CN105073313A - 表面包覆切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种硬质包覆层具备优异的硬度及韧性、且在长期使用中发挥耐崩刀性和耐缺损性的包覆工具。硬质包覆层至少包含以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的复合氮化物或复合碳氮化物层，Al的含有比例x以及C的含有比例y(x、y均为原子比)满足0.60≤x≤0.95、0≤y≤0.005，在构成复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒和具有六方晶结构的晶粒，立方晶相所占的面积比例为30～80面积％，具有立方晶结构的晶粒的平均粒子宽度W为0.05～1.0μm、平均纵横尺寸比A为5以下，在具有立方晶结构的晶粒内存在Ti和Al的规定周期的浓度变化，从而解决所述课题。

Description

表面包覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种表面包覆切削工具(以下称为包覆工具)，该表面包覆切削工具伴有合金钢等的高热产生，并且在冲击性负荷作用于切屑刃的高速间断切削加工中，由于硬质包覆层具备优异的耐崩刀性，因此在长期使用中发挥优异的切削性能。
本申请基于2013年4月1日于日本申请的专利申请2013-075856号及2014年3月31日于日本申请的专利申请2014-70927号要求优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
以往，一般已知有在由碳化钨(以下，用WC表示)基硬质合金、碳氮化钛(以下，用TiCN表示)基金属陶瓷或立方晶氮化硼(以下，用cBN表示)基超高压烧结体构成的基体(以下，将这些统称为基体)的表面，通过物理蒸镀法而包覆形成Ti-Al系复合氮化物层作为硬质包覆层的包覆工具，已知这些包覆工具发挥优异的耐磨性。
然而，虽然所述以往的包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层的包覆工具的耐磨性比较优异，但是在高速间断切削条件下使用的情况下，由于容易发生崩刀等异常损耗，因此提出各种改善硬质包覆层的方案。
例如，在专利文献1中提出，在基体的表面，通过物理蒸镀法而蒸镀形成由在以组成式：(Ti1-xAlx)N表示的情况下满足0.35≤x≤0.60(其中，x为原子比)的Ti和Al的复合氮化物构成的硬质包覆层，并且将硬质包覆层构成为由所述(Ti，Al)N层的粒状晶体组织构成的薄层A和由柱状晶体组织构成的薄层B的交替层叠结构，薄层A及薄层B分别具有0.05～2μm的层厚，另外，所述粒状晶体的晶粒直径为30nm以下，并且所述柱状晶体的晶粒直径为50～500nm，因此在高硬度钢的高速间断切削加工中，硬质包覆层发挥着优异的耐崩刀性、耐缺损性和耐剥离性。
然而，该包覆工具通过物理蒸镀法而蒸镀形成硬质包覆层，因此不易使Al的含有比例x为0.6以上，有待进一步提高切削性能。
从这个观点，还提出一种通过用化学蒸镀法形成硬质包覆层而将Al的含有比例x提高至0.9左右的技术。
例如，在专利文献2中记载，在TiCl4、AlCl3、NH3的混合反应气体中，在650～900℃的温度范围内进行化学蒸镀，从而能够蒸镀形成Al的含有比例x的值为0.65～0.95的(Ti1-xAlx)N层，但是在该文献中，在该(Ti1-xAlx)N层上进一步包覆Al2O3层，以由此提高隔热效果作为目的，因此关于因形成将x的值提高至0.65～0.95的(Ti1-xAlx)N层而对切削性能造成何种影响这一点并没有公开。
并且，例如在专利文献3中提出，将TiCN层、Al2O3层作为内层，并通过化学蒸镀法将包含立方晶结构或六方晶结构的立方晶结构的(Ti1-xAlx)N层(其中，x为0.65～0.9)作为外层而包覆于所述内层上，并且通过对该外层施加100～1100MPa的压缩应力而改善包覆工具的耐热性和疲劳强度。
专利文献1：日本专利公开2011-224715号公报(A)
专利文献2：日本专利公表2011-516722号公报(A)
专利文献3：日本专利公表2011-513594号公报(A)
近年来，对切削加工中的节省劳力及节能化的要求增强，随之，切削加工呈现出进一步高速化和高效化的趋势，对于包覆工具进一步要求耐崩刀性、耐缺损性和耐剥离性等耐异常损伤性，并且要求在长期使用中优异的耐磨性。
但是，所述专利文献1中记载的包覆工具，由(Ti1-xAlx)N层构成的硬质包覆层通过物理蒸镀法而被蒸镀形成，并且不易提高硬质包覆层中的Al含量x，因此例如在提供于合金钢的高速间断切削时，存在耐磨性和耐崩刀性不充分的问题。
另一方面，关于记载于所述专利文献2中的通过化学蒸镀法而蒸镀形成的(Ti1-xAlx)N层，由于能够提高Al含量x，并且能够形成立方晶结构，因此可以获得具有规定的硬度且耐磨性优异的硬质包覆层，但是存在与基体之间的粘接强度不充分且韧性差的问题。
另外，记载于所述专利文献3中的包覆工具具有规定的硬度且耐磨性优异，但是由于韧性差，因此在提供于合金钢的高速间断切削加工等时，存在容易产生崩刀、缺损和剥离等异常损伤，且无法发挥充分的切削性能的问题。
发明内容
于是，本发明要解决的技术问题即本发明的目的在于，提供一种即使在提供于合金钢等的高速间断切削等的情况下也具备优异的韧性，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性和耐磨性的包覆工具。
于是，本发明人们从上述观点出发，为了改善通过化学蒸镀而蒸镀形成的至少包含Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物(以下，有时用“(Ti，Al)(C，N)”或“(Ti1-xAlx)(CyN1-y)”表示)的硬质包覆层的包覆工具的耐崩刀性和耐磨性，经过重复进行深入研究的结果，得出如下见解。
即，以往的至少包含一层(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层且具有规定的平均层厚的硬质包覆层，在(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层在垂直于工具基体的方向上呈柱状形成的情况下，具有较高的耐磨性。相反，(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的各向异性越高，(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的韧性越低，其结果，耐崩刀性和耐缺损性降低，在长期使用中无法发挥充分的耐磨性，并且也无法足以满足工具寿命。
于是，本发明人们就构成硬质包覆层的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层进行深入研究的结果，发现如下新的见解，即通过以立方晶相和六方晶相构成(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，且在立方晶粒内形成Ti和Al的周期性浓度变化的全新的设想，使立方晶粒产生应变，并成功地提高硬度和韧性，其结果，能够提高硬质包覆层的耐崩刀性和耐缺损性。
