CN100453221C - 表面被覆超硬合金制的切削工具 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种在高速切削加工中硬质被覆层发挥优良耐磨性的表面被覆超硬合金制切削工具，该切削工具是在碳化钨基超硬合金基体或碳氮化钛系金属陶瓷基体表面上，(a)通过由复合碳氮化物层组成的结晶取向经历层，(b)物理蒸镀由复合氮化物层组成的硬质被覆层而形成的。作为一个示例，(a1)复合碳氮化物层的平均层厚为0.05～0.5μm，是满足组成式(Ti_1-XAl_x)(N_1-YC_Y)的Ti-Al复合碳氮化物层，(b1)复合氮化物层的平均层厚为2～15μm，是满足组成式(Ti_1-zAl_Z)N的Ti-Al复合氮化物层。作为另一个示例，(a2)复合碳氮化物层的平均层厚为0.05～0.5μm，是满足组成式(Ti_1-XAl_x)N_1-YC_Y的Ti-Al复合碳氮化物层，(b2)复合氮化物层的平均层厚为2～10μm，是满足组成式(Al_1-(A+B)Ti_ASi_B)N的Al-Ti-Si复合氮化物层。

Description

表面被覆超硬合金制的切削工具

技术领域

本发明涉及一种硬质被覆层具有优良的高温特性，在各种钢或铸铁等的伴随着产生大量热量的高速切削加工中发挥优良耐磨特性的表面被覆超硬合金制的切削工具(下文简称为被覆超硬工具)。

背景技术

一般来说，切削工具包括在各种钢或铸铁等被切削材料的车削加工或刨削加工中装卸自如地安装在车刀前端部而使用的不重磨刀刃刀头，在上述被切削材料的开孔切削加工等中使用的钻头或微型钻头，上述被切削材料的面切削加工或槽加工、肩加工等中所使用的整体式立铣刀等。此外，自由拆卸地安装上述不重磨刀刃刀头且与上述整体式立铣刀同样进行切削加工的不重磨刀头立铣刀工具等也是公知的。

作为切削工具，将由组成式满足(Ti_1-zAl_Z)N(但是用原子比表示，Z为0.45～0.65)的Ti-Al复合氮化物[下文表示为(Ti，Al)N]层组成且以平均层厚为2～15μm的硬质被覆层物理蒸镀在由碳化钨(以下简称为WC)基超硬合金或碳氮化钛(以下简称为TiCN)基金属陶瓷组成的基体(下文将它们总称为超硬基体)表面上而形成的被覆超硬工具也是公知的，这种被覆超硬工具在各种钢或铸铁等连续切削或断续切削加工中被使用是公知的。

将上述超硬基体装入例如由图5概略说明图表示的1种物理蒸镀装置也就是电弧离子镀装置内，用加热器例如将装置内的气氛加热到500℃的温度下，装置处于压力为0.5Pa的真空状态下，在阳电极和固定有具有规定组成的Ti-Al合金的阴极(蒸发源)之间，在诸如电压35V、电流90A的条件下，产生电弧放电，同时将作为反应气体的氮气导入装置内，另一方面，在上述超硬基体上施加例如-200V偏置电压条件下，在上述超硬基体表面上，通过蒸镀由上述(Ti，Al)N层组成的硬质被覆层，制造上述被覆超硬工具也是公知的。

另外，作为切削工具，与上述相同，将由组成式满足(Al_1-(A+B)Ti_ASi_B)N(其中所示原子比：A为0.35～0.55，B为0.05～0.20)的Al-Ti-Si复合氮化物[下文表示为(Al，Ti，Si)N]层组成且以平均层厚为2～10μm的硬质被覆层物理蒸镀在上述由WC基超硬合金或TiCN基金属陶瓷组成的基体也就是超硬基体表面上而制成的被覆超硬工具是公知的，这种被覆超硬工具在各种钢或铸铁等连续切削或断续切削加工中被使用也是公知的。

将上述超硬基体装入例如由图5概略说明图所示的1种物理蒸镀装置也就是电弧离子镀装置内，用加热器将装置内部加热到例如450℃的温度的状态下，在阳电极和固定有具有规定组成的Al-Ti-Si合金的阴极(蒸发源)之间，在诸如电压40V、电流130A的条件下，产生电弧放电，同时将作为反应气体的氮气导入装置内作为2Pa的反应气氛，另一方面在上述超硬基体上施加例如-50V偏置电压条件下，在上述超硬基体表面上，通过蒸镀由上述(Al，Ti，Si)N层组成的硬质被覆层，制造上述被覆超硬工具也是公知的。

近些年来，切削加工装置的高性能化是非常惊人的，对于切削加工的省力化和节省能源且低成本化的要求非常强烈，随之，切削加工有高速化的倾向，但是，上述现有被覆超硬工具，在普通切削加工条件下使用这种被覆超硬工具不存在问题，在伴随着产生高热量的高速切削条件下使用这种被覆超硬工具时，则促进硬质被覆层的磨损，在较短的时间内就达到使用寿命，这是现状。

