CN103108716B - 表面被覆切削工具 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种使耐磨性和耐崩裂性高度结合的表面被覆切削工具。该表面被覆切削工具的特征在于：包括基材和形成于基材上的覆膜，该覆膜包括至少一层碳氮化钛层；其特征还在于：在碳氮化钛层的织构系数TC（hkl）中，取向指数TC（220）具有最大值，当标准硬度块的压痕硬度为Hs，并且碳氮化钛层的压痕硬度为Ht时，多次测量的相对硬度Ht/Hs的平均值大于或等于3，并且碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs和最小值Ht_min/Hs之间的差值与相对硬度Ht/Hs的比值小于或等于0.5。

Description

表面被覆切削工具

技术领域

本发明涉及表面被覆切削工具，其包括基材和形成于基材上的覆膜。

背景技术

作为切削工具的最近趋势，由于以下原因，工具的切削刃温度趋于越来越高，这些原因包括：从地球环境保护的角度考虑需要不使用切削油剂的干式加工；工件材料越来越多样化；切削速度越来越高以进一步提高加工效率，等等。此外，由于近年来切削加工常常要求深切削和更大的进给量，因此对切削材料性能的要求越来越严苛。

关于对工具材料性能的要求，与切削工具的寿命相关的耐磨性和耐缺损性的提高、以及在高温下形成于基材上的覆膜的稳定性（抗氧化性和覆膜的粘附性）变得更为重要。

为了提高耐磨性和表面保护功能，对由WC基硬质合金、金属陶瓷、高速钢等硬质基材形成的切削工具以及耐磨工具的表面进行涂布。该涂布的主流方式是通过化学气相沉积法（CVD）来实现的。尤其是，广泛采用在相对中等的温度至低温下的MT（中温）-CVD涂布或者在大于或等于1000℃的高温下的HT（高温）-CVD涂布。

日本专利公开No.2008-087150（专利文献1）可被引用作为公开了使用MT-CVD的现有技术的文献。根据专利文献1，引入了包含CH₃CN的原料气体以及碳数为2至20的链烷烃作为过剩碳源，从而通过MT-CVD来涂布TiCN覆层。通过这种方式形成的TiCN层具有含大量碳的柱状结构的晶体结构。然后，用抗氧化性优异的氧化铝层涂布TiCN层的表面。

日本专利公开No.63-195268（专利文献2）可被引用作为公开了采用HT-CVD的现有技术的文献。根据专利文献2，引入了CH₄、 N₂和TiCl₄作为主要原料，以通过HT-CVD在基材的表面上涂布Ti的碳氮氧化物层。

引用列表

专利文献

专利文献1：日本专利公开No.2008-087150

专利文献2：日本专利公开No.63-195268

发明内容

技术问题

不能说由于通过专利文献1中的MT-CVD而生长的TiCN层可能具有（422）取向，则其硬度就足够高。尤其在具有高硬度的工件的断续切削中不能实现充分的耐磨性。

另外，专利文献2中HT-CVD的膜生长速率低于MT-CVD的膜生长速率。从制造效率的观点考虑，这是不优选的。另外，还存在如下问题：如果在HT-CVD中膜生长条件即使发生了轻微的变化，TiCN层的组成和晶体结构也会发生显著的变化。

这表明在TiCN层中存在低硬度的不连续部分。在切削铸铁等硬质工件材料或者对具有微小凸凹的工件进行断续加工的切削条件下，表面被覆切削工具易于发生缺损或崩裂。

鉴于前述情况，本发明的目的是提供一种均衡地兼具高水平的耐磨性和耐缺损性的表面被覆切削工具。

解决问题的手段

本发明人研究了由化学气相沉积形成覆膜的方法。他们发现，通过形成碳氮化钛层作为构成覆膜的层中的一层，并且控制碳氮化钛层的晶体取向，同时消除碳氮化钛层的硬度变化，从而可实现优异的耐磨性和耐缺损性。通过基于该发现的进一步刻苦研究，本发明人完成了本发明。

