專利名稱：硬質被覆層具有優異的耐崩刃性的表面被覆金屬陶瓷制切削工具的制作方法
技術領域：
本發明涉及表面被覆金屬陶瓷制切削工具(以下稱為被覆金屬陶瓷工具)，該切削工具特別是在鋼和鑄鐵等的高速斷續切削時，對于以極短的間隔反復附加于切削刃的機械熱沖擊，硬質被覆層發揮優異的耐崩刃性。
背景技術：
過去，一般地人們知道在用碳化鎢(以下用WC表示)基超硬合金或碳氮化鈦(以下用TiCN表示)基金屬陶瓷構成的基體(以下總稱它們叫做工具基體)的表面，形成用以下(a)和(b)構成的硬質被覆層而成的被覆金屬陶瓷工具(a)作為下部層，包括任一均是化學汽相沉積形成的Ti的碳化物(以下用TiC表示)層、氮化物(以下用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、和碳氮氧化物(以下用TiCNO表示)層之中的1層或2層以上、并且具有3-20μm的合計平均層厚的Ti化合物層；(b)作為上部層，在化學汽相沉積形成的狀態下具有α型晶體結構，并且具有1-15μm的平均層厚的汽相沉積α型氧化鋁(Al2O3)層。還知道，該被覆金屬陶瓷工具例如在各種鋼和鑄鐵等的連續切削和斷續切削中使用。
另外還知道，一般地構成上述被覆金屬陶瓷工具的硬質被覆層的Ti化合物層或Al2O3層具有粒狀晶體組織，而且，以提高層自身的強度為目的，用通常的化學汽相沉積裝置，使用作為反應氣體的有機碳氮化物、例如含有CH3CN的混合氣體，在700-950℃的中溫溫度區進行化學汽相沉積，由此形成構成上述Ti化合物層的TiCN層，并使之具有縱向長大晶體組織。 特開平6-31503號公報特開平6-8010號公報
發明內容
近年的切削裝置的高性能化驚人地顯著，另一方面，針對切削加工的省力和節能化、進而低成本化的要求強烈，與之相伴，切削加工有更加高速化的傾向，對于上述現有被覆金屬陶瓷工具，在將其用于鋼和鑄鐵等的在通常條件下的連續切削或斷續切削的場合雖沒有問題，但特別是在切削條件最苛刻的高速斷續切削、即以極短的間隔對切削刃部反復地附加機械熱沖擊的高速斷續切削中使用它的場合，雖然作為硬質被覆層的下部層的Ti化合物層具有高強度，顯示優異的耐沖擊性，雖然構成其上部層的汽相沉積α型Al2O3層為硬質、耐熱性優異，但是對機械熱沖擊是極為脆弱的，由于上述原因，硬質被覆層易發生崩刃(微小缺損)。其結果在比較短的時間就達到使用壽命，這是現狀。
于是，本發明人從上述的觀點出發，為了謀求構成上述被覆金屬陶瓷工具的硬質被覆層的上部層的Al2O3層的耐崩刃性提高而進行研究的結果，在工具基體表面，采用通常的化學汽相沉積裝置，作為下部層，在通常的條件下形成上述Ti化合物層后，在同樣通常條件下形成在汽相沉積形成的狀態下具有κ型或θ型的晶體結構的Al2O3層，接著同樣地采用化學汽相沉積裝置，在 反應氣體組成按體積％計，TiCl40.2-3％、CO20.2-10％、Ar5-50％、H2余量； 反應氣氛溫度900-1020℃； 反應氣氛壓力7-30kPa； 時間1-10分的條件下處理上述Al2O3層表面時， 在用組成式TiOX 表示的場合，同樣地用俄歇光譜分析裝置測定，按對Ti的原子比計X值滿足1.2-1.9的Ti氧化物微粒分散分布于上述Al2O3層表面，在此狀態下，實施加熱處理，優選在壓力7-50kPa的Ar氣氛中、以在溫度1000-1200℃保持10-120分的條件實施加熱處理，使上述κ型或θ型的晶體結構的Al2O3層相變成α型晶體結構的Al2O3層時，對于此結果的加熱相變α型Al2O3層，一樣地分散分布于上述相變前的Al2O3層表面的Ti氧化物微粒，成為在從上述κ型或θ型的晶體結構向α型晶體結構相變之際發生的裂紋(斷裂)的起點，相變發生的裂紋極微細化，并且為一樣地分散分布的狀態，與此同時，與層厚無關，即，即使層厚有變化，在X射線衍射測定中也顯示出在(006)