"炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、下部層と中間層と上部層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、a下部層は、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層以上からなり、かつ3~20μmの合計層厚を有するTi化合物層からなり、b中間層は、下部中間層と上部中間層からなり、下部中間層は、0.5~3μmの層厚を有し、κ型結晶構造のAl2O3層にZrを0.004~0.12ただし、全体組成に対するZrの割合を原子で示す含むZr含有κ型Al2O3層であり、上部中間層は、0.02~0.5μmの層厚を有し、下部中間層の表面に部分的に形成されたZrO2薄層であり、c上部層は、1~15μmの層厚を有するAl2O3層からなり、該Al2O3層は、上部層の垂直断面を観察した場合、κ型Al2O3相と上記ZrO2薄層上に形成されたα型Al2O3相のα-κ混合組織を有し、さらに、上部層の表面研磨面を観察した場合、α型Al2O3相の周囲をκ型Al2O3相が囲繞するα-κ網目状混合組織を有する、ことを特徴とする表面被覆切削工具。Zr含有κ型Al2O3層からなる下部中間層の表面に部分的に形成されたZrO2薄層は、下部中間層と上部中間層の界面の垂直断面において、40~80の線分割合で形成されてい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。上部層において、α型Al2O3相との合量に占めるκ型Al2O3相の占有割合は、上部層の垂直断面において、20~60面積、また、上部層の表面研磨面において、20~55面積であることを特徴とする請求項1または2に記載の表面被覆切削工具。近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工はますます高速化される傾向にあるが、上記の従来被覆工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削に用いた場合には問題はないが、特にこれを、高い発熱を伴うとともに、切れ刃に断続的かつ衝撃的負荷が作用する高速断続切削条件に用いた場合には、硬質被覆層、特に、上部層の耐衝撃性が十分ではないため、チッピング、欠損の発生等を原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。そこで、本発明者等は、上述のような観点から、硬質被覆層の耐衝撃性を高めるべく鋭意研究を行った結果、次のような知見を得た。まず、本発明者等は、高速断続切削において、硬質被覆層、特にAl2O3層からなる上部層に作用する衝撃的かつ断続的負荷を緩和することによって、耐チッピング性の向上を図るべく、このような硬質被覆層の層構造について検討を進めたところ、κ型Al2O3層とα型Al2O3層を、その層厚方向に順次積層して構成した多層構造を備えた上記従来被覆工具に比して、図1a、bに示されるような、α-κ混合組織構造からなるAl2O3層を備えた被覆工具のほうが、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する高速断続切削条件で用いた場合には、耐摩耗性の低下を招くことなく、すぐれた耐チッピング性を発揮することを見出したのである。この発明の上記α-κ混合組織構造からなるAl2O3層上部層は、例えば、以下のような、下部中間層と上部中間層からなる中間層を介して、この上にAl2O3層を成膜することによって形成することができる。つまり、工具基体表面に、下部層としてのTi化合物層を形成した後、まず、所定Zr含有割合のZr含有κ型Al2O3層を下部中間層として蒸着形成し、次いで、上部中間層としてのZrO2薄層を下部中間層の表面に部分的に形成し、その後、下部中間層と上部中間層からなる中間層の上に、Al2O3層を蒸着することによって、上記α-κ混合組織構造からなるAl2O3層上部層を形成することができる。上記α-κ混合組織構造からなるAl2O3層上部層の垂直断面を観察すると、例えば、図1aに示されるように、中間層のZrO2薄層が形成されていない表面部分即ち、ZrO2薄層によって覆われていないZr含有κ型Al2O3層下部中間層が露出する表面部分に連続して形成されているκ型Al2O3相と、ZrO2薄層上に連続して形成されたα型Al2O3相のα-κ混合組織が観察され、さらに、上部層の最表面を観察すると、例えば、図1bに示されるように、α型Al2O3相の周囲をκ型Al2O3相が恰も囲繞しているかのようなα-κ網目状混合組織が観察される。