CN105408042A - 表面被覆氮化硼烧结体工具 - Google Patents

Abstract

一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃部分包括立方氮化硼烧结体和形成在所述立方氮化硼烧结体的表面上的覆膜。所述覆膜包含Si，并包含层(B)，该层(B)通过交替层叠一层或多层的化合物(B1)层和一层或多层的化合物(B2)层而形成，其中化合物(B1)层和化合物(B2)层具有不同组成。如果化合物(B1)层的平均厚度是t1，化合物(B2)层的平均厚度是t2，那么t2/t1之比满足关系式0.5<t2/t1≤10.0。

Description

表面被覆氮化硼烧结体工具

技术领域

本发明涉及一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃部分包括立方氮化硼(以下还称为“cBN”)烧结体和在该cBN烧结体上形成的覆膜。

背景技术

存在这样一种切削工具，其由作为基材的cBN烧结体形成，在该cBN烧结体的表面上形成有由陶瓷等制成的覆膜(以下还称为“被覆cBN工具”)。该切削工具展示出了优良的耐磨性，因此将该工具用于淬火钢的切削加工。

作为这样的切削工具，例如WO2010/150335(专利文献1)和WO2012/005275(专利文献2)分别公开了由表面上被覆有覆膜的cBN烧结体形成的工具，该覆膜包括下层和上层，所述下层由具有特定陶瓷组成的多个层形成，而所述上层由化合物层形成。

此外，具有覆膜的工具的基材不仅能通过cBN烧结体来形成，(例如)还可以用硬质合金等形成(日本专利特开No.2008-188689(专利文献3)和日本专利国家公开No.2008-534297(专利文献4))。

引用列表

专利文献

专利文献1：WO2010/150335

专利文献2：WO2012/005275

专利文献3：日本专利特开No.2008-188689

专利文献4：日本专利国家公开No.2008-534297

发明内容

技术问题

近年来，切削加工要求极高的精度。这种情况下所要求的精度是指加工后的加工材料展示出以下程度的优异的表面粗糙度，即使得切削加工后不需要精加工(如抛光)。换言之，与常规技术不同，需要切削加工还提供精加工。因此，能够保持规定的表面粗糙度的切削距离(以下还称为“表面粗糙度寿命”)近年来被视为用于确定工具性能的重要特征。然而，常规的切削工具还没有实现能够充分满足当前用户需求的表面粗糙度寿命。因此，在目前的情况下，表面粗糙度寿命往往被简单地视为工具寿命，并且强烈希望提高表面粗糙度寿命。

可以考虑对加工材料的表面粗糙度施加影响的各种因素。其中，由磨损导致的刀片形状改变被认为是特别有影响力的因素。因此，据认为提高耐磨性是延长表面粗糙度寿命的有效手段。

到现在为止，通过在基材的表面上形成含硅覆膜，已经开发出耐磨性得到改善的切削工具。例如，存在这样的切削工具，其由硬质合金制基材形成，在基材表面上形成有含硅覆膜。已知的是这样的切削工具在钢加工过程中展示出合适的耐磨性。

然而，在硬度比钢更高的淬火钢的高精度加工中，即使在cBN烧结体制的基材表面上类似于硬质合金形成了含硅覆膜，也难以获得足够的表面粗糙度寿命。因此，在目前的情况下，还未开发出在淬火钢的高精度加工中实现了足够表面粗糙度寿命的切削工具。

鉴于上述情况完成了本发明。本发明的目的在于提供一种在硬质材料(如淬火钢)的加工中实现了高尺寸精度且具有优异的工具使用寿命的被覆cBN工具。

解决问题的方案

为了解决上述问题，本发明人利用cBN工具(所述工具在其表面上形成有含硅的多层)加工淬火钢，并且本发明人还对工具的破损状态进行了详细分析。结果表明，除了正常的月牙洼磨损和后刀面磨损，在对应于磨损部的一端的前边界部也发生了边界磨损。另外，本发明人发现，这种边界磨损对于表面粗糙度寿命具有最显著的影响。

除了以上所述，本发明人基于他们的上述发现进行了反复研究。其结果是，他们还发现，抑制边界磨损的最有效的方法是由具有特定组成的多层形成覆膜，并以层厚度比满足特定关系的方式层叠这些多层。由此，本发明人完成了本发明。

具体而言，本发明的表面被覆氮化硼烧结体工具具有以下构成(1)至(9)。

(1)本发明提供了一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃部分包括立方氮化硼烧结体和形成在所述立方氮化硼烧结体的表面上的覆膜。

(2)立方氮化硼烧结体包含30体积％以上80体积％以下的立方氮化硼颗粒，并且还包含结合相，所述结合相包含：选自由在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素的氮化物、碳化物、硼化物、氧化物及其固溶体构成的组中的至少一种化合物；铝化合物；以及不可避免的杂质。

(3)覆膜包括A层和B层。

(4)A层包含MLa_za1(M表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；La表示B、C、N和O中的一种或多种；且za1为0.85以上1.0以下)。

(5)B层是通过交替层叠一层或多层的各化合物层而形成的，其中所述各化合物层为具有不同组成的两种或多种化合物层，并且每个所述化合物层的厚度为30nm以上300nm以下。

(6)作为上述化合物层之一的B1化合物层包含(Ti_1-xb1-yb1Si_xb1M1_yb1)(C_1-zb1N_zb1)(M1表示在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al中的一种或多种；xb1为0.01以上0.25以下；yb1为0以上0.7以下；且zb1为0.4以上1以下)。

(7)作为上述化合物层之一且不同于B1化合物层的B2化合物层包含(Al_1-xb2M2_xb2)(C_1-zb2N_zb2)(M2表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Si中的一种或多种；xb2为0.2以上0.7以下；且zb2为0.4以上1以下)。

(8)t2/t1为B1化合物层的平均厚度t1和B2化合物层的平均厚度t2的比值，t2/t1满足关系式0.5<t2/t1≤10.0。

(9)A层的厚度为0.2μm以上10μm以下，B层的厚度为0.1μm以上5μm以下，并且覆膜的整体厚度为0.5μm以上15μm以下。

发明的有益效果

本发明的表面被覆氮化硼烧结体工具在硬质材料(如淬火钢)的加工过程中实现了高的尺寸精度，并展示出优异的工具使用寿命。

附图说明

图1是示出了根据本发明实施方案的表面被覆氮化硼烧结体工具的结构实例的截面视图。

图2是示出了根据本发明实施方案的表面被覆氮化硼烧结体工具的主要部分的结构实例的截面视图。

具体实施方式

下文将更详细地描述根据本发明的实施方案。以下将参照附图进行说明，其中在本发明的附图中相同的附图标记表示相同或相应的元件。

<<表面被覆氮化硼烧结体工具>>

在本发明实施方案的被覆cBN工具中，至少切削刃部分包括cBN烧结体和在cBN烧结体的表面上形成的覆膜。如下所述，覆膜由耐月牙洼磨损性优异的A层和耐边界磨损性优异的B层形成，因此当对烧结合金、难以切割的铸铁、淬火钢等进行加工时，所述工具获得了能够长时间维持高尺寸精度的优异效果，即，表面粗糙度寿命相对较长。此外，特别是对于轻断续切削而言，相比于常规切削工具，本发明实施方案的被覆cBN工具能够展示出显著延长的表面粗糙度寿命。

