JP5697750B2

JP5697750B2 - 表面被覆部材

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Publication number: JP5697750B2
Application number: JP2013522986A
Authority: JP
Inventors: 和範石川; ヨウセンシュ
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2011-06-30
Filing date: 2012-06-29
Publication date: 2015-04-08
Anticipated expiration: 2032-06-29
Also published as: JPWO2013002385A1; WO2013002385A1

Description

本発明は基体の表面に被覆層を成膜してなる表面被覆部材に関する。

切削工具等の表面被覆部材は、耐摩耗性や耐溶着性、耐欠損性が必要とされるため、例えば、ＷＣ基超硬合金やＴｉＣＮ基サーメット等の硬質基体の表面に様々な被覆層を成膜した切削工具等の表面被覆部材が広く使われている。かかる被覆層として、ＴｉＣＮ層やＴｉＡｌＮ層が一般的に広く採用されているが、より高い耐摩耗性と耐欠損性の向上を目的として種々な被覆層が開発されつつある。

例えば、特許文献１では、Ｔｉ（Ｃ）Ｎ皮膜層とＴｉＡｌ（Ｃ）Ｎ皮膜層とが交互に隣接して４層以上形成された硬質皮膜構造が開示されている。また、特許文献２では、ＴｉＮｂＳｉＮからなるＡ層とＴｉＡｌＮからなるＢ層とがそれぞれ交互に積層された被覆層において、Ａ層とＢ層の周期を被覆層の厚み方向で変化させた皮膜構造が開示されている。さらに、特許文献３では、六方晶のＡｌＮ層またはＴｉ_０．１Ａｌ_０．９Ｎと立方晶のＴｉＮ層またはＴｉ_０．５Ｚｒ_０．５Ｎ層との２種類の薄層が交互に一定の周期で積層された被覆層が開示されている。

特開平０６−１３６５１４号公報特開２０１０−０７６０８４号公報特開平０８−１２７８６３号公報

しかしながら、特許文献１、２のように異なる２つの組成を交互に積層した構成においても、立方晶の結晶構造のみからなる組成では耐酸化性と耐欠損性をさらに高める必要があり、性能が十分とは言えなかった。また、特許文献３のように、被覆層を、単純な立方晶と六方晶の混在した第１層と立方晶からなる第２層との交互積層の構成とした場合には、被覆層の耐欠損性が不十分であった。

そこで、本発明は、耐酸化性と耐欠損性をさらに高めることができる被覆層を備えた表面被覆部材を提供することを目的とする。

本発明の表面被覆部材は、基体の表面に、（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層を交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆したものであって、前記被覆層の表面から見たＸ線回折（ＸＲＤ）パターンにおいて、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐ_ｃと六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐ_ｈが混在した状態で観察されるとともに、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの（２００）面の回折角（２θ_ｃｓ）に対する前記立方晶のＸ線回折ピークｐ_ｃの回折角（２θ_ｃｍ）の低角度側へのずれ量△θ_ｃに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの（００２）面の回折角（２θ_ｈｓ）に対する前記六方晶のＸ線回折ピークｐ_ｈの回折角（２θ_ｈｍ）の低角度側へのずれ量△θ_ｈが０．１〜５．０°大きい構成からなる。

本発明の他の表面被覆部材は、基体の表面に、（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．２５、０．７８≦ｂ≦０．８２、０≦ｄ≦０．１５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．８≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．２、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層とを交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆したものである。

第１層の（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎで表わされて、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９かつ０≦ｄ≦０．２の被覆層は、単層で存在すると硬度の高い立方晶の結晶構造とともにＡｌＮを基本構造とする六方晶の結晶構造が混在する形態をとるが、この六方晶の結晶構造は立方晶の結晶構造に比べて硬度が低いために、被覆層全体の耐摩耗性が低下することが知られている。そこで、被覆層を、単純に立方晶と六方晶の混在した第１層と、立方晶からなる第２層との交互積層の構成とすることによって、被覆層の硬度を高めることはできるが、被覆層の耐欠損性が低下する。

