CN112770858A - 硬质包覆层发挥优异的耐崩刃性的表面包覆切削工具 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种表面包覆切削工具，其中，在工具基体(100)的表面设置有平均层厚2.0～20.0μm且由(Ti_(1‑x)Al_x)(C_yN_(1‑y))表示的TiAlCN层，Al的平均含有比例x_avg与C的平均含有比例y_avg为0.60≤x_avg≤0.95、0.00≤y_avg≤0.05，NaCl型面心立方结构的晶粒所占的面积比例为90面积％以上，在求出在层厚方向上将TiAlCN层二等分而获得的上层侧区域中的每个晶粒的晶体粒径d时，0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒(21)相对于总面积存在10～40面积％，在上层侧区域中存在d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒彼此相邻而连接的各区域，该各区域在与工具基体(100)表面平行的方向上的最大长度的平均值为5.0μm以下。

Description

硬质包覆层发挥优异的耐崩刃性的表面包覆切削工具

技术领域

本发明涉及一种表面包覆切削工具(以下，有时称为包覆工具)，即使用于铸铁及合金钢等的高速断续切削加工，由于硬质包覆层具备优异的耐崩刃性，因此在长期使用时也会发挥优异的切削性能。

本申请主张于2018年9月28日在日本申请的专利申请2018-186044号及于2019年8月8日在日本申请的专利申请2019-146495号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

以往，已知有包覆工具，它们发挥优异的耐磨性，所述包覆工具通过物理蒸镀法在工具基体的表面包覆形成有作为硬质包覆层的Ti-Al系复合碳氮化物层，所述工具基体为由碳化钨(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)。

然而，以往的包覆形成有Ti-Al系复合碳氮化物层的上述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刃等异常损耗，因此提出了关于改善硬质包覆层的润滑性的各种方案。

例如，在专利文献1中记载有一种包覆工具，其具有通过CVD在基体上成膜的、厚度为1～16μm且具有85体积％以上的面心立方晶格(fcc)结构的晶粒的硬质皮膜即Ti_{1- x}Al_xC_yN_z层(0.40≤x≤0.95、0≤y≤0.10、0.85≤z≤1.15)，该层的晶界上析出具有六方晶结构的AlN的Ti_1-oAl_oC_pN_q(0.95≤o≤1.00、0≤p≤0.10、0.85≤q≤1.15、o-x≥0.05)。

并且，例如在专利文献2中记载有一种具有硬质皮膜的包覆工具，所述硬质皮膜包含多个晶粒及所述晶粒之间的非晶质相，所述晶粒分别具有将具有fcc结构的Ti_1-xAl_xN层和具有fcc结构的Ti_1-yAl_yN层交替地层叠而成的结构，所述Ti_1-xAl_xN层的Al组成比x满足0≤x＜1的关系，所述Ti_1-yAl_yN层的Al组成比y满足0＜y≤1的关系，所述Al组成比x和所述Al组成比y满足(y-x)≥0.2的关系，所述非晶质相包含Ti及Al中的至少一个的碳化物、氮化物或碳氮化物。

专利文献1：国际专利公开2017/016826号

专利文献2：日本特开2016-3368号公报

由于在专利文献1及2中所记载的硬质皮膜的晶界中具有六方晶及非晶质相这种通常使强度下降的相，因此在提供于负荷更高的高速断续切削时容易产生崩刃，很难发挥令人满意的切削性能。

发明内容

因此，本发明的目的在于提供一种切削工具，即使用于铸铁及合金钢等的高速断续切削加工，由于硬质包覆层具备优异的耐崩刃性，因此在长期使用时也会发挥优异的切削性能。

本发明人对作为硬质包覆层的Ti与Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层(以下，将复合氮化物层或复合碳氮化物层也标记为TiAlCN层)的耐崩刃性提高进行了深入研究，结果得知了如下新的见解：若在粒径大的晶粒之间存在适度小的晶粒(微晶粒)，则维持粒径大的晶粒所赋予的耐磨性，同时抑制切削时的裂缝的扩展，在铸铁及合金钢等的高速断续切削加工中提高耐崩刃性。

本发明是基于该见解而完成的，具有以下方式。

(1)一种表面包覆切削工具，在工具基体的表面设置有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具为如下：

(a)所述硬质包覆层至少包含平均层厚2.0～20.0μm的Ti与Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，

