CN107405695A - 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 - Google Patents

硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 Download PDF

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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高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性的包覆工具。在工具基体的表面作为硬质包覆层至少设置有(Ti、Al)(C、N)层的表面包覆切削工具中，该层包含上部层与下部层，上部层在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性组成变化，下部层在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内不存在Ti和Al的周期性组成变化，上部层的Al含有比例相对于下部层较高，并且，优选上部层的I(200)/I(111)大于10，且下部层的I(200)/I(111)小于3，而且，下部层中，能够使Al含有比例从工具基体侧向上部层侧依次连续增加，或者下部层由多层构成且使各层的Al含有比例从工具基体侧向上部层侧依次阶段性增加。

Description

硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种在伴随碳素钢、铸铁、合金钢等的高热产生且冲击性的负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，通过硬质包覆层具备优异的耐崩刀性而在长期使用中发挥优异的切削性能的表面包覆切削工具(以下称作包覆工具)。
背景技术
以往，已知有如下包覆工具：通常在由碳化钨(以下由WC表示)基硬质合金、碳氮化钛(以下由TiCN表示)基金属陶瓷或立方晶氮化硼(以下由cBN表示)基超高压烧结体构成的工具基体(以下，将这些统称为工具基体)的表面，通过物理蒸镀法包覆形成Ti-Al系复合氮化物层而作为硬质包覆层，并且已知它们发挥优异的耐磨性。
但是，所述以往的包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层的包覆工具虽然耐磨性比较优异，但是当在高速断续切削条件下使用时容易产生崩刀等异常磨损，因此关于改善硬质包覆层提出了各种方案。
例如，在专利文献1中公开有如下内容：通过在工具基体表面蒸镀形成由Al和Ti的复合氮化物层构成的硬质包覆层，从而即使在高速断续切削条件下硬质包覆层也发挥优异的耐缺损性，该硬质包覆层为，由满足组成式(AlxTi1-x)N(其中，以原子比，x为0.40～0.65)的Al和Ti的复合氮化物层构成，关于该复合氮化物层，在通过EBSD对晶体方位进行分析的情况下，从表面研磨面的法线方向在0～15度的范围内具有晶体方位＜100＞的晶粒的面积比例为50％以上，并且在测定相邻的晶粒彼此所成角度的情况下，显示出小角度晶界(0＜θ≤15゜)的比例为50％以上的晶体排列。
但是，该包覆工具中，由于通过物理蒸镀法来蒸镀形成硬质包覆层，因此难以将Al的含有比例x设为0.65以上，从而期待更进一步提高切削性能。
根据这种观点考虑，还提出了如下技术，即通过用化学蒸镀法来形成硬质包覆层，将Al的含有比例x提高至0.9左右。
例如，在专利文献2中记载有如下内容：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，但在该文献中，其目的在于在该(Ti1-xAlx)N层上进一步包覆Al2O3层，由此提高隔热效果，因此通过形成将Al的含有比例x的值提高至0.65～0.95的(Ti1-xAlx)N层，对切削性能带来什么样的影响并不明确。
并且，例如在专利文献3中提出如下方案：将TiCN层、Al2O3层作为内层，在其上通过化学蒸镀法将立方晶结构或包含有六方晶结构的立方晶结构的(Ti1-xAlx)N层(其中，以原子比，x为0.65～0.90)作为外层而包覆，并且通过对该外层施加100～1100MPa的压缩应力来改善包覆工具的耐热性及疲劳强度。
专利文献1：日本专利公开2009-56540号公报
专利文献2：日本专利公表2011-516722号公报
专利文献3：日本专利公表2011-513594号公报
近年来，对切削加工中的节省劳力化及节能化的要求增加，随之，切削加工有进一步高速化、高效率化的趋势，对包覆工具进一步要求耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性等耐异常损伤性，并且要求在长期使用中发挥优异的耐磨性。
但是，所述专利文献1中所记载的包覆工具中，由(Ti1-xAlx)N层构成的硬质包覆层通过物理蒸镀法蒸镀形成，难以提高硬质包覆层中的Al的含有比例x，因此，存在如下问题：例如用于碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削时耐磨性、耐崩刀性不能说充分。
另一方面，关于通过所述专利文献2中所记载的化学蒸镀法蒸镀形成的(Ti1-xAlx)N层，能够提高Al的含有比例x，并且能够形成立方晶结构，虽然因此获得具有规定的硬度且耐磨性优异的硬质包覆层，但存在与工具基体之间的粘附强度不充分，并且韧性差的问题。
而且，虽然所述专利文献3中所记载的包覆工具具有规定的硬度且耐磨性优异，但韧性差，从而存在如下问题：用于碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削加工等时容易产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，不能说发挥令人满意的切削性能。
发明内容
于是，本发明的目的在于提供一种即使用于碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削等时，也具备优异的韧性，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性的包覆工具。
本发明人等从前述观点出发，为了改善通过形成至少包含有Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物(以下，有时由“(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、耐磨性，经过重复进行深入的研究的结果得出了如下见解。
首先，本发明人等通过将具有NaCl型的面心立方结构的由(Ti、Al)(C、N)构成的硬质包覆层设为Al含有比例不同的至少两层结构而对硬质包覆层的耐崩刀性提高进行了试验，其结果与上部层的(Ti、Al)(C、N)层相比，相对降低了Al含有比例的下部层的(Ti、Al)(C、N)层与工具基体之间的粘附强度较高，且耐剥离性较优异，但上部层的(Ti、Al)(C、N)层虽然相对提高了Al含有比例而耐磨性较优异，但另一方面因韧性下降而不能说耐崩刀性充分。
于是，进一步进行了研究的结果，发现在上部层的Al含有比例相对较高的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒中，通过在晶粒内形成周期性组成变化，上部层的韧性下降得以抑制，其结果，关于上部层，其耐磨性优异的同时具备优异的耐崩刀性。
即，发现通过将具有NaCl型面心立方结构的由(Ti、Al)(C、N)构成的硬质包覆层由Al含有比例相对较高的上部层及Al含有比例相对较低的下部层的至少两层结构来构成，并且通过在上部层的(Ti、Al)(C、N)晶粒内形成周期性组成变化，硬质包覆层具有优异的韧性及耐磨性，即使在用于碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削加工等时，也显示出优异的耐崩刀性、耐磨性，且在长期使用中发挥优异的切削性能。
