CN106470786A

CN106470786A - 表面包覆切削工具

Info

Publication number: CN106470786A
Application number: CN201580031845.XA
Authority: CN
Inventors: 奥出正树; 山口健志
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2014-05-16
Filing date: 2015-05-14
Publication date: 2017-03-01
Anticipated expiration: 2035-05-14
Also published as: EP3144085B1; WO2015174490A1; JP6657594B2; CN106470786B; US10307831B2; KR20170003968A; EP3144085A4; JP2015231662A; US20170087641A1; EP3144085A1

Abstract

本发明的表面包覆切削工具在工具基体的表面包覆有下部层与上部层，其中，下部层的至少一层由TiCN层构成，上部层具有2～15μm的平均层厚，由在进行了化学蒸镀的状态下具有α型的结晶结构的Al₂O₃层构成，并且，重位晶界分布图表中，Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰，且Σ3的分布比例占Σ3以上的重位晶界总长的35～70％，而且Σ31以上的重位晶界占Σ3以上的重位晶界总长的25～60％。

Description

表面包覆切削工具

技术领域

本发明涉及一种在长期间表现出优异的耐磨性的表面包覆切削工具(以下，称为包覆工具)。该包覆工具在高速、且断续性/冲击性的负荷作用于切削刃的断续切削条件下，进行各种钢或铸铁等的切削加工时，硬质包覆层也能够发挥优异的耐剥离性和耐崩刀性。

本申请主张基于2014年5月16日于日本申请的专利申请2014-101888号及2015年5月12日于日本申请的专利申请2015-97280的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

以往，一般已知有在由碳化钨(以下，用WC表示)基硬质合金或碳氮化钛(以下，用TiCN表示)基金属陶瓷构成的基体(以下，将这些统称为工具基体)的表面蒸镀形成有硬质包覆层的包覆工具。该硬质包覆层由以下的(a)及(b)构成。

(a)下部层为由Ti的碳化物(以下，用TiC表示)层、氮化物(以下，同用TiN表示)层、碳氮化物(以下，用TiCN表示)层、碳氧化物(以下，用TiCO表示)层及碳氮氧化物(以下，用TiCNO表示)层中的一层或两层以上构成的Ti化合物层，

(b)上部层为在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的氧化铝层(以下，用Al₂O₃层表示)。

如上述的以往的包覆工具，例如在各种钢或铸铁等的连续切削中发挥优异的耐磨性。然而，将该包覆工具用于高速断续切削的情况下，容易发生包覆层的剥离或崩刀，存在工具寿命变短等问题。

因此，为了抑制包覆层的剥离和崩刀，提出有对下部层和上部层进行了改良的各种包覆工具。

例如，专利文献1中公开有在由WC基硬质合金或TiCN基金属陶瓷构成的工具基体的表面蒸镀形成硬质包覆层而成的包覆工具，专利文献1的硬质包覆层由以下(a)及(b)构成。

(a)作为下部层的由Ti的碳化物层、氮化物层、炭氮化物层、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3～20μm的整体平均层厚的Ti化合物层，

(b)作为上部层的如下氧化铝层：具有1～15μm的平均层厚，且在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的同时，使用场发射扫描电子显微镜，对存在于表面研磨面的测量范围内的具有六方晶晶格的各个晶粒照射电子射线，测量所述表面研磨面的法线与作为所述晶粒的晶面的(0001)面及(10-10)面的法线所成的倾斜角，此时的所述晶粒具有在晶格点分别存在由Al及氧构成的构成原子的刚玉型六方晶的晶体结构，根据其结果所得的测量倾角，计算重位晶界的分布，该重位晶界在相邻的晶粒的界面中由各个所述构成原子在所述晶粒之间共用一个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)构成，以ΣN+1表示存在N个由在所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点(其中，在刚玉型六方晶的晶体结构中N为2以上的偶数，但是从分布频率的点将N的上限设为28时，不存在偶数4、8、14、24、及26)的构成原子共有晶格点形态构成的重位晶界时，在表示各ΣN+1在ΣN+1总体中所占的分布比例的构成原子共有晶格点分布图表中，在Σ3存在最高峰，且所述Σ3在ΣN+1总体中所占的分布比例为60～80％。

已知由该硬质包覆层蒸镀形成而成的包覆工具在高速断续切削加工中表现出优异的耐崩刀性。

并且，专利文献2中提出有，在工具基体的表面包覆下部层和氧化铝层的包覆工具，或者工具基体与下部层之间隔着中间层在下部层上包覆了氧化铝层的包覆工具中，通过将该氧化铝层的Σ3重位晶界比率设为80％以上，来改善耐崩刀性和耐月牙洼磨损性。

