CN103447600A - 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
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Abstract
本发明提供一种表面包覆切削工具。本发明的表面包覆切削工具在其基体表面包覆有由通过含有Al(CH3)3来作为反应气体成分的化学蒸镀法成膜的立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层组成的硬质包覆层，其中，X、Y均以原子比计为0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，该硬质包覆层具备区域A层及区域B层，在测定晶粒的｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角而获得的倾斜角度数分布中，区域A层在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且所述2～12度范围内的度数比例为度数整体的45%以上，该区域B层在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且所述25～35度范围内的度数比例为度数整体的60%以上，区域A层和区域B层分别交替存在至少1层以上。
Description
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），其硬质包覆层在伴有高热产生并且冲击性负荷作用于切削刃的合金钢等的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性。
背景技术
以往已知有如下包覆工具，其通常在由碳化钨（以下用WC表示）基硬质合金、碳氮化钛（以下用TiCN表示）基金属陶瓷或立方晶氮化硼（以下用cBN表示）基超高压烧结体构成的基体（以下将它们统称为基体）的表面，通过物理蒸镀法包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层来作为硬质包覆层，这些包覆工具发挥优异的耐磨损性。
但是，上述以往的包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层的包覆工具虽然耐磨损性相对优异，但是在高速断续切削条件下使用时容易产生崩刀等异常损耗，因此对硬质包覆层的改善提出了各种建议。
例如，专利文献1中提出了一种在基体表面包覆有由显示双轴结晶取向性的Ti和Al的复合氮化物层组成的硬质包覆层的包覆工具，该包覆工具在重切削加工中发挥优异的耐缺损性，该复合氮化物层满足组成式(Ti1-XAlX)N（其中，以原子比计X为0.40～0.60），对该层进行基于EBSD的结晶取向分析时，在从表面研磨面的法线方向0～15度范围内具有结晶取向＜100＞的晶粒的面积比例为50%以上，并且，在以相对于与表面研磨面的法线正交的任意方位存在于0～45度范围内的最高峰值作为中心的15度范围内具有结晶取向＜100＞的晶粒的面积比例为50%以上。
并且，专利文献2中提出了一种通过在基体表面施加双极性脉冲偏压并在750～850℃成膜温度下进行蒸镀来具备由(Ti1-XAlX)N（X=0.4～0.6）层组成的硬质包覆层的包覆工具，该包覆工具在重切削加工中发挥优异的耐缺损性，关于该(Ti1-XAlX)N层，在测定｛100｝面的法线相对于表面研磨面的法线所成的倾斜角而制作的倾斜角度数分布曲线图中，该(Ti1-XAlX)N层在30～40度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，且其度数合计为整体的60%以上，并且，在测定｛112｝面的法线相对于表面研磨面的法线所成的倾斜角而制作的构成原子共有晶格点分布曲线图中，在Σ3存在最高峰值，且其分布比例为整体的50%以上。
其中，上述专利文献1、2所示的包覆工具是通过物理蒸镀法成膜硬质包覆层，因此无法将Al的含有比例X设为0.6以上，期待进一步提高切削性能。
从这种观点出发，还提出了通过化学蒸镀法形成硬质包覆层来将Al的含有比例X提高至0.9左右的技术。
例如，专利文献3中记载有如下技术，即通过在TiCl4、AlCl3、NH3的混合反应气体中，在650～900℃的温度范围内进行化学蒸镀，能够成膜Al的含有比例X的值为0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层和/或(Ti1-XAlX)C层和/或(Ti1-XAlX)CN层，但在该文献中，其目的是通过在该(Ti1-XAlX)N层和/或(Ti1-XAlX)C层和/或(Ti1-XAlX)CN层之上进一步包覆Al2O3层来提高绝热效果，因此未揭示将X的值提高至0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层和/或(Ti1-XAlX)C层和/或(Ti1-XAlX)CN层的形成，对切削性能有何种影响。
并且，例如专利文献4中记载有，通过在TiCl4、AlCl3、NH3、N2H4的混合反应气体中，在700～900℃的温度下进行不使用等离子体的化学蒸镀，能够成膜由Al的含有比例X的值为0.75～0.93的立方晶的(Ti1-XAlX)N层组成的硬质包覆层，但与专利文献3相同，对于作为包覆工具的可适用性没有任何揭示。
专利文献1：日本特开2008-100320号公报
专利文献2：日本特开2008-307615号公报
专利文献3：日本特表2011-516722号公报
专利文献4：美国专利第7767320号说明书
