CN101848782B - 切削工具 - Google Patents

切削工具 Download PDF

Info

Publication number
CN101848782B
CN101848782B CN2009800005784A CN200980000578A CN101848782B CN 101848782 B CN101848782 B CN 101848782B CN 2009800005784 A CN2009800005784 A CN 2009800005784A CN 200980000578 A CN200980000578 A CN 200980000578A CN 101848782 B CN101848782 B CN 101848782B
Authority
CN
China
Prior art keywords
layer
quality
ground floor
cutting element
cbn
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN2009800005784A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101848782A (zh
Inventor
胁真宏
中冈达行
立野周一
渡边孝
野田谦二
牧野贵彦
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kyocera Corp
Original Assignee
Kyocera Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kyocera Corp filed Critical Kyocera Corp
Publication of CN101848782A publication Critical patent/CN101848782A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101848782B publication Critical patent/CN101848782B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/0641—Nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B41/00—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone
    • C04B41/009—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone characterised by the material treated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B41/00—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone
    • C04B41/45—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements
    • C04B41/52—Multiple coating or impregnating multiple coating or impregnating with the same composition or with compositions only differing in the concentration of the constituents, is classified as single coating or impregnation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B41/00—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone
    • C04B41/80—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone of only ceramics
    • C04B41/81—Coating or impregnation
    • C04B41/89—Coating or impregnation for obtaining at least two superposed coatings having different compositions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/0664—Carbonitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T407/00—Cutters, for shaping
    • Y10T407/27—Cutters, for shaping comprising tool of specific chemical composition
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/24—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.]
    • Y10T428/24942—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.] including components having same physical characteristic in differing degree
    • Y10T428/2495—Thickness [relative or absolute]
    • Y10T428/24967—Absolute thicknesses specified
    • Y10T428/24975—No layer or component greater than 5 mils thick
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/25—Web or sheet containing structurally defined element or component and including a second component containing structurally defined particles
    • Y10T428/252—Glass or ceramic [i.e., fired or glazed clay, cement, etc.] [porcelain, quartz, etc.]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
    • Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
    • Y10T428/264—Up to 3 mils
    • Y10T428/265—1 mil or less

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)

Abstract

本发明提供耐磨损性和润滑性高、且耐缺损性优异的切削工具。本发明的切削工具(1)含有基体(2)、覆盖该基体(2)的表面的覆盖层(6)或覆盖层(9)，其中覆盖层(6)或覆盖层(9)具有第一层(7)和第二层(8)，所述第一层(7)包含Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(C1-xNx)(其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0.01≤d≤0.1，0≤x≤1)，所述第二层(8)包括Ti1-e-f-gAleSifM’g(C1-yNy)(其中，M’为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，0.50≤e≤0.60，0≤f≤0.1，0.05≤g≤0.15，0≤y≤1)。

