CN107761073B - 表面被覆部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种具有改善的稳定性和更长的使用寿命的表面被覆部件。该表面被覆部件包括基体以及在其表面上形成的硬质覆膜。该硬质覆膜由至少一层形成，并且所述层中的至少一层包含硬质颗粒，所述硬质颗粒包括第一单元层和第二单元层交替层叠的多层结构。第一单元层包含第一化合物，其包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的至少一种元素，以及选自B、C、N和O构成的组中的至少一种元素。第二单元层包含第二化合物，其包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的至少一种元素，以及选自B、C、N和O构成的组中的至少一种元素。

Description

表面被覆部件及其制造方法
本申请是申请日为2013年11月11日、申请号为201380068256.X、发明名称为“表面被覆部件及其制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及一种包括基体部件和在其表面上形成的硬质覆膜的表面被覆部件，以及其制造方法。
背景技术
作为最近的技术趋势，出于减少对地球环境的负荷和高效地利用资源的目的，生产更薄且更短的切削工具用表面被覆部件是主流做法。因此，提供具有更高强度和更高硬度的表面被覆部件用金属材料正在进行，以保证表面被覆部件的使用寿命并且维持其可靠性。另一方面，在金属加工现场，已经强烈地要求实现加工部件精确度的提高以及加工成本的降低，以与新兴国家竞争。另外，随着机械工具性能的提高，人们愈加期望表面被覆部件进行更为高速的加工。在高速加工中，由于表面被覆部件的切削刃暴露于高温高压环境中，因此将来将会要求即使在恶劣条件下也能具有更长使用寿命的表面被覆部件。
例如，日本专利特开平No.7-205362(专利文献1)公开一种覆盖于表面被覆部件中的基体部件的表面上的硬质覆膜。在所述硬质覆膜中，其组成以0.4nm至50nm的周期在选自日本元素周期表第4、5、6族元素、Al和Si中的两种或多种元素的氮化物、碳化物、碳氮化物或者硼化物中连续地变化。上述硬质覆膜通过PVD(物理气相沉积)方法形成。具体地，使用Ti固体、Al固体和N2气体，通过使由真空放电产生的Ti离子和Al离子以及N2气体与加热至500℃的基体部件接触，从而在基体材料表面上连续形成TiN层和AlN层。由于通过这个方法形成的硬质覆膜在结构中具有大的变形，因此具有该硬质覆膜的表面被覆部件可以具有优异的耐磨性和韧性。
此外，例如日本专利公布No.2008-545063(专利文献2)公开一种具有Ti1-xAlxN覆膜的部件作为表面被覆部件。该Ti1-xAlxN覆膜具有由NaCl立方晶体结构构成的单层结构，该NaCl立方晶体结构的化学计量系数为0.75＜x≤0.93，并且晶格常数afcc为0.412nm至0.405nm。上述Ti1-xAlxN覆膜通过CVD(化学气相沉积)方法形成。具体地，将由AlCl3、TiCl4、H2和氩气组成的第一气体混合物和作为氮源的由NH3和N2组成的第二气体混合物引入容纳基体部件的热壁式CVD反应器，以实行热CVD方法。通过该方法形成的上述覆膜与通过常规已知的PVD方法制造的Ti1-xAlxN覆膜相比，覆膜中具有更高的Al含量。因此，具有该覆膜的表面被覆部件具有更高的抗氧化性和更高的硬度，并且可以在高温下展现出优越的耐磨性。
引用列表
专利文献
专利文献1：日本专利特开平No.7-205362
专利文献2：日本专利公布No.2008-545063
发明内容
技术问题
然而，关于专利文献1，存在这样的情况，即：通过PVD方法形成的硬质覆膜包含杂质，例如Ti、Al及其合金等金属。这种杂质被称为液滴(droplet)，液滴抑制了硬质覆膜的形成并且会造成硬质覆膜在金属加工时脱落。此外，由作为起点的硬质覆膜脱落部分开始，很可能会发生硬质覆膜的崩裂、断裂等。因此，难以使表面被覆部件获得更长的使用寿命，并且存在加工材料的加工质量和表面粗糙度等劣化的情况。
另外，关于专利文献2，尽管Ti1-xAlxN覆膜的计量系数为0.75＜x≤0.93，但是一般地，当该组成中的x大于0.7时会趋向于使晶体结构发生大的变形。众所周知，NaCl立方晶体结构的Ti1-xAlxN晶体会转变为六方晶纤锌矿结构以缓和这种变形。特别地，在高温下，这种转变趋向于加速。
在金属加工时，切削工具与加工材料重复接触和释放，并且在加热和冷却的循环中，负荷施加于表面被覆部件的切削刃的表面。因此，金属加工时，表面被覆部件上始终施加有大的热负荷，并且发生热疲劳。所述热疲劳使上述转变加速。另外，随着重复切削的进行，一旦已发生转变的硬质覆膜可能发生崩裂和断裂。因此，在专利文献2中公开的技术中，对表面被覆部件在高速工作中的更长使用寿命方面也存在限制。
鉴于上述情况完成了本发明，本发明的目的是使表面被覆部件具有更高的稳定性和更长的使用寿命，以及提供该表面被覆部件的制造方法。
解决问题的方案