并且，专利文献3中公开有，将下部层由Ti化合物层构成、上部层由α型Al₂O₃层构成的硬质包覆层蒸镀形成而成的表面包覆切削工具。在专利文献3中形成有如下含氧TiCN层：将下部层正上方的Al₂O₃晶粒的30～70面积％设为(11-20)取向Al₂O₃晶粒，将上部层的所有Al₂O₃晶粒的45面积％以上设为(0001)取向Al₂O₃晶粒，进一步优选，在下部层的最表层中仅在至500nm的深度区域内含有0.5～3原子％的氧。并且，将下部层最表层的含氧TiCN晶粒数与在下部层与上部层的界面中的Al₂O₃晶粒数的比值设为0.01～0.5。由此，提出有在专利文献3的表面包覆切削工具中，改善高速重切削和高速断续切削中的耐剥离性和耐崩刀性的方案。

专利文献1：日本专利公开2006-198735号公报

专利文献2：国际公开第2013/038000号

专利文献3：日本专利公开2013-63504号公报

近年来，切削装置的高性能化非常显著，另一方面强烈要求对切削加工的省力化及节能化、还有低成本化。伴随与此，切削加工在进一步高速化的同时，具有在高切深量或高进给量等的重切削、断续切削等中有高负荷作用于切削刃的倾向。将上述以往的包覆工具用于钢或铸铁等的通常条件下的连续切削时并没有问题。但是，将以往的包覆工具在高速断续切削条件下使用时，构成硬质包覆层的由Ti化合物层构成的下部层与由Al₂O₃层构成的上部层的粘附强度不充分，皮膜的韧性也不够充分。

因此，发生上部层与下部层之间的剥离、崩刀等异常损害，在较短时间内达到工具寿命。

发明内容

因此，本发明人从上述观点出发，为了使崩刀、剥离等的耐异常损害性优异，并进一步实现工具寿命的长寿命化，通过以下方式进行了深入的研究，即通过改善由Ti化合物层构成的下部层与由Al₂O₃层构成的上部层的粘附性，来防止发生剥离、崩刀等的异常损害的同时提高Al₂O₃层的韧性。其结果得出如下见解：包覆形成由Ti化合物层构成的下部层与由Al₂O₃层构成的上部层的包覆工具中，在示出有Al₂O₃层的重位晶界总长中所占的各构成原子共有晶格点构成的重位晶界长度的比例的重位晶界分布图表中，Σ3至Σ29的范围内，在Σ3存在最高峰，在提高Σ3重位晶界的分布比例的同时，提高Σ31以上的重位晶界的合计分布比例，由此可实现耐剥离性提高。

本发明是根据上述见解，经过反复深入的研究而完成的，具有以下方式。

(1)一种表面包覆切削工具，具备由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体与在该工具基体的表面蒸镀形成的硬质包覆层，其中，

所述硬质包覆层具有在工具基体的表面形成的下部层与在该下部层上形成的上部层，

(a)所述下部层具有3～20μm的合计平均层厚，并由Ti化合物层构成，所述Ti化合物层由TiC、TiN、TiCN、TiCO、TiCNO中的两层以上构成，其中的至少一层由TiCN层构成；

(b)上部层具有1～30μm的平均层厚，并由在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构Al₂O₃层构成；

(c)对于所述上部层的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的各晶粒照射电子射线，测量由刚玉型六方晶晶格构成的各个晶格面的法线的取向的角度，从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，并计算重位晶界的分布，该重位晶界由构成晶格界面的各个构成原子在所述晶格之间共用一个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)构成，以ΣN+1表示存在N个在所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态时，计算各自的分布比例，表示重位晶界总长中所占的由各构成原子共有晶格点构成的重位晶界长度的比例的重位晶界分布图表中，在Σ3至Σ29的范围内，在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例占Σ3以上的重位晶界总长的35～70％；

(d)对于所述上部层的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的各晶粒照射电子射线，测量由刚玉型六方晶晶格构成的各个晶格面的法线的取向的角度，从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，并计算重位晶界的分布，该重位晶界由晶格界面的各个构成原子在所述晶格之间共用一个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)构成，以ΣN+1表示存在N个在所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态时，计算各自的分布比例，表示重位晶界总长中所占的由各构成原子共有晶格点构成的重位晶界长度的比例的重位晶界分布图表中，Σ31以上的所述重位晶界的合计分布比例占Σ3以上的重位晶界总长的25～60％。

(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，所述下部层(a)的最表层由至少具有500nm以上的层厚的TiCN层构成，若除去作为不可避杂质的氧，仅在从所述TiCN层与所述上部层的界面至500nm的深度区域中含有氧，所述深度区域中所含有的平均含氧量为所述深度区域中含有的Ti、C、N、O的合计含量的1～3原子％。

