JP2000515587A - 被覆されたフライス加工用植刃及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 本発明は、湿式または乾式の条件中で粗製面を備えるかまたは備えない低合金鋼及び中合金鋼のフライス加工に特に有効である被覆されたフライス加工用植刃を開示する。植刃は、低含有量の立方晶炭化物と高Ｗ合金化結合材相とを有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーと、柱状粒を有するＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの内層とκ−Ａｌ₂Ｏ₃の内層と好ましくはＴｉＮの最表層とを含む被膜と、を特徴とする。この層はＣＶＤ法を使用して蒸着する。

Description

【発明の詳細な説明】 被覆されたフライス加工用植刃及びその製造方法 本発明は、鋳肌、鍛造肌、熱間または冷間の圧延肌のような粗製面、或いは、 予備機械加工した表面を有する低合金鋼および中合金鋼の湿式及び乾式フライス 加工に対して特に有用である被覆された切削工具（超硬合金植刃(insert)）に関 する。 超硬合金工具で低合金鋼および中合金鋼をフライス加工する場合、切削刃先は 、化学摩耗、アブレシブ摩耗および凝着摩耗のような種々の摩耗機構によって摩 耗し、そして刃先チッピングによって櫛状割れと呼ばれる切削刃先に沿って形成 された割れを生じる。 櫛状割れの形成は、湿式フライス加工（冷却剤を使用して）を使用する場合に は、特に厳しくなる。冷却剤および加工材料が浸透し櫛状割れを拡張し且つ刃先 に小さな割れ(chip)が発生する。小さく割れた刃先が、機械加工した部品の表面 仕上げを悪化する。 異なる切削条件は、種々の性質の切削植刃を必要とする。例えば、粗製面領域 を有する鋼を切削する場合には、被覆された超硬合金植刃は強靱な炭化物からな る必要がありかつ非常に良好な被膜接合性を備えなければならない。低合金鋼を フライス加工する場合、凝着摩耗が一般的に支配的な摩耗形式である。現在、好 ましくは薄い（１〜３μｍ）ＣＶＤ被膜またはＰＶＤ被膜を用いる必要がある。 特別な摩耗形式については切削性能を改良するために、種々の対策をとること ができる。しかしながら、そのような手段のほとんどが他の摩耗特性に逆効果を もたらす。 幾つかの可能な対策の影響を次ぎに示す。 １．）櫛状割れの形成は、結合材相含有量を減少させることによ って減少できる。しかしながら、このような手段は切削植刃の靭性特性を下げ、 これは望ましくない。 ２．）改良したアブレシブ摩耗は、被膜厚さを増加することによって達成でき る。しかしながら、厚い被膜は、剥離の危険性を増加し且つ凝着摩耗に対する抵 抗を低下させる。 ３．）高切削速度及び高切削刃先温度でのフライス加工は、かなり多くの立方 晶炭化物（ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ−ＮｂＣの固溶体）を有する超硬合金を必要と する。このような炭化物は、櫛状割れをさらに容易に発達させる。 これまでは、全ての工具特性を同時に改良することは非常に困難であった。し たがって、市販の各種超硬合金では、これらの摩耗形式の一つ或いは幾つかにつ いて、すなわち特定の用途範囲内で最適化されていた。 スウェーデン特許出願第９５０１２８６−０号は、鼠鋳鉄の乾式フライス加工 に特に有効である被覆された切削植刃を開示する。この植刃は、混ぜ物のないＷ Ｃ−Ｃｏ超硬合金品位と、柱状粒を有するＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層と微細粒組織のα −Ａｌ₂Ｏ₃の最表層を含む被膜と、を特徴とする。 スウェーデン特許出願第９５０２６４０−７号は、低合金鋼の中断旋削加工に 特に有効である被覆された旋削用植刃を開示する。この植刃は、高Ｗ合金化Ｃｏ 結合材相を有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーと、柱状粒を有するＴｉＣ_xＮ_yＯ_z の層と微細粒組織のα−Ａｌ₂Ｏ₃の最表層とを含む被膜と、を特徴とする。 