本发明涉及一种包括基体部件和在其表面上形成的硬质覆膜的表面被覆部件。所述硬质覆膜由一层或者多层构成。上述层中的至少一层为包含硬质颗粒的层。所述硬质颗粒包括具有交替层叠的第一单元层和第二单元层的多层结构。第一单元层包含第一化合物。所述第一化合物由选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的一种或多种元素与选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素形成。第二单元层包含第二化合物。所述第二化合物由选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的一种或多种元素与选自B、C、N和O构成的组中的至少一种元素形成。
优选地，上述表面被覆部件包括位于第一单元层和第二单元层之间的中间层，所述中间层的组成在其厚度方向上由第一化合物的组成向第二化合物的组成连续变化。
优选地，在上述表面被覆部件中，包含硬质颗粒的层在硬质颗粒的粒界处包括粒界层，所述粒界层包含第一化合物或者第二化合物。
此外，本发明涉及一种用于制造包括基体部件和硬质覆膜的表面被覆部件的方法。所述硬质覆膜形成在基体部件的表面上，并且由一层或者多层构成。该方法包括通过CVD方法形成上述层中的至少一层的CVD步骤。所述CVD步骤包括：将混合气体喷射至基体部件的表面的喷射步骤，其中所述混合气体包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的两种或多种元素以及选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素；以及在喷射步骤后冷却基体部件的冷却步骤。
优选地，在上述制造方法中，基体部件在冷却步骤中以大于或者等于7℃/分钟的速度冷却。
发明的有益效果
根据本发明的表面被覆部件，提高了诸如耐磨性和抗熔焊性等多种特性。因此，其展示出了具有更高的稳定性和更长的使用寿命的优越效果。此外，根据用于制造本发明的表面被覆部件的方法，提高了诸如耐磨性和抗熔焊性等多种特性，因而可以制造具有更高的稳定性和更长的使用寿命的表面被覆部件。
附图简要说明
图1是示出了在本发明的CVD步骤中使用的CVD装置的剖面示意图。
具体实施方案
在下文中，将详细地描述本发明。
<表面被覆部件>
本发明的表面被覆部件具有包括基体部件和在其表面上形成的硬质覆膜的构成。优选地，这样的覆膜覆盖于基体部件的整个表面上。然而，即使当基体部件中的一部分未被覆膜覆盖，或者覆膜的构成存在部分不同时，其也不脱离本发明的范围。
本发明的这种表面被覆部件的例子包括切削工具、耐磨工具、模具部件、汽车零部件等。其中，表面被覆部件适用作切削工具，例如钻头、端铣刀、钻头用切削刃替换型切削刀片、端铣刀用切削刃替换型切削刀片、铣削用切削刃替换型切削刀片、车削用切削刃替换型切削刀片、金工锯、齿轮切削刀具、铰刀或丝锥等。
<基体部件>
用于本发明的表面被覆切削工具中的基体部件可以为任何部件，只要其为常规已知的此类部件即可。例如，基体部件优选由硬质合金(如WC基硬质合金，或者含有WC和Co的材料，或者Ti、Ta或Nb等的碳氮化物)、金属陶瓷(主要由TiC、TiN、TiCN等构成)、高速钢、陶瓷(碳化钛、碳化硅、氮化硅、氮化铝、氧化铝等)、立方晶体氮化硼烧结体、以及金刚石烧结体中的任何材料制成。
在这些各种类型的基体部件中，尤其优选的是选择WC基硬质合金或金属陶瓷(尤其是TiCN基金属陶瓷)。这是因为这些基体部件尤其在高温下能够在硬度和强度之间达到很好的平衡，并且具有作为用于上述应用的表面被覆部件中的基体部件的优异特性。
应当注意的是，当表面被覆部件为切削刃替换型切削刀片等时，这种基体部件包括具有断屑器或不具有断屑器的基体部件，并且切削刃棱线部分的形状可呈锐边(其中前刀面和后刀面彼此相交的棱)、珩磨(使锐边具有R形状而获得的形状)、负刃带(negativeland)(经过斜削(beveling)而获得的形状)、以及珩磨与负刃带的组合。
<硬质覆膜>
本发明的硬质覆膜由一层或者多层组成，并且所述层中至少一层为包含硬质颗粒的层。优选地，本发明的硬质覆膜的厚度为3μm至30μm。当厚度小于3μm时，存在耐磨性不足的情况。当厚度超过30μm时，由于在断续加工过程中硬质覆膜与基体部件之间施加有较强的应力，因此存在硬质覆膜频繁地发生剥落或碎裂的情况。
在本发明的硬质覆膜中，可以包括其它的层，只要包括至少一层硬质颗粒即可。其它的层可以包括(例如)Al2O3层、TiB2层、TiBN层、AlN层(纤锌矿型)、TiN层、TiCN层、TiBNO层、TiCNO层、TiAlN层、TiAlCN层、TiAlON层、TiAlONC层等。
例如，可以通过包括TiN层、TiC层、TiCN层或者TiBN层作为直接位于基体部件之上的底层，从而提高基体部件与硬质覆膜之间的密着性。此外，可以通过包括Al2O3层从而提高硬质覆膜的抗氧化性。此外，通过包括由TiN层、TiC层、TiCN层、TiBN层等构成的最外层，可以提供关于表面被覆部件的切削刃是否使用过的辨识性。应该注意的是，其它层通常可以形成为具有0.1μm至10μm的厚度。
应该注意的是，在本发明中，当构成硬质覆膜的各层的组成由化学式如“TiN”和“TiCN”表示时，该化学式不特别地指定原子比例并不表示各元素的原子比仅为“1”，而是包括全部常规已知的原子比。