Description

切削工具
技术领域
本发明涉及在基体的表面形成有覆盖层膜的切削工具。
背景技术
现在，在切削工具、或耐摩部件、滑动部件之类的需要具有耐磨损性、滑动性、耐缺损性的部件中，使用以下提高耐磨损性、滑动性、耐缺损性的方法，即在由超硬合金或金属陶瓷等烧结合金，金刚石或cBN(立方晶氮化硼)的高硬度烧结体，氧化铝或氮化硅等陶瓷形成的基体的表面进行覆盖层膜的成膜。
作为覆盖层的成膜方法，电弧离子镀法、溅射法等物理蒸镀法被广泛使用，尤其以将Ti、Al作为主成分的氮化物层被广泛地研究，不断进行着旨在延长工具寿命的改良。例如，在专利文献1中，公开了(TiNbAl)N组成的硬质被膜，在专利文献2中，公开了(AlTiNbSi)N(O)组成的硬质被膜，据文献记载，以上任一被膜都提高了硬质被膜的耐氧化性和耐磨损性。进而，在专利文献3中有如下记载，其公开了(TiWSi)N组成的硬质被膜，超硬合金等的基体与覆盖层的密合性增高。
另外，在上述物理蒸镀法中，如专利文献4所述，尝试了将多种靶设置在腔室内，并且使试样以依次接近于各靶的方式旋转并成膜，从而形成交替地层叠有多层组成不同的薄层的构成的硬质被膜的方法。
另一方，例如，在专利文献5中，公开了在被称为黑陶瓷的Al2O3-TiC系陶瓷基体的表面进行TiAlN层等的覆盖层成膜的切削工具，记载了其对于高硬度材料的切削发挥优异的切削性能的情况。另外，在专利文献6中有如下记载，通过在添加有0.1～5重量％的铁族金属的Al2O3-TiC系的陶瓷上形成选自TiC、TiN和TiCN中的1层以上的物理蒸镀覆盖层，来提高陶瓷基体与覆盖层的密合力和耐缺损性。
另外，例如，在专利文献7公开了一种包含氮化硅质烧结体的切削工具，并记载其可以实现将多孔度控制在0.2容量％以下的致密化，所述氮化硅质烧结体含有0.2重量％以上的氧化钇(Y2O3)，含有0.2重量％的氧化镁(MgO)，且两者的合计为3.5重量％以下，并且以1.3～3.5重量％的比例含有氧。
进而，例如，在专利文献8中公开了在cBN基体的表面形成有TiC、TiN、Al2O3等覆盖层膜的切削工具，并记载其在一般的钢、铸铁的切削中表现出耐磨损性的改善。另外，在专利文献9中公开了一种在cBN基体的表面形成有TiAlN被膜的切削工具，并记载其在硬化钢等高硬度难削材的切削中表现了长寿命。而且，在专利文献10中公开了一种在cBN基体的表面覆盖有在TiAlSiN组成中Ti与Al的比率连续地变化的硬质覆盖层的切削工具，并记载其在高速重切削中发挥了优异的耐崩裂性。
专利文献1：日本特开平11-302831号公报
专利文献2：日本特开2005-199420号公报
专利文献3：日本特开2006-111915号公报
专利文献4：日本特开平7-205362号公报
专利文献5：日本特开平5-69205号公报
专利文献6：日本特开平6-91407号公报
专利文献7：日本特表平8-503664号公报
专利文献8：日本特开昭59-8679号公报
专利文献9：日本特开平8-119774号公报
专利文献10：日本特开2004-345006号公报
然而，对于专利文献1中记载的(TiNbAl)N组成的硬质被膜、专利文献2中记载的(AlTiNbSi)N(O)组成的硬质被膜和专利文献3的(TiWSi)N覆盖层而言，其被膜的耐缺损性并不充分，期望使切削工具更加长寿命化。此外，在专利文献5-10中记载的切削工具中，切削性能不足，需要使切削工具更长寿命化。
另外，在专利文献4中记载的包含氮化物层与氧化物层的层叠体的硬质被膜中，被膜整体的耐磨损性、耐缺损性也称不上充分，需要进一步改善。
发明内容
本发明为了解决以上问题而开展，其目的在于，提供具备提高了耐磨损性、耐缺损性和耐崩裂性的覆盖层的切削工具。
本发明的切削工具含有基体和将该基体的表面覆盖的覆盖层，上述覆盖层具有第一层和第二层，
所述第一层包含Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(C1-xNx)(其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，并且0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0.01≤d≤0.1，0≤x≤1)，
所述第二层包含Ti1-e-f-gAleSifM’g(C1-yNy)(其中，M’为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，并且0.50≤e≤0.60，0≤f≤0.1，0.05≤g≤0.15，0≤y≤1)。
这里，在上述构成中，优选上述第一层的膜厚为1～7μm，上述第二层的膜厚为0.5～5μm。这时，优选上述第一层的平均结晶宽度为0.01～0.5μm，上述第二层的平均结晶宽度为0.6～3μm。
另外，在上述构成中，优选在上述第一层中散布有平均结晶粒径为0.05～1μm的分散粒子。
另一方面，在上述构成中，上述覆盖层优选是以2层以上交替地层叠上述第一层和上述第二层而成的。这时，优选上述第一层的各层的膜厚为0.02～0.7μm，上述第二层的各层的膜厚为0.01～0.5μm，上述第一层的总膜厚为1～7μm，上述第二层的总膜厚为0.5～5μm。
这里，作为基体的第1例子，可举出含有60～95质量％的WC、0～10质量％的选自周期表第IVB、VB、VIB族金属的至少1种元素的碳化物、氮化物或碳氮化物以及5～30质量％的铁族金属的超硬合金。
作为上述基体的第2个例子，可举出包含下述Al2O3质烧结体的基体，所述Al2O3质烧结体含有Al2O3、0～1质量％的MgO、总量为10～70质量％的选自Ti或Si的碳化物、氮化物及碳氮化物的组中的至少1种以及总量为0.1～2.0质量％的选自Co和Ni中的至少1种。
作为上述基体的第3个例子，可举出如下Si3N4质烧结体，所述Si3N4质烧结体含有94.5～99.5质量％的氮化硅、以RE2O3换算为0.1～4.5质量％的稀土类(RE)元素氧化物、以MgO换算为0.3～2.5质量％的氧化镁、以Al2O3换算为0～0.6质量％的氧化铝、以二氧化硅(SiO2)换算为0.1～4.5质量％的残余的氧、0～2质量％的周期表第VIB族元素的硅化物。
作为上述基体的第4个例子，可举出以下cBN质烧结体，所述cBN质烧结体含有70体积％以上的在cBN粒子的粒径分布中有粒径4～6μm的cBN粗粒子与粒径0.5～1.2μm的cBN微粒子这2个峰的cBN粒子，且通过以含有选自周期表第IVB、VB、VIB族金属中的至少1种以上的元素的碳化物和铁族金属的结合相，将所述cBN粒子结合而成。
本发明的切削工具中用作第一层的Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(C1-xNx)(其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf、Y中的1种以上，0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0.01≤d≤0.1，0≤x≤1。)的第一层为硬度高且内部应力小的层。另一方面，第二层为耐氧化性和硬度出色、且与第一层的密合性良好的层。因此，在本发明的切削工具中使用的覆盖层为耐磨损性、耐熔敷性和耐缺损性出色的覆盖层。
附图说明
图1为表示本发明的切削工具的一个例子的简要立体图。
图2为表示图1的切削工具的第1实施方式的剖面示意图。
图3为表示图1的切削工具的第2实施方式的剖面示意图。
图4为表示本发明的切削工具另外的一个例子的简要立体图。
符号说明
1、16 切削工具
2 基体
3、13 前刀面
4、14 后刀面
5、15 切削刃
6、9 覆盖层
7 第一层
8 第二层
10 刀片
11 刀头本体
12衬里板
具体实施方式
使用作为优选的实施方式例的切削工具的简要立体图的图1、作为关于本发明的第1实施方式的简要剖面图的图2和作为关于本发明的第2实施方式的简要剖面图的图3，对本发明的切削工具的一个例子进行说明。
根据图1～3，在本发明的切削工具(以下，简略称为工具。)1中，具有位于主面的前刀面3、位于侧面的后刀面4以及位于前刀面3与后刀面4的交叉棱线的切削刃5，且形成使覆盖层6、9在基体2的表面成膜的构成。
覆盖层6、9含有第一层7和第二层8，所述第一层7包含Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(C1-xNx)(其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，并且0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0.01≤d≤0.1，0≤x≤1)，所述第二层8包含Ti1-e-f-gAleSifM’g(C1-yNy)(其中，M’为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，并且0.50≤e≤0.60，0≤f≤0.1，0.05≤g≤0.15，0≤y≤1)。通过上述构成，第一层7的氧化开始温度得到提高，因而其耐氧化性高，且可以降低内在的内部应力，因而其耐缺损性高。进而，由于第二层8的硬度和耐氧化性更高，并且第二层8是与第一层7的密合性也高的层，所以覆盖层6、9在难削材的加工、干式切削、高速切削等极端切削条件下的耐磨损性和耐缺损性变得优异。
