JP6162484B2 - 表面被覆部材 - Google Patents

Description

本発明は、基体の表面に被覆層を設けた表面被覆部材に関する。

表面被覆部材として、超硬合金やサーメット等の基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させたコーティング超硬合金が広く使われている。

例えば、特許文献１では、超硬基体の表面に、（Ｚｒ、Ｔｉ）ＣＮからなる硬質被覆層を化学蒸着した被覆チップが開示されている。また、特許文献２では、基体の表面に、第１層としてＴｉＮ層、第２層として（Ｔｉ、Ｚｒ）ＣＮ層、第３層としてＴｉＣＮＯ層、第４層としてＡｌ_２Ｏ_３層を順次積層した切削工具が開示されている。さらに、特許文献３では、基体の表面に、下部層としてＴｉ化合物層、中間層としてα型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３層、上部層として、α型結晶構造のＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着形成した切削工具が開示されている。

特開昭６２−０５６５６４号公報 特開２００１−０１１６３２号公報 特開２０１１−２００９５３号公報

しかしながら、特許文献１−３のように（Ｚｒ、Ｔｉ）ＣＮ層や（Ｔｉ、Ｚｒ）ＣＮ層、Ｚｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を具備する構成では、被覆層の高温硬さと耐熱性は向上するものの、逆に耐欠損性が低下する傾向にあり、工具寿命は必ずしも延びず、被覆層のさらなる改善が求められていた。また、被覆層の表面では切屑の溶着が発生する場合があり、耐溶着性の改善も必要であった。

本発明は、上記課題に対して、良好な耐溶着性と耐欠損性とを兼ね備えた被覆層を具備する表面被覆部材を提供することを目的とする。

一態様の表面被覆部材は、基体の表面に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯの少なくとも１種のＴｉ系層とＡｌ_２Ｏ_３層とを具備する複数層からなる被覆層を設けたものであって、表面被覆部材であって、前記被覆層の表面層のみにＺｒを含有するとともに、前記表面層の表面から前記基体に向かって前記Ｚｒの含有比率が漸次減少しているものであって、前記表面層の表面におけるＺｒの含有比率が金属元素の総量に対して０．２〜１質量％である。

本発明の表面被覆部材によれば、前記被覆層の表面層のみにＺｒを含有するとともに、表面層の表面から基体に向かってＺｒの含有比率が漸次減少している構成からなることによって、被覆層は良好な耐溶着性を示すとともに、耐欠損性が改善されることを知見した。その結果、高速重切削加工のような切刃が高温になるとともに大きな衝撃がかかる切削加工においても、良好な切削性能を発揮する。

本発明の表面被覆部材の好適例である切削インサートの一例について、（ａ）概略斜視図、（ｂ）要部拡大断面図である。

本発明の表面被覆部材の好適例である切削インサートの一例である図１を基に説明する。

図１の切削インサート（以下、インサートと略す場合がある。）１は、すくい面２と逃げ面３との交差稜線部が切刃４を構成しており、図１（ａ）のインサート１は、板状で主面が概略正方形形状（ＣＮＭＡ／ＣＮＭＧ）からなる。

また、本実施態様によれば、図１（ｂ）に示すように、インサート１は、基体５の表面に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯの少なくとも１種のＴｉ系層とＡｌ_２Ｏ_３層とを具備する複数層からなる被覆層６が設けられている。図１（ｂ）によれば、具体的な構成として、基体５の直上には第１層としてＴｉＮ層７が形成され、第２層としてＴｉＣＮ層８−１０が形成されている。第２層であるＴｉＣＮ層８−１０は、柱状結晶からなる、いわゆるＭＴ−ＴｉＣＮ層８，９と、成膜温度が９５０〜１１００℃と高温で成膜した、いわゆるＨＴ−ＴｉＣＮ層１０とを順に成膜して構成されている。さらに、ＭＴ−ＴｉＣＮ層８，９は、平均結晶幅が０．５μｍ未満と微細な微細柱状結晶からなる微細ＭＴ−ＴｉＣＮ層８と、平均結晶幅が０．５〜２μｍと比較的大きい粗大柱状結晶からなる粗大ＭＴ−ＴｉＣＮ層９との積層からなる。ＨＴ−ＴｉＣＮ層１０の表面には中間層１１が設けられ、中間層１１の表面にはＡｌ_２Ｏ_３層１２が設けられ、Ａｌ_２Ｏ_３層１２の表面には表面層１３が設けられている。

なお、本発明において、被覆層６を構成する結晶が粒状であるとは、被覆層６を構成する結晶の任意１０個について最長長さとそれに直交する長さの平均値との比であるアスペクト比を各結晶について求めて、その平均値が１．５未満のものを指す。このアスペクト比が１．５以上の場合には、被覆層６を構成する結晶が柱状であるという。

