本發(fā)明涉及一種在長期間表現(xiàn)出優(yōu)異的耐剝離性和耐崩刀性的表面包覆切削工具(以下，稱為包覆工具)，尤其在高速、且斷續(xù)性/沖擊性的負(fù)荷作用于切削刃的高進(jìn)給量、高切深量的高速斷續(xù)切削條件下，進(jìn)行各種鋼或鑄鐵等的切削加工時，硬質(zhì)包覆層也能夠發(fā)揮優(yōu)異的耐剝離性和耐崩刀性。

本申請主張基于2014年5月30日于日本申請的專利申請2014-112772號及2015年5月21日于日本申請的專利申請2015-104021號的優(yōu)先權(quán)，并將其內(nèi)容援用于此。

背景技術(shù)：

以往，一般已知有在由碳化鎢(以下，用WC表示)基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦(以下，用TiCN表示)基金屬陶瓷構(gòu)成的基體(以下，將這些統(tǒng)稱為工具基體)的表面蒸鍍形成有硬質(zhì)包覆層的包覆工具，該硬質(zhì)包覆層由以下的(a)及(b)構(gòu)成。

(a)下部層為由Ti的碳化物(以下，用TiC表示)層、氮化物(以下，同用TiN表示)層、碳氮化物(以下，用TiCN表示)層、碳氧化物(以下，用TiCO表示)層及碳氮氧化物(以下，用TiCNO表示)層中的一層或兩層以上的Ti化合物層構(gòu)成，

(b)上部層為在進(jìn)行了化學(xué)蒸鍍的狀態(tài)下具有α型晶體結(jié)構(gòu)的氧化鋁層(以下，用Al₂O₃層表示)。

然而，如上述的以往的包覆工具，例如在各種鋼或鑄鐵等的連續(xù)切削中發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性，但將該包覆工具用于高速斷續(xù)切削的情況下，容易發(fā)生包覆層的剝離或崩刀，存在工具壽命變短等問題。

因此，為了抑制包覆層的剝離和崩刀，提出有對下部層和上部層進(jìn)行了改良的各種包覆工具。

例如，專利文獻(xiàn)1中公開有在由WC基硬質(zhì)合金或TiCN基金屬陶瓷構(gòu)成的工具基體的表面蒸鍍形成硬質(zhì)包覆層而成的包覆工具，專利文獻(xiàn)1的硬質(zhì)包覆層由以下(a)及(b)構(gòu)成。

(a)作為下部層的由Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層及碳氮氧化物層中的一層或兩層以上構(gòu)成且具有3～20μm的整體平均層厚的Ti化合物層，

(b)作為上部層的如下氧化鋁層：具有1～15μm的平均層厚，且在進(jìn)行了化學(xué)蒸鍍的狀態(tài)下具有α型晶體結(jié)構(gòu)的同時，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡，對存在于表面研磨面的測量范圍內(nèi)的具有剛玉型六方晶晶格的各個晶粒照射電子射線，測量所述表面研磨面的法線與作為所述晶粒的晶面的(0001)面及(10-10)面的法線所成的傾斜角，此時所述晶粒具有在晶格點分別存在由Al及氧構(gòu)成的構(gòu)成原子的剛玉型六方晶的晶體結(jié)構(gòu)，根據(jù)其結(jié)果所得的測量傾斜角，計算在相鄰的晶粒的界面中由各個所述構(gòu)成原子在所述晶粒之間共用一個構(gòu)成原子的晶格點(構(gòu)成原子共有晶格點)構(gòu)成的重位晶界的分布，以ΣN+1表示由在所述構(gòu)成原子共有晶格點之間不共用構(gòu)成原子的晶格點存在N個(其中，在剛玉型密排六方晶的晶體結(jié)構(gòu)中N為2以上的偶數(shù)，但是從分布頻率的觀點考慮，將N的上限設(shè)為28時，不存在偶數(shù)4、8、14、24及26)的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)的重位晶界時，在表示各ΣN+1在ΣN+1總體所占的分布比例的構(gòu)成原子共有晶格點分布圖表中，顯示出在Σ3存在最高峰，且所述Σ3在ΣN+1總體中所占的分布比例為60～80％的構(gòu)成原子共有晶格點分布圖表。

已知由該包覆工具在高速斷續(xù)切削加工中表現(xiàn)出優(yōu)異的耐崩刀性。

并且，專利文獻(xiàn)2中提出有，在工具基體的表面包覆下部層和氧化鋁層的包覆工具，或者工具基體與下部層之間隔著中間層在下部層上包覆了氧化鋁層的包覆工具中，通過將該氧化鋁層的Σ3重位晶界比率設(shè)為80％以上，來改善耐崩刀性和耐月牙洼磨損性。

并且，專利文獻(xiàn)3中的一種表面包覆切削工具是將下部層為Ti化合物層、上部層為將由α型Al₂O₃層構(gòu)成的硬質(zhì)包覆層蒸鍍形成而成的，其中，將下部層正上方的Al₂O₃晶粒的30～70面積％設(shè)為(11-20)取向Al₂O₃晶粒，將上部層的所有Al₂O₃晶粒的45面積％以上設(shè)為(0001)取向Al₂O₃晶粒，進(jìn)一步優(yōu)選在下部層的最表層中形成僅在至500nm的深度區(qū)域內(nèi)含有0.5～3原子％的氧的含氧TiCN層，并且，將下部層最表層的含氧TiCN晶粒數(shù)與在下部層與上部層的界面中的Al₂O₃晶粒數(shù)的比值設(shè)為0.01～0.5。由此提出在表面包覆切削工具的高速重切削和高速斷續(xù)切削中改善耐剝離性和耐崩刀性的方案。

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本專利公開2006-198735號公報(A)

專利文獻(xiàn)2：國際公開第2013/038000號(A)

專利文獻(xiàn)3：日本專利公開2013-63504號公報(A)

