本發明涉及一種表面被覆切削工具。
背景技術：
在基材上形成有覆膜的表面被覆切削工具已被常規使用。近來，已經提出了用于提高表面被覆切削工具性能的各種技術，例如通過改變Al2O3的晶體織構來改善覆膜的質量的技術。例如，日本專利特開No.2008-246664(專利文獻1)提出了一種切削工具，其包括位于硬質合金的基材上的具有(006)織構的α-Al2O3層。
此外，日本專利特開No.11-335816(專利文獻2)提出了一種切削工具，其包括位于硬質合金的基材上的Al2O3層，該Al2O3層具有α-Al2O3晶粒與κ-Al2O3晶粒混合的區域。
引用列表
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開No.2008-246664
專利文獻2：日本專利特開No.11-335816
技術實現要素：
技術問題
然而，上述專利文獻1和專利文獻2中公開的切削工具具有這樣的問題：當試圖提高耐磨性時，則不能充分地提高耐崩裂性，并且當試圖提高耐崩裂性時，則不能充分地提高耐磨性。
鑒于上述情況提出了本發明，并且本發明的目的在于提供一種表面被覆切削工具，該表面被覆切削工具通過形成同時具有優異的耐磨性和優異的耐崩裂性的覆膜，從而能夠實現使用壽命的延長。
問題的解決方案
根據本發明的一個方面的表面被覆切削工具包括基材和形成在所述基材上的覆膜。所述覆膜包括α-Al2O3層。所述α-Al2O3層包含多個α-Al2O3晶粒和多個κ-Al2O3晶粒，并且織構系數TC(hkl)中的TC(006)大于5。Cκ比Cα和Cκ之和的比率：[Cκ/(Cα+Cκ)×100](％)為0.05％至7％，其中Cα為由所述覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的所述α-Al2O3晶粒的峰計數的總數，并且Cκ為由所述覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的所述κ-Al2O3晶粒的峰計數的總數。
本發明的有益效果
因此，同時顯示出優異的耐磨性和優異的耐崩裂性，并且能夠延長使用壽命。
附圖說明
圖1示出了XRD圖案的一個實例的視圖，其基于用于根據本發明的一個方面的表面被覆切削工具的覆膜的x射線衍射(XRD)方法。
具體實施方式
[本發明實施方案的描述]
本發明的發明人為了解決上述問題而進行了深入研究，最終完成了本發明。在α-Al2O3晶粒的成核過程中，以脈沖形式引入大量的CO，從而使得在α-Al2O3層中以特定比率例混合κ-Al2O3晶粒。已經發現，由此能夠同時顯示出優異的耐磨性和優異的耐崩裂性。
首先，將基于下列特征對本發明進行描述。
[1]根據本發明的一個方面的表面被覆切削工具包括基材和形成在所述基材上的覆膜。所述覆膜包括α-Al2O3層。所述α-Al2O3層包含多個α-Al2O3晶粒和多個κ-Al2O3晶粒，并且織構系數TC(hkl)中的TC(006)大于5。Cκ比Cα和Cκ之和的比率：[Cκ/(Cα+Cκ)×100](％)為0.05％至7％，其中Cα為由所述覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的所述α-Al2O3晶粒的峰計數的總數，并且Cκ為由所述覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的所述κ-Al2O3晶粒的峰計數的總數。具有上述特征的表面被覆切削工具可以具有優異的耐磨性和優異的耐崩裂性。
[2]優選地，所述α-Al2O3層的平均層厚度為2μm至15μm。因此，能夠同時實現耐磨性和耐崩裂性。
[3]優選地，在所述覆膜的表面中，設置有最外表面層，該最外表面層中的主要成分為Ti碳化物、Ti氮化物和Ti硼化物中的任一者。因此，有助于工具的角的識別。
[4]優選地，所述覆膜在α-Al2O3層和所述基材之間具有中間層，所述中間層包含針狀TiCNO或針狀TiBN，并且所述中間層的平均層厚度為0.3μm至1μm，并且所述中間層的最大厚度和最小厚度之差為0.3μm以上。因此，能夠提高覆膜中的α-Al2O3層的密著性。
[5]優選地，在所述α-Al2O3層中，測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比X為0.1％至20％。所述測量視野得自用電子背散射衍射裝置對從所述α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域的分析。因此，在保持優異的耐磨性和優異的耐崩裂性的同時，可以在切削的初始階段有效地抑制覆膜中產生裂紋。
[6]優選地，在所述α-Al2O3層中，測量視野中的所述κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比Y小于所述面積比X，所述測量視野得自用所述電子背散射衍射裝置對從所述α-Al2O3層的所述前表面到向內延伸1μm深度的所述區域之外的區域的分析。因此，在保持優異的耐磨性和優異的耐崩裂性的同時，可以在切削的初始階段更加有效地抑制覆膜中產生裂紋。
[本發明實施方案的詳述]
以下將進一步詳細地描述本發明的實施方案(以下也稱為“本實施方案”)。
<表面被覆切削工具>
根據本實施方案的表面被覆切削工具包括基材和形成在所述基材上的覆膜。覆膜優選被覆基材的全部表面。然而，即使是基材的一部分未被覆膜被覆或者覆膜的結構和組成部分不同的切削工具也沒有背離本實施方案的范圍。
本實施方案中的表面被覆切削工具可以適當地用作為以下切削工具，如鉆頭、端銑刀、鉆頭用可轉位刀片、端銑刀用可轉位刀片、銑削用可轉位刀片、車削用可轉位刀片、金工鋸、齒輪切削刀具、鉸刀或絲錐等。
<基材>
作為基材，可以采用任何常規已知的基材作為這種類型的基材。例如，基材優選為以下物質的任一者：硬質合金(例如包括WC基硬質合金、含有WC和Co的硬質合金、以及含有WC和Co以及另外的Ti、Ta、Nb等的碳氮化物的硬質合金)、金屬陶瓷(具有諸如TiC、TiN、TiCN等主成分)、高速鋼、陶瓷材料(如碳化鈦、碳化硅、氮化硅、氮化鋁或氧化鋁等)、立方氮化硼燒結體和金剛石燒結體。
在這些多種的基材中，優選選擇硬質合金(特別是WC基硬質合金)或金屬陶瓷(特別是TiCN基金屬陶瓷)。這是因為這些基材在高溫下的硬度和強度之間的平衡性是特別優異的，并且具有作為針對上述用途的表面被覆切削工具的基材的優異特性。
