JP3697894B2 - Coated cemented carbide cutting tool - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削工具等に使用される強靭かつ耐摩耗性に優れる被覆超硬合金切削工具に関する。
【０００２】
【従来の技術】
超硬合金の表面に炭化チタン、窒化チタン、炭窒化チタンあるいは酸化アルミニウム等の被覆層を蒸着することにより切削工具の寿命を向上させることが行われており、一般に化学蒸着法、プラズマＣＶＤ法、物理蒸着法などを用いて生成された被覆層等が広く普及している。
【０００３】
しかし、これらの被覆切削工具を用いて加工を行った場合、特に鋼の高速切削加工や高速での鋳鉄の加工のように高温での被覆層の耐摩耗性及び耐クレーター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工等で被覆層の耐摩耗性が不足したり、被覆層の損傷、剥離が発生することによる工具寿命の低下が発生していた。
【０００４】
これらの課題を克服する手法として、これまでに内層に超硬合金との密着度に優れ、高硬度を有する炭化チタン、炭窒化チタン等を被覆し、外層に酸化アルミニウムを被覆した構造において被覆層の組織制御、配向性の制御などが検討されてきた。
例えば特表平9-507528号公報では、高温特性を向上させることを狙い、高温安定型のα型結晶構造の酸化アルミニウムを一定の配向性をもたせて成膜することがなされている。従来から、α型結晶構造の酸化アルミニウムは、高温特性に優れることは言われていたが、切削時に剥離しない高密着度を得ることが難しいとされており、本従来技術においても酸化アルミニウムの成膜初期の水分量を制御することにより高密着度を得る努力がなされているが、これによっても十分な高密着度とは言えないのが現状であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題点に対し、検討を重ねた結果、従来の被覆切削工具に比較し、切削における被覆層の耐剥離性を大きく向上させるとともに、膜自体の耐摩耗性と耐クレータ性を向上させ、膜の破壊強度の向上を可能にすることにより工具の寿命を安定して飛躍的に向上させることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
このために、本発明品は以下の構造をとる。
炭化タングステンを主成分とし、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種を含む硬質相とＣｏを主とする結合相からなる超硬合金を基材とし、その表面に内層および外層からなるセラミック被覆層を有し、内層が、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少なくとも１層以上からなり、外層が、酸化アルミニウム及びＴｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の少なくとも１層以上からなり、かつ内層と接する位置に存在する単一層の酸化アルミニウムを必須とし、該内層と外層の酸化アルミニウム間の界面に点在するＴｉ、Ｃ、Ｏを含む相（以降界面相と称す）を有し、かつ、酸化アルミニウムは、実質的にα型酸化アルミニウムからなるが、内層直上に成長する外層の第１層目の結晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子とκ型結晶構造をもつ粒子が混在する領域を有し、かつ本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中に実質的にポアを含まない構造を有する。
【０００７】
また、内層の直上に成長する外層の第１層目の結晶粒子においてα型結晶構造を持つ粒子とκ型結晶構造の粒子を混在させることにより以下の効果が得られる。
第１には、下地との密着度に優れるκ型酸化アルミニウムを内層との界面第１列目に一定割合で配置することにより、内層との間の高密着度をえることが可能である。そして、これと同時に、酸化アルミニウム膜の成長の過程でκ型構造の酸化アルミニウムがα型構造の酸化アルミニウムにより淘汰されることにより、高温切削環境下で優れた機械的、化学的耐摩耗性及び膜の破壊特性を有するα型結晶構造の酸化アルミニウムを最終的に成長させることが可能となる。このような構造は内層の上層との間に界面相を点在させることにより可能となる。
【０００８】
また、第２には本領域のα型酸化アルミニウムの結晶粒中に実質的にポアを含まない構造とすることにより従来α型酸化アルミニウムを採用した場合に問題となる密着強度の低下を抑制することが可能となる。これは、従来のα型酸化アルミニウムの低密着度は界面付近のポアによる膜強度低下に起因する破壊→膜剥離のメカニズムにより発生していたためである。以上のように本構造により優れた膜質を有するαアルミナを非常に高い密着度で内層上に生成する事が可能となり、切削性能を飛躍的に向上させることが可能となる。
【０００９】
【発明の実施の形態】
内層は、Ｔｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）の２層以上からなり、かつ柱状組織を有する炭窒化チタン層を必須かつ主とすることを特徴とすることにより、断続切削や、部品加工などの切削において、外層の酸化アルミニウムからの損傷を防ぐのみでなく、内層における膜の破壊、基材と内層間の膜剥離を防止しつつ非常に高い耐摩耗性を得ることが可能となり、工具性能を飛躍的に向上させることが可能となる。
【００１０】
本構造のα型結晶構造の酸化アルミニウムを得るためには、内層直上の第１層目のα型酸化アルミニウム粒子とκ型アルミニウム粒子の存在割合が、κ／（α＋κ）＝０．２５〜０．７５であることが望ましい。この範囲にκ／α比を保つことにより、高密着度と最終的なα型結晶構造酸化アルミニウムの成膜の両立がより容易になる。また、κ／αの混在状態は、第１層目のみではなく、その割合が第１層目から上に向かうに従い減少し、膜中でゼロとなるほうがより好ましい。これは、１層目のみ混在している場合、結晶構造の分布の急速な変化によるひずみにより、この部分の膜強度が低下する影響がでるケースがありうることによる。ただし、これらの混在領域は、内層との界面から１．５μm以内であることがより好ましい。これは、混在領域がこれを越えると、κ型結晶構造の酸化アルミニウムの存在による膜質低下の影響が出始めるためである。
【００１１】