この発明の上部層は、上記のごとき特異な組織構造を備え、そして、この組織構造によって、α型Al2O3の備える耐熱性、高硬度を損なうことなく、κ型Al2O3相の備える高靭性が発揮されるため、高熱発生を伴い、かつ、切れ刃に衝撃的かつ断続的高負荷が作用する高速断続切削において、従来被覆工具に比して、一段とすぐれた耐チッピング性を示すとともに、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することを、本発明者らは見出したのである。この発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、1炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、下部層と中間層と上部層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、a下部層は、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層以上からなり、かつ3~20μmの合計層厚を有するTi化合物層からなり、b中間層は、下部中間層と上部中間層からなり、下部中間層は、0.5~3μmの層厚を有しκ型結晶構造のAl2O3層にZrを0.004~0.12ただし、全体組成に対するZrの割合を原子で示す含むZr含有κ型Al2O3層であり、上部中間層は、0.02~0.5μmの層厚を有し、下部中間層の表面に部分的に形成されたZrO2薄層であり、c上部層は、1~15μmの層厚を有するAl2O3層からなり、該Al2O3層は、上部層の垂直断面を観察した場合、κ型Al2O3相と上記ZrO2薄層上に形成されたα型Al2O3相のα-κ混合組織を有し、さらに、上部層の表面研磨面を観察した場合、α型Al2O3相の周囲をκ型Al2O3相が囲繞するα-κ網目状混合組織を有する、ことを特徴とする表面被覆切削工具。2Zr含有κ型Al2O3層からなる下部中間層の表面に部分的に形成されたZrO2薄層は、下部中間層と上部中間層の界面の垂直断面において、40~80の線分割合で形成されてい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上部層において、α型Al2O3相との合量に占めるκ型Al2O3相の占有割合は、上部層の垂直断面において、20~60面積、また、上部層の表面研磨面において、20~55面積であることを特徴とする前記1または2に記載の表面被覆切削工具。に特徴を有するものである。以下に、この発明の被覆工具の硬質被覆層について、詳細に説明する。下部層:Tiの炭化物TiC層、窒化物TiN層、炭窒化物TiCN層、炭酸化物TiCO層および炭窒酸化物TiCNO層のうちの1層または2層以上で構成されたTi化合物層からなる下部層は、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と中間層特に、Zr含有κ型Al2O3層からなる下部中間層のいずれにも強固に密着し、硬質被覆層の工具基体に対する密着性を向上させる作用を有する。下部層の合計層厚が3μm未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方、その合計層厚が20μmを越えると、特に高熱発生を伴う高速断続切削ではチッピング、欠損を発生しやすくなることから、その合計層厚は3~20μmと定めた。中間層:下部中間層Zr含有κ型Al2O3層と上部中間層ZrO2薄層からなる中間層は、例えば、以下の方法で形成することができる。通常の化学蒸着装置により、初期段階の1~120分を、反応ガス組成容量:AlCl3:2~5、H2:残り反応雰囲気温度:930~980°C、反応雰囲気圧力:5~8kPa、の雰囲気中で下部層の処理を行い、続いて、下部中間層Zr含有κ型Al2O3層は、上記処理を施した下部層Ti化合物層の表面に、反応ガス組成容量:AlCl3:3~6、ZrCl4:0.6~1.8、CO2:6~10、HCl:1.0~3.0、H2S:0.1~0.18、H2:残り、反応雰囲気温度:930~980°C、反応雰囲気圧力:5~8kPa、の条件で成膜することによって、形成することができる。上記蒸着で成膜されたZr含有κ型Al2O3層は、化学蒸着した状態でκ型の結晶Zr含有κ型Al2O3結晶粒構造を有し、高温強度にすぐれ、また、機械的熱的にすぐれた耐衝撃性を具備する。ここで、上記成膜した下部中間層Zr含有κ型Al2O3層において、全体組成に占めるZrの含有割合Zr/AlZrO×100の値は、原子で、0.004~0.12を満足することが必要である。これは、Zrの含有割合が0.004未満では、上部層のα型Al2O3層を成長時に、その高い反応温度によりκ型Al2O3層がα型Al2O3層に加熱変態し、一方、0.12を超えると、κ型Al2O3層中にZrO2が形成されてしまい、ZrO2相のつくる粒界があることで、κ型Al2O3相全体としての粒界強度が低下するという理由による。