JP2018034216A - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐剥離性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、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を提供する。【解決手段】上部層α、密着層β、下部層γの少なくとも３層を含む硬質被覆層が形成されている表面被覆切削工具において、上部層αは低温条件で成膜されたα−Ａｌ２Ｏ３層からなり、密着層βは、前記上部層αとの界面に接する最表層は、少なくとも０．５μｍ以上の層厚を有するＴｉＣＮ層を少なくとも含み、かつ、前記ＴｉＣＮ層と前記上部層αとの界面から、前記ＴｉＣＮ層の層厚方向の内部へ最大０．５μｍまでの深さにのみ０．５〜３原子％の酸素が含有され、下部層γは、ＮａＣｌ型の面心立方構造の単相の（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）（ＣＹＮ１−Ｙ）からなり、この組成式におけるＡｌの平均含有割合ＸａｖｇおよびＣの平均含有割合Ｙａｖｇは、０．６０≦Ｘａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙａｖｇ≦０．００５（Ｘａｖｇ、Ｙａｖｇは原子比）を満足する。【選択図】 図２

Description

本発明は、例えば、鋳鉄、ステンレス鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、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）に関するものである。

従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により被覆形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング、剥離等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。

例えば、特許文献１には、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、ＮＨ_３の混合反応ガス中で、６５０〜９００℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Ａｌの含有割合ｘの値が０．６５〜０．９５である（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層の上にさらにＡｌ_２Ｏ_３層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的としているが、Ａｌの含有割合ｘの値を０．６５〜０．９５まで高めた（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼすかについてまでは明らかにされていない。

また、例えば、特許文献２には、ＴｉＣＮ層、Ａｌ_２Ｏ_３層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶構造あるいは六方晶構造を含む立方晶構造の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層（ただし、原子比で、ｘは０．６５〜０．９０）を外層として被覆するとともに該外層に１００〜１１００ＭＰａの圧縮応力を付与することにより、被覆工具の耐熱性と疲労強度を改善することが提案されている。

また、特許文献３には、低温度（６２５〜８００℃）で化学蒸着によって切削工具インサート上に結晶質α−Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積する方法及びこの方法によって作製した切削工具について記載されている。特許文献３に記載の方法では、まず、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≧１及びＺ＞０（好ましくはＺ０．２）であり、０．１〜１．５μｍのＴｉＣ_ＸＮ_ＹＯ_Ｚの層を堆積する工程、ついで、０．５〜３ｖｏｌ％のＯ_２好ましくはＣＯ_２とＨ_２またはＯ_２とＨ_２を含有するガス混合物中で任意に０．５〜６ｖｏｌ％のＨＣｌの存在する中において約０．５〜４分の短い時間６２５〜１０００℃で前記層を処理する工程、ついで、４０〜３００ミリバールの処理圧力と６２５〜８００℃の温度で、処置した前記層を、Ｈ_２中に２〜１０ｖｏｌ％のＡｌＣｌ_３と１６〜４０ｖｏｌ％のＣＯ_２とを含有するガス混合物と、０．８〜２ｖｏｌ％の硫黄含有剤（好ましくはＨ_２Ｓ）とに接触させることによって、前記Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積させる工程、によって作製された切削工具インサートが提案されている。

特表２０１１−５１６７２２号公報 特表２０１１−５１３５９４号公報 特開２００４−３０８００８号公報

近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１で提案される化学蒸着法で蒸着形成した（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層については、Ａｌの含有割合ｘを高めることができ、また、立方晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有する硬質被覆層が得られるものの、上部Ａｌ_２Ｏ_３層成膜時に耐摩耗性に優れるα−Ａｌ_２Ｏ_３層を得るため通常条件の成膜温度１０００℃程度において成膜を行うと（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層中に六方晶構造のＡｌＮの相分離が発生し、一方、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層表面に、７００〜９００℃という低温度範囲でα−Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜した場合には、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層中での六方晶構造のＡｌＮ相の相分離は発生しないものの、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層の最表面にアモルファスのＡｌ_２Ｏ_３が形成されるため、（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層の付着強度が十分ではなくなるという問題があった。
また、前記特許文献２で提案される被覆工具は、所定の耐熱性およびサイクル疲労強度を有しているものの、耐摩耗性および靭性に劣ることから、鋳鉄の断続切削加工等に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとはいえないという問題があった。
また、前記特許文献３で提案される被覆工具は、機械的衝撃がともなう断続切削加工に供した場合には中間層の硬さが十分でなく、膜界面の剥離やチッピング、欠損等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとはいえないという問題があった。

そこで、本発明は、鋳鉄、ステンレス鋼等の切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することを目的とする。

本発明者らは、前述の観点から、少なくともＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）」で示すことがある）層を下部層として含み、また、上部層としてα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層（以下、単に「α−Ａｌ_２Ｏ_３層」で示すことがある）を含む硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐剥離性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。

即ち、本発明者らは、下部層である（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層上に、直接、通常条件でα−Ａｌ_２Ｏ_３層を蒸着形成した場合には、立方晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は準安定相であるため、α−Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜温度１０００℃程度において、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中に六方晶構造のＡｌＮの相分離が発生し、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層に十分な硬さが得られないこと、一方、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層表面に、７００〜９００℃という低温度範囲でα−Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜した場合には、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中での六方晶構造のＡｌＮ相の相分離は発生しないものの、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の最表面にアモルファスのＡｌ_２Ｏ_３が形成されるため、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層の付着強度が十分ではなくなることを見出した。
また、下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層との間に、両層の付着強度を高めるために、通常成膜温度条件で、ＴｉＣＮ層を形成した場合にも、ＴｉＣＮ層の１０００℃程度の成膜温度によって、下部層の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層に、六方晶構造のＡｌＮ相の相分離が生じ、その結果、硬質被覆層全体として十分な硬さが得られないことを見出した。

