JP2014193523A - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】硬質被覆層が高速断続重切削加工ですぐれた耐剥離性、耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。
【解決手段】本発明の表面被覆切削工具は、Ｔｉ化合物層からなる下部層、α−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層、Ｚｒ含有α−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層を備えた表面被覆切削工具であって、下部層の最表面層は０．５〜３原子％の酸素を含有し、中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の（０００１）面の法線と工具基体表面の法線との傾斜角の集計度数は０〜１０度の傾斜角区分に最高ピークを有し、その度数割合は５０〜７０％であり、また、中間層と上部層全体のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の（０００１）面の法線と、工具基体表面の法線との傾斜角の集計度数は０〜１０度の傾斜角区分に最高ピークを有し、その度数割合は７５％以上であり、中間層と上部層全体の７０面積％以上の結晶粒の内部は、一つ以上のΣ３で表される結晶格子界面により分断されている。
【選択図】図２

Description

この発明は、硬質被覆層が高速断続重切削加工ですぐれた耐剥離性、耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具に関する。詳細には、本発明は、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を、高速で、かつ、切刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続重切削条件で行った場合でも、硬質被覆層がすぐれた耐剥離性と耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示す表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関する。
本願は、２０１３年２月２６日に日本に出願された特願２０１３−３５５６６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、
（ａ）下部層が、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層、および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層（以下、Ａｌ_２Ｏ_３層で示す）、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られている。

しかし、上記従来の被覆工具は、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削では優れた耐摩耗性を発揮するが、これを、高速断続切削に用いた場合には、被覆層の剥離やチッピングが発生しやすく、工具寿命が短命になるという問題点があった。
そこで、被覆層の剥離、チッピングを抑制するために、上部層に改良を加えた各種の被覆工具が提案されている。

例えば、特許文献１には、工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）上部層が、１〜１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、組成式：（Ａｌ_１−ＸＺｒ_Ｘ）_２Ｏ_３、（ただし、原子比で、Ｘ：０．００３〜０．０５）、を満足すると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０−１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０〜８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す改質Ａｌ−Ｚｒ複合酸化物層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が提案されており、この被覆工具によれば、高速断続切削加工における耐チッピング性が改善されることが知られている。

また、例えば、特許文献２には、工具基体の表面に、
（ａ）下部層が、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３〜２０μｍの全体平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）中間層が、１〜５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層、
（ｃ）上部層が、２〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、
上記（ａ）〜（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
上記（ｂ）の中間層は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、上記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
また、上記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、上記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
また、上記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、上記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層であり、
さらに、上記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層である被覆工具が提案されており、この被覆工具によれば、高速断続切削加工における耐チッピング性が改善されることが知られている。

特開２００６−２８９５５７号公報 特開２０１０−１１０８３３号公報

近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化すると共に、高切り込み、高送り等の断続重切削等で切刃には、衝撃的・断続的な高負荷が作用する傾向にある。上記の従来被覆工具を鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削に用いた場合には問題はないが、特にこれを高速断続重切削条件で用いた場合には、硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層からなる下部層とＡｌ_２Ｏ_３層からなる上部層の密着強度が不十分となり、上部層と下部層間での剥離、チッピング等の異常損傷の発生により、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、Ｔｉ化合物層からなる下部層とＡｌ_２Ｏ_３層からなる上部層の密着性を改善し、もって、剥離、チッピング等の異常損傷の発生を防止するとともに、工具寿命の長寿命化を図るべく鋭意研究を行った。その結果、以下の知見を得た。
Ｔｉ化合物層からなる下部層とＡｌ_２Ｏ_３層からなる中間層とＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層とを被覆形成した被覆工具において、下部層の最表面層直上の中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の配向性を制御することにより、下部層と中間層の密着性を向上できる。また、中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の配向性を制御することにより、この上に成膜されるＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層の配向性を制御することができる。さらに、中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の配向性を制御することにより、上部層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒のΣ３で表される共有格子点が多い結晶格子界面の比率を高めることができるため、隣接する結晶粒を構成する原子が、当該結晶粒を隔てる結晶粒界面において共有される量を多くすることができる。これによって、硬質被覆層の高温硬さと高温強度を維持することができる。それに伴い、切刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続重切削に用いた場合でも、下部層―中間層−上部層の間での剥離、チッピング等の異常損傷の発生を抑えることができる。この結果、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する被覆工具を得られることが見出された。

また、上部層表面のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の表面性状を、平坦な六角形状組織とすることによって、一段とすぐれた耐チッピング性を発揮することが見出された。
さらに、上部層表面の、切刃稜線部を含む逃げ面およびすくい面にウエットブラスト処理を施すことによって、逃げ面およびすくい面の研磨面に、所望の残留応力を付与することができる。これによってより一層、耐チッピング性を改善することができることが見出された。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、以下の表面被覆切削工具である。
「（１） 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
（ａ）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１以上の層からなり、かつ、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層である下部層、
（ｂ）０．５〜５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層である中間層、
（ｃ）２〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層である上部層、
以上（ａ）〜（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
（ｄ）前記下部層の最表面層が、５００ｎｍ以上の層厚を有するＴｉ炭窒化物層からなり、該Ｔｉ炭窒化物層と中間層との界面から、該Ｔｉ炭窒化物層の層厚方向に５００ｎｍまでの深さ領域にのみ酸素が含有されており、かつ、該深さ領域に含有される平均酸素含有量は、該深さ領域に含有されるＴｉ，Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量の０．５〜３原子％であり、
（ｅ）前記中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記中間層の断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体の表面の法線と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線とがなす傾斜角を０〜４５度の範囲内で測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の５０〜７０％の割合を占め、
（ｆ）前記中間層と前記上部層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記中間層と前記上部層の断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体の表面の法線と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）の法線とがなす傾斜角を０〜４５度の範囲内で測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の７５％以上を占め、
（ｇ）前記中間層と前記上部層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子の各面の法線が前記工具基体の表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記中間層と上部層全体を構成する結晶粒の内、面積比率で７０％以上の結晶粒の内部は、一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されている、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を
組成式：（Ａｌ_１−ＸＺｒ_Ｘ）_２Ｏ_３
で表した場合、Ｘの値は原子比で、０．０００１≦Ｘ≦０．００５であることを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具において、上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で六角形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において観察される領域の５０％以上の面積割合を占めることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記（１）〜（３）の何れかに記載の表面被覆切削工具において、前記上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の少なくとも切刃稜線部を含む逃げ面またはすくい面のいずれか一方を研磨処理して、前記逃げ面および前記すくい面の残留応力を測定した場合、前記逃げ面および前記すくい面の引張残留応力値の差が、１００ＭＰａ以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の表面被覆切削工具。」