据认为，轻断续切削加工过程中的边界磨损以如下方式发生。(a)由于反复冲击而在覆膜的表面上出现裂缝。(b)裂缝穿过覆膜延伸，然后到达cBN烧结体。(c)氧气通过该裂缝渗入到覆膜中，并从覆膜开始损伤深度进展到cBN烧结体。

本发明实施方案的被覆cBN工具在轻断续切削中展示出优异的表面粗糙度寿命的具体机制尚未明确。作为其原因，本发明人推测如下：B层由多个含Si层构成，并且以获得特定的层厚比的方式堆叠这些多个层的每个层，从而抑制了裂缝的发展并抑制了氧气的渗入。将在下文描述形成本发明实施方案的被覆cBN工具的各部分。

<cBN烧结体>

本发明实施方案的cBN烧结体形成了用于被覆cBN工具的切削刃部分中的所述工具的基材，并且所述cBN烧结体包含30体积％以上80体积％以下的cBN颗粒，并且还包含结合相作为剩余部分。

在这种情况下，结合相包含：选自由在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素的氮化物、碳化物、硼化物和氧化物及其固溶体构成的组中的至少一种化合物；铝化合物；以及不可避免的杂质。结合相将烧结体结构中的cBN颗粒彼此结合在一起。当cBN烧结体含有30体积％以上的cBN颗粒时，能够防止形成基材的cBN烧结体的耐磨性降低。此外，当cBN烧结体包含80体积％以下的cBN颗粒时，具有优异强度和韧性的cBN颗粒用作烧结体结构中的骨架结构，从而能够进一步确保cBN烧结体的耐断裂性。

在本说明书中，根据以下方法测定cBN颗粒的体积含量。具体而言，对cBN烧结体进行镜面抛光，然后用电子显微镜以2000倍的放大倍率观察任意区域中cBN烧结体结构的反射电子图像。在这种情况下，cBN颗粒以黑色区域示出，结合相以灰色区域或白色区域示出。在观察视野图像中，利用图像处理对cBN颗粒区域和结合相区域进行二值化，从而测定cBN颗粒区域的占有面积。然后，通过将测定的占有面积代入如下公式，从而计算cBN颗粒的体积含量：

(cBN颗粒的体积含量)＝(cBN颗粒的占有面积)/(视野图像中cBN烧结体结构的面积)×100。

优选地，cBN颗粒的体积含量为50体积％以上65体积％以下。当cBN颗粒的体积含量为50体积％以上时，被覆cBN工具倾向于显示出耐磨性和耐断裂性之间的优异的平衡。此外，当cBN颗粒的体积含量为65体积％以下时，则能够适当地分散结合相，从而通过结合相接合的cBN颗粒之间的接合强度增加。

此外，在cBN烧结体和覆膜之间的界面处，cBN颗粒优选呈这样的形状，即cBN颗粒朝向覆膜的突出程度大于cBN颗粒朝向结合相的突出程度。由此，能够增加cBN烧结体和覆膜之间的密着性。此外，cBN颗粒和结合相之间的高度差优选为0.05μm以上1.0μm以下。当高度差在0.05μm以上时，可以实现锚定效果。此外，当高度差在1.0μm以下时，能够有效地抑制cBN颗粒从烧结体中脱落。在这种情况下，cBN颗粒和结合相之间的高度差更优选为0.1μm以上0.5μm以下。当高度差落入该范围内时，能够进一步提高上述锚定效果和防脱落效果。在本说明书中，按照与以下所述的测量覆膜的整体厚度等的方法相同的方法测定高度差。

此外，优选地，由cBN烧结体和覆膜之间的界面处向cBN烧结体的内部，cBN烧结体中cBN颗粒的体积含量增加。利用这种构造，在cBN烧结体和覆膜之间的界面处，结合相的体积含量高于cBN颗粒的体积含量，从而能够提高cBN烧结体和覆膜之间的密着性。与之相反，在cBN烧结体的内部，cBN颗粒的体积含量高于结合相的体积含量，从而能够提高cBN烧结体的耐断裂性。例如，在接近与覆膜间的界面的区域中(即，朝向cBN烧结体侧距离cBN烧结体和覆膜之间的界面0μm以上20μm以下的区域)cBN颗粒的体积含量可以被设定为40体积％，在厚度方向上cBN烧结体的中心附近(即，朝向cBN烧结体内侧距离cBN烧结体和覆膜之间的界面超过20μm且小于等于100μm的区域)，cBN颗粒的体积含量可以被设定为60体积％。

此外，优选地，由cBN烧结体和覆膜之间的界面处向cBN烧结体的内部，cBN颗粒的粒径增大。在这样的构造中，在cBN烧结体和覆膜之间的界面处，各cBN颗粒的粒径较小，从而能够提高cBN烧结体和覆膜之间的密着性。另一方面，在cBN烧结体的内部，各cBN颗粒的粒径较大，因此韧性能得以提高。例如，在朝向cBN烧结体的内部距离cBN烧结体和覆膜之间的界面0μm以上20μm以下的区域内，各cBN颗粒的粒径可以设定为0.1μm以上1μm以下，并且在朝向cBN烧结体的内部距离cBN烧结体和覆膜之间的界面超过20μm且小于等于300μm以下的区域内，各cBN颗粒的粒径可以设定为2μm以上10μm以下。

在本说明书中，按以下方法测定各cBN颗粒的粒径。具体而言，在计算cBN颗粒的体积含量时所获得的cBN烧结体结构的反射电子图像中，测量与cBN颗粒外接的圆的直径(即，外接圆等效直径)。然后，将该直径定义为cBN颗粒的粒径。

此外，在本发明的实施方案中，cBN烧结体可以仅设置在被覆cBN工具的切削刃部分。换言之，被覆cBN工具的基材可以包括由cBN烧结体制成的切削刃部分、以及由不同于cBN烧结体的材料(例如，硬质合金)制成的基材主体。在这种情况下，优选利用铜焊材料等将由cBN烧结体制成的切削刃部分接合至基材主体上。根据需要可以考虑接合强度和熔点来选择铜焊材料。此外，cBN烧结体也可构成被覆cBN工具的整个基材。

<覆膜>

本发明实施方案的覆膜包括A层和B层。在本发明的实施方案中，覆膜可以包括除了这些A层和B层之外的任何层，只要其包括A层和B层即可。即使覆膜包括其他层，也能够实现本发明的效果。在这种情况下，其他层的例子可以是：如下所述的位于A层和B层之间的C层；作为最底层的D层；等。需注意的是，其他层不限于上述描述的那些层，并且即使包括了除了以上描述那些层以外的层，也没有偏离本发明的范围。