そこで、本発明者らは、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層との付着強度向上を図るべくさらに検討を進めたところ、立方晶（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を下部層として、その上部に、密着層として、ＴｉＣＮ層を相対的に低温度の成膜条件で成膜する（以下、相対的に低温成膜条件で成膜したＴｉＣＮ層を、「ＴｉＣＮ層」で示す。）とともに、ＴｉＣＮ層とα−Ａｌ_２Ｏ_３層の界面における付着強度を向上させるため、α−Ａｌ_２Ｏ_３層との界面に接するＴｉＣＮ層表面近傍には、酸素を含有するＴｉＣＮ層（以下、「酸素含有ＴｉＣＮ層」という場合もある。）を成膜し、さらに、上部層であるα−Ａｌ_２Ｏ_３層を低温度条件で成膜した場合には、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層における六方晶ＡｌＮ相の相分離発生を抑制することができると同時に、該層の硬さを維持することができ、さらに、前記下部層−密着層−上部層間の付着強度を高めることができることを見出したのである。
したがって、前記下部層、密着層及び上部層からなる硬質被覆層を備えた本発明の被覆工具は、鋳鉄、ステンレス鋼等の切れ刃に断続的・衝撃的な高負荷が作用する高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた耐チッピング性、耐剥離性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。

本発明は、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、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、上部層α、密着層β、下部層γの少なくとも３層を含む硬質被覆層が形成されている表面被覆切削工具において、
（ａ）前記上部層αは１．０〜１０μｍの平均層厚を有するα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層からなり、
（ｂ）前記密着層βは、０．５〜１０．０μｍの合計平均層厚を有し、前記上部層αとの界面に接する前記密着層βの最表層は、少なくとも０．５μｍ以上の層厚を有するＴｉＣＮ層を少なくとも含み、
（ｃ）前記ＴｉＣＮ層と前記上部層αとの界面から、前記ＴｉＣＮ層の層厚方向の内部へ最大０．５μｍまでの深さに酸素が含有されており、前記深さ領域に含有される平均酸素含有量は前記深さ領域に含有されるＴｉ、Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量の０．５〜３原子％であり、
（ｄ）前記下部層γは、平均層厚１．０〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、
（ｅ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造の単相からなり、
（ｆ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、平均組成を（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（但し、Ｘ_ａｖｇ、Ｙ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記上部層αは、０．０５〜０．５原子％の塩素を含有することを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記下部層γにおけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇは、０．７０≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記密着層βは、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から選ばれる１層または２層以上をさらに含むことを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）前記密着層βは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層をさらに含み、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚Ｌ_ａｖｇ（μｍ）は、０．３０≦Ｌ_ａｖｇ≦５．０を満たし、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層に対し[Ｌ_ａｖｇ]＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをとると、各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなることを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記下部層γにおけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を、工具基体の表面と垂直な任意の断面から分析した場合、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化を有するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒が存在し、かつ、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な面とのなす角が３０度以内であるような前記結晶粒が少なくとも存在することを特徴とする前記（１）乃至（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（７）前記工具基体と前記下部層γの間に、最下部層δが存在し、該最下部層δは、前記下部層γとは組成の異なるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層、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から選ばれる１層または２層以上からなり、０．１〜１０μｍの合計平均層厚を有することを特徴とする前記（１）乃至（６）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。

本発明について、以下に詳細に説明する。

まず、本発明被覆工具の硬質被覆層の層構造の例を、図面とともに説明する。
図１〜図５に、本発明被覆工具の硬質被覆層の層構造のいくつかの具体例を示す。

図１は、上部層αがα−Ａｌ_２Ｏ_３層で構成され、密着層βが所定量の酸素を含有するＴｉＣＮ層（ただし、層厚は０．５μｍ）のみで構成され、下部層γが（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層で構成されている硬質被覆層の層構造の一例を示す。
図２〜図４に示す被覆工具は、いずれも、上部層αはα−Ａｌ_２Ｏ_３層、下部層γは（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層であるが、密着層βが種々の態様を示す。

図２においては、密着層βは、上部層αとの界面から、ＴｉＣＮ層の層厚方向の内部へ最大０．５μｍまでの深さに酸素が含有されており、該深さ領域に含有される平均酸素含有量は前記深さ領域に含有されるＴｉ、Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量の０．５〜３原子％である酸素含有ＴｉＣＮ層と、酸素を積極的に導入していない通常のＴｉＣＮ層で構成する。

図３に示されるものでは、密着層βは、酸素含有ＴｉＣＮ層と、ＴｉＣＮ層と、Ｔｉ化合物層（ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちから選ばれる１層または２層以上のＴｉ化合物層）によって形成される。

図４に示されるものでは、密着層βは、酸素含有ＴｉＣＮ層と、ＴｉＣＮ層と、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層によって形成される。
ただ、密着層βの構成層である上記（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層においては、該層における平均層厚Ｌ_ａｖｇ（μｍ）は、０．３０≦Ｌ_ａｖｇ≦５．０を満たし、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層に対し[Ｌ_ａｖｇ]＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをとると、各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなることが必要であり、この意味で、図４における密着層βの構成層である（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を、「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）^＊層」で示した。
ここで[Ｌ_ａｖｇ]はガウス記号を表す。 [ｘ]はｘを超えない最大の整数を表す数学記号であり、[ｘ]=ｎである時、ｎ≦ｘ＜ｎ＋１で定義される（ただし、ｎは整数）。
各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなることとする理由は、下部層γとＴｉＣＮ層、あるいはＴｉ化合物層（ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層およびＴｉＣＮＯ層のうちから選ばれる１層または２層以上のＴｉ化合物層）との格子歪の急激な変化を抑えつつ、膜表面方向へ歪を緩和することで界面における密着強度を担保し、耐チッピング性、耐剥離性を向上させるためである。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βにおけるＡｌの含有割合は、下部層γ側から上部層α側へ向かうにしたがって、層厚方向に漸次連続的にあるいは不連続的に減少する値を採ることもでき、各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなる関係を満たしていればよい。