この発明の被覆工具では、硬質被覆層の下部層最表面に、微量酸素を含有するＴｉＣＮ層を形成し、中間層として（０００１）面配向されたＡｌ_２Ｏ_３結晶粒を所定の割合で有するα型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成し、さらに、上部層として、中間層および上部層全体として（０００１）配向されたＡｌ_２Ｏ_３結晶粒を所定の割合で有するとともに、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる所定割合の結晶格子界面が存在するＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成している。これにより、下部層の最表面層直上の中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の配向性と上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３結晶粒の配向性を制御し、また、下部層−中間層−上部層の密着強度を高めることができる。このため、各種の鋼や鋳鉄などの切削加工を高速で、かつ切れ刃に対して断続的かつ衝撃的な高負荷が作用する高速断続重切削条件に本発明の被覆工具を用いた場合においても、本発明の被覆工具はすぐれた高温強度と高温硬さを示し、その硬質被覆層の剥離・チッピングの発生もなく、長期の使用にわたって切削性能を発揮する。

硬質被覆層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶粒の（０００１）面の法線と工具基体表面の法線とがなす傾斜角を測定する場合の傾斜角の測定範囲を示す概略説明図であり、傾斜角が０度の場合を示す。 硬質被覆層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶粒の（０００１）面の法線と工具基体表面の法線とがなす傾斜角を測定する場合の傾斜角の測定範囲を示す概略説明図であり、傾斜角が４５度の場合を示す。 本発明被覆工具１の硬質被覆層の中間層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフである。 本発明被覆工具１のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平板多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。 本発明被覆工具１のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面がほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。 本発明被覆工具１の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて測定した、層厚方向に平行な面における粒界解析図である。実線は、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される結晶粒界を示し、破線は、電子後方散乱回折像装置により測定された結晶粒内のΣ３対応界面を示す。 比較被覆工具１の従来のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面の電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。 層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面で多角錐状の凹凸を有し、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。

以下に、この発明の実施形態に係る被覆工具について、図面を参照して詳細に説明する。本実施形態に係る被覆工具は、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成される工具基体と、その表面に形成される硬質被覆層とからなる。硬質被覆層は、以下の層で構成される。

（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層）：
Ｔｉ化合物層（例えば、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層）は、基本的にはＡｌ_２Ｏ_３層の下部層として存在する。Ｔｉ化合物はすぐれた高温強度を具備するので、Ｔｉ化合物を有する硬質被覆層が高温強度を具備する。また、Ｔｉ化合物層は工具基体、Ａｌ_２Ｏ_３層のいずれにも密着するので、硬質被覆層の工具基体に対する密着性を維持できる。Ｔｉ化合物層は、１以上の層からなり、合計平均層厚は３〜２０μｍである。Ｔｉ化合物層の合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができない。一方、その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生を伴う高速重切削・高速断続切削では熱塑性変形を起し易くなり、結果として偏摩耗が引き起こされる。このため、Ｔｉ化合物層の合計平均層厚を３〜２０μｍと定めた。

（ｂ）下部層の最表面層：
本実施形態の被覆工具における下部層２のうち、後述する中間層３と界面を共有する最表面層は、例えば、以下のようにして形成される。
即ち、まず、通常の化学蒸着装置を使用して、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなる種々のＴｉ化合物層を蒸着形成する。なお、通常の化学蒸着装置とは、工具の被膜に一般的に用いられている化学蒸着装置であって、炉体ヒーターや反応チャンバーを備え、反応チャンバー内に工具基体を配置し、チャンバー内に供給されたガスによる化学反応を用いることで工具基体上に被膜層を作製するといった手順で化学蒸着を行うために用いられる装置である。また、本工程を省略し、本実施形態の下部層２の最表面層となるＴｉＣＮ層のみを蒸着形成することも可能である。
その後、同じく通常の化学蒸着装置を使用して、以下の条件で化学蒸着する。
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ_４ ２．５〜１０％、ＣＨ_３ＣＮ ０．５〜２．０％、Ｎ_２ ４０〜６０％、残部Ｈ_２
反応雰囲気温度：８００〜９００℃
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ
このように、下部層２の最表面層として、例えば、酸素を含有するＴｉＣＮ（以下、酸素含有ＴｉＣＮという）層を形成する。
最表面層としてＴｉＣＮ層を形成する際、所定層厚を得るために必要とされる蒸着時間終了前の５分〜３０分の間は、全反応ガス量に対して１〜５容量％となるようにＣＯガスを添加して化学蒸着を行う。これにより、最表面層の表面、すなわち中間層３との界面となる面から層厚方向（工具基体表面に垂直で、工具基体表面に向かう方向）に５００ｎｍまでの深さ領域にのみ０．５〜３原子％の酸素を含有する、酸素含有ＴｉＣＮ層を蒸着形成する。

