本發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切削時伴有高熱發生，并且對切削刃施加沖擊性負荷的高速銑削切削加工或高速斷續切削加工中發揮優異的耐崩刀性。

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(以下將它們統稱為基體)的表面，通過物理蒸鍍法包覆形成Ti-Al系的復合氮化物層來作為硬質包覆層的包覆工具，并且已知它們發揮優異的耐磨損性。但是，上述以往的包覆形成Ti-Al系復合氮化物層的包覆工具雖然耐磨損性比較優異，但是當在高速銑削切削條件中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包覆形成以組成式(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平均粒徑30nm以下粒狀晶組織和平均粒徑50～500nm的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切削加工中，硬質包覆層發揮優異的耐崩刀性、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，但在該文獻中，由于以在該(Ti1-XAlX)N層上進一步包覆Al2O3層，并由此提高絕熱效果為目的，未揭示通過形成將X的值提高至0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N層，對切削性能有何影響。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省勞力化及節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，因此對包覆工具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銑削切削時，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包覆形成的(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銑削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，不能說發揮能夠令人滿意的切削性能。

技術實現要素：
本發明的目的在于提供一種即使在供合金鋼的高速銑削切削等時，也發揮優異的耐崩刀性，并且經長期使用發揮優異的耐磨損性的包覆工具。本發明人等從如上述的觀點出發，為了實現通過化學蒸鍍包覆形成由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。即發現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)中的任一個構成的基體的表面，例如，通過含有三甲基鋁(Al(CH3)3)來作為反應氣體的化學蒸鍍法，蒸鍍形成立方晶結構的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層來作為硬質包覆層，并且通過硬質包覆層中的Al的含有比例具有隨著從硬質包覆層與基體的界面朝向硬質包覆層的表層側逐漸增加的組成傾斜結構，從而積極的導入與組成相應的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)的晶格常數的差別帶來的應變，而且，在硬質包覆層與基體的界面側形成平均縱橫尺寸比AL為1～2的粒狀組織，另外，在硬質包覆層的表層側形成平均縱橫尺寸比AH為3～10的柱狀組織，從而提高由(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層構成的硬質包覆層的耐崩刀性。另外，在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層中，X、Y均為原子比，且滿足0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，由此可知優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維持立方晶結構的(Ti、Al)(C、N)層，且該(Ti、Al)(C、N)層達到了以往的PVD法中無法蒸鍍形成的高Al含有比例X(例如，X=0.80～0.95)。并且，本發明人等發現通過本發明的化學蒸鍍法蒸鍍形成上述立方晶結構的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層時，雖然層中含有微量的氯，但是若平均含氯量為1原子%以下，則不會產生硬質包覆層的脆化，不僅不會對硬質包覆層特性產生惡劣的影響，而且具有平均含氯量隨著從硬質包覆層與基體的界面朝向硬質包覆層的表層側逐漸減少的組成傾斜結構時，硬質包覆層不僅具備潤滑性，而且提高耐崩刀性。由此，將具備如上述的硬質包覆層的包覆工具，用于例如合金鋼的高速銑削切削、高速斷續切削等時，能夠抑制崩刀、缺損、剝離等的產生，并且能夠經長期使用而發揮優異的耐磨損性。本發明是根據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)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，(a)包覆形成由通過化學蒸鍍法蒸鍍形成且平均層厚為2～20μm的立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物層構成的硬質包覆層，(b)上述硬質包覆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0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，(c)以從上述硬質包覆層與基體的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm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，以從硬質包覆層的表層進入硬質包覆層的內部0.5μm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，另外，硬質包覆層中的Al含有比例具有隨著從硬質包覆層與基體的界面側朝向硬質包覆層的表層側逐漸增加的組成傾斜結構，(d)對每個存在于從上述硬質包覆層與基體的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置L的立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物晶粒求出長軸寬度、短軸寬度，將這些晶粒的長軸寬度和短軸寬度的比設為平均縱橫尺寸比AL，則該平均縱橫尺寸比AL為1～2，并且，對每個存在于從硬質包覆層的表層進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置H的立方晶結構的Ti與Al的復合碳氮化物晶粒求出長軸寬度、短軸寬度，將這些晶粒的長軸寬度和短軸寬度的比設為平均縱橫尺寸比AH，則該平均縱橫尺寸比AH為3～10。