JP6931452B2 - 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性および耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な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を備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性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、Ｃｒ−Ａｌ系や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Ｃｒ−Ａｌ系や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、ステンレス鋼やＴｉ合金等の高速断続切削加工における耐チッピング性および耐摩耗性を向上させるために、工具基体表面に、下部層、中間層及び上部層からなる硬質被覆層を設け、下部層は、所定の平均層厚を有し、かつ、Ｔｉ_１−ＸＡｌ_ＸＮ層、Ｔｉ_１−ＸＡｌ_ＸＣ層、Ｔｉ_１−ＸＡｌ_ＸＣＮ層（Ｘは、Ａｌの含有割合（原子比）で、０．６５≦Ｘ≦０．９５）のうち１層または２層以上からなる立方晶構造を有するＴｉＡｌ化合物で構成し、中間層は、所定の平均層厚を有し、かつ、Ｃｒ_１−ＹＡｌ_ＹＮ層、Ｃｒ_１−ＹＡｌ_ＹＣ層、Ｃｒ_１−ＹＡｌ_ＹＣＮ層（Ｙは、Ａｌの含有割合（原子比）で、０．６０≦Ｙ≦０．９０）のうち１層または２層以上からなる立方晶構造を有するＣｒＡｌ化合物で構成し、上部層を、所定の平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３で構成することによって、下部層と上部層の密着強度を向上させ、これによって、耐チッピング性および耐摩耗性を向上させることが提案されている。

また、特許文献２には、析出硬化系ステンレス鋼やインコネル等の耐熱合金の高速断続切削加工における耐チッピング性および耐摩耗性を向上させるため、工具基体表面に、下部層、中間層及び上部層からなる硬質被覆層を設け、下部層は、所定の一層平均層厚のＴｉ_１−ＸＡｌ_ＸＮ層、Ｔｉ_１−ＸＡｌ_ＸＣ層、Ｔｉ_１−ＸＡｌ_ＸＣＮ層（Ｘは、Ａｌの含有割合を示し原子比で、０．６５≦Ｘ≦０．９５）のうち１層または２層以上からなる立方晶結晶構造を有するＴｉ化合物で構成し、中間層は、所定の一層平均層厚のＣｒ_１−ＹＡｌ_ＹＮ層、Ｃｒ_１−ＹＡｌ_ＹＣ層、Ｃｒ_１−ＹＡｌ_ＹＣＮ層（Ｙは、Ａｌの含有割合を示し原子比で、０．６０≦Ｙ≦０．９０）のうち１層または２層以上からなる立方晶結晶構造を有するＣｒ化合物で構成し、また、上部層は所定の孔径と空孔密度の微小空孔と平均層厚を有するＡｌ_２Ｏ_３で構成することにより、下部層と上部層の密着強度を向上させるとともに、上部層を所定の孔径と空孔密度の微小空孔を有するＡｌ_２Ｏ_３層とすることにより、機械的、熱的衝撃の緩和を図り、もって、耐チッピング性および耐摩耗性を向上させることが提案されている。

さらに、特許文献３には、切刃に対して高負荷が作用する鋼や鋳鉄の重切削加工における硬質被覆層の耐欠損性を高めるために、工具基体表面に、（Ａｌ_１−ＸＣｒ_Ｘ）Ｎ（ただし、Ｘは原子比で、Ｘ＝０．３〜０．６）層からなる硬質被覆層を設け、工具基体の表面研磨面の法線に対して、｛１００｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した傾斜角度数分布グラフにおいて、３０〜４０度の傾斜角区分に最高ピークが存在し、その度数合計が、全体の６０％以上であり、また、表面研磨面の法線に対して、｛１１２｝面の法線がなす傾斜角を測定して作成した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、その分布割合が全体の５０％以上である結晶配向性と構成原子共有格子点分布形態を形成することにより、（Ａｌ_１−ＸＣｒ_Ｘ）Ｎ層の高温強度を向上させ、もって、重切削加工における硬質被覆層の耐欠損性を向上させることが提案されている。

また、特許文献４には、工具基体と、その基体上に形成された硬質被覆層とを備える表面被覆切削工具であって、硬質被覆層は、ＡｌまたはＣｒのいずれか一方または両方の元素と、周期律表４ａ，５ａ，６ａ族元素およびＳｉからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素およびホウ素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とにより構成される化合物と、塩素とを含むことにより、硬質被覆層の耐摩耗性と耐酸化性とを飛躍的に向上することが開示されている。

また、例えば、特許文献５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するものであって、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、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。

また、特許文献６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、立方晶結晶構造あるいは六方晶結晶構造を含む立方晶結晶構造の（Ｔｉ_１−ｘＡｌ_ｘ）Ｎ層（但し、ｘは０．６５〜０．９）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

特開２０１４−２０８３９４号公報 特開２０１４−１９８３６２号公報 特開２００９−５６５３９号公報 特開２００６−８２２０７号公報 特表２０１１−５１６７２２号公報 特表２０１１−５１３５９４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の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、２に記載されている被覆工具は、硬質被覆層の中間層として、ＣｒＡｌ化合物、Ｃｒ化合物を介在形成することにより、下部層と上部層の密着強度を向上させ、耐チッピング性の改善を図っているものの、ＣｒＡｌ化合物、Ｃｒ化合物自体の強度・硬さが十分でないため、高速断続切削加工に供した場合には、耐チッピング性、耐摩耗性が十分であるとはいえない。
また、前記特許文献３に記載されている被覆工具においては、（Ａｌ_１−ＸＣｒ_Ｘ）Ｎからなる硬質被覆層のＣｒ含有割合を調整し、また、結晶配向性と構成原子共有格子点分布形態を制御することにより、硬質被覆層の強度を向上させることができ、その結果、耐チッピング性、耐欠損性を高めることはできるものの、やはり（Ａｌ_１−ＸＣｒ_Ｘ）Ｎ層の強度・硬さが十分でないため、長期の使用にわたってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮することはできず、合金鋼の高速断続切削においては工具寿命が短命であるという問題があった。
また、前記特許文献４に記載されている被覆工具は、耐摩耗性、耐酸化特性を向上させることを意図しているが、高速断続切削等の衝撃が伴うような切削条件下では、耐チッピング性が十分でないという課題があった。
また、前記特許文献５に記載されてい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、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれた硬質被覆層が得られるものの、靭性に劣るという課題があった。
さらに、前記特許文献６に記載されている被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれるものの、靭性に劣ることから、合金鋼の高速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言えないという課題があった。
そこで、炭素鋼、合金鋼、鋳鉄等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な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、すぐれた耐摩耗性を相兼ね備える被覆工具が求められている。

