CN105073311B9 - 表面被覆氮化硼烧结体工具 - Google Patents

表面被覆氮化硼烧结体工具 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃部分包括立方氮化硼烧结体和形成在所述立方氮化硼烧结体表面上的覆层(10)。覆层(10)包括B层(30)，所述B层(30)由交替层叠的两种以上具有不同组成的薄膜层(31,32)的一层或多层构成。作为薄膜层的构成层之一的薄膜层B1(31)的厚度为大于30nm且小于200nm。构成薄膜层且不同于薄膜层B1(31)的薄膜层B2(32)由交替层叠的两种以上具有不同组成的化合物层(32A、32B)的一层或多层构成，各种化合物层的层数为1以上，化合物层(32A、32B)各自具有0.5nm以上且小于30nm的厚度。

Description

表面被覆氮化硼烧结体工具
技术领域
本发明涉及一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃 部分包括立方氮化硼烧结体和在该立方氮化硼烧结体的表面上形成 的覆层。
背景技术
其中立方氮化硼烧结体的表面上被覆有陶瓷材料等的覆层的工 具展示出了优良的耐磨性，因此将这些工具用作切削淬火钢用切削工 具。近年来，在这种切削加工中需要高精度，因此需要改进工件表面 的表面粗糙度。
为了满足该需求，例如WO 2010/150335(专利文献1)和WO 2012/005275(专利文献2)提出了其中立方氮化硼烧结体的表面上 被覆有覆膜的工具，其中上述覆膜由下层和上层构成，所述下层由具 有特定陶瓷组成的多个层制成，而所述上层由薄膜层制成。
此外，作为这种被覆有多个层的工具的基材，(例如)还使用 了硬质合金来代替立方氮化硼烧结体(日本专利待审公开No. 2008-188689(专利文献3)和日本专利公开No.2008-534297(专利文 献4))。
引用列表
专利文献
专利文献1：WO 2010/150335
专利文献2：WO 2012/005275
专利文献3：日本专利待审公开No.2008-188689
专利文献4：日本专利公开No.2008-534297
发明内容
技术问题
已知的是使用如下所述的工具作为钢加工用切削工具改进了耐 磨性：在所述工具中，由硬质合金制成的基材的表面被覆有具有陶瓷 组成的多个层。然而，在加工淬火钢的情况中，即使用于该应用中的 采用立方氮化硼烧结体作为基材的切削工具的表面被覆有具有陶瓷 组成的多个层，也没有改进耐磨性。还需要进一步改进工件表面的表 面粗糙度。例如，在淬火钢的低速加工等情况中，也需要改进工件表 面的表面粗糙度。
鉴于上述情况完成了本发明，本发明的目的在于改进工具在淬 火钢加工等过程中(特别是淬火钢的低速加工等情况中)的耐磨性， 其中在所述工具中，至少切削刃部分包括由立方氮化硼烧结体制成的 基材。
解决问题的手段
为了解决上述问题，本发明的本发明人研究了当加工淬火钢时 出现的工具磨损的情况。由此，揭示了除了常见的月牙洼磨损和后刀 面磨损之外，在切削刃端部(磨损部分的一端)的边界处还会发生边 界磨损，该边界磨损最为显著地影响工具使用寿命。据信，在淬火钢 的低速加工等情况中也发生边界磨损。淬火钢的低速加工等导致在副 切屑刃的边界处切屑厚度无限小，这引发抗张应力。据信，这样的后 果是工具的覆层发生机械磨损。
本发明人基于该发现进行了深入研究，结果发现为了抑制这种 边界磨损，最有效的是以特定的层叠方式层叠具有特定组成的层，基 于该发现进行了进一步研究从而完成了本发明。
在根据本发明的表面被覆氮化硼烧结体工具中，至少切削刃部 分包括立方氮化硼烧结体和形成在所述立方氮化硼烧结体表面上的 覆层。所述立方氮化硼烧结体包含30体积％以上80体积％以下的立 方氮化硼，并且还包含结合相，该结合相包含铝化合物、不可避免的 杂质、以及选自在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和 6族元素的氮化物、碳化物、硼化物和氧化物及其固溶体所构成的组 中的至少一种化合物。覆层包括A层和B层。A层由MLaza1构成， 其中M表示Al、Si、以及元素周期表中的4族元素、5族元素和6 族元素中的一种或多种；La表示B、C、N和O中的一种或多种；且 za1为0.85以上1.0以下。B层是通过交替层叠一层或多层的各薄膜 层而形成的，其中所述各薄膜层为具有不同组成的两种或多种薄膜层。 各薄膜层的厚度为超过30nm且小于200nm。作为薄膜层之一的B1 薄膜层由(Ti1-xb1-yb1Sixb1M1yb1)(C1-zb1Nzb1)构成，其中M1表示Al、以 及在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6 族元素中的一种或多种；xb1为0.01以上0.25以下；yb1为0以上 0.7以下；且zb1为0.4以上1以下。作为所述薄膜层之一的不同于 所述B1薄膜层的B2薄膜层是通过交替层叠一层或多层的各化合物 层而形成的，其中所述各化合物层为具有不同组成的两种或多种化合 物层，每个所述化合物层的厚度为0.5nm以上且小于30nm。作为 所述化合物层之一的B2a化合物层由(Ti1-xb2-yb2Sixb2M2yb2)(C1-zb2Nzb2) 构成，其中M2表示Al、以及在日本使用的元素周期表中除了Ti之 外的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种；xb2为0.01以 上0.25以下；yb2为0以上0.7以下；且zb2为0.4以上1以下。作 为所述化合物层之一的不同于所述B2a化合物层的B2b化合物层由 (Al1-xb3M3xb3)(C1-zb3Nzb3)构成，其中M3表示Si、以及在日本使用的元 素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种；xb3 为0.2以上0.77以下；且zb3为0.4以上1以下。A层的厚度为0.2μm 以上10μm以下。B层的厚度为0.05μm以上5μm以下。覆层的整 体厚度为0.25μm以上15μm以下。
发明的有益效果
根据本发明，工具在淬火钢的加工等过程中(特别是淬火钢的 低速加工等情况中)的耐磨性得以改进，在所述工具中，至少切削刃 部分包括由立方氮化硼烧结体制成的基材。
附图说明
图1是示出了根据本发明实施例的表面被覆氮化硼烧结体工具的 一个示例性结构的截面视图。
图2是示出了根据本发明实施例的表面被覆氮化硼烧结体工具的 主要部分的一个示例性结构的截面视图。
具体实施方式
下文将更详细地描述本发明。在实施方案的以下说明中，结合附 图给出所述说明，其中相同的附图标记表示相同或相应的元件。
<表面被覆氮化硼烧结体工具的结构>
至少根据本发明的表面被覆氮化硼烧结体工具的切削刃部分包括 立方氮化硼烧结体(以下称为“cBN烧结体”，术语“cBN”为立方 氮化硼(cubic Boron Nitride)的缩写)和在所述cBN烧结体的表面上形 成的覆层。具有这种基本结构的表面被覆氮化硼烧结体工具尤其能够 有效地用于机械加工(例如切削)烧结合金和难加工铸铁，或者用于 加工淬火钢，此外还能适用于除了上述之外的普通金属的各种加工。