スウェーデン特許出願第９５０３０５６−５号は、熱間及び冷間の鍛造した低 合金鋼の切削加工に特に有効である被覆された旋削切削用工具を開示する。この 植刃は、高Ｗ合金化Ｃｏ結合材相を有するＷＣ−Ｃｏ超硬合金ボディーと、柱状 粒を有するＴｉＣ_xＮ_yＯ_z の層と微細粒のα−Ａｌ₂Ｏ₃の最表層とを含む被膜と、を特徴とする。 種々の異なる特徴を組み合わせることによって、粗製面領域を有するかまたは 有しない低合金鋼及び鋼合金鋼の双方において、優れた切削性能を備えた湿式お よび乾式のフライス加工用の切削工具が得られることがここで意外にも明らかと なった。本発明に従う切削工具は、先に示した種々の摩耗様式については改良さ れた特性を示す。 本発明に従うフライス加工用の切削植刃は、高Ｗ合金化結合材相を有し、且つ 十分に平衡に達した化学組成とＷＣ粒径とを有する超硬合金ボディー、柱状Ｔｉ Ｃ_xＮ_yＯ_zの層、κ−Ａｌ₂Ｏ₃の層、ＴｉＮの層からなり、且つ例えばＳｉＣ基 ブラシで刃先をブラシ掛けすることによって切削刃先を滑らかにすることを任意 にその後続られる。 図１は本発明に従う被覆された植刃の１００００Ｘの倍率の顕微鏡写真であり 、 Ａ− 超硬合金ボディー Ｂ− 等軸粒のＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層 Ｃ− 柱状粒のＴｉＣ_xＮ_yＯ_zの層 Ｄ− 柱状様の粒のκ−Ａｌ₂Ｏ₃の層 Ｅ− ＴｉＮの層、好ましくは任意することができる。 本発明にしたがい、フライス加工用の工具植刃は、８．６〜９．５ｗｔ％のＣ ｏ好ましくは８．７〜９．５ｗｔ％のＣｏ最も好ましくは８．８〜９．４ｗｔ％ のＣｏと、０．２〜１．８ｗｔ％の立方晶炭化物好ましくは０．４〜１．８ｗｔ ％の立方晶炭化物最も好ましくは０．５〜１．７ｗｔ％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉ金 属の立方晶炭化物と、残余ＷＣと、の組成を有する超硬合金ボディーでもって与 えられる。超硬合金は、周期律表のＩＶｂ、ＶｂまたはＶＩｂ族の元素からの他 の炭化物を含有してもよい。Ｔｉ含有量は、技術的不純物に相当する水準が好ま しい。ＷＣの平均粒径は、約１．５〜２μｍの範囲、好ましくは約１．７μであ る。 コバルト結合材相はＷで高合金化される。結合材相中のＷ含有量は、ＣＷ比＝ Ｍ_s／（ｗｔ％Ｃｏ・０．０１６１）として表すことができ、この式において、 Ｍ₅は超硬合金ボディーの測定飽和磁場でありｋＡ／ｍで示し、且つｗｔ％Ｃｏ は超硬合金中のＣｏの重量パーセントである。ＣＷ値は、Ｃｏ結合材相中のＷ含 有量の関数である。低ＣＷ値は、結合材相中の高Ｗ含有量に相当する。 改良された切削性能は、超硬合金ボディーが０．７８〜０．９３好ましくは０ ．８０〜０．９１最も好ましくは０．８２〜０．９０のＣＷ比を有する場合に達 成されることが本発明によって明らかとなった。超硬合金は、いずれの悪影響も なく少量の＜１体積％のη相（Ｍ₆Ｃ）を含有することができる。このＣＷ値か ら、本発明に従う超硬合金ボディー中には遊離グラファイトが許容されないこと になる。 超硬合金ボディーは、米国特許第４，６１０，９３１号に開示されるような先 行技術によって立方晶炭化物の枯渇した薄い表面領域を含んでもよく、且つ結合 材層中で濃厚になることが多い。この場合、超硬合金は、炭窒化物または窒化物 でさえも含有することができる。 被膜は含んでなる。 − 等軸粒で＜０．５μｍの大きさを有し、且つ＜１．５μｍ好ましくは＞０ ．１μｍの合計厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＜０．５であるＴｉ Ｃ_XＮ_YＯ_Zの第１（最内）層。 − 柱状粒で且つ約＜５μｍ好ましくは０．１〜２μｍの平均直 径を有し、１〜６μｍ好ましくは２〜５μｍの厚みを有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好 ましくはｚ＝０及びＸ＞０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの層。 − 本質的にκ−Ａｌ₂Ｏ₃からなる滑らかで微細粒（約０．