(3)根据(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，关于所述上部层的Al₂O₃晶粒，对截面研磨面进行了基于高角度环形暗场-扫描透射电子显微镜法的观察及元素分析时，在Σ31以上的重位晶界中偏析有硫，偏析有硫的Σ31以上的晶界长度为Σ31以上的重位晶界总长的30％以上。

根据本发明的包覆工具，硬质包覆层具有形成于工具基体的表面的下部层与形成于该下部层上的上部层，(a)下部层具有3～20μm的合计平均层厚，并由Ti化合物层构成，所述Ti化合物层由TiC、TiN、TiCN、TiCO、TiCNO中的两层以上构成，其中的至少一层由TiCN层构成，(b)上部层具有1～30μm的平均层厚，并由在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构Al₂O₃层构成。并且，本发明中，对构成该Al₂O₃层的各晶粒，使用场发射扫描电子显微镜与电子背散射衍射装置，求出该重位晶界分布时，Al₂O₃晶粒在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰，且Σ3的分布比例占35～70％，且Σ31以上的分布比例占25～60％。本发明的包覆工具中，通过各种具有本发明所特有的结构，起到优异的耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性及耐磨性等本发明所特有的效果。

因此，根据本发明的包覆工具，即使在高速且有机械性/冲击性的高负荷作用于切削刃的高速重切削条件、高速断续切削条件下进行各种钢和铸铁等的切削加工，也表现出优异的高温强度、高温韧性及高温硬度，且不发生崩刀、缺损、剥离等的异常损害，在长期的使用中发挥优异的耐磨性。

附图说明

图1是本发明包覆工具中的垂直于工具基体表面的方向的截面的示意图。

图2表示本发明包覆工具中的重位晶界分布图表的一例。

图3表示比较例包覆工具中的重位晶界分布图表的一例。

具体实施方式

在此对上述本发明的实施方式进行详细说明。

(a)下部层：

构成下部层3的Ti化合物层(例如,TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层)基本上作为上部层4的Al₂O₃层的下部层而存在，通过Ti化合物所具有的优异的高温强度，对硬质包覆层2赋予高温强度。此外，下部层3的Ti化合物层均粘附于工具基体1表面及由Al₂O₃层构成的上部层4，具有维持硬质包覆层2相对于工具基体1的粘附性的作用。然而，下部层3的Ti化合物层的合计平均层厚小于3μm时，不能充分发挥上述作用。另一方面，下部层3的Ti化合物层的合计平均层厚大于20μm时，尤其在伴随着产生高热的高速重切削/高速断续切削中容易发生热塑性变形，而成为不均匀磨损的原因。鉴于以上问题，下部层3的Ti化合物层的合计平均层厚定为3～20μm。上述下部层3的Ti化合物层的合计平均层厚优选为5～15μm，但并不限定于此。

(b)下部层的最表层：

本发明中的下部层3的最表层，例如由以下方式形成。

即，首先使用通常的化学蒸镀装置，蒸镀形成由TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的一层或两层以上构成的各种下部层3的Ti化合物层(另外，当然也能够仅蒸镀形成TiCN层)。之后，作为下部层3的最表层，同样使用通常的化学蒸镀装置，在以下条件下进行化学蒸镀，由此形成含有氧的TiCN(以下，称为含氧TiCN)层。

反应气体组成(容量％)：2～10％的TiCl₄、0.5～1.0％的CH₃CN、25～60％的N₂、余量为H₂、

反应气氛温度：750～930℃、

反应气氛压力：5～15kPa。

即，本发明中的下部层3的最表层表示含氧TiCN层，该含氧TiCN层为在形成由一层或两层以上构成的各种Ti化合物层之后通过上述条件形成的、与上层部接触的层。此时，为了得到规定的层厚而所必须的蒸镀时间结束前的5至30分钟之间，加入相对于反应气体总量1～5容量％的CO气体进行化学蒸镀。由此，蒸镀形成含氧TiCN层：仅在从下部层3的最表层与上部层4的界面至向下部层3的最表层的层厚方向的最大500nm的深度区域，含有相对于Ti、C、N、O的合计含量为1～3原子％的平均含氧量的氧。另外，在从下部层3的最表面与上部层4的界面向下部层3的最表层的膜厚方向超过500nm的深度区域中，容许作为不可避杂质含有小于0.5原子％的氧。因此，本发明所定义的“不含有氧”是指，严格来讲氧的含量小于0.5原子％。

关于由含氧TiCN层构成的所述下部层3的最表层，例如为了在其上形成优选的Al₂O₃晶粒(参考后述(c))而以至少500nm以上的层厚形成，且仅在从该含氧TiCN层与上部层4的界面至向所述含氧TiCN层的层厚方向的最大500nm的深度区域中含有的氧可设为Ti、C、N、O的合计含量的1～3原子％。由此，能够仅在向所述含氧TiCN层的向层厚方向的最大500nm的深度区域含有氧。

