CN104801941A - 表面包覆切削工具 - Google Patents

表面包覆切削工具 Download PDF

Info

Publication number
CN104801941A
CN104801941A CN201510044883.0A CN201510044883A CN104801941A CN 104801941 A CN104801941 A CN 104801941A CN 201510044883 A CN201510044883 A CN 201510044883A CN 104801941 A CN104801941 A CN 104801941A
Authority
CN
China
Prior art keywords
layer
nitride
crystal
composite carbon
carbon nitride
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201510044883.0A
Other languages
English (en)
Inventor
佐藤贤一
龙冈翔
山口健志
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Mitsubishi Materials Corp
Original Assignee
Mitsubishi Materials Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2015009265A external-priority patent/JP6391045B2/ja
Application filed by Mitsubishi Materials Corp filed Critical Mitsubishi Materials Corp
Publication of CN104801941A publication Critical patent/CN104801941A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23P—METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; COMBINED OPERATIONS; UNIVERSAL MACHINE TOOLS
    • B23P15/00—Making specific metal objects by operations not covered by a single other subclass or a group in this subclass
    • B23P15/28—Making specific metal objects by operations not covered by a single other subclass or a group in this subclass cutting tools
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)

Abstract

本发明提供一种表面包覆切削工具。在基体表面通过含有Al(CH3)3作为反应气体成分的化学蒸镀法成膜的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的Al平均含有比例Xavg及C的平均含有比例Yavg满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，Xavg、Yavg均为原子比，构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒，在测定晶粒的{100}面的法线相对于基体表面的法线方向所呈的倾斜角而得到的倾斜角度数分布中，0～12度的范围内的度数比例为所有度数的45％以上，从复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧观察组织时具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状且由该晶粒的以{100}表示的等价晶面形成的刻面在与所述层厚方向垂直的面内占整体的50％以上的面积比例，该多角形状不具有小于90度的角度。