此外，本发明的硬质覆膜的压痕硬度可以为大于或者等于3000kgf/mm2。应该注意的是，所述压痕硬度可以通过如下方式测量：沿包含相对于切削工具的硬质覆膜表面的法线的平面切割样本，并且沿着与该切割面垂直的方向以25gmHv的负荷将压头压向硬质颗粒层。
<包含硬质颗粒的层>
本发明的硬质覆膜由一层或者多层组成，并且所述层中的至少一层是包含硬质颗粒的层(下文中也称为“硬质颗粒层”)。本发明的硬质颗粒层适当的厚度为大于或者等于1μm小于或者等于20μm，更优选地大于或者等于1μm小于或者等于15μm。当所述厚度小于1μm时，会存在耐磨性不足的情况。当所述厚度超过20μm时，由于在断续加工过程中硬质覆膜与基体部件之间施加有较强的应力，因此存在硬质覆膜频繁地发生剥落或碎裂的情况。应该注意的是，即使当本发明的硬质颗粒层部分地包含不同于所述硬质颗粒的其他构成时，例如，包含无定形相和纤锌矿硬质相，只要展现出了本发明的效果，就不脱离本发明的范围。
<硬质颗粒>
本发明的硬质颗粒包括具有交替层叠的第一单元层和第二单元层的多层结构。应该注意的是，即使本发明的硬质颗粒部分地包括不同于所述多层结构的其他构成，例如，包括无定形相或纤锌矿硬质相，只要展现出了本发明的效果，就不脱离本发明的范围。
上述第一单元层包含第一化合物，该第一化合物由选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的一种或多种元素与选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素形成。上述第二单元层包含第二化合物，该第二化合物由选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的一种或多种元素与选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素形成。不言而喻，第一化合物的组成与第二化合物的组成不同。
由选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的一种或多种元素与选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素形成的第一化合物和第二化合物分别包括：TiC、TiN、TiCN、TiNO、TiCNO、TiB2、TiO2、TiBN、TiBNO、TiCBN、ZrC、ZrO2、HfC、HfN、TiAlN、TiAlCrN、TiZrN、TiCrN、AlCrN、CrN、VN、N、AlTiCrN、TiAlCN、ZrCN、ZrCNO、Al2O3、AlN、AlCN、ZrN、TiAlC、NbC、NbN、NbCN、Mo2C、WC、W2C等。应该注意的是，即使第一化合物和第二化合物中包含不可避免的杂质，也不脱离本发明的范围。
本发明的第一单元层和第二单元层可以具有单一组成的构成，或者具有这样的构成，其中各自的组成在各厚度方向上发生变化。为了容易理解，将参照第一单元层的厚度方向上的中点处的组成为Al0.9Ti0.1N、并且第二单元层的厚度方向上的中点处的组成为Al0.1Ti0.9N的情况，对组成发生变化的构成进行说明。
在上述情况中，关于第一单元层在其厚度方向上的组成，其在中点处含有Al0.9Ti0.1N，并且在由此中点至与相邻的第二单元层接触的一侧，第一单元层的组成由Al0.9Ti0.1N改变为Al原子比例逐渐降低的组成。此外，关于第二单元层在其厚度方向上的组成，其在中点处含有Al0.1Ti0.9N，并且在由中点至与相邻的第一单元层接触的一侧，第二单元层的组成由Al0.1Ti0.9N改变为Ti原子比例逐渐降低的组成。换言之，在这种情况下，在第一单元层和第二单元层之间，在组成上没有清楚的界限。
此外，在上述多层结构中，层周期中的厚度优选大于或者等于0.5nm小于或者等于20nm。从制造技术的方面来说，难以将层周期设置为小于0.5nm。这是因为，当层周期超过20nm时，单元层之间的变形减轻，并且作为硬质相的优异特性发生劣化。此处，层周期的厚度表示从一个第一单元层穿过与该第一单元层相邻的第二单元层到另一个相邻的第一单元层的距离(当第一单元层和第二单元层之间包括下文中所述的中间层时，则包括与第二单元层相邻的中间层)。应该注意的是，该距离为在各层的厚度方向上连接第一单元层和另一第一单元层各自的中点的距离。
对构成该多层结构层的层数(总层数)没有特别地限制，但是优选大于或者等于10层小于或者等于1000层。这是因为，当层数小于10层时，各层中的晶粒变得粗糙并且变大，使得存在硬质颗粒的硬度降低的情况，并且当层数超过1000层时，各单元层趋向于变薄并且各层发生混合。
应该注意的是，可以通过扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、扫描电子显微镜能量色散X射线光谱仪(EDX)、X射线衍射法等来证实多层结构和硬质颗粒的粒径。因为从制造技术的方面来说，难以获得粒径小于10nm的硬质颗粒，并且粒径大于1000nm的颗粒会引起脱落和剥落，因此硬质颗粒的粒径优选大于或者等于10nm小于或者等于1000nm。
