WO2010106811A1

WO2010106811A1 - 表面被覆切削工具

Info

Publication number: WO2010106811A1
Application number: PCT/JP2010/001973
Authority: WO
Inventors: 冨田興平; 五十嵐誠; 長田晃; 中村惠滋
Original assignee: 三菱マテリアル株式会社
Priority date: 2009-03-18
Filing date: 2010-03-18
Publication date: 2010-09-23
Also published as: CN102355968B; US20120003452A1; EP2409798A4; CN102355968A; EP2409798A1; US8828527B2; EP2409798B1

Abstract

　この表面被覆切削工具は、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体と、前記工具本体の表面に、下部層（ａ）、中間層（ｂ）、上部層（ｃ）を順に蒸着して形成された硬質被覆層とを具備する。下部層（ａ）はＴｉ化合物層であり、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有し、中間層（ｂ）は酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、上部層（ｃ）は、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＴｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、及びＢからなるグループから選択される１種又は２種以上の元素含有酸化アルミニウム層である。

Description

表面被覆切削工具

　本発明は、例えば、（１）合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の切削加工を、高い発熱を伴うとともに、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削条件で行った場合、あるいは、（２）ステンレス鋼やダクタイル鋳鉄等の難削材の切削加工を、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高送り、高切込みによる高負荷が作用する高速重切削条件で行った場合でも、硬質被覆層がチッピングを発生することなく、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。

　本願は、２００９年３月１８日に日本に出願された特願２００９－０６５８１４号、２００９年６月２２日に日本に出願された特願２００９－１４７７６７号、及び２００９年６月２４日に日本に出願された特願２００９－１４９３５０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

　特許文献１（特開２００６－１９８７３５号公報）に示すように、従来、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、以下の条件を満たす下部層（ａ）および上部層（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成した被覆工具（従来被覆工具１という）が知られている。

（ａ）下部層はＴｉ化合物層であり、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３～２０μｍの全体平均層厚を有する。

（ｂ）上部層はα型Ａｌ_２Ｏ_３層（従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層という）であり、１～１５μｍの平均層厚を有し、かつ化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。この上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０－１０）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記結晶粒は、格子点にＡｌおよび酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果、得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０～８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す。
　この従来被覆工具１は、α型Ａｌ_２Ｏ_３層がすぐれた高温強度を有することから、高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮することが知られている。

　特許文献２（特開２００６－２８９５５６号公報）に示すように、前記従来被覆工具１の上部層（ｂ）の代わりに、Ａｌ－Ｔｉ複合酸化物層（以下、従来ＡｌＴｉＯ層という）を形成した被覆工具（以下、従来被覆工具２という）も知られている。

　前記Ａｌ－Ｔｉ複合酸化物層は、１～１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。この層は、組成式：（Ａｌ_１－ＸＴｉ_Ｘ）_２Ｏ_３、（ただし、原子比で、Ｘ：０．００３～０．０５）、を満足する。さらに、この層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０－１０）面の法線がなす傾斜角測定し、前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｔｉ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果、得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０～８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す。
　この従来被覆工具２も、すぐれた耐チッピング性を発揮することが知られている。

　特許文献３（特開２００４－１１５４号公報）に示すように、前記従来被覆工具１の上部層（ｂ）の代わりに、Ｙ（イットリウム）を少量含有するα型（Ａｌ，Ｙ）_２Ｏ_３層（以下、従来ＡｌＹＯ層という）で構成した被覆工具（以下、従来被覆工具３という）も知られている。この従来被覆工具３では、α型Ａｌ_２Ｏ_３の結晶粒の脱落が防止されるとともに、連続切削加工ですぐれた切削耐久性を示すことが知られている。

特許文献４（特開２００６－２８９５５７号公報）に示すように、前記従来被覆工具１の上部層（ｂ）の代わりに、Ａｌ－Ｚｒ複合酸化物層（以下、従来ＡｌＺｒＯ層という）を形成した被覆工具（以下、従来被覆工具４という）も知られている。Ａｌ－Ｚｒ複合酸化物層は、１～１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、組成式：（Ａｌ_１－ＸＺｒ_Ｘ）_２Ｏ_３（ただし、原子比で、Ｘ：０．００３～０．０５）を満足する。Ａｌ－Ｚｒ複合酸化物層は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面および（１０－１０）面の法線がなす傾斜　角を測定し、前記結晶粒は、格子点にＡｌ、Ｚｒ、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果、得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（ただし、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４、および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で現した場合、個々のΣＮ＋１がΣＮ＋１全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ３に最高ピークが存在し、かつ前記Σ３のΣＮ＋１全体に占める分布割合が６０～８０％である構成原子共有格子点分布グラフを示す。
　この従来被覆工具４も、すぐれた耐チッピング性を発揮することが知られている。

特許文献５（特開２００６－２８９５８６号公報）に示すように、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットで構成された工具基体の表面に、以下の下部層（ａ）および上部層（ｂ）で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具（以下、従来被覆工具５という）が知られている。

（ａ）下部層はＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、およびＴｉＣＮＯ層のうちの１層または２層以上からなり、かつ３～２０μｍの全体平均層厚を有する。

（ｂ）上部層はＣｒ含有酸化アルミニウム層であり、１～１５μｍの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。この上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。

　この従来被覆工具５は、Ｃｒ含有酸化アルミニウム層がすぐれた高温強度を有することから、高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮することが知られている。

特開２００６－１９８７３５号公報特開２００６－２８９５５６号公報特開２００４－１１５４号公報特開２００６－２８９５５７号公報特開２００６－２８９５８６号公報日本国特許第１３８８７７５号公報特開平１０－２９１１０２号公報

　近年の切削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い。これに伴い、切削加工は一段と高速化、高能率化する傾向にある。

　前記従来被覆工具を、低合金鋼や炭素鋼などの一般鋼、さらにねずみ鋳鉄などの普通鋳鉄の高速切削加工、高速断続切削加工に用いた場合には特に問題はない。しかし、特にこれを、合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速断続切削加工に用いた場合には、硬質被覆層の高温強度および表面性状が満足できるものでなく、切刃部にチッピング（微少欠け）を発生しやすくなり、その結果、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

　前記従来被覆工具を、ステンレス鋼やダクタイル鋳鉄等の難削材の、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して、高送り、高切込みの高負荷が作用する高速重切削加工に用いた場合にも、硬質被覆層の高温強度および表面性状が満足できるものでないため、切刃部にチッピング（微少欠け）を発生しやすくなり、その結果、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、（１）高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して、断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高硬度鋼の高速断続切削加工に用いた場合、あるいは、（２）切刃に対して、高送り、高切込みの高負荷が作用する高速重切削加工に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性をそなえる被覆切削工具を開発すべく、鋭意研究を行った結果、以下の被覆切削工具を発明した。

　本発明の表面被覆切削工具は、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、以下の下部層（ａ）、中間層（ｂ）および上部層（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成したものである。

（ａ）下部層はＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｂ）中間層は酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。

（ｃ）上部層は、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＴｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、およびＢからなるグループから選択される１種又は２種以上の元素含有酸化アルミニウム層である。

　前記（ｂ）の中間層は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。

　前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有する。

　前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。

　さらに、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されている。
　上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）は、Ｔｉのみを含有する前記酸化アルミニウム層であってもよい。
　上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）は、Ｙのみを含有する前記酸化アルミニウム層であってもよい。
上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）は、Ｚｒのみを含有する前記酸化アルミニウム層であってもよい。
上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）は、Ｃｒのみを含有する前記酸化アルミニウム層であってもよい。
上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）は、Ｂのみを含有する前記酸化アルミニウム層であってもよい。

上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占めてもよい。
上記表面被覆切削工具において、前記上部層（ｃ）は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有しても良い

本発明の表面被覆切削工具は、前記構成を持つことから、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層が、（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温硬さ、耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有する。上部層は、それを構成する改質層の（０００１）面配向率を高くすることにより、表面平坦性を備えた平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒からなる組織構造となる。さらに、上部層は、前記結晶粒の内部にΣ３対応界面を形成し、結晶粒内強度を強化したことにより、凹凸多角形たて長形状の結晶粒からなり、結晶粒内に、Σ３対応界面の少ない従来層に比して、一段とすぐれた表面性状、高温強度を具備する。その結果、高熱発生を伴い、切刃に対して断続的な衝撃が繰り返しなどによる高負荷が作用する高速重切削加工及び高速断続切削加工においても、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性とすぐれた耐摩耗性を発揮し、使用寿命の一層の延命化が可能となる。

硬質被覆層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶粒の（０００１）面を測定する場合の傾斜角の測定範囲を示す概略説明図である。硬質被覆層を構成するα型Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶粒の（０００１）面を測定する場合の傾斜角の測定範囲を示す概略説明図である。本発明被覆工具１の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフである。本発明被覆工具Ａ１～Ａ９の改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平板多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面がほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。は、本発明被覆工具Ａ１０～Ａ１５の改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平坦六角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ａ１～Ａ９の改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて測定した、層厚方向に垂直な面における粒界解析図であり、実線は、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される平板多角形状の結晶粒界を示し、破線は、電子後方散乱回折像装置により測定された結晶粒内のΣ３対応界面を示す。比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面で角錐状の凹凸を有し、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフである。本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ９の改質ＡｌＹＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平板多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面がほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｂ１０～Ｂ１５の改質ＡｌＹＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平坦六角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ９の改質ＡｌＹＯ層からなる上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて測定した、層厚方向に垂直な面における粒界解析図であり、実線は、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される平板多角形状の結晶粒界を示し、破線は、電子後方散乱回折像装置により測定された結晶粒内のΣ３対応界面を示す。比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面で角錐状の凹凸を有し、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｃ１４の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフである。本発明被覆工具Ｃ１の改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平板多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面がほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｃ１１の改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平坦六角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｃ１の改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて測定した層厚方向に垂直な面における粒界解析図であり、実線は、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される平板多角形状の結晶粒界を示し、破線は、電子後方散乱回折像装置により測定された結晶粒内のΣ３対応界面を示す。比較被覆工具Ｃ１の従来ＡｌＺｒＯ層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面で角錐状の凹凸を有し、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｄ６の硬質被覆層の中間層を構成する改質Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面の傾斜角度数分布グラフである。本発明被覆工具Ｄ１の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平板多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面がほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｄ１１の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、平坦六角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明被覆工具Ｄ１の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡および電子後方散乱回折像装置を用いて測定した、層厚方向に垂直な面における粒界解析図であり、実線は、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される平板多角形状の結晶粒界を示し、破線は、電子後方散乱回折像装置により測定された結晶粒内のΣ３対応界面を示す。従来被覆工具１の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層について、層厚方向に垂直な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、多角形状の結晶粒組織構造を示す模式図である。層厚方向に平行な面内での電界放出型走査電子顕微鏡による観察で得られた、層表面で角錐状の凹凸を有し、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒組織構造を示す模式図である。本発明の表面被覆切削工具の一実施形態を示す断面拡大模式図である。

図１８は、本発明の一実施形態である表面被覆切削工具１０を示す断面拡大模式図である。図中符号１１は例えば切削インサートなどの工具基体であり、この工具基体１１の表面全体には、下部層１２Ａ、中間層１２Ｂ、上部層１２Ｃを順に形成してなる硬質被覆層１２が形成されている。各部の構成は以下に説明する。工具本体１１の形状は、本発明を適用すべき工具の形状に合わせて適宜設定され、本発明では限定されない。以下、各実施形態について説明する。
［第１実施形態］
（ａ）前記の従来被覆工具１における従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、以下の条件で蒸着形成されていた。
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：６～１０％、ＣＯ_２：１０～１５％、ＨＣｌ：３～５％、Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、Ｈ_２：残り、
反応雰囲気温度：１０２０～１０５０℃、
反応雰囲気圧力：３～５ｋＰａ。
これに対し、本発明におけるα型Ａｌ_２Ｏ_３層は、通常の化学蒸着装置を用い、以下の条件で中間層１２Ｂを形成する。
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：３～１０％、ＣＯ_２：０．５～３％、Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、Ｈ_２：残り、
反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ。

