CN102371385A - 表面包覆切削工具 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种在硬质难切削材料的高速切削加工中硬质包覆层发挥优异的耐剥离性和优异的耐磨性的表面包覆切削工具。本发明的切削工具，在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的最表面至少包覆具有平均层厚为0.5～5μm的Zr硼化物层而成，其中，上述Zr硼化物层作为具有多个平均粒径的晶粒组织的复合组织而构成，该复合组织由平均粒径为50～100nm的二次晶粒和平均粒径为200～1000nm的三次晶粒构成，该二次晶粒由具有平均粒径为5～30nm的一次晶粒的集合体构成，该三次晶粒由该二次晶粒的集合体构成。

Description

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，称为包覆工具)，硬质包覆层由具有优异的耐熔敷性和优异的硬度的表面层构成，因此尤其在伴有高热发生的高速切削条件下进行各种Ti类合金或含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的切削加工时，也可以抑制通过发生熔敷而产生的硬质包覆层的剥离，经长期使用而发挥优异的耐剥离性和耐磨性。

背景技术

包覆工具一般有在各种钢或铸铁等被切削材料的车削加工或平面铣削加工中装卸自如地安装于车刀的前端部上而使用的可转位刀片、使用于所述被切削材料的钻孔切削加工等的钻头或小型钻头、以及使用于所述被切削材料的面削加工或槽加工、台阶面加工等的实心式立铣刀等，并且，已知有装卸自如地安装所述可转位刀片且与所述实心式立铣刀相同地进行切削加工的一次性立铣刀工具等。

并且，作为包覆工具，已知有在由碳化钨(以下，用WC表示)基硬质合金或碳氮化钛(以下，用TiCN表示)基金属陶瓷构成的工具基体的表面形成由下述(a)～(c)构成的硬质包覆层的包覆工具(以下，称为以往包覆工具)，

(a)由具有0.8～5μm的平均层厚且满足结构式：(Al_1-XTi_X)N(其中以原子比计，X表示0.25～0.60)的(Al，Ti)N层构成的下部层；

(b)由具有0.1～0.5μm的平均层厚的ZrBN(硼氮化锆)层构成的粘附接合层；

(c)由具有0.8～5μm的平均层厚的ZrB₂(硼化锆)层构成的上部层，

并且，已知有该以往包覆工具在合金工具钢或轴承钢的淬火材料等高硬度钢的高速切削加工中发挥优异的耐磨性。

而且，还已知有上述以往包覆工具通过如下制造：在并设电弧离子镀装置和直流溅射装置的物理蒸镀装置中装入上述工具基体，首先，在由加热器加热装置内的状态下，在装置内导入氮气体作为反应气体，在电弧离子镀装置的阳极电极与设置具有规定组成的Ti-Al合金的阴极电极(蒸发源)之间发生电弧放电，从而对由上述(a)的(Al，Ti)N层构成的下部层进行成膜，其次，开始作为直流溅射装置的阴极电极(蒸发源)配置的ZrB₂烧结体的溅射；将装置内的气氛从氮气氛逐渐取代为Ar气氛，由此首先成膜ZrBN层作为上述(b)的粘附接合层；其次，对重叠于上述ZrBN层上且由上述(c)的ZrB₂层构成的上部层进行成膜。

并且，作为成膜硬质包覆层的手段，不仅有利用电弧离子镀、直流溅射的成膜，而且还提出有利用高输出脉冲溅射的成膜，例如，如专利文献2、3所示，还已知有通过在脉冲的瞬间外加电力在200W/cm²以上、脉冲的一个波长长度设为100μsec以下的条件下进行高输出脉冲溅射，从而能够以高成膜速度成膜(Al，M)₂O₃(其中，M为Mg、Zn、Mn、Fe等)或α-Al₂O₃。

专利文献1：日本专利公开平2006-1004号公报

专利文献2：国际公开第2008/148673号

专利文献3：国际公开第2009/010330号

近年来的切削加工装置的高性能化及自动化显著，一方面对切削加工的节省劳力化及节能化以及低成本化的要求强烈，随此，切削加工有高速化并且强烈要求不限定于被切削材料的种类的具有通用性的包覆工具的倾向，但是上述的以往包覆工具中，现状如下：将此用于合金工具钢或轴承钢的淬火材料等高硬度钢的高速切削加工时，发挥优异的耐磨性，但是将此尤其为了在高速切削条件下进行各种Ti类合金或含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的切削加工而使用时，因切削时发生的极高的发热而容易产生熔敷，因此原因引起硬质包覆层的剥离，在较短的时间内达到使用寿命。