在表面被覆切削工具為可轉位刀片等的情況中，基材可以具有斷屑器或不具有斷屑器。此外，切削刃棱線的形狀可為以下任一種情況：尖銳的邊緣(前刀面與后刀面彼此相交的脊部)、珩磨邊緣(被加工成圓形的尖銳邊緣)、負刃帶(negative land)(斜面)、以及珩磨邊緣和負刃帶的組合。
<覆膜>
覆膜包括Al2O3層。例如，覆膜可以由多個層構成，所述層包括至少一個α-Al2O3層并且還包括其他層。
上述其他層的實例可以為TiCNO層或TiBN層、TiC層、TiN層、TiAlN層、TiSiN層、AlCrN層、TiAlSiN層、TiAlNO層、AlCrSiCN層、TiCN層、TiSiC層、CrSiN層、AlTiSiCO層或TiSiCN層等。本文中，當用類似于上述化學式之類的化學式表示化合物時，在對于原子比率沒有特別限制的情況下，化合物包括具有所有任意常規已知的原子比率的化合物，并且所述化合物不必限于具有化學計量比率的化合物。
例如，在表述“TiAlN”的情況中，TiAlN構成元素之間的原子數比率并非限制為Ti:Al:N＝0.5:0.5:1，其包括全部常規已知的原子數比率。這也適用于除了“TiAlN”之外的其他化合物的表達式。此外，在本實施方案中，金屬元素(如Ti、Al、Si、Zr或Cr)以及非金屬元素(如N(氮)、O(氧)或C(碳))可以不必構成化學計量組成。
覆膜的平均厚度為3μm至35μm(3μm以上35μm以下，但應注意的是，在本文中用“-”或“至”表示的數值范圍包括上限和下限的數值)。優選地，覆膜的平均厚度為5μm至20μm。如果該平均厚度小于3μm，則可能耐磨性不足。如果該厚度超過35μm，則當在斷續加工過程中覆膜與基材之間受到大的應力時，覆膜可能會非常頻繁地發生剝落或破損。
<α-Al2O3層>
α-Al2O3層包含多個α-Al2O3(具有α型晶體結構的氧化鋁)晶粒和多個κ-Al2O3(具有κ型晶體結構的氧化鋁)晶粒。即，該層包括含有多個α-Al2O3晶粒的多晶α-Al2O3，以及含有多個κ-Al2O3晶粒的多晶κ-Al2O3。α-Al2O3晶粒通常的粒徑水平為0.1μm至2μm。κ-Al2O3晶粒通常的粒徑水平為0.01μm至1μm。
<α-Al2O3層的TC(006)>
在通過以下表達式(1)表示的織構系數TC(hkl)中，α-Al2O3層的TC(006)大于5。
在表達式(1)中，I(hkl)表示(hkl)反射面的x射線衍射強度，并且I0(hkl)表示依據ICDD的PDF卡No.00-010-0173的標準強度。在表達式(1)中，n表示計算用反射數，在本實施方案中n為8。反射用(hkl)面為(012)、(104)、(110)、(006)、(113)、(024)、(116)和(300)。
ICDD(注冊商標)是International Center of Diffraction Date(國際衍射數據中心)的縮寫。PDF(注冊商標)是Power Diffraction File(粉末衍射文件)的縮寫。
在本實施方案中的α-Al2O3層的TC(006)可以通過以下表達式(2)來表示。
因此，“織構系數TC(hkl)中的TC(006)大于5”是指通過將TC(006)代入表達式(1)中而確定的由上述表達式(2)所給出的數值大于5。
TC(006)大于5的α-Al2O3層具有對抗嚴苛切削條件下的沖擊和振動的有效硬度和楊氏模量，因此能夠有助于改善耐磨性。
TC(006)的值優選大于6，更優選大于7。更大的TC(006)的值能夠有效改善耐磨性。而對于TC(006)的值的上限沒有限制，該上限可以是8以下，這是因為計算用反射面的數目是8。
該TC(hkl)可以借助x射線衍射裝置通過分析來測定。例如，TC(hkl)可以借助由Rigaku公司制造的SmartLab(注冊商標)(掃描速度：21.7°/分鐘，步長：0.01°，掃描范圍：15°至140°)在以下條件下進行測定。應當注意，借助x射線衍射裝置測定TC(hkl)的結果在本文中被稱為“XRD結果”。
特征x射線：Cu-Kα
管電壓：45kV
管電流：200mA
過濾器：多層鏡
光學系統：聚焦法
x射線衍射法：θ-2θ法
當使用x射線衍射裝置時，可以將x射線施加到表面被覆切削工具的后刀面，或者可以將x射線施加到表面被覆切削工具的前刀面。然而，通常形成的前刀面是不均勻的，而后刀面是平坦的，因此，為了消除干擾因素，優選將x射線施加到后刀面。特別地，優選將x射線施加到后表面中從切削刃棱線到延伸大約2mm至4mm的區域，這是因為以這種方式獲得了結果的高再現性。
<κ-Al2O3晶粒的面積比>
在本實施方案中，Cκ比Cα和Cκ之和的比率：[Cκ/(Cα+Cκ)×100](％)為0.05％至7％，其中Cα為由覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的α-Al2O3晶粒的峰計數的總數，并且Cκ為由覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的κ-Al2O3晶粒的峰計數的總數。
即，通過以下表達式(3)，覆膜的x射線衍射的測量數據可以用于定義α-Al2O3層中的由κ-Al2O3晶粒占據的面積比α-Al2O3層中的由α-Al2O3晶粒占據的面積和由κ-Al2O3晶粒占據的面積之和的比率(以下將該比率稱為“κ-Al2O3晶粒的面積比”)。由此，κ-Al2O3晶粒的面積比源自以下表達式(3)并且落入0.05％至7％的范圍內。
在表達式(3)中，Cα為由覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的α-Al2O3晶粒的峰計數的數目，并且Cκ為由覆膜的x射線衍射的測量數據獲得的κ-Al2O3晶粒的峰計數的數目。
可以借助于x射線衍射裝置來計算峰計數的數目。例如，與上述TC(hkl)的測量類似，可以借助于由Rigaku Corporation制造的SmartLab(注冊商標)(掃描速度：21.7°/分鐘，步長：0.01°，掃描范圍：15°至140°)來計算峰計數的數目。然后，可以在與測量TC(hkl)相同的條件下進行測量。基于獲得的覆膜的x射線衍射數據，可以計算峰計數的數目。當也要計算峰計數的數目時，類似于上述TC(hkl)的測量，可以將x射線施加到表面被覆切削工具的后刀面，或者可以將X射線施加到其前刀面。
