CN103128326B - 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 - Google Patents
硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 Download PDFInfo
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Abstract
本发明提供表面包覆切削工具。该表面包覆切削工具为下部层蒸镀Ti化合物层、上部层蒸镀柱状结晶组织的含有Zr的α型Al2O3层，下部层的最表面层由具有500nm以上层厚的TiCN层构成，仅在该TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域含有平均含量为0.5～3原子％的氧，并且下部层正上方的含有Zr的α型Al2O3晶粒的横向平均粒径为0.1～0.3μm，上部层的上方的含有Zr的α型Al2O3晶粒的横向平均粒径为0.5～1.0μm，而且，关于整个上部层的含有Zr的α型Al2O3晶粒，(0001)面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角为0～10度的含有Zr的α型Al2O3晶粒为整体的45面积％以上，从界面起上部层的膜厚不到1μm时(0001)取向不到10％，(02‑21)取向为30％以上。
Description
技术领域
本发明涉及一种即使在高速且断续性/冲击性负荷作用于切削刃的断续切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工时，硬质包覆层显示优异的附着强度的同时显示优异的耐崩刀性，且经长时间发挥优异的切削性能的表面包覆切削工具（以下称为包覆工具）。
背景技术
以往，已知有通常在由碳化钨（以下用WC表示）基硬质合金或碳氮化钛（以下用TiCN表示）基金属陶瓷构成的基体（以下将这些总称为工具基体）的表面蒸镀形成由下述（a）及（b）构成的硬质包覆层而成的包覆工具：
（a）下部层为Ti化合物层，其由Ti的碳化物（以下用TiC表示）层、氮化物（以下同样用TiN表示）层、碳氮化物（以下用TiCN表示）层、碳氧化物（以下用TiCO表示）层及碳氮氧化物（以下用TiCNO表示）层中的1层或2层以上构成；及
（b）上部层为在化学蒸镀的状态下具有α型结晶结构的氧化铝层（以下用Al2O3层表示）或者具有α型结晶结构且包含微量的Zr的含有Zr的氧化铝层，（以下，用含有Zr的Al2O3层表示）。
但是，上述以往的包覆工具例如在各种钢或铸铁等的连续切削或断续切削中发挥优异的耐磨性，但在将其用于高速断续切削时，存在容易产生包覆层的崩刀，工具寿命变短等问题点。
因此，为了改善包覆层的耐崩刀性、耐剥离性、耐磨性等，提出有对硬质包覆层施加各种改良的包覆工具。
例如，如专利文献1所示，提出有通过调整由Al2O3层构成的上部层的层厚方向的晶体粒径的大小来改善耐剥离性和耐磨性的包覆工具，但该包覆工具，当调整构成上部层的Al2O3晶粒的大小时，需要降低蒸镀速度，因此存在包覆工具的生产率较差的缺陷。
并且，作为关于改善由含有Zr的Al2O3层构成的上部层的耐崩刀性的包覆工具，例如，如专利文献2所示，提出有如下包覆工具：在构成原子共有晶格点分布曲线图中，∑3处存在最高峰值，且由表示∑3的分布比例为60～80%的构成原子共有晶格点分布曲线图的含有Zr的Al2O3层构成上部层，但该包覆工具在耐崩刀性方面优异，但存在上部层-下部层间的层间粘附性不充分，且根据切削加工的条件容易产生剥离的问题点。
专利文献1：日本专利公开昭57-137460号公报
专利文献2：日本专利公开2006-289557号公报
近年来的切削装置的高性能化显著，一方面对切削加工的节省劳力化及节能化甚至低成本化的要求强烈，随此切削加工有更加高速化并且高负荷作用于切削刃的倾向，但现状为如下：在上述以往的包覆工具中，将其用于钢或铸铁等的通常条件下的连续切削或断续切削时不成问题，但尤其将其在伴有高热产生且断续性冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削条件下使用时，由于构成硬质包覆层的由Ti化合物层构成的下部层与由含有Zr的Al2O3层构成的上部层的粘附强度不充分，产生上部层与下部层间的剥离、崩刀等异常损伤，因此在较短的时间内达到使用寿命。
发明内容
因此，本发明人等从如上述的观点出发，为了改善由Ti化合物层构成的下部层与由含有Zr的Al2O3层构成的上部层的粘附性，由此防止产生剥离、崩刀等异常损伤，并且谋求工具寿命的长寿命化而进行深入研究的结果，发现能够得到如下包覆工具：