即，在第一层7中，若a(Al组成比)比0.45小，则覆盖层6、9的耐氧化性下降；若a(Al组成比)比0.55大，则存在覆盖层6、9的结晶结构由立方晶变为六方晶的趋势，导致硬度下降。a的特别优选的范围为0.48≤a≤0.52。另外，若b(W组成比)比0.01小，则覆盖层6、9的内部应力高，因而耐缺损性降低，并且基体2与覆盖层6、9的密合性下降，因而在切削中变得易于发生崩裂和覆盖层7的剥离；若b(W组成比)比0.1大，则覆盖层6、9的硬度降低。b的特别优选范围是0.01≤b≤0.08。进而，若c(Si组成比)比0.05大，则覆盖层6、9的硬度降低。c的特别优选范围为0.01≤c≤0.04。另外，若d(M组成比)比0.01小，则氧化开始温度降低；若d(M组成比)比0.1大，则金属M的一部分以立方晶之外的低硬度相形式存在，因而覆盖层6、9的硬度降低。d的特别优选范围是0.01≤d≤0.08。
此外，金属M为选自Nb、Mo、Ta、Hf、Y中的1种以上，其中，从耐磨损性、耐氧化性最优异的观点出发，优选含有Nb或Mo。
另一方面，在第二层8中，若e(Al组成比)比0.5小，则覆盖层6、9的耐氧化性下降，若e(Al组成比)比0.6大，则存在覆盖层6、9的结晶结构由立方晶变为六方晶的趋势，因而硬度降低。e的特别优选范围是0.54≤e≤0.56。若f(Si组成比)比0.1大，则覆盖层6、9的硬度降低。f的特别优选范围为0.005≤c≤0.03。另外，若g(M’组成比)比0.05小，则氧化开始温度降低，若g(M’组成比)比0.15大，则金属M’的一部分以立方晶之外的的低硬度相形式存在，因而覆盖层6、9的硬度降低。g的特别优选范围为0.08≤g≤0.12。
此外，金属M’为选自Nb、Mo、Ta、Hf、Y中的1种以上，其中，从耐磨损性、耐氧化性最优异的观点出发，优选含有Nb或Mo。
另外，覆盖层6、9的非金属成分C、N是赋予切削工具必要的硬度和优异韧性的成分，为了抑制在覆盖层6、9的表面产生熔滴(粗大粒子)，x(N组成比)的特别优选范围是0.5≤x≤1。这里，根据本发明，上述覆盖层6、9的组成可以通过能量分散型X射线段光分析法(EDX)或X射线光电子能谱分析法(XPS)测定。
另外，第一层7是内部应力并不高的层，即使进行厚膜化，覆盖层6、9也难以发生崩裂，即使覆盖层6、9的总膜厚为1.5～12μm，也能够防止覆盖层6、9因自身的内部应力而发生的剥离、崩裂，因而可以维持足够的耐磨损性。覆盖层6、9的总膜厚优选为5～7.5μm。此外，从抑制第一层7与第二层8相对于基体2的剥离，且耐磨损性优异的观点出发，优选第一层7的膜厚为1～7μm，第二层8的膜厚为0.5～5μm。
另外，这时，从提高覆盖层6、9的硬度且提高在覆盖层6、9的表面的耐熔敷性的观点出发，优选第一层7的平均结晶宽度为0.01～0.5μm，第二层8的平均结晶宽度为0.6～3μm。此外，在本发明中，为了测定覆盖层6、9的平均结晶宽度，在覆盖层6、9的剖面照片中，在相当于覆盖层6、9的中间厚度的部分画线A(图中未示出。)进行测定。具体地说，覆盖层6、9中的柱状结晶(图中未示出。)的平均结晶宽度通过以下方法测定：特别规定100nm以上的长度L(图中未示出。)的线段A，查出横切该线段A的晶界的数量，利用公式平均结晶宽度＝长L/晶界的数量计算得出。
进而，从提高第一层7的韧性且提高覆盖层6、9的耐缺损性的观点出发，优选平均结晶粒径为0.05～1μm的分散粒子(图中未示出。)在第一层7中散布。作为分散粒子的组成，具体地说，可举出W(钨)的含量比分散粒子以外的基体多的氮化物粒子，例如，当覆盖层6、9的全体组成包含Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(C1-xNx)(其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0.01≤d≤0.1，0≤x≤1)时，可举出包含Ti1-a-b-cAlaWbSicMd(C1-yNy)(其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，0≤a≤0.4，0.05≤b≤0.8，0≤c≤0.01，0≤d≤0.5，0.2≤y≤1。)的分散粒子。
另一方面，覆盖层的构成并不被上述覆盖层6的构成所限制，例如，也可以是图3所示的第2的实施方式中表示的覆盖层9的构成。
即，根据表示本发明的第2的实施方式的图3，覆盖层9是以2层以上交替地层叠有第一层7与第二层8的多层而成的。根据该构成，由于第一层7与第二层8之间存在界面，晶格形变能量增加，因而硬度提高，耐磨损性提高。另外，当覆盖层9的表面发生开裂时，第一层7与第二层8之间存在的界面可以防止开裂的进展，因此覆盖层9的耐缺损性得到提高。
这时，从提高覆盖层的硬度和提高耐缺损性的观点出发，优选第一层7的各层的膜厚为0.02～0.7μm，第二层8的各层的膜厚为0.01～0.5μm，第一层7的总膜厚为1～7μm，第二层8的总膜厚为0.5～5μm。
此外，作为基体2，优选使用包含以碳化钨、碳氮化钛为主成分的硬质相和以钴、镍等铁族金属为主成分的结合相的超硬合金以及金属陶瓷的硬质合金，以氮化硅或氧化铝为主成分的陶瓷，将包含多晶金刚石或立方晶氮化硼的硬质相与陶瓷或铁族金属等的结合相在超高压条件下烧成而成的超高压烧结体等硬质材料。基体2的优选例如以下所示。
(第1的实施方式)
作为基体2的第1例子，可举出含有60～95质量％的WC，0～10质量％的选自周期表第IVB、VB、VIB族金属的至少1种元素的碳化物、氮化物或碳氮化物和5～30质量％的铁族金属的超硬合金。其中，可以优选使用含有88～95质量％的WC，0～1质量％的周期表第IVB、VB、VIB族金属的至少1种元素的碳化物、氮化物或碳氮化物和5～12质量％的铁族金属的K种超硬合金；或含有87～94质量％的WC，1～10质量％的周期表第IVB、VB、VIB族金属的至少1种元素的碳化物、氮化物或碳氮化物和5～12质量％的铁族金属的M种·P种超硬合金。
(第2实施方式)
作为基体2的第2个例子，可举出在Al2O3粒子中含有0～1质量％的MgO，总量为10～70质量％的选自Ti或Si的碳化物、氮化物及碳氮化物的组中的至少1种以及总量为0.1～2.0质量％的选自Co和Ni中的至少1种的Al2O3质陶瓷。这里，通过在陶瓷中含有Ti或Si的碳化物、氮化物及碳氮化物，可以提高基体的强度和韧性，还可以提高与本发明的覆盖层6的密合性。此外，对于选自Ti或Si的碳化物、氮化物及碳氮化物中的任一种以上的含量，从消除与覆盖层6的热膨胀系数差的观点出发，优选为20～40质量％，从使Al2O3质陶瓷具备导电性从而基于PVD法的成膜变得良好的观点出发，特别优选含有20～40质量％的TiC或TiCN。从使Al2O3质陶瓷具有导电性，从而可以通过物理蒸镀法来稳定地形成密合性高的覆盖层的观点出发，选自Co和Ni的至少1种的优选含有比例为0.1～0.5质量％。
此外，从耐磨损性、强度的观点出发，在Al2O3质陶瓷中含有的Al2O3粒子的平均粒径优选为0.05～3μm，更优选为0.1～0.5μm的范围。另外，从耐磨损性和韧性提高、进而调节导电性的观点出发，Ti或Si的碳化物、氮化物及碳氮化物中的任何1种以上的平均粒径优选为0.2～3μm，更优选为0.5～1μm的范围。此外，Al2O3粒子、Ti或Si的上述化合物粒子的粒径测定，按照CIS-019D-2005中规定的超硬合金的平均粒径的测定方法进行。
(第3的实施方式)
作为基体2的第3个例子，可举出包含94.5～99.5质量％的氮化硅、以RE2O3换算为0.1～4.5质量％的稀土类(RE)元素氧化物、以MgO换算为0.3～2.5质量％的氧化镁、以Al2O3换算为0～0.6质量％的氧化铝、以二氧化硅(SiO2)换算为0.1～4.5质量％的残余的氧以及0～2质量％的周期表第VIB族元素的硅化物的氮化硅质陶瓷。由此，可以提高基体2的硬度和高温强度，且可以提高基体2的耐磨损性和高温条件下的耐缺损性。此外，从可以少量地与氮化硅彼此牢固地结合从而提高氮化硅结晶2的含有比率的观点出发，优选稀土类(RE)元素化合物、镁化合物和铝化合物均以氧化物的形式存在。
进而，为了使基体2致密化，以RE2O3换算，稀土类(RE)元素氧化物的含量优选为0.5～4.5质量％，进一步优选为1～2.5质量％。为了通过降低烧结助剂的液相生成温度而使基体2在更低温下致密化，以MgO换算，优选氧化镁的含量为0.35～2.0质量％，进一步优选0.4～1.0质量％。从降低烧结助剂的液相生成温度，烧结体2的致密化和抑制因耐氧化性的低下导致的耐磨损性降低的方面考虑，以Al2O3换算，氧化铝的含量优选0.3～0.5质量％。对于残余的氧而言，其被认为是以氮化硅的杂质的形式存在、以二氧化硅(SiO2)的形式存在的成分，从降低烧结助剂的液相生成温度、保证烧结体的致密化并且实现改善了耐氧化性和耐磨损性的烧结体2的观点出发，以SiO2换算，其含量优选为0.1～4.5质量％，特别优选为1.5～2.2质量％。
另外，作为稀土类(RE)元素，必须含有镧(La)，与不含镧(La)时相比，可以使烧结体在低温条件下致密化，因此烧结体中的结晶不会发生异常晶粒生长，结晶可以微粒化。例如，通过1730～1830℃的常压烧成，烧结体的相对密度为99％以上，并且可以将在视野0.015mm2内的从长径大的一方起算的6个氮化硅的平均长径抑制在10μm以下。其结果是可以提高烧结体的硬度和强度。