圖1是通過XRD方法測量的覆膜x射線衍射(XRD)圖案的例子。從圖1中的XRD圖案中總共識別出七個峰作為α-Al2O3晶粒的峰，即從水平軸2θ上的0°側起，這七個峰依次為第一峰1、第二峰2、第三峰3、第四峰4、第五峰5、第六峰6和第七峰7。由這些峰計算的Cα為63001。經確認，κ-Al2O3晶粒的峰為圖1中由箭頭指示的一個峰。由該峰計算的Cκ為2624。
將這些Cα和Cκ的數值代入上述表達式(3)中。然后，經計算的比率為4％。即，根據上述表達式(3)，可以確認在圖1中示例性示出的覆膜的α-Al2O3層中，κ-Al2O3晶粒以4％的面積比存在。
上述比率[Cκ/(Cα+Cκ)×100](％)優選為0.05％至5％，更優選為0.7％至4.8％。因此，能夠獲得特別優異的耐崩裂性。如果該比率低于0.05％，則存在耐崩裂性降低的可能性。如果該比率大于7％，存在不利地影響耐磨性的可能性。
α-Al2O3層的平均層厚度優選為1μm至15μm。由此，可以同時實現耐磨性和抗崩裂性。此外，平均層厚度更優選為2μm至15μm，特別優選為3μm至10μm。如果平均層厚度小于1μm，則存在磨損易于增加的可能性。如果平均層厚度大于15μm，則存在耐崩裂性降低的可能性。
<在α-Al2O3層的兩個區域中的κ-Al2O3晶粒的面積比>
在本實施方案中，在α-Al2O3層中，測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比X優選為0.1％至20％。該測量視野得自用電子背散射衍射(EBSD)裝置對從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域的分析。更優選地，在α-Al2O3層中，測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比Y小于面積比X。該測量視野得自用電子背散射衍射裝置對從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域之外的區域的分析。
因此，在α-Al2O3層的前側區域中，κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒之比較高。已知κ-Al2O3晶粒比α-Al2O3晶粒更軟且具有更高的柔性。因此，在切削的初始階段(在該階段中，切削工具負荷最重)中，較高比率的κ-Al2O3晶粒使得可以有效地抑制覆膜中裂紋的產生。因此，α-Al2O3層由兩個區域構成。一個區域為從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域。另一個區域為從所述α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域之外的區域。
上述XRD裝置分析透射通過包括α-Al2O3層的覆膜的x射線。因此，獲得的比率[Cκ/(Cα+Cκ)×100](％)作為整個α-Al2O3層的比率。相反，EBSD裝置將電子束施加到包括α-Al2O3層的截面，并分析由該截面反射的背散射電子(如本文稍后所述的)。因此，對于出現在截面上的α-Al2O3層的兩個區域中的每一個區域，例如可以調整待分析的截面上的位置，以獲得測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的比率(由于該比率是通過EBSD獲得的，所以其表示為面積比)。
α-Al2O3層的前表面是指α-Al2O3層中位于覆膜前側的最上部。當在α-Al2O3層上形成有另一層時，前表面指的是另一層和α-Al2O3層之間的界面。當未在α-Al2O3層上形成另一層時，前表面指的是覆膜的前表面。此外，用于計算面積比Y的區域(即，從所述α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域之外的區域)的基材側端部為α-Al2O3層的位于基材側的最下部。當在α-Al2O3層和基材之間形成有另一層時，該端部指的是另一層和α-Al2O3層之間的界面。當α-Al2O3層與基材直接接觸時，該端部指的是基材與α-Al2O3層之間的界面。
在本實施方案中，為了測量如上所述的α-Al2O3層的兩個區域中的每個區域中的κ-Al2O3晶粒的面積比，使用配備有EBSD裝置的場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)。具體而言，至少沿著與基材的前表面的法線方向平行的方向切割α-Al2O3層。對所得到的截面進行拋光。將該拋光截面用作測量表面。測量該拋光截面中所包括的α-Al2O3層中的κ-Al2O3晶粒的面積比。可以通過用防水砂紙拋光截面并進一步用氬離子進行離子銑削從而獲得該拋光截面。
用于制備拋光截面的拋光方法如下所述，該拋光截面用于測量κ-Al2O3晶粒的面積比。
首先，基于下述制造方法形成α-Al2O3層。切割該α-Al2O3層使得獲得與基材前表面的法線方向平行的截面。此后，用防水砂紙(包含作為磨料的SiC磨料)對通過切割獲得的截面進行拋光。
以如下方式進行上述切割。例如，用蠟等將α-Al2O3層的前表面(當在α-Al2O3層上形成有另一層時，則為覆膜的前表面)粘附并固定在足夠大的保持用平板上。此后，使用具有旋轉刀片的切割器沿著與平板垂直的方向切割α-Al2O3層(旋轉刀片的設置方向盡可能垂直于平板從而進行切割)。這是因為這樣的原因：據認為基材的前表面與α-Al2O3層的前表面(覆膜的前表面)平行。如上所述，只要垂直于平板切割α-Al2O3層，則可以在任何位置切割α-Al2O3層。如此，對得到的截面進行如下所述進行拋光和平滑化，從而制備拋光截面。
依次使用上述防水砂紙#400、#800、#1500(防水砂紙的編號(#)表示磨料的不同粒徑。編號數值越大表示磨料的粒徑越小)進行拋光。
隨后，利用Ar離子對用防水砂紙拋光過的截面進行離子銑削，以進一步進行平滑化處理。例如，離子銑的條件如下所示。
加速電壓：6kV
離子束入射角：距基材前表面的法線方向為0°
離子束輻射時間：6小時
此后，可以利用配備有EBSD裝置的FE-SEM觀察經過平滑化處理的α-Al2O3層的拋光截面。該觀察可通過將聚焦電子束單獨導向至各像素(pixel)上并連續獲取EBSD數據來進行。例如，可以使用配備有HKL NL02EBSD檢測器的FE-SEM(商標：由Carl Zeiss制造的“Zeiss Supra 35VP”)。
