本发明涉及一种表面包覆切削工具（以下，称为包覆工具），其即使在高速且断续性/冲击性负荷作用于切削刃的断续切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工，硬质包覆层也发挥优异的附着强度的同时，显示优异的耐崩刀性，且经长期发挥优异的切削性能。
背景技术：
以往，已知有通常在由碳化钨（以下，以WC表示）基硬质合金或碳氮化钛（以下，以TiCN表示）基金属陶瓷构成的基体（以下，将它们统称为工具基体）的表面上蒸镀形成由以下（a）及（b）构成的硬质包覆层而成的包覆工具：（a）下部层为由Ti的碳化物（以下，以TiC表示）层、氮化物（以下，以TiN表示）层、碳氮化物（以下，以TiCN表示）层、碳氧化物（以下，以TiCO表示）层及碳氮氧化物（以下，以TiCNO表示）层中的一层或两层以上构成的Ti化合物层，（b）上部层为在化学蒸镀的状态下具有ɑ型结晶结构的氧化铝层（以下，以Al2O3层表示。）或具有ɑ型结晶结构且含有微量Zr的含Zr氧化铝层（以下，以含Zr的Al2O3层表示）。但是，上述以往的包覆工具，虽然例如在各种钢或铸铁等的连续切削或断续切削中发挥优异的耐磨损性，但是将此用于高速断续切削时，容易产生包覆层的崩刀，存在工具寿命变短的问题。因此，为了改善包覆层的耐崩刀性、耐剥离性、耐磨损性等，提出了对硬质包覆层进行各种改良的包覆工具。例如，如专利文献1所示提出了在工具基体上包覆有ɑ型氧化铝层，在其上方包覆含锆氧化铝层的包覆工具，其中，含锆氧化铝层含有ɑ型氧化铝层和氧化锆，且ɑ型氧化铝层与该含锆氧化铝层中，ɑ型氧化铝的晶粒是连续的，且含锆氧化铝层的ɑ型氧化铝的晶粒在膜厚方向上纵长生长，并且，氧化锆以填充ɑ型氧化铝的晶粒间的方式形成，从而改善了韧性与耐崩刀性。并且，例如，如专利文献2所示提出了在工具基体的表面上蒸镀形成有作为下部层的Ti化合物层和作为上部层的含Zr的Al2O3的包覆工具，其中，上部层形成为：该含Zr的Al2O3具有平板多角形状且纵长状的晶粒组织结构，并且，上部层的晶粒中，以面积比率计为60%以上的晶粒的内部被由至少一个以上的以Σ3表示的构成原子共有晶格点形态构成的晶格界面所分断，从而改善了高速重切削加工中的耐磨损性。专利文献1：日本专利公开2009-45729号公报专利文献2：日本专利公开2009-172748号公报近年来，切削装置的高性能化显著，另一方面，对于切削加工的省力化及节能化，进一步低成本化的要求强烈，随此，切削加工更加高速化，并且存在对切削刃施加高负荷的倾向，但在上述的以往包覆工具的现状为，将此用于钢或铸铁等在通常条件下的连续切削或断续切屑时不存在问题，但尤其在将此在伴随高热产生且对切削刃施加断续性/冲击性负荷的高速断续切削条件下使用时，由构成硬质包覆层的Ti化合物层构成的下部层与由含Zr的Al2O3构成的上部层的紧贴强度并不充分，由于上部层与下部层之间的剥离、崩刀等异常损伤的发生而在比较短时间内到达使用寿命。
技术实现要素：
因此，本发明人等从上述观点出发，为了改善由Ti化合物层构成的下部层和由含Zr的Al2O3构成的上部层的紧贴性，由此防止剥离、崩刀等异常损伤的发生且谋求工具寿命的长寿命化而进行了深入研究，其结果发现了如下见解：在包覆形成有由Ti化合物层构成的下部层和由含Zr的Al2O3构成的上部层的包覆工具中，通过控制含Zr的Al2O3的粒径分布，并且按含Zr的Al2O3晶粒粒径控制取向性，从而能够提高上部层与下部层的紧贴性，并且能够维持上部层整体的高温硬度和高温强度，因此即使用于对切削刃施加断续性/冲击性负荷的高速断续切削时，也能够抑制上部层与下部层之间的剥离、崩刀等异常损伤的发生，并且能够得到经长期使用发挥优异的切削性能的包覆工具。