Description

表面包覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种在不锈钢等的伴有高热产生并且冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工等中，硬质包覆层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)。
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，以WC表示)基硬质合金、碳氮化钛(以下，以TiCN表示)基金属陶瓷或立方晶氮化硼(以下，以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系的复合氮化物层作为硬质包覆层。已知这种包覆工具发挥优异的耐磨性，用于加工中心或复合加工机等各种用途。
然而，以往的包覆形成有Ti-Al系的复合氮化物层的包覆工具的耐磨性比较优异，但是在高速断续切削条件下使用时易产生崩刀等异常损耗，因此提出有针对硬质包覆层的改善的各种建议。
例如，专利文献1中公开有一种通过在基体表面蒸镀形成由改性(Al、Ti)N层构成的硬质包覆层，从而获得硬质包覆层在高速重切削加工中发挥优异的耐缺损性的包覆工具，所述改性(Al、Ti)N层由满足组成式(Al1-XTiX)N(其中，X以原子比计为0.40～0.60)的Al与Ti的复合氮化物层构成，且对所述复合氮化物层进行基于电子背散射衍射装置的结晶方位分析时示出如下晶体排列。即，在从表面研磨面的法线方向0～15度的范围内具有结晶方位{111}的晶粒的面积比例为50％以上，并且测定相邻的晶粒彼此所呈的角时，示出如小角晶界(0＜θ≤15°)的比例为50％以上。
并且，专利文献2中公开有如下包覆工具：在包覆有Ti及Al的复合氮化物、碳氮化物、碳化物的立铣刀中，将硬质包覆层的X线衍射中的{111}面的衍射强度设为I(111)，并将{200}面的衍射强度设为I(200)时，使I(200)/I(111)的值成为2.0以下，由此在超过洛氏硬度50(C标度)的高硬度钢的切削加工中，改善硬质包覆层的粘附性及耐磨性。
然而，上述的专利文献1、2中公开的包覆工具通过物理蒸镀法成膜了硬质包覆层，因此无法使Al的含有比例X成为0.6以上，希望进一步提高切削性能。
从这种观点出发，还提出有通过以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中记载有如下内容：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，由此能够成膜Al的含有比例X的值为0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层，但是该文献中，通过将在该(Ti1-XAlX)N层上进一步包覆Al2O3层来提高绝热效果为目的，因此并没有阐明通过形成将X的值提高至0.65～0.95的(Ti1-XAlX)N层，会对切削性能是否有什么样的影响。
而且，专利文献4中公开有利用化学蒸镀法形成如下硬质包覆层的包覆工具具有优异的耐热性及循环疲劳强度，所述硬质包覆层中，作为上部层，由Ti1-XAlXN、Ti1-XAlXC和/或Ti1-XAlXCN构成，0.65≤x≤0.9，优选为0.7≤x≤0.9，该上部层具有100～1100MPa之间的压缩应力，优选具有400～800MPa之间的压缩应力，TiCN层或Al2O3层配置于所述上部层之下。
专利文献1：日本专利公开2008-264890号公报
专利文献2：日本专利公开平9-291353号公报
专利文献3：日本专利公表2011-516722号公报
专利文献4：日本专利公表2011-513594号公报
近年来的切削加工中的省力化及节能化要求强烈，随此，切削加工有进一步高速化、高效化的趋势，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，上述的专利文献1、2中记载的包覆工具通过物理蒸镀法成膜由(Ti1-XAlX)N层构成的硬质包覆层，无法提高膜中的Al含量X，因此例如当用于合金钢的高速断续切削时，存在耐崩刀性不充分的课题。
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，因此可获得具有规定硬度且耐磨性优异的硬质包覆层，但是其与基体的粘附强度不充分，并且韧性较差，因此当作为用于合金钢的高速断续切削的包覆工具而使用时，易产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，无法说其发挥令人满意的切削性能。
发明内容
为此，本发明的目的在于提供一种即使在用于不锈钢等的高速断续切削等的情况下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。
本发明人们从上述观点出发，为了实现通过化学蒸镀包覆形成有由Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物(以下，有时以“(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，反复进行深入研究的结果，得到了如下见解。
发现在由WC基硬质合金、TiCN基金属陶瓷或cBN基超高压烧结体中的任一种构成的基体表面上，例如作为硬质包覆层，具有如下新型结构时，硬质包覆层的表面与工件之间的摩擦阻力会减少，切削时的润滑性会提高，并且示出优异的耐崩刀性：至少包含通过含有三甲基铝(Al(CH3)3)作为反应气体成分的热CVD等化学蒸镀法成膜的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，当以组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)表示时，Al在Ti及Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C与N的总量中所占的平均含有比例Yavg(其中，Xavg、Yavg均为原子比)分别满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒，通过调整蒸镀时的成膜条件，硬质包覆层在使用电子背散射衍射装置从上述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析各个晶粒的结晶方位时，存在可观测到立方晶晶格的电子背散射衍射图像的立方晶晶相，测定所述立方晶晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于工具基体表面的法线方向所呈的倾斜角，并将该倾斜角中相对于法线方向在0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并总计存在于各分区内的度数来求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且存在于所述0～12度的范围内的度数的总计示出所述倾斜角度数分布中的所有度数的45％以上的比例，并且，从所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧使用扫描电子显微镜观察该层的组织时，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状的刻面，该多角形状不具有小于90度的角度，该刻面形成于所述晶粒的以{100}表示的等价晶面中的一个，该刻面在与所述层厚方向垂直的面内占整体的50％以上的面积比例。
因此，将具备有如上述的硬质包覆层的包覆工具例如在用于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，并且在长期使用中发挥优异的耐磨性。
本发明是基于如上述的研究结果而完成的，具有以下特征。
(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工具基体的表面设置有硬质包覆层，其中，所述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法成膜的平均层厚为1～20μm的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，当以组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)表示时，Al在Ti及Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C与N的总量中所占的平均含有比例Yavg(其中，Xavg、Yavg均为原子比)分别满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层至少包含具有NaCl型面心立方结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相，
对于所述复合氮化物或复合碳氮化物的层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析各个晶粒的结晶方位时，存在可观测到立方晶晶格的电子背散射衍射图像的立方晶晶相，测定所述立方晶晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于工具基体表面的法线方向所呈的倾斜角，并将该倾斜角中相对于法线方向在0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并总计存在于各分区内的度数来求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且存在于所述0～12度的范围内的度数的总计示出所述倾斜角度数分布中的所有度数的45％以上的比例，并且，从所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧使用扫描电子显微镜观察该层的组织时，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状的刻面，该多角形状不具有小于90度的角度，该刻面形成于所述晶粒的以{100}表示的等价晶面中的一个，该刻面在与所述层厚方向垂直的面内占整体的50％以上的面积比例。
