JP2018051674A - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具を提供する。【解決手段】 工具基体表面に、上部層、密着層α、下部層βが少なくとも設けられている表面被覆工具において、上部層は、少なくとも酸化アルミニウム層を含み、密着層αは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有し、組成式：（Ｔｉ１−ＸαＡｌＸα）（ＣＹαＮ１−Ｙα）で表される（但し、Ｘαａｖｇ、Ｙαａｖｇは原子比で、０．１０≦Ｘαａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙαａｖｇ≦０．００５を満足する）層からなり、下部層βは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有し、組成式：（Ｔｉ１−ＸβＡｌＸβ）（ＣＹβＮ１−Ｙβ）で表される（但し、Ｘβａｖｇ、Ｙβａｖｇは原子比で、０．６０≦Ｘβａｖｇ≦０．９５かつＸαａｖｇ≦Ｘβａｖｇ、０≦Ｙβａｖｇ≦０．００５を満足する）層からなる。【選択図】 図１

Description

本発明は、例えば、鋳鉄等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的・衝撃的な高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、耐剥離性を備え、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工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）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、剥離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、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＮＨ_３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（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）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（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ_２Ｏ_３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しているが、Ａｌの含有割合ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼすかについてまでは明らかにされていない。

また、例えば、特許文献２には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶構造あるいは六方晶構造を含む立方晶構造の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層（ただし、原子比で、ｘは０．６５〜０．９０）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。

特表２０１１−５１６７２２号公報 特表２０１１−５１３５９４号公報

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で提案される化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層については、Ａｌの含有割合ｘを高めることができ、また、立方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、鋳鉄等の切削加工に供した場合、上部Ａｌ_２Ｏ_３層とＴｉＡｌＮ層の付着強度は十分でないため、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすいという問題があった。
また、前記特許文献２で提案される被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性、耐熱性にすぐれ、鋼の断続切削加工ではすぐれた切削性能を発揮するものの、鋳鉄の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いえないという問題があった。
そこで、本発明は、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とする。

本発明者らは、前述の観点から、Ａｌ含有割合が比較的高い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「（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）」で示すことがある）層を少なくとも下部層として含み、また、上部層として少なくともα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層（以下、単に「α−Ａｌ_２Ｏ_３層」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、耐剥離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、本発明者らは、Ａｌ含有割合が比較的高い（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を下部層として、この上に、上部層としてα−Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着形成した場合には、硬度が高く耐摩耗性は向上するが、下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層との間の付着強度が十分でない。そこで、下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層との間の付着強度を高めるために、下部層に比して相対的にＡｌ含有割合の少ない（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を密着層として介在形成することにより、下部層と上部層の付着強度を高め得ることを見出した。
また、前記密着層において、Ａｌの含有割合を工具基体側から上部層側に向かって低減させる組成傾斜構造とすることによって、密着層自体の硬さを高め得るとともに、下部層−密着層−上部層間の付着強度をより一層高め得ることを見出した。
そして、工具基体表面に、少なくとも前記下部層、密着層及び上部層からなる層構造の硬質被覆層を形成することによって、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出したのである。

