JP7137149B2 - 硬質被覆層が優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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Description
本発明は、鋳鉄等の高速断続切削加工に用いても、硬質被覆層が優れた耐チッピング性を備えることにより、長期の使用にわたって優れた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具ということがある）に関するものである。
従来、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金等の工具基体の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ－Ａｌ系の複合炭窒化物層を被覆形成した被覆工具があり、これらは、優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系の複合炭窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件等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系の複合炭窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性に優れるものの、高速断続切削条件等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、工具基体に一層又は多層からなる被覆層を設け、該被覆層の少なくとも一層は少なくともチタンとアルミニウムと窒素を含む窒化チタンアルミニウム膜である窒化チタンアルミニウム膜被覆工具において、該窒化チタンアルミニウム膜の結晶構造が立方晶であり、引張り残留応力を有し、かつ含有塩素量が０．０１～２質量％であることを特徴とする窒化チタンアルミニウム膜被覆工具が記載されている。
また、例えば、特許文献２には、ＣＶＤによって形成された複数のＴｉ１－ｘＡｌｘＮ層および／またはＴｉ１－ｘＡｌｘＣ層および／またはＴｉ１－ｘＡｌｘＣＮ層（式中、ｘは０．６５～０．９５である）の上にＡｌ２Ｏ３層が外層として配置されていることを特徴とする、硬質材料で被覆された被覆工具が記載されている。
さらに、例えば、特許文献３には、複数層として、Ｔｉ１－ｘＡｌｘＮからなる第１単位層と、Ｔｉ１－ｙＡｌｙＮからなる第２単位層とが交互に積層された多層構造を含み、前記第１単位層はｆｃｃ型結晶構造を有して、０＜ｘ＜０．６５であり、第２単位層はｈｃｐ型結晶構造を有して、０．６５≦ｙ＜１である被膜を有する被覆工具が記載されている。
加えて、例えば、特許文献４には、複数の結晶粒と、前記結晶粒の間の非晶質相と、を含み、前記結晶粒は、それぞれ、ｆｃｃ構造を有するＴｉ１－ｘＡｌｘＮ層と、ｈｃｐ構造を有するＴｉ１－ｙＡｌｙＮ層とが交互に積層された構造を有しており、０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１、（ｙ－ｘ）≧０．１の関係を満たし、前記非晶質相は、ＴｉおよびＡｌの少なくとも一方の炭化物、窒化物または炭窒化物を含む、硬質被膜を有する被覆工具が記載されている。
加えて、例えば、特許文献５には、ｆｃｃ構造を主体とする窒化チタンアルミニウム皮膜からなる下層と、ｈｃｐ構造の窒化アルミニウムからなる上層とを有する硬質皮膜であって、前記上層は柱状結晶組織を有し、前記柱状結晶の平均横断面径が０．０５～０．６μｍであり、前記上層における（１００）面のＸ線回折ピーク値Ｉａ（１００）と（００２）面のＸ線回折ピークＩａ（００２）との比が、Ｉａ（００２）／Ｉａ（００１）≧６の関係を満たす硬質皮膜からなり、前記上層が前記下層の上にエピタキシャル成長していることを特徴とする被覆工具が記載されている。
しかし、特許文献１～４に記載された被覆工具は、鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合には被覆工具のすくい面の皮膜における熱亀裂等の異常損傷が発生し、それを起点としたチッピングが発生しやすく満足する切削性能を発揮するとはいえないものである。
また、特許文献５に記載された被覆工具は、鋳鉄等の高速断続切削加工に供した場合には上部層と下部層の密着性が充分でなく、上部層の剥離と、それを起点としたチッピングが発生しやすく満足する切削性能を発揮するとはいえないものである。
そこで、本発明は、鋳鉄等の高速断続切削加工に用いても、硬質被覆層が優れた耐チッピング性を備えることにより、長期の使用にわたって優れた切削性能を発揮する被覆工具を提供することを目的とする。
本発明者は、硬質被覆層としてのＴｉとＡｌとの複合窒化物層または複合炭窒化物層（以下、この複合窒化物層または複合炭窒化物層をＴｉＡｌＣＮ層とも表記する）の熱亀裂等の異常損傷に起因するチッピング発生について鋭意検討を行ったところ、耐摩耗性が良好なＮａＣｌ型の面心立方構造（立方晶ということがある）のＴｉＡｌＣＮ層を工具基体に近い層（工具基体側の層）にして、耐熱亀裂性が良好なＴｉとＡｌとＢとの複合窒化物層または複合炭窒化物層（以下、この複合窒化物層または複合炭窒化物層をＴｉＡｌＢＣＮ層とも表記する）のウルツ鉱型の六方晶構造（六方晶ということがある）の層を積層すれば、鋳鉄等の高速断続切削加工において耐チッピング性が向上するという新規な知見を得た。
本発明は、この知見に基づくものであって、
「（１）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であって、
（ａ）前記硬質被覆層は、ウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を９０面積％以上含むＴｉＡｌＢＣＮ層αを工具表面側に、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結晶粒を８５面積％以上含むＴｉＡｌＣＮ層βを前記工具基体側に、それぞれ一層ずつ有する積層構造であり、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘα-ｙα）ＡｌｘαＢｙα）（ＣｚαＮ（１－ｚα））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘα、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙαとＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚα（但し、ｘα、ｙα、ｚαはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘα+ｙα≦１．００、０．０５≦ｙα≦０．４０、０．０００≦ｚα≦０．０１５、を満足し、
（ｃ）前記ＴｉＡｌＣＮ層βの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘβ）Ａｌｘβ）（ＣｚβＮ（１－ｚβ））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とＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚβ（但し、ｘβ、ｚβはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６５≦ｘβ≦０．９５、０．０００≦ｚβ≦０．０１５を満足し、
（ｄ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、それぞれの平均層厚をＬα、Ｌβとした場合、０.５μｍ≦Ｌα≦１０．０μｍ、１．０μｍ≦Ｌβ≦２０．０μｍを満足する、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ｘαと前記ｙαと前記ｘβは、｜ｘα＋ｙα―ｘβ｜≦０．２０を満足す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ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの間に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結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、
（ａ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘγ）Ａｌｘγ）（ＣｚγＮ（１－ｚγ））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と、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚγ（但し、ｘγ、ｚγはいずれも原子比）について、
ｘγが、ｘα+ｙα≦ｘγ＜ｘβまたはｘα+ｙα≧ｘγ＞ｘβ、
ｚγが、０．０００≦ｚγ≦０．０１５、
をそれぞれ満足し、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γは、その平均層厚をＬγとした場合、０．１μｍ≦Ｌγ≦１．０μｍを満たす、
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ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＢＣＮ層δが存在し、
（ａ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層δの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘδ-ｙδ）ＡｌｘδＢｙδ）（ＣｚδＮ（１－ｚδ））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘδ、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙδと、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚδ（但し、ｘδ、ｙδ、ｚδはいずれも原子比）について、
ｘδが、ｘα+ｙα≦ｘδ+ｙδ≦ｘβもしくはｘα+ｙα≧ｘδ+ｙδ≧ｘβ、
ｙδが、０．０３≦ｙδ≦０．１０、
かつ、ｚδが、０．０００≦ｚδ≦０．０１５、
をそれぞれ満足し、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層δは、その平均層厚をＬδとした場合、０．１μｍ≦Ｌδ≦１．０μｍ、を満たす、
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。
（５）前記表面被覆切削工具のすくい面に前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの積層構造を含む前記硬質被覆層を有し、逃げ面の表面に前記ＴｉＡｌＣＮ層βを含む硬質被覆層を有することを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
である。
「（１）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であって、
（ａ）前記硬質被覆層は、ウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を９０面積％以上含むＴｉＡｌＢＣＮ層αを工具表面側に、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結晶粒を８５面積％以上含むＴｉＡｌＣＮ層βを前記工具基体側に、それぞれ一層ずつ有する積層構造であり、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘα-ｙα）ＡｌｘαＢｙα）（ＣｚαＮ（１－ｚα））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘα、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙαとＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚα（但し、ｘα、ｙα、ｚαはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘα+ｙα≦１．００、０．０５≦ｙα≦０．４０、０．０００≦ｚα≦０．０１５、を満足し、
（ｃ）前記ＴｉＡｌＣＮ層βの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘβ）Ａｌｘβ）（ＣｚβＮ（１－ｚβ））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とＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚβ（但し、ｘβ、ｚβはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６５≦ｘβ≦０．９５、０．０００≦ｚβ≦０．０１５を満足し、
（ｄ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、それぞれの平均層厚をＬα、Ｌβとした場合、０.５μｍ≦Ｌα≦１０．０μｍ、１．０μｍ≦Ｌβ≦２０．０μｍを満足する、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記ｘαと前記ｙαと前記ｘβは、｜ｘα＋ｙα―ｘβ｜≦０．２０を満足す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ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの間に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結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、
（ａ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘγ）Ａｌｘγ）（ＣｚγＮ（１－ｚγ））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と、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚγ（但し、ｘγ、ｚγはいずれも原子比）について、
ｘγが、ｘα+ｙα≦ｘγ＜ｘβまたはｘα+ｙα≧ｘγ＞ｘβ、
ｚγが、０．０００≦ｚγ≦０．０１５、
をそれぞれ満足し、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γは、その平均層厚をＬγとした場合、０．１μｍ≦Ｌγ≦１．０μｍを満たす、
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ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＢＣＮ層δが存在し、
（ａ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層δの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘδ-ｙδ）ＡｌｘδＢｙδ）（ＣｚδＮ（１－ｚδ））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘδ、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙδと、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚδ（但し、ｘδ、ｙδ、ｚδはいずれも原子比）について、
ｘδが、ｘα+ｙα≦ｘδ+ｙδ≦ｘβもしくはｘα+ｙα≧ｘδ+ｙδ≧ｘβ、
ｙδが、０．０３≦ｙδ≦０．１０、
かつ、ｚδが、０．０００≦ｚδ≦０．０１５、
をそれぞれ満足し、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層δは、その平均層厚をＬδとした場合、０．１μｍ≦Ｌδ≦１．０μｍ、を満たす、
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。
（５）前記表面被覆切削工具のすくい面に前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの積層構造を含む前記硬質被覆層を有し、逃げ面の表面に前記ＴｉＡｌＣＮ層βを含む硬質被覆層を有することを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
である。
本発明の表面被覆切削工具は、逃げ面での耐摩耗性を維持しつつ、すくい面での熱亀裂の発生を防ぐことにより、すくい面から逃げ面に至る損傷を防ぎ、鋳鉄等の高速断続切削であっても長寿命であるという優れた効果を発揮する。
以下、本発明の被覆工具について、より詳細に説明する。なお、本明細書、特許請求の範囲の記載において、数値範囲を「～」を用いて表現する場合、その範囲は上限および下限の数値を含むものである。
Ｉ．硬質被覆層の積層構造：
本発明に係る被覆工具は、図１に示すように、ウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＢＣＮ層αを工具表面側に、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結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＣＮ層βを工具基体側に、それぞれ、１層ずつ有する積層構造を有している。