在本发明的实施方案中，整体覆膜的厚度为0.5μm以上15μm以下。当覆膜的厚度为0.5μm以上时，能够防止发生由于薄的覆膜而造成的被覆cBN工具的耐磨性下降的情况。此外，当整体覆膜的厚度为15μm以下时，能够改善覆膜在切削的初始阶段的耐崩裂性。整体覆膜的厚度更优选为1.5μm以上15μm以下。

在本说明书中，覆膜的各厚度和下述各层的厚度、以及层叠层的数量均通过以下方式确定：用扫描电子显微镜(SEM)或透射电子显微镜(TEM)观察通过切削被覆cBN工具而获得的截面。此外，用配备有SEM或TEM的能量色散型X射线光谱仪(EDX)测定形成覆膜的各层的组成。在这种情况下，可通过(例如)使用聚焦离子束系统(FIB)、截面抛光机(CP)等制备截面观察用样品。

此外，在本发明的实施方案中，覆膜仅需要设置在被覆cBN工具的切削刃部分而不需要设置在与切削刃部分不同的区域的部分，或者它可以被覆在被覆cBN工具的基材的全部表面上。此外，在与切削刃不同的部分中，覆膜中的一部分的层叠结构可以是部分不同的。

<A层>

在本发明的实施方案中，A层包含MLa_za1(M表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；La表示B、C、N和O中的一种或多种；且za1为0.85以上1.0以下)。由此，在切削加工中A层平滑磨损。换言之，A层能够在不经历剥落、破裂或崩裂等的情况下磨损。因此，能够提高被覆cBN工具的耐月牙洼磨损性、耐后刀面磨损性等。

上述A层更优选包含(Ti_1-xaMa_xa)(C_1-za2N_za2)(Ma表示在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；xa为0以上0.7以下；za2为0以上1以下)。以这种方式，当A层包含Ti时，可以进一步有效抑制磨损发生时A层的剥落、破裂或崩裂等。在这种情况下，更优选地，上述xa为0以上0.3以下。当xa落入该范围内时，能够进一步提高上述效果。当A层包含(Ti_{1-xa(1)-xa(2)}Ma(1)_xa(1)Ma(2)_xa(2))(C_1-za2N_za2)时，xa(1)和xa(2)之和优选为0以上0.7以下，更优选为0以上0.3以下。这也同样适用于以下将描述的B层、C层和D层。

根据本发明的实施方案，在A层中，优选地，上述N的组成(za2)从cBN烧结体侧朝向A层的表面侧以梯度式或坡度式的方式变化。例如，在A层的cBN烧结体侧的N组成相对大的情况下，耐断裂性和耐剥落性倾向于提高。此外，例如，在A层的表面侧的N组成相对小的情况下，能够抑制A层在磨损期间的剥落、破裂或崩裂等。在这种情况下，表述“N的组成从cBN烧结体侧朝向A层的表面侧以梯度式的方式变化”是指从cBN烧结体侧朝向A层的表面侧，N的组成不连续地降低或升高，例如，其为通过层叠具有不同N组成的两种以上的层而获得的结构。此外，表述“N的组成从cBN烧结体侧朝向A层的表面侧以坡度式的方式变化”是指从cBN烧结体侧朝向A层的表面侧，N的组成连续地降低或升高，例如，其为当利用电弧离子镀法形成A层时，通过连续地改变N原料气体与C原料气体之间的流速比而获得的结构。

此外，优选地，A层在其表面侧具有这样的区域，该区域中的C组成大于其cBN烧结体侧的C组成。由此，改善了A层的cBN烧结体侧的耐断裂性和耐剥落性，同时能够有效抑制A层的表面侧在磨损期间发生A层的剥落、破裂或崩裂等。在这种情况下，A层的cBN烧结体侧是指朝向A层的内部距离最接近cBN烧结体的A层表面为0μm以上0.1μm以下的区域。此外，A层的表面侧是指不同于A层的cBN烧结体侧的部分。

本发明的实施方案中的A层的厚度为0.2μm以上10μm以下。当A层的厚度为0.2μm以上时，倾向于提高被覆cBN工具的耐月牙洼磨损性或耐后刀面磨损性等。如果A层的厚度超过10μm，可能难以改善耐月牙洼磨损性或耐后刀面磨损性等。因此，需要A层的厚度在10μm以下。A层的厚度更优选为1μm以上3μm以下。

此外，在本发明的实施方案中，A层优选被设置在比下述B层更接近被覆cBN工具的表面侧的位置。因此，A层经历平滑磨损，因而能够抑制裂缝的形成。此外，即使出现裂缝，B层也能够抑制裂缝朝向基材侧蔓延。

<B层>

在本发明的实施方案中，B层是通过交替层叠一层或多层的各化合物层而形成的，其中所述各化合物层为具有不同组成的两种或多种化合物层。以下示出了这样一种构造，该构造通过将一层或多层的各B1化合物层和B2化合物层交替层叠而获得。只要本发明实施方案的B层包括B1化合物层和B2化合物层，就可以实现本发明的效果，即使该B层包括除B1化合物层和B2化合物层之外的层也是如此。此外，B层的厚度为0.1μm以上5μm以下。

<B1化合物层>

形成B层的B1化合物层包含(Ti_1-xb1-yb1Si_xb1M1_yb1)(C_1-zb1N_zb1)(M1表示在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al中的一种或多种；xb1为0.01以上0.25以下；yb1为0以上0.7以下；且zb1为0.4以上1以下)。在这种情况下，B1化合物层的厚度为30nm以上300nm以下，更优选40nm以上200nm以下，特别优选50nm以上150nm以下。

<B2化合物层>

与B1化合物层一起形成B层的B2化合物层包含(Al_1-xb2M2_xb2)(C_1-zb2N_zb2)(M2表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Si中的一种或多种；xb2为0.2以上0.7以下；且zb2为0.4以上1以下)。在这种情况下，M2优选表示Ti和Cr中的至少一者。当B2化合物层包含Al且包含Ti和Cr中的至少一者时，B2化合物层能够具有作为兼具耐磨性与耐热性的高韧性层的功能。

此外，M2的组成xb2优选为0.25以上0.5以下，且更优选为0.25以上0.4以下。此外，B2化合物层的厚度为30nm以上300nm以下，更优选40nm以上200nm以下，特别优选50nm以上150nm以下。

此外，B层的最底层可以是B1化合物层或是B2化合物层。另外，B层的最上层可以是B1化合物层或是B2化合物层。

在本发明的实施方案中，将B1化合物层的平均厚度t1与B2化合物层的平均厚度t2之比定义为t2/t1，其满足关系式0.5<t2/t1≤10.0。在本说明书中，利用以下计算式计算B1化合物层的平均厚度t1(同样适用于计算B2化合物层的平均厚度t2)。