在此，如上述限定含氧TiCN层的深度区域，是因为若在深于500nm的区域中含有1原子％以上的氧，则TiCN最表面的组织形态会容易从柱状组织变成粒状组织。并且，难以将下部层3的最表层正上方的Al₂O₃晶粒的构成原子共有晶格点形态设为所希望的形态。

但是，至深度区域500nm的平均含氧量小于1原子％时，则容易使上部层4与下部层3的TiCN的粘附强度的提升幅度变低。并且，难以得到充分形成下部层3的最表层正上方的Al₂O₃晶粒的重位晶界。另一方面，若该深度区域中的平均含氧量超过3原子％，则下部层最表面正上方的上部层4的Al₂O₃中Σ3的分布比例容易小于35％，上部层4的高温硬度容易降低。

在此，平均含氧量是指，以原子％(＝O/(Ti+C+N+O)×100)表示的从构成下部层3的最表层的所述TiCN层与上部层4的界面至向该TiCN层的层厚方向的500nm的深度区域中的钛(Ti)、碳(C)、氮(N)及氧(O)的合计含量中所占的氧(O)含量。

(c)上部层的Al₂O₃晶粒：

在下部层3的最表层蒸镀形成所述(b)的含氧TiCN层之后，以以下条件形成上部层4的Al₂O₃层。

首先，以以下条件处理所述(b)中形成的含氧TiCN层的表面。

反应气体组成(容量％)：3～8％的CO、3～8％的CO₂、余量为H₂、

气氛温度：850～1050℃、

气氛压力：5～15kPa、

处理时间：5～20min。

接着，以以下的蒸镀条件进行Al₂O₃的初期成长之后形成上层，由此形成由具有规定的构成原子共有晶格点形态的Al₂O₃晶粒构成的上部层4。Al₂O₃初期成长工序是为了可靠地形成规定的上部层4而进行。另外，本发明的实施方式中，将上部层4的目标层厚设为在Al₂O₃初期成长工序和Al₂O₃上层形成工序中形成的膜厚的合计。

<Al₂O₃初期成长>

反应气体组成(容量％)：1～3％的AlCl₃、1～5％的CO₂、0.3～1.0％的HCl、余量为H₂、

气氛温度：850～1050℃、

气氛压力：5～15kPa、

处理时间：20～90min。

<Al₂O₃上层形成>

反应气体组成(容量％)：0.5～5.0％的AlCl₃、2～10％的CO₂、0.5～3.0％的HCl、0.5～1.5％的H₂S、余量为H₂、

反应气氛温度：850～1050℃、

反应气氛压力：5～15kPa、

处理时间：(至成为所设目标的上部层层厚)。

另外，若整个上部层4的层厚小于1μm，则不能在长期的使用中发挥优异的高温强度及高温硬度，另一方面，若超过30μm，则容易发生崩刀，由此将上部层4的层厚定为1～30μm。所述上部层4的层厚优选为3～20μm，但并不限定于此。

上述Al₂O₃上层形成工序的反应气氛温度优选为870～970℃，更优选为900～950℃，但并不限定于此。并且，Al₂O₃上层形成工序的反应气体H₂S优选为0.5～1.3％，更优选为0.7～1.2％，但并不限定于此。

并且，对构成上部层4的、具有α型的晶体结构的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，详细解析了由其构成原子共有晶格点形态构成的重位晶界。其结果得知了，重位晶界分布图表中，Al₂O₃晶粒在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例占Σ3以上的重位晶界总长的35～70％，以及Σ31以上的重位晶界总长的合计分布比例占Σ3以上的全晶界的合计分布比例的25～60％。从该结果得知，由表示上述重位晶界分布的Al₂O₃晶粒构成有上部层4。

如所述专利文献1、2所示，以往的包覆工具中，也尝试通过将N的上限设为28并提高在ΣN+1总体中所占的Σ3的比率，由此改善耐崩刀性、耐剥离性等。然而，关于N的值为30以上的重位晶界(即，Σ31以上的重位晶界)对工具特性的影响，以往完全没有进行研究。

然而，在本发明中通过所述成膜方法蒸镀上部层4的Al₂O₃晶粒。由此，如图2所示，Σ3至Σ29的范围内，在Σ3存在最高峰，且相对于Σ3以上的重位晶界总长的Σ3的分布比例维持为35～70％，从而可使上部层4的晶界强度提升。

与此同时，能够使Σ31以上的重位晶界总长形成为相对于Σ3以上的重位晶界总长为25～60％。由此，可以说，可视为随机晶界的Σ31以上的重位晶界以规定的比例形成。因此，上部层的Al₂O₃层4的耐磨性优异的同时，韧性也进一步提升。

即，根据本发明，由Al₂O₃层构成的上部层4在硬度、强度提升的同时，进一步具有优异的韧性，由此即使在高负荷作用于切削刃的断续切削、重切削等的切削条件下，也不会发生崩刀、缺损、剥离等的异常损害，在长期的使用中能够发挥优异的耐磨性。

在此，若在Σ3不存在最高峰，或者Σ3的分布比例小于35％，则Al₂O₃晶粒的晶界强度不够充分，而作用有高负荷时的抑制崩刀、缺损等的发生的效果不够充分。另一方面，若Σ3的分布比例超过70％，则作为结果，虽然在Σ3形成最高峰，但相反地，无法使Σ31以上的构成原子共有晶格点形态的分布比例设为25％以上，无法充分形成随机晶界，因此无法期待韧性的提升。

并且，若Σ31以上的分布比例小于25％，则如上述般不能期待韧性的提升，另一方面，若Σ31以上的分布比例超过60％，则导致Σ3的形成比例小于35％，而Al₂O₃晶粒的高温硬度降低的同时，晶界强度也降低。

因此，本发明中，使由Al₂O₃层构成的上部层4在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在峰值的同时，将相对于Σ3以上的全晶界的合计分布比例的Σ3的分布比例定为35～70％，并且将Σ31以上的分布比例定为25～60％。另外，所述相对于Σ3以上的全晶界的合计分布比例的Σ3的分布比例优选为40～60％，并且所述Σ31以上的分布比例优选为35～55％，但并不限定于此。

上部层4的构成原子共有晶格点形态可通过以下步骤测量。

首先，对于包覆工具，将其纵截面(垂直于包覆工具表面的截面)设为研磨面(参考图1)。

之后，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒照射电子射线，测量各晶格面的法线的取向所成的角度。上述测量范围优选为30×50μm，但并不限定于此。

接着，从该测量结果，计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，计算构成晶格界面的各构成原子在所述晶格间共用一个构成原子的晶格点(称为“构成原子共有晶格点”)的分布。

在所述构成原子共有晶格点间存在N个(其中，刚玉型六方晶晶格的晶体结构中N为2以上的偶数，但不存在偶数4、8、14、24及26)不共用构成原子的晶格点时，以ΣN+1表示构成原子共有晶格点形态。计算在上述表示的各构成原子共有晶格点的分布比例，并制作以在Σ3以上的重位晶界总长的合计分布比例中所占的比例表示的重位晶界分布图表(参考图2、图3)，由此能够求出Σ3的峰值的存在、Σ3的分布比例及Σ31以上的分布比例。另外，Σ31以上的分布比例的算出方法为，从得到的测量结果计算Σ3、Σ7、Σ11、Σ17、Σ19、Σ21、Σ23、Σ29的各自的重位晶界长度，并使用从重位晶界总长减去这些重位晶界长度之和的值作为Σ31以上的分布比例而求出。

区别Σ29以下的重位晶界与Σ31以上的重位晶界的原因在于，如H.Grimmer等的论文(Philosophical Magazine A，1990，Vol.61，No.3，493-509)中记载，报告有在从分布频率的点考虑，α―Al₂O₃的重位晶界中，N的上限设为28的Σ3至Σ29的晶界为主要重位晶界。因此在本发明中，Σ31以上不计算各个N的分布比例，作为Σ31以上而统一为一个。Σ3、Σ7、Σ11、Σ17、Σ19、Σ21、Σ23、Σ29的各重位晶界使用上述论文中示出的、构成重位晶界的晶粒间所成的角度的值来确定。并且，从满足在相邻的晶格间存在N个在构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态的ΣN+1的重位晶界，以在晶粒间所成角度的值能够容许至何种程度的误差Δθ为基准，而设为Δθ＝5°进行了计算。

并且，对于构成上部层4的、具有α型的刚玉型六方晶晶格的Al₂O₃晶粒，使用高角度散射环状暗场扫描透射显微镜，在观察了构成原子共有晶格点形态的上述截面研磨面的测量范围内，通过能量色散型X射线分析法进行了元素分析。其结果得知，在Σ31以上的重位晶界中偏析有硫，当其晶界长度对于Σ31以上的总晶界长度为30％以上时，表示出尤其优异的耐剥离性。将具有此类结合状态的晶界添加于Al₂O₃晶粒内，由此该处成为承担硬质皮膜中广泛分散的细微的断裂源的作用，即使在高速重切削加工、高速断续切削加工等的切削形式中，也能够抑制Al₂O₃层的较大剥离和崩刀。

在Σ31以上的重位晶界的硫的偏析小于30％时，如上所述，所希望的耐剥离性和耐崩刀性的效果变小。这样的硫在Σ31以上的重位晶界的偏析是由Al₂O₃成膜时的化学蒸镀反应中使用的硫化氢气体的吸附引起的。在Σ31以上的重位晶界的硫的偏析相对于总晶界长度优选为40～65％，但并不限定于此。

对本发明的包覆工具的实施方式，根据实施例进行具体的说明。尤其，对构成本发明的包覆工具的硬质包覆层2的各层进行详细说明。

实施例

作为原料粉末准备了均具有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。将这些原料粉末按表1中示出的配合组成进行配合，并加入石蜡，在丙酮中进行24小时球磨混合，并进行了减压干燥。之后，在98MPa的压力下冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中、1370～1470℃的范围内的规定温度下保持1小时，来进行了真空烧结。烧结后，分别制作了具有ISO规格CNMG120408的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体A～E。

并且，作为原料粉末准备了均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Mo₂C粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，将这些原料粉末按表2中示出的配合组成进行配合，用球磨机进行24小时湿式混合，并进行了干燥。之后，在98MPa的压力下冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气气氛中、温度：1500℃下保持1小时，来进行了烧结。烧结后，制作了具有ISO规格CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的工具基体a～e。

接着，分别将这些工具基体A～E及工具基体a～e装入通常的化学蒸镀装置，以以下的步骤分别制造了本发明包覆工具1～13。

(a)首先，在表3所示的条件下，以成为表7所示的目标层厚的方式作为下部层蒸镀形成了Ti化合物层。

(b)接着，在表4所示的条件下，以成为表8所示的目标层厚的方式作为下部层3的最表层形成了含氧TiCN层(即，仅在从该层与上部层4的界面至向该层的膜厚方向的500nm的深度区域，含有平均含氧量(O/(Ti+C+N+O)×100)为1至3原子％的氧)。另外，表4的含氧TiCN层类型D中，在蒸镀时间结束前的5～30分钟之间并没有添加CO气体。

(c)接着，在表5所示的条件下，对下部层3的最表面的TiCN层由CO和CO₂的混合气体进行氧化处理(下部层表面处理)。另外，在表5的下部层表面处理类型D中，变更了反应气体组成中的CO及CO₂的提供量。

(d)接着，在表6所示的初期成长条件下，进行Al₂O₃的初期成长，根据同表6所示的上层形成条件，蒸镀至成为表8所示的目标层厚，由此分别制造了本发明包覆工具1～13。另外，在初期成长条件的形式记号E中，在反应气体组成中变更了CO₂的提供量。并且，在上层形成条件的形式记号e中，变更了反应气体组成中变更了H₂S的提供量。

并且，以比较的目的，在脱离所述本发明包覆工具1～13的制造条件的条件下进行所述工序(c)、(d)，由此分别制造了表9所示的比较例包覆工具1～13。

接着，对于本发明包覆工具1～13和比较例包覆工具1～13，对构成下部层3的最表层的TiCN层，使用俄歇电子能谱分析器测量了从该TiCN层与上部层4的界面至向TiCN层的层厚方向的500nm的深度区域中的平均含氧量(＝O/(Ti+C+N+O)×100)。首先，对包覆工具的截面研磨面在从下部层Ti炭氮化物层的最表面至Ti碳化物层的膜厚相当的距离范围内照射直径10nm的电子射线，并测量了Ti、C、N、O的俄歇峰的强度。之后，从这些峰强度的总和计算并求出O的俄歇峰强度的比例。并且，以上述方法求出超过500nm的深度区域中的最大含氧量(＝O/(Ti+C+N+O)×100)，求出了杂质以外的含氧量。最大含氧量为超过500nm的深度区域中的含氧量最大值的值。至500nm的深度区域中的平均含氧量与超过500nm的深度区域中的最大含氧量的值示于表8、9。

并且，为了求出TiCN层中不可避免地含有的含氧量，对另外由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体1的表面以以下条件进行了化学蒸镀。

反应气氛温度：780～930℃、

反应气氛压力：6～10kPa。

以上述的条件，以3μm以上的层厚形成了刻意不含氧的TiCN(以下，称为不可避含氧TiCN)层。使用俄歇电子能谱分析器，从对所述深度区域含有的Ti、C、N、O的合计含量的比例求出从该不可避含氧TiCN层的最表面向所述层的层厚方向深于500nm的区域中不可避免地含有的含氧量。其结果，由在俄歇电子能谱分析器的精度范围内求出的不可避含氧量小于0.5原子％，将所述不可避含氧TiCN层中含有的不可避含氧量定为小于0.5原子％。

接着，对于硬质包覆层2的上部层4的Al₂O₃，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，测量Al₂O₃晶粒的各晶格面的法线所成的角度的同时，从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，由此测量了上部层4的Al₂O₃的重位晶界分布。