そこで、本発明者らは、前述の観点から、少なくともＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｃｒ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）」で示すことがある）を含む硬質被覆層を蒸着形成した被覆工具、および、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−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）」で示すことがある）を含む硬質被覆層を形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗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、従来の少なくとも１層の（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、または、（Ｔｉ_１−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）層を含み、かつ所定の平均層厚を有する硬質被覆層は、（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、または、（Ｔｉ_１−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）層が工具基体に垂直方向に柱状をなして形成されている場合、高い耐摩耗性を有する。その反面、（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、または、（Ｔｉ_１−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）層の異方性が高くなるほど（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、または、（Ｔｉ_１−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）層の靭性が低下し、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下し、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、また、工具寿命も満足できるものであるとはいえなかった。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、および、（Ｔｉ_１−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）層について鋭意研究したところ、（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、および、（Ｔｉ_１−αＡｌ_α）（Ｃ_γＮ_１−γ）層にＳｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素（以下、「Ｍｅ」で示す。）を含有させた（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層がＮａＣｌ型の面心立方構造 (以下、単に、「立方晶構造」という場合もある)を有する結晶粒を含有し該立方晶構造を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差を２度以上とするという全く新規な着想により、立方晶構造を有する結晶粒内に歪みを生じさせ、硬さと靭性の双方を高めることに成功し、その結果、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。

さらに、柱状の結晶粒において、工具基体表面側に比べ皮膜表面側の方が、｛１００｝配向の割合を高くすることにより、靱性を維持しつつ、耐摩耗性を更に向上させるという新規な知見を見出した。

具体的には、
（１）硬質被覆層が、ＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、特に、ＡｌのＣｒ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）が、それぞれ、０．７０≦ｘ_avg≦０．９５、０≦ｙ_avg≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒中に立方晶構造を有するものが存在し該結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合該結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が複合窒化物または複合炭窒化物層の面積割合で２０％以上存在することにより、立方晶構造を有する結晶粒に歪みを生じさせることができる。さらに、結晶粒の工具基体表面側に比べ皮膜表面側の方の｛１００｝配向の割合を高くすることにより、耐摩耗性が向上する。その結果、このような硬質被覆層を形成した切削工具は、耐摩耗性、耐チッピング性が向上し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。
また、
（２）硬質被覆層が、ＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）で表した場合、特に、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合α_ａｖｇおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合β_ａｖｇならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合γ_ａｖｇ（但し、α_ａｖｇ、β_ａｖｇｇ、γ_ａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦α_ａｖｇ、０．００５≦β_ａｖｇ≦０．１０、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５、０．６０５≦α_ａｖｇ＋β_ａｖｇ≦０．９５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒中に立方晶構造を有するものが存在し該結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合該結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が複合窒化物または複合炭窒化物層の面積割合で２０％以上存在することにより、立方晶構造を有する結晶粒に歪みを生じさせることができる。さらに、結晶粒の工具基体表面側に比べ皮膜表面側の方の｛１００｝配向の割合を高くすることにより、靭性を維持しつつ、耐摩耗性が向上する。その結果、このような硬質被覆層を形成した切削工具は、耐チッピング性、耐欠損性が向上し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。

そして、前述のような構成の（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、および、（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層は、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。

（１）（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層について
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ_３とＨ_２からなるガス群Ａと、ＣｒＣｌ_３、ＡｌＣｌ_３、Ａｌ（ＣＨ_３）_３、Ｎ_２、Ｈ_２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、ガス群Ａ（第一反応ガス）、ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス（第二反応ガス）、ガス群Ｂ（第三反応ガス）と時間的に変化させることができる。ちなみに、本発明においては、厳密なガス置換を意図した長時間の排気工程を導入する必要は無い。従って、ガス供給方法としては、例えば、ガス供給口を回転させたり、工具基体を回転させたり、工具基体を往復運動させたりして、工具基体表面における反応ガス組成を、ガス群Ａを主とする混合ガス（第一反応ガス）、ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス（第二反応ガス）、ガス群Ｂを主とする混合ガス（第三反応ガス）、と時間的に変化させることでも実現する事が可能である。
工具基体表面に、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、例えば、ガス群ＡとしてＮＨ_３：４．５〜５．５％、Ｈ_２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＣｒＣｌ_３：０．２〜０．３％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜０．５％、Ｎ_２：１２．５〜１５．０％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃、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法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を成膜する。

そして、前述のようにガス群Ａとガス群Ｂが工具基体表面に到達する時間に差が生じるように供給し、ガス群Ａにおける窒素原料ガスとしてＮＨ_３：４．５〜５．５％と設定し、ガス群Ｂにおける金属塩化物原料あるいは炭素原料であるＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＣｒＣｌ_３：０．２〜０．３％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜０．５％と設定する事により、結晶粒内に局所的な組成のムラ、転位や点欠陥の導入による結晶格子の局所的な歪みが形成され、なおかつ結晶粒の工具基体表面側と皮膜表面側での｛１００｝配向の度合いを変化させることが出来る。その結果、耐摩耗性を維持しつつ靭性が飛躍的に向上することを見出した。その結果、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工に用いた場合においても、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。

（２）（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層について
用いる化学蒸着反応装置へは、ＮＨ_３とＨ_２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ_４、Ａｌ（ＣＨ_３）_３、ＡｌＣｌ_３、ＭｅＣｌ_ｎ（Ｍｅの塩化物）、Ｎ_２、Ｈ_２からなるガス群Ｂがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Ａとガス群Ｂの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Ａとガス群Ｂのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、ガス群Ａ（第一反応ガス）、ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス（第二反応ガス）、ガス群Ｂ（第三反応ガス）と時間的に変化させることができる。ちなみに、本発明においては、厳密なガス置換を意図した長時間の排気工程を導入する必要は無い。従って、ガス供給方法としては、例えば、ガス供給口を回転させたり、工具基体を回転させたり、工具基体を往復運動させたりして、工具基体表面における反応ガス組成を、ガス群Ａを主とする混合ガス（第一反応ガス）、ガス群Ａとガス群Ｂの混合ガス（第二反応ガス）、ガス群Ｂを主とする混合ガス（第三反応ガス）と時間的に変化させることでも実現することが可能である。
工具基体表面に、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、例えば、ガス群ＡとしてＮＨ_３：４．０〜６．０％、Ｈ_２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ_４：０．２〜０．３％、ＭｅＣｌ_ｎ（Ｍｅの塩化物）：０．１〜０．２％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜０．５％、Ｎ_２：１２．５〜１５．０％、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法を行うことにより、所定の目標層厚の（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層を成膜する。