在本发明中，通过用包括硬质颗粒层的硬质覆膜覆盖基体部件从而提高表面被覆部件的耐磨性和抗熔焊性等各种特性的原因是未知的，但是推测原因如下。换言之，在构成硬质覆膜的多个层中，至少一层由硬质颗粒层构成，因而硬质覆膜在其厚度方向上具有粒状结构区域。因此，硬质覆膜的韧性得以提高。此外，即使当硬质覆膜的表面发生龟裂时，仍可有效抑制龟裂向基体部件中扩展。当粒状结构中的各颗粒具有多层结构时，该效果尤其显著。
<中间层>
本发明的硬质覆膜可以包括位于第一单元层和第二单元层之间的中间层。在由中间层的与第一单元层接触的一侧至与第二单元层接触的一侧，中间层的组成在其厚度方向上由第一化合物的组成向第二化合物的组成连续变化。例如，在第一化合物的组成为TiN并且第二化合物的组成为AlN的情况中，从与第一单元层接触的一侧至与第二单元层接触的一侧，中间层可具有Ti的原子比例减少且Al原子比例增加的构成。此外，例如在第一化合物为TiAlN并且第二化合物为AlN的情况中，从与第一单元层接触的一侧至与第二单元层接触的一侧，中间层可具有至少Ti的原子比例持续减少的构成。
此外，对中间层的厚度没有特别地限制。例如，中间层的厚度可以大致地等于或者小于第一单元层或者第二单元层的厚度。此外，中间层的厚度可以远大于第一单元层或者第二单元层各自的厚度。换言之，第一单元层和第二单元层的厚度可以远小于中间层的厚度。
在本发明中，硬质颗粒层包括位于第一单元层和第二单元层之间的中间层，因而进一步改善了表面被覆部件的各种特性，如耐磨性和抗熔焊性。然而，其原因尚不清楚。例如，据认为其原因与如下情况有关：由于中间层的设置使第一单元层和第二单元层之间的组成发生连续变化，因此在硬质颗粒层中积累了大的变形。此外，据认为其原因与如下情况有关：由于层变得更为热稳定，因此更不易于发生因热冲击导致的转变，并且由于中间层的存在，与第一单元层和第二单元层之间的密着强度变得更高。
此外，中间层可以视为第一单元层和/或第二单元层。例如，假设这样一种情况，其中第一化合物为TiN，第二化合物为AlN，中间层的组成为TixAlyN，并且在由与第一单元层接触的一侧至与第二单元层接触的一侧，Ti的原子比例x从1连续降低至0，并且Al的原子比例y从0连续增加至1。在这种情况中，例如，在中间层中，可将Ti与Al的原子比x/y大于或等于1的区域视为第一单元层，并且将原子比x/y小于1的区域视为第二单元层。在这种情况中，第一单元层和第二单元层没有明显的界限。应该注意的是，当第一单元层和/或第二单元层的厚度远小于中间层的厚度时，第一单元层中包含第一化合物的区域成为层周期的厚度方向上的Ti浓度的最大点，并且第二单元层中包含第二化合物的区域成为层周期的厚度方向上的Al浓度的最大点。
<硬质颗粒层的优选结构>
此外，在本发明的硬质颗粒层中，优选地，第一化合物和第二化合物分别为TixAlyN(然而，第一化合物中的x、y值与第二化合物中的x、y值是不同的)，并且更优选的是，第一化合物和第二化合物分别为TiN和AlN。尽管其原因尚不清楚，但据推测原因如下。换言之，在该情况中，第一化合物和第二化合物可以是具有fcc晶体结构的TiN(在下文中，也称为″fcc-TiN″)和具有fcc晶体结构的AlN(在下文中，也称为″fcc-AlN″)，并且中间层可以在其厚度方向上发生组成的显著变化。在这样的构成中，与例如具有均一组成的fcc-Ti0.1Al0.9N的层不同，在层中存在由热膨胀系数的差异而导致的变形。由于这种变形的存在，尤其不易于发生因热负荷导致的由fcc晶体结构向hcp晶体结构的转变。因此，诸如耐磨性和抗熔焊性之类的多种特性得以改善。
应该注意的是，当层周期的厚度超过100nm时，会析出具有机械稳定的六方晶纤锌矿结构的AlN，并且上述的优异特性会发生劣化。
<粒界层>
本发明的硬质颗粒层可以具有由第一化合物或者第二化合物构成的粒界层，该粒界层位于所述硬质颗粒之间的粒界处，换言之，位于硬质颗粒的最上表面。例如，在第一化合物和第二化合物分别为TiN和AlN的情况中，粒界层的组成为TiN或者AlN。通过具有这种粒界层，进一步提高了表面被覆部件的耐磨性和抗熔焊性等各种特性。然而其原因尚不清楚。例如，据猜测，粒界层的存在提高了硬质颗粒的耐热性，或者抑制了硬质颗粒的过度的颗粒生长。应该注意的是，关于粒界层，考虑到强度和韧性之间的平衡，其厚度优选大于或者等于10nm小于或者等于100nm。
如上文所详细描述的那样，根据本发明的表面被覆部件，基体部件被包括硬质颗粒层的硬质覆膜覆盖，使得表面被覆部件的耐磨性和抗熔焊性等各种特性得以提高。因此，本发明可以提供具有更高的稳定性和更长的使用寿命的表面被覆部件。
<表面被覆部件的制造方法>
根据本发明的表面被覆部件的制造方法是一种制造这样的表面被覆部件的方法，该表面被覆部件包括：基体部件；以及在其表面上形成的、并且由一层或者多层构成的硬质覆膜。所述方法包括通过CVD方法形成所述层中的至少一层的CVD步骤。该CVD步骤包括：将混合气体喷射至基体部件的表面的喷射步骤，其中所述混合气体包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的两种或多种元素，以及选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素；以及在喷射步骤后冷却所述基体部件的冷却步骤。应该注意的是，本发明的表面被覆部件的制造方法可以包括其它步骤，只要进行了上述CVD步骤即可。其它步骤可以包括(例如)诸如退火之类的热处理步骤、诸如表面磨削或者喷丸清理之类的表面处理步骤、以及用于设置其它硬质层的CVD步骤。在下文中，将详细地描述本发明的各步骤。