(B1化合物层的平均厚度t1)＝(B1化合物层的总厚度)÷(B1化合物层的层数)。

此外，在难以确定B1化合物层的厚度的情况下，可使用以下计算式确定B1化合物层的平均厚度t1(同样适用于计算B2化合物层的平均厚度t2)。

(B1化合物层的平均厚度t1)＝(仅层叠B1化合物层而形成的B层的厚度)÷(层叠的B1化合物层的数目)。

当上述t2/t1满足关系式0.5<t2/t1≤10.0时，能够显著改善被覆cBN工具的耐边界磨损性。由此，即使在重复施加冲击和振动的严格操作条件下，例如在断续切削过程中，也能提供足够的表面粗糙度寿命。在这种情况下，t2/t1优选满足关系式1.6<t2/t1≤5.0，更优选满足关系式3.0<t2/t1≤4.0。

此外，在A层设置为比B层更接近表面侧的情况下，假设各B1化合物层的厚度表示为t1₀，各B2化合物层的厚度表示为t2₀，且相互接触的B1化合物层和B2化合物层的厚度比表示为t2₀/t1₀，则优选的是，所述t2₀/t1₀在cBN烧结体侧满足关系式1.0<t2₀/t1₀≤5.0，t2₀/t1₀从cBN烧结体侧向A层侧逐渐降低，且在A层侧满足关系式0.5<t2₀/t1₀<3.0。因此，在B层的A层侧可以抑制裂缝的发生，同时在B层的cBN烧结体侧能够抑制裂缝蔓延至cBN烧结体侧。在这种情况下，B层的A层侧表示以下两个区域中较小的区域：从B层最接近A层的表面朝向B层的内部距离为0μm以上B层厚度的1/2以下的区域；以及从B层最接近A层的表面朝向B层的内部距离为0μm以上0.1μm以下的区域。此外，B层的cBN烧结体侧表示以下两个区域中较小的区域：从B层的最接近cBN烧结体的表面朝向B层的内部距离0μm以上B层厚度的1/2以下的区域；以及从B层的最接近cBN烧结体的表面朝向B层的内部距离为0μm以上0.1μm以下的区域。

关于如上所述包含Si的B层，优选整个B层中Si组成的平均值为0.005以上0.1以下。由此，能够提高B层的耐剥落性，并且能够抑制氧气渗入B层与A层之间，或B层与基材之间的界面。整个B层中Si组成的平均值更优选为0.01以上0.07以下，并且还更优选为0.035以上0.05以下。在本发明的说明书中，利用以下计算式计算整个B层中Si组成的平均值。

(整个B层中Si组成的平均值)＝{(形成B层的各层的Si组成)×(各层厚度)的总和}÷(整个B层的厚度)。

<C层>

优选地，本发明实施方案的覆膜还包括位于A层和B层之间的C层。优选地，C层包含McLc_zc(Mc表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；Lc表示B、C、N和O中的一种或多种；且zc为0以上0.85以下)。通过设置C层，性质和结构彼此不同的A层和B层可以牢固地彼此接合。此外，当A层位于比B层更接近表面侧的位置时，能够通过C层阻止A层磨损导致的损坏和A层中出现的裂缝朝向基材侧蔓延。

此外，优选地，C层的厚度为0.005μm以上0.5μm以下。当C层的厚度在0.005μm以上时，能够提高A层和B层之间的密着性。此外当C层的厚度在0.5μm以下时，能够避免由于设置C层而导致的覆膜的厚度过大。在这种情况下，C层的厚度优选为0.01μm以上0.2μm以下。

在上述McLc_zc中，更优选地，Lc的组成zc大于0小于0.7。当zc大于0时，能够改进C层的耐热性以及化学耐磨损性，并可阻止A层中形成的裂缝朝向基材侧蔓延。此外，zc更优选为0.2以上0.5以下。

此外，优选地，C层包含至少一种或多种形成A层和B层的元素。以这种方式，当C层包含与A层中的元素相同的元素时，能够提高C层和A层之间的密着性。此外，当C层包含与B层中的元素相同的元素时，能够提高C层和B层之间的密着性。而且，合适的是，C层包含至少一种或多种下述元素：该元素形成了A层中和B层中分别位于C层侧的部分，这是因为密着性趋向于进一步提高。

<D层>

优选地，本发明实施方案的覆膜还包括位于基材和B层之间的D层。优选地，D层包含MdLd_zd(Md表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；Ld表示B、C、N和O中的一种或多种；且zd为0.85以上1.0以下)。该D层与cBN烧结体的密着性优异。因此，当覆膜还包括D层时，能够提高覆膜和cBN烧结体之间的密着性。此外，Ld更优选是N。

在这种情况下，更优选地，D层包含(Al_1-xdMd2_xd)Ld_zd(Md2表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Si中的一种或多种；且xd为0.25以上0.45以下)。以这种方式，合适的是D层包含Al，这是因为覆膜和cBN烧结体之间的密着性趋向于进一步提高。据认为，其原因是因为如上述通式那样包含Al的化合物不仅与cBN颗粒牢固结合，还与cBN烧结体内的结合相结合。此外，Md2更优选为Ti、Cr和V中的至少一种或多种。

此外，更优选地，D层的厚度为0.05μm以上1μm以下。当D层的厚度为0.05μm以上时，能够提高覆膜和cBN烧结体之间的密着性。同样地，当D层的厚度在1μm以下时，能够避免由于设置D层而导致的覆膜的厚度过大。在这种情况下，D层的厚度更优选为0.1μm以上0.5μm以下。

<<被覆cBN工具制造方法>>

根据本发明实施方案的被覆cBN工具的制造方法(例如)包括如下步骤：制备至少在切削刃部分含有cBN烧结体的基材；并且在cBN烧结体上形成覆膜。

<基材的制备步骤>

可通过将基材主体和由cBN烧结体形成的基材结合来制备本发明实施方案的基材。可以使用(例如)硬质合金等材料来制造基材主体。这样的基材主体可以(例如)通过常规已知的烧结法和成型法来制造。此外，由cBN烧结体形成的基材可以(例如)通过在高温和高压条件下烧结cBN颗粒和结合相原料粉末的混合物来制备。然后，使用常规已知的铜焊材料将由cBN烧结体构成的基材与基材主体的适当部位结合，随后经历磨削加工并成型为预定的形状，由此能够制造基材。此外，整个基材都由cBN烧结体构成也是当然可能的。

