JP7205709B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
この発明は、合金鋼などの断続切削加工において、硬質被覆層が優れた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮し、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）に関するものである。
一般に、被覆工具として、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるエンドミル、前記被削材の歯形の歯切加工などに用いられるソリッドホブ、ピニオンカッタなどが知られている。
そして、被覆工具の切削性能改善を目的として、従来から、数多くの提案がなされている。
そして、被覆工具の切削性能改善を目的として、従来から、数多くの提案がなされている。
例えば、特許文献１に示すように、工具基体表面に、物理蒸着によって堆積された耐火性層を含むコーティングを含む被覆工具であって、 前記耐火性層がＭ１－ｘＡｌｘＮ（式中、ｘ≧０．６８であり、ＭがＴｉ、ＣｒまたはＺｒである）を含み、前記耐火性層が立方晶結晶相を含有し、少なくとも２５ＧＰａの硬度を有する厚膜、高硬度および低残留応力の耐摩耗性被覆工具が提案されている。
また、特許文献２には、工具基体表面にＴｉＡｌＮ層からなる硬質被覆層を被覆した被覆工具において、前記硬質被覆層が、層厚方向にそって、Ａｌ最高含有点（Ｔｉ最低含有点）とＡｌ最低含有点（Ｔｉ最高含有点）とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Ａｌ最高含有点から前記Ａｌ最低含有点、前記Ａｌ最低含有点から前記Ａｌ最高含有点へＡｌ（Ｔｉ）含有量が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、さらに、上記Ａｌ最高含有点が、組成式：（Ｔｉ１－ＸＡｌＸ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｘは０．７０～０．９５を示す）、上記Ａｌ最低含有点が、組成式：（Ｔｉ１－ＹＡｌＹ ）Ｎ（ただし、原子比で、Ｙは０．４０～０．６５を示す）、をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Ａｌ最高含有点とＡｌ最低含有点の間隔が、０．０１～０．１μｍである耐摩耗性に優れた被覆工具が提案されている。
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工はますます高速化・高能率化の傾向にあるが、前記従来の被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工に用いた場合には、特段の問題は生じないが、これを、例えば、合金鋼等の断続切削加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷がかかる切削加工に用いた場合には、クラックの発生・伝播を十分に抑制することができず、また、摩耗進行も促進されるため、比較的短時間で使用寿命に至ることが現状である。
例えば、特許文献１に示される従来被覆工具においては、Ｍ１－ｘＡｌｘＮの一つの形態であるＴｉＡｌＮ層は高硬度で耐摩耗性に優れる層であり、Ａｌ含有量が多いほど耐摩耗性に優れるが、その一方で、格子歪が大きくなるため、耐チッピング性が低下するという問題がある。
また、特許文献２に示される従来被覆工具においては、層厚方向に組成変化を形成することで高温硬さと耐熱性、靱性を両立せしめることができるが、層内の異方性によって、層厚に垂直方向のクラックの発生・伝播を十分に防止することはできないことがあるという問題がある。
また、特許文献２に示される従来被覆工具においては、層厚方向に組成変化を形成することで高温硬さと耐熱性、靱性を両立せしめることができるが、層内の異方性によって、層厚に垂直方向のクラックの発生・伝播を十分に防止することはできないことがあるという問題がある。
そこで、本発明者等は、上述の観点から、合金鋼等の断続切削加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する切削加工条件下であっても、硬質被覆層が優れた耐チッピング性と耐摩耗性を両立し得る被覆工具を開発すべく、硬質被覆層の成分組成、結晶構造および層構造等に着目し研究を行った結果、以下のような知見を得た。
すなわち、本発明者は、工具基体表面に、ＴｉとＡｌの複合窒化物（以下、「ＴｉＡｌＮ」で示す場合がある）層からなる硬質被覆層を形成した被覆工具において、該層におけるＡｌのＴｉとＡｌとの合量に占める組成割合を比較的高くし、もって、硬質被覆層全体としての耐摩耗性を確保するとともに、逃げ面・すくい面となる該層内には、少なくとも、工具基体表面の法線とのなす角度が３０度以下の方向、または、３５度以上７０度以下の方向に、Ｔｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域（以下、「高Ｔｉ帯状領域」という場合がある）を形成することによって、前記特許文献２に示されるような異方性を有する硬質被覆層によってもたらされる剥離発生という問題点を解消するとともに、靱性を有する高Ｔｉ帯状領域が切削加工時の衝撃的、断続的な負荷を吸収・緩和することによって、硬質被覆層中のクラックの発生・伝播を抑制し、これらを原因とするチッピング発生を抑制し得る、という知見を得た。
さらに、該層内に工具基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下の方向に高Ｔｉ帯状領域が形成されることにより、硬質被覆表面から基材方向に伸展するクラックの伝播を抑制することが分かった。
したがって、この知見に基づいて作成された被覆工具は、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する断続切削加工条件下で、優れた耐チッピング性と耐摩耗性を両立することができるのである。
さらに、該層内に工具基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下の方向に高Ｔｉ帯状領域が形成されることにより、硬質被覆表面から基材方向に伸展するクラックの伝播を抑制することが分かった。
したがって、この知見に基づいて作成された被覆工具は、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する断続切削加工条件下で、優れた耐チッピング性と耐摩耗性を両立することができるのである。
ここで、本発明者は、前記知見を基にして、硬質被覆層に形成する高Ｔｉ帯状領域の刃先稜線部（定義は後述する）における形態について、更に研究を行ったところ、新たに、以下の知見を得た。
すなわち、ＴｉＡｌＮ層からなる硬質被覆層を形成した被覆工具において、逃げ面・すくい面に工具基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下の方向に高Ｔｉ帯状領域を有することに加えて、刃先稜線部に、所定角度範囲内の高Ｔｉ帯状領域を有することにより、より一層確実に、前記特許文献２に示されるような異方性を有する硬質被覆層によってもたらされる剥離発生という問題点を解消するとともに、靱性を有する高Ｔｉ帯状領域が、切削加工時の衝撃的、断続的な負荷を吸収・緩和することによって、硬質被覆層中のクラックの発生・伝播を抑制し、これらを原因とするチッピング発生を抑制し得ることを新たに知見した。
さらに、前記刃先稜線部の混入溶滴の面積率が所定の値以下であれば、被覆工具の硬質被覆層の摩耗により表面に露出した混入溶滴が、前記硬質被覆層から脱落することによる硬質被覆層の剥離やクラックの発生を抑制できるということも新たに知見した。
したがって、これら知見に基づいて作製された被覆工具は、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する断続切削加工条件下で、特に優れた耐チッピング性と耐摩耗性を両立することができるのである。
この発明は、前記の新たな知見に基づいてなされたものであって、
「（１）ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットおよびｃＢＮ焼結体のいずれかからなる工具基体の表面に、０．５～８．０μｍの平均層厚のＴｉとＡｌの複合窒化物層を少なくとも含む硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、その組成を、組成式：（ＴｉｘＡｌ１－ｘ）Ｎで表した場合、０．１０≦ｘ≦０．３５（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有し、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層中には、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が、
刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に存在し、かつ、
刃先稜線部においては、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる範囲ですくい面側と逃げ面側にそれぞれ存在すること、
