本發(fā)明涉及一種表面包覆切削工具（以下，稱為包覆工具），其硬質包覆層在合金鋼等的伴有高熱發(fā)生，并且對切削刃施加沖擊性負荷的高速斷續(xù)切削加工中發(fā)揮優(yōu)異的耐崩刀性。

背景技術：
以往，已知有通常在由碳化鎢（以下用WC表示）基硬質合金、碳氮化鈦（以下用TiCN表示）基金屬陶瓷或立方晶氮化硼（以下用cBN表示）基超高壓燒結體構成的基體（以下將它們統(tǒng)稱為基體）的表面，通過物理蒸鍍法蒸鍍形成Ti-Al系的復合氮化物層來作為硬質包覆層的包覆工具，并且已知它們發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性。但是，上述以往的蒸鍍形成Ti-Al系復合氮化物層的包覆工具雖然耐磨損性比較優(yōu)異，但是當在高速斷續(xù)切削條件下使用時容易產生崩刀等異常損耗，因此對硬質包覆層的改善提出了各種建議。例如，專利文獻1中，提出有在基體的表面通過物理蒸鍍法蒸鍍形成當以組成式：（Ti1-XAlX）N表示時，滿足0.35≤X≤0.60（其中，X為原子比）的Ti和Al的復合氮化物構成的硬質包覆層，并且將硬質包覆層作為以上述（Ti、Al）N層的粒狀晶組織和柱狀晶組織的交替層疊結構而構成，并且，由此在高硬度鋼的高速斷續(xù)切削加工中，硬質包覆層發(fā)揮優(yōu)異的耐崩刀性、耐缺損性、耐剝離性。但是，該包覆工具通過物理蒸鍍法蒸鍍形成硬質包覆層，因此無法將Al的含有比例X設為0.6以上，要求進一步提高切削性能。由如上觀點提出有通過化學蒸鍍法形成硬質包覆層，從而將Al的含有比例X提高至0.9左右的技術。例如，專利文獻2中，記載有在TiCl4、AlCl3、NH3的混合反應氣體中，在650～900℃的溫度范圍中進行化學蒸鍍，從而能夠蒸鍍形成Al的含有比例X的值為0.65～0.95的（Ti1-XAlX）N層和/或（Ti1-XAlX）C層和/或（Ti1-XAlX）CN層，但在該文獻中，以在該（Ti1-XAlX）N層和/或（Ti1-XAlX）C層和/或（Ti1-XAlX）CN層上進一步包覆Al2O3層，并由此提高絕熱效果為目的，但未揭示形成將X的值提高至0.65～0.95的（Ti1-XAlX）N層和/或（Ti1-XAlX）C層和/或（Ti1-XAlX）CN層，對切削性能具有何影響。并且，例如專利文獻3中，記載有在TiCl4、AlCl3、NH3、N2H4的混合反應氣體中，在700～900℃的溫度中進行不使用等離子體的化學蒸鍍，從而能夠蒸鍍形成由Al的含有比例X的值為0.75～0.93的立方晶的（Ti1-XAlX）N層構成的硬質包覆層，但與專利文獻2相同，未對作為包覆工具的適用可能性有任何揭示。專利文獻1：日本專利公開2011-224715號公報專利文獻2：日本專利公表2011-516722號公報專利文獻3：美國專利第7767320號說明書近年來的切削裝置的高性能化顯著，一方面對切削加工的節(jié)省勞力化及節(jié)能化以及低成本化的要求強烈，隨此切削加工有更加高速化、高效率化的傾向，包覆工具中，進一步要求耐崩刀性、耐缺損性、耐剝離性等耐異常損傷性，并且要求經長期使用的優(yōu)異的耐磨損性。但是，上述專利文獻1中記載的包覆工具由于通過物理蒸鍍法蒸鍍形成由（Ti1-XAlX）N層構成的硬質包覆層，無法提高硬質包覆層中的含Al量X，因此，例如當供合金鋼的高速斷續(xù)切削時，不能說耐崩刀性足夠。另一方面，對于上述專利文獻2、3中記載的通過化學蒸鍍法蒸鍍形成的（Ti1-XAlX）N層，能夠提高含Al量X，并且，能夠形成立方晶結構，因此能夠得到具有預定的硬度且耐磨損性優(yōu)異的硬質包覆層，但是與基體的粘附強度不充分，另外，由于韌性差，因此作為供合金鋼的高速斷續(xù)切削的包覆工具使用時，容易產生崩刀、缺損、剝離等異常損傷，不能說發(fā)揮能夠令人滿意的切削性能。

技術實現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于提供一種即使在供合金鋼的高速斷續(xù)切削等時，也發(fā)揮優(yōu)異的耐崩刀性，并且經長期使用發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性的包覆工具。本發(fā)明人等從如上述的觀點出發(fā)，為了實現(xiàn)通過化學蒸鍍蒸鍍形成由Ti和Al的復合碳氮化物（以下，用“（Ti、Al）（C、N）”或“（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）”表示）構成的硬質包覆層的包覆工具的耐崩刀性、耐磨損性的改善而進行深入研究的結果，得到了如下見解。