CN107614167A - 硬质包覆层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

本发明提供在高速断续切削加工中硬质包覆层具备优异的耐崩刀性、耐缺损性，在长期使用中发挥优异的耐磨损性的包覆工具。硬质包覆层至少包含由组成式(Ti1‑xAlx)(CyN1‑y)表示的复合氮化物层或复合碳氮化物层，在该层的具有NaCl型面心立方结构的复合氮化物或复合碳氮化物的晶粒中存在周期性浓度变化，且该周期性浓度变化的方向至少包含跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向，优选为该层具有柱状组织，存在Ti和Al的周期性浓度变化的面积比例为40面积％以上，浓度变化周期为1～10nm，且周期性变化的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差为0.01～0.1，在晶粒的晶界中存在平均粒径为0.01～0.3μm的六方晶结构的微晶粒为5面积％以下。

Description

硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具
技术领域
本发明涉及一种表面包覆切削工具(以下称为包覆工具)，其在合金钢、铸铁、不锈钢等的伴随高热产生且冲击性负荷作用于切削刃的断续切削加工中，通过硬质包覆层具备优异的耐崩刀性及耐剥离性而在长期使用中发挥优异的切削性能。
背景技术
以往，已知有如下包覆工具：通常在由碳化钨(以下由WC表示)基硬质合金、碳氮化钛(以下由TiCN表示)基金属陶瓷或立方晶氮化硼(以下由cBN表示)基超高压烧结体构成的工具基体(以下，将这些统称为工具基体)的表面，通过物理蒸镀法包覆形成Ti-Al系复合氮化物层而作为硬质包覆层，并且已知它们发挥优异的耐磨损性。
但是，所述以往的包覆形成有Ti-Al系复合氮化物层的包覆工具虽然耐磨损性比较优异，但是当在高速断续切削条件下使用时容易产生崩刀等异常磨损，因此提出了关于改善硬质包覆层的各种方案。
例如，在专利文献1中公开有如下内容：通过在工具基体表面蒸镀形成如下的硬质包覆层，从而即使在高速断续切削条件下硬质包覆层也发挥优异的耐缺损性，该硬质包覆层为，由满足组成式(AlxTi1-x)N(其中，以原子比，x为0.40～0.65)的Al和Ti的复合氮化物层构成，关于该复合氮化物层，在通过EBSD对晶体方位进行分析的情况下，从表面研磨面的法线方向在0～15度的范围内具有晶体方位＜100＞的晶粒的面积比例为50％以上，并且在测定相邻的晶粒彼此所成角度的情况下，显示出小角度晶界(0＜θ≤15゜)的比例为50％以上这样的晶体排列。
但是，该包覆工具中，由于通过物理蒸镀法来蒸镀形成硬质包覆层，因此难以将Al的含有比例x设为0.65以上，从而期待更进一步提高切削性能。
从这种观点考虑，还提出了如下技术：通过用化学蒸镀法来形成硬质包覆层，将Al的含有比例x提高至0.9左右。
例如在专利文献2中提出有如下方案：将TiCN层、Al2O3层作为内层，在其上通过化学蒸镀法将立方晶结构或包含六方晶结构的立方晶结构的(Ti1-xAlx)N层(其中，以原子比，x为0.65～0.90)作为外层而包覆，并且通过对该外层施加100～1100MPa的压缩应力来改善包覆工具的耐热性及疲劳强度。
并且，例如，在专利文献3中记载有如下内容：在TiCl4、AlCl3、NH3的混合反应气体中，通过在650～900℃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，以在该(Ti1-xAlx)N层上进一步包覆Al2O3层而提高隔热效果为目的，因此通过形成将Al的含有比例x的值提高至0.65～0.95的(Ti1-xAlx)N层，对切削性能带来什么样的影响并不明确。
并且，专利文献4中提出有如下包覆工具：在包覆形成有至少包含由组成式：(Ti1- xAlx)(CyN1-y)表示的复合氮化物层或复合碳氮化物层(其中，以原子比，0.60≤x≤0.95、且0≤y≤0.005)的硬质包覆层的包覆工具中，构成复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒由立方晶结构及六方晶结构构成，通过将立方晶晶相所占的面积比例设为30～80面积％，将具有立方晶结构的晶粒的平均粒子宽度W设为0.05～1.0μm，将平均纵横尺寸比设为5以下，进而在具有立方晶结构的晶粒内形成Ti和Al的规定周期的浓度变化，从而具备优异的硬度及韧性，且耐崩刀性、耐缺损性也优异。
专利文献1：日本专利公开2009-56540号公报
专利文献2：日本专利公表2011-513594号公报
专利文献3：日本专利公表2011-516722号公报
专利文献4：日本专利公开2014-210333号公报
近年来，对切削加工中的节省劳力化及节能化的要求增加，随之，切削加工有进一步高速化、高效率化的趋势，进一步对包覆工具要求耐崩刀性、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损性。
但是，所述专利文献1中所记载的包覆工具中，由(Ti1-xAlx)N层构成的硬质包覆层通过物理蒸镀法蒸镀形成，难以提高硬质包覆层中的Al的含有比例x，因此，存在例如用于合金钢、铸铁、不锈钢等的高速断续切削时不能说耐磨损性、耐崩刀性充分的问题。
另一方面，所述专利文献2中所记载的包覆工具虽然具有规定的硬度且耐磨损性优异，但韧性差，从而存在用于合金钢、铸铁、不锈钢的高速断续切削加工等时容易产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，不能说发挥令人满意的切削性能的问题。
并且，关于通过所述专利文献3中所记载的化学蒸镀法蒸镀形成的(Ti1-xAlx)N层，由于能够提高Al的含有比例x，并且能够形成立方晶结构，因此获得具有规定的硬度且耐磨损性优异的硬质包覆层，但存在与工具基体之间的粘附强度不充分，并且韧性差的问题。
而且，所述专利文献4中所记载的蒸镀形成有由(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的复合氮化物层或复合碳氮化物层的包覆工具通过在具有所述立方晶结构的晶粒内沿层厚方向存在Ti和Al的周期性浓度变化而使立方晶晶粒内产生变形以提高硬度，并且尤其抑制向层厚方向的龟裂扩展，其结果，耐崩刀性、耐缺损性得到提高，但存在切削时由作用于磨损加深的面的剪切力而产生的向与基体平行的方向的龟裂的扩展抑制并不充分的问题。
发明内容
于是，本发明的目的在于提供一种包覆工具，所述包覆工具即使用于合金钢、铸铁、不锈钢等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、耐磨损性。
本发明人等从前述观点出发，为了改善通过化学蒸镀来蒸镀形成有至少包含Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物(以下，有时由“(Ti、Al)(C、N)”或“(Ti1-xAlx)(CyN1-y)”表示)的硬质包覆层的包覆工具的耐崩刀性、耐磨损性，经过重复进行深入的研究的结果，得出了如下见解。