(b)当由组成式：(T_i(1-x)Al_x)(C_yN_(1-y))表示所述复合氮化物层或复合碳氮化物层时，Al在Ti与Al的合计量中所占的平均含有比例x_avg与C在C与N的合计量中所占的平均含有比例y_avg分别满足0.60≤x_avg≤0.95、0.00≤y_avg≤0.05，其中，x_avg、y_avg均为原子比，

(c)关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，当观察该层的纵截面时，具有NaCl型面心立方结构的晶粒在复合氮化物或复合碳氮化物中所占的面积比例为90面积％以上，

(d)另外，当在层厚方向上将所述复合氮化物层或复合碳氮化物层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域中，求出具有所述NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径d时，相对于所述上层侧的区域中的复合氮化物层或复合碳氮化物层的总面积，该晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒以10～40面积％的面积比例存在，

(e)此外，在进行所述二等分而获得的上层侧的区域中，存在具有所述NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒彼此相邻而连接的各区域，该各区域在与工具基体表面平行的方向上的最大长度L的平均值L(dsum)满足L(dsum)≤5.0μm。

(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，

具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层中所占的面积比例为95面积％以上。

(3)根据(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，

针对构成所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒中的具有所述NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径d为0.20μm＜d的晶粒，纵横比A为2～20的晶粒相对于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的总面积以30面积％以上的面积比例存在。

(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，

当在测量构成所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒中的具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒的{111}面的法线与垂直于工具基体表面的方向所成的倾斜角而求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且在0～12度的范围内存在的度数的合计为所述倾斜角度数分布中的总度数的45％以上。

本发明的包覆工具的硬质包覆层具备优异的耐崩刃性，在长期使用时发挥优异切削性能。

附图说明

图1是本发明的硬质包覆层的纵截面(与工具基体表面垂直的截面)的示意图，将晶体粒径d相当于0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒标记为微粒组织，将相当于0.20μm≤d的晶粒标记为粗粒组织。各组织的形状或尺寸并不是原样反映了实际组织的形状或尺寸。

具体实施方式

以下，对本发明的切削工具进行更详细的说明。另外，在本说明书及权利要求书的记载中，使用“～”表现数值范围的情况下，其范围包括上限及下限数值。另外，下限数值的单位与上限数值的单位相同。

硬质包覆层20的平均层厚：

本发明的硬质包覆层20至少包含由组成式：(Ti_(1-x)Al_x)(C_yN_(1-y))表示的Ti与Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层。关于该TiAlCN层，硬度高且具有优异的耐磨性，尤其是平均层厚为2.0～20.0μm时，其效果明显得到发挥。其理由在于，若平均层厚小于2.0μm，则由于层厚薄而长期使用时无法充分确保耐磨性，另一方面，若其平均层厚大于20.0μm，则TiAlCN层的晶粒容易粗大化，容易产生崩刃。平均层厚更优选为4.0～12.0μm。

TiAlCN层的组成：

在本发明的TiAlCN层由上述组成式：(Ti_(1-x)Al_x)(C_yN_(1-y))表示的情况下，以Al在Ti与Al的合计量中所占的平均含有比例x_avg及C在C与N的合计量中所占的平均含有比例y_avg(其中，x_avg、y_avg均为原子比)分别满足0.60≤x_avg≤0.95、0.00≤y_avg≤0.05的方式控制组成。

其理由在于，若Al的平均含有比例x_avg小于0.60，则TiAlCN层的耐氧化性差，因此在提供于合金钢等的高速断续切削时，耐磨性并不充分。另一方面，若Al的平均含有比例x_avg大于0.95，则硬度差的六方晶的析出量增大而硬度下降，因此耐磨性下降。

并且，将TiAlCN层中所包含的C成分的平均含有比例y_avg规定为0.00≤y_avg≤0.05，这是因为即使含有C，只要是微量则能够提高硬度，若平均含有比例在0.05以下的范围，则能够保持耐崩刃性的同时提高硬度。另外，在此所指的Ti与Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层(TiAlCN层)即使包含微量的O或Cl等不可避免的杂质，也不会损害上述发明效果。