本发明是基于上述见解而完成的，其特征在于，（1）一种表面包覆切削工具，在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的表面上，包覆形成有由下述（a）、（b）构成的硬质包覆层，该表面包覆切削工具的特征在于，（a）下部层为Ti化合物层，其由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3～20μm的总平均层厚，（b）上部层为含Zr的α型Al2O3层，其具有2～15μm的平均层厚且在化学蒸镀的状态下具有ɑ型结晶结构，（其中，以原子比计，Zr/（Al+Zr+O）的比值为0.0001～0.003），（c）上述下部层的最表面层由具有至少500nm以上的层厚的Ti碳氮化物层构成，仅在从该Ti碳氮化物层与上部层的界面到沿该Ti碳氮化物层的层厚方向500nm为止的深度区域含有氧，且该深度区域中含有的平均氧含量为该深度区域中含有的Ti、C、N、O的总含量的0.5～3原子%，（d）关于上述上部层，通过使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置，对每个存在于该上部层表面研磨面的测定范围内的具有六方晶格的晶粒照射电子射线来特定晶粒，并测定上述含Zr的α型Al2O3晶粒的粒径分布时，在粒径为0.3～0.7μm的范围和粒径为1.5～3.0μm的范围这两处形成粒径分布的峰值。（2）如上述（1）所述的表面包覆切削工具，其特征在于，关于上述上部层，使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置，对每个存在于该上部层表面研磨面的测定范围内的具有六方晶格的晶粒照射电子射线来特定晶粒，并测定上述含Zr的α型Al2O3晶粒的粒径，并且在测定相对于所述工具基体的表面的法线，作为所述晶粒的结晶面的｛0001｝面的法线所成的倾斜角及｛11-20｝面的法线所成的倾斜角时，粒径为1μm以上的晶粒中，｛0001｝面的法线相对于工具基体的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上，并且，粒径低于1μm的晶粒中，｛11-20｝面的法线相对于工具基体的表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上。以下，对本发明的包覆工具的硬质包覆层的结构层进行详细说明。（a）Ti化合物层（下部层）：Ti化合物层（例如，TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层），基本上作为含Zr的Al2O3层的下部层而存在，通过本身具备的优异的高温强度使硬质包覆层具备高温强度，除此之外，均紧贴于工具基体和含Zr的Al2O3层，具有维持硬质包覆层对于工具基体的紧贴性的作用，但其总平均层厚低于3μm时，无法充分发挥所述作用，另一方面，若其总平均层厚超过20μm，则尤其在伴随高热产生的高速断续切削中容易引起热塑性变形，由于这是导致偏磨的原因，因此将其总平均层厚定为3～20μm。（b）下部层的最表面层：该发明的下部层的最表面层例如如下形成。即，首先，使用通常的化学蒸镀装置蒸镀形成由TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的一层或两层以上构成的各种Ti化合物层（另外，当然也可以仅蒸镀形成TiCN层）之后，同样使用该通常的化学蒸镀装置，在如下条件下进行化学蒸镀，作为下部层的最表面层，例如形成含有氧的TiCN（以下，称为含氧TiCN）层。反应气体组成（容量%）：TiCl42.5～10%、CH3CN0.5～1.0%、N240～60%、剩余部分H2、反应气氛温度：800～900℃、反应气氛压力：6～10kPa。此时，在得到预定层厚所需的蒸镀时间结束前的5分钟～30分钟期间，以相对于总反应气体量成为1～5容量%的方式添加CO气体来进行化学蒸镀，由此蒸镀形成仅在沿层厚方向500nm为止的深度区域含有0.5～3原子%的氧的含氧TiCN层。由含氧TiCN层构成的上述下部层的最表面层，例如，为了在其之上形成优选的含Zr的Al2O3晶粒（参考后述（c））而形成为至少500nm以上的层厚，并且优选由含氧TiCN层构成，该含氧TiCN层中，仅在从该含氧TiCN层与上部层的界面到沿该含氧TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域含有0.5～3原子%的氧，在超过500nm的深度区域中不含氧。