JPH03150364A - アルミナ被覆物品とその被覆方法 - Google Patents
アルミナ被覆物品とその被覆方法Info
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- JPH03150364A JPH03150364A JP2156663A JP15666390A JPH03150364A JP H03150364 A JPH03150364 A JP H03150364A JP 2156663 A JP2156663 A JP 2156663A JP 15666390 A JP15666390 A JP 15666390A JP H03150364 A JPH03150364 A JP H03150364A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は被覆切削工具とその被覆方法に関する。
切削工具にアルミナを化学蒸着(CVD )することは
、15年以上の間産業上のパラドックスとなっている。
、15年以上の間産業上のパラドックスとなっている。
TiCとTiNの耐摩耗特性と同様にA12..0.の
耐摩耗特性は文献で大いに論議されて来た。
耐摩耗特性は文献で大いに論議されて来た。
CVD技法は、これまた周期律表のIVB、VB及びV
IB族の遷移金属或いはシリコン(Si)、ホウ素(B
)及びアルミニウムから選択されたその他の酸化物、炭
化物並びに窒化物の被覆物を調製するのに使用されてい
る。これら化合物の多くは、摩耗抵抗被覆、即ち保護被
覆としての実用が見い出されているが、その中のある化
合物はTiC,TiN及びAliasとして注目されて
いる。
IB族の遷移金属或いはシリコン(Si)、ホウ素(B
)及びアルミニウムから選択されたその他の酸化物、炭
化物並びに窒化物の被覆物を調製するのに使用されてい
る。これら化合物の多くは、摩耗抵抗被覆、即ち保護被
覆としての実用が見い出されているが、その中のある化
合物はTiC,TiN及びAliasとして注目されて
いる。
−初期の被覆工具は旋削用に企図されていたが、今日の
工具ではフライス加工やドリル加工用としての工具が被
覆されるようになった。基体との結合複層材料間の結合
に関する改良によって、今や二重層、三重層或いは多重
層の構造になった複数被覆組合が可能になった。
工具ではフライス加工やドリル加工用としての工具が被
覆されるようになった。基体との結合複層材料間の結合
に関する改良によって、今や二重層、三重層或いは多重
層の構造になった複数被覆組合が可能になった。
An!zO:+のCVD工程の間に生起する反応メカニ
ズムは分析されているが蒸着A l xch相の安定度
、ミクロ構造及びこれらの相の生成が蒸着工程にどのよ
うに依存しているのか等についての説明は殆んど皆無で
ある。
ズムは分析されているが蒸着A l xch相の安定度
、ミクロ構造及びこれらの相の生成が蒸着工程にどのよ
うに依存しているのか等についての説明は殆んど皆無で
ある。
^7! zOsは幾つかの異なる相の状態で結晶化し、
その中のα構造(corundu■)は代表的な蒸着温
度で熱力学安定相である。準(メタ)安定に(カッパ)
相はCvローA 11g03の中で二番目に多く生起し
ている変成体である。その他の多く発生している形式の
ものにはθ(シータ)、T(ガンマ)及びδ(デルタ)
のAj!tsがある。
その中のα構造(corundu■)は代表的な蒸着温
度で熱力学安定相である。準(メタ)安定に(カッパ)
相はCvローA 11g03の中で二番目に多く生起し
ている変成体である。その他の多く発生している形式の
ものにはθ(シータ)、T(ガンマ)及びδ(デルタ)
のAj!tsがある。
市販工具では、AlzOsはTiC被覆セメンテッドカ
ーバイドに施こされ(例えば5E357984参照)、
従ってTiC面上の界面反応は特に重要である。
ーバイドに施こされ(例えば5E357984参照)、
従ってTiC面上の界面反応は特に重要である。
(TiC層に関しては、これがTiC,N、0.の化学
式を有し、TiC中のCが0及び/或いはNと置換され
ている、斯へる構成の種々の層であることも理解されて
いる、) TiC,N、O,系においては、100%の混和性があ
る。
式を有し、TiC中のCが0及び/或いはNと置換され
ている、斯へる構成の種々の層であることも理解されて
いる、) TiC,N、O,系においては、100%の混和性があ
る。
この種の1以上の層があり得る。他の系、例えばZr−
C−N−0系でも同様の関係が存在する。
C−N−0系でも同様の関係が存在する。
この種の1又はそれ以上の層があり得る。
本発明の目的は、所望のA ffi zos相が安定化
する核形成条件の下で、正しい結晶学とミクロ構造学と
形態学の観点で以ってAlt03層を提供することにあ
る。
する核形成条件の下で、正しい結晶学とミクロ構造学と
形態学の観点で以ってAlt03層を提供することにあ
る。
CVD A l zOsの代表的表面構造はa A
lz(hの粗グレンアイランド群を含み、核となる第1
のA ffi 103相が格段に微細化したグレンに(
カッパ)AlzOxSIi域によって取り囲まれている
。このようなα−八2□03の量が多いと、個々のアイ
ランドが一体化する。粗グレン/微グレンの領域比は広
い範囲で変化し得る。
lz(hの粗グレンアイランド群を含み、核となる第1
のA ffi 103相が格段に微細化したグレンに(
カッパ)AlzOxSIi域によって取り囲まれている
。このようなα−八2□03の量が多いと、個々のアイ
ランドが一体化する。粗グレン/微グレンの領域比は広
い範囲で変化し得る。
また、X線回折により測定したα/κ比は広範囲に変化
する。被覆時間を長くし、その後に熱処理を施こすと、
比の値は大きくなる、 tooo℃で約3時間の熱処理
をすると、熱力学準安定に−A ffi 、0゜が安定
α−A l tsに変成される。カッパ(に)からアル
ファ(α)への変成は表面形態の大きな変化を伴わずに
生起する。
する。被覆時間を長くし、その後に熱処理を施こすと、
比の値は大きくなる、 tooo℃で約3時間の熱処理
をすると、熱力学準安定に−A ffi 、0゜が安定
α−A l tsに変成される。カッパ(に)からアル
ファ(α)への変成は表面形態の大きな変化を伴わずに
生起する。
にから変成したα−八1zOsは微細グレンである。
準安定に−AIlzOsから安定α−A f 20.へ
の相変換の動力学は不明である。しかし、高密充填酸素
層(close−packed oxgen laye
r(これは両種の構造に共通)のほんの僅かな再構成が
にからα−Altosに変換するのに必要となるに過ぎ
ないことに注目すべきである。
の相変換の動力学は不明である。しかし、高密充填酸素
層(close−packed oxgen laye
r(これは両種の構造に共通)のほんの僅かな再構成が
にからα−Altosに変換するのに必要となるに過ぎ
ないことに注目すべきである。
スウェーデン特許第406090号には、に−^120
3の製法が従業されているが、その方法は混合気へTi
Cj!、を添加する結果に−八2□01が生成されると
いう事実に基づいている。
3の製法が従業されているが、その方法は混合気へTi
Cj!、を添加する結果に−八2□01が生成されると
いう事実に基づいている。
これらの条件下では、肉厚Al2O.層の下の層とエピ
タキシャル関係にあるに−A ffi !O,は生成さ
れない、(肉厚A ffi 、0.層は2μより厚いA
j!zOiである、) α−aLO3として初期に核形成されたα−Aj!、0
3のミクロ構造は約0.5〜5j1mのグレンサイズ(
好ましくは0.5〜2#II)であること並びに気孔が
あることに特徴がある。これと反対に、にA l z(
h被覆の場合は無気孔のものであり、且つ約0.05〜
5−(好ましくは0.05〜1ミ、通常は約0.2〜G
、 5 n )の−層小さいグレンサイズになっている
。
タキシャル関係にあるに−A ffi !O,は生成さ
れない、(肉厚A ffi 、0.層は2μより厚いA
j!zOiである、) α−aLO3として初期に核形成されたα−Aj!、0
3のミクロ構造は約0.5〜5j1mのグレンサイズ(
好ましくは0.5〜2#II)であること並びに気孔が
あることに特徴がある。これと反対に、にA l z(
h被覆の場合は無気孔のものであり、且つ約0.05〜
5−(好ましくは0.05〜1ミ、通常は約0.2〜G
、 5 n )の−層小さいグレンサイズになっている
。
A j! 、03層と下敷のTiC層の間の接合は、A
ffi 、03がTiC層と直接に接触した状態で核
形成されている時にα−八〇zos結晶構造を有してい
るならば、貧弱であるという事実を発明者は発見した。
ffi 、03がTiC層と直接に接触した状態で核
形成されている時にα−八〇zos結晶構造を有してい
るならば、貧弱であるという事実を発明者は発見した。
このような場合、両種層間の遷移域は気孔が多くなる。
他方に−やθ−An!!OSがTiC層と直接に接触し
ているならば、遷移域は無気孔になり、良好な接合が得
られる。この後者では、直接格子関係がAn220mと
TiCの層の配向間に存在する、即ち、−azxoi層
がエピタキシャルに成長する、 TiC/κ−^12
0.の間に下記の関係が成立している。
ているならば、遷移域は無気孔になり、良好な接合が得
られる。この後者では、直接格子関係がAn220mと
TiCの層の配向間に存在する、即ち、−azxoi層
がエピタキシャルに成長する、 TiC/κ−^12
0.の間に下記の関係が成立している。
(1■1)TiC■ (0001)に−Arts(11
0) TiC/ [1010)に−^j!z(hまたT
iC/θ−A J! z(hの間には、(1■1)Ti
C■ (310)θ−klto3(110) TiC/
(001) 11 Al2 gos両者はA ff
i gos相とTiC相における高密充填原子面が接触
し、従ってAn!!0.とTiC間の界面での接合は最
大になる。同様のエピタキシャル関係は、Af、0mと
TiCに関係した金属系との間にも、存在する。この金
属系は、例えばZrCやその他周期律表のIVB、VB
、VIB族の金属やB、Aj!。
0) TiC/ [1010)に−^j!z(hまたT
iC/θ−A J! z(hの間には、(1■1)Ti
C■ (310)θ−klto3(110) TiC/
(001) 11 Al2 gos両者はA ff
i gos相とTiC相における高密充填原子面が接触
し、従ってAn!!0.とTiC間の界面での接合は最
大になる。同様のエピタキシャル関係は、Af、0mと
TiCに関係した金属系との間にも、存在する。この金
属系は、例えばZrCやその他周期律表のIVB、VB
、VIB族の金属やB、Aj!。
Stの炭化物、炭窒化物、酸窒化物、酸炭窒化物、窒化
物である。この接合は界面のいづれの側においても、相
間接合を最大にする。
物である。この接合は界面のいづれの側においても、相
間接合を最大にする。
最初の核形成を支配するプロセス条件は非常に重要であ
る、 TiC表面の酸化状態は形成されるべきこの種
の核にとって決定的である。TiC表面を(意図的に)
酸化すると、α−Af!、0−Jのみが形成される。単
純な計算によって、H2キャリアガス中の水分の存在が
酸化状態に劇的作用効果を奏することが示される。10
00℃、 5Qmbarにおいて5ppmの水分がH2
中にあるだけでもTiC表面はTi、03に酸化される
。水分量が太きくなると(20〜30pp閣) ti3
osが形成される。酸化チタン(TizOs。
る、 TiC表面の酸化状態は形成されるべきこの種
の核にとって決定的である。TiC表面を(意図的に)
酸化すると、α−Af!、0−Jのみが形成される。単
純な計算によって、H2キャリアガス中の水分の存在が
酸化状態に劇的作用効果を奏することが示される。10
00℃、 5Qmbarにおいて5ppmの水分がH2
中にあるだけでもTiC表面はTi、03に酸化される
。水分量が太きくなると(20〜30pp閣) ti3
osが形成される。酸化チタン(TizOs。
Ti zos)の生成が25〜30%の体積増加をもた
らす。
らす。
またフィードガス中の水分以外の酸素含有化合物も同じ
(酸化を生起させる。
(酸化を生起させる。
良好な接合のための代表的な条件で、八1203被覆を
する間の反応器中の水分ガス濃度は非常に小さく、全て
の水はAn!ICj!!との加水分解反応に使用される
。代表的反応器では、水分が0.01〜0、1 ppm
′である。しかし、水分濃度は核形成時に大きく変化
し、1000〜2000pp−に局部的に達する。
する間の反応器中の水分ガス濃度は非常に小さく、全て
の水はAn!ICj!!との加水分解反応に使用される
。代表的反応器では、水分が0.01〜0、1 ppm
′である。しかし、水分濃度は核形成時に大きく変化
し、1000〜2000pp−に局部的に達する。
従って、TiC表面をAl2O3核形成段階で酸化する
ことは可能である。
ことは可能である。
TiC表面酸化に寄与するもう1つのものは、C08の
平均質分解に由来する。この場合、吸収モノ原子酸素が
TiC表面を酸化する。
平均質分解に由来する。この場合、吸収モノ原子酸素が
TiC表面を酸化する。
このような低酸化条件が充分接合された酸化被覆物(^
l gos)を得るのに必要であることは驚くべきこと
である。先行技術でさえ、充分接合した濃密A f 1
03被覆物を生成するのに酸化表面の使用を勧めティる
、(例えば、IjSP3.736.107 、3,83
7.896゜4.018,631、 4,608,09
8参照)かくして、TiCと気相からTiC上に核形成
されたα−AIl□03との間には厳密な格子配向関係
が存在しないことが発見された。代りに、TiC−八1
20.界面は多量の気孔群を含有している。それ故に、
α−Af、0.の核形成がTiC上ではなく、例えばT
itOs、 ri3os、tio□等の薄い酸化物フ
ィルム上で生起し、従ってこれは下敷(下位の)TiC
表面とのエピタキシャル関係の成立を不可能にする。し
かし、最終成品中のTlzOx 、 TI:IOS或
いはTi01の如何る中間層の痕跡もないので、TiO
。
l gos)を得るのに必要であることは驚くべきこと
である。先行技術でさえ、充分接合した濃密A f 1
03被覆物を生成するのに酸化表面の使用を勧めティる
、(例えば、IjSP3.736.107 、3,83
7.896゜4.018,631、 4,608,09
8参照)かくして、TiCと気相からTiC上に核形成
されたα−AIl□03との間には厳密な格子配向関係
が存在しないことが発見された。代りに、TiC−八1
20.界面は多量の気孔群を含有している。それ故に、
α−Af、0.の核形成がTiC上ではなく、例えばT
itOs、 ri3os、tio□等の薄い酸化物フ
ィルム上で生起し、従ってこれは下敷(下位の)TiC
表面とのエピタキシャル関係の成立を不可能にする。し
かし、最終成品中のTlzOx 、 TI:IOS或
いはTi01の如何る中間層の痕跡もないので、TiO
。
TiCO或いはTiCへの変成は相対的に延長された被
覆期間に生起したものと思わざるを得ない。
覆期間に生起したものと思わざるを得ない。
TiCOSやTitsのTiOへの相変成を伴う体積収
縮(25〜30%)は観測された界面気孔を説明するも
のである。
縮(25〜30%)は観測された界面気孔を説明するも
のである。
これに反し、に−AIlzOsやθ−An!!03は非
酸化、あるいはや−弱く酸化した(最高度のTi2O3
まで)TiC表面に直接核形成され、その結果はTiC
層と八1203層間のエピタキシャル関係となり、Ti
ts等のTieへの還元は生起せず、従って気孔が皆無
となる。
酸化、あるいはや−弱く酸化した(最高度のTi2O3
まで)TiC表面に直接核形成され、その結果はTiC
層と八1203層間のエピタキシャル関係となり、Ti
ts等のTieへの還元は生起せず、従って気孔が皆無
となる。
α−八1tOzは、上述の通り、安定構造であり、に−
^2□03より高密度を有している。核形成の過程でに
−Altosが生成されるならば、その結果の層はに−
Altosとα−Aj!!03の混合物より一層微細な
グレンの均一構造を有することになる。
^2□03より高密度を有している。核形成の過程でに
−Altosが生成されるならば、その結果の層はに−
Altosとα−Aj!!03の混合物より一層微細な
グレンの均一構造を有することになる。
α−Affi、0.のみ或いは殆んどα−An!203
のみが得られるならば、それはより高級チタン酸化物の
還元と関連して生起し、気孔が形成される。
のみが得られるならば、それはより高級チタン酸化物の
還元と関連して生起し、気孔が形成される。
本発明によれば、少くとも1層二重層体のA j! g
os+ TiCで被覆され、An、03層が隣接TiC
層とエピタキシャル接触状にある物品、例えばチップフ
ォーミング川切削インサートが、今や利用可能である。
os+ TiCで被覆され、An、03層が隣接TiC
層とエピタキシャル接触状にある物品、例えばチップフ
ォーミング川切削インサートが、今や利用可能である。
一般にA I1203層は少くとも90%、好ましくは
少くとも98%のα−Alz03から成る。このα−A
111(hはにの或いはθのa Illolとして初め
核形成され、次いで熱処理することによって得られたも
のである。この方法により、微細グレン状であって下敷
きのTiC,TiN或いはTiO層に良好に結合した、
高密摩耗抵抗性のα−A l zOsが得られる。微細
グレンサイズと良好な結合は初期の核形成に−am、O
x層の優れた核生成特性に起因している。この観点から
、本発明はに−Aj!zO:+組織を持ったα−^!2
0.を提供するものといえる。即ち、α−^Il□0.
の生成はX線回折等によってのみ検証される。
少くとも98%のα−Alz03から成る。このα−A
111(hはにの或いはθのa Illolとして初め
核形成され、次いで熱処理することによって得られたも
のである。この方法により、微細グレン状であって下敷
きのTiC,TiN或いはTiO層に良好に結合した、
高密摩耗抵抗性のα−A l zOsが得られる。微細
グレンサイズと良好な結合は初期の核形成に−am、O
x層の優れた核生成特性に起因している。この観点から
、本発明はに−Aj!zO:+組織を持ったα−^!2
0.を提供するものといえる。即ち、α−^Il□0.
の生成はX線回折等によってのみ検証される。
本発明は、更に基体に良好に接合した八lxOs層を得
る方法に関する。この方法により、被覆は、TiC層表
面の酸化が核形成時の5ppm、好ましくは0.5pp
■より低い水蒸気含有量をそのまま維持してA l t
ox被覆工程へ移行することによって回避される。従っ
て、内層が層厚を有し、酸素とCOにCO□を分解する
金属(例えばCo)がこの内層へ侵入出来ず、^120
.が核形成されるべき内層表面を過剰酸化するような特
性を有していなければならない、被覆物品は、選択的に
0.3〜10時間、好ましくは1〜4時間、900〜1
000℃で、好ましくは保護ガス雰囲気中において熱処
理し得る。
る方法に関する。この方法により、被覆は、TiC層表
面の酸化が核形成時の5ppm、好ましくは0.5pp
■より低い水蒸気含有量をそのまま維持してA l t
ox被覆工程へ移行することによって回避される。従っ
て、内層が層厚を有し、酸素とCOにCO□を分解する
金属(例えばCo)がこの内層へ侵入出来ず、^120
.が核形成されるべき内層表面を過剰酸化するような特
性を有していなければならない、被覆物品は、選択的に
0.3〜10時間、好ましくは1〜4時間、900〜1
000℃で、好ましくは保護ガス雰囲気中において熱処
理し得る。
二重層は、公知の多層内外層のものを意味している。例
えば、TiC層やTiNがA ffi 、03上に蒸着
される場合にも本発明は適用可能である。
えば、TiC層やTiNがA ffi 、03上に蒸着
される場合にも本発明は適用可能である。
M 1
1のものと同じ条件の下で被覆され、それによって3μ
厚層が適当なスパースパッキング(sparsepac
king)によって得られた。水分濃度はx−Anz0
3がTiC切削インサートAと接触状態で核形成される
ようにAllto3核形成の前とその期間に低水準に維
持された。
厚層が適当なスパースパッキング(sparsepac
king)によって得られた。水分濃度はx−Anz0
3がTiC切削インサートAと接触状態で核形成される
ようにAllto3核形成の前とその期間に低水準に維
持された。
この切削インサートは、次にエッヂラインフレーキング
(edge line flaking)に関して試験
され、以下の結果が得られた。
(edge line flaking)に関して試験
され、以下の結果が得られた。
(このフレーキングテストは、予めスリットカットする
ことによって得られた断続カットを具備した低炭素鋼テ
ストピースのフェーシングオペレーション(facin
g operation)として実施された。低炭素鋼
は組成その他の特性に変動があるので、スリットの形状
と切削データを予備テストを行って最終的に最良の条件
を得るように、調整しなければならない、切削テストの
結果はエッヂラインのフェーシング長と切削作業中の全
工ンヂラインとの比として表される。) ステト %α−^1203 フレーキングA
15 70 (本発明品)8
90 30 (従来品)摩耗抵抗テストはバリ
アントBでは面摩耗抵抗が劣り、寿命が短いことを示し
た。
ことによって得られた断続カットを具備した低炭素鋼テ
ストピースのフェーシングオペレーション(facin
g operation)として実施された。低炭素鋼
は組成その他の特性に変動があるので、スリットの形状
と切削データを予備テストを行って最終的に最良の条件
を得るように、調整しなければならない、切削テストの
結果はエッヂラインのフェーシング長と切削作業中の全
工ンヂラインとの比として表される。) ステト %α−^1203 フレーキングA
15 70 (本発明品)8
90 30 (従来品)摩耗抵抗テストはバリ
アントBでは面摩耗抵抗が劣り、寿命が短いことを示し
た。
劃−」一
例1と同じ条件で切削インサートを被覆した。
被覆物は約3#−厚のに−^1zOsから成る。被覆イ
ンサートは水素雰囲気で1020℃で熱処理され、に−
Aj!、O,はα一相に順次変成された。
ンサートは水素雰囲気で1020℃で熱処理され、に−
Aj!、O,はα一相に順次変成された。
インサートを、次にエッヂラインフレーキングに関して
テストし、得られた結果は以下の通りである。
テストし、得られた結果は以下の通りである。
ステト 熱処理時間 %α−AI!、203 フレー
キングC810065 摩耗抵抗テストはバリアントDでは面摩耗抵抗が劣り、
インサートC,Dの寿命が最も短いことを示していた。
キングC810065 摩耗抵抗テストはバリアントDでは面摩耗抵抗が劣り、
インサートC,Dの寿命が最も短いことを示していた。
切削インサートはSE357984に開示の例1に従っ
て被覆された。この場合、ljIm厚A j! 、0.
層がイ、ンサートと支持部材の高密パッキングによって
得られた。被覆インサートは高力−ボン含有量を有し、
約6pm厚のTiC層が形成された。インサート群は被
覆チアージの異なる部分から取り出された。
て被覆された。この場合、ljIm厚A j! 、0.
層がイ、ンサートと支持部材の高密パッキングによって
得られた。被覆インサートは高力−ボン含有量を有し、
約6pm厚のTiC層が形成された。インサート群は被
覆チアージの異なる部分から取り出された。
1群のインサートはTiC層と接触したに−Af、0゜
を有していた。これらのインサートは断続旋削テストお
いて、AffixesがTiC層から[フレーク(はく
離)」する傾向を示した。TiCに接触したものが殆ん
どα−^2□0.であるもう1つの群のインサートでは
、チップにさらされた表面の約45%かは(離されてい
た。
を有していた。これらのインサートは断続旋削テストお
いて、AffixesがTiC層から[フレーク(はく
離)」する傾向を示した。TiCに接触したものが殆ん
どα−^2□0.であるもう1つの群のインサートでは
、チップにさらされた表面の約45%かは(離されてい
た。
第1図は初期核形成α−(粗グレン化)及びに−(微細
グレン化)構造から成る従来の八2203表面を示す図
面に代る金属l1w&の顕微鏡写真であり、第2図は第
1図の^1203に4時間の熱処理を施こした後の上記
α−八lx3 (先行技術の構造)と混和した状態で得
られた本発明に係わる微細グレン状α−A ffi g
osのミクロ構造を示す図面に代る金属組織の顕微鏡写
真である。
グレン化)構造から成る従来の八2203表面を示す図
面に代る金属l1w&の顕微鏡写真であり、第2図は第
1図の^1203に4時間の熱処理を施こした後の上記
α−八lx3 (先行技術の構造)と混和した状態で得
られた本発明に係わる微細グレン状α−A ffi g
osのミクロ構造を示す図面に代る金属組織の顕微鏡写
真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1.TiC或いはこれに関連した炭化物、窒化物、炭窒
化物或いは酸炭窒化物とAl_2O_3とから成る少く
とも1つの二重層で被覆されて成る被覆物品において、
該炭化物、窒化物、炭窒化物或いは酸炭窒化物の層に接
触したAl_2O_3層がエピタキシャルκ−Al_2
O_3或いはθ−Al_2O_3から成ることを特徴と
する被覆物品。 2.TiC/κ−Al_2O_3の間に、 (1■1)TiC ■(0001)κ−Al_2O_3
〔110〕TiC■〔10■0〕κ−Al_2O_3の
関係があることを特徴とする特許請求の範囲第1項に記
載の被覆物品。 3.TiC/θ−Al_2O_3の間に、 (111)TiC■(310)θ−Al_2O_3〔1
■0〕TiC■〔001〕θ−Al_2O_3の関係が
あることを特徴とする特許請求の範囲第1項に記載の被
覆物品。 4.Al_2O_3層が1μmより小なるグレンサイズ
であって、α−Al_2O_3が初期核形成κ−Al_
2O_3或いはθ−Al_2O_3から変成されたもの
であることを特徴とする特許請求の範囲第1項〜第3項
のいづれか1項に記載の被覆物品。 5.物品にAl_2O_3を被覆する方法において、核
形成時の水蒸気含有量が30ppmより小なることを特
徴とする物品被覆方法。 6.被覆後の物品を保護ガス雰囲気中で300〜110
0℃の温度で0.3〜10時間熱処理することを特徴と
する特許請求の範囲第5項に記載の物品被覆方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
SE8902179-4 | 1989-06-16 | ||
SE8902179A SE464818B (sv) | 1989-06-16 | 1989-06-16 | Belagt skaer foer skaerande bearbetning |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03150364A true JPH03150364A (ja) | 1991-06-26 |
JPH0788582B2 JPH0788582B2 (ja) | 1995-09-27 |
Family
ID=20376302
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2156663A Expired - Fee Related JPH0788582B2 (ja) | 1989-06-16 | 1990-06-16 | アルミナ被覆物品とその被覆方法 |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US5071696A (ja) |
EP (1) | EP0403461B2 (ja) |
JP (1) | JPH0788582B2 (ja) |
KR (1) | KR100190443B1 (ja) |
AT (1) | ATE119216T1 (ja) |
CA (1) | CA2019077C (ja) |
DE (1) | DE69017278T3 (ja) |
RU (1) | RU2010888C1 (ja) |
SE (1) | SE464818B (ja) |
Cited By (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07328810A (ja) * | 1994-05-31 | 1995-12-19 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた層間密着性を有する表面被覆炭化タングステン基超硬合金製切削工具 |
JP2004017218A (ja) * | 2002-06-17 | 2004-01-22 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181614A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181617A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181615A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181616A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181557A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181555A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004181556A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004188501A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-08 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004188577A (ja) * | 2002-06-28 | 2004-07-08 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004188576A (ja) * | 2002-07-01 | 2004-07-08 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性および表面潤滑性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2004299021A (ja) * | 2003-04-01 | 2004-10-28 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐熱衝撃性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2005177972A (ja) * | 2003-11-25 | 2005-07-07 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2005205582A (ja) * | 2003-12-22 | 2005-08-04 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2005205583A (ja) * | 2003-12-22 | 2005-08-04 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2005279908A (ja) * | 2004-03-02 | 2005-10-13 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2005279909A (ja) * | 2004-03-02 | 2005-10-13 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 |
JP2005319570A (ja) * | 2004-04-08 | 2005-11-17 | Mitsubishi Materials Corp | 高硬度鋼の高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性および耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆立方晶窒化硼素系焼結材料製切削工具 |
JP2005319568A (ja) * | 2004-04-09 | 2005-11-17 | Mitsubishi Materials Corp | 難削材の高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆立方晶窒化硼素系焼結材料製切削工具 |
JP2010023151A (ja) * | 2008-07-17 | 2010-02-04 | Mitsubishi Materials Corp | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2012143825A (ja) * | 2011-01-11 | 2012-08-02 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
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SE9101953D0 (sv) * | 1991-06-25 | 1991-06-25 | Sandvik Ab | A1203 coated sintered body |
SE501527C2 (sv) * | 1992-12-18 | 1995-03-06 | Sandvik Ab | Sätt och alster vid beläggning av ett skärande verktyg med ett aluminiumoxidskikt |
SE502174C2 (sv) * | 1993-12-23 | 1995-09-04 | Sandvik Ab | Sätt och alster vid beläggning av ett skärande verktyg med ett aluminiumoxidskikt |
SE502223C2 (sv) † | 1994-01-14 | 1995-09-18 | Sandvik Ab | Sätt och alster vid beläggning av ett skärande verktyg med ett aluminiumoxidskikt |
US5920760A (en) * | 1994-05-31 | 1999-07-06 | Mitsubishi Materials Corporation | Coated hard alloy blade member |
SE509201C2 (sv) * | 1994-07-20 | 1998-12-14 | Sandvik Ab | Aluminiumoxidbelagt verktyg |
SE504968C2 (sv) * | 1994-11-15 | 1997-06-02 | Sandvik Ab | Metod att belägga ett skärverktyg med ett skikt av alfa-Al2O3 |
US5635247A (en) * | 1995-02-17 | 1997-06-03 | Seco Tools Ab | Alumina coated cemented carbide body |
SE514181C2 (sv) * | 1995-04-05 | 2001-01-15 | Sandvik Ab | Belagt hårmetallskär för fräsning av gjutjärn |
DE19518779C1 (de) * | 1995-05-22 | 1996-07-18 | Fraunhofer Ges Forschung | Verbundkörper aus vakuumbeschichtetem Sinterwerkstoff und Verfahren zu seiner Herstellung |
DE19518781C1 (de) * | 1995-05-22 | 1996-09-05 | Fraunhofer Ges Forschung | Vakuumbeschichteter Verbundkörper und Verfahren zu seiner Herstellung |
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