这里，稀土类(RE)化合物、镁化合物、铝化合物以及二氧化硅(SiO2)形成晶界相。晶界相可以是其一部分以结晶形式析出的构成，通过将晶界相自身的存在比例减少为7质量％以下，特别是减少为5质量％以下，基体2的硬度和高温强度得到提高，因此为了减少晶界相的绝对量且同时提高氮化硅结晶的结合性，优选晶界相以非晶质存在。
此外，氮化硅结晶2作为主结晶存在，但是作为氮化硅结晶2，主要由β-氮化硅结晶形成，根据需要，优选其一部分含有微量铝而形成β-塞隆(SIALON)。另外，β-氮化硅结晶的一部分也可以为α-氮化硅结晶，但是为了提高硬度和强度，优选不含有α-氮化硅结晶。
另外，周期表第VIB族元素的硅化物可以抑制高温强度降低，同时可以将基体2的颜色黑色化。作为周期表第VIB族元素的硅化物，可举出硅化铬、硅化钼、硅化钨，从可以通过使用细微的氧化物原料使之以细微的粒子形式存在于烧成体1中的理由考虑，优选使用硅化钨。此外，该周期表第VIB族元素的硅化物粒子分散地存在于基体2的晶界相。
(第4的实施方式)
作为基体2的第3个例子，可举出含如下构成的cBN陶瓷，即，将含有粒径4～6μm的cBN粗粒子和粒径0.5～1.2μm的cBN微粒子的cBN粒子以含有选自周期表第IVB、VB、VIB族金属中的至少1种以上的元素的碳化物和铁族金属的结合相进行结合的构成。
这里，若cBN粒子的含量不足70体积％，则磨损明显加重。另外，若结合相不含TiC等周期表第IVB、VB、VIB族金属中的1种以上的元素的碳化物而仅为铁族金属，则结合相的磨损明显加重。与此相对，若其仅为周期表第IVB、VB、VIB族金属中的1种以上的元素的碳化物而不含铁族金属，则cBN粒子的保持力下降，因而发生cBN粒子的脱落。
此外，作为构成结合相的周期表选自第IVB、VB和VIB族的1种或2种以上的元素的碳化物，从高硬度且提高与cBN的结合力的观点出发，优选含有TiC，另外，作为铁族金属，从使碳化物层和cBN的界面充足，减少缺陷的观点出发，优选含有Co。
另外，对在烧结体的剖面组织观察到的cBN粒子的粒度分布进行测定时，发现cBN粒子包含具有粒径4～6μm的cBN粗粒子和粒径0.5～1.2μm的cBN微粒子这2个峰的粗微混粒的组织。判定是否为这种粗微混粒的具体的测定方法如下所述。首先，对烧结体的剖面拍摄显微镜镜照片，根据照片利用图像解析法求出20个以上的各cBN粒子的面积。接下来，按照CIS-019D-2005规定的超硬合金的平均粒径的测定方法算出cBN的粒径。然后，测算cBN粒子的粒径分布，通过分布是否具有2个峰来判断。对于2个峰来说，当大峰位于粒径4～6μm的范围内，小峰位于粒径0.5～1.2μm的范围内时，定义为具有粒径4～6μm的cBN粗粒子和粒径0.5～1.2μm的cBN微粒子这2个峰的cBN粒子。
进而，从可以牢固地保持cBN粒子的观点出发，优选在cBN粒子的外周部存在含有选自周期表第IVB、VB和VIB族金属、铁族金属、Al的组中的1种或2种以上的元素的金属间化合物、碳化物、氮化物、碳氮化物、硼化物、硼碳化物、硼氮化物、氧化物的中间相。
此外，在该第4实施方式中，也可以为如图4所示，构成如下所述的刀头16，即，前刀面13和后刀面14的交叉棱线构成切削刃15的形状，在刀头本体11的前端隔着衬里板12钎焊由cBN烧结体的基体2形成的刀片10。
此外，在上述实施方式1～4的任一种中，从可以使覆盖层6、9的表面平滑、并且提高与覆盖层6、9的密合性的观点出发，优选基体2的与覆盖层6、9相接的界面的表面粗糙度为0.01～0.2μm。
(制造方法)
接下来，对本发明的切削工具的制造方法进行说明。
首先，使用以往公知的方法制备工具形状的基体2。以下对上述第1～4的实施方式的基体各自的制备方法的一个例子进行例示。
(第1的实施方式)
按照规定的比例添加碳化钨(WC)粉末，铁族金属粉末，WC以外的选自周期表第IVB、VB、VIB族金属中的至少1种元素的碳化物、氮化物或碳氮化物粉末，并进行混合，通过加压成形等的公知的成形方法成形为多刃刀头(throw away tip)形状。接着，对该成形体实施脱粘合剂处理，然后在真空中或非氧化性气氛中以1350～1550℃的条件进行烧成，来制备超硬合金。
(第2的实施方式)
例如，使用Al2O3质陶瓷作为基体时，作为原料粉末，称取具有0.2～3μm范围内的规定的平均粒径的Al2O3原料粉末、平均粒径0.5～2μm的MgO粉末、平均粒径0.1～2μm的CoO粉末和平均粒径0.1～2μm的NiO粉末，使其达到特定的组成，再进行粉碎混合。
接下来，将上述混合粉末成形为规定形状。关于成形，可以使用加压成形、注塑成形、浇铸成形、挤压成形等周知的成形方法。然后，对该成形体实施脱粘合剂处理，然后在大气中或非氧化性气氛中，优选氩(Ar)气等非氧化性减压气氛中，以1500～1750℃进行烧成。
(第3的实施方式)
例如，使用Si3N4质陶瓷作为基体时，首先，作为起始原料，例如，准备氮化硅(Si3N4)粉末、稀土类(RE)元素的氢氧化物(RE(OH)2)或氧化物(RE2O3)、氧化铝(Al2O3)、氢氧化镁(Mg(OH)2)。另外，根据需要，准备二氧化硅(SiO2)、周期表第VIB族元素的硅化物的粉末。
氮化硅原料可以使用α-氮化硅粉末、β-氮化硅粉末或它们的混合物中的任一者。它们的粒径优选为1μm以下，特别优选为0.5μm以下。在氮化硅原料中，不可避免的的氧以硅的氧化物形式存在。因此，考虑到在氮化硅原料中存在的氧化物以二氧化硅(SiO2)的形式存在，调整组成。氧部分不足时，添加二氧化硅(SiO2)粉末。
作为稀土类(RE)元素的原料，可以使用氧化物粉末，例如为镧(La)的情况下，由于氧化镧(La2O3)的吸湿性高，因此优选使用氢氧化镧(La(OH)2)之类的吸水性低，在烧成过程中变为氧化镧(La2O3)的化合物。作为镁(Mg)原料，可以使用氧化镁(MgO)、碳酸镁(MgCO3)，但是由于氧化镁(MgO)吸水性高，碳酸镁(MgCO3)会产生碳酸气体，因此优选使用氢氧化镁(Mg(OH)2)之类的吸水性低、也不产生碳酸气、在烧成过程中变为氧化镁(MgO)的化合物。
用于形成周期表第VIB族元素的硅化物的原料，可以是周期表第VIB族元素的氧化物、碳化物、硅化物、氮化物等任一者，廉价且易于得到微粉末的观点出发，优选使用氧化物。
接下来，秤量这些原料并将其混合，在该混合粉末中添加适宜的粘合剂和溶剂，再进行混合、粉碎，利用喷雾干燥法等进行干燥，再进行造粒。接着，利用加压成形将该造粒粉末成形为任意的形状。
然后，例如在氮气氛中，利用常压烧成法、气压烧成法、热加压法等以1650～1830℃的温度进行烧成。对于该烧成的具体的条件而言，将上述成形体投入氮化硅质烧结体制的烧成匣钵中，同时在该烧成匣钵中加入Si和Mg成分，将烧成匣钵的盖子以密封状态不那么高的状态盖上，再将烧成匣钵置于烧成炉内。接着，将烧成炉内置换为1气压的氮气氛，以5～15℃/分钟进行升温，以烧成温度的1730～1830℃的条件保持5～10小时，然后进行冷却。另外，在烧成中，通过放气和追加导入氮气来进行调整，保证炉内的气氛为氮1气压。
此外，对与成形体同时加入烧成匣钵中的Si和Mg成分而言，可举出以Si粉末、SiO2粉末、Si3N4粉末、MgO粉末、Mg(OH)2粉末的状态投入的方法，可举出即将通过上述的粉末置于成形体的周围，又在成形体的下面铺满，并将成形体本身埋在上述粉末中，然后以这样的状态进行烧成从而在烧成气氛中生成SiO气和MgO气来促进烧结的方法。
另外，从致密、且可以得到抑制氮化硅结晶2的异常晶粒生长的改善耐崩裂性的切削工具1的观点出发，优选先暂时在氮气氛中以1730℃～1830℃进行烧成，然后以9.8MPa～294MPa，1500～1700℃的条件实施热等静压烧成。
(第4的实施方式)
例如，使用cBN质陶瓷作为基体时，例如，作为原料粉末，称取平均粒径4～6μm的粗粒cBN原料粉末、平均粒径0.1～1.5μm的微粒cBN原料粉末、平均粒径0.2～3μm的选自周期表第IVB、VB和VIB族金属中的1种或2种以上的元素的碳化物粉末、以及根据需要的平均粒径0.5～5μm的Al或者选自0.5～3μm的铁族金属中的至少一种的原料粉末，使其达到特定的组成，在利用球磨机进行16～72小时的粉碎混合。
然后，若有必要，成形为规定形状。关于成形，可以使用加压成形、注塑成形、浇铸成形、挤出成形等周知的成形方法。
接着，将上述原料与另外准备的超硬合金制衬里支持体一同装入超高压烧结装置，在1200～1600℃的范围内的规定温度条件下，以4～6GPa的压力进行处理，保持该条件10～30分，从而得到本发明的立方晶氮化硼素烧结体。这时，为了具有周期表第IVB、VB和VIB族金属的碳化物和周期表第IVB、VB和VIB族金属的氮化物独个地存在的结构，优选将升温和降温速度设为每分30～50℃，将以1400～1600℃的范围内的规定的温度、5GPa的压力的条件进行加热的保持时间设为10～15分。
接着，根据需要，对所得的上述基体2的表面进行研削加工，然后在基体2的表面进行覆盖层6、9的成膜。作为覆盖层6、9的成膜方法，可以适宜地使用离子镀法、溅射法等物理蒸镀(PVD)法。
作为本发明的优选的成膜方法的一个例子，可举出以在电弧离子镀装置中安装第1靶和第2靶这2种靶的状态进行覆盖层6、9的成膜的方法。例如优选以下方法：在第1靶施加偏置电压，产生等离子体，形成第一层膜7，然后降低在第1靶施加的偏置电压，在第2靶施加偏置电压，从第2靶产生等离子体，从而进行第二层8的成膜。