在此，之所以如上限定含氧TiCN层的500nm为止的深度区域中的平均氧含量是因为，若在沿膜的深度方向比500nm深的区域含有氧，则无法得到所期望的上部层的含Zr的Al2O3晶粒的粒径分布和取向性。并且，若深度区域500nm为止的平均氧含量低于0.5原子%，则无法期待上部层与下部层TiCN层的附着强度的提高，另一方面，若该深度区域中的平均氧含量超过3原子%，则无法得到粒径为0.3～0.7μm这种粒径的含Zr的Al2O3晶粒，另外，粒径为1μm以上的晶粒中，｛0001｝面的法线相对于工具基体的表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例会低于整体的70面积%，上部层的高温强度下降。在此，平均氧含量是将从构成下部层最表面层的上述TiCN层与上部层的界面到沿该TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域中，氧（O）在钛（Ti）、碳（C）、氮（N）及氧（O）的总含量中所占的含量，以原子%（=O/（Ti+C+N+O）×100%）表示的值。（c）上部层的含Zr的Al2O3晶粒：在通过上述（b）蒸镀的含有0.5～3原子%的氧的含氧TiCN层的表面，例如，在如下条件下，由CO与CO2混合气体进行氧化处理，从而通过使生成ɑ-Al2O3核所需的Al化合物的核均匀分散于Ti化合物层最表面，从而能够在Al2O3核生成前的工序中，使ɑ-Al2O3核均匀分散于Ti化合物层最表面。反应气体组成（容量%）：CO5～10%、CO25～10%、剩余部分H2、反应气氛温度：900～960℃、反应气氛压力：3～10kPa、时间：2～5min、接着，例如在以下条件下，蒸镀含Zr的Al2O3、反应气体组成（容量%）：AlCl31～3%、CO21～5%、ZrCl40.1～1.0%、剩余部分H2、反应气氛温度：900～960℃、反应气氛压力：3～10kPa、时间：5～30min。接着，在如下条件下，进行蒸镀来蒸镀本发明的上部层。反应气体组成（容量%）：AlCl31～3%、ZrCl40.1～1.0%、CO21～3%、HCl1～5%、H2S0.1～0.5%、剩余部分H2、反应气氛温度：860～960℃、反应气氛压力：3～10kPa、时间：（直至达到上部层目标层厚）。上述成膜的由本发明的含Zr的Al2O3层构成的上部层中，通过使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置，对每个存在于其表面研磨面的测定范围内的具有六方晶格的晶粒照射电子射线，从而特定晶粒，在测定含Zr的Al2O3晶粒的粒径分布时，在粒径为0.3～0.7μm的范围和粒径为1.5～3.0μm的范围这两处形成粒径分布的峰值高度。并且，该上部层具有沿膜厚方向生长的纵长柱状组织，并且使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置，对每个存在于其表面研磨面的测定范围内的具有六方晶格的晶粒照射电子射线特定每个晶粒，并测定含Zr的Al2O3晶粒的粒径，并且测定相对于工具基体的表面的法线，作为所述晶粒的结晶面的｛0001｝面的法线所成的倾斜角及｛11-20｝面的法线所成的倾斜角时，粒径为1μm以上的晶粒中，｛0001｝面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上，并且，粒径低于1μm的晶粒中，｛11-20｝面的法线相对于工具基体的表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上。上述（c）的含Zr的Al2O3层中，作为其构成成分的Al提高该层的高温硬度及耐热性，并且，在层中微量（和Al与O的总含量中所占的比例，Zr/（Al+Zr+O）为0.0001～0.003（原子比））含有的Zr成分提高含Zr的Al2O3层本身的晶界强度/高温强度。但是，若Zr成分的含有比例低于0.0001，则无法期待上述作用，另一方面，Zr成分的含有比例超过0.003时，在层中锆氧化物粒子析出而晶界强度下降，因此Zr成分在和Al成分与O成分的总含量中所占的含有比例（Zr/（Al+Zr+O）的比值）定为0.0001～0.003（原子比）。