并且，本发明人等对关于(Ti、Al)(C、N)晶粒中的来自(200)面的X射线衍射峰强度I(200)及来自(111)面的X射线衍射峰强度I(111)进行了研究，其结果发现当上部层中的I(200)/I(111)的值超过10，下部层中的I(200)/I(111)的值小于3时，发挥更进一步优异的耐崩刀性、耐磨性。
而且，本发明人等发现，在下部层中，随着从工具基体侧向硬质包覆层表面侧依次增加Al含有比例时，或将下部层由多个层构成且随着从工具基体侧向硬质包覆层表面侧使各层中的Al含有比例逐渐增加时，耐剥离性会更进一步提高。
本发明是根据所述见解而完成的，其具有如下特征：
“(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形成有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)所述硬质包覆层至少包含平均层厚1～20μm的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，
(b)所述复合氮化物层或复合碳氮化物层至少包含具有NaCl型面心立方结构的复合氮化物或复合碳氮化物的相，
(c)所述复合氮化物层或复合碳氮化物层至少包含上部层及下部层，所述上部层在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性组成变化，所述下部层在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内不存在Ti和Al的周期性组成变化，
(d)当将所述上部层由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Yavg(其中，Xavg、Yavg均为原子比)分别满足0.70≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005，
(e)当将所述下部层由组成式：(Ti1-uAlu)(CvN1-v)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Uavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Vavg(其中，Uavg、Vavg均为原子比)分别满足0≤Uavg＜0.70、且0≤Vavg≤0.005。
(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，当将所述上部层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度设为I(200)，并且将来自(111)面的X射线衍射峰强度设为I(111)时，满足I(200)/I(111)＞10。
(3)根据(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，将所述下部层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度设为I(200)，并且将来自(111)面的X射线衍射峰强度设为I(111)时，满足I(200)/I(111)＜3。
(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，所述下部层中存在组成的倾斜，下部层中的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例u从工具基体表面侧向上层侧依次增加。
(5)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，所述下部层由不同组成的多个层构成，各层中的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例u从工具基体侧向上部层侧逐渐变大。
(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，在所述上部层的存在Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒内，周期性变化的x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx为0.03～0.25。
(7)根据(1)至(6)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述上部层的存在Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒内，沿该晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位而存在Ti和Al的周期性组成变化，沿该方位的周期为3～100nm，与该方位正交的面内的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例Xo的变化为0.01以下。
(8)根据(1)至(7)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，关于所述上部层，从该层的纵剖面方向观察的情况下，在该层内的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中存在具有六方晶结构的微晶粒，该微晶粒所存在的面积比例为5面积％以下，该微晶粒的平均粒径R为0.01～0.3μm。
(9)根据(1)至(8)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述工具基体与所述下部层之间存在基底层，所述基底层由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1层或2层以上的Ti化合物层构成，且具有0.1～20μm的合计平均层厚。
(10)根据(1)至(9)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述上部层的表面以1～25μm的合计平均层厚存在至少包含有氧化铝层的最表面层。”
以下，对本发明进行详细的说明。
本发明包覆工具的硬质包覆层至少包含由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的(Ti、Al)(C、N)层。该(Ti、Al)(C、N)层硬度较高且具有优异的耐磨性，尤其当平均层厚为1～20μm时，尤为突出地发挥其效果。其理由在于，若平均层厚小于1μm，则因层厚较薄而在长期使用中无法充分确保耐磨性，另一方面，若该平均层厚超过20μm，则Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒容易粗大化，从而容易产生崩刀。因此，将该平均层厚设定为1～20μm。并且，若在本发明硬质覆膜层的下部层中的平均层厚优选为0.3～1.5μm，则附着强度进一步提高，且耐崩刀性进一步提高。
图1中示出本发明包覆工具的硬质包覆层的剖面示意图的一例。
如图1的(a)～(c)所示，本发明的硬质包覆层至少包含在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性组成变化的上部层、及在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内不存在Ti和Al的周期性组成变化的下部层，作为典型的下部层的方式，可举出如图1的(a)所示的遍及下部层整体具有大致均匀的组成的情况；如图1的(b)所示的下部层具有层中的Al含有比例从工具基体表面侧向上部层连续增加的组成倾斜结构的情况；并且，如图1的(c)所示的下部层由多个层所成的层叠结构构成，且该层叠结构的各自的多个层的Al含有比例从工具基体侧向上部层侧依次阶段性增加的情况等。