用配備有EBSD裝置的FE-SEM對拋光截面的觀察如下。基于由背散射電子產生的Kikuchi衍射圖案的自動分析，EBSD裝置可以測量晶粒的晶體結構以及晶體取向(其中晶粒是取向的)。因此，可以通過下述方式來確定κ-Al2O3晶粒的面積比。即，使用配備有EBSD裝置的FE-SEM來拍攝拋光截面的照片，并確認在照片(圖像，即視野)中出現在每個像素上的Al2O3晶粒的類型。然后，計算由κ型晶粒占據的面積(確認為κ-Al2O3晶粒的像素數)與圖像上出現的全部Al2O3晶粒所占據的面積(確認為Al2O3晶粒的像素數)的比率。
即，面積比X指的是：在圖像(測量視野)中，包含在從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比。此外，面積比Y指的是：在圖像(測量視野)中，從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域之外的區域中包含的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比。
因此，在本實施方案的α-Al2O3層中，面積比X優選(例如)在0.1％至20％的范圍內。此外，面積比Y優選低于面積比X。面積比X更優選在0.3％至5％的范圍內，并且面積比Y最優選在0.01％至0.3％的范圍內。
對于α-Al2O3層的兩個區域中的κ-Al2O3晶粒的面積比的測量，為了確保測量的精度，在3000x至30000x的范圍內適當地選擇FE-SEM的放大倍率，并且在10μm2至200μm2的范圍內適當地選擇一個視野中待觀察的面積。更具體而言，一個視野應至少包括1μm(在α-Al2O3層的深度方向上)×10μm(在垂直于深度方向的方向上)的任意測量位置。此外，對于κ-Al2O3晶粒的面積比X的計算，在從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域中的至少三個測量位置處進行測量，并計算各個測量值的平均值，以使用該平均值作為面積比X。同樣地，對于κ-Al2O3晶粒的面積比Y的計算，在從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域之外的區域中的至少三個測量位置處進行測量，并計算各個測量值的平均值，以使用該平均值作為面積比Y。應當注意的是，上述測量位置可以在相同的視野或不同的視野中。此外，如果任何測量值明顯異常，則丟棄該值。
對于借助于EBSD裝置的κ-Al2O3晶粒面積比的計算，可以使用(例如)市售軟件(商標：“Orientation Imaging Microscopy Ver 6.2”，由EDAX開發)。
<其他層>
除了如上所述的α-Al2O3層之外，覆膜還可以包括其他層。其他層可以包括(例如)TiCN層。TiCN層可以例如設置在α-Al2O3層和基材之間。該TiCN層具有優異的耐磨性，因此可以賦予覆膜更高的耐磨性。TiCN層特別優選由MT-CVD(中溫CVD)法形成。MT-CVD法可以用于在約850℃至900℃的相對低的溫度下形成層，并且可以減少在形成層的過程中由于加熱所造成的基材的損壞。
TiCN層的平均厚度優選為2μm至20μm。如果該平均厚度小于2μm，則存在磨損易于增加的可能性。如果該平均厚度大于20μm，則存在降低耐崩裂性的可能性。應當指出的是，以下描述的最外表面層和中間層也包括在其他層中。
<最外表面層>
優選地，在覆膜的表面中設置有最外表面層，該最外表面層中的主要成分為Ti(鈦)碳化物、Ti氮化物和Ti硼化物中的任一者。最外表面層是位于覆膜中最外表面位置的層。然而，應當指出的是，最外表面層可以不形成于包括切削刃棱線的區域中。在α-Al2O3層上沒有形成其他層的情況下，最外表面層直接設置在α-Al2O3層上。
“主要成分為鈦碳化物、鈦氮化物和鈦硼化物中的任一者”是指最外表面層包含90質量％以上的鈦碳化物、鈦氮化物和鈦硼化物中的任一者。優選的是，該表述指除了不可避免的雜質之外，最外表面層由鈦碳化物、鈦氮化物和鈦硼化物中的任一者構成。
在Ti碳化物、Ti氮化物和Ti硼化物之中，特別優選將Ti氮化物(即，表示為TiN的化合物)用作形成最外表面層的主要成分。在這些化合物之中，TiN呈現最明顯的顏色(呈現金色)，因此具有這樣的優點：使得在切削使用后易于識別切削刀片的角部(識別已使用部)。
最外表面層的平均厚度優選為0.05μm至1μm。最外表面層的平均厚度的上限值優選為0.8μm，并且更優選為0.6μm。最外表面層的平均厚度的下限值優選為0.1μm，并且更優選為0.2μm。如果平均厚度小于0.05μm，則存在這樣的可能性：當壓縮殘余應力被施加到覆膜上時，不能充分地提供其效果，因此耐崩裂性沒有得到改善。如果平均厚度大于1μm，則存在最外表面層和與最外表面層相鄰的層之間的密著性劣化的可能性。
<中間層>
優選地，覆膜具有在α-Al2O3層和基材之間的中間層。該中間層形成為含有針狀TiCNO或針狀TiBN。例如，該中間層優選設置在α-Al2O3層和TiCN層之間，該TiCN層設置在α-Al2O3層和基材之間，并且更優選設置在α-Al2O3層和TiCN層之間，并同時與α-Al2O3層和TiCN層相接觸，這是因為，覆膜中的α-Al2O3層的密著性得以提高。該中間層可以通過任何已知方法來形成。應當指出的是，在此，“針狀”是指TiCNO和TiBN晶粒的“針狀”形狀。
該中間層的平均厚度優選為0.3μm至1μm，這是因為覆膜中α-Al2O3層的密著性進一步提高。中間層的平均厚度更優選為0.4μm至0.8μm。另外，中間層的最大厚度和最小厚度之間的差值優選為0.3μm以上。因此，能夠確保覆膜中α-Al2O3層的密著性提高。如果所述中間層的最大厚度和最小厚度之間的差值小于0.3μm，則可能無法充分地得到提高α-Al2O3層的密著性的效果。所述中間層的最大厚度和最小厚度之間的差值上限為0.9μm。如果該差值大于上限0.9μm，則α-Al2O3晶粒可能不均勻且中間層和α-Al2O3層之間的密著性可能會降低。
可以通過離子銑削對與α-Al2O3層的垂直截面平行的覆膜截面進行拋光，并用場致發射掃描電子顯微鏡觀察該拋光截面，從而測定中間層的厚度。