酸素含有ＴｉＣＮ層からなる上記下部層２の最表面層の上に、好ましいＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の中間層３を形成するために、下部層２の最表面層は少なくとも５００ｎｍ以上の厚さに形成される。それに加え、該酸素含有ＴｉＣＮ層と中間層３との界面から、該酸素含有ＴｉＣＮ層の層厚方向に５００ｎｍまでの深さ領域にのみ、０．５〜３原子％の酸素を含有させ、５００ｎｍを超える深さ領域には酸素を含有しない酸素含有ＴｉＣＮ層を形成する。これにより、最表面層上に所望の配向を有する中間層３を形成できる。なお、下部層２の最表面層には、不可避不純物として０．５原子％未満の酸素が含有されることが許容される。このため、「酸素を含有しない」とは、厳密には酸素の含有量が０．５原子％未満であることを意味する。
ここで、酸素含有ＴｉＣＮ層の５００ｎｍまでの深さ領域における平均酸素含有量を上記のように限定した理由を説明する。中間層３との界面から層厚方向に５００ｎｍより深い領域において０．５原子％以上の酸素が含有されていると、ＴｉＣＮ層である最表面層の組織形態が柱状組織から粒状組織に変化するとともに、下部層２の最表面層直上に所望の配向性を有する中間層３のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒を形成できない。
深さ領域５００ｎｍまでの平均酸素含有量が０．５原子％未満では、中間層３のＡｌ_２Ｏ_３と下部層２のＴｉＣＮと付着強度の向上を望むことはできない。それに加え、下部層２の最表面層直上のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒に所望の配向性を付与することはできない。一方、該深さ領域における平均酸素含有量が３原子％を超えると、界面直上の中間層３のＡｌ_２Ｏ_３において、結晶粒の結晶面である（０００１）の法線とがなす傾斜角を０〜４５度の範囲内で測定し、後述する前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲で傾斜角度数分布グラフを作成した場合、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の５０％未満となるので、中間層３および中間層３の上に形成される上部層４の高温強度が低下する。
ここで、平均酸素含有量は、下部層２の最表面層を構成する上記ＴｉＣＮ層と中間層３との界面から、該ＴｉＣＮ層の層厚方向に５００ｎｍまでの深さ領域におけるチタン（Ｔｉ），炭素（Ｃ），窒素（Ｎ）及び酸素（Ｏ）の合計含有量に占める酸素（Ｏ）含有量を原子％（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）で表したものをいう。

（ｃ）中間層のα型Ａｌ_２Ｏ_３層：
上記（ｂ）で成膜した０．５〜３原子％の酸素を含有する酸素含有ＴｉＣＮ層（最表面層）の表面に、例えば、以下の条件で、ＣＯとＣＯ_２混合ガスによる酸化処理を行う。
反応ガス組成（容量％）：ＣＯ ５〜１０％、ＣＯ_２ ５〜１０％、残部Ｈ_２
雰囲気温度：９８０〜１０４０℃
雰囲気圧力：５〜１５ｋＰａ
時間：２〜５ｍｉｎ
これにより、中間層３を構成するα-Ａｌ_２Ｏ_３の核生成に必要なＡｌ化合物の核をＴｉ化合物層の最表面上に均一に分散させることができる。この結果、Ａｌ_２Ｏ_３核生成前の工程において、Ｔｉ化合物層最表面にα-Ａｌ_２Ｏ_３核を均一分散させることができる。
ついで、例えば、以下の条件でＡｌ_２Ｏ_３を蒸着する。
反応ガス組成（容量％）：ＡｌＣｌ_３ １〜３％、ＣＯ_２ １〜５％、残部Ｈ_２
反応雰囲気温度：９８０〜１０４０℃
反応雰囲気圧力：５〜１５ｋＰａ
時間：５〜３０ｍｉｎ
ついで、以下の条件でＡｌ_２Ｏ_３を蒸着する。
反応ガス組成（容量％）：ＡｌＣｌ_３ １〜３％、ＣＯ_２ ３〜１０％、ＨＣｌ １〜５％、Ｈ_２Ｓ ０．２５〜１．０％、残部Ｈ_２
反応雰囲気温度：９８０〜１０４０℃
反応雰囲気圧力：５〜１５ｋＰａ
時間：３０〜１２０ｍｉｎ
これにより、本実施形態に係る中間層３が蒸着される。