本发明的表面被覆切削工具包括基材、以及形成于该基材上的覆膜。所述覆膜包括至少一层碳氮化钛层。在碳氮化钛层的织构系数TC（hkl）中，取向指数TC（220）具有最大值。当标准硬度块的压 痕硬度为Hs并且碳氮化钛层的压痕硬度为Ht时，多次测量的相对硬度Ht/Hs的平均值大于或等于3。碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs和最小值Ht_min/Hs之间的差值与相对硬度Ht/Hs的平均值的比值小于或等于0.5。上述的碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs和最小值Ht_min/Hs之间的差值与相对硬度Ht/Hs的平均值的比值优选为小于或等于0.3。

碳氮化钛层中相对于全部碳和氮的碳原子比优选为大于或等于0.7。覆膜包括至少一层氧化铝层。该氧化铝层由α型氧化铝制成，并且平均层厚度优选为大于或等于2μm且小于或等于15μm。

本发明的有益效果

本发明的表面被覆切削工具由于具有以上所述的结构而均衡地具有高水平的耐磨性和耐缺损性。

具体实施方式

以下将详细说明本发明。在本发明中，层厚度或膜厚度通过电子扫描显微镜（SEM）测量，并且构成覆膜的各层的组成通过能量色散X射线光谱（EDS）测量。

<表面被覆切削工具>

本发明的表面被覆切削工具包括基材、以及形成于该基材上的覆膜。具有该基本结构的本发明表面被覆切削工具非常适合用作钻头、端铣刀、铣削和车削用可转位刀片、金工锯、齿轮切削工具、铰刀、螺丝攻、曲轴针铣用刀片等。

<基材>

作为本发明表面被覆切削工具的基材，可以使用切削工具的任何常规已知基材，而对其没有特别的限制。例如，可列举的这些基材的例子有：硬质合金（如WC基硬质合金，或者除了WC还含有Co的硬质合金，或者添加有Ti碳氮化物、Ta碳氮化物或Nb碳氮化物的硬质合金）、金属陶瓷（具有TiC、TiN、TiCN等作为主要成分）、高速钢、陶瓷（碳化钛、碳化硅、氮化硅、氮化铝、氧化铝或其混合物）、立方氮化硼烧结体、以及金刚石烧结体等。当将硬质合金用作 基材时，即使硬质合金在其结构中具有游离的碳或所谓η相的异常相，本发明的效果仍会表现出来。

这些基材可经过表面改性。例如，在为硬质合金的情况中，可在表面上形成脱β层（β-free layer）。在为金属陶瓷的情况中，可形成表面硬化层。即使经过这种表面改性，也可显示出本发明的效果。

<覆膜>

本发明的覆膜的特征在于其由单层或多层形成，该覆膜包括至少一层碳氮化钛层。碳氮化钛层因具有特定的晶体取向而具有优异的耐磨性，并且由于具有均匀的硬度，因此覆膜上不易于产生缺损。

本发明的覆膜包括完全覆盖基材的情况、局部形成覆膜的情况、以及一部分覆膜局部地具有不同的叠层特征的情况。本发明的覆膜的整体厚度优选为大于或等于5μm且小于或等于25μm。如果膜厚度小于5μm，则耐磨性可能劣化。如果膜厚度超过25μm，则与基材的粘附性以及耐缺损性可能劣化。该覆膜的膜厚度优选为大于或等于10μm且小于或等于20μm。下文将进一步详细说明构成该覆膜的各层。

<碳氮化钛层>

本发明的覆膜包括至少一层碳氮化钛层。碳氮化钛层优选包括TiCN作为主要成分。碳氮化钛层的（220）面的取向指数TC（220）具有最大值，其中（220）面为TiCN的主滑移面（primary glide plane）。此处所用的取向指数TC（hkl）由以下等式(1)定义。

[等式1]

$\mathrm{TC}\left(\mathrm{hkl}\right)=\frac{I\left(\mathrm{hkl}\right)}{I_0\left(\mathrm{hkl}\right)}{\left(\frac{1}{8}\mathrm{\&Sigma;}\frac{I\left(\mathrm{hkl}\right)}{I_0\left(\mathrm{hkl}\right)}\right)}^{-1}...\left(1\right)$

