JP2008238393A - 改良型のアルミナで被覆された等級の工具インサート - Google Patents

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Abstract

【課題】結合相富化表面領域を伴う超硬合金及びテクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層を組合せたα−Ａｌ2Ｏ3が被覆された切削工具インサートが開示されている。
【解決手段】α−Ａｌ2Ｏ3層は２〜９μｍの範囲内の厚みを有し、２〜１２の長さ／幅比を有する柱状粒子で構成されている。これは、強い（１０４）成長テクスチャー及び（０１２）、（１１０）及び（１１３）回折ピークの低い強度を特徴とする。テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3は好ましくは、２〜１０μｍの厚みをもつＭＴＣＶＤＴｉ（Ｃ，Ｎ）層の上に被覆される。アルミナ層が最上層である場合、それを１μｍ未満のＲａ値まで湿式ブラストさせて工具に光沢のある黒色の外観を与えることが可能である。
【選択図】図１

Description

本発明は、金属機械加工において使用するために被覆した切削工具インサートに関する。基板は、硬質の耐摩耗性被膜が上に被覆されている靭性表面領域をもつ超硬合金である。該被膜は、その機能的部分全てを被覆する基板に対し優れた接着性を示す。該被膜は１種以上の耐熱層で構成され、そのうちの少なくとも一層は、強い（１０４）のテクスチャーにされたアルファーアルミナ（α−Ａｌ2Ｏ3）である。
工業規格でのα−Ａｌ2Ｏ3多形体の制御は、米国特許第５，１３７，７７４号に基づいた商業的製品で１９９０年代の始めに達成された。その後この特許の改良は、好ましいテクスチャーを備えるα−Ａｌ2Ｏ3を堆積するために用いられた。米国特許第５，６５４，０３５号では（０１２）方向にテクスチャー加工されたアルミナ層が、または、米国特許第５，７６６，７８２号では（１０４）一方向そして米国特許第５，９８０，９８８号では（１１０）方向にテクスチャー加工されたアルミナ層が開示されている。米国特許第５，８６３，６４０号では、（０１２）、または（１０４）または（１１０）のいずれかに沿った好ましい成長が開示される。米国特許第６，３３３，１０３号は、（１０（１０））方向に沿ったα−Ａｌ2Ｏ3の核生成及び成長を制御するための改良された方法について記述している。米国特許第７，０１１，８６７号は、テクスチャー改良剤（ＺｒＣｌ4）を用いてα−Ａｌ2Ｏ3中に強い（３００）テクスチャーを得る方法について記述している。上述の先行技術の過程は全て、約１０００℃という高い被覆温度を使用する。米国特許第７，０９４，４４７号は、顕著な（１０２）テクスチャーを達成するための技術について記述している。顕著な（１０４）及び（１１６）テクスチャーを生成するための増強された被覆技術がそれぞれ米国特許第２００６／０１９９０２６号及び米国特許第２００６／０１４１２７１号の中で開示されている。
被覆に先立ち超硬合金切削工具インサートの上部部分内に靭性ある結合相富化領域を生成する方法は、一般に勾配焼結と呼ばれている。該結合相富化領域を生成するために使用される過程としては２つのタイプが存在する。すなわち、
（ｉ）表面近くでの立方晶系相の溶解によるもの（Ｎ−勾配）、米国特許第４，２７７，２８３号、米国特許第４，６１０，９３１号、米国特許第４，８３０，９３０号及び米国特許第５，１０６，６７４号、
（ｉｉ）制御された冷却または脱炭による（Ｃ勾配）、米国特許第５，１０６，６７４号及び米国特許第４，８３０，９３０号。
本発明の目的は、改良型のα−Ａｌ2Ｏ3で被覆された切削工具インサートを提供することにある。
本発明にしたがうα−Ａｌ2Ｏ3相は、強く完全に制御された（１０４）成長テクスチャーをもつ核生成されたα−Ａｌ2Ｏ3から成り、結合相富化型超硬合金基板上に被覆される。制御された（１０４）テクスチャーをもつα−Ａｌ2Ｏ3層は、熱応力を削減する７５０〜１０００℃の温度範囲内で得ることができる。この種のアルミナ被覆された等級は、ランダムテクスチャーまたはその他のさほど発達していないテクスチャーをもつ先行技術のものよりも優れた性能を示す。さらに靭性の増大は、被覆がより低い温度で実施される場合に得ることができる。先行技術の製品と比べて、本発明にしたがうα−Ａｌ2Ｏ3層は基本的に変態応力を受けず、低い転位密度を有する柱状で欠陥の無いα−Ａｌ2Ｏ3粒子から成り、改善された切削特性を有する。驚くべきことに、本発明にしたがう（１０４）テクスチャーは先行技術の（０１２）テクスチャーよりも３０〜６０％優れた性能を示す。この驚くべき改善は、（１０４）テクスチャー、Ｃｏ富化及び増強された結合層の組合せ効果により説明がつく。
基板
本発明にしたがうと、５〜９ｗ％、好ましくは６〜８ｗ％、最も好ましくは６．０〜７．０ｗｔ％のＣｏ、周期表のＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属、好ましくはＴｉ、Ｎｂ及びＴａの立方晶系炭化物５〜１１、好ましくは６．５〜９．５ｗｔ％、そして残りはＷＣという組成をもつ超硬合金本体から成る被膜切削工具インサートが提供される。好ましくは、ＴａとＮｂの重量濃度間の比率は１．０〜３．０の間、好ましくは１．５〜２．５であり、及び／またはＴｉ及びＮｂの重量濃度間の比率は０．５〜１．５好ましくは０．８〜１．２である。
コバルト結合相はタングステンで高合金化されている。結合剤中のＷの濃度は、Ｓ値＝σ／１６．１として表わすことができ、式中σはμＴｍ3ｋｇ-1単位の結合相の磁気モーメントである。Ｓ値は、結合相内のタングステンの含有率により左右され、タングステン含有率の減少と共に増大する。かくして、純粋コバルト、或いは炭素で飽和した結合剤についてＳ＝１であり、η−相の形成に対する境界線に対応する量でタングステンを含有する結合相についてはＳ＝０．７８である。超硬合金本体は、０．７９〜０．９０の範囲内、好ましくは０．８１〜０．８５の範囲内のＳ値を有する。炭化物相の平均粒子径は超硬合金の飽和保磁力として表わすことができる。９〜１６ｋＡ／ｍ、好ましくは１０〜１５ｋＡ／ｍ、最も好ましくは１０〜１３ｋＡ／ｍの範囲内の飽和保磁力が改善された切削性能を提供する。
超硬合金本体には、公称結合相含有率の１．２〜２．５倍の範囲内の平均結合相含有率をもつ厚み５〜４０μｍ、好ましくは１０〜３０μｍ、最も好ましくは２０〜３０μｍの基本的にテクスチャー加工された相を含まない結合相富化表面領域が備わっている。
本発明は同様に、立方晶系相を基本的に含まない結合相富化表面領域を伴う立方晶系炭窒化物、ＷＣ、Ｃoの結合相から成る超硬合金基板そして被膜をからなる明細書にしたがう切削工具インサートの製造方法にも関する。５〜９好ましくは６〜８、最も好ましくは６．０〜７．０ｗｔ％のＣo、及び周期表のＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属、好ましくはＴi、Ｎb及びＴaの立方晶系炭化物５〜１１、好ましくは６．５〜９．５ｗｔ％、そして残りはＷＣを含有する粉末混合物が調製される。好ましくは、Ｔa及びＴbの重量濃度間の比率は１．