ｃＢＮ粒子と結合相との段差が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であることである。 この段差が０．０５μｍ以上であれば、アンカー効果を得ることができる。 また、この段差が１．０μｍ以下であれば、ｃＢＮ粒子がｃＢＮ焼結体から脱落することを防止できる。 さらに好ましくは、ｃＢＮ粒子と結合相との段差が０．１μｍ以上０．５μｍ以下であることである。 この段差が０．１μｍ以上であれば、アンカー効果を有効に得ることができる。 また、この段差が０．５μｍ以下であれば、ｃＢＮ粒子がｃＢＮ焼結体から脱落することをさらに防止できる。 本明細書では、上記段差は、後述する被覆層の全体の厚さなどの測定方法と同一の方法にしたがって測定されたものである。

好ましくは、ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮの体積含有率は、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面からｃＢＮ焼結体の内側へ向かうにつれて高くなることである。 これにより、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面では、結合相の体積含有率がｃＢＮの体積含有率よりも高いので、ｃＢＮ焼結体と被覆層との密着性を高めることができる。 一方、ｃＢＮ焼結体の内部では、ｃＢＮの体積含有率の方が結合相の体積含有率よりも高いので、ｃＢＮ焼結体の耐欠損性を向上させることができる。 たとえば、ｃＢＮの体積含有率は、被覆層との界面側（ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面からｃＢＮ焼結体の内側へ向かって０μｍ以上２０μｍ以下離れた領域）では４０体積％であり、ｃＢＮ焼結体の厚さ方向中央付近（ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面からｃＢＮ焼結体の内側へ向かって２０μｍを超えて１００μｍ以下離れた領域）では６０体積％である。

好ましくは、ｃＢＮ焼結体に含まれるｃＢＮ粒子の粒径は、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面からｃＢＮ焼結体の内側へ向かうにつれて大きくなることである。 これにより、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面では、ｃＢＮ粒子の粒径は小さいので、ｃＢＮ焼結体と被覆層との密着性を高めることができる。 一方、ｃＢＮ焼結体の内部では、ｃＢＮ粒子の粒径は大きいので、靱性を高めることができる。 たとえば、ｃＢＮ粒子の粒径は、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面からｃＢＮ焼結体の内側へ向かって０μｍ以上２０μｍ以下離れた領域では０．１μｍ以上１μｍ以下であり、ｃＢＮ焼結体と被覆層との界面からｃＢＮ焼結体の内側へ向かって２０μｍを超えて３００μｍ以下離れた領域では２μｍ以上１０μｍ以下である。 本明細書では、ｃＢＮ粒子の粒径は次に示す方法にしたがって求められたものである。 ｃＢＮの含有体積率を求めるさいに得られたｃＢＮ焼結体組織の反射電子像におけるｃＢＮ粒子に外接する面の直径を測定し、測定された直径をｃＢＮ粒子の粒径としている。

なお、ｃＢＮ焼結体は、表面被覆窒化硼素焼結体工具の切れ刃部分に設けられていればよい。 そのため、表面被覆窒化硼素焼結体工具の基材は、ｃＢＮ焼結体からなる切れ刃部分と、ｃＢＮ焼結体とは異なる材料（たとえば超硬合金）からなる基材本体とを含んでいてもよい。 この場合、ｃＢＮ焼結体からなる切れ刃部分はロウ材等を介して基材本体に接着されていることが好ましく、ロウ材の材料としては、接合強度または融点を考慮して選定することができる。 また、ｃＢＮ焼結体は、表面被覆窒化硼素焼結体工具の基材全体を構成していてもよい。

＜被覆層＞
被覆層は、Ａ層とＢ層とを含む。 本発明の被覆層は、Ａ層とＢ層とを含む限り、Ａ層およびＢ層以外に他の層を含んでいても差し支えない。 このような他の層としては、たとえば後述のようなＡ層とＢ層との間に設けられるＣ層または最下層であるＤ層などを挙げることができるが、これらのみに限られるものではない。

被覆層の厚さは、０．２５μｍ以上１５μｍ以下である。 被覆層の厚さが０．２５μｍ以上であれば、被覆層の厚さが薄いことに起因する表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐摩耗性の低下を防止することができる。 被覆層の厚さが１５μｍ以下であれば、切削初期における被覆層の耐チッピング性を高めることができる。 好ましくは、被覆層の厚さが０．７μｍ以上４μｍ以下である。

本明細書では、被覆層の全体の厚さおよび後述の各層の厚さならびに積層数は、いずれも表面被覆窒化硼素焼結体工具を切断し、その断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて観察することにより求められたものである。 また、被覆層を構成する後述のような各層の組成は、ＳＥＭまたはＴＥＭ付帯のＥＤＸ分析器（エネルギー分散型Ｘ線分析器）を用いて測定されたものである。

被覆層は、表面被覆窒化硼素焼結体工具の切れ刃部分にのみ設けられていればよいが、表面被覆窒化硼素焼結体工具の基材の表面全面を被覆していてもよいし、切れ刃部分とは異なる部分の一部において設けられていなくてもよい。 また、切れ刃部分とは異なる部分では、被覆層の一部の積層構成が部分的に異なっていてもよい。

＜Ａ層＞
Ａ層は、ＭＬａ _za1 （Ｍは元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素、ＡｌならびにＳｉの１種以上を表わし、ＬａはＢ、Ｃ、ＮおよびＯの１種以上を表わし、ｚａ１は０．８５以上１．０以下である）からなる。 これにより、Ａ層は、滑らかに摩耗する。 別の言い方をすると、Ａ層は、剥離、割れ、または、チッピングなどを伴うことなく摩耗する。 よって、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐クレータ摩耗性または耐逃げ面摩耗性などを高めることができる。