即，本发明人等关注构成硬质包覆层的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的晶粒内的浓度变化而进行了深入研究，其结果，当(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的具有立方晶体结构的晶粒内形成了Ti和Al的周期性浓度变化时，即使高负荷作用于刀刃，也产生对于剪切力的缓冲作用，由此抑制龟裂的扩展，并且(Ti、Al)(C、N)层的韧性得到提高。而且，(Ti、Al)(C、N)层的层厚方向的导热性得到提高，因此在切削加工时成为高温的刀刃的硬度下降得到抑制，其结果，耐磨损性下降得到抑制。
因此，发现了能够提高高速断续切削加工时的(Ti、Al)(C、N)层的耐崩刀性这一新的见解。
具体而言，发现了如下内容。当硬质包覆层至少包含Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，且由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和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0.40≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005，在构成复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒中存在具有NaCl型面心立方结构的晶粒，并且，在所述具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)时的Ti和Al的周期性浓度变化，且该周期性浓度变化的方向为跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向，并且，优选为该周期性浓度变化的周期为1～10nm，周期性变化的Al的含有比例x的极大值与极小值之差为0.01～0.1，由此产生对于切削加工时所施加的剪切力的缓冲作用，其结果，龟裂的扩展得到抑制，耐崩刀性、耐缺损性得到提高，从而经长期发挥优异的切削性能。
而且，如前述那样的结构的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层例如能够通过在工具基体表面中使反应气体组成周期性变化的以下化学蒸镀法而形成。
对所使用的化学蒸镀反应装置，将由NH3、H2构成的气体组A和由TiCl4、AlCl3、N2、C2H4、H2构成的气体组B分别从各自的供气管向反应装置内被供给，气体组A和气体组B向反应装置内的供给例如以恒定周期的时间间隔，以气体仅流过比该周期短的时间的方式进行供给，以使在气体组A和气体组B的供气中产生比气体供给时间短的时间的相位差，从而能够使工具基体表面中的反应气体组成随时间变化为(甲)气体组A、(乙)气体组A和气体组B的混合气体及(丙)气体组B。并且，在本发明中无需导入用于进行严格的气体置换的长时间的排气工序。因此，作为供气方法也可以通过以下方式实现：例如使供气口旋转，或者使工具基体旋转，或者使工具基体往复移动，从而使工具基体表面中的反应气体组成随时间变化为(甲)以气体组A为主的混合气体、(乙)气体组A和气体组B的混合气体、(丙)以气体组B为主的混合气体。
即，在工具基体表面，使反应气体组成(相对于气体组A及气体组B的总和的容量％)例如，在气体组A中为NH3：1.0～2.5％、H2：60～75％，在气体组B中为AlCl3：0.10～0.90％、TiCl4：0.10～0.30％、N2：0.0～12.0％、C2H4：0～0.5％、H2：剩余部分，而且，反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：700～800℃、供给周期1～2秒、每1周期的供气时间0.05～0.12秒、气体组A的供给与气体组B的供给的相位差0.04～0.09秒，并经规定时间进行热CVD法，能够形成所述规定的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层。
如上所述，发现了通过将气体组A及气体组B以到达工具基体表面的时间上出现差异的方式进行供给，在晶粒内形成Ti和Al的局部浓度差，其结果，尤其耐崩刀性、耐缺损性得到提高，即使在断续性的冲击性的负荷作用于切削刃的合金钢、铸铁、不锈钢等的高速断续切削加工中使用的情况下，硬质包覆层在长期使用中也发挥优异的耐磨损性。
本发明是根据所述见解而完成的，其具有如下特征：
(1)一种表面包覆切削工具，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，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)所述硬质包覆层至少包含平均层厚1～20μm的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，
(b)所述复合氮化物层或复合碳氮化物层至少包含具有NaCl型面心立方结构的复合氮化物或复合碳氮化物的晶粒，
(c)当从与工具基体的表面垂直的任意剖面对所述复合氮化物层或复合碳氮化物层进行分析时，在具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化，当求出该Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向时，至少存在该浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度在30度以内的、具有NaCl型面心立方结构的晶粒。
(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，当将其组成由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和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0.40≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005。
(3)根据(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，从所述剖面观察所述复合氮化物层或复合碳氮化物层时，存在所述Ti和Al的周期性浓度变化，且Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度在30度以内的、具有NaCl型面心立方结构的晶粒在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的面积中所占的比例为40面积％以上。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层中存在Ti和Al的周期性浓度变化，且Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度在30度以内的、具有NaCl型面心立方结构的晶粒内，Ti和Al的周期性浓度变化的周期为1～10nm，且周期性变化的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差为0.01～0.1。
(5)根据(1)至(4)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，当从该层的所述剖面方向观察时，在复合氮化物层或复合碳氮化物层内的具有NaCl型面心立方结构的各自的晶粒的晶界部中存在具有六方晶结构的微晶粒，该微晶粒所存在的面积比例为5面积％以下，该微晶粒的平均粒径R为0.01～0.3μm。