を特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記刃先稜線部において、最大長さが５０ｎｍ以上の大きさを有する混入溶滴の面積の和（Ｓｄｐ）の硬質被覆層の面積（Ｓｃ）に対する比が０．００１以下であ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Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域のＴｉ成分の平均組成をＹとした場合、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層におけるＴｉ成分の平均組成ｘと前記Ｙは、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満足する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）前記刃先稜線部以外では、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が傾斜している角度に対して垂直な方向における平均幅Ｗは、３０～５００ｎｍであることを特徴とする前記（３）に記載の表面被覆切削工具。
（５）前記刃先稜線部以外では、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層の縦断面に占める、平均面積割合Ｓｔは３～５０面積％であることを特徴とする前記（１）～（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記刃先稜線部以外では、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなり、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層の縦断面に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓは３０面積％以上であることを特徴とする前記（１）～（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
である。
「（１）ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットおよびｃＢＮ焼結体のいずれかからなる工具基体の表面に、０．５～８．０μｍの平均層厚のＴｉとＡｌの複合窒化物層を少なくとも含む硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、その組成を、組成式：（ＴｉｘＡｌ１－ｘ）Ｎで表した場合、０．１０≦ｘ≦０．３５（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有し、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層中には、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が、
刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に存在し、かつ、
刃先稜線部においては、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる範囲ですくい面側と逃げ面側にそれぞれ存在すること、
を特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記刃先稜線部において、最大長さが５０ｎｍ以上の大きさを有する混入溶滴の面積の和（Ｓｄｐ）の硬質被覆層の面積（Ｓｃ）に対する比が０．００１以下であ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Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域のＴｉ成分の平均組成をＹとした場合、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層におけるＴｉ成分の平均組成ｘと前記Ｙは、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満足する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）前記刃先稜線部以外では、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が傾斜している角度に対して垂直な方向における平均幅Ｗは、３０～５００ｎｍであることを特徴とする前記（３）に記載の表面被覆切削工具。
（５）前記刃先稜線部以外では、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層の縦断面に占める、平均面積割合Ｓｔは３～５０面積％であることを特徴とする前記（１）～（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記刃先稜線部以外では、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなり、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層の縦断面に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓは３０面積％以上であることを特徴とする前記（１）～（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
である。
本発明の被覆工具は、硬質被覆層を構成するＴｉＡｌＮ層中に、ＴｉＡｌＮ層のＴｉ成分の平均組成ｘに比して、Ｔｉ成分の組成が相対的に高い高Ｔｉ帯状領域が、刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に存在し、かつ、刃先稜線部においては、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる範囲ですくい面側と逃げ面側にそれぞれ存在している。これによって硬質被覆層全体の特性の異方性が解消されて耐剥離性が向上し、さらに、靱性を有する高Ｔｉ帯状領域が切削加工時の衝撃的、断続的な負荷を吸収・緩和することによって、硬質被覆層中のクラックの発生・伝播が抑制され、加えて、これらを原因とするチッピング発生が抑制されることによって、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する断続切削加工条件に供された場合であっても、優れた耐チッピング性と耐摩耗性を両立することができる。
また、刃先稜線部において、最大長さが５０ｎｍ以上となる混入溶滴の面積率が０．００１以下であるため、硬質被覆層が摩耗した場合に露出する混入溶滴の脱落による硬質被覆層の剥離を抑えることができる。
次に、この発明の被覆工具について、詳細に説明する。
ＴｉＡｌＮ層の平均層厚：
硬質被覆層は、少なくともＴｉＡｌＮ層を含むが、該ＴｉＡｌＮ層の平均層厚が０．５μｍ未満では、ＴｉＡｌＮ層によって付与される長期の耐摩耗性向上効果が十分に得られず、一方、平均層厚が８．０μｍを超えると、欠損やチッピングが発生しやすくなることがあるため、ＴｉＡｌＮ層の平均層厚を０．５～８．０μｍとする。
硬質被覆層は、少なくともＴｉＡｌＮ層を含むが、該ＴｉＡｌＮ層の平均層厚が０．５μｍ未満では、ＴｉＡｌＮ層によって付与される長期の耐摩耗性向上効果が十分に得られず、一方、平均層厚が８．０μｍを超えると、欠損やチッピングが発生しやすくなることがあるため、ＴｉＡｌＮ層の平均層厚を０．５～８．０μｍとする。
ＴｉＡｌＮ層の平均組成：
ＴｉＡｌＮ層を、
組成式：（ＴｉｘＡｌ１－ｘ）Ｎ
で表した場合、０．１０≦ｘ≦０．３５（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有することが必要である。
Ｔｉ成分の平均組成を表すｘが０．１０未満である場合には、六方晶構造のＴｉＡｌＮ結晶粒が形成されやすくなり、ＴｉＡｌＮ層の硬度が低下し高速切削において十分な耐摩耗性を得ることができない。
一方、Ｔｉ成分の平均組成を表すｘが０．３５を超える場合には、Ａｌ成分の組成割合が減少するため、ＴｉＡｌＮ層の高温硬さおよび高温耐酸化性が低下する。
したがって、Ｔｉ成分の平均組成ｘは、０．１０≦ｘ≦０．３５とする。
なお、工具基体表面の汚染の影響などで不可避的に検出される炭素や酸素などの元素を除いてＴｉ、Ａｌ、Ｎの含有割合の原子比を定量し、ＴｉとＡｌとＮの含有割合の原子比の合計に対するＮの含有割合が０．４５以上０．６５以下の範囲であれば、前記ｘの範囲が満足される限り、同等の効果が得られ特に問題はない。
ＴｉＡｌＮ層を、
組成式：（ＴｉｘＡｌ１－ｘ）Ｎ
で表した場合、０．１０≦ｘ≦０．３５（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有することが必要である。
Ｔｉ成分の平均組成を表すｘが０．１０未満である場合には、六方晶構造のＴｉＡｌＮ結晶粒が形成されやすくなり、ＴｉＡｌＮ層の硬度が低下し高速切削において十分な耐摩耗性を得ることができない。
一方、Ｔｉ成分の平均組成を表すｘが０．３５を超える場合には、Ａｌ成分の組成割合が減少するため、ＴｉＡｌＮ層の高温硬さおよび高温耐酸化性が低下する。
したがって、Ｔｉ成分の平均組成ｘは、０．１０≦ｘ≦０．３５とする。
なお、工具基体表面の汚染の影響などで不可避的に検出される炭素や酸素などの元素を除いてＴｉ、Ａｌ、Ｎの含有割合の原子比を定量し、ＴｉとＡｌとＮの含有割合の原子比の合計に対するＮの含有割合が０．４５以上０．６５以下の範囲であれば、前記ｘの範囲が満足される限り、同等の効果が得られ特に問題はない。