在等式(1)中，I(hkl)表示测量得到的(hkl)面的峰强度（衍射强度），并且根据JCPDS文件（Joint Committer on Powder Diffraction Standards file(粉末衍射标准文件联合委员会)；32-1383(TiC),38-1420(TiN)），I₀(hkl)表示构成(hkl)面的TiC粉末和TiN粉末的衍射强度的平均值，并且(hkl)代表(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)、(422)和(511)这8个面。

由于取向指数TC（220）在织构系数TC（hkl）中取最大值，因此覆膜的滑动性得到改进，使得其不易于磨损。因此，耐磨性提高。因此，尤其在铸铁或碳钢的车床车削加工中显示良好的耐磨性。

在本发明中，碳氮化钛层的特征在于：多次测量的相对硬度Ht/Hs的平均值大于或等于3。对于相对硬度Ht/Hs的平均值的上限没有特别的限制，该数值越高则表示耐磨性越好。此处所用的相对硬度Ht/Hs是指碳氮化钛层的压痕硬度Ht与标准硬度块的压痕硬度Hs的比值，并且根据下述方法计算。

首先，使用纳米压痕硬度计（装置名：ENT-1100a(由ELIONIX公司生产)），通过纳米压痕来测量标准硬度块（产品名：UMV905(由Yamamoto Scientific Tool Laboratory生产)）的压痕硬度Hs。

然后，使用与上述相同的纳米压痕硬度计来测量碳氮化钛层的压痕硬度Ht。具体而言，沿着一个平面切割样本，该平面包含表面被覆切削工具的覆膜表面的法线。对切面进行机械抛光。将压头沿着垂直于切面的方向推压碳氮化钛层，从而测量碳氮化钛层的压痕硬度Ht。

通过改变压头的推压位置，重复30次类似的压痕硬度测量。在这30次测量中，将任何具有不连续或异常的应力-应变曲线的压痕硬度Ht的测量判定为异常值，并将其去除。计算所有其它压痕硬度的测量值的平均值。通过将以上得到的压痕硬度Ht的平均值除以标准硬度块的压痕硬度Hs，从而计算碳氮化钛层的相对硬度Ht/Hs的平均值。

使用30次测量的压痕硬度的结果，来评价碳氮化钛层的压痕硬度的分布（即，层中硬度的均匀性）。具体而言，在从30次测量的压痕硬度中去除异常值后，选择压痕硬度的最大值Ht_max和最小值Ht_min，将它们各自除以标准硬度块的压痕硬度Hs，从而计算相对硬度的最大值Ht_max/Hs和相对硬度的最小值Ht_min/Hs。将相对硬度的最大值Ht_max/Hs和相对硬度的最小值Ht_min/Hs之间的差值除以相对硬度Ht/Hs的平均值。所得的值为表示碳氮化钛层的压痕硬度分布的指数。

当根据30次压痕硬度测量而得到的碳氮化钛层的相对硬度 Ht/Hs在3.5±0.4范围内时，碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs为3.9，并且碳氮化钛层的相对硬度的最小值Ht_min/Hs为3.1，因而它们之间的差值为0.8。通过将该值除以碳氮化钛层的平均值3.5，计算得到碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs和最小值Ht_min/Hs之间的差值与相对硬度Ht/Hs的平均值的比值为0.23。

本发明的特征在于：表示碳氮化钛层的压痕硬度分布的指数（碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs和最小值Ht_min/Hs之间的差值与相对硬度Ht/Hs的平均值的比值）小于或等于0.3，优选为小于或等于0.1。具有该硬度分布的碳氮化钛层在切削过程中不易于发生崩裂和缺损。

如上所述，该碳氮化钛层包含TiCN作为主要成分。表述“包含TiCN作为主要成分”意指包含90质量%以上的TiCN，优选的是，除了不可避免的杂质以外，仅由TiCN构成。

TiCN（Ti的碳氮化物）中各元素之间的原子比包括任何公知的常规原子比。尽管对原子比没有特别的限制，然而当全部CN为1时，Ti与CN的原子比优选为0.8-1.4，并且碳与全部碳和氮的原子比优选为大于或等于0.7。当用不等式表示时，优选满足C/（C+N）≥0.7的关系。因此，碳氮化钛层的（220）面的取向指数可得到提高，这进而使得耐磨性得到提高。