例如，離子銑削的條件如下所示。
加速電壓：6kV
離子束入射角：距離法線0°至5°
離子束輻射時間：300分鐘
例如，可以通過以下方式來確定中間層的平均厚度。上述測量方法在中間層的多個位置處測量中間層的厚度。因此，從這些位置中，選取任意若干位置。可以將在這些若干位置處的各個厚度平均，以確定中間層的平均厚度。也可以由通過上述測量方法測定的中間層的多個位置處的厚度中取得最大厚度和最小厚度，從而確定中間層的最大厚度和最小厚度。
<覆膜的制造方法>
本實施方案中的表面被覆切削工具可以適當地通過利用化學氣相沉積(CVD)法在基材上形成覆膜來制造。在利用CVD法的情況下，沉積溫度為800℃至1200℃，該溫度高于物理氣相沉積法的溫度，從而提高了覆膜和基材之間的密著性。在形成除了α-Al2O3層以外的層作為覆膜的層的情況下，可以通過常規已知的方法形成這些層。
例如，可以借由CVD法通過以下方式來形成α-Al2O3層。
首先，通過已知方法，在形成于基材上的其他層之上形成TiCN層，或者在基材上形成TiCN層而不形成介于二者間的其他層，并且在TiCN層的表面上形成TiCNO層。此外，使TiCNO層的表面氧化，從而引發α-Al2O3晶粒的成核。隨后，形成α-Al2O3層(α-Al2O3晶體生長)。對于α-Al2O3晶粒的成核以及α-Al2O3層的形成(α-Al2O3晶體的生長)而言，待引入的原料氣體中所包含的CO氣體含量設為選自1體積％至5體積％的范圍內。原料氣體中除CO氣體之外的各氣體的含量為：1.3體積％至2.5體積％的AlCl3、2.8體積％至6體積％的HCl、0.4體積％至3體積％的CO2、0.002體積％至0.008體積％的O2，并且余量為H2。CVD裝置的爐內溫度為970℃至1020℃，爐內壓力為70hPa至110hPa。
在α-Al2O3晶粒的成核過程中，引入這樣的原料氣體，其中包含在原料氣體中的CO氣體的含量由選自1體積％至5體積％范圍內的含量瞬時(以脈沖形式)升高。即，首先CO氣體的含量以脈沖的方式改變，從而引發α-Al2O3晶粒的成核，此后，使用具有上述組成的原料氣體從而使α-Al2O3晶粒生長并形成α-Al2O3層。以這種方式，可以形成其中κ-Al2O3晶粒與大量的α-Al2O3晶粒混合的α-Al2O3層。應當指出的是，在成核過程中CO氣體的含量瞬時升高的情況下，可以通過降低作為原料氣體中余量的H2的含量來調節CO氣體含量的升高。這樣做是方便的，這是因為其他氣體各自的含量、CVD裝置的爐內溫度以及爐內的壓力可以保持不變。
優選地，相對于選自1體積％至5體積％范圍內的含量，CO氣體瞬時升高的含量(脈沖高度)為130％至160％。如果該值小于130％，則基于上述表達式(3)計算的κ-Al2O3晶粒的面積比小于0.05％，因此存在耐崩裂性降低的可能性。如果該值大于160％，則κ-Al2O3晶粒的面積比大于7％，因此存在不能獲得優異的耐磨性的可能性。
常規已指出的是，引入的CO氣體的濃度過度升高使低硬度的κ-Al2O3晶粒的面積比增加，從而降低耐磨性。在本實施方案中的表面被覆切削工具的情況下，可以通過引入CO氣體，使得即使當引入的CO氣體的濃度較高時，該濃度也以脈沖的方式改變，從而控制κ-Al2O3晶粒的面積比。然后，對于所形成的α-Al2O3層，基于上述表達式(1)確定的TC(006)大于5。因此可以提高耐磨性。此外，在α-Al2O3層中，基于上述表達式(3)的計算，κ-Al2O3晶粒以0.05％至7％的比例混合。因此可以提高耐崩裂性。
此外，優選以下述方式制造本實施方案中的表面被覆切削工具。在α-Al2O3晶粒成核后的α-Al2O3層形成期間，當形成的α-Al2O3層的厚度為相對于所需厚度的50％至90％時，暫時停止CO2氣體的供給，之后重新開始供給CO2氣體。以這種方式，可以增加α-Al2O3層的前表面中的κ-Al2O3晶粒的面積比。因此，可以制造這樣的表面被覆切削工具，其中在切削工具負載最重的切削初始階段，有效地抑制覆膜中裂紋的產生。
當暫時停止后重新開始供給CO2氣體時，將CO2氣體的含量設定為原料氣體中的原始含量(即，設定為0.4體積％至3體積％)。之后，使用具有上述組成的原料氣體繼續形成α-Al2O3層。以這種方式，可以形成具有期望厚度的α-Al2O3層。為了將κ-Al2O3晶粒的面積比設定在適當的范圍內，CO2氣體供給暫時停止的時間優選為25秒至70秒。因此，在α-Al2O3層中，測量視野中所獲得的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比X為0.1％至20％。該面積比X是利用電子背散射衍射裝置對從所述α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域的分析中獲得的。此外，可以使面積比X高于測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比Y。該面積比Y是利用電子背散射衍射裝置對從所述α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域之外的區域的分析中獲得的。
現在對原料氣體中包含的CO氣體和CO2氣體的各自作用進行描述。在本實施方案中，控制CO氣體的含量，從而在α-Al2O3晶粒的成核期間，使得κ-Al2O3晶粒混合在α-Al2O3層中。此外，在α-Al2O3層的形成(晶粒生長)期間，控制CO2氣體的含量(暫時停止CO2氣體的供給)，從而增加α-Al2O3層的前表面中的κ-Al2O3晶粒相對于全部Al2O3晶粒的比率。在α-Al2O3的形成期間，CO氣體具有抑制反應的作用。因此，在α-Al2O3晶粒的成核期間，CO氣體抑制α-Al2O3層中的α-Al2O3晶粒的產生。因此，在α-Al2O3晶粒的成核期間控制(瞬時增加)CO氣體的含量，從而使得κ-Al2O3晶粒以預定的比率混合在整個α-Al2O3層中。相反，在α-Al2O3的形成期間，CO2氣體具有促進反應的作用。因此，CO2氣體促進α-Al2O3層中的α-Al2O3晶粒的生成(生長)。因此，在α-Al2O3層的形成期間，控制CO2氣體的含量(暫時停止其供給)，從而能夠增加α-Al2O3層的前表面中的κ-Al2O3晶粒相對于全部Al2O3晶粒的比率。