即發(fā)現(xiàn)在由碳化鎢基硬質合金（以下用“WC基硬質合金”表示）、碳氮化鈦基金屬陶瓷（以下用“TiCN基金屬陶瓷”表示）或立方晶氮化硼基超高壓燒結體（以下用“cBN基超高壓燒結體”表示）中任一個構成的基體的表面，例如，通過含有三甲基鋁（Al（CH3）3）來作為反應氣體成分的化學蒸鍍法，作為硬質包覆層至少蒸鍍形成由立方晶結構的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒組織和存在于該晶粒周圍的包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織構成的復合組織層，并且通過形成上述立方晶結構的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的平均粒子寬度隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增加的粒子寬度分布，由此至少包含所述復合組織層的硬質包覆層維持耐磨損性的同時韌性提高且具有與基體的優(yōu)異的粘附性。另外，在上述（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）層中，X、Y均為原子比，且滿足0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005，由此可知優(yōu)選通過含有三甲基鋁（Al（CH3）3）來作為反應氣體成分的化學蒸鍍法蒸鍍形成并得到以往的PVD法中無法蒸鍍形成的高Al含有比例X的立方晶結構的（Ti、Al）（C、N）晶粒組織和非晶相組織。并且，本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)根據(jù)通過化學蒸鍍法蒸鍍形成上述立方晶結構的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒時，形成該晶粒的Al含有比例隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增加的組成傾斜結構，由此表層側的復合組織層發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性。由此，將具備如上述的復合組織層的包覆工具，用于例如合金鋼的高速斷續(xù)切削等時，能夠抑制崩刀、缺損、剝離等的產生，并且能夠經長期使用中發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性。本發(fā)明是根據(jù)上述的研究結果而完成的表面包覆切削工具，其具有如下特征：（1）一種表面包覆切削工具，在由碳化鎢基硬質合金、碳氮化鈦基金屬陶瓷或立方晶氮化硼基超高壓燒結體中的任一個構成的基體的表面，蒸鍍形成硬質包覆層，其特征在于，（a）上述硬質包覆層至少包含由通過化學蒸鍍法蒸鍍形成的平均層厚為1～20μm的立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒組織和存在于該晶粒周圍的包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織構成的復合組織層，（b）所述復合組織層中將其平均組成以組成式：（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）表示時，Al含有比例X及C含有比例Y（其中，X、Y均為原子比）分別滿足0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005，（c）若將從所述復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的位置L中的立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒的與基體表面平行的面內的粒子寬度的平均值設為平均粒子寬度DL，則該平均粒子寬度DL為0.1μm以下，并且，若將從復合組織層的表層進入復合組織層的內部0.3μm的位置H中的與基體表面平行的面內的粒子寬度的平均值設為平均粒子寬度DH，則該平均粒子寬度DH為0.3～2μm，另外，立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒的平均粒子寬度形成隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增加的粒子寬度分布。