好ましくは、Ａ層は、（Ｔｉ _1-xa Ｍａ _xa ）（Ｃ _1-za2 Ｎ _za2 ）（ＭａはＴｉを除く元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素、ＡｌならびにＳｉの１種以上を表わし、ｘａは０以上０．７以下であり、ｚａ２は０以上１以下である）からなることである。 Ａ層がＴｉを含んでいれば、摩耗時におけるＡ層の剥離、割れ、または、チッピングなどをさらに防止することができる。 より好ましくは、Ｍａの組成ｘａが０以上０．３以下であることである。 これにより、摩耗時におけるＡ層の剥離、割れ、または、チッピングなどをさらに防止することができる。 なお、Ａ層が（Ｔｉ _{1-xa(1)- xa(2)} Ｍａ（１） _xa(1) Ｍａ（２） _xa(2) ）（Ｃ _1-za2 Ｎ _za2 ）からなる場合には、ｘａ（１）とｘａ（２）との和は、０以上０．７以下であることが好ましく、０以上０．３以下であることがより好ましい。 このことは、以下に示すＢ層、Ｃ層およびＤ層においても言える。

好ましくは、Ａ層では、Ｎの組成は、ｃＢＮ焼結体側から当該Ａ層の表面側へ向かってステップ状または傾斜状に変化することである。 たとえばＡ層のｃＢＮ焼結体側においてＮの組成が大きければ、耐欠損性および耐剥離性を高めることができる。 また、Ａ層の表面側においてＮの組成が小さければ、摩耗時におけるＡ層の剥離、割れ、または、チッピング等をさらに防止することができる。 ここで、「Ｎの組成がｃＢＮ焼結体側からＡ層の表面側へ向かってステップ状に変化する」とは、Ｎの組成がｃＢＮ焼結体側からＡ層の表面側へ向かって不連続に減少または増加することを意味し、たとえばＮの組成が互いに異なる２以上の層を積層することにより得られる構成である。 また、「Ｎの組成がｃＢＮ焼結体側からＡ層の表面側へ向かって傾斜状に変化する」とは、Ｎの組成がｃＢＮ焼結体側からＡ層の表面側へ向かって連続に減少または増加することを意味し、たとえばＮの原料ガスとＣの原料ガスとの流量比を連続的に変化させて形成することにより得られる構成である。

好ましくは、Ａ層は、当該Ａ層の表面側に、ｃＢＮ焼結体側よりもＣの組成の高い領域を有することである。 これによっても、Ａ層のｃＢＮ焼結体側では耐欠損性および耐剥離性を高めることができ、Ａ層の表面側では摩耗時におけるＡ層の剥離、割れ、または、チッピングなどをさらに防止することができる。 ここで、Ａ層のｃＢＮ焼結体側とは、ｃＢＮ焼結体の最も近くに位置するＡ層の面からＡ層の内部へ向かって０μｍ以上０．１μｍ以下離れた領域を意味する。 また、Ａ層の表面側とは、Ａ層のｃＢＮ焼結体側とは反対側を意味し、ｃＢＮ焼結体とは最も離れて位置するＡ層の面からＡ層の内部へ向かって０μｍ以上０．１μｍ以下離れた領域を意味する。

Ａ層の厚さは、０．２μｍ以上１０μｍ以下である。 Ａ層の厚さが０．２μｍ以上であれば、耐クレータ摩耗性または耐逃げ面摩耗性などに優れた表面被覆窒化硼素焼結体工具を提供することができる。 一方、Ａ層の厚さが１０μｍを超えると、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐クレータ摩耗性または耐逃げ面摩耗性などをさらに向上させることが難しいことがある。

好ましくは、Ａ層がＢ層よりも表面被覆窒化硼素焼結体工具の表面側に設けられていることである。 これにより、Ａ層が滑らかに摩耗してクラックの発生を防止することができる。 クラックが発生した場合であっても、Ｂ層が、発生したクラックの基材側への伝搬を防止することができる。

＜Ｂ層＞
Ｂ層は、組成の異なる２種以上の薄膜層が交互にそれぞれ１つ以上積層されてなる。 以下では、Ｂ層として、Ｂ１薄膜層とＢ２薄膜層とが交互にそれぞれ１つ以上積層されて構成されたものを挙げるが、本発明のＢ層は、Ｂ１薄膜層とＢ２薄膜層とを含む限り、Ｂ１薄膜層およびＢ２薄膜層以外に他の層を含んでいても差し支えない。 Ｂ層の厚さは、０．０５μｍ以上５μｍ以下である。

好ましくは、Ｂ層全体におけるＳｉ組成の平均値が０．００３以上０．２５以下であることである。 これにより、Ｂ層の耐剥離性を高めることができるので、酸素がＢ層とＡ層または基材との界面に侵入することを防止することができる。 Ｂ層全体におけるＳｉ組成の平均値は、より好ましくは０．００５以上０．２以下であり、さらに好ましくは０．００５以上０．１５以下である。 本明細書では、Ｂ層全体におけるＳｉ組成の平均値は、次の計算式を用いて求められたものである。
（Ｂ層全体におけるＳｉ組成の平均値）＝｛（Ｂ層を構成する各層のＳｉ組成）×（当該各層の厚さ）の総和｝÷（Ｂ層全体の厚さ）。

Ｂ１薄膜層は、（Ｔｉ _1-xb1-yb1 Ｓｉ _xb1 Ｍ１ _yb1 ）（Ｃ _1-zb1 Ｎ _zb1 ）（Ｍ１はＴｉを除く元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＡｌの１種以上を表わし、ｘｂ１は０．０１以上０．２５以下であり、ｙｂ１は０以上０．７以下であり、ｚｂ１は０．４以上１以下である）からなる。 好ましくは、Ｍ１がＣｒ、ＮｂおよびＷの少なくとも１種以上を表わすことである。 Ｍ１の組成ｙｂ１は、好ましくは０以上０．４以下であり、より好ましくは０．０５以上０．１５以下である。 Ｂ１薄膜層の厚さは、３０ｎｍよりも大きく２００ｎｍ未満である。

Ｂ２薄膜層は、組成の異なる２種以上の化合物層が交互にそれぞれ１つ以上積層されてなる。 以下では、Ｂ２薄膜層として、Ｂ２ａ化合物層とＢ２ｂ化合物層とが交互にそれぞれ１つ以上積層されて構成されたものを挙げるが、本発明のＢ２薄膜層は、Ｂ２ａ化合物層とＢ２ｂ化合物層とを含む限り、Ｂ２ａ化合物層およびＢ２ｂ化合物層以外に他の層を含んでいても差し支えない。 Ｂ２薄膜層の厚さは、３０ｎｍよりも大きく２００ｎｍ未満である。