應當指出的是，可以通過適當調節沉積時間(各層的沉積速率為約0.5μm/小時至2μm/小時)來調節α-Al2O3層的厚度和α-Al2O3層之外的其他各個層的厚度。
實施例
下文中，將參照實施例對本發明進行更加詳細的描述。然而，本發明不限于這些實施例。
<實施例1>
<基材的制備>
制備由具有JIS(日本工業標準)B 4120(1998)定義的CNMG120408形狀的硬質合金母材(由Sumitomo Electric Industries制造)形成的基材。將制備的基材分成8組，命名為樣品A1至樣品A8。每組制備3個基材。這些基材具有以下組成：87.0重量％的WC、8.0重量％的Co、2.5重量％的TiC、1.5重量％的NbC和1.0重量％的TaC。
如下文中將描述的那樣，樣品A1至樣品A3為實施例，樣品A4至樣品A8為比較例。
<覆膜的形成>
利用已知方法對樣品A1至樣品A8的基材進行珩磨，并置于CVD裝置中，利用CVD法在各基材的表面上形成覆膜。關于形成覆膜的條件，在下表1中示出了除了α-Al2O3層之外的各層的形成條件。
在利用CVD法形成α-Al2O3層的過程中，將在TiCN層的表面上形成的TiCNO層的表面氧化，從而引發α-Al2O3晶粒的成核，隨后形成α-Al2O3層。特別地，對于α-Al2O3晶粒的成核以及隨后的α-Al2O3層的形成，將待引入的原料氣體中所包含的CO氣體的含量設為2體積％。在下表2中示出了原料氣體的組成中包括CO氣體在內的構成氣體的各含量、以及CVD裝置的爐內溫度和爐內壓力。
應當指出的是，在α-Al2O3晶粒的成核期間，引入CO氣體，并使其含量瞬時變得高于2體積％。此后，使用其中將CO氣體的含量再次設為2體積％的原料氣體，從而使α-Al2O3晶粒生長并形成α-Al2O3層。
特別是在實施例1中，為樣品A1至樣品A7不同地設定CO氣體的瞬時升高含量(脈沖高度)、引入瞬時升高含量的CO氣體的時間(脈沖寬度)、以及瞬時升高含量下引入CO氣體的次數。具體而言，對于樣品A1至A7，相對于原料氣體中的2體積％的CO氣體的含量，將脈沖高度設定為150％或170％，脈沖寬度在0.5分鐘至1.5分鐘的范圍內變化，并且將在瞬時升高含量下引入CO氣體的次數設為2次或3次。
此外，關于原料氣體的組成中的CO2含量，樣品A1至A7與樣品A8不同。關于除了CO2氣體以外的原料氣體的組成，以及CVD裝置的爐內溫度和爐內壓力，樣品A1至A7與樣品A8相同。將樣品A8的條件(例如，瞬時升高含量下引入的CO氣體的脈沖寬度和脈沖高度)設定為與樣品A2的條件相同。在下表2中示出了這些條件。表2中的“脈沖周期”是指從在瞬時升高含量下開始引入CO氣體的開始時間到下一個開始時間的時間段。
各樣品A1至樣品A8所形成的覆膜的層結構從基材開始依次由TiN層、TiCN層、TiCNO層、α-Al2O3層、TiC層和TiN層構成。在下表3中示出了樣品A1至樣品A8的層結構以及各層的厚度(μm)。
表3
<試驗細節>
在實施例1中，如上所述，為每個樣品A1至樣品A8制備了3個樣品。對于三個樣品中的一個樣品，利用X射線照射后刀面(特別是后刀面上距切削刃棱線3mm的位置)，從而測定α-Al2O3層的TC(006)。此外，基于由X射線照射獲得的覆膜的XRD圖案，計算α-Al2O3晶粒的峰計數的數目(Cα)和κ-Al2O3晶粒的峰計數的數目(Cκ)。將它們代入上述表達式(3)，以得到κ-Al2O3晶粒的面積比。此外，對于另一樣品，評價耐磨性。對于剩余的一個樣品，評價耐崩裂性。
耐磨性和耐崩裂性的評價方法如下所示。下表4中示出了評價結果。
<耐磨性試驗>
工件：SCM435(JIS)
切削速度：270m/分鐘
進給：0.35mm/轉
切削深度：1.5mm
切削油：干式
切削時間：15分鐘
評價：切削進行15分鐘后，測量后刀面的磨損寬度Vb(mm)。
按照如下所述的方式對耐磨性進行評價。將樣品A1至樣品A8各自的切削工具置于NC車床上，在上述條件下對工件進行預定時間的切削。此后，觀察切削工具的后刀面上形成的磨損寬度(Vb)，從而對耐磨性進行評價。磨損寬度(Vb)的值越小，則切削工具評價為耐磨性越高。
<耐崩裂性測試>
工件：SCM435(JIS)，開槽材料
切削速度：270m/分鐘
進給：0.25mm/轉
切削深度：1.5mm
切削油：濕式
評價：測定斷裂(崩裂)前所經過的時間(分鐘)。
按照如下所述的方式對耐崩裂性進行評價。將樣品A1至樣品A8各自的切削工具置于NC車床上，在上述條件下對工件進行切削，測定切削工具發生斷裂(崩裂)前所經過的時間，從而對耐崩裂性進行評價。斷裂發生前所經過的時間越長，則切削工具評價為耐崩裂性越高。
表4
在表4中例如由符號A表示的性能等級定義如下：
A：耐磨性和耐崩裂性非常優異(Vb＝0.145以下，且斷裂時間＝5分鐘以上)
B：耐磨性和耐崩裂性優異(Vb＝0.155以下，且斷裂時間＝4.5分鐘以上)
C：耐磨性或耐崩裂性不足(Vb＝大于0.155，或斷裂時間＝小于4.5分鐘)
D：耐磨性和耐崩裂性更加不足(Vb＝大于0.155，且斷裂時間＝小于4.5分鐘)
<評價結果>
由表4可以看出，對應于樣品A1至樣品A3的實施例展示出Vb(mm)為0.155以下的性能以及斷裂時間為4.5分鐘以上的性能，由此能夠將其評價為具有優異的耐磨性和耐崩裂性。關于所有的樣品A1至樣品A3，α-Al2O3層的TC(006)大于5，并且基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為0.7％至4.8％。
與之相比，對應于樣品A4至樣品A8的比較例不能展示出至少Vb(mm)為0.155以下的性能，或斷裂時間為4.5分鐘以上的性能，由此將其評價為耐磨性或耐崩裂性不足。關于所有的樣品A4至樣品A7，α-Al2O3層的TC(006)大于5，然而，基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為0.03％以下或7.5％以上。關于樣品A8，基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為2％，然而，α-Al2O3層的TC(006)為4.53，即小于5。
<分析>
由表4可以清楚地看出，實施例的表面被覆切削工具在耐磨性和耐崩裂性方面優于比較例的表面被覆切削工具，并且能夠實現延長的使用壽命。
<實施例2>
<基材的制備>