<cBN烧结体>
在表面被覆氮化硼烧结体工具的切削刃部分中，cBN烧结体构成 所述工具的基材，并且所述cBN烧结体包含30体积％以上80体积％ 以下的立方氮化硼(以下称为“cBN”)，并且还包含结合相。本文 中所用的结合相包含铝化合物、不可避免的杂质以及选自由在日本使 用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素的氮化物、碳化 物、硼化物和氧化物及其固溶体构成的组中的至少一种化合物。结合 相将cBN结合在一起。当cBN烧结体含有30体积％以上的cBN时， 能够防止表面被覆氮化硼烧结体工具的基材的耐磨性降低。此外，当 cBN烧结体包含80体积％以下的cBN时，cBN可以分散在cBN烧结 体中，从而通过结合相确保了cBN之间的接合强度。本文中，根据以 下方法确定cBN的体积含量。对cBN烧结体进行镜面抛光，然后用电 子显微镜以2000倍的放大倍率获得cBN烧结体中给定区域的结构的反 射电子图像。此时，cBN制颗粒(以下称为“cBN颗粒”)以黑色区 域示出，结合相以灰色或白色区域示出。由获得的cBN烧结体结构的 图像，利用图像处理对cBN烧结体区域和结合相区域进行二值化以确 定cBN颗粒的占有面积。通过将所确定的cBN颗粒的占有面积代入如 下公式能够确定cBN的体积含量：
(cBN的体积含量)＝(cBN颗粒的占有面积)/(cBN烧结体结构的 成像面积)×100。
优选地，cBN烧结体包含50体积％以上65体积％以下的cBN。当 cBN烧结体包含50体积％以上的cBN时，可以提供在耐磨性和耐缺损 性之间具有优异均衡性的表面被覆氮化硼烧结体工具的基材。此外， 当cBN烧结体包含65体积％以下的cBN时，则能够通过结合相而增 加cBN之间的接合强度。
优选地，在cBN烧结体和覆层之间的界面处，cBN颗粒朝向覆层 的突出程度大于结合相的突出程度。这增加了cBN烧结体和覆层之间 的密着性。更优选地，cBN颗粒和结合相之间的高度差为0.05μm以 上1.0μm以下。当高度差在0.05μm以上时，可以实现锚定效果。此 外，当高度差在1.0μm以下时，能够抑制cBN颗粒从cBN烧结体中 脱落。更优选地，cBN颗粒和结合相之间的高度差为0.1μm以上0.5μm 以下。当高度差在0.1μm以上时，可以有效地实现锚定效果。此外， 当高度差在0.5μm以下时，能够进一步抑制cBN颗粒从cBN烧结体 中脱落。此处，按照与以下所述的测量覆层的整体厚度等相同的方法 测定高度差。
优选地，由cBN烧结体和覆层之间的界面处向cBN烧结体的内部， cBN烧结体中的cBN体积含量增加。因此，在cBN烧结体和覆层之间 的界面处，结合相的体积含量高于cBN的体积含量，其结果是提高了 cBN烧结体和覆层之间的密着性。另一方面，在cBN烧结体的内部， cBN的体积含量高于结合相的体积含量，这使得cBN烧结体的耐缺损 性得以提高。例如，接近与覆层间的界面处(在朝向cBN烧结体的内 部的方向上距离cBN烧结体和覆层之间的界面0μm以上20μm以下 的区域)的cBN体积含量为40％。在cBN烧结体的厚度方向上的中心 附近(在朝向cBN烧结体的内部的方向上距离cBN烧结体和覆层之间 的界面20μm以上100μm以下的区域)，cBN体积含量为60％。
优选地，由cBN烧结体和覆层之间的界面处向cBN烧结体的内部， 包含在cBN烧结体中的cBN颗粒的粒径增大。因此，在cBN烧结体 和覆层之间的界面处，cBN颗粒的粒径较小，其结果是提高了cBN烧 结体和覆层之间的密着性。另一方面，在cBN烧结体的内部，cBN颗 粒的粒径较大，这提高了韧性。例如，在朝向cBN烧结体的内部的方 向上距离cBN烧结体和覆层之间的界面0μm以上20μm以下的区域 内，cBN颗粒的粒径为0.1μm以上1μm以下。在朝向cBN烧结体的 内部的方向上距离cBN烧结体和覆层之间的界面20μm以上300μm 以下的区域内，cBN颗粒的粒径为2μm以上10μm以下。在本文中， 按以下方法测定cBN颗粒的粒径。在确定cBN的体积含量时所获得的 cBN烧结体结构的反射电子图像中，测量与cBN颗粒外接的圆的直径， 并且将所测定的直径确定为cBN颗粒的粒径。
值得注意的是，所述cBN烧结体可以设置在表面被覆氮化硼烧结 体工具的切削刃部分。因此，表面被覆氮化硼烧结体工具的基材可以 包括由cBN烧结体制成的切削刃部分、以及由不同于cBN烧结体的材 料(例如，硬质合金)制成的基材本体。在这种情况下，优选利用介 于切削刃部分与基材本体之间的钎焊材料等将由cBN烧结体制成的切 削刃部分接合至基材本体上。可以考虑接合强度或熔点来选择钎焊材 料。cBN烧结体也可构成表面被覆氮化硼烧结体工具的整个基材。
<覆层>
覆层包括A层和B层。只要本发明的覆层包括A层和B层，它还 可以包括除了A层和B层之外的其他层。这种其他层的例子可包括但 不限于如下所述的位于A层和B层之间的C层，以及作为底层的D层。
覆层的厚度为0.25μm以上15μm以下。当覆层的厚度为0.25μm 以上时，能够防止发生由于覆层的厚度变小而造成的表面被覆氮化硼 烧结体工具的耐磨性劣化。当覆层的厚度为15μm以下时，能够改善 覆层在切削的初始阶段的耐崩裂性。覆层的厚度优选为0.7μm以上 4μm以下。
在本文中，覆层的整体厚度和下述每个层的厚度、以及层叠层的 数量均通过以下方式确定：切削表面被覆氮化硼烧结体工具，并用SEM (扫描电子显微镜)或TEM(透射电子显微镜)观察截面。用配备有 SEM或TEM的EDX分析仪(能量色散型X射线分析仪)测定构成覆 层的下述各层的组成。
覆层可以仅设置在表面被覆氮化硼烧结体工具的切削刃部分，它 也可以设置在表面被覆氮化硼烧结体工具基材的全部表面上，或者可 以不设置在与切削刃部分区域不同的部分。或者，在与切削刃部分不 同的区域中，覆层中的一部分的层叠结构可以是部分不同的。
<A层>
A层由MLaza1构成，其中M表示Al、Si、以及在日本使用的元 素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种；La 表示B、C、N和O中的一种或多种；且za1为0.85以上1.0以下。 这使得A层能够发生平滑磨损。换句话说，A层发生磨损而不会发生 剥落、破损、崩裂等。因此，能够改善表面被覆氮化硼烧结体工具的 耐月牙洼磨损性和耐后刀面磨损性。
A层优选由(Ti1-xaMaxa)(C1-za2Nza2)构成，其中Ma表示Al、Si、以 及在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6 族元素中的一种或多种；xa为0以上0.7以下；za2为0以上1以下。 当A层包含Ti时，可以进一步抑制磨损过程中A层的剥落、破损、 崩裂等。更优选地，Ma的组成xa为0以上0.3以下。其使得进一步抑 制了磨损过程中A层的剥落、破损、崩裂等。值得注意的是，当A层 由(Ti1-xa(1)-xa(2)Ma(1)xa(1)Ma(2)xa(2))(C1-za2Nza2)组成时，xa(1)和xa(2)之和 优选为0以上0.7以下，更优选为0以上0.3以下。这也同样适用于如 下所述的B层、C层和D层。
优选地，在A层中，N的组成从A层的cBN烧结体侧朝向其表面 侧以阶梯式或坡度式的方式变化。例如，当A层的cBN烧结体侧的N 组成高时，能够改善耐缺损性和耐剥落性。当A层的表面侧的N组成 低时，能够进一步抑制A层在磨损期间的剥落、破损、崩裂等。此处 所使用的表述“N的组成从A层的cBN烧结体侧朝向其表面侧以阶梯 式的方式改变”是指由A层的cBN烧结体侧朝向A层的表面侧，N的 组成不连续地升高或降低，这意味着(例如)通过层叠具有不同N组 成的两种以上的层而获得的结构。此处所使用的表述“N的组成从A 层的cBN烧结体侧朝向其表面侧以坡度式的方式变化”是指由A层的 cBN烧结体侧朝向A层的表面侧，N的组成连续地升高或降低，这意 味着(例如)在连续地改变N原料气体与C原料气体之间的流速比的 同时形成的结构。
优选地，A层在其表面侧具有这样的区域，该区域中的C组成高 于A层的cBN烧结体侧的C组成。其结果是改善了A层的cBN烧结 体侧的耐缺损性和耐剥落性，同时进一步抑制了A层的表面侧在磨损 期间发生A层的剥落、破损、崩裂等。此处所使用的表述“A层的cBN 烧结体侧”是指在朝向A层的内部的方向上，距离A层的最接近cBN 烧结体的面0μm以上0.1μm以下的区域。此处所使用的“A层的表 面侧”是指A层的与cBN烧结体侧相对的一侧，并且是指在朝向A层 的内部的方向上，距离A层的最远离cBN烧结体的面0μm以上0.1μm 以下的区域。
A层的厚度为0.2μm以上10μm以下。当A层的厚度为0.2μm以 上时，能够提供具有优异的耐月牙洼磨损性和耐后刀面磨损性的表面 被覆氮化硼烧结体工具。另一方面，当A层的厚度超过10μm时，可 能难以进一步改善表面被覆氮化硼烧结体工具的耐月牙洼磨损性和耐 后刀面磨损性。A层优选位于比B层更接近表面被覆氮化硼烧结体工 具的表面侧的位置。因此，由于A层经历平滑磨损，所以能够抑制裂 缝的形成。即使形成裂缝，B层也能够抑制裂缝朝向基材蔓延。
<B层>
B层是通过交替层叠一层或多层的各薄膜层而形成的，其中所述 各薄膜层为具有不同组成的两种或多种薄膜层。在下文中，将通过示 例的方式描述具有这样结构的B层，在所述结构中，一层或多层的 各B1薄膜层和B2薄膜被交替层叠。然而，本发明的B层可包括除 B1薄膜层和B2薄膜层之外的其他层，只要它包括B1薄膜层和B2薄 膜即可。B层的厚度为0.05μm以上5μm以下。
优选地，B层整体的Si组成的平均值为0.003以上0.25以下。这 提高了B层的耐剥落性，从而阻止了氧气进入B层和A层或基材之间 的界面。B层整体的Si组成的平均值更优选为0.005以上0.2以下，甚 至更优选为0.005以上0.15以下。本文中，使用以下等式确定B层整 体的Si组成的平均值：
(B层整体的Si组成的平均值)＝[{(构成B层的各层的Si组成)× (各层的厚度)}的总和]/(B层的总厚度)。
B1薄膜层由(Ti1-xb1-yb1Sixb1M1yb1)(C1-zb1Nzb1)构成，其中M1表示 Al、以及在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族 元素和6族元素中的一种或多种；xb1为0.01以上0.25以下；yb1 为0以上0.7以下；且zb1为0.4以上1以下。优选地，M1表示Cr、 Nb和W中的至少一者。M1的组成yb1优选为0以上0.4以下，且 更优选为0.05以上0.15以下。B1薄膜层的厚度为超过30nm且小于 200nm。
B2薄膜层是通过交替层叠一层或多层的各化合物层而形成的， 所述各化合物层为具有不同组成的两种或多种化合物层。在下文中， 将通过示例的方式描述具有这样结构的B2薄膜层，在所述结构中， 一层或多层的各B2a化合物层和B2b化合物层被交替层叠。然而， 本发明的B2薄膜层可包括除B2a化合物层和B2b化合物层之外的其 他层，只要它包括B2a化合物层和B2b化合物层即可。B2薄膜层的厚 度为超过30nm且小于200nm。
B2a化合物层由(Ti1-xb2-yb2Sixb2M2yb2)(C1-zb2Nzb2)构成，其中M2表 示Al、以及在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5 族元素和6族元素中的一种或多种；xb2为0.01以上0.25以下；yb2 为0以上0.7以下；且zb2为0.4以上1以下。M2优选表示Cr、Nb 和W中的至少一者，且更优选表示与所述M1的元素相同的元素。M2 的组成yb2优选为0以上0.4以下，更优选为0.05以上0.15以下。更 优选地，M2的组成yb2具有与M1的组成yb1的值相同的值。B2a化 合物层的厚度为0.05nm以上且小于30nm。
B2b化合物层由(Al1-xb3M3xb3)(C1-zb3Nzb3)构成，其中M3表示Si、 以及在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中 的一种或多种；xb3为0.2以上0.77以下；且zb3为0.4以上1以下。 优选地，M3优选表示Ti和Cr中的至少一者。M3的组成xb3优选为 0.25以上0.5以下，且更优选为0.25以上0.4以下。B2b化合物层的厚 度为0.5nm以上且小于30nm。
值得注意到是B层的底层可以是B1薄膜层或是B2薄膜层。B层 的顶层可以是B1薄膜层或是B2薄膜层。B2薄膜层的底层可以是B2a 化合物层或是B2b化合物层。B2薄膜层的顶层可以是B2a化合物层或 是B2b化合物层。
优选地，B2薄膜层的平均厚度t2与B1薄膜层的平均厚度t1之 比t2/t1落入0.5＜t2/t1≤10.0的范围内。这使得表面被覆氮化硼烧结体 工具的耐边界磨损性(特别是低速切削过程中的表面被覆氮化硼烧结 体工具的耐边界磨损性)得到进一步改善。此处，使用以下等式确定 B1薄膜层的平均厚度t1。也用类似的方式确定B2薄膜层的平均厚度 t2。
(B1薄膜层的平均厚度t1)＝(B1薄膜层的厚度总和)/(B1薄膜层 的层数)。
更优选地，t2/t1落入1.5＜t2/t1≤5.0的范围内。这使得表面被覆 氮化硼烧结体工具的耐边界磨损性(特别是低速切削过程中的表面被 覆氮化硼烧结体工具的耐边界磨损性)得到进一步改善。由此，可以 提供对于重复冲击、振动等具有优异耐磨性的表面被覆氮化硼烧结体 工具。还更优选地，t2/t1落入2.0＜t2/t1≤4.5的范围内。
甚至更优选地，在A层位于比B层更接近表面侧的位置时，在cBN 烧结体侧，t2/t1落入1.5＜t2/t1≤5.0的范围内，并且在朝向A层的方 向上t2/t1降低，并在A层侧落入1.2＜t2/t1＜2的范围内。这样的结果 是抑制在B层的A层侧上形成裂缝，同时在B层的cBN烧结体侧抑制 了裂缝朝向cBN烧结体蔓延。此处所使用的“B层的A层侧”是指位 于最接近A层的B1薄膜层和B2薄膜层。此处使用的“B层的cBN烧 结体侧”是指位于最接近cBN烧结体的B1薄膜层和B2薄膜层。
<C层>
优选地，覆层还包括位于A层和B层之间的C层，C层由McLczc 构成，其中Mc表示Al、Si、以及在日本使用的元素周期表中的4族 元素、5族元素和6族元素中的一种或多种；Lc表示B、C、N和O 中的一种或多种；且zc为0以上0.85以下。这增加了A层和B层之 间的密着性。此外，在A层位于比B层更接近表面侧的情况下，能够 在C层中阻止A层中形成的裂缝朝向基材蔓延。
更优选地，C层的厚度为0.005μm以上0.5μm以下。当C层的厚 度在0.005μm以上时，通过设置C层能够获得足够好的效果。当C层 的厚度在0.5μm以下时，能够避免由于设置C层而导致的覆层的厚度 过大。甚至更优选地，C层的厚度为0.01μm以上0.2μm以下。
更优选地，在构成C层McLczc中，Lc的组成zc大于0且小于0.7。 当Lc的组成zc大于0时，能够改进C层的耐热性以及化学耐磨损性， 其结果是在c层中有效地抑制了A层中形成的裂缝蔓延。甚至更优选 地，Lc的组成zc为0.2以上0.5以下。
更优选地，C层包含至少一种或多种形成A层和B层的元素。当 C层包含至少一种或多种形成A层的元素时，能够增加A层和C层之 间的密着性。当C层包含至少一种或多种形成B层的元素时，能够增 加A层和B层之间的密着性。更优选地，C层包含至少一种或多种形 成位于A层的C层侧和B层的C层侧的一部分的元素。
<D层>
优选地，覆层还包括位于基材和B层之间的D层，D层由MdLdzd 构成，其中Md表示Al、Si、以及在日本使用的元素周期表中的4族 元素、5族元素和6族元素中的一种或多种；Ld表示B、C、N和O 中的一种或多种；且zd为0.85以上1.0以下。该D层与cBN烧结体 间具有优异的密着性。因此，当覆层还包括D层时，能够增加cBN烧 结体和覆层之间的密着性。更优选地，在形成D层的MdLdzd中，Ld 是N。
更优选地，D层由(Al1-xdMd2xd)Ldzd构成，其中Md2表示Si以及 在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一 种或多种；且xd为0.25以上0.45以下。当D层包括Al时，能够进 一步增加cBN烧结体和覆层之间的密着性。更优选地，在构成D层的 (Al1-xdMd2xd)Ldzd中，Md2为Ti、Cr和V中的至少一种或多种。
更优选地，D层的厚度为0.05μm以上1.0μm以下。当D层的厚 度为0.05μm以上时，通过设置D层能够获得足够好的效果。当D层 的厚度在1.0μm以下时，能够避免由于设置D层而导致的覆层的厚度 过大。甚至更优选地，D层的厚度为0.1μm以上0.5μm以下。
<表面被覆氮化硼烧结体工具的制造方法>
根据本发明的表面被覆氮化硼烧结体工具的制造方法(例如)包 括如下步骤：制备至少在切削刃部分含有cBN烧结体的基材；并且至 少在cBN烧结体的表面上形成覆层。基材的制备步骤优选包括形成 cBN烧结体的步骤，并且形成cBN烧结体的步骤优选包括在高温高压 下烧结cBN颗粒和结合相的原料粉末的混合物的步骤。更优选地，基 材的制备步骤还包括将cBN烧结体与具有预定形状的基材本体接合的 步骤。
覆层的形成步骤优选包括利用电弧离子镀方法(一种利用真空电 弧放电使固体物料蒸发的离子镀覆法)形成覆层的步骤、或使用溅射 法形成覆层的步骤。利用电弧离子镀法时，可使用包含用于形成覆层 的金属种类的金属蒸发源，以及诸如CH4、N2、O2之类的反应物气体 来形成覆层。可以采用已知条件作为形成覆层的条件。利用溅射法时， 可使用包含用于形成覆层的金属种类的金属蒸发源，诸如CH4、N2、 O2之类的反应物气体，和诸如Ar、Kr、Xe之类的溅射气体来形成覆 层。可以采用已知条件作为形成覆层的条件。
[例子]
下面将参照实施例更详细地描述本发明。然而本发明不限于这些 实施例。
<表面被覆氮化硼烧结体工具的制造>
图1是示出了根据本发明实施例的表面被覆氮化硼烧结体工具的 一个示例性结构的截面视图。图2是示出了根据本发明实施例的表面 被覆氮化硼烧结体工具的主要部分的一个示例性结构的截面视图。
<样品1的制造>
<cBN烧结体A的形成>
首选，将平均粒径为1μm的TiN粉末和平均粒径为3μm的Ti 粉末混合，以得到Ti∶N＝1∶0.6的原子比。在1200℃下，在真空中对 得到的混合物进行热处理30分钟。由此获得了由TiN0.6制成的金属间 化合物粉末。
接着，将TiN0.6制成的金属间化合物粉末和平均粒径为4μm的 Al粉末混合，以得到TiN0.6∶Al＝90∶10的质量比。在1000℃下，在真 空中对得到的混合物进行热处理30分钟。利用球磨机均匀磨碎通过热 处理得到的化合物，所述球磨机使用由硬质合金制成且直径为6mm的 球介质。由此获得结合相的原料粉末。
然后，将结合相的原料粉末和平均粒径为1.5μm的cBN颗粒共 混，使得在cBN烧结体中cBN含量为30体积％，，并且利用球磨机进 行均匀混合，该球磨机使用由氮化硼制成且直径为3mm的球介质。将 所得的混合粉末在由硬质合金制成的支承板上沉积，并装入Mo胶囊内。 然后，利用超高压装置在1300℃的温度和5.5GPa的压力下，对该混 合粉末进行烧结30分钟。由此获得cBN烧结体A。
<基材的形成>
准备由硬质合金材料(相当于K10)制成并具有ISO DNGA150408的形状的基材本体。将上述cBN烧结体A(形状：具 有等腰三角形作为底面且厚度为2mm的三角柱体，其中该等腰三角 形底面的顶角55°，并且夹着该顶角的两条侧边均为2mm)接合至 所准备的基材本体的刀头(角部)。使用由Ti-Zr-Cu制成的钎焊材料 以进行接合。对该接合体的外周面、顶面和底面进行研磨以在刀头上 形成负刃带(negative land)(宽度为150μm且角度为25°)。以 这种方式，获得具有由cBN烧结体A制成的切削刃部分的基材3。
将得到的基材3置于膜沉积装置内，并排空所述装置。此后将装 置加热到500℃，然后引用Ar气(压力：1Pa)，对基材3施加偏压(-500 V)并利用Ar离子蚀刻基材3。然后从膜沉积装置中排出Ar气体。
<覆层的形成>
<D层的形成>
在上述膜沉积装置内，在基材3上形成D层20。具体来说，通过 在以下条件下利用气相沉积形成厚度为0.5μm的D层：
靶：包含66原子％的Al和34原子％的Cr
引入的气体：N2
膜沉积压力：5Pa
电弧放电电流：150A
基板偏压：-35V
旋转台转速：3rpm。
<B层的形成>
在上述膜沉积装置内，在D层20上形成B层30。具体来说，通过 在以下条件下利用气相沉积形成总厚度为35nm的B1薄膜层31：
靶B1：包含90原子％的Ti和10原子％的Si
引入的气体：N2
膜沉积压力：3Pa
电弧放电电流：150A
基板偏压：-40V
旋转台转速：4rpm。
接着，在以下所示的条件下，利用气相沉积形成总厚度为165nm 的B2薄膜层32。此时，调整用于靶B2a和B2b的电弧电流和设置有 基材的旋转台的转速，从而使B2a化合物层32A的厚度为2.5nm，B2b 化合物层32B的厚度为3nm。
靶B2a：包含90原子％的Ti和10原子％的Si
靶B2b：包含66原子％的Al和34原子％的Cr
引入的气体：N2
膜沉积压力：3Pa
基板偏压：-50V。
然后，5个B1薄膜层31和5个B2薄膜层32彼此交替叠加。以这 种方式，形成总体厚度为1μm的B层30。
<A层的形成>
在上述膜沉积装置内，在C层40上形成A层50。具体来说，在 以下条件下利用气相沉积形成厚度为0.1μm的A层：
靶：Ti
引入的气体：N2和CH4(调整流速从而使得到的薄膜具有C∶N＝1∶4 的原子比)
膜沉积压力：1Pa
电弧放电电流：160A
基板偏压：-400V
旋转台转速：3rpm。
如上所述，所形成的覆层10依次包括位于基材3上的D层20、B 层30和A层50，由此制造了样品1。
<样品2至7的制造>
按照如上所述样品1的制造方法制造样品2至7，不同之处在于： 根据表1所示的值改变A层的厚度。
<样品8的制造>
按照上述cBN烧结体A的形成方法获得cBN烧结体D，不同之处 在于：将cBN颗粒和结合相的原料粉末共混以使得在cBN烧结体中的 cBN含量变为如表3所示的数值。使用获得的cBN烧结体D，按照上 述样品1基材的制造方法形成样品8的基材。
接着，在以下条件下利用气相沉积形成厚度为0.02μm的D层：
靶：包含66原子％的Al和40原子％的Cr
引入的气体：N2
膜沉积压力：0.7Pa
电弧放电电流：130A
基板偏压：-35V
旋转台转速：3rpm。
然后按照上述样品1的制造方法形成B层。此时，调整靶B2a和 靶B2b的电弧电流以及设置有基材的旋转台转速，从而使B2a化合物 层31以及B2b化合物层各自的厚度为1.5nm。由此，利用气相沉积形 成了整体厚度为12nm的B2薄膜层。
然后，在以下所示的条件下，调整N2的流速和CH4的流速以使得 到的膜的组成变为TiC0.4N0.6，由此通过利用气相沉积形成厚度为0.1μm 的A层。
靶：Ti
引入的气体：N2和CH4
膜沉积压力：2Pa
电弧放电电流：140A
基板偏压：-600V
旋转台转速：4rpm。
<样品9至10的制造>
按照如上所述样品8的制造方法制造样品9和10，不同之处在于： 通过改变B2a化合物层的数目和B2b化合物层的数目、并通过改变B1 薄膜层和B2薄膜层的数目，从而改变B层的整体厚度，并且将A层的 厚度改变为表1所示的厚度。
<样品11至14的制造>
按照如上所述样品8的制造方法制造样品11，不同之处在于：通 过改变B2a化合物层的数目和B2b化合物层的数目、并通过改变B1薄 膜层和B2薄膜层的数目，从而改变B层的整体厚度，并在以下所示的 条件下形成A层。具体来说，仅在A层形成开始直到A层的厚度达到 1μm的时间段内，通过引入N2将膜沉积压力设定为2Pa。然后，逐渐 减少N2同时逐渐增加CH4，从而进一步形成A层的额外0.6μm厚度。 此时，逐渐减少N2同时逐渐增加CH4，直到组成变为TiC0.4N0.6。由此 制造样品11。类似地，制造样品12至14。
靶：Ti
引入的气体：N2和CH4
电弧放电电流：140A
基板偏压：-600V
旋转台转速：4rpm。
值得注意的是，在样品的制造期间，准备靶，并调整引入气体的类 型及其供应量，从而获得具有如表1和2所示组成的层。作为引入的气 体，适合使用的是Ar、N2和CH4等。根据需要将膜沉积压力在0.1Pa 至7Pa的范围内调节，根据需要将电弧放电电流在60A至200A的范 围内调节，根据需要将基板偏压在-25V至-700V的范围内调节，并且 根据需要将旋转台的转速调剂为在0.5rpm至10rpm的范围内。相同的 方法也适用于以下所述的样品15至56。
<样品15的制造>
按照上述cBN烧结体A的形成方法获得cBN烧结体B，不同之处 在于：将cBN颗粒和结合相的原料粉末共混，以使得在cBN烧结体中 的cBN含量变为如表3所示的数值。使用获得的cBN烧结体B，按照 上述样品1的基材的制造方法来形成各样品15至20的基材。
接着，按照上述样品1和11的制造方法，依次形成D层、B层和 A层。由此制造样品15。
<样品16至20的制造>
按照上述样品15的制造方法，制造样品16至20，不同之处在于： 按照以下方法形成C层。
靶：Ti
引入的气体：Ar
膜沉积压力：2Pa
电弧放电电流：150A
基板偏压：-70V
旋转台转速：3rpm。
<样品21至26的制造>
按照上述cBN烧结体A的形成方法获得cBN烧结体C，不同之处 在于：将cBN颗粒和结合相的原料粉末共混，以使得在cBN烧结体中 的cBN含量变为如表3所示的数值。使用获得的cBN烧结体C，按照 上述样品1中基材的制造方法形成各样品21至26的基材。
接着，按照上述样品1和11的制造方法依次形成D层、B层和A 层。由此制造样品21至26。
<样品27至31的制造>
按照上述cBN烧结体A的形成方法获得cBN烧结体E，不同之处 在于：将cBN颗粒和结合相的原料粉末共混，以使得在cBN烧结体中 的cBN含量变为如表3所示的数值。使用获得的cBN烧结体E，按照 上述样品1中基材的制造方法形成样品27的基材。
接着，按照上述样品1和16的制造方法依次形成D层、B层、C 层和A层。由此制造样品27至31。
<样品32至36的制造>
按照上述cBN烧结体D的形成方法获得cBN烧结体F，不同之处 在于：将平均粒径为0.5μm的cBN颗粒和结合相的原料粉末共混。使 用获得的cBN烧结体F，按照上述样品1中基材的制造方法形成各样品 32至36的基材。接着，按照上述样品1的制造方法依次形成D层、B 层和A层。由此制造样品32至36。
<样品37至40的制造>
按照上述cBN烧结体D的形成方法获得cBN烧结体G，不同之处 在于：将平均粒径为3μm的cBN颗粒和结合相的原料粉末共混。使用 获得的cBN烧结体G，按照上述样品1中基材的制造方法形成各样品 37至40的基材。
接着，按照上述样品1、11和16的制造方法依次形成D层、B层、 C层和A层。由此制造样品37至40。
<样品41至45的制造>
首先，将平均粒径为1μm的TiCN粉末和平均粒径为3μm的Ti 粉末混合，以得到Ti∶C∶N＝1∶0.3∶0.3的原子比。在1200℃下，在真空 中对得到的混合物进行热处理30分钟，然后磨碎。由此获得了由 TiC0.3N0.3制成的金属间化合物粉末。
接着，将由TiC0.3N0.3制成的金属间化合物粉末和平均粒径为4μm 的Al粉末混合，以得到TiC0.3N0.3∶Al＝90∶10的质量比。在1000℃下， 在真空中对得到的混合物进行热处理30分钟。利用球磨机均匀磨碎通 过热处理得到的化合物，所述球磨机使用硬质合金制成且直径为6mm 的球介质。由此获得结合相的原料粉末。此后，按照上述cBN烧结体 D的形成方法获得cBN烧结体H。使用获得的cBN烧结体H，按照上 述样品1中基材的制造方法形成各样品41至45的基材。
接着，按照上述样品1和16的制造方法依次形成D层、B层、C 层和A层。由此制造样品41至45。
<样品46至53的制造>
使用如表1所示的cBN烧结体，按照如上所述样品1中基材的制 造方法形成各样品46至53的基材。接着，按照上述样品1、11和16 的制造方法依次形成D层、B层、C层和A层。由此制造样品46至53。
<样品54的制造>
首先，将平均粒径为1μm的TiCN粉末和平均粒径为3μm的Ti 粉末混合，以得到Ti∶C＝1∶0.6的原子比。在1200℃下，在真空中对得 到的混合物进行热处理30分钟，然后磨碎。由此获得了由TiC0.6制成 的金属间化合物粉末。