そして、前述のようにガス群Ａとガス群Ｂが工具基体表面に到達する時間に差が生じるように供給し、ガス群Ａにおける窒素原料ガスとしてＮＨ_３：４．０〜６．０％と設定し、ガス群Ｂにおける金属塩化物原料あるいは炭素原料であるＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ_４：０．２〜０．３％、ＭｅＣｌ_ｎ（Ｍｅの塩化物）：０．１〜０．２％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜０．５％と設定する事により、結晶粒内に局所的な組成のムラ、転位や点欠陥の導入による結晶格子の局所的な歪みが形成され、なおかつ結晶粒の工具基体表面側と皮膜表面側での｛１００｝配向の度合いを変化させることが出来る。その結果、耐摩耗性を維持しつつ靭性が飛躍的に向上することを見出した。その結果、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工に用いた場合においても、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。

本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下に示す態様を有する。
「（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、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、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）前記硬質被覆層は、平均層厚２〜２０μｍのＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物もしくは複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒のうちのＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合該結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が、複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に対する面積割合で２０％以上存在し、
（ｄ）さらに、前記結晶粒の工具基体表面の法線方向に対する結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を前記複合窒化物または複合炭窒化物層を層厚方向に二等分した工具基体側の領域と表面側の領域に分けて測定し、測定された前記傾斜角のうち法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計した場合、
工具基体側の領域において、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＭ_degとすると、Ｍ_degが１０〜４０％であり、
表面側の領域において、０〜１２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０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＮ_degとすると、Ｎ_degがＭ_deg＋１０〜Ｍ_deg＋３０％であることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層であって、その組成を、
組成式：（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）
で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＣｒ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）が、それぞれ、０．７０≦ｘ_avg≦０．９５、０≦ｙ_avg≦０．００５を満足
することを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層であって、その組成を、
組成式：（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）
で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合α_ａｖｇ、ＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合β_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合γ_ａｖｇ（但し、α_ａｖｇ、β_ａｖｇ、γ_ａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦α_ａｖｇ、０．００５≦β_ａｖｇ≦０．１０、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５、０．６０５≦α_ａｖｇ＋β_ａｖｇ≦０．９５を満足することを特徴とする前記（１）に記載の表面被覆切削工具。
（４）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも７０面積％以上含むことを特徴とする前記（１）乃至前記（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０である柱状組織を有することを特徴とする前記（１）乃至前記（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６）前記工具基体と前記複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、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化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層が存在することを特徴とする前記（１）乃至前記（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（７）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で形成されていることを特徴とする前記（１）乃至前記（６）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（８）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜することを特徴とする前記（１）乃至（７）のいずれかに記載の表面被覆切削工具の製造方法。」
に特徴を有するものである。
なお、“結晶粒内平均方位差”とは、後述するＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値のことを意味する。

本発明の態様である表面被覆切削工具（以下、「本発明の表面被覆切削工具」または「本発明の切削工具」と称する）では、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、平均層厚２〜２０μｍのＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、特に、ＡｌのＣｒ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）が、それぞれ、０．７０≦ｘ_avg≦０．９５、０≦ｙ_avg≦０．００５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒中に立方晶構造を有するものが存在し該結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合該結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が複合窒化物または複合炭窒化物層全体に対して面積割合で２０％以上存在し、前記結晶粒の工具基体表面の法線方向に対する結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を前記複合窒化物または複合炭窒化物層を層厚方向に二等分した工具基体側の領域と表面側の領域に分けて測定し、測定された前記傾斜角のうち法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計した場合、ａ）工具基体側の領域において、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＭ_degとすると、Ｍ_degが１０〜４０％であり、ｂ）表面側の領域において、０〜１２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０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＮ_degとすると、Ｎ_degがＭ_deg＋１０〜Ｍ_deg＋３０％であり、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、皮膜断面側から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０である柱状組織を有することによって、立方晶構造を有する結晶粒内に歪みが生じるため、結晶粒の硬さおよび靭性が向上する。その結果、耐摩耗性を損なうことなく耐チッピング性が向上するという効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成される。
また、前記工具基体の表面に、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、平均層厚１〜２０μｍ、好ましくは、２〜２０μｍのＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式：（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）で表した場合、特に、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合α_ａｖｇおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合β_ａｖｇならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合γ_ａｖｇ（但し、α_ａｖｇ、β_ａｖｇ、γ_ａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦α_ａｖｇ、０．００５≦β_ａｖｇ≦０．１０、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５、０．６０５≦α_ａｖｇ＋β_ａｖｇ≦０．９５を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒中に立方晶構造を有するものが存在し該結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合該結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が複合窒化物または複合炭窒化物層全体に対して面積割合で２０％以上存在し、前記結晶粒の工具基体表面の法線方向に対する結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を前記複合窒化物または複合炭窒化物層を層厚方向に二等分した工具基体側の領域と表面側の領域に分けて測定し、測定された前記傾斜角のうち法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計した場合、ａ）工具基体側の領域において、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＭ_degとすると、Ｍ_degが１０〜４０％であり、ｂ）表面側の領域において、０〜１２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０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＮ_degとすると、Ｎ_degがＭ_deg＋１０〜Ｍ_deg＋３０％であり、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、皮膜断面側から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０である柱状組織を有することによって、立方晶構造を有する結晶粒内に歪みが生じるため、結晶粒の硬さおよび靭性が向上する。その結果、耐摩耗性を損なうことなく耐チッピング性が向上するという効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成される。