因此，本发明人等从如上述的观点出发，为了开发在上述的硬质难切削材料的高速切削加工中硬质层发挥优异的耐熔敷性、耐剥离性的包覆工具，进行深入研究的结果，得到如下见解。

首先，查明了如下内容：以往包覆工具(专利文献1)中，以直流溅射成膜ZrB₂层，将此用于淬火材料等高硬度钢的高速切削加工时不会产生特别的问题，但是，将此尤其为了在高速切削条件下进行各种Ti类合金或含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的切削加工而使用时，由于表面组织紧密，因此与被切削材料的接触面积较大，因极其高的发热而产生熔敷，并且，因为ZrB₂层的晶粒间的结合也较弱，所以引起因其熔敷而产生的硬质包覆层的剥离。

因此，本发明人等着眼于不易引起熔敷的发生、且晶粒之间的结合强度较高的ZrB₂层组织并进行研究的结果，发现了如下内容：当成膜ZrB₂层时，不采用专利文献1所示的直流溅射，而是通过采用特定条件的高输出脉冲溅射，即使在各种Ti类合金或含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的高速切削条件下的切削加工中，也因为表面组织疏松，所以与被切削材料的接触面积较小，所以不易发热，熔敷也不易产生，除此之外因为ZrB₂层的晶粒之间的结合强度较强，所以能够对不易产生硬质包覆层剥离的ZrB₂层进行成膜。

具体而言，图1示出高输出脉冲溅射装置的概要俯视图，但是发现如果在高输出脉冲溅射装置上配置Zr硼化物(以下，用ZrB₂表示)粉末的烧结体(以下，称为ZrB₂烧结体)靶，使装置内气氛为Ar气氛，用8kW以上的较高平均投入电力进行高输出脉冲溅射，并在工具基体的表面蒸镀成膜ZrB₂层，则由于不易产生熔敷，所以可以对具有优异的耐熔敷性，并且晶粒之间的结合强度较强，膜硬度较高(例如，以荷重200mg测定时的纳米压痕硬度在3600kgf/mm²以上)的ZrB₂层进行成膜。

由此，发现该结果的包覆工具尤其在伴有显著的高热发生的各种Ti类合金或含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的高速切削中，通过由具有优异的耐熔敷性、晶粒之间的结合强度以及硬度的ZrB₂层构成的表面层，尤其可以抑制以熔敷为起因的硬质包覆层的剥离，经长期使用而发挥优异的耐剥离性和耐磨性。

发明内容

该发明是基于上述见解而完成的，

一种表面包覆切削工具，其特征在于，在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的最表面至少包覆具有平均层厚为0.5～5μm的Zr硼化物层而成，

上述Zr硼化物层作为具有多个平均粒径的晶粒组织的复合组织而构成，该复合组织由平均粒径为50～100nm的二次晶粒和平均粒径为200～1000nm的三次晶粒构成，该二次晶粒由具有平均粒径为5～30nm的一次晶粒的集合体构成，该三次晶粒由该二次晶粒的集合体构成。

接着，详细说明该发明的包覆工具。

硬质包覆层的平均层厚

形成于由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的最表面的Zr硼化物层，当其平均层厚不到0.5μm时，在经长期使用而发挥本身所具有的优异的耐磨性方面不是很充分，另一方面若其平均层厚超过5μm，则能够抑制Ti类合金、含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的高速切削中以熔敷为起因的剥离，但是通过以高输出脉冲溅射所具有的向镀膜的高打入(打ち込み)效果为起因的较大的压缩残余应力，在切削刃部上容易发生碎屑，因此将其平均层厚规定为0.5～5μm。

复合组织的效果及晶粒的平均粒径

该复合组织的效果如下，即，通过形成晶粒的集合体，不用说该一次晶粒彼此的结合力，还能够利用该二次晶粒彼此的结合力。构成该复合组织的一次晶粒的平均粒径很难形成具有不到5nm的晶粒的被膜，另一方面若其平均粒径超过30nm，则因为阻碍位错运动的晶界减少，所以不能维持高硬度。并且，若由该一次晶粒的集合体构成的二次晶粒的平均粒径不到50nm，则构成用于得到复合组织的优点、即晶粒彼此的较强结合力的二次晶粒的一次晶粒数不充分，若超过100nm，则构成三次晶粒的二次晶粒数不充分。进而，若由该二次晶粒的集合体构成的三次晶粒的平均粒径不到200nm，则因为切削时与被切削材料接触的面积变大，所以容易引起熔敷，导致连该复合组织一起剥离，另一方面若超过1000nm，则无法耐于切削时的负荷。