刃先稜線部以外におけるＴｉＡｌＮ層中の立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ：
本発明のＴｉＡｌＮ層では、Ａｌ成分の平均組成割合１－ｘ（ただし、１－ｘは原子比）を０．６５～０．９０と高くしているため、ＴｉＡｌＮ層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなるが、ＴｉＡｌＮ層の縦断面に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ（面積％）は３０面積％以上とすることが望ましい。
これは、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓが３０面積％未満では、相対的に、六方晶構造の結晶粒の面積割合が増加するためＴｉＡｌＮ層の硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下することがあるためである。
なお、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓは、例えば、後述するように、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉＡｌＮ層の工具基体表面に垂直な方向の断面を測定することにより求めることができる。
本発明のＴｉＡｌＮ層では、Ａｌ成分の平均組成割合１－ｘ（ただし、１－ｘは原子比）を０．６５～０．９０と高くしているため、ＴｉＡｌＮ層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなるが、ＴｉＡｌＮ層の縦断面に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ（面積％）は３０面積％以上とすることが望ましい。
これは、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓが３０面積％未満では、相対的に、六方晶構造の結晶粒の面積割合が増加するためＴｉＡｌＮ層の硬さが低下し、その結果、耐摩耗性が低下することがあるためである。
なお、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓは、例えば、後述するように、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉＡｌＮ層の工具基体表面に垂直な方向の断面を測定することにより求めることができる。
高Ｔｉ帯状領域：
ＴｉＡｌＮ層中に、Ｔｉ成分の平均組成ｘに比して、Ｔｉ成分の平均組成ｘが相対的に高い高Ｔｉ帯状領域は、次の（１）～（６）のとおりである。
ＴｉＡｌＮ層中に、Ｔｉ成分の平均組成ｘに比して、Ｔｉ成分の平均組成ｘが相対的に高い高Ｔｉ帯状領域は、次の（１）～（６）のとおりである。
（１）工具基体表面（逃げ面、すくい面：刃先稜線部以外）の法線とのなす角
本発明では、工具基体表面（逃げ面、すくい面：刃先稜線部以外）の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向となるように形成する（図１を参照）。
この角度範囲とした理由は、３５度未満であると、高切込み等の切れ刃に高負荷が掛かる切削において硬質被覆層の表面のクラック発生・進展が生じやすく、一方、７０度を超えると硬質被覆層が積層膜であるときと同様の層厚方向の剥離が生じやすくなるためである。
なお、本発明の知見に先行する知見において、３０度以下であれば、層厚方向の異方性がないためＴｉＡｌＮ層の剥離が生じることはなく、しかも、高Ｔｉ帯状領域の存在によって靱性が向上し、切削加工時に断続的・衝撃的負荷が作用しても、ＴｉＡｌＮ層のチッピング発生、欠損発生が抑制されることがわかっているため、前記３５度未満とは、３０度以下を除くものである。
この角度の測定は、高Ｔｉ帯状領域の特定がなされた後に行うものであるから、後述する高Ｔｉ帯状領域の特定の欄で説明する。
本発明では、工具基体表面（逃げ面、すくい面：刃先稜線部以外）の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向となるように形成する（図１を参照）。
この角度範囲とした理由は、３５度未満であると、高切込み等の切れ刃に高負荷が掛かる切削において硬質被覆層の表面のクラック発生・進展が生じやすく、一方、７０度を超えると硬質被覆層が積層膜であるときと同様の層厚方向の剥離が生じやすくなるためである。
なお、本発明の知見に先行する知見において、３０度以下であれば、層厚方向の異方性がないためＴｉＡｌＮ層の剥離が生じることはなく、しかも、高Ｔｉ帯状領域の存在によって靱性が向上し、切削加工時に断続的・衝撃的負荷が作用しても、ＴｉＡｌＮ層のチッピング発生、欠損発生が抑制されることがわかっているため、前記３５度未満とは、３０度以下を除くものである。
この角度の測定は、高Ｔｉ帯状領域の特定がなされた後に行うものであるから、後述する高Ｔｉ帯状領域の特定の欄で説明する。
（２）刃先稜線部では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる範囲ですくい面側と逃げ面側にそれぞれ存在する。ここでいう、すくい面側と逃げ面側にそれぞれ存在するとは、すくい面側と逃げ面側に、それぞれ、１つ以上存在することである。
この刃先稜線部の高Ｔｉ帯状領域が存在することにより、硬質被覆層の剥離がより一層確実になる。
なお、この角の二等分線（１３）となす角度の測定は、高Ｔｉ帯状領域の特定がなされた後に行うものであるから、後述する高Ｔｉ帯状領域の特定の欄で説明する。
ここで、本発明でいう刃先稜線部とは、以下に定義されるものである。すなわち、図２および図３（図２および図３の縦横比、縮尺は正確ではない）に示されるように、
本発明の被覆工具の厚さ方向に垂直な硬質皮膜（２）を含む断面（縦断面）において、すくい面（３）、逃げ面（４）をそれぞれ近似する直線（以下、それぞれを、「すくい面の近似直線（５）」、および、「逃げ面の近似直線（６）」といい、総称するときは、「工具表面同士の延長線」という）同士の交点（７）と、この交点（７）に最も近い前記断面の硬質皮膜上の点（Ｍ）とを通る直線を「刃先法線（８）」といい、
前記すくい面の近似直線（５）が前記すくい面（３）との接触がなくなる点を「すくい面の屈曲点（９）」といい、
前記逃げ面の近似直線（６）が前記逃げ面（４）との接触がなくなる点を「逃げ面の屈曲点（１０）」というとき、
前記刃先法線（８）と前記すくい面の屈曲点（９）との距離をｒ１、
前記刃先法線（８）と前記逃げ面の屈曲点（１０）との距離をｒ２、
Ｒ＝（ｒ１＋ｒ２）／２とすると、
前記刃先法線（８）と前記すくい面（３）との距離が３Ｒとなる前記すくい面上の点（１１）と、前記刃先法線（８）と前記逃げ面（４）との距離が３Ｒとなる前記逃げ面上の点（１２）とを結んだ硬質被膜（２）上の領域をいう。
この刃先稜線部の高Ｔｉ帯状領域が存在することにより、硬質被覆層の剥離がより一層確実になる。
なお、この角の二等分線（１３）となす角度の測定は、高Ｔｉ帯状領域の特定がなされた後に行うものであるから、後述する高Ｔｉ帯状領域の特定の欄で説明する。
ここで、本発明でいう刃先稜線部とは、以下に定義されるものである。すなわち、図２および図３（図２および図３の縦横比、縮尺は正確ではない）に示されるように、
本発明の被覆工具の厚さ方向に垂直な硬質皮膜（２）を含む断面（縦断面）において、すくい面（３）、逃げ面（４）をそれぞれ近似する直線（以下、それぞれを、「すくい面の近似直線（５）」、および、「逃げ面の近似直線（６）」といい、総称するときは、「工具表面同士の延長線」という）同士の交点（７）と、この交点（７）に最も近い前記断面の硬質皮膜上の点（Ｍ）とを通る直線を「刃先法線（８）」といい、
前記すくい面の近似直線（５）が前記すくい面（３）との接触がなくなる点を「すくい面の屈曲点（９）」といい、
前記逃げ面の近似直線（６）が前記逃げ面（４）との接触がなくなる点を「逃げ面の屈曲点（１０）」というとき、
前記刃先法線（８）と前記すくい面の屈曲点（９）との距離をｒ１、
前記刃先法線（８）と前記逃げ面の屈曲点（１０）との距離をｒ２、
Ｒ＝（ｒ１＋ｒ２）／２とすると、
前記刃先法線（８）と前記すくい面（３）との距離が３Ｒとなる前記すくい面上の点（１１）と、前記刃先法線（８）と前記逃げ面（４）との距離が３Ｒとなる前記逃げ面上の点（１２）とを結んだ硬質被膜（２）上の領域をいう。
（３）Ｔｉ成分の平均組成
高Ｔｉ帯状領域のＴｉ成分の平均組成をＹとした場合、ＴｉとＡｌの複合窒化物層におけるＴｉ成分の平均組成ｘとＹは、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満足することが好ましい。
これは、Ｙが（ｘ＋０．０１）未満であると、ＴｉＡｌＮ層全体に対して高Ｔｉ帯状領域の靱性が十分ではないため衝撃の吸収・緩和が不十分なときがあり、（ｘ＋０．０５）を超えると、高Ｔｉ帯状領域が必要な硬度を得ることができず、ＴｉＡｌＮ層全体の耐摩耗性が低下してしまうことがあるためである。
高Ｔｉ帯状領域のＴｉ成分の平均組成をＹとした場合、ＴｉとＡｌの複合窒化物層におけるＴｉ成分の平均組成ｘとＹは、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満足することが好ましい。
これは、Ｙが（ｘ＋０．０１）未満であると、ＴｉＡｌＮ層全体に対して高Ｔｉ帯状領域の靱性が十分ではないため衝撃の吸収・緩和が不十分なときがあり、（ｘ＋０．０５）を超えると、高Ｔｉ帯状領域が必要な硬度を得ることができず、ＴｉＡｌＮ層全体の耐摩耗性が低下してしまうことがあるためである。
（４）平均幅Ｗ