近年來，切削裝置的高性能化非常顯著，另一方面強(qiáng)烈要求對切削加工的省力化及節(jié)能化、還有低成本化。伴隨與此，切削加工進(jìn)一步高速化，并具有在高切深量或高進(jìn)給量等的重切削、斷續(xù)切削等中有高負(fù)荷作用于切削刃的傾向。將上述以往的包覆工具用于鋼或鑄鐵等的通常條件下的連續(xù)切削時并沒有問題。但是，將以往的包覆工具在高速斷續(xù)重切削條件下使用時，構(gòu)成硬質(zhì)包覆層的由Ti化合物層構(gòu)成的下部層與由Al₂O₃層構(gòu)成的上部層的粘附強(qiáng)度不充分，皮膜的韌性也不夠充分。

因此，發(fā)生上部層與下部層之間的剝離、崩刀等異常損害，在較短時間內(nèi)達(dá)到工具壽命。

因此，本發(fā)明人從上述觀點出發(fā)，為了提升崩刀、剝離等的耐異常損害性，及進(jìn)一步實現(xiàn)工具壽命的長壽命化，通過以下方式進(jìn)行了深入的研究，即通過改善由Ti化合物層構(gòu)成的下部層與由Al₂O₃層構(gòu)成的上部層的粘附性，來防止發(fā)生剝離、崩刀等的異常損害的同時提高Al₂O₃層的韌性。其結(jié)果得出如下見解：包覆形成有由Ti化合物層構(gòu)成的下部層與由Al₂O₃層構(gòu)成的上部層的包覆工具中，在示出由Al₂O₃層構(gòu)成的重位晶界總長中所占的、由各構(gòu)成原子共有晶格點構(gòu)成的重位晶界長度的比例的重位晶界分布圖表中，Σ3至Σ29的范圍內(nèi)，在Σ3存在最高峰，在提高Σ3重位晶界的分布比例的同時，提高具有所述下部層與所述上部層的界面至所述上部層的最表面連續(xù)的Σ3的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)的晶界的比例，由此可實現(xiàn)耐剝離性提高。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明是根據(jù)上述見解，經(jīng)過反復(fù)深入的研究而完成的，具有以下方式。

(1)一種表面包覆切削工具，具備由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷構(gòu)成的工具基體與在該工具基體的表面蒸鍍形成的硬質(zhì)包覆層，其中，

所述硬質(zhì)包覆層具有在工具基體的表面形成的下部層與在該下部層上形成的上部層，

(a)所述下部層具有3～20μm的合計平均層厚，并由Ti化合物層構(gòu)成，所述Ti化合物層由TiC、TiN、TiCN、TiCO、TiCNO中的兩層以上構(gòu)成，其中的至少一層由TiCN層構(gòu)成；

(b)所述上部層具有2～20μm的平均層厚，并由在進(jìn)行了化學(xué)蒸鍍的狀態(tài)下具有α型晶體結(jié)構(gòu)的Al₂O₃層構(gòu)成；

(c)對于所述上部層的Al₂O₃晶粒，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，對存在于截面研磨面的測量范圍內(nèi)的各晶粒照射電子射線，測量由剛玉型六方晶晶格構(gòu)成的各個晶格面的法線的取向，從該測量結(jié)果計算相鄰的晶格之間的晶體取向關(guān)系，并計算由構(gòu)成晶格界面的各個構(gòu)成原子在所述晶格之間共用一個構(gòu)成原子的晶格點(稱為“構(gòu)成原子共有晶格點”)構(gòu)成的重位晶界的分布，以ΣN+1表示所述構(gòu)成原子共有晶格點之間不共用構(gòu)成原子的晶格點存在N個(其中，在剛玉型密排六方晶的晶體結(jié)構(gòu)中N為2以上的偶數(shù)，但是從分布頻率的觀點考慮，將N的上限設(shè)為28時，不存在偶數(shù)4、8、14、24及26)的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)時，計算各自的分布比例，表示Σ3至Σ29的范圍內(nèi)的重位晶界總長中所占的由各構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)構(gòu)成的重位晶界的比例的重位晶界分布圖表中，在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)，在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例占Σ3至Σ29的范圍內(nèi)的70％以上；

(d)分布于所述上部層整體的Al₂O₃晶粒中的具有Σ3的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)的晶界中，具有從所述下部層與所述上部層的界面至所述上部層的最表面連續(xù)的Σ3的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)的晶界比例為60％以上。

(2)根據(jù)(1)所述的表面包覆切削工具，所述下部層(a)的最表層由至少具有500nm以上的層厚的TiCN層構(gòu)成，若除去作為不可避雜質(zhì)的氧，則僅在從所述TiCN層與所述上部層的界面至500nm的深度區(qū)域中含有氧，所述深度區(qū)域中所含有的平均含氧量為所述深度區(qū)域中含有的Ti、C、N、O的合計含量的1～3原子％。

(3)根據(jù)(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，對于所述上部層的Al₂O₃晶粒，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，對存在于該截面研磨面的測量范圍內(nèi)的具有剛玉型六方晶的晶體結(jié)構(gòu)的各晶粒照射電子射線，在0～45度的范圍內(nèi)測量所述晶粒的晶面即(0001)面的法線相對所述工具基體的表面的法線所成的傾斜角時，相對工具基體的表面的法線所成的傾斜角在0～10度的范圍內(nèi)傾斜角區(qū)間存在最高峰，并且其傾斜角為0～10度的范圍內(nèi)的Al₂O₃晶粒存在于該傾斜角區(qū)間中度數(shù)合計為傾斜角度數(shù)分布圖表中的全部度數(shù)的70％以上。