为此，本发明人等从上述观点出发，为了开发一种在高速切削加工条件下发挥优良耐磨性的被覆超硬工具，着眼于构成上述现有被覆超硬工具的硬质被覆层，进行研究的结果是：

(a1)使用Cu-Kα线的X射线衍射装置对由构成上述现有被覆超硬工具的(Ti，Al)N层组成的硬质被覆层进行测量，如图2所示，在X射线衍射图形中，最高峰值出现在(200)面上，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ(横轴)上是0.9度以上，将该硬质被覆层以物理蒸镀方式形成在超硬基体表面上之前，如果预先将满足组成式(T_1-XAl_x)(N_1-YC_Y)(但是用原子比表示为X是0.05～0.20，Y是0.01～0.15)的Ti-Al复合碳氮化物[下文表示为(Ti，Al)NC]层蒸镀形成在超硬基体表面上，平均层厚极薄，为0.05～0.5μm，则所示的X射线衍射图形中，上述(Ti，Al)NC层在(200)面上取向高，上述(200)面上峰值的一半宽度在2θ(横轴)上是0.6度以下，故被物理蒸镀在该(Ti，Al)NC层上的原来X射线衍射图形的(200)面上峰值的一半宽度在2θ上是0.9度以上的上述(Ti，Al)N层(硬质被覆层)，如图1所示，又由于上述(Ti，Al)NC层引起的结晶取向经历效果，而变成表示为(200)面上峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下的结晶性优良的X射线衍射图形。

(b1)表示在X射线衍射图形的(200)面上峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下的结晶性优良的(Ti，Al)N层，与相同峰值的一半宽度在2θ上是0.9度以上的(Ti，Al)N层相比，高温特性(高温耐氧化性和高温硬度)优良，故将由上述结晶性优良(或具有较小的一半宽度)的(Ti，Al)N层组成的硬质被覆层物理蒸镀在超硬基体表面上而形成的被覆超硬工具，在伴随着产生大量热量的钢或碳钢等高速切削加工中发挥优良的耐磨性。

得到以上(a1)和(b1)所示的研究成果。

从其他观点出发，为了开发在高速切削加工中发挥优良耐磨性的被覆超硬工具，特别着眼于构成上述现有被覆超硬工具的硬质被覆层而进行研究的结果是：

(a2)使用Cu-Kα线的X射线衍射装置对由构成上述现有被覆超硬工具的(Al，Ti，Si)N层组成的硬质被覆层进行测量，如图4所示，在X射线衍射图形中，最高峰值出现在(200)面上，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.9度以上，但如果将该硬质被覆层以物理蒸镀方式形成在超硬基体表面上之前，预先将满足组成式(Ti_1-XAl_x)(N_1-YC_Y)(但是以原子比表示：X是0.01～0.15，Y是0.01～0.15)的Ti基复合碳氮化物[下文表示为(Ti，Al)NC]层非常薄地蒸镀形成在超硬基体表面上，平均层厚为0.05～0.5μm，则所示的X射线衍射图形中，上述(Ti，Al)NC层在(200)面上取向高，上述(200)面上峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下，故被物理蒸镀在该(Ti，Al)NC层上的原来X射线衍射图形的(200)面上峰值的一半宽度在2θ上是0.9度以上的上述(Al，Ti，Si)N层，也因上述(Ti，Al)NC层引起的结晶取向经历效果，上述(200)面的峰值的一半宽度如图3所示，变成表示为在2θ上是0.6度以下的结晶性优良的X射线衍射图形。

(b2)表示在X射线衍射图形的(200)面上峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下的结晶性优良的(Al，Ti，Si)N层，与相同峰值的一半宽度在2θ上是0.9度以上的(Al，Ti，Si)N层相比，高温特性(高温耐氧化性和高温硬度)优良，故将由上述结晶性优良(或具有较小的一半宽度)的(Al，Ti，Si)N层组成的硬质被覆层物理蒸镀在超硬基体表面上而形成的被覆超硬工具，在伴随着产生高热量的钢或碳钢等高速切削加工中发挥优良的耐磨性。

得到以上(a2)和(b2)所示的研究成果。

发明内容

本发明是基于上述研究结果完成的，本发明提供一种在高速切削加工中硬质被覆层发挥优良耐磨性的表面被覆超硬合金制切削工具，其特征在于，在碳化钨基超硬合金基体或碳氮化钛金属陶瓷基体之类超硬基体表面上，

(a)通过由复合碳氮化物层组成的结晶取向经历层

(b)物理蒸镀由复合氮化物层组成的控制取向性和/或结晶性的硬质被覆层形成的。

在本发明更具体的第1形态中，

(a1)上述复合碳氮化物层的平均层厚为0.05～0.5μm，是满足组成式(Ti_1-XAl_x)(N_1-YC_Y)(但是以原子比表示：X是0.05～0.20，Y是0.01～0.15)的Ti-Al复合碳氮化物层，

(b1)上述复合氮化物层的平均层厚为2～15μm，是满足组成式(Ti_1-zAl_Z)N(但是以显示原子比表示，Z为0.45～0.65)的Ti-Al复合氮化物层。

此时，上述Ti-Al复合碳氮化物层是这样一种Ti-Al复合碳氮化物层，通过使用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下，上述Ti-Al复合氮化物层若是这样一种Ti-Al复合氮化物层则更好，即，通过利用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下。

下文介绍在本发明的上述第1形态的被覆超硬工具中如上述那样限定构成被覆超硬工具的结晶取向经历层和硬质被覆层的组成以及平均层厚的理由。

(a1)结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]

(Ti，Al)NC层的Al成分具有使层的(200)面相对于切削刃的前倾面和后隙面大致平行方向取向的作用，但是当以原子比计算，Al的比例不足0.05时，(200)面的取向不充分，另一方面，当以原子比计算，Al的比例大于0.20时，由于结晶性下降，难以将在(200)面上出现的最高峰值的一半宽度控制成在2θ上在0.6度以下，因而，将该比例(X值)规定为0.05～0.20。