具体地说，通过以下方式可以形成依次形成有第一层7和第二层8的覆盖层6：在偏置电压30～200V、成膜温度400～600℃的条件下，将电弧放电、辉光放电等照射于电弧离子镀阴极，使金属源蒸发而离子化，同时以2～5Pa的气压通入氮源的氮(N2)气、碳源的甲烷(CH4)/乙炔(C2H2)气，进行反应。
另外，可以使用以下方法：利用上述成膜装置，在同时对第1靶、第2靶施加偏置电压的状态下，使试样一边旋转一边成膜，从而形成具有交替地层叠有2层以上的第一层7和第二层8的构成的覆盖层9。此外，为了谋求成膜的覆盖层的均匀化，在覆盖层6的成膜时，也优选一边使试样旋转一边进行成膜的方法。
此外，作为阴极，例如可以使用分别独立地含有金属钛(Ti)、金属铝(Al)、金属W、金属Si、金属M或M’(其中，M，M’如前文所述。)的金属阴极，将这些金属进行复合化的合金阴极，或含有这些金属的碳化物、氮化物、硼化物化合物粉末或烧结体的混合物阴极。
实施例1
以平均粒径0.8μm的碳化钨(WC)粉末作为主成分，在其中添加10质量％的平均粒径1.2μm的金属钴(Co)粉末、0.1质量％的平均粒径1.0μm的碳化钒(VC)粉末，0.3质量％的平均粒径1.0μm的碳化铬(Cr3C2)粉末，进行混合，通过加压成形使其成形为CNMG120408MS形状的多刃刀头形状，然后实施脱粘合剂处理，接着以0.01Pa的真空中、1450℃的条件进行1小时烧成，制得超硬合金。另外，通过对各试样的前刀面表面进行喷射加工、磨刷加工等来进行研磨加工。进而，利用磨刷加工对制得的超硬合金实施刃尖处理(珩磨)。
对于如上所述制得的基体，将表1所示的用于进行第一层的成膜的第1靶和用于进行第二层的成膜的第2靶配置于成膜装置的对置的位置，首先使用第1靶并采用第一层成膜条件，之后使用第2靶并采用第2成膜条件，按照这样的顺序施加偏置电压，按照表1所示成膜条件进行各试样的覆盖层的成膜。
对于所得的试样(I-1～14)，利用透射型电子显微镜(TEM)对含覆盖层的表面的剖面进行观察，求出构成覆盖层的结晶的平均结晶宽度。另外，在利用TEM观察时，利用能量分散分光分析(EDS)对各覆盖层的任意3处的组成进行测定，将它们的平均值作为各覆盖层的组成从而求得。进而，对覆盖层中的分散粒子的有无及其组成进行确认。另外，利用扫描型电子显微镜观察基体与覆盖层的界面附近，对界面的凹凸进行扫描，按照JISB0601-2001规定的算术平均高度(Ra)的计算方法，利用该扫描得到的线来评估界面的粗糙度。测定结果在表3中以界面粗糙度示出。
接着，使用制得的外径切削工具CNMG120408MS形状的多刃刀头，按照以下的切削条件，进行切削试验。结果在表3中示出。
切削方法：外径车削加工
被削材料：SUS304
切削速度：150m/分
进给量：0.2mm/转
进刀量：2.0mm
切削状态：湿式
评价方法：利用显微镜，对切削30分钟后的横后刀面磨损和尖端磨损、崩裂的有无进行测定。
[表1]
Figure G2009800005784D00161
*标记表示本发明范围以外的试样。
[表2]
Figure G2009800005784D00171
*标记表示本发明范围以外的试样。
[表3]
Figure G2009800005784D00181
*标记表示本发明范围以外的试样。
表1～3所示的结果可知，在含有未进行第二层的成膜而仅进行第一层的成膜的构成的试样No.I-10中，在发生微小崩裂的同时耐磨损性也差。另外，在第一层为规定的范围之外的组成的试样No.I-11、I-12，以及第一层和第二层的两者都为规定的范围以外的组成的试样No.I-14中，或者覆盖层发生剥离，或者磨损加重，或者在早期就发生缺损，均为工具寿命的短的试样。进而，对于第二层含有与第一层同样的金属成分的试样No.I-13而言，耐磨损性差，耐缺损性下降。
与此相对，对于本发明的范围内的试样No.I-1～10而言，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例2
与实施例1的覆盖层相对，将表4所示的用于进行第一层的成膜的第1靶和用于进行第二层的成膜的第2靶配置于成膜装置的对置的位置，按照表4的成膜条件，一边从两个靶产生等离子体，一边使安装于装置内的试样台旋转，制成以表5所示的厚度的周期交替地层叠有第一层和第二层的构成的覆盖层，除此以外，采用与实施例1同样的方法制作切削工具，同样地评价切削性能(I-15～28)。结果在表5中示出。
[表4]
*标记表示本发明范围以外的试样。
[表5]
Figure G2009800005784D00201
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表4、5所示结果可知，在包含仅进行第一层的成膜的构成的试样No.I-24中，发生微小崩裂，并且耐磨损性也差。另外，在第一层为规定的范围以外的组成的试样No.I-25、26以及第一层和第二层这两者均为规定的范围以外的组成的试样No.I-28中，或者覆盖层发生剥离，或者磨损加重，或者早期就发生缺损，均为工具寿命短的试样。进而，在第二层含有与第一层同样的金属成分的试样No.I-27中，耐磨损性差，耐缺损性下降。
与此相对，在本发明的范围内的试样No.I-15～23中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例3
除了以表6的组成来代替实施例1的超硬合金基体以外，采用与实施例1同样的方法制造多刃刀头，以与实施例1相同的条件进行切削试验。结果在表6～8中示出。
[表6]
Figure G2009800005784D00211
[表7]
Figure G2009800005784D00212
[表8]
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表6～8所示结果可知，本发明的范围内的试样No.II-1～4的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例4
使用实施例3的试样No.4的超硬合金基体，在其表面形成表9的覆盖层，除此以外，采用与实施例2相同的方法制备多刃刀头，以与实施例1相同的条件进行切削试验。结果在表9、10中示出。
[表9]
Figure G2009800005784D00222
[表10]
Figure G2009800005784D00223
在本发明的范围内的试样No.II-5～8中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例5
使用平均粒0.5μm的Al2O3粉末、平均粒径1μm的MgO粉末、平均粒径1μm的CoO粉末和平均粒径1μm的NiO粉末，按照表11所述进行调配，使用配备了Al2O3制磨珠的球磨机将该粉体进行72小时的混合。接着，将经混合的粉体以压力为98MPa条件加压成形为JIS·CNGA120408的多刃刀头形状。对该成形体进行脱粘合剂处理，然后在Ar气0.04MPa的非氧化性气氛中，以1650℃进行烧成，得到Al2O3质陶瓷。接着，对该Al2O3质陶瓷基体的两主面进行研削加工，采用金刚石轮对基体的切削刃部分实施刃尖处理，在切削刃尖端形成R＝0.02μm的珩磨R。
对于如上所述制得的基体，将表12所示的用于第一层的成膜的第1靶和用于第二层的成膜的第2靶配置于成膜装置的对置的位置，首先使用第1靶，利用第一层成膜条件，然后再使用第2靶，使用第2成膜条件，按照这样的顺序施加偏置电压，利用表7所示的成膜条件进行各试样的覆盖层的成膜。此外，对于试样No.III-7而言，将试样设置在与其它试样相比更靠相对于与靶对置的区域之外的区域，进行成膜。
对于得到的试样，与实施例1同样地进行覆盖层的评价，并且利用得到的切削工具形状的多刃刀头(切削工具)，采用以下的切削条件进行切削试验。结果在表12、13中汇总示出。
刀头形状：CNGN120408
被削材料：SKD11硬化钢(HRC＝58-60)
进给量(Vc)：100m/分
转速(f)：0.1mm/转
进刀量(ap)：0.5
切削条件：干式加工
评价项目：从Φ200至Φ150的切削长为200mm的外周切削在90分钟的加工结束后，测定磨损量。
[表11]
Figure G2009800005784D00241
*标记表示本发明范围以外的试样。
Figure G2009800005784D00251
[表13]
Figure G2009800005784D00261
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表11～13所示结果可知，在本发明的范围内的试样No.III-1～8中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥良好的切削性能。
实施例6
对于实施例5的试样No.III-8，利用以下的构成代替覆盖层，进行成膜。即，将表14所示的用于第一层的成膜的第1靶和用于第二层的成膜的第2靶配置于成膜装置的对置的位置，按照表14的成膜条件，一边从两靶产生等离子体，一边使设置于装置内的试样台旋转，制成按照表14所示厚度的周期交替地层叠有第一层和第二层的构成的覆盖层，除此以外，采用与实施例5的试样No.III-1相同的方法制作切削工具，同样地评价切削性能。结果在表15中示出。