（2）如上述（1）所述的表面包覆切削工具，其特征在于，以從所述復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的位置L為中心進行組成分析，求出立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒的Al含有比例，將其平均值設為XL（其中，原子比），則該Al含有比例XL為0.55≤XL≤0.70，并且，以從復合組織層的表層進入復合組織層的內部0.3μm的位置H為中心進行組成分析，求出立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒的Al含有比例，將其平均值設為XH（其中，原子比），則該Al含有比例XH為0.80≤XH≤0.95，而且，立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒的Al含有比例具有隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側而逐漸增加的組成傾斜結構。（3）如上述（1）或（2）所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在由所述碳化鎢基硬質合金、碳氮化鈦基金屬陶瓷或立方晶氮化硼基超高壓燒結體中的任一個構成的工具基體、和在所述復合組織層之間存在由Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層和碳氮氧化物層中的1層或2層以上構成且具有0.1～20μm的合計平均層厚的Ti化合物層。（4）如上述（1）至（3）中任一項所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述硬質包覆層包含具有1～25μm的平均層厚的氧化鋁層。（5）如上述（1）至（4）中任一項所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述復合組織層通過至少含有三甲基鋁作為反應氣體成分的化學蒸鍍法蒸鍍形成。另外，所謂“為中心進行組成分析”是指使用后述的電子射線顯微分析裝置求出的組成。此外，本發(fā)明中的硬質包覆層以如前所述的所述復合組織層作為其本質的結構，進而，通過與一直以來已知的下部層或上部層等并用，從而能夠創(chuàng)造出更優(yōu)異的特性。接著，對本發(fā)明的包覆工具的硬質包覆層進行更具體的說明。本發(fā)明的硬質包覆層至少包含由Ti和Al的立方晶復合碳氮化物（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒和填充該晶粒的間隙的包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織構成的復合組織層，但首先對（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒進行說明。（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒中，將其平均組成以組成式：（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）表示時，若Al的含有比例X（原子比）的值小于0.60則導致高溫硬度不足且耐磨損性降低，另一方面，若X（原子比）的值超過0.90則由于相對的Ti含有比例的減少，從而導致（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）層自身的高溫強度降低，且容易產生崩刀、缺損，因此有必要將X（原子比）的值設為0.60以上0.90以下。另外，當根據(jù)PVD法蒸鍍形成上述組成的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）層時，雖然結晶結構為六方晶，但本發(fā)明中由于通過后述的化學蒸鍍法蒸鍍形成，因此能夠在維持立方晶結構的狀態(tài)下獲得上述組成的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒，因此無皮膜硬度的降低。并且，在上述（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒中，C成分具有提高硬度，而N成分具有提高高溫強度的作用，但是若C成分的含有比例Y（原子比）低于0.0005則無法得到高硬度，另一方面，若Y（原子比）超過0.005則高溫強度降低，因此將Y（原子比）的值設定為0.0005以上0.005以下。接著，雖然為存在于上述（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒周圍的包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織，但這種非晶相通過含有三甲基鋁（Al（CH3）3）來作為反應氣體成分的化學蒸鍍法形成。