一种包覆形成有由Ti化合物层构成的下部层与由含有Zr的Al2O3层构成的上部层的包覆工具，其通过控制含有Zr的Al2O3层的层厚方向的粒径，并且控制含有Zr的Al2O3晶粒的取向性，能够提高上部层与下部层的粘附性，并且能够维持整个上部层的高温硬度和高温强度，因此即使用于断续性/冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削中时，也能够抑制产生上部层与下部层间的剥离、崩刀等异常损伤，并且经长期使用发挥优异的切削性能。
该发明是根据上述见解而完成的，其为具有如下特征的表面包覆切削工具：
一种表面包覆切削工具，其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表面包覆形成有由下述（a）、（b）构成的硬质包覆层：
（a）下部层为Ti化合物层，其由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1层或2层以上构成，且具有3～20μm的合计平均层厚；及
（b）上部层为含有Zr的α型Al2O3层，其具有2～15μm的平均层厚及在化学蒸镀后的状态下具有α型的结晶结构（其中，以原子比计，Zr/（Al+Zr+O）的比值为0.0001～0.003），
其特征在于，
（c）上述下部层的最表面层由具有至少500nm以上的层厚的Ti碳氮化物层构成，仅在从该Ti碳氮化物层与上部层的界面起到该Ti碳氮化物层的层厚方向500nm为止的深度区域含有氧，且该深度区域所含有的平均含氧量为，该深度区域所含有的Ti、C、N、O的合计含量的0.5～3原子％，
（d）对上述下部层与上述上部层的界面正上方的上述上部层的含有Zr的α型Al2O3晶粒，利用电子背散射衍射装置，对上部层的截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，由此测定上述含有Zr的α型Al2O3晶粒的粒径时，从界面起在上部层的膜厚方向不到1μm的区域中含有Zr的α型Al2O3晶粒的横向平均粒径为0.1～0.3μm，另一方面，从界面起在上部层的膜厚方向1μm以上的区域中含有Zr的α型Al2O3晶粒的横向平均粒径为0.5～1.0μm，具有沿膜厚方向生长的柱状结晶组织，
（e）对整个上部层的上述含有Zr的α型Al2O3晶粒，利用电子背散射衍射装置，对上部层的截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，测定作为所述晶粒的结晶面的（0001）面的法线相对于所述工具基体的表面的法线所成的倾斜角时，其倾斜角处于0～10度的范围内的晶粒的面积比例为整体的45面积%以上，从界面起在上部层的膜厚不到1μm的区域中，（0001）取向不到10％，（02-21）取向为30%以上。
以下，对该发明的包覆工具的硬质包覆层的结构层进行详细说明。
（a）Ti化合物层（下部层）：
Ti化合物层（例如，TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层）基本上作为含有Zr的α型Al2O3（以下称为含有Zr的Al2O3）层的下部层存在，根据自身所具备的优异的高温强度而使硬质包覆层具备高温强度，除此以外，均粘附于工具基体及含有Zr的Al2O3层，具有维持硬质包覆层相对工具基体的粘附性的作用，但在其合计平均层厚不到3μm时，不能充分发挥所述作用，另一方面，若其合计平均层厚超过20μm，则尤其在伴有高热产生的高速断续切削中容易引起热塑性变形，其成为偏磨的原因，因此其合计平均层厚定为3～20μm。
（b）下部层的最表面层：
该发明中下部层的最表面层例如如下形成。
即，首先，使用通常的化学蒸镀装置，蒸镀形成由TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的1层或2层以上构成的各种Ti化合物层（另外，当然也能够仅蒸镀形成TiCN层）之后，同样使用通常的化学蒸镀装置，在
反应气体组成（容量%）：TiCl4：2.5～10%、CH3CN：0.5～1.0%、N2：40～60%、剩余部分：H2；
反应气氛温度：800～900℃；
反应气氛压力：6～10kPa
的条件下进行化学蒸镀，例如形成含氧的TiCN（以下称为含氧TiCN）层，作为下部层的最表面层。
此时，在得到规定层厚所需的蒸镀时间结束前的5分钟～30分钟期间，以相对反应气体总量成为1～5容量%的方式添加CO气体进行化学蒸镀，由此仅在沿层厚方向500nm为止的深度区域蒸镀形成含有0.5～3原子%的氧的含氧TiCN层。