５〜２μｍの粒径 ）のＡｌ₂Ｏ₃の層。しかしながら、この層は、ＸＲＤ測定法で決定されるような θ相またはα相を少量の１〜３体積％を含有できる。Ａｌ₂Ｏ₃の層は、０．５〜 ５μｍ好ましくは０．５〜２μｍ及び最も好ましくは０．５〜１．５μｍの厚み を有し、好ましくは、このＡｌ₂Ｏ₃の層は、さらにＴｉＮ層（＜１μｍ、好まし くは０．１〜０．５μｍの厚さ）が後に引き続けられるが、このＡｌ₂Ｏ₃の層は 最外層とすることができる。この最外層、Ａｌ₂Ｏ₃またはＴｉＮは、１０μｍの 長さに渡り表面荒さＲ_max≦０．４μｍを有する。このＴｉＮ層が存在する場合 には、切削刃先に沿って好ましく除去される。 本発明の方法にしたがい、ＷＣ−Ｃｏ基超硬合金基板は、上記に従うＣＷ比の 高Ｗ合金化結合材相、及び上記に従う立方晶炭化物の含有量、及び上記に従うＷ Ｃ粒径を有し、好ましくは結合材相の濃厚な表面領域を存在せずに、既知のＣＶ Ｄ法を用いて、＜１．５μｍの厚みを有し、且つ等軸粒で＜０．５μｍの大きさ を有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＜０．５であるＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの第１（ 最内）層で作られる。 − ＭＴＣＶＤ法（７００〜９００℃の温度範囲においてこの層を形成するた めに炭素及び窒素源としてアセトニトリルを使用する）を好ましく使用して、１ 〜６μｍ好ましくは２〜５μｍの厚みを有し、且つ柱状粒で且つ約＜５μｍ好ま しくは＜２μｍの平均直径を有し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＝０及びＸ＞ ０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの層。しかしながら、正確な条件 は使用する装置の構造に依存する。 − 本質的にκ−Ａｌ₂Ｏ₃からなる滑らかなＡｌ₂Ｏ₃層は、例えば、ヨーロッ パ特許第Ａ−５２３ ０２１号に開示される条件の下で蒸着される。Ａｌ₂Ｏ₃層 は、０．５〜５μｍ好ましくは０．５〜２μｍ及び最も好ましくは０．５〜１． ５μｍの厚みを有する。好ましくはさらにＴｉＮの層（＜１μｍ、好ましくは０ ．１〜０．５μｍの厚み）が蒸着されるが、このＡｌ₂Ｏ₃層は最外層となること ができる。この最外層、Ａｌ₂Ｏ₃またはＴｉＮは、１０μｍの長さに渡り表面荒 さＲ_max≦０．４μｍを有する。この滑らかな被覆された表面は、微細粒（４０ ０〜１５０メッシュ）で被覆された表面を穏やかに湿式ブラストすることによっ て、または、例えばスウェーデン特許出願第９４０２５４３−４号に開示される ような例えばＳｉＣ基のブラシで刃先をブラシ仕上げすること（ＴｉＮ最表被膜 が存在する場合は好ましく使用される）によって得ることができる。ＴｉＮ層が 存在する場合には、切削刃先に沿って好ましく除去する。実施例１ Ａ．本発明に従う超硬合金フライス加工工具、すなわち、９．１ｗｔ％のＣｏ と１．２５ｗｔ％のＴａＣと０．３０ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成を有し 、且つ０．８６のＣＷ比に相当するＷで高合金化された結合材相を有する型式Ｓ ＥＫＮ １２０４ ＡＺが、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層（０．０５の見積もり Ｃ／Ｎ比に相当する高窒素含有量で）と被覆され、引き続きＭＴＣＶＤ法（温度 ８８５〜８５０℃及び炭素／窒素源としてＣＨ₃ＣＮ）を使用して柱状粒を有す る４μｍの厚いＴｉＣＮ層とで被覆された。同一被覆サイクル中のその後の工程 のおいて、１．０μｍの厚いＡｌ₂Ｏ₃ の層が、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３ ０２１号に開示されるように、温度９７ ０℃と０．４％のＨ₂Ｓドーパント濃度とを使用して蒸着された。薄い（０．３ μｍ）ＴｉＮの層が、既知のＣＶＤ法にしたがって最表部に蒸着された。ＸＲＤ 測定が、Ａｌ₂Ｏ₃の層が１００％のκ相でなることを示した。