上述（c）的含Zr的Al2O3晶粒虽然沿层厚方向作为纵长柱状组织生长，但在上部层的表面（含截面）上含Zr的Al2O3晶粒的粒径分布不同。含Zr的Al2O3晶粒的粒径主要受到下部层的Ti化合物表面的粒径或上部层的含Zr的Al2O3的反应条件的影响，例如在Ti化合物表面的粒径微细时，下部层上方的含Zr的Al2O3晶粒的粒径变小，另一方面，Ti化合物表面的粒径为粗粒时，下部层上方的含Zr的Al2O3晶粒的粒径变大。本发明中，在上部层的含Zr的Al2O3层，形成在粒径为0.3～0.7μm（第1峰值）的范围和粒径为1.5～3.0μm（第2峰值）的范围这两处形成粒径分布的峰值高度的粒径分布，其理由如下。通过在上部层的含Zr的Al2O3层内具有在两处形成粒径分布的峰值高度的粒径分布，从而提高层内的晶粒间的结合力，且提高耐崩刀性。另一方面，若第1峰值的粒径值的下限低于0.3μm，则粒径变微细，且对于下部层上方Ti化合物表面的凹凸的填充性变差，因此与上部层Al2O3晶粒的附着强度变弱。若第1峰值的粒径值的上限超过0.7μm，则上部层的Al2O3晶粒的大小相对变大，形成上部层的Al2O3时容易形成孔隙，因此上部层的硬度、强度下降，并且上部层与中间层之间的附着强度下降。并且，同时第2峰值的粒径值的下限低于1.5μm，因此无法得到将在两处形成粒径分布峰值的粒径分布，其结果，含Zr的Al2O3层内的结晶粒间的结合力变弱，耐崩刀性下降。并且，若第2峰值的粒径值的上限超过3.0μm，则上部层的Al2O3晶粒粗粒化，导致含Zr的Al2O3层的耐崩刀性下降。并且，本发明中，若以上述成膜条件形成上述粒径分布的上部层，则可形成具有如下取向组织的上部层，即粒径为1μm以上的晶粒中，｛0001｝面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占整体的70面积%以上，并且，粒径低于1μm的晶粒中，｛11-20｝面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上。于是，粒径为1μm以上的晶粒中，｛0001｝面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上，从而上部层Al2O3的高温硬度、高温强度得以维持，具有良好的耐磨损性。并且，粒径低于1μm的晶粒中，｛11-20｝面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内的晶粒的面积比例占面积比例整体的70面积%以上，从而提高下部层与上部层的附着强度，提高耐崩刀性。本发明中，若由含Zr的Al2O3晶粒构成的上部层整体的平均厚度低于2μm，则经长期使用中无法发挥优异的高温强度及高温硬度，另一方面，若超过15μm则容易发生崩刀，因此上部层的平均层厚定为2～15μm。该发明的包覆工具通过在硬质包覆层的下部层最表面形成含氧TiCN层，且形成上部层的含Zr的Al2O3晶粒的预定的粒径分布，并且，通过形成预定的结晶取向组织，从而能够提高上部层与下部层的附着强度，并且能够维持上部层的高温硬度、高温强度，因此即使在以高速且对切削刃施加断续性/冲击性负荷的高速断续切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工，也显示出优异的高温强度和高温硬度，且无硬质包覆层的崩刀、剥离的发生，经长期使用发挥优异的切削性能。附图说明图1表示关于本发明包覆工具1的上部层，含Zr的Al2O3晶粒大小的对数值为横轴，将横轴以等间隔分割的刻度区间范围内所包含的含Zr的Al2O3晶粒的数量为纵轴时的粒径分布图表的一例。具体实施方式接着，根据实施例对本发明的包覆工具进行具体的说明。