并且，能夠通過在（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的周圍形成上述非晶相組織來提高至少包含復合組織層的硬質包覆層的韌性。另外，所形成的非晶相組織的平均厚度雖然根據(jù)成膜條件而變化，但為5～30nm，并且，在復合組織層的縱截面中的平均面積比例優(yōu)選為5～20面積%。若由上述（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）結晶組織和上述非晶相組織構成的復合組織層中，若其平均層厚小于1μm，則無法充分確保與基體的粘附性，另一方面，若其平均層厚超過20μm，則容易在伴有高熱發(fā)生的高速斷續(xù)切削中引起熱塑性變形，成為偏磨損的原因，因此將其總平均層厚設定為1～20μm。本發(fā)明中，對于構成復合組織層的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的平均粒子寬度，在與基體的界面?zhèn)鹊膹秃辖M織層中將其平均粒子寬度DL設為相對較小的值（DL≤0.1μm），另一方面，在復合組織層的表層側將其平均粒子寬度DH設為相對較大的值（0.3μm≤DH≤2μm）。即，將從復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的與基體的界面?zhèn)鹊奈恢肔中的平均粒子寬度DL設為0.1μm以下，并且將從復合組織層的表面進入復合組織層的內部0.3μm的表層部的位置H中的平均粒子寬度DH設為0.3μm≤DH≤2μm，并且所謂平均粒子寬度形成隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增大的層厚方向粒子寬度分布。本發(fā)明通過形成如上述的層厚方向粒子寬度分布，能夠在復合組織層的基體側提高復合組織層的粘附性，并且表層側的復合組織層具備優(yōu)異的耐磨損性。并且，優(yōu)選在本發(fā)明中具有上述平均組成的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒并非遍及層整體而均勻組成，而是形成構成上述（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的Al含有比例從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側連續(xù)增加的組成傾斜結構。即，優(yōu)選構成Al的組成傾斜結構，即將從復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的位置L中的上述（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的Al含有比例XL（原子比）設為0.55以上0.70以下，并且將從復合組織層的表面進入復合組織層的內部0.3μm的表層部的位置H的Al含有比例XH（原子比）設為0.80以上0.95以下，Al含有比例從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增加的Al的組成傾斜結構。根據(jù)這種組成傾斜結構，在復合組織層內朝向表層側導入與其組成相應的晶格常數(shù)的差別帶來的晶格應變，作為其結果，提高復合組織層的耐崩刀性。并且，本發(fā)明中，通過化學蒸鍍法蒸鍍形成構成復合組織層的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒和填充該晶粒的粒子間隙的包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織，基于化學蒸鍍法的成膜條件大致如下。反應氣體組成（容量%）：TiCl45.0～7.5%、Al(CH3)30～12%、AlCl36～12%、NH310～15%、N20～15%、C2H40～5%、Ar0～5%、剩余H2、反應氣氛溫度：700～850℃、反應氣氛壓力：6～10kPa，通過上述條件的化學蒸鍍法蒸鍍形成，平均組成滿足0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005（其中，X、Y均為原子比），且以組成式：（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）表示的Ti和Al的立方晶復合碳氮化物晶粒，并且，形成包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織，以便填充該粒子間隙。