本発明に係る被覆工具は、図１に示すように、ウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＢＣＮ層αを工具表面側に、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結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＣＮ層βを工具基体側に、それぞれ、１層ずつ有する積層構造を有している。
この積層構造とする理由は、耐熱亀裂性が良好なＴｉＡｌＢＣＮ層αを工具表面側に、耐摩耗性が良好であるＴｉＡｌＣＮ層βを工具基体側に配置することにより、逃げ面における耐摩耗性を維持しつつ、すくい面における熱亀裂の発生を防止し、さらに、すくい面から逃げ面に至る損傷を防ぐことができ、鋳鉄等の高速断続切削加工においても長期にわたって優れた切削性能を発揮できるためである。
また、ＴｉＡｌＢＣＮ層αは、Ｂの添加によって、ウルツ鉱型の六方晶構造の形成が確実となり、より低温の条件にて成膜できる。この為、下層（工具基体側）となるＴｉＡｌＣＮ層βは、ＴｉＡｌＢＣＮ層α成膜時のアニーリングの影響を受けず、立方晶の割合を高くすることができる。そして、ＴｉＡｌＢＣＮ層αでは、刃先の温度上昇を抑制でき、耐チッピング性が向上する。
さらに、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βはともにＡｌを含有しており、両層間の密着性を高めることが出来る。また、図２に示すように、必要に応じて、このＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上のために、両層の間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ層γまたは同構造を有するＴｉＡｌＢＣＮ層δのいずれかを設けることが好ましい。
以下、各層について詳述する。
以下、各層について詳述する。
１．ＴｉＡｌＢＣＮ層α：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αは、耐熱亀裂性（耐熱衝撃性）に優れたウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含む層であって、工具表面側に設けられる。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αは、耐熱亀裂性（耐熱衝撃性）に優れたウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含む層であって、工具表面側に設けられる。
（１）ＴｉＡｌＢＣＮ層αの組成：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αは、組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘα－ｙα）ＡｌｘαＢｙα）（ＣｚαＮ（１－ｚα））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘα、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙαおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚα（但し、ｘα、ｙα、ｚαはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘα＋ｙα≦１．００、０．０５≦ｙα≦０．４０、０．０００≦ｚα≦０．０１５を満足することが好ましい。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αは、組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘα－ｙα）ＡｌｘαＢｙα）（ＣｚαＮ（１－ｚα））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘα、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙαおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚα（但し、ｘα、ｙα、ｚαはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘα＋ｙα≦１．００、０．０５≦ｙα≦０．４０、０．０００≦ｚα≦０．０１５を満足することが好ましい。
ｘα＋ｙαをこの範囲とする理由は、０．７０未満になるとウルツ鉱型の六方晶構造が安定的に形成されず、耐熱亀裂性が低下するため好ましくなく、一方、その定義から１が上限となるためである。ｙαは、０．０５未満であると、Ｂの添加量が少なく、摺動性が改善せず、一方、０．４０を超えると、軟質である六方晶ＢＮが多く生成し、硬さが低下して、耐摩耗性が低下してしまう。そして、ｚαをこの範囲とする理由は、この範囲にあるとき潤滑性が向上して切削時の衝撃を緩和し耐チッピング性が向上し、この範囲を逸脱するとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性が低下しまうためである。
（２）ＴｉＡｌＢＣＮ層αの平均層厚：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αの平均層厚Ｌαは、０．５μｍ～１０．０μｍが好ましい。この範囲とした理由は、０．５μｍ未満となると、硬質被覆層がすくい面においても早期に摩滅してしまい、耐熱亀裂性の向上効果が発揮されず、また、１０．０μｍを超えると、結晶粒が大きくなり層の耐チッピング性が低下するためである。より好ましい平均層厚範囲は、１．０μｍ～３．０μｍである。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αの平均層厚Ｌαは、０．５μｍ～１０．０μｍが好ましい。この範囲とした理由は、０．５μｍ未満となると、硬質被覆層がすくい面においても早期に摩滅してしまい、耐熱亀裂性の向上効果が発揮されず、また、１０．０μｍを超えると、結晶粒が大きくなり層の耐チッピング性が低下するためである。より好ましい平均層厚範囲は、１．０μｍ～３．０μｍである。
（３）ＴｉＡｌＢＣＮ層αのウルツ鉱型六方晶構造を有する結晶粒の面積割合：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αのウルツ鉱型六方晶構造を有する結晶粒の面積割合は、９０面積％以上とする。９０面積％以上でなければ、ウルツ鉱型六方晶構造を有する結晶粒の量が十分ではなく、耐熱亀裂性、耐チッピング性が低下してしまう。より好ましい面積割合は、９５面積％以上である。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αのウルツ鉱型六方晶構造を有する結晶粒の面積割合は、９０面積％以上とする。９０面積％以上でなければ、ウルツ鉱型六方晶構造を有する結晶粒の量が十分ではなく、耐熱亀裂性、耐チッピング性が低下してしまう。より好ましい面積割合は、９５面積％以上である。
２．ＴｉＡｌＣＮ層β：
ＴｉＡｌＣＮ層βは、耐摩耗性に優れた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結晶粒を少なくとも含む層であって、工具基体側に設けられる。
ＴｉＡｌＣＮ層βは、耐摩耗性に優れた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結晶粒を少なくとも含む層であって、工具基体側に設けられる。
（１）ＴｉＡｌＣＮ層βの組成：
ＴｉＡｌＣＮ層βは、組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘβ）Ａｌｘβ）（ＣｚβＮ（１－ｚβ））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およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚβ（但し、ｘβ、ｚβはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６５≦ｘβ≦０．９５、０．０００≦ｚβ≦０．０１５を満足するように組成を制御する。
ＴｉＡｌＣＮ層βは、組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘβ）Ａｌｘβ）（ＣｚβＮ（１－ｚβ））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およびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚβ（但し、ｘβ、ｚβはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６５≦ｘβ≦０．９５、０．０００≦ｚβ≦０．０１５を満足するように組成を制御する。