在此，关于所述上部层，当由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，以如下方式控制组成：Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Yavg(其中，Xavg、Yavg均为原子比)分别满足0.70≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005。
其理由在于，若Al的平均含有比例Xavg小于0.70，则(Ti、Al)(C、N)层的抗氧化性较差，在用于合金钢等的高速断续切削时，耐磨性不充分。另一方面，若Al的平均含有比例Xavg超过0.95，则硬度较差的六方晶的析出量增大而硬度下降，从而耐磨性下降。因此，Al的平均含有比例Xavg设定为0.70≤Xavg≤0.95。
并且，当(Ti、Al)(C、N)层中所包含的C成分的平均含有比例Yavg为0≤Yavg≤0.005的微量范围时，因润滑性提高而减缓切削时的冲击，其结果(Ti、Al)(C、N)层的耐崩刀性、耐缺损性提高。另一方面，若C成分的平均含有比例Yavg脱离0≤Yavg≤0.005的范围，则因(Ti、Al)(C、N)层的韧性下降而耐崩刀性、耐缺损性下降，因此不优选。因此，C的平均含有比例Yavg设定为0≤Yavg≤0.005。
另外，在C的含有比例中，对即使有意不使用包含有C的气体作为气体原料也会含有的不可避免的C的含有比例进行了排出，求出减去不可避免的C的含有比例的值作为Yavg。
并且，关于所述下部层，当由组成式：(Ti1-uAlu)(CvN1-v)表示时，以如下方式控制组成：Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Uavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Vavg(其中，Uavg、Vavg均为原子比)分别满足0≤Uavg＜0.70、且0≤Yavg≤0.005。
其理由在于，若Al的平均含有比例Uavg小于0.70，则(Ti、Al)(C、N)层与工具基体或在工具基体上所包覆的基底层之间的粘附强度优异，且在冲击性的机械性的高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，发挥优异的耐剥离性，另一方面，若Al的平均含有比例Uavg成为0.70以上，则耐磨性提高，但耐剥离性显示出下降的趋势。
因此，下部层的Al的平均含有比例Uavg设定为0≤Uavg＜0.70。
并且，当下部层中所含有的C成分的平均含有比例Vavg与上部层的C成分的平均含有比例Yavg的情况同样地为0≤Vavg≤0.005的微量范围时，因润滑性提高而减缓切削时的冲击，且耐崩刀性、耐缺损性提高，但若C成分的平均含有比例Vavg脱离0≤Vavg≤0.005的范围，则因(Ti、Al)(C、N)层的韧性下降而耐崩刀性、耐缺损性下降，因此不优选。因此，下部层的C的平均含有比例Vavg设定为0≤Vavg≤0.005。
并且，在以Cu-Kα射线为线源分别对所述上部层和下部层进行了X射线衍射时，如图2所示，当将上部层中的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度设为I(200)，并且将来自(111)面的X射线衍射峰强度设为I(111)时，优选满足I(200)/I(111)＞10，在这种情况下，上部层具有优异的硬度，其结果，发挥优异的耐磨性。
并且，如图2所示，当下部层中的具有NaCl型面心立方结构的晶粒满足I(200)/I(111)＜3时，下部层显示出优异的韧性，其结果，发挥优异的耐崩刀性、耐剥离性。
并且，如图3所示，当下部层为从工具基体侧向上部层侧的Al含有比例依次连续增加的倾斜组成结构时，X射线衍射峰与图2相比成为半峰宽较大的峰，将此时的I(200)及I(111)设为各峰的最大强度的值。
并且，如图4所示，当下部层以多个(Ti、Al)(C、N)层的层叠结构来构成，且相比于位于工具基体侧的(Ti、Al)(C、N)层，相对提高了位于上部层侧的(Ti、Al)(C、N)层的Al含有比例时，X射线衍射峰根据所构成的下部层的层数出现峰，将此时的I(200)及I(111)设为各峰的最大强度的平均值。
另外，下部层的Al含量低于上部层的Al含量，因此下部层的峰出现在比上部层更靠低角度侧，由该关系能够确认下部层和上部层的峰值。
所述下部层能够作为满足所述组成式：(Ti1-uAlu)(CvN1-v)(其中，0≤Uavg＜0.70、且0≤Vavg≤0.005)的单一的(Ti、Al)(C、N)层来形成。
并且，能够作为不是单一层而是层叠有多个(Ti、Al)(C、N)层的层叠结构而构成，但在该情况下，构成层叠结构的各层的成分组成需要满足所述组成式：(Ti1-uAlu)(CvN1-v)(其中，0≤Uavg＜0.70、且0≤Vavg≤0.005)。
当将所述下部层由单一的(Ti、Al)(C、N)层来形成时，能够以遍及下部层整体且组成大致均匀的层来形成，但也能够以具备Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例从工具基体侧向上部层侧依次连续增加的组成倾斜结构为单层来形成。而且，当以具备这种组成倾斜结构的下部层来形成时，对工具基体和上部层这两者具有优异的粘附强度，且耐崩刀性、耐剥离性提高。
并且，当将所述下部层以多个(Ti、Al)(C、N)层的层叠结构来构成时，相比于位于工具基体侧的(Ti、Al)(C、N)层，优选相对提高位于上部层侧的(Ti、Al)(C、N)层的Al含有比例，且使其依次阶段性增加。在这种情况下，工具基体与下部层之间的粘附强度、下部层与上部层之间的粘附强度以及由多个层构成的下部层的层之间的粘附强度优异，且耐崩刀性、耐剥离性提高。
当从工具基体侧向上部层侧的Al含有比例在依次连续增加的倾斜组成结构时，或者由多个层构成的依次阶段性增加时，均因晶格的错配依次减缓而可实现粘附性的提高。
关于本发明的上部层的存在Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒，因晶粒内存在Ti和Al的周期性组成变化，晶粒中出现变形，从而硬度提高。然而，若Ti和Al的组成变化的大小的指标即所述组成式中的x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx小于0.03，则前述的晶粒的变形较小而无法期望充分提高硬度。另一方面，若x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx超过0.25，则晶粒的变形变得过大，晶格缺陷变大，从而硬度下降。因此，关于在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在的Ti和Al的组成变化，优选将周期性变化的x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx设为0.03～0.25。
图5中示出表示Ti和Al的周期性组成变化的图表的一例，所述Ti和Al的周期性组成变化通过如下方式求出：使用透射型电子显微镜，对晶粒内存在的Ti和Al的组成变化的情况进行基于能量分散型X射线光谱法(EDS)的射线分析而求出。
所述上部层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒中，Ti和Al的周期性组成变化优选沿具有NaCl型面心立方结构的晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位以3～100nm的周期存在。但是，若该周期小于3nm，则韧性容易下降，另一方面，若超过100nm，则无法期望提高硬度的效果，当沿具有NaCl型面心立方结构的晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位而存在的周期为3～100nm时，尤其提高耐崩刀性。
并且，通过将与该方位正交的面内的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例Xo的变化设为0.01以下，诱发与{110}面形成角度的{001}面内的位错的滑动运动而提高韧性。