高Ｔｉ帯状領域の幅とは、図１に示すように、高Ｔｉ帯状領域が傾斜している角度に対して垂直な方向における幅をいい、刃先稜線部以外では、その平均幅Ｗは３０～５００ｎｍであることが望ましい。
これは、前記Ｗが３０ｎｍ未満では、ＴｉＡｌＮ層が全体としてほぼ均質な組成となるため、靱性向上効果、衝撃の吸収・緩和効果を期待することができないときがあり、一方、前記Ｗが５００ｎｍを超えると、ＴｉＡｌＮ層中に部分的な低硬度領域が形成され、偏摩耗発生等により耐摩耗性が低下することがあるという理由による。
なお、高Ｔｉ帯状領域の平均幅とは、後記するように、例えば、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）（以下、「ＴＥＭ－ＥＤＳ」という）によりＴｉＡｌＮ層の縦断面のＴｉ成分の組成を測定した場合に、Ｔｉ成分の平均組成Ｙが、例えば、前記した（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満たすＴｉ帯状領域の平均幅である。
高Ｔｉ帯状領域の幅とは、図１に示すように、高Ｔｉ帯状領域が傾斜している角度に対して垂直な方向における幅をいい、刃先稜線部以外では、その平均幅Ｗは３０～５００ｎｍであることが望ましい。
これは、前記Ｗが３０ｎｍ未満では、ＴｉＡｌＮ層が全体としてほぼ均質な組成となるため、靱性向上効果、衝撃の吸収・緩和効果を期待することができないときがあり、一方、前記Ｗが５００ｎｍを超えると、ＴｉＡｌＮ層中に部分的な低硬度領域が形成され、偏摩耗発生等により耐摩耗性が低下することがあるという理由による。
なお、高Ｔｉ帯状領域の平均幅とは、後記するように、例えば、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）（以下、「ＴＥＭ－ＥＤＳ」という）によりＴｉＡｌＮ層の縦断面のＴｉ成分の組成を測定した場合に、Ｔｉ成分の平均組成Ｙが、例えば、前記した（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満たすＴｉ帯状領域の平均幅である。
（５）刃先稜線部以外における平均面積割合Ｓｔ
刃先稜線部以外において、高Ｔｉ帯状領域がＴｉＡｌＮ層に占める平均面積割合Ｓｔは、３～５０面積％であることが望ましい。
これは、Ｓｔが３面積％未満の場合には、高Ｔｉ帯状領域を形成したことによる靱性向上効果、衝撃の吸収・緩和効果が少ないため、耐チッピング性の改善度合いが低いことがあり、一方、Ｓｔが５０面積％を超える場合には、高Ｔｉ帯状領域が低硬度領域として形成され、その結果、偏摩耗発生等により耐摩耗性が低下することがある、という理由による。
刃先稜線部以外において、高Ｔｉ帯状領域がＴｉＡｌＮ層に占める平均面積割合Ｓｔは、３～５０面積％であることが望ましい。
これは、Ｓｔが３面積％未満の場合には、高Ｔｉ帯状領域を形成したことによる靱性向上効果、衝撃の吸収・緩和効果が少ないため、耐チッピング性の改善度合いが低いことがあり、一方、Ｓｔが５０面積％を超える場合には、高Ｔｉ帯状領域が低硬度領域として形成され、その結果、偏摩耗発生等により耐摩耗性が低下することがある、という理由による。
（６）高Ｔｉ帯状領域の特定
少なくとも５００ｎｍの帯状の幅が入る視野で測定したＴＥＭ－ＥＤＳによる測定像において、
刃先稜線部以外では、基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下である直線上の複数の測定点におけるＴｉ成分の組成Ｙが、
刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる直線上の複数の測定点におけるＴｉ成分の組成Ｙが、
それぞれ、所定のＴｉの濃度の高い領域、例えば、（ｘ＋０．０１）以上（ｘ＋０．０５）以下の範囲内（なお、ｘは、既述したＴｉＡｌＮ層全体におけるＴｉ成分の平均組成）にあるか否かによって、該直線が高Ｔｉ帯状領域に属するか直線であるか否かを判定する。
ついで、前記直線が高Ｔｉ帯状領域に属する場合には、該直線に直交する方向にＴｉ成分の組成を測定し、測定したＴｉ成分の組成が、当該所定のＴｉの濃度の高い領域、例えば、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係から外れる位置を、高Ｔｉ帯状領域の境界として特定する。
それから、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の複数位置においてＴｉ成分の組成を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域におけるＴｉ成分の平均組成Ｙを求めることができる。
また、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を確定し、複数位置における幅を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域の平均幅Ｗを求めることができる。
そして、この確定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を当該高Ｔｉ帯状領域の境界線とする。刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線となす角度を測定し、この測定した角度を高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを工具基体の法線となす角度とする。また、刃先稜線部では、この境界線と工具表面同士の延長線がなす角の二等分線（１３）となす角度を測定して高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを前記角の二等分線となす角度とする。
少なくとも５００ｎｍの帯状の幅が入る視野で測定したＴＥＭ－ＥＤＳによる測定像において、
刃先稜線部以外では、基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下である直線上の複数の測定点におけるＴｉ成分の組成Ｙが、
刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる直線上の複数の測定点におけるＴｉ成分の組成Ｙが、
それぞれ、所定のＴｉの濃度の高い領域、例えば、（ｘ＋０．０１）以上（ｘ＋０．０５）以下の範囲内（なお、ｘは、既述したＴｉＡｌＮ層全体におけるＴｉ成分の平均組成）にあるか否かによって、該直線が高Ｔｉ帯状領域に属するか直線であるか否かを判定する。
ついで、前記直線が高Ｔｉ帯状領域に属する場合には、該直線に直交する方向にＴｉ成分の組成を測定し、測定したＴｉ成分の組成が、当該所定のＴｉの濃度の高い領域、例えば、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係から外れる位置を、高Ｔｉ帯状領域の境界として特定する。
それから、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の複数位置においてＴｉ成分の組成を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域におけるＴｉ成分の平均組成Ｙを求めることができる。
また、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を確定し、複数位置における幅を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域の平均幅Ｗを求めることができる。
そして、この確定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を当該高Ｔｉ帯状領域の境界線とする。刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線となす角度を測定し、この測定した角度を高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを工具基体の法線となす角度とする。また、刃先稜線部では、この境界線と工具表面同士の延長線がなす角の二等分線（１３）となす角度を測定して高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを前記角の二等分線となす角度とする。
結晶構造と面積割合の測定：
本発明のＴｉＡｌＮ層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなるが、結晶構造と面積割合は、例えば、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉＡｌＮ層の工具基体表面に垂直な方向の断面を測定することにより求めることができる。
より具体的に言えば、ＴｉＡｌＮ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層厚以下の距離の測定範囲内について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、立方晶構造の結晶粒の面積割合を測定することができる。
前記測定を５箇所の測定範囲で行い、これらの平均値として、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓを算出する。なお、０．０１μｍ／ｓｔｅｐの間隔とした測定点は、より詳細には、測定範囲内を充填するように一辺が０．０１μｍの正三角形を配置して、その各々の正三角形の頂点を測定点としており、一つの測定点での測定結果はこの正三角形一つの面積の測定結果を代表する測定結果となっている。従って、前記に示したように、測定点数の割合から面積割合が求められる。