ｘβをこの範囲とする理由は、０．６５未満であると、ＴｉＡｌＣＮ層βは硬さに劣るため、耐摩耗性が十分でなく、一方、０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、ウルツ鉱型の六方晶構造の結晶粒を含有しやすくなり、耐摩耗性の低下を招き好ましくないためである。また、ｚβはこの範囲にあるとき、ＴｉＡｌＣＮ層βと工具基体もしくは後述する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、ＴｉＡｌＣＮ層βの耐チッピング性、耐欠損性が向上し、一方、この範囲を逸脱すると、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとの密着性が低下するため好ましくない。
（２）ＴｉＡｌＣＮ層βの平均層厚：
ＴｉＡｌＣＮ層βの平均層厚Ｌβは、１．０μｍ～２０．０μｍが好ましい。この範囲とした理由は、１．０μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用にわたって耐摩耗性を十分確保することができず、一方、２０．０μｍを超えると、ＴｉＡｌＣＮ層β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ため好ましくないためである。より好ましい平均層厚範囲は５．０μｍ～１２．０μｍである。
ＴｉＡｌＣＮ層βの平均層厚Ｌβは、１．０μｍ～２０．０μｍが好ましい。この範囲とした理由は、１．０μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用にわたって耐摩耗性を十分確保することができず、一方、２０．０μｍを超えると、ＴｉＡｌＣＮ層β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ため好ましくないためである。より好ましい平均層厚範囲は５．０μｍ～１２．０μｍである。
（３）ＴｉＡｌＣＮ層βのＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の面積割合：
ＴｉＡｌＣＮ層βのＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の面積割合は、８５面積％以上とする。８５面積％以上でなければ、耐摩耗性が低下し、逃げ面の摩耗が進みやすく、早期に被覆工具としての寿命に至ってしまう。より好ましい面積割合は、９０面積％以上である。
ＴｉＡｌＣＮ層βのＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の面積割合は、８５面積％以上とする。８５面積％以上でなければ、耐摩耗性が低下し、逃げ面の摩耗が進みやすく、早期に被覆工具としての寿命に至ってしまう。より好ましい面積割合は、９０面積％以上である。
（４）ＴｉＡｌＢＣＮ層αのＡｌの平均含有割合ｘαおよびＢの平均含有割合ｙαとＴｉＡｌＣＮ層βのＡｌの平均含有割合ｘβの組成差：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αの平均含有割合ｘαおよびＢの平均含有割合ｙαとＴｉＡｌＣＮ層βの平均含有割合ｘβの組成差は、｜ｘα＋ｙα－ｘβ｜≦０．２０であることが好ましい。この範囲にあると、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性がより向上し、熱亀裂発生後のチッピングの防止が容易となる。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αの平均含有割合ｘαおよびＢの平均含有割合ｙαとＴｉＡｌＣＮ層βの平均含有割合ｘβの組成差は、｜ｘα＋ｙα－ｘβ｜≦０．２０であることが好ましい。この範囲にあると、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性がより向上し、熱亀裂発生後のチッピングの防止が容易となる。
３．ＴｉＡｌＣＮ層γ：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上のために、両層の間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ層γを有していることが好ましい。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上のために、両層の間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＣＮ層γを有していることが好ましい。
（１）ＴｉＡｌＣＮ層γの組成：
ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘγ）Ａｌｘγ）（ＣｚγＮ（１－ｚγ））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、および、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚγ（但し、ｘγ、ｚγはいずれも原子比）が、ｘα＋ｙα≦ｘγ＜ｘβまたはｘα＋ｙα≧ｘγ＞ｘβを満足し、かつ、０．０００≦ｚγ≦０．０１５であることが好ましい。この組成のＴｉＡｌＣＮ層γを設けることにより、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生を容易とし、核密度を向上させることができ、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性がより向上して耐チッピング性を高めることができる。
ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘγ）Ａｌｘγ）（ＣｚγＮ（１－ｚγ））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、および、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚγ（但し、ｘγ、ｚγはいずれも原子比）が、ｘα＋ｙα≦ｘγ＜ｘβまたはｘα＋ｙα≧ｘγ＞ｘβを満足し、かつ、０．０００≦ｚγ≦０．０１５であることが好ましい。この組成のＴｉＡｌＣＮ層γを設けることにより、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生を容易とし、核密度を向上させることができ、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性がより向上して耐チッピング性を高めることができる。
（２）ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚：
ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚は、０．１～１．０μｍとする。この範囲とする理由は、０．１μｍ未満であるとＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚が薄すぎて、ＴｉＡｌＣＮ層γによって十分に被覆されていないＴｉＡｌＣＮ層βの領域が存在することにより、また、１．０μｍを超えるとＴｉＡｌＣＮ層γの結晶粒が粗大となって、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生が十分になされず核密度が向上せず、いずれも、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上が期待できないためである。
ＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚は、０．１～１．０μｍとする。この範囲とする理由は、０．１μｍ未満であるとＴｉＡｌＣＮ層γの平均層厚が薄すぎて、ＴｉＡｌＣＮ層γによって十分に被覆されていないＴｉＡｌＣＮ層βの領域が存在することにより、また、１．０μｍを超えるとＴｉＡｌＣＮ層γの結晶粒が粗大となって、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生が十分になされず核密度が向上せず、いずれも、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上が期待できないためである。
４．ＴｉＡｌＢＣＮ層δ：
ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上のために、ＴｉＡｌＣＮ層γに替えて、両層の間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＢＣＮ層δを有していることが好ましい。
ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上のために、ＴｉＡｌＣＮ層γに替えて、両層の間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉＡｌＢＣＮ層δを有していることが好ましい。
（１）ＴｉＡｌＢＣＮ層δの組成：
ＴｉＡｌＢＣＮ層δの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘδ-ｙδ）ＡｌｘδＢｙδ）（ＣｚδＮ（１－ｚδ））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘδ、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙδと、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚδ（但し、ｘδ、ｙδ、ｚδはいずれも原子比）について、
ｘδが、ｘα+ｙα≦ｘδ+ｙδ≦ｘβもしくはｘα+ｙα≧ｘδ+ｙδ≧ｘβ、
ｙδが、０．０３≦ｙδ≦０．１０、
かつ、ｚδが、０．０００≦ｚδ≦０．０１５、
をそれぞれ満足していることが好ましい。
ＴｉＡｌＢＣＮ層δの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘδ-ｙδ）ＡｌｘδＢｙδ）（ＣｚδＮ（１－ｚδ））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘδ、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙδと、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚδ（但し、ｘδ、ｙδ、ｚδはいずれも原子比）について、
ｘδが、ｘα+ｙα≦ｘδ+ｙδ≦ｘβもしくはｘα+ｙα≧ｘδ+ｙδ≧ｘβ、
ｙδが、０．０３≦ｙδ≦０．１０、
かつ、ｚδが、０．０００≦ｚδ≦０．０１５、
をそれぞれ満足していることが好ましい。
（２）ＴｉＡｌＢＣＮ層δの平均層厚：
ＴｉＡｌＢＣＮ層δの平均層厚は、０．１～１．０μｍとする。この範囲とする理由は、０．１μｍ未満であるとＴｉＡｌＢＣＮ層δの平均層厚が薄すぎて、ＴｉＡｌＢＣＮ層δによって十分に被覆されていないＴｉＡｌＣＮ層βの領域が存在することにより、また、１．０μｍを超えるとＴｉＡｌＢＣＮ層δの結晶粒が粗大となって、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生が十分になされず核密度が高くないことにより、いずれも、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上が期待できないためである。
ＴｉＡｌＢＣＮ層δの平均層厚は、０．１～１．０μｍとする。この範囲とする理由は、０．１μｍ未満であるとＴｉＡｌＢＣＮ層δの平均層厚が薄すぎて、ＴｉＡｌＢＣＮ層δによって十分に被覆されていないＴｉＡｌＣＮ層βの領域が存在することにより、また、１．０μｍを超えるとＴｉＡｌＢＣＮ層δの結晶粒が粗大となって、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生が十分になされず核密度が高くないことにより、いずれも、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βの密着性の向上が期待できないためである。
５．ＴｉＡｌＣＮ層γとＴｉＡｌＢＣＮ層δのもたらすＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βへの影響
前記組成のＴｉＡｌＣＮ層γとＴｉＡｌＢＣＮ層δを設けることにより、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生を容易とし、核密度を向上させることができ、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性が向上して耐チッピング性を高めることができる。
前記組成のＴｉＡｌＣＮ層γとＴｉＡｌＢＣＮ層δを設けることにより、ＴｉＡｌＢＣＮ層αの結晶粒の初期核発生を容易とし、核密度を向上させることができ、ＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βとの密着性が向上して耐チッピング性を高めることができる。
６．すくい面にはＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βを含む積層構造の硬質被覆層、逃げ面の表面にはＴｉＡｌＣＮ層βを含む硬質被覆層：
図３に示すように、すくい面にはＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βを含む積層構造の硬質被覆層を設け、逃げ面の表面にはＴｉＡｌＣＮ層αを含まずＴｉＡｌＣＮ層βを含む硬質被覆層を設けることが好ましい。逃げ面にＴｉＡｌＢＣＮ層αが設けられていてもよいが、被削材ともっとも擦れ合う逃げ面の表面には耐摩耗性が低いＴｉＡｌＢＣＮ層αが存在しない方が、ＴｉＡｌＢＣＮ層αと一緒にその下部のＴｉＡｌＣＮ層βが脱落することを防止でき、工具寿命がより一層向上する。
図３に示すように、すくい面にはＴｉＡｌＢＣＮ層αとＴｉＡｌＣＮ層βを含む積層構造の硬質被覆層を設け、逃げ面の表面にはＴｉＡｌＣＮ層αを含まずＴｉＡｌＣＮ層βを含む硬質被覆層を設けることが好ましい。逃げ面にＴｉＡｌＢＣＮ層αが設けられていてもよいが、被削材ともっとも擦れ合う逃げ面の表面には耐摩耗性が低いＴｉＡｌＢＣＮ層αが存在しない方が、ＴｉＡｌＢＣＮ層αと一緒にその下部のＴｉＡｌＣＮ層βが脱落することを防止でき、工具寿命がより一層向上する。
７．その他の層：
本発明の前記積層構造を有する硬質被覆層は、他の層を含んでもよい。例えば、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、０．１～２０．０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層を工具基体に隣接して設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層優れた耐摩耗性および熱的安定性を発揮することができる。
本発明の前記積層構造を有する硬質被覆層は、他の層を含んでもよい。例えば、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、０．１～２０．０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層を含む下部層を工具基体に隣接して設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層優れた耐摩耗性および熱的安定性を発揮することができる。
ここで、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、２０．０μｍを超えると下部層の結晶粒が粗大化しやすくなり、チッピングを発生しやすくなる。
８．ＴｉＡｌＢＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層β、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＢＣＮ層δの各層の境界と平均層厚、組成、結晶構造および面積率の測定法：
ＴｉＡｌＢＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層β、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＢＣＮ層δの各層の境界は、硬質被覆層を集束イオンビーム装置（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ ｓｙｓｔｅｍ）、クロスセクションポリッシャー（ＣＰ：Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｅｒ）等を用いて、研磨した縦断面（工具基体に垂直な断面）を作成し、この縦断面において、縦方向を硬質被覆層の層厚、横方向を工具基体に平行な１００μｍの四角形を測定領域とし、電子線後方散乱解析装置（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて、前記測定領域に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流にて、０．０１μｍの間隔で照射して得られる電子線後方散乱回折像に基づき、個々の結晶粒の結晶構造を解析することにより求める。
ＴｉＡｌＢＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層β、ＴｉＡｌＣＮ層γ、ＴｉＡｌＢＣＮ層δの各層の境界は、硬質被覆層を集束イオンビーム装置（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ ｓｙｓｔｅｍ）、クロスセクションポリッシャー（ＣＰ：Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ Ｐｏｌｉｓｈｅｒ）等を用いて、研磨した縦断面（工具基体に垂直な断面）を作成し、この縦断面において、縦方向を硬質被覆層の層厚、横方向を工具基体に平行な１００μｍの四角形を測定領域とし、電子線後方散乱解析装置（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて、前記測定領域に７０度の入射角度で１５ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流にて、０．０１μｍの間隔で照射して得られる電子線後方散乱回折像に基づき、個々の結晶粒の結晶構造を解析することにより求める。
解析に当たり、隣接する測定点（ピクセル）間で５度以上の方位差がある箇所を粒界と定義する。ただし、隣接するピクセルすべてと５度以上の方位差がある単独に存在するピクセルは結晶粒とは扱わず、２ピクセル以上連結しているものを結晶粒と扱う。
このようにして、各結晶粒を決定し、その結晶構造を鑑別することにより、前記各層の特定がなされ、各層におけるウルツ鉱型の六方晶構造、ＮａＣｌ型の面心立方構造の結晶粒の面積率を求めることができる。
このようにして、各結晶粒を決定し、その結晶構造を鑑別することにより、前記各層の特定がなされ、各層におけるウルツ鉱型の六方晶構造、ＮａＣｌ型の面心立方構造の結晶粒の面積率を求めることができる。
前記ＥＢＳＤを用いた測定により、各層の結晶構造が異なる境界を画定することが出来る。画定した結晶構造が異なる境界をまたぐように、次に示す組成分析を行うことで、結晶構造変化と組成変化から、各層の境界領域間で平均層厚を求めることができる。また、各層のＡｌの平均含有割合（ｘα、ｘβ、ｘγ、ｘδ）は、オージェ電子分光法（ＡＥＳ：Ａｕｇｅｒ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて電子線を照射して層厚方向に複数（例えば、５本以上）のライン分析を行って得られる解析結果を平均することにより求めることができる。
さらに、各層のＣの平均含有割合（ｚα、ｚβ、ｚγ、ｚδ）やＢの平均含有割合（ｙα、ｙδ）は、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ：Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）によって各層毎に求めることができる。すなわち、イオンビームによる面分析とスパッタイオンビームによるエッチングを交互に繰り返すことにより、深さ方向の含有割合測定を行う。具体的には、前記各層において、０．０５μｍ以上侵入した箇所から、０．０１μｍ以下のピッチで少なくとも０．０５μｍの長さで測定を行った平均値を求め、これを５箇所以上行って、各層のＣの平均含有割合、Ｂの平均含有割合を求める。
ＩＩ．工具基体：
工具基体は、この種の工具基体として従来公知の基材であれば、本発明の目的を達成することを阻害するものでない限り、いずれのものも使用可能である。一例を挙げるならば、超硬合金（ＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物を添加したものも含むもの等）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの等）、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、ｃＢＮ焼結体、またはダイヤモンド焼結体のいずれかであることが好ましい。
工具基体は、この種の工具基体として従来公知の基材であれば、本発明の目的を達成することを阻害するものでない限り、いずれのものも使用可能である。一例を挙げるならば、超硬合金（ＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物を添加したものも含むもの等）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの等）、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、ｃＢＮ焼結体、またはダイヤモンド焼結体のいずれかであることが好ましい。
ＩＩＩ．製造方法：
本発明の各ＴｉＡｌＢＣＮ層、各ＴｉＡｌＣＮ層は、例えば、工具基体もしくは当該工具基体上にある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少なくとも一層以上の下部層の上に、例えば、次の組成のガス群Ａとガス群Ｂとからなる２種の反応ガスを所定の位相差で供給することによって得ることができる。
本発明の各ＴｉＡｌＢＣＮ層、各ＴｉＡｌＣＮ層は、例えば、工具基体もしくは当該工具基体上にある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少なくとも一層以上の下部層の上に、例えば、次の組成のガス群Ａとガス群Ｂとからなる２種の反応ガスを所定の位相差で供給することによって得ることができる。
反応ガスのガス組成の一例として、％は容量％（ガス群Ａとガス群Ｂの和を全体としている）として、
（１）ＴｉＡｌＢＣＮ層α形成用の反応ガスα
ガス群Ａ：ＮＨ３：５．０～１０．０％、Ｎ２：３．０～５．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．４０～１．１０％、ＢＣｌ３：０．０７～０．５０％
ＴｉＣｌ４：０．００～０．３０％、Ｎ２：３．０～１２．０％、
ＨＣｌ：０．００～０．１０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（１）ＴｉＡｌＢＣＮ層α形成用の反応ガスα
ガス群Ａ：ＮＨ３：５．０～１０．０％、Ｎ２：３．０～５．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．４０～１．１０％、ＢＣｌ３：０．０７～０．５０％
ＴｉＣｌ４：０．００～０．３０％、Ｎ２：３．０～１２．０％、
ＨＣｌ：０．００～０．１０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（２）ＴｉＡｌＣＮ層β形成用の反応ガスβ
ガス群Ａ：ＮＨ３：１．０～２．０％、Ｎ２：１．０～５．０％、Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．４０％、ＴｉＣｌ４：０．０５～０．５０％、
Ｎ２：１．０～５．０％、Ａｒ：０．１～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：１．０～２．０％、Ｎ２：１．０～５．０％、Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．４０％、ＴｉＣｌ４：０．０５～０．５０％、
Ｎ２：１．０～５．０％、Ａｒ：０．１～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（３）ＴｉＡｌＣＮ層γ形成用の反応ガスγ
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．２０％、ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、
Ｎ２：０．０～５．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．２０％、ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、
Ｎ２：０．０～５．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（４）ＴｉＡｌＢＣＮ層δ形成用の反応ガスδ
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．００％、ＢＣｌ３：０．０２～０．１０％、
ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、Ｎ２：０．０～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．００％、ＢＣｌ３：０．０２～０．１０％、
ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、Ｎ２：０．０～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
次に、実施例について説明する。