本実施態様によれば、表面層１３のみにＺｒを含有するとともに、表面から基体５に向かって前記Ｚｒの含有比率が漸次減少している。これによって、被覆層６は良好な耐溶着性を示すとともに、耐欠損性が改善される。その結果、高速重切削加工のような切刃が高温になるとともに大きな衝撃がかかる切削加工においても、良好な切削性能を発揮する。

ここで、本実施態様においては、表面層１３の厚みが０．５〜１０μｍである。そして、表面層１３のうちのＺｒを含有している厚みが０．１〜５μｍである。これによって、表面層１３の耐チッピング性を改善できる。Ｚｒを含有している厚みの望ましい範囲は、０．２〜２μｍである。

また、本実施態様においては、表面層１３の表面におけるＺｒの含有比率が金属元素の総量に対して０．２〜１．０質量％である。これによって、表面層１３の耐溶着性をより高めることができる。

さらに、本実施態様では、表面層１３はＺｒ含有ＴｉＮ層からなる。Ｚｒ含有ＴｉＮ層は金色を呈することから、被覆層６の外観からインサート１を使用したかどうか、および摩耗の進行状態を目視で確認することができる。

本実施態様によれば、表面層１３を構成するＴｉＮ結晶の平均粒径が０．０１〜０．５μｍである。これによって、表面層１３の上表面がより平滑になる結果、被覆層６の表面が平滑になる。また、本実施態様によれば、表面層１３の厚みが１〜１０μｍである。こ
れによって、表面層１３の上表面がより平滑になる結果、被覆層６の表面が平滑になる。なお、本実施態様によれば、表面層１３の下表面の表面粗さ（Ｒａ）が０．２〜０．５μｍであるとともに、表面層１３の上表面の表面粗さ（Ｒａ）が０．０１〜０．３μｍである。なお、本発明においては、表面層１３の下表面および上表面の表面粗さ（Ｒａ）は、被覆層６の断面写真において、表面層１３の下表面および上表面の凹凸をトレースし、この凹凸形状をＪＩＳＢ０６５１による算出方法に準じて平均粗さ（Ｒａ）を算出する。

また、本実施態様では、表面層１３がＺｒ含有ＴｉＮ層からなるが、表面層１３がＡｌ_２Ｏ_３層１２の表面にＺｒを含有させたＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層であってもよい。なお、表面層１３は、Ｔｉ系層であってもよく、Ｔｉ系層としては上述のＺｒ含有ＴｉＮ層に限定されるものではなく、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯのいずれかを基本構造とするものであっても上述した効果を得ることができる。なお、表面層１３がＺｒ含有ＴｉＮ層であれば、被覆層６の外観からインサート１の使用状態を目視で確認することができる。Ａｌ_２Ｏ_３層１２はα型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３結晶からなり、かつ基体５の表面に対して垂直な方向から見た平均結晶幅が０．０５〜２μｍである。これによって、耐摩耗性が向上する。

基体５の直上のＴｉＮ層７、ＴｉＣＮ層８−１０は、被覆層６の耐欠損性を高めるものである。

また、本実施態様によれば、中間層１１は粗大ＭＴ−ＴｉＣＮ層９とＡｌ_２Ｏ_３層１２との密着力を高めるためのものであり、Ａｌ_２Ｏ_３層１２の剥離やチッピングを抑えることができる。中間層１１は、厚み０．０５〜０．５μｍのＴｉＣＮＯからなる。この酸素成分の存在によって、α型Ａｌ_２Ｏ_３層１２を構成する結晶を、平均粒径０．０５〜２μｍのα型結晶構造のＡｌ_２Ｏ_３結晶とすることができ、耐摩耗性を向上させることができる。

なお、各層の厚みおよび各層を構成する結晶の性状は、インサート１の断面における電子顕微鏡写真（走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真または透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真）を観察することにより、測定することが可能である。

一方、インサート１の基体５は、炭化タングステン（ＷＣ）と、所望により周期表第４、５、６族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも１種と、からなる硬質相を、コバルト（Ｃｏ）やニッケル（Ｎｉ）等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金やＴｉ基サーメット、またはＳｉ_３Ｎ_４、Ａｌ_２Ｏ_３、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）等のセラミックスのいずれかが好適に使用できる。中でも、インサート１を切削工具として用いる場合には、基体５は、超硬合金またはサーメットからなることが耐欠損性および耐摩耗性の点で望ましい。また、用途によっては、基体５は炭素鋼、高速度鋼、合金鋼等の金属からなるものであっても良い。

さらに、上記記載では切削インサートについて説明したが、ソリッドタイプの切削工具への適用も可能である。さらに、摺動部品や金型等の耐摩部品、掘削工具、刃物等の工具、耐衝撃部品等の各種の用途への応用も可能である。

