CN109641286B - 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性及耐剥离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及耐剥离性的表面包覆切削工具 Download PDF

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Abstract

本发明的表面包覆切削工具，其形成有包含上部层α、粘结层β及下部层γ至少这三层的硬质包覆层，所述表面包覆切削工具中，上部层α由在低温条件下形成的α‑Al2O3层构成，粘结层β中，与所述上部层α的界面接触的最表层至少包含TiCN层，所述TiCN层至少具有0.5μm以上的层厚，且仅在从所述TiCN层与所述上部层α的界面向所述TiCN层的层厚方向的内部最大0.5μm为止的深度含有0.5～3原子％的氧，下部层γ由NaCl型面心立方结构的单相的(Ti1‑xAlx)(CyN1‑y)构成，该组成式中的Al的平均含有比例Xavg及C的平均含有比例Yavg满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，其中，Xavg、Yavg为原子比。

Description

硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性及耐剥离性的表面包覆切削 工具
技术领域
本发明涉及一种例如在伴随铸铁、不锈钢等产生高热且断续性的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，硬质包覆层具备优异的耐崩刀性及耐剥离性，且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)。
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，通过物理蒸镀法来包覆形成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、剥离等异常磨损，因此提出了关于改善硬质包覆层的各种方案。
例如，专利文献1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℃的温度范围内进行化学蒸镀，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，但通过形成将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，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，专利文献3中记载有在低温(625～800℃)下通过化学蒸镀在切削工具刀片上沉积结晶α-Al2O3层的方法及通过该方法制作的切削工具。提出有在专利文献3中所记载的方法中通过如下工序来制作出的切削工具刀片：首先，沉积X+Y+Z≥1及Z＞0(优选为Z＞0.2)且0.1～1.5μm的TiCXNYOZ层的工序；接着，在0.5～3体积％的O2优选含有CO2和H2或O2和H2的气体混合物中在任意存在0.5～6体积％的HCl的条件下，在625～1000℃下对所述层进行约为0.5～4分钟的短时间处理的工序；接着，在40～300毫巴的处理压力及625～800℃的温度下，使所处置的所述层与在H2中含有2～10体积％的AlCl3及16～40体积％的CO2的气体混合物和0.8～2体积％的硫含有剂(优选为H2S)接触，由此沉积所述Al2O3层的工序。
专利文献1：日本专利公表2011-516722号公报
专利文献2：日本专利公表2011-513594号公报
专利文献3：日本专利公开2004-308008号公报
近年来，随着对切削加工中的节省劳力化及节能化的要求增加，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，关于通过所述专利文献1中所提出的化学蒸镀法来蒸镀形成的(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的硬质包覆层，但若在形成上部Al2O3层时为了获得耐磨损性优异的α-Al2O3层而在通常条件的成膜温度1000℃左右下进行成膜，则在(Ti1-xAlx)N层中发生六方晶结构的AlN的相分离，另一方面，当在700～900℃这一低温范围内在(Ti1-xAlx)N层表面形成α-Al2O3层时，在(Ti1- xAlx)N层中不发生六方晶结构的AlN相的相分离，但在(Ti1-xAlx)N层的最表面形成非晶质的Al2O3，因此存在(Ti1-xAlx)N层与α-Al2O3层的粘附强度不充分的问题。
并且，所述专利文献2中所提出的包覆工具虽然具有规定的耐热性及循环疲劳强度，但耐磨损性及韧性差，因此在用于铸铁的断续切削加工等时容易产生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，从而存在不能说发挥令人满意的切削性能的问题。
并且，所述专利文献3中所提出的包覆工具在用于伴随机械冲击的断续切削加工时中间层的硬度不充分，容易产生膜界面的剥离、崩刀、缺损等异常损伤，从而存在不能说发挥令人满意的切削性能的问题。
发明内容
为此，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铸铁、不锈钢等的断续性的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削等时，也具备优异的耐崩刀性、耐剥离性，且在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
本发明人们从前述观点出发，为了改善通过化学蒸镀来蒸镀形成有硬质包覆层的包覆工具的耐崩刀性、耐剥离性，经过重复进行深入的研究的结果得出了如下见解，其中，所述硬质包覆层至少将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)层作为下部层来包含，并且，作为上部层包含具有α型晶体结构的Al2O3层(以下，有时由“α-Al2O3层”表示)。
即，本发明人们得出了如下见解：当在通常条件下，在下部层即(Ti、Al)(C、N)层上直接蒸镀形成了α-Al2O3层时，由于立方晶结构的(Ti、Al)(C、N)层为亚稳相，因此在α-Al2O3层的成膜温度1000℃左右下，在(Ti、Al)(C、N)层中发生六方晶结构的AlN的相分离，从而在(Ti、Al)(C、N)层中无法获得充分的硬度，另一方面，当在700～900℃这一低温范围内在(Ti、Al)(C、N)层表面形成了α-Al2O3层时，不会发生(Ti、Al)(C、N)层中的六方晶结构的AlN相的相分离，但在(Ti、Al)(C、N)层的最表面形成非晶质的Al2O3，因此(Ti、Al)(C、N)层与α-Al2O3层的粘附强度不充分。