次に、上記（ｃ）の中間層３のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の配向の評価方法について説明する。電界放出型走査電子顕微鏡を用い、中間層３の断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体の表面１の法線Ｌ１と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線Ｌ２とがなす傾斜角を測定する。ここで、断面研磨面とは、硬質被覆層を工具基体に垂直な面で切断して研磨した面である。また、本実施形態において測定される傾斜角（以下、測定傾斜角とも云う）の測定範囲は、図１Ａの０度から、図１Ｂの４５度までである。前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲を０．２５度のピッチで区分し、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、図２のような傾斜角度数分布グラフで表される。本実施形態の中間層３によれば、図２に例示される通り、傾斜角区分の特定位置、すなわち０〜１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れる。上述の中間層３の蒸着方法によれば、化学蒸着装置における反応雰囲気圧力を、上記の通り５〜１５ｋＰａの範囲に設定すると、上記最高ピークの現れる位置が傾斜角区分の０〜１０度の範囲内となると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の５０〜７０％の割合を占めるようになる。このように、（０００１）面の法線が工具基体表面１の法線近傍に配向された結晶粒が中間層内に多数存在する（（０００１）面配向度が高い）ようになる。このような傾斜角度数分布グラフにおいて傾斜角区分の０〜１０度の範囲内に集計度数の最高ピークが現れる中間層３のα型Ａｌ_２Ｏ_３は、従来知られているα型Ａｌ_２Ｏ_３層が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、一段とすぐれた高温強度を有する。さらに、中間層３を（０００１）面配向度の高いα型Ａｌ_２Ｏ_３層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される上部層４（Ｚｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層）の（０００１）面配向度を高めることができる。その結果、上部層４の表面性状の改善を図るとともに高温強度のさらなる向上を図ることができる。なお、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合が５０％未満の場合、後述する中間層３のＡｌ_２Ｏ_３層と上部層４のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層との（０００１）面配向度を高めることができず、また所望の高温強度や高温硬さを得ることができない。当該割合が７０％を超える場合、下部層２と中間層３との密着度が減少し、所望の耐剥離性、耐チッピング性を得ることが難しい。このため、本実施形態の中間層３においては、当該割合を５０〜７０％としている。
中間層３の平均層厚は０．５〜５μｍである。中間層３の平均層厚が０．５μｍ未満では中間層３の有する前記特性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができない。一方、その平均層厚が５μｍを越えると、高速重切削時または高速断続切削時に発生する高熱と切刃に作用する断続的かつ衝撃的高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速する。このため、中間層３の平均層厚を０．５〜５μｍと定めた。

（ｄ）上部層のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層：
中間層３の上に化学蒸着されたＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層４では、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させる。また、層中にＡｌとの合量に占める割合（Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ））が０．０００１〜０．００５（但し、原子比）となるＺｒが含有されている。すなわち、上部層４を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を組成式（Ａｌ_１−ＸＺｒ_Ｘ）_２Ｏ_３で表した場合、Ｘの値は原子比で、０．０００１≦Ｘ≦０．００５である。上部層４中に微量に含有されたＺｒ成分は、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与する。Ｚｒ成分の含有割合が０．０００１未満では、上記作用を期待することはできない。一方、Ｚｒ成分の含有割合が０．００５を超えた場合には、層中にＺｒＯ_２粒子が析出すること等によって粒界面強度が低下する。このため、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合（Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値）は０．０００１〜０．００５（但し、原子比）であることが望ましい。

上記Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成することができる。
即ち、まず、以下の条件で第１段階の蒸着を約１時間行う。
反応ガス組成（容量％）：ＡｌＣｌ_３：１〜５％、ＺｒＣｌ_４：０．０３〜０．１５％、ＣＯ_２：３〜６％、ＨＣｌ：１〜５％、Ｈ_２Ｓ：０．１２〜０．５％、Ｈ_２：残り
反応雰囲気温度；９００〜９８０℃
反応雰囲気圧力；５〜１５ｋＰａ
次に、以下の条件で第２段階の蒸着を行う。
反応ガス組成（容量％）：ＡｌＣｌ_３：１〜５％、ＺｒＣｌ_４：０．３〜１．２％、ＣＯ_２：３〜８％、ＨＣｌ：１〜５％、Ｈ_２Ｓ：０．１２〜０．５％、Ｈ_２：残り
反応雰囲気温度：９００〜９８０℃
反応雰囲気圧力：５〜１５ｋＰａ
このような条件で蒸着を行うことにより、２〜１５μｍの平均層厚の蒸着膜を成膜する。この結果、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値が原子比で０．０００１〜０．００５であるＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成することができる。

図３Ａおよび図３Ｂは、上記Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層について電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した様子を示している。図３Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層は平板多角形状、より詳細には六角形状の結晶形態を有している。また、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、図３Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる結晶形態を有している。すなわち、上部層４では、平板多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造が形成されている。

前記中間層３を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層と前記上部層４を構成するＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層全体について、上記（ｃ）の中間層３と同様に、その工具基体表面１の法線Ｌ１と、（０００１）面の法線Ｌ２とがなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０〜１０度の範囲内に集計度数の最高ピークが存在する。また、傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の７５％以上の割合を示す。このように、上部層４を構成するＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向度が中間層３よりも高い。
即ち、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、中間層３であるα型Ａｌ_２Ｏ_３層は、その傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の５０〜７０％を示すものとして形成されていることから、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層も（０００１）面配向度の高い層（中間層３と上部層４全体の傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の７５％以上）として形成される。
そして、上記上部層４を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦であり、すぐれた表面性状を呈す。その結果、上部層４は、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

また、上記上部層３のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着において、より限定された条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．１５〜０．２５容量％、反応雰囲気温度を９６０〜９８０℃とし、さらに、第２段階における反応ガス中のＺｒＣｌ_４を０．６〜０．９容量％、Ｈ_２Ｓを０．１５〜０．２５容量％、反応雰囲気温度を９６０〜９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、次のような組織構造が形成される。すなわち、図３Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、平坦な六角形状の結晶形態を有しており、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図３Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の５０％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。なお、本実施形態において、表面が「平坦」であるとは、図３Ａおよび図３Ｂのように、蒸着された層表面において、図３Ａの結晶粒界Ｂを辺とする多角形を底面に持つ多角錐が形成されていないことを意味する。より具体的には、図３Ａにおいて多角錐の頂点が多角形の対角線の交点近傍に形成されていないことを意味する。