在此，TiAlCN层的Al的平均含有比例x_avg是对俄歇电子的解析结果进行平均而得的，该俄歇电子的解析结果是对使用俄歇电子能谱法(Auger Electron Spectroscopy：AES)在研磨试样截面的试样中从纵截面侧照射电子束并在层厚方向上进行五条线分析而获得的。并且，关于C的平均含有比例y_avg，能够通过二次离子质谱分析(Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy：SIMS)求出。即，在研磨试样表面的试样中，从TiAlCN层的表面侧对70μm×70μm的范围照射离子束，通过交替地重复利用离子束的面分析和利用溅射离子束的蚀刻，在深度方向上进行浓度测定。首先，求出TiAlCN层的从向层的深度方向进入0.5μm以上的部位以0.1μm以下的间距进行至少深度0.5μm的测定而得到的数据的平均。另外，对在至少试样表面的五个部位重复计算的结果进行平均，将其作为C的平均含有比例y_avg而求出。

TiAlCN层内的具有NaCl型面心立方晶结构的晶粒的面积比例：

在所述TiAlCN层中必须存在具有NaCl型面心立方晶结构的晶粒(有时称为立方晶晶粒)，当观察该层的纵截面时，作为其面积比例优选至少90面积％以上。由此，具有硬度高的NaCl型面心立方晶结构的晶粒的面积比率变高而硬度提高。另外，该面积率更优选95面积％以上，也可以为100面积％。

在层厚方向上将TiAlCN层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域中，具有NaCl型面心立方晶结构的晶粒的粒径与面积比例：

优选在层厚方向上将TiAlCN层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域中，存在具有NaCl型面心立方晶结构的每个晶粒的晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的微晶21。其理由在于，在0.20μm＜d的较大的晶粒22之间存在微晶21，若该微晶21的晶体粒径为0.01μm以下，则粒径过小，并且若超过0.20μm，则由于晶粒变大而晶界减小，因此耐崩刃性未得到提高。

并且，该微晶21在TiAlCN层的所述上层侧的区域中的面积比例优选为10～40面积％。其理由在于，若小于10面积％，则微晶21变少而不能充分抑制裂缝扩展，另一方面，若大于40面积％，则切削时的微晶粒21的脱落变得明显，任一方都不能提高耐崩刃性。

关于在层厚方向上将TiAlCN层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域中的具有NaCl型面心立方晶结构的晶粒，粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒21彼此相邻而连接的各区域在与工具基体100的表面平行的方向上的最大长度L的平均值L(dsum)：

在层厚方向上将TiAlCN层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域中，存在晶粒的晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒彼此相邻而连接的各区域(仅由粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒21形成的区域)，优选该各区域分别在与工具基体100的表面平行的方向上的最大长度L的平均值L(dsum)满足0.2μm≤L(dsum)≤5.0μm。其理由在于，若L(dsum)大于5.0μm，则微晶粒21在与工具基体100的表面平行的方向上以层状存在，无法期待耐崩刃性的提高，若L(dsum)小于0.2μm，则微晶粒21的聚集较小或较少，无法期待耐崩刃性的提高。另外，各区域中的最大长度L是指将在划定该区域的晶粒的晶界上的不同的两个点连接而成的最大长度。

在此，以如下方式测定具有NaCl型面心立方晶结构的晶粒的晶体粒径、面积比例及所述最大长度L。在层厚方向上将TiAlCN层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域的纵截面中，将在与工具基体100的表面平行的方向上的100μm、在层厚方向上将平均层厚二等分而获得的长度的范围设为测定范围。研磨该测定范围，使用电子背散射衍射装置，根据向该研磨面以70度的入射角度将15kV的加速电压的电子束以1nA的照射电流照射并且将电子束以0.01μm间隔照射而获得的电子背散射衍射来解析具有NaCl型面心立方晶结构的每个晶粒的晶体结构。即，在相邻的测定点(像素)之间具有5度以上的方位差的情况下，将其定义为晶界，将由晶界包围的区域定义为一个晶粒。但是，与相邻的所有像素具有5度以上的方位差且单独存在的像素不作为晶粒，而是将连接有两个以上的像素的区域作为晶粒处理。晶体粒径定义为具有与所定义的晶粒相同面积的圆的直径。并且，面积比例为各晶粒的面积之和与所述测定范围面积的比例。另外，所述测定范围中，指定晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒彼此相邻而连接的各区域，求出各区域中的最大长度L，计算出其平均值L(dsum)。