(Ti，Al)NC层的C成分具有使超硬基体表面和硬质被覆层两者之间的密合性提高的作用，但是当以原子比计算，C成分的比例不足0.01时，不能获得所希望的提高密合性的效果，另一方面，当以原子比计算，该比例大于0.15时，结晶取向混乱，难以实现在(200)面上高取向，故将该比例(Y值)规定为0.01～0.15。

而且，当该平均层厚不足0.05μm时，不能充分发挥将(Ti，Al)NC层本来具有的在(200)面上的高取向性转变到硬质被覆层上的结晶取向经历效果，而且，超硬基体表面和硬质被覆层之间的密合性也不充分，另一方面，当平均层厚达到0.5μm时，该结晶取向经历效果和提高密合性的效果非常充分，因而，规定平均层厚为0.05～0.5μm。

(b1)硬质被覆层[(Ti，Al)N层]

(Ti，Al)N层的Al成分是为了提高具有高韧性的TiN层的硬度和耐热性并提高耐磨性而含有的，但是当Al占Al和Ti总量的比例(原子比)不足0.45时，不能获得所希望的提高耐磨性的效果，另一方面，当该比例大于0.65时，在切削刃上容易产生卷刃(微小缺口)，因而将该比例规定为0.45～0.65。

而且，当该平均层厚不足2μm时，不能确保获得所希望的耐磨性，另一方面，当该平均层厚大于15μm时，在切削刃上容易产生卷刃，因而，规定该平均层厚为2～15μm。

X射线衍射图形的(200)面上出现的最高峰值的一半宽度为0.6度以下(2θ)是基于试验结果凭经验确定的，因此，是依据这样的理由决定的，即，当上述一半宽度是0.6度以下时，特别在高速切削加工中，发挥优良的耐磨性，当上述一半宽度大于0.6度时，也就是(200)面的结晶性降低时，不能确保所希望的耐磨性。因此，X射线衍射图形的(200)面上出现的最高峰值的一半宽度在06度以下。

本发明的第2形态

(a2)上述复合碳氮化物层的平均层厚为0.05～0.5μm，是满足组成式(Ti_1-XAl_x)(N_1-YC_Y)(但是以原子比表示为X是0.01～0.15，Y是0.01～0.15)的Ti-Al复合碳氮化物层，

(b2)上述复合氮化物层的平均层厚为2～10μm，也可以是满足组成式(Al_{1- (A+B)}Ti_ASi_B)N(但是用原子比表示，A为0.35～0.55，B为0.05～0.20)的Al-Ti-Si复合氮化物层。

此时，上述Ti-Al复合碳氮化物层是这样一种Ti-Al复合碳氮化物层，通过利用Cu-Kα线的X射线衍射装置进行测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下，上述Al-Ti-Si复合氮化物层若是这样一种Al-Ti-Si复合氮化物层则更好，即，通过使用Cu-Kα线的X射线衍射装置进行测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下。

下文介绍在本发明的上述第2形态的被覆超硬工具中如上述那样限定构成被覆超硬工具的结晶取向经历(history)层和硬质被覆层的组成以及平均层厚的理由。

(a2)结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]

(Ti，Al)NC层的Al成分具有使层的(200)面相对于切削刃的前倾面和后隙面大致平行方向取向的作用，但是以原子比计算，Al的比例也就是Al占Ti和Al之总量的比例(原子比)不足0.01时，向(200)面的取向不充分，另一方面，当该比例大于0.15时，结晶性下降，难以将在(200)面上出现的最高峰值的一半宽度控制为在2θ上在0.6度以下，因而，将该比例(X值)规定为0.01～0.15。

(Ti，Al)NC层的C成分具有使超硬基体表面和硬质被覆层两者之间的密合性提高的作用，但是以原子比计算，C成分的比例即在C与Ti的总量中所占的比例(原子比)不足0.01时，不能获得所希望的提高密合性的效果，另一方面，当该比例大于0.15时，结晶取向混乱，难以在(200)面上高取向，因而将该比例(Y值)规定在0.01～0.15。

而且，当该平均层厚不足0.05μm时，不能充分发挥将(Ti，Al)NC层本来具有的(200)面的高取向性转变到硬质被覆层上的结晶取向经历效果，另一方面，当平均层厚达到0.5μm时，该结晶取向经历效果非常充分，因而，规定该平均层厚为0.05～0.5μm。

(b2)硬质被覆层[(Al，Ti，Si)N层]

(Al，Ti，Si)N层的Ti成分具有提高层的强度和韧性的作用，但是当Ti的比例即在Al、Ti和Si的总量中所占的比例(原子比)不足0.35时，上述作用不能获得所希望的提高效果，另一方面，当该比例大于0.55时，层自身的耐磨性降低，因而将该比例规定为0.35～0.55。

(Al，Ti，Si)N层的Si成分具有提高层的高温硬度和耐热性且提高层的耐磨性的作用，但是当Si的比例即在Al、Ti和Si的总量中所占的比例(原子比)不足0.05时，上述作用不能获得所希望的提高效果，另一方面，当该比例大于0.20时，强度和韧性下降，在切削刃上容易产生缺口或卷刃(微小缺口)等，因而将该比例规定为0.05～0.20。

而且，当该平均层厚不足2μm时，不能确保获得所希望的耐磨性，另一方面，当平均层厚大于10μm时，切削刃容易产生卷刃，因而，规定该平均层厚是2～10μm。

在X射线衍射图形的(200)面上出现的最高峰值的一半宽度在(2θ)上为0.6度以下是基于试验结果且凭经验确定的，因此，依据这样的理由决定的，即当上述一半宽度在2θ上是0.6度以下时，特别在高速切削加工中，发挥优良的耐磨性，当上述一半宽度在2θ上大于0.6度时，也就是(200)面的结晶性下降时，不能确保所希望的耐磨性。

附图说明

图1是表示本发明第1形态的被覆超硬刀头的硬质被覆层的X射线衍射图形；

图2是表示现有被覆超硬刀头的硬质被覆层的X射线衍射图形；

图3是表示本发明第2形态的被覆超硬刀头的硬质被覆层的X射线衍射图形；

图4是表示现有被覆超硬刀头其他示例的硬质被覆层的X射线衍射图形；

图5是电弧离子镀装置概略说明图；

图6A是被覆超硬刀头的概略立体图，图6B是被覆超硬刀头的概略纵剖面图；

图7A是被覆超硬立铣刀的概略正视图，图7B是被覆超硬立铣刀切削刃部的概略横截面图；

图8A是被覆超硬钻头的概略正视图，图8B是被覆超硬钻头槽形成部的概略横截面图。

具体实施方式

下文通过实施形式具体介绍本发明第1形态的被覆超硬工具。

(实施形式1)

作为原料粉未，准备平均粒径均为1～3μm的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末、TiN粉末、TaN粉末和Co粉末。将这些原料粉末按照表1所示配合组成配合，用球磨机进行湿式混合72小时，干燥后，在100MPa压力下压力成形为压粉体，在6Pa真空中在温度140℃下保持1小时条件下对该压粉体进行烧结，烧结后，对切削刃部分实施R为0.05的珩磨加工，形成具有ISO标准·CNMG120408刀头形状的WC基超硬合金制的超硬基体A1～A10。

此外，作为原料粉末，准备平均粒径均为0.5～2μm的TiCN(重量比TiC/TiN＝50/50)粉末、MO₂C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。将这些原料粉末按照表2所示配合组成配合，用球磨机进行湿式混合24小时，干燥后，在100MPa压力下压力成形为压粉体，在2kPa氮气氛中在温度1500℃下保持1小时条件下对该压粉体进行烧结，烧结后，在切削刃部分实施R为0.03的珩磨加工，形成具有ISO标准·CNMG120408刀头形状的TiCN系金属陶瓷制的超硬基体B1～B6。

然后，将上述超硬基体A1～A10和B1～B6在丙酮中进行超音波洗净，干燥后，将它们装入图5所示的普通电弧离子镀装置内，另外作为阴极(蒸发源)，安装具有各种成分组成的结晶取向经历层形成用的Ti-Al合金和硬质被覆层形成用Ti-Al合金，对装置内进行排气，保持0.5Pa真空，用加热器将该装置内部加热到500℃后，将氩气导入该装置内，形成10Pa的氩气气氛，在此状态下，向超硬基体施加-800V的偏置电压，用氩气冲击对该超硬基体表面进行清洗，然后，将按照规定比例配合的氮气和甲烷的混合气体作为反应气体导入该装置内，形成3.5Pa反应气氛，同时，将施加在上述超硬基体上的偏置电压降低到-70V，使上述阴极(形成结晶取向经历层用的Ti-Al合金)和阳极之间产生电弧放电，因而，分别在上述超硬基体A1～A10和B1～B6的表面上，形成表3和表4所示目标组成以及目标层厚的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]，接着，将氮气作为反应气体导入装置内，成为4Pa的反应气氛，同时，将施加到上述超硬基体上的偏置电压降低到-20V，使上述阴极(形成硬质被覆层用Ti-Al合金)和阳极之间产生电弧放电，通过蒸镀表3和4所示目标组成以及目标层厚的硬质被覆层[(Ti，Al)N层]，分别制造作为具有图6A概略立体图、图6B概略纵断面图所示形状的本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀头(下文简称为本发明被覆超硬刀头)1～20。

此外为了进行比较，如表5和6所示，除了不形成上述结晶取向经历层[(Ti， Al)NC层]之外，在相同条件下，分别制造作为现有被覆超硬工具的现有表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀头(下文简称为现有被覆超硬刀头)1～20。

对于上述本发明被覆超硬刀头1～20和现有被覆超硬刀头1～20，在将它用固定夹具以螺钉固定在工具钢制造的车刀前端部上的状态下，

在被切削材为JIS·SCM440圆棒、切削速度为250米/分钟、进刀量为1.5毫米、进给量为0.2毫米/转、切削时间为10分钟的条件下进行合金钢的干式高速连续车削加工试验；

在被切削材为JIS(日本工业标准)·S45C的长度方向上有等间隔的4个纵槽的圆棒、切削速度为280米/分钟、进刀量为2.0毫米、进给量为0.3毫米/转、切削时间为5分钟的条件下进行碳素钢的干式高速断续车削加工试验；

在被切削材为JIS·FC300的长度方向上有等间隔的4个纵槽的圆棒、切削速度为180米/分钟、进刀量为1.5毫米、进给量为0.3毫米/转、切削时间为5分钟的条件下进行铸铁的干式高速断续车削加工试验，在任一种车削加工试验中，测量切削刃后隙面磨损宽度。测量结果在表7和8中显示。

表1

表2

(实施形式2)

作为原料粉末，准备平均粒径为5.5μm的中粗粒WC粉末、平均粒径为0.8μm的微粒WC粉末、平均粒径为1.3μm的TaC粉末、平均粒径为1.2μm的NbC粉末、平均粒径为1.2μm的ZrC粉末、平均粒径为2.3μm的Cr₃C₂粉末、平均粒径为1.5μm的VC粉末、平均粒径为1.0μm的(Ti，N)C粉末和平均粒径为1.8μm的Co粉末，将这些原料粉末按照表9所示配合组成进行配合，再添加石蜡，在丙酮中用球磨机混合24小时，减压干燥后，在100Mpa压力下压力成形为规定形状的各种压粉体，将这种压粉体在6pa真空气氛中以7℃/分钟升温速度升温到1370～1470℃范围内的规定温度，在该温度下保持1小时后，在炉冷条件下进行烧结，形成直径为8mm、13mm和26mm的3种形成超硬基体用圆棒烧结体，并且对上述3种圆棒烧结体通过磨削加工，分别制造了表9所示的组合的、切削刃部直径×长度分别为6mm×13mm、10mm×22mm和20mm×45mm的超硬基体(立铣刀)a～h。

然后在丙酮中用超声波对这些超硬基体(立铣刀)a～h的表面进行清洗，在干燥后状态下，将它们放入图5所示的通常的电弧离子镀装置内，通过在与实施形式1相同的条件下蒸镀具有表10所示目标组成和目标层厚的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]和硬质被覆层[(Ti，Al)N层]，分别制造了具有图7A正视图、图7B切削刃部概略横截面图所示形状的作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬合金制立铣刀(下文简称为本发明被覆超硬立铣刀)1～8。

此外，为了进行比较，如表11所示，除了不形成上述结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]之外，在相同条件下，分别制造了作为现有被覆超硬工具的现有表面被覆超硬合金制立铣刀(下文简称为现有被覆超硬立铣刀)1～8。

在上述本发明被覆超硬立铣刀1～8和现有被覆超硬立铣刀1～8中，对于本发明被覆超硬立铣刀1～3和现有被覆超硬立铣刀1～3，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·SNCM439板材、切削速度为150米/分钟、槽深度(进刀量)为3毫米、工作台进给量为650毫米/分钟的条件下进行合金钢的干式高速槽切削加工试验；对于本发明被覆超硬立铣刀4～6和现有被覆超硬立铣刀4～6，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·S55C板材、切削速度为160米/分钟、槽深度(进刀量)为5毫米、工作台进给量为600毫米/分钟的条件下进行碳素钢的干式高速槽切削加工试验；对于本发明被覆超硬立铣刀7～8和现有被覆超硬立铣刀7～8，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·FC250板材、切削速度为160米/分钟、槽深度(进刀量)为10毫米、工作台进给量为320毫米/分钟的条件下进行铸铁的干式高速槽切削加工试验。在任一种槽切削加工试验中，测量外周刃后隙面磨损量达到作为使用寿命的大致标准即0.1mm时所切削的槽的长度。测量结果分别示于表10和表11。

(实施形式3)

使用上述实施形式2中制造的直径为8mm(形成超硬基体a～c用)、13mm(形成超硬基体d～f用)和26mm(形成超硬基体g、h用)的3种圆棒烧结体，对这3种圆棒烧结体进行磨削加工，分别制造了槽形成部直径×长度分别为4mm×13mm(超硬基体a’～c’)、8mm×22mm(超硬基体d’～f’)和16mm×45mm(超硬基体g’、h’)的超硬基体(钻头)a’～h’。

然后在丙酮中用超声波对这些超硬基体(钻头)a’～h’的表面进行清洗，在干燥后状态下，将它们放入图5所示的通常的电弧离子镀装置内，通过在与实施形式1相同的条件下蒸镀具有表12所示目标组成和目标层厚的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]和硬质被覆层[(Ti，Al)N层]，分别制造了具有图8A概略正视图、图8B槽形成部概略横截面图所示形状的作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬合金制钻头(下文简称为本发明被覆超硬钻头)1～8。

此外，为了进行比较，如表13所示，除了不形成上述结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]之外，在相同条件下，分别制造了作为现有被覆超硬工具的现有表面被覆超硬合金制钻头(下文简称为现有被覆超硬钻头)1～8。

在上述本发明被覆超硬钻头1～8和现有被覆超硬钻头1～8中，对于本发明被覆超硬钻头1～3和现有被覆超硬钻头1～3，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·SCM440板材、切削速度为100米/分钟、进给量为0.12毫米/转的条件下进行合金钢的湿式高速开孔切削加工试验；对于本发明被覆超硬钻头4～6和现有被覆超硬钻头4～6，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·S50C板材、切削速度为120米/分钟、进给量为0.25毫米/转的条件下进行碳素钢的湿式高速开孔切削加工试验；对于本发明被覆超硬钻头7～8和现有被覆超硬钻头7～8，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·FC300板材、切削速度为90米/分钟、进给量为0.27毫米/转的条件下通过孔深度分别为钻头直径的2.5倍的盲孔加工而进行铸铁的湿式高速开孔切削加工试验。在任一种湿式高速开孔切削加工试验(使用水溶性切削油)中，测量前端切削刃后隙面磨损宽度达到0.3mm时的开孔加工的数量。测量结果分别示于表12和表13。

另外，对于该结果所得到的作为本发明被覆超硬工具的本发明被覆超硬刀头1～20、本发明被覆超硬立铣刀1～8和本发明被覆超硬钻头1～8的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]和硬质被覆层[(Ti，Al)N层]以及作为现有被覆超硬工具的现有被覆超硬刀头1～20、现有被覆超硬立铣刀1～8和现有被覆超硬钻头1～8的硬质被覆层[(Ti，Al)N层]的组成，使用俄歇分光分析装置测量其厚度方向中央部时，分别显示了与目标组成实质上相同的组成。

使用扫描电子显微镜对这些本发明被覆超硬工具和现有被覆超硬工具的上述构成层的厚度进行断面测量，均表示了与目标层厚实际上相同的平均层厚(5点测量平均值)。

使用X射线衍射装置观察这些本发明被覆超硬工具和现有被覆超硬工具的上述构成层的切削刃的前倾面和/或后隙面，测量由该结果所得到的X射线衍射图形的(200)面上显现的峰值的一半宽度(这时，在难以进行正确测量的场合，用在上述实施时同时装入电弧离子镀装置内的测量零件的X射线衍射图形进行测量)，测量结果分别示于表3～6和表10～13。

根据表3～13所示结果可知，通过结晶取向经历层，硬质被覆层(200)面具有小的一半宽度，因而具备优良高温特性(高温耐氧化性和高温硬度)的本发明被覆超硬工具即使以伴随着产生高热量的高速度对钢或铸铁进行切削加工，也可以与上述硬质被覆层和超硬基体表面的上述结晶取向经历层中C成分作用引起的提高密合性的效果相结合，发挥良好的耐磨性，而硬质被覆层的(200)面结晶性低的现有被覆超硬工具，在伴随着高温的高速切削加工中，切削刃的磨损加速，在较短时间内就达到使用寿命。

如上所述，本发明的第1形态的被覆超硬工具特别在对各种钢或铸铁等进行高速切削加工中也发挥优良耐磨性，在长时期内显示优良的切削性能，因此可以充分满足切削加工装置高性能化以及切削加工省力化、节省能源和低成本化。

下文通过实施形式，对本发明的第2形态的被覆超硬工具具体地进行说明。

(实施形式4)

作为原料粉末，准备平均粒径均为1～3μm的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末、TiN粉末、TaN粉末和Co粉末。将这些原料粉末按照表14所示配合组成进行配合，在球磨机内进行湿式混合72小时，干燥后，在100MPa压力下压力成形为压粉体，将该压粉体在6Pa真空中在温度1400℃下保持1小时的条件下进行烧结，烧结后，在切削刃部分实施R为0.03的珩磨加工，形成具有ISO标准·CNMG120408刀头形状的WC基超硬合金制的超硬基体A1～A10。

此外，作为原料粉末，准备平均粒径都为0.5～2μm的TiCN(重量比TiC/TiN＝50/50)粉末、MO₂C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。将这些原料粉末按照表15所示的配合组成进行配合，在球磨机内湿式混合24小时，干燥后，在100MPa压力下压力成形为压粉体，将该压粉体在2kPa氮气氛中在温度1500℃下保持1小时的条件下进行烧结，烧结后，在切削刃部分实施R为0.03的珩磨加工，形成具有ISO标准·CNMG120408刀头形状的TiCN系金属陶瓷制的超硬基体B1～B6。

然后，将上述超硬基体A1～A10和B1～B6进行在丙酮中用超音波洗净，在干燥后的状态下，分别装入图5所示的普通电弧离子镀装置内，另一方面作为阴极(蒸发源)，安装具有各种成分组成的形成结晶取向经历层用的Ti-Al合金和形成硬质被覆层用Al-Ti-Si合金，边对装置内进行排气，边用加热器将该装置内加热到500℃后，将氩气导入该装置内，形成1.3Pa的氩气气氛，在此状态下，向超硬基体施加-800V的偏置电压，且用氩气冲击该超硬基体表面进行清洗，然后，将按照规定比例配合的氮气和甲烷的混合气体作为反应气体导入该装置内，在形成3.5Pa反应气氛的同时，将施加在上述超硬基体上的偏置电压降低到-70V，使上述阴极(形成结晶取向经历层用的Ti-Al合金)与阳极之间产生电弧放电，因而分别在上述超硬基体A1～A10和B1～B6的表面上，形成表16和表17所示的目标组成以及目标层厚的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]，接着将氮气作为反应气体导入装置内，形成2.7Pa的反应气氛，同时，将施加到上述超硬基体上的偏置电压降低到-50V，使上述阴极(形成硬质被覆层用Al-Ti-Si合金)与阳极之间产生电弧放电，通过蒸镀表16和表17所示的目标组成以及目标层厚的硬质被覆层[(Al，Ti，Si)N层]，分别制造了具有图6A概略立体图、图6B概略纵断面图所示形状的作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀头(下文简称为本发明被覆超硬刀头)1～20。此外为了进行比较，如表18和表19所示，除了不形成上述结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]之外，在相同条件下，分别制造了作为现有被覆超硬工具的现有表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀头(下文简称为现有被覆超硬刀头)1～20。

对于上述本发明被覆超硬刀头1～20和现有被覆超硬刀头1～20，用固定夹具将所述刀头以螺钉固定在工具钢制造的车刀前端部上的状态下，

在被切削材为JIS·SCM440圆棒、切削速度为330米/分钟、进刀量为1.3毫米、进给量为0.5毫米/转、切削时间为15分钟的条件下进行合金钢的干式高速连续车削加工试验；

在被切削材为JIS·S45C的长度方向上具有等间隔4个纵槽的圆棒、切削速度为300米/分钟、进刀量为1.8毫米、进给量为0.5毫米/转、切削时间为18分钟的条件下进行碳素钢的干式高速断续车削加工试验；

在被切削材为JIS·FC300的长度方向上具有等间隔4个纵槽的圆棒、切削速度为380米/分钟、进刀量为1.3毫米、进给量为0.3毫米/转、切削时间为30分钟的条件下进行铸铁的干式高速断续车削加工试验，在任一种车削加工试验中，测量切削刃后隙面磨损宽度。测量结果示于表20。

表20

(实施形式5)

作为原料粉末，准备平均粒径为5.5μm的中粗粒WC粉末、平均粒径为0.8μm的微粒WC粉末、平均粒径为1.3μm的TaC粉末、平均粒径为1.2μm的NbC粉末、平均粒径为1.2μm的ZrC粉末、平均粒径为2.3μm的Cr₃C₂粉末、平均粒径为1.5μm的VC粉末、平均粒径为1.0μm的(Ti，N)C粉末和平均粒径为1.8μm的Co粉末。将这些原料粉末分别按照表21所示配合组成进行配合，并添加石蜡，用球磨机在丙酮中混合24小时，减压干燥后，在100Mpa压力下压力成形为规定形状的各种压粉体，将这种压粉体在6pa真空气氛中以7℃/分钟的升温速度升温到1370～1470℃范围内的规定温度，在该温度下保持1小时后，在炉冷条件下进行烧结，形成直径为8mm、13mm和26mm的3种形成超硬基体用圆棒烧结体，再对上述3种圆棒烧结体进行磨削加工，分别制造出按表21所示的组合的切削刃部直径×长度分别是6mm×13mm、10mm×22mm和20mm×45mm的超硬基体(立铣刀)a～h。

然后对这种超硬基体(立铣刀)a～h的表面进行珩磨加工，在丙酮中用超音波进行清洗，在干燥后状态下，将它们放入图5所示的通常的电弧离子镀装置内，通过在与实施形式4相同的条件下蒸镀具有表22所示目标组成和目标层厚的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]和硬质被覆层[(Al，Ti，Si)N层]，分别制造了具有图7A概略正视图、图7B切削刃部概略横截面图所示形状的作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬合金制立铣刀(下文简称为本发明被覆超硬立铣刀)1～8。

此外，为了进行比较，如表23所示，除了不形成上述结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]之外，在相同条件下，分别制造了作为现有被覆超硬工具的现有表面被覆超硬合金制立铣刀(下文简称为现有被覆超硬立铣刀)1～8。

在上述本发明被覆超硬立铣刀1～8和现有被覆超硬立铣刀1～8中，对于本发明被覆超硬立铣刀1～3和现有被覆超硬立铣刀1～3，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·SKD61(硬度是HRC40)的板材、切削速度为120米/分钟、槽深度(进刀量)为1.3毫米、工作台进给量为700毫米/分钟的条件下进行合金钢的湿式高速槽切削加工试验(使用水溶性切削油)；对于本发明被覆超硬立铣刀4～6和现有被覆超硬立铣刀4～6，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·SUS304板材、切削速度为100米/分钟、槽深度(进刀量)为10毫米、工作台进给量为500毫米/分钟的条件下进行不锈钢的湿式高速槽切削加工试验；对于本发明被覆超硬立铣刀7～8和现有被覆超硬立铣刀7～8，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·S45C板材、切削速度为125米/分钟、槽深度(进刀量)为12毫米、工作台进给量为300毫米/分钟的条件下进行碳素钢的湿式高速槽切削加工试验(在任一个试验中均使用水溶性切削油)，在任一种槽切削加工试验中，对切削刃部前端面的直径达到作为使用寿命的大致标准即减少0.2mm时的切削槽长度进行了测量。测量结果示于表22和23。

(实施形式6)

使用上述实施形式5中制造的直径为8mm(形成超硬基体a～c用)、13mm(形成超硬基体d～f用)和26mm(形成超硬基体g、h用)的3种圆棒烧结体，对这3种圆棒烧结体进行磨削加工，分别制造了槽形成部的直径×长度分别为4mm×13mm(超硬基体a’～c’)、8mm×22mm(超硬基体d’～f’)和16mm×45mm(超硬基体g’、h’)的超硬基体(钻头)a’～h’。

然后对这种超硬基体(钻头)a’～h’的表面进行珩磨加工，在丙酮中用超音波进行清洗，在干燥后状态下，将它们放入图5所示的通常的电弧离子镀装置内，通过在与实施形式1相同的条件下蒸镀具有表24所示的目标组成和目标层厚的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]和硬质被覆层[(Al，Ti，Si)N层]，分别制造了具有图8A概略正视图、图8B槽形成部的概略横截面图所示形状的作为本发明被覆超硬工具的本发明表面被覆超硬合金制钻头(下文简称为本发明被覆超硬钻头)1～8。

此外，为了进行比较，如表25所示，除了不形成上述结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]之外，在相同条件下，分别制造了作为现有被覆超硬工具的现有表面被覆超硬合金制钻头(下文简称为现有被覆超硬钻头)1～8。

在上述本发明被覆超硬钻头1～8和现有被覆超硬钻头1～8中，对于本发明被覆超硬钻头1～3和现有被覆超硬钻头1～3，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·SCM440板材、切削速度为100米/分钟、进给量为0.13毫米/转的条件下进行合金钢的湿式高速开孔切削加工试验；对于本发明被覆超硬钻头4～6和现有被覆超硬钻头4～6，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·S50C板材、切削速度为120米/分钟、进给量为0.16毫米/转的条件下进行碳素钢的湿式高速开孔切削加工试验；对于本发明被覆超硬钻头7～8和现有被覆超硬钻头7～8，在被切削材为平面尺寸是100mm×250mm且厚度为50mm的JIS·SUS316板材、切削速度为80米/分钟、进给量为0.15毫米/转的条件下进行不锈钢的湿式高速开孔切削加工试验，盲孔加工的孔深度分别是钻头直径的2.5倍。在任一种湿式高速开孔切削加工试验(使用水溶性切削油)中，都测量前端切削刃面的后隙面磨损宽度达到0.3mm为止时开孔加工的数量。测量结果分别示于表24和25。

而且，对于该结果所得到的作为本发明被覆超硬工具的本发明被覆超硬刀头1～20、本发明被覆超硬立铣刀1～8和本发明被覆超硬钻头1～8的结晶取向经历层[(Ti，Al)NC层]和硬质被覆层[(Al，Ti，Si)N层]以及作为现有被覆超硬工具的现有被覆超硬刀头1～20、现有被覆超硬立铣刀1～8和现有被覆超硬钻头1～8的硬质被覆层[(Al，Ti，Si)N层]的组成，使用俄歇分光分析装置测量其厚度方向中央部时，分别显示出与目标组成实际上相同的组成。

使用扫描电子显微镜对这些本发明被覆超硬工具和现有被覆超硬工具的上述构成层的厚度进行断面测量时，都显示出与目标层厚实际上相同的平均层厚(测量5点的平均值)。

使用Cu-Kα线的X射线衍射装置观察这些本发明被覆超硬工具和现有被覆超硬工具的上述构成层的切削刃的前倾面和/或后隙面，测量由该结果所得到的X射线衍射图形的(200)面上显现的峰值的一半宽度(这时在难以进行正确测量的场合，用在完成上述实施形式时同时装入电弧离子镀装置内的测量零件的X射线衍射图形进行测量)，测量结果分别示于表16～19和表22～25。

根据表16～25所示结果可知，通过介入结晶取向经历层，硬质被覆层(200)面具有小的一半宽度，因而具备优良高温特性(高温耐氧化性和高温硬度)的本发明被覆超硬工具即使以伴随着产生大量热量的高速度对钢或铸铁进行切削加工，也可以发挥优良的耐磨性，而硬质被覆层的(200)面的结晶性低的现有被覆超硬工具，在伴随着高温的高速切削加工中，切削刃的磨损加速，在较短时间内就达到使用寿命。

如上所述，本发明第2形态的被覆超硬工具特别在对各种钢或铸铁等进行高速切削加工中也发挥优良的耐磨性，在较长时期内显示优良的切削性能，因此，可以充分满足切削加工装置的高性能化以及切削加工的省力化、节省能源和低成本化。

Claims (6)

1.一种在高速切削加工中硬质被覆层发挥优良耐磨性的表面被覆超硬合金制的切削工具，该切削工具是在碳化钨基超硬合金基体或碳氮化钛系金属陶瓷基体表面上，

经由由复合碳氮化物层组成的结晶取向经历层，

物理蒸镀由复合氮化物层组成的控制取向性和/或结晶性的硬质被覆层而形成的，其特征在于，

上述复合碳氮化物层的平均层厚为0.05～0.5μm，是满足组成式(Ti_{1- X}Al_x)(N_1-YC_Y)的Ti-Al复合碳氮化物层，其中，用原子比表示为：X是0.05～0.20，Y是0.01～0.15，

上述复合氮化物层的平均层厚为2～15μm，是满足组成式(Ti_1-zAl_Z)N的Ti-Al复合氮化物层，其中，用原子比表示为：Z为0.45～0.65。

2.如权利要求1所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特征在于：上述Ti-Al复合氮化物层是这样一种Ti-Al复合氮化物层，通过利用Cu-Kα线的X射线衍射装置进行测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下。

3如权利要求1所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特征在于：上述Ti-Al复合碳氮化物层是这样一种Ti-Al复合碳氮化物层，通过使用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下，

上述Ti-Al复合氮化物层是这样一种Ti-Al复合氮化物层，通过使用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下。

4.一种在高速切削加工中硬质被覆层发挥优良耐磨性的表面被覆超硬合金制的切削工具，该切削工具是在碳化钨基超硬合金基体或碳氮化钛系金属陶瓷基体表面上，

经由由复合碳氮化物层组成的结晶取向经历层，

物理蒸镀由复合氮化物层组成的控制取向性和/或结晶性的硬质被覆层而形成的，其特征在于，

上述复合碳氮化物层的平均层厚为0.05～0.5μm，是满足组成式(Ti_1-XAl_x)(N_1-YC_Y)的Ti-Al复合碳氮化物层，其中，用原子比表示为：X是0.01～0.15，Y是0.01～0.15，

上述复合氮化物层的平均层厚是2～10μm，是满足组成式(Al_1-(A+B)Ti_ASi_B)N的Al-Ti-Si复合氮化物层，其中，用原子比表示为：A为0.35～0.55，B为0.05～0.20。

5.如权利要求4所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特征在于：上述Al-Ti-Si复合氮化物层是这样一种Al-Ti-Si复合氮化物层，通过使用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下。

6.如权利要求4所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特征在于：上述Ti-Al复合碳氮化物层是这样一种Ti-Al复合碳氮化物层，通过利用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下，

上述Al-Ti-Si复合氮化物层是这样一种Al-Ti-Si复合氮化物层，通过使用Cu-Kα线的X射线衍射装置的测量，在X射线衍射图形中，在(200)面上出现最高峰值，而且上述最高峰值的一半宽度在2θ上是0.6度以下。

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