接着，说明该发明的包覆工具的制造方法。

图1表示高输出脉冲溅射装置，作为用于制造该发明的包覆工具、例如在工具基体表面以规定厚度成膜(Ti，Al)N层，其次，在最表面蒸镀成膜ZrB₂层的包覆工具的装置的一个例子。

即，可以通过如下来制造：图1所示的高输出脉冲溅射装置中，在该高输出脉冲溅射装置的中央部设置工具基体安装用旋转台，在夹着所述旋转台而对置的2个部位，例如配置具有规定组成的Ti-Al合金靶，并且在与Ti-Al合金靶偏离90度的位置中，在夹着旋转台而对置的2个部位配置ZrB₂粉末的烧结体(ZrB₂烧结体)靶，在从所述旋转台上的中心轴向半径方向远离规定距离的位置，沿着外周部将多个工具基体安装为环状，在该状态下将装置内气氛设为氮气氛旋转所述旋转台，并且以谋求蒸镀形成的耐磨硬质层的层厚均匀化的目的也使工具基体本身自转的同时，首先，进行相对于所述Ti-Al合金靶的6kW以上的较高平均投入电力的高输出脉冲溅射，在所述工具基体的表面以0.8～5μm的平均层厚蒸镀成膜(Ti，Al)N层作为耐磨硬质层，接着，将装置内的气氛实质上变为Ar气氛，并且对ZrB₂烧结体靶用8kW以上的较高平均投入电力进行高输出脉冲溅射，在所述(Ti，Al)N层上以0.5～5μm的平均层厚蒸镀成膜ZrB₂层作为最表面层。

尤其是通过上述特定条件下的高输出脉冲溅射成膜的ZrB₂层即使如以往包覆工具那样不介入粘附接合层(ZrBN层)，也相对于(Ti，Al)N层具有优异的粘附强度，进而提高膜硬度。

另外，上述的高输出脉冲溅射中，作为其溅射条件，优选使脉冲外加时的发生等离子体密度成为10¹⁸m^-3以上，并且，脉冲的一个波长的长度为200μsec以上且每一周期的脉冲的非外加时间成为10μsec以上的溅射条件下进行溅射为优选。

通过上述的基于提高能量等级的矩形脉冲的高输出脉冲溅射，因为能够减少相对于靶的热负荷，所以能够抑制靶的没必要的温度上升。

并且，通过上述高输出脉冲溅射成膜的(Ti，Al)N层、ZrB₂层的粘附强度均较大，且具有高硬度。

该发明的包覆工具为如下工具：由于作为硬质包覆层是具有与被切削材料的接触面积变小的疏松的表面组织且晶粒之间的结合强度较强的晶粒组织的复合组织，并且具备由具有高硬度的ZrB₂层构成的表面层，因此在进行硬质难切削材料的伴有高热发生的高速切削条件加工时，能够抑制以熔敷为起因的硬质包覆层的剥离，所以经长期使用而发挥优异的耐磨性。

附图说明

图1是为了对本发明包覆工具的表面包覆层进行成膜而使用的高输出脉冲溅射装置的概要俯视图。

图2表示本发明包覆刀片9的Zr硼化物层的水平截面的扫描型电子显微镜照片(倍率：10万倍)。

图3表示以往包覆刀片9的Zr硼化物层的水平截面的扫描型电子显微镜照片(倍率：10万倍)。

图4表示本发明包覆刀片的由复合组织构成的Zr硼化物层的水平截面示意图。

具体实施方式

接着，根据实施例具体说明基于该发明的包覆工具及其制造方法。

[实施例1]

准备均具有1～3μm的平均粒径的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粉末及Co粉末作为原料粉末，将这些原料粉末配合成表1所示的配合组成，用球磨机湿式混合72小时并干燥后，以100MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在6Pa的真空中，在以温度：1400℃保持1小时的条件下烧结，烧结后，在切削刃部分实施R：0.03的珩磨加工，形成具有ISO标准·CNMG120408的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体A-1～A-10。