由含氧TiCN层构成的上述下部层的最表面层，例如为了在其上形成优选的含有Zr的Al2O3晶粒（参考后述（c）），优选形成为至少500nm以上的层厚，并且由如下含氧TiCN层构成：仅在从该含氧TiCN层与上部层的界面沿该含氧TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域含有0.5～3原子%的氧，且在超过500nm的深度区域不含氧。
在此，如上限定含氧TiCN层的500nm为止的深度区域中的平均含氧量是因为，若在沿膜的深度方向超过500nm的区域中含氧，则TiCN最表面的组织形态由柱状组织变为粒状组织，并且不仅不能将下部层的最表面层正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的取向性设为所希望的取向性，且在从上部层与下部层的界面起在上部层的膜厚方向不到1μm的区域（以下称为下部层正上方）中，无法将沿着平行于工具基体表面的面测定的含有Zr的Al2O3晶粒的粒径（以下称为横向粒径）设为0.1～0.3μm的微细粒径。
并且是因为，到深度区域500nm为止的平均含氧量不到0.5原子%时，无法期望提高上部层与下部层的TiCN的附着强度，另一方面，若该深度区域中平均含氧量超过3原子％，则在界面正上方的上部层即含有Zr的Al2O3中，（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒（另外，关于（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒，将进行后述）所占的面积比例相对于整个上部层的Al2O3的总面积不到45面积％，上部层的高温强度降低。
在此，平均含氧量是指由原子%（=O/（Ti+C+N+O）×100%）来表示从构成下部层的最表面层的上述TiCN层与上部层的界面起到该TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域中的钛（Ti）、碳（C）、氮（N）及氧（O）的合计含量中所占的氧（O）含量。
（c）上部层的含有Zr的Al2O3晶粒：
在由上述（b）成膜的含有0.5～3原子%的氧的含氧TiCN层的表面，例如在
反应气体组成（容量%）：CO：5～10%、CO2：5～10%、剩余部分：H2；
反应气氛温度：900～980℃；
反应气氛压力：5～15kPa
的条件下，进行基于CO与CO2混合气体的氧化处理，通过将α-Al2O3晶核生成所需的Al化合物的晶核均匀地分散于Ti化合物层最表面，从而能够在Al2O3晶核生成前的工序中，将α-Al2O3晶核均匀地分散于Ti化合物层最表面。
接着，在
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反应气氛温度：900～980℃；
反应气氛压力：5～15kPa；
时间：5～30min
的条件下，蒸镀含有Zr的Al2O3，
接着，在
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反应气氛温度：900～980℃；
反应气氛压力：5～15kPa；
时间：（直到成为上部层的目标层厚为止）
的条件下，蒸镀上部层，
由此蒸镀形成由如下含有Zr的Al2O3晶粒构成的上部层：在上部层与下部层的界面正上方（从下部层与上部层的界面起在上部层的膜厚方向不到1μm的区域），含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径（沿着平行于工具基体表面的面测定的含有Zr的Al2O3晶粒的平均粒径）为0.1～0.3μm，并且，在从界面起上部层的膜厚方向1μm以上的区域，横向平均粒径为0.5～1.0μm。
并且，该上部层由如下含有Zr的Al2O3层构成：具有沿膜厚方向生长的柱状结晶组织，并且，测定作为含有Zr的α型Al2O3晶粒的结晶面的（0001）面的法线相对于工具基体的表面的法线所成的倾斜角时，该倾斜角处于0～10度范围内的晶粒的面积比例为整体的45面积%以上，且处于从界面起上部层的膜厚不到1μm的范围内的晶粒的（0001）取向不到10%，（02-21）取向占30%以上。
上述（c）的含有Zr的Al2O3层中，作为其构成成分的Al提高该层的高温硬度及耐热性，并且层中微量（以Al与O的总量中所占的比例计，Zr/（Al+Zr+O）为0.0001～0.003（其中，为原子比））含有的Zr成分提高含有Zr的Al2O3层自身的晶界强度/高温强度，但在Zr成分的含有比例不到0.0001时，不能期待上述作用，另一方面，在Zr成分的含有比例超过0.003时，因层中析出锆氧化物颗粒而晶界强度降低，因此将Al成分与O成分的总量中所占的Zr成分的含有比例（Zr/（Al+Zr+O）的比值）定为0.0001～0.003（其中，为原子比）。