Ｂ２ａ化合物層は、（Ｔｉ _1-xb2-yb2 Ｓｉ _xb2 Ｍ２ _yb2 ）（Ｃ _1-zb2 Ｎ _zb2 ）（Ｍ２はＴｉを除く元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＡｌの１種以上を表わし、ｘｂ２は０．０１以上０．２５以下であり、ｙｂ２は０以上０．７以下であり、ｚｂ２は０．４以上１以下である）からなる。 Ｍ２は、好ましくはＣｒ、ＮｂおよびＷの少なくとも１種以上を表わすことであり、より好ましくはＭ１と同じ元素を表わすことである。 Ｍ２の組成ｙｂ２は、好ましくは０以上０．４以下であり、より好ましくは０．０５以上０．１５以下である。 さらに好ましくはＭ１の組成ｙｂ１と同じ値を示すことである。 Ｂ２ａ化合物層の厚さは、０．５ｎｍ以上３０ｎｍ未満である。

Ｂ２ｂ化合物層は、（Ａｌ _1-xb3 Ｍ３ _xb3 ）（Ｃ _1-zb3 Ｎ _zb3 ）（Ｍ３は元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＳｉの１種以上を表わし、ｘｂ３は０．２以上０．７７以下であり、ｚｂ３は０．４以上１以下である）からなる。 好ましくは、Ｍ３がＴｉおよびＣｒの少なくとも１つを表わすことである。 Ｍ３の組成ｘｂ３は、好ましくは０．２５以上０．５以下であり、より好ましくは０．２５以上０．４以下である。 Ｂ２ｂ化合物層の厚さは、０．５ｎｍ以上３０ｎｍ未満である。

なお、Ｂ層の最下層は、Ｂ１薄膜層であってもよいし、Ｂ２薄膜層であってもよい。 Ｂ層の最上層は、Ｂ１薄膜層であってもよいし、Ｂ２薄膜層であってもよい。 Ｂ２薄膜層の最下層は、Ｂ２ａ化合物層であってもよいし、Ｂ２ｂ化合物層であってもよい。 Ｂ２薄膜層の最上層は、Ｂ２ａ化合物層であってもよいし、Ｂ２ｂ化合物層であってもよい。

好ましくは、Ｂ１薄膜層の平均厚さｔ１とＢ２薄膜層の平均厚さｔ２との比であるｔ２／ｔ１が０．５＜ｔ２／ｔ１≦１０．０を満たすことである。 これにより、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐境界摩耗性など（特に低速切削時における表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐境界摩耗性など）をより向上させることができる。 本明細書では、Ｂ１薄膜層の平均厚さｔ１は、次の計算式を用いて求められたものである。 Ｂ２薄膜層の平均厚さｔ２も同様である。
（Ｂ１薄膜層の平均厚さｔ１）＝（Ｂ１薄膜層の厚さの合計）÷（Ｂ１薄膜層の層数）。

より好ましくは、ｔ２／ｔ１が１．５＜ｔ２／ｔ１≦５．０を満たすことである。 これにより、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐境界摩耗性など（特に低速切削時における表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐境界摩耗性など）をさらに向上させることができる。 よって、繰り返される衝撃または振動などに対して優れた耐摩耗性を有する表面被覆窒化硼素焼結体工具を提供することができる。 さらに好ましくは、ｔ２／ｔ１が２．０＜ｔ２／ｔ１≦４．５を満たすことである。

さらに好ましくは、Ａ層がＢ層よりも表面側に設けられている場合には、ｔ２／ｔ１は、ｃＢＮ焼結体側では１．５＜ｔ２／ｔ１≦５．０を満たし、Ａ層側に向かうにつれて小さくなり、Ａ層側では１．２＜ｔ２／ｔ１＜２を満たすことである。 これにより、Ｂ層のＡ層側では、クラックの発生を防止することができ、Ｂ層のｃＢＮ焼結体側では、クラックがｃＢＮ焼結体側へ伝搬することを防止することができる。 ここで、Ｂ層のＡ層側とは、Ａ層の最も近くに位置するＢ１薄膜層およびＢ２薄膜層を意味する。 また、Ｂ層のｃＢＮ焼結体側とは、ｃＢＮ焼結体の最も近くに位置するＢ１薄膜層およびＢ２薄膜層を意味する。

＜Ｃ層＞
好ましくは、被覆層がＡ層とＢ層との間に設けられたＣ層をさらに含むことであり、Ｃ層がＭｃＬｃ _zc （Ｍｃは元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素、ＡｌならびにＳｉの１種以上を表わし、ＬｃはＢ、Ｃ、ＮおよびＯの１種以上を表わし、ｚｃは０以上０．８５以下である）からなることである。 これにより、Ａ層とＢ層との密着性を高めることができる。 また、Ａ層がＢ層よりも表面側に設けられている場合には、Ａ層で発生したクラックの基材側への伝搬をＣ層で止めることができる。

より好ましくは、Ｃ層の厚さが０．００５μｍ以上０．５μｍ以下であることである。 Ｃ層の厚さが０．００５μｍ以上であれば、Ｃ層を設けたことにより得られる効果を十分に得ることができる。 Ｃ層の厚さが０．５μｍ以下であれば、Ｃ層を設けたことにより被覆層の厚さが大きくなりすぎることを防止することができる。 さらに好ましくは、Ｃ層の厚さが０．０１μｍ以上０．２μｍ以下であることである。

より好ましくは、Ｃ層を構成するＭｃＬｃ _zcでは、Ｌｃの組成ｚｃが０よりも大きく０．７未満であることである。 Ｌｃの組成ｚｃが０よりも大きければ、Ｃ層の耐熱性および化学的な耐摩耗性を高めることができるので、Ａ層で発生したクラックの基材側への伝搬をＣ層で有効に止めることができる。 さらに好ましくは、Ｌｃの組成ｚｃが０．２以上０．５以下であることである。