本発明被覆工具のＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層のＮａＣｌ型の面心立方構造（立方晶）を有する結晶粒の結晶粒内平均方位差の測定方法の概略説明図を示す。 本発明の表面被覆切削工具が有する硬質被覆層を構成するＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層の断面を模式的に表した膜構成模式図である。 本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＣｒとＡｌの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、ＮａＣｌ型の立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）の面積割合についてのヒストグラムの一例を示すものである。なお、ヒストグラム中の垂直方向の点線は結晶粒内平均方位差が２°の境界線を示し、図中においてこの垂直方向の点線よりも右側のバーは、結晶粒内平均方位差が２°以上のものを示す。以下、図４から図６においても同様である。 比較例被覆工具の硬質被覆層を構成するＣｒとＡｌの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、ＮａＣｌ型の立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）の面積割合についてのヒストグラムの一例を示すものである。 本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、ＮａＣｌ型の立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）の面積割合についてのヒストグラムの一例を示すものである。 比較例被覆工具の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、ＮａＣｌ型の立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）の面積割合についてのヒストグラムの一例を示すものである。 本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の領域において、作成した｛１００｝面の傾斜角度数分布グラフの一例である。集計度数は最大集計度数を１００として規格化した相対値で示している。以下、集計度数の定義については、図８から図１０においても同様である。 本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側の領域において、作成した｛００１｝面の傾斜角度数分布グラフの一例である。集計度数は最大集計度数を１００として規格化した相対値で示している。 本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の領域において、作成した｛１００｝面の傾斜角度数分布グラフの一例である。 本発明被覆工具の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面側の領域において、作成した｛１００｝面の傾斜角度数分布グラフの一例である。

本発明を実施するための形態について、以下に説明する。

硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚：
本発明の表面被覆切削工具が有する硬質被覆層は、化学蒸着された組成式：（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表されるＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、化学蒸着された組成式：（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）で表されるＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層を少なくとも含む。
これらＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、および、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層は、高温硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が２〜２０μｍのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均層厚が、ＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層においては、２μｍ未満、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層においては、１μｍ未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、ＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均層厚を２〜２０μｍと定めた。

硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層の組成：
（１）本発明のＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層について
組成式：（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）で表した場合、ＡｌのＣｒ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）が、それぞれ、０．７０≦ｘ_avg≦０．９５、０≦ｙ_avg≦０．００５を満足するように制御することが好ましい。
その理由は、Ａｌの平均含有割合ｘ_avgが０．７０未満であると、ＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層は高温硬さに劣り、耐酸化性にも劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Ａｌの平均含有割合ｘ_avgが０．９５を超えると、相対的にＣｒの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合ｘ_avgは、０．７０≦ｘ_avg≦０．９５と定めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）ｙ_avgは、０≦ｙ_avg≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、Ｃ成分の平均含有割合ｙ_avgが０≦ｙ_avg≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物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成分の平均含有割合ｙ_avgは、０≦ｙ_avg≦０．００５と定めた。
（２）本発明のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層について
組成式：（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）で表した場合、（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）、ＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合α_ａｖｇおよびＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合β_ａｖｇならびにＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合γ_ａｖｇ（但し、α_ａｖｇ、β_ａｖｇ、γ_ａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦α_ａｖｇ、０．００５≦β_ａｖｇ≦０．１０、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５、０．６０５≦α_ａｖｇ＋β_ａｖｇ≦０．９５を満足するように制御することが好ましい。
その理由は、Ａｌの平均含有割合α_ａｖｇが０．６０未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。
また、Ｍｅの平均含有割合β_ａｖｇが０．００５未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、０．１０を超えると粒界へのＭｅの偏析等により、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下し、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分でない。したがって、Ｍｅの平均含有割合β_ａｖｇは、０．００５≦β_ａｖｇ≦０．１０と定めた。
一方、Ａｌの平均含有割合α_ａｖｇとＭｅの平均含有割合β_ａｖｇとの和α_ａｖｇ＋β_ａｖｇが０．６０５未満であると、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でなく、０．９５を超えると、相対的にＴｉの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。したがって、Ａｌの平均含有割合α_ａｖｇとＭｅの平均含有割合β_ａｖｇとの和α_ａｖｇ＋β_ａｖｇは、０．６０５≦α_ａｖｇ＋β_ａｖｇ≦０．９５と定めた。
ここで、Ｍｅの具体的な成分としては、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素を使用する。
Ｍｅとして、β_ａｖｇが０．００５以上になるようにＳｉ成分あるいはＢ成分を使用した場合には、複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さが向上するため耐摩耗性の向上が図られ、Ｚｒ成分は結晶粒界を強化する作用を有し、また、Ｖ成分は靭性を向上することから、耐チッピング性のより一層の向上が図られ、Ｃｒ成分は耐酸化性を向上させることから、工具寿命のよりいっそう長寿命化が期待される。しかし、いずれの成分も、平均含有割合β_ａｖｇが０．１０を超えると、相対的にＡｌ成分、Ｔｉ成分の平均含有割合が減少することから、耐摩耗性あるいは耐チッピング性が低下傾向を示すようになるため、β_ａｖｇが０．１０を超えるような平均含有割合となることは避けなければならない。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣの平均含有割合（原子比）γ_ａｖｇは、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層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γ_ａｖｇが０≦γ_ａｖｇ≦０．００５の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物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γ_ａｖｇは、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５と定めた。

複合窒化物または複合炭窒化物層を構成するＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒個々の結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）：
本発明では、電子線後方散乱回折装置を用いて、立方晶のＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒の結晶粒内平均方位差、および、立方晶のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物結晶粒の結晶粒内平均方位差を求める。
具体的には、複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について、０．１μｍ間隔にて解析を行い、図１に示すように、隣接する測定点（以下、「ピクセル」ともいう）間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界と定義する。そして、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義する。ただし、隣接するピクセル全てと５度以上の方位差がある単独に存在するピクセルは結晶粒とせず、２ピクセル以上が連結しているものを結晶粒として取り扱う。
そして、立方晶構造を有する結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間での方位差を計算し、これを結晶粒内方位差として求め、それを平均化したものをＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値として定義する。概略図を図１に示す。ＧＯＳ値については、例えば文献「日本機械学会論文集(Ａ編) ７１巻７１２号（２００５−１２） 論文Ｎｏ．０５−０３６７ １７２２〜１７２８」に説明がなされている。
なお、本発明における“結晶粒内平均方位差”とは、前記のＧＯＳ値を意味する。ＧＯＳ値を数式で表す場合、同一結晶粒内のピクセル数をｎ、同一結晶粒内の異なるピクセルのおのおのに付した番号をｉおよびｊ（ここで １≦ｉ、ｊ≦ｎとなる）、ピクセルｉでの結晶方位とピクセルｊでの結晶方位から求められる結晶方位差をα_{ｉｊ（ｉ≠ｊ）}として、下記式により表すことができる。
なお、結晶粒内平均方位差、ＧＯＳ値は、結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間での方位差を求め、その値を平均化した数値であると言い換えることができるが、結晶粒内に連続的な方位変化が多いと大きな数値となる。