另外，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以重量比计为TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo₂C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末作为原料粉末，将这些原料粉末配合成表2所示的配合组成，用球磨机湿式混合24小时并干燥后，以100MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在2kPa的氮气氛中，在以温度：1500℃保持1小时的条件下烧结，烧结后，在切削刃部分实施R：0.03的珩磨加工，形成具有ISO标准·CNMG120408的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体B-1～B-6。

(a)其次，将各个上述的工具基体A-1～A-10及B-1～B-6在丙酮中进行超声波清洗，在干燥的状态下，在从图1所示的高输出脉冲溅射装置内的旋转台上的中心轴向半径方向远离规定距离的位置，沿着外周部进行安装，另一方面，在高输出脉冲溅射装置内，在夹着旋转台而对置的4个部位配置Ti-Al合金靶和ZrB₂烧结体靶；

(b)首先，对装置内进行排气并保持0.1Pa以下的真空的同时，用加热器加热装置内至400℃后，对在所述旋转台上边自转边旋转的工具基体外加-200V的直流偏压，从而对所述工具基体进行1小时Ar轰击处理；

(c)向装置内导入氮气体作为反应气体，并设为0.6Pa的反应气氛，并且在表3条件记号a所示的规定脉冲溅射条件下，对所述Ti-Al合金靶进行高输出脉冲溅射，从而在所述工具基体的表面对表4所示的目标组成及目标层厚的(Ti，Al)N层进行成膜作为硬质包覆层的耐磨硬质层；

(d)继而，在表3所示的规定的脉冲溅射条件下，对ZrB₂烧结体靶进行高输出脉冲溅射，将导入装置内的气体从氮气体切换成Ar气体，并且将装置内气氛设为0.5Pa，该条件下以对应于层厚的时间进行溅射，同样地对表4所示的目标层厚的ZrB₂层进行成膜作为硬质包覆层的表面层，由此分别制造出作为本发明包覆工具的本发明表面包覆刀片(以下，称为本发明包覆刀片)1～16。

另外，作为比较的目的，将这些工具基体A-1～A-10及B-1～B-6在丙酮中进行超声波清洗，在干燥的状态下，分别装入并设电弧离子镀装置和直流溅射装置的物理蒸镀装置中，在装置内安装具有各种成分组成的Ti-Al合金靶、ZrB₂烧结体靶，

首先，对装置内进行排气并保持0.1Pa以下的真空的同时，用加热器加热装置内至500℃后，在所述Ti-Al合金靶与阳极电极之间发生电弧放电，在所述工具基体的表面对作为硬质包覆层的耐磨硬质层的目标组成及目标层厚的(Ti，Al)N层进行成膜作为下部层，其次，停止所述Al-Ti合金的阴极电极(蒸发源)与阳极电极之间的电弧放电，开始作为所述直流溅射装置的阴极电极(蒸发源)配置的ZrB₂烧结体的直流溅射，将所述蒸镀装置内的气氛代替氮气氛设为Ar和氮的混合气体气氛，随着时间变化逐渐增加Ar的导入比例而另一方面氮的导入比例逐渐减少的气氛的条件下，以表6所示的平均层厚蒸镀ZrBN层作为粘附接合层，接着，使所述蒸镀装置内的气氛最终成为Ar气氛，继续进行作为所述直流溅射装置的阴极电极(蒸发源)配置的ZrB₂烧结体的直流溅射，从而重叠于所述ZrBN层，在表5所示的规定的直流溅射条件下，蒸镀表6所示的平均层厚的ZrB₂层作为上部层，由此分别制造出作为以往包覆工具的以往表面包覆刀片(以下，称为以往包覆刀片)1～16。

另外，为了参考，用与图1所示的制造本发明包覆刀片1～16的装置相同的装置(即，装置内安装有Ti-Al合金靶和ZrB₂烧结体靶)，在与本发明包覆刀片1～16不同的组成、膜厚、溅射条件下成膜，由此分别制造出表6所示的作为参考包覆工具的参考表面包覆刀片(以下，称为参考包覆刀片)1～4。

通过扫描型电子显微镜(Carl zeiss公司制造，ultra55)，以10万倍的视野对上述的本发明包覆刀片1～16、以往包覆刀片1～16及参考包覆刀片1～4的ZrB₂层的其晶粒组织进行观察，对一次晶粒、二次晶粒及三次晶粒的平均粒径，测定10处以晶粒的粒子截面的面积作为圆的面积取代时的直径，并取其平均值。