并且，對于通過上述的化學蒸鍍法蒸鍍形成的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的層厚方向粒子寬度分布，通過進行蒸鍍形成的同時使作為反應氣體成分的氯化鋁（AlCl3）和/或三甲基鋁（Al（CH3）3）的添加量在成膜工序中變化，從而形成平均粒子寬度隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增大的層厚方向粒子寬度分布。并且，關于通過上述的化學蒸鍍法蒸鍍形成的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒的Al的組成傾斜，與上述層厚方向粒子寬度分布相同，通過進行蒸鍍形成的同時調整作為上述反應氣體成分的氯化鋁（AlCl3）和/或三甲基鋁（Al（CH3）3）的添加量來進行，以便形成上述Al含有比例隨著朝向復合組織層的表層側而逐漸增加，在復合組織層的位置L中的Al含有比例XL（原子比）滿足0.55≤XL≤0.70，并且位置H中的Al含有比例XH（原子比）滿足0.80≤XH≤0.95的組成傾斜結構。由此，作為反應氣體成分的氯化鋁（AlCl3）和/或三甲基鋁（Al（CH3）3）的添加量按照所期望的X值、平均粒子寬度、粒子寬度分布和Al的組成傾斜等進行調整。本發(fā)明的包覆工具例如通過含有三甲基鋁（Al（CH3）3）來作為反應氣體成分的化學蒸鍍法蒸鍍形成至少由立方晶結構的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒和包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織構成的復合組織層作為硬質包覆層，該硬質包覆層中形成隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側平均粒子寬度逐漸增加的粒子寬度分布，并形成Al含有比例逐漸增加的組成傾斜結構，從而具備優(yōu)異的粘附性、耐崩刀性、耐磨損性，即使當用于合金鋼的高速斷續(xù)切削時，也能夠經長期使用發(fā)揮優(yōu)異的切削性能。附圖說明圖1是表示本發(fā)明包覆工具的硬質包覆層縱截面的概要說明圖。具體實施方式接著，根據(jù)實施例對本發(fā)明的包覆工具進行更具體的說明。[實施例1]作為原料粉末，準備均具有1～3μm的平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末及Co粉末，以表1所示的配合組成配合這些原料粉末，進一步加入石蠟在丙酮中球磨混合24小時，減壓干燥后，以98MPa的壓力沖壓成型為預定形狀的壓坯，將該壓坯在5Pa的真空中且在以1370～1470℃范圍內的預定溫度保持1小時的條件下進行真空燒結，燒結后，分別制造出具有ISO標準SEEN1203AFSN所規(guī)定的刀片形狀的WC基硬質合金制基體A～D。并且，作為原料粉末，準備均具有0.5～2μm的平均粒徑的TiCN（以質量比計為TiC/TiN=50/50）粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，以表2所示的配合組成配合這些原料粉末，用球磨機濕式混合24小時，干燥后，以98MPa的壓力沖壓成型為壓坯，將該壓坯在1.3kPa的氮氣氛中，以在1540℃的溫度下保持1小時的條件進行燒結，燒結后，制作具有ISO標準SEEN1203AFTN的刀片形狀的TiCN基金屬陶瓷制基體a～d。[表1][表2]接著，在這些工具基體A～D及工具基體a～d的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，以表4所示的條件，以成為目標層厚的方式蒸鍍形成本發(fā)明的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒和非晶相，由此制造表7所示的本發(fā)明包覆工具1～15。另外，對于本發(fā)明包覆工具11～15，以表3所示的形成條件，形成表6所示的下部層和/或上部層。并且，以比較的目的，同樣在工具基體A～D及工具基體a～d的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，以表5所示的條件，以目標層厚蒸鍍形成比較例的（Ti1-xAlx）（CyN1-y）層，由此制造表8所示的比較例包覆工具1～13。另外，與本發(fā)明包覆工具11～15同樣，對于比較包覆工具9～13，以表3所示的形成條件，形成表6所示的下部層和/或上部層。