[实施例]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，将这些原料粉末以表1所示的配合组成进行配合，进一步加入石蜡，在丙酮中球磨混合24小时，进行减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为预定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中，以在1370～1470℃的范围内的预定温度下保持1小时的条件进行真空烧结，烧结后，通过在切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工来分别制造出具有ISO·CNMG120408中规定的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体A～E。并且，作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN（以质量比计为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，将这些原料粉末以表2所示的配合组成进行配合，以球磨机湿式混合24小时，干燥后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气氛中，以在1540℃的温度下保持1小时的条件进行烧结，烧结后，通过在切削刃部分实施宽度：0.1mm、角度：20度的刃口修磨加工来制造出具有ISO标准·CNMG160412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体a～e。接着，将这些工具基体A～E及工具基体a～e分别装入通常的化学蒸镀装置，（a）首先，以表3（表3中的1-TiCN表示日本专利公开平6-8010号公报中所述的持有纵长生长结晶组织的TiCN层的形成条件，除此之外表示通常的粒状结晶组织的形成条件）所示的条件蒸镀形成了表6所示的目标层厚的Ti化合物层。（b）以表4所示的条件，以表6所示的目标层厚形成作为下部层的最表面层的含氧TiCN层（即，仅在从该层的表面到500nm为止的深度区域，含有0.5～3原子%（O/（Ti+C+N+O)×100%）的氧），（c）接着，以表5所示的条件，以表6所示的目标层厚形成上部层的含Zr的Al2O3，从而分别制造出本发明包覆工具1～10。并且，以比较为目的，不进行上述本发明包覆工具1、2、6、7的上述工序（b），除此之外以与本发明包覆工具1、2、6、7相同的条件成膜来制造出表7所示的比较包覆工具1、2、6、7。另外，为比较，以脱离上述本发明包覆工具3～5，8～10的上述工序（b）的条件（表4中表示为本发明外）含有氧，并且，同样以脱离（c）的条件（表5中表示为本发明外）形成含Zr的Al2O3层，除此之外以与本发明包覆工具3～5、8～10相同的条件成膜来制造出表7所示的比较包覆工具3～5、8～10。接着，关于上述本发明包覆工具1～10与比较包覆工具1～10，对于构成下部层的最表面层的TiCN层，以如下方法算出沿该TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域中的平均氧含量（=O/（Ti+C+N+O）×100），以及超过500nm的深度区域中的平均氧含量（=O/（Ti+C+N+O）×100），即，使用俄歇电子光谱分析器，在包覆工具的截面研磨面中从下部层Ti碳氮化物层的最表面到相当于Ti碳化物层膜厚的距离的范围照射直径10nm的电子射线，测定Ti、C、N、O的俄歇峰的强度，由此从它们的峰强度的总和以原子%计算出O的俄歇峰的比例。在表6、7中示出它们的值。并且，对于上述本发明包覆工具1～10与比较包覆工具1～10，使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置测定上部层的含Zr的Al2O3晶粒的粒径，通过制作粒径分布曲线图来求出粒径分布的峰值位置。更具体而言，如下所述。对于上部层表面的含Zr的Al2O3晶粒，使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置，通过对每个存在于该上部层表面研磨面的测定范围内的具有六方晶格的晶粒照射电子射线，以观察倍率5000倍测定纵横20μm的范围内的任意线段中所含的粒子的粒径来制作粒径分布曲线图，从该曲线图求出粒径分布的峰值。此时，将柱状图的一区间下端的粒径设为r1，将上端的粒径设为r2，使r2/r1=1.15，由此计算测定范围内的粒子数。即，以粒径每增加15%的方式设定范围，从而通过对数等间隔设定。在表6、7中示出它们的值。另外，对于比较包覆工具1～10，没有在两处形成粒径分布的峰值的包覆工具，仅将1处的峰值位置示于第1峰值一栏。在图1中示出对于本发明包覆工具1的上部层的含Zr的Al2O3进行测定并制作的粒径分布曲线图的一例。并且，粒径峰值的位置是使用表示局部最大值的柱形图表的前后共3个粒子数对粒径的关系，设定为2次函数，将表示该2次函数的峰值的位置作为粒径峰值位置求出。接着，在本发明包覆工具1～10、比较包覆工具1～10的硬质包覆层的上部层中，关于粒径1μm以上晶粒的｛0001｝取向的含Zr的ɑ型Al2O3晶粒的面积比例及粒径低于1μm晶粒的｛11-20｝取向的含Zr的Al2O3晶粒的面积比例，使用扫描型电子显微镜及电子背散射衍射装置，与上述同样地，通过对每个存在于其表面研磨面的测定范围内的具有六方晶格的晶粒照射电子射线来测定粒径，并且按该粒径测定作为所述晶粒的结晶面的｛0001｝及｛11-20｝面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，并测定各个倾斜角为0～10度的晶粒｛0001｝或｛11-20｝取向的含Zr的Al2O3晶粒的面积比例来求出。在表6、7中示出它们的值。并且，使用扫描型电子显微镜，以观察倍率2,000倍观察（纵截面测定）本发明包覆工具1～10、比较包覆工具1～10的硬质包覆层的各结构层的厚度，均显示出实质上与目标层厚相同的平均层厚（测定五个点的平均值）。并且，对于上部层含Zr的Al2O3晶粒中的Zr含有比例，使用二次离子质谱仪测定经镜面研磨加工的表面，将以观察倍率10,000倍下不同的视场五个点的平均值作为实测值。[表1][表2][表3][表4][表5]（表中，符号※表示进行蒸镀直至成为上部层目标层厚）[表6][表7]接着，对上述本发明包覆工具1～10、比较包覆工具1～10的各种包覆工具，均在工具钢制车刀的前端部利用固定夹具紧固的状态下，以如下条件(称为切削条件A)进行碳钢的湿式高速断续切削试验(通常的切削速度为250m/min)，工件：JIS·S30C的长度方向上以等间隔形成有8条纵槽、切削速度：400m/min.、切深量：1.5mm、进给速度：0.3mm/rev、切削时间：5分钟，以如下条件(称为切削条件B)进行铬钼合金刚的湿式高速断续切削试验，(通常的切削速度为200m/min)，工件材料：JIS·SCM440的长度方向等间隔形成有8条纵槽、切削速度：360m/min.、切深量：1.5mm、进给速度：0.3mm/rev、切削时间：5分钟，以如下条件(称为切削条件C)进行球墨铸铁的湿式高速断续切削试验，(通常的切削速度为250m/min)，工件材料：JIS·FCD450的长度方向等间隔形成有8条纵槽、切削速度：350m/min.、切深量：2.0mm、进给速度：0.3mm/rev、切削时间：5分钟，任一切削试验中均测定了切削刃的后刀面磨损宽度。在表8中示出其测定结果。[表8](表中，符号※表示在硬质包覆层发生的剥离、符号※※表示在硬质包覆层发生的崩刀而达到使用寿命为止的切削时间)从表6～8所示的结果可知，本发明包覆工具1～10，均在下部层的最表面形成含氧TiCN晶粒，且在由含Zr的Al2O3构成的上部层形成预定的粒径分布，并且形成预定的结晶取向组织，从而能够提高上部层与下部层的附着强度，并且能够维持上部层的高温硬度、高温强度，因此显示优异的高温强度和高温硬度，且不会发生硬质包覆层的崩刀、剥离，经长期使用发挥优异的切削性能。然而，比较包覆工具1～10中明确，在高速断续切削加工中，由于发生硬质包覆层的崩刀、发生剥离，在比较短的时间内到达使用寿命。产业上的可利用性如上述，该发明的包覆工具不仅在各种钢或铸铁等的通常条件下的连续切削或断续切削，而且即使在伴随高热发生，并且对切削刃施加断续性/冲击性负荷这样严峻的条件下，也不会发生硬质包覆层的崩刀、剥离，经长期使用中发挥优异的切削性能，因此能够充分满足地应对切削装置高性能化及切削加工的省力化、节能化及低成本化。