＜CVD步骤>
本发明的CVD步骤是通过CVD方法形成构成本发明的硬质覆膜的层中的至少一层的步骤。在该CVD步骤中，可以使用图1中示出的CVD装置。
参照图1，在CVD装置1中可设置多个用于保持基体部件2的基体部件组装治具3，并且这些基体部件组装治具3被容纳于由耐热合金刚制成的反应容器4中。此外，在反应容器4周围布置有温度调节装置5，并且可通过该温度调节装置5来控制反应容器4中的温度。
在CVD装置1中，布置有具有两个导入口6和7的导入管8。这样布置导入管8，以使其穿过其中安排有基体部件组装治具3的区域，并且在靠近基体部件组装治具3的部分中形成有多个通孔。在导入管8中，由导入口6和7导入管中的各气体在导入管8中不混合，并且通过不同的通孔导入反应容器4中。导入管8的轴可以旋转以作为中心轴。此外，在CVD装置1中布置有排气管9，废气可以从排气管9的排气口10释放至外部。应该注意的是，反应容器4中的治具通常由石墨构成。
在该步骤中，图1中示出的CVD装置用于进行下文描述的喷射步骤和冷却步骤，从而可形成上述硬质颗粒层。
<喷射步骤>
在该步骤中，通过使用上述CVD装置，将混合气体喷射至基体部件的表面，该混合气体包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的两种或多种元素，以及选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素。
具体地，例如，通过导入口6将第一气体引入导入管8，并且通过导入口7将第二气体引入导入管8，其中，第一气体包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的两种或多种元素，并且第二气体包含选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素。应该注意的是，第一气体可以是混合气体，例如，为包含在日本使用的元素周期表中的第四族元素的原料气体、包含第五族元素的原料气体、以及载气的第一混合气体。第二气体也可以是混合气体，例如，为包含B的原料气体、包含C的原料气体、以及载气的第二混合气体。
由于导入管8的图中上侧部分中形成有多个通孔，因此将引入的第一气体(或者第一混合气体)和第二气体(或者第二混合气体)由不同的通孔喷射至反应容器4中。这时，如图中的旋转箭头所示，导入管8沿其轴旋转。因此，第一气体(或者第一混合气体)和第二气体(或者第二混合气体)作为均匀的混合气体喷射至固定在基体部件组装治具3上的基体部件2的表面上。
作为包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的两种或多种元素的气体，可优选使用这些元素的氯化物气体。此外，作为包含B的气体，可使用硼的氯化物的气体，例如BCl3气体。可使用CH4气体等烃气以作为包含C的气体。作为含有N的气体，可使用氨气或者N2等包含氮的气体。可以使用H2O(蒸汽)作为包含O的气体。应该注意的是，烃气优选为不饱和烃。
此外，在该步骤中，反应容器4中的温度优选在700℃至900℃的范围内，反应容器4中的压力优选为0.1kPa至13kPa。此外，可以使用H2气体、N2气体以及Ar气作为载气。应该注意的是，可以通过原料气体的混合比例来控制第一单元层、第二单元层、中间层、粒界层等的组成。可以通过调整原料气体的流量和成膜时间来控制硬质颗粒层的厚度。可以通过调节成膜时间和冷却速度来控制第一单元层、第二单元层以及中间层各自的厚度和层周期。可以通过调节导入管8的转速和成膜时间来控制硬质颗粒层的层数。
<冷却步骤>
接下来，在该步骤中，在喷射步骤后冷却基体部件2。例如，可以通过温度调节装置5将设置在基体部件组装治具3上的基体部件2冷却。对于在CVD炉中经受热CVD处理的基体部件2，通常通过放置使其自然冷却。在这种情况中，冷却速度不超过5℃/分钟，并且随着基体部件2温度的降低，其冷却速度变得更低。另一方面，根据本发明，以至少快于自然冷却的冷却速度使基体部件冷却，换言之，以大于或者等于5℃/分钟的速度冷却。更优选地，以大于或者等于7℃/分钟的速度冷却基体部件2。此外，在该冷却步骤中，优选将基体部件2至少冷却至小于或者等于300℃的温度。因此，可以形成更均匀的硬质颗粒层。
可通过上文具体描述的方法形成上述硬质颗粒层。因此，通过使用所述制造方法形成硬质覆膜，可制造出具有更好的耐磨性和抗熔焊性等特性的表面被覆部件。因此，本发明可以提供具有改善的稳定性和更长的使用寿命的表面被覆部件。
实施例
在下文中，将详细地描述本发明的实施例。但是，本发明不限于所述实施例。
<基体部件的制备>