為了參考，在工具基體A及工具基體a的表面，使用以往的物理蒸鍍裝置通過電弧離子鍍，以目標層厚蒸鍍形成參考例的（Ti1-xAlx）（CyN1-y）層，由此制造表8所示的參考例包覆工具14、15。另外，電弧離子鍍的條件如下。（a）將上述工具基體A及a在丙酮中超聲波清洗，在干燥的狀態(tài)下沿外周部將其安裝在從電弧離子鍍裝置內的旋轉臺上的中心軸向半徑方向偏離預定距離的位置，并且，作為陰極電極（蒸發(fā)源）配置預定組成的Al-Ti合金，（b）首先，一邊將裝置內進行排氣來保持10-2Pa以下的真空，一邊用加熱器將裝置內加熱至500℃之后，在所述旋轉臺上對自轉邊公轉的工具基體施加-1000V的直流偏壓，并且，在Al-Ti合金構成的陰極電極與陽極電極之間流通200A的電流而產生電弧放電，在裝置內產生Al及Ti離子，并轟擊清洗工具基體表面，（c）接著，在裝置內導入氮氣作為反應氣體設為4Pa的反應氣氛，并且在所述旋轉臺上對自轉邊公轉的工具基體施加-50V的直流偏壓，并且，在上述Al-Ti合金構成的陰極電極（蒸發(fā)源）與陽極電極之間流通120A的電流而產生電弧放電，在所述工具基體的表面蒸鍍形成表6所示的目標平均組成、目標平均層厚的（Al、Ti）N層，并制造參考例包覆工具14、15。并且，使用掃描型電子顯微鏡對本發(fā)明包覆工具1～15、比較例包覆工具1～13及參考例包覆工具14、15的各結構層的截面進行測定，并測定觀察視場內5點的層厚取平均而求出平均層厚的結果，均表示與表7及表8所示的目標平均層厚實質上相同的平均層厚。接著，對于上述本發(fā)明包覆工具1～15的復合組織層測定復合組織層的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、平均粒子寬度DL、平均粒子寬度DH、Al的含有比例XL，XH。另外，具體測定如下。使用X射線熒光分析裝置在復合組織層表面照射光斑直徑100μm的X射線，并從所得的特性X射線的分析結果求出平均Al含有比例X、平均C含有比例Y。接著，使用金剛石研磨盤制作相對于基體表面垂直的截面，并使用電子射線顯微分析裝置，以從復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的位置L作為光斑的中心，照射光斑直徑0.2μm的電子射線，即以位置L作為中心從復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.2μm的位置至進入復合組織層的內部0.4μm的位置照射電子射線，由所得的特性X射線的分析結果的10個點平均求出Al的含有比例XL。另外，本發(fā)明中所說的“為中心進行組成分析”意味著將該位置為中心照射上述光斑直徑0.2μm的電子射線，并從所得特性X射線的分析結果的10個點平均求出組成。并且，使用掃描型電子顯微鏡（倍率20000倍及50000倍），遍及與工具基體垂直方向為復合組織層的層厚部分的厚度，遍及與工具基體水平方向為總計長度10μm來多視場觀察復合組織層的截面研磨面，在遍及水平方向10μm的視場的最左端的從復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的位置L中，在與基體表面平行方向上劃出寬10μm的線LL，對線LL的橫切晶粒，求出將該晶粒的晶界和線LL的交點作為端點的線段的長度來作為該晶粒的粒子寬度，遍及寬10μm的線LL求出晶粒的粒子寬度，通過取平均求出平均粒子寬度DL。另外，本發(fā)明中所說的“平均粒子寬度”是指以上述方法求出的平均粒子寬度。將從復合組織層的表面進入復合組織層的內部0.3μm的位置H為中心，照射光斑直徑0.2μm的電子射線，即以位置H為中心從復合組織層的表面進入復合組織層的內部0.2μm的位置至進入復合組織層的內部0.4μm的位置照射電子射線，由所得的特性X射線的分析結果的10個點平均求出Al的含有比例XH。并且使用掃描型電子顯微鏡（倍率20000倍及50000倍），遍及與工具基體垂直方向為復合組織層的層厚部分的厚度，遍及與工具基體水平方向為總計長度10μm來多視場觀察復合組織層的截面研磨面，并在遍及水平方向10μm的視場的最左端的從復合組織層的表面進入復合組織層的內部0.3μm的位置H中的在與基體表面的平行方向劃出寬10μm的線LH，對線LH的橫切晶粒，求出將該晶粒的晶界和線LH的交點作為端點的線段的長度來作為該晶粒的粒子寬度，遍及寬10μm的線LH求出晶粒的粒子寬度，通過取平均求出平均粒子寬度DH。另外，對于復合組織層的結晶結構，使用X射線衍射裝置，將Cu-Kɑ線作為線源進行X射線衍射時，通過確認分別在JCPDS00-038-1420立方晶TiN和JCPDS00-046-1200立方晶AlN表示的同一結晶面的衍射角度之間（例如，36.66～38.53°、43.59～44.77°、61.81～65.18°）是否出現(xiàn)衍射峰值來進行調查。