より好ましくは、Ｃ層は、Ａ層およびＢ層を構成する元素の少なくとも１種以上を含むことである。 Ｃ層がＡ層を構成する元素の少なくとも１種以上を含むのであれば、Ａ層とＣ層との密着性を高めることができる。 Ｃ層がＢ層を構成する元素の少なくとも１種以上を含むのであれば、Ｂ層とＣ層との密着性を高めることができる。 さらに好ましくは、Ｃ層は、Ａ層およびＢ層のそれぞれのうちＣ層側に位置する部分を構成する元素の少なくとも１種以上を含むことである。

＜Ｄ層＞
好ましくは、被覆層が基材とＢ層との間に設けられたＤ層をさらに含むことであり、Ｄ層がＭｄＬｄ _zd （Ｍｄは元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素、ＡｌならびにＳｉの１種以上を表わし、ＬｄはＢ、Ｃ、ＮおよびＯの１種以上を表わし、ｚｄは０．８５以上１．０以下である）からなることである。 このようなＤ層はｃＢＮ焼結体との密着性に優れる。 よって、被覆層がＤ層をさらに含むのであれば、ｃＢＮ焼結体と被覆層との密着性を高めることができる。 より好ましくは、Ｄ層を構成するＭｄＬｄ _zdでは、ＬｄがＮであることである。

より好ましくは、Ｄ層が（Ａｌ _1-xd Ｍｄ２ _xd ）Ｌｄ _zd （Ｍｄ２は、元素の周期表の第４族元素、第５族元素および第６族元素ならびにＳｉの１種以上を表わし、ｘｄは０．２５以上０．４５以下である）からなることである。 Ｄ層がＡｌを含んでいれば、ＢＮ焼結体と被覆層との密着性をより高めることができる。 さらに好ましくは、Ｄ層を構成する（Ａｌ _1-xd Ｍｄ２ _xd ）Ｌｄ _zdでは、Ｍｄ２がＴｉ、ＣｒおよびＶの少なくとも１種以上であることである。

より好ましくは、Ｄ層の厚さが０．０５μｍ以上１．０μｍ以下である。 Ｄ層の厚さが０．０５μｍ以上であれば、Ｄ層を設けたことにより得られる効果を十分に得ることができる。 Ｄ層の厚さが１．０μｍ以下であれば、Ｄ層を設けたことにより被覆層の厚さが大きくなりすぎることを防止することができる。 さらに好ましくは、Ｄ層の厚さが０．１μｍ以上０．５μｍ以下であることである。

＜表面被覆窒化硼素焼結体工具の製造方法＞
本発明にかかる表面被覆窒化硼素焼結体工具の製造方法は、たとえば、ｃＢＮ焼結体を少なくとも切れ刃部分に有する基材を準備する工程と、少なくともｃＢＮ焼結体上に被覆層を形成する工程とを含む。 基材を準備する工程は、ｃＢＮ焼結体を形成する工程を含むことが好ましく、ｃＢＮ焼結体を形成する工程は、ｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末との混合物を高温高圧下で焼結させる工程を含むことが好ましい。 基材を準備する方法は、所定の形状を有する基材本体にｃＢＮ焼結体を接合させる工程をさらに含むことがより好ましい。

被覆層を形成する工程は、アークイオンプレーティング法（真空アーク放電を利用して固体材料を蒸発させるイオンプレーティング法）またはスパッタ法により被覆層を形成する工程を含むことが好ましい。 アークイオンプレーティング法では、被覆層を構成することになる金属種を含む金属蒸発源とＣＨ ₄ 、Ｎ ₂またはＯ ₂などの反応ガスとを用いて、被覆層を形成することができる。 被覆層を形成する条件としては、公知の条件を採用することができる。 また、スパッタ法では、被覆層を構成することになる金属種を含む金属蒸発源とＣＨ ₄ 、Ｎ ₂またはＯ ₂などの反応ガスとＡｒ、ＫｒまたはＸｅなどのスバッタガスとを用いて、被覆層を形成することができる。 被覆層を形成する条件としては、公知の条件を採用することができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

＜表面被覆窒化硼素焼結体工具の製造＞
図１は、実施例における表面被覆窒化硼素焼結体工具の構成の一例を示す断面図である。 図２は、実施例における表面被覆窒化硼素焼結体工具の要部の構成の一例を示す断面図である。

＜試料１の製造＞
＜ｃＢＮ焼結体Ａの形成＞
まず、原子比でＴｉ：Ｎ＝１：０．６となるように、平均粒子径が１μｍのＴｉＮ粉末と平均粒子径が３μｍのＴｉ粉末とを混合した。 得られた混合物を真空中で１２００℃で３０分間、熱処理してから、粉砕した。 これにより、ＴｉＮ _0.6からなる金属間化合物粉末を得た。

次に、質量比でＴｉＮ _0.6 ：Ａｌ＝９０：１０となるように、ＴｉＮ _0.6からなる金属間化合物粉末と平均粒子径が４μｍのＡｌ粉末とを混合した。 得られた混合物を真空中で１０００℃で３０分間、熱処理した。 熱処理により得られた化合物を、直径が６ｍｍの超硬合金製ボールメディアを用いて、ボールミル粉砕法により均一に粉砕した。 これにより、結合相の原料粉末を得た。

続いて、ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮの含有率が３０体積％となるように平均粒径が１．５μｍのｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合し、直径が３ｍｍの窒化硼素製ボールメディアを用いてボールミル混合法により均一に混合した。 得られた混合粉末を超硬合金製支持板に積層してからＭｏ製カプセルに充填した。 そののち、超高圧装置を用いて、圧力５．５ＧＰａで温度１３００℃で３０分間焼結した。 これにより、ｃＢＮ焼結体Ａを得た。

＜基材の形成＞
形状がＩＳＯ規格のＤＮＧＡ１５０４０８であり、超硬合金材料（Ｋ１０相当）からなる基材本体を準備した。 準備した基材本体の刃先（コーナ部分）に上記ｃＢＮ焼結体Ａ（形状：頂角が５５°であり当該頂角を挟む両辺がそれぞれ２ｍｍである二等辺三角形を底面とし、厚さが２ｍｍの三角柱状のもの）を接合した。 接合には、Ｔｉ−Ｚｒ−Ｃｕからなる口ウ材を用いた。 接合体の外周面、上面および下面を研削し、刃先にネガランド形状（ネガランド幅が１５０μｍであり、ネガランド角が２５°）を形成した。 このようにして、切れ刃部分がｃＢＮ焼結体Ａからなる基材３を得た。