图6是表示关于存在Ti和Al的周期性组成变化的晶粒，其周期性组成变化沿晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位而存在且与该方位正交的面内的Ti和Al的组成变化较小的示意图。
当用场发射型扫描电子显微镜对本发明的上部层和下部层从其纵剖面方向进行了观察时，在具有NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶界部中，有时存在具有六方晶结构的微晶粒，但该微晶粒的微量存在是被容许的，并且，从韧性提高的观点考虑优选微量存在。
即，通过微量存在具有该六方晶结构的微晶粒，晶界滑动得到抑制，韧性提高。
但是，若具有六方晶结构的微晶粒的面积比例超过5面积％，则因NaCl型面心立方结构的晶粒的比例相对减少而硬度下降，因此该面积比例优选设为5面积％以下。
并且，当在具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中存在具有六方晶结构的微晶粒时，若其平均粒径R小于0.01μm，则抑制晶界滑动的效果不充分，另一方面，若超过0.3μm，则层内的变形变大而硬度下降，因此具有六方晶结构的微晶粒的平均粒径R优选设为0.01～0.3μm。
本发明的下部层和上部层能够通过例如在工具基体表面使反应气体组成周期性变化的以下化学蒸镀法而成膜。
对所使用的化学蒸镀反应装置，将由NH3、H2构成的气体组A和由TiCl4、AlCl3、N2、H2构成的气体组B分别从各自的供气管向反应装置内供给，气体组A和气体组B向反应装置内的供给例如以恒定周期的时间间隔，以气体流过的时间比该周期短的方式进行供给，以使在气体组A和气体组B的供气中产生比气体供给时间短的时间的相位差，从而能够使工具基体表面中的反应气体组成随时间变化为(甲)气体组A、(乙)气体组A和气体组B的混合气体及(丙)气体组B。并且，在本发明中无需导入用于进行严格的气体置换的长时间的排气工序。从而，作为供气方法也可以通过以下方式实现：例如使供气口旋转，或者使工具基体旋转，或者使工具基体往复移动，从而使工具基体表面中的反应气体组成随时间变化为(甲)以气体组A为主的混合气体、(乙)气体组A和气体组B的混合气体、(丙)以气体组B为主的混合气体。
在工具基体表面，使反应气体组成(相对于将气体组A及气体组B合并的整体的容量％)例如在本发明的上部层中，在气体组A中为NH3：2.0～3.0％、H2：65～75％，在气体组B中为AlCl3：0.7～0.9％、TiCl4：0.2～0.3％、N2：0.0～12.0％、C2H4：0～0.5％、H2：剩余部分、反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：700～750℃、供给周期3～4秒、每1周期的气体供给时间0.15～0.25秒、气体供给A与气体供给B的相位差0.10～0.20秒，并以规定时间进行热CVD法，能够形成规定组成、规定目标层厚的(Ti、Al)(C、N)层。
关于本发明中的Al含有比例相对较高的上部层和Al含有比例相对较低的下部层的成膜，例如在前述的成膜法中，能够通过调整AlCl3和TiCl4的比率、供给周期、气体供给A与气体供给B的相位差等来分别制作。
并且，关于在具有NaCl型面心立方结构的晶粒中形成组成变化的上部层的成膜，通过以气体组A和气体组B到达工具基体表面的时间上产生差异的方式进行供给，在晶粒内形成Ti和Al的局部组成差，该局部组成差为了稳定化而引起原子的再排列，从而形成组成的周期性变化。
而且，其结果，形成具有优异的耐磨性并且韧性显著提高的上部层，因此即使在断续的冲击性的负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用的情况下，硬质包覆层也发挥优异的耐崩刀性，且在长期使用中发挥优异的切削性能。
基底层及最表面层：
并且，本发明的(Ti、Al)(C、N)层仅以其本身就能发挥充分的效果，但可以设置由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1层或2层以上的Ti化合物层构成且具有0.1～20μm的合计平均层厚的基底层。另外，可以以1～25μm的合计平均层厚来设置包含氧化铝层的最表面层。
当设置有这些层时，发挥更优异的切削性能。
但是，当设置由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1层或2层以上的Ti化合物层构成的基底层时，若基底层的合计平均层厚小于0.1μm，则无法充分发挥基底层的效果，另一方面，若超过20μm，则晶粒容易粗大化，且容易产生崩刀。
并且，当设置包含有氧化铝层的最表面层时，若最表面层的合计平均层厚小于1μm，则无法充分发挥最表面层的效果，另一方面，若最表面层的合计平均层厚超过25μm，则晶粒容易粗大化，且容易产生崩刀。
本发明的硬质包覆层至少包含有(Ti、Al)(C、N)层，并且，该(Ti、Al)(C、N)层由Al含有比例相对较高的上部层及Al含有比例相对较少的下部层构成，在上部层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒内形成有周期性组成变化，从而硬质包覆层具备优异的韧性、耐磨性，因此即使用于碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削加工等时，也发挥优异的耐崩刀性、耐磨性。
并且，当将硬质包覆层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度设为I(200)，将来自(111)面的X射线衍射峰强度设为I(111)时，通过上部层满足I(200)/I(111)＞10，下部层满足I(200)/I(111)＜3，从而能够进一步提高上部层的耐磨性、下部层的耐崩刀性、耐剥离性。
而且，通过在下部层形成Al含有比例从工具基体侧向上部层侧依次连续增加的组成倾斜结构，或通过将下部层以多个层的层叠结构来构成且使各自的多个层的Al含有比例从工具基体侧向上部层侧依次阶段性增加，从而提高工具基体-下部层-上部层之间的粘附强度，且能够进一步提高耐崩刀性、耐剥离性。
而且，在工具基体表面包覆形成有上述硬质包覆层的本发明包覆工具即使用于冲击性的断续性的高负荷作用于切削刃的碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削加工时，也显示出优异的耐崩刀性、耐磨性，且在长期使用中发挥优异的切削性能。
附图说明
图1表示本发明包覆工具的硬质包覆层的剖面示意图的一例，在图(a)～图(c)中示出下部层的典型的3种方式。
图2表示下部层为单层的本发明包覆工具的X射线衍射图表的一例，对下部层和上部层分别计算出峰值强度I(111)和I(200)。
图3表示本发明包覆工具的X射线衍射图表的一例，所述本发明包覆工具具有下部层的Al含有比例从工具基体侧向上部层侧依次连续增加的倾斜组成结构的下部层，对下部层和上部层分别计算出峰值强度I(111)和I(200)。
图4表示本发明包覆工具的X射线衍射图表的一例，所述本发明包覆工具的下部层以多个(Ti、Al)(C、N)层的层叠结构构成，且为具有相比于位于工具基体侧的(Ti、Al)(C、N)层、相对提高了位于上部层侧的(Ti、Al)(C、N)层的Al含有比例的下部层，对下部层和上部层分别计算出峰值强度I(111)和I(200)。
图5是表示Ti和Al的周期性组成变化的图表的一例的图，所述Ti和Al的周期性组成变化是通过在构成本发明的硬质包覆层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)层的剖面，使用透射型电子显微镜对存在Ti和Al的周期性组成变化的晶粒进行了基于能量分散型X射线光谱法(EDS)的射线分析的结果。