并且，得出了如下见解：当为了提高两层的粘附强度而在通常成膜温度条件下，在下部层的(Ti、Al)(C、N)层与α-Al2O3层之间形成了TiCN层时，因TiCN层的1000℃左右的成膜温度在下部层的(Ti、Al)(C、N)层中发生六方晶结构的AlN相的相分离，其结果，作为硬质包覆层整体无法获得充分的硬度。
于是，本发明人们为了实现提高(Ti、Al)(C、N)层与α-Al2O3层的粘附强度而进一步推进研究的结果，得出了如下见解：将立方晶(Ti、Al)(C、N)层作为下部层，在相对低温的成膜条件下，在其上部作为粘结层成膜TiCN层(以下，将相对低温成膜条件下成膜的TiCN层由“TiCN层”来表示。)，并且为了提高TiCN层与α-Al2O3层的界面上的粘附强度，在与α-Al2O3层的界面接触的TiCN层表面附近，形成含有氧的TiCN层(以下，有时称为“含氧TiCN层”。)，而且，当在低温条件下形成了上部层即α-Al2O3层时，能够抑制发生(Ti、Al)(C、N)层中的六方晶AlN相的相分离，同时能够维持该层的硬度，进而能够提高所述下部层-粘结层-上部层之间的粘附强度。
因此，具备由所述下部层、粘结层及上部层构成的硬质包覆层的本发明的包覆工具即使在用于铸铁、不锈钢等的断续性的冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续切削等的情况下，也能够具备优异的耐崩刀性、耐剥离性，且在长期使用中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形成有包含上部层α、粘结层β及下部层γ至少这三层的硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)所述上部层α由Al2O3层构成，所述Al2O3层具有1.0μm～10μm的平均层厚且具有α型晶体结构，
(b)所述粘结层β具有0.5μm～10.0μm的合计平均层厚，与所述上部层α的界面接触的所述粘结层β的最表层至少包含TiCN层，所述TiCN层至少具有0.5μm以上的层厚，
(c)在从所述TiCN层与所述上部层α的界面向所述TiCN层的层厚方向的内部最大0.5μm为止的深度含有氧，所述深度区域中所含有的平均氧含量为所述深度区域中所含有的Ti、C、N及O的合计含量的0.5原子％～3原子％，
(d)所述下部层γ由Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层构成，所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的平均层厚为1.0μm～20μm，
(e)所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层由NaCl型面心立方结构的单相构成，
(f)关于所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，当将平均组成由(Ti1- xAlx)(CyN1-y)来表示时，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0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005。
(2)根据所述(1)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述上部层α含有0.05原子％～0.5原子％的氯。
(3)根据所述(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述下部层γ中的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg为0.70≤Xavg≤0.95。
(4)根据所述(1)至(3)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述粘结层β还包含选自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。
(5)根据所述(1)至(4)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，所述粘结层β还包含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的平均层厚Lavg(μm)满足0.30≤Lavg≤5.0，若在对该Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg，则各区间满足Xβavg＜Xavg，且靠表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小。
(6)根据所述(1)至(5)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，当从与工具基体的表面垂直的任意剖面对所述下部层γ中的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层进行分析时，存在具有Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒，且至少存在Ti和Al的周期性组成变化的周期成为最小的方向与垂直于工具基体表面的面所成的角度在30度以内的所述晶粒。
(7)根据所述(1)至(6)中任一项所述的表面包覆切削工具，其特征在于，在所述工具基体与所述下部层γ之间存在最下部层δ，该最下部层δ由选自组成与所述下部层γ不同的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层以及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0.1μm～10μm的合计平均层厚。
以下，对本发明进行详细的说明。
首先，根据附图对本发明包覆工具的硬质包覆层的层结构的例子进行说明。
在图1～图5中示出本发明包覆工具的硬质包覆层的层结构的几个具体例。
图1表示上部层α由α-Al2O3层构成，粘结层β仅由含有规定量的氧的TiCN层(其中，层厚为0.5μm)构成，下部层γ由(Ti、Al)(C、N)层构成的硬质包覆层的层结构的一例。
图2～图4所示的包覆工具中，上部层α均为α-Al2O3层，下部层γ均为(Ti、Al)(C、N)层，但粘结层β为多种形态。
在图2中，粘结层β在从与上部层α的界面向TiCN层的层厚方向的内部最大0.5μm为止的深度含有氧，且由该深度区域中所含有的平均氧含量为所述深度区域中所含有的Ti、C、N、O的合计含量的0.5～3原子％的含氧TiCN层及没有积极导入氧的通常的TiCN层构成。
在图3所示的硬质包覆层中，粘结层β由含氧TiCN层、TiCN层及Ti化合物层(选自TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的一层或两层以上的Ti化合物层)形成。