接着，将由TiC0.6制成的金属间化合物粉末和平均粒径为4μm的 Al粉末混合，以得到TiC0.6∶Al＝90∶10的质量比。在1000℃下，在真 空中对得到的混合物进行热处理30分钟。利用球磨机均匀磨碎通过热 处理得到的化合物，所述球磨机使用由硬质合金制成且直径为6mm的 球介质。由此获得结合相的原料粉末。此后，按照上述cBN烧结体D 的形成方法获得cBN烧结体I。使用获得的cBN烧结体I，按照上述样 品1中基材的制造方法形成样品54的基材。
接着，按照上述样品46至53的制造方法依次形成D层、B层、C 层和A层。由此制造样品54。
<样品55的制造>
按照上述样品1的制造方法制造样品55，不同之处在于不形成B 层、C层和D层。
<样品56的制造>
按照上述样品1的制造方法制造样品56，不同之处在于不形成A 层和C层。
表1
[表3]
表1中的TiCN*01至TiCN*08如表4中所示。在表2中，层数*21表 示B2a化合物层的数目和B2b化合物层的数目的总和，且层数*22表示 B1薄膜层的数目和B2薄膜层的数目的总和。
[表4]
在表4中，(例如)表述“1→0.6”是指组成比由1逐渐变为0.6。
<后刀面磨损量VB和表面粗糙度Rz的测量>
使用制造的样品1至56，在以下切削条件下进行切削(切削距离： 4km)。然后，用光学显微镜测定后刀面磨损量VB，并根据JIS标准 测量工件表面的表面粗糙度Rz。在表5的“VB(mm)”一栏中示出了 后刀面磨损量VB的测量结果，在表5的“Rz(mm)”一栏中示出了工 件表面的表面粗糙度Rz的测量结果。VB越小表示表面被覆氮化硼烧 结体工具的耐后刀面磨损性越高。Rz越小表示表面被覆氮化硼烧结体 工具的耐月牙洼磨损性、耐后刀面磨损小和耐边界磨损性越高。在本实 施例中，3μm以下的Rz是令人满意的。
(切削条件)
工件：高硬度钢(SCM415H/HRC60)
切削速度：100m/分钟(低速)
进给速度：f＝0.1mm/转
切削深度：ap＝0.1mm
切削油：稀释了20倍(湿的状态)的乳液(由Japan Fluid System 制造，商品名称为“System Cut 96”)。
<工具使用寿命的测量>
使用制造的样品1至56，在以上切削条件下进行切削。具体来说， 重复以下步骤：对工件进行切削至一定的切削距离，然后利用表面粗糙 度仪测量工件的表面粗糙度Rz。当工件的表面粗糙度Rz超过3.2μm 时，停止切削，并确定该时刻的切削距离{(一定的切削距离)×(当工件 的表面粗糙度Rz超过3.2μm时的切削次数n)}。另外也确定在工件的 表面粗糙度Rz超过3.2μm之前即刻的切削距离{(一定的切削距离)× (n-1)}。然后，利用当工件的表面粗糙度Rz超过3.2μm时工件的表面 粗糙度Rz的具体数值和在该时刻的切削距离，以及当工件的表面粗糙 度Rz超过3.2μm之前即刻的工件表面粗糙度Rz的具体数值和在该时 刻的切削距离，对切削距离与工件的表面粗糙度Rz之间的关系进行线 性近似，从而测定在工件的表面粗糙度Rz达到3.2μm的时间点上的切 削距离。表5的“切削距离(km)”一栏中示出了该结果。切削距离越长， 表示表面被覆氮化硼烧结体工具的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨损性和 耐边界磨损性越高。在本实施例中，7km以上的切削距离是令人满意 的。
<结果和考察>
在表5中示出了上述结果。
表5
样品2至6、9至13、15至20、22至25、28至30、33至35、38、 39、42至44和46至54各具有小的VB、3μm以下的Rz和7km以上 的切削距离。这些结果表明这些样品在低速切削期间具有优异的耐后刀 面磨损性、耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性。
另一方面，样品1、7、8、14、21、26、27、31、32、36、37、40、 41、45、55和56各具有3μm以上的Rz和大约3km至4km的切削距 离。这些结果表明这些样品在低速切削期间具有差的耐后刀面磨损性、 耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性。
<样品11、55和56>
首先，考察样品11和56。样品11和56具有非常接近的B层组成 和B层厚度、以及D层组成和D层厚度。然而，样品11包括A层， 而样品56不包括A层。样品11的Rz为3μm以下，切削距离为9km 以上，而样品56的VB超过样品11的2倍之高，其Rz为3μm以上， 且切削距离小于3km。
接下来，考察样品55。样品55包括A层，但是不包括B层。此外， 样品55的Rz大于3μm，切削距离为约3km。
上述结果表明，对于不包括A层和B层中的任一层的表面被覆氮 化硼烧结体工具，其在低速切削期间具有差的耐后刀面磨损性、耐月牙 洼磨损性和耐边界磨损性。然而，令人吃惊的是，同时包括A层和B 层的表面被覆氮化硼烧结体工具在低速切削期间所有的耐后刀面磨损 性、耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性方面都具有十分优异的结果。该发 现由本发明人首次获得。
<样品1至7>
由于样品1至7中的A层厚度不同。样品1至7各自具有大于3μm 的Rz以及约3km的切削距离。另一方面，样品2至6各自具有3μm 以下的Rz以及7km以上的切削距离。这些结果表明，当A层的厚度 在0.2μm以上10μm以下时，改进了在低速切削期间表面被覆氮化硼 烧结体工具的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性。
此外，样品3至5各自具有2.65μm以下的Rz以及7.5km以上的 切削距离。样品4和5各自具有8km以上的切削距离。这些结果表明 A层的厚度优选为0.5μm以上5μm以下，更优选1μm以上5μm以下.
<样品8至14>
样品8至14中的A层厚度和B层的整体厚度不同，它们的覆层厚 度也不同。样品8和14各自具有大于3μm的Rz以及约3km的切削距 离。另一方面，样品9至13各自具有3μm以下的Rz以及8km以上的 切削距离。这些结果表明，当覆层的厚度在0.25μm以上15μm以下时， 改进了在低速切削期间表面被覆氮化硼烧结体工具的耐后刀面磨损性、 耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性方面。
此外，样品9至12各自具有2.5μm以下的Rz以及8.5km以上的 切削距离。样品9至11各自具有约9km的切削距离。因此，上述结果 表明，覆层的厚度优选为0.5μm以上10μm以下，更优选为0.5μm以 上5μm以下。
<样品15至20>
尽管样品15至20具有不同的C层厚度，然而它们各自具有3μm 以下的Rz以及8km以上的切削距离。此外，样品16至19各自具有 2.5μm以下的Rz以及8.5km以上的切削距离。这些结果表明C层的 厚度优选为0.005μm以上0.5μm以下，更优选为0.01μm以上0.5μm 以下，甚至还更优选为0.01μm以上0.2μm以下。
<样品21至26>
样品21至26具有不同的B1薄膜层组成和B2薄膜层组成。样品 21和26各自具有大于3μm的Rz以及约3km至4km的切削距离。另 一方面，样品22至25各自具有2.7μm以下的Rz以及7.5km以上的 切削距离。这些结果表明当B1薄膜层和B2a化合物层的Si组成为0.01 以上0.25以下时，改进了在低速切削期间表面被覆氮化硼烧结体工具 的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性。
此外，样品23至25各自具有约2.5μm的Rz以及约8km的切削 距离。因此，这也揭示了B1薄膜层和B2a化合物层的Si组成优选为 0.05以上0.25以下，更优选为0.05以上0.2以下。
<样品27至31>
样品27至31具有不同的B1薄膜层厚度和B2薄膜层厚度。样品 27和31各自具有大于3μm的Rz以及约3km至3.5km的切削距离。 另一方面，样品28至30各自具有3μm以下的Rz以及7.5km以上的 切削距离。这些结果表明当B1薄膜层和B2薄膜层的厚度各自为大于 30nm且小于200nm以下时，改进了在低速切削期间表面被覆氮化硼 烧结体工具的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨损性和耐边界磨损性。
此外，样品28和29各具有约2.5μm的Rz以及约8km的切削距 离。因此，这表明B1薄膜层和B2薄膜层的厚度各自为40nm以上180 nm以下。
<样品32至36>
样品32至36具有不同的B2a化合物层的厚度。样品32和36各自 具有大于3μm的Rz以及3.5km的切削距离。另一方面，样品33至 35各自具有3μm以下的Rz以及7.5km以上的切削距离。这些结果表 明当B2a化合物层的厚度为0.5nm以上30nm以下时，改进了在低速 切削期间表面被覆氮化硼烧结体工具的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨损 性和耐边界磨损性。
此外，样品33和34各具有2.7μm以下的Rz以及8km以上的切 削距离。这些结果表明B2a化合物的厚度优选为1nm以上25nm以下， 更优选为1nm以上20nm以下，甚至还更优选为1nm以上10nm以下。
<样品37至40>
样品37至40具有不同的B2b化合物层组成。样品37和40各自 具有约4μm的Rz以及约3km的切削距离。另一方面，样品38和39 各自具有2.6μm以下的Rz以及8km以上的切削距离。这些结果表明， 当B2b化合物的厚度为0.23以上0.8以下时，改进了在低速切削期间 表面被覆氮化硼烧结体工具的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨损性和耐边 界磨损性。
此外，样品38的切削距离为8.5km。因此，该结果表明，B2b化 合物层的Al组成优选为0.5以上0.75以下，更优选为0.6以上0.75以 下。
<样品41至45>
样品41至45具有不同的B2b化合物层的厚度。样品41和45各 自具有大于3.5μm的Rz以及约3km的切削距离。另一方面，样品42 至44各自具有2.5μm以下的Rz以及8km以上的切削距离。这些结果 表明，当B2b化合物的厚度为0.5nm以上30nm以下时，改进了在低 速切削期间表面被覆氮化硼烧结体工具的耐后刀面磨损性、耐月牙洼磨 损性和耐边界磨损性。
此外，样品43的切削距离为约9km。这些结果表明B2b化合物层 的厚度优选为1nm以上25nm以下，更优选为3nm以上20nm以下， 甚至还更优选为5nm以上20nm以下。
<样品46至54>
尽管样品46至54的cBN烧结体具有不同的组成，然而它们各自 具有3μm以下的Rz和7km以上的切削距离。此外，样品48至54各 自具有2.4um以下的Rz以及约9km的切削距离。这些事实表明，cBN 烧结体中的cBN体积含量优选为30％以上85体积％以下，更优选为50％ 以上65体积％以下。
应当理解的是，本文所公开的实施方案在每个方面都是示例性 而非限制性的。本发明的范围由权利要求书的权项、而不是上文的说 明来限定，并且旨在包括与权利要求书的权项等同的范围和含义内的 任何修改。
附图标记列表
3：基材；10：覆层；20：D层；30：B层；31：B1薄膜层；32： B2薄膜层；32A：B2a化合物层；32B：B2b化合物层；40：C层；50： A层。

Claims (21)

1.一种表面被覆氮化硼烧结体工具，其中至少切削刃部分包括 立方氮化硼烧结体和形成在所述立方氮化硼烧结体的表面上的覆层，
所述立方氮化硼烧结体包含30体积％以上80体积％以下的立方 氮化硼，并且还包含结合相，所述结合相包含铝化合物、不可避免的 杂质、以及选自由在日本使用的元素周期表中的4族元素、5族元素 和6族元素的氮化物、碳化物、硼化物和氧化物及其固溶体构成的组 中的至少一种化合物，
所述覆层包括A层和B层，
所述A层由MLaza1构成，其中M表示Al、Si、以及在日本使 用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种； La表示B、C、N和O中的一种或多种；且za1为0.85以上1.0以下，
所述B层是通过交替层叠一层或多层的各薄膜层而形成的，其 中所述各薄膜层为具有不同组成的两种或多种薄膜层，
每个所述薄膜层的厚度大于30nm且小于200nm，
作为所述薄膜层之一的B1薄膜层由 (Ti1-xb1-yb1Sixb1M1yb1)(C1-zb1Nzb1)构成，其中M1表示Al、以及在日本 使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素 中的一种或多种；xb1为0.01以上0.25以下；yb1为0以上0.7以下； 且zb1为0.4以上1以下，
作为所述薄膜层之一的不同于所述B1薄膜层的B2薄膜层是通 过交替层叠一层或多层的各化合物层而形成的，其中所述各化合物层 为具有不同组成的两种或多种化合物层，
每个所述化合物层的厚度为0.5nm以上且小于30nm，
作为所述化合物层之一的B2a化合物层由 (Ti1-xb2-yb2Sixb2M2yb2)(C1-zb2Nzb2)构成，其中M2表示Al、以及在日本使 用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6族元素中 的一种或多种；xb2为0.01以上0.25以下；yb2为0以上0.7以下； 且zb2为0.4以上1以下，
作为所述化合物层之一的不同于所述B2a化合物层的B2b化合 物层由(Al1-xb3M3xb3)(C1-zb3Nzb3)构成，其中M3表示Si、以及在日本使 用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种； xb3为0.2以上0.77以下；且zb3为0.4以上1以下，
所述A层的厚度为0.2μm以上10μm以下，
所述B层的厚度为0.05μm以上5μm以下，并且
所述覆层的整体厚度为0.25μm以上15μm以下。
2.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述A层由(Ti1-xaMaxa)(C1-za2Nza2)构成，其中Ma表示Al、Si、以 及在日本使用的元素周期表中除了Ti之外的4族元素、5族元素和6 族元素中的一种或多种；xa为0以上0.7以下；且za2为0以上1以 下。
3.根据权利要求2所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
在所述A层中，N的组成za2从立方氮化硼烧结体侧朝向所述A 层的表面侧以阶梯式或坡度式的方式变化。
4.根据权利要求2或3所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其 中
所述A层在其表面侧具有这样的区域，该区域的C组成高于所述 立方氮化硼烧结体侧的C组成。
5.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述M1表示Cr、Nb和W中的至少一者，
所述M1的组成yb1为0以上0.4以下，
所述M2表示Cr、Nb和W中的至少一者，且
所述M2的组成yb2为0以上0.4以下。
6.根据权利要求5所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述M2表示与所述M1的元素相同的元素，且所述M2的组成 yb2的值与所述M1的组成yb1的值相同。
7.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述M3表示Ti和Cr中的至少一者，且所述M3的组成xb3为 0.25以上0.5以下。
8.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述B2薄膜层的平均厚度t2与所述B1薄膜层的平均厚度t1之 比t2/t1落入0.5<t2/t1≤10.0的范围内。
9.根据权利要求8所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述t2/t1落入1.5<t2/t1≤5.0的范围内。
10.根据权利要求8或9所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其 中
所述B层位于比所述A层更接近立方氮化硼烧结体侧的位置，且 所述t2/t1在所述立方氮化硼烧结体侧落入1.5<t2/t1≤5.0的范围 内，所述t2/t1在朝向所述A层的方向上降低，并且所述t2/t1在A层 侧落入1.2<t2/t1<2的范围内。
11.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述B层整体的Si组成的平均值为0.003以上0.25以下。
12.根据权利要求11所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述B层整体的Si组成的平均值为0.005以上0.2以下。
13.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述A层位于比所述B层更接近所述表面被覆氮化硼烧结体工具 的表面侧的位置。
14.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述覆层还包括位于所述A层和所述B层之间的C层，
所述C层由McLczc构成，其中Mc表示Al、Si、以及在日本使 用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种； Lc表示B、C、N和O中的一种或多种；且zc为0以上0.85以下，且
所述C层的厚度为0.005μm以上0.5μm以下。
15.根据权利要求14所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述Lc的组成zc大于0且小于0.7。
16.根据权利要求14或15所述的表面被覆氮化硼烧结体工具， 其中
所述C层包含至少一种或多种形成所述A层和所述B层的元素。
17.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述覆层还包括位于所述立方氮化硼烧结体和所述B层之间的D 层，且
所述D层由MdLdzd构成，其中Md表示Al、Si、以及在日本使 用的元素周期表中的4族元素、5族元素和6族元素中的一种或多种； Ld表示B、C、N和O中的一种或多种；且zd为0.85以上1.0以下。
18.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
所述立方氮化硼烧结体包含50体积％以上65体积％以下的所述 立方氮化硼。
19.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
在所述立方氮化硼烧结体和所述覆层之间的界面处，
由所述立方氮化硼制成的颗粒朝向所述覆层的突出程度大于所述 结合相朝向所述覆层的突出程度，且
由所述立方氮化硼制成的颗粒和所述结合相之间的高度差为0.05 μm以上1.0μm以下。
20.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
由所述立方氮化硼烧结体和所述覆层之间的界面处向所述立方氮 化硼烧结体的内部，所述立方氮化硼烧结体中的所述立方氮化硼的体 积含量增加。
21.根据权利要求1所述的表面被覆氮化硼烧结体工具，其中
由所述立方氮化硼烧结体和所述覆层之间的界面处向所述立方氮 化硼烧结体的内部，包含在所述立方氮化硼烧结体中的所述立方氮化 硼的粒径增大。
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CI03 Correction of invention patent

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Correct: 2017.4.18 manual full text

False: 2015.9.28 manual, paragraph 1-40, paragraph 47-236|2016.11.9 instruction manual, paragraph 41-46

Number: 11

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Volume: 33

CI03 Correction of invention patent
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Granted publication date: 20170315

Termination date: 20180226

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