さらに、前記中間層３と上記Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層全体のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒において、面積比率で７０％以上の結晶粒の内部には、Σ３で表される結晶格子界面Ｂ３が存在する。この評価方法について説明する。
まず、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、中間層３及び上部層４の断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面（工具基体の表面１に平行な面）の法線Ｌ１と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出する。そして、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、算出された構成原子共有格子点の分布から、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面Ｂ３の分布状態を得る。図４に示すように、層厚方向に平行な断面について、中間層３と上部層４のＡｌ_２Ｏ_３層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で７０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面で分断されている。
なお、従来技術（特開２００９−２７９６９４）にある膜構造の改質（Ａｌ,Ｚｒ）_２Ｏ_３層でΣ３対応界面が６０％以上存在していることが示されていた。これに対し、本実施形態では中間層３のα型Ａｌ_２Ｏ_３層内にも面積比率で７０％以上のΣ３対応界面が存在していることから、中間層３から上部層４の層厚方向にわたって一様にΣ３対応粒界が分布している。この結果、中間層３及び上部層４のＡｌ_２Ｏ_３層全体の粒界密度が向上するので、耐チッピング性、耐欠損性の向上が図られる。
そして、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の平板多角形（六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、上記のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面Ｂ３が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られる。その結果として、高負荷が作用する高硬度鋼の高速断続重切削加工時に、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層中にクラックが発生することが抑えられ、また、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられるので、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

このように、本実施形態の上部層４は（０００１）面配向度が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦な六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面Ｂ３が存在するＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる。このため、本実施形態の上部層４は、高熱発生を伴うとともに、断続的かつ衝撃的高負荷が切刃に対して作用する高硬度鋼の高速重断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、また、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を長期に亘って発揮する。
このようなＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層４の平均層厚は、２〜１５μｍである。上部層４の平均層厚が２μｍ未満では、上記上部層４のすぐれた特性を十分に発揮することができない。一方、上部層４の平均層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、また、チッピングも発生しやすくなる。このため、上部層４の平均層厚を２〜１５μｍと定めた。

また、本実施形態の被覆工具においては、上部層４のＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成した後、その表面に対して、例えば、噴射研磨材として、水との合量に占める割合で１５〜６０質量％のＡｌ_２Ｏ_３微粒を配合した研磨液を噴射するウエットブラストによる研磨処理等を施すことにより、Ｚｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層の表面粗さを、Ｒａ＝０．０２〜０．３μｍに調整することができる。また、このような研磨処理等により、例えば、逃げ面およびすくい面の引張残留応力値の差が１００ＭＰａ以下とすることができる。ここで、逃げ面とすくい面とは、被覆工具において切刃を形成する面であり、逃げ面とすくい面とが交差する稜線部（切刃稜線部）上に切刃が形成されている。本実施形態のように、下部層２であるＴｉ化合物層の最表面に酸素を含有する酸素含有ＴｉＣＮ層を蒸着形成し、その上に（０００１）面配向度が高い中間層３であるα型Ａｌ_２Ｏ_３層および上部層４であるＺｒ含有α型Ａｌ_２Ｏ_３層をした表面に対して、上記の研磨処理等を施すことにより、逃げ面とすくい面とが交差する切刃稜線部の引張応力差が小さくなり、異常損傷であるチッピングを抑制することができる。一方、これら引張残留応力値の差が１００ＭＰａを超える場合、稜線部分の引張応力差が大きくなり、膜表面のクラックや、クラックを起点とするチッピングや剥離が発生しやすくなるため、所望の耐剥離性や耐チッピング性が得られなくなる。
なお、ここでいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ Ｂ０６０１：１９９４（ＩＳＯ ４２８７：１９９７に対応）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。

つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。

原料粉末として、いずれも２〜４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した。その後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結した。焼結後、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４１２に規定されるインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｅをそれぞれ製造した。

また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した。その後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結した。焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２に規定されるインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体ａ〜ｅを形成した。

ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｅおよび工具基体ａ〜ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、以下のように硬質被覆層を蒸着形成して、表９に示す本発明被覆工具１〜１３をそれぞれ製造した。
（ａ）まず、表３（表３中のｌ−ＴｉＣ_０．５Ｎ_０．５は特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表８に示されるＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として表８の目標層厚となるまで蒸着形成する。なお、表３および表８中の「第１層」とは工具基体上に直接形成される層である。
（ｂ）ついで、表４に示される条件にて、下部層の最表面層としての酸素含有ＴｉＣＮ層（即ち、該層の表面から５００ｎｍまでの深さ領域にのみ、０．５〜３原子％（Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）の酸素が含有される層）を表８に示される目標層厚で形成した。
（ｃ）ついで、上記（ｂ）の処理を施したＴｉ化合物層の表面を、表５に示される条件にて、ＣＯとＣＯ_２との混合ガスによる酸化処理を行った。
（ｄ）ついで、表６に示される条件にて、表９に示される目標層厚のα型Ａｌ_２Ｏ_３層を、硬質被覆層の中間層として２段階の蒸着により形成した。詳細には、表６の第１段階の条件で表９に示される目標層厚の０．３〜３％となるまで蒸着が行われ、表６の第２段階の条件で中間層全体の層厚が表９に示される目標層厚となるまで蒸着が行われた。
（ｅ）次に、表７に示される蒸着条件により、同じく表９に示される目標層厚のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を、硬質被覆層の上部層として２段階の蒸着により形成した。詳細には、表７の第１段階の条件で表９に示される目標層厚の０．３〜３％となるまで蒸着が行われ、表７の第２段階の条件で上部層全体の層厚が表９に示される目標層厚となるまで蒸着が行われた。
なお、表４〜６において、本実施形態に係る被覆工具の硬質被覆層を形成できない条件については、「本発明外」と記載した。