本発明のＴｉＡｌＮ層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなるが、結晶構造と面積割合は、例えば、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉＡｌＮ層の工具基体表面に垂直な方向の断面を測定することにより求めることができる。
より具体的に言えば、ＴｉＡｌＮ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層厚以下の距離の測定範囲内について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、立方晶構造の結晶粒の面積割合を測定することができる。
前記測定を５箇所の測定範囲で行い、これらの平均値として、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓを算出する。なお、０．０１μｍ／ｓｔｅｐの間隔とした測定点は、より詳細には、測定範囲内を充填するように一辺が０．０１μｍの正三角形を配置して、その各々の正三角形の頂点を測定点としており、一つの測定点での測定結果はこの正三角形一つの面積の測定結果を代表する測定結果となっている。従って、前記に示したように、測定点数の割合から面積割合が求められる。
混入溶滴：
混入溶滴とは、例えば、ＡＩＰ装置により成膜された硬質皮膜に一般的に存在するドロップレットともいわれるもので、アーク放電により溶融したターゲット成分が液滴として飛散し、硬質被覆層中に取り込まれた粒のことである。本発明では、混入液滴について、以下に定義する。すなわち、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）（以下、「ＳＥＭ－ＥＤＳ」という）のマッピング分析によりＴｉＡｌＮ層の縦断面のＡｌ、Ｔｉ、Ｎ成分の組成を測定したときに、Ａｌおよび／またはＴｉが検出され、かつＮ成分が検出されない領域とする。
混入溶滴とは、例えば、ＡＩＰ装置により成膜された硬質皮膜に一般的に存在するドロップレットともいわれるもので、アーク放電により溶融したターゲット成分が液滴として飛散し、硬質被覆層中に取り込まれた粒のことである。本発明では、混入液滴について、以下に定義する。すなわち、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ）（以下、「ＳＥＭ－ＥＤＳ」という）のマッピング分析によりＴｉＡｌＮ層の縦断面のＡｌ、Ｔｉ、Ｎ成分の組成を測定したときに、Ａｌおよび／またはＴｉが検出され、かつＮ成分が検出されない領域とする。
混入溶滴の面積比率：
前記混入溶滴に関して、刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）のＴｉＡｌＮ層の縦断面をＳＥＭ－ＥＤＳマッピング分析により倍率１００００倍で観察し、混入液滴の最大長さが５０ｎｍ以上である粒の面積の和をＳｄｐとし、前記刃先稜線部のＴｉＡｌＮ層の縦断面の面積をＳｃとした場合に、ＳｄｐのＳｃに対する比、Ｓｄｐ／Ｓｃが０．００１以下を満足することが好ましい。
その理由は、０．００１を超えると、刃先稜線部のＴｉＡｌＮ層全体に対して混入液滴の比率が大きくなり、被覆工具として使用され硬質被覆層が摩耗したときに、露出する混入溶滴が脱落することによる硬質被覆層の剥離が増加してしまうためである。
ここでいう最大長さとは混入液滴の輪郭線上の任意の２点間の最大値を指す。
前記混入溶滴に関して、刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）のＴｉＡｌＮ層の縦断面をＳＥＭ－ＥＤＳマッピング分析により倍率１００００倍で観察し、混入液滴の最大長さが５０ｎｍ以上である粒の面積の和をＳｄｐとし、前記刃先稜線部のＴｉＡｌＮ層の縦断面の面積をＳｃとした場合に、ＳｄｐのＳｃに対する比、Ｓｄｐ／Ｓｃが０．００１以下を満足することが好ましい。
その理由は、０．００１を超えると、刃先稜線部のＴｉＡｌＮ層全体に対して混入液滴の比率が大きくなり、被覆工具として使用され硬質被覆層が摩耗したときに、露出する混入溶滴が脱落することによる硬質被覆層の剥離が増加してしまうためである。
ここでいう最大長さとは混入液滴の輪郭線上の任意の２点間の最大値を指す。
ＴｉＡｌＮ層の成膜方法：
前記特徴を備える本発明のＴｉＡｌＮ層は、例えば、以下の方法によって成膜することができる。
前記特徴を備える本発明のＴｉＡｌＮ層は、例えば、以下の方法によって成膜することができる。
（その１）
図４（ａ）、（ｂ）に示すアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置内に、所定組成のＴｉ－Ａｌ合金ターゲットを配置するとともに、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットおよびｃＢＮ焼結体のいずれかからなる工具基体をＡＩＰ装置の回転テーブル上に載置し、工具基体に対するボンバード前処理および工具基体の温度（成膜温度）、Ｎ２ガス圧、成膜時のバイアス電圧、バイアス電圧上昇速度を制御してアーク放電を発生させることにより、本発明のＴｉＡｌＮ層を成膜することができる。
特に、低バイアス電圧による処理から高バイアス電圧の処理に漸次変化させることで、自発的にＴｉ成分の組成分布を形成させ、低温から高温へと処理温度を漸次変化させ、さらに、工具基体の温度（成膜温度）とＮ２ガス圧、バイアス電圧、バイアス電圧上昇速度の制御により、
刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に平行な結晶方位に沿う原子の積層関係（高Ｔｉ帯状領域）を、
刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる方向に沿う原子の積層関係（高Ｔｉ帯状領域）を、それぞれ、形成することができる。
ここで、特に、刃先稜線部における高Ｔｉ帯状領域は、低温から高温へと処理温度を漸次変化させることよって形成できると推察している。
図４（ａ）、（ｂ）に示すアークイオンプレーティング（ＡＩＰ）装置内に、所定組成のＴｉ－Ａｌ合金ターゲットを配置するとともに、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットおよびｃＢＮ焼結体のいずれかからなる工具基体をＡＩＰ装置の回転テーブル上に載置し、工具基体に対するボンバード前処理および工具基体の温度（成膜温度）、Ｎ２ガス圧、成膜時のバイアス電圧、バイアス電圧上昇速度を制御してアーク放電を発生させることにより、本発明のＴｉＡｌＮ層を成膜することができる。
特に、低バイアス電圧による処理から高バイアス電圧の処理に漸次変化させることで、自発的にＴｉ成分の組成分布を形成させ、低温から高温へと処理温度を漸次変化させ、さらに、工具基体の温度（成膜温度）とＮ２ガス圧、バイアス電圧、バイアス電圧上昇速度の制御により、
刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に平行な結晶方位に沿う原子の積層関係（高Ｔｉ帯状領域）を、
刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる方向に沿う原子の積層関係（高Ｔｉ帯状領域）を、それぞれ、形成することができる。
ここで、特に、刃先稜線部における高Ｔｉ帯状領域は、低温から高温へと処理温度を漸次変化させることよって形成できると推察している。
（その２）
図４に示すアノード電源の一つを高出力パルススパッタ電源に替えた大出力パルススパッタ装置を用い、工具基体を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、該装置内に、所定組成のＴｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）を配置し、工具基体表面をボンバード洗浄し、次いで、該装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入し、スパッタガスとしてアルゴンガスを導入して、前記工具基体の温度を低温処理温度から、横軸を時間、縦軸を処理温度（設定温度）としたグラフに表したときに、温度変化が直線状または階段状となるように、高温処理温度まで上昇させて、この温度に保持し、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に所定スパッタ条件を印可してプラズマ放電を発生させ、直流の低バイアス電圧を前記工具基体に対して所定時間に印可して、直線状もしくは階段状に順次バイアス電圧を上昇させ、直流の高バイアス電圧を印加して、本発明の刃先稜線部の混入液滴の面積率が所定値以下のＴｉＡｌＮ層を成膜することができる。
図４に示すアノード電源の一つを高出力パルススパッタ電源に替えた大出力パルススパッタ装置を用い、工具基体を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、該装置内に、所定組成のＴｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）を配置し、工具基体表面をボンバード洗浄し、次いで、該装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入し、スパッタガスとしてアルゴンガスを導入して、前記工具基体の温度を低温処理温度から、横軸を時間、縦軸を処理温度（設定温度）としたグラフに表したときに、温度変化が直線状または階段状となるように、高温処理温度まで上昇させて、この温度に保持し、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に所定スパッタ条件を印可してプラズマ放電を発生させ、直流の低バイアス電圧を前記工具基体に対して所定時間に印可して、直線状もしくは階段状に順次バイアス電圧を上昇させ、直流の高バイアス電圧を印加して、本発明の刃先稜線部の混入液滴の面積率が所定値以下のＴｉＡｌＮ層を成膜することができる。