得られた基材３を成膜装置内に入れて真空引きを行なった。 そののち、５００℃に加熱してからＡｒガスを導入し（圧力１Ｐａ）、基材３にバイアス電圧（−５００Ｖ）をかけて、Ａｒイオンによりエッチングを行なった。 そののち、成膜装置内からＡｒガスを排気した。

＜被覆層の形成＞
＜Ｄ層の形成＞
上記成膜装置内でＤ層２０を基材３上に形成した。 具体的には、以下に示す条件で、厚さが０．５μｍであるＤ層を蒸着により形成した。
ターゲット：Ａｌを６６原子％、Ｃｒを３４原子％含む導入ガス：Ｎ ₂
成膜圧力：５Ｐａ
アーク放電電流：１５０Ａ
基板バイアス電圧：−３５Ｖ
テーブル回転速度：３ｒｐｍ。

＜Ｂ層の形成＞
上記成膜装置内でＢ層３０をＤ層２０上に形成した。 具体的には、まず、以下に示す条件で、全体の厚さが３５ｎｍであるＢ１薄膜層３１を蒸着により形成した。
ターゲットＢ１：Ｔｉを９０原子％、Ｓｉを１０原子％含む導入ガス：Ｎ ₂
成膜圧力：３Ｐａ
アーク放電電流：１５０Ａ
基板バイアス電圧：−４０Ｖ
テーブル回転速度：４ｒｐｍ。

次に、以下に示す条件で、全体の厚さが１６５ｎｍであるＢ２薄膜層３２を蒸着により形成した。 このとき、Ｂ２ａ化合物層３２Ａの厚さが２．５ｎｍとなるように、且つ、Ｂ２ｂ化合物層３２Ｂの厚さが３ｎｍとなるように、ターゲットＢ２ａ、Ｂ２ｂのアーク電流と基材をセットした回転テーブルの回転速度とを調整した。
ターゲットＢ２ａ：Ｔｉを９０原子％、Ｓｉを１０原子％含むターゲットＢ２ｂ：Ａｌを６６原子％、Ｃｒを３４原子％含む導入ガス：Ｎ ₂
成膜圧力：３Ｐａ
基板バイアス電圧：−５０Ｖ。

そして、Ｂ１薄膜層３１とＢ２薄膜層３２とを交互に積層し、それぞれを５層ずつ形成した。 このようにして、全体の厚さが１μｍであるＢ層３０を形成した。

＜Ａ層の形成＞
上記成膜装置内でＡ層５０をＣ層４０上に形成した。 具体的には、以下に示す条件で、厚さが０．１μｍであるＡ層を蒸着により形成した。
ターゲット：Ｔｉ
導入ガス：Ｎ ₂ 、ＣＨ ₄ (形成する膜が原子比でＣ：Ｎ＝１：４となるように流量を調整)
成膜圧力：１Ｐａ
アーク放電電流：１６０Ａ
基板バイアス電圧：−４００Ｖ
テーブル回転速度：３ｒｐｍ。

このようにして、基材３の上には、Ｄ層２０とＢ層３０とＡ層５０とが順に積層されてなる被覆層１０が形成され、よって、試料１が製造された。

＜試料２〜７の製造＞
Ａ層の厚さを表１に示す数値となるように変更したことを除いては上記試料１の製造方法にしたがって、試料２〜７を製造した。

＜試料８の製造＞
ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮの含有率が表３に示す数値となるようにｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合したことを除いては上記ｃＢＮ焼結体Ａの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｄを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｄを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料８の基材を形成した。

次に、以下に示す条件で、厚さが０．０２μｍであるＤ層を蒸着により形成した。
ターゲット：Ａｌを６０原子％、Ｃｒを４０原子％含む導入ガス：Ｎ ₂
成膜圧力：０．７Ｐａ
アーク放電電流：１３０Ａ
基板バイアス電圧：−３５Ｖ
テーブル回転速度：３ｒｐｍ。

続いて、上記試料１の製造方法にしたがってＢ層を形成した。 このとき、Ｂ２ａ化合物層およびＢ２ｂ化合物層のそれぞれの厚さが１．５ｎｍとなるようにターゲットＢ２ａ、Ｂ２ｂのアーク電流と基材をセットした回転テーブルの回転速度とを調整し、全体の厚さが１２ｎｍであるＢ２薄膜層を蒸着により形成した。

続いて、以下に示す条件で、形成する膜の組成がＴｉＣ _0.4 Ｎ _0.6となるようにＮ ₂の流量とＣＨ ₄の流量とを調整し、厚さが０．１μｍであるＡ層を蒸着により形成した。 このようにして試料８を製造した。
ターゲット：Ｔｉ
導入ガス：Ｎ ₂ 、ＣＨ ₄
成膜圧力：２Ｐａ
アーク放電電流：１４０Ａ
基板バイアス電圧：−６００Ｖ
テーブル回転速度：４ｒｐｍ。

＜試料９〜１０の製造＞
Ｂ２ａ化合物層およびＢ２ｂ化合物層のそれぞれの層数を変更し、且つ、Ｂ１薄膜層およびＢ２薄膜層のそれぞれの層数を変更して、Ｂ層の全体の厚さを変更したこと、および、Ａ層の厚さを表１に示す厚さとしたことを除いては上記試料８の製造方法にしたがって、試料９〜１０を製造した。