また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｅおよび工具基体ａ〜ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、以下のように硬質被覆層を蒸着形成して、表１１に示す比較被覆工具１〜１３を製造した。
まず、表３に示される条件および表４に示される条件にて、表８に示される目標層厚のＴｉ化合物層を蒸着形成した。
ついで、表４に示される条件にて、上記本発明被覆工具１〜１３の上記工程（ｂ）から外れた条件（表４で、本発明外として示す）で酸素を含有させた。また、同じく（ｃ）から外れた条件（表５で、本発明外条件として示す）でＣＯとＣＯ_２混合ガスによる酸化処理を行った。また、（ｄ）から外れた条件（表１１で、本発明外として示す）でＡｌ_２Ｏ_３層を形成した。また、（ｅ）から外れた条件（表７で、本発明外条件として示す）で、Ｚｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を被覆した。

また、本発明被覆工具１〜３、５、７、８、１０、１１、１３のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、比較被覆工具１〜３、５、７、８、１０、１１、１３のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面には、投射圧０．１３ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる研磨処理を施した。
表９、表１１には、研磨処理を施した上記本発明被覆工具のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、比較被覆工具のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の逃げ面とすくい面の引張残留応力値の差の値を示す。
なお、残留応力の測定は、以下のとおり行った。
Ｘ線解析装置内に測定試料を挿入し、工具基体の測定を行う面（逃げ面またはすくい面）に対し、Ｃｕ（波長：０．１５４１ｎｍ）をＸ線源としたＸ線を入射する。測定するＡｌ_２Ｏ_３の結晶面としては（１３−４,１０）面を選択し、ｓｉｎ^２ψ法により応力測定を行った。

上記の本発明被覆工具１〜１３と比較被覆工具１〜１３について、下部層の最表面層を構成するＴｉ炭窒化物層に意図的に添加した酸素含有量を求めるため、別途炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ_４ ２．５〜１０％、ＣＨ_３ＣＮ ０．５〜２．０％、Ｎ_２ ４０〜６０％、残部Ｈ_２
反応雰囲気温度：８００〜９００℃
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ
の条件で化学蒸着により、酸素を意図的に含有しないＴｉＣＮ（以下、不可避酸素含有ＴｉＣＮという）層を３μｍ以上の層厚で形成した。この不可避酸素含有ＴｉＣＮ層の表面から層厚方向に１００ｎｍより深い領域に不可避的に含まれる酸素含有量を、オージェ電子分光分析器を用いて前記深さ領域に含有されるＴｉ，Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量に対する割合から求め、オージェ電子分光分析器の精度の範囲内で求められる不可避酸素含有量を０．５原子％と定めた。
ついで、上記の本発明被覆工具１〜１３と比較被覆工具１〜１３について、下部層の最表面層を構成するＴｉＣＮ層について、該ＴｉＣＮ層の層厚方向に５００ｎｍまでの深さ領域における平均酸素含有量（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）、さらに、５００ｎｍを超える深さ領域における平均酸素含有量（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）を、オージェ電子分光分析器を用いて測定した。被覆工具の工具基体に垂直な断面研磨面に下部層の最表面層であるＴｉ炭窒化物層の最表面からＴｉ炭化物層の膜厚相当の距離の範囲に直径１０ｎｍの電子線を照射させていき、Ｔｉ,Ｃ,Ｎ,Ｏのオージェピークの強度を測定し、それらのピーク強度の総和からＯのオージェピークの割合を算出し、その割合からさらに上記の不可避酸素含有量を差し引いた値を該最表面層を構成するＴｉＣＮ層の酸素含有量として求めた。
表８，１０にこれらの値を示す。

ついで、硬質被覆層の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて傾斜角度数分布グラフを作成し、そのうちの測定傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合を求めた。
まず、上記の本発明被覆工具１〜１３、比較被覆工具１〜１３の中間層の層厚方向へ０．３μｍ、工具基体表面１と平行方向に５０μｍの断面研磨面の測定範囲（０．３μｍ×５０μｍ）を、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットした。次いで、前記断面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射した。より詳細には、電子後方散乱回折像装置を用い、０．３×５０μｍの測定領域に０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で電子線を照射することにより、前記工具基体表面１の法線Ｌ１と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線Ｌ２とがなす傾斜角を、各結晶粒について当該傾斜角が０〜４５度の範囲で測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して測定し、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した。この傾斜角度数分布グラフに基づいて、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体に対する前記測定された傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合を求めた。
表９、表１１にこれらの値を示す。
ここで、本実施例においては、Ａｌ_２Ｏ_３結晶粒で構成される層において、下部層との界面から中間層の目標層厚の距離までを中間層として測定した。中間層と上部層との界面の特定方法はこれに限定されず、Ｚｒの含有領域を調査し、Ｚｒが含有されている領域とＺｒが含有されていない領域との境界を特定し、これを上部層と中間層との境界としても良い。

さらに、本発明被覆工具１〜１３、比較被覆工具１〜１３の硬質被覆層の中間層と上部層全体についても、中間層と同様に、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて傾斜角度数分布グラフを作成し、そのうち測定傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合を求めた。
すなわち、下部層と中間層の界面直上より表面方向のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒全体に対して、電子線後方散乱回折装置を用い、断面研磨面の３０×５０μｍの測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で照射して、観察倍率１０，０００倍で測定し、工具基体の表面の法線と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線とがなす傾斜角を測定し、各結晶粒について当該傾斜角が０〜４５度の範囲で測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分して測定し、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した。この傾斜角度数分布グラフに基づいて、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体に対する前記測定された傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合を求めた。
表９、表１１にこれらの値を示す。