上述（c）的含有Zr的Al2O3晶粒作为纵长柱状组织沿层厚方向生长，但含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径因上部层的层厚方向位置的不同而不同。
而且，含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径主要受下部层的Ti化合物表面的粒径和上部层的含有Zr的Al2O3的反应条件的影响，当Ti化合物表面的粒径为微粒时，下部层正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径变小，另一方面，当Ti化合物表面的粒径为粗粒时，下部层正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径变大。但是，若上部层与下部层的界面正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径不到0.1μm，则含有Zr的Al2O3晶粒的粒径相对过小，因此与下部层正上方的Ti化合物表面的凹凸的结合性变差，因此与上部层的含有Zr的Al2O3晶粒的附着强度变弱。相反，若界面正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径超过0.3μm，则上部层的含有Zr的Al2O3粗粒化，导致耐崩刀性降低，因此上部层与下部层的界面正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径（沿着平行于工具基体表面的面测定的含有Zr的Al2O3晶粒的平均粒径）需要通过调整下部层的Ti化合物表面的粒径来设为0.1～0.3μm。关于下部层的Ti化合物表面的粒径调整，通过下部层（b）最表面层生长时调整TiCl4与CH3CN之比及CO气体量来将下部层（b）最表面层的粒径设为0.1～0.3μm左右，从而能够得到所希望的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径。
而且，通过在上部层与下部层的界面正上方形成0.1～0.3μm的微细的横向平均粒径的含有Zr的Al2O3晶粒来提高下部层与上部层的层间附着强度，能够提高伴有高热产生且断续性/冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削条件下的包覆工具的耐剥离性、耐崩刀性。
另外，在从上部层与下部层的界面起上部层的膜厚方向1μm以上的区域中，若含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径不到0.5μm，则与上部层的含有Zr的Al2O3晶粒的附着强度变弱，相反，若超过1.0μm，则因含有Zr的Al2O3的粗粒化而导致耐崩刀性降低，因此需要将含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径设为0.5～1.0μm。
上述含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径，能够如下求出：在从上部层与下部层的界面起上部层的膜厚方向不到1μm的区域（界面正上方）以及在从上部层与下部层的界面起上部层的膜厚方向1μm以上的区域，利用电子背散射衍射装置，对其截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线来测定，计算其测定值的平均值，由此求出下部层正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径及在从上部层与下部层的界面起上部层的膜厚方向1μm以上的区域中的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径。
上述（c）的含有Zr的Al2O3晶粒相对于整个上部层的含有Zr的Al2O3晶粒，（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒面积比例为整体的45面积%以上，从界面起上部层的膜厚不到1μm的区域中（0001）取向不到10％，（02-21）取向占30%以上，但（02-21）取向的含有Zr的Al2O3晶粒的面积比例受上述蒸镀条件中的AlCl3气体和CO2气体量的影响。（02-21）取向不到30%时，含有Zr的Al2O3晶粒的（0001）取向柱状组织沿从层厚方向倾斜的方向生长，不能得到所希望的（0001）取向的面积比例。
