JP5188578B2 - 切削工具 - Google Patents

Description

本発明はサーメット焼結体からなる切削工具に関する。

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を主成分とするサーメット（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材料開発が続けられ、サーメットにおいても特性の改善が試みられている。

例えば、特許文献１では、窒素含有のＴｉＣ基サーメットの表面部における結合相（鉄族金属）濃度を内部に比べて減少させて表面部における硬質相の存在割合が多くすることによって、焼結体表面部に３０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を残存させて、耐摩耗性、耐欠損性、耐熱衝撃性が向上することが開示されている。また、特許文献２では、ＷＣ基超硬合金の主結晶であるＷＣ粒子が１２０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の圧縮残留応力を有することによって、ＷＣ基超硬合金が高い強度を具備して耐欠損性に優れることが開示されている。
特開平０５−９６４６号公報 特開平０６−１７１８２号公報

しかしながら、上記特許文献１のように、結合相の含有量を表面と内部とで差をつけてサーメット焼結体に残留応力を発生させる方法では、サーメット全体に占める結合相の含有比率が小さいために、サーメット全体に対して十分な残留応力がかからず、満足できる靭性の向上効果を得ることが難しかった。

また、特許文献２のように硬質相に均一に残留応力をかける方法でも、硬質相の強度を向上させることには限界があった。

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、サーメット焼結体の靭性を高めて、切削工具の耐欠損性を向上させることにある。

本発明の切削工具の第１の実施態様は、Ｔｉを主成分とする周期表第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種以上からなる硬質相と、
主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相と
を含有するサーメット焼結体から構成され、すくい面と逃げ面との交差稜線部を切刃とし、隣接する２つの前記逃げ面間に位置する前記切刃にノーズを形成した切削工具において、
前記硬質相は、第１硬質相と第２硬質相との２種類からなるとともに、
前記すくい面にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、前記第１硬質相の前記すくい面に平行でかつ該すくい面の中心から測定点に最も近いノーズに向かう方向（σ_１１方向）についての残留応力σ_１１〔１ｒ〕が圧縮応力で５０ＭＰａ以下（σ_１１〔１ｒ〕＝−５０〜０ＭＰａ）であり、前記第２硬質相の前記σ_１１方向についての残留応力σ_１１〔２ｒ〕が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｒ〕≦−１５０ＭＰａ）であることを特徴とする。

ここで、前記第１硬質相のσ_１１方向についての残留応力σ_１１〔１ｒ〕と前記第２硬質相のσ_１１方向についての残留応力σ_１１〔２ｒ〕と比（σ_１１〔１ｒ〕／σ_１１〔２ｒ〕）が０．０５〜０．３であることが望ましい。

なお、前記すくい面の切刃近傍にて測定した前記第２硬質相の残留応力σ_１１〔２ｒＡ〕が、前記すくい面の中心にて測定した前記第２硬質相の残留応力σ_１１〔２ｒＢ〕よりも絶対値が小さいことが望ましい。

また、前記第１硬質相の前記すくい面に平行でかつ前記σ_１１方向と垂直な方向（σ_２２方向）についての残留応力σ_２２〔１ｒ〕が圧縮応力で５０〜１５０ＭＰａ（σ_２２〔１ｒ〕＝−１５０〜−５０ＭＰａ）であり、前記第２硬質相のσ_２２方向についての残留応力σ_２２〔２ｒ〕が圧縮応力で２００ＭＰａ以上（σ_２２〔２ｒ〕≦−２００ＭＰａ）であることが望ましい。

さらに、内部において、前記第１硬質相の平均粒径をｄ_１ｉとし、前記第２硬質相の平均粒径をｄ_２ｉとしたとき、ｄ_１ｉとｄ_２ｉとの比率（ｄ_２ｉ／ｄ_１ｉ）が２〜８であることが望ましい。

また、前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＳ_１ｉとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＳ_２ｉとしたとき、Ｓ_１ｉとＳ_２ｉとの比率（Ｓ_２ｉ／Ｓ_１ｉ）が１．５〜５であることが望ましい。

本発明の第１の実施態様における切削工具によれば、サーメット焼結体を構成する硬質相が、第１硬質相と第２硬質相との２種類からなる。そして、第１の実施態様によれば、切削工具のすくい面にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、前記第１硬質相の前記すくい面に平行でかつ該すくい面の中心から測定点に最も近いノーズに向かう方向（σ_１１方向）についての残留応力σ_１１〔１ｒ〕が圧縮応力で５０ＭＰａ以下（σ_１１〔１ｒ〕＝−５０〜０ＭＰａ）であり、前記第２硬質相についての前記σ_１１方向にかかる残留応力σ_１１〔２ｒ〕が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｒ〕≦−１５０ＭＰａ）にて構成される、つまり、２種類の硬質相にそれぞれ異なる大きさの圧縮応力がかかることにより、硬質相の粒内にクラックが入りにくくなるとともに、硬質相間に引っ張り応力がかかって硬質相の粒界にクラックが進展しやすい部分が発生することを抑制できる。これにより、サーメット焼結体の硬質相の靭性が向上して切削工具の耐欠損性が向上する。

ここで、前記第１硬質相と前記第２硬質相とのσ_１１方向の残留応力比σ_１１〔１ｒ〕／σ_１１〔２ｒ〕）が０．０５〜０．３であることが、サーメット焼結体の靭性を高めることができる点で望ましい。なお、前記すくい面の切刃近傍にて測定した前記第２硬質相の残留応力σ_１１〔２ｒＡ〕が、前記すくい面の中心にて測定した前記第２硬質相の残留応力σ_１１〔２ｒＢ〕よりも絶対値が小さいことが、すくい面の中心部における耐変形性および切刃における耐欠損性を両立できる点で望ましい。