ついで、上記の本発明被覆工具１〜１３の上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層および比較被覆工具１〜１３のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造を調査した。
すなわち、まず、上記の本発明被覆工具１〜１３のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層および比較被覆工具１〜１３のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、図３Ａで代表的に示される平板多角形（平坦な六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された。なお、図３Ａは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具１の、平坦な六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図、また、図３Ｂは、層厚方向に直交する方向から見た本発明被覆工具１の縦断面組織構造模式図である。
一方、比較被覆工具１〜１３では、図５Ａ、図５Ｂで代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、層厚方向に直交する面における各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図５Ｂからも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた。なお、図５Ａ、図５Ｂは、比較被覆工具１の組織構造模式図である。

つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１３の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、比較被覆工具１〜１３の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（Σ３対応界面）が内部に存在する結晶粒の面積割合を測定した。
まず、上記の本発明被覆工具１〜１３の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、その断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記断面研磨面に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、それぞれの前記断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射した。より詳細には、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で電子線を照射し、電子線が照射された各測定点において前記結晶粒を構成する結晶格子の各面の法線が工具基体表面の法線と交わる角度を測定した。この測定結果から、隣接する測定点における結晶格子相互の結晶方位関係を算出した。この算出結果から、隣接する相互の粒子間において、結晶方位角度差が５度以上である結晶粒界に囲まれた測定点の集合を１つの結晶粒と特定し、全体の結晶粒を特定すると共に、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出した。そして、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（Σ３対応界面）の分布状態を得た。測定範囲内に存在する結晶粒を色識別して各結晶粒の面積を算出し、結晶粒の内部に一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積を求めた。測定範囲の面積に対するΣ３対応界面を内部に有する結晶粒の面積比率を求めた。５カ所の範囲（３０×５０μｍ）について同様の測定を行い、その平均値を、Σ３対応界面割合（％）として表９に示した。
次に、比較被覆工具１〜１３の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層についても、本発明被覆工具１〜１３の場合と同様な方法により、Σ３対応界面割合を求めた。すなわち、中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表１１に示した。

表９、表１１に示される通り、本発明被覆工具１〜１３の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（Σ３対応界面）が存在する結晶粒の面積比率、すなわちΣ３対応界面割合は７０％以上であった。これに対して、比較被覆工具２、４〜７、９〜１３の中間層のＡｌ_２Ｏ_３層および上部層のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層において、Σ３対応界面割合は７０％未満であって、結晶粒の内部にΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

また、本発明被覆工具１〜１３の上部層であるＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面および比較被覆工具１〜１３の上部層であるＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察倍率５，０００倍で結晶粒の形状を測定した。そして、上部層の表面、すなわち層厚方向に垂直な面内に存在する、平坦な六角形状の結晶粒の面積の、観察領域の面積に対する面積割合を求めた。この値を表９、表１１に示す。
なお、ここで言う「六角形状の結晶粒」について説明する。電界放出型走査電子顕微鏡により観察される層厚方向に垂直な面内（上部層の表面）に存在する結晶粒の直径を計測する際、ある頂点同士を結ぶ線分の内の最も長い線分の長さを測定し、その線分の値の大きい方から３本の平均値を１つの六角形状の結晶粒の直径とした。その値が３〜８μｍであり、頂点の角度が１００〜１４０度である頂角を６個有する多角形状のことを六角形状の結晶粒とした。
また、表面が「平坦」であるとは、図３Ａおよび図３Ｂのように、蒸着された層表面に、図３Ａの結晶粒界Ｂを辺とする多角形を底面とした多角錐が形成されていないことを意味する。より具体的には、図３Ａにおいて多角錐の頂点が多角形の対角線の交点近傍に形成されていないことを意味する。
図５Ａおよび図５Ｂのように蒸着された層の表面を構成する結晶粒の表面が、結晶粒界Ｂを辺とする多角形を底面とする多角錐状になっている場合、または、図５Ａのように多角錐の頂点が多角形の対角線の交点近傍に形成されている場合は、平坦でないと判断した。

また、本発明被覆工具１〜１３、比較被覆工具１〜１３の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定した。断面研磨面について、各層の膜厚を５点測定しその平均値を求めたところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。

つぎに、上記の本発明被覆工具１〜１３、比較被覆工具１〜１３の各種の被覆工具について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下の切削条件Ａ〜Ｃで高速断続重切削試験を行った。高速断続重切削試験とは、表面に軸方向（長さ方向）に延びる複数の溝が円周方向に等間隔に形成された丸棒について、軸方向に送りつつ周方向に切削加工を行う試験である。なお、各条件における切削速度、切り込み、または／および送りを、通常の乾式断続高速切削加工における切削速度よりも大きくして試験を行った。以下の各条件に記載されている通常の切削速度、切り込み、送りとは、従来被覆工具を用いた場合の効率（一般には、工具寿命までに加工できる部品の数など）が最適となる切削速度、切り込み、送りをいう。
（切削条件Ａ：合金鋼の湿式高速断続重切削試験）
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０（ＩＳＯ６８３／１−４２ＣｒＭｏ４またはＩＳＯ６８３／１−４２ＣｒＭｏＳ４に対応）の長さ方向等間隔４本縦溝入り棒材
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ（通常の切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ）
切り込み：１．５ｍｍ（通常の切り込み：１．５ｍｍ）
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．（通常の送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．）
切削時間：５分
（切削条件Ｂ：ニッケルクロムモリブデン合金鋼の乾式高速断続重切削試験）
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９（ＳＡＥ ４３４０に対応）の長さ方向等間隔４本縦溝入り棒材
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ（通常の切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ）
切り込み：２．０ｍｍ（通常の切り込み：１．５ｍｍ）
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．（通常の送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．）
切削時間：５分
（切削条件Ｃ：鋳鉄の乾式高速断続重切削試験）
被削材：ＪＩＳ・ＦＣ３００（ＩＳＯ １８５／ＪＬ／３００に対応）の長さ方向等間隔４本縦溝入り棒材
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ（通常の切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ）
切り込み：２．０ｍｍ（通常の切り込み：１．５ｍｍ）
送り：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ．（通常の送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．）
切削時間：５分
このような条件で本発明被覆工具１〜１３および比較被覆工具１〜１３について高速断続重切削試験を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
表１２にこの測定結果を示した。なお、比較被覆工具１〜１３は、皮膜のチッピングや欠損等の原因により大きく摩耗したので、摩耗幅が０．５ｍｍを超えるまでの時間（分）を表１２に記入した。また、チッピングが原因で寿命に至ったものについては印を付した。