結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ値）は、ＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の表面に垂直な方向からその表面研磨面について電子線後方散乱回折装置を用いて、２５×２５μｍの測定範囲内での測定を０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、５視野で実施し、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒に属する全ピクセル数を求め、結晶粒内平均方位差を１度間隔で分割し、その値の範囲内に結晶粒内平均方位差が含まれる結晶粒のピクセルを集計して上記全ピクセル数で割ることによって、結晶粒内平均方位差の面積割合を示すヒストグラムを作成する事によって求めることができる。
図３〜図６に、このようにして作成されたヒストグラムの一例を示す。

図３は、本発明に係る切削工具のＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶構造を有する結晶粒について求めた、結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例であるが、図３に示されるように、結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ）の値が２度以上である結晶粒がＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は２０％以上であることが分かる。
これに対し、図４は、比較工具のＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶構造を有する結晶粒について求めた、結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例であるが、図４においては、結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ）の値が２度以上である結晶粒がＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は２０％未満である。
また、図５は、本発明に係る切削工具のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶構造を有する結晶粒について求めた、結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例であるが、図５に示されるように、結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ）の値が２度以上である結晶粒がＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は２０％以上であることが分かる。
これに対して、図６は、比較工具のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の立方晶構造を有する結晶粒について求めた、結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例であるが、図６においては、結晶粒内平均方位差（ＧＯＳ）の値が２度以上である結晶粒がＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は２０％未満である。
このように、本発明に係る切削工具のＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層、および、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒は、
従来のものと比較して、結晶粒内で結晶方位のばらつきが大きく、そのため、結晶粒内での歪が高くなることが硬さと靱性の向上に寄与している。
そして、前記結晶粒内平均方位差を備える（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層、または、（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層を少なくとも含む硬質被覆層を工具基体表面に被覆形成した被覆工具は、高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工で、すぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮するのである。
ただ、前記結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒の、ＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合が２０％未満である場合には、結晶粒の内部歪による硬さと靱性の向上効果が十分でないことから、結晶粒内平均方位差が２度以上を示す立方晶構造を有する結晶粒がＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に占める面積割合は２０％以上とする。
このように本発明の表面被覆切削工具が有するＡｌとＴｉとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、従来のＴｉＡｌＮ層を構成している結晶粒と比較して、結晶粒内で結晶方位のばらつきが大きく、すなわち、歪みがあるため、このことが硬さや靭性の向上に寄与している。
好ましい複合窒化物または複合炭窒化物層の面積に対する、結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒の面積割合は３０〜６０％である。より好ましい複合窒化物または複合炭窒化物層の面積に対する、結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒の面積割合は３５〜５５％である。さらにより複合窒化物または複合炭窒化物層の面積に対する、結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒の面積割合は４０〜５０％である。

複合窒化物または複合炭窒化物層を層厚方向に二等分した工具基体側の領域と表面側の領域における結晶方位：
複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、工具基体表面（工具基体）側よりも表面側の方が、工具基体表面の法線方向、すなわち｛１００｝面に向いていることにより、靱性を維持しつつ、耐摩耗性が向上するという本発明に特有の効果が奏される。
しかしながら、工具基体側よりも表面側の｛１００｝面配向度の増加割合が１０％未満であると｛１００｝面配向度の増加割合が少なく、本発明において期待する靱性を維持しつつ耐摩耗性を向上するという効果が十分に奏されない。一方、３０％を超えると配向の急激な変化により結晶のエピタキシャル成長を阻害し、かえって靭性が低下する。また工具基体側の｛１００｝面配向度が１０％未満では表面側の｛１００｝面配向度の増加割合が３０％より大きくなり工具基体側の｛１００｝面配向度が４０％を超えると表面側の｛１００｝面配向度の増加割合が１０％未満となる事が分かった。したがって、結晶粒の工具基体表面の法線方向に対する結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を複合窒化物または複合炭窒化物層を層厚方向に二等分した工具基体側の領域と表面側の領域に分けて測定し、測定された前記傾斜角のうち法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計した場合、ａ）工具基体側の領域において、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＭ_degとすると、Ｍ_degが１０〜４０％であり、ｂ）表面側の領域において、０〜１２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、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＮ_degとすると、Ｎ_degがＭ_deg＋１０〜Ｍ_deg＋３０％であると定めた。

硬質被覆層の結晶構造：
硬質被覆層が立方晶構造単相である場合、特に優れた耐摩耗性を示す。また、硬質被覆層が立方晶構造単相でない場合であっても、該硬質被覆層について、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から０．１μｍ間隔で解析し、幅１０μｍ、縦は膜厚の測定範囲内での縦断面方向からの測定を５視野で実施し、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒に属する全ピクセル数を求め、前記５視野での該硬質被覆層に対する測定において全測定ピクセル数との比によって、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒の面積割合を求めたとき、立方晶構造を有する結晶粒の面積割合が７０％未満の場合には、耐摩耗性の低下傾向がみられ、一方、この面積割合が７０％以上である場合には、すぐれた耐チッピング性、耐摩耗性が発揮されることから、立方晶構造のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物の相は、７０面積％以上とすることが望ましい。

複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ：
ＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層内、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０となる柱状組織となるように構成することにより、靭性および耐摩耗性が向上するという前述した効果をより一層、発揮させることができる。
すなわち、平均粒子幅Ｗを０．１〜２μｍとしたのは、０．１μｍ未満では、被覆層表面に露出した原子におけるＣｒＡｌＣＮ結晶粒界、または、ＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒界に属する原子の占める割合が相対的に大きくなることにより、被削材との反応性が増し、その結果、耐摩耗性を十分に発揮することができず、また、２μｍを超えると被覆層全体におけるＣｒＡｌＣＮ結晶粒界、または、ＴｉＡｌＭｅＣＮ結晶粒界に属する原子の占める割合が相対的に小さくなることにより、靭性が低下し、耐チッピング性を十分に発揮することができなくなる。したがって、平均粒子幅Ｗを０．１〜２μｍとすることが好ましい。
また、平均アスペクト比Ａが２未満の場合、十分な柱状組織となっていないため、アスペクト比の小さな等軸結晶の脱落を招き、その結果、十分な耐摩耗性を発揮することができない。一方、平均アスペクト比Ａが１０を超えると結晶粒そのものの強度を保つ事が出来ず、かえって、耐チッピング性が低下するため好ましくない。したがって、平均アスペクト比Ａを２〜１０とすることが好ましい。
なお、本発明では、平均アスペクト比Ａとは、走査型電子顕微鏡を用い、幅１００μｍ、高さが硬質被覆層全体を含む範囲で硬質被覆層の縦断面観察を行った際に、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。