そのため、本発明によれば、立方晶と六方晶の混在した第１層と、立方晶からなる第２層との交互積層の構成において、Ｘ線回折ピークにおける立方晶と六方晶の基準の回折角（２θ_ｃｓ、２θ_ｈｓ）に対して、六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークの回折角（２θ_ｈｍ）を、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークの回折角（２θ_ｃｍ）よりも低角度側にシフトさせる、すなわち、被覆層中の六方晶のＸ線回折ピークｐ_ｈの回折角（２θ_ｈｍ）の低角度側へのずれ量△θ_ｈを０．１〜５．０°大きくすることにより、被覆層の耐酸化性と耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性を高めることができる。

また、第１層の（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎで表わされて、Ａｌの含有比率であるｂが０．５５よりも高い組成では、単層で存在すると硬度の高いＴｉＮを基本構造とする立方晶の結晶構造とともにＡｌＮを基本構造とする六方晶の結晶構造が混在する形態をとるが、この六方晶の結晶構造は立方晶の結晶構造に比べて硬度が低いために、Ａｌの含有比率が高くなればなるほど被覆層全体の耐摩耗性が低下していくことが知られている。しかしながら、（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎの０．１≦ａ＜０．２５、０．７５≦ｂ≦０．８５かつ０≦ｄ≦０．１５の比率からなる被覆層は、立方晶と六方晶とが混在しながらも、（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎで表されてＴｉを８０原子％以上含有する（０．８≦ｅ≦１）立方晶からなる第２層との交互積層の構成とすることによって、被覆層の耐酸化性が高く、過酷な切削環境下における耐摩耗性が向上することを見出した。

本発明の表面被覆部材の好適例である切削工具の一例について、（ａ）概略斜視図であり、（ｂ）被覆層の拡大断面図である。図１の切削工具についてのＸ線回折パターンである。第２層がＴｉＮ層からなる実施例２の試料Ｎｏ．II−２〜９において、第１層のＡｌの含有比率ｂを変化させたときの逃げ面摩耗量をプロットしたグラフである。

本発明の切削工具の一例について、図１（ａ）の概略斜視図、（ｂ）の被覆層の拡大断面図を用いて説明する。

本発明の表面被覆部材の好適例である切削工具１は、基体２の表面に、（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層７と、（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層８を交互に繰り返し積層した被覆層６を被覆した構成からなり、すくい面３と逃げ面４とを有する。

そして、図２に示すような被覆層６の表面から見たＸ線回折（ＸＲＤ）パターンにおいて、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐ_ｃと六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐ_ｈが混在した状態で観察されるとともに、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの回折角（２θ_ｃｓ）と回折ピークｐ_ｃの回折角（２θ_ｃｍ）との低角度側へのずれに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの回折角（２θ_ｈｓ）と回折ピークｐ_ｈの回折角（２θ_ｈｍ）とのずれが低角度側に０．１〜５．０°大きい構成からなる。この構成により、被覆層６の耐酸化性と耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性を高めることができる。上記ずれの差の望ましい範囲は、０．５〜３．０°である。なお、図２において、上記２θ_ｃｓ、２θ_ｃｍ、２θ_ｈｓ、２θ_ｈｍを模式的に表示した。

なお、本実施態様によれば、第１層７の各厚みの平均値ｔ_１と第２層８の各厚みの平均値ｔ₂とがそれぞれ１〜１００ｎｍであり、この範囲であれば、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れる。なお、第１層７の各厚みの平均値とは、第１層７の各層の厚みを測定し、これら合計厚みを層の数で割った値を指す。第２層８も同様である。また、第１層７の各厚みの平均値ｔ_１と第２層８の各厚みの平均値ｔ₂との比率ｔ_１／ｔ_２は０．３〜０．８であり、被覆層６の内部応力を緩和して被覆層６が剥離やチッピングすることなく厚膜化でき、耐摩耗性および耐欠損性が向上する。