＜試料１１〜１４の製造＞
Ｂ２ａ化合物層およびＢ２ｂ化合物層のそれぞれの層数を変更し、且つ、Ｂ１薄膜層およびＢ２薄膜層のそれぞれの層数を変更して、Ｂ層の全体の厚さを変更したこと、および、以下に示す条件でＡ層を形成したことを除いては上記試料８の製造方法にしたがって、試料１１を製造した。 具体的には、Ａ層の形成開始時からＡ層の厚さが１μｍとなるまでの間は、Ｎ ₂のみを導入して成膜圧力を２Ｐａとした。 そののち、ＣＨ ₄を徐々に増やしながらＮ ₂を徐々に減らして、Ａ層をさらに０．６μｍ形成した。 このとき、組成がＴｉＣ _0.4 Ｎ _0.6となるまで、ＣＨ ₄を徐々に増やしながらＮ ₂を徐々に減らした。 このようにして試料１１を製造した。 試料１２〜１４も同様に製造した。
ターゲット：Ｔｉ
導入ガス：Ｎ ₂ 、ＣＨ ₄
アーク放電電流：１４０Ａ
基板バイアス電圧：−６００Ｖ
テーブル回転速度：４ｒｐｍ。

なお、試料を製造するさい、表１〜表２に示す組成からなる層が得られるように、ターゲットを調製し、導入ガスの種類およびその供給量を調整した。 導入ガスとしては、Ａｒ、Ｎ ₂またはＣＨ ₄などを適宜用いた。 成膜圧力を０．１Ｐａ〜７Ｐａの範囲内で適宜、調整し、アーク放電電流を６０Ａ〜２００Ａの範囲内で適宜、調整し、基板バイアス電圧を−２５Ｖ〜−７００Ｖの範囲内で適宜、調整し、テーブル回転速度を０．５〜１０ｒｐｍの範囲内で適宜、調整した。 以下に示す試料１５〜５６においても同様とした。

＜試料１５の製造＞
ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮの含有率が表３に示す数値となるようにｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合したことを除いては上記ｃＢＮ焼結体Ａの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｂを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｂを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料１５〜２０の基材を形成した。

次に、上記試料１、１１の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層およびＡ層を順に形成した。 このようにして試料１５を製造した。

＜試料１６〜２０の製造＞
以下に示す方法にしたがってＣ層を形成したことを除いては上記試料１５の製造方法にしたがって、試料１６〜２０を製造した。
ターゲット：Ｔｉ
導入ガス：Ａｒ
成膜圧力：２Ｐａ
アーク放電電流：１５０Ａ
基板バイアス電圧：−７０Ｖ
テーブル回転速度：３ｒｐｍ。

＜試料２１〜２６の製造＞
ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮの含有率が表３に示す数値となるようにｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合したことを除いては上記ｃＢＮ焼結体Ａの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｃを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｃを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料２１〜２６の基材を形成した。

次に、上記試料１、１１の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料２１〜２６を製造した。

＜試料２７〜３１の製造＞
ｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮの含有率が表３に示す数値となるようにｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合したことを除いては上記ｃＢＮ焼結体Ａの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｅを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｅを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料２７の基材を形成した。

次に、上記試料１、１６の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層、Ｃ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料２７〜３１を製造した。

＜試料３２〜３６の製造＞
平均粒径が０．５μｍのｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合したことを除いては上記ｃＢＮ焼結体Ｄの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｆを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｆを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料３２〜３６の基材を形成した。 次に、上記試料１の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料３２〜３６を製造した。

＜試料３７〜４０の製造＞
平均粒径が３μｍのｃＢＮ粒子と結合相の原料粉末とを配合したことを除いては上記ｃＢＮ焼結体Ｄの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｇを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｇを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料３７〜４０の基材を形成した。

次に、上記試料１、１１、１６の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層、Ｃ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料３７〜４０を製造した。

＜試料４１〜４５の製造＞
まず、原子比でＴｉ：Ｃ：Ｎ＝１：０．３：０．３となるように、平均粒子径が１μｍのＴｉＣＮ粉末と平均粒子径が３μｍのＴｉ粉末とを混合した。 得られた混合物を真空中で１２００℃で３０分間、熱処理してから、粉砕した。 これにより、ＴｉＣ _0.3 Ｎ _0.3からなる金属間化合物粉末を得た。

次に、質量比でＴｉＣ _0.3 Ｎ _0.3 ：Ａｌ＝９０：１０となるように、ＴｉＣ _0.3 Ｎ _0.3からなる金属間化合物粉末と平均粒子径が４μｍのＡｌ粉末とを混合した。 得られた混合物を真空中で１０００℃で３０分間、熱処理した。 熱処理により得られた化合物を、直径が６ｍｍの超硬合金製ボールメディアを用いて、ボールミル粉砕法により均一に粉砕した。 これにより、結合相の原料粉末を得た。 そののちは、上記ｃＢＮ焼結体Ｄの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｈを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｈを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料４１〜４５の基材を形成した。

次に、上記試料１、１６の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層、Ｃ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料４１〜４５を製造した。

＜試料４６〜５３の製造＞
表１に示すｃＢＮ焼結体を用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料４６〜５３の基材を形成した。 次に、上記試料１、１１、１６の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層、Ｃ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料４６〜５３を製造した。

＜試料５４の製造＞
まず、原子比でＴｉ：Ｃ＝１：０．６となるように、平均粒子径が１μｍのＴｉＣ粉末と平均粒子径が３μｍのＴｉ粉末とを混合した。 得られた混合物を真空中で１２００℃で３０分間、熱処理してから、粉砕した。 これにより、ＴｉＣ _0.6からなる金属間化合物粉末を得た。

次に、質量比でＴｉＣ _0.6 ：Ａｌ＝９０：１０となるように、ＴｉＣ _0.6からなる金属間化合物粉末と平均粒子径が４μｍのＡｌ粉末とを混合した。 得られた混合物を真空中で１０００℃で３０分間、熱処理した。 熱処理により得られた化合物を、直径が６ｍｍの超硬合金製ボールメディアを用いて、ボールミル粉砕法により均一に粉砕した。 これにより、結合相の原料粉末を得た。 そののちは、上記ｃＢＮ焼結体Ｄの形成方法にしたがって、ｃＢＮ焼結体Ｉを得た。 得られたｃＢＮ焼結体Ｉを用いて、上記試料１の基材の製造方法にしたがって、試料５４の基材を形成した。