制備由具有與實施例1相同的CNMG120408形狀的硬質合金母材(由Sumitomo Electric Industries制造)形成的基材。將制備的基材分成3組，命名為樣品B1至樣品B3。每組制備3個基材。這些基材具有以下組成：94.0重量％的WC、5.5重量％的Co和0.5重量％的Cr3C2。如下文中將描述的那樣，樣品B1為實施例，樣品B2和樣品B3為比較例。
<覆膜的形成>
在與實施例1相同的條件下，對樣品B1至樣品B3的基材進行珩磨，并置于CVD裝置中，利用CVD法形成覆膜。
在利用CVD法形成α-Al2O3層的過程中，將在TiCN層的表面上形成的TiCNO層的表面氧化，從而引發α-Al2O3晶粒的成核，隨后形成α-Al2O3層。特別地，對于α-Al2O3晶粒的成核以及隨后的α-Al2O3層的形成，將待引入的原料氣體中包含的CO氣體的含量設為2.2體積％。在下表5中示出了在原料氣體的組成中包括CO氣體在內的構成氣體的各含量、以及CVD裝置的爐內溫度和爐內壓力。
應當指出的是，在α-Al2O3晶粒的成核期間，引入CO氣體，并使其含量瞬時變得高于2.2體積％。此后，使用其中將CO氣體的含量再次設為2.2體積％的原料氣體，從而使α-Al2O3晶粒生長并形成α-Al2O3層。
特別是在實施例2中，在引入瞬時升高含量下的CO氣體的時間段(脈沖周期)方面，使樣品B1至樣品B3彼此不同。具體而言，樣品B1的脈沖周期為3分鐘、樣品B2的脈沖周期為1分鐘并且樣品B3的脈沖周期為4分鐘。此外，對于樣品B1至樣品B3共通的是，相對于2.2體積％的CO氣體的含量，將脈沖高度設定為140％，脈沖寬度為2分鐘，并且引入瞬時升高含量的CO氣體兩次。在下表5中示出了這些條件。
各樣品B1至樣品B3所形成的覆膜的層結構從基材開始依次由TiN層、TiCN層、TiCNO層、α-Al2O3層、TiC層和TiN層構成。在下表6中示出了樣品B1至樣品B3的層結構以及各層的厚度(μm)。
表6
<試驗細節>
在實施例2中，如上所述，對于每個樣品B1至樣品B3制備3個樣品。對于這三個樣品，類似于實施例1，測定α-Al2O3層的TC(0006)，基于XRD圖案計算κ-Al2O3晶粒的面積比，并且對耐磨性和耐崩裂性進行評價。
耐磨性和耐崩裂性的評價方法如下所示。下表7中示出了評價結果。
<耐磨性試驗>
工件：FCD700(JIS)
切削速度：150m/分鐘
進給：0.3mm/轉
切削深度：1.5mm
切削油：濕式
切削時間：10分鐘
評價：切削進行10分鐘后，測量后刀面的磨損寬度Vb(mm)。
按照如下所述的方式對耐磨性進行評價。將樣品B1至樣品B3的各切削工具置于NC車床上，在上述條件下對工件進行預定時間的切削。此后，觀察切削工具的后刀面上形成的磨損寬度(Vb)，從而對耐磨性進行評價。磨損寬度(Vb)的值越小，則切削工具評價為耐磨性越高。
<耐崩裂性測試>
工件：FCD450(JIS)，開槽材料
切削速度：200m/分鐘
進給：0.2mm/轉
切削深度：1.5mm
切削油：濕式
評價：測定斷裂(崩裂)前的經過時間(分鐘)。
按照如下所述的方式對耐崩裂性進行評價。將樣品B1至樣品B3的各切削工具置于NC車床上，在上述條件下對工件進行切削，測定切削工具發生斷裂(崩裂)前的經過時間，從而對耐崩裂性進行評價。斷裂發生前的經過時間越長，則切削工具評價為耐崩裂性越高。
表7
在表7中例如由符號A表示的性能等級定義如下：
A：耐磨性和耐崩裂性非常優異(Vb＝0.145以下，且斷裂時間＝5分鐘以上)
B：耐磨性和耐崩裂性優異(Vb＝0.155以下，且斷裂時間＝4.5分鐘以上)
C：耐磨性或耐崩裂性不足(Vb＝大于0.155，或斷裂時間＝小于4.5分鐘)
D：耐磨性和耐崩裂性更加不足(Vb＝大于0.155，且斷裂時間＝小于4.5分鐘)
<評價結果>
由表7可以看出，對應于樣品B1的實施例展示出Vb(mm)為0.145的性能以及斷裂時間為5.4分鐘的性能，由此能夠將其評價為具有優異的耐磨性和耐崩裂性。關于樣品B1，α-Al2O3層的TC(006)大于5，并且基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為1.8％。與之相比，對應于樣品B2和樣品B3的比較例不能展示出Vb(mm)為0.155以下的性能，或斷裂時間為4.5分鐘以上的性能，由此將其評價為耐磨性或耐崩裂性不足。關于樣品B2和樣品B3，α-Al2O3層的TC(006)大于5，然而，基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為0.03％或7.2％。
<分析>
由表7可以清楚地看出，實施例的表面被覆切削工具在耐磨性和耐崩裂性方面優于比較例的表面被覆切削工具，并且能夠實現延長的使用壽命。
<實施例3>
<基材的制備>
制備由具有與實施例1相同的CNMG120408形狀的硬質合金母材(由Sumitomo Electric Industries制造)形成的基材。將制備的基材分成6組，命名為樣品C1至樣品C6。每組制備4個基材。這些基材具有以下組成：89.0重量％的WC、6.0重量％的Co、2.5重量％的TiC、1.5重量％的NbC和1.0重量％的ZrC。如下文中將描述的那樣，樣品C1至樣品C4為實施例，樣品C5和樣品C6為比較例。
<覆膜的形成>
在與實施例1相同的條件下，對樣品C1至樣品C6的基材進行珩磨，并置于CVD裝置中，利用CVD法形成覆膜。
在利用CVD法形成α-Al2O3層的過程中，將在TiCN層的表面上形成的TiCNO層的表面氧化，從而引發α-Al2O3晶粒的成核，隨后形成α-Al2O3層。對于α-Al2O3晶粒的成核以及隨后的α-Al2O3層的形成(晶粒的生長)，將待引入的原料氣體中包含的CO氣體的含量設為與實施例1類似的2體積％。此外，在α-Al2O3晶粒的成核期間，引入CO氣體三次，其中其含量瞬時升高到高于2體積％(2.8體積％，即脈沖高度為140％)。此外，將脈沖寬度設為0.9分鐘且將脈沖周期設為5分鐘。在下表8中示出了原料氣體的組成中的構成氣體各自的含量、以及CVD裝置的爐內溫度和爐內壓力。在α-Al2O3晶粒的成核期間的CO氣體的瞬時升高含量、引入瞬時升高含量下的CO氣體的次數、脈沖寬度和脈沖周期方面，樣品C1至樣品C6是彼此相同的。