(4)根據(jù)(1)～(3)中任一個所述的表面包覆切削工具，所述上部層的Al₂O₃晶粒中，縱橫比為5以上的晶粒占面積比例的80％以上。

根據(jù)本發(fā)明的包覆工具，硬質(zhì)包覆層的上部層中的Σ3重位晶界的分布比例高于70％以上，并且，上部層中的Σ3重位晶界的60％以上從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)形成。由此，所述包覆工具的上部層內(nèi)部的晶界強(qiáng)度提升，顯示出優(yōu)異的耐剝離性和耐崩刀性。

此外，本發(fā)明的下部層的最表層由含有氧的TiCN層(以下，也稱為含氧TiCN層)形成。由此，提升所述包覆工具的上部層與下部層的粘附強(qiáng)度，并且能夠進(jìn)一步提升存在于所述0～10度的范圍內(nèi)的傾斜角區(qū)間的度數(shù)比例，能夠更進(jìn)一步提升耐磨性。

此外，上部層的Al₂O₃晶粒中，以面積比例計縱橫比為5以上的晶粒為80％以上，由此發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性。并且，上部層的Al₂O₃晶粒存在于0～10度的范圍內(nèi)的傾斜角區(qū)間的度數(shù)的合計為全部度數(shù)的70％以上，由此進(jìn)一步提高耐磨性。

因此，根據(jù)本發(fā)明的包覆工具，即使在高速且有斷續(xù)性/沖擊性負(fù)荷作用于切削刃的高進(jìn)給量、高切深量的高速斷續(xù)重切削條件下進(jìn)行各種鋼和鑄鐵等的切削加工時，也不發(fā)生剝離、崩刀等的異常損害，在長期的使用中發(fā)揮優(yōu)異的耐磨性。

附圖說明

圖1表示本發(fā)明包覆工具中的重位晶界分布圖表的一例。

圖2表示本發(fā)明包覆工具中的傾斜角度數(shù)分布圖表的一例。

圖3表示比較例包覆工具中的重位晶界分布圖表的一例。

圖4表示比較例包覆工具中的傾斜角度數(shù)分布圖表的一例。

具體實施方式

在此對本發(fā)明的實施方式進(jìn)行詳細(xì)說明。

(a)下部層：

構(gòu)成下部層的Ti化合物層(例如，TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層及TiCNO層)基本上作為Al₂O₃層的下部層而存在，通過Ti化合物所具有的優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，對硬質(zhì)包覆層賦予高溫強(qiáng)度。此外，下部層的Ti化合物層均粘附于工具基體表面及由Al₂O₃層構(gòu)成的上部層，具有維持硬質(zhì)包覆層相對于工具基體的粘附性的作用。然而，下部層的Ti化合物層的合計平均層厚小于3μm時，不能充分發(fā)揮上述作用。另一方面，下部層的Ti化合物層的合計平均層厚大于20μm時，尤其在伴隨著產(chǎn)生高熱的高速重切削/高速斷續(xù)切削中容易引發(fā)熱塑性變形，而成為不均勻磨損的原因。鑒于以上問題，下部層的Ti化合物層的合計平均層厚定為3～20μm。上述下部層的Ti化合物層的合計平均層厚優(yōu)選為5～15μm，但并不限定于此。

(b)下部層的最表層：

本發(fā)明的實施方式中的下部層(也包括下部層的最表層)可以在與以往方法同樣的化學(xué)蒸鍍條件下成膜，但是下部層的最表層優(yōu)選例如由以下方式形成。

即，首先使用通常的化學(xué)蒸鍍裝置，蒸鍍形成由TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層及TiCNO層中的一層或兩層以上構(gòu)成的各種Ti化合物層(另外，當(dāng)然也可以僅蒸鍍形成TiCN層)。之后，同樣使用通常的化學(xué)蒸鍍裝置，在以下條件下進(jìn)行化學(xué)蒸鍍，作為下部層的最表層形成含氧TiCN層。

反應(yīng)氣體組成(容量％)：2～10％的TiCl₄、0.5～1.0％的CH₃CN、25～60％的N₂、余量為H₂、

反應(yīng)氣氛溫度：750～930℃、

反應(yīng)氣氛壓力：5～15kPa。

即，本發(fā)明的實施方式中的下部層優(yōu)選包含含氧TiCN層，該含氧TiCN層在形成一層或兩層以上的各種Ti化合物層之后通過上述條件形成且為下部層的最表層。并且，下部層的最表層的形成工序中，得到規(guī)定的層厚而所必須的蒸鍍時間結(jié)束前的5分鐘至30分鐘之間，加入相對于反應(yīng)氣體總量1～5容量％的CO氣體進(jìn)行化學(xué)蒸鍍。由此，能夠使在從下部層的最表面與上部層的界面至在下部層的最表層的層厚方向上最大500nm的深度區(qū)域中含有的平均含氧量為Ti、C、N、O的合計含量的1～3原子％，因此容易蒸鍍形成含有上述的平均含氧量的氧的含氧TiCN層。另外，在下部層的最表層的膜厚方向上，距該下部層的最表層與上部層的界面超過500nm的深度區(qū)域中，容許作為不可避雜質(zhì)含有小于0.5原子％的氧。因此，本發(fā)明所定義的“不含有氧”是指，嚴(yán)格來講氧的含量小于0.5原子％。

關(guān)于由含氧TiCN層構(gòu)成的所述下部層的最表層，例如為了在其上形成優(yōu)選的Al₂O₃晶粒(參考后述(c))，所述最表層以至少500nm以上的層厚形成，且在從該含氧TiCN層與上部層的界面至在層厚方向上最大500nm的深度區(qū)域中含有的氧可設(shè)為Ti、C、N、O的合計含量的1～3原子％。由此，能夠僅在至所述含氧TiCN層的膜厚方向上最大500nm的深度區(qū)域含有氧。

在此，如上述限定含氧TiCN層的深度區(qū)域，是因為若在深于500nm的區(qū)域中含有氧，則TiCN層的最表面的組織形態(tài)會容易從柱狀組織變成粒狀組織。并且，難以將下部層的最表層正上方的Al₂O₃晶粒的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)設(shè)為所希望的形態(tài)。