０〜３．０の範囲内、好ましくは１．５〜２．５の範囲内にあり、及び／またはＴiとＮbの重量濃度間の比率は、０．５〜１．５、好ましくは０．８〜１．２の範囲内である。充分に制御された量の窒素が例えば窒化物として粉末を通して添加されるかまたは例えば窒素ガスを用いて焼結炉の中で現場内窒化を実施することによって添加される。添加すべき窒素の最適量は、超硬合金の組成、特に立方晶系相の量に左右される。正確な条件は、或る程度は、使用中の焼結用機器の設計により左右される。所望の結果を得るために本明細書にしたがう焼結過程及び窒素添加を決定し修正するのは、当業者の範疇に入れることである。
粉末混合物はさらに加圧成形剤と混合される。所望のＳ値が得られるような形でタングステンまたは炭素が添加され、混合物は、所望の特性をもつ粉末材料を得るべく粉砕され噴霧乾燥させられる。次に、粉末材料は圧密され焼結される。焼結は１３００℃〜１５００℃の温度で、約５０ｍｂａｒの制御された雰囲気内で実施され、その後冷却される。
被膜
被膜は、強い（１０４）テクスチャーをもつ柱状粒子から成る少なくとも１つのアルファアルミナ層を含む。柱状粒子は、２〜１２、好ましくは４〜８の長さ／幅比を有する。層の厚みは２〜９μｍ、好ましくは５〜７μｍである。
アルミナ層のテクスチャー係数（ＴＣ）は、ＣｕＫα放射線を用いたＸ線回折により以下のように決定される。
TC(hkil)=I(hkil)/I0(hkil)[1/nΣn-1 nI(hkil)/I0(hkil)]-1
として定義され、ここで、
Ｉ（ｈｋｌ）は、（ｈｋｌ）反射の強度であり、
Ｉｏ（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．４６−１２１２に従った標準強度であり、
ｎは、計算中に使用された反射回数であり、
使用された（ｈｋｌ）反射は（１１２）、（１１４）、（１１０）、（１１３）及び（１１６）である。ここで、（０１２）の倍数である（０２４）反射が計算中では使用されないことに留意されたい。かくして、先行技術と比べて、６回ではなく５回の反射が使用され、テクスチャー係数を直接比較することはできない。
アルミナ層のテクスチャーは以下のように定義される。
ＴＣ（１０４）は２．０以上、好ましくは３以上である。同時に、ＴＣ（０１２）、ＴＣ（１１０）及びＴＣ（１１３）は全て１．０未満、好ましくは０．５未満である。しかしながらこの成長モードについて、ＴＣ（１１６）は、その他の背景反射よりも幾分か高いものである。ＴＣ（１１６）は１．２未満、好ましくは１未満、ただし好ましくは０．５超であるべきである。
（１０４）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層が最上層である場合、その表面は好ましくは、１．０μｍ未満、好ましくは０．７μｍ未満の表面粗度Ｒａに湿式ブラストされる。
被膜は、２〜１０μｍ、好ましくは４〜６μｍの厚みをもつ本体に隣接する第１層としてＭＴＣＶＤＴｉ（Ｃ，Ｎ）を含んでいる。好ましくは、３μｍ未満、好ましくは０．５〜２μｍの厚みで、前記Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層と基板の間にＴｉＮの中間層が存在する。好ましくは、アルミナ層より０．５〜２．５μｍ以下にある０．５〜３μｍ好ましくは１．０〜２．０μｍの厚みをもつＴｉ（Ｃ，Ｎ）層内の付加的な層が存在する。基板に隣接する第１のＭＴＣＶＤＴｉ（Ｃ，Ｎ）層は、ＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＨｆＮまたはその組合せによって置換され得る。
アルミナ層とその下にある最も近い層の間には、好ましくはＡｌ濃度勾配を伴って厚み０．１〜１μｍの（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）ボンディング層が存在する。
本発明は同様に、（１０４）テクスチャーで７５０〜１０００℃の温度範囲内で、テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層を生産するための洗練された方法にも関する。規定されたテクスチャーをもつα−Ａｌ2Ｏ3を核生成させるためには、複数の段階が必要とされる。まず第１に、ボンディング層が被覆される（１）。このボンディング層の被覆の間に窒素及びＣＨ3ＣＮが適用される。このボンディング層の表面は付加的な処理（単複）に付される。
核生成は、５分という持続時間で、ＡｌＣｌ3／ＴｉＣｌ4／Ｈ2パルス（３）で開始される。その後、表面から余分なＣｌ-を除去するためにＡｒパージ（持続時間５分）が適用される（４）。この後、ＣＯ2／Ｈ2／Ｎ2／Ａｒ（Ｎ2＝２５％、Ａｒ＝残り）気体混合物を用いて、酸化パルスが適用される。気体混合物の比較的低い酸化電位に加えて、酸化段階は（１０４）核酸化を保証するために約０．５〜５分という比較的短かいものでなくてはならない。これらの段階は、α−Ａｌ2Ｏ3核の量を増大させるため、順次数回、好ましくは２〜５回反復すべきである。脈動核生成が使用される場合、個々の段階の持続時間と段階総計の間の最適化された組合せを見出さなくてはならず、そうでなければ過度に低いまたは過剰の酸化が得られる可能性がある。当業者であれば、試行錯誤により正しい手順を発見することができる。
規定された成長テクスチャーを得るための鍵は、Ｎ2：ＣＯ2の比率を調整することによりＣＯ2／Ｈ2／Ｎ2／Ａｒ混合物の酸化電位の制御にある。この比率は、４５０〜６５０、好ましくは４５０〜５５０であるべきである。適正なパルス時間及び回数と組合せて制御された酸素電位を使用することで、適正な核生成モードが可能となる。標準的なパルス時間は、パルスの持続時間に応じて１０秒〜５分の範囲内にあり得る。酸化パルスの後には再びＡｒパージ（６）が続く。
核生成段階の詳細な説明
１．約７５０〜１０００℃、好ましくは８００℃、そして５０〜２００ｍｂａｒの圧力で、２〜３％のＴｉＣｌ4、０．５から５％まで増大するＡｌＣｌ3、３〜７％のＣＯ、１〜３％のＣＯ2、２〜１０％のＮ2及び残りのＨ2の気体混合物の中で、厚み０．１〜１μｍのボンディング層を被覆させる。
２．５分間Ａｒでパージする。
３．７５０〜１０００℃、好ましくは８００℃そして５０〜２００ｍｂａｒの圧力で、２〜６０分間、水素中の２〜４％のＡｌＣｌ3及び１〜２％のＴｉＣｌ4の気体混合物中でボンディング層を処理する。
４．５分間Ａｒでパージする。
５．０．０５〜０．１％のＣＯ2（好ましくは０．０５％）、２０〜６５％のＮ2（好ましくはＣＯ2＝０．０５％で２２．５〜２７．５％）、１０％のＨ2、残りＡｒの気体混合物の中で処理する。
６．５分間でパージする。
７．最適な酸化レベルを得るため段階３〜６を反復する。
８．Ｈ2ＳまたはＳＯｘ、好ましくはＨ2Ｓといったより大量の（０．５〜１．５％）触媒前駆物質と共に、より高い被覆圧力（２００〜５００ｍｂａｒ）を用いて７５０〜９５０℃でまたは既知の技術に従って所望の厚みで９５０〜１０００℃の温度でアルファアルミナ層を被覆させる。
両方のケースにおいて、核生成層上へのアルミナ層の成長は、ＣＯ、ＡｌＣｌ3、ＣＯ2という順序で、反応ガスを順序づけすることにより開示される。テクスチャーは核生成表面により決定されることから、７５０〜９５０℃の過程温度を使用することができる。
本発明に従ったＡｌ2Ｏ3層は、断続的旋削、冷却材を伴う旋削、そして特に冷却材を伴う間欠的旋削といったような、靭性を必要とするステンレス鋼の利用分野において使用するのに特に適している。もう１つの分野は、この種のアルミナ層のエッジ強度が先行技術（０１２−テクスチャー）よりも優れている鋳鉄である。
実施例１
０．８３のＳ値に対応するＷで合金化された結合相を伴う、６．６ｗｔ％のＣＯ、３．４ｗｔ％のＴａＣ、２．２ｗｔ％のＮｂＣ、２．９ｗｔ％の（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ５０／５０（H.C.Starck）及び残りＷＣを含むＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ３、ＷＮＭＧ０８０４１６及びＳＮＵＮ１２０４０８の型式の超硬合金インサートを本発明に従って生産した。原料粉末の従来の粉砕、グリーンコンパクトの加圧成形及び後続する１４３０℃での焼結によってインサートを生産した。窒素をＴｉ（Ｃ，Ｎ）としての炭化物粉末に添加した。焼結後の微細構造の調査により、約２０μｍの厚みをもつ基本的に立方晶系炭化物の無い表面領域が形成されるということが示された。飽和保磁力は、約１μｍの平均粒子径に対応する１２．１ｋＡ／ｍであった。
実施例２
８６０℃の温度で層を形成するため炭素及び窒素供給源としてアセトニトリルを使用して、ＭＴＣＶＤ−技術でＴｉ（Ｃ，Ｎ）層を、実施例１からの超硬合金切削インサートに被覆した。ＭＴＣＶＤ層の厚みは約６μｍであった。ＭＴＣＶＤ層の上面に、以下のように５〜６μｍのα−Ａｌ2Ｏ3層を被覆させた。
−表１の被膜ａ）内の詳細な過程データで、９５０℃で本発明に従って被覆された（１０４）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層、または
−先行技術、被膜ｂに従って被覆された（０１２）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層。
表１：９５０℃での（１０４）テクスチャーをもつ被膜ａ）の
α−Ａｌ 2 Ｏ 3 層のための被覆過程
段階１：ボンディング層
気体混合物 ＴｉＣｌ４＝２．８％
ＣＨ ３ ＣＮ＝０．７％
ＡｌＣｌ3＝０．８から４．２％まで増加
ＣＯ＝５．８％
ＣＯ２＝２．２％
Ｎ２＝５％
Ｈ ２ ：平衡
持続時間 ４０分
温度 ８００℃
圧力 １００ｍｂａｒ
段階２：パージ
ガス Ａｒ＝１００％
持続時間 ５分
温度 ８００℃
圧力 ５０ｍｂａｒ
段階３：プラス１
気体混合物 ＴｉＣｌ４＝１．６％
ＡｌＣｌ３＝２．８
Ｈ ２ ：平衡
持続時間 ５分
温度 ８００℃
圧力 ５０ｍｂａｒ
段階４：パージ
ガス Ａｒ＝１００％
持続時間 ５分
温度 ８００℃
圧力 ５０ｍｂａｒ
段階５：プラス２
気体混合物 ＣＯ２＝０．０５％
Ｎ２＝２５％
Ｈ２＝１０％
Ａｒ：平衡
持続時間 ２分
温度 ８００℃
圧力 １００ｍｂａｒ
段階６：パージ
ガス Ａｒ＝１００％
持続時間 ５分
温度 ８００℃
圧力 ５０ｍｂａｒ
段階７：核生成段階
気体混合物 ＡｌＣｌ３＝３．２％
ＨＣｌ＝２．０％
ＣＯ２＝１．９
Ｈ ２ ：平衡
持続時間 ６０分
温度 ８００℃
圧力 ５０ｍｂａｒ
段階８：蒸着
気体混合物 ＡｌＣｌ３＝４．１％
ＨＣｌ＝１．０％
ＣＯ２＝２．３
Ｈ２Ｓ＝０．９％
Ｈ ２ ：平衡
持続時間 ３２０分
温度 ８００℃
圧力 ３５０ｍｂａｒ
被覆段階３−６を３回反復した。
実施例３
ＣｕＫα放射線でのＸ線回折を用いて、被膜ａ）及びｂ）内のアルミナ層を研究した。テクスチャー係数を決定し、表２に提示している。表３から明白であるように、本発明に従った被膜は、９５０℃で被覆された場合でも強い（１０４）テクスチャーを示す。標準的には、この成長モードについて、（１１６）反射はその他の背景反射よりも幾分かさらに顕著である。アルミナ層も同様にＳＥＭにおいて研究した。該発明に従ったアルミナ層は、６という長さ／幅比で柱状形態を示した。図１参照。
表２
ｈｋｌ 本発明、被膜ａ） 先行技術、被膜ｂ）
０１２ ０．１５ ４．４９
１０４ ３．７６ ０．０５
１１０ ０．０６ ０．２０
１１３ ０．１９ ０．１７
１１６ ０．８４ ０．０９
実施例４
実施例２からの被膜ａ）及びｂ）を、鋳鉄の長手方向旋削におけるエッジチッピングに関してテストした。
加工対象物：円筒棒材
材料：ＳＳ０１３０
インサートの型式：ＳＮＵＮ１２０４０８
切削速度：４００ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／回転
切削深さ：２．５ｍｍ
備考：乾燥旋削
２分及び６分の切削後にインサートを検査した。表３から明らかであるように、先行技術の製品のエッジ靭性は、被膜が本発明に従って生産された場合に著しく増強された。
表３
２分後のエッジ ６分後のエッジ
ラインの剥離（％） ラインの剥離（％）
被膜ａ（本発明） ０ ４
被膜ｂ １２ ２２
実施例５
本発明に従って生産された被膜を「競合物Ｘ」と比較した。この被膜はＭＴＣＶＤＴｉ（Ｃ、Ｎ）及びα−Ａｌ2Ｏ3で構成されている。これらの競合物被膜についてのテクスチャー係数を決定するためにＸＲＤを使用した。競合物Ｘからの２つのインサートをＸＲＤについて無作為に選択した。表５は、本発明に従ったインサートについて及び競合物Ｘについての得られたＴＣを示している。競合物Ｘからの被膜は、本発明と比較してかなりランダムなテクスチャーを示した。
表４
ｈｋｌ ＴＣ（ｈｋｌ）本発明 ＴＣ（ｈｋｌ）競合物
０１２ ０．１９ １．５２、１．５０
１０４ ３．７９ ０．９２、０．９４
１１０ ０．０６ １．０７、１．１２
１１３ ０．１２ ０．４７、０．３３
１１６ ０．８４ １．０２、１．１１
実施例６
競合物ＸからのＸ線に付したインサートを本発明に従って生産したインサートと比較した：以下のデータを使用した：
加工対象物：円筒管（ボールベアリング）
材料：ＳＳ２２５８
インサートの型式：ＷＮＭＧ０８０４１６
切削速度：５００ｍ／分
送り速度：０．５ｍｍ／回転
切削深さ：１．０ｍｍ
備考：乾燥旋削
工具寿命基準：テストした各変形形態で０．３ｍｍ超の側面摩耗
結果：工具寿命（分）
被膜ｃ １９．０（本発明）
被膜ｂ ２２．０（本発明）
競合物Ｘ １４．５（先行技術）
競合物Ｘ １０．５（先行技術）
実施例７
本発明の従って生産したインサートをさらに、正面旋削作業において「競合物Ｘ」を断続的切削にて比較した。以下のデータを用いた：
加工対象物：穿孔付き円筒棒材
材料：ＳＳ２２５８
インサートの型式：ＣＮＭＧ１２０４１６−Ｍ３
切削速度：２００ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／回転
切削深さ：１．０ｍｍ
備考：冷却材
平面加工回数として表わした結果は、表５に提示されている。
表５
平面加工回数
被膜ａ（本発明） １３０
競合物Ｘ ７０
実施例８
被膜ａ）及びｂ）を、断続的切削を伴う長手方向旋削における靭性に関してテストした。
加工対象物：溝付き円筒棒材
材料：ＳＳ１６７２
インサートの型式：ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ３
切削速度：１４０ｍ／分
送り速度：一回転あたり０．１、０．１２５、０．１６、０．２０、０．２５、０．３１５、０．４、０．５、０．６３、０．８ｍｍ／回転。長さ１０ｍｍを切削した後に漸進的に増加。
切削深さ：２．５ｍｍ
備考：乾式旋削
工具寿命基準：エッジ破断に至るまで漸進的に送り速度を増大。各変形形態の１０のエッジをテストした。試験結果は、本発明に従った被膜（被膜ａ）が先行技術（被膜ｂ）よりも明らかに優れた靭性挙動を示すということを示している（表６）。
表６
破断時の平均送り速度（ｍｍ／回転）
被膜ａ（本発明） ０．４２
被膜ｂ（先行技術） ０．２２
＜表中訳＞ １）破断時の平均送り速度（ｍｍ／回転）、２）被膜ａ（本発明）、３）被膜ｂ（先行技術）
本発明に従った標準的コーティングの破断面ＳＥＭ画像を示す（倍率１００００倍）。アルミナ層は、（１０４）テクスチャーをもつ柱状粒子で構成されている。

Claims (4)

  1. 超硬合金本体及び被膜を含む切削工具インサートにおいて、
    前記超硬合金本体がＷＣと、５〜９ｗｔ％のＣｏと、０．７９〜０．９０のＳ値と９〜１６好ましくは１０〜１５ｋＡ／ｍの飽和保磁力をもつ周期表の第ＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属で好ましくはＴｉ、Ｎｂ及びＴａの立法晶系炭化物５〜１１好ましくは６．５〜９．５ｗｔ％を含み、前記超硬合金本体の少なくとも１つの表面が、前記被膜に隣接して超硬合金を基本的に含まない厚み５〜４０μｍ好ましくは１０〜３０μｍの結合相富化表面領域を含み、前記被膜の少なくとも１層は、２〜１２の長さ／幅比をもつ柱状粒子から成る厚み２〜９μｍのα−Ａｌ2Ｏ3であり、前記α−Ａｌ2Ｏ3層は２．０以上、好ましくは３以上のテクスチャー係数ＴＣ（１０４）を有し、
    該テクスチャー係数ＴＣ（ｈｋｉ）は、
    TC(hkil)=I(hkil)/I0(hkil)[1/nΣn-1 nI(hkil)/I0(hkil)]-1
    として定義され、
    Ｉ（ｈｋｌ）は、（ｈｋｌ）反射の強度であり、
    Ｉｏ（ｈｋｌ）は、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．４６−１２１２に従った標準強度であり、
    ｎは、計算中に使用された反射回数５、であり、
    使用された（ｈｋｌ）反射は（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）及び（１１６）であることを特徴とする切削工具インサート。
  2. ＴＣ（０１２）、ＴＣ（１１０）及びＴＣ（１１３）が全て１．０未満であることを特徴とする請求項１に記載の切削工具インサート。
  3. 前記被膜は、さらに２〜１０μｍの厚みをもつＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）またはそれらの組合せ、好ましくはＴｉ（Ｃ，Ｎ）から成る前記超硬合金の基板に隣接する第１層が含まれていることを特徴とする請求項１または２に記載の切削工具インサート。
  4. 前記α−Ａｌ2Ｏ3層が、１．０μｍ未満好ましくは０．７未満のＲａ値をもつ最上層であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
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