ここでは、本発明被覆工具の具体例として、工具基体としてＷＣ基超硬合金を用いたインサート切削工具に適用したものについて述べるが、工具基体として、他に前述のものを用いた場合であっても同様であるし、ドリル、エンドミル等に適用した場合も同様である。
ここでは、本発明被覆工具の具体例として、工具基体としてＷＣ基超硬合金を用いたインサート切削工具に適用したものについて述べるが、工具基体として、他に前述のものを用いた場合であっても同様であるし、ドリル、エンドミル等に適用した場合も同様である。
＜実施例１＞
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、このプレス成形体を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。
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、このプレス成形体を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。
次に、これら工具基体Ａ～Ｃの表面に、表２～５に示される条件によりＣＶＤ装置をによる成膜を行うことにより、表８に示される本発明被覆工具１～１０を得た。
成膜条件は、表２～５に記載したとおりであるが、概ね、次のとおりである。ガス組成の％は容量％（ガス群Ａとガス群Ｂの和を全体（１００容量％）としている）である。
成膜条件は、表２～５に記載したとおりであるが、概ね、次のとおりである。ガス組成の％は容量％（ガス群Ａとガス群Ｂの和を全体（１００容量％）としている）である。
（１）ＴｉＡｌＢＣＮ層α形成用の反応ガスα
ガス群Ａ：ＮＨ３：５．０～１０．０％、Ｎ２：３．０～５．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．４０～１．１０％、ＢＣｌ３：０．０７～０．５０％
ＴｉＣｌ４：０．００～０．３０％、Ｎ２：３．０～１２．０％、
ＨＣｌ：０．００～０．１０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：５．０～１０．０％、Ｎ２：３．０～５．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．４０～１．１０％、ＢＣｌ３：０．０７～０．５０％
ＴｉＣｌ４：０．００～０．３０％、Ｎ２：３．０～１２．０％、
ＨＣｌ：０．００～０．１０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（２）ＴｉＡｌＣＮ層β形成用の反応ガスβ
ガス群Ａ：ＮＨ３：１．０～２．０％、Ｎ２：１．０～５．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．４０％、ＴｉＣｌ４：０．０５～０．５０％、
Ｎ２：１．０～５．０％、Ａｒ：０．１～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：１．０～２．０％、Ｎ２：１．０～５．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．４０％、ＴｉＣｌ４：０．０５～０．５０％、
Ｎ２：１．０～５．０％、Ａｒ：０．１～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（３）ＴｉＡｌＣＮ層γ形成用の反応ガスγ
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．２０％、ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、
Ｎ２：０．０～５．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．２０％、ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、
Ｎ２：０．０～５．０％、Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
（４）ＴｉＡｌＢＣＮ層δ形成用の反応ガスδ
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．００％、ＢＣｌ３：０．０２～０．１０％、
ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、Ｎ２：０．０～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
ガス群Ａ：ＮＨ３：３．０～４．０％、Ｎ２：１．０～２．０％、
Ａｒ：１．０～５．０％、Ｈ２：５０～６０％
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ３：０．６０～１．００％、ＢＣｌ３：０．０２～０．１０％、
ＴｉＣｌ４：０．１０～０．３０％、Ｎ２：０．０～５．０％、
Ｃ２Ｈ４：０．０～１．０％、Ｈ２：残
反応雰囲気圧力：４．５～５．０ｋＰａ
反応雰囲気温度：７００～８５０℃
供給周期：４．０～１２．０秒
１周期当たりのガス供給時間：０．２０～０．７０秒
ガス群Ａとガス群Ｂの供給の位相差：０．１８～０．６０秒
また、逃げ面の硬質被覆層がＴｉＡｌＣＮ層βのみの本発明被覆工具は、弾性砥石を使った研磨を行うことで逃げ面のＴｉＡｌＣＮ層βを除去したものである。
なお、本発明被覆工具４～６、８～１０は、表６に示された成膜条件により表７に示された下部層を形成した。
なお、本発明被覆工具４～６、８～１０は、表６に示された成膜条件により表７に示された下部層を形成した。
比較の目的で、工具基体Ａ～Ｃの表面に、表２～５に示される条件によりＣＶＤ装置による成膜を行うことにより、表８に示される比較被覆工具１～１０を製造した。
なお、比較被覆工具４～６、８～１０は、表６に示された成膜条件により表７に示された下部層を形成した。
なお、比較被覆工具４～６、８～１０は、表６に示された成膜条件により表７に示された下部層を形成した。
本発明被覆工具１～１０および比較被覆工具１～１０について、前述した方法により、各ＴｉＡｌＢＣＮ層および各ＴｉＡｌＣＮ層の組成、平均層厚、ウルツ鉱型の六方晶構造の結晶粒の面積率、ＮａＣｌ型の面心立方構造の結晶粒の面積率を求め、結果を表８に示す。
次に、前記本発明被覆工具１～１０および比較被覆工具１～１０について、次の切削試験を行った。
前記各種の被覆工具をカッタ径８５ｍｍの合金鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、以下に示す、鋳鉄の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９に、切削試験の結果を示す。なお、比較被覆工具１～１０については、チッピング発生が原因で寿命に至ったため、寿命に至るまでの時間を示す。
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削試験
カッタ径：８５ｍｍ
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ８００ 幅６０ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度：１１２３ｍｉｎ－１
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
一刃送り量：０．１ｍｍ／刃
切削時間：８分
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）
カッタ径：８５ｍｍ
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ８００ 幅６０ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材
回転速度：１１２３ｍｉｎ－１
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
一刃送り量：０．１ｍｍ／刃
切削時間：８分
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）
＜実施例２＞
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１０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。
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１０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。
次に、これらの工具基体α～γの表面に、実施例１と同様の方法により表２～５に示される条件によりＣＶＤ装置による成膜を行うことにより、ＴｉＡｌＢＣＮ層α、ＴｉＡｌＣＮ層β、ＴｉＡｌＣＮ層γとＴｉＡｌＢＣＮ層δを形成し、表１２に示される本発明被覆工具１１～２０を得た。