下部層および上部層：
また、本発明の表面被覆切削工具が有するＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層内、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層は、それだけでも十分な効果を奏するが、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化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層を設けた場合、および／または、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層を１〜２５μｍの合計平均層厚で設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。Ｔｉの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの１層または２層以上のＴｉ化合物層からなる下部層を設ける場合、下部層の合計平均層厚が０．１μｍ未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、２０μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が１μｍ未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、２５μｍを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。

本発明の表面被覆切削工具が有する硬質被覆層を構成するＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層の断面を模式的に表した図を図２に示す。

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、実施例としては、ＷＣ基超硬合金あるいはＴｉＣＮ基サーメットを工具基体とする被覆工具について述べるが、工具基体として立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体を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、化学蒸着装置を用い、
表３および表４、表５に示される形成条件Ａ〜Ｊ、すなわち、ＮＨ_３とＨ_２からなるガス群Ａと、ＣｒＣｌ_３、ＡｌＣｌ_３、Ａｌ（ＣＨ_３）_３、Ｎ_２、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_３：４．５〜５．５％、Ｈ_２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＣｒＣｌ_３：０．２〜０．３％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜０．５％、Ｎ_２：１２．５〜１５．０％、Ｈ_２：残、反応雰囲気圧力：４．５〜５．０ｋＰａ、反応雰囲気温度：７５０〜９００℃、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７に示される結晶粒内平均方位差が２度以上を示す立方晶構造を有する結晶粒が表７に示される面積割合存在し、表７に示される目標層厚を有する（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具１〜１５を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または表７に示される上部層を形成した。

また、比較の目的で、工具基体Ａ〜Ｄの表面に、表３および表４、表５に示される条件かつ表８に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具１〜１５と同様に、少なくともＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。この時には、（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層の成膜工程中に工具基体表面における反応ガス組成が時間的に変化しない様に硬質被覆層を形成することにより比較被覆工具１〜１３を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３と同様に、比較被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、表６に示される下部層および／または表８に示される上部層を形成した。

参考のため、工具基体Ｂおよび工具基体Ｃの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される参考被覆工具１４、１５を製造した。
なお、参考例の蒸着に用いたアークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）前記工具基体ＢおよびＣを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＡｌ−Ｃｒ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０^−２Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＡｌ−Ｃｒ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＡｌおよびＣｒイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ａｌ−Ｃｒ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表８に示される目標組成、目標層厚の（Ｃｒ，Ａｌ）Ｎ層を蒸着形成し、参考被覆工具１４、１５を製造した。

また、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具１４、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７および表８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、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌの平均含有割合ｘ_avgについては、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）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の平均含有割合ｘ_avgを求めた。Ｃの平均含有割合ｙ_avgについては、二次イオン質量分析（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）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。Ｃの平均含有割合ｙ_avgはＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。ただしＣの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＡｌ（ＣＨ_３）_３の供給量を０とした場合の複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ａｌ（ＣＨ_３）_３を意図的に供給した場合に得られる複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をｙ_avgとして求めた。

さらに、電子線後方散乱回折装置を用いてＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を縦断面方向から解析し、隣接するピクセル間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界とし、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒とし、結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間で結晶粒内方位差を求め、結晶粒内方位差が０度以上１度未満、１度以上２度未満、２度以上３度未満、３度以上４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内平均方位差が２度以上となる結晶粒がＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層全体に占める面積割合を求めた。
その結果を表７および表８に示す。
図３に、本発明被覆工具５について測定した結晶粒内平均方位差（すなわちＧＯＳ値）のヒストグラムの一例を示し、また、図４には、比較被覆工具２について測定した結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例を示す。

また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＣｒとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面を層厚方向に二等分した工具基体表面（界面）側の領域と表面側の領域に分けて解析し、７０度の入射角度で１０ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、工具基体と垂直方向に関しては前記工具基体側の領域と表面側の領域の測定範囲内、工具基体と水平方向には幅１０μｍ、５視野分について、０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子線後方散乱回折像装置を用いて、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１００｝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、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、０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。その結果を表７および表８に示す。
図７に、本発明被覆工具のＣｒとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体側の領域について測定した傾斜角度数分布の一例を示し、また、図８には、本発明被覆工具のＣｒとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の表面側の領域について測定した傾斜角度数分布の一例を示す。
さらに電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から０．１μｍ間隔で解析し、幅１０μｍ、縦は膜厚の測定範囲内での縦断面方向からの測定を５視野で実施し、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒に属する全ピクセル数を求め、前記５視野での該硬質被覆層に対する測定において全測定ピクセル数との比によって、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒の面積割合を求めた。

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、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具１４，１５について、以下に示す、炭素鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。その結果を表９に示す。

工具基体：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、
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５５Ｃ幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：８６６ ｍｉｎ^−１、
切削速度：３４０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
一刃送り量：０．１０ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１０に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、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規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜γをそれぞれ製造した。

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、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１１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、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体δを形成した。

つぎに、これらの工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例１と同様の方法により表３および表４、表５に示される条件で、少なくとも（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１３に示される本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または表１３に示される上部層を形成した。

また、比較の目的で、同じく工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表３および表４、表５に示される条件かつ表１４に示される目標層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表１４に示される比較被覆工具１６〜２８を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８と同様に、比較被覆工具１９〜２８については、表３に示される形成条件で、表１２に示される下部層および／または表１４に示される上部層を形成した。

参考のため、工具基体βおよび工具基体γの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１４に示される参考被覆工具２９，３０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた。

また、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（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１３および表１４に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。

さらに、電子線後方散乱回折装置を用いてＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を縦断面方向から解析し、結晶粒内方位差が０度以上１度未満、１度以上２度未満、２度以上３度未満、３度以上４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内平均方位差と結晶粒内方位差が２度以上となる結晶粒がＣｒとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物層全体に占める面積割合を求めた。その結果を表１３および表１４に示す。

また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＣｒとＡｌの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面を層厚方向に二等分した工具基体表面（界面）側の領域と表面側の領域に分けて解析し、７０度の入射角度で１０ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、前記工具基体側の領域と表面側の領域の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子線後方散乱回折像装置を用いて、工具基体と水平方向に幅１０μｍ、５視野分について、０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１００｝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、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、０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。その結果を表１３および表１４に示す。

つぎに、前記各種の被覆工具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、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、ダクタイル鋳鉄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。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：４３０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：４１０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．２２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。

表９、表１５に示される結果から、本発明の被覆工具は、硬質被覆層を構成するＡｌとＣｒの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒内において、所定の結晶粒内平均方位差が存在するとともに、結晶粒の工具基体側の領域と表面側の領域で｛１００｝面の法線がなす傾斜角が所定の傾斜角度数分布を有することで、結晶粒の歪みにより、硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靱性が向上する。しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐欠損性にすぐれ、その結果、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明らかである。

これに対して、硬質被覆層を構成するＡｌとＣｒの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒内において、所定の結晶粒内平均方位差が存在していないか、結晶粒の工具基体側の領域と表面側の領域で｛１００｝面の法線がなす傾斜角が所定の傾斜角度数分布を有していない比較被覆工具１〜１３、１６〜２８および参考被覆工具１４、１５、２９、３０については、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。

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、Ｃｒ_３Ｃ_２粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１６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Ｅ〜Ｇ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、Ｍｏ_２Ｃ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１７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Ｈを作製した。

つぎに、これらの工具基体Ｅ〜Ｈの表面に、化学蒸着装置を用い、表１９、表２０に示される形成条件、すなわち、ＮＨ_３とＨ_２からなるガス群Ａと、ＴｉＣｌ_４、Ａｌ（ＣＨ_３）_３、ＡｌＣｌ_３、ＭｅＣｌ_ｎ（但し、ＳｉＣｌ_４，ＺｒＣｌ_４，ＢＣｌ_３，ＶＣｌ_４，ＣｒＣｌ_２のうちのいずれか）、Ｎ_２、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_３：４．０〜６．０％、Ｈ_２：６５〜７５％、ガス群ＢとしてＡｌＣｌ_３：０．６〜０．９％、ＴｉＣｌ_４：０．２〜０．３％、Ａｌ（ＣＨ_３）_３：０〜０．５％、ＭｅＣｌ_ｎ（但し、ＳｉＣｌ_４，ＺｒＣｌ_４，ＢＣｌ_３，ＶＣｌ_４，ＣｒＣｌ_２のうちのいずれか）：０．１〜０．２％、Ｎ_２：１２．５〜１５．０％、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２２に示される結晶粒内平均方位差が２度以上を示す立方晶構造を有する結晶粒が表２２に示される面積割合存在し、表２２に示される目標層厚を有する（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具３１〜４５を製造した。
なお、本発明被覆工具３６〜４３については、表１８に示される形成条件で、表２１に示される下部層および／または表２２に示される上部層を形成した。

また、比較の目的で、工具基体Ｅ〜Ｈの表面に、表１９、表２０に示される条件かつ表２３に示される目標層厚（μｍ）で本発明被覆工具３１〜４５と同様に、少なくともＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。この時には、（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層の成膜工程中に工具基体表面における反応ガス組成が時間的に変化しない様に硬質被覆層を形成することにより比較被覆工具３１〜４５を製造した。
なお、本発明被覆工具３６〜４３と同様に、比較被覆工具３６〜４３については、表１８に示される形成条件で、表２１に示される下部層および／または表２３に示される上部層を形成した。

また、本発明被覆工具３１〜４５、比較被覆工具３１〜４５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２１〜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、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合、平均Ｍｅ含有割合については、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｐｒｏｂｅ−Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｅｒ：ＥＰＭＡ）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α_ａｖｇおよびＭｅの平均含有割合β_ａｖｇを求めた。平均Ｃ含有割合γ_ａｖｇについては、二次イオン質量分析（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）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γ_ａｖｇはＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。ただしＣの含有割合には、意図的にガス原料としてＣを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なＣの含有割合を除外している。具体的にはＡｌ（ＣＨ_３）_３の供給量を０とした場合の複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）を不可避的なＣの含有割合として求め、Ａｌ（ＣＨ_３）_３を意図的に供給した場合に得られる複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるＣ成分の含有割合（原子比）から前記不可避的なＣの含有割合を差し引いた値をγ_ａｖｇとして求めた。その結果を表２２および表２３に示す。

さらに、電子線後方散乱回折装置を用いてＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を縦断面方向から解析し、隣接するピクセル間で５度以上の方位差がある場合、そこを粒界とし、粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒とし、結晶粒内のあるピクセルと、同一結晶粒内の他のすべてのピクセル間で結晶粒内方位差を求め、結晶粒内方位差が０度以上１度未満、１度以上２度未満、２度以上３度未満、３度以上４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内平均方位差が２度以上となる結晶粒がＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層全体に占める面積割合を求めた。その結果を表２２および表２３に示す。
図５に、本発明被覆工具について測定した結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例を示し、また、図６には、比較被覆工具について測定した結晶粒内平均方位差のヒストグラムの一例を示す。

また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のＴｉとＡｌとＭｅの複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面を層厚方向に二等分した工具基体表面（工具基体）側の領域と表面側の領域に分けて解析し、７０度の入射角度で１０ｋＶの加速電圧の電子線を１ｎＡの照射電流で、工具基体と垂直方向に関しては前記界面側の領域と表面側の領域の測定範囲内、工具基体と水平方向には幅１０μｍ、５視野分について、０．１μｍ／ｓｔｅｐの間隔で、測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子線後方散乱回折像装置を用いて、工具基体表面の法線（断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向）に対して、前記結晶粒の結晶面である｛１００｝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、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、表面側の領域において傾斜角区分に最高ピークが存在する角度の範囲および０〜１２度の範囲内に存在する度数の割合Ｍ_degとＮ_degを求めた。その結果を表２２および表２３に示す。
図９に、本発明被覆工具のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体側の領域について測定した傾斜角度数分布の一例を示し、また、図１０には、本発明被覆工具のＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の表面側の領域について測定した傾斜角度数分布の一例を示す。
さらに電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から０．１μｍ間隔で解析し、幅１０μｍ、縦は膜厚の測定範囲内での縦断面方向からの測定を５視野で実施し、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒に属する全ピクセル数を求め、前記５視野での該硬質被覆層に対する測定において全測定ピクセル数との比によって、該複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒の面積割合を求めた。その結果を表２２および表２３に示す。

さらに、本発明被覆工具３１〜４５および比較被覆工具３１〜４５について、工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍または２００００倍）を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ１０μｍの範囲に存在するＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層中の個々の結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察し、基体表面と平行な方向の粒子幅ｗ、基体表面に垂直な方向の粒子長さｌを測定し、各結晶粒のアスペクト比ａ（＝ｌ／ｗ）を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比ａの平均値を平均アスペクト比Ａとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅ｗの平均値を平均粒子幅Ｗとして算出した。その結果を表２２および表２３に示す。

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３１〜４５、比較被覆工具３１〜４５について、以下に示す、炭素鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。その結果を表２４に示す。