(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其中，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层由具有NaCl型面心立方结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的单相构成。
(3)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其中，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层由共存有两种以上的多个相的混合相构成，该混合相至少包含具有NaCl型面心立方结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相，共存于混合相的其他各相由如下化合物构成，该化合物由选自Ti及Al中的至少一种元素及选自C与N中的至少一种元素构成。
(4)根据(1)或(3)所述的表面包覆切削工具，其中，对于所述复合氮化物或复合碳氮化物的层，进行基于X射线衍射的晶体结构分析时，可观察到来源于立方晶结构的峰及来源于六方晶的峰，基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}大于3.0。
(5)根据(1)、(3)或(4)中任一项所述的表面包覆切削工具，其中，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层由具有立方晶结构的上部层及具有六方晶结构的下部层构成，所述下部层的平均层厚为0.3～1.0μm，晶粒的平均粒径R为0.01～0.30μm。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的表面包覆切削工具，其中，在由所述碳化钨基硬质合金、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工具基体与所述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层之间，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。
(7)根据(1)～(6)中任一项所述的表面包覆切削工具，其中，在所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的上部存在上部层，所述上部层至少包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层。
(8)根据(1)～(7)中任一项所述的表面包覆切削工具，其中，所述复合氮化物或复合碳氮化物的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。
接着，对本发明的包覆工具的硬质包覆层进行更详细说明。
Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的的平均层厚：
本发明的硬质包覆层中的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层中，若其平均层厚小于1μm，则无法在长期使用中充分确保耐磨性，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易产生热塑性变形，这会成为偏磨的原因。因此，优选将其平均层厚设为1～20μm，更优选设为1～10μm。
并且，关于形成于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工具基体与Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层之间的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的平均总计层厚，若小于0.1μm则层厚较薄，因此无法在长期使用中确保耐磨性，另一方面，若平均层厚大于20μm，则工具基体与Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的粘附强度降低，并且耐剥离性降低，因此优选将其平均层厚设为0.1～20μm。
在作为上部层包含氧化铝层时，若氧化铝层的平均层厚小于1μm，则层厚较薄，因此无法在长期使用中确保耐磨性，若超过25μm，则晶粒易粗大化，并且易产生崩刀，因此优选氧化铝层的平均层厚设为1～25μm。
Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层((Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层)的组成：
构成本发明的硬质包覆层的主要层的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中，若Al的平均含有比例Xavg(原子比)小于0.60，则高温硬度不足而耐磨性下降，另一方面，若Xavg(原子比)超过0.95，则相对的Ti含量比例减少，由此(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层本身的高温强度降低，变得易产生崩刀、缺损。因此，需将Al的平均含有比例Xavg(原子比)的值设为0.60以上0.95以下。
并且在所述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层中，C成分具有提高硬度的作用，而N成分具有提高高温强度的作用，但是若C成分的平均含有比例Yavg(原子比)超过0.005，则高温强度降低。因此，将C成分的平均含有比例Yavg(原子比)设定为0≤Yavg≤0.005。
另外，通常通过物理蒸镀法成膜所述组成、即Al的平均含有比例Xavg(原子比)为0.60以上0.95以下的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层时，晶体结构会成为六方晶结构，但是本发明中，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如上述的组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层。由此避免硬质包覆层的硬度的降低。
对Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层((Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层)内的具有立方晶结构的各个晶粒晶面、即{100}面的倾斜角度数分布：
对于本发明的所述(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，使用电子背散射衍射装置从其纵截面方向分析各个晶粒的结晶方位时，存在可观测到立方晶晶格的电子背散射衍射图像的立方晶晶相，测定所述晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于基体表面的法线(截面研磨面中的与基体表面垂直的方向)所呈的倾斜角(参考图1的(a)、(b))，并将该倾斜角中相对于法线方向在0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并总计存在于各分区内的度数时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且存在于所述0～12度的范围内的度数总计为倾斜角度数分布中的所有度数的45％以上的比例，显示这种倾斜角度数分布形态时，由所述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层构成的硬质包覆层在维持立方晶结构的状态下具有高硬度，而且通过如上述的倾斜角度数分布形态，硬质包覆层与基体之间的粘附性得到飞跃性提高。
因此，这种包覆工具例如在用于不锈钢的高速断续切削等时，崩刀、缺损、剥离等的发生也得到抑制，而且发挥优异的耐磨性。
使用电子背散射衍射装置分析各个晶粒的结晶方位时，无法视为倾斜角大于12度的晶面为{100}取向，硬度降低，{100}取向较强且硬度不会降低的范围为0～12度，因此将倾斜角分区设定为0～12度。
Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层((Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层)内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状的刻面，该多角形状不具有小于90度的角度，该刻面形成于所述晶粒的以{100}表示的等价晶面中的一个，该刻面在与所述层厚方向垂直的面内在将整体设为100％时的面积比例；
得到如下见解，即从复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧使用扫描电子显微镜观察该层的组织时，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状的刻面，该多角形状不具有小于90度的角度，该刻面形成于所述晶粒的以{100}表示的等价晶面中的一个时，与工件的磨损阻力减轻，切削中的初期磨合性提高，耐崩刀性得到提高。若存在小于90度的角度，则该角中基于切削的负荷变大，润滑性受损，因此设为不具有小于90度的角度。
然而，若在与层厚方向垂直的面内，将整个该面设为100％时的所述刻面的面积比例小于50％，则无法充分发挥上述的本发明所特有的效果，因此不优选。因此，将所述刻面在与层厚方向垂直的面内的面积比例设为50％以上。
基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}：
本发明的复合氮化物或复合碳氮化物的层为以立方晶结构为主的晶体结构，由此耐磨性得到提高，但是随着六方晶结构的比例的增加，复合氮化物或复合碳氮化物的层的硬度降低，耐磨性受损，因此不优选。