続いて、試料４６〜５３の製造方法にしたがって、Ｄ層、Ｂ層、Ｃ層およびＡ層を順に形成した。 これにより、試料５４を製造した。

＜試料５５の製造＞
Ｂ層、Ｃ層およびＤ層を形成しなかったことを除いては上記試料１の製造方法にしたがって、試料５５を製造した。

＜試料５６の製造＞
Ａ層およびＣ層を形成しなかったことを除いては上記試料１の製造方法にしたがって、試料５６を製造した。

表１におけるＴｉＣＮ ^*01 〜ＴｉＣＮ ^*08については、表４に示すとおりである。 また、表２において、層数^*21は、Ｂ２ａ化合物層の層数とＢ２ｂ化合物層の層数との合計であり、層数^*22は、Ｂ１薄膜層の層数とＢ２薄膜層の層数との合計である。

＜逃げ面摩耗量ＶＢおよび面粗度Ｒｚの測定＞
製造された試料１〜５６を用いて、以下に示す切削条件にしたがって切削加工（切削距離：４ｋｍ）を行った。 そののち、光学顕微鏡を用いて逃げ面摩耗量ＶＢを測定し、ＪＩＳ規格にしたがって被削材表面の面粗度Ｒｚを測定した。 逃げ面摩耗量ＶＢの測定結果を表５の「ＶＢ（ｍｍ）」の欄に示し、被削材表面の面粗度Ｒｚの測定結果を表５の「Ｒｚ（μｍ）」の欄に示す。 ＶＢが小さいほど、表面被覆窒化硼素焼結体工具は耐逃げ面摩耗性に優れる。 Ｒｚが小さいほど、表面被覆窒化硼素焼結体工具は耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性に優れる。 本実施例では、Ｒｚが３μｍ以下であれば良好であるとしている。

（切削条件）
被削材：高硬度鋼（ＳＣＭ４１５Ｈ／ＨＲＣ６０）
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ（低速）
送り：ｆ＝０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：ａｐ＝０．１ｍｍ
切削油：エマルジョン（日本フルードシステム学会製造の商品名「システムカット９６」）を２０倍希釈したもの（ｗｅｔ状態）。

＜工具寿命の測定＞
製造された試料１〜５６を用いて、上記切削条件にしたがって切削加工を行った。 具体的には、一定の切削間隔だけ切削加工を行った後に表面粗さ計を用いて被削材の面粗度Ｒｚを測定するということを繰り返し行った。 被削材の面粗度Ｒｚが３．２μｍを超えると、切削加工を停止し、そのときの切削距離｛（一定の切削間隔）×（被削材の面粗度Ｒｚが３．２μｍを超えたときの切削回数ｎ）｝を求めた。 また、被削材の面粗度Ｒｚが３．２μｍを超える直前の切削距離｛（一定の切削間隔）×（ｎ−１）｝も求めた。 そして、被削材の面粗度Ｒｚが３．２μｍを超えたときの被削材の面粗度Ｒｚの具体的な数値およびそのときの切削距離と、被削材の面粗度Ｒｚが３．２μｍを超える直前の被削材の面粗度Ｒｚの具体的な数値およびそのときの切削距離とを用い、切削距離と被削材の面粗度Ｒｚとの関係を直線で近似して、被削材の面粗度Ｒｚが３．２μｍとなった時点の切削距離を測定した。 その結果を表５の「切削距離」の欄に示す。 切削距離が長いほど、表面被覆窒化硼素焼結体工具は耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性に優れる。 本実施例では、切削距離が７ｋｍ以上であれば良好であるとしている。

＜結果と考察＞

試料２〜６、９〜１３、１５〜２０、２２〜２５、２８〜３０、３３〜３５、３８、３９、４２〜４４および４６〜５４では、ＶＢが小さく、Ｒｚが３μｍ以下であり、切削距離は７ｋｍ以上であった。 よって、これらの試料は低速切削時において耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性に優れることが分かった。

一方、試料１、７、８、１４、２１、２６、２７、３１、３２、３６、３７、４０、４１、４５、５５および５６では、Ｒｚが３μｍよりも大きく、切削距離は３〜４ｋｍ程度であった。 よって、これらの試料は低速切削時において耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性に優れないことが分かった。

＜試料１１、５５、５６＞
まず、試料１１と試料５６とについて考察する。 Ｂ層の組成、Ｂ層の厚さ、Ｄ層の組成およびＤ層の厚さは、試料１１と試料５６とで互いに酷似しているが、Ａ層は、試料１１では設けられているのに対して試料５６では設けられていない。 そして、試料１１では、Ｒｚは３μｍ以下であり切削距離は９ｋｍ以上であるのに対し、試料５６では、ＶＢは試料１１の２倍超でありＲｚは３μｍよりも大きく切削距離は３ｋｍ未満であった。

次に、試料５５について考察する。 試料５５では、Ａ層は設けられているが、Ｂ層は設けられていない。 そして、試料５５では、Ｒｚは３μｍよりも大きく、切削距離は３ｋｍ程度であった。

以上のことから、Ａ層およびＢ層のどちらか一方を備えていない表面被覆窒化硼素焼結体工具は、低速切削時、耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性に優れないことが分かった。 しかしながら、Ａ層およびＢ層の両方を備える表面被覆窒化硼素焼結体工具は、驚くべきことに、低速切削時、耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性のすべてに優れることが分かった。 これは、本発明者らによって初めて見出されたことである。

＜試料１〜７＞
試料１〜７では、Ａ層の厚さが互いに異なる。 試料１、７では、Ｒｚは３μｍよりも大きく、切削距離は３ｋｍ程度であった。 一方、試料２〜６では、Ｒｚは３μｍ以下であり、切削距離は７ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ａ層の厚さが０．２μｍ以上１０μｍ以下であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料３〜５では、Ｒｚは２．６μｍ以下であり、切削距離は７．５ｋｍ以上であった。 試料４、５では、切削距離は８ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ａ層の厚さは、０．５μｍ以上５μｍ以下であることが好ましく、１μｍ以上５μｍ以下であることがより好ましいことも分かった。