また、前記サーメット焼結体の主面にて２Ｄ法で測定したσ_１１方向と垂直ですくい面に平行な方向（σ_２２方向）についての残留応力は前記第１硬質相にかかる残留応力σ_２２〔１ｒ〕が圧縮応力で５０〜１５０ＭＰａ以下であり、前記第２硬質相にかかる残留応力σ_２２〔２ｒ〕が圧縮応力で２００ＭＰａ以上であることが切削工具の耐熱衝撃性を向上できる点で望ましい。

なお、サーメット焼結体の組織は、その内部において、前記第１硬質相の平均粒径をｄ_１ｉとし、前記第２硬質相１３の平均粒径をｄ_２ｉとしたとき、ｄ_１ｉとｄ_２ｉとの比率（ｄ_２ｉ／ｄ_１ｉ）が２〜８となっていることが、第１硬質相と第２硬質相との残留応力を制御する上で望ましい。

また、サーメット焼結体の内部において、硬質相全体に対する第１硬質相が占める平均面積をＳ_１ｉとし、第２硬質相が占める平均面積をＳ_２ｉとしたとき、Ｓ_１ｉとＳ_２ｉとの比率（Ｓ_２ｉ／Ｓ_１ｉ）が１．５〜５であることも、第１硬質相１２と第２硬質相１３との残留応力を制御する上で望ましい。

本発明の切削工具の一例であるスローアウェイチップについて、（ａ）概略上面図、（ｂ）（ａ）のＸ−Ｘ断面図であり、すくい面にて残留応力を測定する際の測定部位を示す図である。 図１のスローアウェイチップを構成するサーメット焼結体の断面についての走査電子顕微鏡写真である。 図１のスローアウェイチップについて、すくい面から測定したＸ線回折チャートの一例である。 本発明の切削工具の第２の実施態様の一例であるスローアウェイチップについて、（ａ）概略上面図、（ｂ）（ａ）のＡ方向から見た側面図であり、逃げ面にて残留応力を測定する際の測定部位を示す図である。 図４のスローアウェイチップについて逃げ面にて測定したＸ線回折チャートの一例である。 本発明の切削工具の第３の実施態様の一例であるスローアウェイチップについて、（ａ）概略上面図、（ｂ）（ａ）のＡ方向から見た側面図であり、逃げ面にて残留応力を測定する際の測定部位を示す図である。 表面に被覆層を形成したスローアウェイチップについて、成膜した部分と成膜していない部分での逃げ面におけるＸ線回折チャートの一例である。

本発明の切削工具についてすくい面と着座面が同じネガチップ形状のスローアウェイチップを例とし、（ａ）概略上面図、（ｂ）（ａ）のＸ−Ｘ断面図である図1、およびチップ１を構成するサーメット焼結体６の断面についての走査電子顕微鏡写真である図２を用いて説明する。

図１、２のスローアウェイチップ（以下、単にチップと略す。）１は、図1（ａ）、（ｂ）に示すように略平板状をなし、主面にすくい面２、側面に逃げ面３を配し、すくい面２と逃げ面３の交差稜線部に切刃４を有する形状をなしている。

また、すくい面２はひし形、三角形、四角形等の多角形状（図１では、鋭角な頂角が８０度をなすひし形形状を例として用いる）をなしており、この多角形状の頂角のうちの鋭角な頂角（５ａ、５ｂ）はノーズ５として被削材の加工部に当てられて、切削を行う部分となる。

チップ１を構成するサーメット焼結体６は、図２に示すように、Ｔｉを主成分とする周期表第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種以上からなる硬質相１１と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相１４とから構成されている。そして、硬質相１１は、第１硬質相１２と第２硬質相１３との２種類から構成される。

なお、第１硬質相１２の組成は周期表４、５および６族金属元素のなかでＴｉ元素を８０重量％以上含有しており、第２硬質相１３の組成は周期表４、５および６族金属元素のなかでＴｉ元素の含有量が３０重量％以上８０重量％未満の割合で構成している。したがって、サーメット焼結体６を走査型電子顕微鏡で観察すると、第１硬質相１２は第２硬質相１３よりも軽元素の含有割合が多いために黒い粒子として観察される。

また、図３に示すように、Ｘ線回折測定において、Ｔｉ（Ｃ）Ｎの（４２２）面に帰属されるピークは、第１硬質相１２のピークｐ_１（４２２）と第２硬質相１３のピークｐ_２（４２２）の２本のピークが観測される。同様に、Ｔｉ（Ｃ）Ｎの（５１１）面に帰属されるピークは、第１硬質相１２のピークｐ_１（５１１）と第２硬質相１３のピークｐ_２（５１１）の２本のピークが観測される。なお、第１硬質相１２のピークは第２硬質相１３のピークよりも高角度側に観測される。
＜第１の実施態様＞
ここで、本発明の第１の実施態様によれば、チップ１のすくい面２にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、第１硬質相１２のすくい面２に平行でかつ、すくい面２の中心から測定点に最も近いノーズ５に向かう方向（σ_１１方向）の残留応力σ_１１〔１ｒ〕が圧縮応力で５０ＭＰａ以下（σ_１１〔１ｒ〕＝−５０〜０ＭＰａ）、特に５０ＭＰａ〜１５ＭＰａ（σ_１１〔１ｒ〕＝−５０〜１５ＭＰａ）の範囲内であり、第２硬質相１３にかかる残留応力σ_１１〔２ｒ〕が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｒ〕≦−１５０ＭＰａ）、特に、１５０ＭＰａ〜３５０ＭＰａ（σ_１１〔２ｒ〕＝−３５０〜−１５０ＭＰａ）の範囲内となっている。これによって、２種類の硬質相にそれぞれ異なる大きさの圧縮応力がかかることにより、硬質相１１の粒内にクラックが入りにくくなるとともに、硬質相１１間の粒界に引っ張り応力がかかってクラックが進展しやすい部分が発生することを抑制できる。これにより、サーメット焼結体６の硬質相の靭性が向上してチップ１の耐欠損性が向上する。