超硬合金ボディー は、平均で１．６５μｍのＷＣ粒径を有した。被覆された植刃はＳｉＣ粒を含む ナイロンストローブラシでブラシ掛けされた。光学顕微鏡でのブラシ掛けした植 刃の検査が、薄いＴｉＮ相が切削刃先に沿ってのみブラシ除去され、滑らかなＡ ｌ₂Ｏ₃の層表面が残されることを示した。横断面ブラシ掛けした試料の被膜厚さ 測定は、取り除かれた外側ＴｉＮ相を除き刃先ラインに沿って被膜の削減が無い ことを示した。 Ｂ．外部の先導的炭化物製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の 超硬合金品位を、湿式フライス加工試験の比較のために選んだ。炭化物は、９． ０ｗｔ％のＣｏと０．２ｗｔ％のＴｉＣと０．５ｗｔ％のＴａＣと０．１ｗｔ％ のＮｂＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９５のＣＷ比を有した。ＷＣ粒径は２． ５μｍであった。植刃は６μｍのＴｉＣＮ層及び０．３μｍのＴｉＮ層からなる 被膜を有した。 Ａからの植刃が、Ｂからの植刃と、熱間圧延表面を有する中合金鋼（ＨＢ＝３ １０）の湿式フライス加工試験で比較された。３５ｍｍの太さの２本の平行な棒 材のそれぞれがカッター本体（直径１００ｍｍ）の比較的中央に配置され、それ ぞれの棒はそれらの間に１０ｍｍの空隙を設けた。 切削資料は次のとおりであった。 速度＝１６０ｍ／ｍｉｎ 送り＝０．２０ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み深さ＝２ｍｍ、冷却剤を用いて１枚刃フライス加工 比較は１２００ｍｍのフライス加工後になされた。本発明に従う変種Ａは櫛状 割れを示さず、変種Ｂは１４の櫛状割れを示した。１８００ｍｍのフライス加工 後に、変種Ｂは櫛状割れの間の沢山のチッピングと破壊のために破損した。本発 明にしたがう変種Ａは、変種Ｂに対する約４分と比較して１１分の有効工具寿命 に相当する４２００ｍｍ継続した。実施例２ Ａ．本発明に従う超硬合金フライス加工工具、すなわち、９．１ｗｔ％のＣｏ と１．２３ｗｔ％のＴａＣと０．３０ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成を有し 、０．８５のＣＷ比に相当するＷで高合金化された結合材相を有する型式ＳＥＫ Ｎ １２０４ ＡＺが、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層（０．０５の見積もりＣ／ Ｎ比に相当する高窒素含有量で）で被覆され、引き続きＭＴＣＶＤ法（温度８８ ５〜８５０℃及び炭素／窒素源としてＣＨ₃ＣＮ）を使用して柱状粒を有する３ ．７μｍの厚いＴｉＣＮ層とで被覆された。同一被覆サイクル中のその後の工程 のおいて、０．９μｍの厚いＡｌ₂Ｏ₃の層が、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３ ０ ２１号に開示されるように、温度９７０℃と０．４％のＨ₂Ｓドーパント濃度と を使用して蒸着された。薄い（０．３μｍ）ＴｉＮの層が、既知のＣＶＤ法にし たがって最表部に蒸着された。ＸＲＤ測定が、Ａｌ₂Ｏ₃の層が１００％のκ相で なることを示した。超硬合金ボディーは、平均で１．６μｍのＷＣ粒径を有した 。 Ｂ．外部の先導的超硬合金製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４ の超硬合金品位を、湿式フライス加工試験の比較のために選んだ。炭化物は、１ １．０ｗｔ％のＣｏと０．２ｗｔ％のＴａＣと０．３ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣ との組成、及び０．９０の ＣＷ比を有した。植刃は、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層と、２．０μｍのＴｉＣ Ｎ柱状層と、２．０μｍのκ−Ａｌ₂Ｏ₃の層と、０．３μｍのＴｉＮ層とからな る被膜を有した。 Ｃ．外部の先導的炭化物製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の 超硬合金品位。