具体而言，得出了如下见解，即在硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法而成膜的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，并以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的情况下，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x以及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.60≤x≤0.95、0≤y≤0.005，构成复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒和具有六方晶结构的晶粒，在与工具基体垂直的面上的立方晶相所占的面积比例为30～80面积％，具有立方晶结构的晶粒在将与工具基体平行的面内的粒子宽度设为w，并且将与工具基体垂直的方向的粒子长度设为l，将该w和l之比l/w设为各晶粒的纵横尺寸比a，进而将针对各晶粒而求出的纵横尺寸比a的平均值设为平均纵横尺寸比A，将针对各晶粒而求出的粒子宽度w的平均值设为平均粒子宽度W的情况下，平均粒子宽度W为0.05～1.0μm，平均纵横尺寸比A为5以下，在具有立方晶结构的晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性浓度变化，由于周期性变化的x的最大值和最小值之差为0.05～0.25，从而使立方晶粒产生应变，与以往的硬质包覆层相比，(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的硬度和韧性提高，其结果，耐崩刀性和耐缺损性提高，且长期发挥优异的耐磨性。
并且，具有所述结构的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，例如可通过含有三甲基铝(Al(CH3)3)作为反应气体成分的以下化学蒸镀法成膜。
(a)成膜工序
将反应气体组成(容量％)设为TiCl4：0.5～1.5％、Al(CH3)3：0～2.0％、AlCl3：1.5～2.5％、NH3：1.0～3.0％、N2：11～15％、C2H4：0～0.5％、H2：余量、反应气氛压力：2.0～5.0kPa、反应气氛温度：700～900℃，并以规定时间对工具基体表面进行热CVD法，从而成膜规定的目标层厚的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层。
(b)蚀刻工序
在进行所述(a)的成膜工序时，以规定时间及规定次数穿插TiCl4蚀刻工序，该TiCl4蚀刻工序由TiCl4：2.0～5.0％、H2：余量、反应气氛压力：2.0～5.0kPa、反应气氛温度：700～900℃的条件构成。
通过将如上所述的TiCl4蚀刻工序穿插到成膜工序中，立方晶TiAlCN选择性地被蚀刻，并在晶粒内形成Ti和Al的局部的组成差异，这会导致原子的重新配列以用于稳定化，且产生组成的周期性的变化，其结果，韧性显著提高。其结果，发现尤其耐缺损性和耐崩刀性提高，即使在使用于间断的冲击性负荷作用于切削刃的合金钢等的高速间断切削加工时，硬质包覆层在长期使用中也可以发挥优异的切削性能。
本发明是鉴于所述见解而完成的，其具有以下方式。
(1)一种表面包覆切削工具，在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的工具基体的表面设置有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
所述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法而成膜的平均层厚为1～20μm的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，在以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的情况下，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x以及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.60≤x≤0.95、0≤y≤0.005，
在构成所述复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒和具有六方晶结构的晶粒，在与工具基体垂直的面上立方晶相所占的面积比例为30～80面积％，具有立方晶结构的晶粒的平均粒子宽度W为0.05～1.0μm，平均纵横尺寸比A为5以下，在所述具有立方晶结构的晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性浓度变化，周期性变化的x的最大值和最小值之差为0.05～0.25。
(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述复合氮化物或复合碳氮化物层中的具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒中，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，沿该取向的周期为3～30nm，在正交于该取向的面内的Ti和Al的浓度x的变化为0.01以下。
(3)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述复合氮化物或复合碳氮化物层中的具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒中存在(a)区域A和(b)区域B这两个区域，其中，
(a)区域A中，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，若将该取向设为取向dA，则沿取向dA的周期为3～30nm，在正交于取向dA的面内的Ti和Al的浓度x的变化为0.01以下；(b)区域B中，沿正交于取向dA的立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，若将该取向设为取向dB，则沿取向dB的周期为3～30nm，在正交于取向dB的面内的Ti和Al的浓度x的变化为0.01以下，所述(a)区域A和(b)区域B的边界形成于以{110}表示的等价的晶体面中的一个面上。