图6是示意地表示如下的示意图：在构成本发明的硬质包覆层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)层的剖面，关于存在Ti和Al的周期性组成变化的晶粒，沿晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位而存在Ti和Al的周期性组成变化，且与该方位正交的面内的Ti和Al的组成变化较小。
具体实施方式
接着，通过实施例对本发明的包覆工具进行更具体的说明。
[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，进而添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合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，对该压坯在5Pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下进行真空烧结，烧结之后，分别制造出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体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，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，并用球磨机进行24小时的湿式混合，在进行干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，对该压坯在1.3kPa的氮气氛中以温度：1500℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结进行之后，制作出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的工具基体D。
接着，使用化学蒸镀装置，在这些工具基体A～D的表面以如下方式蒸镀形成下部层和上部层，并以此制造出表9所示的本发明包覆工具1～10。
以表4、表5所示的形成条件A1～E1即作为由NH3和H2构成的气体组A、由TiCl4、AlCl3、N2、H2构成的气体组B及各种气体的供给方法，将反应气体组成(相对于气体组A及气体组B的总和的容量％)设为在气体组A中NH3：0.5～1.0％、H2：65～75％，在气体组B中AlCl3：0.0～0.6％、TiCl4：0.3～0.7％、N2：0.0～12.0％、C2H4：0～0.5％、H2：剩余部分，设为反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：600～680℃、供给周期3～4秒、每1周期的气体供给时间0.15～0.25秒、气体供给A和气体供给B的相位差0.10～0.20秒，并以规定时间进行热CVD法，蒸镀成膜了层内的Al含有比例大致恒定的由(Ti、Al)(C、N)构成的下部层。
接着，以表6、表7所示的形成条件A～G即作为由NH3和H2构成的气体组A、由TiCl4、AlCl3、N2、H2构成的气体组B及各种气体的供给方法，将反应气体组成(相对于气体组A及气体组B的总和的容量％)设为在气体组A中NH3：2.0～3.0％、H2：65～75％，在气体组B中AlCl3：0.7～0.9％、TiCl4：0.2～0.3％、N2：0.0～12.0％、C2H4：0～0.5％、H2：剩余部分，设为反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：700～750℃、供给周期3～4秒、每1周期的气体供给时间0.15～0.25秒、气体供给A与气体供给B的相位差0.10～0.20秒，并以规定时间进行热CVD法，在下部层的表面蒸镀成膜规定层厚的由(Ti、Al)(C、N)构成的上部层。
另外，关于本发明包覆工具4～8，在表3所示的形成条件下形成了表8所示的基底层、最表面层。
并且，以比较为目的，在工具基体A～D的表面，以表4、表5所示的形成条件f1～j1蒸镀形成下部层，以表6、表7所示的比较成膜工序条件蒸镀形成表10所示的包含有(Ti、Al)(C、N)层的上部层，以此制造出比较包覆工具1～10。
另外，也有如表10所示没有设置下部层(比较包覆工具1～5)、或在(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的成膜工序中如表7所示以气体供给A与气体供给B没有相位差的方式形成有硬质包覆层(参考D’、E’、I’、J’)的包覆工具。
另外，与本发明包覆工具4～8同样地，关于比较包覆工具4～8，在表3所示的形成条件下，形成了表8所示的基底层、最表面层。
并且，使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)测定本发明包覆工具1～10的下部层、上部层、基底层、最表面层和比较包覆工具1～10的硬质包覆层(以下，方便起见，将比较包覆工具1～10的硬质包覆层也称为上部层。)、基底层、最表面层的与工具基体垂直的方向的剖面，当测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均而求出平均层厚之后，均显示出实际上与表9及表10所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，关于本发明包覆工具1～10的下部层的平均Al含有比例Uavg，使用透射型电子显微镜(倍率200000倍)，对下部层进行观察，并使用能量分散型X射线光谱法(EDS)从剖面侧进行下部层的面分析，由此求出平均Al含有比例Uavg。并且，关于本发明包覆工具的上部层及比较包覆工具1～10的上部层的平均Al含有比例Xavg，使用电子探针显微分析仪(EPMA，Electron-Probe-Micro-Analyser)，在研磨了表面的试料中，从试料表面一侧照射电子射线，由所得到的特性X射线的分析结果的10个点的平均求出Al的平均Al含有比例Xavg。关于平均C含有比例Vavg、Yavg，通过二次离子质谱分析(SIMS，Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy)来求出。从试料表面一侧，在70μm×70μm的范围内照射离子束，对通过溅射作用而释放出的成分测定了深度方向的浓度。平均C含有比例Vavg、Yavg表示关于(Ti、Al)(C、N)层的深度方向的平均值。
并且，关于本发明包覆工具1～10的下部层及上部层、比较包覆工具1～10的上部层，使用X射线衍射装置，并以Cu-Kα射线为线源进行X射线衍射，求出具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度作为I(200)，并且求出来自(111)面的X射线衍射峰强度作为I(111)，进而求出了I(200)/I(111)的值。另外，关于各峰，通过确认分别在JCPDS00-038-1420立方晶TiN与JCPDS00-046-1200立方晶AlN各自所显示的同一晶面的衍射角度之间(例如，(111)为36.66～38.53°，(200)为43.59～44.77°)出现的衍射峰来调查。
另外，使用透射型电子显微镜(倍率200000倍)，对(Ti、Al)(C、N)层的微小区域进行了观察，使用能量分散型X射线光谱法(EDS)，从剖面侧进行了面分析的结果，确认到在本发明包覆工具1～10的构成上部层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性组成变化。关于该晶粒，根据所述面分析的结果，根据组成的浓淡以10个周期左右的组成变化进入测定范围的方式设定了倍率，然后沿工具基体表面的法线方向，在5个周期的范围内进行了基于EDS的射线分析，求出Ti和Al的周期性变化的极大值与极小值的各自的平均值之差作为极大值与极小值之差Δx，另外，将极大值的该5个周期的平均间隔作为Ti和Al的周期性组成变化的周期而求出。