制备下表1中所描述的基体部件A和基体部件B。具体地，将具有表1中描述的混合组成的材料粉末均匀混合并且加压成形为预定的形状，随后在1300℃至1500℃下烧结一至两个小时，从而得到由硬质合金制成的、具有CNMG120408NUX和SEET13T3AGSN-G这两种形状的基体部件。换言之，每种基体部件具有两种不同的形状。
上述两种形状均由住友电工硬质合金部门(Sumitomo Electric HardmetalDivision)制造。CNMG120408NUX为车削用切削刃替换型切削刀片的形状，SEET13T3AGSN-G是旋削(铣削)用切削刃替换型切削刀片的形状。
[表1]
Figure BDA0001445878460000141
<硬质覆膜的形成>
在上述获得的各基体部件的表面上形成硬质覆膜。具体地，使用图1中示出的CVD装置，并将基体部件设置在基体部件组装治具3上，进行热CVD方法以在基体部件上形成硬质覆膜。在表2和表3中描述了形成各硬质覆膜的条件，调节原料气体的流量、原料气体的混合比、成膜时间以及冷却速度从而得到表4中描述的各厚度。应该注意的是，表2A示出了硬质颗粒层的形成条件，表2B示出了常规硬质层的形成条件，表3示出了其它层的形成条件。
如表2A所示，对于硬质颗粒层，有七个形成条件a至g。如表2B所示，x和w是比较例(常规工艺)的条件。在形成条件a至g中，AlCl3气体被用作包含Al的原料气体，TiCl4气体被用作含有Ti的原料气体，并且这些原料气体与由H2气体和N2气体组成的载气作为第一混合气体从而一同由导入口6引入导入管8中。此外，使用NH3气体作为含有N的原料气体，将该原料气体和由N2气体组成的载气作为第二混合气体从而一同由导入口7引入导入管8中。然后旋转导入管8，从而使第一混合气体和第二混合气体从导入管8的通孔中喷射出来，由此将包含第一混合气体和第二混合气体的混合气体均匀地喷射至基体部件的表面。随后，利用温度调节装置5在喷射步骤之后将基体部件冷却。
具体地，例如在形成条件a中，通过混合0.065摩尔/分钟的AlCl3气体、0.025摩尔/分钟的TiCl4气体、2.9摩尔/分钟的H2气体和1.0摩尔/分钟的N2气体而获得第一混合单体，并且将第一混合气体由导入口6引入反应容器4中。因此第一混合气体中的Al/Ti原子比为2.6。此外，通过混合0.09摩尔/分钟的NH3气体和0.9摩尔/分钟的N2气体从而获得第二混合气体，并且将第二混合气体由导入口7引入反应容器4中。此时将反应容器4保持在压力为1.3kPa且温度为800℃的条件下。然后，借助于导入管8的旋转使第一混合气体和第二混合气体从导入管8的通孔中喷射出来，从而使由均匀混合的第一混合气体和第二混合气体组成的混合气体喷射至基体部件的表面。随后，以10℃/分钟的冷却速度冷却反应容器4，直至在热喷射步骤后的基体部件的温度达到200℃。
此外，参见表2A，形成条件a提供了“TiN(2nm)/AlN(6nm)”。这表示作为第一单元层的TiN层的厚度为2nm，作为第二单元层的AlN层的厚度为6nm，并且所述层交替层叠。所述″层周期″表示从TiN层的厚度方向上的中点穿过一个AlN层至相邻TiN层的厚度上的中点的距离，换言之，为一个TiN层的厚度和一个AlN层的厚度之和。应注意的是，硬质颗粒层的厚度由成膜时间控制，而硬质颗粒层中的TiN和AlN的层周期由导入管8的冷却速度控制。
此外，表3中描述的硬质颗粒层以外的各层也通过类似方法形成，不同之处在于：诸如原料气体和载气之类的所有气体均由导入口6引入，并且基体部件在热CVD处理后通过自然冷却方式进行冷却。应该注意的是，表3中的″余量″表示H2占原料气体(反应气体)中的剩余量。此外，″总气体量″表示以标准状态(0℃，1大气压)下的气体作为理想气体，每单位时间内向CVD炉内引入的总流量。
在形成条件x中，通过使用参考文献1中公开的PVD方法形成硬质覆膜，并且在形成条件y中，通过使用参考文献2中公开的CVD方法形成硬质覆膜。应该注意的是，在形成条件x中，形成了层叠结构的层(AlN/TiN层)，其中厚度为4nm的TiN层和厚度为4nm的AlN交替层叠。在形成条件y中，形成了主要由Ti0.1Al0.9N的组成构成的层(Ti0.1Al0.9N层)。
Figure BDA0001445878460000161
Figure BDA0001445878460000171
<表面被覆部件的制造>
根据上述表2和表3中的条件在基体部件上形成了硬质覆膜，从而制造了下表4中所示实施例1至15和比较例1至6中作为表面被覆部件的切削工具。
例如，实施例13中的切削工具使用了表1中描述的基体部件B作为基体部件。在表3的条件下，在基体部件B的表面上形成了厚度为1.0μm的TiN层(底层)作为底层。在表3的条件下，在TiN层(底层)上形成了厚度为3.0μm的TiCN层。在表2的形成条件f下，在TiCN层上形成厚度为5.0μm的硬质颗粒层。在表3的条件下，在硬质颗粒层上形成厚度为0.5μm的TiN层(最外层)。因此，在基体部件上形成了总厚度为9.0μm的硬质覆膜。表4中的空栏(连字符)表示没有形成相应的层。
应该注意的是，关于底层和包含多层结构的层，有组成相同但是厚度不同的层。例如，尽管实施例1中的硬质颗粒层为通过形成条件a形成的厚度为5μm的层，但是实施例6中的硬质颗粒层为在形成条件a下形成的厚度为8μm的层。这些层在厚度上的差异是通过调节层的形成时间来控制的，换言之，是通过调节将第一气体和第二气体交替喷射至基体部件的表面上的总时间来控制的。