(4)根据(1)至(3)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，由所述碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的工具基体与所述Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层之间存在包含Ti化合物层的下部层，该Ti化合物层由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成、且具有0.1～20μm的总平均层厚。
(5)根据(1)至(4)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述复合氮化物或复合碳氮化物层的上部，存在至少包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层的上部层。
(6)根据(1)至(5)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述复合碳氮化物层通过至少含有三甲基铝作为反应气体成分的化学蒸镀法而成膜。另外，本发明中的硬质包覆层将如上所述的复合氮化物或复合碳氮化物层作为基本的结构，但毋庸置疑可进一步通过结合使用以往已知的下部层和上部层等，从而与复合氮化物或复合碳氮化物层所发挥的效果相结合发挥进一步优异的特性。
关于本发明，以下将详细进行说明。
构成硬质包覆层的复合氮化物或复合碳氮化物层的平均层厚：
本发明的硬质包覆层至少包含被化学蒸镀的以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层。该复合氮化物或复合碳氮化物层的硬度较高，且具有优异的耐磨性，尤其在平均层厚为1～20μm时，发挥显著的效果。其理由在于，若平均层厚小于1μm，则层厚较薄，因此无法充分地确保在长期使用中的耐磨性，另一方面，若其平均层厚超过20μm，则Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒容易***且容易产生崩刀。从而将其平均层厚定为1～20μm。
构成硬质包覆层的复合氮化物或复合碳氮化物层的组成：
构成本发明的硬质包覆层的复合氮化物或复合碳氮化物层，将Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、以及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)控制成分别满足0.60≤x≤0.95、0≤y≤0.005。
其理由在于，若Al的含有比例x小于0.60，则Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的硬度较低，在提供于合金钢等的高速间断切削时耐磨性不充分。另一方面，若Al的含有比例x超过0.95，则Ti的含有比例相对地减少，因此会导致脆化且耐崩刀性降低。从而Al的含有比例x定为0.60≤x≤0.95。
并且，当包含于复合氮化物或复合碳氮化物层中的C的含有比例(原子比)y为0≤y≤0.005的范围的微量时，复合氮化物或复合碳氮化物层与工具基体或下部层之间的粘接性提高且润滑性提高，从而切削时的冲击得以缓和，其结果，复合氮化物或复合碳氮化物层的耐缺损性及耐崩刀性提高。另一方面，若C的含有比例y超出0≤y≤0.005的范围，则复合氮化物或复合碳氮化物层的韧性降低，因此耐缺损性及耐崩刀性反而降低，因此不优选。从而C的含有比例y定为0≤y≤0.005。
构成复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒：
关于所述复合氮化物或复合碳氮化物层中的各立方晶粒，在将与工具基体表面平行的方向的粒子宽度设为w，并且将与工具基体表面垂直的方向的粒子长度设为l，将所述w和l之比l/w设为各晶粒的纵横尺寸比a，进而，将针对各晶粒而求出的纵横尺寸比a的平均值设为平均纵横尺寸比A，将针对各晶粒而求出的粒子宽度w的平均值设为平均粒子宽度W时，控制成满足平均粒子宽度W为0.05～1.0μm、平均纵横尺寸比A为5以下。
在满足该条件时，构成复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒成为粒状组织，显示出优异的耐磨性。另一方面，若平均纵横尺寸比A超过5，则晶粒成为柱状晶体，且在立方晶相内不易形成作为本发明的特征的组成的周期性分布，因此不优选。并且，若平均粒子宽度W小于0.05μm则耐磨性降低，若超过1.0μm则韧性降低。从而，构成复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒的平均粒子宽度W定为0.05～1.0μm。
在晶粒中立方晶相所占的面积比例：
另外，使用电子背散射衍射装置(EBSD)，从所述Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的纵剖面(与工具基体垂直的面)方向，对各晶粒的晶体取向进行分析时，更优选存在观测到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和未观测到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相，且相对于立方晶相和六方晶相所占的总面积，立方晶相所占的面积比例为30～80面积％。若晶粒中的立方晶相所占的面积比例小于30面积％则硬度降低，其结果，耐磨性降低。另一方面，若超过80面积％则韧性降低，其结果，耐崩刀性降低。从而在晶粒中立方晶相所占的面积比例定为30～80面积％。
所述Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层由立方晶体层及六方晶体层构成，除此之外，也可以稍微包含成膜时不可避免地形成的非晶层。该情况下，在所述Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的纵剖面中的、非晶层所占的面积相对于立方晶相和六方晶相所占的总面积的比例为10％以下。
具有立方晶结构的晶粒内存在的Ti和Al的浓度变化：
另外，将具有立方晶结构的晶体用组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的情况下，在晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化时，晶粒中产生应变，且硬度提高。然而，若作为Ti和Al的浓度变化大小的指标的所述组成式中的x的最大值和最小值之差小于0.05，则所述晶粒的应变较小，无法期待硬度充分的提高。另一方面，若x的最大值和最小值之差超过0.25，则晶粒的应变变得过大，晶格缺陷变大，且硬度降低。于是，对于在具有立方晶结构的晶粒内存在的Ti和Al的浓度变化，将周期性变化的x的最大值和最小值之差设为0.05～0.25。并且，在所述复合氮化物或复合碳氮化物层中的具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒中，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化的情况下，不易产生基于晶粒的应变的晶格缺陷，且韧性提高。并且，在与存在所述Ti和Al的周期性浓度变化的取向正交的面内，Ti和Al的浓度实质上不发生变化。并且，若沿上述立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向的浓度变化的周期小于3nm，则韧性降低，若超过30nm，则无法期待提高硬度的效果。从而所述浓度变化的周期设为3～30nm。并且关于在正交的两个方向上存在Ti和Al的周期性浓度变化的区域A和区域B存在于晶粒内的晶粒，由于在晶粒内存在两个方向的应变，因此韧性提高。另外，区域A与区域B的边界形成于以{110}表示的等价的晶体面中的一个面，从而不会产生区域A与区域B的边界的失配，因此能够维持较高的韧性。
在晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化是指，以(Ti1-xAlx)的x的值来规定在晶粒内的Ti及Al之比时，x的值在0.05～0.25的范围之间，并以3～30nm的一定的周期宽度上升和下降。并且将x的值的上升和下降定义为一个周期循环情况下，在一个晶粒中至少存在五个循环以上的周期。
并且，作为下部层，在包含由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成且具有0.1～20μm的总平均层厚的Ti化合物层的情况下，以及/或作为上部层，在包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层的情况下，本发明的复合氮化物或复合碳氮化物层的所述特性也不受损，而通过结合使用这些以往已知的下部层和上部层等，与这些层所发挥的效果相结合，能够发挥进一步优异的特性。作为下部层，在包含由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成的Ti化合物层的情况下，若Ti化合物层的总平均层厚超过20μm，则晶粒容易***且容易产生崩刀。并且，作为上部层，在包含氧化铝层的情况下，若氧化铝层的总平均层厚超过25μm，则晶粒容易***且容易产生崩刀。
图1中示出示意地表示构成本发明的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的剖面的图。
本发明在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的工具基体1的表面设置有硬质包覆层2的表面包覆切削工具中，硬质包覆层2至少包含通过化学蒸镀法而成膜的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，在以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的情况下，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x以及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.60≤x≤0.95、0≤y≤0.005，构成复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒和具有六方晶结构的晶粒，在与工具基体1垂直的面上立方晶相所占的面积比例为30～80面积％，具有立方晶结构的晶粒的平均粒子宽度W为0.05～1.0μm，平均纵横尺寸比A为5以下，在具有立方晶结构的晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性浓度变化，周期性变化的x的最大值与最小值之差为0.05～0.25，由此在具有立方晶结构的晶粒内产生应变，因此晶粒的硬度提高，并保持较高的耐磨性，且韧性提高。其结果，发挥提高耐崩刀性的效果，与以往的硬质包覆层2相比，在长期使用中发挥优异的切削性能，并实现包覆工具的长寿命化。
附图说明
图1是示意地表示构成本发明的硬质包覆层2的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的剖面的膜结构示意图。
图2是示意地表示在构成相当于本发明的一实施方式的硬质包覆层2的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层3的剖面上，关于具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，且正交于该取向的面内的Ti和Al的浓度变化较小的示意图。
图3是示意地表示在构成相当于本发明的一实施方式的硬质包覆层2的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层3的剖面上，关于具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒，在晶粒内存在区域A和区域B的示意图。
图4表示在构成相当于本发明的一实施方式的硬质包覆层2的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层3的剖面上，关于存在具有Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒，利用透射电子显微镜并根据能量分散型X射线光谱法(EDS)进行射线分析的结果的Ti和Al的周期性浓度变化x的曲线的一例。
具体实施方式
接着，通过实施例对本发明的包覆工具进行具体的说明。
实施例1
作为原料粉末，准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末及Co粉末，将这些原料粉末配合成表1所示的配合组成，进而添加石蜡之后，在丙酮中进行球磨混合24小时，在进行减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中，在1370～1470℃的范围内的规定的温度下，以保持1小时的条件进行真空烧结，在烧结之后，分别制造出具备ISO规格SEEN1203AFSN的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体A～C。
并且，作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，将这些原料粉末配合成表2所示的配合组成，并利用球磨机进行湿式混合24小时，在干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气氛中，在温度：1500℃下，以保持1小时的条件进行烧结，在烧结之后，分别制作出ISO规格SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体D。
接着，对这些工具基体A～D的表面，使用通常的化学蒸镀装置，