关于TiAlCN层内的具有NaCl型面心立方结构的粒径d为0.20μm＜d的晶粒22，纵横比A为2～20的晶粒的面积比例：

关于具有NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径为0.20μm＜d的晶粒22，当观察该层的纵截面时，优选纵横比A为2～20的晶粒相对于复合氮化物层或复合碳氮化物层的总面积以30～90面积％的面积比例存在。设为该数值范围的理由在于，通过晶粒具有适度的纵横比A及面积比例，能够提高所述层的耐磨性及耐崩刃性。即，是因为，由于在纵横比A小于2的晶粒的面积比例大的情况或纵横比A在范围内但其面积比例小于30％的情况下，未形成充分的柱状组织，因此会导致纵横比小的等轴晶体脱落，其结果，无法发挥充分的耐磨性的提高效果，另一方面，在纵横比A大于20的晶粒的面积比例大的情况下，晶粒其本身无法保持强度，无法发挥充分的耐崩刃性的提高效果。还因为，即使纵横比A在所述范围内，若其面积比例过高，则虽然TiAlCN层本身的靭性提高，但是与基材的耐剥离性下降，其结果无法发挥耐崩刃性的提高效果。

另外，关于纵横比A，使用扫描型电子显微镜，在宽度100μm、高度包含硬质包覆层20整体的范围内进行硬质包覆层20的纵截面观察时，从与工具基体100的表面垂直的覆膜截面侧观察，测定与基体表面平行的方向上的粒子宽度w、与基体表面垂直的方向上的粒子长度l，并计算A＝l/w。

TiAlCN层内的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶体面即{111}面的法线与相对于工具基体100的表面垂直的方向所成的倾斜角的度数分布：

测定TiAlCN层内的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶体面即{111}面的法线与相对于工具基体100的表面垂直的方向所成的倾斜角，并在所述测定倾斜角中，将相对于所述法线方向处于0～45度的范围内的测定倾斜角按0.25度的间距进行分区，并将存在于各分区内的度数进行统计而求出倾斜角度数分布时，优选在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且在所述0～12度的范围内存在的度数的合计占所述倾斜角度数分布中的总度数的45～90％的比例。其理由在于，若处于该范围，则晶粒的朝向在规定的范围内沿相同方位对齐，由此提高晶界的强度，其结果，耐磨性及耐崩刃性均提高。即，其原因在于，在该比例小于45％的情况下无法提高耐磨性，在超过90％的情况下无法期待耐崩刃性的提高，其结果，无法发挥切削性能的提高效果。

在此，所述倾斜角度分布通过如下方式求出。

首先，在将包含NaCl型面心立方晶结构的Ti与Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的硬质包覆层20的纵截面(与工具基体100的表面垂直的截面)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。所述研磨面(截面研磨面)中，对于与工具基体100的表面水平的方向上的长度100μm、与工具基体100的表面垂直的方向上的层厚，将与层厚等同的长度的范围设为测定范围，根据向该测定范围的研磨面以70度的入射角度将15kV的加速电压的电子束以1nA的照射电流照射并且以0.01μm/step的间隔分别向存在于所述截面研磨面的测定范围内的具有NaCl型面心立方结构的每个晶粒照射而所获得的电子背散射衍射，在每个测定点(照射电子束的点)分别测定所述晶粒的晶体面即{111}面的法线与基体表面的法线(截面研磨面中的与基体表面垂直的方向)所成的倾斜角。

而且，根据该测定结果，将所测定的倾斜角中的处于0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并且将存在于各分区内的度数进行合计，由此求出倾斜角度数分布。从所获得的倾斜角度数分布确认有无存在于0～12度的范围内的度数的最高峰值，并且求出存在于0～12度的范围内的度数与存在于0～45度的范围内的度数(倾斜角度数分布中的总度数)之比例。另外，倾斜角度分布图表中，更优选存在于所述0～12度的范围内的度数的合计为倾斜角度数分布中的总度数的50％以上。

另外，在求出倾斜角度数分布时，在理想的随机取向的情况下，倾斜角度数标准化为规定的值，不受某个晶体面的法线方向与工具基体100的表面的法线方向所成的倾斜角的影响。

其他层：

作为硬质包覆层20，本发明的所述TiAlCN层具有充分的耐崩刃性及耐磨性，但是在将包括由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0.1～20.5μm的合计平均层厚的Ti化合物层的下部层与工具基体100相邻设置的情况、及/或至少包含氧化铝层的层以1.0～25.5μm的合计平均层厚作为上部层设置于所述TiAlCN层上的情况下，与这些层所发挥的效果相结合，能够发挥更优异的耐磨性及热稳定性。