また、下部中間層Zr含有κ型Al2O3層の層厚は、0.5~3μmであることが必要である。これは、層厚が0.5μm未満では、前記で述べたような優れた高温強度、また、機械的熱的にすぐれた耐衝撃性を十分に発揮することができず、一方、層厚が3μmを超えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、層厚を0.5~3μmと定めた。次に、上部中間層のZrO2薄層を形成するためのZrO2の核成長処理は、具体的には、例えば、通常の化学蒸着装置により、反応ガス組成容量:ZrCl4:0.1~0.3、CO2:3~10、Ar:25.0~35.0、H2:残り、反応雰囲気温度:880~980°C、反応雰囲気圧力:3~15kPa、反応時間:1~30minの条件で成膜することによって、行うことができる。上記の核成長処理によって、下部中間層Zr含有κ型Al2O3層の表面には、部分的に、ZrO2薄層からなる上部中間層が形成される。上記ZrO2薄層上部中間層の層厚は、0.02~0.5μmであることが必要である。これは、ZrO2薄層上部中間層の層厚が0.02μm未満であると、下部中間層Zr含有κ型Al2O3層の全表面積に対して、目的の面積割合まで覆うことができず、上部層における、κ型Al2O3相との合量に占めるα型Al2O3相の占有割合が少なくなり、上部層の硬さが減少し、耐摩耗性が低下する。一方、その層厚が0.5μmを超えると、下部中間層Zr含有κ型Al2O3層の全表面積に対して、目的の面積割合以上覆うことになり、上部層における、α型Al2O3相との合量に占めるκ型Al2O3相の占有割合が少なくなり上部層の靭性、耐衝撃性、耐チッピング性が低下するという理由による。即ち、ZrO2薄層上部中間層は、下部中間層Zr含有κ型Al2O3層の表面全面に形成するわけではなく、好ましくは、下部中間層と上部中間層の界面の垂直断面において、40~80の線分割合で形成されていることが望ましい。これは、κ型Al2O3相とα型Al2O3相の混合組織として構成される上部層において、κ型Al2O3相とα型Al2O3相の生成比率が、上記ZrO2薄層上部中間層の生成割合線分割合に影響されるためである。例えば、上記ZrO2薄層上部中間層の生成割合線分割合が相対的に大きい場合には、上部層における上記κ型Al2O3相の生成割合が少なくなり、その結果、上部層の靭性、耐衝撃性、耐チッピング性が低下する。一方、上記ZrO2薄層上部中間層の生成割合線分割合が相対的に少ない場合には、上部層における上記α型Al2O3相の生成割合が低下し、その結果、上部層の硬さが減少し、耐摩耗性が低下するためである。上記ZrO2薄層上部中間層の層厚、割合線分割合は、核成長処理における、例えば、反応時間、反応ガス組成におけるZrCl4の含有割合によって調整することが可能であり、反応時間を短くした場合、或いは、反応ガス組成におけるZrCl4の含有割合を少なくした場合には、層厚が小さい、あるいは、生成割合線分割合の少ないZrO2薄層上部中間層が形成される。上部層:Al2O3層からなる上部層の成膜は、上記の下部中間層と上部中間層からなる中間層の表面に、例えば、通常の化学蒸着装置にて、反応ガス組成:容量で、AlCl3:6~10、CO2:10~15、HCl:3~5、H2S:0.05~0.2、H2:残り、反応雰囲気温度:960~1000°C、反応雰囲気圧力:3~5kPa、の条件で蒸着形成することができる。そして、この条件によってAl2O3層を成膜した場合、中間層のZrO2薄層が形成されていない表面部分即ち、ZrO2薄層によって覆われていないZr含有κ型Al2O3層下部中間層が露出する表面部分からは、κ型Al2O3相が成長し、一方、中間層のZrO2薄層が形成されている上部中間層からは、α型Al2O3相が成長するため、上部層組織の垂直断面を観察した場合、図1aに示されるようなα-κ混合組織が観察される。さらに、上部層の最表面を観察すると、図1bに示されるように、α型Al2O3相の周囲をκ型Al2O3相が恰も囲繞しているかのようなα-κ網目状混合組織が観察される。上部層組織におけるα型Al2O3相とκ型Al2O3相の生成割合は、ZrO2薄層上部中間層の生成割合線分割合、上部層の層厚によって影響を受け、ZrO2薄層上部中間層の生成割合線分割合が相対的に大きいと、α型Al2O3相の初期生成割合が大となり、上部層の層厚の増加につれて、上部層に占めるα型Al2O3相の占有割合が増加していく。一方、ZrO2薄層上部中間層の生成割合線分割合が相対的に小さいと、κ型Al2O3相の初期生成割合が支配的となるが、上部層の層厚の増加につれて、α型Al2O3相の占有割合が増加していくため、結果として、上部層中のκ型Al2O3相の占有割合は減少していく。上部層において、α型Al2O3相との合量に占めるκ型Al2O3相の占有割合は、上部層の垂直断面において、20~60面積、また、上部層の表面研磨面において、20~55面積であることが望ましい。これは、κ型Al2O3相の占有割合が、上部層の垂直断面において、20面積未満、または、上部層の表面研磨面において、20面積未満であると、κ型Al2O3相の占有割合が少なくなり上部層の靭性、耐衝撃性、耐チッピング性が低下するためであり、一方、κ型Al2O3相の占有割合が、上部層の垂直断面において、60面積を超える場合、または、上部層の表面研磨面において、55面積を超える場合には、上部層のκ型Al2O3相との合量に占めるα型Al2O3相の占有割合が少なくなり、上部層の硬さが減少し、耐摩耗性が低下するという理由による。上記κ型Al2O3相とα型Al2O3相の混合組織垂直断面、網目状混合組織上部層の表面からなる上部層は、κ型Al2O3相が高強度、高靭性、耐衝撃性を有することから、α型Al2O3相の備える耐熱性、硬さを損なうことなく、高熱発生を伴い、しかも、断続的衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工において、長期の使用にわたってすぐれた耐チッピング性を発揮する。ただ、上部層の平均層厚が1μm未満では、所望のすぐれた耐摩耗性を長期の使用にわたって十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が15μmを越えて厚くなりすぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚は1~15μmと定めた。本発明の被覆工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削を、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に対して断続的衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工条件で行った場合でも、硬質被覆層、特に上部層が、高硬度と耐熱性に加え、すぐれた靭性、耐衝撃性を有することから、長期の使用にわたってすぐれた耐チッピング性を発揮し、使用寿命の一層の延命化を可能とするものである。つぎに、この発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。原料粉末として、いずれも1~3μmの平均粒径を有する表1に示される粉末を用意し、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°C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ISOCNMG120408に規定するスローアウエイチップ形状をもったWC基超硬合金製の工具基体A~Dをそれぞれ作製した。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表2に示される粉末を用意し、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:1540°Cに1時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にR:0.07mmのホーニング加工を施すことによりISO規格CNMG120408のチップ形状をもったTiCN基サーメット製の工具基体a~dを作製した。ついで、これらの工具基体A~Dおよび工具基体a~dのそれぞれを、通常の化学蒸着装置に装入し、表3表3中のl-TiCNは特開平6-8010号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつTiCN層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものであるに示される条件にて、表6に示される層厚のTi化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、ついで、表4に示される蒸着条件にて、表7に示される層厚、Zr含有割合のZr含有κ型Al2O3層を下部中間層として蒸着形成し、ついで、表5に示される条件で、Zr含有κ型Al2O3層に存在するZrO2の核成長処理を施して、表7に示される層厚、生成割合線分割合のZrO2薄層上部中間層を形成し、ついで、表3に示される条件で、上部層としての所定層厚のAl2O3層を形成することにより、表7に示される本発明被覆工具1~12それぞれ製造した。上記本発明被覆工具1~12下部中間層Zr含有κ型Al2O3層、上部中間層ZrO2薄層および上部層Al2O3層について、各種の測定を行った。即ち、下部中間層:層中のZr含有割合については、二次イオン質量分析装置を用いて、鏡面研磨加工した断面を測定し、観察倍率10,000倍での異なる視野5点の平均値を実測値とした。上部中間層:鏡面研磨加工した垂直断面を、オージェ電子分光装置を用いて、観察倍率20,000倍で元素マッピングをとり、1μmの線分の中に占めるZrO2薄層の長さを測定し、5本の線分での平均値をZrO2薄層の線分割合として算定した。上部層:上部層の垂直断面におけるα型Al2O3相との合量に占めるκ型Al2O3相の占有割合は、鏡面研磨加工した断面を、電子線後方散乱回折装置を用いて観察倍率2,000倍で横方向:20μm×縦方向:上部層の膜厚相当の領域を測定し、α型Al2O3相とκ型Al2O3相の領域をそれぞれ規定し、それぞれの面積を算出した。上部層の表面研磨面におけるα-κ網目状混合組織は、表面を鏡面研磨し、電子線後方散乱回折装置を用いて観察倍率5,000倍で測定し、その菊池線回折図形から、α型Al2O3相とκ型Al2O3相の領域をそれぞれ規定し、α-κ網目状混合組織を確認した。α型Al2O3相との合量に占めるκ型Al2O3相の占有割合は、上記網目状混合組織の測定と同様に行い、測定範囲は縦横10μm四方の範囲とし、5箇所の平均値を実測値とした。なお、上記の各層の層厚については、走査型電子顕微鏡を用いた縦断面測定により測定した。上部中間層ZrO2薄層については観察倍率20,000倍、その他の層については観察倍率2,000倍にて観察を行い、それらの5点の平均値を層厚とした。表7に、これらの値をまとめて示した。比較の目的で、上記工具基体A~D,a~dに対して、表3に示される条件にて、表6に示される層厚のTi化合物層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、ついで、表8に示される蒸着条件にて、表10に示される層厚、Zr含有割合のZr含有κ型Al2O3層を下部中間層として蒸着形成し一部については、Zr非含有のκ型Al2O3層を成膜した、ついで、表9に示される条件で、Zr含有κ型Al2O3層に存在するZrO2の核成長処理を施して一部については、核成長処理を行わず、表10に示される層厚、面積割合のZrO2薄層上部中間層を形成し一部については、ZrO2薄層を形成しない、ついで、表3に示される条件で、上部層としての所定層厚のAl2O3層を形成することにより、表10に示される比較被覆工具1~12それぞれ製造した。ついで、上記の比較被覆工具1~12について、本発明被覆工具1~12場合と同様にして、下部中間層のZr含有割合、ZrO2薄層上部中間層の線分割合、上部層の垂直断面および上部層の表面研磨面において測定した。なお、上記の各層の層厚については、走査型電子顕微鏡を用いた縦断面測定により測定し、それらの5点を用いて測定し、それらの平均値を層厚とした。表10に、これらの値をまとめて示した。つぎに、上記の本発明被覆工具1~12、較被覆工具1~12ついて、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、被削材:JISS30C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:1.5mm、送り:0.3mm/rev、切削時間:5分、の条件切削条件Aというでの炭素鋼の湿式高速断続切削試験通常の切削速度は250m/min、被削材:JISSCM415の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、切削速度:400m/min、切り込み:2.0mm、送り:0.25mm/rev、切削時間:5分、の条件切削条件Bというでの合金鋼の湿式高速断続切削試験通常の切削速度は200m/min、被削材:JISFCD450の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、切削速度:400m/min、切り込み:2.5mm、送り:0.32mm/rev、切削時間:5分、の条件切削条件Cというでのダクタイル鋳鉄の乾式高速断続切削試験通常の切削速度は180m/min、を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表11に示した。表7、表10、表11から、本発明被覆工具1~12は、κ型Al2O3相とα型Al2O3相の混合組織垂直断面、網目状混合組織上部層の表面からなる上部層を備え、κ型Al2O3相がすぐれた高強度、高靭性、耐衝撃性を有し、また、α型Al2O3相がすぐれた耐熱性、硬さを有することから、高熱発生を伴い、しかも、断続的衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工において、長期の使用にわたってすぐれた耐チッピング性を発揮する。これに対して、比較被覆工具1~12は、高熱発生下での、断続的衝撃的高負荷により、チッピングを発生するため、短時間で寿命に至ることが明らかである。"