另外，存在于（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒周圍的包含Ti、Al、C及N中的1種或2種以上的非晶相組織的平均厚度為5～30nm，并且，在復合組織層縱截面所占的平均面積比例為5～20面積%。另外，通過使用掃描型電子顯微鏡（倍率20000倍及50000倍），遍及與工具基體垂直方向為復合組織層的層厚部分的厚度，遍及與工具基體水平方向為總計長度10μm來多視場觀察復合組織層的截面研磨面求出非晶相組織的平均厚度及平均面積比例。本發(fā)明包覆工具1～10的復合組織層由立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒組織和存在于該晶粒周圍的非晶相組織的復合組織構成，上述2個組織若以掃描型電子顯微鏡進行觀察，則能夠以對比度的差別進行區(qū)別，在遍及水平方向10μm的視場的最左端的從復合組織層的基體側進入復合組織層的內部0.3μm的位置L中，在與基體表面的平行方向上劃出寬10μm的線LL，并且在遍及水平方向10μm的視場的最左端的從復合組織層的表面進入復合組織層的內部0.3μm的位置H中在與基體表面的平行方向上劃出寬10μm的線LH，對于線LL及線LH橫切的非晶相組織，求出將與該非晶相組織的結晶的界面和線LL及線LH的交點作為端點的線段的長度來作為該非晶相組織的厚度，遍及寬10μm的線LL及線LH，求出非晶相組織的厚度，通過取平均求出非晶相組織的平均厚度。并且，從視場觀察的結果，通過利用立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒組織和存在于該晶粒周圍的非晶相組織的對比度的差異的圖像處理計算出平均面積比例。并且，通過使用透射電子顯微鏡對根據(jù)掃描型電子顯微鏡的觀察中對比度不同的2個組織進行電子射線衍射的結果，確認到在立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒組織中，觀察到具有立方晶晶格的Ti和Al的復合碳氮化物結晶的衍射圖像，在非晶相組織中，無法觀察到衍射圖像。表7中示出其結果。接著，與本發(fā)明包覆工具1～15相同地分別對比較例包覆工具1～13及參考例包覆工具14、15測定硬質包覆層的平均Al含有比例x、平均C含有比例y、平均粒子寬度dL、平均粒子寬度dH、Al的含有比例xL、xH。并且，與本發(fā)明包覆工具1～15相同地對復合組織層的結晶結構進行調查。表8中示出其結果。[表3][表4](注)“成膜開始之后不久”和“即將結束成膜之前”的反應氣體組成之所以不同，是因為進行成膜的同時使反應氣體組成變化。[表5][表6][表7](注1)欄中的*表示權利要求2的范圍外的值。[表8](注1)“AIP”表示通過電弧離子鍍成膜。(注2)欄中的*符號表示在本發(fā)明范圍外。接著，在將上述各種包覆工具均用固定夾具緊固于刀具徑125mm的工具鋼制刀具的前端部的狀態(tài)下，對本發(fā)明包覆工具1～15、比較例包覆工具1～13及參考例包覆工具14、15，實施以下所示的合金鋼的高速斷續(xù)切削的一種的干式高速正面銑削、中心切割切削加工試驗并測定切削刃的后刀面磨損寬度。被切削材料：JIS·SCM440寬度97mm、長度400mm的塊體材料、旋轉速度：930min-1、切削速度：360m/min、切深量：1mm、單刃進給量：0.1mm/刃、切削時間：8分鐘，表9中示出上述切削試驗的結果。[表9]比較例包覆工具、參考倒包覆工具的欄的*符號表示因產生崩刀而達到壽命的切削時間(分鐘)。[實施例2]作為原料粉末，準備均具有0.5～4μm的范圍內的平均粒徑的cBN粉末、TiN粉末、TiCN粉末、TiC粉末、Al粉末及Al2O3粉末，以表10所示的配合組成配合這些原料粉末，并用球磨機濕式混合80小時并進行干燥后，以120MPa的壓力沖壓成型為具有直徑：50mm×厚度：1.5mm的尺寸的壓坯，接著將該壓坯在壓力：1Pa的真空氣氛中，在以900～1300℃范圍內的預定溫度保持60分鐘的條件下進行燒結而作為切削刃用預燒結體，將該預燒結體與另行準備的具有Co：8質量%、WC：剩余的組成及直徑：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬質合金制支撐片重疊的狀態(tài)下，裝入通常的超高壓燒結裝置，并在通常的條件即壓力：4GPa、溫度：1200～1400℃的范圍內的預定溫度中以保持時間：0.8小時的條件進行超高壓燒結，燒結后使用金剛石砂輪研磨上下表面，并通過電火花加工裝置分割成預定的尺寸，進一步在具有Co：5質量%、TaC：5質量%、WC：剩余的組成及ISO規(guī)格CNGA120412的形狀（厚度：4.76mm×內接圓直徑：12.7mm的80°菱形）的WC基硬質合金制刀片主體的釬焊部（刀尖部）使用具有以體積%計由Zr：37.5%、Cu：25%、Ti：剩余構成的組成的Ti合金的釬焊材料進行釬焊，外周加工成預定尺寸之后，在切削刃部實施寬度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，并進一步實施精加工研磨，由此分別制造出具有ISO規(guī)格CNGA120412的刀片形狀的工具基體甲～丁。