<覆膜的形成步骤>

在上述获得的基材上形成覆膜，由此能够制造被覆cBN工具。在这种情况下，覆膜的形成步骤优选包括利用电弧离子镀法(利用真空电弧放电使固体材料蒸发的离子镀覆法)、或利用溅射法形成覆膜的步骤。根据电弧离子镀法，可使用以下物质来形成覆膜：包含用于形成覆膜的金属种类的金属蒸发源；以及诸如CH₄、N₂或O₂之类的反应气体。此外，用于形成覆膜的条件可以为常规已知条件。根据溅射法，可使用以下物质来形成覆膜：包含用于形成覆膜的金属种类的金属蒸发源；诸如CH₄、N₂或O₂之类的反应气体；和诸如Ar、Kr和Xe之类的溅射气体。此外，在这种情况中，用于形成覆膜的条件可以为常规已知条件。

[例子]

尽管以下将参照实施例更详细地描述本发明，然而本发明不限于此。

<被覆cBN工具的制造>

图1是示出了实施例的被覆cBN工具的构造实例的截面视图。图2是示出了实施例的被覆cBN工具的主要部分的构造实例的截面视图。

<cBN烧结体的制造>

如下所述，制造分别具有如表1所示组成的cBN烧结体A至I。表1中“X射线检出化合物”一栏所示的各化合物是利用X射线衍射(XRD)装置对cBN烧结体的截面或表面进行定性分析时所检测到的化合物。

(cBN烧结体A的制造)

首先，将平均粒径为1μm的TiN粉末和平均粒径为3μm的Ti粉末以原子比Ti:N＝1:0.6的方式混合，由此获得混合物。在1200℃下，在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟，然后研磨。由此获得了由TiN_0.6制成的金属间化合物粉末。

接着，将TiN_0.6制成的金属间化合物粉末和平均粒径为4μm的Al粉末以质量比为TiN_0.6:Al＝90:10的方式混合，由此获得混合物。在1000℃下，在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟。使用由硬质合金制成且直径为6mm的球介质，利用球磨研磨法均匀磨碎通过热处理得到的化合物。由此获得结合相的原料粉末。

然后，以cBN烧结体中cBN颗粒含量达到30体积％的方式将平均粒径为1.5μm的cBN颗粒和结合相的原料粉末共混，然后，使用由氮化硼制成且直径为3mm的球介质，利用球磨混合法均匀混合，由此获得粉末混合物。然后，将该混合物堆叠在由硬质合金制成的支承基板上，并装入Mo制胶囊内，然后，利用超高压装置在1300℃的温度和5.5GPa的压力下进行烧结30分钟。由此获得cBN烧结体A。

(cBN烧结体B至G的制造)

如表1所示，按照制造cBN烧结体A相同的方式获得cBN烧结体B至G，不同之处在于使用了具有不同体积含量和不同平均粒径的cBN颗粒。

(cBN烧结体H的制造)

首先，将平均粒径为1μm的TiCN粉末和平均粒径为3μm的Ti粉末以原子比Ti:C:N＝1:0.3:0.3的方式混合，由此获得混合物。然后，在1200℃下，在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟，然后研磨。由此获得了由TiC_0.3N_0.3制成的金属间化合物粉末。

接着，将TiC_0.3N_0.3制成的金属间化合物粉末和平均粒径为4μm的Al粉末以质量比为TiC_0.3N_0.3:Al＝90:10的方式混合，由此获得混合物。在1000℃下，在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟。使用由硬质合金制成且直径为6mm的球介质，通过球磨研磨法均匀磨碎通过热处理得到的化合物。由此获得结合相的原料粉末。然后，按照与cBN烧结体A相同的方式使用结合相的原料粉末获得cBN烧结体H，不同之处在于如表1所示使用了具有不同体积含量和不同平均粒径的cBN颗粒。

(cBN烧结体I的制造)

首先，将平均粒径为1μm的TiC粉末和平均粒径为3μm的Ti粉末以原子比Ti:C＝1:0.6的方式混合，由此获得混合物。在1200℃下，在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟，然后研磨。由此获得了由TiC_0.6制成的金属间化合物粉末。

接着，将TiC_0.6制成的金属间化合物粉末和平均粒径为4μm的Al粉末以质量比为TiC_0.6:Al＝90:10的方式混合，由此获得混合物。在1000℃下，在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟。使用由硬质合金制成且直径为6mm的球介质，通过球磨研磨法均匀磨碎通过热处理得到的化合物。由此获得结合相的原料粉末。然后，按照制造cBN烧结体A相同的方式使用结合相的原料粉末获得cBN烧结体I，不同之处在于如表1所示使用了具有不同体积含量和不同平均粒径的cBN颗粒。

[表1]

<样品1的制造>

如下所述制造根据样品1的被覆cBN工具。

<基材的形成>

准备具有ISO标准DNGA150408的形状并由硬质合金材料(相当于K10)制成的基材本体。将上述cBN烧结体A(形状：具有等腰三角形作为底面且厚度为2mm的三棱柱体，其中该等腰三角形的顶角为55°，并且夹着该顶角的两条侧边各为2mm)接合至该基材主体的刀头(角部)。使用由Ti-Zr-Cu制成的铜焊材料以进行接合。然后，对该接合体的外周面、顶面和底面进行研磨以在刀头上形成负刃带(negativeland)形状(负刃带宽度为150μm且负刃带角为25°)。以这种方式，获得具有由cBN烧结体A制成的切削刃部分的基材3(参见图1)。

<覆膜的形成>

(成膜装置)

将在随后的步骤中对用于形成覆膜的成膜装置进行说明。将真空泵连接到成膜装置，该该装置内设有能够被抽空的真空室。旋转台置于真空室内。该旋转台被配置成使得基材通过夹具可放置于其上。放置在真空室内的基材可用放置在真空室内部的加热器来加热。另外，用于引入蚀刻和成膜用气体的气体管通过用于控制流速的质量流量控制器(MFC)连接到真空室中。此外，将用于产生蚀刻用Ar离子的钨丝、或与必要电源连接的成膜用电弧蒸发源或溅射源置于真空室之内。然后，将成膜所需的蒸发源原料(靶)置于电弧蒸发源或溅射源内。

(基材的蚀刻)

将如上所述得到的基材3置于成膜装置的真空室内，并排空所述真空室。然后，使旋转台以3rpm旋转的同时将基材3加热到500℃。然后，将Ar气引入到真空室内，使钨丝放电从而产生Ar离子，对基材3施加偏压，并利用Ar离子对基材3进行蚀刻。该情况下的蚀刻条件如下所示。

Ar气压：1Pa

基板偏压：-500V。

(D层的形成)

然后，在上述成膜装置内，在基材3上形成D层20。具体来说，在以下条件下以得到0.1μm的厚度的方式调节气相沉积时间来形成D层：

靶：Al(50原子％)、Ti(50原子％)

引入的气体：N₂

成膜压力：4Pa

电弧放电电流：150A

基板偏压：-35V

旋转台转速：3rpm。

(B层的形成)