隨后，在α-Al2O3層的形成(晶粒的生長)期間，在形成的α-Al2O3層的厚度相對于期望的厚度為50％至90％(取決于各個樣品)時，暫時停止包含于原料氣體中的CO2氣體(1體積％)的供給。此后，將CO2氣體的含量設定為原始含量，即1體積％。繼續由具有上述組成的原料氣體形成α-Al2O3層，從而獲得期望的厚度。例如，在樣品C1的情況下，α-Al2O3層的期望厚度為5.4μm。因此，在α-Al2O3層的形成期間，當形成的α-Al2O3層的厚度為4.4μm(即期望厚度的81.5％)時，停止供給包含于原料氣體中的CO2氣體30秒。此后，將CO2氣體的含量設定為1體積％的原始含量。利用具有圖8中示出組成的原料氣體，繼續形成α-Al2O3層，從而獲得厚度為5.4μm的α-Al2O3層。表8的“CO2暫停時間(秒)”欄中示出了樣品C1至樣品C6的暫時停止供給CO2氣體的時間。
各樣品C1至樣品C6所形成的覆膜的層結構從基材開始依次由TiN層、TiCN層、TiCNO層、α-Al2O3層、TiC層和TiN層構成。在下表9中示出了樣品C1至樣品C6的層結構以及各層的厚度(μm)。
表9
<試驗細節>
在實施例3中，如上所述，每個C1至C6均制備4個樣品。類似于實施例1，四個樣品中的三個樣品用于測定α-Al2O3層的TC(0006)，基于XRD圖案計算κ-Al2O3晶粒的面積比，并且評價耐磨性和耐崩裂性。
耐磨性和耐崩裂性的評價方法如下所示。
<耐磨性試驗>
工件：SCM435(JIS)
切削速度：320m/分鐘
進給：0.25mm/轉
切削深度：1.5mm
切削油：干式
切削時間：15分鐘
評價：切削進行15分鐘后，測量后刀面的磨損寬度Vb(mm)。
按照如下所述的方式對耐磨性進行評價。將樣品C1至樣品C6的各切削工具置于NC車床上，在上述條件下對工件進行預定時間的切削。此后，觀察切削工具的后刀面上形成的磨損寬度(Vb)，從而對耐磨性進行評價。磨損寬度(Vb)的值越小，則切削工具評價為耐磨性越高。
<耐崩裂性測試>
工件：SCM435(JIS)，開槽材料
切削速度：250m/分鐘
進給：0.2mm/轉
切削深度：1.5mm
切削油：濕式
評價：測定斷裂(崩裂)前的經過時間(分鐘)。
按照如下所述的方式對耐崩裂性進行評價。將樣品C1至樣品C6的各切削工具置于NC車床上，在上述條件下對工件進行切削，測定切削工具發生斷裂(崩裂)前的經過時間，從而對耐崩裂性進行評價。斷裂發生前的流過時間越長，切削工具評價為耐崩裂性越高。
此外，在實施例3中，對于各樣品C1至樣品C6中的剩余的一個樣品，沿著基材表面的法線方向切割覆膜，基于上述方法用配備有EBSD裝置的FE-SEM(商標：“SU6600”，由Hitachi High-Technologies Corporation制造)分析所得的截面。由此，分別計算α-Al2O3層的兩個區域的測量視野中的κ-Al2O3晶粒相對于全部Al2O3晶粒的面積比X和Y。下表10示出了上述評價的結果。
在本實施例中，面積比X是指測量視野中的κ-Al2O3晶粒相對于全部Al2O3晶粒的面積比，該測量視野在從α-Al2O3層的前表面(即，從α-Al2O3層和TiC層之間的界面)到向內延伸1μm深度的區域中。面積比Y是指κ-Al2O3晶粒相對于全部Al2O3晶粒的面積比，該測量視野在從所述α-Al2O3層的前表面(即，從α-Al2O3層和TiC層之間的界面)到向內延伸1μm深度的區域之外的區域中。
用防水砂紙對用于計算κ-Al2O3晶粒的面積比X和Y而形成的截面進行拋光，并隨后通過用Ar離子的離子銑削以進一步進行平滑化處理。由此制備了截面。離子銑削裝置和離子銑削的條件如下所示。
離子銑削裝置(商標：“SM-09010”，由JEOL Ltd.制造)
加速電壓：6kV
離子束入射角：距基材前表面的法線方向為0°
離子束輻射時間：6小時
在表10中例如由符號A表示的性能等級定義如下：
A：耐磨性和耐崩裂性非常優異(Vb＝0.165以下，且斷裂時間＝5分鐘以上)
B：耐磨性和耐崩裂性優異(Vb＝大于0.165且為0.200以下，且斷裂時間＝3分鐘以上且小于5分鐘)
C：耐磨性或耐崩裂性不足(Vb＝大于0.200，或斷裂時間＝小于3分鐘)
<評價結果>
由表10可以看出，對應于樣品C1至樣品C4的實施例展示出Vb(mm)為0.200以下的性能以及斷裂時間為3分鐘以上的性能，由此能夠將其評價為具有優異的耐磨性和耐崩裂性。關于所有的樣品C1至樣品C4，α-Al2O3層的TC(006)大于5，并且基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為0.06％至3.5％。
特別地，關于樣品C1和樣品C2，在從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域的測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比X為0.1％至20％。因此，相對于樣品C3和樣品C4，可以將樣品C1和樣品C2評價為具有進一步優異的耐磨性和耐崩裂性。
與之相比，對應于樣品C5和樣品C6的比較例被評價為在性能上劣于對應于樣品C1至樣品C4的實施例，并且耐磨性或耐崩裂性不足。關于樣品C5，α-Al2O3層的TC(006)小于5。此外，基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為0.03以下。關于樣品C6，盡管α-Al2O3層的TC(006)大于等于5，然而基于XRD圖案的κ-Al2O3晶粒的面積比為9％。關于樣品C5和樣品C6，在從α-Al2O3層的前表面到向內延伸1μm深度的區域中，測量視野中的κ-Al2O3晶粒與全部Al2O3晶粒的面積比X不在0.1％至20％的范圍內。
<分析>
由表10可以清楚地看出，實施例的表面被覆切削工具在耐磨性和耐崩裂性方面優于比較例的表面被覆切削工具，并且能夠實現延長的使用壽命。
盡管如上所述對本發明的實施方案和實施例進行了說明，但是從開始就預想可以對上述實施方案和實施例的特征進行適當地組合或以多種方式進行變型。
應當理解的是，本文所公開的實施方案在每個方面都是示例性而非限制性的。本發明的范圍旨在由權利要求書的權項、而不是上述實施方案來限定，并且旨在包括與權利要求書等同的范圍和含義內的任何變型。
附圖標記列表
1第一峰；2第二峰；3第三峰；4第四峰；5第五峰；6第六峰；7第七峰。