炭化物は、７．５ｗｔ％のＣｏと０．４ｗｔ％のＴａＣと０．１ ｗｔ％のＮｂＣと０．３ｗｔ％のＴｉＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９５のＣ Ｗ比を有した。植刃は、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層と、２．１μｍのＴｉＣＮ 柱状層と、２．２μｍのκ−Ａｌ₂Ｏ₃の層と、０．３μｍのＴｉＮ層からなる被 膜を有した。 Ａからの植刃が、Ｂ及びＣからの植刃と、熱間圧延表面を有する低合金鋼（Ｈ Ｂ＝１９０）の湿式フライス加工試験で比較された。この棒は、屋外貯蔵である ために極普通の錆が極端い生じていた。３２ｍｍの太さの２本の平行な棒材のそ れぞれが、カッター本体（直径１００ｍｍ）の比較的中央に配置され、それぞれ の棒は、それらの間に１０ｍｍの空隙を設けた。 切削資料は次のとおりであった。 速度＝１５０ｍ／ｍｉｎ 送り＝０．２０ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み深さ＝２ｍｍ、冷却剤を用いて１枚刃フライス加工 植刃Ｃは、１１００ｍｍの後に破損し、植刃Ｂは、２１５０ｍｍの後に破損し 、且つ本発明に従う植刃Ａは、２４００ｍｍの後に破損した。 この試験において、全ての被膜は単一層タイプであり、大きな相違は超硬合金 であった。結果は、本発明に従い被覆された超硬合金が、本発明に従う被膜品位 よりそれぞれ少ないか及び多い結合材相を含有する２種の有力な比較品位より、 長い工具寿命を示した。比較例３ Ａ．本発明に従う超硬合金フライス加工工具、すなわち、９．１ｗｔ％のＣｏ と１．２３ｗｔ％のＴａＣと０．３０ｗｔ％のＮｂＣと残余ＷＣとの組成を有し 、０．８６のＣＷ比に相当するＷで高合金化された結合材相を有する型式ＳＥＫ Ｎ １２０４ ＡＺが、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層（０．０５の見積もりＣ／ Ｎ比に相当する高窒素含有量で）で被覆され、引き続きＭＴＣＶＤ法（温度８８ ５〜８５０℃及び炭素／窒素源としてＣＨ₃ＣＮ）を使用して柱状粒を有する３ ．７μｍの厚いＴｉＣＮ層とで被覆された。同一被覆サイクル中のその後の工程 のおいて、１．１μｍの厚いＡｌ₂Ｏ₃の層が、ヨーロッパ特許第Ａ−５２３ ０ ２１号に開示されるように、温度９７０℃と０．４％のＨ₂Ｓドーパント濃度と を使用して蒸着された。薄い（０．３μｍ）ＴｉＮの層が、既知のＣＶＤ法にし たがって最表部に蒸着された。ＸＲＤ測定が、Ａｌ₂Ｏ₃の層が１００％のκ相で なることを示した。超硬合金ボディーは、平均で１．７μｍのＷＣ粒径を有した 。被覆された植刃はＳｉＣ粒を含むナイロンストローブラシでブラシ掛けされた 。光学顕微鏡でのブラシ掛けした植刃の検査が、薄いＴｉＮ相が切削刃先に沿っ てのみブラシ除去され、滑らかなＡｌ₂Ｏ₃の層表面が残されることを示した。横 断面ブラシ掛けした試料の被膜厚さ測定は、取り除かれた外側ＴｉＮ相を除き刃 先ラインに沿って被膜の削減が無いことを示した。 Ｂ．外部の先導的超硬合金製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４ の超硬合金品位。炭化物は、８．０ｗｔ％のＣｏと１．９ｗｔ％のＴａＣと０． ２ｗｔ％のＮｂＣと０．２ｗｔ％のＴｉＣと残余ＷＣとの組成、及び０．８５の ＣＷ比を有した。植刃は、１．１μｍのＴｉＮ層と、３．３μｍのＴｉＣ層とか らなる被膜を 有した。 Ｃ．外部の先導的炭化物製造者から、かなり競合する型式ＳＥＫＮ１２０４の 超硬合金品位。炭化物は、１０．０ｗｔ％のＣｏと２．０ｗｔ％のＴａＣと０． ２ｗｔ％のＴｉＣと残余ＷＣとの組成、及び０．９０のＣＷ比を有した。植刃は 、０．５μｍの等軸ＴｉＣＮ層と、３．３μｍのＴｉＣＮ柱状層と、０．７μｍ のκ−Ａｌ₂Ｏ₃の層と、０．５μｍのＴｉＮ層と、からなる被膜を有した。 Ａからの植刃が、Ｂ及びＣからの植刃と、予備機械加工された低合金鋼（ＨＢ ＝２９０）の乾式フライス加工試験で比較された。１８０ｍｍの太さの棒は、カ ッター本体（直径２５０ｍｍ）の比較的中央に配置され。 切削資料は次のとおりであった。 速度＝２０４ｍ／ｍｉｎ 送り＝０．２２ｍｍ／ｒｅｖ 切り込み深さ＝２ｍｍ、乾式条件の１枚刃フライス加工 植刃Ｂは、５０００ｍｍの後、櫛状割れの形成及びチッピング後に破損した。 植刃Ｃは、５４００ｍｍの後同様の摩耗様式で破損し、且つ植刃Ａは、僅かな小 さな櫛状割れ以外に他の目視しうる摩耗なしに、６０００ｍｍの後に終了した。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 16/40 Ｃ２３Ｃ 16/40