このようなの低温条件で、下部層１２ＡであるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合、前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成する。この結果、前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上に蒸着形成されたα型Ａｌ_２Ｏ_３層（以下、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層という）について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａおよび図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図２に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れる。試験結果によれば、化学蒸着装置における反応雰囲気圧力を、前記の通り５～８ｋＰａの範囲内で変化させると、前記シャープな最高ピークの現れる位置が傾斜角区分の０～１０度の範囲内で変化すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める（（０００１）面配向率が高い）。この結果、傾斜角度数分布グラフにおいて０～１０度の範囲内に傾斜角区分の最高ピークが現れる改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具１の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｂ）さらに、前記（ａ）のような条件で蒸着形成した改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層１２Ｂとして、その上に、上部層１２Ｃとして、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＴｉ含有酸化アルミニウム層を更に蒸着形成することにより硬質被覆層を構成する。このように、工具基体１１の表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層１２Ａ、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層１２Ｂ、および、Ｔｉ含有酸化アルミニウム層からなる上部層１２Ｃを硬質被覆層として蒸着形成する。この被覆工具１０は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削条件下においても、一段とすぐれた高温強度と表面性状を有することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮する。
（ｃ）上部層１２Ｃである前記Ｔｉ含有酸化アルミニウム層は、中間層１２Ｂである前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、以下のような条件で形成できる。
まず、第１段階として、以下の条件で第１段階の蒸着を３０分間行う。
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
ＴｉＣｌ_４：　０．０１～０．０５　％、
ＣＯ_２：　２～６　％、
ＨＣｌ：　１～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０．１０～０．３０　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ。
　次に、第２段階として、以下の条件で蒸着を行う。
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
ＴｉＣｌ_４：　０．０５～０．６　％、
ＣＯ_２：　４～８　％、
ＨＣｌ：　３～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０～０．０５　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０００　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ。

　これにより、１～１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＴｉ成分の含有割合が０．００２～０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有しＴｉ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＴｉＯ層という）を形成できる。

（ｄ）前記改質ＡｌＴｉＯ層を、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図３Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平板多角形状であり、図３Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状（以下、「平板多角形たて長形状」という）を有する結晶粒からなる組織構造を有する。

前記改質ＡｌＴｉＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第２段階における反応ガス中のＴｉＣｌ_４を０．０５～０．２容量％、Ｈ_２Ｓを０～０．０３容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図３Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図３Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

（ｅ）前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、前記改質ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める。即ち、（０００１）面配向率が高い改質ＡｌＴｉＯ層が形成され、この改質ＡｌＴｉＯ層は、従来被覆工具の従来ＡｌＴｉＯ層に比して、（０００１）面配向率が高められると同時に一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｆ）更に、前記改質ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出する。前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表す。この場合に、図４に示されるように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＴｉＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の前記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示すようになる。

（ｈ）前記のとおり、改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層は、（０００１）面配向率が高められ、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と同配向を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、その表面性状の故にすぐれた耐チッピング性を示す。さらに、平板多角形たて長形状の結晶粒内部にΣ３対応界面が存在することによって結晶粒内強度が高められるため、従来ＡｌＴｉＯ層に比して、一段とすぐれた高温硬さ、高温強度を備え、すぐれた耐チッピング性を示す。

（ｉ）したがって、この発明の被覆工具は、硬質被覆層として、（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温強度を有する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として備え、更に、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を有する改質ＡｌＴｉＯ層を上部層として備える。この発明の被覆工具は、従来被覆工具１，２に比して、一段とすぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を具備し、その結果として、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性を発揮する。
この発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、本発明に係る表面被覆切削工具は、以下の構成を含む。

（１）　炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、前記（ａ）～（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具である。

（ａ）下部層はＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｂ）中間層は酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。
（ｃ）上部層はＴｉ含有酸化アルミニウム層であり、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。

前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＴｉ含有酸化アルミニウム層である。

さらに、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＴｉ含有酸化アルミニウム層である。

（２）前記（１）に記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める。

（３）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する。
以下に、この態様の被覆工具の硬質被覆層の構成について、より詳細に説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層１２Ａ）

下部層１２Ａは、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層である。下部層１２Ａは、基本的には中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた靭性及び耐摩耗性によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有する。その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生下で高負荷が作用する高速断続切削条件では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３～２０μｍと定めた。
（ｂ）改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層（中間層１２Ｂ）

中間層１２Ｂを構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成するには、既に述べたように以下の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。
通常の化学蒸着装置を用い、
反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：３～１０％、ＣＯ_２：０．５～３％、Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、Ｈ_２：残り、
反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ。

Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。Ａｌ_２Ｏ_３核形成後、引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成し、前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上にα型Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着することによって、中間層１２Ｂを形成できる。

下部層１２Ａの上に化学蒸着された改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図２に例示される通り、傾斜角区分０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れる。

改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおける測定傾斜角の最高ピーク位置は、所定層厚のＡｌ_２Ｏ_３核（薄膜）形成後に加熱処理を施すことによって変化させることができる。それと同時に、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す（（０００１）面配向率が高い）。したがって、前記Ａｌ_２Ｏ_３核（薄膜）の層厚が小さい方に外れても、また大きい方に外れても、測定傾斜角の最高ピーク位置は０～１０度の範囲から外れてしまうと共に、これに対応して傾斜角度数分布グラフにおける前記０～１０度の範囲内に存在する度数の割合も度数全体の４５％未満となってしまい、すぐれた高温強度を確保することができない。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するが、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を、（０００１）面配向率の高い中間層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される改質ＡｌＴｉＯ層の（０００１）面配向率を高めることができ、その結果として、改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層の表面性状の改善を図るとともに高温強度の向上を図ることができる。

　ただ、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層の平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備させることができず、一方、その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と切刃に作用する高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するから、その平均層厚は１～５μｍと定めた。
（ｃ）改質ＡｌＴｉＯ層（上部層１２Ｃ）

　中間層１２Ｂの上に化学蒸着された改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層１２Ｃは、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させる。層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）が０．００２～０．０１（但し、原子比））含有されたＴｉ成分が、改質ＡｌＴｉＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与する。Ｔｉ成分の含有割合が０．００２未満では、前記作用を期待することはできず、一方、Ｔｉ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＴｉＯ_２粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＴｉ成分の含有割合（Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）の比の値）は０．００２～０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。

　前記改質ＡｌＴｉＯ層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成できる。
　即ち、まず、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
ＴｉＣｌ_４：　０．０１～０．０５　％、
ＣＯ_２：　２～６　％、
ＨＣｌ：　１～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０．１０～０．３０　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を約３０分間行った後、
　次に、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
ＴｉＣｌ_４：　０．０５～０．６　％、
ＣＯ_２：　４～８　％、
ＨＣｌ：　３～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０～０．０５　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０００　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で第２段階の蒸着を行うことによって、１～１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｔｉ／（Ａｌ＋Ｔｉ）の比の値が原子比で０．００２～０．０１である改質ＡｌＴｉＯ層を形成できる。

　前記改質ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図３Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、図３Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成される。

　前記改質ＡｌＴｉＯ層について、中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、その表面研磨面の法線に対して、（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０～１０度の範囲内にピークが存在するとともに、０～１０度の範囲内の度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、上部層を構成する改質ＡｌＴｉＯ層の（０００１）面配向率が高いことがわかる。

　即ち、改質ＡｌＴｉＯ層は、中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上に形成されているから、改質ＡｌＴｉＯ層も（０００１）面配向率の高い層（（０００１）面配向率は６０％以上）として形成される。

　前記上部層を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、すぐれた表面性状を呈し、その結果として、従来ＡｌＴｉＯ層に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

　前記改質ＡｌＴｉＯ層の蒸着において、より限定した条件（例えば、第２段階における反応ガス中のＴｉＣｌ_４を０．０５～０．２容量％、Ｈ_２Ｓを０～０．０３容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図３Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図３Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

　さらに、前記改質ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出する。前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、図４に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＴｉＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、前記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。

　改質ＡｌＴｉＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、前記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高負荷が作用する高速断続切削加工時に、改質ＡｌＴｉＯ層中にクラックが発生することが抑えられ、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

　したがって、（０００１）面配向率が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する改質ＡｌＴｉＯ層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用する高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性及び耐摩耗性を長期に亘って発揮する。

ただ、改質ＡｌＴｉＯ層からなる上部層の層厚が２μｍ未満では、前記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を２～１５μｍと定めた。

　参考のため、従来ＡｌＴｉＯ層（前記特許文献２（特開２００６－２８９５５６）に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、図５Ａおよび図５Ｂに示されるような角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質ＡｌＴｉＯ層に比して、耐摩耗性は不十分であった。結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＴｉＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。

　したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＴｉＯ層で構成された従来被覆工具２は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、工具性能は劣るものであった。

　本発明の被覆工具においては、上部層の改質ＡｌＴｉＯ層を形成した後、その表面に対して、砥石による研磨処理あるいはウエットブラストによる研磨処理等を施し、改質ＡｌＴｉＯ層の表面粗さをさらに調整できる。例えば、改質ＡｌＴｉＯ層の表面粗さを、Ｒａ０．０５～０．３μｍに調整することにより、切削時の表面被覆工具への溶着発生を抑制できる。

　本発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。
［第２実施形態］
　本発明の第２実施形態の被覆工具は以下の構成を有する。
（ａ）前記の従来被覆工具１における従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
　反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：６～１０％、ＣＯ_２：１０～１５％、ＨＣｌ：３～５％、Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：１０２０～１０５０℃、
　反応雰囲気圧力：３～５ｋＰａ、
の条件で蒸着形成できる。これに対し、第２実施形態では、同じく通常の化学蒸着装置を用い、
　反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：３～１０％、ＣＯ_２：０．５～３％、Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合、前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成する。この結果の前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上に蒸着形成されたα型Ａｌ_２Ｏ_３層（以下、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層という）について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図６に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れる。試験結果によれば、化学蒸着装置における反応雰囲気圧力を、前記の通り５～８ｋＰａの範囲内で変化させると、前記シャープな最高ピークの現れる位置が傾斜角区分の０～１０度の範囲内で変化すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める（（０００１）面配向率が高い）。この結果、傾斜角度数分布グラフにおいて０～１０度の範囲内に傾斜角区分の最高ピークが現れる改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具１の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｂ）さらに、前記（ａ）のような条件で蒸着形成した改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として、その上に、上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＹ含有酸化アルミニウム層を更に蒸着形成することにより硬質被覆層を構成したところ、工具基体表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層およびＹ含有酸化アルミニウム層からなる上部層を硬質被覆層として蒸着形成した被覆工具は、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削条件下においても、一段とすぐれた高温強度と表面性状を有することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮することを本発明者は見出した。
（ｃ）前記Ｙ含有酸化アルミニウム層は、中間層である前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、例えば、まず、第１段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
ＹＣｌ_３：　０．０５～０．１　％、
ＣＯ_２：　２～６　％、
ＨＣｌ：　１～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　１０２０～１０５０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　３～５　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を１時間行う。
　次に、第２段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
ＹＣｌ_３：　０．４～１．０　％、
ＣＯ_２：　４～８　％、
ＨＣｌ：　３～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．６　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０００　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で蒸着を行う。これにより、１～１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＹ成分の含有割合が０．０００５～０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＹ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＹＯ層という）を形成できる。

（ｄ）前記改質ＡｌＹＯ層を、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図７Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平板多角形状である。図７Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状（以下、「平板多角形たて長形状」という）を有する結晶粒からなる組織構造を有する。

　前記改質ＡｌＹＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を１０２０～１０３０℃とし、さらに、第２段階における反応ガス中のＹＣｌ_３を０．６～０．８容量％、Ｈ_２Ｓを０．２５～０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図７Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図７Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

（ｅ）前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、前記改質ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占め、即ち、（０００１）面配向率が高い改質ＡｌＹＯ層が形成され、この改質ＡｌＹＯ層は、従来被覆工具の従来ＡｌＹＯ層に比して、（０００１）面配向率が高められると同時に一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｆ）前記改質ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出する。前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、図８に示されるように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＹＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の前記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示す。

（ｈ）前記のとおり、改質ＡｌＹＯ層からなる上部層は、（０００１）面配向率が高められ、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と同配向を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、その表面性状の故にすぐれた耐チッピング性を示す。さらに、平板多角形たて長形状の結晶粒内部にΣ３対応界面が存在することによって結晶粒内強度が高められるため、従来ＡｌＹＯ層に比して、一段とすぐれた高温硬さ、高温強度を備え、すぐれた耐チッピング性を示す。

（ｉ）したがって、硬質被覆層として、（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温強度を有する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として備え、更に、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を有する改質ＡｌＹＯ層を上部層として備えるこの発明の被覆工具は、従来被覆工具１，２に比して、一段とすぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を具備し、その結果として、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して、断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性を発揮する。
　本発明の第２実施形態は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下の態様を含む。

（１）炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、以下の（ａ）～（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具である。

（ａ）下部層がＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｂ）中間層が酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。
（ｃ）上部層がＹ含有酸化アルミニウム層であって、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。

　前記（ｂ）の中間層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。

　前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＹ含有酸化アルミニウム層である。

　前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。

　前記（ｃ）の上部層はＹ含有酸化アルミニウム層であり、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出する。結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されている。

（２）前記（１）に記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める。
（３）前記（１）、（２）のいずれかに記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する。
　以下に、第２実施形態の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、より詳細に説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層１２Ａ）

　下部層１２Ａは、Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層である。下部層１２Ａは、基本的には中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた靭性及び耐摩耗性によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有する。その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に高熱発生下で断続的な負荷が作用する高速断続切削条件ではチッピングを起し易くなり、これが異常摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３～２０μｍと定めた。
（ｂ）改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層（中間層１２Ｂ）
　中間層１２Ｂとなる改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成するには、既に述べたように、通常の化学蒸着装置を用い、
　反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：３～１０％、ＣＯ_２：０．５～３％、Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成し、前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上にα型Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着することによって中間層１２Ｂを形成できる。