碳氮化钛层的平均层厚度优选为大于或等于5μm且小于或等于20μm；更优选的是，上限为15μm且下限为7μm。通过满足该范围，可有利于维持耐磨性与耐缺损性之间的平衡。如果碳氮化钛层的厚度超过20μm，则耐缺损性劣化，这是不优选的。如果厚度小于5μm，则在高速切削过程中覆膜易于发生磨损，这是不优选的。

<构成覆膜的各层>

在本发明中，从基材侧起，覆层优选依次包括底层、碳氮化钛层、粘附层、氧化铝层和顶层。从基材侧起对构成覆膜的各层依次进行说明。

<底层>

本发明的覆膜优选在基材与碳氮化钛层之间具有由氮化钛形成 的底层（与基材接触的层）。由于该底层与基材具有高粘附性，因此，即使在对应于苛刻切削条件的情况下也可防止覆膜完全剥离。通过形成该底层，即使在对覆膜上的至少一层施加压缩残余应力的情况下，也可获得足以维持切削加工的粘附性。该底层的厚度优选为大于或等于0.05μm且小于或等于1μm。

<粘附层>

本发明的覆膜优选包括与碳氮化钛层相邻的粘附层，该粘附层由TiB_xN_y（式中，x和y各自表示原子比，其中0.001≤x/（x+y）≤0.04）形成。由于该粘附层具有微小的针状结构，因此显示出与氧化铝层的良好粘附性，其中所述氧化铝层紧邻粘附层且位于粘附层上方。

在碳氮化钛层上直接设置氧化铝层是不利的，这是因为氧化铝层可能从碳氮化钛层上剥离或脱落下来。该问题可以通过在氧化铝层下紧接着形成粘附层而消除。因此，可获得与氧化铝层的良好粘附性。

在上述式中，x和y更优选为0.003≤x/（x+y）≤0.02。因此，可获得与氧化铝层的良好粘附性。当全部BN为1时，Ti与BN的原子比优选为0.8-1.5。

粘附层可包含构成本发明覆膜的其它层中所含有的元素（尤其是与粘附层接触的层中所含的元素）。该粘附层的厚度优选为大于或等于0.05μm且小于或等于1μm，进一步优选的是，上限和下限分别为0.8μm和0.1μm。如果该厚度超过1μm，则耐磨性降低，这是不优选的。如果该厚度低于0.05μm，则可能不会显示出与氧化铝层的充分粘附性。

<氧化铝层>

本发明的覆膜优选在顶层与碳氮化钛层之间包括氧化铝层。由于该氧化铝层含有Al₂O₃作为主要成分，因此在高速切削过程中显示出氧化磨损方面的良好性能，这促进了耐磨性的提高。此处所用的表述“含有Al₂O₃作为主要成分”意指含有90质量%以上的Al₂O₃，优选的是，除了不可避免的杂质之外，仅由Al₂O₃构成。

优选的是，该氧化铝层主要基于具有α型晶体结构的Al₂O₃（下文中也称作“α-Al₂O₃”）或具有κ型晶体结构的Al₂O₃（下文中也称作 “κ-Al₂O₃”）。其中，α-Al₂O₃通常在高速切削时具有良好的耐磨性，因而α-Al₂O₃是有利的。该晶体结构可通过X射线衍射来确认。

氧化铝层的厚度优选为大于或等于2μm且小于或等于15μm。更优选的是，上限为10μm且下限为4μm。如果厚度超过15μm，则易于从切削刃的前端或在切削刃的边界处发生剥落，从而造成耐缺损性降低。如果该厚度小于2μm，则前刀面处的耐凹坑磨损性、以及在重复切削（例如，车螺纹或者开槽）时抗咬合性（biting resistance）可能会降低。

<顶层>

本发明的覆膜优选包括与碳氮化钛层一起的顶层。顶层利用任意的Ti的碳化物、Ti的氮化物和Ti的碳氮化物作为主要成分而构成覆膜的表面。表述“利用任意的Ti的碳化物、Ti的氮化物和Ti的碳氮化物作为主要成分”意指含有90质量%以上的任意的Ti的碳化物、Ti的氮化物和Ti的碳氮化物，优选的是，除了不可避免的杂质之外，仅由任意的Ti的碳化物、Ti的氮化物和Ti的碳氮化物构成。另外，在各Ti的碳化物、Ti的氮化物和Ti的碳氮化物中，Ti与除Ti之外的其他元素（即，C、N和CN）的质量比优选为大于或等于50质量%。

在任意的Ti的碳化物、Ti的氮化物和Ti的碳氮化物中，Ti的氮化物（即，由TiN表示的化合物）是尤其优选的。由于在这些化合物中TiN具有最易识别的颜色（金色），因此，其具有在用于切削后，切削顶端的角易于被识别的优点。

当本发明的化合物由TiN等化学式表示时，如果对原子比没有特别的限制，则旨在包括任何已知的常规原子比。不必限制为化学计量范围内的一种原子比。例如，当简单地表示为“TiCN”时，“Ti”、“C”和“N”的原子比并非仅限于50:25:25的情况。同样，当表示为“TiN”时，“Ti”和“N”的原子比并非仅限于50:50的情况。作为这些原子比，旨在包括任何公知的常规原子比。

在本发明中，顶层的厚度优选为大于或等于0.05μm且小于或等于1μm。另外，厚度的上限为0.8μm，更优选为0.6μm，并且下限为0.1μm，更优选为0.2μm。如果该厚度小于0.05μm，则当施加压缩残余应力时效果不充分，并且耐缺损性不怎么提高。如果厚度超过1μm，则与位于顶层内侧的层之间的粘附性可能降低。

<制造方法>

本发明的覆膜优选通过化学气相沉积法（CVD）形成。因此，直至在进行后述的喷丸（blast）处理之前，覆膜的各层将一直具有残余拉伸应力，这使得覆膜与基材的粘附性显著提高。

在本发明中，形成碳氮化钛层时的膜生长温度优选高于常规的MT-CVD的温度且低于常规的HT-CVD的温度。具体而言，膜生长温度优选为大于或等于900℃且小于或等于1000℃。通过在介于常规MT-CVD和HT-CVD的温度之间的膜生长温度下形成膜，可有助于构成碳氮化钛层的相邻TiCN柱状晶体的界面扩散，这进而可以提高构成碳氮化钛层的晶体之间的接合强度。因此，在切削时由于滑动摩擦（rubbing friction）而发生的TiCN颗粒脱落可得到抑制。这使得所形成的覆膜具有良好的耐缺损性和耐磨性。MT-CVD是指在大约830℃-900℃的较低温度下使膜生长，而HT-CVD是指在大约1000℃以上的较高温度下使膜生长。

通过在前述数值范围内的温度下形成膜，可获得具有这样的晶体取向的碳氮化钛层，在该晶体取向中，（220）面具有最高的峰强度。从晶体结构的角度看，碳氮化钛层具有光滑的表面，并且具有优异的耐磨性。碳氮化钛层与粘附层之间的膜生长温度的差值以及碳氮化钛层与氧化铝层之间的膜生长温度的差值小，其中所述氧化铝层是在形成碳氮化钛层之后形成的。具有这样的优点：膜生长过程中的温度变化和热冲击可以被抑制在尽可能低的水平。

如果膜生长温度小于900℃，则由于碳氮化钛层的晶体结构沿柱状的（422）面取向，因此不能实现充分的滑动性。如果温度超过1000℃，则硬质合金基材或金属陶瓷基材中的脱碳变得剧烈，造成在基材与覆膜之间的界面处形成硬且脆的层。该脆性层成为基材与覆膜之间的粘附性降低的原因。

本发明中碳氮化钛层的生长是在比常规HT-CVD的温度低大约100℃的温度下进行的。作为形成碳氮化钛层的碳源，优选使用活性比CH₄气体高的碳数为2的烃（C₂H₂气体、C₂H₄气体和C₂H₆气体）。因此，可在生产效率不降低的情况下，以与常规HT-CVD相当的充分的速率使膜生长。

构成本发明覆膜的碳氮化钛层是在高于常规的膜生长压力的低真空度（即，膜生长压力大于或等于40kPa且小于或等于80kPa）的条件下生长的。通过在这样的低真空度条件下使膜生长，当使用（例如）由硬质合金形成的基材时，构成结合层（coupled layer）的Co的蒸发可被抑制在尽可能低的水平，这可以抑制WC颗粒之间的接合强度的降低。当使用由金属陶瓷形成的基材时，构成结合层的Ni的蒸发可被抑制在尽可能低的水平，这可以抑制TiCN颗粒之间的接合强度的降低。

另外，由于在前述低真空度的膜生长条件下反应气体之间的平均自由程缩短，因此膜生长速率加快，使得构成碳氮化钛层的晶体织构的长径比增加。因此，碳氮化钛层可以具有在（220）面具有最大峰强度的有利的柱状晶体，这使得碳氮化钛层的硬度均匀。

如果膜在低于40kPa的高真空度条件下生长，则促进了基材中结合层的蒸发，造成基材中WC颗粒之间或TiCN颗粒之间的接合强度降低。因此，覆膜与基材之间的界面易于剥离，这容易造成工具的缺损。如果膜在超过80kPa的低真空度条件下生长，则碳氮化钛层不能生长成为具有均匀柱形的晶体结构。根据该条件，会形成粒状的混合织构从而造成织构差异。这抑制了碳氮化钛层具有均匀的硬度。

通过在上述膜生长压力大于或等于40kPa且小于或等于80kPa、膜生长温度大于或等于900℃且小于或等于1000℃的条件下形成碳氮化钛层，可以使碳氮化钛层的硬度均匀。因此，在切削加工过程中不容易产生崩裂和缺损。

在本发明中，在将要形成碳氮化钛层时所引入的原料气体优选至少包括Ti源、C源和N源、以及H₂或氩气。此处，优选采用TiCl₄气体等作为Ti源。作为N源，优选使用N₂气、NH₃气、CH₃CN气等。

作为C源，优选使用碳数为1至3的饱和烃气体或不饱和烃气体。对于碳数为1至3的饱和烃气体，可以列举CH₄气体、C₂H₆气体和C₃H₈气体。对于碳数为1至3的不饱和烃气体，可以列举C₂H₂气体、C₂H₄气体、C₃H₄气体、C₃H₆气体等。另外，用作N源的CH₃CN气体可以用作C源。

在所引入的原料气体的环境中，C源与Ti源的摩尔比（即，C源摩尔比/Ti源摩尔比）优选设定为大于或等于4且小于或等于10。通过引入该摩尔比的原料气体，与由常规的MT-CVD法使膜生长相比，可使碳氮化钛层中所含的碳元素比值增加。因此，获得了高温下具有优异硬度的碳氮化钛层。另外，由于碳氮化钛层的摩擦系数变得更低，因此滑动性增加，从而使耐磨性提高。

如果C源与Ti源的摩尔比低于4，则碳氮化钛层的膜生长速率变得更低，这不适合于大量生产。如果该摩尔比超过10，则构成碳氮化钛层的晶体的结构为粗粒的，因而不容易使覆膜的硬度均匀。另外，在制造过程中会产生大量的氯作为未反应物，这从环境方面的角度来看是不利的。

通过对覆膜的表面进行喷丸处理，可以去除覆膜的残余应力，并且可施加压缩应力。可通过直接使钢珠等金属粉末或者氧化铝等陶瓷粉末撞击覆膜表面，或使它们与水等溶剂的混合物撞击覆膜表面，从而进行喷丸。可根据覆膜的结构、所施加的压缩残余应力的水平等来适当地调节撞击等的具体条件。合适水平下的撞击是优选的，这是因为如果撞击太微弱的话，不会施加压缩残余应力。

例子

下面将基于但不局限于这些例子对本发明进行进一步的详细说明。

首先，将由基于WC-5%Co的组成的硬质合金（含有不可避免的杂质）制成的切削刀头用作基材（形状：CNMA120408，由Sumitomo Electric Hardmetal Company制造）。利用具有SiC磨粒的尼龙刷对该基材的切削刃进行倒角加工，以进行圆形衍磨。之后，对基材表面 进行清洁。基材的刀尖半径为0.8mm。

将基材放置在电阻加热式CVD炉中，通过公知的热CVD法在基材上形成表1中所列出的覆膜的各层（从表1中的左栏起依次在基材上形成）。例如，在实施例1中，在基材上依次形成0.6μm的底层（TiN层）、7.5μm的碳氮化钛层（TiCN层）、然后是0.8μm的粘附层（TiBN层）、2.8μm的氧化铝层（κ-Al₂O₃层）和0.5μm的顶层（TiN层）。从而制造实施例1的表面被覆切削工具。用类似的方式制造各实施例和各比较例的表面被覆切削工具。

在表1中，各层的“层厚度”表示构成覆膜的各层的层厚度，“合计膜厚度”表示覆膜的膜厚度。对于所述层厚度和膜厚度，沿着包含该表面被覆切削工具表面的法线的平面来切割该表面被覆切削工具。采用通过SEM观察该切割面而获得的数值。

在表1中，“C/(C+N)”表示构成碳氮化钛层的碳与碳和氮的原子比之和的原子比。对于原子比，采用由EPMA（Electron Probe Micro Analysis，电子探针微量分析）分析碳氮化钛层而得到的值。

在表1中，“峰强度的晶面”表示当使用X射线衍射装置（产品名：RINT2400(由Rigaku公司生产)）由X射线衍射法分析碳氮化钛层时，具有最高峰强度的晶面。

在表1中，“相对硬度”表示碳氮化钛层的压痕硬度Ht与标准硬度块的压痕硬度Hs的相对硬度Ht/Hs的平均值。以下说明用于计算相对硬度Ht/Hs的平均值的方法。首先，通过使用纳米压痕硬度计（装置名：ENT-1100a(由ELIONIX公司生产)）测量标准硬度块（产品名：UMV905（由Yamamoto Scientific Tool Laboratory生产））的压痕硬度Hs。

然后，沿着包含表面被覆切削工具的覆膜表面的法线的平面将样品切割开。对切面进行机械抛光。使用与上述用于标准硬度块相同的纳米压痕硬度计，使压头沿着与切面垂直的方向推压碳氮化钛层以测量碳氮化钛层的压痕硬度Ht。通过改变压头的推压位置，测量30次碳氮化钛层的压痕硬度。在这30次测量中，将任何的具有不连续或异常的应力-应变曲线的压痕硬度Ht的测量判定为异常值，并将其去除。将所有其它的压痕硬度的测量值取平均值，以计算压痕硬度Ht的平均值。通过将该压痕硬度Ht的平均值除以标准硬度块的压痕硬度Hs，从而计算出碳氮化钛层的相对硬度Ht/Hs的平均值。

在从上述30次测量的压痕硬度中去除任何的异常值后，将压痕硬度的最大值Ht_max和最小值Ht_min除以标准硬度块的压痕硬度Hs，从而计算相对硬度的最大值Ht_max/Hs和相对硬度的最小值Ht_min/Hs。

然后，获得相对硬度的最大值Ht_max/Hs与相对硬度的最小值Ht_min/Hs之间的差值，并将该差值除以碳氮化钛层的相对硬度的平均 值。所得结果示于表1的“（Ht_max/Hs-Ht_min/Hs）/（Ht/Hs）”一栏中。较小的值表示碳氮化钛层的硬度变化小，碳氮化钛层具有均匀的硬度。

表1中顶层的层厚度一栏中具有“-”的例子是指：在形成覆膜之后，通过喷丸仅去除了顶层。通过该处理，可释放残余拉伸应力或者可施加压缩残余应力。

除了碳氮化钛层之外，构成覆膜的其他各层在下表2中所示的条件下生长。通过表3中所示的条件形成碳氮化钛层。例如，在实施例1的使碳氮化钛层的膜生长的工艺中，引入了这样的反应气体：TiCl₄：1.9体积%、CH₄：8.8体积%、N₂：3体积%以及余量的H₂，从而使总流速为56.8L/分钟。室内的压力为80kPa、温度为990℃。

表3

<切削试验>

使用实施例1-12和比较例1-6的表面被覆切削工具，在以下所述的条件下进行5分钟的切削加工试验。

切削工件：FCD700（内径Φ=250mm、长度1=1000mm）

切削速度：200m/分钟

进给速度：0.3mm/rev

切削：2.0mm

切削油：水溶性

在切削试验之前和之后使用游标卡尺测量表面被覆切削工具，由此计算后刀面处由磨损引起的宽度减少量，并示于表4中“后刀面磨损量”一栏中。后刀面磨损量较小表示表面被覆切削工具具有良好的耐磨性。