(2)如上述(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，上述硬質包覆層中所含有的平均含氯量為0.001～1.0原子%。(3)如上述(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，以從上述硬質包覆層與基體的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置L為中心進行組成分析，求出氯的含有比例，將其平均值設為平均含氯量CL，則該平均含氯量CL為0.02～1.0原子%，并且，以從硬質包覆層的表層進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置H為中心進行組成分析，求出氯的含有比例，將其平均值設為平均含氯量CH，則該平均含氯量CH為0.001～0.01原子%，而且，硬質包覆層中的平均含氯量具有隨著從硬質包覆層與基體的界面側朝向硬質包覆層的表層側逐漸減少的組成傾斜結構。(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，上述硬質包覆層通過至少含有三甲基鋁來作為反應氣體成分的化學蒸鍍法蒸鍍形成。接著，對本發明的包覆工具的硬質包覆層進行更具體的說明。Ti和Al的立方晶復合碳氮化物層((Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層)的平均組成：在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層中，若Al的含有比例X(原子比)的值低于0.55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0.95則由于相對的Ti含有比例的減少而無法維持立方晶結構，因此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0.55以上0.95以下。并且，根據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至高Al含有比例X的范圍(例如，X=0.80～0.95)的狀態下得到上述組成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，因此無皮膜硬度的降低。并且，在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層中，C成分具有提高層的硬度，而N成分具有提高層的高溫強度的作用，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)的值設為0.0005以上0.005以下。另外，上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層中，若其平均層厚低于2μm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生的高速銑削切削中引起熱塑性變形，這成為偏磨損的原因，因此將其總平均層厚設為2～20μm。本發明中，在具有上述平均組成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層中，并非在層整體具有均勻組成，而是形成硬質包覆層中的Al含有比例從硬質包覆層的與基體的界面側朝向硬質包覆層的表層側連續增加的組成傾斜結構。即，以從基體表面與硬質包覆層的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm的、與基體的界面側的位置L為中心進行組成分析，將立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物的Al含有比例XL(原子比)設為0.55以上0.70以下，并且，以從硬質包覆層的表面進入硬質包覆層的內部0.5μm的表層部的位置H為中心進行組成分析，將立方晶結構的Ti和Al的復合碳氮化物的Al含有比例XH(原子比)設為0.80以上0.95以下，構成Al含有比例從硬質包覆層的與基體的界面側朝向硬質包覆層的表層側逐漸增加的Al的組成傾斜結構。根據這種組成傾斜結構，在硬質包覆層內，隨著朝向表層側，導入與其組成相應的晶格常數的差別帶來的晶格應變，其結果，提高硬質包覆層的耐崩刀性。并且，本發明中，關于構成硬質包覆層的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)晶粒的組織，在與基體的界面側的硬質包覆層中為粒狀組織，另一方面，在硬質包覆層的表層側形成柱狀組織。即，設為將在從基體表面與硬質包覆層的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm的、與基體的界面側的位置L中的晶粒的平均縱橫尺寸比AL為1～2的粒狀組織，并且，設為將從硬質包覆層的表面進入硬質包覆層的內部0.5μm的表層部的位置H中的晶粒的平均縱橫尺寸比AH為3～10的柱狀組織。本發明通過形成如上述的組織形式，在與基體的界面側能夠提高硬質包覆層的粘附性，并且，表層側的硬質包覆層具備優異的耐磨損性，并且通過與基體的界面側和表層側中的組織形式不同來防止從表層側開始的龜裂傳播，因此具備優異的耐崩刀性。并且，本發明中，雖通過如后述的化學蒸鍍法蒸鍍形成(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，但此時，層中含有作為反應氣體成分的氯。若層中所含有的氯的量過多(超過1原子%的量)則導致層自身的脆化，但在0.001原子%～1原子%的范圍內微量含有的情況下能夠不降低層的韌性就提高潤滑性，因此優選在層中含有平均含氯量0.001原子%至1原子%以下的氯。另外，當使層中含有氯時，在形成平均含氯量從硬質包覆層與基體的界面側朝向硬質包覆層的表層側逐漸減少的組成傾斜結構時，能夠不導致硬質包覆層的耐崩刀性的降低而提高潤滑性。具體而言，通過形成組成傾斜結構，即以從基體表面與硬質包覆層的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置L為中心進行組成分析，求出氯的含有比例，將其平均值設為平均含氯量CL，則該平均含氯量CL為0.02～1.0原子%，并且，以從硬質包覆層的表面進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置H為中心進行組成分析，求出氯的含有比例，將其平均值設為平均含氯量CH，則該平均含氯量CH為0.001～0.01原子%，形成平均含氯量隨著朝向硬質包覆層的表層側逐漸減少的組成傾斜結構，由此能夠提高硬質包覆層的潤滑性、耐崩刀性。