近年来，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以及低成本化的要求强烈，随此切削加工有更加高速化、高效化的倾向，因此对包覆工具进一步要求耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性等耐异常损伤性，并且要求在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
但是，上述专利文献1、2中记载的包覆工具由于是通过物理蒸镀法成膜由(Ti1-XAlX)N层组成的硬质包覆层，无法提高膜中的Al含量X，因此例如当供于合金钢的高速断续切削时，不能说耐崩刀性充分。
另一方面，对于上述专利文献3、4中记载的通过化学蒸镀法包覆形成的(Ti1-XAlX)N层，能够提高Al含量X，并且能够形成立方晶结构，因此能够得到具有预定的硬度且耐磨损性优异的硬质包覆层，但是与基体的粘附强度不充分，另外韧性较差，因此作为供于合金钢的高速断续切削的包覆工具使用时，容易产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，不能说发挥能够令人满意的切削性能。
发明内容
本发明的目的在于提供一种即使在供于合金钢的高速断续切削等时，也发挥优异的耐崩刀性，并且在长期使用中发挥优异的耐磨损性的包覆工具。
本发明人等从上述观点出发，为了改善通过化学蒸镀包覆形成有由Ti和Al的复合碳氮化物（以下有时用“(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)”表示）组成的硬质包覆层的包覆工具的耐崩刀性、耐磨损性而重复进行深入研究的结果，得到了如下见解。
即发现如下：在由碳化钨基硬质合金（以下用“WC基硬质合金”表示）、碳氮化钛基金属陶瓷（以下用“TiCN基金属陶瓷”表示）或立方晶氮化硼基超高压烧结体（以下用“cBN基超高压烧结体”表示）中任一种构成的基体的表面，通过例如含有三甲基铝（Al(CH3)3）来作为反应气体成分的热CVD法等化学蒸镀法成膜由立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层（其中，X、Y为原子比，满足0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005）作为硬质包覆层，并且硬质包覆层由立方晶结构的区域A层和立方晶结构的区域B层构成，该立方晶结构的区域A层在通过调整蒸镀时的成膜条件，使用电子背散射衍射装置对硬质包覆层分析每个晶粒的结晶取向的情况下，在测定晶粒的（110）的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角并合计在0～45度范围内的测定倾斜角的度数时，在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数的合计显示倾斜角度数分布中的度数整体的45%以上的比例，并且，该立方晶结构的区域B层在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且显示存在于所述25～35度范围内的度数的合计显示倾斜角度数分布中的度数整体的60%以上的比例，另外，在区域A层和区域B层遍及膜厚方向分别交替存在至少1层以上的情况下，耐崩刀性得到提高。
并且，本发明人等发现如下：对于通过热CVD法等化学蒸镀法成膜的由上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层组成的硬质包覆层，测定晶粒的结晶面即（001）面及（011）面的法线所成的倾斜角，此时，所述晶粒具有在晶格点上分别存在由Ti、Al、碳及氮组成的构成原子的NaCl型面心立方晶的结晶结构，根据由该结果所得的测定倾斜角，计算构成原子共有晶格点的分布，所述构成原子共有晶格点是在相邻的晶粒的界面上所述构成原子各自在所述晶粒彼此间共有1个构成原子的晶格点，将在所述构成原子共有晶格点间不共有构成原子的晶格点存在N个（N为NaCl型面心立方晶的结晶结构上2以上的偶数）的构成原子共有晶格点形态表示为ΣN+1时，每个ΣN+1在整体ΣN+1（其中，从频度关系考虑，将N的上限值设为28）所占的表示分布比例的构成原子共有晶格点分布曲线图中，Ti和Al的复合碳氮化物层显示Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点分布曲线图时，晶粒的晶界强度得到提高，其结果耐崩刀性进一步得到提高。
因此，当将具备如上硬质包覆层的包覆工具用于例如合金钢的高速断续切削等时，能够抑制崩刀、缺损、剥离等的产生，并且能够在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
本发明是根据上述的研究结果而完成的表面包覆切削工具，具有如下特征：
“（1）一种表面包覆切削工具，其在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的基体的表面，包覆有平均层厚为1～20μm的硬质包覆层，其中，
（a）上述硬质包覆层由通过化学蒸镀法成膜且为立方晶结构的Ti和Al的复合碳氮化物层构成，当将其平均组成以下述组成式表示时，Al含有比例X及C含有比例Y（其中，X、Y均为原子比）分别满足0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，
组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)
（b）区域A层和区域B层存在于上述Ti和Al的复合碳氮化物层内，且该区域A层、该区域B层遍及膜厚方向分别交替存在至少1层以上，
其中，对于上述Ti和Al的复合碳氮化物层，使用电子背散射衍射装置对每个晶粒的结晶取向从上述Ti和Al的复合碳氮化物层的纵截面方向进行分析时，