また、本構造を得るためには、界面相が存在する部分での厚み平均が５００ｎｍ以内であり、かつ垂直断面における外層と内層の界面長さの３０から９０％を占めていることが好ましい。３０％未満では、上述のような本発明の構造が得られず、９０％を越えるあるいは、その厚みが５００ｎｍを越えると、界面相の強度が不足し、この部分からの破壊により酸化アルミニウム膜の剥離が生じやすくなる。
なお、本発明の構造では、α型結晶構造の酸化アルミニウムが不連続な中間層が存在している直上の第１層目の酸化アルミニウム粒子はα型結晶構造を有していることが望ましい。
【００１２】
ここで界面相の存在状況は、ＳＥＭまたはＴＥＭによる約１００００倍の断面写真を用いておこなう。厚みは、任意の１０μm長さの間に点在する界面相の全てについてそれぞれ最大厚みを測定し、この平均をとる方法を用いた。また、存在確立については、任意の１０μm長さの界面について存在部の界面上での長さを合算し、これを全長さ（１０μm）で除することにより求めたものとした。
【００１３】
なお、本発明の構造において、内層上の酸化アルミニウム膜の初期生成核の密度は、多い程密着強度の向上効果がより大きくなる傾向にある。この際、α型酸化アルミニウムとκ型酸化アルミニウムが混在する内層直上の第１層目の粒子の大半が、５００ｎｍ以下の粒径となるレベルの核生成密度である場合にこの効果は顕著に得られる。
ここで粒子径は、ＴＥＭによる５００００倍の断面写真を用い、任意の２μm長さにおいて、第１層目に並ぶ粒子数でこれを除する（２／粒子数）ことにより求めたものとした。
【００１４】
本発明の構造において、酸化アルミニウムの膜厚は２〜２０μmであることがより好ましい。これは、２μmより薄いと、膜質に優れるαアルミナの効果が十分に発揮できないケースが生じうる。逆に膜厚が２０μmを越えると高強度のαアルミナであっても強度が不足し、切削中に膜が破壊したり、厚膜化による結晶粒の粗大化で膜の耐摩耗性が低下する場合が生じることがあるためである。
最終的に成膜されている酸化アルミニウムの結晶構造が全てα型であることは、膜表面からのＸ線回折により行い、回折ピークが全てα型構造の酸化アルミニウムからなり、κ型構造を含まないことをもって確認した。
【００１５】
また、酸化アルミニウム成膜初期のα型とκ型粒子の評価は、内層との界面直上の第１層目の任意の粒子１０点以上について、ＴＥＭによる電子線回折図形を解析する事により評価する。２層目以降についても同様の方法を用い、κ型が検出されなくなる列まで解析してそれ以降は、表面からのＸ線回折で全てα型であることを加味して全てα型結晶構造を有すると判断する。α型構造の酸化アルミニウム中のポアの存在の有無は、ＴＥＭによる５００００倍の断面写真から判断する。
【００１６】
なお、本発明の構造において、α型結晶構造の酸化アルミニウムの配向性指数ＴＣａがＴＣａ（０１２）＞１．３である、あるいはＴＣａ（104)＞1.3、かつＴＣａ（116)＞1.3であることがより好ましい。
【００１７】
【数３】
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準によるα結晶構造アルミナの(hkl)面の粉末回折強度 (ｈｋｌ）は、(012)、(104)、(110)、(113)、(024)、(116)の６面
【００１８】
本発明の構造とすることにより、さらに膜の強度と硬度の両方をともに向上させることが可能となり、膜の耐摩耗性と耐チッピング性が向上することにより工具寿命の向上が可能となる。
【００１９】
また、さらに、内層の必須成分である柱状組織の炭窒化チタン層の配向性指数ＴＣが、ＴＣ（３１１）で最も大きく、その値が1.3以上3以下である、あるいは、（４２２）面と（３１１）面の配向性指数ＴＣ(422)、ＴＣ(311)がともに1.3以上3以下であることが好ましい。
【００２０】
【数４】
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準による(hkl)面のＴｉＣとＴｉＮの粉末回折強度の平均値
(ｈｋｌ）は、(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)、(422)、(511)の８面
【００２１】
配向性指数を本発明の範囲とすることにより、内層膜の耐破壊性を大きく向上させることが可能となり、膜の微小チッピングが防止できることから、結果として耐摩耗性が大きく向上する。ただし、配向性指数が３を越えると、一定方向の配向が強くなりすぎることにより、逆に膜の破壊性が低下する。
以上の内層と外層の膜質、膜構造の組み合わせにより上述の各効果の相乗により、工具寿命を、より飛躍的に向上させることが可能となる。
【００２２】
以下に本発明の構造の製造方法を示す。
まず、本発明の炭窒化チタンは、被覆する際の雰囲気をTiCl4、CH3CN、N2及びH2とし、前半と後半の条件を次の様に変更して成膜する。すなわち、成膜初期から120分の間は(TiCl4+CH3CN)／トータルガス量の比率を後半に比べて小さくし、かつ、前半のＮ2／トータルガス量の比率を後半の2倍以上とすることにより本構造が得られる。この際、炭窒化チタンの層厚を10μm未満とすることによりＴＣ（３１１）の配向性指数を1.3か以上3以下とすることができ、膜厚を10μm以上とすることによりＴＣ（３１１）、ＴＣ（４２２）ともに1.3以上3以下とすることができる。
【００２３】
次に、内層と外層の界面に点在する本発明の界面相は以下に示す通常のＣＶＤプロセスにより製造される。内層のＴｉ（ＣwＢxＮyＯz）（ここでｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ≧０）を成膜後、Ｔｉ源であるＴｉＣｌ4とキャリアガスであるＨ2のみを残し、残りのガスの導入を停止し、一定時間保持した後、ＴｉＣｌ4を停止し、引き続いてＣＯガスを導入することにより作製できる。この際の、各々の状態における保持時間を変化させる事により界面相の厚み、存在割合を制御することができる。その後、一般に知られているＡｌＣｌ3、ＣＯ2、及びＨ2を用いた方法で９５０℃〜１０５０℃の温度で酸化アルミニウムの成膜を行うことにより本発明の初期のα型構造とκ型構造の混在領域を有する酸化アルミニウムを得る事ができる。そして、不連続な界面相の作製条件の設定により、酸化アルミニウム成膜初期のα型とκ型の存在比率、混在領域の厚みを調整することができ、これにより最終的に成膜される酸化アルミニウム膜の配向性が制御できる。また、同じ酸化条件を用いてアルミナの膜厚を変えることによっても配向性を変化させることは可能である。
【００２４】
なお、上述の界面相の作製方法を用いなかったり、用いても条件設定が不十分で界面相の点在が認められないレベルであると、最終的にκ型の酸化アルミニウムが成膜されてしまったり、逆に界面相が層状になるほど過剰である場合には、混在領域が得られていても従来のようにα型結晶構造の酸化アルミニウム粒子の中に多くのポアを含んでしまう等して十分な密着度が得られず、いずれも本発明の効果が発揮できない。
【００２５】
被覆後、被覆層の表面にブラスト処理あるいは、ブラシ処理等の機械的処理により切り刃稜線部のみでアルミナ層が平坦部に比較してスムース化、薄膜化あるいは除去されるまで表面を処理することにより、上述の効果はより大きくなる。ここで、酸化アルミニウム層の表面粗さは、切刃稜線部における１０μm長さにわたっての測定で、Ｒmax≦0.4μmであることにより、より効果が大きくなる。また、切刃のみで最上層が酸化アルミニウムまたは、内層膜であり、その他の平坦部の最外層はＴｉＮからなることが望ましい。切削条件によっては切刃以外の位置での被削材の溶着に起因する損傷が発生するが、耐溶着性に優れるＴｉＮの効果により、抑制される。
【００２６】
なお、この際の処理の程度は、切刃稜線部の中でも実際に切削時に切り粉が接触する刃先部で確実にアルミナ層がスムース化、薄膜化あるいは除去されていることが必要であるが、処理の程度により、刃先から離れた位置の稜線部でアルミナ層が一部薄膜化あるいは除去されていなくても全く問題はなく、本発明の効果は得られる。また、本発明では、アルミナ層がスムース化、薄膜化あるいは除去されているのは切刃稜線部のみとしているが、処理法によってはチップの座面周辺などの切削と関係ない角張った場所でも処理されていることがあるが、これについても実質的には、本発明の効果には全く影響しない。
【００２７】
また、このような膜表面処理により、被覆後被覆層中に存在する引っ張り残留応力を内層のＴｉＣＮ層で10kg/mm2以下まで低減させることにより、膜の耐破壊に対する効果を向上させることが可能である。
さらに、超硬合金基材の表面部で炭化タングステンを除く硬質相が減少または消失した層を有し、その厚みが平坦部において１０μm以上５０μm以内である表層部が強靱化された超硬合金と本発明の被覆層および表面処理を組み合わせることにより、超硬合金部表層付近ごと被覆層が脱落するような損傷に対し、非常に効果がある。
【００２８】
特に、超硬合金基材中にＺｒを含み、全てが結合相に固溶しているのではなく、少なくともその一部が硬質相成分を構成していることにより、基材の高温における硬度、強度の特性を向上させることが可能となり、より好ましい。
さらに、本構造において、表層部の硬度が、基材内部の平均硬度よりも低く、かつその直下に内部よりも硬度が高い領域を設けることにより、表層部の効果による高靭性化、及び高硬度領域による耐塑性変形性の向上効果が、より顕著になる。
なお、ここで基材表層領域の厚みを１０μm以上５０μm以下としたのは、５０μmを越えると切削中に表層部でやや塑性変形あるいは弾性変形が生じる傾向となるためで、１０μm未満では、靭性向上に対する効果が小さいためである。
【００２９】
表層領域は、従来から知られているような、窒素含有硬質相原料を用いる方法、または、焼結時の昇温過程で加窒雰囲気とし、結合相の液相出現後に脱窒、脱炭雰囲気とすることで製造できる。
【００３０】
【実施例】
（実施例１） 基材としてＷＣ-８％Ｃｏ-４％ＴｉＣ-２％ＴａＣ-１％ＮｂＣの組成でＣＮＭＧ１２０４０８の形状を有するＷＣ基超硬合金基体を準備した。この基体の表面に表１に示す４種の内層構造を用い、連続してその上に表２に示す外層を積層した。この際の内層終了後の酸化アルミニウム成膜までの間の処理条件は表３に示すＡ〜Ｇ（ＦとＧは比較）で行った。これらの組合せにより作製した試料を表４に示す。（表１〜表３の記号で記載）
【００３１】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
表１に示した本発明の内層で用いたＴｉＣＮ層は被覆後破断し、破断面のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行ったところいずれも柱状組織となっていた。なお、表１には、内層のＴｉＣＮ層の（３１１）面と（４２２）面の配向性指数を併せて示した。ここで、内層のＴｉＣＮ層の配向性指数は、Ｘ線回折による回折ピークから求めた。この際、ＴｉＣＮの（３１１）面の回折ピークは基材のＷＣの（１１１）面ピークと重なり、（１１１）面のピーク強度は（ＷＣの最強ピークである（１０１）面の強度）ｘ0.25であることから、ＴｉＣＮの（３１１）位置の強度からこれを減じてＷＣ（１１１）面による強度分を差し引いた。
【００３６】
また、表３には、ＴＥＭにより１００００倍の倍率で界面付近の断面を観察し、内層成膜後の処理条件による界面相の存在割合及び厚みを観察した結果を併せて示した。なお、内層とそれに接する酸化アルミニウム層の界面付近の断面を、ＴＥＭを用いて５００００倍の倍率で観察また、各試料において、成膜後、試料表面側からＸ線回折により酸化アルミニウムの配向性の評価を行った。その結果、表中の本発明品では、１層目に存在する９０％以上の粒子は５００ｎｍ以下の粒径の粒状組織となっていること、この領域に存在するα型結晶の粒子にはポアを含まないこと、及び最終的に上層では全てα型結晶構造になっていること（表面からのＸ線回折評価ではκ型は検出されなかった）が確認できた。これに対し、比較品Ｆでは、初期のκ型とα型の混在領域が無く、最終的にκ型結晶構造となっていた。比較品Ｇでは混在領域は存在し、最終的にα型結晶構造となっていたが、第１層目の混在領域に存在するα型の粒子には、多くのポアが存在することが確認された。また、比較品Ｇでは、第１層目の結晶粒径は全体に粗粒で、ほとんどの粒子が粒径６００ｎｍ以上であった。
【００３７】
表４には、酸化アルミニウムの（０１２）面、（１０４）面及び（１１６）面の配向性指数も併せて示した。
各層の成膜に用いた被覆条件を以下に示す。
【００３８】
ＴｉＮ層：
温度：８６０℃、圧力：２５０torr、
反応ガス組成：容量％で、４８％H2−２％TiCl4−５０％N2
本発明品１〜３のＴｉＣＮ
ＴｉＣＮ層（前半120分）：
温度：９２０℃、５０torr、
反応ガス組成：容量％で、７８．５％H2−１．２％TiCl4−０．３%CH3CN−２０％N2
ＴｉＣＮ層（後半残り）
温度：９２０℃、５０torr、
反応ガス組成：容量％で、６８％H2−６％TiCl4−１%CH3CN−２５％N2
Ａｌ2Ｏ3層：
温度１０００℃、圧力：５０torr、
反応ガス組成：容量％で、９３％H2−５％AlCl3−２％CO2
ＴｉＣ層：１０５０℃、圧力５０torr、
反応ガス組成：容量％で、９６．５％H2−２%TiCl4−１．５%CH4
【００３９】
以上のサンプルを用い、次に示す切削条件１、２で性能評価を行った。
切削条件１
被削材：ＳＣＭ４１５ ４溝材
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
衝撃回数：800回
切削油：水溶性
【００４０】
切削条件２
被削材：ＦＣ２５
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：３０分
切削油：水溶性
評価結果を表５及び表６に示す。
【００４１】
【表５】
【表６】
この結果から、本発明品では、従来品に比較し、膜の耐摩耗性、耐剥離性、耐チッピング性と、耐クレーター性のいずれにおいても優れていることがわかる。なお、これらの切削評価後の試料を観察したところ、最表面にＴｉＮが被覆されている試料では、アルミナが露出している試料に比較して全体にすくい面上での被削材の溶着量が少なく抑えられていた。本評価の範囲では、最表面の膜質が直接摩耗量等に影響は見られなかったが、削り込んでいくとすくい面上の損傷に影響がでてくると思われる。
【００４４】
（実施例２） 実施例１で作製した試料３、４、及び６を用い、被覆後にＳｉＣを含有するナイロンブラシで、膜表面に処理を施した。表面処理時間を変えて処理レベルの異なる試料を作製した。処理時間１分、６分、１２分の処理を施したものをＨ1、Ｈ6、Ｈ12で示した。各試料の切り刃部のアルミナ膜厚／平坦部のアルミナ膜厚の比、切り刃部での膜表面粗度、及び切り刃稜線部における引っ張り残留応力を表７に示す。引っ張り残留応力は、Ｘ解折装置を用いて、sin2４ψ法により内層のＴｉＣＮ層の残留応力を測定した結果である。
これらの試料を用いて実施例１と同一の切削評価を行った結果を表８及び表９に示す。
【００４５】
【表７】
【表８】
【表９】
この結果より、これらの表面処理を行う事により、膜強度が向上し、膜性能に起因する損傷が、より抑えられることが分かる。また、３及び６の表面処理を施した試料では、いずれも平坦部においては最表面のＴｉＮが残存し、切り刃部ではこれが除去されていた。この効果により、表面処理を施した試料では、耐摩耗性向上の効果が確認されたことが、表中の結果から分かるが、こればかりでなく、すくい面上の被削材の溶着量も平坦部にアルミナが露出している試料に比較して少なく保たれていることも確認できた。
【００４９】
（実施例３） 実施例１で用いた試料６（用いた母材をＸとする）を用い、母材のみをＹ：ＷＣ−８％Ｃｏ−２％ＺｒＣ−２％ＴｉＣ−２％ＴａＣ−１％ＮｂＣ、Ｚ：ＷＣ−８％Ｃｏ−７％ＺｒＮに変えた試料を作製した。
ここで、昇温中の1200〜1400℃の間をＰＮ2＝50torrの窒素雰囲気にし、1450℃、10ー2torrの真空で１時間焼結した試料Ｘ１、Ｙ１、Ｚ１も作製した。ここで、試料Ｙ、Ｙ１、Ｚ、及びＺ１においては、いずれもＺｒは硬質相成分を構成していることをＥＰＭＡの面分析で確認された。表１０に各試料の表面部で炭化タングステンをのぞく硬質相が消失した層の厚み（Ｐ）、基材表層部の硬さと内部硬度の差（Ｑ）及び表層部直下の高硬度部と内部の硬度の差（Ｒ）を示した。ここで、硬度はマイクロビッカース硬度計を用いて、500ｇ荷重で測定した値を用いた。
【００５０】
【表１０】
これらの試料を用いて、以下に示す切削条件３による耐欠損性の評価、及び切削条件４による耐塑性変形評価を実施した。その結果を表１１に示す。
【００５２】
切削条件３
被削材：ＳＣＭ４３５ ４溝材
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５〜０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
時間：ＭＡＸ 30ｓｅｃ
コーナー数：24コーナー
切削油：なし
【００５３】
切削条件４
被削材：ＳＫ５
切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．６ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．５ｍｍ
切削時間：３分
切削油：なし
【００５４】
【表１１】
ここで、切削条件３では、２４コーナーの平均で欠損率を求めた。
なお、ここれは示していないが、各試料について、実施例２で示したＨ１２の表面処理を行った試料についても評価をしてみたところ、耐塑性変形性はほとんど変わらず、いずれの試料も欠損率が１／２以下に向上することも併せて確認した。また、基材の組成をＹやＺに変更しても、実施例１で示した切削条件１、２の結果は全く変わらない（これらの評価は膜質のみに依存していた）ことも併せて確認した。
【００５６】
【発明の効果】
本発明の被覆超硬合金切削工具を用いて加工を行った場合、特に鋼の高速切削加工や高速での鋳鉄加工のように高温での被覆層の耐摩耗性及び耐クレーター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工等で被覆層の耐摩耗性が向上し、被覆層損傷、剥離発生を防止することにより工具寿命が大幅に向上する効果を有する。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a coated cemented carbide cutting tool having excellent toughness and wear resistance used for a cutting tool or the like.
[0002]
[Prior art]
It has been carried out to improve the life of the cutting tool by depositing a coating layer such as titanium carbide, titanium nitride, titanium carbonitride or aluminum oxide on the surface of the cemented carbide, generally chemical vapor deposition method, plasma CVD method, A coating layer or the like generated using a physical vapor deposition method is widely used.
[0003]
However, when processing using these coated cutting tools, processing that requires wear resistance and crater resistance of the coating layer at high temperatures, such as high-speed steel cutting and high-speed cast iron processing, Alternatively, the tool life is reduced due to insufficient wear resistance of the coating layer, damage to the coating layer, or peeling due to processing with a large number of processes such as machining of small parts and large number of bites on the work material. It has occurred.
[0004]
As a technique to overcome these problems, the coating layer has been coated in a structure in which the inner layer has been coated with titanium carbide, titanium carbonitride, etc., which has excellent adhesion to the cemented carbide and has high hardness, and the outer layer is coated with aluminum oxide. Control of the structure and orientation of the material has been studied.
For example, in Japanese National Publication No. 9-507528, aiming at improving the high temperature characteristics, high temperature stable type α-type crystal structure aluminum oxide is formed with a certain orientation. Conventionally, it has been said that aluminum oxide having an α-type crystal structure is excellent in high-temperature characteristics, but it is difficult to obtain high adhesion that does not peel off during cutting. Efforts have been made to obtain a high degree of adhesion by controlling the amount of water at the initial stage of the film, but it has not been possible to say that the degree of adhesion is sufficiently high.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As a result of repeated investigations on the above problems, the present invention greatly improves the peeling resistance of the coating layer in cutting compared to conventional coated cutting tools, and improves the wear resistance and crater resistance of the film itself. The object is to stably and drastically improve the life of the tool by making it possible to improve the breaking strength of the film.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
For this purpose, the product of the present invention has the following structure.
The base material is a cemented carbide comprising tungsten carbide as a main component, a hard phase containing at least one of carbides, nitrides, and carbonitrides of group IVa, Va, and VIa metals and a binder phase mainly containing Co. The surface has a ceramic coating layer composed of an inner layer and an outer layer, and the inner layer is composed of at least one layer of Ti (CwBxNyOz) (where w + x + y + z = 1, w, x, y, z ≧ 0), and the outer layer is oxidized. A single layer of aluminum oxide, which is composed of at least one layer of aluminum and Ti (CwBxNyOz) (where w + x + y + z = 1, w, x, y, z ≧ 0) and is in contact with the inner layer, is essential. And a phase containing Ti, C, and O (hereinafter referred to as an interfacial phase) interspersed at the interface between the outer layer and aluminum oxide, and the aluminum oxide is substantially composed of α-type aluminum oxide. That it is, has a region in which particles having a particle and κ-type crystal structure with the α-type crystal structure in the first layer of the crystal particles of the outer layer to grow into the inner layer directly above are mixed, and the α-type aluminum oxide of the present area The crystal grains have a structure that does not substantially contain pores.
[0007]
In addition, the following effects can be obtained by mixing the particles having the α-type crystal structure and the particles having the κ-type crystal structure in the first- layer crystal particles of the outer layer grown immediately above the inner layer.
First, it is possible to obtain a high degree of adhesion with the inner layer by arranging κ-type aluminum oxide, which is excellent in the degree of adhesion with the base layer, at a constant ratio in the first row of the interface with the inner layer. At the same time, the aluminum oxide having a κ-type structure is crushed by the aluminum oxide having an α-type structure during the growth of the aluminum oxide film, so that it has excellent mechanical and chemical wear resistance in a high-temperature cutting environment. It becomes possible to finally grow an aluminum oxide having an α-type crystal structure having a fracture characteristic of the film. Such a structure is possible by interspersing an interfacial phase with the upper layer of the inner layer.
[0008]
Second, the structure of the α-type aluminum oxide crystal grains in this region does not substantially contain pores, thereby suppressing a decrease in adhesion strength, which is a problem when α-type aluminum oxide is conventionally used. It becomes possible. This is because the low adhesion degree of the conventional α-type aluminum oxide occurs due to the mechanism of breakdown → film peeling due to the decrease in film strength due to pores near the interface. As described above, α-alumina having excellent film quality can be produced on the inner layer with a very high degree of adhesion by this structure, and the cutting performance can be remarkably improved.
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inner layer is composed of two or more layers of Ti (CwBxNyOz) (where w + x + y + z = 1, w, x, y, z ≧ 0), and is characterized by being essentially and mainly a titanium carbonitride layer having a columnar structure. Therefore, in cutting such as intermittent cutting and parts processing, not only damage from aluminum oxide of the outer layer is prevented, but also destruction of the film in the inner layer and film peeling between the base material and the inner layer are prevented. Wearability can be obtained, and tool performance can be dramatically improved.
[0010]
In order to obtain aluminum oxide having an α-type crystal structure of this structure, the presence ratio of α-type aluminum oxide particles and κ-type aluminum particles in the first layer immediately above the inner layer is κ / (α + κ) = 0.25-0. .75 is desirable. By maintaining the κ / α ratio within this range, it becomes easier to achieve both high adhesion and film formation of the final α-type crystal structure aluminum oxide. In addition, it is more preferable that the mixed state of κ / α is reduced not only in the first layer but also in the ratio from the first layer to the top, and becomes zero in the film. This is because in the case where only the first layer is mixed, there may be a case where the film strength of this portion is reduced due to distortion caused by a rapid change in the distribution of the crystal structure. However, these mixed regions are more preferably within 1.5 μm from the interface with the inner layer. This is because when the mixed region exceeds this, the influence of film quality deterioration due to the presence of aluminum oxide having a κ-type crystal structure starts to appear.
[0011]
In order to obtain this structure, it is preferable that the average thickness in the portion where the interface phase exists is within 500 nm and occupies 30 to 90% of the interface length between the outer layer and the inner layer in the vertical section. If it is less than 30%, the structure of the present invention as described above cannot be obtained, and if it exceeds 90% or if the thickness exceeds 500 nm, the strength of the interface phase is insufficient, and the aluminum oxide film of the aluminum oxide film is broken by this portion. Peeling tends to occur.
In the structure of the present invention, it is desirable that the aluminum oxide particles in the first layer immediately above the intermediate layer in which the aluminum oxide having the α-type crystal structure is discontinuous have the α-type crystal structure.
[0012]
Here, the presence state of the interfacial phase is performed using a cross-sectional photograph of about 10,000 times by SEM or TEM. The thickness was determined by measuring the maximum thickness of all interfacial phases scattered between arbitrary 10 μm lengths and taking this average. Further, the establishment of existence was determined by adding the lengths of the interfaces on the existing part of the interface having an arbitrary length of 10 μm and dividing this by the total length (10 μm).
[0013]
In the structure of the present invention, the effect of improving the adhesion strength tends to increase as the density of the initial generation nuclei of the aluminum oxide film on the inner layer increases. At this time, this effect is remarkably obtained when the majority of the particles in the first layer immediately above the inner layer in which α-type aluminum oxide and κ-type aluminum oxide are mixed have a nucleation density at a level that results in a particle size of 500 nm or less. It is done.
Here, the particle diameter was determined by dividing the number of particles arranged in the first layer by the number of particles arranged in the first layer (2 / number of particles) in an arbitrary 2 μm length using a cross-sectional photograph of 50,000 times by TEM.
[0014]
In the structure of the present invention, the film thickness of aluminum oxide is more preferably 2 to 20 μm. If this is thinner than 2 μm, there may occur a case where the effect of α-alumina excellent in film quality cannot be sufficiently exhibited. Conversely, if the film thickness exceeds 20 μm, the strength is insufficient even with high-strength α-alumina, and the film is broken during cutting, or the wear resistance of the film decreases due to the coarsening of crystal grains due to thickening. This is because cases may occur.
The fact that the crystal structure of the final aluminum oxide film is α-type is confirmed by X-ray diffraction from the film surface, and the diffraction peaks are all made of aluminum oxide of α-type structure, including κ-type structure. Confirmed with no.
[0015]
In addition, the α-type and κ-type particles at the initial stage of aluminum oxide film formation are evaluated by analyzing an electron beam diffraction pattern by TEM for 10 or more arbitrary particles in the first layer immediately above the interface with the inner layer. . For the second and subsequent layers, the same method is used to analyze rows where κ-type is no longer detected. After that, all the α-type crystal structures are obtained by taking into account that all are α-type by X-ray diffraction from the surface. Judge that it has. The presence or absence of pores in the aluminum oxide having an α-type structure is judged from a cross-sectional photograph taken at 50000 times by TEM.
[0016]
In the structure of the present invention, the orientation index TCa of aluminum oxide having an α-type crystal structure is TCa (012)> 1.3, or TCa (104)> 1.3 and TCa (116)> 1.3. Is more preferable.
[0017]
[Equation 3]
By adopting the structure of the present invention, both the strength and hardness of the film can be further improved, and the tool life can be improved by improving the wear resistance and chipping resistance of the film.
[0019]
Furthermore, the orientation index TC of the columnar structure titanium carbonitride layer, which is an essential component of the inner layer, is the largest in TC (311), and the value is 1.3 or more and 3 or less, or the (422) plane and ( 311) The orientation indices TC (422) and TC (311) of the plane are both preferably 1.3 or more and 3 or less.
[0020]
[Expression 4]
(hkl) is the eight sides of (111), (200), (220), (311), (331), (420), (422), (511)
By setting the orientation index within the range of the present invention, it becomes possible to greatly improve the fracture resistance of the inner layer film and prevent minute chipping of the film, and as a result, the wear resistance is greatly improved. However, if the orientation index exceeds 3, the orientation in a certain direction becomes too strong, and the destructibility of the film is reduced.
The combination of the film quality and film structure of the inner layer and outer layer described above makes it possible to dramatically improve the tool life due to the synergistic effect of the above-described effects.
[0022]
The manufacturing method of the structure of the present invention is shown below.
First, the titanium carbonitride of the present invention is formed by changing the atmosphere in the coating to TiCl 4 , CH 3 CN, N 2 and H 2 and changing the conditions of the first and second half as follows. In other words, the ratio of (TiCl 4 + CH 3 CN) / total gas amount is smaller than the latter half for 120 minutes from the beginning of film formation, and the ratio of N 2 / total gas amount in the first half is double that of the latter half. This structure is obtained as described above. At this time, the orientation index of TC (311) can be 1.3 or more and 3 or less by setting the layer thickness of titanium carbonitride to less than 10 μm, and TC (311) by setting the film thickness to 10 μm or more. Both TC (422) can be 1.3 or more and 3 or less.
[0023]
Next, the interfacial phase of the present invention scattered at the interface between the inner layer and the outer layer is produced by a normal CVD process shown below. After the inner layer Ti (CwBxNyOz) (where w + x + y + z = 1, w, x, y, z ≧ 0) is formed, only TiCl 4 as the Ti source and H 2 as the carrier gas are left, and the remaining gas is introduced. Can be prepared by stopping TiCl 4 and then introducing CO gas. At this time, the thickness and the existence ratio of the interface phase can be controlled by changing the holding time in each state. Thereafter, an aluminum oxide film is formed at a temperature of 950 ° C. to 1050 ° C. by a generally known method using AlCl 3 , CO 2 , and H 2 , whereby the initial α-type structure and κ-type structure of the present invention are used. An aluminum oxide having a mixed region can be obtained. Then, by setting the discontinuous interfacial phase preparation conditions, the α-type and κ-type abundance ratio at the beginning of aluminum oxide film formation and the thickness of the mixed region can be adjusted. The orientation of the aluminum film can be controlled. It is also possible to change the orientation by changing the film thickness of alumina using the same oxidation conditions.
[0024]
If the above-described method for producing the interface phase is not used, or if it is at a level where the setting of the conditions is insufficient and the interstitial phase is not observed even if it is used, a κ-type aluminum oxide film is finally formed. If the interfacial phase is excessive so that it is layered, the aluminum oxide particles having an α-type crystal structure may contain many pores as in the past even if a mixed region is obtained. Thus, sufficient adhesion cannot be obtained, and none of the effects of the present invention can be exhibited.
[0025]
After coating, the surface of the coating layer is treated by blasting or mechanical treatment such as brushing until the alumina layer is smoothed, thinned or removed compared to the flat part only at the cutting edge ridgeline part. As a result, the above-described effect becomes greater. Here, the surface roughness of the aluminum oxide layer is more effective when Rmax ≦ 0.4 μm as measured over a length of 10 μm at the cutting edge ridge. Further, it is desirable that the uppermost layer is made of aluminum oxide or an inner layer film with only the cutting edge, and the outermost layer of other flat portions is made of TiN. Depending on the cutting conditions, damage due to welding of the work material at a position other than the cutting edge occurs, but is suppressed by the effect of TiN which is excellent in welding resistance.
[0026]
In addition, the degree of processing at this time, it is necessary that the alumina layer is surely smoothed, thinned or removed at the cutting edge ridge line part at the cutting edge part where the cutting powder actually contacts during cutting, Depending on the degree of treatment, there is no problem even if the alumina layer is partially thinned or removed at the ridge line portion at a position away from the blade edge, and the effect of the present invention can be obtained. In the present invention, the alumina layer is smoothed, thinned or removed only at the edge of the cutting edge. However, depending on the processing method, the alumina layer may be processed even in an angular place unrelated to cutting such as the periphery of the chip seating surface. However, this does not substantially affect the effects of the present invention.
[0027]
In addition, by such film surface treatment, the tensile residual stress existing in the coating layer after coating can be reduced to 10 kg / mm 2 or less in the inner TiCN layer, which can improve the effect on the fracture resistance of the film. It is.
Furthermore, a cemented carbide having a layer in which the hard phase excluding tungsten carbide is reduced or eliminated at the surface portion of the cemented carbide substrate, and the thickness of the surface layer portion is 10 μm or more and 50 μm or less in the flat portion; By combining the coating layer and the surface treatment of the present invention, it is very effective against damage that causes the coating layer to drop off in the vicinity of the surface layer of the cemented carbide part.
[0028]
In particular, Zr is contained in the cemented carbide base material, and not all are solid-solved in the binder phase, but at least a part thereof constitutes a hard phase component, whereby the hardness of the base material at a high temperature, Strength characteristics can be improved, which is more preferable.
Furthermore, in this structure, by providing a region where the hardness of the surface layer portion is lower than the average hardness inside the base material and higher than the inside, a toughness due to the effect of the surface layer portion and high hardness are provided. The effect of improving the plastic deformation resistance by the region becomes more remarkable.
Here, the thickness of the substrate surface layer region is set to 10 μm or more and 50 μm or less because if the thickness exceeds 50 μm, plastic deformation or elastic deformation tends to occur in the surface layer portion during cutting. This is because the effect on is small.
[0029]
The surface layer region is a conventionally known method using a nitrogen-containing hard phase raw material, or a nitriding atmosphere in the temperature rising process during sintering, and a denitrification / decarburization atmosphere after the liquid phase of the binder phase appears. Can be manufactured.
[0030]
【Example】
(Example 1) A WC base cemented carbide substrate having a composition of WC-8% Co-4% TiC-2% TaC-1% NbC and a shape of CNMG120408 was prepared as a base material. Four kinds of inner layer structures shown in Table 1 were used on the surface of this substrate, and the outer layers shown in Table 2 were successively laminated thereon. In this case, the processing conditions from the end of the inner layer to the film formation of the aluminum oxide were performed as A to G shown in Table 3 (F and G are compared). Table 4 shows samples prepared by these combinations. (Described with symbols in Tables 1 to 3)
[0031]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
[Table 4]
The TiCN layer used in the inner layer of the present invention shown in Table 1 was broken after coating, and SEM (scanning electron microscope) observation of the fracture surface showed a columnar structure. Table 1 also shows the orientation indices of the (311) plane and the (422) plane of the inner TiCN layer. Here, the orientation index of the inner TiCN layer was determined from a diffraction peak by X-ray diffraction. At this time, the diffraction peak of the (311) plane of TiCN overlaps with the (111) plane peak of the WC of the base material, and the peak intensity of the (111) plane is (the intensity of the (101) plane which is the strongest peak of WC) x0. Since it was 25, this was subtracted from the intensity at the (311) position of TiCN, and the intensity due to the WC (111) plane was subtracted.
[0036]
Table 3 also shows the results of observing the cross section in the vicinity of the interface with a TEM at a magnification of 10,000, and observing the existence ratio and thickness of the interface phase depending on the processing conditions after the inner layer film formation. In addition, the cross section near the interface between the inner layer and the aluminum oxide layer in contact with the inner layer was observed at a magnification of 50000 times using a TEM. In each sample, the orientation of the aluminum oxide was determined by X-ray diffraction from the sample surface after film formation. Evaluation was performed. As a result, in the product of the present invention in the table, 90% or more of the particles present in the first layer have a granular structure with a particle size of 500 nm or less, and the α-type crystal particles present in this region have pores. It was confirmed that all of the upper layer had an α-type crystal structure (the κ-type was not detected by X-ray diffraction evaluation from the surface). On the other hand, the comparative product F did not have a mixed region of initial κ type and α type, and finally had a κ type crystal structure. In the comparative product G, there was a mixed region, and finally it had an α-type crystal structure. However, it was confirmed that the α-type particles present in the mixed region of the first layer have many pores. It was. Moreover, in the comparative product G, the crystal grain size of the first layer was coarse as a whole, and most of the particles had a grain size of 600 nm or more.
[0037]
Table 4 also shows the orientation index of the (012) plane, (104) plane, and (116) plane of aluminum oxide.
The coating conditions used for forming each layer are shown below.
[0038]
TiN layer:
Temperature: 860 ° C., pressure: 250 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 48% H 2 -2% TiCl 4 -50% N 2
Invented products 1-3 TiCN
TiCN layer (first half 120 minutes):
Temperature: 920 ° C., 50 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 78.5% H 2 -1.2% TiCl 4 -0.3% CH 3 CN-20% N 2
TiCN layer (second half remaining)
Temperature: 920 ° C., 50 torr,
Reaction gas composition: 68% H 2 -6% TiCl 4 -1% CH 3 CN-25% N 2 in volume%
Al 2 O 3 layer:
Temperature 1000 ° C, pressure: 50 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 93% H 2 -5% AlCl 3 -2% CO 2
TiC layer: 1050 ° C., pressure 50 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 96.5% H 2 -2% TiCl 4 -1.5% CH 4
[0039]
Using the above samples, performance evaluation was performed under the following cutting conditions 1 and 2.
Cutting condition 1
Work material: SCM415 4 groove material cutting speed: 320 m / min
Feed: 0.15mm / rev
Cutting depth: 1.5mm
Number of impacts: 800 times Cutting oil: water-soluble [0040]
Cutting condition 2
Work material: FC25
Cutting speed: 250 m / min
Feed: 0.15mm / rev
Cutting depth: 1.5mm
Cutting time: 30 minutes Cutting oil: Water-soluble evaluation results are shown in Tables 5 and 6.
[0041]
[Table 5]
[Table 6]
From this result, it can be seen that the product of the present invention is superior in film abrasion resistance, peel resistance, chipping resistance, and crater resistance as compared with the conventional product. In addition, when these samples after cutting evaluation were observed, in the sample with TiN coated on the outermost surface, the welding amount of the work material on the rake face as a whole compared to the sample with exposed alumina There were few. In the scope of this evaluation, the film quality on the outermost surface did not directly affect the amount of wear, but it seems that the damage on the rake face will be affected when it is cut.
[0044]
(Example 2) Samples 3, 4, and 6 produced in Example 1 were used, and the film surface was treated with a nylon brush containing SiC after coating. Samples with different treatment levels were prepared by changing the surface treatment time. Those subjected to treatment times of 1 minute, 6 minutes and 12 minutes are indicated by H1, H6 and H12. Table 7 shows the ratio of the alumina film thickness at the cutting edge of each sample / the alumina film thickness at the flat part, the film surface roughness at the cutting edge, and the tensile residual stress at the cutting edge line. The tensile residual stress is the result of measuring the residual stress of the inner TiCN layer by the sin 2 4ψ method using an X-folding apparatus.
Tables 8 and 9 show the results of performing the same cutting evaluation as in Example 1 using these samples.
[0045]
[Table 7]
[Table 8]
[Table 9]
From these results, it can be seen that by performing these surface treatments, the film strength is improved, and damage caused by the film performance is further suppressed. Further, in the samples subjected to the surface treatments 3 and 6, all of the outermost TiN remained in the flat portion, and this was removed in the cutting edge portion. From this result, it can be seen from the results in the table that the effect of improving wear resistance was confirmed in the surface-treated samples, but not only this, but also the welding amount of the work material on the rake face was flat. It was also confirmed that the amount of alumina was kept small as compared with the sample having exposed alumina.
[0049]
(Example 3) The sample 6 used in Example 1 (the base material used is X) is used, and only the base material is Y: WC-8% Co-2% ZrC-2% TiC-2% TaC- A sample was prepared by changing to 1% NbC, Z: WC-8% Co-7% ZrN.
Here, samples X1, Y1, and Z1 that were sintered in a nitrogen atmosphere of PN 2 = 50 torr between 1200 and 1400 ° C. during the temperature increase and sintered in a vacuum of 1450 ° C. and 10−2 torr were also produced. Here, in samples Y, Y1, Z, and Z1, it was confirmed by EPMA surface analysis that Zr constitutes a hard phase component. Table 10 shows the thickness (P) of the layer in which the hard phase excluding tungsten carbide disappeared in the surface portion of each sample, the difference between the hardness and internal hardness (Q) of the substrate surface layer portion, and the high hardness portion directly below the surface layer portion and the inside The difference in hardness (R) is shown. Here, the hardness was a value measured with a micro Vickers hardness tester under a load of 500 g.
[0050]
[Table 10]
Using these samples, evaluation of fracture resistance under cutting conditions 3 and evaluation of plastic deformation resistance under cutting conditions 4 shown below were performed. The results are shown in Table 11.
[0052]
Cutting condition 3
Work Material: SCM435 4 Groove Material Cutting Speed: 80m / min
Feed: 0.15-0.30mm / rev
Cutting depth: 1.5mm
Time: MAX 30sec
Number of corners: 24 corners Cutting oil: None [0053]
Cutting condition 4
Work material: SK5
Cutting speed: 80 m / min
Feed: 0.6mm / rev
Cutting depth: 1.5mm
Cutting time: 3 minutes Cutting oil: None [0054]
[Table 11]
Here, in the cutting condition 3, the defect rate was obtained with an average of 24 corners.
Although not shown here, when the samples subjected to the surface treatment of H12 shown in Example 2 were evaluated for each sample, the plastic deformation resistance hardly changed, and all the samples It was also confirmed that the defect rate was improved to 1/2 or less. Moreover, even if the composition of the base material is changed to Y or Z, the results of the cutting conditions 1 and 2 shown in Example 1 are not changed at all (these evaluations depended only on the film quality). confirmed.
[0056]
【The invention's effect】
When processing using the coated cemented carbide cutting tool of the present invention, especially when high-speed cutting of steel and high-speed cast iron processing are required, high-temperature coating layer wear resistance and crater resistance are required. In addition, the wear resistance of the coating layer is improved by machining with a large number of processes such as machining of small parts, and the number of times of biting on the work material, and the tool life is greatly improved by preventing the coating layer from being damaged and peeling It has the effect of improving.
Claims (19)
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準によるα結晶構造アルミナの(hkl)面の粉末回折強度
(ｈｋｌ）は、(０１２)、(１０４)、(１１０)、(１１３)、(０２４)、(１１６)の６面The coated cemented carbide cutting tool according to any one of claims 1 to 8, wherein an orientation index TCa of the aluminum oxide having the α-type crystal structure is TCa (012)> 1.3.
(hkl) is 6 sides of (012), (104), (110), (113), (024), (116)
Ｉo(hkl) ：ＡＳＴＭ標準による(hkl)面のＴｉＣとＴｉＮの粉末回折強度の平均値
(ｈｋｌ）は、(１１１)、(２００)、(２２０)、(３１１)、(３３１)、(４２０)、(４２２)、(５１１)の８面Orientation index TC of columnar organization titanium carbonitride layer of which is an essential component of the inner layer is the largest in TC (311), claim 1, characterized in that the value is 1.3 to 3 10 The coated cemented carbide cutting tool according to any one of the above.
(hkl) is the eight sides of (111), (200), (220), (311), (331), (420), (422), (511)
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