但是，至深度區(qū)域500nm的平均含氧量小于1原子％時，則容易使上部層與下部層的TiCN的粘附強(qiáng)度的提升幅度變低。并且，難以得到下部層的最表層正上方的Al₂O₃晶粒的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)。另一方面，若該深度區(qū)域中的平均含氧量超過3原子％，則下部層的最表層正上方的上部層的Al₂O₃中Σ3在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占的分布比例會小于70％，上部層的高溫硬度會容易降低。上述含氧TiCN層的至500nm的深度區(qū)域內(nèi)含有的平均含氧量優(yōu)選為1.2～2.5原子％，但并不限定于此。

在此，平均含氧量是指，以原子％(＝O/(Ti+C+N+O)×100)表示的從構(gòu)成下部層的最表層的所述TiCN層與上部層的界面至在該TiCN層的層厚方向上500nm的深度區(qū)域中的鈦(Ti)、碳(C)、氮(N)及氧(O)的合計含量中所占的氧(O)含量。

本發(fā)明的實施方式的下部層可以使用與以往方法同樣的化學(xué)蒸鍍條件成膜，但作為本發(fā)明的實施方式的下部層的最表層優(yōu)選形成上述的含氧TiCN層。

(c)上部層的Al₂O₃晶粒：

在下部層的最表層蒸鍍形成所述(b)的含氧TiCN層之后，以以下條件形成上部層的Al₂O₃層。

即，以以下條件處理所述(b)中形成的含氧TiCN層的表面。

<下部層表面處理>

反應(yīng)氣體組成(容量％)：2～10％的CO、2～10％的CO₂、余量為H₂、

氣氛溫度：900～950℃、

氣氛壓力：5～15kPa、

處理時間：20～60min。

接著，以以下的蒸鍍條件進(jìn)行Al₂O₃的初期成長之后蒸鍍形成Al₂O₃上層，由此形成由具有規(guī)定的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)的Al₂O₃晶粒構(gòu)成的上部層。Al₂O₃初期成長工序是為了可靠地形成規(guī)定的上部層而進(jìn)行。另外，本發(fā)明的實施方式中，將上部層的目標(biāo)層厚設(shè)為在Al₂O₃初期成長工序和Al₂O₃上層形成工序中形成的膜厚的合計。

<Al₂O₃初期成長>

反應(yīng)氣體組成(容量％)：0.5～3％的AlCl₃、1～5％的CO₂、0.5～2.0％的HCl、余量為H₂、

氣氛溫度：950～1040℃、

氣氛壓力：5～15kPa、

處理時間：10～120min。

<Al₂O₃上層形成>

反應(yīng)氣體組成(容量％)：1～3％的AlCl₃、3～15％的CO₂、1～3％的HCl、0.5～1.5％的H₂S、余量為H₂、

反應(yīng)氣氛溫度：950～1040℃、

反應(yīng)氣氛壓力：5～15kPa、

處理時間：(至成為所設(shè)目標(biāo)的上部層層厚)。

另外，若整個上部層的層厚小于2μm，則不能在長期的使用中發(fā)揮優(yōu)異的高溫強(qiáng)度及高溫硬度，另一方面，若超過20μm，則容易發(fā)生崩刀，由此將上部層的層厚定為2～20μm。上述上部層的層厚優(yōu)選為3～15μm，但并不限定于此。

并且，本發(fā)明的實施方式中，將下部層表面處理工序的處理時間設(shè)定為20～60min。由此，能夠提高從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例。并且，將下部層表面處理工序的氣氛溫度設(shè)定為900～950℃。由此，下部層的最表層與上部層界面的粘附性提升。上述下部層表面處理工序的處理時間優(yōu)選為25～45min，但并不限定于此。并且，上述下部層的表面處理的氣氛溫度優(yōu)選為900～930℃，但并不限定于此。

另外，Al₂O₃上層形成工序的反應(yīng)氣體中，AlCl₃的添加量優(yōu)選為1.5～2.5％，CO₂的添加量優(yōu)選為5～10％，HCl的添加量優(yōu)選為1.5～2.5％，H₂S的添加量優(yōu)選為0.75～1.25％，但并不限定于此。

并且，對構(gòu)成上部層的具有α型的晶體結(jié)構(gòu)的Al₂O₃晶粒，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，詳細(xì)解析了由其構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)構(gòu)成的重位晶界，則在重位晶界分布圖表中，顯示出在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例為Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占分布比例的70％以上。

并且，本發(fā)明的實施方式中，在所述(c)的成膜條件中，調(diào)整了Al₂O₃上層形成工序中的CO₂和H₂S的添加量。由此，上部層的重位晶界分布圖表中，容易在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例容易成為Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占的分布比例的70％以上。在此，若在Σ3不存在最高峰，或者Σ3的分布比例小于70％，則Al₂O₃晶粒的晶界強(qiáng)度不夠充分，而受到高負(fù)荷作用時的抑制崩刀、缺損等的發(fā)生的效果不夠充分。

因此，本發(fā)明的實施方式中定為，在上部層的重位晶界分布圖表中，在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)在Σ3存在最高峰的同時，Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占的Σ3的分布比例為70％。上述Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占的Σ3的分布比例優(yōu)選為75～90％，但并不限定于此。

上部層的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)可通過以下步驟測量。

首先，對于包覆工具，將其縱截面(垂直于包覆工具表面的截面)設(shè)為研磨面。

之后，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，對存在于截面研磨面的測量范圍內(nèi)的、具有剛玉型六方晶晶格的各晶粒照射電子射線，測量各晶格面的法線的取向所成的角度。

接著，從該測量結(jié)果，計算相鄰的晶格之間的晶體取向關(guān)系，計算構(gòu)成晶格界面的各構(gòu)成原子在所述晶格間共用一個構(gòu)成原子的晶格點(“構(gòu)成原子共有晶格點”)的分布。

然后，以ΣN+1表示在所述構(gòu)成原子共有晶格點間存在N個(其中，剛玉型六方晶晶格的晶體結(jié)構(gòu)中N為2以上的偶數(shù)，但是從分布頻率的觀點考慮，將N的上限設(shè)為28時，不存在偶數(shù)4、8、14、24及26)不共用構(gòu)成原子的晶格點的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)時，計算各自的分布比例，并制作表示在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占的晶界總長的所有單位形態(tài)的合計分布比例中所占的各ΣN+1的分布比例的重位晶界分布圖表(參考圖1)。由此，能夠求出Σ3的峰值的存在、Σ3至Σ29的范圍內(nèi)所占的Σ3的分布比例。

區(qū)別Σ29以下的重位晶界與Σ31以上的重位晶界的原因在于，如H.Grimmer等的論文(Philosophical Magazine A，1990，Vol.61，No.3，493-509)中記載，報告有在從分布頻率的觀點考慮，α―Al₂O₃的重位晶界中，N的上限設(shè)為28的Σ3至Σ29的晶界為主要重位晶界。Σ3、Σ7、Σ11、Σ17、Σ19、Σ21、Σ23、Σ29的各重位晶界使用上述論文中示出的、構(gòu)成重位晶界的晶粒間所成的角度的值來確定。并且，從滿足在相鄰的晶格間存在N個在構(gòu)成原子共有晶格點之間不共用構(gòu)成原子的晶格點的構(gòu)成原子共有晶格點形態(tài)的ΣN+1的重位晶界，以在晶粒間所成的角度的值能夠容許至何種程度的誤差Δθ為基準(zhǔn)，而設(shè)為Δθ＝5°進(jìn)行了計算。

并且，本發(fā)明的實施方式中，通過所述(c)的上部層的Al₂O₃晶粒形成工序蒸鍍形成上部層的Al₂O₃層，由此可以將從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例設(shè)為60％以上。由此，能夠提升上部層內(nèi)Al₂O₃晶粒組織之間的晶界強(qiáng)度，能夠更加提升Al₂O₃晶粒的耐崩刀性，因此在高速斷續(xù)切削加工中，能夠發(fā)揮優(yōu)異的耐剝離性、耐崩刀性。上述從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例優(yōu)選為65～80％，但并不限定于此。

并且，本發(fā)明的實施方式中，在所述(c)的成膜條件中的Al₂O₃上層形成工序中，通過調(diào)節(jié)AlCl₃和H₂S的添加量，能夠?qū)⑸喜繉拥膬A斜角度數(shù)分布圖表中的、傾斜角在0～10度的范圍內(nèi)的Al₂O₃晶粒的度數(shù)比例設(shè)為全部度數(shù)的70％以上。

由此，有助于提升上部層的高溫硬度，提升耐磨性。

上部層的Al₂O₃晶粒的傾斜角度數(shù)分布及傾斜角在0～10度的范圍內(nèi)的Al₂O₃晶粒的度數(shù)比例，可以由以下方式求得。

首先，對包覆工具的包含上部層的截面研磨面的測量范圍內(nèi)存在的、具有剛玉型六方晶晶格的各晶粒照射電子射線，獲得關(guān)于所述Al₂O₃晶粒的取向性的數(shù)據(jù)。然后，基于該數(shù)據(jù)，測量所述晶粒的晶面即(0001)面的法線相對所述工具基體表面的法線所成的傾斜角時，將所述測量傾斜角中的0～45度的范圍內(nèi)的測量傾斜角以0.25度的間距區(qū)分，并表示于合計各區(qū)間內(nèi)存在的度數(shù)而成的傾斜角度數(shù)分布圖表。然后，將其傾斜角在0～10度的范圍內(nèi)的Al₂O₃晶粒存在于該傾斜角區(qū)間的度數(shù)總和作為傾斜角度數(shù)分布圖表(參考圖2)中的全部度數(shù)中所占的度數(shù)比例而測量。

可通過相對提高所述蒸鍍條件中的相對于AlCl₃氣體量的CO₂氣體量或H₂S氣體量的比來獲得以下數(shù)值：按前述工序獲得的Al₂O₃晶粒的(0001)面的法線所成的傾斜角在傾斜角分布圖表中存在于0～10度的傾斜角區(qū)間的度數(shù)比例為全部度數(shù)的60％以上。若(0001)取向Al₂O₃晶粒、即(0001)面的法線所成的傾斜角存在于0～10度的傾斜角區(qū)間的Al₂O₃晶粒小于傾斜角度數(shù)分布圖表中的全部度數(shù)的70％，則高溫強(qiáng)度及高溫硬度下降。

因此，本發(fā)明的實施方式中，對于上部層的Al₂O₃晶粒，將相對于工具基體表面的法線的Al₂O₃晶粒的(0001)面的法線的傾斜角在0～10度范圍內(nèi)的晶粒的度數(shù)的總和定為傾斜角度數(shù)分布圖表中的全部度數(shù)的70％以上。上述上部層的傾斜角度數(shù)分布圖表中的傾斜角在0～10度范圍內(nèi)的Al₂O₃晶粒的度數(shù)比例優(yōu)選為全部度數(shù)的75～85％，但并不限定于此。

并且，本發(fā)明的實施方式中，通過調(diào)節(jié)所述(c)的成膜條件中的CO₂和HCl的添加量，能夠?qū)⑸喜繉拥腁l₂O₃晶粒中的、縱橫比為5以上的晶粒的面積比例設(shè)定為80％以上。由此，能夠更加提升上部層的耐磨性。若縱橫比為5以上的晶粒的面積比例小于80％，則雖有高速斷續(xù)重切削中的裂紋擴(kuò)展抑制效果，但不能期望高溫強(qiáng)度及高溫硬度的提升。因此，期望縱橫比為5以上的晶粒的面積比例設(shè)定為80％以上。上述上部層的Al₂O₃晶粒中，縱橫比為5以上的晶粒的面積比例優(yōu)選為85％以上，但并不限定于此。

根據(jù)實施例，對本發(fā)明的包覆工具進(jìn)行具體的說明。尤其，對構(gòu)成本發(fā)明的包覆工具的硬質(zhì)包覆層的各層進(jìn)行詳細(xì)說明。

實施例

作為原料粉末準(zhǔn)備了均具有1～3μm的平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr₃C₂粉末、TiN粉末及Co粉末。將這些原料粉末按表1中示出的配合組成進(jìn)行配合，并加入石蠟，在丙酮中進(jìn)行24小時球磨混合，并進(jìn)行了減壓干燥。之后，在98MPa的壓力下沖壓成型為規(guī)定形狀的壓坯，將該壓坯在5Pa的真空中、1370～1470℃的范圍內(nèi)的規(guī)定溫度下保持1小時，來進(jìn)行了真空燒結(jié)。燒結(jié)后，分別制作了具有ISO規(guī)格CNMG120408的刀片形狀的WC基硬質(zhì)合金制的工具基體A～E。

并且，作為原料粉末準(zhǔn)備了均具有0.5～2μm的平均粒徑的TiCN(以質(zhì)量比計TiC/TiN＝50/50)粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Mo₂C粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末。將這些原料粉末按表2中示出的配合組成進(jìn)行配合，用球磨機(jī)進(jìn)行24小時濕式混合，并進(jìn)行了干燥。之后，在98MPa的壓力下沖壓成型為壓坯，將該壓坯在1.3kPa的氮?dú)鈿夥罩?、溫度?500℃下保持1小時，來進(jìn)行了燒結(jié)。燒結(jié)后，制作了具有ISO規(guī)格CNMG120412的刀片形狀的TiCN基金屬陶瓷制的工具基體a～e。

接著，分別將這些工具基體A～E及工具基體a～e裝入通常的化學(xué)蒸鍍裝置，以以下的步驟分別制造了本發(fā)明包覆工具1～13。

(a)首先，在表3所示的條件下，以成為表7所示的目標(biāo)層厚的方式蒸鍍形成了下部層的Ti化合物層。

(b)接著，在表4所示的條件下，以成為表8所示的目標(biāo)層厚的方式形成了作為下部層的最表層的含氧TiCN層(即，僅在從下部層的最表層與上部層的界面至在下部層的最表層的膜厚方向上500nm的深度區(qū)域，含有平均含氧量(O/(Ti+C+N+O)×100)為1至3原子％的氧)。另外，表4的含氧TiCN層類型D中，在蒸鍍時間結(jié)束前的5～30分鐘期間并沒有添加CO氣體。

(c)接著，在表5所示的條件下，對下部層的最表面的TiCN層由CO和CO₂的混合氣體進(jìn)行氧化處理(下部層表面處理)。另外，在表5的下部層表面處理類型D中，變更了反應(yīng)氣氛溫度。

(d)接著，在表6所示的初期成長條件下，進(jìn)行Al₂O₃的初期成長，根據(jù)同表6所示的上層形成條件，蒸鍍至成為表8所示的目標(biāo)層厚，由此分別制造了本發(fā)明包覆工具1～13。另外，在表6的初期成長條件的形式記號D中，在反應(yīng)氣體組成中變更了CO₂的提供量。并且，在表6的上層形成條件的形式記號d中，在反應(yīng)氣體組成中變更了CO₂及H₂S的提供量。

并且，以比較的目的，在脫離所述本發(fā)明包覆工具1～13的制造條件的條件下進(jìn)行所述工序(c)、(d)，由此分別制造了表9所示的比較例包覆工具1～13。

接著，對于本發(fā)明包覆工具1～13和比較例包覆工具1～13，對構(gòu)成下部層的最表層的TiCN層，以如下方式測量了至下部層的TiCN層的層厚方向上500nm的深度區(qū)域中的平均含氧量(＝O/(Ti+C+N+O)×100)、及超過500nm的深度區(qū)域中的平均含氧量(＝O/(Ti+C+N+O)×100)。使用俄歇電子能譜分析器對包覆工具的截面研磨面在從下部層的Ti碳氮化物層的最表面至Ti碳化物層的膜厚相當(dāng)?shù)木嚯x范圍內(nèi)照射直徑10nm的電子射線，并測量了Ti、C、N、O的俄歇峰的強(qiáng)度，并從這些峰強(qiáng)度的總和計算O的俄歇峰強(qiáng)度的比例來求出了平均含氧量。

并且，為了求出下部層的TiCN層中不可避免地含有的含氧量，對另外由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷構(gòu)成的工具基體的表面以以下條件對下部層的TiCN層進(jìn)行了化學(xué)蒸鍍。

反應(yīng)氣體組成(容量％)：2～10％的TiCl₄、0.5～1.0％的CH₃CN、25～60％的N₂、余量為H₂、

反應(yīng)氣氛溫度：750～930℃、

反應(yīng)氣氛壓力：5～15kPa。

由此，以3μm以上的層厚形成了不刻意含氧的TiCN(以下，稱為含不可避免氧的TiCN)層。對于在層厚方向上距離該含不可避免氧的TiCN層的表面的深度大于500nm的區(qū)域中不可避免地含有的含氧量，使用俄歇電子能譜分析器，從相對所述深度區(qū)域含有的Ti、C、N、O的合計含量的比例來求出該含氧量。其結(jié)果，由在俄歇電子能譜分析器的精度范圍內(nèi)求出的不可避含氧量小于0.5原子％，將TiCN層中不可避免地含有的含氧量定為0.5原子％。