表4、表6中示出其测定值。

另外，图2中表示本发明包覆刀片9的ZrB₂层的水平截面的扫描型电子显微镜照片(倍率：10万倍)，图3中表示以往包覆刀片9的ZrB₂层的水平截面的扫描型电子显微镜照片(倍率：10万倍)，图4中表示本发明包覆刀片的由复合组织构成的Zr硼化物层的水平截面示意图。

通过超显微压痕硬度试验机(ELIONIX INC.公司制造，ENT-1100a)对上述的本发明包覆刀片1～16、以往包覆刀片1～16及参考包覆刀片1～4的ZrB₂层测定其表面硬度。

表4、表6中示出其测定值。

另外，通过使用透射型电子显微镜的能量分散X射线分析法测定上述的本发明包覆刀片1～16、以往包覆刀片1～16及参考包覆刀片1～4的构成硬质包覆层的耐磨硬质层的组成，结果分别示出实质上与目标组成相同的组成。

此外，使用扫描型电子显微镜对上述的硬质包覆层的ZrB₂层及耐磨硬质层的平均层厚进行截面测定，结果均示出实质上与目标层厚相同的平均值(5个部位的平均值)。

其次，在将上述的各种包覆刀片均用固定夹具紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆刀片1～16、以往包覆刀片1～16及参考包覆刀片1～4，进行

被切削材料：以质量％计为Ti-6％Al-4％V合金的圆棒；

切削速度：100m/min.；

切深：1.5mm；

进给量：0.2mm/rev.；

切削时间：5分钟

的条件(称为切削条件A)下的Ti类合金的干式连续高速切削加工试验(通常的切削速度为60m/min.)，测定刀刃的后刀面磨损宽度。

该测定结果示于表7。

[表1]

[表2]

[表3]

(注)条件记号Z、Y为本发明的范围外的高输出脉冲溅射条件。

并且，条件记号a为(Al，Ti)N的成膜条件。

[表4]

[表5]

[表6]

(注1)条件记号Z、Y是本发明的范围外的高输出脉冲溅射条件。

(注2)因为以往包覆刀片没有形成复合组织，所以将结晶粒径作为一次粒径记载。

[表7]

^*符号表示因剥离而达到寿命为止的切削时间。

[实施例2]

准备具有平均粒径为5.5μm的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，W)C[以质量比计为TiC/WC＝50/50]粉末及平均粒径为1.8μm的Co粉末作为原料粉末，将这些原料粉末分别配合成表8所示的配合组成，再加入蜡在丙酮中球磨混合24小时，减压干燥后，在100MPa的压力下冲压成型为规定形状的各种压坯，将这些压坯在6Pa的真空气氛中以7℃/分钟的升温速度升温至1370～1470℃范围内的规定温度，保持该温度1小时后，在炉内冷却的条件下进行烧结，形成直径为6mm的工具基体形成用圆棒烧结体，再通过磨削加工从所述圆棒烧结体分别制造出切削刃部的直径×长度分别为6mm×12mm的尺寸及具有螺旋角为30度的双刃四角形的工具基体(立铣刀)C-1～C-8。

接着，将这些工具基体(立铣刀)C-1～C-8的表面在丙酮中进行超声波清洗，在干燥的状态下，同样地装入图1所示的蒸镀装置中，在与上述实施例1相同的条件下，蒸镀形成由包含表9所示的目标组成及目标层厚的(Ti，Al)N层的耐磨硬质层、和包含同样地表9所示的目标层厚的ZrB₂层的表面层构成的硬质包覆层，由此分别制造出作为本发明包覆工具的本发明表面包覆立铣刀(以下，称为本发明包覆立铣刀)1～8。

另外，为了比较，将上述的工具基体(立铣刀)C-1～C-8的表面在丙酮中进行超声波清洗，在干燥的状态下，在与上述实施例1相同的条件下，蒸镀由同样地表10所示的目标组成及目标层厚的(Ti，Al)N层构成的耐磨硬质层作为硬质包覆层，由此分别制造出作为以往包覆工具的以往表面包覆立铣刀(以下，称为以往包覆立铣刀)1～8。