在图4所示的硬质包覆层中，粘结层β由含氧TiCN层、TiCN层及(Ti、Al)(C、N)层形成。
但是，在粘结层β的结构层即上述(Ti、Al)(C、N)层中，该层中的平均层厚Lavg(μm)满足0.30≤Lavg≤5.0，若在对该Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg，则需要各区间满足Xβavg＜Xavg，且表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小，在该含义上，将图4中的粘结层β的结构层即(Ti、Al)(C、N)层由“(Ti、Al)(C、N)*层”来表示。
在此，[Lavg]表示高斯符号。[x]为表示不超过x的最大整数的数学符号，当[x]＝n时，由n≤x＜n+1来定义(其中，n为整数)。
各区间满足Xβavg＜Xavg，且表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小的理由在于，通过抑制下部层γ与TiCN层或Ti化合物层(选自TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的一层或两层以上的Ti化合物层)的晶格变形的急剧变化，并且减缓向膜表面方向的变形，确保界面上的粘附强度，并提高耐崩刀性、耐剥离性。
另外，由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β中的Al的含有比例能够采用随着从下部层γ侧朝向上部层α侧而沿层厚方向逐渐连续地或不连续地减少的值，从而只要各区间满足Xβavg＜Xavg且满足靠表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小的关系即可。
图5相当于在图4所示的方式的层结构中，在工具基体与下部层γ之间进一步夹杂形成有最下部层δ的硬质包覆层。
最下部层δ由选自组成与下部层γ不同的(Ti、Al)(C、N)层、TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层、TiCNO层中的一层或两层以上构成，并且能够进一步提高工具基体与下部层γ的粘附强度。
另外，例如，作为最下部层δ，形成(Ti、Al)(C、N)层，若在对该层分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xδavg，则需要各区间满足Xδavg＜Xavg，且满足靠表面侧的区间的Xδavg与基体侧的区间的Xδavg相比相等或更大。但是，当由(Ti、Al)(C、N)层构成的最下部层δ中的Al的含有比例能够采用随着从工具基体侧朝向下部层γ侧而沿层厚方向逐渐连续地或不连续地增加的值时，只要各区间满足Xδavg＜Xavg且满足靠表面侧的区间的Xδavg与基体侧的区间的Xδavg相比相等或更大的关系即可。
而且，通过采用这种Al的组成倾斜结构，能够在不降低硬质包覆层整体的硬度的情况下进一步提高工具基体与下部层γ的粘附强度。
接着，对本发明包覆工具的硬质包覆层的各层进行说明。
上部层α：
本发明的上部层α通过由α-Al2O3层构成而发挥优异的高温硬度及耐高温氧化性，但当上部层α的平均层厚小于1.0μm时，无法发挥长期优异的耐磨损性，另一方面，当上部层α的平均层厚超过10μm时，容易产生崩刀，因此将上部层α的平均层厚设为1.0μm～10μm。
如已经叙述那样，在由(Ti、Al)(C、N)层构成的下部层γ中，为了不发生六方晶AlN相的相分离，上部层α的形成优选在相比以往的成膜温度较低的温度(800～900℃)下进行成膜。
当在较低的温度下形成上部层α时，α-Al2O3层的成膜优选进行分为α-Al2O3的初期成核阶段及α-Al2O3的生长阶段的化学蒸镀。
具体的由α-Al2O3层构成的上部层α的化学蒸镀条件例如如下。
＜α-Al2O3初期成核条件＞
反应气体组成(容量％)：AlCl3 1～3％，CO2 1～5％，HCl 0.3～1.0％，剩余部分H2；
反应气氛压力：5.0～15.0kPa；
反应气氛温度：800～900℃，
＜α-Al2O3生长条件＞
反应气体组成(容量％)：AlCl3 1.5～5.0％，CO2 2～8％，HCl 3～8％，H2S 0.5～1.0％，剩余部分H2；
反应气氛压力：5.0～15.0kPa；
反应气氛温度：800～900℃，
通过分为上述α-Al2O3的初期成核阶段及α-Al2O3的生长阶段这两个阶段的化学蒸镀能够形成由α-Al2O3层构成的上部层α。
另外，当在较低的温度(800～900℃)下形成了α-Al2O3层时，反应气体成分即氯混入于层中。
向α-Al2O3层中的氯的混入不是必要条件，但若层中所含有的氯含量成为0.05原子％以上，则α-Al2O3层具备润滑性，且用于机械冲击作用于刀刃的断续切削时吸收机械冲击，从而发挥抑制崩刀等异常损伤的效果。另一方面，若氯含量超过0.5原子％而过度含有，则导致α-Al2O3层的耐磨损性的劣化。
因此，由α-Al2O3层构成的上部层α中的氯含量优选设为0.05～0.5原子％。
粘结层β：
如上所述，粘结层β需要具有0.5～10.0μm的合计平均层厚，并且与上部层α的界面接触的层需要至少为含氧TiCN层。
若粘结层β的合计平均层厚小于0.5μm，则无法确保下部层γ与上部层α的粘附性，另一方面，若超过10.0μm，则尤其在刀刃成为高温的高速重切削或断续切削中容易引起热塑性变形，且容易产生偏磨或伴随偏磨的崩刀等异常损伤，因此将粘结层β的合计平均层厚设为0.5～10.0μm。
粘结层β中的含氧TiCN层：
粘结层β跟与上部层α的界面接触，且形成有在向所述TiCN层的层厚方向的内部最大0.5μm为止的深度含有氧的含氧TiCN层，该深度区域中所含有的平均氧含量为该深度区域中所含有的Ti、C、N、O的合计含量的0.5～3原子％。
若所述含氧TiCN层的厚度(换言之，与上部层α的界面接触的所述粘结层β的含氧区域的深度)超过0.5μm，则含氧TiCN层的最表面组织形态从柱状组织转变为粒状组织，容易引起热塑性变形且容易产生偏磨或伴随偏磨的崩刀等异常损伤，因此将含氧TiCN层的最大厚度(所述粘结层β的含氧区域的最大深度)设为0.5μm。
并且，若所述含氧TiCN层中的平均氧含量小于0.5原子％，则无法期待与在较低的温度条件下形成的上部层α的充分的粘附强度，另一方面，若平均氧含量超过3原子％，则构成上部层α的α-Al2O3的高温强度、耐磨损性下降，从而无法发挥充分的切削性能。
因此，在粘结层β中，将与上部层α接触形成的含氧TiCN层的层厚最大设为0.5μm，且将该含氧TiCN层中的平均氧含量设为0.5～3原子％。
如图2～图5所例示，粘结层β除了所述含氧TiCN层以外，还能够包含选自(Ti、Al)(C、N)层、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。
如图3所示，当粘结层β包含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化合物层时，粘结层β与下部层γ的粘附性得到改善。
并且，如图4、图5中由“(Ti、Al)(C、N)*”所示，当粘结层β包含(Ti、Al)(C、N)层时，粘结层β的硬度也提高，作为硬质包覆层整体的耐磨损性提高。
但是，在粘结层β的结构层即(Ti、Al)(C、N)层中，该层中的平均层厚Lavg(μm)满足0.30≤Lavg≤5.0，若在对该Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg，则需要各区间满足Xβavg＜Xavg，且表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小。
这是因为，与下部层γ中的(Ti、Al)(C、N)层的情况同样地，粘结层β中的(Ti、Al)(C、N)层也形成为立方晶结构的单相，并且确保下部层γ及粘结层β这两层的硬度，由此作为硬质包覆层整体的耐磨损性得到提高。
另外，包含(Ti、Al)(C、N)层的粘结层β中的Al的含有比例未必一定要沿层厚方向恒定，也能够采用随着从下部层γ侧朝向上部层α侧而沿层厚方向逐渐连续地或不连续地减少的值。
粘结层β的成膜：
粘结层β与上部层α的情况同样地，需要在考虑了对下部层γ的热影响的低温条件下进行成膜，以免下部层γ引起相分离而生成六方晶AlN相。
作为这种成膜条件，例如，在进行TiCN层的成膜时，能够通过如下条件下的化学蒸镀进行成膜：
反应气体组成(容量％)：TiCl4 2.0～6.0％，C2H4 2.0～3.0％，NH3 0.5～1.0％，N210.0～20.0％，剩余部分H2；
反应气氛温度：800～900℃；
反应气氛压力：6～10kPa。
而且，关于与上部层α接触的含氧TiCN层的成膜，在所述TiCN层的成膜条件下，在以相对于所述反应气体总量成为1～5容量％的组成的方式添加了CO2气体的反应气体气氛中，进行反应气氛温度800～900℃、反应气氛压力6～10kPa这一条件下的化学蒸镀，由此能够形成含氧TiCN层。
下部层γ：
在图1～5中作为下部层γ来示出的(Ti、Al)(C、N)层为通过上部层α及粘结层β分别在低温条件下成膜而维持了没有生成六方晶AlN相的由NaCl型面心立方结构单相构成的高温硬度的层。
下部层γ具有平均层厚1.0～20μm，但若平均层厚小于1.0μm，则在长期使用中无法发挥优异的耐磨损性，另一方面，若平均层厚超过20μm，则容易产生崩刀。
并且，粘结层β及上部层α均在低温下成膜，因此下部层γ由NaCl型面心立方结构的单相构成。
当将由(Ti、Al)(C、N)层构成的下部层γ的平均组成由(Ti1-xAlx)(CyN1-y)来表示时，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)分别需要满足0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005。
这是因为，若Al的平均含有比例Xavg小于0.60，则该层的硬度不充分，另一方面，若超过0.95，则难以维持在确保硬度的方面重要的NaCl型面心立方结构，从而导致生成硬度较低的六方晶结构的AlN相。
另外，Al的平均含有比例Xavg优选为0.7≤Xavg≤0.95，这是因为Al的平均含有比例Xavg为0.7以上时可获得接近最大硬度的硬度。
并且，当C在C和N的总量中所占的平均含有比例Yavg为0≤Yavg≤0.005的范围的微量时，因与工具基体或粘结层β(或最下部层δ)的粘附性提高，且润滑性提高而减缓切削时的冲击，其结果，作为硬质包覆层整体的耐缺损性及耐崩刀性提高。
另一方面，若C的平均含有比例Yavg脱离0≤Yavg≤0.005的范围，则(Ti、Al)(C、N)层的韧性下降，耐缺损性及耐崩刀性反而下降，因此不优选。
因此，将C的平均含有比例Yavg设定为0≤Yavg≤0.005。
当从与工具基体的表面垂直的任意剖面对所述下部层γ中的(Ti、Al)(C、N)层进行分析时，优选存在具有Ti和Al的周期性组成变化的具有NaCl型面心立方结构的晶粒，且至少存在Ti和Al的周期性组成变化的周期成为最小的方向与垂直于工具基体表面的方向所成的角度在30度以内的所述晶粒。
其理由如下。
在本发明中，将(Ti、Al)(C、N)层的成膜，通过以将反应气体组A及气体组B到达工具基体表面的时间上出现差异的方式进行供给，能够在晶粒内形成Ti和Al的局部浓度差，从而周期性浓度变化的方向与垂直于工具基体表面的面所成的角度在30度以内的方向范围内稳定。
与所述工具基体表面垂直的面所成的角度在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垂直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与垂直于工具基体表面的面所成的角度超过30度，则无法期待抑制向与基体垂直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，优选存在晶粒内的周期性组成变化的周期成为最小的方向为与垂直于工具基体表面的面所成的角度在30度以内的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒。
另外，关于晶粒内的周期性浓度变化的方向为与垂直于工具基体表面的面所成的角度在30度以内的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒存在的测定和确认，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与工具基体表面所成的角度在30度以内的晶粒，由此能够进行测定和确认。
下部层γ的成膜：
具体而言，下部层γ的成膜例如能够通过使用了以下叙述的成膜条件的NH3的热CVD法进行成膜。
反应气体组成(容量％)：
气体组A：NH3：2.0～3.0％，H2：65～75％；
气体组B：AlCl3：0.6～0.9％，TiCl4：0.1～0.4％，N2：0.0～12.0％，C2H4：0～0.5％，H2：剩余部分；
反应气氛压力：4.5～5.0kPa；
反应气氛温度：700～900℃；
气体组A及气体组B的供给周期：1～5秒；
每一周期的气体供给时间：0.15～0.25秒；
气体组A的供给与气体组B的供给的相位差：0.10～0.20秒。
最下部层δ：
在所述工具基体与所述下部层γ之间存在最下部层δ，该最下部层δ由选自组成与所述下部层γ不同的(Ti、Al)(C、N)层、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0.1～10μm的合计平均层厚。当以0.1～10μm的合计平均层厚来形成时，所述最下部层δ具有进一步提高工具基体与下部层γ的粘附强度的效果。
另外，当作为最下部层δ形成了组成与下部层γ不同的(Ti、Al)(C、N)层时，作为最下部层δ，若在(Ti、Al)(C、N)层中的分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xδavg，则需要各区间满足Xδavg＜Xavg，且满足靠表面侧的区间的Xδavg与基体侧的区间的Xδavg相比相等或更大。
这是因为，与粘结层β中的(Ti、Al)(C、N)层的情况同样地，最下部层δ中的(Ti、Al)(C、N)层也形成为立方晶结构的单相，确保工具基体与下部层γ的粘附性，并提高作为硬质包覆层整体的耐崩刀性、耐剥离性。
另外，由(Ti、Al)(C、N)层构成的最下部层δ中的Al的含有比例无需一定要沿层厚方向恒定，也能够采用随着从工具基体侧朝向下部层γ侧而沿层厚方向逐渐连续地或不连续地增加的值，在该情况下，能够确保工具基体与下部层γ的更进一步优异的粘附强度。
本发明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形成的NaCl型面心立方结构单相的由(Ti、Al)(C、N)层构成的下部层γ、在其上部在低温条件(800～900℃)下形成的粘结层β及在其上部在低温条件(800～900℃)下进一步形成的由α-Al2O3层构成的上部层α，在相对低温(800～900℃)的成膜条件下形成有粘结层β及上部层α，因此下部层γ成为NaCl型立方晶结构的单相，从而能够抑制产生六方晶AlN相的相分离并维持高硬度。
而且，在低温条件下形成的上部层α与粘结层β之间，形成有与上部层α的粘附性优异的含氧TiCN层，因此崩刀的产生、剥离的产生得到抑制。
因此，具备上述硬质包覆层的本发明的包覆工具即使在用于断续性的冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工的情况下，也不会产生崩刀、剥离等而在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
而且，在所述硬质包覆层的下部层γ中，当存在Ti和Al的周期性组成变化，且存在周期性组成变化的周期成为最小的方向成为与垂直于工具基体表面的面所成的角度在30度以内的方向的具有NaCl型面心立方结构的晶粒时，抑制切削时由作用于磨损加深的面的剪切力而产生的向与工具基体垂直的方向的龟裂的扩展，由此提高韧性，并更进一步提高耐崩刀性、耐剥离性。
附图说明
图1表示本发明的硬质包覆层的层结构的纵剖面示意图的一个方式。
图2表示在本发明的硬质包覆层的层结构中，粘结层β包含TiCN层的纵剖面示意图的方式。
图3表示在本发明的硬质包覆层的层结构中，粘结层β包含Ti化合物层的纵剖面示意图的方式。
图4表示在本发明的硬质包覆层的层结构中，粘结层β包含(Ti、Al)(C、N)层的纵剖面示意图的方式。
图5表示在本发明的硬质包覆层的层结构中，包含最下部层δ的纵剖面示意图的方式。
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。
另外，在以下实施例中，对作为工具基体使用了碳化钨基硬质合金(以下，由“WC基硬质合金”表示。)或碳氮化钛基金属陶瓷(以下，由“TiCN基金属陶瓷”表示。)的情况进行说明，但将立方晶氮化硼基超高压烧结体用作工具基体的情况也是一样的。
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，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，在这些工具基体A～D的表面，使用通常的化学蒸镀装置，形成Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层中的任一层或两层而作为最下部层δ。
具体而言，关于作为Ti化合物层的最下部层δ，在表3所示的条件下，形成了表6所示的Ti化合物层，并且，关于作为(Ti、Al)(C、N)层的最下部层δ，在表4所示的气体条件及表5所示的形成条件下，形成了表6所示的(Ti、Al)(C、N)层。
其中一部分的最下部层δ，形成了Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层这两层。
另外，在由(Ti、Al)(C、N)层构成的最下部层δ的成膜条件Aδ～Eδ下，如表4、表5所示，在成膜初期及成膜末期改变气体条件及形成条件，形成了随着从工具基体表面朝向下部层γ而(Ti、Al)(C、N)层中的Al含有比例连续性或阶段性地依次增加的(Ti、Al)(C、N)层。
接着，在这些最下部层δ的表面使用化学蒸镀装置并在表7所示的气体条件Aγ～Eγ下并且在表8所示的形成条件Aγ～Eγ下形成了NaCl型面心立方结构单相的由(Ti、Al)(C、N)层构成的下部层γ。
即，按照表8、表9所示的形成条件Aγ～Eγ，作为由NH3及H2构成的气体组A和由TiCl4、AlCl3、N2、C2H4、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NH3：2.0～3.0％、H2：65～75％，在气体组B中AlCl3：0.6～0.9％、TiCl4：0.1～0.4％、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：700～900℃、供给周期1～5秒、每一周期的供气时间0.15～0.25秒、气体组A的供给和气体组B的供给的相位差0.10～0.20秒，并以规定时间进行热CVD法，形成了表14所示的由(Ti、Al)(C、N)层构成的下部层γ。
接着，在下部层γ的表面形成了粘结层β。
作为粘结层β，能够形成Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层中的任一层或两层。
但是，作为粘结层β，不管形成Ti化合物层或形成(Ti、Al)(C、N)层或形成Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层这两层，在粘结层β的最表面(与上部层α的界面接触的粘结层β的最表层)形成至少具有0.5μm以上的层厚的含氧TiCN层。
在表9中示出形成由Ti化合物层构成的粘结层β的成膜条件，并且，在表10及表11中示出形成由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β的成膜条件Aβ～Eβ，而且在表12中示出虽然是Ti化合物层内的一个层但形成由TiCN层及含氧TiCN层构成的粘结层β的成膜条件A～D。
根据表9～12所示的成膜条件，形成了表14所示的粘结层β。
另外，在由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β的成膜条件Aβ～Eβ下，如表10、表11所示，在成膜初期及成膜末期改变气体条件及形成条件，形成了随着从下部层γ朝向上部层α而(Ti、Al)(C、N)层中的Al含有比例连续性或阶段性地依次减少的(Ti、Al)(C、N)层。
接着，根据表13所示的成膜条件，在最表层中至少包含TiCN层及含氧TiCN层的所述粘结层β的表面形成了表14所示的上部层α。
另外，对于上部层α，实施了在成膜初期进行α-Al2O3的成核，接着进行α-Al2O3的成膜这两个阶段的成膜处理。
通过上述的各成膜工序，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形成由下部层γ、粘结层β及上部层α构成的硬质包覆层，由此制作出表14所示的本发明包覆工具1～15。
并且，以比较为目的，使用化学蒸镀装置并在表7所示的气体条件Aγ～Eγ下且在表8所示的形成条件Aγ～Eγ下，在工具基体A～D的表面形成了NaCl型面心立方结构单相的由(Ti、Al)(C、N)层构成的下部层γ。
接着，在所述下部层γ的表面形成了由Ti化合物层构成的粘结层β或由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β或由这两层构成的粘结层β。
由Ti化合物层构成的粘结层β在表15所示的条件下形成，由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β在与表10、表11所示的本发明的条件相同的条件下形成。
另外，由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β与本发明同样地，以随着从下部层γ朝向上部层α而(Ti、Al)(C、N)层中的Al含有比例连续性或阶段性地依次减少的方式成膜。
接着，在表16所示的条件下，在粘结层β的最表面(与上部层α的界面接触的粘结层β的最表层)形成了含氧TiCN层。
另外，表15所示的Ti化合物层的成膜温度高于表9所示的本发明的Ti化合物层的成膜温度，并且，表16所示的含氧TiCN层的成膜温度也高于表12所示的本发明的TiCN层、含氧TiCN层的成膜温度。
接着，根据表17所示的成膜条件，在形成有含氧TiCN层的粘结层β的表面形成了上部层α。
另外，对于上部层α，实施了在成膜初期进行α-Al2O3的成核，接着进行α-Al2O3的成膜这两个阶段的成膜处理。
并且，表17所示的上部层α的成膜温度高于表13所示的本发明的上部层α的成膜温度。
通过所述各成膜工序，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形成由下部层γ、粘结层β及上部层α构成的硬质包覆层，由此制作出表18所示的比较例包覆工具1～15。
使用扫描型电子显微镜(倍率5000倍)测定本发明包覆工具1～15、比较例包覆工具1～15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14及表18所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，关于构成下部层γ的(Ti、Al)(C、N)层的Al的平均含有比例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个点的平均值来求出Al的平均含有比例Xavg。关于C的平均含有比例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。C的平均含有比例Yavg表示关于(Ti、Al)(C、N)层的深度方向的平均值。
并且，关于构成所述下部层γ的(Ti、Al)(C、N)层的晶体结构，根据通过X射线衍射测定出的衍射峰确定，并确认是NaCl型立方晶结构的单相还是包含六方晶晶体结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒。另外，关于X射线衍射，作为X射线衍射装置使用Spectris Co.,Ltd.的PANalytical Empyrean，并通过基于CuKα射线的2θ-θ法进行测定，作为测定条件，在测定范围(2θ)：30～130度；X射线输出：45kV、40mA；发散狭缝：0.5度；扫描步距：0.013度；每一步距测定时间：0.48sec/step这一条件下进行了测定。
并且，关于构成下部层γ的(Ti、Al)(C、N)层，使用透射型电子显微镜，在加速电压200kV的条件下，对该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NaCl型面心立方结构的晶粒内是否存在组成式：(Ti1- xAlx)(CyN1-y)中的Ti和Al的周期性组成变化，并且确认存在组成变化的晶粒中是否存在具有本发明组成变化的方向的晶粒。
另外，“具有本发明组成变化的方向的晶粒”是指Ti和Al的周期性组成变化的周期成为最小的方向与垂直于工具基体表面的方向所成的角度在30度以内的晶粒。
关于上述周期性组成变化的方向，以如下方式测定出与垂直于工具基体表面的面所成的角度。
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的周期性组成变化，并通过测定所述剖面中的Ti和Al的周期性组成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。
将其结果示于表14、表18中。
接着，粘结层β中，关于构成该层的最表面的含氧TiCN层，对于沿该层的层厚方向0.5μm为止的深度区域中的平均含氧比例(＝O/(Ti+C+N+O)×100)和超过0.5μm的深度区域中的平均含氧比例(＝O/(Ti+C+N+O)×100)，通过使用俄歇电子光谱分析仪，对粘结层β的纵剖面研磨面照射直径10nm的电子射线，并测定Ti、C、N、O的俄歇峰的强度，由这些峰强度的总和中所占的O的俄歇峰的比例计算出平均含氧比例(以原子％计)。
将这些值示于表14、表18中。
并且，当粘结层β包含(Ti、Al)(C、N)层时，通过能量分散型X射线光谱法(EDS)进行面分析而求出在沿该(Ti、Al)(C、N)层的层厚方向分割为[Lavg]+2个而成的各区间中Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg。在此，[Lavg]表示高斯符号。[x]为表示不超过x的最大整数的数学符号，当[x]＝n时，由n≤x＜n+1来定义(其中，n为整数)。
将这些值示于表14、表18中。
并且，将上部层α中的氯含量，使用电子探针显微分析仪(EPMA，Electron-Probe-Micro-Analyser)，研磨试料剖面并从试料剖面侧照射加速电压10kV的电子射线，由所得到的特性X射线的分析结果的10个点的平均值来计算出平均氯含量Clavg。
将这些值示于表14、表18中。
[表1]
Figure GDA0001978317230000171
[表2]
Figure GDA0001978317230000172
[表3]
Figure GDA0001978317230000173
[表4]
Figure GDA0001978317230000181
[表5]
Figure GDA0001978317230000182
[表6]
Figure GDA0001978317230000191
[表7]
Figure GDA0001978317230000192
[表8]
Figure GDA0001978317230000201
[表9]
Figure GDA0001978317230000202
[表10]
Figure GDA0001978317230000203
[表11]
Figure GDA0001978317230000211
[表12]
Figure GDA0001978317230000212
[表13]
Figure GDA0001978317230000213
Figure GDA0001978317230000221
[表15]
Figure GDA0001978317230000231
[表16]
Figure GDA0001978317230000232
[表17]
Figure GDA0001978317230000233
Figure GDA0001978317230000241
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1～15及比较例包覆工具1～15实施以下所示的铸铁的高速断续切削的一种即湿式高速正面铣削、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19中。
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；
工件材料：JIS·FCD700宽度100mm、长度400mm的块体材料；
转速：891min-1；
切削速度：350m/min；
切削深度：1.5mm；
单刀进给量：0.3mm/刀；
切削时间：5分钟；
(通常的切削速度为200m/min)。
[表19]
Figure GDA0001978317230000251
比较例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)。
表19所示的结果可知，本发明包覆工具的下部层γ为NaCl型立方晶结构的单相且具有高硬度，而且在低温条件下形成的上部层α与粘结层β之间形成有与上部层α的粘附性优异的含氧TiCN层，因此崩刀的产生、剥离的产生得到抑制，从而在断续性的冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
相对于此，在比较例包覆工具中，因产生崩刀、剥离等异常损伤而短时间内达到使用寿命。
实施例2
使用通常的化学蒸镀装置，在表1所示的WC基硬质合金制的工具基体A～C及表2所示的TiCN基金属陶瓷制的工具基体D的表面形成Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层中的任一层或两层而作为最下部层δ。
具体而言，在表3所示的条件下，作为Ti化合物层的最下部层δ形成了表22所示的Ti化合物层，并且，在表20所示的气体条件及表21所示的形成条件下，作为(Ti、Al)(C、N)层的最下部层δ形成了表22所示的(Ti、Al)(C、N)层。
其中一部分的最下部层δ形成了Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层这两层。
另外，在由(Ti、Al)(C、N)层构成的最下部层δ的成膜条件Aδ～Eδ下，如表20、表21所示，在成膜初期及成膜末期改变气体条件及形成条件，形成了随着从工具基体表面朝向下部层γ而(Ti、Al)(C、N)层中的Al含有比例连续性或阶段性地依次增加的(Ti、Al)(C、N)层。
但是，作为最下部层δ，若在(Ti、Al)(C、N)层中的分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xδavg，则各区间满足Xδavg＜Xavg且满足靠表面侧的区间的Xδavg与基体侧的区间的Xδavg相比相等或更大。
接着，使用化学蒸镀装置，在表7所示的气体条件Aγ～Eγ及表8所示的形成条件Aγ～Eγ下，在形成于这些工具基体A～D表面的最下部层δ的表面形成了NaCl型面心立方结构单相的由(Ti、Al)(C、N)层构成的表23所示的下部层γ。
接着，在下部层γ的表面形成了粘结层β。
作为粘结层β，形成了Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层中的任一层或两层。
但是，作为粘结层β，不管形成Ti化合物层或形成(Ti、Al)(C、N)层或形成Ti化合物层及(Ti、Al)(C、N)层这两层，在粘结层β的最表面(与上部层α的界面接触的粘结层β的最表层)形成了至少具有0.5μm以上的层厚的含氧TiCN层。
将形成由Ti化合物层构成的粘结层β的成膜条件示于表9中，并且，将形成由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β的成膜条件Aβ～Eβ示于表10及表11中，而且，将虽然是Ti化合物层内的一个层但形成由TiCN层及含氧TiCN层构成的粘结层β的成膜条件A～D示于表12中。
根据表9～12所示的成膜条件，形成了表23所示的粘结层β。
另外，在由(Ti、Al)(C、N)层构成的粘结层β的成膜条件Aβ～Eβ下，与实施例1的情况同样地，如表10、表11所示，在成膜初期及成膜末期改变气体条件及形成条件，形成了随着从下部层γ朝向上部层α而(Ti、Al)(C、N)层中的Al含有比例连续性或阶段性地依次减少的(Ti、Al)(C、N)层。
但是，粘结层β的(Ti、Al)(C、N)层中的平均层厚Lavg(μm)满足0.30≤Lavg≤5.0，若在对该Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg，则各区间满足Xβavg＜Xavg且满足表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小。
接着，根据表13所示的成膜条件，在最表层至少包含TiCN层及含氧TiCN层的所述粘结层β的表面形成了表23所示的上部层α。
另外，对于上部层α，实施了在成膜初期进行α-Al2O3的成核，接着进行α-Al2O3的成膜这两个阶段的成膜处理。
在上述工序中，通过在工具基体A～C、D的表面形成由最下部层δ、下部层γ、粘结层β及上部层α构成的硬质包覆层，制作出本发明包覆工具16～25。
关于本发明包覆工具16～25，与实施例1的情况相同地，进行了以下各测定。
首先，求出各层的平均层厚的结果，均显示出实质上与表22、表23所示的目标层厚相同的平均层厚。
并且，求出构成下部层γ的(Ti、Al)(C、N)层的Al平均含有比例Xavg及C的平均含有比例Yavg，并将其结果示于表23中。
并且，调查构成所述下部层γ的(Ti、Al)(C、N)层是NaCl型的立方晶结构的单相或还是包含六方晶晶体结构的(Ti、Al)(C、N)晶粒，并将其结果示于表23中。
而且，关于构成下部层γ的(Ti、Al)(C、N)层，检查在具有NaCl型面心立方结构的晶粒内是否存在Ti和Al的周期性组成变化，并且检查在存在组成变化的晶粒中是否存在具有本发明组成变化的方向的晶粒(Ti和Al的周期性组成变化的周期成为最小的方向与垂直于工具基体表面的方向所成的角度在30度以内的晶粒)。
将其结果示于表23中。
并且，关于粘结层β，对构成该层的最表面的含氧TiCN层，与实施例1的情况同样地，通过俄歇电子光谱分析求出沿该层的层厚方向0.5μm为止的深度区域中的平均含氧比例(＝O/(Ti+C+N+O)×100)并求出超过0.5μm的深度区域中的平均含氧比例(＝O/(Ti+C+N+O)×100)。
将其结果示于表23中。
并且，当粘结层β包含(Ti、Al)(C、N)层时，通过能量分散型X射线光谱法(EDS)进行面分析而求出沿该(Ti、Al)(C、N)层的层厚方向分割为[Lavg]+2个而成的各区间中Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg。在此，[Lavg]表示高斯符号。[x]为表示不超过x的最大整数的数学符号，当[x]＝n时，由n≤x＜n+1来定义(其中，n为整数)。
将其结果示于表22、表23中。
并且，关于上部层α中的氯含量，使用电子探针显微分析仪(EPMA，Electron-Probe-Micro-Analyser)，研磨试料剖面并从试料剖面侧照射加速电压10kV的电子射线，由所得到的特性X射线的分析结果的10个点的平均值来计算出平均氯含量Clavg。
将其值示于表23中。
[表20]
Figure GDA0001978317230000281
[表21]
Figure GDA0001978317230000291
Figure GDA0001978317230000301
Figure GDA0001978317230000311
接着，在利用固定夹具将所述本发明包覆工具16～25均紧固于工具钢制车刀的前端部的状态下，实施如下所示的不锈钢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。
工件材料：JIS·SUS304的长度方向等间隔四根带纵槽圆棒；
切削速度：300m/min；
切削深度：1.0mm；
进给量：0.2mm/rev；
切削时间：5分钟；
(通常的切削速度为150m/min)，
将所述切削试验的结果示于表24中。
[表24]
Figure GDA0001978317230000321
从表24所示的结果可知，在本发明的包覆工具中，下部层γ为NaCl型立方晶结构的单相且具有高硬度，而且，在低温条件下形成的上部层α与粘结层β之间形成有与上部层α的粘附性优异的含氧TiCN层，因此崩刀的产生、剥离的产生得到抑制。
因此，本发明包覆工具在断续性的冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，在长期使用中发挥优异的耐磨损性。
产业上的可利用性
如上所述，本发明的包覆工具在断续性的冲击性负荷作用于切削刃的高速断续切削加工中，在长期使用中发挥优异的耐磨损性，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 (6)

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形成有包含上部层α、粘结层β及下部层γ至少这三层的硬质包覆层，所述表面包覆切削工具的特征在于，
(a)所述上部层α由Al2O3层构成，所述Al2O3层具有1.0μm～10μm的平均层厚且具有α型晶体结构，
(b)所述粘结层β具有0.5μm～10.0μm的合计平均层厚，与所述上部层α的界面接触的所述粘结层β的最表层至少包含TiCN层，所述TiCN层至少具有0.5μm以上的层厚，
(c)在从所述TiCN层与所述上部层α的界面向所述TiCN层的层厚方向的内部最大0.5μm为止的深度含有氧，所述深度的区域中所含有的平均氧含量为所述深度的区域中所含有的Ti、C、N及O的合计含量的0.5原子％～3原子％，
(d)所述下部层γ由Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层构成，所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的平均层厚为1.0μm～20μm，
(e)所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层由NaCl型面心立方结构的单相构成，
(f)关于所述Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层，当将平均组成由(Ti1-xAlx)(CyN1-y)来表示时，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0.60≤Xavg≤0.95、0≤Yavg≤0.005，其中，Xavg及Yavg均为原子比，
(g)所述粘结层β还包含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的平均层厚Lavg满足0.30μm≤Lavg≤5.0μm，若在对该Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层分割为[Lavg]+2个而成的各区间中测量Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xβavg，则各区间满足Xβavg＜Xavg，且靠表面侧的区间的Xβavg与基体侧的区间的Xβavg相比相等或更小。
2.根据权利要求1所述的表面包覆切削工具，其特征在于，
所述上部层α含有0.05原子％～0.5原子％的氯。
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，
所述下部层γ中的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层的Al在Ti和Al的总量中所占的平均含有比例Xavg为0.70≤Xavg≤0.95。
4.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，
所述粘结层β还包含选自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。
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，
当从与工具基体的表面垂直的任意剖面对所述下部层γ中的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层进行分析时，存在具有Ti和Al的周期性组成变化的晶粒，该晶粒具有NaCl型面心立方结构，且至少存在Ti和Al的周期性组成变化的周期成为最小的方向与垂直于工具基体表面的面所成的角度在30度以内的所述晶粒。
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，
在所述工具基体与所述下部层γ之间存在最下部层δ，该最下部层δ由选自组成与所述下部层γ不同的Ti和Al的复合氮化物层或复合碳氮化物层、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0.1～10μm的合计平均层厚。
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