すなわち、第１硬質相１２にかかる残留応力σ_１１〔１ｒ〕が５０ＭＰａよりも大きいと、第１硬質相１２にかかる応力が強くなりすぎて、硬質相１１の間の粒界等にて破壊が発生するおそれがある。また、第２硬質相１３にかかる残留応力σ_１１〔２ｒ〕が１５０ＭＰａよりも小さいと、十分な残留応力を硬質相１１にかけることができず、硬質相１１の靭性を向上させることができない。

なお、本発明のすくい面における残留応力σ_１１〔１ｒ〕、σ_２２〔１ｒ〕の測定について、測定位置は、サーメット焼結体の内側における残留応力を測定するために、切刃より１ｍｍ以上中心側の位置Ｐで測定する。また、残留応力の測定に用いるＸ線回折ピークは、図３に示すような２θの値が１２０〜１２５度の間に現れる（４２２）面のピークを用いる。その際、低角度側に現れるピークｐ_２（４２２）を第２硬質相１３に帰属されるピーク、高角度側に現れるピークｐ_１（４２２）を第１硬質相に帰属されるピークとして、それぞれの硬質相１１の残留応力を測定する。なお、残留応力の算出に際しては、窒化チタンのポアソン比＝０．２０、ヤング率＝４２３７２９ＭＰａを用いて算出する。また、Ｘ線回折測定の条件としては、鏡面加工したすくい面に、Ｘ線の線源としてＣｕＫα線を用い、出力＝４５ｋＶ、１１０ｍＡの条件で照射して残留応力の測定を行う。

なお、すくい面２の切刃４の近傍にて測定した第２硬質相１３の残留応力σ_１１〔２ｒＡ〕が、すくい面２の中心にて測定した第２硬質相１３の残留応力σ_１１〔２ｒＢ〕よりも絶対値が小さいことが、すくい面２の中心部における耐変形性および切刃４における耐欠損性を両立できる点で望ましい。

ここで、図１の工具形状のように、すくい面２にブレーカ溝８のような凹部を有する場合には、凹部以外の平らな部分で測定する。平らな部分が少ないときは、極力応力が加わらないようにサーメット焼結体６のすくい面２を０．５ｍｍ厚みだけ鏡面加工して平らな部分を確保した状態で測定する。

また、第１硬質相１２と第２硬質相１３とのσ_１１方向の残留応力比σ_１１〔１ｒ〕／σ_１１〔２ｒ〕は０．０５〜０．３、特に０．１〜０．２５の範囲内であることが、サーメット焼結体６の靭性を高めるため望ましい。

さらに、第１硬質相１２のすくい面２に平行でかつσ_１１方向と垂直ですくい面に平行な方向（σ_２２方向）についての残留応力が前記第１硬質相にかかる残留応力σ_２２〔１ｒ〕が圧縮応力で５０〜１５０ＭＰａ（σ_２２〔１ｒ〕＝−１５０〜−５０ＭＰａ）、特に５０〜１２０ＭＰａ（σ_２２〔１ｒ〕＝−１２０〜−５０ＭＰａ）の範囲内であり、第２硬質相１３のσ_２２方向についての残留応力σ_２２〔２ｒ〕が圧縮応力で２００ＭＰａ以上（σ_２２〔２ｒ〕≦−２００ＭＰａ）であることが、チップ１の切刃４に発生した熱による欠損性を示す耐熱衝撃性を高めることができて耐欠損性をさらに向上させることができるため望ましい。

また、硬質相１１の構成として、第１硬質相１２を第２硬質相１３が取り囲んだ有芯構造の硬質相１１が存在することが、硬質相１１の内部で残留応力が適正化されて、有芯構造の硬質相１１の周囲にクラックが進展した場合でもこれの進展を抑制することができ、よりサーメット焼結体の靭性を向上させることができるため望ましい。

なお、サーメット焼結体の組織は、その内部において、第１硬質相１２の平均粒径をｄ_１ｉとし、第２硬質相１３の平均粒径をｄ_２ｉとしたとき、ｄ_１ｉとｄ_２ｉとの比率（ｄ_２ｉ／ｄ_１ｉ）が２〜８となっていることが、第１硬質相１２と第２硬質相１３との残留応力を制御する上で望ましい。なお、サーメット焼結体６の内部における硬質相１１全体の平均粒径ｄは０．３〜１μｍであることが、所定の残留応力を付与できる点で望ましい。

また、サーメット焼結体の内部において、硬質相１１全体に対する第１硬質相１２が占める平均面積をＳ_１ｉとし、第２硬質相１３が占める平均面積をＳ_２ｉとしたとき、Ｓ_１ｉとＳ_２ｉとの比率（Ｓ_２ｉ／Ｓ_１ｉ）が１．５〜５であることも、第１硬質相１２と第２硬質相１３との残留応力を制御する上で望ましい。

さらに、サーメット焼結体６の表面領域において、該表面領域における硬質相１１全体に対する第１硬質相１２が占める平均面積をＳ_１ｓとし、第２硬質相１３が占める平均面積をＳ_２ｓとしたとき、Ｓ_１ｓとＳ_２ｓとの比率（Ｓ_２ｓ／Ｓ_１ｓ）が２〜１０であることが望ましい。これによって、サーメット焼結体６の表面における残留応力を所定の範囲に制御することができる。

また、サーメット焼結体６の内部において、硬質相１１全体に対する第１硬質相１２が占める平均面積をＳ_１ｉとし、第２硬質相１３が占める平均面積をＳ_２ｉとしたとき、Ｓ_１ｉとＳ_２ｉとの比率（Ｓ_２ｉ／Ｓ_１ｉ）が１．５〜５であることが望ましい。これによって、サーメット焼結体６の内部における残留応力を所定の範囲に制御することができる。

＜第２の実施態様＞
本発明の第２の実施態様によれば、チップ１の切刃４の直下の逃げ面３においてサーメット焼結体６の表面にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、すくい面２に平行で逃げ面３の面内方向（以下、σ_１１方向と称す。）についての残留応力σ_１１〔２ｓｆ〕が圧縮応力で２００ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｓｆ〕≦−２００ＭＰａ）であり、逃げ面３のサーメット焼結体６の表面から４００μｍ以上の厚さを研磨した研磨面（以下、単に研磨面と略す。）にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、σ_１１方向についての残留応力σ_１１〔２ｉｆ〕が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｉｆ〕≦−１５０ＭＰａ）であって残留応力σ_１１〔２ｓｆ〕よりも絶対値が小さい構成となっている。

これによって、サーメット焼結体６の表面に大きな圧縮応力を発生させることができて、サーメット焼結体６の表面におけるクラック発生時の進展を抑制してチッピングや欠損の発生を抑制することができる。また、サーメット焼結体６の内部では、衝撃によってサーメット焼結体６が欠損することを抑制できる。

すなわち、サーメット焼結体６の表面における第２硬質相１３にかかる残留応力σ_１１〔２ｓｆ〕が圧縮応力で２００ＭＰａより小さい（σ_１１〔２ｓｆ〕＞−２００ＭＰａ）場合、およびサーメット焼結体６の研磨面における残留応力σ_１１〔２ｉｆ〕が圧縮応力で１５０ＭＰａよりも小さい（σ_１１〔２ｉｆ〕＞−１５０ＭＰａ）場合には、サーメット焼結体６の表面における残留応力を硬質相１１にかけることができず、硬質相１１の靭性を向上させることができない。また、残留応力σ_１１〔２ｉｆ〕が残留応力σ_１１〔２ｓｆ〕よりも絶対値が大きい（圧縮応力が高い）場合には、サーメット焼結体６の表面において十分な残留応力を硬質相１１にかけることができず、サーメット焼結体６の表面におけるチッピングや欠損を抑制することができない。また、サーメット焼結体６の内部における耐衝撃性が低下して、チップ１が欠損する場合がある。

ここで、サーメット焼結体６の表面における第１硬質相の残留応力σ_１１〔１ｓｆ〕が圧縮応力で７０〜１８０ＭＰａ（σ_１１〔１ｓｆ〕＝−１８０〜−７０ＭＰａ）であり、研磨面における残留応力σ_１１〔１ｉｆ〕が圧縮応力で２０〜７０ＭＰａ（σ_１１〔１ｉｆ〕＝−７０〜−２０ＭＰａ）であって前記残留応力σ_１１〔１ｓｆ〕よりも絶対値が小さいことによって、第１硬質相１２と第２硬質相１３の残留応力差によって硬質相１１自体にクラックが進展せず、かつサーメット焼結体６の表面における耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。これによって、２種類の硬質相にそれぞれ異なる大きさの圧縮応力がかかることにより、硬質相１１の粒内にクラックが入りにくくなるとともに、硬質相１１間の粒界に引っ張り応力がかかってクラックが進展しやすい部分が発生することを抑制できる。これにより、サーメット焼結体６の硬質相１１の靭性が向上してチップ１の耐欠損性が向上する。

また、逃げ面３のサーメット焼結体６の表面にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、第１硬質相１２のσ_１１方向についての残留応力σ_１１〔１ｓｆ〕と第２硬質相１３のσ_１１方向についての残留応力σ_１１〔２ｓｆ〕と比（σ_１１〔２ｓｆ〕／σ_１１〔１ｓｆ〕）が１．２〜４.５であることによって、サーメット焼結体６の表面における耐熱衝撃性が向上する。

ここで、本実施態様における残留応力の測定について、図４に示すように、測定位置は、サーメット焼結体の内部における残留応力を測定するために、切刃より４００μｍ深さ以上研磨して鏡面状態とした内部の位置Ｐで測定する。また、残留応力の測定に用いるＸ線回折ピークおよび残留応力の測定条件は第１の実施態様と同じである。なお、図４には本実施態様における残留応力の測定位置を示し、図５には残留応力を測定する際に用いるＸ線回折ピークの一例を示す。

また、第１硬質相１２と第２硬質相１３とのσ_１１方向の残留応力比σ_１１〔２ｓｆ〕／σ_１１〔１ｓｆ〕は１.２〜４.５、特に３．０〜４．０の範囲内であることが、サーメット焼結体６の靭性を高めるため望ましい。
＜第３の実施態様＞
本発明の第３の実施態様のチップ１は、図６に示すように、サーメット焼結体６を基体とし、その表面に、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、Ａｌ_２Ｏ_３等の公知の硬質膜を物理蒸着法（ＰＶＤ法）、化学蒸着法（ＣＶＤ法）等の公知の手法を用いて被覆層７を成膜した構成からなる。