なお、本発明被覆工具１４～１６、１８、１９は、表６に記載された成膜条件により、表１１に示された下部層を形成した。
なお、本発明被覆工具１４～１６、１８、１９は、表６に記載された成膜条件により、表１１に示された下部層を形成した。
また、実施例１と同様に、比較の目的で、工具基体α～γの表面に、表２～５に示される条件によりＣＶＤ装置による成膜を行うことにより、表１２に示されるＴｉＡｌＣＮ層を含む硬質被覆層を蒸着形成して比較被覆工具１１～２０を製造した。
なお、比較被覆工具１４～１６、１８、１９については、表６に示される形成条件により、表１１に示された下部層を形成した。
なお、比較被覆工具１４～１６、１８、１９については、表６に示される形成条件により、表１１に示された下部層を形成した。
また、実施例１と同様に、前記本発明被覆工具１１～２０、比較被覆工具１１～２０の硬質被覆層について、前述した方法を用いて、各ＴｉＡｌＢＣＮ層および各ＴｉＡｌＣＮ層の組成、平均層厚、ウルツ鉱型の六方晶構造の結晶粒の面積率、ＮａＣｌ型の面心立方構造の結晶粒の面積率を求めた。これらの結果を表１２にまとめた。
次に、前記各種の被覆工具をいずれも合金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１１～２０、比較被覆工具１１～２０について、以下に示す、乾式断続切削試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。その結果を表１３に示す。なお、比較被覆工具１１～２０については、チッピング発生が原因で寿命に至ったため、寿命に至るまでの時間を示す。
切削試験：乾式高速断続切削加工
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ８００ 長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：５分
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ８００ 長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削時間：５分
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）
表９、表１３に示される結果から、本発明被覆工具１～２０は、いずれも硬質被覆層が優れた耐チッピング性を有しているため、鋳鉄等の高速断続切削加工に用いた場合であってもチッピングの発生がなく、長期にわたって優れた耐摩耗性を発揮する。これに対して、本発明の被覆工具に規定される事項を一つでも満足していない比較被覆工具１～２０は、鋳鉄等の高速断続切削加工に用いた場合チッピングが発生し、短時間で使用寿命に至っている。
前述のように、本発明の被覆工具は、鋳鉄等の高速断続切削加工の被覆工具としても用いることができ、しかも、長期にわたって優れた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、さらには低コスト化に十分に満足できる対応が可能である。
Claims (5)
- 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であって、
（ａ）前記硬質被覆層は、ウルツ鉱型の六方晶構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を９０面積％以上含むＴｉＡｌＢＣＮ層αを工具表面側に、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結晶粒を８５面積％以上含むＴｉＡｌＣＮ層βを前記工具基体側に、それぞれ一層ずつ有する積層構造であり、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘα-ｙα）ＡｌｘαＢｙα）（ＣｚαＮ（１－ｚα））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘα、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙαとＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚα（但し、ｘα、ｙα、ｚαはいずれも原子比）が、それぞれ、０．７０≦ｘα+ｙα≦１．００、０．０５≦ｙα≦０．４０、０．０００≦ｚα≦０．０１５、を満足し、
（ｃ）前記ＴｉＡｌＣＮ層βの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘβ）Ａｌｘβ）（ＣｚβＮ（１－ｚβ））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とＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚβ（但し、ｘβ、ｚβはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６５≦ｘβ≦０．９５、０．０００≦ｚβ≦０．０１５を満足し、
（ｄ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βは、それぞれの平均層厚をＬα、Ｌβとした場合、０.５μｍ≦Ｌα≦１０．０μｍ、１．０μｍ≦Ｌβ≦２０．０μｍを満足する、
ことを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記ｘαと前記ｙαと前記ｘβは、｜ｘα＋ｙα―ｘβ｜≦０．２０を満足す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ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの間に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結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＣＮ層γが存在し、
（ａ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘγ）Ａｌｘγ）（ＣｚγＮ（１－ｚγ））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と、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚγ（但し、ｘγ、ｚγはいずれも原子比）について、
ｘγが、ｘα+ｙα≦ｘγ＜ｘβまたはｘα+ｙα≧ｘγ＞ｘβ、
ｚγが、０．０００≦ｚγ≦０．０１５、
をそれぞれ満足し、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＣＮ層γは、その平均層厚をＬγとした場合、０．１μｍ≦Ｌγ≦１．０μｍを満たす、
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。 - 前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの間にＮａＣｌ型の面心立方構造を有するＴｉとＡｌとＢの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒を少なくとも含むＴｉＡｌＢＣＮ層δが存在し、
（ａ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層δの組成を組成式：（Ｔｉ（１－ｘδ-ｙδ）ＡｌｘδＢｙδ）（ＣｚδＮ（１－ｚδ））で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｘδ、ＢのＴｉとＡｌとＢの合量に占める平均含有割合ｙδと、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合ｚδ（但し、ｘδ、ｙδ、ｚδはいずれも原子比）について、
ｘδが、ｘα+ｙα≦ｘδ+ｙδ≦ｘβもしくはｘα+ｙα≧ｘδ+ｙδ≧ｘβ、
ｙδが、０．０３≦ｙδ≦０．１０、
かつ、ｚδが、０．０００≦ｚδ≦０．０１５、
をそれぞれ満足し、
（ｂ）前記ＴｉＡｌＢＣＮ層δは、その平均層厚をＬδとした場合、０．１μｍ≦Ｌδ≦１．０μｍ、を満たす、
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。 - 前記表面被覆切削工具のすくい面に前記ＴｉＡｌＢＣＮ層αと前記ＴｉＡｌＣＮ層βとの積層構造を含む前記硬質被覆層を有し、逃げ面の表面に前記ＴｉＡｌＣＮ層βを有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
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