表１２に示される結果から、本発明被覆工具１〜１３は、いずれも、下部層−中間層−上部層の密着強度にすぐれていることがわかる。表９から、本発明被覆工具１〜１３は中間層が示す傾斜角度数分布グラフの中で、測定傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合が５０〜７０％の高い比率を示し、また、中間層と上部層全体での傾斜角度数分布グラフの中で、測定傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合が７５％以上であって、すぐれた高温強度を示すことに加え、上部層の結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が７０％以上と高い。このため、高熱発生を伴い、かつ、切刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続重切削条件に用いた場合でも、表１２のように、硬質被覆層の耐チッピング性、耐剥離性に優れ、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮し、使用寿命の一層の延命化ができた。さらに、本発明被覆工具１、３、５、７、８、１０、１１の上部層は、平坦な六角形の結晶粒組織構造を備え、本発明被覆工具１、５、７、１０の上部層では、逃げ面とすくい面の引張残留応力差が１００ＭＰａ以下と小さい。これにより、表１２に示すように、更にすぐれた耐摩耗性を発揮できた。
これに対して、表１１のように、比較被覆工具１〜５、７〜１０、１２、１３では、中間層が示す傾斜角度数分布グラフの中で、測定傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合が５０〜７０面積％の範囲にはなく、中間層と上部層全体での傾斜角度数分布グラフの中で、測定傾斜角が０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計の割合が７５％未満となっている。また、比較被覆工具６、１１では、Σ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が７０％未満となっている。このため、表１２に示すように、比較被覆工具１〜１３の高速断続重切削加工においては、硬質被覆層の剥離発生、チッピング発生により、比較的短時間で使用寿命に至った。

以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されることはない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、請求の範囲によってのみ限定される。
また、本発明の被覆工具における硬質被覆層には、不可避不純物が含まれることは妨げられず、実質的に各層が請求の範囲に記された組成を有していれば良い。

上述のように、この発明の被覆工具は、各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、切刃に断続的・衝撃的負荷な高負荷が作用する高速断続重切削という厳しい切削条件下でも、硬質被覆層の剥離、チッピングが発生することはなく、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものである。このため、本発明の被覆工具は、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

１ 工具基体表面
２ 下部層
３ 中間層
４ 上部層
Ｌ１ 工具基体表面の法線
Ｌ２ （０００１）面の法線
Ｂ 結晶粒界
Ｂ３ Σ３対応界面

Claims (4)

1. 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
   （ａ）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１以上の層からなり、かつ、３〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層である下部層、
   （ｂ）０．５〜５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層である中間層、
   （ｃ）２〜１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層である上部層、
   以上（ａ）〜（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
   （ｄ）前記下部層の最表面層が、５００ｎｍ以上の層厚を有するＴｉ炭窒化物層からなり、該Ｔｉ炭窒化物層と中間層との界面から、該Ｔｉ炭窒化物層の層厚方向に５００ｎｍまでの深さ領域にのみ酸素が含有されており、かつ、該深さ領域に含有される平均酸素含有量は、該深さ領域に含有されるＴｉ，Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量の０．５〜３原子％であり、
   （ｅ）前記中間層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記中間層の断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体の表面の法線と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線とがなす傾斜角を０〜４５度の範囲内で測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の５０〜７０％の割合を占め、
   （ｆ）前記中間層と前記上部層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記中間層と前記上部層の断面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体の表面の法線と、前記結晶粒の結晶面である（０００１）の法線とがなす傾斜角を０〜４５度の範囲内で測定し、前記測定傾斜角のうち、０〜４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、０〜１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０〜１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の７５％以上を占め、
   （ｇ）前記中間層と前記上部層のＡｌ_２Ｏ_３結晶粒について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子の各面の法線が前記工具基体の表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記中間層と上部層全体を構成する結晶粒の内、面積比率で７０％以上の結晶粒の内部は、一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されている、
   ことを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を
   組成式：（Ａｌ_１−ＸＺｒ_Ｘ）_２Ｏ_３
   で表した場合、Ｘの値は原子比で、０．０００１≦Ｘ≦０．００５であることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記請求項１または２に記載の表面被覆切削工具において、上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で六角形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において組織観察される領域の５０％以上の面積割合を占めることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記請求項１〜３の何れか一項に記載の表面被覆切削工具において、
   前記上部層を構成するＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の少なくとも切刃稜線部を含む逃げ面またはすくい面のいずれか一方を研磨処理して、前記逃げ面および前記すくい面の残留応力を測定した場合、前記逃げ面および前記すくい面の引張残留応力値の差が、１００ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の表面被覆切削工具。