[表10]接著，在它們的工具基體甲～丁的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，以表4所示的條件，以目標層厚蒸鍍形成本發(fā)明的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）層，由此制造表12所示的本發(fā)明包覆工具16～25。另外，對于本發(fā)明包覆工具21～25，以表3所示的形成條件，形成表11所示的下部層和/或上部層。并且，以比較的目的，同樣在工具基體甲～丁的表面，使用通常的化學蒸鍍裝置，以表5所示的條件，以目標層厚蒸鍍形成比較例的（Ti1-xAlx）（CyN1-y）層，由此制造表13所示的比較例包覆工具16～24。另外，與本發(fā)明包覆工具21～25同樣，對于比較包覆工具20～24，以表3所示的形成條件，形成表11所示的下部層和/或上部層。為了參考，在工具基體甲的表面，使用以往的物理蒸鍍裝置，通過電弧離子鍍，以目標層厚蒸鍍形成參考例的（Ti1-xAlx）（CyN1-y）層，由此制造表13所示的參考例包覆工具25。另外，電弧離子鍍的條件使用與實施例1所示的條件相同的條件，在所述工具基體的表面蒸鍍形成表13所示的目標平均組成、目標平均層厚的（Al、Ti）CN層，從而制造參考例包覆工具25。接著，使用掃描型電子顯微鏡對本發(fā)明包覆工具16～25、比較例包覆工具16～24及參考例包覆工具25的各結構層的截面進行測定，并測出觀察視場內的5點的層厚取平均來求出平均層厚的結果，均表示與表12及表13所示的目標平均層厚實質上相同的平均層厚。接著，對于上述本發(fā)明包覆工具16～25的復合組織層，使用與實施例1所示的方法相同的方法測定復合組織層的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、平均粒子寬度DL、平均粒子寬度DH、Al的含有比例XL、XH及結晶結構。表13中示出其結果。接著，與本發(fā)明包覆工具16～25相同地分別對比較例包覆工具16～24及參考例包覆工具25測定復合組織層的平均Al含有比例x、平均C含有比例y、平均粒子寬度dL、平均粒子寬度dH、Al的含有比例xL、xH及結晶結構。表13中示出其結果。接著，在將上述各種包覆工具均用固定夾具螺釘固定于工具鋼制車刀的前端部的狀態(tài)下，對本發(fā)明包覆工具16～25、比較例包覆工具16～24及參考例包覆工具25，實施以下所示的滲碳淬火合金鋼的干式高速斷續(xù)切削加工試驗并測定切削刃的后刀面磨損寬度。被切削材料：JIS·SCM415（硬度：HRC62）的長度方向等間隔4條縱槽圓棒、切削速度：220m/min、切深量：0.15mm、進給速度：0.12mm/rev、切削時間：5分鐘，表14中示出上述切削試驗的結果。[表14]比較例包覆工具、參考例包覆工具的欄的*符號表示因產生崩刀而達到壽命的切削時間(分鐘)。從表7～9及表12～14所示的結果可知：本發(fā)明包覆工具1～25上至少形成立方晶結構的（Ti1-XAlX）（CYN1-Y）晶粒和存在于該晶粒周圍的非晶相組織構成的復合組織層來作為硬質包覆層并且該復合組織層形成平均粒子寬度隨著從復合組織層的基體側朝向復合組織層的表層側逐漸增加的粒子寬度分布，并且具有Al含有比例逐漸增加的組成傾斜結構，從而在合金鋼的高速銑削切削加工或高速斷續(xù)切削加工中發(fā)揮優(yōu)異的粘附性、耐崩刀性、耐磨損性。相對于此，對于比較例包覆工具1～13、16～24，參考例包覆工具14、15、25，不僅均在硬質包覆層產生崩刀、缺損、剝離等異常損傷，而且在比較短的時間內達到使用壽命。產業(yè)上的可利用性如上所述，根據(jù)本發(fā)明的包覆工具，不僅能夠在合金鋼的高速斷續(xù)切削加工中使用，而且還能夠作為各種工件的包覆工具來使用，而且經長期使用發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性，因此能夠十分滿意地應對切削裝置的高性能化及切削加工的節(jié)省勞力化及節(jié)能化甚至低成本化。