CN104159691B - 硬质包覆层在高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 - Google Patents

硬质包覆层在高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种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的表面包覆切削工具。本发明的表面包覆切削工具，其在由WC基硬质合金、TiCN基金属陶瓷、cBN基超高压烧结体构成的基体表面至少包覆有通过例如将Al(CH3)3作为反应气体成分而含有的化学蒸镀法来成膜的立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，其中，X、Y均为原子比，为0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005，其中，基体与复合碳氮化物层的界面附近的复合碳氮化物层的Al量XL为0.55≤XL≤0.70，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)晶粒的平均粒径DL为0.1μm以下，另一方面，复合碳氮化物层的表面附近的Al量XH为0.80≤XH≤0.95，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)晶粒的平均粒径DH为0.5～2μm，另外，复合碳氮化物层中的Al含有比例朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加，并且，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)晶粒的平均粒径朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加。

Description

硬质包覆层在高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种硬质包覆层在伴随合金钢等的高热产生且冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具(以下称为包覆工具)。
本申请基于2012年3月9日在日本申请的日本专利申请2012-053652号、及2013年3月6日在日本申请的日本专利申请2013-44706主张优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
以往，已知有如下包覆工具，即，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(以下将这些统称为基体)的表面，通过物理蒸镀法蒸镀形成有Ti-Al系的复合氮化物层作为硬质包覆层，并且已知这些包覆工具发挥优异的耐磨性。
但是，上述以往的蒸镀形成有Ti-Al系的复合氮化物层的包覆工具虽然耐磨性比较优异，但当在高速断续切削条件下使用时容易发生崩刀等异常损耗，因此对硬质包覆层的改善提出了各种方案。
例如，专利文献1中提出了如下包覆工具，即，在基体的表面通过物理蒸镀法蒸镀形成有以组成式：(Ti1-XAlX)N表示时满足0.35≤X≤0.60(其中，X为原子比)的由Ti与Al的复合氮化物构成的硬质包覆层，并且将硬质包覆层构成为上述(Ti，Al)N层的粒状晶组织与柱状晶组织的交替层压结构，而且，由此硬质包覆层在高硬度钢的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性。
但是，该包覆工具由于通过物理蒸镀法蒸镀形成硬质包覆层，因此无法将Al的含有比例X设为0.6以上，期待更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2中记载有如下技术，即，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，从而能够蒸镀形成Al的含有比例X的 值为0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层，但在该文献中以通过在该(Ti1-XAlX)N层之上进一步包覆Al2O3层来提高绝热效果为目的，因此并没有公开形成将X的值提高至0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层，对切削性能有何种影响。
并且，例如，专利文献3中记载有如下技术，即，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，从而能够蒸镀形成由Al的含有比例X的值为0.75～0.93的立方晶的(Ti1-XAlX)N层构成的硬质包覆层，但与专利文献2同样地也没有公开任何作为包覆工具的适应可能性。
专利文献1：日本专利公开2011-224715号公报(A)
专利文献2：日本专利公表2011-516722号公报(A)
专利文献3：美国专利第7767320号说明书(B)
近几年切削装置的高性能化日益显著，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非常强烈。随之，切削加工存在进一步高速化、高效率化的趋势，对包覆工具要求进一步的耐崩刀性、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性。
但是，上述专利文献1中记载的包覆工具通过物理蒸镀法蒸镀形成由(Ti1-XAlX)N层构成的硬质包覆层，因无法提高硬质包覆层中的Al含量X，从而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，关于上述专利文献2、3中记载的通过化学蒸镀法蒸镀形成的(Ti1-XAlX)N层，能够提高Al含量X，并且，能够形成立方晶结构，因此可以得到具有规定硬度且耐磨性优异的硬质包覆层，但与基体的密合强度不充分，并且，韧性差，因此当作为供于合金钢的高速断续切削的包覆工具而使用时，容易发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，不能说发挥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性的包覆工具。
本发明人等从上述观点出发，为了实现通过化学蒸镀法蒸镀来形成由Ti与Al的复合碳氮化物(以下有时用“(Ti，Al)(C，N)”或“(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)”表示)构成的硬质包覆层的包覆工具的耐崩刀性、耐磨性的改善，重复进行了深入研究，结果得到如下见解。
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)中的任意一种构成的基体的表面，通过例如将三甲基铝(Al(CH3)3)作为反应气体成分而含有的热CVD法来蒸镀形成立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层作为硬质包覆层，并且具有硬质包覆层中的Al含有比例随着从硬质包覆层与基体的界面侧朝向硬质包覆层的表层侧逐渐增加的组成倾斜结构，从而可以积极导入与组成相应的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)的晶格常数的差异带来的应变。其结果，由(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的硬质包覆层的耐崩刀性得到提高。
另外，在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)上层中可知，X、Y均为原子比，且满足0.80≤X≤0.95、0.0005≤Y≤0.005，因此能够通过将三甲基铝(Al(CH3)3)作为反应气体成分而含有的化学蒸镀法来蒸镀形成并得到无法通过以往的PVD法蒸镀形成的高Al含有比例X的立方晶结构的(Ti，Al)(C，N)层。
并且，本发明人等发现如下：根据通过化学蒸镀法蒸镀形成的上述立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，形成有平均粒径随着从硬质包覆层与基体的界面侧朝向硬质包覆层的表层侧逐渐增加的粒径分布，由此，与基体的界面侧的硬质包覆层显示出优异的粘附性，并且，表层侧的硬质包覆层发挥优异的耐磨性。
另外，本发明人等发现如下：当通过本发明的化学蒸镀法来蒸镀形成上述立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，层中含有微量氯，但若平均含氯量为1原子％以下，则不仅不会产生硬质包覆层的脆化且不会对硬质包覆层特性带来不良影响，而且，当具有平均含氯量随着从硬质包覆层与基体的界面朝向硬质包覆层的表层侧逐渐减少的组成倾斜结构时，硬质包覆层不仅具备润滑性，耐崩刀性也得到提高。
因此，当将具备如上硬质包覆层的包覆工具例如用于合金钢的高速断续切削等时，可以抑制崩刀、缺损、剥离等的发生，并且能够在长期使用中发挥优异的耐磨性。
本发明是基于上述研究结果而完成的，其具有以下方式。
(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意一种构成的基体的表面包覆有硬质包覆层，其中，
(a)上述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法蒸镀形成的平均层厚为1～20μm的立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物层，
(b)关于上述复合碳氮化物层，当将其平均组成表示为组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)时，
Al含有比例X及C含有比例Y分别满足0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005，其中，X、Y均为原子比，
(c)若将从上述复合碳氮化物层的基体侧的界面向上述复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置设为位置L，在包含上述位置L的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置L为中心进行组成分析，求出立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物的Al含有比例，并将其平均值设为XL，则上述Al含有比例XL为0.55≤XL≤0.70，并且，若将从上述复合碳氮化物层的表面侧的界面向上述复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置设为位置H，在包含上述位置H的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置H为中心进行组成分析，求出立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物的Al含有比例，并将其平均值设为XH，则上述Al含有比例XH为0.80≤XH≤0.95，另外，上述复合碳氮化物层中的Al含有比例具有随着从上述复合碳氮化物层的基体侧的界面朝向上述复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的组成倾斜结构，其中，XL、XH为原子比，
(d)若将包含上述位置L的与上述基体的表面平行的面内的复合碳氮化物晶粒的粒子宽度的平均值设为平均粒径DL，则上述平均粒径DL为0.1μm以下，并且，若将包含上述位置H的与上述基体的表面平行的面内的复合碳氮化物晶粒的粒子宽度的平均值设为平均粒径DH，则上述平均粒径DH为0.5～2μm，另外，立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物晶粒的平均粒径形成随着从上述复合碳氮化物层的上述基体侧的界面朝向上述复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的粒径分布。
(2)所述(1)中记载的表面包覆切削工具，其中，在上述复合碳氮化物层中含有平均含氯量为0.001～1.0原子％的氯。
(3)所述(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，若在包含上述位置L的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置L为中心进行组成分析，求出氯的含有比例，并将其平均值设为平均含氯量CL，则上述平均含氯量CL为0.02～1.0原子％，并且，若在包含上述位置H的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置H为中心进行组成分析，求出氯的含有比例，并将其平均值设为平均含氯量CH，则上述平均含氯量CH为0.001～0.01原子％，另外，上述复合碳氮化物层中的平均含氯量具有随着从上述复合碳氮化物层的基体侧的界面朝向上述复合碳氮化物层的表层侧逐渐减少的组成倾斜结构。
(4)所述(1)至(3)中的任一项中记载的表面包覆切削工具，其中，上述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意一种构成的上述工具基体与上述Ti和Al的上述复合碳氮化物层之间存在Ti化合物层，所述Ti化合物层由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一层或两层以上构成，且具有0.1～20μm的总计平均层厚。
(5)所述(1)至(4)中的任一项中记载的表面包覆切削工具，其中，上述硬质包覆层包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层。
(6)所述(1)至(5)中的任一项中记载的表面包覆切削工具，其中，在上述复合碳氮化物层上形成有上述氧化铝层。
(7)所述(5)中记载的表面包覆切削工具，其中，在上述基体上形成有上述Ti化合物层，在上述Ti化合物层上形成有上述复合碳氮化物层，在上述复合碳氮化物层上形成有上述氧化铝层，上述氧化铝层构成上述表面包覆切削工具的最外层。
(8)所述(1)至(7)中的任一项中记载的表面包覆切削工具，其中，上述复合碳氮化物层通过至少将三甲基铝作为反应气体成分而含有的化学蒸镀法来蒸镀形成。
另外，本发明中的硬质包覆层将如前述的复合碳氮化物层作为其基本构成，另外，与一直以来周知的下部层和上部层等同时使用，从而能够创造出进一步优异的特性。
本发明的包覆工具通过化学蒸镀法蒸镀形成有立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层作为复合碳氮化物层，上述复合碳氮化物层具有Al含有比例随着从复合碳氮化物层与基体的界面朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的组成倾斜结构，并且，形成有平均粒径逐渐增加的粒径分布，另外，具有平均含氯量逐渐减少的组成倾斜结构，从而具备优异的粘附性、润滑性、耐崩刀性、耐磨性，即使在用于合金钢的高速铣削切削时，也能够在长期使用中发挥优异的切削性能。
附图说明
图1表示本发明包覆工具的硬质包覆层纵截面的概略说明图。
具体实施方式
以下，对作为本发明的实施方式的包覆工具所具备的硬质包覆层进行具体说明。
Ti与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0.60，则高温硬度不足，耐磨性下降，另一方面，若X(原子比)的值超过0.90，则由于Ti含有比例的相对减少，无法维持立方晶结构，因此高温强度下降，容易发生崩刀、缺损，所以X(原子比)的值需设为0.60以上0.90以下。更优选的X的值为0.70以上0.88以下。进一步优选的X的值为0.78以上0.83以下。
另外，当通过PVD法蒸镀形成上述组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，结晶结构为六方晶，但在本发明中，通过后述的化学蒸镀法进行蒸镀形成，所以能够以维持立方晶结构的状态得到上述组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，皮膜硬度不 会下降。
并且，在上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中，C成分具有提高层的硬度的作用，而N成分具有提高层的高温强度的作用，但若C成分的含有比例Y(原子比)小于0.0005则得不到高硬度，另一方面，若Y(原子比)超过0.005，则高温强度逐渐下降，因此Y(原子比)的值规定为0.0005以上0.005以下。更优选的Y的值为0.001以上0.003以下。进一步优选的Y的值为0.0015以上0.0025以下。
并且，关于上述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，若其平均层厚小于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，则在伴随高热产生的高速铣削切削中容易引起热塑性变形，这成为偏磨的原因，因此其总计平均层厚规定为1～20μm。
在本发明中，在具有上述平均组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中，并不是将层整体设为均匀组成，而是形成复合碳氮化物层中的Al含有比例随着从复合碳氮化物层的与基体的界面侧朝向复合碳氮化物层的表层侧连续增加的组成倾斜结构。
即，将从基体表面与复合碳氮化物层的界面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的与基体的界面侧的位置设为位置L，在包含该位置L的与上述基体的表面垂直的面内，以位置L为中心进行组成分析，将立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物的Al含有比例XL(原子比)设为0.55以上0.70以下。并且，将从复合碳氮化物层的表面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的表层部的位置设为位置H，在包含该位置H的与上述基体的表面垂直的面内，以位置H为中心进行组成分析，将立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物的Al含有比例XH(原子比)设为0.80以上0.95以下。而且，构成Al含有比例随着复合碳氮化物层的与基体的界面侧朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的Al的组成倾斜结构。在该Al的组成倾斜结构中，Al含有比例不会随着从复合碳氮化物层的与基体的界面侧朝向复合碳氮化物层的表层侧减少。
通过这种组成倾斜结构，可以在复合碳氮化物层内朝向表层侧导入与其组成相应的晶格常数的差异带来的晶格应变，其结果，复合碳氮化物层的耐崩刀性得到提高。
并且，在本发明中，对于构成复合碳氮化物层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)晶粒的平均粒径，在与基体的界面侧的复合碳氮化物层中，将其平均粒径DL设为相对较小的值(DL≤0.1μm)，而在复合碳氮化物层的表层侧，将其平均粒径DH设为相对较大的值(0.5μm≤DH≤2μm)。
即，若将从基体表面与复合碳氮化物层的界面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的与基体的界面侧的位置L处与立方晶结构的Ti和Al的复合碳氮化物晶粒的基体表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒径DL，则上述平均粒径DL为0.1μm以下。并且，若将从复合碳氮化物层的表面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的表层部的位置H处与立方晶结构的Ti和Al的复合碳氮化物晶粒的基体表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒径DH，则上述平均粒径DH为0.5μm≤DH≤2μm。而且，从复合碳氮化物层与基体的界面侧朝向复合碳氮化物层的表层侧形成所谓的平均粒径逐渐增大的层厚方向粒径分布。
本发明通过形成如上层厚方向粒径分布，能够在与基体的界面侧提高复合碳氮化物层的粘附性，并且，表层侧的复合碳氮化物层具备优异的耐磨性。
并且，在本发明中，通过如后述的化学蒸镀法蒸镀形成(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，此时，层中含有作为反应气体成分的氯。
若层中含有的氯的量增加(成为超过1原子％的量)，则招致层本身的脆化，只有在0.001原子％～1原子％的范围内微量含有时，才不使层的韧性下降而能够提高润滑性。因此，优选层中含有平均含氯量为0.001原子％～1原子％的氯。
另外，当层中含有氯时，在形成平均含氯量随着从复合碳氮化物层与基体的界面侧朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐减少的组成倾斜结构的情况下，不会招致复合碳氮化物层的耐崩刀性的下降而能够提高润滑性。
具体而言，若将从基体表面与复合碳氮化物层的界面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置设为位置L，在包含该位置L的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置L为中心进行组成分析，求出氯的含有比例，并将其平均值设为平均含氯量CL，则上述平均含氯量CL设定为0.02～1.0原子％。并且，若将从复合碳氮化物层的表面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置设为位置H，在包含该位置H的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置H为中心进行组成分析，求出氯的含有比例，并将其平均值设为平均含氯量CH，则上述平均含氯量CH设定为0.001～0.01原子％。另外，形成如平均含氯量随着朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐减少的组成倾斜结构。通过这些，能够提高复合碳氮化物层的润滑性、耐崩刀性。
本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层例如能够通过下面叙述的条件的化学蒸镀法(热CVD法)蒸镀形成。
反应气体组成(容量％)：
TiCl4 0.5～2.5％、Al(CH3)3 0～5.0％
AlCl3 0～10.0％、NH3 11.0～15.0％
N2 0～5.0％、C2H4 0～1.0％
Ar0～5.0％、剩余H2
反应气氛温度：700～900℃
反应气氛压力：2～10kPa
通过上述条件的热CVD法，可以蒸镀形成平均组成满足0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005(其中，X、Y均为原子比)，且以下式表示的Ti与Al的立方晶复合碳氮化物层。
组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)
关于通过上述化学蒸镀法(热CVD法)蒸镀形成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，Al含有比例随着朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加，并且，复合碳氮化物层的位置L处的Al含有比例XL(原子比)满足0.55≤XL≤0.70且位置H处的Al含有比例XH(原子比)满足0.80≤XH≤0.95的组成倾斜结构，例如能够通过在进行蒸镀形成的同时调整(即增加)上述作为反应气体成分的三甲基铝(Al(CH3) 3)的添加量来进行蒸镀形成。
并且，对于层厚方向粒径分布，也与Al的组成倾斜结构同样地，例如能够通过在进行蒸镀形成的同时增加反应气体成分三甲基铝(Al(CH3)3)的添加量，来形成平均粒径随着从复合碳氮化物层与基体的界面侧朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增大的层厚方向粒径分布。
另外，根据上述化学蒸镀法(热CVD法)，在进行蒸镀形成的同时增加反应气体成分三甲基铝(Al(CH3)3)的添加量，因此反应气体成分AlCl3的添加量相对减少，可以形成蒸镀形成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中的平均含氯量随着朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐减少的组成倾斜结构。
因此，例如通过将反应气体成分三甲基铝(Al(CH3)3)的添加量与所希望的组成倾斜(Al、氯)一同根据所希望的X值、平均粒径、粒径分布、平均含氯量等进行调整，从而能够得到所希望的复合碳氮化物层。
并且，关于本发明的复合碳氮化物层，作为硬质包覆层，当包含由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一层或两层以上构成且具有0.1～20μm的总计平均层厚的Ti化合物层时，和/或，包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层时，也不会损害上述特性，通过与这些一直以来周知的下部层和上部层等同时使用，能够创造出进一步优异的特性。
其次，通过实施例对本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、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，进一步添加石蜡，并在丙酮中球磨混合24小时，在减压干燥之后，在98MPa的压力下冲压成型为规定形状的压坯，并将该压坯在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，在烧结之后，分别制造出具有ISO·SEEN1203AFSN中规定的刀片形状的WC基硬质合金制的基体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，并利用球磨机湿式混合24小时，在干燥之后，在98MPa的压力下冲压成型为压坯，并将该压坯在1.3kPa的氮气氛中以温度：1540℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结之后，制作出具有ISO标准·SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的基体a～d。
[表1]
[表2]
其次，在这些工具基体A～D及工具基体a～d的表面，使用通常的化学蒸镀装置在表3及表4所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表6及表7所示的本发明包覆工具1～15。
另外，对于本发明包覆工具6～13在表3所示的形成条件下形成下部层和/或上部层。
并且，以比较为目的，同样地在工具基体A～D及工具基体a～d的表面，使用通常的化学蒸镀装置在表3及表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)，从而制造出表6及表8所示的比较例包覆工具1～8。
另外，与本发明包覆工具6～13同样地，对于比较包覆工具6～13在表3所示的形成条件下形成下部层和/或上部层。
为了参考，在工具基体D及工具基体c的表面，使用以往的物理蒸镀装置通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)，从而制造出表6及表8所示的参考例包覆工具14、15。
另外，电弧离子镀的条件如下。
(a)在丙酮中对上述工具基体A及a进行超声波清洗，以干燥的状态，在从电弧离子镀装置内的转台上的中心轴沿半径方向隔开规定距离的位置上沿着外周部进行安装，并且，配置规定组成的Al-Ti合金作为阴极电极(蒸发源)，
(b)首先，对装置内进行排气而保持10-2Pa以下的真空，同时利用加热器将装置内加热至500℃之后，对在所述转台上自转的同时旋转的工具基体施加-1000V的直流偏置电压，并且，使200A的电流流过由Al-Ti合金构成的阴极电极与阳极电极之间而产生电弧放电，使得在装置内产生Al及Ti离子，由此对工具基体表面进行轰击清洗，
(c)其次，在装置内导入作为反应气体的氮气而设为4Pa的反应气氛，并且对在所述转台上自转的同时旋转的工具基体施加-50V的直流偏置电压，并且，使120A的电流流过上述由Al-Ti合金构成的阴极电极(蒸发源)与阳极电极之间而产生电弧放电，并在所述工具基体的表面包覆形成由表8所示的目标平均组成、目标平均层厚的(Al，Ti)N层构成的包覆层，从而制造出参考例包覆工具14、15。
接着，针对上述本发明包覆工具1～15的硬质包覆层，对硬质包覆层各层的平均层厚、复合碳氮化物层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均粒径DL、平均粒径DH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH进行测定。
另外，具体测定如下。
首先，根据需要，通过研磨等得到复合碳氮化物层表面。当复合碳氮化物层为包覆工具的最外层时，无需进行该研磨等处理，就直接对复合碳氮化物层的表面进行分析。
使用荧光X射线分析装置，对复合碳氮化物层表面照射光斑直径为100μm的X射线，并由所得到的特性X射线的分析结果求出平均Al含有比例X、平均C含有比例Y及平均含氯量。
接着，使用金刚石研磨盘制作相对于基体表面垂直的截面，并使用电子射线显微分析装置，将从复合碳氮化物层与基体的界面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置L作为光斑的中心，照射光斑直径为0.2μm的电子射线。即，以位置L为中心从复合碳氮化物层与基体的界面向复合碳氮化物层的内部进入0.2μm的位置至向复合碳氮化物层的内部进入0.4μm的位置为止照射电子射线，由所得到的特性X射线的分析结果的10个点平均值求出Al的含有比例XL及平均含氯量CL。另外，“为中心进行组成分析”是指将上述位置为中心照射上述光斑直径为0.2μm的电子射线，获得所得到的特性X射线的分析结果的10个点平均值。并且，在位置L处沿与基体表面平行地划出宽度为50μm的线条LL，用线条LL所横穿的晶粒数除以线条LL的宽度，从而求出位置L处的平均粒径DL。将从复合碳氮化物层的表面向复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置H作为光斑的中心，照射光斑直径为0.2μm的电子射线。即，以位置H为中心从复合碳氮化物层的表面向复合碳氮化物层的内部进入0.2μm的位置至向复合碳氮化物层的内部进入0.4μm的位置为止照射电子射线，并由所得到的特性X射线的分析结果的10个点平均值求出Al的含有比例XH及平均含氯量CH，并且，在位置H处沿与基体表面水平的方向划出宽度为50μm的线条LH，用线条LH所横穿的晶粒数除以线条LH的宽度，从而求出位置H处的平均粒径DH。并且，将位置L与位置H之间以0.2μm以上1.0μm以下的间隔等间隔分割，以分割的点为光斑的中心照射电子射线，并由所得到的特性X射线的分析结果的10个点平均值求出Al的含有比例和平均含氯量，从而确认到复合碳氮化物层中的Al含有比例及平均含氯量随着从复合碳氮化物层的基体侧的界面朝向复合碳氮化物层的表层侧具有倾斜结构。并且，将位置L与位置H之间以0.2μm以上1.0μm以下的间隔等间隔分割，并在分割的点处沿与基体表面水平的方向划出宽度为50μm的线条，用线条所横穿的晶粒数除以线条的宽度来求出平均粒径，从而确认到形成有随着从复合碳氮化物层的基体侧的界面朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的粒径分布。
并且，对于硬质包覆层各层的平均层厚，使用扫描型电子显微镜进行截面测定，对构成硬质包覆层的各层分别测定5处的层厚并求出平均值，将该平均值设为硬质包覆层的平均层厚。
另外，对于复合碳氮化物层的结晶结构，当使用X射线衍射装置以Cu-Kα射线为射线源进行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表示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°)是否出现衍射峰来进行调查。
接着，对于比较例包覆工具1～13及参考例包覆工具14、15，也分别与本发明包覆工具1～15同样地对硬质包覆层各层的平均层厚、复合碳氮化物层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均粒径DL、平均粒径DH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH进行测定。
并且，对于复合碳氮化物层的结晶结构，也与本发明包覆工具1～15同样地进行调查。
在表8中示出其结果。
[表4]
(注)“成膜开始之后不久”和“成膜将要结束之前”的反应气体组成不同是因为进行成膜的同时增加Al(CH3)3成分的添加量。
[表6]
[表7]
[表8]
(注1)“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。
(注2)栏中的※符号表示在本发明范围外。
其次，以均将上述各种包覆工具通过固定夹具夹紧于刀具直径为125mm的工具钢制刀具顶端部的状态，对于本发明包覆工具1～15、比较例包覆工具1～13及参考例包覆工具14、15实施以下所示的作为合金钢的高速断续切削的一种的干式高速正面铣削、中心切割式切削加工试验，并测定切削刃的后刀面磨损宽度。
工件：JIS·SCM440宽度97mm、长度400mm的块材
转速：890min-1
切削速度：350m/min
切削深度：1mm
单刃进给量：0.1mm/刃
切削时间：10分钟
在表9中示出上述切削试验的结果。
[表9]
比较例包覆工具、参考例包覆工具栏的*符号表示因发生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。
实施例2
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、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末及Co粉末，将这些原料粉末配合成表10所示的配合组成，进一步添加石蜡，并在丙酮中球磨混合24小时，在减压干燥之后，在98MPa的压力下冲压成型为规定形状的压坯，并将该压坯在5Pa的真空中，在以1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下进行真空烧结，在烧结之后，对切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工，从而分别制造出具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体α～ε。
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11所示的配合组成，并利用球磨机湿式混合24小时，在干燥之后，在98MPa的压力下冲压成型为压坯，并将该压坯在1.3kPa的氮气氛中，在以温度：1540℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结之后，对切削刃部分实施R：0.09mm的刃口修磨加工，从而形成具有ISO标准·CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的工具基体ζ～κ。
其次，在这些工具基体α～ε及工具基体ζ～κ的表面，使用通常的化学蒸镀装置在表3及表4所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表12、表13所示的本发明包覆工具16～30。
另外，对于本发明包覆工具19～28在表3所示的形成条件下形成下部层和/或上部层。
并且，以比较为目的，同样地在工具基体α～ε及工具基体ζ～κ的表面，使用通常的化学蒸镀装置在表3及表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)，从而制造出表12、表14所示的比较例包覆工具16～28。
另外，与本发明包覆工具19～28同样地，对比较包覆工具19～28在表3所示的形成条件下形成下部层和/或上部层。
为了参考，在工具基体β及工具基体θ的表面，使用以往的物理蒸镀装置通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表12、表14所示的参考例包覆工具29、30。
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14所示的目标平均组成、目标平均层厚的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而分别制造出参考例包覆工具29、30。
接着，对于上述本发明包覆工具16～30的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法，对硬质包覆层各层的平均层厚、复合碳氮化物层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均粒径DL、平均粒径DH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH进行测定。
在表13中示出其结果。
接着，对于比较例包覆工具16～28及参考例包覆工具29、30，也与本发明包覆工具16～30同样地对硬质包覆层各层的平均层厚、复合碳氮化物层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均粒径DL、平均粒 径DH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH进行测定。
在表14中示出其结果。
[表10]
[表11]
[表12]
其次，以均将所述各种包覆工具通过固定夹具紧固于工具钢制车刀顶端部的状态，对本发明包覆工具16～30、比较包覆工具16～28及参考包覆工具29、30实施以下所示的碳钢的干式高速断续切削试验、铸铁的湿式高速断续切削试验，并且均测定切削刃的后刀面磨损宽度。
切削条件2：
工件：JIS·SCM435的长度方向上等间隔形成有四条纵槽的圆棒
切削速度：350m/min
切削深度：1.2mm
进给量：0.2mm/rev
切削时间：5分钟
(通常的切削速度为220m/min)
切削条件3：
工件：JIS·FCD450的长度方向上等间隔形成有四条纵槽的圆棒
切削速度：340m/min
切削深度：1.0mm
进给量：0.2mm/rev
切削时间：5分钟
(通常的切削速度为200m/min)
在表15中示出所述切削试验的结果。
[表15]
比较例包覆工具、参考例包覆工具栏的*符号表示因发生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)。
实施例3
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16所示的配合组成，并利用球磨机湿式混合80小时，在干燥之后，在120MPa的压力下冲压成型为直径：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℃范围内的规定温度保持60分钟的条件下进行烧结来作为切削刃片用预烧结体，将该预烧结体以与另外准备的具有Co：8质量％、WC：剩余的组成及直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金制支承片重合的状态，装入通常的超高压烧结装置中，在通常条件即压力：4GPa、温度：1200～1400℃范围内的规定温度下保持时间：0.8小时的条件下进行超高压烧结，在烧结之后，使用金刚石砂轮研磨上下表面，通过电火花线切割加工装置分割为规定尺寸，另外，对具有Co：5质量％、TaC：5质量％、WC：剩余的组成 及ISO标准CNGA120412的形状(厚度：4.76mm×内切圆直径：12.7mm的80°棱形)的WC基硬质合金制刀片主体的钎焊部(角部)，使用以体积％计具有Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：剩余的组成的Ti-Zr-Cu合金的钎料进行钎焊，并将外周加工成规定尺寸之后，对切削刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，进一步实施精磨，从而分别制造出具有ISO标准CNGA120412的刀片形状的工具基体B1～B4。
[表16]
其次，在这些工具基体B1～B4的表面，使用通常的化学蒸镀装置在表3及表4所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表17及表18所示的本发明包覆工具31～40。
另外，对于本发明包覆工具34～38在表3所示的形成条件下形成下部层和/或上部层。
并且，以比较为目的，同样地在工具基体B1～B4的表面，使用通常的化学蒸镀装置在表4所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)，从而制造出表17及表19所示的比较例包覆工具31～38。
另外，与本发明包覆工具34～38同样地，对比较包覆工具34～38在表3所示的形成条件下形成下部层和/或上部层。
为了参考，在工具基体B1及B2的表面，使用以往的物理蒸镀装置通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)，从而制造出表17及表19所示的参考例包覆工具39、40。
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19所示的目标平均组成、目标平均层厚的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出参考例包覆工具39、40。
接着，对于上述本发明包覆工具31～40的硬质包覆层，使用与实施例1所示 的方法相同的方法，对硬质包覆层各层的平均层厚、复合碳氮化物层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均粒径DL、平均粒径DH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH、复合碳氮化物层的结晶结构，使用与实施例1所示的方法相同的方法进行测定。
在表18中示出其结果。
接着，对于比较例包覆工具31～38及参考例包覆工具39、40，也分别与本发明包覆工具31～40同样地，对硬质包覆层各层的平均层厚、复合碳氮化物层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、Al的含有比例XL、XH、平均粒径DL、平均粒径DH、平均含氯量、平均含氯量CL、平均含氯量CH、复合碳氮化物层的结晶结构进行测定。
在表19中示出其结果。
[表17]
其次，以均将上述各种包覆工具通过固定夹具紧固于工具钢制车刀顶端部的状态，对本发明包覆工具31～40、比较例包覆工具31～38及参考例包覆工具39、40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，并测定切削刃的后刀面磨损宽度。
工件：JIS·SCM415(硬度：HRC62)的长度方向上等间隔形成有四条纵槽的圆棒
切削速度：200m/min
切削深度：0.15mm
进给量：0.15mm/rev
切削时间：5分钟
在表20示出上述切削试验的结果。
[表20]
比较例包覆工具、参考例包覆工具栏的*符号表示因发生崩刀而达到寿命为止的切削时间(分钟)
由表6～9、表12～15及表17～20所示的结果明确可知如下：本发明包覆工具1～40蒸镀形成有立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，上述复合碳氮化物层具有Al含有比例随着从复合碳氮化物层与基体的界面朝向复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的组成倾斜结构，并且，形成有平均粒径逐渐增加的粒径分布，另外，具有平均含氯量逐渐减少的组成倾斜结构，从而在合金钢的高速铣削切削加工或外径高速断续切削加工中发挥优异的粘附性、润滑性、耐崩刀性、耐磨性。
相对于此，比较例包覆工具1～13、16～28、31～38及参考例包覆工具14、15、29、30、39、40均在复合碳氮化物层上发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，而且在较短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用于合金钢的高速铣削切削加工等高速断续切削加工，而且还能够用作各种工件的包覆工具，而且在长期使用中发挥优异的耐磨性，因此能够十分满意地应对切削装置的高性能化、切削加工的节省劳力化及节能化以及低成本化。

Claims (12)

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意一种构成的基体的表面包覆有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)上述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法蒸镀形成的平均层厚为1～20μm的立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物层，
(b)关于上述复合碳氮化物层，当将其平均组成表示为组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)时，
Al含有比例X及C含有比例Y分别满足0.60≤X≤0.90、0.0005≤Y≤0.005，其中，X、Y均为原子比，
(c)若将从上述复合碳氮化物层的基体侧的界面向上述复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置设为位置L，在包含上述位置L的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置L为中心进行组成分析，求出立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物的Al含有比例，并将其平均值设为XL，则上述Al含有比例XL为0.55≤XL≤0.70，并且，若将从上述复合碳氮化物层的表面侧的界面向上述复合碳氮化物层的内部进入0.3μm的位置设为位置H，在包含上述位置H的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置H为中心进行组成分析，求出立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物的Al含有比例，并将其平均值设为XH，则上述Al含有比例XH为0.80≤XH≤0.95，另外，上述复合碳氮化物层中的Al含有比例具有随着从上述复合碳氮化物层的基体侧的界面朝向上述复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的组成倾斜结构，其中，XL、XH为原子比，
(d)若将包含上述位置L的与上述基体的表面平行的面内的复合碳氮化物晶粒的粒子宽度的平均值设为平均粒径DL，则上述平均粒径DL为0.1μm以下，并且，若将包含上述位置H的与上述基体的表面平行的面内的复合碳氮化物晶粒的粒子宽度的平均值设为平均粒径DH，则上述平均粒径DH为0.5～2μm，另外，立方晶结构的Ti与Al的复合碳氮化物晶粒的平均粒径形成随着从上述复合碳氮化物层的上述基体侧的界面朝向上述复合碳氮化物层的表层侧逐渐增加的粒径分布。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在上述复合碳氮化物层中含有平均含氯量为0.001～1.0原子％的氯。
3.根据权利要求2所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
若在包含上述位置L的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置L为中心进行组成分析，求出氯的含有比例，并将其平均值设为平均含氯量CL，则上述平均含氯量CL为0.02～1.0原子％，并且，若在包含上述位置H的与上述基体的表面垂直的面内，以上述位置H为中心进行组成分析，求出氯的含有比例，并将其平均值设为平均含氯量CH，则上述平均含氯量CH为0.001～0.01原子％，另外，上述复合碳氮化物层中的平均含氯量具有随着从上述复合碳氮化物层的基体侧的界面朝向上述复合碳氮化物层的表层侧逐渐减少的组成倾斜结构。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
上述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意一种构成的上述基体与上述Ti和Al的复合碳氮化物层之间存在Ti化合物层，所述Ti化合物层由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一层或两层以上构成，且具有0.1～20μm的总计平均层厚。
5.根据权利要求1至3中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
上述硬质包覆层包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层。
6.根据权利要求4所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
上述硬质包覆层包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层。
7.根据权利要求5所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在上述复合碳氮化物层上形成有上述氧化铝层。
8.根据权利要求6所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在上述复合碳氮化物层上形成有上述氧化铝层。
9.根据权利要求5所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在上述基体上形成有Ti化合物层，在上述Ti化合物层上形成有上述复合碳氮化物层，在上述复合碳氮化物层上形成有上述氧化铝层，上述氧化铝层构成上述表面包覆切削工具的最外层。
10.根据权利要求6所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在上述基体上形成有上述Ti化合物层，在上述Ti化合物层上形成有上述复合碳氮化物层，在上述复合碳氮化物层上形成有上述氧化铝层，上述氧化铝层构成上述表面包覆切削工具的最外层。
11.根据权利要求1至3中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
上述复合碳氮化物层通过至少将三甲基铝作为反应气体成分而含有的化学蒸镀法来蒸镀形成。
12.根据权利要求4所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
上述复合碳氮化物层通过至少将三甲基铝作为反应气体成分而含有的化学蒸镀法来蒸镀形成。
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