なお、本発明において、ＴｉＡｌＮを含む硬質被覆層と工具基体との間に、ＴｉＮ等の介在層を設けたり、該硬質被覆層の表面にＡｌ２Ｏ３等の被覆層を更に設けてもよい。
次に、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、具体的な説明としては、ＷＣ基超硬合金を工具基体とする被覆工具について説明するが、ＴｉＣＮ基サーメットあるいはｃＢＮ焼結体を工具基体とする被覆工具についても同様である。
なお、具体的な説明としては、ＷＣ基超硬合金を工具基体とする被覆工具について説明するが、ＴｉＣＮ基サーメットあるいはｃＢＮ焼結体を工具基体とする被覆工具についても同様である。
工具基体の作製：
原料粉末として、いずれも０．５～５μｍの平均粒径を有する、Ｃｏ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＷＣ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ボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥し後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結し、所定寸法となるように加工して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＥＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金工具基体１～２を製造した。
原料粉末として、いずれも０．５～５μｍの平均粒径を有する、Ｃｏ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末、ＷＣ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ボールミルで７２時間湿式混合し、減圧乾燥し後、１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、これらの圧粉成形体を焼結し、所定寸法となるように加工して、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＥＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金工具基体１～２を製造した。
前記の工具基体１～２のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図４に示すＡＩＰ装置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、ＡＩＰ装置内に、所定組成のＴｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）を配置し、
まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を表２に示すボンバード条件の工具基体温度に加熱した後、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表２に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表２に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
次いで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示すＮ２ガス圧とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を表２に示す低温処理温度から、横軸を時間、縦軸を処理温度（設定温度）としたグラフに表したときに、温度変化が直線状または階段状となるように、高温処理温度まで上昇させて、この温度に保持し、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表２に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、表２に示す直流の低バイアス電圧を工具基体に対して表２に示す所定時間印加して、ついで表２に示す上昇速度に沿うように、横軸を時間、縦軸をバイアス電圧（－Ｖ）としたグラフに表した際に直線状もしくは階段状に順次バイアス電圧を上昇させ、ついで、表２に示す直流の高バイアス電圧を印加して、ＴｉＡｌＮ層を成膜することにより、表４に示す平均層厚、Ｔｉ成分の平均組成ｘ、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ、所定の高Ｔｉ帯状領域（Ｔｉ成分の平均組成Ｙ、平均幅Ｗ、平均面積割合Ｓｔ）を有する本発明被覆工具１～１０（以下、本発明工具１～１０という）をそれぞれ製造した。
まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を表２に示すボンバード条件の工具基体温度に加熱した後、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表２に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表２に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
次いで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表２に示すＮ２ガス圧とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を表２に示す低温処理温度から、横軸を時間、縦軸を処理温度（設定温度）としたグラフに表したときに、温度変化が直線状または階段状となるように、高温処理温度まで上昇させて、この温度に保持し、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表２に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、表２に示す直流の低バイアス電圧を工具基体に対して表２に示す所定時間印加して、ついで表２に示す上昇速度に沿うように、横軸を時間、縦軸をバイアス電圧（－Ｖ）としたグラフに表した際に直線状もしくは階段状に順次バイアス電圧を上昇させ、ついで、表２に示す直流の高バイアス電圧を印加して、ＴｉＡｌＮ層を成膜することにより、表４に示す平均層厚、Ｔｉ成分の平均組成ｘ、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ、所定の高Ｔｉ帯状領域（Ｔｉ成分の平均組成Ｙ、平均幅Ｗ、平均面積割合Ｓｔ）を有する本発明被覆工具１～１０（以下、本発明工具１～１０という）をそれぞれ製造した。
比較の目的で、図４に示すＡＩＰ装置を用いて、表３に示すボンバード条件、同じく表３に示す成膜条件（処理温度は一定）でＴｉＡｌＮ層を形成することにより、表５に示す比較例被覆工具１～１０（以下、比較例工具１～１０という）をそれぞれ製造した。
前記で作製した本発明工具１～１０および比較例工具１～１０のＴｉＡｌＮ層について、走査型電子顕微鏡を用いて断面測定し、５ヶ所の測定値の平均値から、平均層厚を算出した。
また、ＴｉＡｌＮ層におけるＴｉ成分の組成を、ＴＥＭ－ＥＤＳにより３箇所の膜厚方向に０．４μｍ以上、基体表面に平行な方向に１μｍ以上の視野範囲で測定し、その測定値の平均値を、ＴｉＡｌＮ層のＴｉ成分の平均組成ｘとして求めた。
表４、表５に、それぞれの値を示す。
また、ＴｉＡｌＮ層におけるＴｉ成分の組成を、ＴＥＭ－ＥＤＳにより３箇所の膜厚方向に０．４μｍ以上、基体表面に平行な方向に１μｍ以上の視野範囲で測定し、その測定値の平均値を、ＴｉＡｌＮ層のＴｉ成分の平均組成ｘとして求めた。
表４、表５に、それぞれの値を示す。
また、本発明工具１～１０および比較例工具１～１０のＴｉＡｌＮ層について、ＴＥＭ－ＥＤＳにより、ＴｉＡｌＮ層における高Ｔｉ帯状領域の存在の有無を確認するとともに、高Ｔｉ帯状領域が存在する場合には、該領域におけるＴｉ成分の平均組成Ｙ、該領域の平均幅Ｗ、該領域がＴｉＡｌＮ層の縦断面に占める平均面積割合Ｓｔを求めた。
具体的には、図１～３に示すようなＴｉＡｌＮ層の縦断面について、少なくとも５００ｎｍの帯状の幅が入る視野で測定したＴＥＭ－ＥＤＳによる測定像をもとに、
（１）刃先稜線部以外では、基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下である直線上の複数の測定点におけるＴｉ成分の組成を測定し、
（２）刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ以下度となる直線上の複数の測定点におけるＴｉ組成を測定し、
それぞれの測定値が（ｘ＋０．０１）以上（ｘ＋０．０５）以下の範囲内にあるか否かによって、該直線が高Ｔｉ帯状領域に属するか直線であるか否かを判定する。
次に、前記直線が高Ｔｉ帯状領域に属する直線であると判定された場合には、該直線に直交する方向にＴｉ成分の組成を測定し、測定したＴｉ成分の組成が、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係から外れる位置を、高Ｔｉ帯状領域の境界として特定する。
次いで、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の複数位置においてＴｉ成分の組成を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域におけるＴｉ成分の平均組成Ｙを求める。
つづいて、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を確定し、複数位置における幅を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域の平均幅Ｗを求める。
さらに、前記で求めた高Ｔｉ帯状領域の輪郭から、測定視野の面積中に存在する高Ｔｉ帯状領域の合計面積を求めることにより、ＴｉＡｌＮ層の縦断面に占める高Ｔｉ帯状領域の平均面積割合Ｓｔを算出する。
そして、この確定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を当該高Ｔｉ帯状領域の境界線とする。刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線となす角度を測定し、この測定した角度を高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを工具基体の法線となす角とする。また、刃先稜線部では、この境界線と工具表面同士の延長線がなす角の二等分線となす角度を測定して高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを前記角の二等分線となす角とする。
表４、表５に、それぞれの値を示す。なお、これら表において、「工具基体表面の法線となす角度（度）」および「工具表面同士の延長線がなす角（２θ）の二等分線に対する高Ｔｉ帯状領域の平均角度（θに対する比）は、それぞれ、「工具基体表面の法線と３５～７５度の高Ｔｉ帯状領域」であるものの角度の平均、「工具表面同士の延長線がなす角（２θ）の二等分線に対して０．７θ度以内の高Ｔｉ帯状領域」であるものの平均である。
具体的には、図１～３に示すようなＴｉＡｌＮ層の縦断面について、少なくとも５００ｎｍの帯状の幅が入る視野で測定したＴＥＭ－ＥＤＳによる測定像をもとに、
（１）刃先稜線部以外では、基体表面の法線とのなす角が３５度以上７０度以下である直線上の複数の測定点におけるＴｉ成分の組成を測定し、
（２）刃先稜線部（すくい面側と逃げ面側の両方）では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ以下度となる直線上の複数の測定点におけるＴｉ組成を測定し、
それぞれの測定値が（ｘ＋０．０１）以上（ｘ＋０．０５）以下の範囲内にあるか否かによって、該直線が高Ｔｉ帯状領域に属するか直線であるか否かを判定する。
次に、前記直線が高Ｔｉ帯状領域に属する直線であると判定された場合には、該直線に直交する方向にＴｉ成分の組成を測定し、測定したＴｉ成分の組成が、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係から外れる位置を、高Ｔｉ帯状領域の境界として特定する。
次いで、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の複数位置においてＴｉ成分の組成を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域におけるＴｉ成分の平均組成Ｙを求める。
つづいて、前記で特定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を確定し、複数位置における幅を測定し、これらを平均することによって、高Ｔｉ帯状領域の平均幅Ｗを求める。
さらに、前記で求めた高Ｔｉ帯状領域の輪郭から、測定視野の面積中に存在する高Ｔｉ帯状領域の合計面積を求めることにより、ＴｉＡｌＮ層の縦断面に占める高Ｔｉ帯状領域の平均面積割合Ｓｔを算出する。
そして、この確定された高Ｔｉ帯状領域の輪郭を当該高Ｔｉ帯状領域の境界線とする。刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線となす角度を測定し、この測定した角度を高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを工具基体の法線となす角とする。また、刃先稜線部では、この境界線と工具表面同士の延長線がなす角の二等分線となす角度を測定して高Ｔｉ帯状領域ごとに平均したものを前記角の二等分線となす角とする。
表４、表５に、それぞれの値を示す。なお、これら表において、「工具基体表面の法線となす角度（度）」および「工具表面同士の延長線がなす角（２θ）の二等分線に対する高Ｔｉ帯状領域の平均角度（θに対する比）は、それぞれ、「工具基体表面の法線と３５～７５度の高Ｔｉ帯状領域」であるものの角度の平均、「工具表面同士の延長線がなす角（２θ）の二等分線に対して０．７θ度以内の高Ｔｉ帯状領域」であるものの平均である。
また、本発明工具１～１０および比較例工具１～１０のＴｉＡｌＮ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子線後方散乱回折装置を用いて、ＴｉＡｌＮ層全体に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓを求めた。
具体的には、工具基体表面に垂直な方向のＴｉＡｌＮ層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層厚以下の距離の測定範囲内について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、立方晶構造の結晶粒の面積割合を測定した。
前記測定を５箇所の測定範囲で行い、これらの平均値として、ＴｉＡｌＮ層全体に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓを算出した。
表４、表５に、その値を示す。
具体的には、工具基体表面に垂直な方向のＴｉＡｌＮ層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層厚以下の距離の測定範囲内について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、立方晶構造の結晶粒の面積割合を測定した。
前記測定を５箇所の測定範囲で行い、これらの平均値として、ＴｉＡｌＮ層全体に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓを算出した。
表４、表５に、その値を示す。
次いで、本発明工具１～１０および比較例工具１～１０について、以下の条件で、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。
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・ＳＣＭ４４５幅１００ｍｍ、長さ３６５ｍｍのブロック材
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ
切り込み： ２．５ ｍｍ
一刃送り量： ０．２３ｍｍ／刃
切削時間： ７分
表６に、試験結果を示す。
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・ＳＣＭ４４５幅１００ｍｍ、長さ３６５ｍｍのブロック材
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ
切り込み： ２．５ ｍｍ
一刃送り量： ０．２３ｍｍ／刃
切削時間： ７分
表６に、試験結果を示す。
また、前記の工具基体１～２のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図４に示すアノード電源の一つを高出力パルススパッタ電源に替えた大出力パルススパッタ装置を用いて、表７に示すボンバード条件で洗浄し、ＴｉＡｌＮ層成膜条件によりＴｉＡｌＮ層を成膜した。
すなわち、まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を表７に示すボンバード条件の工具基体温度に加熱した後、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表７に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表７に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
次いで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表７に示すＮ２ガス圧とすると共に、スパッタガスとしてアルゴンガスを導入して表７に示すＡｒガス圧とし、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を表７に示す低温処理温度から、横軸を時間、縦軸を処理温度（設定温度）としたグラフに表したときに、温度変化が直線状または階段状となるように、高温処理温度まで上昇させて、この温度に保持し、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表７に示すスパッタ投入電力、ピーク電流、パルス周波数、パルス印加時間を持つスパッタ条件を印加してプラズマ放電を発生させ、表７に示す直流の低バイアス電圧を工具基体に対して表７に示す所定時間印加して、ついで表７に示す上昇速度に沿うように、横軸を時間、縦軸をバイアス電圧（－Ｖ）としたグラフに表した際に直線状もしくは階段状に順次バイアス電圧を上昇させ、ついで、表７に示す直流の高バイアス電圧を印加して、ＴｉＡｌＮ層を成膜することにより、表８に示す平均層厚、Ｔｉ成分の平均組成ｘ、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ、所定の高Ｔｉ帯状領域（Ｔｉ成分の平均組成Ｙ、平均幅Ｗ、平均面積割合Ｓｔ）を有する本発明被覆工具１１～１６（以下、本発明工具１１～１６という）をそれぞれ製造した。