切削试验后，目测表面被覆切削工具的前刀面，并测量沿纵向形成于前刀面的凹坑磨损的宽度。基于下述的评价标准来评价耐凹坑磨损性，并示于表4中的“凹坑磨损”一栏中。切削试验后表面被覆切削工具的损坏状态示于表4中的“损坏状态”一栏中。

表4

<凹坑磨损的评价标准>

A:以切削刃的前端为基点，磨损宽度小于或等于0.1mm，并且基材未暴露出来

B:以切削刃的前端为基点，磨损宽度超过0.1mm且小于或等于0.2mm，并且基材稍微暴露出来

C:磨损宽度超过0.2mm且小于或等于0.3mm，并且基材暴露出来

D:以切削刃的前端为基点，磨损宽度超过0.3mm，并且基材暴露出来或者发现切削刃的前端处发生缺损

从表4所示的结果可明显看出，与各比较例的表面被覆切削工具相比，本发明的各实施例的表面被覆切削工具的后刀面磨损量小，并且凹坑磨损在纵向上的宽度小。由该结果可以认为，与各比较例的表面被覆切削工具相比，各实施例的表面被覆切削工具具有优异的耐磨性和耐凹坑磨损性。耐磨性和耐凹坑磨损性的这些改善归因于碳氮化钛层的峰强度的晶面为（220）面。

关于在完成上述切削试验后各实施例和各比较例的表面被覆切削工具的损坏状态，本发明的各实施例中覆膜表现出正常磨损，而各比较例中覆膜表现出崩裂和/或缺损。本发明中各实施例的表面被覆切削工具未出现缺损而各比较例的表面被覆切削工具却表现出崩裂和/或缺损的原因可能是由于：与各比较例的表面被覆切削工具相比，各实施例的表面被覆切削工具中覆膜的硬度均匀。

上述结果表明，与比较例的表面被覆切削工具相比，本发明实施例的表面被覆切削工具具有优异的耐磨性和耐缺损性。

尽管在本发明中基于实施方案和实施例对本发明进行了说明，但是意图的是上述实施方案和实施例的特征可以恰当地组合。

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。

Claims (3)

1.一种表面被覆切削工具，包括：

基材；以及

形成于所述基材上的覆膜，

所述覆膜包括至少一层碳氮化钛层，其中

在所述碳氮化钛层的取向指数TC(hkl)中，取向指数TC(220)具有最大值，

多次测量的相对硬度Ht/Hs的平均值大于或等于3，其中Hs为标准硬度块UMV905的压痕硬度，Ht为所述碳氮化钛层的压痕硬度，并且

所述碳氮化钛层的相对硬度的最大值Ht_max/Hs和最小值Ht_min/Hs之间的差值与所述相对硬度Ht/Hs的比值小于或等于0.5，

所述取向指数TC(hkl)由以下等式(1)定义：

[等式1]

$\mathrm{TC}\left(\mathrm{hkl}\right)=\frac{I\left(\mathrm{hkl}\right)}{I_0\left(\mathrm{hkl}\right)}{\left(\frac{1}{8}\mathrm{\&Sigma;}\frac{I\left(\mathrm{hkl}\right)}{I_0\left(\mathrm{hkl}\right)}\right)}^{-1}...\left(1\right)$

在等式(1)中，I(hkl)表示测量得到的(hkl)面的衍射峰强度，并且根据粉末衍射标准联合委员会文件32-1383(TiC)和38-1420(TiN)，I₀(hkl)表示构成(hkl)面的TiC粉末和TiN粉末的衍射强度的平均值，并且(hkl)代表(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)、(422)和(511)这8个面。

2.根据权利要求1所述的表面被覆切削工具，其中所述碳氮化钛层中相对于全部碳和氮的碳原子比为大于或等于0.7。

3.根据权利要求1或2所述的表面被覆切削工具，其中所述覆膜包括至少一层氧化铝层，并且

所述氧化铝层由α型氧化铝制成，并且其平均层厚度大于或等于2μm且小于或等于15μm。