（製造方法）
また、本実施形態のインサートの製造方法の一実施形態について説明する。

まず、上述した硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に
成形する。その後、得られた成形体を真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体５を作製する。そして、上記基体の表面に所望によって研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。

次に、得られた基体５の表面に化学気相蒸着（ＣＶＤ）法によって被覆層を形成する。まず、基体の直上に１層目としてＴｉＮ層を形成する。ＴｉＮ層の成膜条件としては、混合ガス組成として四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８００〜９４０℃、圧力を８〜５０ｋＰａにて成膜される。

次に、２層目としてＴｉＣＮ層を形成する。ここでは、ＴｉＣＮ層が、平均結晶幅が小さい微細柱状結晶層と、この層よりも平均結晶幅が大きい粗柱状結晶層とのＭＴ−ＴｉＣＮ層と、ＨＴ−ＴｉＣＮ層との３層にて構成する場合の成膜条件について説明する。

ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの微細柱状結晶層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．１〜０．４体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。ＭＴ−ＴｉＣＮ層のうちの粗柱状結晶層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．５〜４．０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜４０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．４〜２．０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を７８０〜９００℃、圧力を５〜２５ｋＰａとする。

ＨＴ−ＴｉＣＮ層の成膜条件は、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜５．０体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜３０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜４０ｋＰａとして成膜する。

そして、チャンバ内を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａとし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを４〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜３０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを４〜８体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に１０〜６０分導入した後、続いて体積％で二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜４．０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、５〜４０ｋＰａにて、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜１０体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に１０〜６０分導入することによって、中間層を成膜する。なお、このＣＯ_２ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることなく中間層を形成することもできるが、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を構成する結晶を微細なものとするためには、ＣＯ_２ガスを含む混合ガスを流す工程を経ることが望ましい。

そして、引き続き、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成する。α型Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜条件としては、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを０．５〜５．０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．５〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０〜０．５体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を９５０〜１１００℃、圧力を５〜１０ｋＰａとして成膜することが望ましい。

さらに、α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上層に表面層を形成する。Ｚｒ含有ＴｉＮ層からなる表面層を成膜する方法について説明すると、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを５〜６０体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる
混合ガスをチャンバ内に導入し、成膜温度を９６０〜１１００℃、圧力を１０〜８５ｋＰａとして、成膜を開始する。成膜開始後の所定の時間で、Ｚｒ源である四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスを追加し、その添加量を漸次増加させて、最終的に０．１〜５．０体積％となるように添加する。この時、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスの混合量は四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスの添加量分減らしていく。また、四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスの添加を開始するとともに成膜温度を成膜開始時に比べて５０〜２００℃上昇させることによって、耐溶着性に優れる傾斜膜ができるので望ましい。この成膜条件によって、表面層１３は、Ｚｒを含有するとともに、表面から基体５に向かってＺｒの含有比率が漸次減少しているＺｒ含有ＴｉＮ層となる。

平均粒径１．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を６質量％の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状（ＣＮＭＧ１２０４１２）に成形した。得られた成形体について、脱バインダ処理を施し、０．５〜１００Ｐａの真空中、１４００℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金に対して、ブラシ加工にてすくい面側について刃先処理（Ｒホーニング）を施した。

そして、上記超硬合金をＣＶＤ装置内にセットし、以下の順序で被覆層を成膜した。まず、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを３３体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８８０℃、ガス圧を１６ｋＰａにて粒状結晶からなるＴｉＮ層を成膜した。次に、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２５体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．２体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８６５℃、圧力を１５ｋＰａとして、ＴｉＣＮ層の下側の柱状結晶からなるＭＴ−ＴｉＣＮ層を成膜した。そして、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２５体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスを０．５体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を８６５℃、圧力を９ｋＰａとして、ＴｉＣＮ層の上側の柱状結晶からなるＭＴ−ＴｉＣＮ層を成膜した。その後、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを３．５体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを７体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２５体積％の割合で含み、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、成膜温度を１０１０℃、圧力を２０ｋＰａとして、粒状結晶からなるＨＴ−ＴｉＣＮ層を成膜した。

そして、チャンバ内を１０００℃、３０ｋＰａとし、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを８体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを２０体積％、一酸化炭素（ＣＯ）ガスを６体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整してチャンバ内に２０分導入して成膜した後、成膜温度を１０００℃、２０ｋＰａにて、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを５体積％、残りが窒素（Ｎ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に２０分導入して、粒状結晶のＴｉＣＮＯからなる中間層を成膜した。

次に、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを１．５体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを２．０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを４．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０．３体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用いて、成膜温度を１００５℃、圧力を９ｋＰａとして、粒状結晶からなるＡｌ_２Ｏ_３層を成膜した。ここで、試料Ｎｏ．４については、Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜工程の３／４が経過した時間から四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスを追加し、その添加量を漸次増加させた。なお、四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスの添加量は最終的に０．４体積％となった。この時、三塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスの混合量は四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスの添加量分減らしてＺｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層とした。そして、試料Ｎｏ．４については、Ｚｒ含有
Ａｌ_２Ｏ_３層の表面には後述する表面層をさらに成膜せず、Ｚｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層が表１に示す表面層となった。