[表14]
Figure G2009800005784D00271
*标记表示本发明范围以外的试样。
[表15]
Figure G2009800005784D00281
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表14、15所示结果可知，在覆盖层的组成、构成为规定的范围以外的试样No.III-23～27中，耐缺损性和耐磨损性都差。与此相对，在本发明的范围内的试样No.III-18～22中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例7
作为起始原料，使用平均粒径0.3μm的氮化硅(Si3N4)粉末、平均粒径1.2μm的稀土类(RE)元素化合物(氢氧化镧(La(OH)2)、氧化钇(Y2O3)、氧化镱(Yb2O3)、氧化铒(Er2O3)、氧化铈(Ce2O3)中的任一种)粉末、平均粒径0.7μm的氧化铝(Al2O3)粉末以及平均粒径2.5μm的氢氧化镁(Mg(OH)2)粉末，将这些原料按照表16的比例进行调配，添加粘合剂和溶剂之后，利用超微研磨机(Attritor Mill)进行70小时的粉碎混合。然后，进行干燥，除去溶剂，制备造粒粉末，利用表1所示的成形压将该造粒粉末加压成形为SNGN120412的切削工具形状。
将该成形体安装在烧成匣钵内时，以将选自Si3N4粉末、Si粉末、SiO2粉末的中的至少1种与Mg(OH)2粉末的混合粉末填充至烧成匣钵内的状态进行安装，加盖，将其以置于碳制的圆筒内的状态放置在烧成炉内。接着，将烧成炉内置换为1气压的氮，再进行脱脂后，以升温速度10℃/分进行升温，以1800℃进行6小时烧成。此外，烧成中的气氛控制为氮1气压。接着，以1600℃，2小时，196MPa的条件进行热等静压烧成(HIP)，进而，对该烧结体的表面进行0.3mm厚研削加工(两端加工和外周加工)，得到Si3N4质陶瓷。接着，对该Si3N4质陶瓷基体的两主面进行研削加工，同时采用金刚石轮对基体的切削刃部分实施刃尖处理，在切削刃尖端形成R＝0.02μm的珩磨R。
对于如上所述制备的基体，将表17所示的用于第一层的成膜的第1靶和用于第二层的成膜的第2靶配置于成膜装置的对置的位置，先使用第1靶，采用第一层成膜条件，然后使用第2靶，采用第2成膜条件，按照这样的顺序施加偏置电压，通过表17所示成膜条件进行各试样的覆盖层的成膜。此外，对于试样No.IV-7，将试样设置在与其它试样相比更靠相对于与靶对置的区域之外的区域，进行成膜。
对得到的试样，采用与实施例1同样的方法对覆盖层的特性进行评价，同时使用得到的切削工具形状的多刃刀头(切削工具)，按照以下的切削条件进行切削试验。结果在表17、18中示出。
刀头形状：SNGN120412
被削材料：FC250
切削方法：车削加工
切削速度：550m/min
进给量：0.5mm/转
进刀量：2.0mm
切削条件：湿式加工
评价项目：2分钟的加工结束后，通过利用显微镜观察，对切削刃的侧面磨损量、尖端磨损量和崩裂状态进行确认。
[表16]
Figure G2009800005784D00301
*标记表示本发明范围以外的试样。
Figure G2009800005784D00311
[表18]
Figure G2009800005784D00321
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表16～18所示结果可知，在覆盖层的组成、构成为规定的范围以外的试样No.IV-13～17中，得到耐缺损性和耐磨损性都差的结果。与此相对，在本发明的范围内的试样No.IV-1～12中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥良好的切削性能。
实施例8
对于实施例7的试样No.IV-8，采用以下的构成替代覆盖层进行成膜。即，将表19所示的用于第一层的成膜的第1靶和用于第二层的成膜的第2靶配置在成膜装置的对置的位置，按表19的成膜条件，一边从两靶产生等离子体，一边使安装与装置内的试样台旋转，制成按照表19所示厚度的周期交替地层叠有第一层和第二层的构成的覆盖层，除此以外，采用与实施例7的试样No.IV-1相同的方法制作切削工具，同样地评价切削性能。结果在表20中示出。
[表19]
Figure G2009800005784D00331
*标记表示本发明范围以外的试样。
[表20]
Figure G2009800005784D00332
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表19、20所示结果可知，在覆盖层的组成、构成为规定的范围以外的试样No.IV-23～27中，得到耐缺损性和耐磨损性都差的结果。与此相对，在本发明的范围内的试样No.IV-18～22中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例9
使用平均粒径5μm的粗粒cBN原料粉末、平均粒径0.8μm的c微粒BN原料粉末、平均粒径1.0μm的TiC原料粉末、平均粒径1.2μm的Mo2C原料粉末、平均粒径1.5μm的Cr3C2原料粉末、平均粒径1.2μm的ZrC原料粉末、平均粒径1.2μm的TaC原料粉末、平均粒径0.9μm的WC原料粉末、平均粒径1.0μm的HfC原料粉末、平均粒径1.5μm的金属Al原料粉末、平均粒径0.8μm的金属Co原料粉末，按表21所示的组成进行调配，利用装备了氧化铝制磨珠的球磨机对该粉体进行15小时的混合。接着，以压力98MPa对经混合的粉体进行加压成形。将该成形体按照以下方法进行烧成，得到cBN质烧结体：利用超高压、高温装置，以表21所示的升温速度进行升温，再以压力5.0GPa以及表21所示的烧成温度、时间等条件进行烧成，然后按表21所示的降温速度进行降温。另外，利用线电极放电加工从制得的烧结体中切出规定的尺寸，钎焊在超硬合金基体的切刃前端部形成的进刀台阶部。接着，使用金刚石轮对该cBN烧结体的切削刃实施刃尖处理(倒棱珩磨，chamfer honing)。
通过电弧离子镀法，对如上所述制得的基体(JIS·CNGA120408的多刃刀头形状)进行覆盖层的成膜。具体的成膜方法为，将上述基体安装在电弧离子镀装置中，加热至500℃，然后在导入有2.5Pa氮气的气氛中，设定电弧电流100A、偏置电压50V、加热温度500℃的条件，按顺序进行表22所示的组成的覆盖层的成膜。另外，与实施例1相同的方法对覆盖层的组成进行测定。测定结果在表22作为覆盖层的组成示出。
此外，cBN粒子的粒径，首先对cBN质烧结体的剖面拍摄扫描型电子显微镜照片，利用图像解析法从照片中求出20个以上的各cBN粒子的面积。接着，按照CIS-019D-2005所规定的超硬合金的平均粒径的测定方法，算出cBN的粒径。接着，统计cBN粒子的粒径分布，确认分布是否具有2个峰。接着，在具有2个峰的情况下，在表21中示出粗粒侧的峰值的粒径和微粒侧的峰值的粒径。
接下来，使用所得的带槽切削工具形状的多刃刀头(试样No.1～20)，按照以下的切削条件进行切削试验。结果在表23中示出。
切削方法：外径加工
被削材：FC250，4条槽
切削速度：500m/min
进给量：0.2mm/转
进刀量：肩进刀量0.2mm，深进刀量0.4mm
切削状态：干式加工
评价方法：磨损宽0.1mm或发生崩裂，加工至不能加工为止的加工数量。
Figure G2009800005784D00361
[表23]
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表21～23所示的结果可知，在覆盖层的组成、构成为规定的范围以外的试样No.V-9，11，15～20中，得到耐缺损性和耐磨损性都差的结果。与此相对，在本发明的范围内的试样No.V-1～8、12-14中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。
实施例10
作为原料粉末，使用20体积％的平均粒径5μm的粗粒cBN原料粉末、60体积％的0.8μm的微粒cBN原料粉末、总计80体积％的cBN原料粉末、17体积％的平均粒径1.2μm的TiC原料粉末、3体积％的1.5μm的金属Al原料粉末，将这些原料粉末调合，利用装备氧化铝制磨珠的球磨机对该粉体进行15小时的混合。接着，以压力98MPa的条件将已混合的粉体加压成形为与实施例9相同的形状。采用超高压装置，将该成形体以50℃/分进行升温、以压力5.0Gpa在1500℃下保持15分钟来烧成，之后以50℃/分进行降温，由此进行烧成，得到cBN质烧结体。
对所得的基体采用与实施例9相同的方法按照表24所示的条件进行覆盖层的成膜(试样No.V-21～30)。使用该试样与上述相同地进行切削评价。结果在表25中示出。
[表4]
*标记表示本发明范围以外的试样。
[表25]
Figure G2009800005784D00401
*标记表示本发明范围以外的试样。
由表24、25可知，在覆盖层的组成、构成为规定的范围以外的试样No.V-26～30中，得到耐缺损性和耐磨损性都差的结果。与此相对，在本发明的范围内的试样No.V-21～25中，任一覆盖层的耐缺损性和耐氧化性均优异，发挥了良好的切削性能。