测定所述晶粒的结晶面（110）的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角，在所述测定倾斜角中，将相对于法线方向在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分并合计存在于各划分区域内的度数时，区域A层在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数显示倾斜角度数分布中的度数整体的45%以上的比例，
测定所述晶粒的结晶面（110）的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角，在所述测定倾斜角中，将相对于法线方向在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分并合计存在于各划分区域内的度数时，区域B层在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述25～35度范围内的度数显示倾斜角度数分布中的度数整体的60%以上的比例。
（2）前述（1）所述的表面包覆切削工具，其中，
在前述（1）所述的表面包覆切削工具的硬质包覆层中，Ti和Al的复合碳氮化物层如下所述，使用场发射型扫描电子显微镜，对每个存在于硬质包覆层的纵截面的测定范围内的晶粒照射电子射线，来测定所述晶粒的结晶面（001）面及（011）面的法线相对于基体表面的法线所成的倾斜角，此时，所述晶粒具有在晶格点上分别存在由Ti、Al、碳及氮组成的构成原子的NaCl型面心立方晶的结晶结构，根据由该结果所得的测定倾斜角，计算构成原子共有晶格点的分布，所述构成原子共有晶格点是在相邻的晶粒的界面上所述构成原子各自在所述晶粒彼此间共有1个构成原子的晶格点，将在所述构成原子共有晶格点间存在N个（N为NaCl型面心立方晶的结晶结构上2以上的偶数）不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态表示为∑N+1时，在表示每个ΣN+1在整体ΣN+1（从频度关系考虑，将N的上限值设为28）所占的分布比例的构成原子共有晶格点分布曲线图中，显示Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点分布曲线图。
（3）前述（1）或（2）所述的表面包覆切削工具，其中，
在前述（1）或（2）所述的表面包覆切削工具中，上述硬质包覆层通过至少含有三甲基铝来作为反应气体成分的化学蒸镀法成膜而成。”
接着，对本发明的包覆工具的硬质包覆层进行更具体的说明。
Ti和Al的立方晶复合碳氮化物层（(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层）的平均组成及平均层厚：
在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中，若Al的含有比例X（原子比）的值小于0.55，则高温硬度不足，耐磨损性降低，另一方面，若X（原子比）的值超过0.95，则由于Ti含有比例相对减少，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层本身的韧性降低，容易产生崩刀、缺损，因此有必要将X（原子比）的值设为0.55以上0.95以下。
并且，在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中，C成分具有提高硬度的作用，另一方面，N成分具有提高高温强度的作用，但是若C成分的含有比例Y（原子比）低于0.0005，则无法得到高硬度，另一方面，若Y（原子比）超过0.005，则高温强度降低，因此将Y（原子比）的值定为0.0005以上0.005以下。
但是，上述硬质包覆层若其平均层厚低于1μm，则无法充分确保与基体的粘附性，另一方面，若其平均层厚超过20μm，则在伴有高热产生的高速断续切削中容易发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，因此将其总计平均层厚定为1～20μm。
另外，当通过PVD法成膜上述组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，结晶结构为六方晶，但本发明中是通过后述的化学蒸镀法成膜，因此能够在维持立方晶结构的状态下获得上述组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，因此皮膜硬度不会降低。
上述硬质包覆层通过区域A层保持较高的韧性，且通过区域B层保持较高的耐磨损性，对于上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，使用电子背散射衍射装置对每个晶粒的结晶取向从其纵截面方向进行分析时，关于上述区域A层测定所述晶粒的结晶面即｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向（截面研磨面中与基体表面垂直的方向）所成的倾斜角（参考图1的（a）、（b）），在所述测定倾斜角中，将相对于法线方向在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分并合计存在于各划分区域内的度数时，在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数的合计显示倾斜角度数分布中的度数整体的45%以上的比例，关于上述区域B层，同样地测定｛110｝面的法线所成的倾斜角，在所述测定倾斜角中，将相对于法线方向在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分并合计存在于各划分区域内的度数时，在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述25～35度范围内的度数的合计显示倾斜角度数分布中的度数整体的60%以上的比例，并且，当上述区域A层和上述区域B层遍及膜厚方向交替存在至少1层以上时，即使在使用于高速断续切削等时，也能够抑制崩刀、缺损、剥离等，并且发挥优异的耐磨损性。