并且，在本发明包覆工具1～10的上部层中，对确认到沿具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位而存在Ti和Al的周期性组成变化的试料，沿该方位在5个周期的范围内进行了基于EDS的射线分析，求出Ti和Al的周期性变化的极大值与极小值的各自的平均值之差而作为极大值与极小值之差Δx，进而，将极大值的该5个周期的平均间隔作为Ti和Al的周期性组成变化的周期而求出，沿着与该方位正交的方向进行射线分析，将Ti和Al的总量中所占的Al的含有比例平均Xo的最大值与最小值之差作为Ti和Al的组成变化而求出。
并且，使用电子背散射衍射装置，在将本发明包覆工具1～10的下部层及上部层、比较包覆工具1～10的上部层的与工具基体表面垂直的方向的剖面设为研磨面的状态下，设置于场发射型扫描电子显微镜的镜筒内，在所述研磨面上，以70度的入射角度，将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流照射于在所述剖面研磨面的测定范围内存在的各晶粒，关于在与工具基体水平方向上长度为100μm、沿与工具基体表面垂直的方向的剖面的膜厚以下的距离的测定范围内的硬质包覆层，以0.01μm/step的间隔测定电子背散射衍射图像，并分析各晶粒的晶体结构，测定NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中所形成的六方晶结构的微晶粒的面积比例，并且测定对各该微晶粒制作的外切圆的半径，并将其半径值的平均值设为该微晶粒的平均粒径R。
表9、表10中示出以上求出的值。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
(注)*表示不分气体A组、B组而在不出现相位差的条件下供给气体。
[表5]
[表6]
(注)D’、E’、I’、J’表示不分气体A组、B组而在不出现相位差的条件下供给气体。
[表7]
[表8]
[表9]
[表10]
接着，在利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，对本发明包覆工具1～10及比较包覆工具1～10实施以下所示的合金钢的高速断续切削的一种即干式高速正面铣削及中心切割式切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
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的块体材料；
转速：994min-1；
切削速度：390m/min；
切深量：1.5mm；
单刀进给量：0.1mm/刀；
切削时间：8分钟；
(通常的切削速度为220m/min)，
表15中示出其结果。
[实施例2]
使用化学蒸镀装置，在实施例1中制作的WC基硬质合金制的工具基体A～C及TiCN基金属陶瓷制的工具基体D的表面，在表11所示的形成条件A2～C2下，以规定时间进行热CVD法，蒸镀形成了具有层内的Al含有比例从工具基体侧向上部层侧连续增加的组成倾斜结构的由(Ti、Al)(C、N)构成的下部层。具体而言，刚开始成膜后，以AlCl3气体流量相对于AlCl3气体流量和TiCl4气体流量的总和之比变大的方式，且在将AlCl3气体流量和TiCl4气体流量的总和保持为恒定的状态下，使AlCl3和TiCl4的气体流量连续变化，以此形成下部层。
接着，在表6、表7所示的形成条件A～C下，在下部层的表面上蒸镀形成规定层厚的由(Ti、Al)(C、N)构成的上部层，以此制造出表12所示的本发明包覆工具11～17。
另外，关于本发明包覆工具13～16，在表3所示的形成条件下，形成了表8所示的基底层、最表面层。
关于上述本发明包覆工具11～17，以与实施例1相同的方法，分别求出了各层的层厚、下部层的成膜初始阶段(工具基体侧)及成膜后期阶段(上部层侧)的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
关于下部层的工具基体侧的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值，从下部层与工具基体表面或与基底层的界面向上部层侧在下部层的平均层厚的1/4的距离的位置进行了测定。同样地，关于下部层的上部层侧的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值，从下部层与上部层的界面向下部层侧在下部层的平均层厚的1/4的距离的位置进行了测定。并且，使用透射型电子显微镜(倍率200000倍)，对下部层进行观察，并使用能量分散型X射线光谱法(EDS)，以下部层从剖面侧进入测定范围内的方式设定了倍率，然后沿工具基体表面的法线方向进行基于EDS的组成的射线分析，确认了平均Al含有比例从工具基体侧经上部层侧连续增加的情况。
表12中示出分别求出的值。
[表11]
(注)从开始成膜到结束为止使AlCl3和TiCl4气体组成连续变化而成膜具有倾斜组成的下部层。
[表12]
关于上述本发明包覆工具11～17，在与实施例1的情况相同的以下切削条件下，实施干式高速正面铣削、中心切割式切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
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的块体材料；
转速：994min-1；
切削速度：390m/min；
切深量：1.5mm；
单刀进给量：0.1mm/刀；
切削时间：8分钟；
(通常的切削速度为220m/min)，
表15中示出切削试验结果。
[实施例3]
使用化学蒸镀装置，在实施例1中制作的WC基硬质合金制的工具基体A～C及TiCN基金属陶瓷制的工具基体D的表面，在表13所示的形成条件A3～C3下，以规定时间进行热CVD法，蒸镀形成了由(Ti、Al)(C、N)构成的下部层。
在此，下部层由工具基体侧的第1下部层、大致位于中间的第2下部层及上部层侧的第3下部层的多个层的层叠结构形成，在各层中，Al浓度大致恒定，但随着从第1下部层向第3下部层，各层的Al浓度从工具基体侧向上部层侧阶段性增加。
另外，下部层并不限定于第1～第3下部层，可以以n层(其中，n为2以上的整数)的层叠结构构成，但在实施例3中，下部层以3层结构(n＝3)形成。
接着，在表6、表7所示的形成条件A、C、E、G下，在下部层的表面蒸镀形成规定层厚的由(Ti、Al)(C、N)构成的上部层，以此制造出表14所示的本发明包覆工具18～25。
另外，关于本发明包覆工具20～23，在表3所示的形成条件下，形成了表10所示的基底层、最表面层。
关于上述本发明包覆工具18～25，以与实施例1、实施例2相同的方法，分别求出了第1下部层、第2下部层、第3下部层、基底层及上部层的各层的层厚、下部层的在各层中的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表14中示出分别求出的值。
[表13]
[表14]
关于上述本发明包覆工具18～25，在与实施例1、实施例2的情况相同的以下切削条件下，实施干式高速正面铣削、中心切割式切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
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的块体材料；
转速：993min-1；
切削速度：390m/min；
切深量：1.5mm；
单刀进给量：0.1mm/刀；
切削时间：8分钟；
(通常的切削速度为220m/min)，
表15中示出切削试验结果。
[表15]
比较包覆工具栏中的*号表示因产生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。
[实施例4]