(6)根据(1)至(5)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述工具基体与所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层之间存在下部层，所述下部层由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的Ti化合物层构成且具有0.1～20μm的合计平均层厚。
(7)根据(1)至(6)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的上部以1～25μm的合计平均层厚形成有至少包含氧化铝层的上部层。。
以下，对本发明进行详细的说明。
Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的平均层厚：
在图1中示出构成本发明的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的剖面示意图。
本发明的硬质包覆层至少包含由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层。该Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层硬度较高且具有优异的耐磨损性，尤其当平均层厚为1～20μm时，尤为突出地发挥其效果。其理由在于，若平均层厚小于1μm，则因层厚较薄而在长期使用中无法充分确保耐磨损性，另一方面，若该平均层厚超过20μm，则Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的晶粒容易粗大化，从而容易产生崩刀。因此，将该平均层厚设定为1～20μm。
Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的组成：
构成本发明的硬质包覆层的复合氮化物层或复合碳氮化物层优选以如下方式控制：Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和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0.40≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005。
其理由在于，若Al的平均含有比例Xavg小于0.40，则Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的耐氧化性较差，因此在用于合金钢、铸铁、不锈钢等的高速断续切削时，耐磨损性不充分。另一方面，若Al的平均含有比例Xavg超过0.95，则硬度较差的六方晶的析出量增大而硬度下降，因此耐磨损性下降。因此，Al的平均含有比例Xavg优选设为0.40≤Xavg≤0.95。
并且，当复合氮化物层或复合碳氮化物层中所包含的C成分的平均含有比例Yavg为0≤Yavg≤0.005这种微量范围时，因复合氮化物层或复合碳氮化物层与工具基体或下部层的粘附性得到提高，且润滑性得到提高而减缓切削时的冲击，其结果复合氮化物层或复合碳氮化物层的耐缺损性及耐崩刀性提高。另一方面，若C成分的平均含有比例Yavg脱离0≤Yavg≤0.005的范围，则复合氮化物层或复合碳氮化物层的韧性下降，耐缺损性及耐崩刀性下降，因此不优选。因此，C的平均含有比例Yavg优选设为0≤Yavg≤0.005。
但是，关于C的含有比例Yavg，排除了作为气体原料即使不使用包含C的气体也会含有不可避免的C的含有比例。具体而言，例如，当将包含C的气体原料的C2H4的供给量设为0时，求出复合氮化物层或复合碳氮化物层中所包含的C成分的含有比例(原子比)而作为不可避免的C的含有比例，例如，将从刻意供给了C2H4时所得到的复合氮化物层或复合碳氮化物层中所包含的C成分的含有比例(原子比)减去前述不可避免含有的C的含有比例的值作为Yavg来进行了设定。
周期性浓度变化：
如图2、图3的示意图中所示，在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化，但需要至少存在周期性浓度变化的方向为跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒。
前述中所说的“周期性浓度变化的方向为跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向”是指，“当从与工具基体的表面垂直的任意剖面对构成硬质包覆层的复合氮化物层或复合碳氮化物层进行分析时，求出具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在的Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向，该浓度变化的周期成为最小的方向跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的、周期性浓度变化的方向”(以下，简称为“本发明浓度变化的方向”。)。
在此，需要至少存在该周期性浓度变化的方向为跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的理由如下。
在本发明的成膜中，通过以反应气体组A及气体组B到达工具基体表面的时间上产生差异的方式进行供给，在晶粒内形成Ti和Al的局部浓度差，尤其在原料气体供给至工具基体表面的周期的时间间隔变短，且每1周期的成膜量变少的情况下，因Al和Ti原子的表面扩散、再排列而周期性浓度变化的方向在跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向范围内稳定。
跟与所述工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向的周期性浓度变化抑制由切削时作用于磨损加深的面的剪切力而产生的向与基体平行的方向的龟裂的扩展，从而韧性提高，但若周期性浓度变化的方向跟与工具基体表面平行的面所成的角度超过30度，则无法期待抑制向与基体平行的方向的龟裂的扩展的效果，也无法期待韧性提高的效果。关于该龟裂扩展抑制效果，推断是在Ti和Al的浓度不同的边界中，因产生其扩展方向的弯曲及弯折而引起的。
因此，在本发明中，需要存在晶粒内的周期性浓度变化的方向为跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒。
从任意剖面观察构成本发明的硬质皮膜层的复合氮化物层或复合碳氮化物层时，具有本发明浓度变化的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒在复合氮化物层或复合碳氮化物层的面积中所占的比例优选为40面积％以上。
其理由在于，若复合氮化物层或复合碳氮化物层的面积中所占的具有本发明浓度变化的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的比例小于40面积％，则无法充分抑制由切削时作用于磨损加深的面的剪切力而产生的向与基体平行的方向的龟裂扩展，并且，提高韧性的效果也并不充分。