本發明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，例如能夠通過下述條件的熱CVD法蒸鍍形成。反應氣體組成(容量%)：TiCl42.6～5.0%、Al(CH3)30～10.0%、AlCl30～10.0%、NH36.0～10.0%、N26.0～10.0%、C2H40～1.0%、Ar6.0～10.0%、剩余H2，(其中，Al(CH3)3和AlCl3均不會同時成為0%。)反應氣氛溫度：700～900℃，反應氣氛壓力：2～10kPa，通過上述條件的熱CVD法，蒸鍍形成平均組成滿足0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005(其中，X、Y均為原子比)，以組成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)表示的Ti和Al的立方晶復合碳氮化物層。對于通過上述的化學蒸鍍法(熱CVD法)蒸鍍形成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，Al含有比例隨著朝向硬質包覆層的表層側而逐漸增加，并且，在硬質包覆層的位置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，例如能夠通過進行蒸鍍形成的同時調整(即增加)作為上述反應氣體成分的三甲基鋁(Al(CH3)3)的添加量或進行蒸鍍形成的同時使AlCl3成分的添加量相對變多且使Ar氣體的添加量相對變少來進行蒸鍍形成。并且，對于晶粒的組織形式，與Al的組成傾斜結構相同的，例如，能夠通過進行蒸鍍形成的同時增加反應氣體成分三甲基鋁(Al(CH3)3)的添加量或進行蒸鍍形成的同時使N2氣體的添加量相對變多且在蒸鍍途中少量添加C2H4氣體，從而在硬質包覆層與基體的界面側形成平均縱橫尺寸比為1～2的晶粒，另一方面，在硬質包覆層的表層側形成平均縱橫尺寸比為3～10的晶粒。另外，通過上述化學蒸鍍法(熱CVD法)進行蒸鍍形成的同時增加反應氣體成分三甲基鋁(Al(CH3)3)的添加量，由此反應氣體成分AlCl3的添加量相對減少，并且形成蒸鍍形成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層中的平均含氯量隨著朝向硬質包覆層的表層側而逐漸減少的組成傾斜結構。由此，例如能夠通過按照所期望的組成傾斜(Al、氯)的同時按照所期望的X值、縱橫尺寸比、平均含氯量等調整反應氣體成分三甲基鋁(Al(CH3)3)的添加量來獲得所期望的硬質包覆層。本發明的包覆工具通過化學蒸鍍法蒸鍍形成作為硬質包覆層的立方晶結構的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，該硬質包覆層具有Al含有比例隨著從硬質包覆層與基體的界面朝向硬質包覆層的表層側逐漸增加的組成傾斜結構，并且，在界面側與表層側形成不同的組織形式，而且，通過具有平均含氯量逐漸減少的組成傾斜結構，具備優異的粘附性、潤滑性、耐崩刀性、耐磨損性，即使在用于合金鋼的高速銑削切削或淬火鋼的高速斷續切削時，也能夠經長期使用中發揮優異的切削性能。附圖說明圖1是表示本發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，根據實施例對本發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·SEEN1203AFSN1所規定的刀片形狀的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·SEEN1203AFTN1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3所示的條件，以目標層厚蒸鍍形成本發明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，由此制造表5所示的本發明包覆工具1～10。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4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6所示的比較例包覆工具1～8。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6所示的參考例包覆工具9、10。另外，電弧離子鍍的條件如下。(a)在丙酮中超聲波清洗上述工具基體A及a，在干燥的狀態下沿外周部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0.1Pa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的同時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100A的電流而產生電弧放電，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的同時公轉的工具基體施加-100V的直流電壓，并且，在上述Al-Ti合金構成的陰極電極(蒸發源)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由表6所示的目標平均組成、目標平均層厚的(Al、Ti)N層構成的包覆層，并分別制造作為參考例包覆工具的參考例表面包覆刀片(以下，稱為參考例包覆工具)9、10。接著，對于上述本發明包覆工具1～10的硬質包覆層，測定硬質包覆層的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均縱橫尺寸比AL、AH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH。另外，具體測定如下。使用X射線熒光分析裝置在硬質包覆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及平均含氯量。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，以從硬質包覆層與基體的界面進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置L作為光斑的中心，照射光斑直徑0.4μm的電子射線，即以位置L作為中心從硬質包覆層與基體的界面進入硬質包覆層的內部0.3μm的位置至進入硬質包覆層的內部0.7μm的位置照射電子射線，由所獲得的特性X射線的分析結果的10個點的平均求出Al的含有比例XL及平均含氯量CL。另外，所謂“為中心進行組成分析”意味著以該位置為中心照射上述光斑直徑0.4μm的電子射線，求出所獲得的特征X射線的分析結果的10個點平均。并且，在位置L中與基體表面平行地劃出寬度50μm的線LL，對每個線LL的橫切晶粒求出長軸和短軸的長度，通過將長軸的長度以短軸的長度相除來求出每個晶粒的縱橫尺寸比，通過對這些每個縱橫尺寸比取平均來求出在位置L的平均縱橫尺寸比AL。將從硬質包覆層的表面進入硬質包覆層的內部0.5μm的位置H作為光斑的中心，照射光斑直徑0.4μm的電子射線，即以位置H為中心從硬質包覆層的表面進入硬質包覆層的內部0.3μm的位置至進入硬質包覆層的內部0.7μm的位置照射電子射線，由所獲得的特性X射線的分析結果的10個點平均求出Al的含有比例XH及平均含氯量CH，并且，在位置H中在與基體表面的水平方向劃出寬度50μm的線LH，對每個線LH的橫切晶粒求出長軸和短軸的長度，通過將長軸的長度以短軸的長度相除來求出每個晶粒的縱橫尺寸比，通過對這些每個縱橫尺寸比取平均來求出在位置H的平均縱橫尺寸比AH。并且，硬質包覆層的平均層厚，使用掃描型電子顯微鏡進行截面測定，求出5處的平均值，將其平均值設為硬質包覆層的平均層厚。另外，對于硬質包覆層的結晶結構，使用X射線衍射裝置，將Cu-Kα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°)是否出現衍射峰來進行調查。表5中示出其結果。接著，與本發明包覆工具1～10相同地分別對比較例包覆工具1～8及參考例包覆工具9、10測定硬質包覆層的平均Al含有比例x、平均C含有比例y、Al的含有比例xL、yH、平均縱橫尺寸比aL、aH、平均含氯量、平均含氯量cL及平均含氯量cH。并且，與本發明包覆工具1～10相同地對硬質包覆層的結晶結構進行調查。表6中示出其結果。[表3](注)“蒸鍍開始之后不久”和“即將結束蒸鍍之前”的反應氣體組成之所以不同，是因為進行蒸鍍的同時對Al(CH3)3、AlCl3、N2、C2H4、Ar成分的添加量進行了改變。[表4][表5][表6](注1)“AIP”表示通過電弧離子鍍成膜。(注2)欄中的※符號表示處于本發明范圍外。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下，對本發明包覆工具1～10、比較例包覆工具1～8及參考例包覆工具9、10，實施以下所示的合金鋼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。工件：JIS·SCM440寬度100mm、長度400mm的塊體材料、旋轉速度：917min-1、切削速度：360m/min、切深量：1mm、單刃進給量：0.1mm/刃、切削時間：9分鐘，表7中示出上述切削試驗的結果。[表7]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(分種)。[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8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標準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標準CNGA120412的刀片形狀的工具基體甲～丁。[表8]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3所示的條件，以目標層厚蒸鍍形成本發明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，由此制造表9所示的本發明包覆工具11～15。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4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10所示的比較例包覆工具11～14。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10所示的參考例包覆工具15。另外，電弧離子鍍的條件與實施例1所示的條件相同。接著，對于上述的本發明包覆工具11～15的硬質包覆層，用與實施例1所示的方法同樣的方法測定硬質包覆層的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均縱橫尺寸比AL、AH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH及硬質包覆層的結晶結構。表9中示出其結果。接著，與本發明包覆工具11～15相同地分別對比較例包覆工具11～14及參考例包覆工具15進行硬質包覆層的平均Al含有比例x、平均C含有比例y、Al的含有比例xL、yH、平均縱橫尺寸比aL、aH、平均含氯量、平均含氯量cL、平均含氯量cH及硬質包覆層的結晶結構的測定。表10中示出其結果。[表9][表10](注1)“AIP”表示通過電弧離子鍍成膜。(注2)欄中的※符號表示處于本發明范圍外。接著，在將上述各種包覆工具均用固定夾具緊固于工具鋼制車刀的前端部的狀態下，對本發明包覆工具11～15、比較例包覆工具11～14及參考例包覆工具15，實施以下所示的滲碳淬火合金鋼的干式高速斷續切削加工試驗并測定切削刃的后刀面磨損寬度。工件：JIS·SCM415(硬度：HRC62)的長度方向等間隔4條縱槽圓棒、切削速度：210m/min、切深量：0.15mm、進給速度：0.15mm/rev、切削時間：4分鐘，表11中示出上述切削試驗的結果。[表11]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(分種)。從表5～7及表9～11所示的結果可知：本發明包覆工具1～15上蒸鍍形成立方晶結構的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)層，該硬質包覆層具有Al含有比例隨著從硬質包覆層與基體的界面朝向硬質包覆層的表層側而逐漸增加的組成傾斜結構，并且，形成在界面側與表層側不同的組織形式，具有平均含氯量逐漸減少的組成傾斜結構，由此在合金鋼的高速銑削切削加工或外徑高速斷續切削加工中發揮優異的粘附性、潤滑性、耐崩刀性、耐磨損性。相對于此，可知比較例包覆工具1～8、11～14，參考例包覆工具9、10、15，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。產業上的可利用性如上所述，根據本發明的包覆工具，不僅能夠在合金鋼的高速銑削切削加工及外徑高速斷續切削中使用，而且還能夠作為各種工件的包覆工具來使用，而且經長期使用中發揮優異的耐磨損性，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省勞力化及節能化甚至低成本化。