CN1754640A - 表面被覆金属陶瓷制切削工具 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种在高速间歇切削加工中，硬质被覆层发挥优良的耐崩裂性的表面被覆金属陶瓷制切削工具。表面被覆金属陶瓷制切削工具在工具基体的表面形成了由下述(a)及(b)构成的硬质被覆层：(a)Ti化合物层，其下部层由均经化学蒸镀形成的TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的2层或2层以上构成，且具有3～20μm的总平均层厚；(b)上部层为经化学蒸镀形成的、平均层厚为1～15μm的Al2O3层。
Description
技术领域
本发明涉及一种特别是在钢或铸铁等的高速间歇切削加工中，硬质被覆层发挥优良的耐崩裂性的表面被覆金属陶瓷制切削工具(以下称为被覆金属陶瓷工具)。
背景技术
目前，已知一种在由碳化钨(以下标记为WC)基超硬合金或碳氮化钛(以下标记为TiCN)基金属陶瓷构成的基体(以下总称为工具基体)表面上形成的被覆金属陶瓷工具，该工具由下述(a)及(b)构成的硬质被覆层形成：(a)下部层为Ti化合物层，该Ti化合物层总平均层厚3～20μm，由均采用化学蒸镀方法形成的Ti的碳化物(以下标记为TiC)层、氮化物(以下同样地标记为TiN)层、碳氮化物(以下标记为TiCN)层、碳氧化物(以下标记为TiCO)层、及碳氮氧化物(以下标记为TiCNO)层中的2层或2层以上构成；(b)上部层为化学蒸镀形成的、具有1～15μm的平均层厚的氧化铝(以下标记为Al2O3)层；该被覆金属陶瓷工具被用于例如各种钢或铸铁等的连续切削或间歇切削。
专利文献1 特开平6-31503号公报
发明内容
近年来切削装置的高性能化倍受关注，另外对切削加工的省力化及节能化、而且低成本化方面的要求也开始增加，随之而来，切削加工有进一步高速化发展的倾向，但是上述现有被覆金属陶瓷工具虽然可以在钢或铸铁等的常用条件下用于连续切削或间歇切削，但是特别是在将其用于切削条件最严苛的高速间歇切削，即，以极短的间隔对刃口部反复施加机械性冲击的高速间歇切削时，构成该工具的硬质被覆层虽然具备由下部层中的Ti化合物层所赋予的高温强度、以及由上部层中的Al2O3层所赋予的高温硬度及耐热性，但是上述Ti化合物层赋予的高温强度并不足够，因此无法满足上述机械性冲击的要求，结果导致硬质被覆层容易发生崩裂(微小缺损)，在较短时间内到达使用寿命。
因此，本发明人等基于上述观点，为了提高上述被覆金属陶瓷工具的硬质被覆层的耐崩裂性，着眼于构成作为下部层的Ti化合物层的TiCN层，即、Ti化合物层中具有相对较高的高温硬度和高温强度，且如图1(a)的模式图所示，具有在晶格点上分别存在由Ti、碳及氮构成的构成原子的NaCl型面心立方晶晶体结构(需要说明的是，图1(b)示出从(011)面进行切断的状态)的TiCN层，研究结果为取得了下述(a)～(c)所述的研究结果：
(a)形成作为构成现有被覆金属陶瓷工具的硬质被覆层的下部层的TiCN层，例如，用普通的化学蒸镀装置，在下述条件(称为普通条件)下进行蒸镀而形成，所述条件为：
反应气体组成：以容量％计，TiCl4：2～10％，CH3CN：0.5～3％，N2：10～30％，H2：余量
反应气氛温度：800～900℃
反应气氛压力：6～20kPa
但是，如果在下述条件(反应气体组成调整高温条件)下进行蒸镀形成Ti化合物层，所述条件为：
反应气体组成：以容量％计，TiCl4：0.1～0.8％，CH3CN：0.05～0.3％，Ar：10～30％，H2：余量
反应气氛温度：930～1000℃，
反应气氛压力：6～20kPa
即，与上述普通条件相比，反应气体组成中，TiCl4及CH3CN的含量相对较低，且添加Ar气体代替N2气体，而且相对提高了气氛温度，结果在反应气体组成调整高温条件下形成的TiCN层(以下称为“改性TiCN层”)进一步提高了高温强度，具有优良的耐机械性冲击性，因此硬质被覆层的上部层由上述Al2O3层构成、下部层由上述Ti化合物层构成、且上述Ti化合物层中的1层由上述改性TiCN层构成的被覆金属陶瓷工具即使在伴随特别剧烈的机械性冲击的高速间歇切削加工中，上述硬质被覆层也能够发挥优良的耐崩裂性，长期显示出优良的耐磨损性。
(b)对构成上述现有被覆金属陶瓷工具中硬质被覆层的下部层的TiCN层(以下称为“现有TiCN层”)和上述(a)的改性TiCN层操作，
使用场致发射型扫描电子显微镜，如图2(a)、(b)的简要说明图所示，对存在于表面研磨面的测定范围内的晶粒逐个照射电子射线，测定作为上述晶粒的结晶面的(001)面及(011)面的法线分别与上述表面研磨面的法线构成的倾斜角(包括下述角度在内的上述各晶粒的全部倾斜角，如图2(a)所示，上述结晶面中(001)面的倾斜角为0度、(011)面的倾斜角为45度，如同图(b)所示，(001)面的倾斜角为45度、(011)面的倾斜角为0度)，此时，上述晶粒如上所述具有在晶格点中分别存在由Ti、碳及氮构成的构成原子的NaCl型面心立方晶的晶体结构，基于从该结果得到的测定倾斜角，算出上述各构成原子在彼此邻接的晶粒的界面分别与上述晶粒共有1个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)的分布，在上述构成原子共有晶格点间存在N个(N在NaCl型面心立方晶格的晶体结构中为2或2以上的偶数)不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态以∑N+1出现时，求出各∑N+1在∑N+1整体(其中，因频率的关系，将上限值设定为28)中所占的分布比例，由此制作构成原子共有晶格点分布曲线图，此时，任一TiCN层均在∑3存在最高峰，但上述现有TiCN层如图4所示，具有∑3分布比例相对为较低的30％或30％以下的构成原子共有晶格点分布曲线图，而上述改性TiCN层如图3所示，具有∑3分布比例为极高的60～80％的构成原子共有晶格点分布曲线图，该较高的∑3分布比例因构成反应气体的TiCl4及CH3CN、和Ar的含量、以及气反应温度不同而改变。
(c)上述改性TiCN层除了具有TiCN本身具备的高温硬度和高温强度外，还具有远高于上述现有TiCN层的高温强度，因此将其蒸镀形成为硬质被覆层的下部层的被覆金属陶瓷工具具有作为相同上部层的Al2O3层具备的优良的高温硬度及耐热性，特别是即使在高切深或高进给等重切削条件下用于进行间歇切削加工时，与同样地蒸镀形成了上述现有TiCN层的现有被覆金属陶瓷工具相比，硬质被覆层能够发挥更优良的耐崩裂性。
本发明是基于上述研究结果而完成的，提供一种在由WC基超硬合金或TiCN基金属陶瓷构成的工具基体的表面形成了由下述(a)及(b)构成的硬质被覆层的表面被覆金属陶瓷制切削工具：
(a)下部层为Ti化合物层，该Ti化合物层由均经化学蒸镀形成的TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的2层或2层以上构成，且具有3～20μm的总平均层厚，
(b)上部层为经化学蒸镀形成的、平均层厚为1～15μm的Al2O3层，其特征为：
上述(a)的Ti化合物层中的1层具有2.5～15μm的平均层厚，并且，该层由改性TiCN层构成，所述改性TiCN层在构成原子共有晶格点分布曲线图中，于∑3处存在最高峰，且上述∑3在∑N+1整体中所占的分布比例为60～80％，所述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：使用场致发射型扫描电子显微镜，对在表面研磨面的测定范围内存在的晶粒逐个照射电子射线，测定作为上述晶粒的结晶面的(001)面及(011)面的法线相对上述表面研磨面的法线形成的倾斜角，此时，上述晶粒具有在晶格点分别存在由Ti、碳及氮构成的构成原子的NaCl型面心立方晶的晶体结构，基于从该结果所得到的测定倾斜角，算出上述各构成原子在彼此邻接的晶粒的界面分别与上述晶粒共有1个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)的分布，在上述构成原子共有晶格点间存在N个(N在NaCl型面心立方晶格的晶体结构中为2或2以上的偶数)不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态以∑N+1出现时，求出各∑N+1在∑N+1整体(其中，因频率的关系，将上限值设定为28)中所占的分布比例，由此制作构成原子共有晶格点分布曲线图；上述被覆金属陶瓷工具在高速间歇切削加工中硬质被覆层可发挥优良的耐崩裂性。
下面，说明对本发明的被覆金属陶瓷工具的硬质被覆层的构成层进行如上所述的数值限定的理由。
(a)Ti化合物层(下部层)
Ti化合物层本身具有高温强度，通过存在Ti化合物层，能够使硬质被覆层具有高温强度，而且，工具基体和作为上部层的Al2O3层均牢固地密合，因此能够发挥提高硬质被覆层相对于工具基体的密合性的作用，其总平均层厚不足3μm时，不能充分发挥上述作用；如果其总平均层厚超过20μm，则特别是在伴随产生高热的高速间歇切削中容易引起热塑性变形，成为出现偏磨损的原因，因此将其总平均层厚限定为3～20μm。
(b)改性TiCN层
上述改性TiCN层的构成原子共有晶格点分布曲线图中∑3的分布比例可以如上所述地通过调整构成反应气体的TiCl4及CH3CN、Ar的含量、以及气氛反应温度来将其定为60～80％，此时，∑3的分布比例不足60％时，在高速间歇切削加工中，无法确保使硬质被覆层不发生崩裂的优良的高温强度提高效果，另外，虽然∑3的分布比例越高越良好，但是，如果∑3的分布比例超过80％，则难以形成层，因此，将∑3的分布比例定为60～80％。由此，上述改性TiCN层除了如上所述地具有TiCN本身具有的高温硬度和高温强度，还具有更为优良的高温强度，其平均层厚不足2.5μm时，无法使硬质被覆层具有足够的所希望的优良高温强度的提高效果，另外，如果其平均层厚超过15μm，则容易发生产生偏磨损原因的热塑性变形，使磨损加速，因此将其平均层厚定为2.5～15μm。
(c)Al2O3层(上部层)
Al2O3层具有优良的高温硬度和耐热性，有助于提高硬质被覆层的耐磨损性，如果其平均层厚不足1μm，则无法使硬质被覆层具有充分的耐磨损性；另一方面，其平均层厚如果变得过厚而超过15μm时，则变得容易发生崩裂，因此将其平均层厚定为1～15μm。
另外，为了在切削工具的使用前后进行识别，也可以根据需要，蒸镀形成具有黄金色色调的TiN层，此时的平均层厚可以为0.1～1μm，如果不足0.1μm，则无法获得充分的识别效果，而另一方面，在具有1μm的平均层厚时就可充分发挥上述TiN层的上述识别效果。
本发明的被覆金属陶瓷工具即使在机械性热冲击极高的钢或铸铁等高速间歇切削中，作为硬质被覆层的下部层中的1层的改性TiCN层具有更为优良的高温强度，发挥优良的耐崩裂性，因此硬质被覆层不发生崩裂，显示出优良的耐磨损性。
附图说明
图1为表示构成硬质被覆层的下部层的TiCN层所具有的NaCl型面心立方晶的晶体结构的模式图。
图2为表示构成硬质被覆层的下部层的TiCN层中晶粒的(001)面及(011)面的倾斜角的测定方式的说明简图。
图3为构成本发明被覆金属陶瓷工具11的硬质被覆层的下部层的改性TiCN层的构成原子共有晶格点分布曲线图。
图4为构成现有被覆金属陶瓷工具11的硬质被覆层的下部层的现有TiCN层的构成原子共有晶格点分布曲线图。
具体实施方式
下面，通过实施例具体说明本发明的被覆金属陶瓷工具。
(实施例)
作为原料粉末，准备平均粒径均为1～3μm的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN粉末及Co粉末，将上述原料粉末按表1所示的配合组成进行配合，再加入蜡，在丙酮中用球磨机混合24小时，进行减压干燥后，在98MPa的压力下加压成型为具有规定形状的压粉体，将该压粉体在5Pa的真空中、1370～1470℃范围内的规定温度下保持1小时进行真空烧结，烧结后，对刃口部实施R：0.07mm的珩磨加工，由此分别制成满足ISO·CNMG120408的规定的多刃刀片形状的WC基超硬合金制工具基体A～F。
另外，作为原料粉末，准备平均粒径均为0.5～2μm的TiCN(质量比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，将上述原料粉末按表2所示的配合组成进行配合，用球磨机进行24小时湿式混合，干燥后，以98MPa的压力加压成形为压粉体，将该压粉体在1.3kPa的氮气气氛中、温度1540℃下保持1小时进行烧结，烧结后对刃口部分施加R：0.07mm的珩磨加工，由此形成满足ISO标准·CNMG120412的刀刃形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体a～f。
然后，在上述工具基体A～F及工具基体a～f的表面，使用普通的化学蒸镀装置，作为硬质被覆层的下部层，在表3所示的条件下，蒸镀形成除改性TiCN层以外的Ti化合物层；并在下述条件下，按表4所示的组成将上述改性TiCN层蒸镀形成至表4所示的目标厚度，
反应气体组成：以容量％计，TiCl4：0.1～0.8％范围内的规定量，CH3CN：0.05～0.3％范围内的规定量，Ar：10～30％范围内的规定量，H2：余量
反应气氛温度：930～1000℃范围内的规定温度
反应气氛压力：9kPa
然后，在表3所示的条件下，按表4所示的组成将作为上部层的Al2O3层蒸镀形成至目标厚度，由此分别制造本发明被覆金属陶瓷工具1～13。
另外，为了进行比较，在表3所示的条件下，蒸镀形成除现有TiCN层以外的Ti化合物层；在下述条件下，按表5所示的组成将上述现有TiCN层蒸镀形成至表5所示的目标厚度，
反应气体组成：以容量％计，TiCl4：2～10％范围内的规定量，CH3CN：0.5～3％范围内的规定量，N2：10～30％范围内的规定量，H2：余量
反应气氛温度：800～900℃范围内的规定温度
反应气氛压力：9kPa
然后在表3所示的条件下，将作为上部层的Al2O3层蒸镀形成至目标厚度，由此分别制造现有的被覆金属陶瓷工具1～13。
然后，使用场致发射型扫描电子显微镜，对构成上述本发明被覆金属陶瓷工具和现有被覆金属陶瓷工具的硬质被覆层的改性TiCN层及现有TiCN层，分别制作构成原子共有晶格点分布曲线图。
即、上述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：在将上述改性TiCN层及现有TiCN层的表面作为研磨面的状态下，将该工具放置在场致发射型扫描电子显微镜的镜筒内，在上述研磨面上，以70度的入射角度，将加速电压为15kV的电子射线以1nA的照射电流对存在于上述表面研磨面的测定范围内的晶粒逐个进行照射，使用电子后方散射衍射像装置，在30×50μm区域内以0.1μm/step的间隔，测定作为上述晶粒的结晶面的(001)面及(011)面的法线与上述表面研磨面的法线形成的倾斜角，基于从该结果得到的测定倾斜角，算出晶格点(构成原子共有晶格点)的分布，算出上述各构成原子在彼此邻接的晶粒的界面分别与上述晶粒共有1个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)的分布，在上述构成原子共有晶格点间存在N个(N在NaCl型面心立方晶格的晶体结构中为2或2以上的偶数)不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态以∑N+1出现时，求出各∑N+1在∑N+1整体(其中，因频率的关系，将上限值设定为28)中所占的分布比例，由此制作构成原子共有晶格点分布曲线图。
结果在得到的各种改性TiCN层及现有TiCN的构成原子共有晶格点分布曲线图中，∑3在∑N+1整体(N为2～28范围内的全部偶数)中所占的分布比例分别在表4、5中给出。
在上述各种构成原子共有晶格点分布曲线图中，如表4、5所示，本发明被覆金属陶瓷工具的改性TiCN层均具有∑3所占的分布比例为60～80％的构成原子共有晶格点分布曲线图，而相对于此，现有被覆金属陶瓷工具的现有TiCN层均具有∑3的分布比例为30％以下的构成原子共有晶格点分布曲线图。
另外，图3为本发明被覆金属陶瓷工具11的改性TiCN层的构成原子共有晶格点分布曲线图，图4为现有被覆金属陶瓷工具11的现有TiCN层的构成原子共有晶格点分布曲线图。
而且，对上述本发明被覆金属陶瓷工具1～13及现有被覆金属陶瓷工具1～13，使用电子射线微量分析仪(EPMA)及俄歇分光分析装置观察(观察层的纵截面)上述硬质被覆层的构成层时，确认前者及后者均由具有目标组成及实质相同组成的Ti化合物层和Al2O3层构成。另外，使用扫描型电子显微镜测定(同样测定纵截面)上述被覆金属陶瓷工具的硬质被覆层的构成层厚度时，均具有目标层厚和实质相同的平均层厚(5点测定的平均值)。
下面，在工具钢制切削刀的前端部用固定夹具使上述各种被覆金属陶瓷工具均处于卡止状态，在下述条件(切削条件A)下对本发明被覆金属陶瓷工具1～13及现有被覆金属陶瓷工具1～13进行碳钢的干式高速间歇切削试验(通常的切削速度为200m/min)：
待削材料：JIS·S40C的在长度方向具有等间隔的4条纵向沟的圆柱形棒
切削速度：400m/min
切深：1.5mm
进给量：0.20mm/rev
切削时间：10分钟
在下述条件(切削条件B)下进行延性铸铁的干式高速间歇切削试验(通常的切削速度为200m/min)：
待削材料：JIS·FCD450的在长度方向具有等间隔的4条纵向沟的圆柱形棒
切削速度：400m/min
切深：2.0mm
进给量：0.32mm/rev
切削时间：10分钟
在下述条件下(切削条件C)进行合金钢的干式高速间歇切削试验(通常的切削速度为200m/min)：
待削材料：JIS·SCr420H的在长度方向具有等间隔的4条纵向沟的圆柱形棒
切削速度：400m/min
切深：1.5mm
进给量：0.24mm/rev
切削时间：10分钟
在任一切削试验中均测定刃口的后隙面磨损幅度。测定结果示于表6。
表1
| 种类 | 配合组成(质量％) | ||||||||||
| Co | TiC | ZrC | VC | TaC | NbC | Cr3C2 | TiN | TaN | WC | ||
| 工具基体 | A | 7 | - | 2 | - | - | 3 | - | 2 | - | 余量 |
| B | 5.7 | - | - | - | 1.5 | 0.5 | - | - | - | 余量 | |
| C | 5.7 | - | - | - | - | - | 1 | - | - | 余量 | |
| D | 8.5 | - | 0.5 | - | - | - | 0.5 | - | - | 余量 | |
| E | 12.5 | 2 | - | - | - | - | - | 1 | 2 | 余量 | |
| F | 10 | - | - | 0.2 | - | - | 0.8 | - | - | 余量 | |
表2
| 种类 | 配合组成(质量％) | ||||||||
| Co | Ni | ZrC | TaC | NbC | Mo2C | WC | TiCN | ||
| 工具基体 | a | 13 | 5 | - | 10 | - | 10 | 16 | 余量 |
| b | 8 | 7 | - | 5 | - | 7.5 | - | 余量 | |
| c | 5 | - | - | - | - | 6 | 10 | 余量 | |
| d | 10 | 5 | - | 11 | 2 | - | - | 余量 | |
| e | 9 | 4 | 1 | 8 | - | 10 | 10 | 余量 | |
| f | 12 | 5.5 | - | 10 | - | 9.5 | 14.5 | 余量 | |
表3
| 硬质被覆层的构成层 | 形成条件(反应气氛的压力为kPa，温度为℃) | ||
| 种类 | 反应气体组成(容量％) | 反应气氛 | |
| 压力 | 温度 | ||
| TiC | TiCl4：4.2％，CH4：8.5％，H2：余量 | 7 | 1020 |
| TiN(第1层) | TiCl4：4.2％，N2：30％，H2：余量 | 30 | 900 |
| TiN(其他层) | TiCl4：4.2％，N2：35％，H2：余量 | 50 | 1040 |
| TiCO | TiCl4：4.2％，CO：4％，H2：余量 | 7 | 1020 |
| TiCNO | TiCl4：4.2％，CO：3％，CH4：3％，N2：20％，H2：余量 | 20 | 1020 |
| Al2O3 | AlCl3：2.2％，CO2：5.5％，HCl：2.2％，H2S：0.2％，H2：余量 | 7 | 1000 |
表4
| 种类 | 工具基体记号 | 硬质被覆层(括号内数字：目标厚度μm) | ||||||
| 下部层(Ti化合物层) | 上部层 | |||||||
| 第1层 | 第2层 | 第3层 | 第4层 | *TiCN层中∑3的分布比例(％) | Al2O3层的目标层厚(μm) | |||
| 本发明被覆金属陶瓷工具 | 1 | A | TiN(1) | *TiCN(7.5) | TiN(1) | TiCNO(0.5) | 75 | 7 |
| 2 | B | TiN(1) | *TiCN(15) | TiC(3) | TiCNO(1) | 63 | 1 | |
| 3 | C | TiCN(1) | *TiCN(5) | TiCO(0.5) | - | 62 | 13 | |
| 4 | D | TiC(1) | *TiCN(10) | - | - | 80 | 8 | |
| 5 | E | TiN(1) | *TiCN(5) | TiCO(0.5) | - | 78 | 10 | |
| 6 | F | TiN(0.5) | *TiCN(2.5) | TiC(0.5) | TiCNO(0.5) | 65 | 12 | |
| 7 | A | TiN(1) | *TiCN(12.5) | TiCNO(0.5) | - | 70 | 2 | |
| 8 | a | TiN(1) | *TiCN(10) | TiCN(3) | - | 73 | 6 | |
| 9 | b | TiC(0.5) | *TiCN(15) | TiCO(0.5) | - | 66 | 3 | |
| 10 | c | TiN(1) | TiC(1) | *TiCN(7.5) | TiCO(1) | 71 | 11 | |
| 11 | d | TiN(1) | TiC(1) | *TiCN(5) | - | 68 | 9 | |
| 12 | e | TiC(0.1) | *TiCN(2.5) | TiCNO(0.4) | - | 60 | 15 | |
| 13 | f | TiCN(0.5) | *TiCN(12.5) | TiCNO(0.5) | - | 77 | 4 | |
(表中，*表示改性TiCN层)
表5
| 种类 | 工具基体记号 | 硬质被覆层(括号内数字：目标层厚度μm) | ||||||
| 下部层(Ti化合物层) | 上部层 | |||||||
| 第1层 | 第2层 | 第3层 | 第4层 | *TiCN层中∑3的分布比例(％) | Al2O3层的目标层厚(μm) | |||
| 现有被覆金属陶瓷工具 | 1 | A | TiN(1) | TiCN(7.5) | TiN(1) | TiCNO(0.5) | 23 | 7 |
| 2 | B | TiN(1) | TiCN(15) | TiC(3) | TiCNO(1) | 25 | 1 | |
| 3 | C | TiCN(1) | TiCN(5) | TiCO(0.5) | - | 22 | 13 | |
| 4 | D | TiC(1) | TiCN(10) | - | - | 30 | 8 | |
| 5 | E | TiN(1) | TiCN(5) | TiCO(0.5) | - | 24 | 10 | |
| 6 | F | TiN(0.5) | TiCN(2.5) | TiC(0.5) | TiCNO(0.5) | 21 | 12 | |
| 7 | A | TiN(1) | TiCN(12.5) | TiCNO(0.5) | - | 22 | 2 | |
| 8 | a | TiN(1) | TiCN(10) | - | - | 25 | 6 | |
| 9 | b | TiC(0.5) | TiCN(15) | TiCO(0.5) | - | 24 | 3 | |
| 10 | c | TiN(1) | TiC(1) | TiCN(7.5) | TiCO(1) | 26 | 11 | |
| 11 | d | TiN(1) | TiC(1) | TiCN(5) | - | 27 | 9 | |
| 12 | e | TiC(0.1) | TiCN(2.5) | TiCNO(0.4) | - | 20 | 15 | |
| 13 | f | TiCN(0.5) | TiCN(12.5) | TiCNO(0.5) | - | 28 | 4 | |
(表中，无标记TiCN层表示现有TiCN层)
表6
| 种类 | 后隙面磨损幅度(mm) | 种类 | 切削试验结果 | ||||||
| 切削条件A | 切削条件B | 切削条件C | 切削条件A | 切削条件B | 切削条件C | ||||
| 本发明被覆金属陶瓷工具 | 1 | 0.22 | 0.24 | 0.23 | 现有被覆金属陶瓷工具 | 1 | 2.5分钟的使用寿命 | 2.7分钟的使用寿命 | 2.6分钟的使用寿命 |
| 2 | 0.33 | 0.32 | 0.36 | 2 | 0.4分钟的使用寿命 | 1.0分钟的使用寿命 | 0.3分钟的使用寿命 | ||
| 3 | 0.30 | 0.28 | 0.32 | 3 | 2.0分钟的使用寿命 | 2.5分钟的使用寿命 | 2.3分钟的使用寿命 | ||
| 4 | 0.18 | 0.20 | 0.19 | 4 | 2.3分钟的使用寿命 | 2.4分钟的使用寿命 | 2.6分钟的使用寿命 | ||
| 5 | 0.21 | 0.20 | 0.21 | 5 | 2.8分钟的使用寿命 | 2.9分钟的使用寿命 | 3.0分钟的使用寿命 | ||
| 6 | 0.32 | 0.31 | 0.30 | 6 | 0.8分钟的使用寿命 | 0.5分钟的使用寿命 | 0.9分钟的使用寿命 | ||
| 7 | 0.26 | 0.27 | 0.26 | 7 | 1.4分钟的使用寿命 | 1.6分钟的使用寿命 | 1.0分钟的使用寿命 | ||
| 8 | 0.25 | 0.26 | 0.24 | 8 | 1.9分钟的使用寿命 | 2.1分钟的使用寿命 | 1.4分钟的使用寿命 | ||
| 9 | 0.29 | 0.29 | 0.27 | 9 | 0.2分钟的使用寿命 | 1.3分钟的使用寿命 | 0.5分钟的使用寿命 | ||
| 10 | 0.24 | 0.23 | 0.22 | 10 | 3.0分钟的使用寿命 | 2.9分钟的使用寿命 | 3.3分钟的使用寿命 | ||
| 11 | 0.28 | 0.27 | 0.29 | 11 | 2.2分钟的使用寿命 | 3.2分钟的使用寿命 | 2.0分钟的使用寿命 | ||
| 12 | 0.35 | 0.34 | 0.34 | 12 | 0.7分钟的使用寿命 | 0.9分钟的使用寿命 | 0.6分钟的使用寿命 | ||
| 13 | 0.20 | 0.21 | 0.19 | 13 | 1.0分钟的使用寿命 | 1.8分钟的使用寿命 | 1.7分钟的使用寿命 | ||
(表中，使用寿命是导致硬质被覆层发生崩裂的原因)
由表4～6示出的结果可知，本发明的被覆金属陶瓷工具1～13均由改性TiCN层构成，其硬质被覆层的下部层中的1层具有∑3的分布比例为60～80％的构成原子共有晶格点分布曲线图，即使在机械性冲击极高的钢或铸铁的高速间歇切削中，上述改性TiCN层也具有极其优良的高温强度，可发挥优良的耐崩裂性，因此能够显著抑制硬质被覆层发生崩裂，具有优良的耐磨损性；而由硬质被覆层的下部层中的1层具有∑3的分布比例为30％以下的构成原子共有晶格点分布曲线图的现有TiCN层构成的现有被覆金属陶瓷工具1～13，在高速间歇切削中硬质被覆层的耐机械性冲击性均不充分，因此硬质被覆层发生崩裂，在较短时间内到达使用寿命。
如上所述，本发明的被覆金属陶瓷工具在各种钢或铸铁等的通常条件下的连续切削或间歇切削中、特别是在要求具有较高的高温强度的高速间歇切削中，硬质被覆层也显示出优良的耐崩裂性，能够长期发挥优良的切削性能，因此能够实现切削装置的高性能化及切削加工的省力化及节能化，而且可充分满足低成本化的需要。
Claims (1)
1.一种在高速间歇切削加工中硬质被覆层发挥优良的耐崩裂性的表面被覆金属陶瓷制切削工具，其是在由碳化钨基超硬合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的表面形成了由下述(a)及(b)构成的硬质被覆层的表面被覆金属陶瓷制切削工具：
(a)下部层为Ti化合物层，该Ti化合物层由均经化学蒸镀形成的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中的2层或2层以上构成，且具有3～20μm的总平均层厚，
(b)上部层为经化学蒸镀形成的、平均层厚为1～15μm的氧化铝层，其特征为：
上述(a)的Ti化合物层中的1层具有2.5～15μm的平均层厚，并且，该层由碳氮化钛层构成，所述碳氮化钛层在构成原子共有晶格点分布曲线图中，于∑3处存在最高峰，且上述∑3在∑N+1整体中所占的分布比例为60～80％，所述构成原子共有晶格点分布曲线图如下制作：使用场致发射型扫描电子显微镜，对在表面研磨面的测定范围内存在的晶粒逐个照射电子射线，测定作为上述晶粒的结晶面的(001)面及(011)面的法线与上述表面研磨面的法线形成的倾斜角，此时，上述晶粒具有在晶格点分别存在由Ti、碳及氮构成的构成原子的NaCl型面心立方晶的晶体结构，基于从该结果得到的测定倾斜角，算出上述各构成原子在彼此邻接的晶粒的界面分别与上述晶粒共有1个构成原子的晶格点、即构成原子共有晶格点的分布，在上述构成原子共有晶格点间存在N个不共有构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态以∑N+1出现时，求出各∑N+1在∑N+1整体中所占的分布比例，但因频率的关系，将上限值设定为28，由此制作构成原子共有晶格点分布曲线图，其中，N在NaCl型面心立方晶格的晶体结构中为2或2以上的偶数。
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