并且，构成本发明的硬质皮膜层的复合氮化物层或复合碳氮化物层优选具有柱状组织，其理由在于，柱状组织显示出优异的耐磨损性，在本发明的硬质被膜层(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层中，能够在柱状组织的立方晶的晶界中含有六方晶结构的微晶粒，并且通过在柱状组织的立方晶的晶界中含有韧性优异的微粒六方晶而晶界中的摩擦减少，且韧性提高。
关于具有本发明浓度变化的方向的晶粒的面积比例的计算，使用透射型电子显微镜，求出1μm×1μm像中的与Ti和Al的周期性浓度变化对应的图像的对比度的变化，或者从通过能量分散型X射线光谱法(EDS)确认的具有Ti和Al的周期性浓度变化的区域求出各晶粒的浓度变化的方向，并从它们当中，提取周期性浓度变化的方向为与工具基体表面所成的角度在30度以内的晶粒(即，具有本发明浓度变化的方向的晶粒)，分别计算出这些晶粒的面积，对所述1μm×1μm观察区域中所占的面积比例至少以10个视场来进行，从而能够将其平均值作为具有本发明浓度变化的方向的晶粒的面积来求出。
而且，具有本发明浓度变化的方向的晶粒优选浓度变化的周期为1～10nm，并且周期性变化的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差为0.01～0.1。
这是因为，若浓度变化的周期小于1nm，则晶粒的变形过大，晶格缺陷变多，硬度下降，另一方面，若浓度变化的周期超过10nm，则无法期待抑制由切削时作用于磨损加深的面的剪切力而产生的向与基体平行的方向的龟裂的扩展，而使韧性提高这种充分的缓冲作用，从而浓度变化的周期优选设为1～10nm。
并且，还基于如下理由：通过在所述晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化，晶粒内产生变形，硬度提高，但若Ti和Al的周期性浓度变化量的大小的指标即Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx小于0.01，则晶粒的变形较小而无法期待充分的硬度的提高，另一方面，若x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx超过0.1，则晶粒的变形过大而晶格缺陷增加且硬度下降。
于是，关于具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在的Ti和Al的周期性浓度变化，将周期性变化的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx优选设为0.01～0.1。在图4中示出表示如下内容的一例：使用透射型电子显微镜对晶粒内存在的Ti和Al的周期性浓度变化的情况进行基于能量分散型X射线光谱法(EDS)的线分析而求出的Ti和Al的周期性浓度变化的曲线图。
另外，图4中的周期性浓度变化的方向是跟与工具基体表面平行的面所成的角度为0度的方向(即，与工具基体表面平行的方向)的例子。
Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层中存在的微粒六方晶晶粒：
在本发明的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层中，能够在具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界中含有六方晶结构的微晶粒。
通过硬度优异的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界中存在微粒六方晶，晶界滑动得到抑制，Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的韧性提高。但是，若六方晶结构的微晶粒的面积比例超过5面积％，则硬度相对下降，因此不优选，并且，若六方晶结构的微晶粒的平均粒径R小于0.01μm，则抑制晶界滑动的效果不充分，另一方面，若超过0.3μm，则层内的变形变大而硬度下降。
因此，Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层中存在的微粒六方晶晶粒的面积比例优选为5面积％以下，并且，该微粒六方晶晶粒的平均粒径R优选设为0.01～0.3μm。
另外，具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界中存在的六方晶结构的微晶粒能够通过使用透射型电子显微镜来分析电子衍射图形而确认，并且，六方晶结构的微晶粒的平均粒径能够以如下方式求出：关于包含晶界的1μm×1μm测定范围内存在的粒子，测定粒径，并计算出它们的平均值。
下部层及上部层：
即使只有本发明的复合氮化物层或复合碳氮化物层也会发挥充分的效果，但当设置有由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的Ti化合物层构成且具有0.1～20μm的合计平均层厚的下部层时，和/或当设置有至少包含氧化铝层且合计平均层厚为1～25μm的上部层时，这些层发挥的效果相互结合，而能够创出更优异的特性。当设置由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的Ti化合物层构成的下部层时，若下部层的合计平均层厚小于0.1μm，则无法充分发挥下部层的效果，另一方面，若超过20μm，则晶粒容易粗大化，从而容易产生崩刀。并且，若包含氧化铝层的上部层的合计平均层厚小于1μm，则无法充分发挥上部层的效果，另一方面，若超过25μm，则晶粒容易粗大化，从而容易产生崩刀。
本发明的在工具基体的表面设置有硬质包覆层的表面包覆切削工具中，硬质包覆层至少包含通过化学蒸镀法成膜的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，在复合氮化物层或复合碳氮化物层中存在具有NaCl型面心立方结构的晶粒，并且，在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化，且至少存在周期性浓度变化的方向为跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向的晶粒，由此通过对于切削加工时所施加的剪切力的缓冲作用，向与工具基体平行的方向的龟裂的扩展得到抑制，从而耐崩刀性、耐缺损性得到提高。
而且，关于本发明的复合氮化物层或复合碳氮化物层，当由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，优选Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和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0.40≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005，并且，优选所述浓度变化的周期为1～10nm，且周期性变化的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差为0.01～0.1，而且，优选在复合氮化物层或复合碳氮化物层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中，存在具有六方晶结构的平均粒径R为0.01～0.3μm的微晶粒以面积比例计为5面积％以下。