从界面起上部层的膜厚不到1μm的区域中（0001）取向不到10％，且（02-21）取向为30%以上，从而提高上部层的含有Zr的Al2O3与下部层的附着强度。
并且，（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒的面积比例占整体的45面积%以上时，可维持上部层的含有Zr的Al2O3的高温硬度、高温强度，因此本发明中将上部层的（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒的面积比例定为45面积%以上。
上述（0001）及（02-21）取向的含有Zr的Al2O3晶粒的面积比例能够如下求出：利用电子背散射衍射装置，对上部层的截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，测定作为所述晶粒的结晶面的（0001）及（02-21）面的法线相对于工具基体的表面的法线所成的倾斜角，作为该倾斜角为0～10度的含有Zr的Al2O3晶粒在上部层的所有含有Zr的Al2O3的晶粒中所占的面积比例的测定平均值求出。
另外，若由含有Zr的Al2O3晶粒构成的整个上部层的平均层厚不到2μm，则在经长期使用不能发挥高温强度及高温硬度，另一方面，若超过15μm，则容易产生崩刀，因此将上部层的平均层厚定为2～15μm。
该发明的包覆工具为如下包覆工具：通过在硬质包覆层的下部层最表面形成含氧TiCN层来将上部层与下部层的界面正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径调整为0.1～0.3μm，并且，在从上部层与下部层的界面起上部层的膜厚方向1μm以上的区域中，将含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径调整为0.5～1.0μm，并且，将上部层的含有Zr的Al2O3晶粒的（0001）取向的面积比例定为45%以上，由此能够提高上部层与下部层的附着强度，并且能够维持上部层的高温硬度和高温强度，因此，即使在高速且断续性/冲击性负荷作用于切削刃上的高速断续切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工时，也显示优异的高温强度和高温硬度，也不产生硬质包覆层的崩刀、剥离，经长期使用发挥优异的切削性能。
具体实施方式
接着，根据实施例具体说明该发明的包覆工具。
[实施例]
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，再加入蜡在丙酮中球磨混合24小时，并进行减压干燥后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中，在以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下真空烧结，烧结后，对切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工，由此分别制造出具有ISO·CNMG120408中规定的可转位刀片形状的WC基硬质合金制工具基体A～E。
另外，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN（以质量比计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98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气氛中，在以温度：1540℃保持1小时的条件下烧结，烧结后，对切削刃部分实施宽度：0.1mm、角度：20度的倒角刃口修磨加工，由此制造出具有ISO标准·CNMG120408的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体a～e。
接着，将这些工具基体A～E及工具基体a～e分别装入通常的化学蒸镀装置中，
（a）首先，在表3（表3中的l-TiCN表示在日本专利公开平6-8010号公报中记载的具有纵长生长结晶组织的TiCN层的形成条件，除此以外表示通常的粒状结晶组织的形成条件）所示的条件下，蒸镀形成表6所示的目标层厚的Ti化合物层。
（b）在表4所示的条件下，以表6所示的目标层厚形成作为下部层的最表面层的含氧TiCN层（即，仅在从该层的表面起500nm为止的深度区域含有0.5～3原子%（O/（Ti+C+N+O）×100%）的氧），
（c）接着，在表5所示的条件下，以表6所示的目标层厚形成上部层的含有Zr的Al2O3层，由此分别制造出本发明包覆工具1～10。
并且，作为比较目的，没有进行上述本发明包覆工具1、2、6、7的上述工序（b），其他则在与本发明包覆工具1、2、6、7相同的条件下进行成膜，由此制造出表7所示的比较包覆工具1、2、6、7。
并且，为了比较，在脱离本发明包覆工具3~5、8~10的上述工序（b）的条件（表4中以本发明外表示）下使包覆工具含氧，并且，同样在脱离（c）的条件（表5中以本发明外表示）下形成含有Zr的Al2O3层，其他则在与本发明包覆工具3～5、8～10相同的条件下进行成膜，由此制造出表7所示的比较包覆工具3～5、8～10。
接着，对上述的本发明包覆工具1～10和比较包覆工具1～10，利用俄歇电子光谱分析仪，对包覆工具的截面研磨面的从下部层Ti碳氮化合物层的最表面起相当于Ti碳化物层的膜厚的距离范围照射直径10nm的电子射线来测定Ti、C、N、O的俄歇峰值的强度，由这些峰值强度的总和计算O的俄歇峰值的比例，由此对构成下部层的最表面层的TiCN层，求出沿该TiCN层的层厚方向500nm为止的深度区域中的平均氧含量（=O/（Ti+C+N+O）×100）以及超过500nm的深度区域中的平均氧含量（=O/（Ti+C+N+O）×100）。
将这些值示于表6、7。
并且，对于上述的本发明包覆工具1～10和比较包覆工具1～10中，利用电子背散射衍射装置，测定下部层与上部层的界面正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向粒径和从下部层与上部层的界面起在上部层的膜厚方向1μm以上的区域中的含有Zr的Al2O3晶粒的横向粒径，从测定值的平均求出各自的横向平均粒径。
进一步具体说明如下。
对于下部层与上部层的界面正上方（从界面起在上部层的膜厚方向不到1μm的区域）的含有Zr的Al2O3的晶粒，利用电子背散射衍射装置，对截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，以10,000倍的观察倍率进行测定，从其菊池线衍射图形中由含有Zr的α型Al2O3层的各晶粒的横向线段测定点10处的平均测定值求出横向平均粒径。
同样，对于从下部层与上部层的界面起在上部层的膜厚方向1μm以上的区域中的含有Zr的Al2O3晶粒，也由10处测定点的平均测定值求出横向平均粒径。
将这些值示于表6、7。
接着，利用电子背散射衍射装置，与前述同样地，对其截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，从而测定作为所述晶粒的结晶面的（0001）及（02-21）面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角，并测定其倾斜角为0～10度的晶粒（（0001）或（02-21）取向的含有Zr的Al2O3晶粒）的面积比例，由此求出本发明包覆工具1～10和比较包覆工具1～10的硬质包覆层的整个上部层的（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒的面积比例及下部层与上部层的界面正上方（从界面起上部层的膜厚不到1μm的区域）的（0001）或（02-21）取向的面积比例。
另外，在此所说的“整个上部层”是指从下部层与上部层的界面至上部层最表面的整个上部层的测定范围。
将这些值示于表6、7。
并且，利用扫描型电子显微镜以2,000倍的观察倍率观察（测定纵截面）本发明包覆工具1～10和比较包覆工具1～10的硬质包覆层的各结构层的厚度，均显示出实际上与目标层厚相同的平均层厚（测定5点的平均值）。
并且，对上部层的含有Zr的Al2O3晶粒中的Zr的含有比例，利用二次离子质谱装置，测定已进行镜面研磨加工的截面，将10,000倍观察倍率下的不同视场的5点平均值作为实测值。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
[表7]
接着，对上述本发明包覆工具1～10、比较包覆工具1～10的各种包覆工具，在均用固定夹具紧固在工具钢制车刀的前端部的状态下，进行了如下切削试验，并在所有切削试验中均测定了切削刃的后刀面磨损宽度：
工件：JIS·S30C的沿长度方向以等间隔配置8条纵槽、
切削速度：410m/min、
切深量：1.8mm、
进给速度：0.4mm/rev、
切削时间：5分钟
的条件（称为切削条件A）下的碳钢的湿式高速断续切削试验（通常的切削速度为250m/min）；
工件：JIS·SCM445的沿长度方向以等间隔配置8条纵槽、
切削速度：390m/min、
切深量：2.5mm、
进给速度：0.3mm/rev、
切削时间：5分钟
的条件（称为切削条件B）下的镍铬钼合金钢的干式高速断续切削试验（通常的切削速度为200m/min）；及
工件：JIS·FCD450的沿长度方向以等间隔配置8条纵槽、
切削速度：410m/min、
切深量：2.8mm、
进给速度：0.4mm/rev、
切削时间：5分钟
的条件（称为切削条件C）下的球墨铸铁的干式高速高切深量切削试验（通常的切削速度为180m/min）。
将该测定结果示于表8中。
[表8]
（表中，记号※表示因硬质包覆层上产生剥离而达到使用寿命为止的切削时间，记号※※表示因硬质包覆层上产生崩刀而达到使用寿命为止的切削时间）
从表6～8所示的结果可知，本发明包覆工具1～10中，均在下部层的最表面形成含氧TiCN晶粒，下部层与上部层的界面正上方的含有Zr的Al2O3晶粒的横向平均粒径微细、为0.1～0.3μm，且（0001）取向的含有Zr的Al2O3晶粒在整个上部层的含有Zr的Al2O3晶粒中所占的面积比例为45面积%以上，因此上部层-下部层间的附着强度优异，并且上部层具有优异的高温硬度和高温强度，因此即使在高速且断续性/冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工时，也不产生崩刀、剥离，经长期使用发挥优异的切削性能。
然而，比较包覆工具1～10中可知，在高速断续切削加工中，因硬质包覆层产生崩刀且产生剥离，而在较短的时间内达到使用寿命。
产业上的可利用性
如上所述，不用说各种钢或铸铁等在通常条件下的连续切削或断续切削，伴有高热产生且断续性/冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削等苛刻的切削条件下，该发明的包覆工具也不产生硬质包覆层的崩刀、剥离，经长期使用发挥优异的切削性能，因此能够十分满意地应对切削装置的高性能化及切削加工的节省劳力化以及节能化甚至低成本化。
Claims (1)
1.一种表面包覆切削工具，其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表面包覆形成有由下述下部层和上部层构成的硬质包覆层：
下部层为Ti化合物层，其由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1层或2层以上构成，且具有3～20μm的合计平均层厚；及
上部层为含有Zr的α型Al2O3层，其具有2～15μm的平均层厚及在化学蒸镀后的状态下具有α型结晶结构，其中，以原子比计，Zr/(Al+Zr+O)的比值为0.0001～0.003，其特征在于，
所述下部层的最表面层由具有至少500nm以上的层厚的Ti碳氮化物层构成，仅在从该Ti碳氮化物层与上部层的界面起到该Ti碳氮化物层的层厚方向500nm为止的深度区域含有氧，且该深度区域所含有的平均含氧量为该深度区域所含有的Ti、C、N、O的合计原子含量的0.5～3％，
对所述下部层与所述上部层的界面正上方的所述上部层的含有Zr的α型Al2O3晶粒，利用电子背散射衍射装置，对上部层的截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，由此测定所述含有Zr的α型Al2O3晶粒的粒径时，从界面起在上部层的膜厚方向不到1μm的区域中含有Zr的α型Al2O3晶粒的横向平均粒径为0.1～0.3μm，另一方面，从界面起在上部层的膜厚方向1μm以上的区域中含有Zr的α型Al2O3晶粒的横向平均粒径为0.5～1.0μm，具有沿膜厚方向生长的柱状结晶组织，
对整个上部层的所述含有Zr的α型Al2O3晶粒，利用电子背散射衍射装置，对上部层的截面研磨面的测定范围内存在的具有六方晶格的各晶粒照射电子射线，测定作为所述晶粒的结晶面的(0001)面的法线相对于所述工具基体的表面的法线所成的倾斜角时，该倾斜角处于0～10度范围内的晶粒的面积比例为整体的45％以上，从界面起在上部层的膜厚不到1μm的区域中，(0001)取向不到10％，(02-21)取向为30％以上。
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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 | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20161116 |
|
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |