JP7114619B2 - コーティングされた切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、コーティングされた切削工具に関する。

一般に、金属機械加工のための切削工具は、一般的に切削工具の耐摩耗性を改善し、よって工具寿命を増加させるために堆積した比較的薄いコーティングを通常有する超硬合金に基づく。数多くのコーティングが当該技術分野で知られており、コーティングは、異なる組成及び厚さの層の組み合わせで作製することができる。

間欠的な機械加工中、特にフライス加工操作中では、「櫛状亀裂」と呼ばれる熱機械的に誘起された亀裂が、切れ刃の基材中に通常形成される。これらの亀裂は、最終的に欠けによる工具の破損につながり、工具寿命の律速因子となる。

ＣＶＤコーティングでは、冷却亀裂は堆積後の冷却中に形成されるが、それは、コーティングが超硬合金体に接着しているため、自由に収縮できないためである。冷却亀裂は、基材中の櫛状亀裂の形成のための核形成部位として作用し得る。同時に冷却亀裂が形成され、引張応力がコーティングに誘起される。したがって、櫛状亀裂形成に対する抵抗性を増大させるための当該技術分野において知られている１つの方法は、ブラスト処理によってコーティング中に圧縮応力を導入することによってコーティング中の亀裂形成及び亀裂伝播を遅らせることである。

定義
本明細書におけるイータ相とは、ＭｅがＷ、Ｍｏ並びに結合相金属Ｃｏ、Ｆｅ及びＮｉの一又は複数から選択される、Ｍｅ_１２ＣとＭｅ_６Ｃとから選択される亜炭化物を意味する。一般的な亜炭化物は、Ｗ_６Ｃｏ_６Ｃ、Ｗ_３Ｃｏ_３Ｃ、Ｗ_６Ｎｉ_６Ｃ、Ｗ_３Ｎｉ_３Ｃ、Ｗ_６Ｆｅ_６Ｃ、Ｗ_３Ｆｅ_３Ｃである。

現在、驚くべきことに、特にフライス加工操作における櫛状亀裂の形成に対して優れた耐性を有するコーティングされた切削工具が提供され得ることがわかっている。

本発明は、超硬合金基材及びコーティングを含む切削工具であって、超硬合金が、ＷＣ並びにＣｏ、Ｆｅ及びＮｉの一又は複数を含む結合相を含み、超硬合金中の炭素含有量が、－０．１３ｗｔ％≦ＳＣＣ＜０ｗｔ％又は－０．３０ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１６ｗｔ％である準化学量論炭素含有量（本明細書ではＳＣＣと表す）であり、コーティングが、金属がＺｒ及びＨｆの少なくとも一つであり、任意選択的にＴｉが金属総量の最大１０ａｔ－％の量で存在する、金属炭化物、金属窒化物又は金属炭窒化物である一又は複数の層（Ａ）、並びに酸化アルミニウム層を含み、一又は複数の層（Ａ）が基材と酸化アルミニウム層との間に位置している、切削工具に関する。

コーティングの金属炭化物、金属窒化物又は金属炭窒化物中のＴｉの任意の存在は、Ｔｉの量が金属総量の０～１０ａｔ－％の量で存在すると言うこともできることを意味する。

本発明における超硬合金は、特定の範囲内の準化学量論炭素含有量（ＳＣＣ：ｓｕｂｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ ｃａｒｂｏｎ ｃｏｎｔｅｎｔ）を有する。準化学量論炭素含有量は、炭素の化学量論値に対する炭素含有量の尺度である。準化学量論炭素含有量値は、結合相含有量、他の炭化物等のような他のパラメータに依拠しないため、良好な尺度である。

化学量論炭素含有量は、反対に、結合相含有量等のような他のパラメータに依拠する。粉末については、化学量論値は、焼結前に、ＷＣが完全に化学量論的である、すなわち原子比Ｗ：Ｃが１：１であると仮定することにより計算される。他の炭化物が存在する場合、それらも化学量論的であると仮定される。

化学量論炭素含有量は、例えばＣｏ及びＷＣからなる焼結された超硬合金について推定されるとき、その計算は、原子比Ｗ：Ｃが１：１であると仮定して、添加されたＷＣ原材料の量に基づいて、又は焼結された材料の測定から行うことができ、その後、測定されたタングステン含有量は、原子比Ｗ：Ｃが１：１であると仮定して、化学量論炭素含有量を計算する。

これは、本明細書で使用される場合の用語、準化学量論炭素、ＳＣＣが、化学分析により決定された総炭素含有量（ｗｔ％）からＷＣ及び超硬合金中に存在する考えられるさらなる炭化物に基づく計算された化学量論炭素含有量（ｗｔ％）を引いたものであることであることを意味する。

一例として、特定の超硬合金の化学量論炭素含有量が５．６０ｗｔ％である場合、同じ超硬合金が作製されうるが、炭素含有量は５．３０ｗｔ％であり、準化学量論炭素は－０．３０ｗｔ％であろう。

結合相は、超硬合金の２から２０ｗｔ％の量で、又は超硬合金の５から１２ｗｔ％の量で、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉの一又は複数から、好ましくはＣｏから選択される。

一実施態様では、Ｃｒが超硬合金中に存在するとき、Ｃｒのいくらかは結合相に溶解する。

超硬合金中のＷＣの量は、適切には８０から９８ｗｔ％である。焼結前の原材料粉末中のＷＣの粒度（ＦＳＳＳ）は、適切には０．１から１２μｍ、又は０．４から９μｍである。

本発明の一実施態様では、超硬合金は、０．５から２０ｗｔ％、又は０．８から５ｗｔ％の量のＭｏも含む。

超硬合金は、超硬合金の技術分野では一般的な他の構成要素、例えば、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ又はＶの一又は複数の炭化物、炭窒化物又は窒化物も含み得る。

本発明の超硬合金は、以下の工程：
・硬質構成要素を形成する粉末を提供する工程
・結合相を形成する、Ｃｏ、Ｆｅ及びＮｉから選択される粉末を提供する工程
・ミリング液を提供する工程
・粉末を超硬合金にフライス加工し、乾燥させ、プレスし、焼結する工程
に従って作製することができ、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ又はＭｏ_２Ｃの一又は複数は、焼結された超硬合金中に準化学量論炭素含有量、ＳＣＣが存在し、－０．１３ｗｔ％≦ＳＣＣ＜０ｗｔ％又は－０．３０ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１６ｗｔ％であるような量で添加される。

最終的な焼結された超硬合金の製造において正確な炭素含有量を達成するために、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ又はＭｏ_２Ｃの一又は複数が添加される。

一実施態様では、Ｗ及びＷ_２Ｃの一又は複数が添加される。

一実施態様では、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ又はＭｏ_２Ｃ粉末の一又は複数は、他の原材料の添加前に前破砕される。

Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ又はＭｏ_２Ｃの正確な量は、他の原材料の組成に依拠する。

通常、一部の炭素は、酸素の存在により焼結中に失われる。酸素は炭素と反応し、焼結中にＣＯ又はＣＯ_２として残り、よって、炭素収支を変化させて、Ｗ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ又はＭｏ_２Ｃの一又は複数の追加量が調整されなければならない。焼結中に正確にはどのくらいの炭素が失われるかは、使用される原材料及び製造技術に依拠し、焼結材料中の目的の準化学量論炭素含有量が得られるようなＷ、Ｗ_２Ｃ、Ｍｏ又はＭｏ_２Ｃの追加を調整することは当業者次第である。

超硬合金中の化学量論炭素含有量は、試料中の総炭素含有量を、例えばＬＥＣＯ ＷＣ－６５００機器を使用して初めに測定することによって決定することができる。コバルト含有量も、例えばＸ線蛍光分析により測定される。コバルト量及び炭素量を試料の総重量から差し引くことにより、ＷＣが１：１の比を有すると仮定して、化学量論炭素含有量を計算するために後に使用されるタングステン含有量が得られる。

硬質構成要素を形成する粉末は、ＷＣ及び超硬合金の技術分野で一般的な他の構成要素、例えば、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ又はＶの一又は複数の炭化物、炭窒化物又は窒化物から選択される。

一実施態様では、添加されるＷＣの量は、乾燥粉末重量に基づき８０から９８ｗｔ％である。ＷＣ粉末の粒度（ＦＳＳＳ）は、適切には０．１から１２μｍ、又は０．４から９μｍである。

一実施態様では、硬質構成要素を形成する粉末はＷＣである。

一実施態様では、硬質構成要素を形成する粉末の少なくとも一部は、主に元素Ｗ、Ｃ及びＣｏを含む再利用された超硬合金スクラップから作製された粉末画分として添加される。

結合相を形成する粉末は、Ｃｏ、Ｎｉ若しくはＦｅ、又はそれらの合金の一又は複数である。結合相を形成する粉末は、乾燥粉末重量に基づき、２から２０ｗｔ％、又は５から１２ｗｔ％の量で添加される。

硬質構成要素を形成する粉末及び結合相を形成する粉末を含むスラリーは、適切には、ボールミル又はアトライタミルのいずれかでフライス加工操作によって混合される。従来の超硬合金製造においてミリング液として一般に使用される任意の液体を使用することができる。粉末状の材料を含有するスラリーは、その後乾燥し、適切には、凝集顆粒を形成する。

続いて、一軸加圧、多軸加圧などのプレス操作によって、乾燥粉末／顆粒からグリーン体が形成される。

粉末／顆粒から形成されたグリーン体は、続いて、任意の従来の焼結法、例えば真空焼結、Ｓｉｎｔｅｒ ＨＩＰ、放電プラズマ焼結、ガス圧焼結（ＧＰＳ）等に従って焼結される。

焼結温度は、典型的には、１３００から１５８０℃、又は１３６０から１４５０℃である。

一実施態様では、超硬合金は、－０．１３ｗｔ％≦ＳＣＣ＜０ｗｔ％、又は－０．１３ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．０５ｗｔ％、又は－０．１２ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１０ｗｔ％の準化学量論炭素含有量を有する。この実施態様では、超硬合金は、イータ相の少なくとも凝集体を含まず、あるいは、あらゆる形態のイータ相を含まない。

一実施態様では、超硬合金は、－０．３０ｗｔ％≦ＳＣＣ＜－０．１６ｗｔ％、又は－０．２８ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１７ｗｔ％の準化学量論炭素含有量を有する。この実施態様では、超硬合金は、Ｍ_１２Ｃ及び／又はＭｅ_６Ｃ炭化物を含むイータ相を含み、ここで、Ｍｅは、Ｗ、Ｍｏ及び結合相金属から選択される一又は複数の金属である。この実施態様による超硬合金は、イータ相が形成されるような低炭素含有量を有する。これは、結合相とイータ相の両方に高含有量のＷを有する超硬合金をもたらす。しかしながら、形成されるイータ相は、凝集体としては存在しない。

一般的に、イータ相は、超硬合金の特性に脆性且つ有害であるイータ相粒子の大きな凝集体に伝統的に存在するため、超硬合金では望ましくないと考えられてきた。しかしながら、特定の範囲の準化学量論炭素含有量をこの実施態様の超硬合金のように選択して、非凝集イータ相を提供することにより、超硬合金は良好な特性を示す。イータ相は、微細分散相として微細構造中に存在する。

イータ相の一般的な炭化物は、Ｗ_６Ｃｏ_６Ｃ、Ｗ_３Ｃｏ_３Ｃ、Ｗ_６Ｎｉ_６Ｃ、Ｗ_３Ｎｉ_３Ｃ、Ｗ_６Ｆｅ_６Ｃ、Ｗ_３Ｆｅ_３Ｃである。

一実施態様では、イータ相はＭｅ_１２ＣとＭｅ_６Ｃの両方を含む。

一実施態様では、イータ相は、ＸＲＤ測定値から推定されるように、＞９０ｖｏｌ％のＭｅ_１２Ｃを含む。

一実施態様では、イータ相はＭｏを含まない。

さらに別の実施態様では、イータ相はＭｏを含有する。Ｍｏが超硬合金中に存在する場合、Ｍｏは、イータ相中のタングステンの一部を置換するであろう。

イータ相の平均粒度は、適切には０．１から１０μｍ、又は０．５から３μｍである。

イータ相の分布は、可能な限り均一であるべきである。

一実施態様では、超硬合金中のイータ相の体積分率は、適切には２から１０ｖｏｌ％、又は４から８ｖｏｌ％、又は４から６ｖｏｌ％である。

一実施態様では、イータ相の分布は、超硬合金基材全体にわたって同じである。本明細書では、これは、例えば米国特許第４，８４３，０３９号のような超硬合金がイータ相を含まない任意の勾配又はゾーンを含まないことを意味する。

櫛状亀裂に対する改善された耐性を得るために必要であるよく分布されたイータ相を得られるようにするためには、正確な炭素含有量を得ることが不可欠である。イータ相は、適切な量で十分に分布していることが必要である。これは、製造中に炭素収支を注意深く制御することにより達成される。

焼結された超硬合金中の炭素含有量が低すぎる場合、すなわち－０．３０ｗｔ％の準化学量論炭素含有量より低い場合、イータ相の量は大きくなりすぎ、粒度は大幅に増大し、超硬合金は脆性になる。一方、炭素含有量が－０．１６ｗｔ％の準化学量論炭素含有量よりも高いが、依然としてイータ相形成領域にある場合、形成されるイータ相は、大きな凝集体におけるように均一に分布し、超硬合金の靭性の減少をもたらす。

イータ相の不要な大きな凝集体を得ることと、目的とする細かく分布したイータ相を得ることとの間の準化学量論炭素含有量の差異は、非常に小さいことがある。この限界に近づくには、不要な大きな凝集体が確実に回避されるように微細構造をモニターする必要がある。炭素含有量を注意深く調整し、その後得られた微細構造に関してその結果をモニターすることは、当業者に知られた作業手順である。

この実施態様の超硬合金は均一に分布したイータ相を有するべきであるということは、本明細書では、超硬合金は大きな凝集体を含まないことを意味する。

コーティングの金属炭化物、金属窒化物又は金属炭窒化物では、Ｔｉは、適切には金属総量の最大７ａｔ－％、又は金属総量の最大５ａｔ－％、又は金属総量の最大１ａｔ－％の量で任意選択的に存在する。

言い換えれば、コーティングの金属炭化物、金属窒化物又は金属炭窒化物は、Ｔｉは、適切には金属総量の０～７ａｔ－％、又は金属総量の０～５ａｔ－％、又は金属総量の０～１ａｔ－％の量で存在する。

一又は複数の層（Ａ）は、適切には、Ｚｒ及びＨｆの一方又は両方が存在し、Ｔｉが任意選択的であり、Ｔｉの含有量が金属総量の０～１０ａｔ％、又は０～７ａｔ％、又は０～５ａｔ％、又は０～１ａｔ％である、（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ）Ｎの少なくとも一つである。

一又は複数の層（Ａ）は、任意の適切なＣＶＤ法、例えばＭＴ－ＣＶＤ、ＨＴ－ＣＶＤ及びプラズマ－ＣＶＤによって生成され得る。ＭＴ－ＣＶＤ法又はプラズマ－ＣＶＤ法は、基材からコーティングへの炭素の拡散を最小化するＨＴ－ＣＶＤよりも低い温度で操作されるため、好ましくはそれらが使用される。（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）については、好ましくはＭＴ－ＣＶＤ法又はプラズマ－ＣＶＤ法が使用される。

一実施態様では、一又は複数の層（Ａ）は、（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｎ、（Ｚｒ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｈｆ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｈｆ，Ｔｉ）Ｎ及び（Ｈｆ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）の少なくとも一つであり、Ｔｉの含有量は、金属総量の０～１０ａｔ％、又は０～７ａｔ％、又は０～５ａｔ％、又は０～１ａｔ％である。

一実施態様では、一又は複数の層（Ａ）は、ＺｒＣ、ＺｒＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＨｆＣ、ＨｆＮ及びＨｆ（Ｃ，Ｎ）の少なくとも一つである。

一実施態様では、一又は複数の層（Ａ）は、一つのＺｒＣ、ＺｒＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＨｆＣ、ＨｆＮ又はＨｆ（Ｃ，Ｎ）層である。

一実施態様では、一又は複数の層（Ａ）は、一つのＺｒＣ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＨｆＣ又はＨｆ（Ｃ，Ｎ）層である。

一実施態様では、一又は複数の層（Ａ）は、一つのＺｒ（Ｃ，Ｎ）又はＨｆ（Ｃ，Ｎ）層、好ましくは一つのＺｒ（Ｃ，Ｎ）層である。

一又は複数の層（Ａ）は、適切には、６から８［１０^－６／Ｋ］、又は６．５から７．５［１０^－６／Ｋ］の熱膨張係数ＣＴＥを有する。

熱膨張係数ＣＴＥは、物質固有の特性であり、異なる物質の値が、例えばFriedrich et al.の「Datensammlung zu Hartstoffeigenschaften」, Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, 28 (1997), p.59-76等の文献でみられる。

一又は複数の層（Ａ）の総厚は、適切には２から１５μｍ、又は２から１２μｍ、又は２．５から８μｍ、又は２．５から５μｍである。

酸化アルミニウム層の総厚は、適切には１から５μｍ、又は２から４μｍである。

コーティング全体の総厚は、適切には３から２０μｍ、又は４から１５μｍ、又は５から１２μｍである。

一又は複数の層（Ａ）の厚さと酸化アルミニウム層の厚さの比は、適切には１以上である。

一実施態様では、コーティングされた切削工具は、基材表面に隣接した、０．０５から１．５μｍ、又は０．０５から１μｍである、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）又はＺｒ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）又はＨｆ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）［ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ＜１］の層を含む。

一実施態様では、コーティングされた切削工具は、基材表面に隣接した、０．０５から１．５μｍ、又は０．０５から１μｍである、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＺｒＣ又はＺｒＮの層を含む。

一実施態様では、コーティングされた切削工具は、基材表面に隣接した、０．０５から１．５μｍ、又は０．０５から１μｍである、ＴｉＮ、ＨｆＮ又はＺｒＮの層を含む。

一実施態様では、コーティングされた切削工具は、基材表面に隣接した、０．０５から１．５μｍ、又は０．０５から１μｍである、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＺｒＣ又はＺｒＮの層を含み、一又は複数の層（Ａ）が続く。

一実施態様では、コーティングされた切削工具は、基材表面に隣接した、０．０５から１．５μｍ、又は０．０５から１μｍである、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＺｒＣ又はＺｒＮの層を含み、ＺｒＣ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＨｆＣ又はＨｆ（Ｃ，Ｎ）層が続く。

Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）及びＨｆ（Ｃ，Ｎ）層は、あらゆる種類のＣＶＤ法、例えばＭＴ－ＣＶＤ、ＨＴ－ＣＶＤ及びプラズマ－ＣＶＤにより生成され得る。ＭＴ－ＣＶＤ法又はプラズマ－ＣＶＤ法は、基材からコーティングへの炭素の拡散を最小化するＨＴ－ＣＶＤよりも低い温度で操作されるため、好ましくはそれらが使用される。

０．０５から２μｍの厚さを有する接着層（Ｂ）は、適切には、一又は複数の層（Ａ）の最上部と酸化アルミニウム層との間に存在し、接着層（Ｂ）は、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）又はＺｒ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）、又はＨｆ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）［ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ＜１］である。一又は複数の層（Ａ）がＭＴ－ＣＶＤ Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）又はＭＴ－ＣＶＤ Ｈｆ（Ｃ，Ｎ）層であるとき、すなわち、一つの反応ガスとしてＣＨ_３ＣＮのようなニトリルを使用するとき、任意選択的には、接着層（Ｂ）は、ＭＴ－ＣＶＤ Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）又はＭＴ－ＣＶＤ Ｈｆ（Ｃ，Ｎ）層の頂部に、適切には０．０５から１μｍの厚さのＨＴ－Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＨＴ－Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）又はＨＴ－Ｈｆ（Ｃ，Ｎ）の層をさらに含む。

一実施態様では、酸化アルミニウム層はアルファ酸化アルミニウム層である。

一実施態様では、酸化アルミニウム層はカッパ酸化アルミニウム層である。

コーティングされた切削工具は、好ましくはフライスインサートである。

実施例１：
表１に従って原料粉末から作製されたジオメトリＲ３６５－１５０５ＺＮＥ－ＫＭの３つの異なる超硬合金体を用意した。

粉砕液（９／９１の比率の水／エタノール）及び有機結合剤、２ｗｔ％のＰＥＧ（ＰＥＧの量は乾燥粉末重量に含まれない）とともに、８時間ボールミルで粉末と粉砕して試料１、２及び３を作製した。その後、スラリーを蒸発皿乾燥させた。その後、凝集体をグリーン体にプレスし、その後それを１４１０℃で焼結した。

試料１及び２の焼結片はイータ相を含有しないことが分かった。試料３はイータ相を含有するが、その後クラスターを含まないよく分散された形態であったことがわかった。セットアップ「Ａｕｔｏｍａｔｉｃ」を使用するソフトウェアＩｍａｇｅ Ｊを使用の画像分析により、イータ相の量を決定した。分析に使用した画像は、１０００倍及び２０００倍の倍率のＬＯＭ画像であった。各倍率で二つの測定をし、試料３についての表２の値はこれらすべての平均値である。

総炭素含有量をＬＥＣＯ ＷＣ－６００機器を使用して最初に測定することにより、焼結材料中の化学量論炭素含有量をさらに計算した。この分析については、分析前に試料を破砕する。値の精度は±０．０１ｗｔ％である。Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ Ａｘｉｏｓ Ｍａｘ Ａｄｖａｎｃｅｄ機器を使用のＸＲＦ（Ｘ線蛍光）を用いてＣｏ含有量を測定する。コバルト量及び炭素量を試料の総重量から差し引くことにより、ＷＣが１：１の比を有すると仮定して、化学量論炭素含有量を計算するために使用されるＷ含有量が得られる。

ＬＥＣＯ ＷＣ－６００機器により測定される総炭素含有量から化学量論炭素含有量を差し引くことにより、準化学量論炭素含有量が得られる。表２からわかるように、焼結された材料中の準化学量論炭素含有量は、それぞれの粉末の炭素含有量とは異なる。これは、炭素の一部が、原料中の不純物である酸素と反応するためであり、それにより、焼結中にＣＯ又はＣＯ_２として放出され、合金の最終的なＣ含有量総量を減少させる。

実施例２：
実施例１で作製されたジオメトリＲ３６５－１５０５ＺＮＥ－ＫＭを有する超硬合金インサートを、その後３μｍのＴｉ（Ｃ，Ｎ）層でコーティングし、続いて３μｍのアルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層でコーティングした。

基材とＴｉＮ層との間の薄い（０．５μｍ）接着層を初めに用意した。Ｎ_２、ＴｉＣｌ_４及びＨ_２を含む反応ガス混合物を使用して、ＴｉＮ接着層を堆積させた。

８８５℃の堆積温度及び５５ｍｂａｒの圧力で、Ｈ２、Ｎ２、ＨＣｌ、ＴｉＣｌ_４及びＣＨ_３ＣＮを含む反応ガス混合物を使用する当該技術分野でよく知られた一般的な手順に基づき、ＣＶＤ反応器中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）層を堆積させた。

さらに、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層とアルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層との間のＴｉ（Ｃ，Ｏ）の薄い（０．５μｍ）接着層を用意した。Ｈ_２、ＴｉＣｌ_４及びＣＯを含む反応ガス混合物を使用することにより、ＴｉＣＯ接着層を堆積させた。堆積後、Ｔｉ（Ｃ，Ｏ）層は、アルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積前に、ＣＯ及びＣＯ_２を含むガス混合物中でわずかに酸化した。

さらに、実施例１で作製されたジオメトリＲ３６５－１５０５ＺＮＥ－ＫＭを有する超硬合金インサート１、２及び３を、３μｍのＺｒ（Ｃ，Ｎ）層でコーティングし、続いて３μｍのアルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層でコーティングした。

９３０℃の堆積温度及び５５ｍｂａｒの圧力で、６４．９ｖｏｌ％のＨ_２、３３．２ｖｏｌ％のＮ_２、１．３ｖｏｌ％のＺｒＣｌ_４及び０．６ｖｏｌ％のＣＨ_３ＣＮを含む反応ガス混合物を使用するＢｅｒｎｅｘ^ＴＭ３２５反応器中で、一般的な手順（ＭＴ－ＣＶＤ）に従ってＺｒ（Ｃ，Ｎ）層を堆積させた。総ガス流量は２８８０ｌ／ｈであった。

Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）層の堆積前に、ＴｉＮの薄い（０．５μｍ）接着層を基材とＺｒ（Ｃ，Ｎ）層との間に堆積させた。

アルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積前に、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）層とアルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層との間の一連のＨＴ－ＣＶＤ Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）及びＴｉ（Ｃ，Ｎ，Ｏ）を含む薄い（１μｍ）接着層を用意した。１０００℃の堆積温度で、Ｈ_２、Ｎ_２、ＨＣｌ、ＴｉＣｌ_４及びＣＨ_４を含む反応ガス混合物を使用する当該技術分野でよく知られた一般的な手順に基づき、ＨＴ－ＣＶＤ Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層を堆積させた。１０００℃の堆積温度で、Ｈ_２、Ｎ_２、ＨＣｌ、ＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ及びＣＯを含む反応ガス混合物を使用する既知の手順に基づき、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ，Ｏ）層も堆積させた。堆積後、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ，Ｏ）層は、アルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層の堆積前に、ＣＯ及びＣＯ_２を含むガス混合物中でわずかに酸化した。

その後、約１０００℃の堆積温度で及び５５ｍｂａｒの圧力で、Ｈ２、ＨＣｌ、ＣＯ_２及びＡｌＣｌ_３を含む核生成工程において反応ガス混合物を使用し、さらに、Ｈ_２、ＨＣｌ、ＣＯ_２、ＡｌＣｌ_３及びＨ_２Ｓを含む成長工程において反応ガス混合物を使用する当該技術分野でよく知られた一般的な手順に基づき、アルファ－Ａｌ_２Ｏ_３層を堆積させた。

コーティングされた超硬合金の試料を表３にまとめる。

実施例３：
実施例２によるコーティングされた超硬合金の試料１から４を、以下の切削パラメータを有する乾燥条件下でのねずみ鋳鉄ＳＳ０１２５のモータブロックの正面フライス加工操作（荒削り操作）で試験した。
Ｖｃ： ３６２ｍ／分
Ｆｚ： ０．２９ｍｍ／ｒｅｖ
ａｐ： ５ｍｍ
ａｅ： ２０ｍｍ

カッター： Ｒ３６５－１００Ｑ３２Ｗ１５Ｈ
歯の数： １４（１３フライスインサート＋１ワイパーインサート）
機械： 水平マルチオペレーショナル（ＧＲＯＢ）
テーパー： ＨＳＫ１００

工具本体において試験された各試料のインサートの数は、６、７又は１３であった。異なるインサートを試験するときには同じフライス加工カッターを使用し、６又は７の試料インサートを取り付けたときも、常に合計１４のインサートをカッターに取り付けた。このように、試料１から４の各インサートを、試験中同じ条件に供した。

各試験について、１００の構成要素を作製した（約７０分のフライス加工時間に相当）。その後、インサートにつき０．２ｍｍ超の櫛状亀裂の数をカウントし、同じフライス加工カッターに使用されるすべての試料インサートの平均を計算した。

Claims (14)

1. 超硬合金基材及びコーティングを含むコーティングされた切削工具であって、超硬合金が、ＷＣ並びにＣｏ、Ｆｅ及びＮｉの一又は複数を含む結合相を含み、超硬合金中の炭素含有量が、－０．３０ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１６ｗｔ％である準化学量論炭素含有量ＳＣＣであり、超硬合金が、Ｍ _１２ Ｃ及び／又はＭｅ _６ Ｃ炭化物を含むイータ相を含み、ここで、Ｍｅは、Ｗ、Ｍｏ及び結合相金属から選択される一又は複数の金属であり、イータ相の分布は、超硬合金基材全体にわたって同じであり、コーティングが、金属がＺｒ及びＨｆの少なくとも一つであり、任意選択的にＴｉが金属総量の最大１０ａｔ－％の量で存在する、金属炭化物、金属窒化物又は金属炭窒化物である一又は複数の層（Ａ）、並びに酸化アルミニウム層を含み、一又は複数の層（Ａ）が基材と酸化アルミニウム層との間に位置している、コーティングされた切削工具。
2. 一又は複数の層（Ａ）が、ＺｒＣ、ＺｒＮ、Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＨｆＣ、ＨｆＮ及びＨｆ（Ｃ，Ｎ）の少なくとも一つである、請求項１に記載のコーティングされた切削工具。
3. 一又は複数の層（Ａ）が一つのＺｒ（Ｃ，Ｎ）又はＨｆ（Ｃ，Ｎ）層である、請求項１又は２に記載のコーティングされた切削工具。
4. 一又は複数の層（Ａ）が、６から８［１０^－６／Ｋ］の熱膨張係数ＣＴＥを有する、請求項１から３のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
5. 一又は複数の層（Ａ）の総厚が２から１５μｍである、請求項１から４のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
6. 酸化アルミニウム層の総厚が１から５μｍである、請求項１から５のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
7. 一又は複数の層（Ａ）の厚さと酸化アルミニウム層の厚さの比が１以上である、請求項１から６のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
8. 基材表面に隣接した、０．０５から１．５μｍである、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）又はＺｒ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）、又はＨｆ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）の層［ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ＜１］を含む、請求項１から７のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
9. ０．０５から２μｍの厚さを有する接着層（Ｂ）が、一又は複数の層（Ａ）の最上部と酸化アルミニウム層との間に存在し、接着層（Ｂ）が、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）又はＺｒ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）、又はＨｆ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）［ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ＜１］である、請求項１から８のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
10. 接着層（Ｂ）が、Ｔｉ（Ｃ_ｘＮ_ｙＯ_ｚ）［ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ＜１］である、請求項９に記載のコーティングされた切削工具。
11. 超硬合金中の準化学量論炭素含有量ＳＣＣが－０．２８ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１７ｗｔ％である、請求項１から１０のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
12. 超硬合金中の準化学量論炭素含有量ＳＣＣが－０．２８ｗｔ％≦ＳＣＣ≦－０．１７ｗｔ％であり、超硬合金が２から１０ｖｏｌ％の体積分率でイータ相を含む、請求項１から１１のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
13. イータ相の平均粒度が０．１から１０μｍである、請求項１２に記載のコーティングされた切削工具。
14. 切削工具がフライスインサートである、請求項１から１３のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。