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．湿式または乾式の条件中で粗製面を備えるかまたは備えない低合金鋼及び 中合金鋼、ステンレス鋼をフライス加工用の、超硬合金ボディーと被膜とを含ん でなる切削工具植刃であって、 前記超硬合金ボディーが、 ＷＣと、 ８．６〜９．５ｗｔ％のＣｏと、 ０．２〜１．８ｗｔ％のＴａ、Ｔｉ及びＮｂの立方晶炭化物と、 技術的な不純物に相当する水準で存在するＴｉと、０．７８〜０．９３のＣＷ 比の高Ｗ合金化結合材相と、 を含んでなり、且つ 前記被膜が、 − 等軸粒で＜０．５μｍの大きさを有し、且つ０．１〜１．５μｍの厚みを 有するｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＜０．５であるＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの第１（最 内）層と、 − 柱状粒で約＜５μｍの直径を有し、且つ１〜６μｍの厚みを有するｘ＋ｙ ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＝０、ｘ＞０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣ_XＮ_YＯ_Z の層と、 − ０．５〜５μｍの厚みで滑らかな微細粒（０．５〜２μｍ）のκ−Ａｌ₂ Ｏ₃の層と、 − 好ましくは＜１μｍの厚みを有するＴｉＮの外層と、 からなることを特徴とする切削工具植刃。 ２．超硬合金が、８．８〜９．４ｗｔ％のＣｏと、０．４〜１．８ｗｔ％のＴ ａ及びＮｂの炭化物と、の組成を有することを特徴とする請求項１記載のフライ ス加工用植刃。 ３．０．８２〜０．９０のＣＷ比を特徴とする請求項１または２ 記載のフライス加工用植刃。 ４．ＴｉＮの最外層が存在するならば、切削刃先に沿って取り除かれることを 特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のフライス加工用植刃。 ５．超硬合金ボディー及び被膜を含んでなるフライス加工用植刃の製造方法で あって、 ０．７８〜０．９３のＣＷ比で高Ｗ合金化結合材相を有するＷＣ−Ｃｏ基超硬 合金ボディーが、 − 既知のＣＶＤ法を用いて、等軸粒で＜０．５μｍの大きさを有し、０．１ −１．５μｍの厚みを有するｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ましくはｚ＜０．５であるＴｉ Ｃ_XＮ_YＯ_Zの第１（最内）層と、 − ８５０〜９００℃の好ましい温度範囲で前記層を形成するために炭素及び 窒素源としてアセトニトリルを使用してＭＴＣＶＤ法によって蒸着される、柱状 粒で約＜５μｍの直径を有し、１〜６μｍの厚みを有するｘ＋ｙ＋ｚ＝１で好ま しくはｚ＝０、ｘ＞０．３及びｙ＞０．３であるＴｉＣ_XＮ_YＯ_Zの層と、 − ０．５〜５μｍの厚みの滑らかなκ−Ａｌ₂Ｏ₃の層と、 − 好ましくは＜１μｍの厚みのＴｉＮの層と、 で被膜されることを特徴とするフライス加工用植刃の製造方法。 ６．前記超硬合金ボディーが、８．８〜９．４ｗｔ％のコバルト含有量と、０ ．４〜１．８ｗｔ％のＴａ及びＮｂの立方晶炭化物と、を有することを特徴とす る請求項５記載の製造方法。 ７．０．８２〜０．９０のＣＷ比を特徴とする請求項５または６記載の製造方 法。 ８．ＴｉＮの最外層が存在するならば、切削刃先に沿って取り除かれることを 特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の製造方法。