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、硬質被覆層が設けられている表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、表面側から工具基体側に向かって、上部層、密着層α、下部層βの３層からなり、該３層の合計平均層厚は１.２~２０μｍであり、
（ｂ）前記上部層は、少なくとも酸化アルミニウム層を含んだ、１〜１０μｍの合計平均層厚の層からなり、
（ｃ）前記密着層αは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、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、０．１〜１０μｍの合計平均層厚からなり、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸαＡｌ_Ｘα）（Ｃ_ＹαＮ_１−Ｙα）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘα_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙα_ａｖｇ（但し、Ｘα_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１０≦Ｘα_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙα_ａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｄ）前記下部層βは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、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、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸβＡｌ_Ｘβ）（Ｃ_ＹβＮ_１−Ｙβ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ_ａｖｇ（但し、Ｘβ_ａｖｇ、Ｙβ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５かつＸα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇ、０≦Ｙβ_ａｖｇ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記密着層α内にはＡｌ成分の組成傾斜が存在し、工具基体側から上部層側に向かってＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαが漸次減少していく層からなり、密着層α内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαの最大値Ｘα_ｍａｘは、下部層βのＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとした場合、Ｘα_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすことを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記Ａｌ成分の組成傾斜が存在する前記密着層αは、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαが異なる複数の層からなり、工具基体側から上部層側に向かってＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαが漸次減少することを特徴とする（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記下部層βにおけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβ_ａｖｇは、０．７０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５であ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） 前記密着層αおよび前記下部層βについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、該層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記工具基体と前記下部層β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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層δが存在することを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（７）前記工具基体と前記下部層βの間に、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、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む０．１〜１０μｍの平均層厚を有する密着層γが存在し、
（ａ）密着層γは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸγＡｌ_Ｘγ）（Ｃ_ＹγＮ_１−Ｙγ）
で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘγ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγ_ａｖｇ（但し、Ｘγ_ａｖｇ、Ｙγ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘγ_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙγ_ａｖｇ≦０．００５を満足し、
（ｂ）密着層γ内にはＡｌ成分の組成傾斜が存在し、工具基体側から下部層β側に向かってＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘγが増加していく層からなり、密着層γ内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘγの最大値Ｘγ_ｍａｘは、下部層βのＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとした場合、Ｘγ_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすことを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（８） 前記密着層γについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、該層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする（７）に記載の表面被覆切削工具。
（９）前記工具基体と前記密着層γ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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層δが存在することを特徴とする（７）または（８）に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。

本発明について、以下に詳細に説明する。

まず、本発明被覆工具の硬質被覆層の層構造の例を、図面とともに説明する。
図１〜図４に、本発明被覆工具の硬質被覆層の層構造のいくつかの態様の具体例を示す。

図１は、上部層としてα−Ａｌ_２Ｏ_３層が設けられ、その下に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌ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、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合（以下、「ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合」を、単に、「Ａｌの平均含有割合」という）Ｘα_ａｖｇが相対的に少ない密着層αが設けられ、さらにその下に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌ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、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが密着層αのＡｌの平均含有割合Ｘα_ａｖｇに比して相対的に高い下部層βが設けられた硬質被覆層の層構造の態様の一例を示す。
前記密着層αには、工具基体側から上部層側に向かってＡｌの含有割合Ｘαが漸次減少していくＡｌ成分の組成傾斜構造が存在することが好ましい。
前記密着層αにおけるＡｌ成分の組成傾斜構造としては、Ａｌの含有割合Ｘαが連続的に減少していく組成傾斜の形態をとることができ、また、不連続的（段階的）にＡｌの含有割合Ｘαが減少する組成傾斜の形態をとることもできる。不連続的な組成傾斜の形態においては、前記密着層αを、Ａｌの含有割合Ｘαが異なる複数の層で構成するとともに、工具基体側から上部層側に向かってＡｌの含有割合Ｘαが減少するように前記複数の層を配列することによって形成することができる。
前記密着層α内のＡｌの含有割合Ｘαの最大値をＸα_ｍａｘとし、また、下部層βのＡｌの含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとした時、Ｘα_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすことが好ましい。
さらに、前記密着層αおよび前記下部層βについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在してもよいが、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であること、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることが好ましい。

図２は、図１に示される層構造において、下部層βと工具基体間の付着強度を高めるために、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から選ばれる１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層δを設けた別の態様を示す。

図３は、前記図１において、下部層βと工具基体との間に、密着層γを設けた本発明の層構造の別の態様を示す。
上部層、密着層αおよび下部層βについては前述のとおりであるが、密着層γは、下部層βとは逆に、工具基体側から下部層β側に向かってＡｌの含有割合Ｘγが増加していく組成傾斜構造を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層であって、しかも、密着層γ内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合（以下、「ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合」を、単に、「Ａｌの含有割合」という）Ｘγの最大値Ｘγ_ｍａｘは、下部層βのＡｌの含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとした場合、Ｘγ_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすことが好ましい。
また、前記密着層α、下部層βと同様に、前記密着層γについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在してもよいが、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であること、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることが好ましい。

図４は、前記図３における前記密着層γと工具基体との間に、下部層δを設けた本発明の層構造のさらに別の態様を示す。
下部層δは、図２の場合と同様、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から選ばれる１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層として構成することができ、下部層δを設けることによって、工具基体と密着層γとの付着強度を高める効果を有する。