在D层20之后，在上述膜成膜装置内在D层20上形成B层30。具体来说，在以下条件下，将B1化合物层31和B2化合物层32重复交替地形成各5次，从而形成总厚度为1.0μm且由总共10层构成的B层30(参见图2)。当形成B层时，调整气相沉积时间，从而使B1化合物层31的厚度为50nm，B2化合物层32的厚度为150nm。在样品1中，B层的最底层为B1化合物层31，而其最顶层为B2化合物层32。

(B1化合物层的形成)

在以下条件下形成B1化合物层。

靶：Ti(90原子％)、Si(10原子％)

引入的气体：N₂

成膜压力：3Pa

电弧放电电流：150A

基板偏压：-40V。

(B2化合物层的形成)

在以下条件下形成B2化合物层。

靶：Al(65原子％)、Cr(35原子％)

引入的气体：N₂

成膜压力：3Pa

电弧放电电流：150A

基板偏压：-50V。

如上所述，获得了在基材3上具有覆膜10的样品1，该覆膜10通过依次层叠D层20和B层30而获得。

<样品2至7的制造>

如下所述制造根据样品2至7的被覆cBN工具。

(C层的形成)

首先，按照与样品1相同的制造方式在基材上形成D层20和B层30。然后，在以下条件下，在B层30上形成C层40。通过调整气相沉积时间将C层40的厚度设为0.1μm。

靶：Ti

引入的气体：Ar

成膜压力：1Pa

电弧放电电流：160A

基板偏压：-75V

旋转台转速：3rpm。

(A层的形成)

形成C层40之后，在以下条件下在C层40上形成A层50。在这种情况下，调整引入的气体(N₂和CH₄)的流速比，从而在A层50中设为C:N＝1:1。然后，调整气相沉积时间，由此获得在每个样品中具有不同厚度的A层50，如表2中A层厚度一栏所示。

靶：Ti

引入的气体：N₂、CH₄

成膜压力：2Pa

电弧放电电流：180A

基板偏压：-350V

旋转台转速：3rpm。

如上所述，获得了在基材3上各包括覆膜10的根据样品2至7的被覆cBN工具，该覆膜10通过依次层叠D层20、B层30、C层40和A层50而获得。

<样品8至49的制造>

如表2和表3所示，使用cBN烧结体A至I制造根据样品8至49的被覆cBN工具。在表2和表3中，左栏标记有符号“*”的各样品表示根据各实施例的被覆cBN工具。

如表2所示，对于样品8至12和18至49，不形成C层40而是直接在B层30上形成A层20。此外，对于这些样品，在以下所述成膜条件的范围内进行适当地调节，从而获得表2和表3中所示的各层，同时形成覆膜。

(成膜条件)

靶：表2和表3中各层组成栏所示的金属元素

引入的气体：适当地选择来自Ar、N₂和CH₄中的一种或多种

成膜压力：0.1Pa至7Pa

电弧放电电流：60A至300A

基板偏压：-700V至-25V

旋转台转速：2rpm至10rpm。

[表2]

<样品8至12的制造>

按照与样品1相同的制造方式使用cBN烧结体D获得基材，然后将各具有如表2和表3中所示构成的D层和B层依次层叠在该基材上，同时适当地调节成膜条件。对于样品8至12，以获得具有如表3所示组成的B1化合物层的方式改变各样品的成膜条件，同时形成B层。

(A层的形成：TiCN^*1)

此外，对于样品8至12，包括TiCN层的A层层叠在B层上，所述TiCN层具有在厚度方向(从基材侧朝向覆膜表面的方向)上以坡度式的方式变化的C和N组成。在表2中，为了方便起见，A层的组成以“TiCN^*1”示出。表4中示出了A层的具体构成。按照以下方式形成A层。

首先，仅使用N₂作为引入气体，形成0.5μm的TiN层。然后，逐渐提高引入气体中的CH₄流速，同时形成具有以坡度式的方式降低的N组成(以坡度式的方式升高的C组成)的0.5μm的TiCN层。TiCN层的组成最终为TiC_0.3N_0.7。然后，在N₂与CH₄的流速比固定的状态下，形成0.5μm的TiC_0.3N_0.7层。以这种方式，获得覆膜，其中包括TiCN层的A层层叠在B层上，所述TiCN层具有在厚度方向上以坡度式的方式变化的C和N组成。由此，获得了根据样品8至12的被覆cBN烧结体工具。

[表4]

在表中，“TiN→TiC_0.3N_0.7”是指组成以坡度式由TiN变为TiC_0.3N_0.7。

<样品13至17的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体B获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时，将分别具有如表2和表3所示构成的D层、B层、C层和A层依次层叠在基材上，从而形成覆膜。由此，获得了根据样品13至17的被覆cBN工具。此外，对于样品13至17，以形成B层的层数和B1化合物层的平均厚度t1成为表3中示出的数值的方式改变各样品的成膜条件，同时形成B层。

(C层的形成)

B层形成后，在以下条件下形成C层，使其厚度为0.03μm。

靶：Ti(50原子％)、Al(50原子％)

引入的气体：N₂

成膜压力：0.2Pa

电弧放电电流：150A

基板偏压：-80V

旋转台转速：8rpm。

<样品18至22的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体C获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时，将分别具有如表2和表3所示构成的D层、B层和A层依次层叠在该基材上，由此形成覆膜。

在这种情况下，对于样品18至22，改变各样品的成膜条件，从而使B2化合物层具有如表3所示的组成。此外，将4层具有不同厚度的B1化合物层和4层具有不同厚度的B2化合物层层叠在一起，由此形成总计8层的B层。该B层具体按照以下方式来形成。

形成D层后，形成50nm的B1化合物层，在其上形成150nm的B2化合物层。然后，B1化合物层(60nm)和B2化合物层(140nm)按顺序层叠在一起，在其上将B1化合物层(90nm)和B2化合物层(110nm)按顺序层叠在一起，在其上将B1化合物层(100nm)和B2化合物层(100nm)按顺序层叠在一起，由此形成B层。在该B层中，B1化合物层的平均厚度为75nm，而B2化合物层的平均厚度为125nm。由此，获得了根据样品18至22的被覆cBN工具。

<样品23至27的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体E获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时，将分别具有如表2和表3所示构成的D层和B层依次层叠在该基材上。此外，对于样品23至27，以形成B层的层数和B2化合物层的平均厚度t2成为表3中示出的数值的方式改变各样品的成膜条件，同时形成B层。

(A层的形成：TiCN^*2)

此外，对于样品23至27，将包括TiCN层的A层层叠在B层上，所述TiCN层具有在厚度方向上以梯度式的方式变化的C和N组成。在表2中，为了方便起见，A层的组成以“TiCN^*2”示出。表4中示出了A层的具体构成。如表4所示，从基材侧(cBN烧结体侧)开始，对于各规定厚度(步骤)，逐渐改变引入气体的组成，同时形成A层。由此获得覆膜，其中包括TiCN层的A层层叠在B层上，所述TiCN层具有在厚度方向上以梯度式的方式变化的C和N组成。由此，获得了根据样品23至27的被覆cBN工具。