　中間層１２Ｂについて、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図６に例示される通り、傾斜角区分０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れる。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおける測定傾斜角の最高ピーク位置は、所定層厚のＡｌ_２Ｏ_３核（薄膜）形成後に加熱処理を施すことによって変化させることができる。それと同時に、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す（（０００１）面配向率が高い）。したがって、前記Ａｌ_２Ｏ_３核（薄膜）の層厚が小さい方に外れても、また大きい方に外れても、測定傾斜角の最高ピーク位置は０～１０度の範囲から外れてしまうと共に、傾斜角度数分布グラフにおける前記０～１０度の範囲内に存在する度数の割合も度数全体の４５％未満となってしまい、すぐれた高温強度を確保することができない。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するが、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を、（０００１）面配向率の高い中間層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される改質ＡｌＹＯ層の（０００１）面配向率を高めることができ、その結果として、改質ＡｌＹＯ層からなる上部層の表面性状の改善を図るとともに高温強度の向上を図ることができる。

　ただ、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層の平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備させることができず、一方、その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と切刃への断続的衝撃の負荷によって、異常摩耗の原因となるチッピングが発生し易くなり、摩耗が加速するから、その平均層厚は１～５μｍと定めた。
（ｃ）改質ＡｌＹＯ層（上部層１２Ｃ）

　中間層１２Ｂの上に化学蒸着された改質ＡｌＹＯ層からなる上部層は、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｙ／（Ａｌ＋Ｙ）が０．０００５～０．０１（但し、原子比））含有されたＹ成分が、改質ＡｌＹＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与するが、Ｙ成分の含有割合が０．０００５未満では、前記作用を期待することはできず、一方、Ｙ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＹ_２Ｏ_３粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＹ成分の含有割合（Ｙ／（Ａｌ＋Ｙ）の比の値）は０．０００５～０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。

　前記改質ＡｌＹＯ層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成できる。
　即ち、まず、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
ＹＣｌ_３：　０．０５～０．１　％、
ＣＯ_２：　２～６　％、
ＨＣｌ：　１～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　１０２０～１０５０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　３～５　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を約１時間行う。
　次に、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
ＹＣｌ_３：　０．４～１．０　％、
ＣＯ_２：　４～８　％、
ＨＣｌ：　３～５　％、
Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．６　％、
Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０００　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で第２段階の蒸着を行うことによって、１～１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｙ／（Ａｌ＋Ｙ）の比の値が原子比で０．０００５～０．０１である改質ＡｌＹＯ層を形成できる。

　前記改質ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図７Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、図７Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成される。

　前記改質ＡｌＹＯ層について、中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、その表面研磨面の法線に対して、（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０～１０度の範囲内にピークが存在するとともに、０～１０度の範囲内の度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、上部層を構成する改質ＡｌＹＯ層の（０００１）面配向率が高いことがわかる。

　即ち、改質ＡｌＹＯ層は、中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上に形成されているから、改質ＡｌＹＯ層も（０００１）面配向率の高い層（（０００１）面配向率は６０％以上）として形成される。

　前記上部層を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、すぐれた表面性状を呈し、その結果として、従来ＡｌＹＯ層に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

　前記改質ＡｌＹＯ層の蒸着において、より限定した条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を１０２０～１０３０℃とし、さらに、第２段階における反応ガス中のＹＣｌ_３を０．６～０．８容量％、Ｈ_２Ｓを０．２５～０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図７Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図７Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

　さらに、前記改質ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出する。前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、図８に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＹＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、前記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。

　改質ＡｌＹＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、前記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高負荷が作用する高速断続切削加工時に、改質ＡｌＹＯ層中にクラックが発生することが抑えられる。仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

　したがって、（０００１）面配向率が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する改質ＡｌＹＯ層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的な負荷が作用する高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性及び耐摩耗性を長期に亘って発揮する。

　ただ、改質ＡｌＹＯ層からなる上部層の層厚が２μｍ未満では、前記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となるチッピングが発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を２～１５μｍと定めた。

　参考のため、従来ＡｌＹＯ層（前記特許文献４に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、図９Ａ、図９Ｂに示されるような角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質ＡｌＹＯ層に比して、耐摩耗性は不十分であった。結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＹＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。

　したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＹＯ層で構成された従来被覆工具２は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的な衝撃が繰り返し作用する高速断続切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、偏摩耗等も発生し、工具性能は劣るものであった。

　本発明の被覆工具においては、上部層の改質ＡｌＹＯ層を形成した後、その表面に対して、砥石による研磨処理あるいはウエットブラストによる研磨処理等を施し、改質ＡｌＹＯ層の表面粗さをさらに調整できる。例えば、改質ＡｌＹＯ層の表面粗さを、Ｒａ０．０５～０．３μｍに調整することにより、切削時の表面被覆工具への溶着発生を抑制できる。

　本発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。
［第３実施形態］
　本発明の第３実施形態は以下の態様を含む。
（ａ）前記の従来被覆工具１における従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：６～１０％、
　ＣＯ_２：１０～１５％、
　ＨＣｌ：３～５％、
　Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：１０２０～１０５０℃、
　反応雰囲気圧力：３～５ｋＰａ、
の条件で蒸着形成できる。一方、この実施形態のα型Ａｌ_２Ｏ_３層を形成するには、同じく通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：３～１０％、
　ＣＯ_２：０．５～３％、
　Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合、前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成する。前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上に蒸着形成された改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図１０に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れる。試験結果によれば、化学蒸着装置における反応雰囲気圧力を、前記の通り５～８ｋＰａの範囲内で変化させると、前記シャープな最高ピークの現れる位置が傾斜角区分の０～１０度の範囲内で変化すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める（（０００１）面配向率が高い）。この結果の傾斜角度数分布グラフにおいて０～１０度の範囲内に傾斜角区分の最高ピークが現れる改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具１の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｂ）さらに、前記（ａ）のような条件で蒸着形成した改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として、その上に、上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層を更に蒸着形成することにより硬質被覆層を構成したところ、工具基体表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層およびＺｒ含有酸化アルミニウム層からなる上部層を硬質被覆層として蒸着形成した被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削条件下においても、一段とすぐれた高温強度と表面性状を有することにより、すぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を発揮することを見出した。
（ｃ）前記Ｚｒ含有酸化アルミニウム層は、中間層である前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、例えば、まず、第　１段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
　ＺｒＣｌ_４：　０．０５～０．１　％、
　ＣＯ_２：　２～６　％、
　ＨＣｌ：　１～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　１０２０～１０５０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　３～５　ｋＰａ、
の条件で第　１段階の蒸着を１時間行う。次に、第２段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
　ＺｒＣｌ４：　０．６～１．２　％、
　ＣＯ_２：　４～８　％、
　ＨＣｌ：　３～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．６　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０００　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件で蒸着を行う。これにより、２～１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合が０．００２～０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有しＺｒ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＺｒＯ層という）を形成できる。

（ｄ）前記改質ＡｌＺｒＯ層を、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図１１Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平板多角形状であり、図１１Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状（以下、「平板多角形たて長形状」という）を有する結晶粒からなる組織構造を有する。

前記改質ＡｌＺｒＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を１０２０～１０３０℃とし、さらに、第２段階における反応ガス中のＺｒＣｌ_４を０．６～０．９容量％、Ｈ_２Ｓを０．２５～０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図１１Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図１１Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

（ｅ）前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、前記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れた。傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占め、即ち、（０００１）面配向率が高い改質ＡｌＺｒＯ層が形成され、この改質ＡｌＺｒＯ層は、従来被覆工具の従来ＡｌＺｒＯ層に比して、（０００１）面配向率が高められると同時に一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｆ）更に、前記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、図１２に示されるように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の前記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示すようになる。

（ｈ）前記のとおり、改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層は、（０００１）面配向率が高められ、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と同配向を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、その表面性状の故にすぐれた耐チッピング性を示し、さらに、平板多角形たて長形状の結晶粒内部にΣ３対応界面が存在することによって結晶粒内強度が高められるため、従来ＡｌＺｒＯ層に比して、一段とすぐれた高温硬さ、高温強度を備え、すぐれた耐チッピング性を示す。

（ｉ）したがって、硬質被覆層として、（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温強度を有する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として備え、更に、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を有する改質ＡｌＺｒＯ層を上部層として備えるこの発明の被覆工具は、従来被覆工具１，２に比して、一段とすぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を具備し、その結果として、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高硬度鋼の高速断続切削加工に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。
　この実施形態は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下の態様を含む。

（１）　炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、以下の（ａ）～（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具である。

（ａ）下部層はＴｉ化合物層であって、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｂ）中間層は酸化アルミニウム層であって、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。
（ｃ）上部層はＺｒ含有酸化アルミニウム層であって、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。

　前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＺｒ含有酸化アルミニウム層である。

　前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、上記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。

　さらに、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＺｒ含有酸化アルミニウム層である。

（３）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する。
　以下に、この実施形態の被覆工具の硬質被覆層について、詳細に説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層１２Ａ）

　Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、基本的には中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた靭性及び耐摩耗性によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有するが、その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に断続的・衝撃的な高負荷が繰り返し作用する高速断続切削条件では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３～２０μｍと定めた。
（ｂ）改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層（中間層１２Ｂ）
　中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、既に述べたように、通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ　３：３～１０％、
　ＣＯ_２：０．５～３％、
　Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成し、前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上にα型Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着することによって形成できる。

　下部層の上に化学蒸着された改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図１０に例示される通り、傾斜角区分０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れる。改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおける測定傾斜角の最高ピーク位置は、所定層厚のＡｌ_２Ｏ_３核（薄膜）形成後に加熱処理を施すことによって変化させることができ、それと同時に、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す（（０００１）面配向率が高い）。したがって、前記Ａｌ_２Ｏ_３核（薄膜）の層厚が小さい方に外れても、また大きい方に外れても、測定傾斜角の最高ピーク位置は０～１０度の範囲から外れてしまうと共に、これに対応して傾斜角度数分布グラフにおける前記０～１０度の範囲内に存在する度数の割合も度数全体の６０％未満となってしまい、すぐれた高温強度を確保することができない。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するが、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を、（０００１）面配向率の高い中間層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される改質ＡｌＺｒＯ層の（０００１）面配向率を高めることができ、その結果として、改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層の表面性状の改善を図るとともに高温強度の向上を図ることができる。ただ、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層の平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備させることができず、一方、その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と切刃に作用する断続的かつ衝撃的高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するから、その平均層厚は１～５μｍと定めた。
（ｃ）改質ＡｌＺｒＯ層（上部層１２Ｃ）

　中間層の上に化学蒸着された改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層は、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）が０．００２～０．０１（但し、原子比））含有されたＺｒ成分が、改質ＡｌＺｒＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与するが、Ｚｒ成分の含有割合が０．００２未満では、前記作用を期待することはできず、一方、Ｚｒ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＺｒＯ２粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＺｒ成分の含有割合（Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値）は０．００２～０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。

　前記改質ＡｌＺｒＯ層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成できる。即ち、まず、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
　ＺｒＣｌ_４：　０．０５～０．１　％、
　ＣＯ_２：　２～６　％、
　ＨＣｌ：　１～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　１０２０～１０５０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　３～５　ｋＰａ、
の条件で第　１段階の蒸着を約１時間行う。次に、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
　ＺｒＣｌ_４：　０．６～１．２　％、
　ＣＯ_２：　４～８　％、
　ＨＣｌ：　３～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．６　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０００　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で第　２段階の蒸着を行うことによって、１～１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｚｒ／（Ａｌ＋Ｚｒ）の比の値が原子比で０．００２～０．０１である改質ＡｌＺｒＯ層を形成できる。

前記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図１１Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、図１１Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成される。

前記改質ＡｌＺｒＯ層について、中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、その表面研磨面の法線に対して、（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０～１０度の範囲内にピークが存在するとともに、０～１０度の範囲内の度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層の（０００１）面配向率が高いことがわかる。　即ち、改質ＡｌＺｒＯ層は、中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上に形成されているから、改質ＡｌＺｒＯ層も（０００１）面配向率の高い層（（０００１）面配向率は６０％以上）として形成される。

前記上部層を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、すぐれた表面性状を呈し、その結果として、従来ＡｌＺｒＯ層に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

前記改質ＡｌＺｒＯ層の蒸着において、より限定した条件（例えば、第　１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を１０２０～１０３０℃とし、さらに、第　２段階における反応ガス中のＺｒＣｌ_４を０．６～０．９容量％、Ｈ_２Ｓを０．２５～０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、図１１Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図１１Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

さらに、前記改質ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、図１２に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、前記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。

　改質ＡｌＺｒＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、前記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高負荷が作用する高硬度鋼の高速断続切削加工時に、改質ＡｌＺｒＯ層中にクラックが発生することが抑えられ、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

したがって、（０００１）面配向率が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する改質ＡｌＺｒＯ層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、断続的かつ衝撃的高負荷が切刃に対して作用する高硬度鋼の高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性及び耐摩耗性を長期に亘って発揮する。ただ、改質ＡｌＺｒＯ層からなる上部層の層厚が２μｍ未満では、前記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を２～１５μｍと定めた。

参考のため、従来ＡｌＺｒＯ層（前記特許文献３に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、図１３Ａ、図１３Ｂに示されるような角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質ＡｌＺｒＯ層に比して、耐摩耗性は不十分であった。結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＺｒＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。

したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＺｒＯ層で構成された従来被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的かつ衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、熱塑性変形、偏摩耗等も発生し、工具性能は劣るものであった。

　本発明の被覆工具においては、上部層の改質ＡｌＺｒＯ層を形成した後、その表面に対して、砥石による研磨処理あるいはウエットブラストによる研磨処理等を施し、改質ＡｌＺｒＯ層の表面粗さをさらに調整することができる。例えば、改質ＡｌＺｒＯ層の表面粗さを、Ｒａ０．０５～０．３μｍに調整することにより、切削時の表面被覆工具への溶着発生を抑制することができる。

　本発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。
［第４実施形態］

（ａ）前記の従来被覆工具におけるＣｒ含有酸化アルミニウム層（以下、従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層で示す）は、下部層であるＴｉ化合物層の表面に、例えば、通常の化学蒸着装置にて、まず、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：２．３～４％、
　ＣｒＣｌ_３：０．０４～０．２６％、
　ＣＯ_２：６～８％、
　ＨＣｌ：１．５～３％、
　Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：６～１０ｋＰａ、

の条件で、Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合、前記Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍ（０．０２～０．２μｍ）の平均層厚を有する核薄膜であること、Ａｌとの合量に占めるＣｒの含有割合（Ｃｒ／（Ａｌ＋Ｃｒ））は、０．０１～０．１（ただし、原子比）を満足することが望ましい。引き続いて、６～１０ｋＰａの水素雰囲気中で、加熱雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施す。次いで、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：２．３～４％、
　ＣｒＣｌ_３：０．０４～０．２６％、
　ＣＯ_２：６～８％、
　ＨＣｌ：１．５～３％、
　Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：１０２０～１０５０℃、
　反応雰囲気圧力：６～１０ｋＰａ、

の条件で、同じくＣｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層（Ａｌとの合量に占めるＣｒの含有割合（Ｃｒ／（Ａｌ＋Ｃｒ））は、原子比で、０．０１～０．１を満足することが望ましい）を蒸着することにより、従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着形成していた。

前記の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａおよび図１Ｂに概略説明図で示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した場合、前記従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層は、図１４に例示される通り、０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計（この度数合計と前記最高ピークの高さは比例関係にある）が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す。前記の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層は、すぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を備え、機械的熱的な耐衝撃性にすぐれることから、これを硬質被覆層の上部層として蒸着形成した場合、機械的熱的衝撃を伴う高速断続切削加工でも、すぐれた耐チッピング性を発揮していた。

しかし、発明が解決しようとする課題の欄でも述べたように、前記従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の上部層として形成した従来被覆工具を、例えば、ステンレス鋼やダクタイル鋳鉄等の難削材の高速重切削加工、即ち、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して、高送り、高切込みの高負荷が作用する高速重切削加工に用いた場合には、硬質被覆層の高温強度および表面性状が十分に満足できるものでないために、切刃部にチッピング（微少欠け）が発生しやすいという問題があった。

そこで、本発明者等は、従来被覆工具の下部層の上に、傾斜角度数分布グラフにおいて、０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、かつ、０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める（０００１）面配向率の高いα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層（以下、改質Ａｌ_２Ｏ_３層という）を中間層として蒸着形成し、この改質Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、さらに、結晶粒界強度が高められたＣｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層（以下、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層という）を上部層として、硬質被覆層の構造を、前記下部層、中間層及び上部層の三層構造として形成することにより、高温強度および表面性状に優れた硬質被覆層を形成し得ること、さらに、この高温強度および表面性状に優れた硬質被覆層を備える被覆工具は、ステンレス鋼やダクタイル鋳鉄等の難削材の高速重切削加工に用いた場合でも、切刃部にチッピング（微少欠け）の発生がなく、長期の使用に亘って、すぐれた工具特性を発揮することを見出した。
この発明は、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または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、

（ａ）下部層が、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層、
（ｂ）中間層が、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層、
（ｃ）上部層が、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＣｒ含有酸化アルミニウム層、
前記（ａ）～（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、

（ｄ）前記（ｂ）の中間層は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、

（ｅ）前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＣｒ含有酸化アルミニウム層であり、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、さらに、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＣｒ含有酸化アルミニウム層である、ことを特徴とする表面被覆切削工具。

（２）前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める前記（１）に記載の表面被覆切削工具。

（３）前記（ｃ）の上部層は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する前記（１）又は（２）のいずれかに記載の表面被覆切削工具に特徴を有するものである。
以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、より詳細に説
明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層１２Ａ）

Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、基本的には中間層である改質Ａｌ_２Ｏ_３層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた靭性及び耐摩耗性によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質Ａｌ_２Ｏ_３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有するが、その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、高熱発生したで切刃に高負荷が作用する高速重切削条件では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３～２０μｍと定めた。
（ｂ）改質Ａｌ_２Ｏ_３層（中間層１２Ｂ）
　中間層を構成する改質Ａｌ_２Ｏ_３層は、通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：３～１０％、
　ＣＯ_２：０．５～３％、
　Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

下部層の上に化学蒸着された前記改質Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａおよび図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図１４に例示される通り、傾斜角区分０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、この改質Ａｌ_２Ｏ_３層は、（０００１）面配向率の高いことがわかる。

この改質Ａｌ_２Ｏ_３層は、すぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有するが、中間層として形成した改質Ａｌ_２Ｏ_３層を、（０００１）面配向率の高い中間層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率を高めることができ、その結果として、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層の表面性状の改善を図るとともに高温強度の向上を図ることができる。

ただ、改質Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層の平均層厚が１μｍ未満では改質Ａｌ_２Ｏ_３層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備させることができず、一方、その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と切刃に作用する高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するから、その平均層厚は１～５μｍと定めた。
（ｃ）改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層（上部層１２Ｃ）

　中間層の上に化学蒸着された改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層は、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｃｒ／（Ａｌ＋Ｃｒ）が０．０１～０．１（但し、原子比））含有されたＣｒ成分が、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与する。Ｃｒ成分の含有割合が０．０１未満では、前記作用を期待することはできず、一方、Ｃｒ成分の含有割合が０．１を超えた場合には、層中にＣｒ酸化物粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＣｒ成分の含有割合（Ｃｒ／（Ａｌ＋Ｃｒ）の比の値）は０．０１～０．１（但し、原子比）であることが望ましい。

前記改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成できる。即ち、まず、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　２．３～４　％、
　ＣｒＣｌ_３：　０．０４～０．２６　％、
　ＣＯ_２：　６～８　％、
　ＨＣｌ：　１．５～３　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．０５～０．２　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９３０～９７０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件（以下、初期条件という）で約１時間蒸着を行う。次に、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　２．３～４　％、
　ＣｒＣｌ_３：　０．０４～０．２６　％、
　ＣＯ_２：　６～８　％、
　ＨＣｌ：　１．５～３　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．０５～０．２　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　１０２０～１０５０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件（以下、成膜条件という）で蒸着を行うことによって、２～１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｃｒ／（Ａｌ＋Ｃｒ）の比の値が原子比で０．０１～０．１である改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を形成できる。

前記改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、図１５Ａに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、図１５Ｂに示されるように、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成される。

前記改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、中間層を構成する改質Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、その表面研磨面の法線に対して、（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０～１０度の範囲内にピークが存在するとともに、０～１０度の範囲内の度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、上部層を構成する改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が高いことがわかる。

即ち、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層は、中間層である改質Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上に形成されているから、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層も（０００１）面配向率の高い層（（０００１）面配向率は６０％以上）として形成される。前記上部層を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、すぐれた表面性状を呈し、その結果として、従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

前記改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着において、より限定した条件（例えば、前記初期条件および成膜条件で、（相対的に）ＨＣｌガスおよびＨ_２Ｓガスの割合を高くし、更に、反応雰囲気圧力を低くした条件）で蒸着を行うと、図１５Ｃに示されるように、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、図１５Ｂに示されるのと同様、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

前記改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、図１６に示すように、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、前記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。

改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、前記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高温条件下で切刃部に高負荷が作用する難削材の高速重切削加工時に、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層中にクラックが発生することが抑えられ、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

したがって、（０００１）面配向率が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用するステンレス鋼、ダクタイル鋳鉄等の難削材の高送り、高切込みの高速重切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性及び耐摩耗性を長期に亘って発揮する。

ただ、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層の層厚が２μｍ未満では、前記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を２～１５μｍと定めた。

参考のため、従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層（前記特許文献５に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、図１７Ａ、図１７Ｂに示されるような角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層に比して、耐摩耗性は不十分であった。

結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。

したがって、硬質被覆層の上部層が従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層で構成された従来被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用するステンレス鋼、ダクタイル鋳鉄等の難削材の高速重切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、熱塑性変形、偏摩耗等も発生し、工具性能は劣るものであった。

本発明の被覆工具においては、上部層の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を形成した後、その表面に対して、砥石による研磨処理あるいはウエットブラストによる研磨処理等を施し、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面粗さをさらに調整できる。例えば、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面粗さを、Ｒａ０．０５～０．３μｍに調整することにより、切削時の表面被覆工具への溶着発生を抑制できる。

本発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。
［第５実施形態］
　本発明の第５実施形態は以下の構成を有する。
（ａ）前記の従来被覆工具１における従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：６～１０％、
　ＣＯ_２：１０～１５％、
　ＨＣｌ：３～５％、
　Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：１０２０～１０５０℃、
　反応雰囲気圧力：３～５ｋＰａ、
の条件で蒸着形成できるが、同じく通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：３～１０％、
　ＣＯ_２：０．５～３％、
　Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合、前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましい。引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成する。この結果の前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上に蒸着形成されたα型Ａｌ_２Ｏ_３層（以下、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層という）について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、試験結果によれば、化学蒸着装置における反応雰囲気圧力を、前記の通り５～８ｋＰａの範囲内で変化させると、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、度数全体の４５％以上の割合を占める（（０００１）面配向率が高い）。これにより、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具１の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｂ）さらに、前記（ａ）のような条件で蒸着形成した改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として、その上に、上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＢ含有酸化アルミニウム層を更に蒸着形成することにより硬質被覆層を構成したところ、工具基体表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層およびＢ含有酸化アルミニウム層からなる上部層を硬質被覆層として蒸着形成した被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削条件下においても、一段とすぐれた高温強度と表面性状を有することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮することを見出した。
（ｃ）前記Ｂ含有酸化アルミニウム層は、中間層である前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、例えば、まず、第１段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
　ＢＣｌ_３：　０～０．０１　％、
　ＣＯ_２：　２～６　％、
　ＨＣｌ：　１～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
　Ｈ_２：残り
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を６０分間行う。次に、第２段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
　ＢＣｌ_３：　０．０２～０．２　％、
　ＣＯ_２：　４～８　％、
　ＨＣｌ：　３～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．６　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で蒸着を行う。これにより、１～１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＢ成分の含有割合が０．００１～０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有しＢ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＢＯ層という）を形成できる。

（ｄ）前記改質ＡｌＢＯ層を、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平板多角形状であり、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状（以下、「平板多角形たて長形状」という）を有する結晶粒からなる組織構造を有する。

　前記改質ＡｌＢＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を１０００～１０１０℃とし、さらに、第２段階における反応ガス中のＢＣｌ_３を０．０５～０．１５容量％、Ｈ_２Ｓを０．２５～０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

（ｅ）前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、前記改質ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める。即ち、（０００１）面配向率が高い改質ＡｌＢＯ層が形成され、この改質ＡｌＢＯ層は、従来被覆工具の従来ＡｌＢＯ層に比して、（０００１）面配向率が高められると同時に一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｆ）更に、前記改質ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＢＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の前記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示すようになる。

（ｈ）前記のとおり、改質ＡｌＢＯ層からなる上部層は、（０００１）面配向率が高められ、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と同配向を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、その表面性状の故にすぐれた耐チッピング性を示す。さらに、平板多角形たて長形状の結晶粒内部にΣ３対応界面が存在することによって結晶粒内強度が高められるため、従来ＡｌＢＯ層に比して、一段とすぐれた高温硬さ、高温強度を備え、すぐれた耐チッピング性を示す。

（ｉ）したがって、この実施形態の被覆工具は、硬質被覆層として、（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温強度を有する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として備え、更に、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を有する改質ＡｌＢＯ層を上部層として備えるので、従来被覆工具に比して、一段とすぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を具備し、その結果として、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性を発揮する。
　この実施形態は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下の構成を有する。

（１）炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、前記（ａ）～（ｃ）からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具である。

（ａ）下部層がＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｂ）中間層が酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。
（ｃ）上部層がＢ含有酸化アルミニウム層であって、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。

　前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＢ含有酸化アルミニウム層である。

　さらに、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＢ含有酸化アルミニウム層である。

（２）前記（１）に記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める。
（３）前記前記（１）又は（２）のいずれかに記載の表面被覆切削工具であって、（ｃ）の上部層は０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する。
　以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、より詳細に説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層１２Ａ）

　Ｔｉの炭化物（以下、ＴｉＣで示す）層、窒化物（以下、同じくＴｉＮで示す）層、炭窒化物（以下、ＴｉＣＮで示す）層、炭酸化物（以下、ＴｉＣＯで示す）層および炭窒酸化物（以下、ＴｉＣＮＯで示す）層のうちの１層または２層以上からなるＴｉ化合物層は、基本的には中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた靭性及び耐摩耗性によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上にも寄与する作用を有する。その合計平均層厚が３μｍ未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が２０μｍを越えると、特に切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削条件下では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を３～２０μｍと定めた。
（ｂ）改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層（中間層１２Ｂ）
　中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、既に述べたように、通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：３～１０％、
　ＣＯ_２：０．５～３％、
　Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

　下部層の上に化学蒸着された改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、図２に例示される通り、傾斜角区分０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れる。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおける測定傾斜角の最高ピーク位置は、所定層厚のＡｌ_２Ｏ_３核（薄膜）形成後に加熱処理を施すことによって変化させることができ、それと同時に、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す（（０００１）面配向率が高い）ようになるものであり、したがって、前記Ａｌ_２Ｏ_３核（薄膜）の層厚が小さい方に外れても、また大きい方に外れても、測定傾斜角の最高ピーク位置は０～１０度の範囲から外れてしまうと共に、これに対応して傾斜角度数分布グラフにおける前記０～１０度の範囲内に存在する度数の割合も度数全体の４５％未満となってしまい、すぐれた高温強度を確保することができない。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するが、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を、（０００１）面配向率の高い中間層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される改質ＡｌＢＯ層の（０００１）面配向率を高めることができ、その結果として、改質ＡｌＢＯ層からなる上部層の表面性状の改善を図るとともに高温強度の向上を図ることができる。

　ただ、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層の平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備させることができず、一方、その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と切刃に作用する高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するから、その平均層厚は１～５μｍと定めた。
（ｃ）改質ＡｌＢＯ層（上部層１２Ｃ）

　中間層の上に化学蒸着された改質ＡｌＢＯ層からなる上部層は、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、層中に微量（Ａｌとの合量に占める割合で、Ｂ／（Ａｌ＋Ｂ）が０．００１～０．０１（但し、原子比））含有されたＢ成分が、改質ＡｌＢＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温　強度の向上に寄与する。Ｂ成分の含有割合が０．００１未満では、前記作用を期待することはできず、一方、Ｂ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＢＯ_２粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＢ成分の含有割合（Ｂ／（Ａｌ＋Ｂ）の比の値）は０．００１～０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。

　前記改質ＡｌＢＯ層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成できる。即ち、まず、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
　ＢＣｌ_３：　０～０．０１　％、
　ＣＯ_２：　２～６　％、
　ＨＣｌ：　１～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を約６０分間行う。次に、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
　ＢＣｌ_３：　０．０２～０．２　％、
　ＣＯ_２：　４～８　％、
　ＨＣｌ：　３～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．６　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９２０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で第２段階の蒸着を行うことによって、１～１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ｂ／（Ａｌ＋Ｂ）の比の値が原子比で０．００１～０．０１である改質ＡｌＢＯ層を形成できる。

　前記改質ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成される。

　前記改質ＡｌＢＯ層について、中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、その表面研磨面の法線に対して、（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０～１０度の範囲内にピークが存在するとともに、０～１０度の範囲内の度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、上部層を構成する改質ＡｌＢＯ層の（０００１）面配向率が高いことがわかる。

　即ち、改質ＡｌＢＯ層は、中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上に形成されているから、改質ＡｌＢＯ層も（０００１）面配向率の高い層（（０００１）面配向率は６０％以上）として形成される。

　前記上部層を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、すぐれた表面性状を呈し、その結果として、従来ＡｌＢＯ層に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

　前記改質ＡｌＢＯ層の蒸着において、より限定した条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＨ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を１０００～１０１０℃とし、さらに、第２段階における反応ガス中のＢＣｌ_３を０．０５～０．１５容量％、Ｈ_２Ｓを０．２５～０．４容量％、反応雰囲気温度を９６０～９８０℃とした条件）で蒸着を行うと、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

　さらに、前記改質ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出する。前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＢＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、前記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。

　改質ＡｌＢＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、前記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高負荷が作用する高速断続切削加工時に、改質ＡｌＢＯ層中にクラックが発生することが抑えられ、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

　したがって、（０００１）面配向率が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する改質ＡｌＢＯ層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用する高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性及び耐摩耗性を長期に亘って発揮する。

　ただ、改質ＡｌＢＯ層からなる上部層の層厚が２μｍ未満では、前記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を２～１５μｍと定めた。

　参考のため、従来ＡｌＢＯ層（特許文献６に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質ＡｌＢＯ層に比して、耐摩耗性は不十分であった。

　結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＢＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下と少なく、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。

　したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＢＯ層で構成された従来被覆工具６は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、工具性能は劣るものであった。

　本発明の被覆工具においては、上部層の改質ＡｌＢＯ層を形成した後、その表面に対して、砥石による研磨処理あるいはウエットブラストによる研磨処理等を施し、改質ＡｌＢＯ層の表面粗さをさらに調整できる。例えば、改質ＡｌＢＯ層の表面粗さを、Ｒａ０．０５～０．３μｍに調整することにより、切削時の表面被覆工具への溶着発生を抑制できる。

　本発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。
［第６実施形態］
（ａ）前記の従来被覆工具１における従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
　反応ガス組成：容量％で、ＡｌＣｌ_３：６～１０％、
　ＣＯ_２：１０～１５％、
　ＨＣｌ：３～５％、
　Ｈ_２Ｓ：０．０５～０．２％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：１０２０～１０５０℃、
　反応雰囲気圧力：３～５ｋＰａ、
の条件で蒸着形成できるが、第６実施形態では、同じく通常の化学蒸着装置を用い、反応ガス組成：容量％で、
　ＡｌＣｌ_３：３～１０％、
　ＣＯ_２：０．５～３％、
　Ｃ_２Ｈ_４：０．０１～０．３％、
　Ｈ_２：残り、
　反応雰囲気温度：７５０～９００℃、
　反応雰囲気圧力：３～１３ｋＰａ、

の低温条件で、下部層であるＴｉ化合物層の表面にＡｌ_２Ｏ_３核を形成する。この場合前記Ａｌ_２Ｏ_３核は２０～２００ｎｍの平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３核薄膜であるのが望ましく、引き続いて、反応雰囲気を圧力：３～１３ｋＰａの水素雰囲気に変え、反応雰囲気温度を１１００～１２００℃に昇温した条件で前記Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層としてのα型Ａｌ_２Ｏ_３層を通常の条件で形成する。この結果の前記加熱処理Ａｌ_２Ｏ_３核薄膜上に蒸着形成されたα型Ａｌ_２Ｏ_３層（以下、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層という）について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定する。前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、試験結果によれば、化学蒸着装置における反応雰囲気圧力を、前記の通り５～８ｋＰａの範囲内で変化させると、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、度数全体の４５％以上の割合を占める（（０００１）面配向率が高い）ようになり、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具１の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層が具備するすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｂ）さらに、前記（ａ）のような条件で蒸着形成した改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として、その上に、上部層として、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層を更に蒸着形成することにより硬質被覆層を構成したところ、工具基体表面に、Ｔｉ化合物層からなる下部層、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層およびＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層からなる上部層を硬質被覆層として蒸着形成した被覆工具は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削条件下においても、一段とすぐれた高温強度と表面性状を有することにより、すぐれた耐チッピング性を発揮することを見出した。
（ｃ）前記ＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層は、中間層である前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の上に、例えば、まず、第１段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
　ＴｉＣｌ_４：　０～０．０１　％、
　ＺｒＣｌ_４：　０．０５～０．１　％、
　ＣＯ_２：　２～６　％、
　ＨＣｌ：　１～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を６０分間行った後、次に、第２段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
ＴｉＣｌ_４：　０．０５～０．６　％、
ＺｒＣｌ_４：　０．６～１．２　％、
ＣＯ_２：　２～１０　％、
ＨＣｌ：　３～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０～０．５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９４０～９８０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で蒸着を行うことにより、１～１５μｍの平均層厚を有し、かつ、Ａｌ成分との合量に占めるＴｉの含有割合が０．００２～０．０１およびＺｒ成分の含有割合が０．００２～０．０１（但し、原子比）を満足し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有しＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層（以下、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層という）を形成できる。

（ｄ）前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平板多角形状であり、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状（以下、「平板多角形たて長形状」という）を有する結晶粒からなる組織構造を有する。

　前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の蒸着形成に際して、より限定した蒸着条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＴｉＣｌ_４を０容量％、ＺｒＣｌ_４を０．０５～０．１容量％、Ｈ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を９９０～１０１０℃とし、第２段階における反応ガス中のＴｉＣｌ_４を０．０５～０．２容量％、ＺｒＣｌ_４、Ｈ_２Ｓを０．０５～０．１、反応雰囲気温度９４０～９６０℃とした条件）で蒸着を行うと、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

（ｅ）前記改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成したところ、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、傾斜角区分０～１０度の範囲内に存在する度数の合計は、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占め、即ち、（０００１）面配向率が高い改質ＡｌＴｉＺｒＯ層が形成され、この改質ＡｌＴｉＺｒＯ層は、従来被覆工具の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層に比して、（０００１）面配向率が高められると同時に一段とすぐれた高温強度を有する。

（ｆ）更に、前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、面積比率で６０％以上の前記結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面（以下、Σ３対応界面という）で分断されている組織を示すようになる。

（ｈ）前記のとおり、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる上部層は、（０００１）面配向率が高められ、その表面の結晶面が、該層の層厚方向に垂直な面内における結晶面（例えば、（０００１））と同配向を有するため、（層厚方向に平行な面内で見た場合、）層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、その表面性状の故にすぐれた耐チッピング性を示し、さらに、平板多角形たて長形状の結晶粒内部にΣ３対応界面が存在することによって結晶粒内強度が高められるため、従来ＡｌＴｉＺｒＯ層に比して、一段とすぐれた高温硬さ、高温強度を備え、すぐれた耐チッピング性を示す。

（ｉ）したがって、硬質被覆層として、（０００１）面配向率が高く、すぐれた高温強度を有する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を中間層として備え、更に、すぐれた高温硬さ、高温強度、表面性状を有する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を上部層として備えるこの発明の被覆工具は、従来被覆工具１，２に比して、一段とすぐれた高温硬さ、耐熱性、高温強度を具備し、その結果として、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が繰り返し作用する高速断続切削に用いた場合にも、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性を発揮する。
　この実施形態は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下の構成を有する。

（ａ）下部層がＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有する。
（ｂ）中間層が酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する。

（ｃ）上部層がＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層であって、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、ＴｉおよびＺｒを含有する。

　前記（ｃ）の上部層は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層である。

　さらに、前記（ｃ）の上部層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＴｉおよびＺｒ含有酸化アルミニウム層である。

（３）前記（１）又は（２）のいずれかに記載の表面被覆切削工具であって、前記（ｃ）の上部層は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する。
　以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層の構成層について、より詳細に説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層（下部層１２Ａ）

　下部層の上に化学蒸着された改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図１Ａ，図１Ｂに示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで表した場合、傾斜角区分０～１０度の範囲内にシャープな最高ピークが現れる。

　改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層は、従来被覆工具の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するが、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を、（０００１）面配向率の高い中間層として構成しておくことにより、この上に蒸着形成される改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の（０００１）面配向率を高めることができ、その結果として、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる上部層の表面性状の改善を図るとともに高温強度の向上を図ることができる。

　ただ、改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる中間層の平均層厚が１μｍ未満では改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の有する前記の特性を硬質被覆層に十分に具備させることができず、一方、その平均層厚が５μｍを越えると、切削時に発生する高熱と切刃に作用する高負荷によって、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するから、その平均層厚は１～５μｍと定めた。
（ｃ）改質ＡｌＴｉＺｒＯ層（上部層１２Ｃ）

　中間層１２Ｂの上に化学蒸着された改質ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる上部層１２Ｃは、その構成成分であるＡｌ成分が、層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、層中に微量（Ａｌとの合量に占める合計割合で、（Ｔｉ）／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｚｒ）が０．００２～０．０１（但し、原子比））および（Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｚｒ）が０．００２～０．０１と含有されたＴｉ及びＺｒ成分が、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の結晶粒界面強度を向上させ、高温強度の向上に寄与する。Ｔｉ及びＺｒ成分の含有割合が０．００２未満では、前記作用を期待することはできず、一方、Ｔｉ及びＺｒ成分の含有割合が０．０１を超えた場合には、層中にＴｉ酸化物およびＺｒ酸化物粒子が析出することによって粒界面強度が低下するため、Ａｌ成分との合量に占めるＴｉ及びＺｒ成分の含有割合（Ｔｉ）／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｚｒ）、（Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｚｒ）の比の値）はそれぞれ０．００２～０．０１（但し、原子比）であることが望ましい。

　前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層は、蒸着時の反応ガス組成、反応雰囲気温度および反応雰囲気圧力の各化学蒸着条件を、例えば、以下のとおり調整することによって蒸着形成できる。即ち、まず、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　１～５　％、
　ＴｉＣｌ_４：　０～０．０１　％、
　ＺｒＣｌ_４：　０．０５～０．１　％、
　ＣＯ_２：　２～６　％、
　ＨＣｌ：　１～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０．２５～０．７５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９６０～１０１０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、
の条件で第１段階の蒸着を６０分間行う。次に、第２段階として、
（ｉ）反応ガス組成（容量％）：
　ＡｌＣｌ_３：　６～１０　％、
　ＴｉＣｌ_４：　０．０５～０．６　％、
　ＺｒＣｌ_４：　０．６～１．２　％、
　ＣＯ_２：　２～１０　％、
　ＨＣｌ：　３～５　％、
　Ｈ_２Ｓ：　０～０．５　％、
　Ｈ_２：残り、
（ｉｉ）反応雰囲気温度；　９４０～９８０　℃、
（ｉｉｉ）反応雰囲気圧力；　６～１０　ｋＰａ、

の条件で第２段階の蒸着を行うことによって、２～１５μｍの平均層厚の蒸着層を成膜すると、Ａｌ成分との合量に占めるＴｉの含有割合が０．００２～０．０１およびＺｒ成分の含有割合が０．００２～０．０１（但し、原子比）を満足する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を形成できる。

　前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察すると、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、結晶粒径の大きい平板多角形状であり、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であって、しかも、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒（平板多角形たて長形状結晶粒）からなる組織構造が形成される。

　前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層について、中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の場合と同様に、その表面研磨面の法線に対して、（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定することにより傾斜角度数分布グラフを作成すると、傾斜角区分０～１０度の範囲内にピークが存在するとともに、０～１０度の範囲内の度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、上部層を構成する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の（０００１）面配向率が高いことがわかる。

　即ち、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層は、中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上に形成されているから、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層も（０００１）面配向率の高い層（（０００１）面配向率は６０％以上）として形成される。

　前記上部層を層厚方向に平行な面内で見た場合、層表面はほぼ平坦な平板状に形成され、すぐれた表面性状を呈し、その結果として、従来ＡｌＴｉＺｒＯ層に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示す。

　前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の蒸着において、より限定した条件（例えば、第１段階における反応ガス中のＴｉＣｌ_４を０容量％、ＺｒＣｌ_４を０．０５～０．１容量％、Ｈ_２Ｓを０．５０～０．７５容量％、反応雰囲気温度を９９０～１０１０℃とし、第２段階における反応ガス中のＴｉＣｌ_４を０．０５～０．２容量％、ＺｒＣｌ_４、Ｈ_２Ｓを０．０５～０．１、反応雰囲気温度９４０～９６０℃とした条件）で蒸着を行うと、層厚方向に垂直な面内で見た場合に、大粒径の平坦六角形状であり、かつ、層厚方向に平行な面内で見た場合に、層表面はほぼ平坦であり、層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める組織構造が形成される。

　さらに、前記改質ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が前記表面研磨面の法線と交わる角度を測定する。この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表すと、電界放出型走査電子顕微鏡で観察される改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を構成する平板多角形たて長形状の結晶粒の内、前記平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上の、Σ３対応界面で分断されていることがわかる。

　改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状結晶粒の内部に、前記のΣ３対応界面が存在することによって、結晶粒内強度の向上が図られ、その結果として、高負荷が作用する高速重切削加工時に、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層中にクラックが発生することが抑えられ、仮にクラックが発生したとしても、クラックの成長・伝播が妨げられ、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性の向上が図られる。

　したがって、（０００１）面配向率が高く表面平坦な表面性状を備え、かつ、平板多角形（平坦六角形を含む）たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる本発明の上部層は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して高負荷が作用する高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等を発生することなく、熱塑性変形、偏摩耗等の発生もなく、すぐれた耐チッピング性及び耐摩耗性を長期に亘って発揮する。

　ただ、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる上部層の層厚が２μｍ未満では、前記上部層のすぐれた特性を十分に発揮することができず、一方、上部層の層厚が１５μｍを超えると偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生しやすくなり、チッピングも発生しやすくなることから、上部層の平均層厚を２～１５μｍと定めた。

　参考のため、従来ＡｌＴｉＺｒＯ層（前記特許文献７に記載のもの）について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用い、上部層の結晶粒の組織構造および構成原子共有格子点形態を調べたところ、結晶粒の組織構造については、角錐状の凹凸を有し、多角形たて長形状の結晶粒からなる組織構造を有しているため、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層に比して、耐摩耗性は不十分であった。

　結晶粒の構成原子共有格子点形態については、従来ＡｌＴｉＺｒＯ層を構成する凹凸多角形たて長形状の結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は１２％以下と少なく、結晶粒内強度の向上が図られているとはいえなかった。

　したがって、硬質被覆層の上部層が従来ＡｌＴｉＺｒＯ層で構成された従来被覆工具７は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、チッピング、欠損、剥離等の発生を防止することはできず、工具性能は劣るものであった。

　本発明の被覆工具においては、上部層の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を形成した後、その表面に対して、砥石による研磨処理あるいはウエットブラストによる研磨処理等を施し、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の表面粗さをさらに調整できる。例えば、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の表面粗さを、Ｒａ０．０５～０．３μｍに調整することにより、切削時の表面被覆工具への溶着発生を抑制できる。

　本発明でいう表面粗さＲａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（１９９４）で規定される算術平均粗さＲａの値をいい、その測定法については特段限定されるものではない。

　以上、本発明の実施形態を説明したが、本発明はこれら実施形態に限定されるものではなく、Ｔｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、およびＢからなるグループから選択される２種以上の元素を適宜組み合わせて、上部層への添加元素として使用しても、前記実施形態のそれぞれと同様の効果が得られる。
　つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。

　原料粉末として、いずれも２～４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ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た。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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体１Ａ～１Ｅをそれぞれ製造した。

　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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体１ａ～１ｅを形成した。
　ついで、これらの工具基体１Ａ～１Ｅおよび工具基体１ａ～１ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入した。

（ａ）まず、表３（表３中のｌ－ＴｉＣＮは特開平６－８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した。
（ｂ）ついで、表４に示される条件にて、表８に示される目標層厚の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成した。

（ｃ）次に、表５に示される蒸着条件により、同じく表８に示される目標層厚の改質ＡｌＴｉＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５をそれぞれ製造した。

　比較の目的で、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、上部層を表６に示される条件（特許文献２（特開２００６－２８９５５６）に開示された従来ＡｌＴｉＯ層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表９に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来ＡｌＴｉＯ層からなる硬質被覆層を設けた比較被覆工具Ａ１～Ａ１０（従来被覆工具２に相当）をそれぞれ製造した。
　比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ａ１～Ａ１０のそれと同じである。

　さらに、参考のために、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を表６に示される条件（特許文献１（特開２００６－１９８７３５）に開示された従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表９に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる硬質被覆層を設けた参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５（従来被覆工具１に相当）をそれぞれ製造した。
　参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ａ１１～Ａ１５のそれと同じである。

　本発明被覆工具のうちのいくつかの改質ＡｌＴｉＯ層、比較被覆工具のうちのいくつかの従来ＡｌＴｉＯ層の表面には、投射圧０．１５ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる後処理を施した。後処理としては、弾性砥石による研磨処理でも構わない。

　表８、表９には、後処理を施した前記本発明被覆工具の改質ＡｌＴｉＯ層（表８中で、＊印を付したもの）、比較被覆工具の従来ＡｌＴｉＯ層（表９中で、＊印を付したもの）の表面粗さ（Ｒａ（μｍ））の値を示す。
（参考のために、後処理を施していない本発明被覆工具、比較被覆工具についてのＲａの値も表８、表９に示す。）

　ついで、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、同上部層を構成する改質ＡｌＴｉＯ層、および、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層、参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。

　前記傾斜角度数分布グラフは、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０、参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５の各層について、それぞれの表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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフを作成した。

　傾斜角度数分布グラフの一例として、図２に、本発明被覆工具Ａ１の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について作成した（０００１）面の傾斜角度数分布グラフを示す。
　この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。

　この結果得られた本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＴｉＯ層、および、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層、参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおいて、表８、表９にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＴｉＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が、それぞれ０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が０～４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
　表８、表９には、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。

　ついで、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の上部層を構成する改質ＡｌＴｉＯ層および比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の改質ＡｌＴｉＯ層および比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５では、図３Ａ、図３Ｂで代表的に示される平板多角形（平坦六角形を含む）状、かつ、たて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された（図３Ａは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ａ１～Ａ９の組織構造模式図、図３Ｃは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ａ１０～Ａ１５の、平坦六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図）。

　一方、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０では、図５Ａ、図５Ｂで代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図５Ｂからも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた（図５Ａ、図５Ｂは、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の組織構造模式図）。

　つぎに、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の改質ＡｌＴｉＯ層、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の改質ＡｌＴｉＯ層について、その表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、前記表面研磨面に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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＴｉＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表８に示した。

　次に、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＴｉＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表９に示した。

　表８、９に示される通り、本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の改質ＡｌＴｉＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は６０％以上であるのに対して、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

　本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５の改質ＡｌＴｉＯ層および比較被覆工具Ａ１～Ａ１０の従来ＡｌＴｉＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表８、表９に示す。

　ここで言う「大粒径の平坦六角形状」の結晶粒とは、電界放出型走査電子顕微鏡により観察される層厚方向に垂直な面内に存在する粒子の直径を計測し、１０粒子の平均値が３～８μｍであり、頂点の角度が１００～１４０°である頂角を６個有する多角形状である。

　ついで、本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０および参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

　つぎに、前記の本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５、比較被覆工具Ａ１～Ａ１０および参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：１．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：５　分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：３００　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：１．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：５　分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：１．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：５　分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表１０に示した。

　表８～１０に示される結果から、本発明被覆工具Ａ１～Ａ１５は、硬質被覆層の中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質ＡｌＴｉＯ層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示した。結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が６０％以上と高いことによって、あるいは、さらに、改質ＡｌＴｉＯ層に後処理が施され、その表面平滑性が向上されていることによって、改質ＡｌＴｉＯ層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備した。その結果、高熱発生を伴い、かつ、切刃に断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とする。

　これに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来ＡｌＴｉＯ層からなる比較被覆工具Ａ１～Ａ１０、および、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる参考被覆工具Ａ１１～Ａ１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

　原料粉末として、いずれも２～４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１１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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡに規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体２Ａ～２Ｅをそれぞれ製造した。

　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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ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１２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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡのチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体２ａ～２ｅを形成した。
　ついで、これらの工具基体２Ａ～２Ｅおよび工具基体２ａ～２ｅのそれぞれを通常の化学蒸着装置に装入した。

（ａ）まず、表１３（表１３中のｌ－ＴｉＣＮは特開平６－８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示す。これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表１７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した。
（ｂ）ついで、表１４に示される条件にて、表１８に示される目標層厚の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成した。

（ｃ）次に、表１５に示される蒸着条件により、同じく表１８に示される目標層厚の改質ＡｌＹＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５をそれぞれ製造した。

　比較の目的で、硬質被覆層の下部層を表１３に示される条件にて形成し、上部層を表１６に示される条件（特許文献４に開示された従来ＡｌＹＯ層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表１９に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来ＡｌＹＯ層からなる硬質被覆層を設けた比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０（従来被覆工具２に相当）をそれぞれ製造した。
　比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１０のそれと同じである。

　さらに、参考のために、硬質被覆層の下部層を表１３に示される条件にて形成し、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を表１６に示される条件（特許文献１に開示された従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表１９に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる硬質被覆層を設けた参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５（従来被覆工具１に相当）をそれぞれ製造した。
　参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５のそれと同じである。

　本発明被覆工具のうちのいくつかの改質ＡｌＹＯ層、比較被覆工具のうちのいくつかの従来ＡｌＹＯ層の表面には、投射圧０．１５ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる後処理を施した。後処理としては、弾性砥石による研磨処理でも構わない。

　表１８、表１９には、後処理を施した前記本発明被覆工具の改質ＡｌＹＯ層（表１８中で、＊印を付したもの）、比較被覆工具の従来ＡｌＹＯ層（表１９中で、＊印を付したもの）の表面粗さ（Ｒａ（μｍ））の値を示す。（参考のために、後処理を施していない本発明被覆工具、比較被覆工具についてのＲａの値も表１８、表１９に示す。）

　ついで、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、同上部層を構成する改質ＡｌＹＯ層、および、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層、参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。

　前記傾斜角度数分布グラフは、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０、参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５の各層について、それぞれの表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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフを作成した。

　傾斜角度数分布グラフの一例として、図６に、本発明被覆工具１の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について作成した（０００１）面の傾斜角度数分布グラフを示す。
　この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。

　この結果得られた本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＹＯ層、および、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層、参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおいて、表１８、表１９にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＹＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が、それぞれ０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が０～４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
　表１８、表１９には、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。

　ついで、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の上部層を構成する改質ＡｌＹＯ層および比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の改質ＡｌＹＯ層および比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５では、図７Ａ、図７Ｂで代表的に示される平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された（図７Ａは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ９の組織構造模式図、図７Ｃは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ｂ１０～Ｂ１５の、平坦六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図）。

一方、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０では、図９Ａ、図９Ｂで代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図９Ｂからも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた（図９Ａ、図９Ｂは、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の組織構造模式図）。

　つぎに、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の改質ＡｌＹＯ層、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の改質ＡｌＹＯ層について、その表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、前記表面研磨面に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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＹＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表１８に示した。

　次に、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＹＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表１９に示した。

　表１８、表１９に示される通り、本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の改質ＡｌＹＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は６０％以上であるのに対して、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

　本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５の改質ＡｌＹＯ層および比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０の従来ＡｌＹＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表１８、表１９に示す。

　ついで、本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０および参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

　つぎに、前記の本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５、比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０および参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：１．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：５　分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：３００　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：１．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：５　分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：１．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：５　分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表１２に示した。

　表１８～２０に示される結果から、本発明被覆工具Ｂ１～Ｂ１５は、硬質被覆層の中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質ＡｌＹＯ層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示し、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が６０％以上と高いことによって、あるいは、さらに、改質ＡｌＹＯ層に後処理が施され、その表面平滑性が向上されていることによって、改質ＡｌＹＯ層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備する結果、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して断続的に衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。

　これに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来ＡｌＹＯ層からなる比較被覆工具Ｂ１～Ｂ１０、および、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる参考被覆工具Ｂ１１～Ｂ１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

原料粉末として、いずれも２～４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２１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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡに規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体３Ａ～３Ｅをそれぞれ製造した。

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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ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２２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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡのチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体３ａ～３ｅを形成した。
ついで、これらの工具基体３Ａ～３Ｅおよび工具基体３ａ～３ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入した。
（ａ）まず、表２３（表２３中のｌ－ＴｉＣＮは特開平６－８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表２７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した。
（ｂ）ついで、表２４に示される条件にて、表２８に示される目標層厚の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成した。

（ｃ）次に、表２５に示される蒸着条件により、同じく表２８に示される目標層厚の改質ＡｌＺｒＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５をそれぞれ製造した。

比較の目的で、硬質被覆層の下部層を表２３に示される条件にて形成し、上部層を表２６に示される条件（特許文献３に開示された従来ＡｌＺｒＯ層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表２９に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来ＡｌＺｒＯ層からなる硬質被覆層を設けた比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０（従来被覆工具２に相当）をそれぞれ製造した。
　比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１０のそれと同じである。

さらに、参考のために、硬質被覆層の下部層を表２３に示される条件にて形成し、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を表２６に示される条件（特許文献１に開示された従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表２９に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる硬質被覆層を設けた参考被覆工具１１～１５（従来被覆工具１に相当）をそれぞれ製造した。
　参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５のそれと同じである。

本発明被覆工具のうちのいくつかの改質ＡｌＺｒＯ層、比較被覆工具のうちのいくつかの従来ＡｌＺｒＯ層の表面には、投射圧０．１５ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる後処理を施した。
　後処理としては、弾性砥石による研磨処理でも構わない。

表２８、表２９には、後処理を施した前記本発明被覆工具の改質ＡｌＺｒＯ層（表２８中で、＊印を付したもの）、比較被覆工具の従来ＡｌＺｒＯ層（表２９中で、＊印を付したもの）の表面粗さ（Ｒａ（μｍ））の値を示す。（参考のために、後処理を施していない本発明被覆工具、比較被覆工具についてのＲａの値も表２８、表２９に示す。）

ついで、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、同上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層、および、比較被覆工具１～１０の従来ＡｌＺｒＯ層、参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。

　前記傾斜角度数分布グラフは、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０、参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５の各層について、それぞれの表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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフを作成した。

　傾斜角度数分布グラフの一例として、図１０に、本発明被覆工具Ｃ１４の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層について作成した（０００１）面の傾斜角度数分布グラフを示す。
　この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。

この結果得られた本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＺｒＯ層、および、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層、参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおいて、表２８、表２９にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＺｒＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が、それぞれ０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が０～４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
　表２８、表２９には、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。

ついで、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５の上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層および比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。　まず、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５の改質ＡｌＺｒＯ層および比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５では、図１１Ａ、図１１Ｂで代表的に示される平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された（図１１Ａは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ｃ１の組織構造模式図、図１１Ｃは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ｃ１１の、平坦六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図）。一方、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０では、図１３Ａ、図１３Ｂで代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図１３Ｂからも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた（図１３Ａ、図１３Ｂは、比較被覆工具Ｃ１の組織構造模式図）。

つぎに、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５の改質ＡｌＺｒＯ層、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５の改質ＡｌＺｒＯ層について、その表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、前記表面研磨面に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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表２８に示した。

次に、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表２９に示した。

表２８、２９に示される通り、本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５の改質ＡｌＺｒＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は６０％以上であるのに対して、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

本発明被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５の改質ＡｌＺｒＯ層および比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０の従来ＡｌＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表２８、表２９に示す。

ここで言う「大粒径の平坦六角形状」の結晶粒とは、「電界放出型走査電子顕微鏡により観察される層厚方向に垂直な面内に存在する粒子の直径を計測し、１０粒子の平均値が３～８μｍであり、頂点の角度が１００～１４０°である頂角を６個有する多角形状である。」と定義する。

　ついで、本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０および参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

つぎに、前記の本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５、比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０および参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　３００　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表３０に示した。

表２８～３０に示される結果から、本発明被覆工具Ｃ１～Ｃ１５は、硬質被覆層の中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質ＡｌＺｒＯ層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示し、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が６０％以上と高いことによって、あるいは、さらに、改質ＡｌＺｒＯ層に後処理が施され、その表面平滑性が向上されていることによって、改質ＡｌＺｒＯ層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備する結果、高熱発生を伴い、かつ、断続的かつ衝撃的高負荷が繰り返し切刃に作用する合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速断続切削加工で、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。

　これに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来ＡｌＺｒＯ層からなる比較被覆工具Ｃ１～Ｃ１０、および、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる参考被覆工具Ｃ１１～Ｃ１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

　上述のように、この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常条件の切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴うとともに切刃に対して断続的かつ衝撃的高負荷が繰り返し作用する高硬度鋼の高速断続切削加工でも、チッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能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、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

　原料粉末として、いずれも２～４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表３１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、１０５ＭＰａ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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体４Ａ～４Ｅをそれぞれ製造した。

　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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ　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２２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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体４ａ～４ｅを形成した。
　ついで、これらの工具基体４Ａ～４Ｅおよび工具基体４ａ～４ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入した。

（ａ）まず、表３３（表３３中のｌ－ＴｉＣＮは特開平６－８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表３７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した。
（ｂ）ついで、表３４に示される条件にて、表３８に示される目標層厚の改質Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成した。

（ｃ）次に、表３５に示される蒸着条件（初期条件及び成膜条件）により、同じく表３８に示される目標層厚の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより、本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５をそれぞれ製造した。

　比較の目的で、表３３に示される条件にて、表３７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、ついで、表３６に示される条件（核形成条件及び成膜条件。特許文献５に開示された従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着条件に相当）にて、表３９に示される目標層厚の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５をそれぞれ製造した。
　従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５のそれと同じである。

　本発明被覆工具のうちのいくつかの改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、従来被覆工具のうちのいくつかの従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の表面には、投射圧０．１５ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる後処理を施した。後処理としては、弾性砥石による研磨処理でも構わない。

　表３８、表３９には、後処理を施した前記本発明被覆工具の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層（表３８中で、＊印を付したもの）、従来被覆工具の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層（表２９中で、＊印を付したもの）の表面粗さ（Ｒａ（μｍ））の値を示す。（参考のために、後処理を施していない本発明被覆工具、従来被覆工具についてのＲａの値も表３８、表３９に示す。）

　ついで、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質Ａｌ_２Ｏ_３層、同上部層を構成する改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、および、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。

　前記傾斜角度数分布グラフは、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の各層について、それぞれの表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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフを作成した。

　傾斜角度数分布グラフの一例として、図１４に、本発明被覆工具Ｄ１４の硬質被覆層の中間層を構成する改質Ａｌ_２Ｏ_３層について作成した（０００１）面の傾斜角度数分布グラフを示す。この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。

　この結果得られた本発明被覆工具の改質Ａｌ_２Ｏ_３層、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、および、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおいて、表３８、表３９にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質Ａｌ_２Ｏ_３層、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が、それぞれ０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すものであった。

　従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層も同様に、（０００１）面の測定傾斜角の分布が０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
　表３８、表３９には、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。

　ついで、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の上部層を構成する改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層および従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層および従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５では、図１５Ａ、図１５Ｂで代表的に示される平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された（図１５Ａは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ｄ１の組織構造模式図、図１５Ｃは、層厚方向に垂直な面内で見た本発明被覆工具Ｄ１１の、平坦六角形状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒からなる組織構造模式図）。

　一方、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５では、図１７Ａ、図１７Ｂで代表的に示されるように、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、図１７Ｂからも明らかなように、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた（図１７Ａ、図１７Ｂは、従来被覆工具１の組織構造模式図）。

　つぎに、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、その表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、前記表面研磨面に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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表３８に示した。

　次に、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表３９に示した。

　表３８、９に示される通り、本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は６０％以上であるのに対して、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

　本発明被覆工具Ｄ１１～Ｄ１５の改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層および従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表３８、表３９に示す。ここで言う「大粒径の平坦六角形状」の結晶粒とは、「電界放出型走査電子顕微鏡により観察される層厚方向に垂直な面内に存在する粒子の直径を計測し、１０粒子の平均値が３～８μｍであり、頂点の角度が１００～１４０°である頂角を６個有する多角形状である。

　ついで、本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
　つぎに、前記の本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５、従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３１６の丸棒、
　切削速度：　２４０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．０　ｍｍ、
　送り：　０．４５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ａという）でのステンレス鋼の湿式高速高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、１２０ｍ／ｍｉｎ．、０．３ｍｍ／ｒｅｖ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ７００の丸棒、
　切削速度：　２４０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．０　ｍｍ、
　送り：　０．７　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｂという）でのダクタイル鋳鉄の湿式高速高送り切削試験（通常の切削速度および送りは、それぞれ、１５０ｍ／ｍｉｎ．、０．４ｍｍ／ｒｅｖ．　）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＭｎ４３８の丸棒、
　切削速度：　１２０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　５．５　ｍｍ、
　送り：　０．３　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｃという）での高マンガン鋼の湿式高速高切込み切削試験（通常の切削速度および切込みは、それぞれ、８０ｍ／ｍｉｎ．、２．５ｍｍ）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表４０に示した。

表３８～４０に示される結果から、本発明被覆工具Ｄ１～Ｄ１５は、硬質被覆層の中間層である改質Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示し、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が６０％以上と高いことによって、あるいは、さらに、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層に後処理が施され、その表面平滑性が向上されていることによって、改質Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備する結果、高熱発生を伴い、かつ、切刃に高送り、高切込みによる高負荷が作用するステンレス鋼、ダクタイル鋳鉄等の難削材の高速重切削加工で、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。

これに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来Ｃｒ含有Ａｌ_２Ｏ_３層からなる従来被覆工具Ｄ１～Ｄ１５においては、チッピング発生等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

原料粉末として、いずれも２～４μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ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、切刃部にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡに規定するスローアウエイチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体１Ａ～１Ｅをそれぞれ製造した。

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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡのチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体１ａ～１ｅを形成した。
ついで、これらの工具基体１Ａ～１Ｅおよび工具基体１ａ～１ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入した。
（ａ）まず、表３（表３中のｌ－ＴｉＣＮは特開平６－８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表４１に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した。
（ｂ）ついで、表４に示される条件にて、表４４に示される目標層厚の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成した。

（ｃ）次に、表４２に示される蒸着条件により、同じく表４４に示される目標層厚の改質ＡｌＢＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５をそれぞれ製造した。

比較の目的で、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、上部層を表４３に示される条件（特許文献６に開示された従来ＡｌＢＯ層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表４５に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来ＡｌＢＯ層からなる硬質被覆層を設けた比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０（従来被覆工具６に相当）をそれぞれ製造した。
　比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１０のそれと同じである。

さらに、参考のために、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を表４に示される条件（特許文献１に開示された従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表４５に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる硬質被覆層を設けた参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５（従来被覆工具１に相当）をそれぞれ製造した。
　参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５のそれと同じである。

本発明被覆工具のうちのいくつかの改質ＡｌＢＯ層、比較被覆工具のうちのいくつかの従来ＡｌＢＯ層の表面には、投射圧０．１５ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる後処理を施した。
　後処理としては、弾性砥石による研磨処理でも構わない。

表４４、表４５には、後処理を施した前記本発明被覆工具の改質ＡｌＢＯ層（表４４中で、＊印を付したもの）、比較被覆工具の従来ＡｌＢＯ層（表４５中で、＊印を付したもの）の表面粗さ（Ｒａ（μｍ））の値を示す。（参考のために、後処理を施していない本発明被覆工具、比較被覆工具についてのＲａの値も表４４、表４５に示す。）

ついで、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、同上部層を構成する改質ＡｌＢＯ層、および、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層、参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。

　前記傾斜角度数分布グラフは、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０、参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５の各層について、それぞれの表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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフを作成した。
　この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。

この結果得られた本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＢＯ層、および、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層、参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおいて、表４４、表４５にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＢＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が、それぞれ０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が０～４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
　表４４、表４５には、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。

ついで、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５の上部層を構成する改質ＡｌＢＯ層および比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。まず、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５の改質ＡｌＢＯ層および比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５では、平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された。一方、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０では、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた。

つぎに、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５の改質ＡｌＢＯ層、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５の改質ＡｌＢＯ層について、その表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、前記表面研磨面に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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＢＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表４４に示した。

次に、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＢＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表４５に示した。

表４４、４４に示される通り、本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５の改質ＡｌＢＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は６０％以上であるのに対して、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

本発明被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５の改質ＡｌＢＯ層および比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０の従来ＡｌＢＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表４４、表４５に示す。

　ついで、本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０および参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

つぎに、前記の本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５、比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０および参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　３００　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表４６に示した。

表４４～４６に示される結果から、本発明被覆工具Ｅ１～Ｅ１５は、硬質被覆層の中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質ＡｌＢＯ層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示し、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が６０％以上と高いことによって、あるいは、さらに、改質ＡｌＢＯ層に後処理が施され、その表面平滑性が向上されていることによって、改質ＡｌＢＯ層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備する結果、高熱発生を伴い、かつ、断続的かつ衝撃的高負荷が繰り返し切刃に作用する合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速断続切削加工で、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。

　これに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来ＡｌＢＯ層からなる比較被覆工具Ｅ１～Ｅ１０、および、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる参考被覆工具Ｅ１１～Ｅ１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

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、Ｍｏ_２Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＡのチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体１ａ～１ｅを形成した。
ついで、これらの工具基体１Ａ～１Ｅおよび工具基体１ａ～１ｅのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入した。
（ａ）まず、表３（表３中のｌ－ＴｉＣＮは特開平６－８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表４７に示される目標層厚のＴｉ化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成した。
（ｂ）ついで、表４に示される条件にて、表５０に示される目標層厚の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層を硬質被覆層の中間層として蒸着形成した。

（ｃ）次に、表４８に示される蒸着条件により、同じく表５０に示される目標層厚の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成することにより本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５をそれぞれ製造した。

比較の目的で、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、上部層を表４９に示される条件（特許文献７に開示された従来ＡｌＴｉＺｒＯ層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表５１に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる硬質被覆層を設けた比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０（従来被覆工具７に相当）をそれぞれ製造した。
　比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１０のそれと同じである。

さらに、参考のために、硬質被覆層の下部層を表３に示される条件にて形成し、α型Ａｌ_２Ｏ_３層を表４に示される条件（特許文献１に開示された従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の蒸着条件に相当）にて形成することにより、表５１に示される目標層厚のＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる硬質被覆層を設けた参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５（従来被覆工具１に相当）をそれぞれ製造した。
　参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５の工具基体種別、下部層種別及び下部層厚は、それぞれ、本発明被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５のそれと同じである。

本発明被覆工具のうちのいくつかの改質ＡｌＴｉＺｒＯ層、比較被覆工具のうちのいくつかの従来ＡｌＴｉＺｒＯ層の表面には、投射圧０．１５ＭＰａ，２００メッシュのＡｌ_２Ｏ_３粒子でウエットブラスト処理からなる後処理を施した。
　後処理としては、弾性砥石による研磨処理でも構わない。

表５０、表５１には、後処理を施した前記本発明被覆工具の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層（表５０中で、＊印を付したもの）、比較被覆工具の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層（表５１中で、＊印を付したもの）の表面粗さ（Ｒａ（μｍ））の値を示す。（参考のために、後処理を施していない本発明被覆工具、比較被覆工具についてのＲａの値も表５０、表５１に示す。）

ついで、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５の硬質被覆層の中間層を構成する改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、同上部層を構成する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層、および、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層、参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。

　前記傾斜角度数分布グラフは、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０、参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５の各層について、それぞれの表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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、傾斜角度数分布グラフを作成した。
　この発明でいう“表面”とは、基体表面に平行な面ばかりでなく、基体表面に対して傾斜する面、例えば、層の切断面、をも含む。

この結果得られた本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層、および、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層、参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５の従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層の傾斜角度数分布グラフにおいて、表５０、表５１にそれぞれ示される通り、本発明被覆工具の改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が、それぞれ０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層は、（０００１）面の測定傾斜角の分布が０～４５度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
　表５０、表５１には、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に存在する度数の、傾斜角度数分布グラフ全体に占める割合を示した。

ついで、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５の上部層を構成する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層および比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡、電子後方散乱回折像装置を用いて、結晶粒組織構造および構成原子共有格子点形態を調査した。まず、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層および比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて観察したところ、本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５では、平板多角形（平坦六角形を含む）状かつたて長形状の大きな粒径の結晶粒組織構造が観察された。一方、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０では、多角形状かつたて長形状の結晶粒組織が観察されたが、各結晶粒の粒径は本発明のものに比して小さく、かつ、層表面には角錐状の凹凸が形成されていた。

つぎに、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層について、それぞれの層を構成する結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積割合を測定した。

　まず、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層について、その表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、前記表面研磨面に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、それぞれの前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、３０×５０μｍの領域を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、前記結晶粒の各結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表５０に示した。

次に、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層についても、本発明被覆工具の場合と同様な方法により、従来ＡｌＴｉＺｒＯ層の測定範囲内に存在する全結晶粒のうちで、結晶粒の内部に、少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率を求め、その値を、Σ３対応界面割合（％）として表５１に示した。

表５０、４９に示される通り、本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は６０％以上であるのに対して、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層において、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率は４０％以下であって、結晶粒の内部にΣ３対応界面が存在する率は非常に小さいことがわかる。

本発明被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５の改質ＡｌＴｉＺｒＯ層および比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０の従来ＡｌＴｉＺｒＯ層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、層厚方向に垂直な面内に存在する、大粒径の平坦六角形状の結晶粒の面積割合を求めた。この値を表５０、表５１に示す。

　ついで、本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０および参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５の硬質被覆層の各構成層の厚さを、走査型電子顕微鏡を用いて測定（縦断面測定）したが、いずれもの場合も、目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。

つぎに、前記の本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５、比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０および参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５について、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、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＪ２（ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ａという）での軸受鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５８）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　３００　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｂという）での合金工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ．）、
　被削材：ＪＩＳ・ＳＫ３（ＨＲＣ６１）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
　切削速度：　２５０　ｍ／ｍｉｎ．、
　切り込み：　１．５　ｍｍ、
　送り：　０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．、
　切削時間：　５　分、
の条件（切削条件Ｃという）での炭素工具鋼の乾式高速断続切削試験（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ．）、
を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表５２に示した。

表５０～５２に示される結果から、本発明被覆工具Ｆ１～Ｆ１５は、硬質被覆層の中間層である改質α型Ａｌ_２Ｏ_３層の（０００１）面配向率が４５％以上の高い比率を示し、すぐれた高温強度を有することに加えて、上部層を構成する改質ＡｌＴｉＺｒＯ層が、平板多角形（平坦六角形）たて長形状の結晶粒の組織構造を有し、（０００１）面配向率が６０％以上の高い比率を示し、結晶粒の内部に少なくとも一つ以上のΣ３対応界面が存在する結晶粒の面積比率が６０％以上と高いことによって、あるいは、さらに、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層に後処理が施され、その表面平滑性が向上されていることによって、改質ＡｌＴｉＺｒＯ層が一段とすぐれた高温強度と結晶粒内強度を有し、一段とすぐれた表面平坦性とを兼備する結果、高熱発生を伴い、かつ、断続的かつ衝撃的高負荷が繰り返し切刃に作用する合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の高速断続切削加工で、硬質被覆層が一段とすぐれた耐チッピング性を発揮するとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を示し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。

　これに対して、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来ＡｌＴｉＺｒＯ層からなる比較被覆工具Ｆ１～Ｆ１０、および、硬質被覆層がＴｉ化合物層と従来α型Ａｌ_２Ｏ_３層からなる参考被覆工具Ｆ１１～Ｆ１５においては、チッピング発生、摩耗促進等によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。

　上述のように、この発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの通常条件の切削加工は勿論のこと、高熱発生を伴うとともに切刃に対して断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工でも、チッピングの発生を抑えることができ、長期に亘ってすぐれた切削性能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、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。

Claims

　表面被覆切削工具であって、
　炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体と、
　前記工具本体の表面に、下部層（ａ）、中間層（ｂ）、上部層（ｃ）を順に蒸着して形成された硬質被覆層とを具備し、
　下部層（ａ）はＴｉ化合物層であり、いずれも化学蒸着形成された、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、かつ、３～２０μｍの合計平均層厚を有し、
　中間層（ｂ）は酸化アルミニウム層であり、１～５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、
　上部層（ｃ）は、２～１５μｍの平均層厚を有し、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有するＴｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、及びＢからなるグループから選択される１種又は２種以上の元素含有酸化アルミニウム層であり、
　前記中間層（ｂ）は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の４５％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
　前記上部層（ｃ）は、電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平板多角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒からなる組織構造を有するＴｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、及びＢからなるグループから選択される１種又は２種以上の元素含有酸化アルミニウム層であり、
　前記上部層（ｃ）は、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、前記工具基体の表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である（０００１）面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうちの０～４５度の範囲内にある測定傾斜角を０．２５度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフで現した場合、０～１０度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記０～１０度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の６０％以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、
　さらに、前記上部層（ｃ）は、電界放出型走査電子顕微鏡と電子後方散乱回折像装置を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、六方晶結晶格子からなる結晶格子面のそれぞれの法線が基体表面の法線と交わる角度を測定し、この測定結果から、隣接する結晶格子相互の結晶方位関係を算出し、結晶格子界面を構成する構成原子のそれぞれが前記結晶格子相互間で１つの構成原子を共有する格子点（構成原子共有格子点）の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がＮ個（但し、Ｎはコランダム型六方最密晶の結晶構造上２以上の偶数となるが、分布頻度の点からＮの上限を２８とした場合、４、８、１４、２４および２６の偶数は存在せず）存在する構成原子共有格子点形態をΣＮ＋１で表した場合に、前記（ｃ）の上部層を構成する結晶粒の内、面積比率で６０％以上の結晶粒の内部は、少なくとも一つ以上のΣ３で表される構成原子共有格子点形態からなる結晶格子界面により分断されているＴｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｃｒ、及びＢからなるグループから選択される１種又は２種以上の元素含有酸化アルミニウム層であることを特徴とする表面被覆切削工具。
　請求項１記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）は、Ｔｉのみを含有する前記酸化アルミニウム層である表面被覆切削工具。
　請求項１記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）は、Ｙのみを含有する前記酸化アルミニウム層である表面被覆切削工具。
　請求項１記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）は、Ｚｒのみを含有する前記酸化アルミニウム層である表面被覆切削工具。
　請求項１記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）は、Ｃｒのみを含有する前記酸化アルミニウム層である表面被覆切削工具。
　請求項１記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）は、Ｂのみを含有する前記酸化アルミニウム層である表面被覆切削工具。
　請求項１から６のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）を電界放出型走査電子顕微鏡で組織観察した場合に、層厚方向に垂直な面内で平坦六角形状、層厚方向に平行な面内で層厚方向にたて長形状を有する結晶粒が、層厚方向に垂直な面内において全体の３５％以上の面積割合を占める表面被覆切削工具。
　請求項１から６のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具であって、前記上部層（ｃ）は、０．０５～０．３μｍの範囲内の表面粗さ（Ｒａ）を有する表面被覆切削工具。