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16所示的配合组成，进而添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合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的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下进行真空烧结，在烧结之后，对切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工，从而分别制造出具有ISO标准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，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17所示配合组成，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的氮气氛中以温度：1500℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结之后，对切削刃部分实施R：0.09mm的刃口修磨加工，从而形成了具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体δ。
接着，在这些工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表5所示的形成条件A1～E1下、以表19所示的条件，蒸镀形成下部层，接着，在表6、表7所示的形成条件A～G下、以表19所示的条件，蒸镀形成上部层，从而制造出表19所示的本发明包覆工具26～30。
另外，关于本发明包覆工具27～29，在表3所示的形成条件下，形成了表18所示的基底层、最表面层。
关于本发明包覆工具26～30，以与实施例1相同的方法，分别求出了各层的层厚、下部层的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表19中示出这些值。
并且，在所述工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表11所示的形成条件A2～C2的条件下，蒸镀成膜下部层，接着，在表6、表7所示的形成条件A～G下、以表20所示的条件，蒸镀形成上部层，从而制造出表20所示的本发明包覆工具31～35。
另外，关于本发明包覆工具32～34，在表3所示的形成条件下，形成了表18所示的基底层、最表面层。
关于本发明包覆工具31～35，以与实施例2相同的方法，分别求出了各层的层厚、下部层的成膜初始阶段(工具基体侧)及成膜后期阶段(上部层侧)的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表20中示出这些值。
而且，在所述工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表13所示的形成条件A3～C3的条件下，蒸镀形成下部层，接着，在表6、表7所示的形成条件A～G下、以表21所示的条件，蒸镀形成上部层，从而制造出表21所示的本发明包覆工具36～40。
另外，关于本发明包覆工具37～39，在表3所示的形成条件下，形成了表18所示的基底层、最表面层。
关于本发明包覆工具36～40，以与实施例3相同的方法，分别求出了第1下部层、第2下部层、第3下部层、基底层及上部层的各层的层厚、下部层的各层中的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表21中示出以上求出的值。
[表16]
[表17]
[表18]
[表19]
[表20]
[表21]
接着，在利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，对于本发明包覆工具26～40，实施如下所示的碳素钢的干式高速断续切削试验及铸铁的湿式高速断续切削试验，均测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
切削条件1：
工件：JIS·S45C的沿长度方向等间隔配置有4根带纵槽圆棒；
切削速度：390m/min；
切深量：1.5mm；
进给量：0.1mm/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·FCD700的沿长度方向等间隔配置有4根带纵槽圆棒；
切削速度：325m/min；
切深量：1.0mm；
进给量：0.25mm/rev；
切削时间：5分钟；
(通常的切削速度为180m/min)，
表22中示出所述切削试验的结果。
[表22]
[实施例5]
作为原料粉末均准备具有0.5～4μm的范围内的平均粒径的cBN粉末、TiN粉末、TiC粉末、Al粉末、Al2O3粉末，将这些原料粉末配合成表23所示的配合组成，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的真空气氛中以900～1300℃范围内的规定温度保持60分钟的条件下进行烧结，从而作为切削刃片用预备烧结体，在将该预备烧结体与另外准备的Co：8质量％、WC：剩余部分的组成、以及具有直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金制支撑片重合的状态下装入通常的超高压烧结装置中，在通常条件下即在压力：4GPa、温度：1200～1400℃范围内的规定温度及保持时间：0.8小时的条件下进行超高压烧结，使用金刚石砂轮对烧结后的上下表面进行研磨，并利用电火花线切割加工装置分割成规定的尺寸，进而对具有Co：5质量％、TaC：5质量％、WC：剩余部分的组成及JIS标准CNGA120412的形状(厚度：4.76mm×内切圆直径：12.7mm的80°菱形)的WC基硬质合金制刀片主体的钎焊部(角部)，使用以质量％计具有由Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：剩余部分构成的组成的Ti-Zr-Cu合金的钎料来进行钎焊，以规定尺寸进行外周加工之后，对切削刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，进而实施精研磨，从而分别制造出具有ISO标准CNGA120412的刀片形状的工具基体甲、乙。
接着，在这些工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表5所示的形成条件A1～E1下、在表25所示的条件，蒸镀形成下部层，接着，在表6、表7所示的形成条件A～G下、在表25所示的条件，蒸镀形成上部层，从而制造出表25所示的本发明包覆工具41～44。
另外，关于本发明包覆工具42及43，在表3所示的形成条件下，形成了表24所示的基底层、最表面层。
关于本发明包覆工具41～44，以与实施例1相同的方法，分别求出了各层的层厚、下部层的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表25中示出这些值。
并且，在上述工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表5所示的形成条件A2～C2下、在表26所示的条件，蒸镀形成下部层，接着，在表6、表7所示的形成条件A～G下、在表26所示的条件，蒸镀形成上部层，从而制造出表25所示的本发明包覆工具45～47。
另外，关于本发明包覆工具46，在表3所示的形成条件下，形成了表24所示的基底层、最表面层。
关于本发明包覆工具45～47，以与实施例2相同的方法，分别求出了各层的层厚、下部层的成膜初始阶段(工具基体侧)及成膜后期阶段(上部层侧)的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表26中示出这些值。
而且，在上述工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表5所示的形成条件A3～C3下、在表27所示的条件，蒸镀形成下部层，接着，在表6、表7所示的形成条件A～G下、在表27所示的条件，蒸镀形成上部层，从而制造出表27所示的本发明包覆工具48～50。
另外，关于本发明包覆工具49，在表3所示的形成条件下，形成了表24所示的基底层、最表面层。
