JP2015157351A - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
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Abstract
【課題】硬質被覆層がすぐれた硬さ、靭性を備え、長期の使用に亘って耐チッピング性、耐欠損性を発揮する被覆工具を提供する。
【解決手段】硬質被覆層が、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表される複合窒化物または複合炭窒化物層（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）を含み、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖ、Ｍｅの平均含有割合Ｙａｖ、Ｃの平均含有割合Ｚａｖ（Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖ：原子比）が、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、その層は少なくとも立方晶結晶粒を含み、該立方晶結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織を有し、立方晶結晶粒内に、ＴｉとＡｌとＭｅの所定の周期の濃度変化が存在することにより、前記課題を解決する。
【選択図】図１
【解決手段】硬質被覆層が、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表される複合窒化物または複合炭窒化物層（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）を含み、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖ、Ｍｅの平均含有割合Ｙａｖ、Ｃの平均含有割合Ｚａｖ（Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖ：原子比）が、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、その層は少なくとも立方晶結晶粒を含み、該立方晶結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織を有し、立方晶結晶粒内に、ＴｉとＡｌとＭｅの所定の周期の濃度変化が存在することにより、前記課題を解決する。
【選択図】図１
Description
本発明は、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された基体（以下、これらを総称して基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により被覆形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
ただ、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、工具基体にＴｉ、Ａｌ、Ｓｉからなる金属元素あるいはＴｉの一部を周期律表４，５，６族元素で置換した金属元素と、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏから選択される少なくとも１種以上の元素とから構成される硬質被覆層を１層以上物理蒸着法により被覆した被覆工具において、硬質被覆層にＳｉの窒化物相を介在させることにより、熱処理後の高硬度鋼切削加工の乾式化、高速化に対応可能な、高温下においても硬質被覆層の硬度劣化を抑制することができることが開示されている。
また、特許文献２には、工具基体表面に、第１被覆層と、柱状結晶構造を有し工具基体表面の垂線方向に対して平均で１〜１５°の角度で斜めの方向に成長した第２被覆層とを順次被覆していることによって、硬質被覆層に衝撃がかかっても第２被覆層から伝わる力が分散して第１被覆層には衝撃が伝わりにくくクラックが進展しにくくなる結果、硬質被覆層に発生するチッピングや大きな欠損を抑制できることが開示されている。
さらに、特許文献３には、工具基体と、その基体上に形成された硬質被覆層とを備える表面被覆切削工具であって、硬質被覆層は、ＡｌまたはＣｒのいずれか一方または両方の元素と、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素およびＳｉからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素およびホウ素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とにより構成される化合物と、塩素とを含むことにより、硬質被覆層の耐摩耗性と耐酸化性とを飛躍的に向上することが開示されている。
一方、従前より汎用されていた物理蒸着法による硬質被覆層の蒸着形成においては、Ａｌの含有割合ｘを０．６以上にすることは困難で、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。
一方、従前より汎用されていた物理蒸着法による硬質被覆層の蒸着形成においては、Ａｌの含有割合ｘを０．６以上にすることは困難で、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。
このような観点から、化学蒸着法で硬質被覆層を形成することで、Ａｌの含有割合ｘを、０．９程度にまで高める技術も提案されている。
例えば、特許文献４には、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＮＨ３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ２Ｏ３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。
例えば、特許文献４には、ＴｉＣｌ４、ＡｌＣｌ３、ＮＨ３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ２Ｏ３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。
また、例えば、特許文献５には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ２Ｏ３層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶結晶構造あるいは六方晶結晶構造を含む立方晶結晶構造の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層（但し、ｘは０．６５〜０．９）を外層として被覆するとともに、該外層に１００〜１１００ＭＰａの圧縮応力を付与することにより、被覆工具の耐熱性と疲労強度を改善することが提案されている。
近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中にＳｉ等の窒化物相を介在させることにより、ｆｃｃ構造を有し柱状に成長するＴｉＡｌＮ層内にナノ結晶が分散し、このナノ結晶が格子歪を発生し分散強化機構により、ＴｉＡｌＮの硬度を上昇させるものであるが、このナノ結晶は粒界に偏析しているため、例えば、合金鋼の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性、耐チッピング性が十分であるとは言えないという課題があった。
また、特許文献２および特許文献３に記載されている被覆工具は、それぞれ耐欠損性および耐摩耗性・耐酸化特性を向上させることを意図しているが、高速断続切削等の衝撃が伴うような切削条件下では、耐チッピング性が十分でないという課題があった。
一方、前記特許文献４に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層については、Ａｌ含有割合ｘを高めることができ、また、立方晶結晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれた硬質被覆層が得られるものの、基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
さらに、前記特許文献５に記載されている被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれるものの、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えないという課題があった。
しかし、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中にＳｉ等の窒化物相を介在させることにより、ｆｃｃ構造を有し柱状に成長するＴｉＡｌＮ層内にナノ結晶が分散し、このナノ結晶が格子歪を発生し分散強化機構により、ＴｉＡｌＮの硬度を上昇させるものであるが、このナノ結晶は粒界に偏析しているため、例えば、合金鋼の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性、耐チッピング性が十分であるとは言えないという課題があった。
また、特許文献２および特許文献３に記載されている被覆工具は、それぞれ耐欠損性および耐摩耗性・耐酸化特性を向上させることを意図しているが、高速断続切削等の衝撃が伴うような切削条件下では、耐チッピング性が十分でないという課題があった。
一方、前記特許文献４に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）Ｎ層については、Ａｌ含有割合ｘを高めることができ、また、立方晶結晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれた硬質被覆層が得られるものの、基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
さらに、前記特許文献５に記載されている被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれるものの、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えないという課題があった。
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、合金鋼、炭素鋼、鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた靭性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することである。
そこで、本発明者らは、前述の観点から、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）」で示すことがある）を含む硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
即ち、従来の少なくとも１層の（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層を含み、かつ所定の平均層厚を有する硬質被覆層は、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層が工具基体に垂直方向に柱状をなして形成されている場合、高い耐摩耗性を有する。その反面、（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の異方性が高くなるほど（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層の靭性が低下し、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下し、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、また、工具寿命も満足できるものであるとはいえなかった。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層について鋭意研究したところ、硬質被覆層にＳｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素（以下、「Ｍｅ」で示す。）を含有させ（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を立方晶結晶相と六方晶結晶相とで構成し、かつ、立方晶結晶相内にＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化を形成させるという全く新規な着想により、立方晶結晶粒に歪みを生じさせ、硬さと靭性を高めることに成功し、その結果、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する（Ｔｉ１−ｘＡｌｘ）（ＣｙＮ１−ｙ）層について鋭意研究したところ、硬質被覆層にＳｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素（以下、「Ｍｅ」で示す。）を含有させ（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を立方晶結晶相と六方晶結晶相とで構成し、かつ、立方晶結晶相内にＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化を形成させるという全く新規な着想により、立方晶結晶粒に歪みを生じさせ、硬さと靭性を高めることに成功し、その結果、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。