Claims (11)

1.一种切削工具，其含有基体和将所述基体的表面覆盖的覆盖层，其特征在于，
所述覆盖层具有第一层和第二层，
所述第一层包含Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(C1-xNx)，其中，M为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，并且0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0.01≤d≤0.1，0≤x≤1，
所述第二层包含Ti1-e-f-gAleSifM’g(C1-yNy)，其中，M’为选自Nb、Mo、Ta、Hf和Y中的至少1种，并且0.50≤e≤0.60，0≤f≤0.1，0.05≤g≤0.15，0≤y≤1。
2.根据权利要求1所述的切削工具，其特征在于，
所述第一层的膜厚为1～7μm，所述第二层的膜厚为0.5～5μm。
3.根据权利要求1所述的切削工具，其特征在于，
所述第一层的平均结晶宽度为0.01～0.5μm，所述第二层的平均结晶宽度为0.6～3μm。
4.根据权利要求2所述的切削工具，其特征在于，
所述第一层的平均结晶宽度为0.01～0.5μm，所述第二层的平均结晶宽度为0.6～3μm。
5.根据权利要求1所述的切削工具，其特征在于，
在所述第一层中散布有平均结晶粒径为0.05～1μm的分散粒子。
6.根据权利要求1所述的切削工具，其特征在于，
所述覆盖层是以2层以上交替地层叠所述第一层和所述第二层而成的。
7.根据权利要求6所述的切削工具，其特征在于，
所述第一层的各层的膜厚为0.02～0.7μm，所述第二层的各层的膜厚为0.01～0.5μm，所述第一层的总膜厚为1～7μm，所述第二层的总膜厚为0.5～5μm。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的切削工具，其特征在于，
所述基体包含下述超硬合金，所述超硬合金含有60～95质量％的WC、0～10质量％的选自周期表第IVB、VB、VIB族金属中的至少1种元素的碳化物、氮化物或碳氮化物以及5～30质量％的铁族金属。
9.根据权利要求1～7中任一项所述的切削工具，其特征在于，
所述基体包含下述Al2O3质烧结体，所述Al2O3质烧结体含有Al2O3、0～1质量％的MgO、总量为10～70质量％的选自Ti或Si的碳化物、氮化物及碳氮化物的组中的至少1种以及总量为0.1～2.0质量％的选自Co和Ni中的至少1种。
10.根据权利要求1～7中任一项所述的切削工具，其特征在于，
所述基体包含下述的Si3N4质烧结体，所述Si3N4质烧结体含有94.5～99.5质量％的氮化硅、以RE2O3换算为0.1～4.5质量％的稀土类(RE)元素氧化物、以MgO换算为0.3～2.5质量％的氧化镁、以Al2O3换算为0～0.6质量％的氧化铝、以二氧化硅(SiO2)换算为0.1～4.5质量％的残余的氧以及0～2质量％的周期表第VIB族元素的硅化物。
11.根据权利要求1～7中任一项所述的切削工具，其特征在于，
所述基体包含下述cBN质烧结体，所述cBN质烧结体含有70体积％以上的在cBN粒子的粒径分布中有粒径4～6μm的cBN粗粒子与粒径0.5～1.2μm的cBN微粒子这2个峰的cBN粒子，且以含有选自周期表第IVB、VB、VIB族金属中的至少1种以上的元素的碳化物和铁族金属的结合相，将所述cBN粒子结合而成。
CN2009800005784A 2008-03-26 2009-03-25 切削工具 Active CN101848782B (zh)