[表4]
Figure BDA0001445878460000191
<硬质颗粒层的观察>
当通过使用透射电子显微镜和X射线衍射方法观察所覆盖的硬质覆膜时，在于表2A中示出的各条件下形成的硬质颗粒层中均观察到了由硬质颗粒构成的粒状结构。此外，各硬质颗粒均具有其中fcc-TiN和fcc-AlN交替层叠的层叠结构。另外，在各硬质颗粒的粒界处存在由微细的fcc-TiN形成的层。另一方面，在于表2B中示出的各条件下形成的各层中，未观察到粒状结构。
应该注意的是，尽管基于上述观察，由fcc-TiN构成的层和由fcc-AlN构成的层的各自的厚度示于表2A中，但是这基于在显微镜观察中，在所观察的层叠结构的区域中，将Ti原子比例高于Al原子比例的区域视为TiN，将Al原子比例高于Ti原子比例的区域视为AlN。换言之，随着由fcc-TiN构成的层越来越靠近相邻的由fcc-AlN构成的层时，其组成由TiN连续变化至AlN，并且随着由fcc-AlN构成的层越来越靠近相邻的由fcc-TiN构成的层，其组成由AlN连续变化至TiN。在这种情况下，在硬质颗粒层的厚度方向上，可以将具有最高的Ti原子比例的区域视为第一单元层，并将具有最高的Al原子比例的区域视为第二单元层，并且将位于第一单元层和第二单元层之间的、组成发生变化的区域视为中间层。
<切削试验>
通过使用上述得到的切削工具，进行下述五种切削试验。
<切削试验1>
对于在下表5中描述的实施例和比较例的切削工具(使用了形状为CNMG120408NUX的基体部件)，测量在如下切削条件下获得0.20mm的后刀面磨损量(Vb)所花费的加工时间，并且观察切削刃的最终损伤形态。其结果示于表5中。结果表明，加工时间越长时，耐磨损性优异。此外，其表明，最终损伤形态越接近正常磨损时，抗熔焊性优越。
<切削条件>
加工材料：SUS316圆棒外周切削
周速：200m/分钟
进给速度：0.15mm/rev
切削量：1.0mm
切削液：有
[表5]
切削时间(min) 最终损伤形态
实施例1 17.0 正常磨损
实施例3 15.0 正常磨损
实施例7 19.0 正常磨损
实施例9 20.0 正常磨损
比较例1 7.0 正常磨损
比较例2 6.0 碎裂
比较例4 13.0 正常磨损
从表5中可明显看出，与比较例的切削工具相比，根据本发明的实施例中的切削工具具有优异的耐磨性和抗熔焊性，并且具有改善的稳定性和更长的使用寿命。需要注意的是，在表5的最终损伤状态中，″正常磨损″表示损伤形态仅由磨损构成，而并未发生崩裂或者缺损(具有光滑的磨损面)，″碎裂″表示在切削刃上发生了大的缺损。
<切削试验2>
对于在下表6中描述的实施例和比较例的切削工具(使用了形状为CNMG120408NUX的基体部件)，测量在如下切削条件下获得0.20mm的后刀面磨损量(Vb)所花费的加工时间，并且观察切削刃的最终损伤形态。其结果示于表6中。结果表明，加工时间越长时，耐磨损性优异。此外，其表明，最终损伤形态越接近正常磨损时，抗熔焊性优越。
＜切削条件>
加工材料：FCD700圆棒外周切削
周速：150m/分钟
进给速度：0.15mm/rev
切削量：1.0mm
切削液：有
[表6]
切削时间(分钟) 最终损伤形态
实施例1 18.0 正常磨损
实施例4 23.0 正常磨损
实施例5 20.0 正常磨损
实施例8 17.0 正常磨损
比较例2 9.0 碎裂
比较例4 13.0 前边界微小崩裂
从表6中可明显看出，与比较例的切削工具相比，根据本发明的实施例中的切削工具具有优异的耐磨性和抗熔焊性，并且具有改善的稳定性和更长的使用寿命。需要注意的是，在表6的最终损伤状态中，″正常磨损″表示损伤形态仅由磨损构成，而并未发生崩裂或者缺损(具有光滑的磨损面)，″碎裂″表示在切削刃上发生了大的缺损，并且“前边界微小崩裂”表示在形成为加工面的切削刃处发生了微小的崩裂。
<切削试验3>
对于在下表7中描述的实施例和比较例的切削工具(使用了形状为CNMG120408NUX的基体部件)，测量在如下切削条件下直至工具切削刃发生碎裂或崩裂时所花费的加工时间(分钟)。其结果在表7中示出。其表明加工时间越长，则耐疲劳韧性优越。
<切削条件>
加工材料：SCM435凹槽材料
切削速度：200m/分钟
进给速度：0.3mm/s
切削量：1.0mm
切削液：有
[表7]
切削时间(分钟)
实施例1 6.0
实施例2 7.0
实施例3 4.0
实施例5 4.0
实施例6 4.5
比较例2 5.0
比较例4 3.0
比较例5 1.0
从表7中可明显看出，与具有通过常规CVD方法形成的硬质覆膜的切削工具相比，根据本发明的实施例的切削工具具有优异的耐疲劳韧性，因此具有改善的稳定性和更长的使用寿命。
<切削试验4>
对于在下表8中描述的实施例和比较例的切削工具(使用了形状为ET13T3AGSN-G的基体部件)，测量在如下切削条件下获得0.20mm的切削磨损量或者后刀面磨损量(Vb)时的路径数和切削距离，并且观察切削刃的最终损伤形态。其结果在表8中示出。其表明路径数越大(切削距离越长)，则耐磨损性优越。此外，其表明最终损伤形态越接近正常磨损时，抗冲击性优越。