將從上述的平均含氧量減去不可避免含氧量(即，0.5原子％)的值作為構(gòu)成下部層的最表層的TiCN層的平均含氧量而求出。

在表8、9中示出這些值。

接著，對于硬質(zhì)包覆層的上部層的Al₂O₃，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，測量Al₂O₃晶粒的各晶格面的法線所成的角度。從該測量結(jié)果計算相鄰的晶格之間的晶體取向關(guān)系，由此測量了上部層的Al₂O₃的重位晶界分布。

圖1中示出，由該測量獲得的、對于本發(fā)明包覆工具1的上部層求出的重位晶界分布圖表的一例。

由圖1可知，本發(fā)明的包覆工具1，在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)在Σ3形成最高峰，在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)Σ3重位晶界所占的分布比例為89％，為70％以上。

并且，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，觀察了上部層的Al₂O₃的Σ3重位晶界是否從下部層與上部層的界面連續(xù)至上部層的最表面。

從下部層與上部層的界面連續(xù)至上部層的最表面的Σ3重位晶界的比例，通過以下工序求得。

首先，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，對本發(fā)明包覆工具的上部層的截面研磨面，以70度的入射角度并將15kV的加速電壓的電子射線以1nA的照射電流，以0.1μm/step的間隔對所述截面研磨面的測量范圍內(nèi)存在的、具有剛玉型六方晶晶格的各晶粒照射了電子射線。向與基體表面平行的方向50μm、向與基體表面方向正交的方向?qū)⒃揂l₂O₃層的層厚作為上限的區(qū)域設(shè)定為測量范圍。另外，與所述基體表面方向正交的方向的長度設(shè)為至少3μm。基于使用電子背散射衍射裝置，以0.1μm/step的間隔照射而獲得的電子背散射衍射圖像，測量了晶格面的各個法線的取向所成的角度。

接著，從該測量結(jié)果，計算相鄰的晶格之間的晶體取向關(guān)系，制作由構(gòu)成原子共有晶格點構(gòu)成的重位晶界映射，在該構(gòu)成原子共有晶格點中，構(gòu)成晶格界面的各構(gòu)成原子在所述晶格之間共有一個構(gòu)成原子晶格點。

其中，通過在所述構(gòu)成原子共有晶格點之間不共有構(gòu)成原子的晶格點為一個的Σ3重位晶界的晶界總長中求出從下部層與上部層的界面至上部層的Al₂O₃晶粒的最表面連續(xù)存在的Σ3晶界的晶界長度的值，并除以Σ3重位晶界的晶界總長的值，由此算出從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例。

結(jié)果得知，例如本發(fā)明包覆工具1中，從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界為晶界總長的60％以上。

并且，通過以下工序求出了上部層的Al₂O₃晶粒的縱橫比。

使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，對本發(fā)明包覆工具的截面研磨面，以70度的入射角度并將15kV的加速電壓的電子射線以1nA的照射電流，以0.1μm/step的間隔對所述截面研磨面的測量范圍內(nèi)存在的、具有剛玉型六方晶晶格的各晶粒照射了電子射線。向與基體表面平行的方向50μm、向與基體表面方向正交的方向?qū)⒃揂l₂O₃層的層厚作為上限的區(qū)域設(shè)定為測量范圍。另外，與所述基體表面方向正交的方向的長度設(shè)為至少2μm?；谑褂秒娮颖成⑸溲苌溲b置，以0.1μm/step的間隔照射而獲得的電子背散射衍射圖像，測量了所述晶粒的晶面即(0001)面的法線相對于工具基體表面的法線所成的傾斜角。并且，由各個晶格的歐拉角的差測量了各個晶格間的取向差(旋轉(zhuǎn)角度)。此時，相鄰的測量點的晶格之間的取向差(旋轉(zhuǎn)角度)為5度以上時，將彼此相鄰的測量點的邊界設(shè)為晶界。另外，將被晶界包圍，且不被其他的晶界截斷的范圍確定為同一個晶粒。對于確定的各晶粒，將與工具基體表面方向垂直的方向設(shè)為長軸，與工具基體表面方向平行的方向設(shè)為短軸，求出長軸及短軸的長度，并從這些比值求出了縱橫比。將進(jìn)行了鏡面拋光的截面，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡，以觀察倍率2,000倍測量了橫向：50μm×縱向：相當(dāng)于上部層的膜厚的區(qū)域，由此計算出其縱橫比為5以上的晶粒的面積比例。

并且，對于上部層的Al₂O₃，使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡和電子背散射衍射裝置，以如下工序測量了Al₂O₃晶粒的(0001)面的法線所成的傾斜角的度數(shù)分布。

首先，將上部層的截面研磨面的測量范圍(例如，向上部層的厚度方向0.3μm×向與工具基體表面平行方向50μm)裝在場發(fā)射掃描電子顯微鏡的鏡筒內(nèi)。接著，以對截面研磨面成70度的入射角度并以1nA的照射電流，對所述截面研磨面的測量范圍內(nèi)存在的、具有剛玉型六方晶晶格的各晶粒以0.1μm/step的間隔照射了15kV的加速電壓的電子射線。向沿基體表面的方向50μm、向與基體表面方向正交的方向?qū)⒃揂l₂O₃層的層厚作為上限的區(qū)域設(shè)定為測量范圍。另外，與所述基體表面方向正交的方向的長度設(shè)為至少2μm?；谑褂秒娮颖成⑸溲苌溲b置，以0.1μm/step的間隔照射而獲得的電子背散射衍射圖像，測量了所述晶粒的晶面即(0001)面的法線對于所述工具基體表面的法線所成的傾斜角。然后，將測量出的傾斜角(以下，稱為“測量傾斜角”)中的0～45度的范圍內(nèi)的測量傾斜角以0.25度的間距區(qū)分，并表示于合計各區(qū)間內(nèi)存在的度數(shù)而成的傾斜角度數(shù)分布圖表。然后，將其傾斜角在0～10度的范圍內(nèi)的Al₂O₃晶粒存在于該傾斜角區(qū)間的度數(shù)總和作為傾斜角度數(shù)分布圖表中的全部度數(shù)中所占的度數(shù)比例而求出。