另一方面，当在区域A层的所述2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数的合计低于倾斜角度数分布中的度数整体的45%时，无法确保较高的韧性，容易发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，并且当在区域B层的所述25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述25～35度范围内的度数的合计低于倾斜角度数分布中的度数整体的60%时，无法确保较高的耐磨损性，在短时间内达到寿命。
并且，方案2所涉及的发明中，通过形成硬质包覆层，晶粒的晶界强度得到提高，且其结果即使使用于高速断续切削等时，崩刀、缺损、剥离等的发生进一步得到抑制，并且，发挥更加优异的耐磨损性，其中，对于上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，使用场发射型扫描电子显微镜对每个存在于硬质包覆层的纵截面的测定范围内的晶粒照射电子射线来测定所述晶粒的结晶面即（001）面及（011）面的法线相对于基体表面的法线所成的倾斜角，此时，所述晶粒具有在晶格点上分别存在由Ti、Al、碳及氮组成的构成原子的NaCl型面心立方晶的结晶结构（参考图2（a）、（b）），根据由该结果所得的测定倾斜角，计算构成原子共有晶格点的分布，所述构成原子共有晶格点是在相邻的晶粒的界面上所述构成原子各自在所述晶粒彼此间共有1个构成原子的晶格点，将在所述构成原子共有晶格点间存在N个（N为在NaCl型面心立方晶的结晶结构上2以上的偶数）不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态表示为∑N+1时，在表示每个ΣN+1在整体ΣN+1（其中，在频度关系考虑，将N的上限值设为28）所占的分布比例的构成原子共有晶格点分布曲线图中，显示Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点分布曲线图。
要成膜该发明的区域A层，即显示如下倾斜角度数分布的立方晶的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，能够通过例如以以下条件进行蒸镀来成膜，该倾斜角分布中，在测定晶粒的结晶面即｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角时，在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数的合计为度数整体的45%以上的比例，
反应气体组成（容量%）：
TiCl41.5～2.5%、Al(CH3)30～5.0%、
AlCl30～5.0%、NH310～15%、
N26～7%、C2H40～0.5%、
Ar0～10%、剩余H2、
反应气氛温度：750～900℃、
反应气氛压力：2～5kPa。
并且，要成膜该发明的区域B层即显示如下倾斜角分布的立方晶的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，能够通过例如以以下条件进行蒸镀来成膜，该倾斜角分布中，在测定晶粒的结晶面即｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角时，在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述25～35度范围内的度数的合计为度数整体的60%以上的比例，
反应气体组成（容量%）：
TiCl40.5～1.5%、Al(CH3)30～5.0%、
AlCl36～10.0%、NH310～15%、
N29～10%、C2H40～1%、
Ar 0～10%、剩余H2、
反应气氛温度：700～850℃、
反应气氛压力：2～5kPa。
另外，方案2所涉及的该发明中，通过进一步限定成膜条件，能够成膜在构成原子共有晶格点分布曲线图中，显示Σ3占整体ΣN+1的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点形态的立方晶的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层。
例如，在形成区域A层时，以如下条件进行蒸镀，从而能够形成显示Σ3的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点形态的区域A层，
反应气体组成（容量%）：
TiCl41.5～2.5%、Al(CH3)30～5.0%、
AlCl30～5.0%、NH310～12%、
N26～7%、C2H40～0.5%、
Ar 5～10%、剩余H2、
反应气氛温度：750～900℃、
反应气氛压力：2～3kPa，
并且，对于区域B层，以如下条件进行蒸镀，从而能够形成显示Σ3的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点形态的区域B层，
反应气体组成（容量%）：
TiCl40.5～1.5%、Al(CH3)30～5.0%、
AlCl36.0～10.0%、NH310～12%、
N29～10%、C2H40～1%、
Ar 5～10%、剩余H2、
反应气氛温度：700～850℃、
反应气氛压力：2～3kPa。
本发明的包覆工具，通过例如含有三甲基铝（Al(CH3)3）来作为反应气体成分的热CVD法等化学蒸镀法成膜有立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层作为硬质包覆层，并且，该硬质包覆层具备区域A层和区域B层，在测定晶粒的｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角而获得的倾斜角度数分布中，该区域A层在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数比例为度数整体的45%以上，该区域B层在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且所述25～35度范围内的度数比例为度数整体的60%以上，区域A层和区域B层分别交替存在至少1层以上，并且，优选该硬质包覆层在构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3占整体ΣN+1的分布比例为50%以上，从而在用于伴有高热产生并且断续性的冲击性负荷作用于切削刃的合金钢的高速断续切削等时，也不会发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
附图说明
图1的（a）、（b）是表示构成硬质包覆层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中晶粒的结晶面即｛110｝面的法线相对于基体表面的法线所成的倾斜角的测定范围的概略说明图。
图2是表示构成硬质包覆层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层所具有的NaCl型面心立方晶的结晶结构、（001）面、（011）面的概略示意图。
图3是对于本发明包覆工具的Ti和Al的复合碳氮化物的区域A层制作的｛110｝面的倾斜角度数分布曲线图的一例。
图4是对于本发明包覆工具的Ti和Al的复合碳氮化物的区域B层制作的｛110｝面的倾斜角度数分布曲线图的一例。
图5表示对于本发明包覆工具制作的构成原子共有晶格点分布曲线图的一例。
具体实施方式
接着，根据实施例对该发明的包覆工具进行更具体的说明。
[实施例1]
作为原料粉末，准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末及Co粉末，将这些原料粉末配合成表1所示的配合组成，进一步加入石蜡，在丙酮中球磨混合24小时，减压干燥后，以98MPa的压力冲压成型为预定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中在以1370～1470℃范围内的预定温度保持1小时的条件下进行真空烧结，烧结后，分别制造出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的WC基硬质合金制基体A～D。
并且，作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN（以质量比计为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，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，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1540℃的温度保持1小时的条件下进行烧结，烧结后，制作出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制基体a～d。
[表1]
[表2]
接着，使用通常的化学蒸镀装置，在表3所示的条件下，在这些工具基体A～D及工具基体a～d的表面，以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的区域A层，并且，同样地在表3所示的条件下，以形成2层结构或3层以上的交替层叠结构的方式以目标层厚包覆本发明的(Ti1-YAlY)(CYN1-Y)层的区域B层，由此制造出表4所示的本发明包覆工具1～10。
并且，使用扫描电子显微镜测定本发明包覆工具1～10的各结构层的截面，测量观察视场内的5点的层厚后取平均而求出平均层厚的结果，均显示出基本上与表4所示的目标平均层厚相同的平均层厚。
接着，对于上述本发明包覆工具1～10的硬质包覆层，测定了区域A层及区域B层的Al平均含有比例X、C平均含有比例Y，并且，对于区域A层，测定与｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角有关的倾斜角度数分布中存在于2～12度范围内的度数的比例（α），对于区域B层，测定了与｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角有关的倾斜角度数分布中的存在于25～35度范围内的度数的比例（β），另外，在(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的构成原子共有晶格点分布曲线图中，测定了Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例（γ）。
图5中示出对本发明包覆工具10进行测定的构成原子共有晶格点分布曲线图。
另外，具体测定法如下。
使用X射线荧光分析装置，对由立方晶结构的Ti和Al的复合碳氮化物层组成的硬质包覆层表面照射光斑直径为100μm的X射线，从所得的特性X射线的分析结果求出Al平均含有比例X、C平均含有比例Y。
接着，在将由立方晶结构的Ti和Al的复合碳氮化物层组成的硬质包覆层的截面作为研磨面的状态下，设置于场发射型扫描电子显微镜的镜筒内，相对于所述研磨面成70度的入射角度，将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流对每个存在于所述截面研磨面的测定范围内的具有立方晶格的晶粒进行照射，使用电子背散射衍射图像装置，以0.1μm/step的间隔，对30×50μm的区域测定所述晶粒的结晶面即｛110｝面的法线相对于基体表面的法线（截面研磨面中与基体表面垂直的方向）所成的倾斜角，根据该测定结果，在所述测定倾斜角中，将在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分，并且合计存在于各划分区域内的度数，由此求出存在于2～12度范围内的度数的比例（α）、存在于25～35度范围内的度数的比例（β）。并且，测定所述晶粒的结晶面即（001）面及（011）面的法线相对于基体表面的法线（截面研磨面中与基体表面垂直的方向）所成的倾斜角，根据其结果所得的测定倾斜角，计算在相邻的晶粒的界面上，所述构成原子各自在所述晶粒彼此间共有1个构成原子的晶格点（构成原子共有晶格点）的分布，将在所述构成原子共有晶格点间存在N个（N为NaCl型面心立方晶的结晶结构上2以上的偶数）不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态表示为ΣN+1时，求出每个ΣN+1在整体ΣN+1（其中，从频度关系考虑，将上限值设为28）所占的分布比例，由此制作构成原子共有晶格点分布曲线图，求出Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例（γ）。
另外，对于硬质包覆层的结晶结构，当使用X射线衍射装置将Cu-Kɑ射线作为线源进行X射线衍射时，通过确认分别在JCPDS00-038-1420立方晶TiN和JCPDS00-046-1200立方晶AlN上出现的同一结晶面的衍射角度之间（例如，36.66～38.53°、43.59～44.77°、61.81～65.18°）是否出现衍射峰值来进行调查。
表4中示出其结果。
（注1）栏中的*符号表示处于权利要求2的范围外。
并且，以比较的目的，使用通常的化学蒸镀装置，以表5所示的条件，同样在工具基体A～D及工具基体a～d的表面以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-xAlx)(CYN1-Y)层，由此制造出表6所示的比较例包覆工具1～8。
为了参考，使用以往的物理蒸镀装置通过电弧离子镀在工具基体A及工具基体a的表面，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-xAlx)(CYN1-Y)层，由此制造出表6所示的参考例包覆工具9、10。
另外，电弧离子镀的条件如下。
（a）在丙酮中超声波清洗之后干燥的状态下，将上述工具基体A及a沿外周部安装在沿半径方向与电弧离子镀装置内的旋转台上的中心轴相距预定距离的位置，并且，作为阴极电极（蒸发源）配置预定组成的Al-Ti合金，
（b）首先，一边将装置内进行排气来保持在10-2Pa以下的真空，一边用加热器将装置内加热至500℃之后，对在所述旋转台上自转的同时公转的工具基体施加-1000V的直流偏压，并且，使200A的电流在由Al-Ti合金组成的阴极电极与阳极电极之间流过而产生电弧放电，装置内产生Al及Ti离子，从而对工具基体表面进行轰击清洗，
（c）接着，在装置内导入氮气作为反应气体来设为4Pa的反应气氛，并且对在所述旋转台上自转的同时公转的工具基体施加-50V的直流偏压，并且，使120A的电流在由上述Al-Ti合金组成的阴极电极（蒸发源）与阳极电极之间流过而产生电弧放电，在所述工具基体的表面蒸镀形成表6所示的目标平均组成、目标平均层厚的（Al、Ti）N层，从而制造出参考例包覆工具9、10。
并且，使用扫描电子显微镜对比较例包覆工具1～8及参考例包覆工具9、10的各结构层的截面进行测定，测量观察视场内的5点的层厚取平均而求出平均层厚的结果，均显示基本上与表6所示的目标平均层厚相同的平均层厚。
接着，对于比较例包覆工具1～8及参考例包覆工具9、10，也与本发明包覆工具1～10相同地分别测定硬质包覆层的Al平均含有比例X、C平均含有比例Y、与｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角有关的倾斜角度数分布中，存在于2～12度范围内的度数的比例（α）、与｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角有关的倾斜角度数分布中，存在于25～35度范围内的度数的比例（β）、以及在(Ti1-xAlx)(CYN1-Y)层的构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3占整体ΣN+1的分布比例（γ）。
并且，对于硬质包覆层的结晶结构，也与本发明包覆工具1～10相同地进行调查。
表6中示出其结果。
（注1）“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。
（注2）栏中的*符号表示处于本发明范围外。
（注3）具有六方晶结构的参考例工具9、10无法得到立方晶结构的电子背散射衍射图像。
接着，在将上述各种包覆工具均用固定夹具紧固于刀具径为125mm的工具钢制刀具的前端部的状态下，对本发明包覆工具1～10、比较例包覆工具1～8及参考例包覆工具9、10实施以下所示的合金钢的作为高速断续切削之一的干式高速平面铣削、中心切割切削加工试验，测定切削刃的后刀面磨损宽度。
工件：JIS·SCM440宽度100mm、长度400mm的块材、
转速：930min-1、
切削速度：365m/min、
切削深度：1mm、
单刃进给量：0.12mm/刃、
切削时间：8分钟，