ここで、本発明によれば、逃げ面３にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、第２硬質相１３のすくい面２に平行でかつ逃げ面３の面内方向（σ_１１方向）についての残留応力（σ_１１〔２ｃｆ〕）が、圧縮応力で２００ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｃｆ〕≦−２００ＭＰａ）、特に、２００〜５００ＭＰａ、さらに、２００〜４００ＭＰａの範囲内であり、被覆層７を形成する前のサーメット焼結体６の第２硬質相１３の前記σ_１１方向についての残留応力（σ_１１〔２ｎｆ〕：第２の実施態様におけるσ_１１〔２ｓｆ〕に相当する。）に対して１．１倍以上、特に、１．１倍〜２．０倍、さらには、１．２倍〜１．５倍であることを特徴とする。そのような構成とすることでサーメット焼結体６の表面に所定の圧縮応力を付与させることができてサーメット焼結体６の耐熱衝撃性を向上させるとともに、サーメット焼結体６表面の硬度を高めて耐摩耗性を低下させることなく、チップ１の耐熱衝撃性、耐欠損性を向上させることができる。

すなわち、表面が被覆層７にて覆われたときにサーメット焼結体６の第２硬質相１３にかかる残留応力が圧縮応力で２００ＭＰａ未満だと、サーメット焼結体６の表面における強度および靭性が不十分となり、耐欠損性、耐熱衝撃性が不足してしまい、切刃４の欠損やチッピングが発生しやすくなってしまう。

また、サーメット焼結体６の表面の第２硬質相１３における圧縮応力が被覆層７を被覆していないサーメット焼結体６の表面部における第２硬質相１３の圧縮応力に対して１．１倍よりも小さいと、サーメット焼結体６にかかる残留応力が不十分であるため、硬質相１１の間でクラックの進展を防ぐ効果を得ることができず、十分な耐熱衝撃性および耐欠損性を得ることができない。

ここで、本実施態様においては、図６に示すように切刃４の直下の逃げ面３の位置Ｐで残留応力を測定する。また、残留応力の測定に際しては第２の実施態様と同様に測定する。なお、図６には本実施態様における残留応力の測定位置を示し、図７には残留応力を測定する際に用いるＸ線回折ピークの一例を示す。

なお、本発明のチップ１は、サーメット焼結体６の表面に、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、Ａｌ_２Ｏ_３等の公知の硬質膜を被覆したものであるが、物理蒸着法（ＰＶＤ法）を用いて成膜したものであることが望ましい。具体的な硬質層の種類としては、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−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≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなることが、サーメット焼結体６の表面おける残留応力を最適な範囲とでき、かつ被覆層７自体の硬度が高くて耐摩耗性が向上できるため望ましい。

なお、上記実施態様においてはいずれも平板状ですくい面と着座面をひっくり返して使用できるネガチップ形状をしたスローアウェイチップ工具を例として上げたが、ポジチップ形状のスローアウェイチップ、または、溝入れ工具、エンドミルやドリルなどの回転軸を有する回転工具などにも本発明の工具を適用することができる。

（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。

まず、平均粒径０．１〜２μｍ、望ましくは０．２〜１．２μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍのＶＣ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍの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、平均粒径０．８〜２．０μｍのＣｏ粉末と、平均粒径０．５〜２．０μｍのＮｉ粉末と、所望により平均粒径０．５〜１０μｍのＭｎＣＯ_３粉末を混合した混合粉末を調製する。なお、原料中にＴｉＣ粉末やＴｉＮ粉末を添加することもあるが、これらの原料粉末は焼成後のサーメットにおいてＴｉＣＮを構成する。

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。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。

第１の実施態様における焼成条件は、
（ａ）真空中にて室温から１２００℃まで昇温する工程、
（ｂ）真空中にて１２００℃から１３３０〜１３８０℃の焼成温度（温度Ｔ_１と称す）まで０．１〜２℃／分の昇温速度ｒ_１で昇温する工程、
（ｃ）温度Ｔ_１にて焼成炉内の雰囲気を３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気に切り替えて温度Ｔ_１から１４５０〜１６００℃の焼成温度（温度Ｔ_２と称す）まで４〜１５℃／分の昇温速度ｒ_２で昇温する工程、
（ｄ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中のまま温度Ｔ_２にて０．５〜２時間保持する工程、
（ｅ）この焼成温度に保ったまま炉内の雰囲気を真空に変えてさらに６０〜９０分間保持する工程、
（ｆ）温度Ｔ_２から１１００℃まで冷却速度６〜１５℃／分で真空度０．１〜３Ｐａの真空雰囲気中で真空冷却する工程、
（ｇ）１１００℃に下がった時点で不活性ガスを０．１ＭＰａ〜０．９ＭＰａのガス圧で導入して急速冷却する工程
の（ａ）〜（ｇ）の工程を順に行う焼成パターンにて焼成する。

すなわち、上記焼成条件のうち、（ｂ）工程における昇温速度ｒ_１を２℃／分より速くするとサーメットの表面にボイドが発生する。昇温速度ｒ_１が０．１℃／分より遅いと焼成時間が長くなりすぎて生産性が大幅に低下する。（ｃ）工程における温度Ｔ_１からの昇温を真空または３０Ｐａ以下の低圧ガス雰囲気とすると表面ボイドが発生する。（ｄ）（ｅ）工程の温度Ｔ_２の焼成温度での保持をすべて真空または３０Ｐａ以下の低圧ガス雰囲気とした場合、温度Ｔ_２の焼成温度での保持をすべてガス圧３０Ｐａ以上の不活性ガス雰囲気した場合、（ｆ）（ｇ）工程の冷却工程をすべて真空または３０Ｐａ以下の低圧ガス雰囲気とした場合においては、硬質相の残留応力を制御できない。また、（ｅ）工程の保持時間が６０分よりも短いとサーメット焼結体６の残留応力を所定の範囲内に制御することができない。（ｆ）工程の冷却速度が１５℃／分より速いと残留応力が高くなりすぎて硬質相間に引っ張り応力が発生する。（ｆ）工程の冷却速度が５℃／分より遅いと残留応力が低くて靭性向上効果が低くなってしまう。さらに、（ｆ）工程における真空度が０．１〜３Ｐａから外れると第１硬質相１２と第２硬質相１３の固溶状態が変化して残留応力を所定の範囲内に制御することができない。

次に、第２の実施態様における焼成条件は、上記第１の実施態様における（ａ）〜（ｇ）工程を経た後、（ｈ）１０〜２０℃／分の昇温速度で１１００〜１３００℃まで再度昇温した後、不活性ガスを０．１Ｍ〜０．６ＭＰａ導入して加圧雰囲気とした状態で３０〜９０分保持し、その後５０〜１５０℃／分で室温まで冷却する工程の順に行う焼成パターンにて焼成する。

すなわち、上記焼成条件のうち、（ａ）〜（ｆ）工程の条件から外れると第１の実施態様と同じ不具合が生じる。それに加えて、（ｈ）工程を経ないかまたは（ｈ）工程の所定の条件から外れる条件でサーメット焼結体６を焼成すると、残留応力を所定の範囲内に制御することができない。

また、第３の実施態様における焼成条件は、上記第１の実施態様における（ａ）〜（ｆ）の工程を順に行う焼成パターンにて焼成する。

なお、上記方法にて作製したサーメット焼結体の主面を、所望により、ダイヤモンド砥石、ＳｉＣ砥粒を用いた砥石等で研削加工（両頭加工）を施し、さらに、所望により、サーメット焼結体６の側面の加工、バレル加工やブラシ研磨、ブラスト研磨等による切刃のホーニング加工を行う。また、被覆層７を形成する場合には、所望によって、成膜前の焼結体６の表面の洗浄等の工程を行う。

なお、第３の実施態様における作製したサーメット焼結体の表面に硬質層７を成膜する工程を説明する。

被覆層７の成膜方法として、化学蒸着（ＣＶＤ）法も挙げられるが、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。成膜方法の具体的な一例についての詳細について説明すると、被覆層Ａをイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）、金属タングステン（Ｗ）、金属シリコン（Ｓｉ）、金属Ｍ（ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲットまたは複合化した合金ターゲットに用い、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスと反応させて成膜する。

このとき、被覆層７を成膜する前処理として、高バイアス電圧をかけてＡｒガス等の蒸発源からＡｒイオン等の粒子をサーメット焼結体に飛ばし、サーメット焼結体６の表面にたたきつけるボンバード処理を施す。

なお、本発明におけるボンバード処理の具体的な条件としては、例えば、まずイオンプレーティング、アークイオンプレーティング等のＰＶＤ炉内にて、蒸発源を用いてタングステンフィラメントを加熱することにより炉内を蒸発源のプラズマ状態とする。そして、炉内圧力０．５Ｐａ〜６Ｐａ、炉内温度４００〜６００℃、処理時間２分〜２４０分の条件でボンバードを行う条件が好適である。ここで、本発明においては、上述したサーメット焼結体に対して、通常のバイアス電圧−４００〜−５００Ｖよりも高い−６００〜−１０００Ｖにて、ＡｒガスまたはＴｉ金属を使用してボンバード処理することにより、チップ１のサーメット焼結体６の硬質相１１の第１硬質相１２と第２硬質相１３のそれぞれに所定の残有応力を付与することができる。

その後、イオンプレーティング法やスパッタリング法で被覆層７を成膜する。具体的な成膜条件として、例えばイオンプレーティング法を用いる際には、被覆層の結晶構造および配向性を制御して高硬度な被覆層を作製できるとともに基体との密着性を高めるために、成膜温度２００〜６００℃、バイアス電圧３０〜２００Ｖを印加することが好ましい。

マイクロトラック法による測定で平均粒径（ｄ_５０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１．０μｍのＶＣ粉末、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＭｏＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ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５．０μｍのＭｎＣＯ_３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。

その後、加圧圧力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、（ａ）真空度１０Ｐａの真空中にて室温から１２００℃までを１０℃／分で昇温し、（ｂ）引き続き真空度１０Ｐａの真空中にて１２００℃から１３００℃（焼成温度Ｔ_１）までを昇温速度ｒ_１＝０．８℃／分で昇温し、（ｃ）１３５０℃（温度Ｔ_１）から表２に示す焼成温度Ｔ_２までを表２に示す焼成雰囲気にて昇温速度ｒ_２＝８℃／分で昇温し、（ｄ）焼成温度Ｔ_２にて表２に示す焼成雰囲気、焼成時間ｔ_１だけ保持した後、（ｅ）焼成温度Ｔ_２にて表２に示す焼成雰囲気、焼成時間ｔ_２だけ保持し、（ｆ）温度Ｔ_２から１１００℃まで表２に示す雰囲気、冷却速度で冷却し、（ｇ）１１００℃以降を表２に示す雰囲気で冷却して、試料Ｎｏ．Ｉ−１〜Ｉ−１５のサーメット製スローアウェイチップを得た。

得られたサーメットについて、すくい面を０．５ｍｍ厚み研削加工して鏡面状態とした後、２Ｄ法（装置：Ｘ線回折 BrukerAXS社製 D8 DISCOVER with GADDS Super Speed、線源：CuK_α、コリメータ径：0.3mmφ、測定回折線：TiN(422)面）を用いて第１硬質相と第２硬質相のそれぞれの残留応力を測定した。結果は表４に示した。

さらに、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、１００００倍の写真にて、内部の任意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、第１硬質相と第２硬質相のそれぞれの平均粒径と、それらの含有比率を算出した。また、組織観察の結果、いずれの試料も第１硬質相の周囲を第２硬質相が取り囲んだ有芯構造の硬質相が存在していることが確認された。結果は表３に示した。

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を行った。結果は併せて表４に示した。
（耐摩耗性評価）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／分
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）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．０５〜０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：各送り１０Ｓで欠損するまでの時間（秒）

表１〜４より、本発明の範囲外の残留応力を有する試料Ｎｏ．Ｉ−７〜Ｉ−１５では、工具の靭性が十分ではなく、早期に切刃のチッピングや切刃の突発欠損が発生してしまい、十分な工具寿命を得ることができなかった。一方、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．Ｉ−１〜Ｉ−６では、高い靭性を有するため、刃先のチッピングも無く、優れた工具寿命を発揮した。

実施例１の原料を用いて表５の組成に混合し、実施例１と同様に成形して、（ａ）真空度１０Ｐａの真空中にて室温から１２００℃までを１０℃／分で昇温し、（ｂ）引き続き真空度１０Ｐａの真空中にて１２００℃から１３００℃（焼成温度Ｔ_１）までを昇温速度ｒ_１＝０．８℃／分で昇温し、（ｃ）１３５０℃（温度Ｔ_１）から表２に示す焼成温度Ｔ_２までを表６に示す焼成雰囲気にて昇温速度ｒ_２＝７℃／分で昇温し、（ｄ）焼成温度Ｔ_２にて（ｃ）工程と同じ焼成雰囲気にて表２の焼成時間ｔ_１だけ保持した後、（ｅ）真空度１０Ｐａの真空中、焼成温度Ｔ_２にて表２に示す焼成時間ｔ_２だけ保持し、（ｆ）温度Ｔ_２から１１００℃までＡｒガス０．８ｋＰａの雰囲気中、８℃／分の冷却速度で冷却し、（ｇ）同じ焼成雰囲気のまま１１００℃から表６に示す雰囲気のまま８００℃で冷却し、（ｈ）表２の焼成雰囲気で１３００℃まで１２℃／分で昇温して表６に示す保持時間だけ保持した後、表６の降温速度で５００℃以下まで降温する再昇温工程を得て、試料Ｎｏ．II−１〜II−１３のサーメット製スローアウェイチップを得た。

得られたサーメットについて、逃げ面を０．５ｍｍ厚み研削加工して鏡面状態とした後、実施例１と同じ２Ｄ法を用いて逃げ面における第１硬質相と第２硬質相のそれぞれの残留応力を測定した。また、実施例１と同じ条件で、第１硬質相と第２硬質相のそれぞれの平均粒径と、それらの含有比率を算出した。また、組織観察の結果、いずれの試料も第１硬質相の周囲を第２硬質相が取り囲んだ有芯構造の硬質相が存在していることが確認された。結果は表７、８に示した。

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を行った。結果は併せて表９に示した。
（耐摩耗性評価）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／分
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）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１２０ｍ／分
送り：０．０５〜０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：各送り１０Ｓで欠損するまでの時間（秒）

表５〜９より、（ｈ）工程を経ることなく焼成した試料Ｎｏ．II−７、（ｃ）工程の焼成雰囲気を真空とした試料Ｎｏ．II−８、（ｈ）工程の焼成雰囲気を真空とした試料Ｎｏ．II−９、（ｈ）工程の保持時間が９０分より長かった試料Ｎｏ．II−１０、（ｈ）工程の降温速度が９０分より長かった試料Ｎｏ．II−１１では、いずれもσ_１１〔２ｓｆ〕が圧縮応力であったが絶対値が２００ＭＰａよりも小さく、耐欠損性および耐摩耗性とも悪かった。また、（ｈ）工程の降温速度が３０分より短かった試料Ｎｏ．II−１２では、σ_１１〔２ｉｆ〕が圧縮応力であったが絶対値が１５０ＭＰａよりも小さく、これも耐欠損性および耐摩耗性とも悪かった。さらに、焼結体の表面すべてを研磨してσ_１１〔２ｓｆ〕が圧縮応力であったが絶対値が２００ＭＰａよりも小さく、かつσ_１１〔２ｓｆ〕とσ_１１〔２ｉｆ〕とが同じである試料Ｎｏ．II−１３でも耐摩耗性が低かった。

これに対して、σ_１１〔２ｓｆ〕が圧縮応力で絶対値が２００ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｓｆ〕≦−２００ＭＰａ）で、σ_１１〔２ｉｆ〕が圧縮応力で絶対値が１５０ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｉｆ〕≦−１５０ＭＰａ）である試料Ｎｏ．II−１〜II−６では、耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性も高いものであった。

実施例１の原料を用いて表１０の組成となるように混合し、実施例１と同様に成形し、（ａ）真空度１０Ｐａの真空中にて室温から１２００℃までを１０℃／分で昇温し、（ｂ）引き続き真空度１０Ｐａの真空中にて１２００℃から１３００℃（焼成温度Ｔ_１）までを昇温速度ｒ_１＝０．８℃／分で昇温し、（ｃ）１３５０℃（温度Ｔ_１）から表１１に示す焼成温度Ｔ_２までを表１１に示す焼成雰囲気にて昇温速度ｒ_２＝８℃／分で昇温し、（ｄ）焼成温度Ｔ_２にて表１１に示す焼成雰囲気、焼成時間ｔ_１だけ保持した後、（ｅ）焼成温度Ｔ_２にて表１１に示す焼成雰囲気、焼成時間ｔ_２だけ保持し、（ｆ）温度Ｔ_２から１１００℃まで真空度２．５Ｐａの真空雰囲気にて１５分／℃の冷却速度で冷却し、（ｇ）１１００℃以降を窒素（Ｎ_２）２００Ｐａの雰囲気で冷却して、サーメット焼結体を得た。

得られたサーメット焼結体に対して、実施例２と同様に被覆層を成膜する前の第２硬質相１３の残留応力（σ_１１〔２ｎｆ〕）を測定した。結果は表１５に示した。さらに、得られたサーメット焼結体に研削による両頭加工、ダイヤモンド砥粒を用いたブラシ加工またはアルミナ砥粒を用いたブラスト加工によるホーニング加工、酸−アルカリ溶液−蒸留水による洗浄を施した。なお、試料Ｎｏ．III−５については、サーメット焼結体の側面を含む表面全体についてダイヤモンド砥石を用いて研磨加工を施し、サーメット焼結体の表面部を除去した寸法精度の高いＧ級チップとした。

次に、得られたサーメット焼結体の表面にアークイオンプレーティング法を用いて表１２の成膜条件で表１３の膜構成の硬質層を形成し、試料Ｎｏ．III−１〜III−１５のサーメット工具を作製した。

得られた工具について、逃げ面の切刃直下の位置で、２Ｄ法（上記と同様の測定条件）を用い被覆層の表面から第２硬質相の残留応力（σ_１１〔２ｃｆ〕）を測定した。結果は表１５に示した。さらに、実施例１と同様にして、第１硬質相と第２硬質相のそれぞれの平均粒径と、それらの含有比率を算出した。結果は表１４に示した。

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を行った。結果は併せて表１５に示した。
（耐摩耗性評価）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２５０ｍ／分
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）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１２０ｍ／分
送り：０．０５〜０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：各送り１０Ｓで欠損するまでの時間（秒）

表１０〜１５より、本発明の範囲外の残留応力を有する試料Ｎｏ.III−８〜III−１５では、工具の靭性が十分ではなく、早期に切刃のチッピングや切刃の突発欠損が発生してしまい、十分な工具寿命を得ることができなかった。一方、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．III−１〜III−７では、高い靭性を有するため、刃先のチッピングも無く、優れた工具寿命を発揮した。

１ チップ（スローアウェイチップ）
２ すくい面
３ 逃げ面
４ 切刃
５ ノーズ
６ サーメット焼結体
８ ブレーカ溝
１１ 硬質相
１２ 第１硬質相
１３ 第２硬質相
１４ 結合相
σ_１１方向
すくい面に平行でかつ、すくい面の中心から測定点に最も近いノーズに向かう方向
σ_２２方向
すくい面に平行でかつσ_１１方向に垂直な方向

Claims (6)

1. Ｔｉを主成分とする周期表第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種以上からなる硬質相と、
   主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相と
   を含有するサーメット焼結体から構成され、すくい面と逃げ面との交差稜線部を切刃とし、隣接する２つの前記逃げ面間に位置する前記切刃にノーズを形成した切削工具において、
   前記硬質相は、第１硬質相と第２硬質相との２種類からなるとともに、
   前記すくい面にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、前記第１硬質相の前記すくい面に平行でかつ該すくい面の中心から測定点に最も近いノーズに向かう方向（σ_１１方向）についての残留応力σ_１１〔１ｒ〕が圧縮応力で５０ＭＰａ以下（σ_１１〔１ｒ〕＝−５０〜０ＭＰａ）であり、前記第２硬質相の前記σ_１１方向についての残留応力σ_１１〔２ｒ〕が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１〔２ｒ〕≦−１５０ＭＰａ）である切削工具。
2. 前記第１硬質相のσ_１１方向についての残留応力σ_１１〔１ｒ〕と前記第２硬質相のσ_１１方向についての残留応力σ_１１〔２ｒ〕と比（σ_１１〔１ｒ〕／σ_１１〔２ｒ〕）が０．０５〜０．３である請求項１記載の切削工具。
3. 前記すくい面の切刃近傍にて測定した前記第２硬質相の残留応力σ_１１〔２ｒＡ〕が、前記すくい面の中心にて測定した前記第２硬質相の残留応力σ_１１〔２ｒＢ〕よりも絶対値が小さい請求項１記載の切削工具。
4. 前記すくい面にて２Ｄ法で残留応力を測定した際、前記第１硬質相の前記すくい面に平行でかつ前記σ_１１方向と垂直な方向（σ_２２方向）についての残留応力σ_２２〔１ｒ〕が圧縮応力で５０〜１５０ＭＰａ（σ_２２〔１ｒ〕＝−１５０〜−５０ＭＰａ）であり、前記第２硬質相のσ_２２方向についての残留応力σ_２２〔２ｒ〕が圧縮応力で２００ＭＰａ以上（σ_２２〔２ｒ〕≦−２００ＭＰａ）である請求項１記載の切削工具。
5. 内部において、前記第１硬質相の平均粒径をｄ_１ｉとし、前記第２硬質相の平均粒径をｄ_２ｉとしたとき、ｄ_１ｉとｄ_２ｉとの比率（ｄ_２ｉ／ｄ_１ｉ）が２〜８である請求項１乃至４のいずれか記載の切削工具。
6. 前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＳ_１ｉとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＳ_２ｉとしたとき、Ｓ_１ｉとＳ_２ｉとの比率（Ｓ_２ｉ／Ｓ_１ｉ）が１
   ．５〜５である請求項５記載の切削工具。