圖2中示出對于本發(fā)明包覆工具1的上部層而求出的傾斜角度數(shù)分布圖表。

從圖2可知，本發(fā)明包覆工具1的上部層中，存在于0～10度的傾斜角區(qū)間的Al₂O₃晶粒的度數(shù)比例為85％，為70％以上。

并且，對于比較例包覆工具的上部層，也使用與本發(fā)明包覆工具相同的方法，求出了構(gòu)成原子共有晶格點分布圖表中Σ3至Σ29的范圍內(nèi)存在最高峰的重位晶界、Σ3重位晶界的分布比例、從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例、縱橫比、傾斜角度數(shù)分布圖表中存在最高峰的傾斜角區(qū)間、及存在于0～10度的傾斜角區(qū)間的Al₂O₃晶粒的度數(shù)比例。

這些值在表8、表9中示出。

并且，圖3中示出對于比較例包覆工具1的上部層而求出的重位晶界分布圖表。

圖4中示出對于比較例包覆工具1的上部層而求出的傾斜角度數(shù)分布圖表。

如圖1、圖2、表8、圖3、圖4、表9中所示，關(guān)于本發(fā)明包覆工具的上部層，在所有包覆工具中均在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)在Σ3存在最高峰的同時，Σ3的分布比例為70％以上。并且，從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例為60％以上。相對于此，比較例包覆工具在Σ3至Σ29的范圍內(nèi)在Σ3不存在最高峰，或者Σ3的分布比例小于70％，或者從下部層與上部層的界面至上部層的最表面連續(xù)的Σ3重位晶界的比例小于60％。

因此，本發(fā)明包覆工具中，上部層的韌性、硬度、強(qiáng)度優(yōu)異，且耐剝離性和耐崩刀性優(yōu)異，但比較例包覆工具在高速斷續(xù)重切削條件下耐剝離性和耐崩刀性并不充分。

另外，使用掃描電子顯微鏡測量(縱截面測量)了本發(fā)明包覆工具1～13、比較例包覆工具1～13的硬質(zhì)包覆層的各結(jié)構(gòu)層的厚度的結(jié)果，均表示出與目標(biāo)層厚實質(zhì)上相同的平均層厚(五點測量的平均值)。

[表1]

[表2]

[表3]

※1)具有縱向成長結(jié)晶組織的TiCN層

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

接著，對于本發(fā)明包覆工具1～13、比較例包覆工具1～13的各種包覆工具，均在工具鋼制車刀的前端部以固定夾具緊固的狀態(tài)下，實施了以下所示切削測試：鎳鉻鉬合金鋼的干式高速斷續(xù)切削測試(切削條件A)、干式高速高切深量斷續(xù)切削測試(切削條件B)、球墨鑄鐵的干式高速斷續(xù)切削測試(切削條件C)，并測量了切削刃的退刀面磨損寬度。

切削條件A：

工件材料：JIS·SNCM439、且長度方向等間隔帶四條縱槽、

切削速度：350m/min、

切深量：1.5mm、

進(jìn)給量：0.35mm/rev、

切削時間：5分鐘。

(通常的切削速度、進(jìn)給量分別為250m/min、0.3mm/rev)

切削條件B：

工件材料：JIS·S45C、且長度方向等間隔帶四條縱槽、

切削速度：350m/min、

切深量：3.0mm、

進(jìn)給量：0.3mm/rev、

切削時間：5分鐘。

(通常的切削速度、切深量、進(jìn)給量分別為200m/min、1.5mm、0.3mm/rev)

切削條件C：

工件材料：JIS·FCD450的、且長度方向等間隔帶四條縱槽的棒材、

切削速度：350m/min、

切深量：2.0mm、

進(jìn)給量：0.35mm/rev、

切削時間：5分鐘。

(通常的切削速度、切深量、進(jìn)給量分別為250m/min、1.5mm、0.3mm/rev)

表10中示出該測量結(jié)果。另外，上述通常的切削速度是指，使用以往包覆刀片時的效率(一般為，至工具壽命可加工的組件個數(shù)等)成為最佳的切削速度。若以超過該速度進(jìn)行切削，則會使工具的壽命極其變短，加工的效率變低。

[表10]

(表中，※標(biāo)記表示因硬質(zhì)包覆層中發(fā)生的剝離而達(dá)到使用壽命的切削時間，※※標(biāo)記表示因硬質(zhì)包覆層發(fā)生的崩刀而達(dá)到使用壽命的切削時間。)

從表10中示出的結(jié)果可知，本發(fā)明包覆工具1～13中，其上部層具備優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、高溫韌性和高溫硬度，因此不會發(fā)生剝離、崩刀等異常損害，在長期的使用中顯示出了優(yōu)異的耐磨性。

相對于此，比較例包覆工具1～13中，在高速斷續(xù)重切削加工中，由于發(fā)生硬質(zhì)包覆層的剝離、發(fā)生崩刀，在較短時間內(nèi)達(dá)到了使用壽命。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

如上所述，本發(fā)明的包覆工具不僅在各種鋼或鑄鐵等的通常條件下的連續(xù)切削或斷續(xù)切削，即使在有斷續(xù)性/沖擊性高負(fù)荷作用于切削刃的高速斷續(xù)重切削等嚴(yán)峻的切削條件下，也不會發(fā)生硬質(zhì)包覆層的剝離和崩刀，在長期的使用中發(fā)揮優(yōu)異的切削性能。由此，本發(fā)明的包覆工具能夠充分滿足切削裝置的高性能化及切削加工的省力化、節(jié)能化、以及低成本化。