因此，存在六方晶结构时，关于立方晶结构相对于六方晶结构的比与耐磨性之间的关系进行研究的结果，明确了基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}超过3.0时，显著出现耐磨性的改善效果。因此，优选将基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}设为大于3.0。
另外，Ic{200}的值设为存在于显示于JCPDS00-038-1420立方晶TiN与JCPDS00-046-1200立方晶AlN的同一晶面{200}的衍射角度之间43.59～44.77°的衍射峰值的峰值强度值，Ih{200}的值设为存在于显示于JCPDS00-025-1133六方晶AlN的同一晶面{200}的衍射角度的36.00°的衍射峰值的峰值强度。
具有微粒六方晶结构的层的平均层厚及粒径R：
本发明中，能够将具有六方晶结构的微粒晶粒层设为柱状立方晶层的下部层，由此，与柱状立方晶层之间的粘附强度提高，韧性得到提高。若六方晶微粒晶粒层的平均层厚小于0.3μm，则看不到韧性提高的效果，若变得大于1.0μm，则硬度降低，耐磨性受损，因此优选将平均层厚设为0.3～1.0μm。并且，若微粒晶粒的平均粒径R过大，则阻碍上部层的柱状组织的生长，因此不优选。因此，优选将由微粒六方晶构成的层的微粒晶粒的平均粒径R设为0.01～0.30μm。
关于本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的成膜，例如在工具基体或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上仅成膜立方晶层时，成膜具有柱状立方晶且在表面具有多角形组织的层。成膜粒状六方晶层与立方晶层时，能够通过两个阶段的蒸镀法进行，即作为“第1阶段”，成膜粒状六方晶层之后，作为“第2阶段”，成膜具有柱状立方晶且在表面具有多角形组织的层。
本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的成膜使用通常的化学蒸镀装置，在如下条件下进行柱状立方晶单层或者由粒状六方晶层与柱状立方晶构成的两层的成膜。
“第1阶段”
在如下条件下蒸镀形成粒状六方晶的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，即，
反应气体组成(体积％)：
NH36～10％、TiCl40.5～1.5％、AlCl33～5％、N26～11％、剩余部分为H2，
反应气氛温度：800～900℃，
反应气氛压力：2～5kPa。
“第2阶段”
在如下条件下改变气体组成及反应气氛温度来进行柱状立方晶的规定目标层厚的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层的蒸镀形成，即，
反应气体组成(体积％)：
NH32～6％、TiCl40.1～0.5％、AlCl30.5～2.5％、N210～15％、Al(CH3)30～0.5％、剩余部分为H2，
反应气氛温度：800～900℃，
反应气氛压力：2～3kPa。
仅成膜具有柱状立方晶且在表面具有多角形状的层时，在上述的第2阶段的条件下蒸镀。
本发明的包覆工具中，例如通过含有三甲基铝(Al(CH3)3)作为反应气体成分的热CVD法等化学蒸镀法，成膜有如下硬质包覆层，即以组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)表示时，Al在Ti及Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C与N的总量中所占的平均含有比例Yavg(其中，Xavg、Yavg均为原子比)分别满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，且由立方晶结构的复合氮化物或复合碳氮化物的层构成，该硬质包覆层中，使用电子背散射衍射装置，从所述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒的结晶方位时，测定所述晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于工具基体表面的法线方向所呈的倾斜角，并将该倾斜角中相对于法线方向在0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并总计存在各分区内的度数来求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且存在于该0～12度的范围内的度数的总计示出所述倾斜角度数分布中的所有度数的45％以上的比例，并且，从所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧使用扫描电子显微镜观察该层的组织时，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状，该多角形状不具有小于90度的角度，且由该晶粒的以{100}表示的等价晶面形成的刻面在与所述层厚方向垂直的面内占整体的50％以上的面积比例，通过这种本发明特有的结构，在用于伴有高热产生，并且断续性、冲击性负荷作用于切削刃的不锈钢等的高速断续切削时，也不会产生崩刀、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(001)面的法线相对于基体表面的法线所呈的倾斜角的测定范围的概要说明图，该(001)面为晶粒的以晶面即{100}面表示的等价晶面中的一个。
图2是针对本发明包覆工具的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物作成的{100}面的倾斜角度数分布图的一例。
图3表示本发明包覆工具的硬质包覆层表面的基于扫描电子显微镜的观察图像的一例。
具体实施方式
本发明是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等硬质工具材料构成的工具基体的表面设置有硬质包覆层，其中，硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法成膜的平均层厚为1～20μm的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，当以组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)表示时，Al在Ti及Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C与N的总量中所占的平均含有比例Yavg(其中，Xavg、Yavg均为原子比)分别满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，构成复合氮化物或复合碳氮化物的层的晶粒中存在具有立方晶结构的晶粒，对于所述复合氮化物或复合碳氮化物的层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析各个晶粒的结晶方位时，存在可观测到立方晶晶格的电子背散射衍射图像的立方晶晶相，从所述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析时，测定所述晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于工具基体表面的法线方向所呈的倾斜角，并将该倾斜角中相对于法线方向在0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并总计存在于各分区内的度数来求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且存在于所述0～12度的范围内的度数的总计示出所述倾斜角度数分布中的所有度数的45％以上的比例，并且，从所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧使用扫描电子显微镜观察该层的组织时，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状，该多角形状不具有小于90度的角度，且由该晶粒的以{100}表示的等价晶面形成的刻面在与所述层厚方向垂直的面内占整体的50％以上的面积比例，通过这种本发明特有的结构，在用于伴有高热产生，并且断续性、冲击性负荷作用于切削刃的不锈钢的高速断续切削中时，也不会发生崩刀、缺损、剥离等的异常损伤，在长期使用中发挥优异的耐磨性，只要能够发挥这种效果，则其具体实施方式可以是任意方式。
接着，根据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，在丙酮中球磨混合24小时，进行减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，在5Pa的真空中，以在1370～1470℃的范围内的规定温度保持1小时的条件对该压坯进行真空烧结，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，以球磨湿式混合24小时，干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，在1.3kPa的氮气氛中，以在1540℃的温度下保持1小时的条件对该压坯进行烧结，烧结之后，制作具有ISO标准SEEN1203AFSN的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制基体a～b。
[表1]
[表2]
接着，在这些工具基体A～D及工具基体a～b的表面，使用通常的化学蒸镀装置，首先在表4所示的条件下蒸镀形成具有规定组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，直至成为目标层厚，由此制造出表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表6所示的下部层和/或表7所示的上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体A～D及工具基体a～b的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表5所示的条件下以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表8所示的比较例包覆工具1～13。
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，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，由此制造出表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)在丙酮中超声波清洗所述工具基体A及a，在已干燥的状态下，在从电弧离子镀装置内的旋转台上的中心轴向半径方向远离规定距离的位置，沿着外周部安装，并且作为阴极电极(蒸发源)，配置规定组成的Al-Ti合金，
(b)首先，对装置内进行排气来保持为10-2Pa以下的真空，并且以加热器将装置内加热至500℃之后，对在所述旋转台上进行自传的同时旋转的工具基体施加-1000V的直流偏置电压，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来产生电弧放电，在装置内产生Al及Ti离子，从而轰击清洗工具基体表面，
(c)接着，作为反应气体向装置内导入氮气来设为4Pa的反应气氛，并且对在所述旋转台上进行自传的同时旋转的工具基体施加-50V的直流偏置电压，且使120A的电流流过由所述Al-Ti合金构成的阴极电极(蒸发源)与阳极电极之间来产生电弧放电，在所述工具基体表面蒸镀形成表8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14、15。
并且，使用扫描电子显微镜测定本发明包覆工具1～15、比较例包覆工具1～13及参考例包覆工具14、15的各结构层的纵截面，测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均化来求出平均层厚，其结果均示出与表7及表8所示的目标平均层厚基本相同的平均层厚。
接着，对于上述的本发明包覆工具1～15的硬质包覆层，测定硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg、XRD中的基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}、关于{100}面的法线相对于基体表面的法线方向所呈的倾斜角的倾斜角度数分布中的存在于0～12度的范围内的度数的比例(α)。
并且，使用扫描电子显微镜观察硬质包覆层表面，并对其观察图像进行图像分析，由此测定由{100}面取向的晶粒的以{100}表示的等价晶面形成的具备多角形状的刻面在将整个所述观察图像设为100％时的面积比例(β)，该多角形状不具有小于90度的角度。
另外，图2中示出针对本发明包覆工具测定的{100}面的倾斜角度数分布图的一例。
并且，图3的(a)中示出本发明包覆工具的硬质包覆层表面的基于扫描电子显微镜的观察图像的一例，图3的(b)中示出其示意图。
另外，所述各个具体测定法为如下。
对于硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg，通过二次离子质量分析(Secondary Ion Mass Spectroscopy；SIMS)求出。对从试料表面侧70μm×70μm的范围照射离子束，对于通过溅射作用释放出的成分进行深度方向的浓度测定。平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg表示深度方向的平均值。
并且，对于硬质包覆层的倾斜角度数分布，在将由立方晶结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层构成的硬质包覆层的截面设为研磨面的状态下，配置于场发射式扫描电子显微镜的镜筒内，对所述研磨面，以70度的入射角度并以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晶格的各个晶粒照射15kV的加速电压的电子射线，使用电子背散射衍射装置，沿与工具基体水平的方向遍及100μm，对硬质包覆层以0.1μm/step的间隔测定所述晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于基体表面的法线(截面研磨面中的与基体表面垂直的方向)所呈的倾斜角，根据该测定结果，将所测定倾斜角中在0～45度的范围内的测定倾斜角按0.25度的间距进行分区，并且总计存在于各分区内的度数，由此求出存在于0～12度的范围内的度数的比例(α)。
并且，使用扫描电子显微镜及附带于扫描电子显微镜的图像分析软件来测定硬质包覆层的表面中由{100}面取向的晶粒的以{100}表示的等价晶面形成且在与层厚方向垂直的面内具备多角形状的刻面的面积比例，该多角形状不具有小于90度的角度。具体而言，如下测定。首先，以扫描电子显微镜在100μm×100μm的范围内观察硬质包覆层的表面。并且，以监视器对观察图像进行观察的同时对具备多角形状的刻面、即可在图像面内观察到的晶面进行标记，在结束对所有具备多角形状的刻面的标记的时间点，求出所标记的刻面的所有面积相对于整个观察图像面的面积比例(β)，该多角形状不具有小于90度的角度。
另外，对硬质包覆层的晶体结构，使用X射线衍射装置并以Cu-Kα射线作为射线源进行X射线衍射时，对分别显示于JCPDS00-038-1420立方晶TiN与JCPDS00-046-1200立方晶AlN的同一晶面内的衍射角度之间(例如，36.66～38.53°、43.59～44.77°、61.81～65.18°)出现衍射峰值的情况进行确认，由此进行调查。
表7中示出其结果。
接着，对比较例包覆工具1～13及参考例包覆工具14、15的每一个，也与本发明包覆工具1～15同样地，求出硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg、XRD中的基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}、关于{100}面的法线相对于基体表面的法线所呈的倾斜角的倾斜角度数分布中存在于0～12度的范围内的度数的比例(α)及所标记的刻面的所有面积相对于整个观察图像面的面积比例(β)。
并且，对硬质包覆层的晶体结构，也与本发明包覆工具1～15同样地进行了调查。表8中示出其结果。
[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*表示为本发明范围外。
(注3)具有六方晶结构的比较例包覆工具5、13、参考例包覆工具14、15无法得到立方晶结构的电子背散射衍射图像。
接着，将所述的各种包覆工具均用固定夹具紧固于刀具径为125mm的工具钢制刀具前端部的状态下，对本发明包覆工具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、中心刀具切削加工试验(通常的转速、切削速度、切深量、单刀进给量分别为800min-1、200m/min、1.0mm、0.08mm/刃)，测定切削刃的后刀面磨损宽度。
工件：JIS·SCM440的宽度为100mm、长度为400mm的块体材料、
转速：955min-1、
切削速度：375m/min、
切深量：1.0mm、
单刀进给量：0.10mm/刃、
切削时间：8分钟，
表9中示出所述切削试验的结果。
[表9]
比较例包覆工具、参考例包覆工具的栏的*符号表示
由于发生崩刀而到达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、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，在丙酮中球磨混合24小时，进行减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，在5Pa的真空中，以在1370～1470℃的范围内的规定温度保持1小时的条件对该压坯进行真空烧结，烧结之后，通过对切削刃部实施R：0.07mm的刃口修磨加工，由此分别制造出具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的WC基硬质合金制工具基体α～γ。
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、NbC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，以球磨湿式混合24小时，干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，在1.3kPa的氮气氛中，以在1500℃的温度下保持1小时的条件对该压坯进行烧结，烧结之后，通过对切削刃部分实施R：0.09mm的刃口修磨加工，由此形成具有ISO标准·CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体δ。
接着，在这些工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，首先在表4所示的条件下蒸镀形成具有规定组成的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，直至成为目标层厚，由此制造出表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表12所示的下部层和/或表13所示的上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体α～γ及工具基体δ的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表5所示的条件下以目标层厚蒸镀形成比较例的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表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，对于比较例包覆工具19～28，在表3所示的形成条件下形成表12所示的下部层和/或表14所示的上部层。
为了参考，在工具基体β及工具基体γ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，由此制造出表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。
并且，使用扫描电子显微镜测定本发明包覆工具16～30、比较例包覆工具16～28及参考例包覆工具29、30的各结构层的截面，测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均化来求出平均层厚，其结果均示出与表13及表14所示的目标平均层厚基本相同的平均层厚。
接着，对于上述的本发明包覆工具16～30的硬质包覆层，求出硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg、XRD中的基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}、存在于{100}面的法线相对于基体表面的法线所呈的倾斜角0～12度的范围内的度数的比例(α)及所标记的刻面的所有面积相对于整个观察图像面的面积比例(β)。而且，对于硬质包覆层的晶体结构，使用与实施例1所示的方法相同的方法进行测定。
表13中示出其结果。
接着，对比较例包覆工具16～28及参考例包覆工具29、30的每一个，也与本发明包覆工具16～30同样地，求出硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg、XRD中的基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}、存在于{100}面的法线相对于基体表面的法线所呈的倾斜角0～12度的范围内的度数的比例(α)及所标记的刻面的所有面积相对于整个观察图像面的面积比例(β)。而且，对于硬质包覆层的晶体结构，使用与实施例1所示的方法相同的方法进行测定。
表14中示出其结果。
[表10]
[表11]
[表12]
[表13]
[表14]
(注1)“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。
(注2)栏中的*表示为本发明范围外。
(注3)具有六方晶结构的比较例包覆工具20、28、参考例包覆工具29、30无法得到立方晶结构的电子背散射衍射图像。
接着，将所述的各种包覆工具均用固定夹具紧固于工具钢制车刀前端部的状态下，对本发明包覆工具16～30、比较例包覆工具16～28及参考例包覆工具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，均测定切削刃的后刀面磨损宽度。
切削条件1：
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：380m/min、
切深量：1.0mm、
进给速度：0.2mm/rev、
切削时间：5分钟，
(通常的切削速度为220m/min)，
切削条件2：
工件：JIS·FCD700的长度方向上等间隔形成有四条纵槽的圆棒、
切削速度：310m/min、
切深量：1.0mm、
进给速度：0.2mm/rev、
切削时间：5分钟，
(通常的切削速度为180m/min)，
表15中示出所述切削试验的结果。
[表15]
比较例包覆工具、参考例包覆工具的栏的*符号表示由于发生崩刀而到达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的平均粒径的cBN粉末、TiN粉末、TiCN粉末、TiC粉末、Al粉末、Al2O3粉末，将这些原料粉末配合成表16所示的配合组成，以球磨湿式混合80小时，进行干燥之后，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，之后在压力：1Pa的真空气氛中，以在900～1300℃的范围内的规定温度下保持60分钟的条件，对该压坯进行烧结来作为切削刃片用预烧结体，在将该预烧结体与另外准备的具有Co：8质量％、WC：剩余部分的组成并且直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金支承板重合的状态下，装入通常的超高压烧结装置，以通常条件即压力：4GPa、在1200～1400℃的范围内的规定温度下保持0.8小时的条件进行超高压烧结，烧结之后用金刚石砂轮研磨上下表面，通过电线放电加工装置分割成规定尺寸，进一步在具有Co：5质量％、TaC：5质量％、WC：剩余部分的组成及JIS标准CNGA120412的形状(厚度：4.76mm×内切圆直径：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)，使用以质量％计具有由Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：剩余部分构成的组成的Ti-Zr-Cu合金的钎料进行钎焊，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，并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16]
接着，在这些工具基体甲～丁的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表3所示的条件下以目标层厚蒸镀形成本发明的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，由此制造出表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表17所示的下部层和/或表18所示的上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体甲～丁的表面，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)层，由此制造出表19所示的比较例包覆工具31～39。
为了参考，在工具基体甲的表面，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，由此制造出表19所示的参考例包覆工具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40。
并且，使用扫描电子显微镜测定本发明包覆工具31～40、比较例包覆工具31～39及参考例包覆工具40的各结构层的截面，测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均化来求出平均层厚，其结果均示出与表18及表19所示的目标平均层厚基本相同的平均层厚。
接着，对所述本发明包覆工具31～40的硬质包覆层，求出硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg、XRD中的基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}、存在于{100}面的法线相对于基体表面的法线方向所呈的倾斜角0～12度的范围内的度数的比例(α)及所标记的刻面的所有面积相对于整个观察图像面的面积比例(β)。而且，对于硬质包覆层的晶体结构，使用与实施例1所示的方法相同的方法进行测定。
表18中示出其结果。
接着，对比较例包覆工具31～39及参考例包覆工具40的每一个，也与本发明包覆工具31～40同样地，求出硬质包覆层的平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg、XRD中的基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}、存在于{100}面的法线相对于基体表面的法线方向所呈的倾斜角0～12度的范围内的度数的比例(α)及所标记的刻面的所有面积相对于整个观察图像面的面积比例(β)。而且，对于硬质包覆层的晶体结构，使用与实施例1所示的方法相同的方法进行测定。
表19中示出其结果。
[表17]
[表18]
[表19]
(注1)“AIP”表示基于电弧离子镀的成膜。
(注2)栏中的*表示为本发明范围外。
(注3)具有六方晶结构的比较例工具35、参考例包覆工具40无法得到立方晶结构的电子背散射衍射图像。
接着，将所述的各种包覆工具均用固定夹具紧固于工具钢制车刀前端部的状态下，对本发明包覆工具31～40、比较例包覆工具31～39及参考例包覆工具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·SCr420(硬度：HRC60)的长度方向上等间隔形成有四条纵槽的圆棒、
切削速度：235m/min、
切深量：0.12mm、
进给速度：0.1mm/rev、
切削时间：5分钟，
表20中示出所述切削试验的结果。
[表20]
比较例包覆工具、参考例包覆工具的栏的*符号表示由于发生崩刀而到达寿命为止的切削时间(分钟)。
从表7～9、表13～15及表18～20所示的结果，本发明包覆工具1～40中，成膜有立方晶结构的(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)层，α占整个倾斜角度数分布的值为45％以上，由{100}面取向的晶粒的以{100}表示的等价晶面形成的具备不具有小于90度的角度的多角形状的刻面在将整个表面设为100％时的面积比例为50％以上，因此在不锈钢等的高速断续切削加工中发挥优异的耐崩刀性、耐磨性。
与此相对，对于比较例包覆工具1～13、16～28、31～39、参考例包覆工具9、10、14、15、40，明确可知均在硬质包覆层中产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，而且在比较短时间内到达使用寿命。
产业上的可使用性
如前所述，本发明的包覆工具不仅能够用于不锈钢、碳钢、铸铁等的高速断续切削加工，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，因此能够充分满足地应对切削装置的高性能化及切削加工的省力化、节能化以及低成本化。

Claims (8)

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工具基体的表面设置有硬质包覆层，其特征在于，
所述硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法成膜的平均层厚为1～20μm的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层，当以组成式：(Ti1-XAlX)(CYN1-Y)表示时，Al在Ti及Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C与N的总量中所占的平均含有比例Yavg分别满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，其中，Xavg和Yavg均为原子比，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层至少包含具有NaCl型面心立方结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相，
对于所述复合氮化物或复合碳氮化物的层，使用电子背散射衍射装置，从上述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析各个晶粒的结晶方位时，存在可观测到立方晶晶格的电子背散射衍射图像的立方晶晶相，使用电子背散射衍射装置，从所述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层的纵截面方向分析复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒的结晶方位时，测定所述晶粒的晶面、即{100}面的法线相对于工具基体表面的法线方向所呈的倾斜角，并将该倾斜角中相对于法线方向在0～45度的范围内的倾斜角按0.25度的间距进行分区，并总计存在于各分区内的度数来求出倾斜角度数分布时，在0～12度的范围内的倾斜角分区中存在最高峰值，并且存在于所述0～12度的范围内的度数的总计示出所述倾斜角度数分布中的所有度数的45％以上的比例，
并且，从所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的表面侧以扫描电子显微镜观察该层的组织时，所述复合氮化物或复合碳氮化物的层内的具有立方晶结构的各个晶粒在与层厚方向垂直的面内具备多角形状的刻面，该多角形状不具有小于90度的角度，该刻面形成于所述晶粒的以{100}表示的等价晶面中的一个，该刻面在与所述层厚方向垂直的面内占整体的50％以上的面积比例。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
所述复合氮化物或复合碳氮化物的层由具有NaCl型面心立方结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的单相构成。
3.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
所述复合氮化物或复合碳氮化物的层由共存有两种以上的多个相的混合相构成，该混合相至少包含具有NaCl型面心立方结构的Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的相，共存于混合相的其他各相由如下化合物构成，该化合物由选自Ti及Al中的至少一种元素及选自C与N中的至少一种元素构成。
4.根据权利要求1或3所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
对于所述复合氮化物或复合碳氮化物的层，进行基于X射线衍射的晶体结构分析时，可观察到来源于立方晶结构的峰及来源于六方晶的峰，基于立方晶结构的{200}的峰值强度Ic{200}与基于六方晶结构的{200}的峰值强度Ih{200}的峰值强度比Ic{200}/Ih{200}大于3.0。
5.根据权利要求1、3或4中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
所述复合氮化物或复合碳氮化物的层由具有立方晶结构的上部层及具有六方晶结构的下部层构成，所述下部层的平均层厚为0.3～1.0μm，晶粒的平均粒径R为0.01～0.30μm。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在由所述碳化钨基硬质合金、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工具基体与所述Ti及Al的复合氮化物或复合碳氮化物的层之间，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。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述复合氮化物或复合碳氮化物的层的上部存在上部层，所述上部层至少包含具有1～25μm的平均层厚的氧化铝层。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
所述复合氮化物或复合碳氮化物的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。
CN201510044883.0A 2014-01-29 2015-01-29 表面包覆切削工具 Pending CN104801941A (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014014015 2014-01-29
JP2014-014015 2014-01-29
JP2015009265A JP6391045B2 (ja) 2014-01-29 2015-01-21 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
JP2015-009265 2015-01-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN104801941A true CN104801941A (zh) 2015-07-29

Family

ID=53687355

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510044883.0A Pending CN104801941A (zh) 2014-01-29 2015-01-29 表面包覆切削工具

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN104801941A (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6037255B1 (ja) * 2016-04-08 2016-12-07 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具およびその製造方法
CN107921550A (zh) * 2015-08-31 2018-04-17 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN108291300A (zh) * 2015-11-25 2018-07-17 三菱日立工具株式会社 氮化钛铝硬质皮膜、硬质皮膜包覆工具及它们的制造方法
CN110461511A (zh) * 2017-03-22 2019-11-15 三菱综合材料株式会社 金刚石包覆硬质合金切削工具
CN112770858A (zh) * 2018-09-28 2021-05-07 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刃性的表面包覆切削工具

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002361502A (ja) * 2001-06-11 2002-12-18 Mitsubishi Materials Corp 切粉に対する表面潤滑性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具
CN1966264A (zh) * 2005-11-18 2007-05-23 三菱麻铁里亚尔株式会社 表面包覆金属陶瓷制切削工具
JP2010000570A (ja) * 2008-06-20 2010-01-07 Mitsubishi Materials Corp 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具
CN102441686A (zh) * 2010-09-30 2012-05-09 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN103128326A (zh) * 2011-11-30 2013-06-05 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN103302326A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002361502A (ja) * 2001-06-11 2002-12-18 Mitsubishi Materials Corp 切粉に対する表面潤滑性にすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具
CN1966264A (zh) * 2005-11-18 2007-05-23 三菱麻铁里亚尔株式会社 表面包覆金属陶瓷制切削工具
JP2010000570A (ja) * 2008-06-20 2010-01-07 Mitsubishi Materials Corp 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具
CN102441686A (zh) * 2010-09-30 2012-05-09 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN103128326A (zh) * 2011-11-30 2013-06-05 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN103302326A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107921550A (zh) * 2015-08-31 2018-04-17 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN107921550B (zh) * 2015-08-31 2019-06-28 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
US10710168B2 (en) 2015-08-31 2020-07-14 Mitsubishi Materials Corporation Surface-coated cutting tool in which hard coating layer exhibits excellent chipping resistance
CN108291300A (zh) * 2015-11-25 2018-07-17 三菱日立工具株式会社 氮化钛铝硬质皮膜、硬质皮膜包覆工具及它们的制造方法
CN108291300B (zh) * 2015-11-25 2020-09-08 三菱日立工具株式会社 氮化钛铝硬质皮膜、硬质皮膜包覆工具及它们的制造方法
JP6037255B1 (ja) * 2016-04-08 2016-12-07 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具およびその製造方法
US10100403B2 (en) 2016-04-08 2018-10-16 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Surface-coated cutting tool and method of producing the same
CN110461511A (zh) * 2017-03-22 2019-11-15 三菱综合材料株式会社 金刚石包覆硬质合金切削工具
US10745802B2 (en) 2017-03-22 2020-08-18 Mitsubishi Materials Corporation Diamond-coated cemented carbide cutting tool
CN112770858A (zh) * 2018-09-28 2021-05-07 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刃性的表面包覆切削工具
CN112770858B (zh) * 2018-09-28 2023-05-16 三菱综合材料株式会社 硬质包覆层发挥优异的耐崩刃性的表面包覆切削工具

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6634647B2 (ja) 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具
CN104582881B (zh) 表面包覆切削工具
JP6548071B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
JP6620482B2 (ja) 耐チッピング性にすぐれた表面被覆切削工具
JP6548073B2 (ja) 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
CN103801718B (zh) 表面包覆切削工具
CN105073313A (zh) 表面包覆切削工具
CN103447600A (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN103567735B (zh) 表面包覆切削工具
CN107405695A (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN104801941A (zh) 表面包覆切削工具
CN104789938A (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN104070194A (zh) 表面包覆切削工具
CN104816141A (zh) 表面包覆切削工具
CN103372660A (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
CN104726848B (zh) 表面包覆切削工具
JP2018164961A (ja) 硬質被覆層が優れた耐摩耗性・耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具およびその製造方法
JP2020055097A (ja) 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
JP6850998B2 (ja) 硬質被覆層が優れた耐摩耗性・耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具
CN103372764B (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
KR102085536B1 (ko) 코팅 절삭 공구
CN104511731A (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
JP6850997B2 (ja) 硬質皮膜層が優れた耐チッピング性・耐熱亀裂性・耐酸化性を発揮する表面被覆切削工具
CN102463358B (zh) 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
JP2006116621A (ja) 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20150729