その後、試料Ｎｏ．４以外の試料については、Ａｌ_２Ｏ_３層の上層に、表面層を四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを２．５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを３０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスをチャンバ内に導入し、圧力を３０ｋＰａとして、表１に示す初期成膜温度で成膜を開始し、試料Ｎｏ．１〜３、５、６については、成膜開始後の特定の時間で、Ｚｒ源である四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスを追加し、その添加量を漸次増加させるとともに成膜温度を表１に示す最終成膜温度まで漸次上昇させて、表１の表面層を成膜してインサートを作製した。なお、四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスの添加量は最終的に０．２〜５．０体積％となった。この時、四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスの混合量は四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスの添加量分減らして成膜した。試料Ｎｏ．８については四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスを添加せず、試料Ｎｏ．７については、成膜開始時から四塩化ジルコニウム（ＺｒＣｌ_４）ガスを同じ比率で添加して成膜した。

得られたインサートについて、走査型電子顕微鏡観察を行い、各層を構成する結晶の基本構造、平均厚み（表中、厚みと記載した。）、形状、平均粒径（表中、粒径と記載した。）を見積もった。また、グロー放電発光分光分析（ＧＤＳ）によって深さ方向を成分分析し、表面層の表面におけるＺｒの含有比率およびＺｒの含有厚み（表中、Ｚｒ厚みと記載した。）を確認した。なお、試料Ｎｏ．１〜６においては、Ｚｒの含有比率が表面層の表面から基体側に向かって次第に減少していることが確認できた。さらに、表面層の下表面および上表面の表面粗さ（Ｒａ）は、被覆層の断面写真において、表面層の下表面および上表面の凹凸をトレースし、この凹凸形状をＪＩＳＢ０６５１による算出方法に準じて平均粗さ（Ｒａ）を算出した。結果は表１に示した。

次に、この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１に示した。
切削方法：端面加工
被削材 ：ＦＣ２５０
切削速度：５００ｍ／分
送り ：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：３．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：フランク摩耗が０．３ｍｍ以上となるまでに加工できた個数（表中、加工数と記載。）とそのときの切刃の状態

表１の結果から明らかなように、表面層中にＺｒを含有しない試料Ｎｏ．８では、切刃に溶着が発生して加工数が少ないものであった。また、表面層の全体にＺｒを含有して、表面層の表面と基体側におけるＺｒの含有比率が同じである試料Ｎｏ．７では、表面層の耐欠損性が低下してチッピングが発生した。これに対し、本発明の範囲内である表面層のみにＺｒを含有するとともに、表面層の表面から基体に向かってＺｒの含有比率が漸次減少している試料Ｎｏ．１〜６では、インサートの表面への被削材の溶着が少なく、チッピングしにくくて工具寿命が長いものであった。

１ 切削インサート（インサート）
２ すくい面
３ 逃げ面
４ 切刃
５ 基体
６ 被覆層
７ ＴｉＮ層
８、９ ＭＴ−ＴｉＣＮ層
１０ ＨＴ−ＴｉＣＮ層
１１ 中間層
１２ Ａｌ_２Ｏ_３層
１３ 表面層

Claims (4)

1. 基体の表面に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯの少なくとも１種のＴｉ系層とＡｌ_２Ｏ_３層とを具備する複数層からなる被覆層を設けた表面被覆部材であって、前記被覆層の表面層のみにＺｒを含有するとともに、前記表面層の表面から前記基体に向かって前記Ｚｒの含有比率が漸次減少しており、
   前記表面層の表面におけるＺｒの含有比率が金属元素の総量に対して０．２〜１質量％である表面被覆部材。
2. 基体の表面に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯの少なくとも１種のＴｉ系層とＡｌ _２ Ｏ _３ 層とを具備する複数層からなる被覆層を設けた表面被覆部材であって、前記被覆層の表面層のみにＺｒを含有するとともに、前記表面層の表面から前記基体に向かって前記Ｚｒの含有比率が漸次減少しており、
   前記表面層は、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＯ、ＴｉＮＯおよびＴｉＣＮＯの少なくとも１種のＴｉ系の層である表面被覆部材。
3. 前記表面層は、前記Ｔｉ系の層のうちＴｉＮ層である請求項２記載の表面被覆部材。
4. 前記表面層の下表面の表面粗さ（Ｒａ）が０．２〜０．５μｍであるとともに、前記表面層の上表面の表面粗さ（Ｒａ）が０．０１〜０．３μｍである請求項１乃至３のいずれか記載の表面被覆部材。