(a)在表4所示的形成条件A～J、即反应气体组成(容量％)设为TiCl4：0.5～1.5％、Al(CH3)3：0～2.0％、AlCl3：1.5～2.5％、NH3：1.0～3.0％、N2：11～15％、C2H4：0～0.5％、H2：余量、反应气氛压力：2.0～5.0kPa、反应气氛温度：700～900℃下，通过以规定时间进行热CVD法，由此成膜表6所示的平均粒子宽度W及平均纵横尺寸比A的粒状组织的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层(成膜工序)。
(b)在进行所述(a)的成膜工序时，以规定时间及规定次数穿插TiCl4的蚀刻工序，该TiCl4蚀刻工序在表4所示的形成条件a～j、即反应气体组成(容量％)设为TiCl4：2.0～5.0％、H2：余量、反应气氛压力：2.0～5.0kPa、反应气氛温度：700～900℃下进行(蚀刻工序)。
(c)通过在所述(a)的成膜工序中以表6所示的规定时间及规定次数穿插由(b)构成的蚀刻工序，从而形成具有表6所示的目标层厚的、由存在立方晶体和六方晶体的粒状组织的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层构成的硬质包覆层，从而制造出本发明的包覆工具1～15。
另外，关于本发明包覆工具6～13，在表3所示的形成条件下，形成表5所示的下部层及/或表6所示的上部层。
关于构成所述本发明的包覆工具1～15的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，利用扫描式电子显微镜(倍率5000倍及20000倍)在多个视场进行观察时，如图1的膜构成示意图所示，确认到存在立方晶体和六方晶体的粒状组织的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层。并且，使用透射电子显微镜(倍率200000倍)，并根据能量分散型X射线光谱法(EDS)的面分析，确认到在立方晶粒内存在Ti和Al的周期性分布。经进一步详细的分析的结果，确认到x的最大值与最小值之差为0.05～0.25。
并且，关于所述复合氮化物或复合碳氮化物层，使用电子背散射衍射装置，从Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的纵剖面方向，对各晶粒的晶体结构进行分析时，确认到由观察到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和观察到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相的混合组织构成，且在观察到电子背散射衍射图像的立方晶相和六方晶相的总面积中所占的立方晶相的面积比例为30～80面积％。
并且，以比较为目的，以表3及表4所示的条件及表7所示的目标层厚(μm)，与本发明包覆工具1～15同样地，在工具基体A～D的表面蒸镀形成至少包含Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的硬质包覆层。此时，在(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的成膜工序中不穿插蚀刻工序的情况下形成硬质包覆层而制造出比较包覆工具1～13。
另外，与本发明包覆工具6～13相同地，关于比较包覆工具6～13，在表3所示的形成条件下，形成了表5所示的下部层及/或表7所示的上部层。
为了进行参考，在工具基体B及工具基体C的表面，使用以往的物理蒸镀装置并通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，从而制造出表7所示的参考包覆工具14、15。
另外，使用于参考例的蒸镀的电弧离子镀的条件如下。
(a)将所述工具基体B及C在丙酮中进行超声波清洗，在进行干燥的状态下，在从电弧离子镀装置内的旋转台上的中心轴向半径方向离开规定距离的位置沿外周部进行安装，并且，作为阴极电极(蒸发源)配置规定组成的Al-Ti合金，
(b)首先，将装置内部进行排气，以保持10-2Pa以下的真空，并且用加热器将装置内部加热到500℃之后，将-1000V的直流偏置电压施加于在所述旋转台上边自转边旋转的工具基体，且使200A的电流在由Al-Ti合金构成的阴极电极与阳极电极之间流过，从而使电弧放电产生，使Al及Ti离子在装置内部产生，并且对工具基体表面进行轰击处理，
(c)接着，作为反应气体将氮气导入到装置内而设为4Pa的反应气氛，并且将-50V的直流偏置电压施加于在所述旋转台上边自转边旋转的工具基体，并且使120A的电流在由所述Al-Ti合金构成的阴极电极(蒸发源)与阳极电极之间流过，从而使电弧放电产生，在所述工具基体的表面蒸镀形成表7所示的目标组成、目标层厚的(Ti，Al)N层，制造出参考包覆工具14、15。
并且，使用扫描式电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具1～15、比较包覆工具1～13及参考包覆工具14、15的各结构层的与工具基体垂直的方向的剖面进行测定，通过测定观察视场内五点的层厚之后进行平均而求出平均层厚时，均表示与表6及表7所示的目标层厚实质上相同的平均层厚。
并且，关于复合氮化物或复合碳氮化物层的平均Al含有比例x，使用电子射线显微分析仪(EPMA，Electron-Probe-Micro-Analyser)，对于将表面进行研磨后的试料，从试料表面侧照射电子射线，由所获得的特性X射线的分析结果的十点平均值求出Al的平均Al含有比例x。关于平均C含有比例y，通过二次离子质量分析(SIMS，Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy)而求出。从试料表面侧，在70μm×70μm的范围内照射离子束，并对通过溅射作用而排出的成分进行了深度方向的浓度测定。平均C含有比例y表示Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的深度方向的平均值。
并且，关于本发明包覆工具1～15及比较包覆工具1～13、参考包覆工具14、15，从垂直于工具基体的方向的剖面方向，使用扫描式电子显微镜(倍率5000倍及20000倍)，对在与工具基体表面水平的方向上在长度10μm的范围内存在的、构成复合氮化物或复合碳氮化物层的粒状组织(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层中的各晶粒，测定与基体表面平行的方向的粒子宽度w、垂直于基体表面的方向的粒子长度l，并算出各晶粒的纵横尺寸比a(＝l/w)，并且算出针对各晶粒求出的纵横尺寸比a的平均值作为平均纵横尺寸比A，并且算出针对各晶粒求出的粒子宽度w的平均值作为平均粒子宽度W。在表6及表7中表示其结果。
并且，使用电子背散射衍射装置，在将由Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层构成的硬质包覆层的与工具基体垂直的方向的剖面设为研磨面的状态下，配置于场发射式扫描电子显微镜的镜筒内，对所述研磨面，以70度的入射角度，将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流对存在于所述剖面研磨面的测定范围内的各晶粒进行照射，关于与工具基体水平的方向横跨长度100μm的硬质包覆层，以0.01μm/步的间隔测定电子背散射衍射图像，并通过分析各晶粒的晶体结构而确定是否为立方晶结构或六方晶结构，求出在构成Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中立方晶相所占的面积比例。同样地，在表6及表7中表示其结果。