具体而言，对于上述的本发明包覆工具1～13的上部层4的Al₂O₃层，将其截面(垂直于上部层表面的截面)作为了研磨面。在该状态下，将所述包覆工具装在场发射扫描电子显微镜的镜筒内，以所述截面研磨面成70度的入射角度并将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流，对各所述截面研磨面的测量范围内存在的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒照射了电子射线。详细而言，使用电子背散射衍射装置，在与基体表面方向平行的50μm、在与基体表面方向正交的方向上将该Al₂O₃层的层厚作为上限的区域以0.1μm/step的间隔照射电子射线，测量了在照射到电子射线的各测量点中构成所述晶粒的晶格各面的法线的取向。从该测量结果计算了相邻的测量点中的晶格之间的晶体取向关系。从该计算结果，视为在相邻的测量点之间，晶体取向角度差为5度以上的测量点间存在晶界，将该晶界包围的测量点的集合确定为一个晶粒，而确定了所有晶粒。另外，构成晶格界面的测量点间的晶体取向关系成为，记载于上述的H.Grimmer等的文献中的、对于构成重位晶界的晶粒间所成的角度的值成为误差Δθ＝5°的范围内时，视为其测量点间存在重位晶界，而求出相对于总晶界长度的ΣN+1重位晶界的比例。测量结果作为Σ3的分布比例(％)而在表8中示出。Σ31以上的分布比例的算出方法为，从得到的测量结果计算Σ3、Σ7、Σ11、Σ17、Σ19、Σ21、Σ23、Σ29的各自的重位晶界长度，并使用从重位晶界总长减去这些重位晶界长度之和的值作为Σ31以上的分布比例(％)而在表8中示出。

接着，对于比较包覆工具1～13的上部层4的Al₂O₃层，也通过与本发明包覆工具1～13相同的方法，求出了Σ3的分布比例及Σ31以上的分布比例。将该值在表9中示出。

图2中示出，通过该测量得到的对于本发明包覆工具1所求出的重位晶界分布图表的一例。

可以得知，本发明包覆工具1在Σ3至Σ29的范围内在Σ3形成最高峰，Σ3的分布比例为52％，Σ31以上的分布比例为46％。

并且，图3中示出，通过该测量得到的对于比较例包覆工具1求出的重位晶界分布图表的一例。

可以得知，比较例包覆工具1在Σ3至Σ29的范围内在Σ3形成最高峰，但Σ3的分布比例为14％，Σ31以上的分布比例为69％。

如表8、表9、图2、图3所示，在本发明包覆工具中，对于所有包覆工具形成为如下：在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰的同时，Σ3的分布比例为35～70％，并且Σ31以上的分布比例为25～59％。与此相对，在比较例包覆工具中，在Σ3不存在最高峰，或者，Σ3的分布比例为35～70％之外，或Σ31以上的分布比例为25～60％之外。因此，上部层的韧性、硬度、强度不够充分，而不能说具有充分的耐异常损害性、耐磨性。

这些值在表8、表9中示出。

接着，对于构成本发明包覆工具1～13的上部层4的具有α型的晶体结构的Al₂O₃晶粒，使用高角度散射环状暗场扫描透射显微镜，在测量重位晶界分布的截面研磨面的测量范围内，进行基于能量色散型X射线分析法的元素映射分析，由此对Al₂O₃晶粒内及晶界中硫的偏析进行了测量。测量的元素为Al、O、Cl、S。硫在Al₂O₃晶粒的晶界偏析的状态定义为、对元素映射的数据进行线性分析时，相对于Al₂O₃晶粒内的硫的存在比例，在Al₂O₃晶粒的晶界上的硫的存在比例为3倍以上的状态。在Al₂O₃晶粒的晶界的Σ31以上的重位晶界的晶界长度之中，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置计算基于偏析有硫的Σ31以上的重位晶界的晶界长度之后，除以基于Σ31以上的重位晶界的总晶界长度，由此求出其比例。其值在表8中示出。

接着，对于比较包覆工具1～13的上部层4的Al₂O₃层，也通过与本发明包覆工具1～13相同的方法，在Al₂O₃晶粒的晶界的Σ31以上的重位晶界的晶界长度之中，求出了基于偏析有硫的Σ31以上的重位晶界的晶界长度的比例。该值在表9中示出。在Σ31以上的重位晶界的硫偏析小于30％时，如上所述的效果变小。

另外，使用扫描电子显微镜测量(纵截面测量)了本发明包覆工具1～13、比较例包覆工具1～13的硬质包覆层2的各结构层的厚度的结果，均表示出与目标层厚实质上相同的平均层厚(5点测量的平均值)。

[表1]

[表2]

[表3]

※1)具有纵向成长结晶组织的TiCN层

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

接着，对于本发明包覆工具1～13、比较例包覆工具1～13的各种包覆工具，均在工具钢制车刀的前端部以固定夹具紧固的状态下，实施了以下所示的切削测试：合金钢的干式高速断续切削测试(切削条件A)、镍铬钼合金钢的干式高进给量切削测试(切削条件B)、铸铁的干式高速断续重切削测试(切削条件C)，并测量了切削刃的退刀面磨损宽度。

