CN104070194A - 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，其硬质包覆层在合金钢等的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性。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均为原子比，计为0.55≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，该硬质包覆层在测定晶粒的{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，在0～10度和25～35度范围内存在度数的第一峰值、第二峰值，并且0～10度范围内的度数比例和25～35度范围内的度数比例为度数整体的70％以上，另外，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。

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)，其硬质包覆层在冲击性负荷作用于球墨铸铁等的切削刃的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性。
背景技术
以往以来，已知有如下包覆工具，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，通过物理蒸镀法而包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层来作为硬质包覆层，从而已知这些包覆工具发挥优异的耐磨损性。
但是，上述现有的包覆形成有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的结晶方位分析时，在从表面研磨面的法线方向0～15度范围内具有结晶方位＜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度范围内具有结晶方位＜100＞的晶粒的面积比例为50％以上。
并且，专利文献2中提出了一种通过对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度的倾斜角划分区域存在最高峰值，且其度数的合计为整体的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。
但是，上述专利文献1、2所示的包覆工具通过物理蒸镀法而成膜硬质包覆层，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，还提出了通过利用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中记载有如下技术，即通过在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，切削加工装置的高性能化显著，另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，随此切削加工处于更加高速化、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，由于上述专利文献1、2中记载的包覆工具利用物理蒸镀法成膜由(Ti1-XAlX)N层组成的硬质包覆层，并且无法提高膜中的Al含量X，因此例如当供于球墨铸铁的高速断续切削时，不能说耐崩刀性充分。
另一方面，对于上述专利文献3、4中记载的利用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，因此能够得到具有规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，因此作为供于球墨铸铁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球墨铸铁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。
从上述观点出发，本发明人等为了谋求利用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、耐磨损性的改善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)中的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法等化学蒸镀法而成膜立方晶结构的(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，并且通过调整蒸镀时的成膜条件，成膜如下的立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的情况下，硬质包覆层的韧性得到显著提高，并显示优异的耐崩刀性，对于该立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，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方位的情况下，在测定晶粒的{100}面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0～10度和25～35度范围内存在度数的第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10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20％以上的比例，并且存在于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30％以上的比例。
并且，本发明人等发现如下：Ti和Al的复合碳氮化物层在其构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50％以上时，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，所述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：对于通过热CVD法等化学蒸镀法而成膜的由上述(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，算出在彼此相邻的晶粒的界面上各个所述构成原子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在NaCl型面心立方晶的结晶结构中为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，表示每个ΣN+1在整体ΣN+1(但因频率关系，将N的上限值设为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。
因此，当将具备如上述的硬质包覆层的包覆工具用于例如球墨铸铁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，具有如下特征：
(1)一种表面包覆切削工具，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，所述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而成膜的立方晶结构的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)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}面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角，在所测定的倾斜角中，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0～10度和25～35度范围内存在度数的第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10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20％以上的比例，并且存在于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30％以上的比例。
根据前述(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，对前述(1)所述的表面包覆切削工具的硬质包覆层来说，Ti和Al的复合碳氮化物层在其构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50％以上，所述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：通过使用场发射型扫描电子显微镜对存在于硬质包覆层的纵截面的测定范围内的每个晶粒照射电子射线，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，算出在彼此相邻的晶粒的界面上各个所述构成原子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在NaCl型面心立方晶的结晶结构中为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，表示每个ΣN+1在整体ΣN+1(但因频率关系，将N的上限值设为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。
(3)根据前述(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，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而成膜。
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：
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，则因高温硬度不足而耐磨损性降低，另一方面，若X(原子比)的值超过0.95，则由于Ti含有比例相对减少而(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层本身的韧性降低，从而容易产生崩刀、缺损，因此有必要将X(原子比)的值设为0.55以上且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以上且0.005以下。
另外，当通过PVD法而成膜上述组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，结晶结构为六方晶，但本发明中通过后述的化学蒸镀法而成膜，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。
对于Ti和Al的立方晶复合碳氮化物层((Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层)的{110}面的倾斜角度数分布：
对于本发明的上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，使用电子背散射衍射装置对每个晶粒的结晶方位从其纵截面方向进行分析时，测定所述晶粒的结晶面{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0～10度和25～35度的范围内存在度数的第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10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20％以上的比例，并且存在于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30％以上的比例的情况下，由上述Ti和Al的复合碳氮化物层组成的硬质包覆层在维持立方晶结构的状态下具有高硬度，并且，通过上述倾斜角度数分布形态而提高韧性。
并且，在0～10度范围内存在度数的峰值，其度数的合计显示倾斜角度数分布中的度数整体的20％以上的比例，从而上述硬质包覆层保持高耐崩刀性，另一方面，在25～35度范围内存在度数的峰值，其度数的合计显示倾斜角度数分布中的度数整体的30％以上的比例，从而上述硬质包覆层保持高耐磨损性。更优选存在于0～10度范围内的度数的合计为倾斜角度数分布中的度数整体的20～40％的比例，更优选存在于25～35度范围内的度数的合计为倾斜角度数分布中的度数整体的30～50％的比例。
并且，存在这些结晶方位的倾斜度适度地不同的Ti和Al的立方晶复合碳氮化物彼此，从而能够缓和Ti和Al的立方晶复合立方碳氮化物层内的变形的产生，因此在伴有高热产生并且冲击性的断续性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，能够发挥优异的耐崩刀性，而不破坏优异的耐磨损性。
另外，其中所谓的第一峰值、第二峰值指最大峰值和第二大峰值。
从而，即使在这样的包覆工具(方案1的发明)例如用于球墨铸铁的高速断续切削等的情况下，也能够抑制崩刀、缺损、剥离等的产生，并且，发挥优异的耐磨损性。
但是，关于上述硬质包覆层，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产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，因此将其合计平均层厚定为1～20μm。
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，其结果即使在用于高速断续切削等情况下，也能够进一步抑制崩刀、缺损、剥离等的产生，并且，发挥更加优异的耐磨损性，其中，该硬质包覆层在其构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50％以上，所述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：对于上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，通过使用场发射型扫描电子显微镜对存在于硬质包覆层的纵截面的测定范围内的每个晶粒照射电子射线，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的(a)、(b))，根据由该结果所得的测定倾斜角，算出在彼此相邻的晶粒的界面上各个所述构成原子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)分布，将在所述构成原子共有晶格点间存在N个(N在NaCl型面心立方晶的结晶结构中为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，表示每个ΣN+1在整体ΣN+1(但因频率关系，将N的上限值设为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。
为了成膜本发明的方案1的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，即如下立方晶的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，能够通过例如利用通常的化学蒸镀法在以下条件下进行蒸镀来成膜，该立方晶的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层在测定晶粒的结晶面{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0～10度和25～35度范围内存在度数第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10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20％以上的比例，并且存在于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30％以上的比例。
反应气体组成(容量％)：
TiCl40.5～1.0％、Al(CH3)31～2％、
AlCl30～5％、NH310～15％、
N26～8％、C2H40～1％、
Ar2～10％、剩余H2、
反应气氛温度：700～900℃、
反应气氛压力：2～5kPa。
另外，方案2所涉及的本发明中，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，需要在以下进一步限定的条件下进行成膜，
反应气体组成(容量％)：
TiCl40.5～1.0％、Al(CH3)31～2％、
AlCl30～5％、NH310～12％、
N26～8％、C2H40～1％、
Ar5～10％、剩余H2、
反应气氛温度：700～900℃、
反应气氛压力：2～5kPa。
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法等化学蒸镀法而成膜立方晶结构的(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，在0～10度和25～35度范围内存在度数的第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10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20％以上的比例，并且存在于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30％以上的比例，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球墨铸铁的高速断续切削时，在长期使用中发挥优异的耐磨损性，而不会产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，。
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，从而能够进一步提高耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性等，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)层中的晶粒的结晶面即{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表示对本发明包覆工具制作而得到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具体说明。
[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、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的压力冲压成型为规定形状的压粉体，将该压粉体在5Pa的真空中以1370～1470℃范围内的规定温度保持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～C。
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粉体，将该压粉体在1.3kPa的氮气氛中以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～c。
[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～C及工具基体a～c的表面，以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表5所示的本发明包覆工具1～10。
并且，以比较的目的，使用通常的化学蒸镀装置，在表4所示的条件下，同样在工具基体A～C及工具基体a～c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。
并且，使用扫描电子显微镜对本发明包覆工具1～10、比较例包覆工具1～8及参考例包覆工具9、10的各结构层的截面进行测定，测量观察视场内的五点的层厚并取平均而求出平均层厚的结果，均显示与表5及表6所示的目标平均层厚基本上相同的平均层厚。
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的存在第一峰值、第二峰值的峰值位置、存在于0～10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)、以及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)。
图3中示出对本发明包覆工具8进行测定而得到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，将该工具设定在场发射型扫描电子显微镜的镜筒内，并且在所述研磨面上以70度的入射角度，将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流对存在于所述截面研磨面的测定范围内的具有立方晶格的每个晶粒进行照射，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{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，由此求出存在第一峰值、第二峰值的峰值位置、存在于0～10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(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，算出在彼此相邻的晶粒的界面上各个所述构成原子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在NaCl型面心立方晶的结晶结构中为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(但因频率关系，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5中示出其结果。
接着，对于每个比较例包覆工具1～8，也与本发明包覆工具1～10相同，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的存在第一峰值、第二峰值的峰值位置、存在于0～10度范围内的度数的比例(α)、存在于30～40度范围内的度数的比例(β)、以及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)。
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同样地进行调查。
表6中示出其结果。
[表5]
(注1)栏中的*符号表示处于方案2的范围外。
[表6]
(注1)栏中的*符号表示处于本发明的范围外。
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实施以下所示的作为球墨铸铁的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·FCD700宽度100mm、长度400mm的块材、
转速：890min-1、
切削速度：350m/min、
切削深度：1.0mm、
单刃进给量：0.1mm/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刻时间(分钟)。
从表5～7所示的结果可知：本发明包覆工具1～10中，成膜有立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，在倾斜角度数分布中0～10度和25～35度范围内存在第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10度范围内的度数的比例(α)为20％以上，并且存在于30～40度范围内的度数的比例(β)为30％以上，另外，本发明包覆工具6～10中，Σ3的分布比例γ的值为50％以上，从而在球墨铸铁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1～8，显然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，本发明的包覆工具不仅能够在球墨铸铁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，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，所述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而成膜的立方晶结构的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)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}面的法线相对于基体表面的法线方向所成的倾斜角，在所测定的倾斜角中，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0～10度和25～35度范围内存在度数的第一峰值、第二峰值，而且存在于0～10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20％以上的比例，并且存在于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30％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，
对上述硬质包覆层来说，Ti和Al的复合碳氮化物层在其构成原子共有晶格点分布曲线图中，Σ3在整体ΣN+1所占的分布比例为50％以上，所述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：通过使用场发射型扫描电子显微镜对存在于硬质包覆层的纵截面的测定范围内的每个晶粒照射电子射线，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，算出在彼此相邻的晶粒的界面上各个所述构成原子在所述晶粒彼此间共有1个构成原子的晶格点即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，表示每个ΣN+1在整体ΣN+1所占的分布比例，但因频率关系，将N的上限值设为28，由此制作构成原子共有晶格点分布曲线图，其中，N在NaCl型面心立方晶的结晶结构中为2以上的偶数。
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，
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而成膜。
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