而且，具备上述硬质包覆层的本发明的包覆工具即使在断续性的冲击性的负荷作用于切削刃的合金钢、铸铁、不锈钢等的高速断续切削加工中使用的情况下，也不产生崩刀、缺损，从而在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
附图说明
图1是示意地表示构成本发明的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的剖面的膜结构示意图。
图2是表示构成本发明的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒存在Ti和Al的周期性浓度变化的示意图。
图3是表示对于构成本发明的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的具有NaCl型面心立方结构的晶粒，在跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向上所形成的该Ti和Al的周期性浓度变化的概略示意图。
图4是表示使用透射型电子显微镜对本发明的具有NaCl型面心立方结构的晶粒内存在的Ti和Al的浓度变化的情况进行基于能量分散型X射线光谱法(EDS)的线分析而求出的Ti和Al的周期性浓度变化的一例的曲线图。
具体实施方式
接着，通过实施例对本发明的包覆工具进行更具体的说明。
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、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，进而添加石蜡，然后在丙酮中用球磨机混合24小时，在进行减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，对该压坯在5Pa的真空中以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，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～C。
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，TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo2C粉末、ZrC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2所示的配合组成，并用球磨机进行24小时的湿式混合，在进行干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，对该压坯在1.3kPa的氮气氛中以温度：1500℃保持1小时的条件下进行烧结，在烧结进行之后，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D。
接着，使用化学蒸镀装置，在这些工具基体A～D的表面，在表4、表5所示的形成条件A～J即第1阶段成膜条件下形成成膜初始层，接着，通过第2阶段成膜条件下进行成膜，制造出表7所示的本发明包覆工具1～10。
即，按照表4、表5所示的形成条件A～J，作为由NH3及H2构成的气体组A和由TiCl4、AlCl3、N2、H2构成的气体组B及各种气体的供给方法，将反应气体组成(相对于气体组A及气体组B的总和的容量％)设为在气体组A中NH3：1.0～2.5％、H2：60～75％，在气体组B中AlCl3：0.10～0.90％、TiCl4：0.10～0.30％、N2：0.0～12.0％、C2H4：0～0.5％，H2：剩余部分，设为反应气氛压力：4.5～5.0kPa、反应气氛温度：700～800℃、供给周期1～2秒、每1周期的供气时间0.05～0.12秒、气体组A的供给和气体组B的供给的相位差0.04～0.09秒，并以规定时间进行热CVD法，形成表7所示的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，由此制造出本发明包覆工具1～10。
并且，在本发明中，将所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的成膜温度设为低温时，具有如下效果：成膜初始层中的气孔的比例变少、硬度变高，并且所述复合氮化物层或复合碳氮化物层与下部层的粘附强度变高、耐剥离性提高。另一方面，将所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的成膜的成膜温度设为高温时，具有如下效果：结晶性变高、耐磨损性提高，因此在本发明中，将成膜分为两个阶段来进行，且将第1阶段成膜设为比第2阶段成膜更低的温度，由此提高耐剥离性、耐磨损性。
另外，关于本发明包覆工具1～10，分别在表3所示的形成条件下形成了表6所示的下部层、上部层。
并且，以比较为目的，在表4及表5所示的比较成膜工序的条件下，以与本发明包覆工具1～10相同的方法，以表8所示的目标层厚(μm)在工具基体A～D的表面蒸镀形成至少包含Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的硬质包覆层，制造出比较包覆工具1～10。此时，在(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的成膜工序中，通过以使工具基体表面中的反应气体组成不随时间变化的方式形成硬质包覆层，制造出比较包覆工具1～10。
另外，以与本发明包覆工具1～10相同的方法，对于比较包覆工具1～10，在表3所示的形成条件下，形成了表6所示的下部层、上部层。
使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)测定本发明包覆工具1～10、比较包覆工具1～10的各结构层的与工具基体垂直的方向的剖面，当测定观察视场内的5个点层厚并进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出实质上与表7及表8所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，关于复合氮化物层或复合碳氮化物层的平均Al含有比例Xavg，使用电子探针显微分析仪(EPMA，Electron-Probe-Micro-Analyser)，在研磨了表面的试料中，从试料表面一侧照射电子射线，由所得到的特性X射线的分析结果的10个点平均求出Al的平均Al含有比例Xavg。关于平均C含有比例Yavg，通过二次离子质谱分析(SIMS，SecondAry-Ion-Mass-Spectroscopy)来求出。从试料表面一侧，在70μm×70μm的范围内照射离子束，对通过溅射作用而释放出的成分测定出深度方向的浓度。平均C含有比例Yavg表示关于Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的深度方向的平均值。但在C的含有比例中，排除了即使刻意不使用作为气体原料包含C的气体也会包含在内的不可避免的C的含有比例。具体而言，将C2H4的供给量设为0时的复合氮化物层或复合碳氮化物层中所包含的C成分的含有比例(原子比)作为不可避免的C的含有比例来求出，将从刻意供给C2H4时所得到的复合氮化物层或复合碳氮化物层中所包含的C成分的含有比例(原子比)减去所述不可避免的C的含有比例的值作为Yavg来求出。
并且，使用透射型电子显微镜，在加速电压200kV的条件下，对复合氮化物层或复合碳氮化物层的微小区域进行观察，使用能量分散型X射线光谱法(EDS)，从剖面侧进行面分析，由此确认在具有所述立方晶结构的晶粒内是否存在组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性浓度变化，以求出具有本发明浓度变化的方向的晶粒的面积比例。
在表7、表8中示出其结果。而且，关于上述周期性浓度变化的方向，以如下方式测定出跟与工具基体表面平行的面所成的角度。
使用透射型电子显微镜，从具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒内的与基体垂直的任意剖面对任意的1μm×1μm区域进行观察，存在Ti和Al的周期性浓度变化，并通过测定所述剖面中的Ti和Al的周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度，由此能够求出。而且，将所测定的“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”中最小的角度作为周期性浓度变化的方向(度)，来判定了该周期性浓度变化的方向是否在30度以内。将该周期性浓度变化的方向在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”，结果示于表7、表8中。
并且，关于存在该周期性浓度变化的具有所述立方晶结构的晶粒，通过使用了透射型电子显微镜来观察微小区域和使用了能量分散型X射线光谱法(EDS)来从剖面侧进行面分析，求出Ti和Al的浓度变化的周期。
作为周期的测定方法，关于该晶粒，根据所述面分析的结果，以从组成的浓淡使10个周期程度的浓度变化落入测定范围的方式设定倍率，并且通过EDS至少在5个周期范围内沿工具基体表面的周期性浓度变化的方向进行基于线分析的周期测定，而将其平均值作为Ti和Al的周期性浓度变化的周期来求出。
而且，求出周期性浓度变化中的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx。
具体的测定方法如下。
关于该晶粒，根据所述面分析的结果，以从组成的浓淡使10个周期程度的浓度变化落入测定范围内的方式设定倍率，并且通过EDS至少在5个周期范围内沿工具基体表面的周期性浓度变化的方向进行线分析，将Ti和Al的周期性浓度变化的极大值与极小值的各平均值之差作为Δx来求出。
关于所述“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”中，关于得到了最小测定值的晶粒，将其周期及Δx示于表7、表8中。
并且，关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，使用透射型电子显微镜对多个视场进行观察，测定出具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中存在六方晶结构的微晶粒的面积比例及六方晶结构的微晶粒的平均粒径R。
另外，关于晶界中存在的微粒六方晶的确认，通过使用透射型电子显微镜对电子衍射图形进行分析来确认。关于微粒六方晶的平均粒径，对包含晶界的1μm×1μm测定范围内存在的粒子测定粒径，并由计算出微粒六方晶的总面积的值求出面积比例。并且，关于粒径，对确认为六方晶的粒子制作外切圆，求出该外切圆的半径，并将其平均值作为粒径。
在表7、表8中示出所得到的结果。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
[表7]
(注1)栏中的Xavg、Yavg、Δx均表示原子比。
(注2)栏中的“有无本发明浓度变化”以将“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”的最小角度在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”来表示。
[表8]
(注1)栏中的*号表示在本发明范围之外。
(注2)栏中的“-”表示没有周期性浓度变化，或者没有六方晶微晶粒。
(注3)栏中的“有无本发明浓度变化”以将“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”的最小角度在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”来表示。
(注4)栏中的的Xavg、Yavg、Δx均表示原子比。
接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均夹紧于刀具直径125mm的工具钢制刀具前端部的状态下，对本发明包覆工具1～10及比较包覆工具1～10实施以下所示的合金钢的高速断续切削的一种即湿式正面铣削、中心切割式切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
将其结果示于表9中。
工具基体：碳化钨基硬质合金、碳氮化钛基金属陶瓷；
切削试验：湿式高速正面铣削、中心切割式切削加工；
刀具直径：125mm，
工件：JIS·SCM440宽度100mm、长度400mm的块体材料；
转速：994min-1；
切削速度：390m/min；
切削深度：3.0mm；
单刀进给量：0.2mm/刀；
切削时间：6分钟；
(通常的切削速度为220m/min)，
[表9]
比较包覆工具栏中的*号表示因产生崩刀而达到使用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，进而添加石蜡，然后在丙酮中用球磨机混合24小时，在进行减压干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中以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基硬质合金制工具基体E～G。
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，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所示配合组成，用球磨机进行湿式混合24小时，在干燥之后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气氛中以温度：1500℃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，从而形成了具有ISO标准CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体H。
接着，在这些工具基体E～G及工具基体H的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表5所示的形成条件A～J下，以规定时间进行热CVD法，形成表13所示的(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层，从而制造出本发明包覆工具11～20。
另外，关于本发明包覆工具11～20，在表3所示的形成条件下，形成了表12所示的下部层、上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体E～G及工具基体H的表面，使用通常的化学蒸镀装置，以表4、表5所示的条件且目标层厚，以与本发明包覆工具相同的方法蒸镀形成硬质包覆层，从而制造出表14所示的比较包覆工具11～20。
另外，以与本发明包覆工具11～20相同的方法，关于比较包覆工具11～20，在表3所示的形成条件下，形成了表12所示的下部层、上部层。
并且，使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)测定本发明包覆工具11～20、比较包覆工具11～20的各结构层的剖面，当测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出实质上与表13及表14所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，关于所述本发明包覆工具11～20、比较包覆工具11～20的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法，测定出平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg。
将其结果示于表13及表14中。
使用透射型电子显微镜(倍率200000倍)并通过基于能量分散型X射线光谱法(EDS)的面分析，确认了在构成所述本发明包覆工具11～20的硬质包覆层的Ti和Al的复合氮化物或复合碳氮化物的立方晶晶粒内存在的Ti和Al的周期性组成分布，并且，求出x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx。
而且，关于存在周期性浓度变化的具有所述立方晶结构的晶粒，通过同样使用了透射型电子显微镜来观察微小区域和使用了能量分散型X射线光谱法(EDS)来从剖面侧进行面分析，求出Ti和Al的浓度变化的周期。
并且，关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，使用透射型电子显微镜及电子背散射衍射装置，测定出具有NaCl型面心立方结构的晶粒的晶界部中存在的六方晶的微晶粒的晶体结构、平均粒径R及面积比例。
将这些结果示于表13及表14中。
[表10]
[表11]
[表12]
[表13]
(注1)栏中的Xavg、Yavg、Δx均表示原子比。
(注2)栏中的“有无本发明浓度变化”以将“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”的最小角度在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”来表示。
[表14]
(注1)栏中的*号表示在本发明范围之外。
(注2)栏中的“-”表示没有周期性浓度变化，或者没有六方晶微晶粒。
(注3)栏中的“有无本发明浓度变化”以将“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”的最小角度在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”来表示。
(注4)栏中的的Xavg、Yavg、Δx均表示原子比。
接着，在利用固定夹具将所述各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具11～20、比较包覆工具11～20实施如下所示的不锈钢的湿式高速断续切削试验、铸铁的湿式高速断续切削试验，均测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
切削条件1：
工件：JIS·SUS304的沿长度方向等间隔配置有4跟带纵槽圆棒；
切削速度：300m/min；
切削深度：1.5mm；
进给量：0.2mm/rev；
切削时间：2分钟；
(通常的切削速度为150m/min)；
切削条件2：
工件：JIS·FCD800的沿长度方向等间隔配置有4跟带纵槽圆棒；
切削速度：350m/min；
切削深度：2.0mm；
进给量：0.3mm/rev；
切削时间：3分钟；
(通常的切削速度为200m/min)，
表15中示出所述切削试验的结果。
[表15]
比较包覆工具栏的数值表示因产生崩刀而达到使用寿命为止的切削时间(分钟)。
实施例3
作为原料粉末均准备具有0.5～4μm的范围内的平均粒径的cBN粉末、TiN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，用球磨机进行湿式混合80小时，在干燥之后，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，接着，将该压坯在压力：1Pa的真空气氛中以900～1300℃范围内的规定温度保持60分钟的条件下进行烧结，从而作为切削刃片用预备烧结体，在将该预备烧结体与另外准备的Co：8质量％、WC：剩余部分的组成、以及具有直径：50mm×厚度：2mm的尺寸的WC基硬质合金制支撑片重合的状态下装入通常的超高压烧结装置中，在通常条件下即在压力：4GPa、温度：1200～1400℃范围内的规定温度及保持时间：0.8小时的条件下进行超高压烧结，使用金刚石砂轮对烧结后的上下表面进行研磨，并利用电火花线切割加工装置分割成规定的尺寸，进而对具有Co：5质量％、TaC：5质量％、WC：剩余部分的组成及JIS标准CNGA120408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(角部)，使用以质量％计具有包括Zr：37.5％、Cu：25％、Ti：剩余部分的组成的Ti-Zr-Cu合金的钎料来进行钎焊，以规定尺寸进行外周加工之后，对切削刃部实施宽度：0.13mm、角度：25°的刃口修磨加工，进而实施精研磨，从而分别制造出具有ISO标准CNGA120408的刀片形状的工具基体甲、乙。
[表16]
接着，在这些工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置，以与实施例1相同的方法，在表4、表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表18所示的本发明包覆工具21～26。
另外，关于本发明包覆工具21～30，在表3所示的形成条件下，形成了表17所示的下部层、上部层。
并且，以比较为目的，同样在工具基体甲、乙的表面，使用通常的化学蒸镀装置，在表4、表5所示的条件下，以目标层厚蒸镀形成至少包含(Ti1-xAlx)(CyN1-y)层的硬质包覆层，从而制造出表19所示的比较包覆工具21～26。
另外，以与本发明包覆工具21～30相同的方法，关于比较包覆工具21～30，在表3所示的形成条件下，形成了表17所示的下部层、上部层。
并且，使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)测定本发明包覆工具21～30、比较包覆工具21～30的各结构层的剖面，当测定观察视场内的5个点的层厚并进行平均而求出平均层厚的结果，均显示出实质上与表18及表19所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，关于所述本发明包覆工具21～30、比较包覆工具21～30的硬质包覆层，使用与实施例1所示的方法相同的方法，测定出平均Al含有比例Xavg、平均C含有比例Yavg。