すなわち、まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を表７に示すボンバード条件の工具基体温度に加熱した後、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表７に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表７に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
次いで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表７に示すＮ２ガス圧とすると共に、スパッタガスとしてアルゴンガスを導入して表７に示すＡｒガス圧とし、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を表７に示す低温処理温度から、横軸を時間、縦軸を処理温度（設定温度）としたグラフに表したときに、温度変化が直線状または階段状となるように、高温処理温度まで上昇させて、この温度に保持し、Ｔｉ－Ａｌ合金ターゲット（カソード電極）に表７に示すスパッタ投入電力、ピーク電流、パルス周波数、パルス印加時間を持つスパッタ条件を印加してプラズマ放電を発生させ、表７に示す直流の低バイアス電圧を工具基体に対して表７に示す所定時間印加して、ついで表７に示す上昇速度に沿うように、横軸を時間、縦軸をバイアス電圧（－Ｖ）としたグラフに表した際に直線状もしくは階段状に順次バイアス電圧を上昇させ、ついで、表７に示す直流の高バイアス電圧を印加して、ＴｉＡｌＮ層を成膜することにより、表８に示す平均層厚、Ｔｉ成分の平均組成ｘ、立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓ、所定の高Ｔｉ帯状領域（Ｔｉ成分の平均組成Ｙ、平均幅Ｗ、平均面積割合Ｓｔ）を有する本発明被覆工具１１～１６（以下、本発明工具１１～１６という）をそれぞれ製造した。
前記で製造した本発明工具１１～１６のＴｉＡｌＮ層について、本発明工具１～１０と同様に、平均層厚、Ｔｉ成分の平均組成ｘ、高Ｔｉ帯状領域の存在の有無の確認と該領域におけるＴｉ成分の平均組成Ｙ、平均幅ｗ、平均面積率Ｓｔ、刃先稜線部以外では該領域の境界線と工具基体表面の法線となす角の平均値、刃先稜線部では該境界線と工具表面同士の延長線がなす角の二等分線となす角の平均値を、それぞれ、求めた。その結果を表８に示す。
次に、本発明工具１～１６および比較工具１～１０について、ＴｉＡｌＮ層の刃先稜線部における混入溶滴の面積率を求めた。すなわち、刃先稜線部のＴｉＡｌＮ層の全領域において倍率１００００倍のＳＥＭ－ＥＤＳにより観察して、最大長さが５０ｎｍ以上である混入溶滴の面積の総和（Ｓｄｐ）を求め、前記領域のＴｉＡｌＮ層の面積（Ｓｃ）との比Ｓｄｐ／Ｓｃを算出した。結果を表９に示す。
また、本発明工具１１～１６については、本発明工具１～１０と同様の切削試験を行い、逃げ面の摩耗量を求めた。結果を表１０に示す。
表６に示される結果から、本発明の被覆工具は、硬質被覆層としてＴｉＡｌＮ層を含み、該ＴｉＡｌＮ層には、高Ｔｉ帯状領域が、刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に存在し、刃先稜線部では、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下の方向に存在していることから、これによって、靱性が向上し、かつ、層中の層厚方向の異方性がないために、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して衝撃的・断続的な高負荷が作用する合金鋼の断続切削加工において、優れた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮する。
また、表９、１０に示す結果から明らかなように、刃先稜線部のＴｉＡｌＮ層内の混入溶滴の面積率が所定の値以下である本発明工具１１～１６は、工具消耗により表層へ出現する混入液滴が低下し、混入液滴の剥離や脱離による工具損傷が抑制されることから、より一層優れた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮する。
これに対して、ＴｉＡｌＮ層中に、高Ｔｉ帯状領域が形成されていない比較例の被覆工具は、チッピングの発生によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
この発明の被覆工具は、合金鋼などの断続切削加工に供した場合に、優れた耐チッピング性とともに長期の使用にわたって優れた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削加工装置のＦＡ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。
１：工具基体
２：硬質被膜
３：すくい面
４：逃げ面
５：すくい面の近似直線
６：逃げ面の近似直線
７：交点
８：刃先法線
９：すくい面の屈曲点
１０：逃げ面の屈曲点
１１：刃先法線とすくい面との距離が３Ｒとなるすくい面上の点
１２：刃先法線と逃げ面との距離が３Ｒとなる逃げ面上の点
１３：角の二等分線
１４：角の二等分線に平行な直線
Ｍ：交点に最も近い硬質皮膜上の点
２：硬質被膜
３：すくい面
４：逃げ面
５：すくい面の近似直線
６：逃げ面の近似直線
７：交点
８：刃先法線
９：すくい面の屈曲点
１０：逃げ面の屈曲点
１１：刃先法線とすくい面との距離が３Ｒとなるすくい面上の点
１２：刃先法線と逃げ面との距離が３Ｒとなる逃げ面上の点
１３：角の二等分線
１４：角の二等分線に平行な直線
Ｍ：交点に最も近い硬質皮膜上の点
Claims (6)
- ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメットおよびｃＢＮ焼結体のいずれかからなる工具基体の表面に、０．５～８．０μｍの平均層厚のＴｉとＡｌの複合窒化物層を少なくとも含む硬質被覆層が設けられた表面被覆切削工具において、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、その組成を、組成式：（ＴｉｘＡｌ１－ｘ）Ｎで表した場合、０．１０≦ｘ≦０．３５（ただし、ｘは原子比）を満足する平均組成を有し、
前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層中には、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が、
刃先稜線部以外では、工具基体表面の法線とのなす角度が３５度以上７０度以下の方向に存在し、かつ、
刃先稜線部においては、工具表面同士の延長線がなす角を２θとするとき、当該角の二等分線となす角が０．７θ度以下となる範囲ですくい面側と逃げ面側にそれぞれ存在すること、
を特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記刃先稜線部において、最大長さ５０ｎｍ以上の大きさを有する混入溶滴の面積の和（Ｓｄｐ）の硬質被覆層の面積（Ｓｃ）に対する比が０．００１以下であ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Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域のＴｉ成分の平均組成をＹとした場合、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層におけるＴｉ成分の平均組成ｘと前記Ｙは、（ｘ＋０．０１）≦Ｙ≦（ｘ＋０．０５）の関係を満足する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。
- 前記刃先稜線部以外では、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が傾斜している角度に対して垂直な方向における平均幅Ｗは、３０～５００ｎｍであることを特徴とする請求項３に記載の表面被覆切削工具。
- 前記刃先稜線部以外では、前記Ｔｉ成分の平均組成に比してＴｉ成分の組成が相対的に高い帯状領域が前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層の縦断面に占める、平均面積割合Ｓｔは３～５０面積％であることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記刃先稜線部以外では、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層は、立方晶構造の結晶粒と六方晶構造の結晶粒の混合組織からなり、前記ＴｉとＡｌの複合窒化物層の縦断面に占める立方晶構造の結晶粒の平均面積割合Ｓは３０面積％以上であることを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
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