切削条件A：

被削材：JIS·SCM420、且长度方向等间隔带四条纵槽、

切削速度：380m/min、

切深量：1.5mm、

进给量：0.35mm/rev、

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度、切深量、进给量分别为200m/min、1.5mm、0.3mm/rev)

切削条件B：

被削材：JIS·SNCM439的圆棒、

切削速度：120m/min、

切深量：1.5mm、

进给量：1.1mm/rev、

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度、进给量分别为250m/min、0.3mm/rev)

切削条件C：

被削材：JIS·FC300的、且长度方向等间隔带四条纵槽的棒材、

切削速度：450m/min、

切深量：2.0mm、

进给量：0.35mm/rev、

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度、切深量、进给量分别为250m/min、1.5mm、0.3mm/rev)

表10中示出该测量结果。另外，上述通常的切削速度是指，使用以往包覆刀片时成为效率(一般为，至工具寿命为止能加工的组件个数等)最佳的切削速度。若以超过该速度进行切削，则会使工具的寿命极其变短，加工的效率变低。

[表10]

(表中，※标记表示硬质包覆层中发生的剥离而达到使用寿命的切削时间，※※标记表示因硬质包覆层发生的崩刀而达到使用寿命的切削时间。)

从表10中示出的结果可知，本发明包覆工具1～13中，其上部层具备优异的高温强度、高温韧性和高温硬度，因此不会发生崩刀、缺损、剥离等异常损害，在长期的使用中显示出了优异的耐磨性。

相对于此，比较例包覆工具1～13中，在高速重切削加工、高速断续切削加工中，由于发生硬质包覆层的剥离、发生崩刀，在较短时间内达到了使用寿命。

产业上的可利用性

如上所述，本发明的包覆工具不仅在各种钢或铸铁等的通常条件下的连续切削或断续切削，即使在有高负荷、断续性/冲击性负荷作用于切削刃的高速重切削、高速断续切削等严峻的切削条件下，也不会发生硬质包覆层的剥离、崩刀，在长期的使用中发挥优异的切削性能。因此，本发明的包覆工具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。

符号说明

1-工具基体，2-硬质包覆层，3-下部层(Ti化合物层)，4-上部层(Al₂O₃层)。

Claims

1.一种表面包覆切削工具，具备由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体与在该工具基体的表面蒸镀形成的硬质包覆层，其中，

(a)所述下部层具有3～20μm的合计平均层厚并由Ti化合物层构成，所述Ti化合物层由TiC、TiN、TiCN、TiCO、TiCNO中的两层以上构成，其中至少一层由TiCN层构成；

(b)上部层具有1～30μm的平均层厚，并由在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的Al₂O₃层构成；

(c)对于所述上部层的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的各晶粒照射电子射线，测量由刚玉型六方晶晶格构成的各个晶格面的法线的取向的角度，从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，并计算重位晶界的分布，该重位晶界由构成晶格界面的各个构成原子在所述晶格之间共用一个构成原子的晶格点、即构成原子共有晶格点构成，并以ΣN+1表示存在N个在所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态时，计算各自的分布比例，表示重位晶界总长中所占的由各构成原子共有晶格点构成的重位晶界长度的比例的重位晶界分布图表中，在Σ3至Σ29的范围内，在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例占Σ3以上的重位晶界总长的35～70％；

(d)对于所述上部层的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的各晶粒照射电子射线，测量由刚玉型六方晶晶格构成的各个晶格面的法线的取向的角度，从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，并计算重位晶界的分布，该重位晶界由构成晶格界面的各个构成原子在所述晶格之间共用一个构成原子的晶格点、即构成原子共有晶格点构成，并以ΣN+1表示存在N个在所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态时，计算各自的分布比例，表示重位晶界总长中所占的由各构成原子共有晶格点构成的重位晶界长度的比例的重位晶界分布图表中，Σ31以上的所述重位晶界的合计分布比例占Σ3以上的重位晶界总长的25～60％。

2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其中，

所述下部层(a)的最表层由至少具有500nm以上的层厚的TiCN层构成，若除去作为不可避杂质的氧，则仅在从所述TiCN层与所述上部层的界面至500nm的深度区域中含有氧，所述深度区域中所含有的平均含氧量为所述深度区域中含有的Ti、C、N、O的合计含量的1～3原子％。

3.根据权利要求1或2所述的表面包覆切削工具，其中，

关于上部层的Al₂O₃晶粒，对截面研磨面进行了基于高角度环形暗场-扫描透射电子显微镜法的观察及元素分析时，在Σ31以上的重位晶界中偏析有硫，偏析有硫的Σ31以上的晶界长度为Σ31以上的重位晶界总长的30％以上。