应该注意的是，通过如下方式获得路径数：使用具有一个切削工具(切削刃替换型切削刀片)的刀具由如下加工材料(形状：300mm x100mm x 80mm的块状)的一侧表面(表面为300mm x 80mm)的一端至另一端重复地进行旋转切削，并且得到重复频率(路径数的数值中带有小数点表明在由一端至另一端的途中得到了上述条件)。所述切削距离表示在达到上述条件之前切削材料被切削的总距离，其相当于路径数与上述侧表面的模长(dielength)(300mm)的乘积。
<切削条件>
加工材料：FC250块体材料
周速：300m/分钟
进给速度：0.3mm/s
切削量：2.0mm
切削液：有
刀具：WGC4160R(由住友电工硬质合金部门制造)
[表8]
路径数 切削距离(m) 最终损伤形态
实施例10 12.6 3.8 正常磨损
实施例11 11.5 3.5 正常磨损
实施例13 14.0 4.2 正常磨损
实施例15 15.0 4.5 正常磨损
比较例3 6.0 1.8 正常磨损
比较例6 8.0 2.4 正常磨损
从表8中可清楚地看出，与比较例的切削工具相比，根据本发明的实施例的切削工具具有优异的耐磨性，因此具有改善的稳定性和更长的使用寿命。需要注意的是，在表8的最终损伤状态中，″正常磨损″表示损伤形态仅由磨损构成，而并未发生崩裂或者缺损(具有光滑的磨损面)。
<切削试验5>
对于在下表9中描述的实施例和比较例的切削工具(使用了形状为SEET13T3AGSN-G的基体部件)，测量在如下切削条件下获得0.20mm的切削磨损量或者后刀面磨损量(Vb)时的路径数和切削距离，并且观察切削刃的最终损伤形态。其结果在表9中示出。其表明路径数越大(换言之，切削距离越长)，则耐磨损性优越。此外，其表明最终损伤形态越接近正常磨损时，抗冲击性优越。
<切削条件>
加工材料：SUS304块体材料
周速：160m/分钟
进给速度：0.3mm/s
切削量：2.0mm
切削液：无
刀具：WGC4160R(由住友电工硬质合金部门制造)
[表9]
路径数 切削距离(m) 最终损伤形态
实施例10 7.0 2.1 正常磨损
实施例12 8.0 2.4 正常磨损
实施例13 10.0 3.0 正常磨损
实施例14 11.0 3.3 正常磨损
比较例3 2.5 0.8 崩裂
比较例6 5.5 1.7 崩裂
从表9中可清楚地看出，与比较例的切削工具相比，根据本发明的实施例的切削工具具有优异的耐磨性和抗冲击性，并且具有改善的稳定性和更长的使用寿命。需要注意的是，在表9的最终损伤状态中，″正常磨损″表示损伤形态仅由磨损构成，而并未发生崩裂或者缺损，并且“崩裂”表示在切削刃部分发生了小的缺损。
如上所述，对本发明的实施方案和实施例进行了说明。然而从开始就意图可适当组合上述各实施方案和实施例。
应当理解的是，本文所公开的实施方案和实施例在每个方面都是示例性的而非限制性的。本发明的范围由权利要求书的权项、而不是上文的说明来限定，并且意图包括在与权利要求书的权项等同的范围和含义内的任何修改。
参考符号列表
1CVD装置；2基体部件；3基体部件组装治具；4反应容器；5温度调节装置；6、7导入口；8导入管；9排气管；10排气口。

Claims (4)

1.一种表面被覆部件，包括基体部件以及在其表面上形成的硬质覆膜，
所述硬质覆膜由一层或者多层构成，
所述层中的至少一层为包含硬质颗粒的层，其中所述包含硬质颗粒的层是通过CVD方法制造的，
所述硬质颗粒包括具有交替层叠的第一单元层和第二单元层的多层结构，
所述第一单元层包含第一化合物，所述第一化合物由具有fcc晶体结构的TiN形成，
所述第二单元层包含第二化合物，所述第二化合物由具有fcc晶体结构的AlN形成，
其中，层周期的厚度为大于或等于0.5nm且小于或等于20nm，所述层周期的厚度由从所述第一单元层的一个第一单元层穿过与所述一个第一单元层相邻的所述第二单元层而到达另一个相邻的第一单元层的距离来表示，
其中，所述表面被覆部件包括位于所述第一单元层和所述第二单元层之间的中间层，并且
所述中间层的组成在其厚度方向上由所述第一化合物的组成向所述第二化合物的组成连续变化。
2.根据权利要求1所述的表面被覆部件，其中包含所述硬质颗粒的所述层在所述硬质颗粒的粒界处包括粒界层，所述粒界层包含所述第一化合物或者所述第二化合物。
3.一种制造根据权利要求1或2所述的表面被覆部件的方法，所述表面被覆部件包括基体部件和硬质覆膜，所述硬质覆膜形成在所述基体部件的表面上并且由一层或者多层构成，所述方法包括：
通过CVD方法形成所述层中的至少一层的CVD步骤，
所述CVD步骤包括：
将混合气体喷射至所述基体部件的表面的喷射步骤，其中所述混合气体包含选自在日本使用的元素周期表中的第四族元素、第五族元素、第六族元素和Al构成的组中的两种或多种元素以及选自B、C、N和O构成的组中的一种或多种元素；以及
在所述喷射步骤后冷却所述基体部件的冷却步骤。
4.根据权利要求3所述的制造表面被覆部件的方法，其中，在所述冷却步骤中以大于或者等于7℃/分钟的速度冷却所述基体部件。
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