此外，为了参考，将上述的工具基体(立铣刀)C-1、C-3、C-5、C-7的表面在丙酮中进行超声波清洗，在干燥的状态下，在与上述实施例1相同的条件下，并在与本发明包覆立铣刀1～8不同的组成、膜厚、溅射条件下成膜，由此分别制造出表10所示的作为参考包覆工具的参考表面包覆立铣刀(以下，称为参考包覆立铣刀)1～4。

通过扫描型电子显微镜(Carl zeiss公司制造，ultra55)，以10万倍的视野对上述的本发明包覆立铣刀1～8、以往包覆立铣刀1～8及参考包覆立铣刀1～4的ZrB₂层的其晶粒组织进行观察，对于一次晶粒、二次晶粒及三次晶粒的平均粒径，测定10处以晶粒的粒子截面的面积作为圆的面积取代时的直径，并取其平均值。

表9、表10中示出其测定值。

通过超显微压痕硬度试验机(ELIONIX INC.公司制造，ENT-1100a)对上述的本发明包覆立铣刀1～8、以往包覆立铣刀1～8及参考包覆立铣刀1～4的ZrB₂层测定其表面硬度。

表9、表10中示出其测定值。

另外，通过使用透射型电子显微镜的能量分散X射线分析法测定上述的本发明包覆立铣刀1～8、以往包覆立铣刀1～8及参考包覆立铣刀1～4的构成硬质包覆层的耐磨硬质层的组成，结果分别示出实质上与目标组成相同的组成。

此外，使用扫描型电子显微镜对上述的硬质包覆层的ZrB₂层及耐磨硬质层的平均层厚进行截面测定，结果均示出实质上与目标层厚相同的平均值(5个部位的平均值)。

其次，对上述本发明包覆立铣刀1～8、以往包覆立铣刀1～8及参考包覆立铣刀1～4以

被切削材料-平面具有100mm×250mm、厚度：50mm的尺寸的Ti类合金(以质量％计为Ti-6％Al-4％V合金)的板材；

切削速度：150m/min.；

槽深(切深)：4mm；

工作台进给速度：960mm/分钟；

的条件(称为切削条件B)下的Ti类合金的干式高速槽切削加工试验(通常的切削速度为80m/min.)，

测定槽切削加工试验中的切削刃部的外周刃的后刀面磨损宽度达到使用寿命的目标0.1mm为止的切削槽长。

该测定结果分别示于表11。

[表8]

[表9]

[表10]

(注1)条件记号Z、Y是本发明的范围外的高输出脉冲溅射条件。

(注2)因为以往包覆刀片没有形成复合组织，所以将结晶粒径作为一次粒径记载。

[表11]

^*表示因剥离而达到寿命为止的切削时间。

从表3～11所示的结果可知：ZrB₂层具有优异的耐熔敷性和硬度的本发明包覆工具在各种Ti类合金或含有高Si的Al-Si类合金等硬质难切削材料的伴有高热发生的高速切削中发挥优异的耐剥离性和耐磨性。

相对于此，如表6、表10所示以往包覆工具中因为没有形成该复合组织，所以耐熔敷性差，不能抑制硬质难切削材料的伴有高热发生的高速切削条件下硬质包覆层的剥离，由于硬度也不充分，所以耐磨性差。并且，具有从本发明中规定的范围脱离的ZrB₂层的参考包覆工具中，硬质难切削材料的伴有高热发生的高速切削加工中切削刃部的磨损进行较快，在比较短的时间内达到使用寿命。

如上所述，根据该发明的包覆工具及其制造方法，不仅是各种钢或铸铁等在通常切削条件下的切削加工，在尤其伴有高发热的上述硬质难切削材料的高速切削加工中也发挥优异的耐剥离性和耐磨性，经长期使用而显示优异的切削性能，因此能够充分满足切削加工装置的高性能化及自动化、以及切削加工的节省劳力化及节能化、甚至低成本化。

Claims (1)

1.一种表面包覆切削工具，其特征在于，在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的最表面至少包覆具有平均层厚为0.5～5μm的Zr硼化物层而成，

上述Zr硼化物层作为具有多个平均粒径的晶粒组织的复合组织而构成，该复合组织由平均粒径为50～100nm的二次晶粒和平均粒径为200～1000nm的三次晶粒构成，该二次晶粒由具有平均粒径为5～30nm的一次晶粒的集合体构成，该三次晶粒由该二次晶粒的集合体构成。

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