Applications Claiming Priority (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008080823 2008-03-26
JP080823/2008 2008-03-26
JP2008326977 2008-12-24
JP326977/2008 2008-12-24
JP326982/2008 2008-12-24
JP2008326982 2008-12-24
JP2009016261 2009-01-28
JP016261/2009 2009-01-28
PCT/JP2009/055990 WO2009119682A1 (ja) 2008-03-26 2009-03-25 切削工具

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101848782A CN101848782A (zh) 2010-09-29
CN101848782B true CN101848782B (zh) 2012-08-08

Family

ID=41113872

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2009800005784A Active CN101848782B (zh) 2008-03-26 2009-03-25 切削工具

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8236411B2 (zh)
EP (1) EP2168702B1 (zh)
JP (1) JP4987081B2 (zh)
CN (1) CN101848782B (zh)
WO (1) WO2009119682A1 (zh)

Families Citing this family (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5527937B2 (ja) * 2008-03-26 2014-06-25 京セラ株式会社 窒化珪素質焼結体
JP5527949B2 (ja) * 2008-06-26 2014-06-25 京セラ株式会社 窒化珪素質焼結体
US20100255337A1 (en) * 2008-11-24 2010-10-07 Langhorn Jason B Multilayer Coatings
JP2013502328A (ja) * 2009-08-21 2013-01-24 セラムテック ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング カッティングインサート、特にスローアウェイ式のカッティングインサートの精密プレス加工及び焼結
US8900336B2 (en) * 2010-03-25 2014-12-02 Kyocera Corporation Cutting tool
US8623525B2 (en) 2010-03-29 2014-01-07 Kyocera Corporation Cutting tool
KR101635487B1 (ko) * 2010-03-29 2016-07-01 쿄세라 코포레이션 절삭 공구
EP2559504B1 (en) * 2010-04-16 2019-08-21 Tungaloy Corporation Coated sintered cbn
EP2623241B1 (en) * 2010-09-29 2017-11-08 Kyocera Corporation Cutting tool
RU2460827C1 (ru) * 2011-05-10 2012-09-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2464342C1 (ru) * 2011-05-17 2012-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2464344C1 (ru) * 2011-05-17 2012-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2461654C1 (ru) * 2011-05-17 2012-09-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2461652C1 (ru) * 2011-05-17 2012-09-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2461653C1 (ru) * 2011-05-17 2012-09-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2464347C1 (ru) * 2011-05-20 2012-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2464346C1 (ru) * 2011-05-20 2012-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2465370C1 (ru) * 2011-05-20 2012-10-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
US8475943B2 (en) * 2011-07-08 2013-07-02 Kennametal Inc. Coated article having yttrium-containing coatings applied by physical vapor deposition and method for making the same
EP2737967B1 (en) * 2011-07-25 2017-02-01 Kyocera Corporation Cutting tool
DK2763809T3 (da) * 2011-10-06 2020-09-07 Ceram Gmbh Miniature-skæreplatte
JP5876724B2 (ja) * 2011-12-27 2016-03-02 三菱マテリアル株式会社 すぐれた耐チッピング性、耐剥離性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具
RU2490357C1 (ru) * 2012-06-26 2013-08-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2495951C1 (ru) * 2012-06-26 2013-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
RU2495953C1 (ru) * 2012-07-03 2013-10-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
CN103537720A (zh) * 2012-07-17 2014-01-29 三菱综合材料株式会社 表面包覆切削工具
KR101710501B1 (ko) * 2012-12-27 2017-02-27 쿄세라 코포레이션 절삭 공구
JP2015009327A (ja) * 2013-06-28 2015-01-19 京セラ株式会社 切削インサート
USD787578S1 (en) * 2014-01-22 2017-05-23 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Throw-away tip for metal cutting tool
JP6637664B2 (ja) * 2014-03-28 2020-01-29 三菱マテリアル株式会社 立方晶窒化硼素焼結体切削工具
JP6355124B2 (ja) 2014-04-25 2018-07-11 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆窒化硼素焼結体工具
JP5909607B1 (ja) * 2014-06-27 2016-04-26 京セラ株式会社 立方晶窒化硼素焼結体および切削工具
CN104162661B (zh) * 2014-08-14 2017-01-11 南京理工大学 一种微波烧结Al2O3-TiC-TiN微米复合陶瓷刀具材料的方法
JP6764404B2 (ja) 2014-11-19 2020-09-30 ダイヤモンド イノヴェーションズ インコーポレイテッド 立方晶窒化ホウ素の多峰性粉体を調製する方法
CN106795061B (zh) * 2015-05-29 2020-01-21 住友电工硬质合金株式会社 烧结体及切削工具
JP1558993S (zh) * 2015-11-17 2019-09-02
CN105563557A (zh) * 2016-01-29 2016-05-11 苏州安洁科技股份有限公司 一种使得刀模表面不粘刀的方法及对应的刀模结构
US10167234B2 (en) 2016-12-06 2019-01-01 King Fahd University Of Petroleum And Minerals Method of making an alumina-silicate oxynitride and cubic boron nitride ceramic composite
RU2640691C1 (ru) * 2016-12-20 2018-01-11 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
US11167382B2 (en) * 2017-09-18 2021-11-09 Agathon AG, Maschinenfabrik Method and machine equipment for manufacturing of a cutting tool
RU2691810C2 (ru) * 2017-11-14 2019-06-18 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения износостойкого покрытия для режущего инструмента
RU2691157C2 (ru) * 2017-11-22 2019-06-11 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Ульяновский государственный технический университет" Способ получения многослойного покрытия для режущего инструмента
KR101951316B1 (ko) * 2017-11-24 2019-06-03 한국야금 주식회사 경질피막이 형성된 난삭재용 절삭공구
KR101859644B1 (ko) * 2017-11-28 2018-05-18 한국야금 주식회사 절삭공구용 소결합금 및 난삭재용 절삭공구
JP7015979B2 (ja) * 2018-03-14 2022-02-04 三菱マテリアル株式会社 ｃＢＮ焼結体および切削工具
US11065460B2 (en) 2019-05-30 2021-07-20 Medtronic, Inc. Battery assembly for medical device
JP7064658B1 (ja) * 2020-11-04 2022-05-10 住友電気工業株式会社 立方晶窒化硼素焼結体
DE112022005191T5 (de) * 2021-10-29 2024-09-26 Kyocera Corporation Einsatz und schneidwerkzeug
WO2023074277A1 (ja) * 2021-10-29 2023-05-04 京セラ株式会社 インサートおよび切削工具
CN115138849B (zh) * 2022-06-02 2024-01-12 湖南科技大学 一种无粘结相硬质合金刀具材料的制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5853873A (en) * 1994-10-27 1998-12-29 Sumitomo Electric Industries, Ltd Hard composite material for tools

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS598679A (ja) 1982-07-07 1984-01-17 住友電気工業株式会社 被覆硬質焼結体
JP3010774B2 (ja) * 1991-03-28 2000-02-21 三菱マテリアル株式会社 アルミナ基セラミックス
JPH0569205A (ja) 1991-09-12 1993-03-23 Sumitomo Electric Ind Ltd セラミツクス切削工具
JPH0691407A (ja) 1992-05-11 1994-04-05 Mitsubishi Materials Corp 耐欠損性にすぐれた表面被覆セラミック切削工具
US5382273A (en) 1993-01-15 1995-01-17 Kennametal Inc. Silicon nitride ceramic and cutting tool made thereof
JPH07136810A (ja) * 1993-11-19 1995-05-30 Ngk Spark Plug Co Ltd 高硬度材切削用セラミック工具
JP3460288B2 (ja) 1994-01-21 2003-10-27 住友電気工業株式会社 耐摩耗性に優れた表面被覆部材
JP3452726B2 (ja) * 1996-06-05 2003-09-29 日立ツール株式会社 多層被覆硬質工具
JP3451877B2 (ja) * 1997-03-10 2003-09-29 三菱マテリアル株式会社 耐摩耗性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具
JP4171099B2 (ja) 1998-04-24 2008-10-22 株式会社神戸製鋼所 耐摩耗性に優れる硬質皮膜
JP2000044348A (ja) * 1998-07-22 2000-02-15 Nof Corp 鋳鉄切削加工用高硬度焼結体
JP2000247746A (ja) * 1999-02-26 2000-09-12 Kyocera Corp 立方晶窒化硼素質焼結体切削工具
JP3347687B2 (ja) * 1999-05-19 2002-11-20 日立ツール株式会社 硬質皮膜被覆工具
JP4330859B2 (ja) * 2002-09-11 2009-09-16 株式会社タンガロイ 被覆超硬合金およびその製造方法
JP4284503B2 (ja) 2003-05-21 2009-06-24 三菱マテリアル株式会社 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆立方晶窒化硼素基焼結材料製切削工具
JP4958134B2 (ja) 2003-12-18 2012-06-20 日立ツール株式会社 硬質皮膜被覆工具
JP5060714B2 (ja) * 2004-09-30 2012-10-31 株式会社神戸製鋼所 耐摩耗性および耐酸化性に優れた硬質皮膜、並びに該硬質皮膜形成用ターゲット
JP2006111915A (ja) 2004-10-14 2006-04-27 Institute Of National Colleges Of Technology Japan 硬質被膜、硬質被膜被覆工具、および硬質被膜のコーティング方法
JP4850007B2 (ja) * 2006-09-13 2012-01-11 京セラ株式会社 窒化珪素質焼結体
JP5188133B2 (ja) * 2006-09-27 2013-04-24 京セラ株式会社 切削工具

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5853873A (en) * 1994-10-27 1998-12-29 Sumitomo Electric Industries, Ltd Hard composite material for tools

Non-Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2000-247746A 2000.09.12
JP特开2000-44348A 2000.02.15
JP特开2006-123159A 2006.05.18
JP特开2008-69031A 2008.03.27
JP特开平4-300241A 1992.10.23
JP特开平7-136810A 1995.05.30

Also Published As

Publication number Publication date
EP2168702A1 (en) 2010-03-31
WO2009119682A1 (ja) 2009-10-01
JPWO2009119682A1 (ja) 2011-07-28
CN101848782A (zh) 2010-09-29
US20100129168A1 (en) 2010-05-27
EP2168702A4 (en) 2013-05-01
JP4987081B2 (ja) 2012-07-25
EP2168702B1 (en) 2014-09-03
US8236411B2 (en) 2012-08-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101848782B (zh) 切削工具
CN101151386B (zh) 超硬合金及切削工具
JP5188133B2 (ja) 切削工具
EP1849883B1 (en) Hard coating excellent in wear resistance and in oxidation resistance.
US8062776B2 (en) Surface coated tool and method of working cutting object
CN102196874B (zh) 表面被覆工具
CN102821896B (zh) 切削工具
EP0819776B1 (en) Cutting blade made of titanium carbonitride-type cermet, and cutting blade made of coated cermet
CN102821897A (zh) 切削工具
EP1805120A1 (en) Cubic boron nitride sintered material and cutting tool using the same
CN107073591A (zh) 耐崩刀性优异的表面包覆切削工具
CN103648692A (zh) 切削工具
JP2010099769A (ja) 表面被覆工具
WO2019207876A1 (ja) 超硬合金、それを含む切削工具および超硬合金の製造方法
CN104349855B (zh) 切削工具
CN104870127A (zh) 切削工具
CN101400465A (zh) 表面被覆工具
CN100439017C (zh) 硬质被覆层具有耐崩刃性的表面被覆金属陶瓷制切削工具
WO2019220533A1 (ja) サーメット、それを含む切削工具およびサーメットの製造方法
CN1710144B (zh) 硬质保护膜及其制造方法
CN100528430C (zh) 表面被覆切削刀具及其制造方法
JP5094368B2 (ja) 切削工具
WO2023053441A1 (ja) 立方晶窒化硼素焼結体
CN103372764A (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
JP2827597B2 (ja) 硬質層被覆超硬合金製切削工具およびその製造法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant