CN104582881A - 表面包覆切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种包覆工具，其硬质包覆层具备优异的韧性及热屏蔽效果，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐缺损性。本包覆工具所具有的硬质包覆层具有总计平均层厚为1～10μm的交替层叠结构，该交替层叠结构由化学蒸镀的以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的区域A层和区域B层构成。区域A层满足0.70≤x≤0.80、0.0005≤y≤0.005，平均粒子宽度W为0.1μm以下，且平均粒子长度L为0.1μm以下。区域B层满足0.85≤x≤0.95、0.0005≤y≤0.005，平均粒子宽度W为0.1～2.0μm以下，且平均粒子长度L为0.5～5.0μm。交替层叠结构的最上层为区域A层。

Description

表面包覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种在伴随合金钢等的高热发生并且冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，通过硬质包覆层具备优异的耐崩刀性，从而在长期使用中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)。
本申请基于2012年8月28日在日本申请的日本专利申请2012-187543号、及2013年8月27日申请的日本专利申请2013-175238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：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，通过物理蒸镀法包覆形成Ti-Al系的复合氮化物层来作为硬质包覆层，并且已知它们发挥优异的耐磨性。
但是，上述以往的包覆形成有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磨损，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中提出有如下内容：当在基体的表面通过物理蒸镀法蒸镀形成由Ti和Al的复合氮化物构成的硬质包覆层，所述复合氮化物中，以组成式：(Ti1-XAlX)N表示时，满足0.35≤X≤0.60(其中，X为原子比)，并且，将硬质包覆层构成为由上述(Ti，Al)N层的粒状晶组织构成的薄层A和由柱状晶组织构成的薄层B的交替层叠结构，薄层A及薄层B分别具有0.05～2μm的层厚，另外，所述粒状晶的晶体粒径为30nm以下且所述柱状晶的晶体粒径为50～500nm，由此在高硬度钢的高速断续切削加工中，硬质包覆层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，切削性能有待进一步提高。
由这种观点还提出通过化学蒸镀法形成硬质包覆层，从而将Al的含有比例X提高至0.9左右的技术。
例如，专利文献2中记载有如下内容：在TiCl4、AlCl3、NH3的混合反应气体中，在650～900℃的温度范围中进行化学蒸镀，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，因此未公开通过形成将X的值提高至0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层，对切削性能有何影响。
并且，例如专利文献3中提出有如下内容：将TiCN层、Al2O3层作为内层，在其上通过化学蒸镀法包覆包含立方晶结构或六方晶结构的立方晶结构的(Ti1-XAlX)N层(其中，X为0.65～0.9)来作为外层，并且通过对该外层赋予100～1100MPa的压缩应力来改善包覆工具的耐热性和疲劳强度。
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：日本专利公表2011-513594号公报(A)
近年来，对切削加工中的节省劳力化及节能化的要求强烈，随之，切削加工有进一步高速化、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中记载的包覆工具中，通过物理蒸镀法蒸镀形成由(Ti1-XAlX)N层构成的硬质包覆层，无法提高硬质包覆层中的Al含量X，因此当例如供合金钢的高速断续切削时，不能说耐磨性、耐崩刀性充分。
另一方面，关于通过上述专利文献2中记载的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，但与基体的粘附强度不充分，并且韧性较差。
另外，上述专利文献3中记载的包覆工具虽然具有规定硬度且耐磨性优异，但韧性较差，因此当供合金钢的高速断续切削加工等时，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合金钢的高速断续切削等时，也具备优异的韧性，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性的包覆工具。
因此，本发明人等从上述观点出发，为了改善通过化学蒸镀来蒸镀形成有由Ti和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、耐磨性而重复进行深入研究，结果得到如下见解。
如以往，在表面包覆切削工具包含至少1层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层且具有规定总计平均层厚的硬质包覆层中，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层沿与基体垂直的方向呈柱状形成时，该表面包覆切削工具具有较高的耐磨性。另一方面，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的晶体组织的各向异性越高，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的韧性越下降。其结果，该表面包覆切削工具的耐崩刀性、耐缺损性下降，无法在长期使用中发挥充分的耐磨性。并且，工具寿命也不能令人满意。
因此，本发明人等对构成硬质包覆层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层进行了深入研究。并且，发现通过缓和(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的晶体组织的各向异性来提高韧性，能够提高硬质包覆层的耐崩刀性、耐缺损性的新见解。
具体而言，构成硬质包覆层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层通过交替层叠主要由微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域A层和主要由柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域B层而构成，从而能够得到以下所示的效果。通过具有上述结构，由显示出优异的韧性的微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域A层和由显示出优异的耐磨性的柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域B层所构成的交替层叠结构宛如以兼具各自的特性的1个层的形式发挥作用。因此，在具有上述特征的硬质包覆层中，与以往的硬质包覆层相比，可以缓和(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的晶体组织的各向异性。其结果，该硬质包覆层的耐崩刀性、耐缺损性得到提高，且长期发挥优异的耐磨性。
而且，如上所述的结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层例如能够通过含有三甲基铝(Al(CH3)3)作为反应气体成分的以下的化学蒸镀法成膜。
(a)在工具基体表面，将反应气体组成(容量％)设为TiCl4：1.0～2.0％、Al(CH3)3：1.0～2.0％、AlCl3：3.0～5.0％、NH3：3～6％、N2：6～10％、C2H4：0～1.0％、H2：剩余并设为反应气氛压力：2～5kPa、反应气氛温度：700～900℃来进行规定时间的热CVD法，从而进行规定目标层厚的柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的成膜(区域B层)。
(b)其后，停止进行所述(a)的成膜工序，将反应气体组成(容量％)设为TiCl4：3.0～4.0％、Al(CH3)3：3.0～5.0％、AlCl3：1.0～2.0％、NH3：7～10％、N2：6～10％、C2H4：0～1％、H2：剩余并设为反应气氛压力：2～5kPa、反应气氛温度：700～900℃来进行规定时间的热CVD法，从而进行规定目标层厚的微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的成膜(区域A层)。
(c)其后，重复进行规定次数的所述(a)、(b)的工序，从而能够形成由柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层和微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的交替层叠结构构成的硬质包覆层。
(d)微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的刀尖韧性比柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层优异，因此从提高耐崩刀性的观点考虑，优选将交替层叠结构的最上层设为微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层即区域A层。
当在粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中Al在Al和Ti的总量中所占的含有比例x为0.7≤x≤0.8，且在柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中Al在Al和Ti的总量中所占的含有比例x为0.85≤x≤0.95时，耐缺损性、耐崩刀性尤其得到提高。具有上述特征的表面包覆切削工具即使在断续的冲击性负荷作用于切削刃的钢或铸铁的高速断续切削加工中使用时，硬质包覆层也在长期使用中发挥优异的切削性能。
本发明是基于上述见解而完成的，其具有以下所示的形态。
(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工具基体的表面设有硬质包覆层，其中，所述硬质包覆层至少具有通过化学蒸镀法成膜的Ti和Al的复合碳氮化物层，所述复合碳氮化物层具有总计平均层厚为1～10μm的交替层叠结构，所述交替层叠结构由以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的区域A层和区域B层构成，所述区域A层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.70≤x≤0.80、0.0005≤y≤0.005，并且，若将与所述工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与所述工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则所述平均粒子宽度W为0.1μm以下，平均粒子长度L为0.1μm以下，所述区域B层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.85≤x≤0.95、0.0005≤y≤0.005，并且，若将与所述工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与所述工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则所述平均粒子宽度W为0.1～2.0μm，平均粒子长度L为0.5～5.0μm，在所述交替层叠结构中，区域A层和区域B层交替地至少分别存在1层以上，最上层为所述区域A层。
(2)上述(1)中记载的表面包覆切削工具，其中，关于所述区域A层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti和Al的复合碳氮化物层的纵截面方向分析各个晶粒的晶体取向时，存在观测到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和观测到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相，立方晶相所占的面积相对于立方晶相和六方晶相所占的总计面积的比例为50％以上，关于所述区域B层，六方晶相所占的面积相对于所述立方晶相和六方晶相所占的总计面积的比例为50％以上。
(3)上述(1)或(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，关于所述复合碳氮化物层，从X射线衍射求出立方晶粒的晶格常数a，所述立方晶粒的晶格常数a相对于立方晶TiN的晶格常数aTiN和立方晶AlN的晶格常数aAlN满足0.05aTiN+0.95aAlN≤a≤0.4aTiN+0.6aAlN的关系。
(4)上述(1)至(3)中任一项中记载的表面包覆切削工具，其中，所述硬质包覆层通过至少含有三甲基铝作为反应气体成分的化学蒸镀法成膜。
(5)所述(1)或(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，在所述Ti和Al的复合碳氮化物层上，形成有由选自Al2O3层、TiN层、TiCN层及TiCNO层中的一层或两层以上构成的最外层作为所述表面包覆切削工具的最外侧的层。
(6)所述(1)或(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，在所述工具基体的表面与最靠近所述工具基体的所述区域B层之间形成有由TiN层或TiCN层构成的中间层。
(7)所述(5)中记载的表面包覆切削工具，其中，在所述工具基体的表面与最靠近所述工具基体的所述区域B层之间形成有由TiN层或TiCN层构成的中间层。
(8)所述(1)或(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，所述复合碳氮化物层的总计平均层厚在所述硬质包覆层的平均层厚中所占的比例为60％以上100％以下。
(9)所述(1)或(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，最远离所述工具基体的所述区域A层为所述表面包覆切削工具的最外侧的层，最靠近所述工具基体的所述区域B层的下表面直接接触所述工具基体的表面。
(10)所述(1)或(2)中记载的表面包覆切削工具，其中，所述区域A层的总计平均层厚与所述区域B层的总计平均层厚的比率在1:9至9:1的范围。
作为本发明的一种形态的表面包覆切削工具(以下称为本申请发明的表面包覆切削工具)为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工具基体的表面设有硬质包覆层的表面包覆切削工具。在该表面包覆切削工具中，所述硬质包覆层具有平均总计层厚为1～10μm的交替层叠结构，所述交替层叠结构由化学蒸镀的以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的区域A层和区域B层构成。所述区域A层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.70≤x≤0.80、0.0005≤y≤0.005。若将与所述工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则所述平均粒子宽度W为0.1μm以下，平均粒子长度L为0.1μm以下。所述区域B层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.85≤x≤0.95、0.0005≤y≤0.005。若将与所述工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则所述平均粒子宽度W为0.1～2.0μm，平均粒子长度L为0.5～5.0μm。所述交替层叠结构的最上层为所述区域A层。通过具有以上结构，在本申请发明的表面包覆切削工具中，由显示出优异的韧性及热屏蔽效果的微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域A层和由显示出优异的耐磨性、导热率的柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域B层所构成的交替层叠结构宛如以兼具各自的特性的1个层的形式发挥作用。其结果，在具有以上结构的硬质包覆层中，可以发挥提高耐崩刀性、耐缺损性的效果。并且，与以往的硬质包覆层相比，该硬质包覆层在长期使用中发挥优异的切削性能，从而可以实现包覆工具的长寿命化。
附图说明
图1是示意地表示作为本申请发明的一实施方式的表面包覆切削工具所具有的硬质包覆层的截面的膜结构示意图。
图2是示意地表示作为本申请发明的另一实施方式的表面包覆切削工具所具有的硬质包覆层的截面的膜结构示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
图1是示意地表示作为本申请发明的一实施方式的表面包覆切削工具所具有的硬质包覆层(以下，有时称为本申请发明的硬质包覆层)的截面的膜结构示意图。
硬质包覆层2形成于工具基体1上。硬质包覆层2中包含由区域A层4及区域B层5构成的复合碳氮化物层((Ti1-xAlx)(CyN1-y))3。复合碳氮化物层3具有区域A层4及区域B层5的交替层叠结构。在图1所示的实施方式中，硬质包覆层2仅由两组的区域A层4及区域B层5形成。在本实施方式中，在工具基体上直接形成有区域B层，且形成区域A层来作为最外层。区域A层4由微粒粒状组织构成，区域B层5由柱状组织构成。
图2是示意地表示作为本申请发明的另一实施方式的表面包覆切削工具所具有的硬质包覆层的截面的膜结构示意图。
在本实施方式中，硬质包覆层2也形成于工具基体1上。硬质包覆层2中包含由区域A层4及区域B层5构成的复合碳氮化物层((Ti1-xAlx)(CyN1-y))3。复合碳氮化物层3具有区域A层4及区域B层5的交替层叠结构。在图2所示的实施方式中，硬质包覆层2中除了复合碳氮化物层3以外，还包含最外层6及中间层7。
最外层6形成于最远离工具基体1的区域A层4上来作为表面包覆切削工具的最外侧的层，从而形成包覆切削工具的最外层。最外层6的优选的层厚度为1～5μm。
中间层7形成于工具基体1与最靠近工具基体1的区域B层5之间。中间层7的下表面直接接触工具基体1的表面。中间层7的上表面直接接触最靠近工具基体1的区域B层5的下表面。中间层7的优选的层厚度为1～5μm。
复合碳氮化物层3的平均层厚在硬质包覆层2的平均层厚中所占的比例优选为60％以上100％以下。
作为最外层6，优选选自Al2O3层、TiN层、TiCN层及TiCNO层中的一层或两层以上。通过具备最外层6，硬质包覆层2的耐月牙洼磨损性、耐后刀面磨损性及热遮蔽性等得到进一步提高。
作为中间层7，优选TiN层、TiCN层等。通过具备中间层7，硬质包覆层2的耐后刀面磨损性、耐剥离性及耐崩刀性等得到进一步提高。
最外层6及中间层7也可以分别单独形成于本申请发明的表面包覆切削工具上。
与图1所示的实施方式相同，在图2所示的实施方式中，区域A层4也由微粒粒状组织构成，区域B层5也由柱状组织构成。
复合碳氮化物层的平均层厚：
本申请发明的表面包覆切削工具所包含的硬质包覆层具有交替层叠结构，所述交替层叠结构由化学蒸镀的以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的区域A层和区域B层构成。构成交替层叠结构的Ti和Al的复合碳氮化物层的硬度较高，且具有优异的耐磨性，尤其当总计平均层厚为1～10μm时，可以显著发挥其效果。其原因在于，当总计平均层厚小于1μm时，由于层厚较薄，因此无法在长期使用中充分地确保耐磨性，另一方面，若该总计平均层厚超过10μm，则Ti和Al的复合碳氮化物层的晶粒容易粗大化，从而容易发生崩刀。因此，将复合碳氮化物层的总计平均层厚定为1～10μm。
构成交替层叠结构的区域A层：
区域A层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.70≤x≤0.80、0.0005≤y≤0.005。当满足该组成时，晶粒的韧性变得更高。另外，若将与工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则平均粒子宽度W成为0.1μm以下，平均粒子长度L成为0.1μm以下。当满足该条件时，构成区域A层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层成为微粒粒状组织，显示出优异的韧性。另一方面，当组成脱离所述范围时，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层不会成为满足平均粒子宽度W为0.1μm以下、平均粒子长度L为0.1μm以下的微粒粒状组织，从而无法发挥所期待的韧性。
构成交替层叠结构的区域B层：
区域B层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y(其中，x、y均为原子比)分别满足0.85≤x≤0.95、0.0005≤y≤0.005。当满足该组成时，晶粒显示出更高的硬度。另外，若将与工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则平均粒子宽度W成为0.1～2.0μm，平均粒子长度L成为0.5～5.0μm。当满足该条件时，构成区域B层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层成为柱状组织，显示出优异的耐磨性。另一方面，当组成脱离所述范围时，(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层不会成为满足平均粒子宽度W为0.1～2.0μm、平均粒子长度L为0.5～5.0μm的柱状组织，从而无法发挥所期待的耐磨性。
另外，通过由区域A层和区域B层构成交替层叠结构，由显示出优异的韧性的微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域A层和由显示出优异的耐磨性的柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域B层所构成的交替层叠结构宛如以兼具各自的特性的1个层的形式发挥作用。因此，与以往的由单层构成的硬质包覆层相比，具有上述特征的硬质包覆层长期维持优异的切削性能。在此，本发明中的交替层叠结构是指区域A层和区域B层沿膜厚方向交替地至少分别存在1层以上。关于该交替层叠结构中所包含的区域A层和区域B层的层叠次数，当将相邻的区域A层和区域B层设为1组时存在1组以上即可。若考虑硬质包覆层的形成所需的劳力和时间及成本、以及所得到的效果，则优选的区域A层和区域B层的层叠次数为2至8次(1至4组)。
关于复合碳氮化物层3的平均层厚在硬质包覆层2的平均层厚中所占的比例，虽然根据表面包覆切削工具的用途而最佳的构成会不同，但优选设为60％以上100％以下。当为60％以上时，对表面包覆切削工具的广泛的用途，具备优异的韧性，能够在长期使用中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性。
复合碳氮化物层3中所包含的区域A层的总计膜厚与复合碳氮化物层3中所包含的区域B层的总计膜厚之比(区域A层总计膜厚:区域B层总计膜厚)优选在1:9～9:1的范围内。若区域A层总计膜厚与区域B层总计膜厚之比在1:9～9:1的范围内，则能够根据表面包覆切削工具的用途，并考虑所要求的硬度和粘度来适当地进行选择。硬度优先时，在上述范围内提高区域B层的比率即可。粘度优先时，在上述范围内降低区域A层的比率即可。
并且，微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的刀尖韧性比柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层优异，因此从提高耐崩刀性的观点考虑，优选将交替层叠结构的最上层设为微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层即区域A层。
区域A层及区域B层中所含的微量C：
在构成区域A层及区域B层的Ti和Al的复合碳氮化物层中，将C在C和N的总量中所占的含有比例设为y时(原子比)，存在以0.0005≤y≤0.005的范围表示的微量的C。如此，通过区域A层及区域B层含有微量的C，区域A层及区域B层的粘附性得到提高，且润滑性得到提高，从而缓和切削时的冲击。其结果，交替层叠结构的硬质包覆层的耐缺损性及耐崩刀性得到提高。
区域A层的立方晶相所占的面积比例：
另外，关于区域A层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti和Al的复合碳氮化物层的纵截面方向分析各个晶粒的晶体取向时，更优选存在观测到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和观测到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相，立方晶相所占的面积相对于立方晶相和六方晶相所占的总计面积的比例为50％以上。通过区域A层的立方晶相所占的面积的比例为50％以上，区域A层的硬度得到提高，不仅韧性优异，而且耐磨性也得到提高。
区域B层的六方晶相所占的面积的比例：
另外，关于区域B层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti和Al的复合碳氮化物层的纵截面方向分析各个晶粒的晶体取向时，更优选存在观测到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和观测到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相，六方晶相所占的面积相对于立方晶相和六方晶相所占的总计面积的比例为50％以上。通过区域B层的六方晶相所占的面积的比例为50％以上，区域B层的热稳定性得到提高，不仅耐磨性优异，而且塑性变形性也得到提高。
复合碳氮化物层内的立方晶粒的晶格常数a：
关于所述复合碳氮化物层，使用X射线衍射装置并将Cu-Kα射线作为射线源来实施X射线衍射试验，求出立方晶粒的晶格常数a时，所述立方晶粒的晶格常数a相对于立方晶TiN(JCPDS00-038-1420)的晶格常数aTiN：和立方晶AlN(JCPDS00-046-1200)的晶格常数aAlN：满足0.05aTiN+0.95aAlN≤a≤0.4aTiN+0.6aAlN的关系时，显示出更高的硬度，且显示出较高的导热性，从而不仅耐磨性优异，还具备优异的耐热冲击性。
接着，通过实施例，对本发明的包覆工具进行具体说明。
实施例1
按以下顺序制造WC基硬质合金制的工具基体A～D。首先，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。接着，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。接着，减压干燥之后，在98MPa的压力下冲压成型为规定形状的压坯。接着，将该压坯在5Pa的真空中，在以1370～1470℃的范围内的规定温度保持1小时的条件下进行真空烧结。最后，烧结之后，分别制造出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体A～D。
并且，按以下顺序制作TiCN基金属陶瓷制的工具基体a～d。首先，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。接着，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。接着，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。最后，烧结之后制作出具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的工具基体a～d。
接着，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，
(a)在表3所示的形成条件F～J，即将反应气体组成(容量％)设为TiCl4：1.0～2.0％、Al(CH3)3：1.0～2.0％、AlCl3：3.0～5.0％、NH3：3～6％、N2：6～10％、C2H4：0～1％、H2：剩余并设为反应气氛压力：2～5kPa、反应气氛温度：700～900℃来进行规定时间的热CVD法，从而进行表5所示的平均粒子宽度W及平均粒子长度L的柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的成膜(区域B层)。
(b)其后，停止进行所述(a)的成膜工序，在表3所示的形成条件A～E，即将反应气体组成(容量％)设为TiCl4：3.0～4.0％、Al(CH3)3：3.0～5.0％、AlCl3：1.0～2.0％、NH3：7～10％、N2：6～10％、C2H4：0～1％、H2：剩余并设为反应气氛压力：2～5kPa、反应气氛温度：700～900℃来进行规定时间的热CVD法，从而进行表5所示的平均粒子宽度W及平均粒子长度L的微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的成膜(区域A层)。
(c)将由所述(a)的成膜工序及(b)的成膜工序构成的工序作为1组，重复进行表5所示的次数，由此形成具有表5所示的目标总计层厚的由柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层和微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的交替层叠结构构成的硬质包覆层，从而制造出本发明包覆工具1～15。
(d)微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的刀尖韧性比柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层优异，因此从提高耐崩刀性的观点考虑，优选将交替层叠结构的最上层设为微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层即区域A层。
另外，对于本发明包覆工具11～15，以表4所示的形成条件形成如表5所示的复合碳氮化物层的下部层和/或上部层。
对于构成所述本发明包覆工具1～15的硬质包覆层的Ti和Al的复合碳氮化物层，使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍及20000倍)，遍及多个视场进行了观察，结果如图1所示的膜结构示意图所示，确认到由柱状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域B层和由微粒粒状组织的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的区域A层的交替层叠结构。
并且，以比较为目的，在工具基体A～D及工具基体a～d的表面，以表3所示的条件且表6所示的目标总计层厚(μm)，与本发明包覆工具1～15同样地蒸镀形成硬质包覆层的单层或交替层叠结构的Ti和Al的复合碳氮化物层。此时，不区分制作柱状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层及微粒粒状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，而形成仅由柱状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的交替层叠结构、仅由微粒粒状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层构成的交替层叠结构、或由其中任意一个层构成的单层结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层。如此，制造出比较包覆工具1～8、11～15。
另外，对于比较包覆工具11～15，以表5所示的形成条件形成如表6所示的复合碳氮化物层的下部层和/或上部层。
为了参考，在工具基体A及工具基体a的表面，使用以往的物理蒸镀装置并通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表6所示的参考包覆工具9、10。
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合金来作为阴极电极(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，使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具1～15、比较包覆工具1～8、11～15以及参考包覆工具9、10的各结构层的与工具基体垂直的方向的截面进行测定，测量观察视场内的5个点的层厚并进行平均来求出平均层厚，结果均显示出与表5及表6所示的目标总计层厚基本上相同的平均总计层厚。
并且，关于复合氮化物或复合碳氮化物层的平均Al含有比例x，使用电子射线显微分析仪(EPMA，Electron Probe Micro Analyser)，对试样照射电子射线，由所得到的特征X射线的分析结果的10个点的平均求出Al的平均Al含有比例x。关于平均C含有比例y，使用二次离子质量分析法(SIMS，Secondary Ion MassSpectroscopy)求出。从试样表面侧向70μm×70μm的范围照射离子束，对通过溅射作用而放射出的成分进行深度方向的浓度测定。平均C含有比例y表示关于Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物层的深度方向的平均值。
并且，对于本发明包覆工具1～15及比较包覆工具1～8、11～15及参考包覆工具9、10，同样从与工具基体垂直的方向的截面方向使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍及20000倍)进行如下测定，对于与工具基体表面水平的方向上在长度10μm的范围内存在的硬质包覆层的交替层叠结构的构成区域A层的微粒粒状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中的各个晶粒，测定与工具基体表面平行的粒子宽度，计算出在测定范围内存在的粒子的平均值，从而测定平均粒子宽度W，并测定与工具基体表面垂直的方向的粒子长度，计算出在测定范围内存在的粒子的平均值，从而求出平均粒子长度L。并且，对于构成区域B层的柱状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中的各个晶粒，测定与工具基体表面平行的粒子宽度，计算出在测定范围内存在的粒子的平均值，从而测定平均粒子宽度W，并测定与工具基体表面垂直的方向的粒子长度，计算在测定范围内存在的粒子的平均值，从而测定平均粒子长度L。将其结果示于表5及表6。
并且，使用电子背散射衍射装置，以将由Ti和Al的复合碳氮化物层构成的硬质包覆层的与工具基体垂直的方向的截面设为研磨面的状态，设置于场发射型扫描电子显微镜的镜筒内，以与所述研磨面成70度的入射角度并以1nA的照射电流，对在所述截面研磨面的测定范围内存在的各个晶粒照射15kV的加速电压的电子射线，对于在与工具基体水平的方向上在长度100μm上的硬质包覆层，以0.01μm/step的间隔测定电子背散射衍射图像并分析各个晶粒的晶体结构，从而鉴定是立方晶结构还是六方晶结构，并且求出区域A层的立方晶相所占的面积比例及区域B层的六方晶相所占的面积比例。将其结果示于表5及表6。
并且，对于所述复合碳氮化物层，使用X射线衍射装置并将Cu-Kα射线作为射线源来实施X射线衍射试验，求出立方晶粒的晶格常数a。复合碳氮化物层内的立方晶粒的衍射峰通过确认分别与在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°)是否出现衍射峰来鉴定。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
接着，以将上述各种包覆工具均通过固定夹具夹紧于刀具直径为125mm的工具钢制刀具前端部的状态，对于本发明包覆工具1～15、比较包覆工具1～8、11～15及参考包覆工具9、10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100mm、长度400mm的块状材
转速：943min-1
切削速度：370m/min
切削深度：1mm
单刃进给量：0.12mm/刃
切削时间：8分钟
在表7中示出上述切削试验的结果。
[表7]
比较包覆工具、参考包覆工具栏的*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
按以下顺序制造工具基体E～H。首先，作为原料粉末，准备均具有0.5～4μm的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。接着，将这些原料粉末配合成表9所示的配合组成，并利用球磨机湿式混合80小时。接着，干燥之后，在120MPa的压力下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℃的范围内的规定温度保持60分钟的条件下进行烧结而作为切削刃片用预烧结体。接着，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℃的范围内的规定温度中保持时间：0.8小时的条件下进行超高压烧结。接着，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JIS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)，使用以质量％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。接着，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。最后，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E～F。
[表8]
接着，在这些工具基体E～F的表面，使用通常的化学蒸镀装置，以表3所示的条件并以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表9所示的本发明包覆工具16～20。
并且，以比较为目的，同样地在工具基体E～F的表面，使用通常的化学蒸镀装置，以表3所示的条件并以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表10所示的比较包覆工具16～19。
为了参考，在工具基体E的表面，使用以往的物理蒸镀装置并通过电弧离子镀，以目标层厚蒸镀形成参考例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，从而制造出表10所示的参考包覆工具20。
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、目标总计层厚的(Al，Ti)N层，从而制造出参考包覆工具20。
并且，使用扫描电子显微镜(倍率5000倍)，对本发明包覆工具16～20、比较例包覆工具16～19及参考包覆工具20的各结构层的截面进行测定，测量观察视场内的5个点的层厚并进行平均来求出平均层厚的结果，均显示出与表9及表10所示的目标总计层厚基本上相同的平均总计层厚。
并且，对于上述本发明包覆工具16～20、比较例包覆工具16～19及参考包覆工具20的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法求出硬质包覆层的平均Al含有比例X、平均C含有比例Y、构成区域A层的微粒粒状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的平均粒子宽度W、平均粒子长度L、构成区域B层的柱状组织(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的平均粒子宽度W、平均粒子长度L、区域A层的立方晶相所占的面积比例、及区域B层的六方晶相所占的面积比例。将其结果示于表9及表10。
[表9]
[表10]
接着，以将上述各种包覆工具均通过固定夹具紧固于工具钢制车刀的前端部的状态，对本发明包覆工具16～20、比例包覆工具16～19及参考包覆工具20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)的在长度方向上等间隔地有4条纵槽的圆棒
切削速度：240m/min
切削深度：0.12mm
进给速度：0.15mm/rev
切削时间：4分钟
在表11中示出上述切削试验的结果。
[表11]
比较包覆工具、参考包覆工具栏的*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5、7、9及表11所示的结果示出以下内容。本申请发明的表面包覆切削工具中，硬质包覆层的构成交替层叠结构的区域A层具有微粒粒状组织、区域B层具有柱状组织。由此，本申请发明的表面包覆切削工具的韧性得到提高，并且即使在伴随钢和铸铁等的高热发生且断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用时，也显示出优异的耐崩刀性及耐缺损性。结果，本申请发明的表面包覆切削工具在长期使用中发挥优异的耐磨性。
相对于此，关于构成硬质包覆层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层不具备具有微粒粒状组织的层和具有柱状组织的层的交替层叠结构的比较包覆工具1～8、11～19及参考包覆工具9、10、20，当在伴随高热发生且断续的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用时，因崩刀、缺损等的发生而在短时间内达到寿命。
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崩刀性、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。
符号说明
1-工具基体，2-硬质包覆层，3-复合碳氮化物层((Ti1-xAlx)(CyN1-y))，4-区域A层，5-区域B层，6-最外层，7-中间层。

Claims (10)

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工具基体的表面设有硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
所述硬质包覆层至少具有通过化学蒸镀法成膜的Ti和Al的复合碳氮化物层，
所述复合碳氮化物层具有总计平均层厚为1～10μm的交替层叠结构，所述交替层叠结构由以组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的区域A层和区域B层构成，
所述区域A层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y分别满足0.70≤x≤0.80、0.0005≤y≤0.005，其中，x、y均为原子比，并且，若将与所述工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与所述工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则所述平均粒子宽度W为0.1μm以下，平均粒子长度L为0.1μm以下，
所述区域B层中，Al在Ti和Al的总量中所占的含有比例x、及C在C和N的总量中所占的含有比例y分别满足0.85≤x≤0.95、0.0005≤y≤0.005，其中，x、y均为原子比，并且，若将与所述工具基体的表面平行的面内的粒子宽度的平均值设为平均粒子宽度W、将与所述工具基体的表面垂直的方向的粒子长度的平均值设为平均粒子长度L，则所述平均粒子宽度W为0.1～2.0μm，平均粒子长度L为0.5～5.0μm，
在所述交替层叠结构中，区域A层和区域B层交替地至少分别存在1层以上，最上层为所述区域A层。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
关于所述区域A层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti和Al的复合碳氮化物层的纵截面方向分析各个晶粒的晶体取向时，存在观测到立方晶格的电子背散射衍射图像的立方晶相和观测到六方晶格的电子背散射衍射图像的六方晶相，立方晶相所占的面积相对于立方晶相和六方晶相所占的总计面积的比例为50％以上，
关于所述区域B层，六方晶相所占的面积相对于所述立方晶相和六方晶相所占的总计面积的比例为50％以上。
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，
关于所述复合碳氮化物层，从X射线衍射求出立方晶粒的晶格常数a，所述立方晶粒的晶格常数a相对于立方晶TiN的晶格常数aTiN和立方晶AlN的晶格常数aAlN满足0.05aTiN+0.95aAlN≤a≤0.4aTiN+0.6aAlN的关系。
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，
所述硬质包覆层通过至少含有三甲基铝作为反应气体成分的化学蒸镀法成膜。
5.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，
在所述Ti和Al的复合碳氮化物层上，形成有由选自Al2O3层、TiN层、TiCN层及TiCNO层中的一层或两层以上构成的最外层作为所述表面包覆切削工具的最外侧的层。
6.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，
在所述工具基体的表面与最靠近所述工具基体的所述区域B层之间形成有由TiN层或TiCN层构成的中间层。
7.根据权利要求5所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述工具基体的表面与最靠近所述工具基体的所述区域B层之间形成有由TiN层或TiCN层构成的中间层。
8.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，
所述复合碳氮化物层的总计平均层厚在所述硬质包覆层的平均层厚中所占的比例为60％以上100％以下。
9.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，
最远离所述工具基体的所述区域A层为所述表面包覆切削工具的最外侧的层，最靠近所述工具基体的所述区域B层的下表面直接接触所述工具基体的表面。
10.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，
所述区域A层的总计平均层厚与所述区域B层的总计平均层厚的比率在1:9至9:1的范围。
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