工具基体：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、
切削試験：乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材：ＪＩＳ・Ｓ５５Ｃ幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度：８９２ ｍｉｎ^−１、
切削速度：３５０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ ｍｍ、
一刃送り量：０．１ ｍｍ／刃、
切削時間：８分、

原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、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２５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規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体ε〜η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、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２６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、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体θを形成した。

つぎに、これらの工具基体ε〜ηおよび工具基体θの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例３と同様の方法により表１９及び表２０に示される条件で、少なくとも（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表２８に示される本発明被覆工具４６〜６０を製造した。
なお、本発明被覆工具４９〜５８については、表１８に示される形成条件で、表２７に示される下部層および／または表２８に示される上部層を形成した。

また、比較の目的で、同じく工具基体ε〜ηおよび工具基体θの表面に、化学蒸着装置を用い、表１９および表２０に示される条件かつ表２９に示される目標層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表２９に示される比較被覆工具４６〜６０を製造した。
なお、本発明被覆工具４９〜５８と同様に、比較被覆工具４９〜５８については、表１８に示される形成条件で、表２７に示される下部層および／または表２９に示される上部層を形成した。

また、本発明被覆工具４６〜６０、比較被覆工具４６〜６０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（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２７〜表２９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、前記本発明被覆工具４６〜６０、比較被覆工具４６〜６０の硬質被覆層について、実施例３に示される方法と同様の方法を用いて、平均Ａｌ含有割合α_ａｖｇ、平均Ｍｅ含有割合β_ａｖｇ、平均Ｃ含有割合γ_ａｖｇ、工具基体側の傾斜角度数分布Ｍ_deg、表面側の傾斜角度数分布Ｎ_deg、表面側の領域において傾斜角区分に最高ピークが存在する角度の範囲、結晶粒の平均粒子幅Ｗ、平均アスペクト比Ａ、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。その結果を表２８および表２９に示す。

さらに、電子線後方散乱回折装置を用いてＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を縦断面方向から解析し、結晶粒内方位差が０度以上１度未満、１度以上２度未満、２度以上３度未満、３度以上４度未満、・・・と０〜１０度の範囲を１度ごとに区切って、マッピングした。そのマッピング図から、結晶粒内平均方位差と結晶粒内方位差が２度以上となる結晶粒がＴｉとＡｌとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層全体に占める面積割合を求めた。その結果を表２８および表２９に示す。

つぎに、前記各種の被覆工具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、本発明被覆工具４６〜６０、比較被覆工具４６〜６０について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄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。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・Ｓ１５Ｃの長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：４４０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．５ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：４２０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．０ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２５０ｍ／ｍｉｎ）、
表３０に、前記切削試験の結果を示す。

表２４、表３０に示される結果から、本発明の被覆工具は、硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒内において、所定の結晶粒内平均方位差が存在し、工具基体側より表面側の｛１００｝配向の割合を高くすることで、結晶粒の歪みにより、硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靱性が向上する。しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐欠損性にすぐれ、その結果、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明らかである。

これに対して、硬質被覆層を構成するＡｌとＴｉとＭｅの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する立方晶構造を有する結晶粒内において、所定の結晶粒内平均方位差が存在していない比較被覆工具３１〜４５、４６〜６０については、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。

前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼の高速断続切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、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。

１ 工具基体
２ 硬質被覆層
３ 複合窒化物または複合炭窒化物層

Claims (8)

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、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、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）前記硬質被覆層は、平均層厚２〜２０μｍのＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層、または、ＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物もしくは複合炭窒化物層を少なくとも含み、
   （ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
   （ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒のうちのＮａＣｌ型の面心立方構造を有する結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて縦断面方向から解析し、結晶粒個々の結晶粒内平均方位差を求めた場合該結晶粒内平均方位差が２度以上を示す結晶粒が、複合窒化物または複合炭窒化物層の全面積に対する面積割合で２０％以上存在し、
   （ｄ）さらに、前記結晶粒の工具基体表面の法線方向に対する結晶面である｛１００｝面の法線がなす傾斜角を前記複合窒化物または複合炭窒化物層を層厚方向に二等分した工具基体側の領域と表面側の領域に分けて測定し、測定された前記傾斜角のうち法線方向に対して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して各区分内に存在する度数を集計した場合、
   工具基体側の領域において、０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＭ_degとすると、Ｍ_degが１０〜４０％であり、
   表面側の領域において、０〜１２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０〜１２度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体に対しての割合をＮ_degとすると、Ｎ_degがＭ_deg＋１０〜Ｍ_deg＋３０％であることを特徴とする表面被覆切削工具。
2. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＣｒとＡｌの複合窒化物もしくは複合炭窒化物層であって、その組成を、
   組成式：（Ｃｒ_１−ｘＡｌ_ｘ）（Ｃ_ｙＮ_１−ｙ）
   で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＣｒ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）が、それぞれ、０．７０≦ｘ_avg≦０．９５、０≦ｙ_avg≦０．００５を満足
   することを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
3. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＴｉとＡｌとＭｅ（但し、Ｍｅは、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒの中から選ばれる一種の元素）の複合窒化物または複合炭窒化物層であって、その組成を、
   組成式：（Ｔｉ_{１−α―β}Ａｌ_αＭｅ_β）（Ｃ_γＮ_１−γ）
   で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のＡｌのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合α_ａｖｇ、ＭｅのＴｉとＡｌとＭｅの合量に占める平均含有割合β_ａｖｇおよびＣのＣとＮの合量に占める平均含有割合γ_ａｖｇ（但し、α_ａｖｇ、β_ａｖｇ、γ_ａｖｇはいずれも原子比）が、それぞれ、０．６０≦α_ａｖｇ、０．００５≦β_ａｖｇ≦０．１０、０≦γ_ａｖｇ≦０．００５、０．６０５≦α_ａｖｇ＋β_ａｖｇ≦０．９５を満足することを特徴とする請求項１に記載の表面被覆切削工具。
4. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、ＮａＣｌ型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも７０面積％以上含むことを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
5. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のＮａＣｌ型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Ｗが０．１〜２μｍ、平均アスペクト比Ａが２〜１０である柱状組織を有することを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
6. 前記工具基体と前記複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、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化合物層からなり、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有する下部層が存在することを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
7. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも酸化アルミニウム層を含む上部層が１〜２５μｍの合計平均層厚で形成されていることを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。
8. 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜することを特徴とする請求項１乃至請求項７のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具の製造方法。
   
   

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