具体的には、硬質被覆層が、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒を含み（あるいはさらにウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒を含み）、工具基体表面と垂直な皮膜断面から個々の結晶粒の粒子幅とアスペクト比を観察・測定し、平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａを求めた場合、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の工具基体表面と平行な方向の粒子幅をｗ、また、工具基体表面と垂直な方向の粒子長さをｌとし、該ｗとｌとの比ｌ／ｗを各結晶粒のアスペクト比ａとし、さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａ、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとした場合、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下である粒状組織であり、前記ＮａＣｌ型の面心立方構造の結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在し（即ち、ｘ、ｙ、ｚは、一定値ではなく、周期的に変化する値である）、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５〜０．２５であることにより、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒に歪みを生じさせ、従来の硬質被覆層に比して、（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層の硬さと靭性が高まり、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が向上し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。
そして、前述のような構成の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層は、例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）を反応ガス成分として含有する以下の化学蒸着法による成膜時にＳｉＣｌ４を添加することによって成膜することができる。
（ａ）成膜工程
工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜５％、ＡｌＣｌ３：６〜１０％、ＭｅＣｌｎ：１〜３％、ＮＨ３：１０〜１２％、Ｎ２：６〜７％、Ｃ２Ｈ４：０〜１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：２〜３ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を成膜する。
（ｂ）エッチング工程
前記（ａ）の成膜工程時に、ＴｉＣｌ４：２．０〜５．０容量％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃の条件からなる、ＴｉＣｌ４エッチング工程を所定時間、所定回数挟む。
なお、上記［（ａ）成膜工程］において使用される反応ガス成分ＭｅＣｌｎとしては、Ｍｅ成分の種類に応じて例えば、ＳｉＣｌ４，ＺｒＣｌ４，ＢＣｌ３，ＶＣｌ４，ＣｒＣｌ２がそれぞれ用いられる。あるいはＳｉＨ２Ｃｌ２のような塩素基の一部が水素に置き換わった反応ガスも使用可能である。
（ａ）成膜工程
工具基体表面に、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜５％、ＡｌＣｌ３：６〜１０％、ＭｅＣｌｎ：１〜３％、ＮＨ３：１０〜１２％、Ｎ２：６〜７％、Ｃ２Ｈ４：０〜１％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：２〜３ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を成膜する。
（ｂ）エッチング工程
前記（ａ）の成膜工程時に、ＴｉＣｌ４：２．０〜５．０容量％、Ｈ２：残、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃の条件からなる、ＴｉＣｌ４エッチング工程を所定時間、所定回数挟む。
なお、上記［（ａ）成膜工程］において使用される反応ガス成分ＭｅＣｌｎとしては、Ｍｅ成分の種類に応じて例えば、ＳｉＣｌ４，ＺｒＣｌ４，ＢＣｌ３，ＶＣｌ４，ＣｒＣｌ２がそれぞれ用いられる。あるいはＳｉＨ２Ｃｌ２のような塩素基の一部が水素に置き換わった反応ガスも使用可能である。
前述のようなＴｉＣｌ４エッチング工程を成膜工程中に挟むことにより、ＮａＣｌ型の面心立方構造の組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表される結晶粒が選択的にエッチングされ、結晶粒内にＴｉとＡｌとＭｅの局所的な組成差が形成され、それが、安定化するために原子の再配列が起こり、組成の周期的な変化が生じ、その結果、靭性が飛躍的に向上することを見出した。その結果、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工に用いた場合においても、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）また、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織であり、
（ｄ）さらに、前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在し、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５〜０．２５であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位に沿った周期が３〜３０ｎｍであり、その方位に直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下であること特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、
（ａ）ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとすると、方位ｄＡに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＡに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下である領域Ａ、
（ｂ）ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が、方位ｄＡと直交する立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとすると、方位ｄＢに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＢに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下である領域Ｂ、
前記領域Ａおよび領域Ｂが結晶粒内に存在し、前記領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、２種以上の複数の相が共存する混合相からなり、該混合相は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、混合相に共存するその他の各相はＴｉとＡｌとＭｅから選ばれる少なくとも１種の元素とＣ，Ｎから選ばれる少なくとも一種からなる化合物からなることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記複合窒化物または複合炭窒化物層には、ウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒が存在し、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から測定した場合に、該ウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒の存在する面積割合は３０面積％以下であることを特徴とする（１）乃至（３），（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（７） 前記炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体と前記ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、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層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする（１）乃至（６）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（８） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする（１）乃至（７）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（９） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする（１）乃至（８）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物または複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来から知られている下部層や上部層などと併用することにより、複合窒化物または複合炭窒化物層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができることは言うまでもない。
「（１） 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）また、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織であり、
（ｄ）さらに、前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在し、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５〜０．２５であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位に沿った周期が３〜３０ｎｍであり、その方位に直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下であること特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、
（ａ）ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとすると、方位ｄＡに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＡに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下である領域Ａ、
（ｂ）ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が、方位ｄＡと直交する立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとすると、方位ｄＢに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＢに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下である領域Ｂ、
前記領域Ａおよび領域Ｂが結晶粒内に存在し、前記領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、２種以上の複数の相が共存する混合相からなり、該混合相は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、混合相に共存するその他の各相はＴｉとＡｌとＭｅから選ばれる少なくとも１種の元素とＣ，Ｎから選ばれる少なくとも一種からなる化合物からなることを特徴とする（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記複合窒化物または複合炭窒化物層には、ウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒が存在し、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から測定した場合に、該ウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒の存在する面積割合は３０面積％以下であることを特徴とする（１）乃至（３），（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（７） 前記炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体と前記ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、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層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする（１）乃至（６）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（８） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする（１）乃至（７）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（９） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする（１）乃至（８）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物または複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来から知られている下部層や上部層などと併用することにより、複合窒化物または複合炭窒化物層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができることは言うまでもない。
本発明について、以下に詳細に説明する。
硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚：
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表されるＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む。この複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表されるＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む。この複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が１〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均層厚が１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均層厚を１〜２０μｍと定めた。
硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層の組成：
本発明の硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖが０．６０未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖは、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５と定めた。
また、Ｍｅの平均含有割合Ｙａｖが０．００５未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、０．１０を超えると粒界へのＭｅの偏析等により、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下し、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分でない。したがって、Ｍｅの平均含有割合Ｙａｖは、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０と定めた。
ここで、Ｍｅの具体的な成分としては、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素を使用する。
Ｍｅとして、Ｙａｖが０．００５以上になるようにＳｉ成分あるいはＢ成分を使用した場合には、複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さが向上するため耐摩耗性の向上が図られ、Ｚｒ成分は結晶粒界を強化する作用を有し、また、Ｖ成分は靭性を向上することから、耐チッピング性のより一層の向上が図られ、Ｃｒ成分は耐酸化性を向上させることから、工具寿命のよりいっそう長寿命化が期待される。しかし、いずれの成分も、平均含有割合Ｙａｖが０．１０を超えると、相対的にＡｌ成分、Ｔｉ成分の平均含有割合が減少することから、耐摩耗性あるいは耐チッピング性が低下傾向を示すようになるため、Ｙａｖが０．１０を超えるような平均含有割合となることは避けなければならない。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣの平均含有割合（原子比）Ｚａｖは、０≦Ｚａｖ≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｚａｖが０≦Ｚａｖ≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。したがって、Ｃの平均含有割合Ｚａｖは、０≦Ｚａｖ≦０．００５と定めた。
本発明の硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層は、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足するように制御する。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖが０．６０未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖが０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘａｖは、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５と定めた。
また、Ｍｅの平均含有割合Ｙａｖが０．００５未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、０．１０を超えると粒界へのＭｅの偏析等により、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下し、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分でない。したがって、Ｍｅの平均含有割合Ｙａｖは、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０と定めた。
ここで、Ｍｅの具体的な成分としては、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素を使用する。
Ｍｅとして、Ｙａｖが０．００５以上になるようにＳｉ成分あるいはＢ成分を使用した場合には、複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さが向上するため耐摩耗性の向上が図られ、Ｚｒ成分は結晶粒界を強化する作用を有し、また、Ｖ成分は靭性を向上することから、耐チッピング性のより一層の向上が図られ、Ｃｒ成分は耐酸化性を向上させることから、工具寿命のよりいっそう長寿命化が期待される。しかし、いずれの成分も、平均含有割合Ｙａｖが０．１０を超えると、相対的にＡｌ成分、Ｔｉ成分の平均含有割合が減少することから、耐摩耗性あるいは耐チッピング性が低下傾向を示すようになるため、Ｙａｖが０．１０を超えるような平均含有割合となることは避けなければならない。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣの平均含有割合（原子比）Ｚａｖは、０≦Ｚａｖ≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃの平均含有割合Ｚａｖが０≦Ｚａｖ≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。したがって、Ｃの平均含有割合Ｚａｖは、０≦Ｚａｖ≦０．００５と定めた。
複合窒化物または複合炭窒化物層を構成するＮａＣｌ型の面心立方構造（以下、単に「立方晶」という）を有する結晶粒：
前記複合窒化物または複合炭窒化物層中の各立方晶結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、工具基体表面と平行な方向の粒子幅をｗ、また、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さをｌとし、前記ｗとｌとの比ｌ／ｗを各結晶粒のアスペクト比ａとし、さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａ、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとした場合、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下を満足するように制御する。
この条件を満たすとき、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒は粒状組織となり、すぐれた耐摩耗性を保ちながら、優れた耐チッピング性、耐欠損性を示す。一方、平均アスペクト比Ａが５を超えると結晶粒が柱状晶になり、耐チッピング性、耐欠損性が低下するため好ましくない。
また、平均粒子幅Ｗが０．０５μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、１．０μｍを超えると靭性が低下する。したがって、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒の平均粒子幅Ｗは、０．０５〜１．０μｍと定めた。
前記複合窒化物または複合炭窒化物層中の各立方晶結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、工具基体表面と平行な方向の粒子幅をｗ、また、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さをｌとし、前記ｗとｌとの比ｌ／ｗを各結晶粒のアスペクト比ａとし、さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａ、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとした場合、平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下を満足するように制御する。
この条件を満たすとき、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒は粒状組織となり、すぐれた耐摩耗性を保ちながら、優れた耐チッピング性、耐欠損性を示す。一方、平均アスペクト比Ａが５を超えると結晶粒が柱状晶になり、耐チッピング性、耐欠損性が低下するため好ましくない。
また、平均粒子幅Ｗが０．０５μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、１．０μｍを超えると靭性が低下する。したがって、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶結晶粒の平均粒子幅Ｗは、０．０５〜１．０μｍと定めた。
立方晶結晶構造を有する結晶粒内に存在するＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化：
さらに、立方晶結晶構造を有する結晶を組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、結晶粒内にＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するとき（即ち、ｘ、ｙ、ｚは、一定値ではなく、周期的に変化する値であるとき）、結晶粒に歪みが生じ、硬さが向上する。しかしながら、ＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化の大きさの指標である前記組成式におけるＡｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５より小さいと前述した結晶粒の歪みが小さく十分な硬さの向上が見込めない。一方、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．２５を超えると結晶粒の歪みが大きくなり過ぎ、格子欠陥が大きくなり、硬さが低下する。そこで、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に存在するＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化は、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差を０．０５〜０．２５とした。また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒において、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在した場合、結晶粒の歪みによる格子欠陥が生じにくく、靭性が向上する。また、前記のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在する方位に直交する面内ではＴｉとＡｌとＭｅの濃度は実質的に変化せず、上記直交する面内でのＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化のＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める含有割合の平均値Ｘｏの変化は０．０1以下である。
また、前記立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿った濃度変化の周期が３ｎｍ未満では靭性が低下し、３０ｎｍを超えると硬さの向上効果が十分に発揮されない。したがって、より望ましい前記濃度変化の周期は３〜３０ｎｍである。
また、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が直交する２方向に存在する、領域Ａと領域Ｂが結晶粒内に存在する結晶粒については、結晶粒内で２方向の歪みが存在することで靭性が向上する。さらに、領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Ａと領域Ｂの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
即ち、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとした場合、方位ｄＡに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＡに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化が０．０1以下である領域Ａと、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が、方位ｄＡと直交する立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとした場合、方位ｄＢに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＢに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化が０．０1以下である領域Ｂが形成されている場合には、結晶粒内で２方向の歪みが存在することで靭性が向上し、さらに、領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Ａと領域Ｂの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
さらに、立方晶結晶構造を有する結晶を組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、結晶粒内にＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するとき（即ち、ｘ、ｙ、ｚは、一定値ではなく、周期的に変化する値であるとき）、結晶粒に歪みが生じ、硬さが向上する。しかしながら、ＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化の大きさの指標である前記組成式におけるＡｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５より小さいと前述した結晶粒の歪みが小さく十分な硬さの向上が見込めない。一方、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．２５を超えると結晶粒の歪みが大きくなり過ぎ、格子欠陥が大きくなり、硬さが低下する。そこで、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に存在するＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化は、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差を０．０５〜０．２５とした。また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒において、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在した場合、結晶粒の歪みによる格子欠陥が生じにくく、靭性が向上する。また、前記のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在する方位に直交する面内ではＴｉとＡｌとＭｅの濃度は実質的に変化せず、上記直交する面内でのＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化のＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める含有割合の平均値Ｘｏの変化は０．０1以下である。
また、前記立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿った濃度変化の周期が３ｎｍ未満では靭性が低下し、３０ｎｍを超えると硬さの向上効果が十分に発揮されない。したがって、より望ましい前記濃度変化の周期は３〜３０ｎｍである。
また、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が直交する２方向に存在する、領域Ａと領域Ｂが結晶粒内に存在する結晶粒については、結晶粒内で２方向の歪みが存在することで靭性が向上する。さらに、領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Ａと領域Ｂの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
即ち、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとした場合、方位ｄＡに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＡに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化が０．０1以下である領域Ａと、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が、方位ｄＡと直交する立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとした場合、方位ｄＢに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＢに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化が０．０1以下である領域Ｂが形成されている場合には、結晶粒内で２方向の歪みが存在することで靭性が向上し、さらに、領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Ａと領域Ｂの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
結晶粒中の立方晶結晶相の占める面積割合：
本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相の単相から構成することができるが、２種以上の複数の相が共存する混合相として構成しても良い。この場合、混合相に共存する立方晶結晶相以外の他の各相は、ＴｉとＡｌとＭｅから選ばれる少なくとも１種の元素とＣ，Ｎから選ばれる少なくとも一種の化合物として構成することもできる。
その他の相としては、例えば、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面（工具基体表面と垂直な皮膜断面）方向から解析した場合、ウルツ鉱型の六方晶構造（以下、単に「六方晶」という）を有する六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在することが許される。
しかし、混合相としての六方晶結晶相が存在するとき、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から該六方晶結晶相の占める面積割合を測定した場合、測定視野面積に占める該六方晶結晶相の面積割合は３０面積％以下であることが好ましい。これは、結晶粒中の六方晶結晶相の占める面積割合が３０面積％を超えると硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下するという理由による。
本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、立方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される立方晶結晶相の単相から構成することができるが、２種以上の複数の相が共存する混合相として構成しても良い。この場合、混合相に共存する立方晶結晶相以外の他の各相は、ＴｉとＡｌとＭｅから選ばれる少なくとも１種の元素とＣ，Ｎから選ばれる少なくとも一種の化合物として構成することもできる。
その他の相としては、例えば、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて個々の結晶粒の結晶方位を、前記ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面（工具基体表面と垂直な皮膜断面）方向から解析した場合、ウルツ鉱型の六方晶構造（以下、単に「六方晶」という）を有する六方晶結晶格子の電子後方散乱回折像が観測される六方晶結晶相が存在することが許される。
しかし、混合相としての六方晶結晶相が存在するとき、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から該六方晶結晶相の占める面積割合を測定した場合、測定視野面積に占める該六方晶結晶相の面積割合は３０面積％以下であることが好ましい。これは、結晶粒中の六方晶結晶相の占める面積割合が３０面積％を超えると硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下するという理由による。
また、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、下部層として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層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む場合および／または上部層として１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む場合においても、前述した特性が損なわれず、これらの公知の下部層や上部層などと併用することにより、これらの層が奏する効果と相俟って、いっそう、すぐれた特性を創出することができる。下部層として、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層または２層以上からなるＴｉ化合物層を含む場合、Ｔｉ化合物層の合計平均層厚が２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、上部層として、酸化アルミニウム層を含む場合、酸化アルミニウム層の合計平均層厚が２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。一方で、下部層が０．１μｍを下回ると、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層の下部層との密着性向上効果を期待できず、また、上部層が１μｍを下回ると、上部層を成膜する事による耐摩耗性向上効果が顕著ではない。
図１に、本発明の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面模式図を示す。
本発明は、炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相（立方晶結晶相）を少なくとも含み、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、立方晶結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織であり、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在し、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５〜０．２５であることにより、複合窒化物または複合炭窒化物の立方晶結晶構造を有する結晶粒内に歪みが生じるため、結晶粒の硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靭性が向上する。その結果、耐チッピング性が向上するという効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成される。
本発明は、超硬合金製工具基体、すなわち、炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、硬質被覆層が、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶結晶構造を有する結晶粒を少なくとも含み、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、立方晶結晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織であり、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在し、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５〜０．２５であるという構成を有することにより、耐チッピング性が向上し、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成されるものであれば、その具体的な実施の態様はいかなるものであっても構わない。
つぎに、本発明の被覆工具の一実施態様を、実施例を用いて具体的に説明する。
つぎに、本発明の被覆工具の一実施態様を、実施例を用いて具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2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、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃ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、Ｍｏ2Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ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：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｄを作製した。
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、
（ａ）表４に示される形成条件Ａ〜Ｖ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜５％、ＡｌＣｌ３：６〜１０％、ＭｅＣｌｎ：１〜３％、ＮＨ３：１０〜１２％、Ｎ２：６〜７％、Ｃ２Ｈ４：０〜１％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜３ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表７、８に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を成膜する（成膜工程）。
なお、上記ＭｅＣｌｎについては、Ｍｅ（Ｓｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｖ，Ｃｒ）の種別に応じて、それぞれ、ＳｉＣｌ４，ＺｒＣｌ４，ＢＣｌ３，ＶＣｌ４，ＣｒＣｌ２を用いる。
（ｂ）前記（ａ）の成膜工程時に、表５に示される形成条件ａ〜ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：２．０〜５．０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃とするＴｉＣｌ４エッチング工程を所定時間、所定回数挟む（エッチング工程）。
（ｃ）前記（ａ）の成膜工程中に（ｂ）からなるエッチング工程を表７、８に示された所定時間、所定回数、挟むことによって、表７、８に示される目標層厚を有する立方晶結晶を少なくとも含む粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具１〜２７を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３、１７，１８、２０，２１、２４、２７については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または表７、８に示される上部層を形成した。
（ａ）表４に示される形成条件Ａ〜Ｖ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜５％、ＡｌＣｌ３：６〜１０％、ＭｅＣｌｎ：１〜３％、ＮＨ３：１０〜１２％、Ｎ２：６〜７％、Ｃ２Ｈ４：０〜１％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜３ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表７、８に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を成膜する（成膜工程）。
なお、上記ＭｅＣｌｎについては、Ｍｅ（Ｓｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｖ，Ｃｒ）の種別に応じて、それぞれ、ＳｉＣｌ４，ＺｒＣｌ４，ＢＣｌ３，ＶＣｌ４，ＣｒＣｌ２を用いる。
（ｂ）前記（ａ）の成膜工程時に、表５に示される形成条件ａ〜ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：２．０〜５．０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃とするＴｉＣｌ４エッチング工程を所定時間、所定回数挟む（エッチング工程）。
（ｃ）前記（ａ）の成膜工程中に（ｂ）からなるエッチング工程を表７、８に示された所定時間、所定回数、挟むことによって、表７、８に示される目標層厚を有する立方晶結晶を少なくとも含む粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具１〜２７を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３、１７，１８、２０，２１、２４、２７については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または表７、８に示される上部層を形成した。
前記本発明被覆工具１〜２７の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて複数視野に亘って観察したところ、図１に示した膜構成模式図に示されるように立方晶結晶あるいは立方晶結晶と六方晶結晶の混合相を含む粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層が確認された。また、立方晶結晶粒内にＴｉとＡｌとＭｅの周期的な分布が存在していることが、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いて、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による面分析により確認された。さらに、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いたＥＤＳによる面分析の結果を用いて、本発明における複合窒化物または複合炭窒化物層中に存在する立方晶結晶粒の５周期分のｘの周期におけるｘの極大値の平均値をＸｍａｘとし、また、同じく５周期分のｘの周期におけるｘの極小値の平均値をＸｍｉｎとし、その差（＝Ｘｍａｘ−Ｘｍｉｎ）を求めたところ、その値が０．０５〜０．２５であることが確認された。
また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶構造を、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定・解析した場合、立方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される立方晶結晶相単相、あるいは、立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される六方晶結晶相との混合相からなり、かつ、電子線後方散乱回折像が観察された測定視野面積に占める六方晶結晶相の面積割合は３０面積％以下であることが確認された。
また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表３および表４に示される条件かつ表９，１０に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜２７と同様に、少なくともＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。この時には、（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層の成膜工程中にエッチング工程を挟まないで硬質被覆層を形成することにより比較被覆工具１〜１３、１６〜２７を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３、１７，１８、２０，２１、２４、２７と同様に、比較被覆工具６〜１３、１７，１８、２０，２１、２４、２７については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または表９，１０に示される上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｂおよび工具基体Ｃの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表９に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いたアークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）前記工具基体ＢおよびＣを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ−Ｍｅ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＴｉ−Ａｌ−Ｍｅ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＴｉおよびＡｌおよびＭｅイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｅ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表９に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｍｅ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３、１７，１８、２０，２１、２４、２７と同様に、比較被覆工具６〜１３、１７，１８、２０，２１、２４、２７については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または表９，１０に示される上部層を形成した。
参考のため、工具基体Ｂおよび工具基体Ｃの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表９に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いたアークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）前記工具基体ＢおよびＣを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ−Ｍｅ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＴｉ−Ａｌ−Ｍｅ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＴｉおよびＡｌおよびＭｅイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｍｅ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表９に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｍｅ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具１４、１５を製造した。
また、本発明被覆工具１〜２７、比較被覆工具１〜１３、１６〜２７および参考被覆工具１４、１５の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表７〜１０に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合ｘについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均Ａｌ含有割合ＸａｖおよびＭｅの平均含有割合Ｙａｖを求めた。平均Ｃ含有割合Ｚａｖについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ｃ含有割合ＺａｖはＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。
また、本発明被覆工具１〜２７および比較被覆工具１〜１３、１６〜２７および参考被覆工具１４、１５について、工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在する複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する粒状組織（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層中の個々の結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。その結果を、表７〜１０に示した。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体表面に垂直な方向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、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射し、工具基体表面と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．０１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、電子線後方散乱回折像を測定し、個々の結晶粒の結晶構造を解析することで立方晶結晶構造あるいは六方晶結晶構造であるかを同定し、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層には、立方晶の複合窒化物または複合炭窒化物の相が含まれていることを確認するとともに、さらに、該層に含まれる六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、同じく、表７〜１０に示す。
さらに、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、断面側から面分析を行ったところ、前記立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在することを確認した。また、該結晶粒について電子線回折を行うことで、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在することを確認し、その方位に沿ったＥＤＳによる線分析を５周期分の区間で行い、ＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの周期的な濃度変化の極大値の平均値をＸｍａｘとして求め、また、同区間での、ＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの周期的な濃度変化の極小値の平均値をＸｍｉｎとして求め、その差（＝Ｘｍａｘ−Ｘｍｉｎ）を求めた。
また、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に直交する方向に沿った線分析を前記５周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔＸｏとして求めた。
さらに、領域Ａと領域Ｂが結晶粒内に存在する結晶粒については、領域Ａと領域Ｂのそれぞれに対して、前述と同様にＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの５周期分の周期的な濃度変化の極大値の平均値Ｘｍａｘと極小値の平均値Ｘｍｉｎとの差（＝Ｘｍａｘ−Ｘｍｉｎ）を求めるとともに、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内におけるＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を変化量の最大値として求めた。
即ち、領域ＡのＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとした場合、方位ｄＡに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位ｄＡに直交する方向に沿った線分析を前記５周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔＸｏｄａとして求めた。
また、領域ＢのＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとした場合、方位ｄＢに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位ｄＢに直交する方向に沿った線分析を前記５周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔＸｏｄｂとして求めた。
また、ｄＡとｄＢが直交し、領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを確認した。
このような周期の確認は透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低１個の該結晶粒で確認した。また、領域Ａと領域Ｂが結晶粒内に存在する結晶粒については、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低１個の該結晶粒の該領域Ａおよび領域Ｂのおのおので評価した値の平均を算出することによって求めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合ｘについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均Ａｌ含有割合ＸａｖおよびＭｅの平均含有割合Ｙａｖを求めた。平均Ｃ含有割合Ｚａｖについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ｃ含有割合ＺａｖはＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。
また、本発明被覆工具１〜２７および比較被覆工具１〜１３、１６〜２７および参考被覆工具１４、１５について、工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在する複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する粒状組織（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層中の個々の結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。その結果を、表７〜１０に示した。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体表面に垂直な方向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、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射し、工具基体表面と水平方向に長さ１００μｍに亘り硬質被覆層について０．０１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、電子線後方散乱回折像を測定し、個々の結晶粒の結晶構造を解析することで立方晶結晶構造あるいは六方晶結晶構造であるかを同定し、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層には、立方晶の複合窒化物または複合炭窒化物の相が含まれていることを確認するとともに、さらに、該層に含まれる六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、同じく、表７〜１０に示す。
さらに、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、断面側から面分析を行ったところ、前記立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在することを確認した。また、該結晶粒について電子線回折を行うことで、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在することを確認し、その方位に沿ったＥＤＳによる線分析を５周期分の区間で行い、ＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの周期的な濃度変化の極大値の平均値をＸｍａｘとして求め、また、同区間での、ＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの周期的な濃度変化の極小値の平均値をＸｍｉｎとして求め、その差（＝Ｘｍａｘ−Ｘｍｉｎ）を求めた。
また、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に直交する方向に沿った線分析を前記５周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔＸｏとして求めた。
さらに、領域Ａと領域Ｂが結晶粒内に存在する結晶粒については、領域Ａと領域Ｂのそれぞれに対して、前述と同様にＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの５周期分の周期的な濃度変化の極大値の平均値Ｘｍａｘと極小値の平均値Ｘｍｉｎとの差（＝Ｘｍａｘ−Ｘｍｉｎ）を求めるとともに、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内におけるＴｉとＡｌとＭｅの合計に対するＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を変化量の最大値として求めた。
即ち、領域ＡのＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとした場合、方位ｄＡに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位ｄＡに直交する方向に沿った線分析を前記５周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔＸｏｄａとして求めた。
また、領域ＢのＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとした場合、方位ｄＢに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位ｄＢに直交する方向に沿った線分析を前記５周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのＡｌの含有割合ｘの最大値と最小値の差を、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔＸｏｄｂとして求めた。
また、ｄＡとｄＢが直交し、領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを確認した。
このような周期の確認は透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低１個の該結晶粒で確認した。また、領域Ａと領域Ｂが結晶粒内に存在する結晶粒については、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低１個の該結晶粒の該領域Ａおよび領域Ｂのおのおので評価した値の平均を算出することによって求めた。
つぎに、前記各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜２７、比較被覆工具１〜１３、１６〜２７および参考被覆工具１４，１５について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。その結果を表１１に示す。
工具基体：炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、
切削試験： 乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ９４３ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
切削試験： 乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ９４３ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３７０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１２ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１２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、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規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜γ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、ＮｂＣ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１３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：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体δを形成した。
つぎに、これらの工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、
（ａ）表４に示される形成条件Ａ〜Ｖ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜５％、ＡｌＣｌ３：６〜１０％、ＭｅＣｌｎ：１〜３％、ＮＨ３：１０〜１２％、Ｎ２：６〜７％、Ｃ２Ｈ４：０〜１％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表１５、１６に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を成膜する（成膜工程）。
なお、上記ＭｅＣｌｎについては、実施例１と同様に、Ｍｅ（Ｓｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｖ，Ｃｒ）の種別に応じて、それぞれ、ＳｉＣｌ４，ＺｒＣｌ４，ＢＣｌ３，ＶＣｌ４，ＣｒＣｌ２を用いる。
（ｂ）前記（ａ）の成膜工程時に、表５に示される形成条件ａ〜ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：２．０〜５．０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃とするＴｉＣｌ４エッチング工程を所定時間、所定回数挟む（エッチング工程）。
（ｃ）前記（ａ）の成膜工程中に（ｂ）からなるエッチング工程を表１５、１６に示された所定時間、所定回数、挟むことによって、表１５、１６に示される目標層厚を有する立方晶結晶を少なくとも含む粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具３１〜５７を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜４３、４７、４８、５０、５１、５４、５７については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層および／または表１５、１６に示される上部層を形成した。
（ａ）表４に示される形成条件Ａ〜Ｖ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：１．５〜２．５％、Ａｌ（ＣＨ３）３：０〜５％、ＡｌＣｌ３：６〜１０％、ＭｅＣｌｎ：１〜３％、ＮＨ３：１０〜１２％、Ｎ２：６〜７％、Ｃ２Ｈ４：０〜１％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことにより、表１５、１６に示される平均粒子幅Ｗおよび平均アスペクト比Ａの粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を成膜する（成膜工程）。
なお、上記ＭｅＣｌｎについては、実施例１と同様に、Ｍｅ（Ｓｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｖ，Ｃｒ）の種別に応じて、それぞれ、ＳｉＣｌ４，ＺｒＣｌ４，ＢＣｌ３，ＶＣｌ４，ＣｒＣｌ２を用いる。
（ｂ）前記（ａ）の成膜工程時に、表５に示される形成条件ａ〜ｊ、すなわち、反応ガス組成（容量％）を、ＴｉＣｌ４：２．０〜５．０％、Ｈ２：残として、反応雰囲気圧力：２〜５ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃とするＴｉＣｌ４エッチング工程を所定時間、所定回数挟む（エッチング工程）。
（ｃ）前記（ａ）の成膜工程中に（ｂ）からなるエッチング工程を表１５、１６に示された所定時間、所定回数、挟むことによって、表１５、１６に示される目標層厚を有する立方晶結晶を少なくとも含む粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具３１〜５７を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜４３、４７、４８、５０、５１、５４、５７については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層および／または表１５、１６に示される上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件かつ表１７、１８に示される目標層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１７、１８に示される比較被覆工具３１〜４３、４６〜５７を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜４３、４７、４８、５０、５１、５４、５７と同様に、比較被覆工具３４〜４３、４７、４８、５０、５１、５４、５７については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層および／または表１７、１８に示される上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具３４〜４３、４７、４８、５０、５１、５４、５７と同様に、比較被覆工具３４〜４３、４７、４８、５０、５１、５４、５７については、表３に示される形成条件で、表１４に示される下部層および／または表１７、１８に示される上部層を形成した。
参考のため、工具基体βおよび工具基体γの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１７に示される参考被覆工具４４，４５を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた。
また、本発明被覆工具３１〜５７、比較被覆工具３１〜４３，４６〜５７および参考被覆工具４４，４５の各構成層の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１５〜１８に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具３１〜５７、比較被覆工具３１〜４３，４６〜５７および参考被覆工具４４，４５の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、平均Ａｌ含有割合Ｘａｖ、平均Ｍｅ含有割合Ｙａｖ、平均Ｃ含有割合Ｚａｖ、粒状組織（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表１５〜１８に示す。
また、前記本発明被覆工具３１〜５７、比較被覆工具３１〜４３，４６〜５７および参考被覆工具４４，４５の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、平均Ａｌ含有割合Ｘａｖ、平均Ｍｅ含有割合Ｙａｖ、平均Ｃ含有割合Ｚａｖ、粒状組織（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表１５〜１８に示す。
前記本発明被覆工具３１〜５７の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍及び２００００倍）を用いて複数視野に亘って観察したところ、図１に示した膜構成模式図に示されるように立方晶結晶が存在する粒状組織の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層が確認された。また、立方晶結晶粒内にＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度分布が存在していることが、透過型電子顕微鏡（倍率２０００００倍）を用いて、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による面分析により確認された。さらに詳しく解析した結果、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値Ｘｍａｘと、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値Ｘｍｉｎとの差（Ｘｍａｘ−Ｘｍｉｎ）が０．０５〜０．２５であることが確認された。
また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて個々の結晶粒の結晶構造を、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定・解析した場合、立方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される立方晶結晶相単相、あるいは、立方晶結晶相と六方晶結晶格子の電子線後方散乱回折像が観察される六方晶結晶相との混合相からなり、かつ、電子線後方散乱回折像が観察された測定視野面積に占める六方晶結晶相の面積割合が３０面積％以下であることが確認された。
つぎに、前記各種の被覆工具を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、本発明被覆工具３１〜５７、比較被覆工具３１〜４３，４６〜５７および参考被覆工具４４，４５について、以下に示す、合金鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ３５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
送り： ０．４ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１９に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
送り： ０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ３５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
送り： ０．４ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ５ 分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１９に、前記切削試験の結果を示す。
原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を用意し、これら原料粉末を表２０に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：４ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて所定の寸法に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＪＩＳ規格ＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×内接円直径：１２．７mmの８０°菱形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｚｒ：３７．５％、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：残りからなる組成を有するＴｉ−Ｚｒ−Ｃｕ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２のインサート形状をもった工具基体イ、ロをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３および表４に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表２２、２３に示される本発明被覆工具６１〜７２を製造した。
なお、本発明被覆工具６４〜６８、７１については、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層および／または表２２、２３に示すような上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具６４〜６８、７１については、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層および／または表２２、２３に示すような上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表２４、２５に示される比較被覆工具６１〜６４，６７〜７４を製造した。
なお、本発明被覆工具６４〜６８、７１と同様に、比較被覆工具６４、６７、６８については、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層および／または表２４、２５に示すような上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具６４〜６８、７１と同様に、比較被覆工具６４、６７、６８については、表３に示される形成条件で、表２１に示すような下部層および／または表２４、２５に示すような上部層を形成した。
参考のため、工具基体イ、ロの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表２４に示される参考被覆工具６９，７０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表２４に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を蒸着形成し、参考被覆工具６５，６６を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表２４に示される目標組成、目標層厚の（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を蒸着形成し、参考被覆工具６５，６６を製造した。
また、本発明被覆工具６１〜７２、比較被覆工具６１〜６４，６７〜７４および参考被覆工具６５，６６の各構成層の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表２２〜２５に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具６１〜７２、比較被覆工具６１〜６４，６７〜７４および参考被覆工具６５，６６の硬質被覆層について、実施例１に示される方法と同様の方法を用いて、平均Ａｌ含有割合Ｘａｖ、平均Ｍｅ含有割合Ｙａｖ、平均Ｃ含有割合Ｚａｖ、粒状組織（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）層を構成する結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における六方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を、表２２〜２５に示す。
つぎに、各種の被覆工具を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、本発明被覆工具６１〜７２、比較被覆工具６１〜６４，６７〜７４および参考被覆工具６５，６６について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削試験： 浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１５ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４ 分、
表２６に、前記切削試験の結果を示す。
切削試験： 浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１５ ｍｍ、
送り： ０．１５ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４ 分、
表２６に、前記切削試験の結果を示す。
表１１、表１９および表２６に示される結果から、本発明の被覆工具は、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の少なくとも立方晶結晶粒を含む硬質被覆層において、該立方晶結晶粒内に、ＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化が存在することで、結晶粒の歪みにより、硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靱性が向上する。しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐欠損性にすぐれ、その結果、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかである。
これに対して、硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の少なくとも立方晶結晶粒を含む硬質被覆層において、該立方晶結晶粒内に、ＴｉとＡｌとＭｅの濃度変化が存在していない比較被覆工具１〜１３、１６〜２７，３１〜４３、４６〜５７、６１〜６４、６７〜７４および参考被覆工具１４、１５、４４、４５、６５，６６については、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。
前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼の高速断続切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮するものであるから、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。
Claims (9)
- 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚１〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＸａｖおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合ＹａｖならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｚａｖ（但し、Ｘａｖ、Ｙａｖ、Ｚａｖはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦Ｘａｖ≦０．９５、０．００５≦Ｙａｖ≦０．１０、０≦Ｚａｖ≦０．００５、Ｘａｖ＋Ｙａｖ≦０．９５５を満足し、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）また、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．０５〜１．０μｍ、平均アスペクト比Ａが５以下の粒状組織であり、
（ｄ）さらに、前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ１−ｘ―ｙＡｌｘＭｅｙ）（ＣｚＮ１−ｚ）におけるＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在し、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極大値の平均値をＸｍａｘ、また、Ａｌの含有割合ｘの周期的に変化するｘの値の極小値の平均値をＸｍｉｎとした場合、ＸｍａｘとＸｍｉｎの差が０．０５〜０．２５であることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位に沿った周期が３〜３０ｎｍであり、その方位に直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下であること特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が存在するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒において、
（ａ）ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＡとすると、方位ｄＡに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＡに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下である領域Ａ、
（ｂ）ＴｉとＡｌとＭｅの周期的な濃度変化が、方位ｄＡと直交する立方晶結晶粒の＜００１＞で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位を方位ｄＢとすると、方位ｄＢに沿った周期が３〜３０ｎｍであり、方位ｄＢに直交する面内でのＡｌの含有割合ｘの変化は０．０1以下である領域Ｂ、
前記領域Ａおよび領域Ｂが結晶粒内に存在し、前記領域Ａと領域Ｂの境界が｛１１０｝で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成され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。 - 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、２種以上の複数の相が共存する混合相からなり、該混合相は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、混合相に共存するその他の各相はＴｉとＡｌとＭｅから選ばれる少なくとも１種の元素とＣ，Ｎから選ばれる少なくとも一種からなる化合物からなることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層には、ウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒が存在し、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から測定した場合に、該ウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒の存在する面積割合は３０面積％以下であることを特徴とする請求項１乃至３または請求項５のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体と前記ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、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層または２層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする請求項1乃至６のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする請求項1乃至７のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする請求項１乃至８のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
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