而且，使用与实施例1所示的方法相同的方法，测定出立方晶晶粒内存在的Ti和Al的周期性浓度变化的周期、浓度变化时的x的极大值的平均与极小值的平均之差Δx，并且测定出具有NaCl型面心立方结构的各自的晶粒的晶界部中存在的六方晶的微晶粒的晶体结构、平均粒径R及面积比例。
将其结果示于表18及表19中。
[表17]
[表18]
(注1)栏中的Xavg、Yavg、Δx均表示原子比。
(注2)栏中的“有无本发明浓度变化”以将“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”的最小角度在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”来表示。
[表19]
(注1)栏中的*号表示在本发明范围之外。
(注2)栏中的“-”表示没有周期性浓度变化，或者没有六方晶的微晶粒。
(注3)栏中的“有无本发明浓度变化”以将“周期性浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度”的最小角度在30度以内的情况设为“有”，将超过30度的情况设为“无”来表示。
(注4)栏中的Xavg、Yavg、Δx均表示原子比。
接着，在利用固定夹具将各种包覆工具均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，对本发明包覆工具21～30、比较包覆工具21～30实施如下所示的铸铁的干式高速断续切削加工试验，测定出切削刃的后刀面磨损宽度。
工具基体：立方晶氮化硼基超高压烧结体；
切削试验：铸铁的干式高速断续切削加工，
工件：JIS·FCD800的沿长度方向等间隔配置有8跟带纵槽圆棒，
切削速度：300m/min，
切削深度：0.1mm，
进给量：0.2mm/rev，
切削时间：3分钟，
表20中示出所述切削试验的结果。
[表20]
比较包覆工具栏中的数值表示因产生崩刀而达到使用寿命为止的切削时间(分钟)。
从表9、表15及表20所示的结果可知，本发明的包覆工具在构成硬质包覆层的构成Al和Ti的复合氮化物层或复合碳氮化物层的NaCl型面心立方结构的晶粒内，在跟与工具基体表面平行的面所成的角度在30度以内的方向上存在该Ti和Al的周期性浓度变化，从而对于切削加工时的剪切力的缓冲作用发挥作用，因此龟裂的传播、扩展得到抑制，韧性得到提高。
因此，即使在断续性的冲击性的高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中使用的情况下，耐崩刀性、耐缺损性也优异，其结果，在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
与此相对，在构成硬质包覆层的构成Al和Ti的复合氮化物层或复合碳氮化物层的NaCl型面心立方结构的晶粒内不存在本发明中所规定的周期性浓度变化的比较包覆工具中明确可知，当在伴有高热产生且断续性的冲击性的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、缺损等的产生而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作合金钢、铸铁、不锈钢等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，且在长期使用中发挥优异的耐崩刀性，因此能够令人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 (7)

1.一种表面包覆切削工具，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，
(a)所述硬质包覆层至少包含平均层厚1～20μm的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，
(b)所述复合氮化物层或复合碳氮化物层至少包含具有NaCl型面心立方结构的复合氮化物或复合碳氮化物的晶粒，
(c)当从与工具基体的表面垂直的任意剖面对所述复合氮化物层或复合碳氮化物层进行分析时，在具有所述NaCl型面心立方结构的晶粒内存在Ti和Al的周期性浓度变化，当求出该Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向时，至少存在该浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度在30度以内的、具有NaCl型面心立方结构的晶粒。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，当将其组成由组成式：(Ti1-xAlx)(CyN1-y)表示时，Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg及C在C和N的总量中所占的平均含有比例Yavg分别满足0.40≤Xavg≤0.95、且0≤Yavg≤0.005，其中，Xavg、Yavg均为原子比。
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，
从所述剖面观察所述复合氮化物层或复合碳氮化物层时，存在所述Ti和Al的周期性浓度变化，且Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度在30度以内的、具有NaCl型面心立方结构的晶粒在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的面积中所占的比例为40面积％以上。
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，
在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层中存在Ti和Al的周期性浓度变化，且Ti和Al的周期性浓度变化中浓度变化的周期成为最小的方向与工具基体表面所成的角度在30度以内的、具有NaCl型面心立方结构的晶粒中，Ti和Al的周期性浓度变化的周期为1～10nm，且周期性变化的Al的含有比例x的极大值的平均与极小值的平均之差为0.01～0.1。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
关于所述复合氮化物层或复合碳氮化物层，当从该层的所述剖面方向进行观察时，在复合氮化物层或复合碳氮化物层内的具有NaCl型面心立方结构的各自的晶粒的晶界部中存在具有六方晶结构的微晶粒，该微晶粒所存在的面积比例为5面积％以下，该微晶粒的平均粒径R为0.01～0.3μm。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
在所述工具基体与所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层之间，存在下部层，所述下部层由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的Ti化合物层构成且具有0.1～20μm的合计平均层厚。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述复合氮化物层或复合碳氮化物层的上部以1～25μm的合计平均层厚形成有至少包含氧化铝层的上部层。
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