図５は、図４に示す態様の層構造において、工具基体と下部層γとの間に、さらに最下部層δを介在形成したものに相当する。
最下部層δは、下部層γとは組成の異なる（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層のうちから選ばれる１層または２層以上で構成し、工具基体と下部層γとの付着強度をさらに向上させることができる。
なお、例えば、最下部層δとして、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成し、該層を [Ｌ_ａｖｇ]＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_δａｖｇをとると、各区間のＸ_δａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_δａｖｇが基体側の区間のＸ_δａｖｇに比べ同等か、より大きくなることを満たすことが必要である。但し、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる最下部層δにおけるＡｌの含有割合は、工具基体側から下部層γ側へ向かうにしたがって、層厚方向に漸次連続的にあるいは不連続的に増加する値を採ることもでき、各区間のＸ_δａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_δａｖｇが基体側の区間のＸ_δａｖｇに比べ同等か、より大きくなる関係を満たしていればよい。
そして、このようなＡｌの組成傾斜構造を採ることによって、硬質被覆層の全体的な硬さを低下させることなく、工具基体と下部層γとの付着強度を一段と高めることができる。

次に、本発明被覆工具の硬質被覆層のそれぞれの層について説明する。

上部層α：
本発明の上部層αは、α−Ａｌ_２Ｏ_３層で構成することによって、すぐれた高温硬さと耐高温酸化性を発揮するが、上部層αの平均層厚が１．０μｍ未満の場合には、長期にわたるすぐれた耐摩耗性を発揮することができず、一方、上部層αの平均層厚が１０μｍを超える場合には、チッピングを発生しやすくなるので、上部層αの平均層厚は１．０μｍ〜１０μｍとする。
既に述べたように、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層γにおいて、六方晶ＡｌＮ相の相分離を発生させないためには、上部層αの形成は、従来の成膜温度に比して比較的低温（８００〜９００℃）で成膜することが望ましい。
比較的低温で上部層αを成膜する場合、α−Ａｌ_２Ｏ_３層の成膜は、α−Ａｌ_２Ｏ_３の初期核生成段階と、α−Ａｌ_２Ｏ_３の成長段階の二段階に分けた化学蒸着を行うことが望ましい。
具体的なα−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層αの化学蒸着条件は、例えば、次のとおりである。
＜α−Ａｌ_２Ｏ_３初期核生成条件＞
反応ガス組成（容量％）：ＡｌＣｌ_３ １〜３％、ＣＯ_２ １〜５％、ＨＣｌ ０．３〜１．０％、残部Ｈ_２
反応雰囲気圧力：５．０〜１５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
＜α−Ａｌ_２Ｏ_３成長条件＞
反応ガス組成（容量％）：ＡｌＣｌ_３ １．５〜５．０％、ＣＯ_２ ２〜８％、ＨＣｌ ３〜８％、Ｈ_２Ｓ ０．５〜１．０％、残部Ｈ_２
反応雰囲気圧力：５．０〜１５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
上記α−Ａｌ_２Ｏ_３の初期核生成段階と、α−Ａｌ_２Ｏ_３の成長段階という二段階に分けた化学蒸着で、α−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層αを形成することができる。
なお、比較的低温（８００〜９００℃）でα−Ａｌ_２Ｏ_３層を成膜した場合、反応ガス成分である塩素が層中に混入されるようになる。
α−Ａｌ_２Ｏ_３層中への塩素の混入は必須の要件ではないが、層中に含有される塩素含有量が０．０５原子％以上になると、α−Ａｌ_２Ｏ_３層が潤滑性を具備するようになり、刃先に機械的衝撃が作用する断続切削に供した場合に機械的衝撃を吸収し、チッピング等の異常損傷を抑制する効果を発揮する。一方、塩素含有量が０．５原子％を超え過度に含有されると、α−Ａｌ_２Ｏ_３層の耐摩耗性の劣化を招くことになる。
したがって、α−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層αにおける塩素含有量は、０．０５〜０．５原子％とすることが望ましい。

密着層β：
密着層βは、前述したように、０．５〜１０．０μｍの合計平均層厚を有することが必要であるとともに、上部層αとの界面に接する層は、少なくとも酸素含有ＴｉＣＮ層であることが必要である。
密着層βの合計平均層厚が０．５μｍ未満であると、下部層γと上部層αの密着性を確保することができず、一方、１０．０μｍを超えると特に刃先が高温となる高速重切削・断続切削では熱塑性変形を起こしやすくなり偏摩耗やそれに伴うチッピング等の異常損傷を生じやすくなるから、密着層βの合計平均層厚は０．５〜１０．０μｍとする。

密着層βにおける酸素含有ＴｉＣＮ層：
密着層βは、上部層αとの界面に接し、前記ＴｉＣＮ層の層厚方向の内部へ最大０．５μｍまでの深さに酸素が含有される酸素含有ＴｉＣＮ層を形成しており、該深さ領域に含有される平均酸素含有量は、該深さ領域に含有されるＴｉ、Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量の０．５〜３原子％である。
前記酸素含有ＴｉＣＮ層の厚さ（言い換えれば、上部層αとの界面に接する前記密着層βの酸素含有領域の深さ）が０．５μｍを超えると、酸素含有ＴｉＣＮ層の最表面組織形態が柱状組織から粒状組織に変化し、熱塑性変形を起こしやすくなり偏摩耗やそれに伴うチッピング等の異常損傷を生じやすくなるから、酸素含有ＴｉＣＮ層の最大厚さ（前記密着層βの酸素含有領域の最大深さ）は、０．５μｍとする。
また、前記酸素含有ＴｉＣＮ層における平均酸素含有量が０．５原子％未満であると、比較的低温条件で形成する上部層αとの十分な付着強度を望めず、一方、平均酸素含有量が３原子％を超えると、上部層αを構成するα−Ａｌ_２Ｏ_３の高温強度、耐摩耗性が低下し、十分な切削性能を発揮できない。
したがって、密着層βにおいて、上部層αに接して形成される酸素含有ＴｉＣＮ層の層厚は最大で０．５μｍとし、かつ、該酸素含有ＴｉＣＮ層における平均酸素含有量は０．５〜３原子％とする。

密着層βは、前記酸素含有ＴｉＣＮ層に加え、図２〜図５にも例示したように、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層、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から選ばれる１層または２層以上をさらに含むことができる。
図３に示すように、密着層βが、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層以上のＴｉ化合物層を含む場合、密着層βと下部層γの密着性が改善される。
また、図４、図５に「（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）^＊」として示すように、密着層βが、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を含む場合、密着層βの硬さも向上し、硬質被覆層全体としての耐摩耗性が向上する。
ただし、密着層βの構成層である（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層においては、該層における平均層厚Ｌ_ａｖｇ（μｍ）は、０．３０≦Ｌ_ａｖｇ≦５．０を満たし、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層に対し[Ｌ_ａｖｇ]＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをとると、各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなることが必要である。
これは、下部層γにおける（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の場合と同様、密着層βにおける（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層も、立方晶構造の単相として形成し、下部層γ及び密着層βの両層の硬さを担保することで、硬質被覆層全体としての耐摩耗性を向上させるためである。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βにおけるＡｌの含有割合は、層厚方向に沿って必ずしも一定である必要はなく、下部層γ側から上部層α側へ向かうにしたがって、層厚方向に漸次連続的にあるいは不連続的に減少する値を採ることもできる。

密着層βの成膜：
密着層βは、上部層αの場合と同様に、下部層γが相分離を起こし、六方晶ＡｌＮ相を生成しないように、下部層γへの熱影響を考慮した低温条件での成膜が必要である。
このような成膜条件としては、例えば、ＴｉＣＮ層の成膜に際して、
反応ガス組成（容量％）：ＴｉＣｌ_４ ２．０〜６．０％、Ｃ₂Ｈ_４ ２．０〜３．０、ＮＨ₃０．５〜１．０％、Ｎ_２ １０．０〜２０．０％、残部Ｈ_２、
反応雰囲気温度：８００〜９００℃、
反応雰囲気圧力：６〜１０ｋＰａ、
という条件の化学蒸着によって成膜することができる。
さらに、上部層αに接する酸素含有ＴｉＣＮ層の成膜は、前記ＴｉＣＮ層の成膜条件において、前記全反応ガス量に対して１〜５容量％の組成となるようにＣＯ_２ガスを添加した反応ガス雰囲気中で、反応雰囲気温度８００〜９００℃、反応雰囲気圧力６〜１０ｋＰａという条件での化学蒸着を行うことによって、酸素含有ＴｉＣＮ層を成膜することができる。

下部層γ：
図１〜５で下部層γとして示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層は、上部層αと密着層βが、それぞれ低温条件で成膜されることによって、六方晶ＡｌＮ相が生成していないＮａＣｌ型の面心立方構単相からなる高温硬さを維持した層である。
下部層γは、平均層厚１．０〜２０μｍを有するが、平均層厚が１．０μｍ未満であると、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができず、一方、平均層厚が２０μｍを超えるとチッピングが発生し易くなる。
また、下部層γは、密着層βおよび上部層αがいずれも低温で成膜されることから、ＮａＣｌ型の面心立方構造の単相からなる。
（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層γの平均組成を（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（但し、Ｘ_ａｖｇ、Ｙ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５を満足することが必要である。
これは、Ａｌの平均含有割合Ｘ_ａｖｇが０．６０未満では該層の硬さが不十分であり、一方、０．９５を超えると硬さを担保する上で重要なＮａＣｌ型の面心立方構造を維持するのが難しく、硬さが低い六方晶構造のＡｌＮ相が生成してしまうためである。
なお、Ａｌの平均含有割合Ｘ_ａｖｇは、好ましくは、０．７≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５であり、これは、Ａｌの平均含有割合Ｘ_ａｖｇが０．７以上で最大硬さに近い硬さが得られるためである。
また、ＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇは、０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、工具基体あるいは密着層β（もしくは最下部層δ）との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として、硬質被覆層全体としての耐欠損性および耐チッピング性が向上する。
一方、Ｃの平均含有割合Ｙ_ａｖｇが０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５の範囲を外れると、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。
したがって、Ｃの平均含有割合Ｙ_ａｖｇは、０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５と定めた。

前記下部層γにおける（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を、工具基体の表面と垂直な任意の断面から分析した場合、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化を有するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒が存在し、かつ、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な方向とのなす角が３０度以内であるような前記結晶粒が少なくとも存在することが望ましい。
これは、次の理由による。
本発明では、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の成膜を、反応ガス群Ａとガス群Ｂを工具基体表面に到達する時間に差が生じるように供給する事により、結晶粒内にＴｉとＡｌの局所的な濃度差を形成することができ、周期的な濃度変化の方向が工具基体表面に垂直な面となす角度が３０度以内の方向として安定化する。
前記工具基体表面に垂直な面となす角度が３０度以内の方向の周期的な濃度変化は、切削時に摩耗が進行する面に作用するせん断力により生じる基体と垂直な方向へのクラックの進展を抑制し、靭性が向上するが、周期的な濃度変化の方向が、工具基体表面に垂直な面となす角度が３０度を超えると、基体と垂直な方向へのクラックの進展を抑制する効果が見込めず、靭性向上の効果も見込めない。このクラック進展抑制効果については、ＴｉとＡｌの濃度の異なる境界において、その進展方向の曲がりや屈折が生じることにより発揮されるものと推測される。
したがって、本発明では、結晶粒内における周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な面となす角度が３０度以内の方向であるＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒が存在することが望ましい。

なお、結晶粒内における周期的な濃度変化の方向が、工具基体表面に垂直な面となす角度が３０度以内の方向であるＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の存在の測定・確認は、透過型電子顕微鏡を用いて、１μｍ×１μｍの像におけるＴｉとＡｌの周期的な濃度変化に対応する画像のコントラストの変化、あるいはエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって確認されるＴｉとＡｌの周期的な濃度変化を有する領域から、各結晶粒の濃度変化の方向を求め、これらの中から、周期的濃度変化の方向が工具基体表面となす角が３０度以内である結晶粒を抽出することによって、測定・確認することが出来る。

下部層γの成膜：
下部層γの成膜は、具体的には、例えば、以下に述べる成膜条件のＮＨ_３を用いた熱ＣＶＤ法で成膜することができる。
反応ガス組成（容量％）：
ガス群Ａ：ＮＨ_３：２．０〜３．０％、Ｈ_２：６５〜７５％、
ガス群Ｂ：ＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ_４：０．１〜０．４％、Ｎ_２：０．０〜１２．０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜０．５％、Ｈ_２：残、
反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、
反応雰囲気温度：７００〜９００℃、
ガス群Ａとガス群Ｂの供給周期：１〜５秒、
１周期当たりのガス供給時間：０．１５〜０．２５秒、
ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差：０．１０〜０．２０秒

最下部層δ：
前記工具基体と前記下部層γの間に最下部層δが存在し、該最下部層δは、前記下部層γとは組成の異なる（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層、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から選ばれる１層または２層以上からなり、０．１〜１０μｍの合計平均層厚を有する
前記最下部層δは、０．１〜１０μｍの合計平均層厚で形成した場合、工具基体と下部層γとの密着強度をさらに高める効果を有する。
なお、最下部層δとして、下部層γとは組成の異なる（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成した場合、最下部層δとして、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層における [Ｌ_ａｖｇ]＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_δａｖｇをとると、各区間のＸ_δａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_δａｖｇが基体側の区間のＸ_δａｖｇに比べ同等か、より大きくなることを満たすことが必要である。
これは、密着層βにおける（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の場合と同様、最下部層δにおける（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層も、立方晶構造の単相として形成し、工具基体と下部層γの密着性を担保し、硬質被覆層全体としての耐チッピング性、耐剥離性を向上させるためである。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる最下部層δにおけるＡｌの含有割合は、層厚方向に沿って必ずしも一定である必要はなく、工具基体側から下部層γ側へ向かうにしたがって、層厚方向に漸次連続的にあるいは不連続的に増加する値を採ることもでき、この場合、工具基体と下部層γのより一段とすぐれた密着強度を確保することができる。

本発明は、工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜されたＮａＣｌ型の面心立方構造単相の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層γ、その上部に、低温条件（８００〜９００℃）で成膜された密着層β、さらに、その上部に、低温条件（８００〜９００℃）で成膜されたα−Ａｌ_２Ｏ_３層からなる上部層αを少なくとも含み、密着層β及び上部層αが、相対的に低温度（８００〜９００℃）の成膜条件で成膜されているため、下部層γは、ＮａＣｌ型立方晶構造の単相となり、六方晶ＡｌＮ相の相分離発生を抑制し高硬度を維持することができる。
さらに、低温条件で成膜された上部層αと密着層βとの間には、上部層αとの密着性にすぐれた酸素含有ＴｉＣＮ層が形成されているため、チッピングの発生、剥離の発生が抑制される。
したがって、上記の硬質被覆層を備える本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工に供した場合でも、チッピング、剥離等を発生することなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
さらに、前記硬質被覆層の下部層γにおいて、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在し、かつ、周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な面となす角度が３０度以内の方向となるＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒が存在する場合には、
切削時に摩耗が進行する面に作用するせん断力により生じる工具基体と垂直な方向へのクラックの進展を抑制することから、靭性が向上し、より一段と耐チッピング性、耐剥離性が向上するのである。

本発明の硬質被覆層の層構造の縦断面模式図の一つの態様を示す。 本発明の硬質被覆層の層構造において、密着層βがＴｉＣＮ層を含む縦断面模式図の態様を示す。 本発明の硬質被覆層の層構造において、密着層βがＴｉ化合物層を含む縦断面模式図の態様を示す。 本発明の硬質被覆層の層構造において、密着層βが（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を含む縦断面模式図の態様を示す。 本発明の硬質被覆層の層構造において、最下部層δを含む縦断面模式図の態様を示す。

つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、以下の実施例では、工具基体として、炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す。）あるいは炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す。）を用いた場合について説明するが、立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を工具基体として用いた場合も同様である。

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を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、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃをそれぞれ製造した。

また、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、Ｍｏ₂Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ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：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｄを作製した。

つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、Ｔｉ化合物層、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層のいずれか一方、または、両層を最下部層δとして形成した。
具体的に言えば、Ｔｉ化合物層としての最下部層δは、表３に示される条件で、表６に示されるＴｉ化合物層を形成し、また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層としての最下部層δは、表４に示されるガス条件及び表５に示される形成条件で、表６に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成した。
一部については、最下部層δとして、Ｔｉ化合物層と（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の両層を形成した。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる最下部層δの成膜条件Ａδ〜Ｅδにおいては、表４、表５に示されるようにガス条件および形成条件を成膜初期と成膜終期で変化させ、工具基体表面から下部層γに向かうにしたがって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中のＡｌ含有割合が、連続的にあるいは段階的に、次第に増加するような（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜した。
つぎに、これらの最下部層δの表面に化学蒸着装置を用い、表７に示されるガス条件Ａγ〜Ｅγで、また、表８に示される形成条件Ａγ〜Ｅγで、ＮａＣｌ型の面心立方構造単相の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層γを成膜した。
つまり、表８、表９に示される形成条件Ａγ〜Ｅγにしたがい、ＮＨ_３とＨ_２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ_４、ＡｌＣｌ_３、Ｎ_２、Ｃ_２Ｈ_４、Ｈ_２からなるガス群Ｂ、および、おのおのガスの供給方法として、反応ガス組成（ガス群Ａおよびガス群Ｂを合わせた全体に対する容量％）を、ガス群ＡとしてＮＨ_３：２．０〜３．０％、Ｈ_２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ_４：０．１〜０．４％、Ｎ_２：０．０〜１２．０％、Ｃ_２Ｈ_４：０〜０．５％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７００〜９００℃、供給周期１〜５秒、１周期当たりのガス供給時間０．１５〜０．２５秒、ガス群Ａの供給とガス群Ｂの供給の位相差０．１０〜０．２０秒として、所定時間、熱ＣＶＤ法を行い、表１４に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層γを成膜した。

ついで、下部層γの表面に、密着層βを形成した。
密着層βとしては、Ｔｉ化合物層、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層のいずれか一方、または、両層を形成することができる。
但し、密着層βとして、Ｔｉ化合物層を形成するか、あるいは、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成するか、あるいは、Ｔｉ化合物層と（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の両層を形成するかにかかわらず、密着層βの最表面（上部層αとの界面に接する密着層βの最表層）には、少なくとも０．５μｍ以上の層厚を有する酸素含有ＴｉＣＮ層を形成する。
Ｔｉ化合物層からなる密着層βを形成する成膜条件は表９に示し、また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βを形成する成膜条件Ａβ〜Ｅβは表１０、表１１に示し、さらに、Ｔｉ化合物層の内の一つの層ではあるが、ＴｉＣＮ層と酸素含有ＴｉＣＮ層からなる密着層βを形成する成膜条件Ａ〜Ｄは、表１２に示す。
表９〜１２に示される成膜条件により、表１４に示される密着層βを成膜した。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βの成膜条件Ａβ〜Ｅβにおいては、表１０、表１１に示されるようにガス条件および形成条件を成膜初期と成膜終期で変化させ、下部層γから上部層αに向かうにしたがって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中のＡｌ含有割合が、連続的にあるいは段階的に、次第に減少するような（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜した。

ついで、ＴｉＣＮ層と酸素含有ＴｉＣＮ層を最表層に少なくとも含む前記密着層βの表面に、表１３に示す成膜条件によって表１４に示される上部層αを形成した。
なお、上部層αは、成膜初期にα−Ａｌ_２Ｏ_３の核生成を行い、ついで、α−Ａｌ_２Ｏ_３を成膜するという二段階の成膜処理を行った。

上記の各成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、下部層γ、密着層βおよび上部層αからなる硬質被覆層を形成することにより、表１４に示す本発明被覆上具１〜１５を作製した。

また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、化学蒸着装置を用い、表７に示されるガス条件Ａγ〜Ｅγで、また、表８に示される形成条件Ａγ〜Ｅγで、ＮａＣｌ型の面心立方構造単相の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる下部層γを成膜した。

ついで、前記下部層γの表面に、Ｔｉ化合物層からなる密着層β、あるいは、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層β、あるいは、これら両層からなる密着層βを形成した。
Ｔｉ化合物層からなる密着層βは表１５に示される条件で形成し、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βは表１０、表１１に示される本発明の条件と同じ条件で形成した。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βは、本発明と同様に、下部層γから上部層αに向かうにしたがって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中のＡｌ含有割合が、連続的にあるいは段階的に、次第に減少するように成膜した。
ついで、密着層βの最表面（上部層αとの界面に接する密着層βの最表層）に、表１６に示される条件で、酸素含有ＴｉＣＮ層を形成した。
なお、表１５に示されるＴｉ化合物層の成膜温度は、表９に示される本発明のＴｉ化合物の成膜温度に比して高く、また、表１６に示される酸素含有ＴｉＣＮ層の成膜温度も、表１２に示される本発明のＴｉＣＮ層、酸素含有ＴｉＣＮ層の成膜温度に比して高温である。

ついで、酸素含有ＴｉＣＮ層が形成されている密着層βの表面に、表１７に示す成膜条件によって上部層αを形成した。
なお、上部層αは、成膜初期にα−Ａｌ_２Ｏ_３の核生成を行い、ついで、α−Ａｌ_２Ｏ_３を成膜するという二段階の成膜処理を行った。
また、表１７に示される上部層αの成膜温度は、表１３に示す本発明の上部層αの成膜温度に比して高い温度である。

前記各成膜工程により、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットからなる工具基体の表面に、下部層γ、密着層βおよび上部層αからなる硬質被覆層を形成することにより、表１８に示す比較例被覆上具１〜１５を作製した。

本発明被覆工具１〜１５、比較例被覆工具１〜１５の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１４および表１８に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、下部層γを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_ａｖｇについては、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌの平均Ａｌ含有割合Ｘ_ａｖｇを求めた。平均Ｃ含有割合Ｙ_ａｖｇについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ｃ含有割合Ｙ_ａｖｇは（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層についての深さ方向の平均値を示す。

また、前記下部層γを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の結晶構造については、Ｘ線回折により測定した回折ピークより同定し、ＮａＣｌ型の立方晶構造の単相であるか六方晶結晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が含まれているかを調査した。なお、Ｘ線回折は、Ｘ線回折装置としてスペクトリス社ＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ Ｅｍｐｙｒｅａｎを用いて、ＣｕＫα線による２θ‐θ法で測定し、測定条件として、測定範囲（２θ）：３０〜１３０度、Ｘ線出力：４５ｋＶ、４０ｍＡ、発散スリット：０．５度、スキャンステップ：０．０１３度、１ステップ辺り測定時間：０．４８ｓｅｃ／ｓｔｅｐという条件で測定した。

また、下部層γを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、透過型電子顕微鏡を用いて、加速電圧２００ｋＶの条件において該層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）を用いて、断面側から面分析を行うことによって、前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒内に、組成式：（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）におけるＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在するか否かを調べるとともに、組成変化が存在する結晶粒のうちで、本発明組成変化の方向を有する結晶粒が存在するか否かを調べた。
なお、「本発明組成変化の方向を有する結晶粒」とは、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な方向とのなす角が３０度以内であるような結晶粒をいう。
上記周期的な組成変化の方向について、工具基体表面に垂直な面となす角度は次のようにして測定した。
透過型電子顕微鏡を用いて、前記ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒内における基体と垂直な任意の断面から任意の１μｍ×１μｍの領域において観察を行い、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在し、前記断面におけるＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小になる方向と工具基体表面のなす角を測定することにより、求めることが出来る。
表１４、表１８に、その結果を示す。

ついで、密着層βについて、該層の最表面を構成する酸素含有ＴｉＣＮ層について、該層の層厚方向に０．５μｍまでの深さ領域における平均酸素含有割合（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）、さらに、０．５μｍを超える深さ領域における平均酸素含有割合（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）を、オージェ電子分光分析器を用い、密着層βの縦断面研磨面に直径１０ｎｍの電子線を照射させていき、Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｏのオージェピークの強度を測定し、それらのピーク強度の総和に占めるＯのオージェピークの割合から、平均酸素含有割合を原子％として算出した。
表１４、表１８に、これらの値を示す。

また、密着層βが、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を含む場合については、該（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の層厚方向に［Ｌ_ａｖｇ］＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって面分析を行うことにより求めた。ここで［Ｌ_ａｖｇ］はガウス記号を表す。 ［ｘ］はｘを超えない最大の整数を表す数学記号であり、［ｘ］＝ｎである時、ｎ≦ｘ＜ｎ＋１で定義される（ただし、ｎは整数）。
表１４、表１８に、これらの値を示す。

また、上部層αにおける塩素含有量を、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、試料断面を研磨し、加速電圧１０ｋＶの電子線を試料断面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均から平均塩素含有量Ｃｌ_ａｖｇを算出した。
表１４、表１８に、これらの値を示す。

つぎに、前記各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜１５、比較例被覆工具１〜１５について、以下に示す、鋳鉄の高速断続切削の一種である湿式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
表１９に、その結果を示す。

切削試験： 湿式高速正面フライス、センターカット切削加工、
カッタ径： １２５ ｍｍ、
被削材： ＪＩＳ・ＦＣＤ７００幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ８９１ ｍｉｎ^−１、
切削速度： ３５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．５ ｍｍ、
一刃送り量： ０．３ ｍｍ／刃、
切削時間： ５分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）

表１９に示される結果から、本発明被覆工具は、下部層γがＮａＣｌ型立方晶構造の単相であって高硬度を有し、さらに、低温条件で成膜された上部層αと密着層βとの間には、上部層αとの密着性にすぐれた酸素含有ＴｉＣＮ層が形成されているため、チッピングの発生、剥離の発生が抑制されるため、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具においては、チッピング、剥離等の異常損傷の発生を原因として、短期間で使用寿命に至る。

表１に示すＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃおよび表２に示すＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、Ｔｉ化合物層、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層のいずれか一方、または、両層を最下部層δとして形成した。
具体的に言えば、Ｔｉ化合物層としての最下部層δは、表３に示される条件で、表２２に示されるＴｉ化合物層を形成し、また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層としての最下部層δは、表２０に示されるガス条件及び表２１に示される形成条件で、表２２に示される（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成した。
一部については、最下部層δとして、Ｔｉ化合物層と（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の両層を形成した。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる最下部層δの成膜条件Ａδ〜Ｅδにおいては、表２０、表２１に示されるようにガス条件および形成条件を成膜初期と成膜終期で変化させ、工具基体表面から下部層γに向かうにしたがって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中のＡｌ含有割合が、連続的にあるいは段階的に、次第に増加するような（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜した。
ただし、最下部層δとして、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層における ［Ｌ_ａｖｇ］＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_δａｖｇをとると、各区間のＸ_δａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_δａｖｇが基体側の区間のＸ_δａｖｇに比べ同等か、より大きくなることを満たす。

ついで、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に形成した最下部層δの表面に、化学蒸着装置を用い、表７に示されるガス条件Ａγ〜Ｅγで、また、表８に示される形成条件Ａγ〜Ｅγで、ＮａＣｌ型の面心立方構造単相の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる表２３に示される下部層γを成膜した。

ついで、下部層γの表面に、密着層βを形成した。
密着層βとしては、Ｔｉ化合物層、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層のいずれか一方、または、両層を形成した。
但し、密着層βとして、Ｔｉ化合物層を形成するか、あるいは、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を形成するか、あるいは、Ｔｉ化合物層と（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の両層を形成するかにかかわらず、密着層βの最表面（上部層αとの界面に接する密着層βの最表層）には、少なくとも０．５μｍ以上の層厚を有する酸素含有ＴｉＣＮ層を形成した。
Ｔｉ化合物層からなる密着層βを形成する成膜条件は表９に示し、また、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βを形成する成膜条件Ａβ〜Ｅβは表１０、表１１に示し、さらに、Ｔｉ化合物層の内の一つの層ではあるが、ＴｉＣＮ層と酸素含有ＴｉＣＮ層からなる密着層βを形成する成膜条件Ａ〜Ｄは、表１２に示す。
表９〜１２に示される成膜条件により、表２３に示される密着層βを成膜した。
なお、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層からなる密着層βの成膜条件Ａβ〜Ｅβにおいては、実施例１の場合と同様に、表１０、表１１に示されるようにガス条件および形成条件を成膜初期と成膜終期で変化させ、下部層γから上部層αに向かうにしたがって、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層中のＡｌ含有割合が、連続的にあるいは段階的に、次第に減少するような（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を成膜した。
ただし、密着層βの（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層における平均層厚Ｌ_ａｖｇ（μｍ）は、０．３０≦Ｌ_ａｖｇ≦５．０を満たし、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層に対し［Ｌ_ａｖｇ］＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをとると、各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなることを満たす。

ついで、ＴｉＣＮ層と酸素含有ＴｉＣＮ層を最表層に少なくとも含む前記密着層βの表面に、表１３に示す成膜条件によって表２３に示される上部層αを形成した。
なお、上部層αは、成膜初期にα−Ａｌ_２Ｏ_３の核生成を行い、ついで、α−Ａｌ_２Ｏ_３を成膜するという二段階の成膜処理を行った。

上記工程で、工具基体Ａ〜Ｃ、Ｄの表面に、最下部層δ、下部層γ、密着層β及び上部層αからなる硬質被覆層を形成することで、本発明被覆工具１６〜２５を作製した。

本発明被覆工具１６〜２５について、実施例１の場合と同様にして、以下の各測定を行った。
まず、各層の平均層厚を求めたところ、いずれも、表２２、表２３に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、下部層γを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の平均Ａｌ含有割合Ｘ_ａｖｇ、平均Ｃ含有割合Ｙ_ａｖｇを求め、表２３にその結果を示した。
また、前記下部層γを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層が、ＮａＣｌ型の立方晶構造の単相であるか六方晶結晶構造の（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）結晶粒が含まれているかを調査し、表２３にその結果を示した。
さらに、下部層γを構成する（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層について、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒内に、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化が存在するか否かを調べるとともに、組成変化が存在する結晶粒のうちで、本発明組成変化の方向を有する結晶粒（ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な方向とのなす角が３０度以内であるような結晶粒）が存在するか否かを調べた。
表２３にその結果を示す。

また、密着層βについて、該層の最表面を構成する酸素含有ＴｉＣＮ層について、該層の層厚方向に０．５μｍまでの深さ領域における平均酸素含有割合（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）、さらに、０．５μｍを超える深さ領域における平均酸素含有割合（＝Ｏ／（Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎ＋Ｏ）×１００）を、実施例１の場合と同様に、オージェ電子分光分析によって求めた。
表２３にその結果を示す。

また、密着層βが、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層を含む場合については、該（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）層の層厚方向に［Ｌ_ａｖｇ］＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって面分析を行うことにより求めた。ここで［Ｌ_ａｖｇ］はガウス記号を表す。 ［ｘ］はｘを超えない最大の整数を表す数学記号であり、［ｘ］＝ｎである時、ｎ≦ｘ＜ｎ＋１で定義される（ただし、ｎは整数）。
表２２、表２３にその結果を示す。

また、上部層αにおける塩素含有量を、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ，Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ）を用い、試料断面を研磨し、加速電圧１０ｋＶの電子線を試料断面側から照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均から平均塩素含有量Ｃｌ_ａｖｇを算出した。
表２３に、その値を示す。

つぎに、前記本発明被覆工具１６〜２５を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、以下に示す、ステンレス鋼の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ３０４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：１．０ ｍｍ、
送り：０．２ ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５ 分、
（通常の切削速度は、１５０ｍ／ｍｉｎ）、
表２４に、前記切削試験の結果を示す。

表２４に示される結果から、本発明の被覆工具においては、下部層γがＮａＣｌ型立方晶構造の単相であって高硬度を有し、さらに、低温条件で成膜された上部層αと密着層βとの間には、上部層αとの密着性にすぐれた酸素含有ＴｉＣＮ層が形成されているため、チッピングの発生、剥離の発生が抑制される。
したがって、本発明被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する。

前述のように、本発明の被覆工具は、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削加工において、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮するから、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 (7)

1. 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、上部層α、密着層β、下部層γの少なくとも３層を含む硬質被覆層が形成されている表面被覆切削工具において、
   （ａ）前記上部層αは１．０〜１０μｍの平均層厚を有するα型の結晶構造を有するＡｌ_２Ｏ_３層からなり、
   （ｂ）前記密着層βは、０．５〜１０．０μｍの合計平均層厚を有し、前記上部層αとの界面に接する前記密着層βの最表層は、少なくとも０．５μｍ以上の層厚を有するＴｉＣＮ層を少なくとも含み、
   （ｃ）前記ＴｉＣＮ層と前記上部層αとの界面から、前記ＴｉＣＮ層の層厚方向の内部へ最大０．５μｍまでの深さに酸素が含有されており、前記深さ領域に含有される平均酸素含有量は前記深さ領域に含有されるＴｉ、Ｃ，Ｎ，Ｏの合計含有量の０．５〜３原子％であり、
   （ｄ）前記下部層γは、平均層厚１．０〜２０μｍのＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層からなり、
   （ｅ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造の単相からなり、
   （ｆ）前記ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は、平均組成を（Ｔｉ_１−ＸＡｌ_Ｘ）（Ｃ_ＹＮ_１−Ｙ）で表した場合、ＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合Ｙ_ａｖｇ（但し、Ｘ_ａｖｇ、Ｙ_ａｖｇはいずれも原子比）は、それぞれ、０．６０≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５、０≦Ｙ_ａｖｇ≦０．００５を満足することを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記上部層αは、０．０５〜０．５原子％の塩素を含有することを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記下部層γにおけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_ａｖｇは、０．７０≦Ｘ_ａｖｇ≦０．９５であることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記密着層βは、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から選ばれる１層または２層以上をさらに含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
5. 前記密着層βは、ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層をさらに含み、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚Ｌ_ａｖｇ（μｍ）は、０．３０≦Ｌ_ａｖｇ≦５．０を満たし、該ＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層に対し[Ｌ_ａｖｇ]＋２分割した各区間においてＡｌのＴｉとＡｌの合量に占める平均含有割合Ｘ_βａｖｇをとると、各区間のＸ_βａｖｇ＜Ｘ_ａｖｇを満たし、より表面側の区間のＸ_βａｖｇが基体側の区間のＸ_βａｖｇに比べ同等か、より小さくなることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
6. 前記下部層γにおけるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を、工具基体の表面と垂直な任意の断面から分析した場合、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化を有するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒が存在し、かつ、ＴｉとＡｌの周期的な組成変化の周期が最小となる方向が、工具基体表面に垂直な面とのなす角が３０度以内であるような前記結晶粒が少なくとも存在することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
7. 前記工具基体と前記下部層γの間に、最下部層δが存在し、該最下部層δは、前記下部層γとは組成の異なるＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層、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から選ばれる１層または２層以上からなり、０．１〜１０μｍの合計平均層厚を有することを特徴とする請求項１乃至６のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。