＜試料８〜１４＞
試料８〜１４では、Ａ層の厚さおよびＢ層全体の厚さのそれぞれが互いに異なるので、被覆層の厚さが互いに異なる。 試料８、１４では、Ｒｚは３μｍよりも大きく、切削距離は３ｋｍ程度であった。 一方、試料９〜１３では、Ｒｚは３μｍ以下であり、切削距離は８ｋｍ以上であった。 これらのことから、被覆層の厚さが０．２５μｍ以上１５μｍ以下であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料９〜１２では、Ｒｚは２．５μｍ以下であり、切削距離は８．５ｋｍ以上であった。 試料９〜１１では、切削距離は９ｋｍ程度であった。 よって、被覆層の厚さは、０．５μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましく、０．５μｍ以上５μｍ以下であることがより好ましいということも分かった。

＜試料１５〜２０＞
試料１５〜２０では、Ｃ層の厚さが互いに異なるが、Ｒｚは３μｍ以下であり、切削距離は８ｋｍ以上であった。 また、試料１６〜１９では、Ｒｚは２．５μｍ以下であり、切削距離は８．５ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ｃ層の厚さは、０．００５μｍ以上０．５μｍ以下であることが好ましく、０．０１μｍ以上０．５μｍ以下であることがより好ましく、０．０１μｍ以上０．２μｍ以下であることがさらに好ましいということが分かった。

＜試料２１〜２６＞
試料２１〜２６では、Ｂ１薄膜層およびＢ２ａ化合物層のそれぞれの組成が互いに異なる。 試料２１、２６では、Ｒｚは３μｍよりも大きく、切削距離は３〜４ｋｍ程度であった。 一方、試料２２〜２５では、Ｒｚは２．７μｍ以下であり、切削距離は７．５ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ｂ１薄膜層およびＢ２ａ化合物層のそれぞれでは、Ｓｉ組成が０．０１以上０．２５以下であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料２３〜２５では、Ｒｚは２．５μｍ程度であり、切削距離は８ｋｍ程度であった。 よって、Ｂ１薄膜層およびＢ２ａ化合物層のそれぞれでは、Ｓｉ組成は、０．０５以上０．２５以下であることが好ましく、０．０５以上０．２以下であることがより好ましいことも分かった。

＜試料２７〜３１＞
試料２７〜３１では、Ｂ１薄膜層およびＢ２薄膜層のそれぞれの厚さが互いに異なる。 試料２７、３１では、Ｒｚは３μｍよりも大きく、切削距離は３〜３．５ｋｍ程度であった。 一方、試料２８〜３０では、Ｒｚは３μｍ以下であり、切削距離は７．５ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ｂ１薄膜層およびＢ２薄膜層のそれぞれの厚さが３０ｎｍよりも大きく２００ｎｍ未満であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料２８、２９では、Ｒｚは２．５μｍ程度であり、切削距離は８ｋｍ程度であった。 よって、Ｂ１薄膜層およびＢ２薄膜層のそれぞれの厚さは、４０ｎｍ以上１８０ｎｍ以下であることが好ましく、４０ｎｍ以上１８０ｎｍ以下であることがより好ましいということも分かった。

＜試料３２〜３６＞
試料３２〜３６では、Ｂ２ａ化合物層の厚さが互いに異なる。 試料３２、３６では、Ｒｚは３μｍよりも大きく、切削距離は３．５ｋｍであった。 一方、試料３３〜３５では、Ｒｚは３μｍ以下であり、切削距離は７．５ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ｂ２ａ化合物層の厚さが０．５ｎｍ以上３０ｎｍ未満であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料３３、３４では、Ｒｚは２．７μｍ以下であり、切削距離は８ｋｍ以上であった。 よって、Ｂ２ａ化合物層は、１ｎｍ以上２５ｎｍ以下であることが好ましく、１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることがより好ましく、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることがさらに好ましいということも分かった。

＜試料３７〜４０＞
試料３７〜４０では、Ｂ２ｂ化合物層の組成が互いに異なる。 試料３７、４０では、Ｒｚは４μｍ程度であり、切削距離は３ｋｍ程度であった。 一方、試料３８、３９では、Ｒｚは２．６μｍ以下であり、切削距離は８ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ｂ２ｂ化合物層のＡｌ組成が０．２３以上０．８以下であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料３８では、切削距離は８．５ｋｍであった。 よって、Ｂ２ｂ化合物層のＡｌ組成は、０．５以上０．７５以下であることが好ましく、０．６以上０．７５以下であることがより好ましいことも分かった。

＜試料４１〜４５＞
試料４１〜４５では、Ｂ２ｂ化合物層の厚さが互いに異なる。 試料４１、４５では、Ｒｚは３．５μｍよりも大きく、切削距離は３ｋｍ程度であった。 一方、試料４２〜４４では、Ｒｚは２．５μｍ以下であり、切削距離は８ｋｍ以上であった。 これらのことから、Ｂ２ｂ化合物層の厚さが０．５ｎｍ以上３０ｎｍ未満であれば、低速切削時、表面被覆窒化硼素焼結体工具の耐逃げ面摩耗性、耐クレータ摩耗性および耐境界摩耗性が高まることが分かった。

また、試料４３では、切削距離は９ｋｍ程度であった。 よって、Ｂ２ｂ化合物層の厚さは、１ｎｍ以上２５ｎｍ以下であることが好ましく、３ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることがより好ましく、５ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることがさらに好ましいということも分かった。

＜試料４６〜５４＞
試料４６〜５４では、ｃＢＮ焼結体の組成が互いに異なるが、Ｒｚは３μｍ以下であり、切削距離は７ｋｍ以上であった。 また、試料４８〜５４では、Ｒｚは２．４μｍ以下であり、切削距離は９ｋｍ程度であった。 これらのことから、立方晶窒化硼素焼結体における立方晶窒化硼素の体積含有率は、３０体積％以上８５体積％以下であることが好ましく、５０体積％以上６５体積％以下であることがより好ましいということが分かった。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。 本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

３ 基材、１０ 被覆層、２０ Ｄ層、３０ Ｂ層、３１ Ｂ１薄膜層、３２ Ｂ２薄膜層、３２Ａ Ｂ２ａ化合物層、３２Ｂ Ｂ２ｂ化合物層、４０ Ｃ層、５０ Ａ層。