在此，若下部层的合计平均层厚小于0.1μm，则无法充分发挥下部层的效果，另一方面，若超过20.5μm，则下部层的晶粒容易粗大化且容易产生崩刃。并且，若包含氧化铝层的上部层的合计平均层厚小于1.0μm，则无法充分发挥上部层的效果，另一方面，若超过25.5μm，则上部层的晶粒容易粗大化且容易产生崩刃。

工具基体100：

作为该种工具基体，工具基体100只要为以往公知的基材，则在不会阻碍实现本发明的目的的情况下，能够使用任意一种。若举出一例，优选硬质合金(除了WC基硬质合金、WC以外，包含Co，还包含添加Ti、Ta、Nb等的碳氮化物而形成的合金等)、金属陶瓷(将TiC、TiN、TiCN等作为主成分的陶瓷等)、陶瓷(碳化钛、碳化硅、氮化硅、氮化铝、氧化铝等)或cBN烧结体中的任一种。这些各种基材之中，特别优选选择WC基硬质合金、金属陶瓷(TiCN基金属陶瓷)及cBN烧结体。其理由在于，它们在高温中的硬度与强度的均衡性优异，作为切削工具的工具基体十分优异。

成膜方法(条件)：

本发明的TiAlCN层例如能够通过如下方法而获得：分别以规定的相位差向工具基体100或位于该工具基体100上的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至少一层以上供给例如由气体组A及气体组B组成的两种反应气体(反应气体(1)及反应气体(2))，其中，该气体组A由NH₃、N₂及H₂组成，该气体组B由AlCl₃、TiCl₄、N₂、C₂H₄及H₂组成。

作为反应气体的气体组成的一例，％为容量％(将气体组A与气体组B之和设为整体)，使用如下反应气体(1)和反应气体(2)。

反应气体(1)

气体组A：NH₃：2.0～3.0％；N₂：0.0～5.0％；H₂：50～60％

气体组B：AlCl₃：0.60～1.00％；TiCl₄：0.10～0.40％；N₂：2.0～10.0％；C₂H₄：0.0～3.0％；H₂：剩余

反应气氛压力：4.5～5.0kPa

反应气氛温度：650～850℃

供给周期：4.00～30.00秒钟

每一周期的气体供给时间：0.30～0.90秒钟

气体组A与气体组B的供给的相位差：0.10～0.30秒钟

反应气体(2)

气体组A：NH₃：0.2～0.6％；N₂：0.0～5.0％；H₂：50～60％

气体组B：AlCl₃：0.06～0.20％；TiCl₄：0.01～0.06％；N₂：2.0～10.0％；C₂H₄：0.0～0.5％；H₂：剩余

反应气氛压力：4.5～5.0kPa

反应气氛温度：650～850℃

供给周期：4.00～30.00秒钟

每一周期的气体供给时间：0.30～0.90秒钟

气体组A与气体组B的供给的相位差：0.10～0.30秒钟

反应气体(1)与反应气体(2)的相位差：2.00～15.00秒钟

实施例

接着，对实施例进行说明。

在此，作为本发明包覆工具的具体例，对适用于作为工具基体使用WC基硬质合金的刀片切削工具的例子进行说明，但是作为工具基体使用TiCN基金属陶瓷、cBN基超高压烧结体的情况也同样，并且适用于钻头、立铣刀的情况也同样。

＜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，并且添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合24小时，在进行了减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，并在5Pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下对该压坯进行了真空烧结，在烧结之后，分别制造出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体A～C。

接着，使用CVD装置，在这些工具基体A～C的表面上通过CVD形成TiAlCN层，获得了表6所示的本发明包覆工具1～11。

成膜条件如表2及3中所记载，但是大致如下。气体组成的％为容量％(将气体组A与气体组B之和设为整体)。

反应气体(1)

气体组A：NH₃：2.0～3.0％；N₂：0.0～5.0％；H₂：50～60％

气体组B：AlCl₃：0.60～1.00％；TiCl₄：0.10～0.40％；N₂：2.0～10.0％；C₂H₄：0.0～3.0％；H₂：剩余

反应气氛压力：4.5～5.0kPa

反应气氛温度：650～850℃

供给周期：4.00～30.00秒钟

每一周期的气体供给时间：0.30～0.90秒钟

气体组A与气体组B的供给的相位差：0.10～0.30秒钟

反应气体(2)

气体组A：NH₃：0.2～0.6％；N₂：0.0～5.0％；H₂：50～60％

气体组B：AlCl₃：0.06～0.20％；TiCl₄：0.01～0.06％；N₂：2.0～10.0％；C₂H₄：0.0～0.5％；H₂：剩余

反应气氛压力：4.5～5.0kPa

反应气氛温度：650～850℃

供给周期：4.00～30.00秒钟

每一周期的气体供给时间：0.30～0.90秒钟

气体组A与气体组B的供给的相位差：0.10～0.30秒钟

反应气体(1)与反应气体(2)的相位差：2.00～15.00秒钟

另外，关于本发明包覆工具4～11，通过表4所记载的成膜条件形成了表5所示的下部层及/或上部层。

并且，作为比较的目的，通过在工具基体A～C的表面按照表2及3所示的条件进行CVD，由此蒸镀形成包含表6所示的TiAlCN层的硬质包覆层，制造出比较包覆工具1～11。另外，对于比较包覆工具4～11，通过表4所示的形成条件形成了表5所示的下部层及/或上部层。

另外，关于所述本发明包覆工具1～11及比较包覆工具1～11的硬质包覆层，使用上述的方法求出了Al的平均含有比例x_avg、N的平均含有比例y_avg。求出了NaCl型面心立方结构的晶粒的面积比例、纵横比A为2～20的晶粒的面积比例、以及在{111}面的法线所成的每个倾斜角度数分布中存在于倾斜角为0～12度的范围内的度数的比例。并且，求出了0.01μm＜d≤0.20μm的NaCl型面心立方结构的晶粒在TiAlCN层的所述上层侧区域中所占的面积比例、与工具基体表面平行的方向上的最大长度L的平均值L(dsum)。将这些结果归纳于表6中。

另外，使用扫描型电子显微镜并且选择适当的倍率(例如倍率5000倍)观察本发明包覆工具1～11、比较包覆工具1～11的各结构层的纵截面(与工具基体表面垂直的方向上的截面)，测定观察视场内的五个点的层厚并且进行平均求出平均层厚，并且，将从TiAlCN层的表面至平均层厚的一半的长度为止的区域设为上层侧的区域。

[表1]

[表4]

[表5]

接着，关于所述本发明包覆工具1～11及比较包覆工具1～11，在利用固定夹具均夹紧于刀具直径100mm的工具钢制刀具前端部的状态下，实施了以下所示的合金钢的干式高速正面铣削、中心切割式切削加工实验，测定了切削刃的后刀面磨损宽度。表7中示出切削试验的结果。另外，关于比较包覆工具1～11，因产生崩刃而达到寿命，因此示出了达到寿命为止的时间。

切削试验1：干式高速正面铣削，中心切割式切削试验

刀具直径：100mm

工件材料：JIS·SCM440的宽度为80mm、长度为400mm的块体材料

转速：1114min^-1

切削速度：350m/min

切深量：3.0mm

进给量：0.3mm/刃

切削时间：8分钟

(通常的切削速度为200m/min)

[表7]

比较包覆工具的达到寿命的切削时间(分钟)表示因产生崩刃而达到寿命为止的切削时间(分钟)。

＜实施例2＞

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8所示的配合组成，并且添加石蜡后在丙酮中用球磨机混合24小时，并进行了减压干燥。之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，并在5Pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下对该压坯进行了真空烧结。在烧结之后，通过对切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工而分别制造出具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体α～γ。

接着，通过与实施例1同样的方法，在表2及3所示的条件下，使用CVD装置，在这些工具基体α～γ的表面上形成TiAlCN层，获得了表10所示的本发明包覆工具12～22。

另外，关于本发明包覆工具15～20、22，通过表4所记载的成膜条件，形成了表9所示的下部层及/或上部层。

并且，与实施例1同样，作为比较的目的，通过按照表2及3所示的条件使用CVD法在工具基体α～γ的表面上蒸镀形成包含表10所示的TiAlCN层的硬质包覆层，制造了比较包覆工具12～22。

另外，关于比较包覆工具15～20、22，通过表4所示的形成条件，形成了表9所示的下部层及/或上部层。

并且，与实施例1同样，关于所述本发明包覆工具12～22、比较包覆工具12～22的硬质包覆层，使用上述的方法求出了Al的平均含有比例x_avg、N的平均含有比例y_avg。求出了NaCl型面心立方结构的晶粒的面积比例、纵横比A为2～20的晶粒的面积比例、以及在{111}面的法线所成的每个倾斜角度数分布中存在于倾斜角为0～12度的范围内的度数的比例。并且，求出了0.01μm＜d≤0.20μm的NaCl型面心立方结构的晶粒在TiAlCN层的所述上层侧的区域中所占的面积比例、与工具基体表面平行的方向上的最大长度L的平均值L(dsum)。将这些结果归纳于表10中。

另外，平均层厚与上层侧的区域与实施例1同样。

[表8]

[表9]

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12～22、比较包覆工具12～22，实施以下所示的干式断续切削试验，测定了切削刃的后刀面磨损宽度。将其结果示于表11中。另外，关于比较包覆工具12～22，因产生崩刃而达到寿命，因此示出了达到寿命为止的时间。

切削试验：干式高速断续切削加工

工件材料：JIS FCD600长度方向上等间隔形成有八条纵槽的圆棒

切削速度：300m/min

切深量：3.0mm

进给量：0.3mm/rev

切削时间：5分钟

(通常的切削速度为200m/min)

[表11]

比较包覆工具的达到寿命的切削时间(分钟)表示因产生崩刃而达到寿命为止的切削时间(分钟)。

从表7、表11所示的结果可知，本发明包覆工具1～22中，硬质包覆层均具有优异的耐崩刃性，因此即使用于铸铁及合金钢等的高速断续切削加工的情况下也不会产生崩刃，可长期发挥优异的耐磨性。相比之下，不满足本发明的包覆工具中所规定的事项之一的比较包覆工具1～22中，在用于铸铁及合金钢等的高速断续切削加工的情况下产生崩刃，会在短时间内达到使用寿命。

产业上的可利用性

如上所述，本发明的包覆工具能够用作除了铸铁及合金钢以外的高速断续切削加工的包覆工具，而且可长期发挥优异的耐磨性，因此能够充分满足切削装置的高性能化和切削加工的省力化、节能化以及低成本化的要求。

Claims (4)

1.一种表面包覆切削工具，在工具基体的表面设置有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具为如下：

(a)所述硬质包覆层至少包含平均层厚2.0～20.0μm的Ti与Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，

(b)当由组成式：(Ti_(1-x)Al_x)(C_yN_(1-y))表示所述复合氮化物层或复合碳氮化物层时，Al在Ti与Al的合计量中所占的平均含有比例x_avg与C在C与N的合计量中所占的平均含有比例y_avg分别满足0.60≤x_avg≤0.95、0.00≤y_avg≤0.05，其中，x_avg、y_avg均为原子比，

(c)关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，当观察该层的纵截面时，具有NaCl型面心立方结构的晶粒在复合氮化物或复合碳氮化物中所占的面积比例为90面积％以上，

(d)另外，当在层厚方向上将所述复合氮化物层或复合碳氮化物层二等分为上层侧和底层侧而获得的上层侧的区域中，求出具有所述NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径d时，相对于所述上层侧的区域中的复合氮化物层或复合碳氮化物层的总面积，该晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒以10～40面积％的面积比例存在，

(e)此外，在进行所述二等分而获得的上层侧的区域中，存在具有所述NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径d为0.01μm＜d≤0.20μm的晶粒彼此相邻而连接的各区域，该各区域在与工具基体表面平行的方向上的最大长度L的平均值L(dsum)满足L(dsum)≤5.0μm。

2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，

具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层中所占的面积比例为95面积％以上。

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，

针对构成所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒中的具有所述NaCl型面心立方结构的每个晶粒的晶体粒径d为0.20μm＜d的晶粒，纵横比A为2～20的晶粒相对于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的总面积以30面积％以上的面积比例存在。

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，

当在测量构成所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒中的具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒的{111}面的法线与垂直于工具基体表面的方向所成的倾斜角而求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且在0～12度的范围内存在的度数的合计为所述倾斜角度数分布中的总度数的45％以上。

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