另外，当使用透射电子显微镜(倍率200000倍)观察复合氮化物或复合碳氮化物层的微小区域，并使用能量分散型X射线光谱法(EDS)，从剖面侧进行面分析时，确认到在具有所述立方晶结构的晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性浓度变化。并且，通过对该晶粒进行电子射线衍射，确认到沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，并进行沿该取向的根据EDS射线分析，并求出Ti和Al的周期性浓度变化的最大值与最小值的各平均值之差设为最大值与最小值之差Δx，进而求出最大值的周期作为Ti和Al的周期性浓度变化的周期，并进行沿正交于该取向的方向的射线分析，求出Ti和Al的浓度x的最大值与最小值之差作为Ti和Al的浓度x的变化。并且，关于区域A和区域B存在于晶粒内的晶粒，如上所述，对区域A和区域B分别求出Ti和Al的周期性浓度变化的最大值与最小值之差Δx、周期、正交的面内的浓度变化，确认到沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在区域A的Ti和Al的周期性浓度变化，将该取向设为取向dA，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在区域B的Ti和Al的周期性浓度变化，将该取向设为取向dB，dA与dB正交，且区域A和区域B的边界形成于以{110}表示的等价的晶体面中的一个面上。
[表1]
[表2]
[表5]
[表6]
[表7]
(注)“AIP”表示根据电弧离子镀的成膜。
接着，用固定夹具将所述各种包覆工具均夹紧于刀具直径125mm的工具钢制刀具前端部的状态下，关于本发明包覆工具1～15、比较包覆工具1～13及参考包覆工具14、15，实施以下所示的作为合金钢的高速间断切削的一种的干式高速正面铣削和中心切割式切削加工试验，并测定了切屑刃的后刀面磨损宽度。在表8中表示其结果。
工具基体：碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷
切削试验：干式高速正面铣削、中心切割式切削加工
工件：JIS·SCM440宽度100mm、长度400mm的块状材料
转速：917min-1、
切削速度：360m/min、
切深量：1.0mm、
单刃进给量：0.14mm/刃
切削时间：8分钟
[表8]
比较包覆工具、参考包覆工具栏的*标记表示因产生崩刀而达到寿命的切削时间(分钟)。
实施例2
作为原料粉末，准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末及Co粉末，将这些原料粉末配合成表9所示的配合组成，进而在添加石蜡之后，在丙酮中进行球磨混合24小时，在减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中，在1370～1470℃范围内的规定的温度下，以保持1小时的条件进行真空烧结，在烧结之后，通过对切屑刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工，从而分别制造出具有ISO规格CNMG120412的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体α～γ。
并且，作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、NbC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，将这些原料粉末配合成表10所示的配合组成，并利用球磨机进行湿式混合24小时，在进行干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气氛中，在温度：1500℃下，以保持1小时的条件进行烧结，在烧结之后，对切屑刃部分实施R：0.09mm的刃口修磨加工，从而形成具有ISO规格·CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体δ。
接着，对这些工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，
(a)在表4所示的形成条件A～J、即反应气体组成(容量％)设为TiCl4：1.5～2.5％、Al(CH3)3：3.0～5.0％、AlCl3：3.0～5.0％、NH3：2.0～5.0％、N2：6.0～7.0％、C2H4：0～1.0％、Ar：6.0～7.0％、H2：余量，并设为反应气氛压力：2.0～5.0kPa、反应气氛温度：750～900℃下，通过进行规定时间的热CVD法，成膜表12所示的平均粒子宽度W及平均纵横尺寸比A的粒状组织的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层(成膜工序)。
(b)在进行所述(a)的成膜工序时，以规定时间及规定次数穿插TiCl4蚀刻工序，该TiCl4蚀刻工序在表4所示的形成条件a～j、即反应气体组成(容量％)设为TiCl4：2.0～5.0％、H2：余量，并设为反应气氛压力：2.0～5.0kPa、反应气氛温度：750～900℃下进行(蚀刻工序)。
(c)通过在所述(a)的成膜工序中以表12所示的规定时间及规定次数穿插由(b)构成的蚀刻工序，形成具有表12所示的目标层厚的、由存在立方晶体和六方晶体的粒状组织的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层构成的硬质包覆层，从而制造出本发明包覆工具16～30。
另外，关于本发明包覆工具19～28，在表3所示的形成条件下，形成了表11所示的下部层及/或表12所示的上部层。
并且，以比较为目的，同样地，在工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，以表3及表4所示的条件及表13所示的目标层厚，与本发明包覆工具同样地蒸镀形成硬质包覆层，从而制造出表13所示的比较包覆工具16～28。
另外，与本发明包覆工具19～28相同地，关于比较包覆工具19～28，在表3所示的形成条件下，形成了表11所示的下部层及/或表13所示的上部层。
为了参考，在工具基体β及工具基体γ的表面，使用以往的物理蒸镀装置并通过电弧离子镀而以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，从而制造出表13所示的参考包覆工具29、30。
另外，电弧离子镀的条件使用了与实施例1所示的条件相同的条件。
并且，使用扫描电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具16～30、比较包覆工具16～28及参考包覆工具29、30的各结构层的剖面进行测定，在测定观察视场内的五点的层厚之后进行平均而求出平均层厚时，均表示与表12及表13所示的目标层厚实质上相同的平均层厚。
并且，关于所述本发明包覆工具16～30、比较包覆工具16～28及参考包覆工具29、30的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法，求出平均Al含有比例x、平均C含有比例y、构成粒状组织(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的晶粒的平均粒子宽度W、平均纵横尺寸比A以及在晶粒中立方晶相所占的面积比例。在表12及表13中表示其结果。
关于构成所述本发明包覆工具16～30的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，当使用扫描式电子显微镜(倍率5000倍及20000倍)在多个视场进行观察时，如图1所示的膜结构示意图所示，确认到存在立方晶体和六方晶体的粒状组织的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层。并且，使用透射电子显微镜(倍率200000倍)，并通过根据能量分散型X射线光谱法(EDS)的面分析，确认到在立方晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度分布。经更详细的分析结果，确认到x的最大值与最小值之差为0.05～0.25。
并且，关于所述复合氮化物或复合碳氮化物层，从Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的纵剖面方向，使用电子背散射衍射装置对各晶粒的晶体结构进行分析时，确认到由观察到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和观察到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相的混合组织构成，且观察到电子背散射衍射图像的立方晶相和六方晶相的总面积中所占的立方晶相的面积比例为30～80面积％。
[表9]
[表10]
[表11]
接着，用固定夹具将所述各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具16～30、比较包覆工具16～28及参考包覆工具29、30，实施以下所示的碳钢的干式高速间断切削试验和铸铁的湿式高速间断切削试验，并均测定了切屑刃的后刀面磨损宽度。
切削条件1：
工件：JIS·SCM435的长度方向等间隔四根带纵槽圆棒
切削速度：360m/min
切深量：1.2mm
进给量：0.2mm/rev
切削时间：5分钟
(通常的切削速度为220m/min)
切削条件2：
工件：JIS·FCD450的长度方向等间隔四根带纵槽圆棒
切削速度：340m/min
切深量：1.0mm
进给量：0.2mm/rev
切削时间：5分钟
(通常的切削速度为200m/min)
表14中示出所述切削试验的结果。
[表14]
比较包覆工具、参考包覆工具栏的*标记表示因产生崩刀而达到寿命的切削时间(分钟)。
实施例3
作为原料粉末，准备均具有0.5～4μm的范围内的平均粒径的cBN粉末、TiN粉末、TiCN粉末、TiC粉末、Al粉末和Al2O3粉末，将这些原料粉末配合成表15所示的配合组成，并利用球磨机进行湿式混合80小时，在干燥之后，以120MPa的压力冲压成型为具有直径：50mm×厚度：1.5mm的尺寸的压坯，接着将该压坯在压力：1Pa的真空气氛中，在900～1300℃范围内的规定温度下，以保持60分钟的条件进行烧结而作为切屑刃片用预烧结体，在将该预烧结体与额外准备的具有Co：8质量％、WC：余量的组成和直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金制支承片重合的状态下，放入到通常的超高压烧结装置中，在通常的条件、即压力：4GPa、温度：1200～1400℃范围内的规定温度下，以保持时间：0.8小时的条件进行超高压烧结，并使用金刚石砂轮对烧结后的上下表面进行研磨，用电线放电加工装置分割为规定的尺寸，进而对具有Co：5质量％、TaC：5质量％、WC：余量的组成、以及JIS规格CNGA120412的形状(厚度：4.76mm×内切圆直径：12.7mm的80°菱形)的WC基硬质合金制刀片本体的焊接部(角部)，使用以质量％计具有由Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：余量构成的组成的Ti-Zr-Cu合金的钎料进行焊接，在以规定的尺寸进行外周加工之后，对切屑刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，另外，通过实施精加工研磨而分别制造出具有ISO规格CNGA120412的刀片形状的工具基体A2、B2。
[表15]
接着，在这些工具基体A2、B2的表面，使用通常的化学蒸镀装置并通过与实施例1相同的方法，在表3及表4所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表17所示的本发明包覆工具31～40。
另外，关于本发明包覆工具34～38，在表3所示的形成条件下，形成了如表16所示的下部层及/或如表17所示的上部层。
并且，以比较为目的，同样地在工具基体A2、B2的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表3及表4所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表18所示的比较包覆工具31～38。
另外，与本发明包覆工具34～38同样地，关于比较包覆工具34～38，在表3所示的形成条件下，形成了如表16所示的下部层及/或如表18所示的上部层。
为了参考，在工具基体A2、B2的表面，使用以往的物理蒸镀装置并通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，从而制造出表18所示的参考包覆工具39、40。
另外，电弧离子镀的条件使用与实施例1所示的条件相同的条件，并在所述工具基体的表面蒸镀形成表18所示的目标组成及目标层厚的(Al，Ti)N层，制造出参考包覆工具39、40。
并且，使用扫描电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具31～40、比较包覆工具31～38及参考包覆工具39、40的各结构层的剖面进行测定，在测定观察视场内的五点的层厚之后进行平均而求出平均层厚时，均表示与表17及表18所示的目标层厚实质上相同的平均层厚。
并且，关于所述本发明包覆工具31～40、比较包覆工具31～38及参考包覆工具39、40的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法求出平均Al含有比例x、平均C含有比例y、构成粒状组织(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的晶粒的平均粒子宽度W、平均纵横尺寸比A以及在晶粒中立方晶相所占的面积比例。在表17及表18表示其结果。
[表16]
接着，用固定夹具将各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具31～40、比较包覆工具31～38及参考包覆工具39、40实施以下所示的渗碳淬火合金钢的干式高速间断切削加工试验，并测定了切屑刃的后刀面磨损宽度。
工具基体：立方晶氮化硼基超高压烧结体
切削试验：渗碳淬火合金钢的干式高速间断切削加工
工件：JIS·SCr420(硬度：HRC60)的长度方向等间隔四根带纵槽圆棒
切削速度：220m/min、
切深量：0.12mm
进给量：0.10mm/rev
切削时间：4分钟
表19中表示所述切削试验的结果。
[表19]
比较包覆工具、参考包覆工具栏的*标记表示因产生崩刀而达到寿命的切削时间(分钟)。
由表8、表14及表19所示的结果明确可知，本发明的包覆工具由于在构成硬质包覆层的Al和Ti的复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒内存在Ti和Al的浓度变化，因此通过晶粒的应变而硬度提高，并保持较高的耐磨性且韧性提高。而且，即使在间断的和冲击性高负荷作用于切削刃的高速间断切削加工中使用的情况下，耐崩刀性和耐缺损性也优异，其结果，在长期使用中发挥优异的耐磨性。
与此相对，关于在构成硬质包覆层的Al和Ti的复合氮化物或复合碳氮化物层的立方晶粒内不存在Ti和Al的浓度变化的比较包覆工具1～13、16～28、31～38及参考包覆工具14、15、29、30、39、40，则伴有高热发生，且在间断的和冲击性高负荷作用于切削刃的高速间断切削加工中使用时，明确可知因产生崩刀和缺损等而短时间内达到寿命。
产业上的可利用性
如上所述，本发明的包覆工具不仅能够使用于合金钢的高速间断切削加工，而且能够用作各种工件的包覆工具，而且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性和耐磨性，因此能够充分地应对切削装置的高性能化和切削加工的节省劳力及节能化，另外能够应对低成本化。
附图标记说明
1-工具基体，2-硬质包覆层，3-复合氮化物层或复合碳氮化物层，4-Al含量相对较多的区域，5-Al含量相对较少的区域，6-区域A，7-区域B，8-区域A与区域B的边界。

Claims (6)

1.一种表面包覆切削工具，其在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的工具基体的表面上设置有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
所述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法成膜的平均层厚为1～20μm的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层，在以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的情况下，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x以及C在C和N的总量中所占的含有比例y分别满足0.60≤x≤0.95、0≤y≤0.005，其中，x、y均为原子比，
在构成所述复合氮化物或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒和具有六方晶结构的晶粒，在与工具基体垂直的面上立方晶相所占的面积比例为30～80面积％，具有立方晶结构的晶粒的平均粒子宽度W为0.05～1.0μm，平均纵横尺寸比A为5以下，在所述具有立方晶结构的晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性浓度变化，周期性变化的x的最大值和最小值之差为0.05～0.25。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述复合氮化物或复合碳氮化物层中的具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒中，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，沿该取向的周期为3～30nm，在正交于该取向的面内的Ti和Al的浓度x的变化为0.01以下。
3.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述复合氮化物或复合碳氮化物层中的具有存在Ti和Al的周期性浓度变化的立方晶结构的晶粒中存在(a)区域A和(b)区域B这两个区域，其中，
(a)区域A中，沿立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，若将该取向设为取向dA，则沿取向dA的周期为3～30nm，在正交于取向dA的面内的Ti和Al的浓度x的变化为0.01以下；
(b)区域B中，沿正交于取向dA的立方晶粒的以＜001＞表示的等价的晶体取向中的一个取向存在Ti和Al的周期性浓度变化，若将该取向设为取向dB，则沿取向dB的周期为3～30nm，在正交于取向dB的面内的Ti和Al的浓度x的变化为0.01以下，
所述(a)区域A和(b)区域B的边界形成于以{110}表示的等价的晶体面中的一个面上。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
由所述碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的工具基体与所述Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层之间存在包含Ti化合物层的下部层，该Ti化合物层由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成、且具有0.1～20μm的总平均层厚。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述复合氮化物或复合碳氮化物层的上部，存在至少包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层的上部层。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
所述复合碳氮化物层是通过至少含有三甲基铝作为反应气体成分的化学蒸镀法而成膜的。
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