<样品28至33的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体F获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时将分别具有如表2和表3所示构成的D层、B层和A层依次层叠在该基材上，从而形成覆膜。由此，获得了根据样品28至33的被覆cBN工具。此外，对于各样品28至33，形成了如表3所示对于各样品而言由不同层数形成的B层。

<样品34的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体G获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时将分别具有如表2和表3所示构成的D层、B层和A层依次层叠在该基材上，从而形成覆膜。由此，获得了根据样品34的被覆cBN工具。

<样品35至38的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体G获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时将分别具有如表2和表3所示构成的D层和B层依次层叠在该基材上。

(A层的形成：TiCN^*3)

此外，对于样品35至38，将由TiCN层形成的A层层叠在B层上，所述TiCN层具有在厚度方向上以梯度式的方式变化的C和N组成，由此形成覆膜。在表2中，为了方便起见，A层的组成以“TiCN^*3”示出。表4中示出了A层的具体构成。

如表4所示，对于样品35，在步骤1至5中改变引入的气体中的各N₂与CH₄之间的流速比，并按顺序层叠具有不同组成的层，由此形成总厚度为1.0μm的A层。对于样品36，按照与样品35相同的方式，层叠根据步骤1至5的层。进一步在步骤6中，停止供应CH₄并且层叠1.0μm的TiN层，由此形成总厚度为2.0μm的A层。

对于样品37，按照与样品36相同的方式，层叠根据步骤1至6的层，在其上进一步再次层叠根据步骤1至6的层，由此形成总厚度为4μm的A层。在表5中，以这种方式，将步骤1至6定义为1个周期，将重复该1个周期两次的工序定义为“2个周期”。对于样品38，同样重复进行了步骤1至6的4个周期，由此形成总厚度为8μm的A层。按照如上所述的方式，获得了根据样品35至38的被覆cBN工具。

<样品39至47的制造>

按照与样品1相同的方式使用各cBN烧结体A至I获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时，将分别具有如表2和表3所示构成的D层和B层依次层叠在该基材上。

(A层的形成：TiCN^*4)

此外，对于样品39至47，将包括TiCN层的A层层叠在B层上，所述TiCN层具有在厚度方向(从基材侧朝向覆膜表面的方向)上以坡度式的方式变化的C和N组成，由此形成覆膜。在表2中，为了方便起见，A层的组成以“TiCN^*4”示出。表4中示出了A层的具体构成。A层按照上述“TiCN^*1”相同的方式形成，不同之处在于使CH₄流入到引入气体中的时机(距基材层的距离)按照表4所示进行改变。由此，获得了根据样品39至47的被覆cBN工具。

<样品48的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体D获得基材，然后在适当地调节成膜条件的同时，将分别具有如表2和3所示构成的D层和B层依次层叠在该基材上。由此，获得了根据样品48的被覆cBN工具。

<样品49的制造>

按照与样品1相同的方式使用cBN烧结体D获得基材。不形成B层和C层，在适当地调节成膜条件的同时将分别具有如表2和表3所示构成的D层和A层依次层叠在该基材上，由此形成覆膜。由此，获得了根据样品49的被覆cBN工具。

<<评价>>

通过轻断续切削淬火钢，对如上所述获得的根据各样品1至49的被覆cBN工具的切削性能及表面粗糙度寿命进行了评价。

<后刀面磨损量VB和表面粗糙度Rz的测量>

使用各样品的工具，根据以下切削条件下进行切削距离4km的切削加工。然后，用光学显微镜测定工具的后刀面磨损量VB。此外，根据“JISB0601”测量加工后加工材料的“十点平均粗糙度(μm)”(即，Rzjis)并将其定义为表面粗糙度Rz。测量结果在表5中示出。在表5中，后刀面磨损量VB越小，耐后刀面磨损性越优异。同样地，表5表明Rz越小，耐边界磨损性越优异，从而可以实施高精度加工。

(切削条件)

加工材料：淬火钢SCM415H(HRC60)，其外径为φ100并且具有设有一个V型凹槽的外径部分。

切削速度：150m/min

进给速率：f＝0.1mm/转

切削深度：ap＝0.1mm

切削油：无(干式切削)。

<表面粗糙度寿命的测量>

然后，基于定义为Rz＝3.2μm的寿命确定标准测量在高精度加工中的表面粗糙度寿命。具体来说，在上述切削条件下重复进行一组切削距离500m的加工；在每次一组加工结束时利用表面粗糙度仪测量加工材料的表面粗糙度Rz；然后，在Rz超过3.2μm的时间点结束试验。然后通过500m×加工组数来计算总的切削距离。此外，制备了纵轴表示Rz而横轴表示切削距离的散布图，从而在散布图中连接终点和终点之前的点这两点的直线上，获得Rz达到3.2μm时的切削距离。将获得的切削距离定义为表面粗糙度寿命。结果示于表5中。

[表5]

<<结果和考察>>

在表5中，左栏标记有符号“*”的各样品表示根据各实施例的被覆cBN工具。从表1至表5可以清楚地确认，具有上述构成(1)至(9)的根据实施例的各被覆cBN工具与不满足这样条件的工具相比，在耐后刀面磨损性、耐边界磨损性方面都是优异的，并展示出了在淬火钢的高精度加工中优异的工具使用寿命。

此外，以下将详细描述通过分析各样品的构成和评价结果而得出的发现。

<A层的厚度>

在样品3至6的评价结果中能够确认，具有厚度为1μm以上3μm以下A层的各样品4和5倾向于示出特别优异的表面粗糙度寿命。因此，优选A层的厚度为1μm以上3μm以下。

<整个B层中Si组成的平均值>

根据样品9至11的评价结果，各样品10和11在整个B层中的Si组成的平均值为0.01以上，与Si组成的平均值小于0.01的样品9相比，样品10和11展示出了优异的表面粗糙度寿命。此外，根据样品24至26的评价结果，与Si组成的平均值超过0.07的各样品24和25相比，Si组成的平均值为0.07以下的样品26展示出了优异的表面粗糙度寿命。因此，在整个B层中Si组成的平均值优选为0.01以上0.07以下。

<B1化合物层和B2化合物层之间的平均厚度比(t2/t1)>

根据样品14至16和24至26的评价结果，t2/t1满足关系式1.6<t2/t1≤5.0的样品与不满足该关系式的样品相比，倾向于具有相对较长的表面粗糙度寿命。同样，t2/t1满足关系式3.0<t2/t1≤4.0的样品示出了特别长的表面粗糙度寿命。因此，t2/t1优选满足关系式1.6<t2/t1≤5.0，更优选满足关系式3.0<t2/t1≤4.0。

<B2化合物层的组成>

根据样品19至21的评价结果，与样品19相比，样品20和21展示出了优异的表面粗糙度寿命，其中在样品20和21中，B2化合物层包含(Al_1-xb2M2_xb2)(C_1-zb2N_zb2)，其中M2表示Ti和Cr中的至少一者；并且M2的组成xb2为0.25以上0.5以下，样品19不满足这些条件。因此，M2的组成xb2优选为0.25以上0.5以下。