表7中示出上述切削试验的结果。
[表7]
比较例包覆工具、参考例包覆工具一栏的*符号表示
因产生崩刀而达到寿命的切削时间(分种)。
从表4、6、7所示的结果可知：本发明包覆工具1～10中，由立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层组成的区域A层和区域B层成膜为2层结构或3层以上的交替层叠结构，α占倾斜角度数分布整体的值为45%以上，并且，β的值也为60%以上，另外，本发明包覆工具6～10中，Σ3的分布比例γ的值均为50%以上，从而在合金钢的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性、耐磨损性。
[实施例2]
作为原料粉末，准备均具有0.5～4μm范围内的平均粒径的cBN粉末、TiN粉末、TiCN粉末、TiC粉末、Al粉末及Al2O3粉末，将这些原料粉末配合成表8所示的配合组成，用球磨机湿式混合80小时并进行干燥后，以120MPa的压力冲压成型为具有直径：50mm×厚度：1.5mm的尺寸的压坯，接着，将该压坯在压力：1Pa的真空气氛中，在以900～1300℃范围内的预定温度保持60分钟的条件下进行烧结而作为切削刃片用预烧结体，将该预烧结体与另行准备的具有Co：8质量%、WC：剩余的组成及直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金制支撑片重叠的状态下，装入通常的超高压烧结装置，在通常的条件即压力：4GPa、温度：1200～1400℃范围内的预定温度中保持时间：0.8小时的条件下进行超高压烧结，烧结后使用金刚石砂轮研磨上下表面，并通过电线放电加工装置分割成预定的尺寸，进一步在具有Co：5质量%、TaC：5质量%、WC：剩余的组成及JIS标准CNGA120412的形状（厚度：4.76mm×内接圆直径：12.7mm的80°菱形）的WC基硬质合金制刀片主体的钎焊部（刀尖部）使用具有以体积%计由Zr：37.5%、Cu：25%、Ti：剩余构成的组成的Ti合金的钎焊材料进行钎焊，外周加工成预定尺寸之后，对切削刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，进一步实施精加工研磨，由此分别制造出具有ISO标准CNGA120412的刀片形状的工具基体甲～丁。
[表8]
接着，使用通常的化学蒸镀装置，在这些工具基体甲～丁的表面以表3所示的条件，以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表9所示的本发明包覆工具11～15。
并且，以比较的目的，使用通常的化学蒸镀装置，以表5所示的条件，同样在工具基体甲～丁的表面以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表10所示的比较例包覆工具11～14。
为了参考，使用以往的物理蒸镀装置，通过电弧离子镀，在工具基体甲的表面以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表10所示的参考例包覆工具15。
另外，电弧离子镀的条件使用与实施例1所示的条件相同的条件，在所述工具基体的表面蒸镀形成表10所示的目标平均组成、目标平均层厚的（Al、Ti）N层，从而制造出参考例包覆工具15。
并且，使用扫描电子显微镜，对本发明包覆工具11～15、比较例包覆工具11～14及参考例包覆工具15的各结构层的截面进行测定，测量观察视场内的5点的层厚取平均而求出平均层厚的结果，均显示基本上与表9及表10所示的目标平均层厚相同的平均层厚。
接着，对于上述本发明包覆工具11～15的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法，测定硬质包覆层的Al平均含有比例X、C平均含有比例Y、与｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角有关的倾斜角度数分布中，存在于2～12度范围内的度数的比例（α）、存在于25～35度范围内的度数的比例（β）、在构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3占整体ΣN+1的分布比例（γ）及结晶结构。
表9中示出其结果。
接着，对于比较例包覆工具11～14及参考例包覆工具15与本发明包覆工具11～15相同地分别测定硬质包覆层的Al平均含有比例X、C平均含有比例Y、与｛110｝面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角而获得的倾斜角度数分布中，存在于2～12度范围内的度数的比例（α）、存在于25～35度范围内的度数的比例（β）、在构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3占整体ΣN+1的分布比例（γ）及结晶结构。
并且，对于硬质包覆层的结晶结构与本发明包覆工具11～15相同地进行调查。
表10中示出其结果。
（注1）“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。
（注2）栏中的*符号表示处于本发明范围外。
（注3）具有六方晶结构的参考例包覆工具15无法得到立方晶结构的电子背散射衍射图像。
接着，在将上述各种包覆工具均用固定夹具紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具11～15、比较例包覆工具11～14及参考例包覆工具15，实施以下所示的渗碳淬火合金钢的干式高速断续切削加工试验，测定切削刃的后刀面磨损宽度。
工件：JIS·SCM415（硬度：HRC62）的长度方向等间隔形成有4条纵槽的圆棒、
切削速度：230m/min、