关于本发明包覆工具48～50，以与实施例3相同的方法，分别求出了第1下部层、第2下部层、第3下部层、基底层及上部层的各层的层厚、下部层的各层中的平均Al含有比例Uavg及平均C含有比例Vavg的值、上部层的平均Al含有比例Xavg及平均C含有比例Yavg的值、I(200)/I(111)的值、Δx的值、Xo的值、六方晶结构的微晶粒的面积比例及其平均粒径R的值。
表27中示出这些值。
[表23]
[表24]
[表25]
[表26]
[表27]
接着，在利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41～50实施如下所示的渗碳淬火合金钢的干式高速断续切削加工试验，测定出切削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断续切削加工，
工件：JIS·SCr420(硬度：HRC60)的沿长度方向等间隔配置有4根带纵槽圆棒，
切削速度：260m/min，
切深量：0.1mm，
进给量：0.12mm/rev，
切削时间：4分钟，
表28中示出所述切削试验的结果。
[表28]
从表15、表22及表28所示的结果可知，本发明的包覆工具中，构成硬质包覆层的(Ti、Al)(C、N)层由Al含有比例相对较高的上部层和Al含有比例相对较少的下部层构成，在上部层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒内形成有周期性组成变化，从而硬质包覆层具备优异的韧性及耐磨性，因此即使用于碳素钢、铸铁、合金钢等的高速断续切削加工等时，也发挥优异的耐崩刀性、耐磨性。
与此相对，在构成硬质包覆层的(Ti、Al)(C、N)层没有由Al含有比例相对较高的上部层和Al含有比例相对较少的下部层构成，或者，在上部层的具有NaCl型面心立方结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒内没有形成周期性组成变化的比较包覆工具1～10中明确可知，当在伴有高热产生且断续的冲击性的高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用时，因崩刀、缺损等的产生而短时间内达到寿命。
产业上的可利用性
如上所述，本发明的包覆工具能够用作各种工件的高速断续切削加工用的包覆工具，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性，因此能够令人充分满意地应对切削装置的高性能化、切削加工的节省劳力化及节能化、以及低成本化。

Claims (10)

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形成有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)所述硬质包覆层至少包含平均层厚1～20μm的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，
(b)所述复合氮化物层或复合碳氮化物层至少包含具有NaCl型面心立方结构的复合氮化物或复合碳氮化物的相，
(c)所述复合氮化物层或复合碳氮化物层至少包含上部层及下部层，所述上部层在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性组成变化，所述下部层在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内不存在Ti和Al的周期性组成变化，
(d)当将所述上部层由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Yavg分别满足0.70≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005，其中，Xavg、Yavg均为原子比，
(e)当将所述下部层由组成式：(Ti1-uAlu)(CvN1-v)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Uavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Vavg分别满足0≤Uavg＜0.70、且0≤Vavg≤0.005，其中，Uavg、Vavg均为原子比。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
当将所述上部层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度设为I(200)，并且将来自(111)面的X射线衍射峰强度设为I(111)时，满足I(200)/I(111)＞10。
3.根据权利要求1或2所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
当将所述下部层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的来自(200)面的X射线衍射峰强度设为I(200)，并且将来自(111)面的X射线衍射峰强度设为I(111)时，满足I(200)/I(111)＜3。
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，
所述下部层中存在组成的倾斜，下部层中的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例u从工具基体表面侧向上部层侧依次增加。
5.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，
所述下部层由不同组成的多个层构成，各层中的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例u从工具基体侧向上部层侧逐渐变大。
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，
在所述上部层的存在Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒内，周期性变化的x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx为0.03～0.25。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述上部层的存在Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒内，沿该晶粒的由＜001＞表示的等价的晶体方位中的一个方位而存在Ti和Al的周期性组成变化，沿该方位的周期为3～100nm，与该方位正交的面内的Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例Xo的变化为0.01以下。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
关于所述上部层，从该层的纵剖面方向进行观察的情况下，在该层内的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中存在具有六方晶结构的微晶粒，该微晶粒所存在的面积比例为5面积％以下，该微晶粒的平均粒径R为0.01～0.3μm。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述工具基体与所述下部层之间存在基底层，所述基底层由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1层或2层以上的Ti化合物层构成，且具有0.1～20μm的合计平均层厚。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述上部层的表面中以1～25μm的合计平均层厚存在至少包含有氧化铝层的最表面层。
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