また、第１層７の（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）組成において、ａが０．１より小さいと硬度特性が得られなくなり、逆にａが０．４以上かまたはｂが０．４より小さいと六方晶の結晶構造が現れなくなる。また、ｂが０．９を超えると被覆層６の硬度が低下する。さらに、金属Ｍとしては、Ｔｉを除く周期表第４、５、６族金属、ＳｉおよびＹから選ばれる少なくとも１種からなるが、中でも、Ｎｂ、Ｓｉ、ＣｒおよびＷの１種以上を含有することが、被覆層６の耐酸化性を高める上で望ましい。なお、第２層８は金属Ｍを含まなくてもよく、第２層８がＴｉＮからなることが、第２層８の内部応力が低く被覆層６の内部応力を緩和して被覆層６が自己破壊により剥離やチッピングすることなく厚膜化でき、耐摩耗性および耐欠損性が向上する点で望ましい。ｄが０．２を超えると、被覆層６の硬度が低下する。

さらに、第１層７の（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎの組成式において、０．１≦ａ＜０．２５、０．７５≦ｂ≦０．８５、０≦ｄ≦０．１５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１からなり、かつ第２層８の（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎの組成式において、０．８≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．２、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１からなる場合には、被覆層６の耐酸化性が高くて切刃が高温になる過酷な切削条件においても切削工具１の耐摩耗性が高い。図３に第２層８がＴｉＮからなるときの第１層７の組成式（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎにおいて、Ａｌ含有比率ｂの変化に対する逃げ面摩耗幅の変化を示すが、ｂが０．５で極小値をとった後、ｂが高くなるにつれて摩耗幅が大きくなる傾向にある。しかしながら、ｂ＝０．７５〜０．８５では、逃げ面摩耗幅が再び小さくなり、他の組成よりも耐摩耗性が高くなることがわかった。ここで、ｂが０．７８〜０．８２であれば、特に耐摩耗性が高い。なお、図３の逃げ面摩耗幅は後述する実施例の切削条件において９００個加工後の試料（試料Ｎｏ．II−２〜９）について測定した。

また、被覆層６中の各元素の含有比率は、電子顕微鏡測定装置に備え付けられたエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析装置を用いて測定することができ、被覆層６中のＴｉ含有比率は各元素のピーク強度の総和とＴｉ元素のピーク強度との比率で算出される。ここで、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析法におけるＴｉのＬα線のピーク（エネルギー０．４ｋｅＶ付近）についてはＮ元素のＫα線のピークと重なって正確な測定ができないために、Ｎ元素が含有される可能性がある場合にはこのピークは算出に用いるピークから外してＴｉのＫα線のピーク（エネルギー４．５ｋｅＶ付近）を用いてＴｉの含有量を求め、その量から他の金属元素の含有比率をそれぞれ算出する。また、本発明によれば、金属元素の測定に際してはそれぞれ被覆層の任意５箇所以上の測定値に基づいてその平均値として求めるものとする。

また、本実施態様では、被覆層６の表面には複数のドロップレットが存在しており、任意の領域について顕微鏡で観察される所定の視野内に存在するドロップレットのうちの５０％以上の数が、（Ｔｉ_ｈＡｌ_ｉＭ_ｊ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、ｈ＝０〜０．２または０．８〜１、ｉ＝０〜０．２または０．８〜１、０≦ｊ≦０．２、ｈ＋ｉ＋ｊ＝１）からなる。この５０％以上の上記特定組成のドロップレットは硬度が低いために、被覆層６の表面を被削材が通過するような場合には、被覆層６の正常部よりも先に変形して、被覆層６の摺動性を高める働きをする。

さらに、基体としては、炭化タングステンや、炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの他、窒化ケイ素や、酸化アルミニウムを主成分とするセラミック、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相と、セラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。その他、鋼や合金鋼等も採用可能である。

なお、上記実施態様では切削工具として適用する場合について説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、金型等の耐摩耗部材や刃物、掘削工具への適用も可能である。

（製造方法）
次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。

まず、工具形状の基体を従来公知の方法を用いて作製する。次に、基体の表面に、被覆層を成膜する。被覆層の成膜方法として、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）および金属Ｍ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表第４、５、６族元素、ＳｉおよびＹのうちから選ばれる１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲットまたは複合化した合金ターゲットに用いる。

そして、第１層を構成するターゲット１と第２層を構成するターゲット２とをチャンバの側壁面の望ましくは対向する位置に配置して、試料を回転させながら成膜する。成膜条件としては、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスと反応させるイオンプレーティング法またはスパッタリング法によって被覆層を成膜する。

このとき、第１層を主として成膜するターゲット１の近傍にてＡｒガスを供給して、望ましくはプラズマを発生させた状態で成膜することにより、成膜される被覆層中の第１層と第２層の特定のＸＲＤピークのずれ量を所定の範囲に制御することができる。また、試料の回転数は２〜１０ｒｐｍであることが望ましい。

なお、イオンプレーティング法やスパッタリング法で上記被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造を考慮してアーク電流を印加することによって特定の高硬度な被覆層を作製できるとともに、基体との密着性を高めるために３０〜２００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。

平均粒径０．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）粉末を０．５質量％の割合で添加、混合し、刃先交換式切削工具（ＣＮＭＧ０４０８）インサート形状に成型して焼成した。そして、研削工程を経た後、アルカリ、酸、蒸留水の順によって表面を洗浄して切削インサート基体を作製した。

そして、ターゲット１とターゲット２を装着したアークイオンプレーティング装置内に上記基体をセットし、基体を５００℃に加熱して、試料の回転数３ｒｐｍ、アーク電流１５０Ａにて表１に示す被覆層を成膜した。また、成膜条件はＮ_２ガスを総圧力４Ｐａの雰囲気中、バイアス電圧１００Ｖとし、成膜中、Ｎ_２ガスとは別にＡｒガスを表１に示す位置、圧力で供給しながらすくい面における被覆層の厚みが２μｍとなるまで成膜した。

得られたインサートについて、キーエンス社製走査型電子顕微鏡（VE8800）および透過型電子顕微鏡を用いて組織観察を行い、被覆層を構成する結晶や膜厚（ｔ_１、ｔ_２）を確認した。同装置に付随のＥＤＡＸアナライザ（AMETEK EDAX-VE9800）を用いて加速電圧１５ｋＶにてエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析法の一種であるＺＡＦ法により被覆層の組成の定量分析を行い、被覆層（第１層および第２層）の組成を算出した。同様に、被覆層の表面に存在する直径が０．２μｍ以上のドロップレットについて、それぞれの組成を分析し、１視野に存在する全ドロップレットの総数に対する（Ｔｉ_ｈＡｌ_ｉＭ_ｊ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、ｈ＝０〜０．２または０．８〜１、ｉ＝０〜０．２または０．８〜１、０≦ｇ≦０．２、ｈ＋ｉ＋ｊ＝１）からなるドロップレットの個数比率を求めた（表中、特定Ｄｒ比率個数％と記載）。結果は表１、２に示した。なお、膜厚の測定においては、第１層と第２層との厚み（ｔ_１、ｔ_２）がそれぞれ観察できる倍率で観察される一視野内の複数層の第１層と第２層の厚み（ｔ_１、ｔ_２）をそれぞれ測定し、さらに観察視野を任意３視野以上の観察ポイントについて測定して、これを平均してそれぞれの厚みｔ_１、ｔ_２を算出した。

また、２θ＝２０〜８０°の範囲でＸ線回折測定を行い、被覆層のピークを同定した。そして、立方晶の（２００）面と六方晶の（００２）面のピークの回折角（２θ_ｃｍ、２θ_ｈｍ）を読み取って、立方晶ＴｉＮのＪＳＰＤＳデータの（２００）面の回折角２θ_ｃｓ＝４２．５９°と２θ_ｃｍとのずれ量（表中△θ_ｃと記載）と、六方晶ＡｌＮのＪＳＰＤＳデータの（００２）面の回折角２θ_ｈｓ＝３７．９１８°と２θ_ｈｍとのずれ量（表中△θ_ｈと記載）とを算出し、その差（表中△θ_ｈ−△θ_ｃと記載）も表２に示した。さらに、得られたインサートを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表２に記載した。
切削方法：肩削り（ミリング加工）
被削材：ＳＫＤ１１
切削速度：１５０ｍ／分
送り：０．１２ｍｍ／刃
切り込み：横切り込み１０ｍｍ、深さ切り込み３ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：１０分間切削した時点でチッピング状態を測定し、続けて切削加工できた加工数を評価した。

表１、２より、第１層の組成が所定の範囲から外れる（ａ＞０．４）試料Ｎｏ．Ｉ−７では、耐酸化性が低下してクレータ摩耗が早期から進行した。また、第２層の組成が所定の範囲から外れる（ｅ＜０．４、ｆ＞０．６）の試料Ｎｏ．Ｉ−８では、六方晶構造の硬度の影響が出て耐摩耗性が低下し、クレータ摩耗が進行した。さらに、成膜中にＡｒガスを導入せず六方晶のＸ線回折ピークの低角度側へのずれが０．１°より小さかった試料Ｎｏ．Ｉ−９では、耐チッピング性が低下した。

これに対し、所定範囲の第１層と第２層とからなり、Ｘ線回折パターンの六方晶ピークが低角度側へ０．１〜５．０°の範囲でシフトした試料Ｎｏ．Ｉ−１〜６では、耐酸化性および耐摩耗性に加えて耐欠損性が高くて切削性能に優れたものであった。

実施例１と同様に切削インサート基体を作製し、実施例１と同様に、アークイオンプレーティング法にて表３に示す第１層と第２層の組成からなる被覆層を成膜した。

得られたインサートについて、実施例１と同様に被覆層を構成する結晶の性状や膜厚（ｔ_１、ｔ_２）の確認、被覆層およびドロップレットの組成の定量分析、Ｘ線回折測定における△θ_ｃ、△θ_ｈ、その差を測定した。さらに、得られたインサートを用いて実施例１と同様に切削試験を行った。結果は表３、４に示した。

表３、４より、第１層の組成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．II−２〜５、９、１１では、耐酸化性が低下してクレータ摩耗が早期から進行した。また、第２層の組成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．II−１２では、六方晶構造の硬度の影響が出て耐摩耗性が低下し、クレータ摩耗が進行した。これに対し、所定範囲の第１層と第２層とからなる試料Ｎｏ．II−１、６〜８、１０では、耐酸化性および耐摩耗性に加えて耐欠損性が高くて切削性能に優れたものであった。

１切削工具
２基体
３すくい面
４逃げ面
５切刃
６被覆層
７第１層
８第２層

Claims

基体の表面に、（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層を交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆した表面被覆部材であって、前記被覆層の表面から見たＸ線回折（ＸＲＤ）パターンにおいて、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐ_ｃと六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐ_ｈが混在した状態で観察されるとともに、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの（２００）面の回折角（２θ_ｃｓ）に対する前記立方晶のＸ線回折ピークｐ_ｃの回折角（２θ_ｃｍ）の低角度側へのずれ量△θ_ｃに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの（００２）面の回折角（２θ_ｈｓ）に対する前記六方晶のＸ線回折ピークｐ_ｈの回折角（２θ_ｈｍ）の低角度側へのずれ量△θ_ｈが０．１〜５．０°大きい表面被覆部材。
基体の表面に、（Ｔｉ_ａＡｌ_ｂＭ_ｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．２５、０．７８≦ｂ≦０．８２、０≦ｄ≦０．１５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（Ｔｉ_ｅＡｌ_ｆＭ_ｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．８≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．２、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層とを交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆した表面被覆部材。
前記第１層の各厚みの平均値ｔ_１と前記第２層の各厚みの平均値ｔ_２とが１〜１００ｎｍである請求項１または２記載の表面被覆部材。
前記第１層の各厚みの平均値ｔ_１と前記第２層の各厚みの平均値ｔ_２との比率ｔ_１／ｔ_２が０．３〜０．８である請求項３記載の表面被覆部材。
前記第２層がＴｉＮからなる請求項１乃至４のいずれか記載の表面被覆部材。
前記被覆層の表面には複数のドロップレットが存在し、任意の領域について顕微鏡で観察される所定の視野内に存在するドロップレットのうちの５０％以上の数が、（Ｔｉ_ｈＡｌ_ｉＭ_ｊ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、ｈ＝０〜０．２または０．８〜１、ｉ＝０〜０．２または０．８〜１、０≦ｊ≦０．
２、ｈ＋ｉ＋ｊ＝１）からなる請求項１乃至５のいずれか記載の表面被覆部材。