<整个B层的厚度>

根据样品29至32的评价结果，样品30和31各自的B层整体厚度为0.6μm以上3.0μm以下，与不满足该条件的样品相比，样品30和31倾向于具有相对长的表面粗糙度寿命。因此，整个B层的厚度优选为0.6μm以上3.0μm。

<A层中的C组成>

根据样品35至37的评价结果，能够确认在样品35中倾向于具有特别优异的表面粗糙度寿命，其中在样品35中，A层在其表面侧具有这样的区域，该区域的C组成大于基材侧(cBN烧结体侧)的C组成。因此，A层优选在其表面侧具有这样的区域，该区域的C组成大于cBN烧结体侧的C组成。

<cBN颗粒的体积含量>

根据样品39至47的评价结果，能够确认在各样品41至47中表面粗糙度寿命倾向于特别的长，其中在样品41至47中，cBN烧结体中的cBN颗粒的体积含量为50体积％以上65体积％以下。因此，cBN颗粒的体积含量优选为50体积％以上65体积％以下。

尽管已经对根据本发明的实施方案以及实施例进行了上述说明，但是，上述实施方案以及实施例的构成可以从头开始适当组合。

应当理解的是，本文所公开的实施方案在每个方面都是示例性而非限制性的。本发明的范围由权利要求书的权项、而不是上文的说明来限定，并且旨在包括与权利要求书的权项等同的范围和含义内的任何修改。

附图标记列表

3：基材；10：覆膜；20：D层；30：B层；31：B1化合物层；32：B2化合物层；40：C层；50：A层；t1₀：B1化合物层的厚度；t2₀：B2化合物层的厚度。

Claims (18)

1.一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃部分包括立方氮化硼烧结体和形成在所述立方氮化硼烧结体的表面上的覆膜，

所述立方氮化硼烧结体包含30体积％以上80体积％以下的立方氮化硼颗粒，并且还包含结合相，所述结合相包含：选自由在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素的氮化物、碳化物、硼化物、氧化物及其固溶体构成的组中的至少一种化合物；铝化合物；以及不可避免的杂质，

所述覆膜包括A层和B层，

所述A层包含MLa_za1(M表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；La表示B、C、N和O中的一种或多种；且za1为0.85以上1.0以下)，

所述B层是通过交替层叠一层或多层的各化合物层而形成的，其中所述各化合物层为具有不同组成的两种或多种化合物层，

每个所述化合物层的厚度为30nm以上300nm以下，

所述化合物层之一为B1化合物层，所述B1化合物层包含(Ti_1-xb1-yb1Si_xb1M1_yb1)(C_1-zb1N_zb1)(M1表示在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al中的一种或多种；xb1为0.01以上0.25以下；yb1为0以上0.7以下；且zb1为0.4以上1以下)，

所述化合物层之一为B2化合物层，所述B2化合物层不同于所述B1化合物层，并且包含(Al_1-xb2M2_xb2)(C_1-zb2N_zb2)(M2表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Si中的一种或多种；xb2为0.2以上0.7以下；且zb2为0.4以上1以下)，

t2/t1为所述B1化合物层的平均厚度t1和所述B2化合物层的平均厚度t2的比值，t2/t1满足关系式0.5<t2/t1≤10.0，且

所述A层的厚度为0.2μm以上10μm以下，所述B层的厚度为0.1μm以上5μm以下，并且所述覆膜的整体厚度为0.5μm以上15μm以下。

2.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中所述A层包含(Ti_1-xaMa_xa)(C_1-za2N_za2)(Ma表示在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；xa为0以上0.7以下；且za2为0以上1以下)。

3.根据权利要求2所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中在所述A层中，N的组成za2从立方氮化硼烧结体侧朝向所述A层的表面侧以阶梯式或坡度式的方式变化。

4.根据权利要求2或3所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中所述A层在其表面侧具有这样的区域，该区域的C组成大于所述立方氮化硼烧结体侧的C组成。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中在所述B2化合物层中，所述M2表示Ti和Cr中的至少一者，且所述M2的组成xb2为0.25以上0.5以下。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中所述t2/t1满足关系式1.6<t2/t1≤5.0。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中

假设所述B1化合物层的厚度表示为t1₀，所述B2化合物层的厚度表示为t2₀，且相互接触的所述B1化合物层和所述B2化合物层的厚度比表示为t2₀/t1₀，

所述t2₀/t1₀从所述立方氮化硼烧结体侧向A层侧逐渐降低，在所述立方氮化硼烧结体侧满足关系式1.0<t2₀/t1₀≤5.0，且在所述A层侧满足关系式0.5<t2₀/t1₀<3.0。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中在整个所述B层中Si组成的平均值为0.005以上0.1以下。

9.根据权利要求8所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中在整个所述B层中Si组成的平均值为0.01以上0.07以下。

10.根据权利要求1至9中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中所述A层被设置在比所述B层更接近所述覆膜的表面侧的位置。

11.根据权利要求1至10中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中

所述覆膜还包括位于所述A层和所述B层之间的C层，

所述C层包含McLc_zc(Mc表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；Lc表示B、C、N和O中的一种或多种；且zc为0以上0.85以下)，且

所述C层的厚度为0.005μm以上0.5μm以下。

12.根据权利要求11所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中在所述C层中，所述Lc的组成zc大于0小于0.7。

13.根据权利要求11或12所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中所述C层包含至少一种或多种形成所述A层和所述B层的元素。

14.根据权利要求1至13中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中

所述覆膜还包括设置于所述立方氮化硼烧结体和所述B层之间的D层，且

所述D层包含MdLd_zd(M表示在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素、以及Al和Si中的一种或多种；Ld表示B、C、N和O中的一种或多种；且zd为0.85以上1.0以下)。

15.根据权利要求1至14中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中所述立方氮化硼烧结体包含50体积％以上65体积％以下的所述立方氮化硼颗粒。

16.根据权利要求1至15中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中

在所述立方氮化硼烧结体和所述覆膜之间的界面处，所述立方氮化硼颗粒呈这样的形状，即所述立方氮化硼颗粒朝向所述覆膜的突出程度大于所述立方氮化硼颗粒朝向所述结合相的突出程度，且

所述立方氮化硼颗粒和所述结合相之间的高度差为0.05μm以上1.0μm以下。

17.根据权利要求1至16中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中由所述立方氮化硼烧结体和所述覆膜之间的界面处向所述立方氮化硼烧结体的内部，所述立方氮化硼颗粒的体积含量增加。

18.根据权利要求1至17中任一项所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中由所述立方氮化硼烧结体和所述覆膜之间的界面处向所述立方氮化硼烧结体的内部，所述立方氮化硼颗粒的粒径增大。