切削深度：0.15mm、
进给速度：0.12mm/rev、
切削时间：4分钟，
表11中示出上述切削试验的结果。
[表11]
比较例包覆工具、参考例包覆工具一栏的*符号
表示因产生崩刀而达到寿命的切削时间(分钟)。
从表9～11所示的结果可知：本发明包覆工具11～15中，成膜有立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，α占倾斜角度数分布整体的值为45%以上，β的值为60%以上，并且，本发明包覆工具13～15中，Σ3的分布比例γ的值均为50%以上，从而在合金钢的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性、耐磨损性。
相对于此，对于比较例包覆工具11～14，参考例包覆工具15，明确，不仅均在硬质包覆层产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，而且在比较短的时间内达到使用寿命。
产业上的可利用性
如上所述，根据该发明的包覆工具，不仅能够在合金钢的高速铣削切削加工及外径高速断续切削加工中使用，而且还能够作为各种工件的包覆工具来使用，而且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨损性，因此能够足以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 (3)
1.一种表面包覆切削工具，其在由碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷或立方晶氮化硼基超高压烧结体中的任一种构成的基体的表面，包覆有平均层厚为1～20μm的硬质包覆层，该表面包覆切削工具的特征在于，
（a）上述硬质包覆层由通过化学蒸镀法成膜且为立方晶结构的Ti和Al的复合碳氮化物层组成，当将其平均组成以下述组成式表示时，Al含有比例X及C含有比例Y分别满足0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，其中，X、Y均为原子比，
组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)
（b）区域A层和区域B层存在于上述Ti和Al的复合碳氮化物层内，且该区域A层、该区域B层遍及膜厚方向分别交替存在至少1层以上，
其中，对于上述Ti和Al的复合碳氮化物层，使用电子背散射衍射装置对每个晶粒的结晶取向从上述Ti和Al的复合碳氮化物层的纵截面方向进行分析时，
测定所述晶粒的结晶面（110）的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角，在所述测定倾斜角中，将相对于法线方向在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分并合计存在于各划分区域内的度数时，区域A层在2～12度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述2～12度范围内的度数显示倾斜角度数分布中的度数整体的45%以上的比例，
测定所述晶粒的结晶面（110）的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角，在所述测定倾斜角中，将相对于法线方向在0～45度范围内的测定倾斜角按0.25度间距进行划分并合计存在于各划分区域内的度数时，区域B层在25～35度范围内的倾斜角划分区域存在最高峰值，并且存在于所述25～35度范围内的度数显示倾斜角度数分布中的度数整体的60%以上的比例。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在权利要求1所述的表面包覆切削工具的硬质包覆层中，Ti和Al的复合碳氮化物层如下所述，使用场发射型扫描电子显微镜，对每个存在于硬质包覆层的纵截面的测定范围内的晶粒照射电子射线，来测定所述晶粒的结晶面（001）及（011）的法线相对于基体表面的法线所成的倾斜角，此时，所述晶粒具有在晶格点上分别存在由Ti、Al、碳及氮组成的构成原子的NaCl型面心立方晶的结晶结构，根据由该结果所得的测定倾斜角，计算构成原子共有晶格点的分布，所述构成原子共有晶格点是在相邻的晶粒的界面上所述构成原子各自在所述晶粒彼此间共有1个构成原子的晶格点，将在所述构成原子共有晶格点间存在N个不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态表示为ΣN+1时，在表示每个ΣN+1在整体ΣN+1所占的分布比例的构成原子共有晶格点分布曲线图中，显示Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50%以上的构成原子共有晶格点分布曲线图，其中，N为NaCl型面心立方晶的结晶结构上2以上的偶数，从频度关系考虑，将N的上限值设为28。
3.根据权利要求1或2所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在权利要求1或2所述的表面包覆切削工具中，上述硬质包覆层通过至少含有三甲基铝来作为反应气体成分的化学蒸镀法成膜而成。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C02 | Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001) | ||
| WD01 | Invention patent application deemed withdrawn after publication |
Application publication date: 20131218 |