次に、本発明被覆工具の硬質被覆層のそれぞれの層について説明する。

上部層：
本発明の上部層αは、α−Ａｌ_２Ｏ_３層で構成することによって、すぐれた高温硬さと耐高温酸化性を発揮するが、上部層αの平均層厚が１．０μｍ未満の場合には、長期にわたるすぐれた耐摩耗性を発揮することができず、一方、上部層αの平均層厚が１０μｍを超える場合には、チッピングを発生しやすくなるので、上部層αの平均層厚は１．０μｍ〜１０μｍとする。

密着層α：
密着層αは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含む。
密着層αは、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５である下部層βの直上にα−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層を形成した場合には、その付着強度が十分でなく、高負荷が作用する切削加工において、チッピング、剥離等の異常損傷を発生しやすくなるため、下部層βと上部層の付着強度を高めるために設ける層である。
密着層αを、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸαＡｌ_Ｘα）（Ｃ_ＹαＮ_１−Ｙα）
で表した場合、Ａｌの平均含有割合Ｘα_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合（以下、「ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合」を、単に、「Ｃの平均含有割合」という）Ｙα_ａｖｇ（但し、Ｘα_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘα_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙα_ａｖｇ≦０．００５とする。
この理由は、密着層αを介在形成することによって下部層βと上部層の付着強度の向上を図る場合、下部層βと上部層との格子不整合に伴う歪を緩和するためには、少なくともＸα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇとするとともに、Ｘα_ａｖｇは０．６５未満とすることが必要であり、また、Ｘα_ａｖｇが０．１未満となると、下部層βのＡｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５であるため格子不整合が大きくなり過ぎて、密着層αを介在させたことによる歪緩和効果が不十分となるからである。
密着層αに含まれるＣの平均含有割合Ｙα_ａｖｇは、０≦Ｙα_ａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、密着層αと上部層もしくは下部層β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、結果として硬質被覆層全体としての耐チッピング性、耐剥離性が向上するが、Ｃ成分の平均含有割合Ｙα_ａｖｇが０．００５を超えると、密着層αの靭性が低下するため耐チッピング性、耐剥離性が逆に低下するため好ましくない。
したがって、密着層αにおけるＡｌの平均含有割合Ｘα_ａｖｇおよびＣの平均含有割合Ｙα_ａｖｇ（但し、Ｘα_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘα_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙα_ａｖｇ≦０．００５を満足する範囲内とする。
なお、上部層と密着層αとの界面の密着層α内に、Ａｌの拡散等により、微量のＡｌ−ｒｉｃｈな異相が形成される場合もあるが、この異相の存在によって切削性能が低下することはない。
密着層αは、前述のように、Ａｌの平均含有割合Ｘα_ａｖｇを低く抑えているため、下部層βの直上にα−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層を形成した場合に比して、上部層と下部層βの間に密着層αを介在形成した場合の方が付着強度は向上する。

また、より一層の付着強度向上を図るためには、密着層αに、工具基体側から上部層側に向かってＡｌの含有割合Ｘαが漸次減少していくＡｌ成分の組成傾斜構造を構成することが好ましい。
ただ、組成傾斜構造を構成する場合、密着層α内のＡｌの含有割合Ｘαの最大値をＸα_ｍａｘとし、また、下部層βのＡｌの含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとしたとき、Ｘα_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすこと、即ち、密着層α内のＡｌの含有割合Ｘαは、下部層βのＡｌの含有割合Ｘβを超えないことが必要である。
さらに、密着層αに、前記Ａｌ成分の組成傾斜構造を構成することによって、下部層βと上部層との格子不整合に伴う歪を緩和することができるが、下部層βと上部層との格子不整合に伴う歪を徐々に緩和するためにはＸα_ａｖｇは０．６５未満であることが必要であり、一方、Ｘα_ａｖｇが０．１未満となると、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５である下部層βとの格子不整合が大きくなり過ぎるため、密着層αにＡｌ成分の傾斜組成構造を形成したことによる歪緩和効果が不十分となる。

さらに、前記密着層αおよび前記下部層βについて、また、後記する密着層γについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在してもよいが、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であること、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることが好ましい。
これは、次のような理由による。
すなわち、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒の粒界に靱性に優れた微粒六方晶が存在することで粒界における摩擦が低減し、靱性が向上する。ただし、六方晶構造の微粒結晶粒の面積割合が５面積％を超えると相対的に硬さが低下し好ましくなく、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒが０．０１μｍ未満であると靱性向上の効果が見られず、０．３μｍを超えると、硬さが低下し、耐摩耗性が損なわれるため、平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍとすることが好ましい。
なお、粒界中に存在する前記六方晶構造の微粒結晶粒は、透過型電子顕微鏡を用いて電子線回折図形を解析することにより同定することができ、また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒子径は、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めることができる。

前記密着層αにおけるＡｌの平均含有割合Ｘα_ａｖｇ、Ａｌの含有割合Ｘαの最大値Ｘα_ｍａｘは、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において密着層α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）を用いて算出することができる。具体的には元素マッピングを行い、密着層αを膜厚方向に等分に５点測定した各点のＡｌ含有割合の平均値を１０箇所測定し、密着層αのＡｌの平均含有割合Ｘα_ａｖｇを求めることができ、あるいは、密着層αを膜厚方向に等分に５点測定した各点のＡｌ含有割合の最大値を１０箇所測定し、密着層αのＡｌの含有割合Ｘαの最大値Ｘα_ｍａｘを求めることができる。
後記する下部層βのＡｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇ、Ａｌの含有割合Ｘβの最小値Ｘβ_ｍｉｎ、さらに、密着層γのＡｌの平均含有割合Ｘγ_ａｖｇ、Ａｌの含有割合Ｘγの最大値Ｘγ_ｍａｘについても、前記と同様にして測定・算出することができる。

また、密着層αに、工具基体側から上部層側に向かってＡｌの含有割合Ｘαが漸次減少していくＡｌ成分の組成傾斜構造を形成した場合、あるいは、後記する密着層γに、工具基体側から上部層側に向かってＡｌの含有割合Ｘγが漸次増加するＡｌ成分の組成傾斜構造を形成した場合、密着層αあるいは密着層γからなる（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において（Ａｌ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）層の縦断面方向に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、元素の線分析を行うことによって、工具基体側から上部層側に向かうＡｌ量の変化を測定することができる。
なお、Ｃの平均含有割合（Ｙα_ａｖｇ、Ｙβ_ａｖｇおよびＹγ_ａｖｇ）については、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用い、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うことにより求めることができる。Ｃの平均含有割合は、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層についての深さ方向の平均値を示す。

下部層β：
下部層βは、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含む。
下部層βは、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが、０．１０≦Ｘβ_ａｖｇ＜０．６５である密着層αの直下に設けられ、硬質被覆層全体としての硬さの向上、耐摩耗性の向上に寄与する。
前記下部層βは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸβＡｌ_Ｘβ）（Ｃ_ＹβＮ_１−Ｙβ）
で表した場合、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇおよびＣの平均含有割合Ｙβ_ａｖｇ（但し、Ｘβ_ａｖｇ、Ｙβ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙβα_ａｖｇ≦０．００５を満足し、さらに、Ｘα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇを満足することが必要である。
その理由は、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが０．６０未満では、鋳鉄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く、一方、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが０．９５を超えると、硬さに劣る六方晶の析出量が増大し硬さが低下するため、耐摩耗性が低下するからである。さらに、本発明では、上部層と下部層βの間に、両層の付着強度を高めるために相対的に低硬度の密着層αを介在形成していることから、硬質被覆層全体としての耐摩耗性を高めるためには、Ｘα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇとすることが必要である。
したがって、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇは、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５かつＸα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇと定めた。
また、Ｃの平均含有割合Ｙβ_ａｖｇについては、密着層αにおけるＹα_ａｖｇの場合と同様、密着性向上、潤滑性向上、切削時の衝撃緩和による耐チッピング性、耐剥離性の観点から、０≦Ｙβ_ａｖｇ≦０．００５と定めた。
また、前記密着層αの平均層厚が０．１μｍ未満の場合には、下部層βと上部層との格子不整合に伴う歪の緩和効果が十分でなく、チッピングを発生しやすくなる。
下部層βの平均層厚が、０．１μｍ未満の場合には、高硬度である下部層βの耐摩耗性が発揮されなくなる。一方、前記上部層α、密着層αと下部層βの合計平均層厚が２０．０μｍを超える場合には、チッピングを発生しやすくなるので、上部層α、密着層αと下部層βの合計平均層厚は１．２μｍ〜２０μｍとした。

密着層γ：
密着層γは、前記下部層βと工具基体表面との付着強度をより高めるために形成するＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含む層である。
密着層γは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸγＡｌ_Ｘγ）（Ｃ_ＹγＮ_１−Ｙγ）
で表した場合、Ａｌの平均含有割合Ｘγ_ａｖｇおよびＣの平均含有割合Ｙγ_ａｖｇ（但し、Ｘγ_ａｖｇ、Ｙγ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘγ_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙγ_ａｖｇ≦０．００５とする。
密着層γは、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５である下部層βと工具基体との付着強度を高めるため、密着層γに、工具基体側から上部層側に向かってＡｌの含有割合Ｘγが漸次増加するＡｌ成分の組成傾斜構造を構成することが好ましい。
ただ、この場合、密着層γ内のＡｌの含有割合Ｘγの最大値をＸγ_ｍａｘとし、また、下部層βのＡｌの含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとしたとき、Ｘγ_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすこと、即ち、密着層γ内のＡｌの含有割合Ｘγは、下部層βのＡｌの含有割合Ｘβを超えないことが必要である。
さらに、密着層γに、前記Ａｌ成分の組成傾斜構造を構成することによって、下部層βと工具基体表面との格子不整合に伴う歪を緩和することができるが、下部層βと工具基体表面との格子不整合に伴う歪を徐々に緩和するためにはＸγ_ａｖｇは０．６５未満であることが必要であり、一方、Ｘγ_ａｖｇが０．１未満となると、Ａｌの平均含有割合Ｘβ_ａｖｇが、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５である下部層βとの格子不整合が大きくなり過ぎるため、密着層γにＡｌ成分の傾斜組成構造を形成したことによる歪緩和効果が不十分となる。本発明の密着層γは、すぐれた密着性を発揮するが、平均層厚が０．１μｍ未満の場合には、長期にわたるすぐれた密着性を発揮することができず、一方、密着層γの平均層厚が１０μｍを超える場合には、チッピングを発生しやすくなるので、密着層γの平均層厚は０．１μｍ〜１０μｍとする。

前述した（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層α、下部層βおよび密着層γは、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ_３とＨ_２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、Ｎ_２、Ｃ_２Ｈ_４、Ｈ_２からなるガス群Ｂ、および、おのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ_３：２．０〜３．０％、Ｈ_２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ_３：０．１〜０．９９％、ＴｉＣｌ_４：０．１〜０．９％、Ｎ_２：０．０〜１２．０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜０．０５％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：６００〜８００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．２５〜０．３０秒という範囲内の条件において、形成する層に応じて条件を調整して、所定時間、熱ＣＶＤ法を行うことによって形成することができる。

下部層δ：
前記工具基体と前記密着層γの間に下部層δを形成することができる。
下部層δは、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から選ばれる１層または２層以上からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する。
前記下部層δは、０．１〜２０μｍの合計平均層厚で形成した場合、工具基体と密着層γとの付着強度をさらに高める効果を有する。

本発明は、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、酸化アルミニウム層からなる上部層、Ａｌ含有割合が相対的に低い（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層α、Ａｌ含有割合が相対的に高い（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層βの３層から構成され、該３層の合計平均層厚は１〜２０μｍであって、前記密着層αと下部層β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、前記密着層αは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸαＡｌ_Ｘα）（Ｃ_ＹαＮ_１−Ｙα）
で表した場合、０．１０≦Ｘα_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙα_ａｖｇ≦０．００５（但し、Ｘα_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇはいずれも原子比）を満足し、また、前記下部層βは、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_１−ＸβＡｌ_Ｘβ）（Ｃ_ＹβＮ_１−Ｙβ）
で表した場合、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５かつＸα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇであって、０≦Ｙβ_ａｖｇ≦０．００５（但し、Ｘβ_ａｖｇ、Ｙβ_ａｖｇはいずれも原子比）を満足することから、上部層−密着層α−下部層β−工具基体間の付着強度が向上する。
また、本発明では、前記密着層αに組成傾斜構造を形成することによって、上部層−密着層α−下部層β間の付着強度をより向上させることができる。
また、本発明では、下部層βと工具基体との間に、組成傾斜構造を有する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層γを設けることができ、これによって、下部層β−工具基体間の付着強度をより向上させることができる。
さらに、本発明では、前記下部層βと工具基体との間、あるいは、前記密着層γと工具基体との間に、Ｔｉの化合物層からなる下部層δを設けることにより、下部層βと工具基体間、あるいは、密着層γと工具基体間の付着強度をより一段と向上させることができる。
その結果、本発明被覆工具を、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する鋳鉄等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。

本発明の硬質被覆層の層構造の縦断面模式図の一つ態様を示す。 図１に示す本発明の硬質被覆層の層構造において、下部層βと工具基体との間に、下部層δを設けた別の態様を示す。 図１に示す本発明の硬質被覆層の層構造において、下部層βと工具基体との間に、密着層γを設けたさらに別の態様を示す。 図３に示す本発明の硬質被覆層の層構造において、密着層γと工具基体との間に、下部層δを設けた本発明の層構造のさらに別の態様を示す。

つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、以下の実施例では、工具基体として、炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す。）あるいは炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す。）を用いた場合について説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体として用いた場合も同様である。

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、表３に示されるガス条件及び表４に示される形成条件で、表９に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層βを形成した。
次いで、表５に示されるガス条件及び表６に示される形成条件で、表９に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層αを形成した。
なお、密着層αの形成に際し、表５、表６に示す条件Ａα、Ｂαにおいては、成膜条件を一定とし、層厚方向にわたって一定の組成を有する密着層αを形成した。
また、表５、表６に示す条件Ｃα、Ｄαにおいては、密着層αを、Ａｌの含有割合Ｘαが異なる複数の層、具体的には、工具基体側から硬質被覆層表面に向けて、下位層、中位層、上位層からなる三層で成膜し、組成傾斜構造を有する密着層αを形成した。
さらに、表５、表６に示す条件Ｅα、ＦαおよびＧαにおいては、成膜初期から成膜終期にかけて蒸着条件を次第に変更して組成傾斜構造を有する密着層αを形成した。
次いで、表７に示される通常の化学蒸着条件で、α−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層を形成した。
上記の各成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、下部層β、密着層αおよび上部層からなる硬質被覆層を形成することにより、表９に示す本発明被覆工具１〜７を作製した。

また、前記工具基体Ａ〜Ｄの表面に、まず、表７に示される形成条件でＴｉ化合物からなる下部層δを形成し、ついで、表３に示されるガス条件及び表４に示される形成条件で、表９に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層βを形成した。
次いで、表５に示されるガス条件及び表６に示される形成条件で、表９に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層αを形成した。
なお、密着層αとしては、条件を選択して、層厚方向にわたって一定組成の密着層α、三層構造の密着層α、組成傾斜構造を有する密着層αのいずれかを形成した。
次いで、表７に示される通常の化学蒸着条件で、α−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層を形成した。
上記の各成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、下部層δ、下部層β、密着層αおよび上部層からなる硬質被覆層を形成することにより、表９に示す本発明被覆工具８〜１５を作製した。

比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表７に示される形成条件でＴｉ化合物からなる下部層δを形成し、あるいは、形成せずに、化学蒸着装置を用い、表３に示されるガス条件及び表４に示される形成条件で下部層βを成膜し、ついで、表７に示される形成条件で、α−Ａｌ_２Ｏ_３からなる上部層を成膜することで、表１０に示す比較例被覆工具１〜１５を作製した。

本発明被覆工具１〜１５、比較例被覆工具１〜１５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。表９および表１０にその結果を示す。
また、本発明被覆工具１〜１５の下部層βと密着層α、比較例被覆工具１〜１５の下部層βを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均Ａｌ含有割合Ｘβ_ａｖｇ、Ｘα_ａｖｇ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Ｘβ_ａｖｇ、Ｘα_ａｖｇを求めた。平均Ｃ含有割合Ｙβ_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇ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Ｙβ_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇは（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層についての深さ方向の平均値を示す。

また、前記下部層β、密着層αを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の結晶構造については、Ｘ線回折により測定した回折ピークより同定し、ＮａＣｌ型の立方晶構造の単相であるか六方晶結晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が含まれているかを調査した。なお、Ｘ線回折は、Ｘ線回折装置としてスペクトリス社ＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ Ｅｍｐｙｒｅａｎを用いて、ＣｕＫα線による２θ‐θ法で測定し、測定条件として、測定範囲（２θ）：３０〜１３０度、Ｘ線出力：４５ｋＶ、４０ｍＡ、発散スリット：０．５度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。

さらに、本発明被覆工具１〜１５のうちの多層(三層)構造からなる密着層α、あるいは、組成傾斜構造を有する密着層αについては、次のようにしてＡｌの含有割合Ｘαを測定した。二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、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。深さ方向におけるＸαのプロファイルから、多層(三層)構造からなる密着層αの各層のＸα、組成傾斜構造を有する密着層αの成膜初期・終期のＸαをそれぞれ求めた。
表９、表１０に、これらの値を示す。

また、電子線後方散乱回折装置を用いて、下部層β、密着層α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、工具基体と水平方向に長さ１００μｍ、工具基体表面と垂直な方向の断面に沿って膜厚以下の距離の測定範囲内の下部層β、密着層α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、六方晶構造を有する微粒結晶粒の面積割合を求めた。
また、六方晶構造の微粒結晶粒の平均粒径Ｒは、粒界を含んだ１μｍ×１μｍの測定範囲内に存在する粒子について、粒径を測定し、それらの平均値を算出することによって求めた。なお、粒径は六方晶と同定した各々の結晶粒に対して外接円を作成し、その外接円の半径を求め、その平均値を粒径とした。
表９、表１０に、これらの値を示す。

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１〜１５、比較例被覆工具１〜１５について、以下に示す、鋳鉄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。
表１１に、その結果を示す。

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、
カッタ径： １２５ ｍｍ、
被削材： ＪＩＳ・ＦＣＤ７００幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ７１３ ｍｉｎ^−１、
切削速度： ２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２．５ ｍｍ、
一刃送り量： ０．３ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
（通常の切削速度は、 １８０ｍ／ｍｉｎ）

表１１に示される結果から、本発明被覆工具は、下部層βがＮａＣｌ型立方晶構造の単相であって高硬度を有し、さらに、密着層αが下部層βと上部層との付着強度を高め、あるいは、さらに、下部層δが工具基体と下部層βの付着強度を高めるため、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具においては、チッピング、剥離等の異常損傷の発生を原因として、短期間で使用寿命に至る。

実施例１で作製した表１に示す工具基体Ａ〜Ｃおよび表２に示す工具基体Ｄの表面に、表７に示す条件で、表１４に示すＴｉ化合物層からなる下部層δを形成し、あるいは、形成せずに、表１２に示されるガス条件及び表１３に示される形成条件で、表１４に示す（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層γを形成した。
ついで、表３に示されるガス条件及び表４に示される形成条件で、表１５に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層βを形成した。
次いで、表５に示されるガス条件及び表６に示される形成条件で、表１５に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層αを形成した。
なお、密着層αとしては、一定組成の密着層α、三層構造の密着層α、組成傾斜構造を有する密着層αのいずれかを形成した。
次いで、表７に示される通常の化学蒸着条件で、表１５に示されるα−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層を形成した。
上記の各成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、密着層γ、下部層β、密着層αおよび上部層からなる硬質被覆層、あるいは、さらに、下部層δを備える硬質被覆層を形成することにより、表１４、表１５に示す本発明被覆工具２１〜３５を作製した。

本発明被覆工具２１〜３５について、実施例１の場合と同様にして、以下の各測定を行った。
まず、各層の平均層厚を求めた。表１４、表１５にその結果をしめす。
また、密着層γ、下部層βおよび密着層αを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、実施例１と同様にしてＡｌの含有割合Ｘα、平均Ａｌ含有割合Ｘγ_ａｖｇ、Ｘβ_ａｖｇ、Ｘα_ａｖｇ、平均Ｃ含有割合Ｙγ_ａｖｇ、Ｙβ_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇを求め、表１４、表１５にその結果を示した。
また、密着層γ、下部層βおよび密着層αに含まれる六方晶構造を有する微粒結晶粒について、その面積割合と平均粒径の値を、実施例１と同様な方法により測定し、表１４、表１５にその結果を示した。

つぎに、前記本発明被覆工具２１〜３５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、以下に示す、鋳鉄の乾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。
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２８０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：３.０ ｍｍ、
送り：０．３ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１６に、前記切削試験の結果を示す。

表１６に示される結果から、密着層γあるいは下部層δをさらに設けた本発明の被覆工具においては、硬質被覆層を構成する各構成層の付着強度が一段と向上し、切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、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わかる。

前述のように、本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮するから、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)

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、硬質被覆層が設けられている表面被覆切削工具において、
   （ａ）前記硬質被覆層は、表面側から工具基体側に向かって、上部層、密着層α、下部層βの３層からなり、該３層の合計平均層厚は１.２〜２０μｍであり、
   （ｂ）前記上部層は、少なくとも酸化アルミニウム層を含んだ、１〜１０μｍの合計平均層厚の層からなり、
   （ｃ）前記密着層αは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、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、０．１〜１０μｍの合計平均層厚からなり、その組成を、
   組成式：（Ｔｉ_１−ＸαＡｌ_Ｘα）（Ｃ_ＹαＮ_１−Ｙα）
   で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘα_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙα_ａｖｇ（但し、Ｘα_ａｖｇ、Ｙα_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１０≦Ｘα_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙα_ａｖｇ≦０．００５を満足し、
   （ｄ）前記下部層βは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、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、その組成を、
   組成式：（Ｔｉ_１−ＸβＡｌ_Ｘβ）（Ｃ_ＹβＮ_１−Ｙβ）
   で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘβ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙβ_ａｖｇ（但し、Ｘβ_ａｖｇ、Ｙβ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５かつＸα_ａｖｇ≦Ｘβ_ａｖｇ、０≦Ｙβ_ａｖｇ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記密着層α内にはＡｌ成分の組成傾斜が存在し、工具基体側から上部層側に向かってＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαが漸次減少していく層からなり、密着層α内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαの最大値Ｘα_ｍａｘは、下部層βのＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとした場合、Ｘα_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たす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Ａｌ成分の組成傾斜が存在する前記密着層αは、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαが異なる複数の層からなり、工具基体側から上部層側に向かってＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘαが漸次減少することを特徴とする請求項２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記下部層βにおけるＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβ_ａｖｇは、０．７０≦Ｘβ_ａｖｇ≦０．９５であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
5. 前記密着層αおよび前記下部層βについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、該層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
6. 前記工具基体と前記下部層β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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層δが存在することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
7. 前記工具基体と前記下部層βの間に、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、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む０．１〜１０μｍの平均層厚を有する密着層γが存在し、
   （ａ）密着層γは、その組成を、
   組成式：（Ｔｉ_１−ＸγＡｌ_Ｘγ）（Ｃ_ＹγＮ_１−Ｙγ）
   で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘγ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙγ_ａｖｇ（但し、Ｘγ_ａｖｇ、Ｙγ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．１≦Ｘγ_ａｖｇ＜０．６５、０≦Ｙγ_ａｖｇ≦０．００５を満足し、
   （ｂ）密着層γ内にはＡｌ成分の組成傾斜が存在し、工具基体側から下部層β側に向かってＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘγが増加していく層からなり、密着層γ内のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘγの最大値Ｘγ_ｍａｘは、下部層βのＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める含有割合Ｘβの最小値をＸβ_ｍｉｎとした場合、Ｘγ_ｍａｘ≦Ｘβ_ｍｉｎを満たすことを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
8. 前記密着層γについて、該層の縦断面方向から観察した場合に、該層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合は５面積％以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Ｒは０．０１〜０．３μｍであることを特徴とする請求項７に記載の表面被覆切削工具。
9. 前記工具基体と前記密着層γ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層以上のＴｉ化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層δが存在することを特徴とする請求項７または８に記載の表面被覆切削工具。