面和(018)面顯現一樣的強度、并且明確的衍射峰的X射線衍射圖，作為此結果，變得具備優異的耐崩刃性，因此，對于硬質被覆層的上部層用上述加熱相變α型Al2O3層構成、下部層用上述Ti化合物層(此Ti化合物層在上述條件下的加熱處理中什么變化也未引起)構成的被覆金屬陶瓷工具，即使是伴有特別激烈的機械熱沖擊的高速斷續切削加工，上述加熱相變α型Al2O3層與具有高強度的上述Ti化合物層的共存相輔相成，發揮優異的耐崩刃性，因此硬質被覆層的崩刃發生顯著被抑制，長期地顯示優異的耐磨性，從而得到這一研究結果。
本發明是基于上述研究結果完成的，本發明的硬質被覆層具有優異的耐崩刃性的被覆金屬陶瓷工具，其特征在于，在用WC基超硬合金或TiCN基金屬陶瓷構成的工具基體表面，形成用以下(a)和(b)構成的硬質被覆層從而制得(a)作為下部層的、包括均是化學汽相沉積形成的TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層、和TiCNO層之中的1層或2層以上、并且具有3-20μm的合計平均層厚的Ti化合物層； (b)作為上部層的加熱相變α型Al2O3層，所述加熱相變α型Al2O3層是在以化學汽相沉積的狀態具有κ型或θ型的結晶結構的Al2O3層的表面，作為相變發生的裂紋的起點材料使用經由化學汽相沉積形成、且用組成式TiOX表示的物質時，使采用俄歇光譜分析裝置測定，按對Ti的原子比計X值滿足1.2-1.9的Ti氧化物微粒分散分布的狀態下，實施加熱處理，使上述具有κ型或θ型的晶體結構的Al2O3層的晶體結構相變成α型晶體結構，與此同時，在X射線衍射測定中顯示出在(006)面和(018)面顯現明確的衍射峰的X射線衍射圖，并且具有1-15μm的平均層厚。
下面，關于本發明的被覆金屬陶瓷工具的硬質被覆層的構成層，說明按照上述進行數值限定的理由。
(a)下部層(Ti化合物層)的平均層厚 Ti化合物層自身具有高強度，由于它的存在，硬質被覆層具備高強度，此外，該層與工具基體和作為上部層的加熱相變α型Al2O3層的任一個都牢固地附著，所以具有有助于提高硬質被覆層對工具基體的附著性的作用，但其合計平均層厚不足3μm時，不能夠充分地發揮上述作用，另一方面，當其合計平均層厚超過20μm時，在特別是伴有高熱發生的高速斷續切削中易引起熱塑性變形，這成為不均勻磨損的原因，因此將其合計平均層厚確定為3-20μm。
(b)Ti氧化物微粒的組成(X值) Ti氧化物微粒按照上述的那樣為汽相沉積α型Al2O3層向加熱相變α型Al2O3層加熱相變時發生的裂紋的起點，因此加熱相變α型Al2O3層中的相變發生的裂紋微細化，并且一樣地分散分布，此結果，上述加熱相變α型Al2O3層具備優異的耐崩刃性，此外，在X射線衍射測定中顯示出在(006)面和(018)面與層厚無關地出現一樣的強度的明確的衍射峰的X射線衍射圖，即不分散形成上述Ti氧化物微粒就難以形成顯示出上述X射線衍射圖的加熱相變α型Al2O3層，但按對Ti的原子比計其X值不足1.2、和超過1.9時也不能夠充分地發揮相變發生的裂紋微細化效果，且形成顯示出在(006)面和(018)面顯現明確的衍射峰的X射線衍射圖的加熱相變α型Al2O3層變得困難，因此按對Ti的原子比計，將其X值確定為1.2-1.9。
(c)上部層(加熱相變α型Al2O3層)的平均層厚 加熱相變α型Al2O3層由于Al2O3自身具有的高硬度和優異的耐熱性，使硬質被覆層的耐磨性提高，與此同時，按照上述的那樣，由于自身具備的優異的耐崩刃性，故具有顯著抑制硬質被覆層發生崩刃的作用，但其平均層厚不足1μm時，不能充分發揮上述作用，另一方面，當其平均層厚超過15μm過于變厚時，易發生崩刃，因此將其平均層厚確定為1-15μm。
以切削工具的使用前后的辨別為目的，根據需要也可以汽相沉積形成具有黃金色色調的TiN層，但此情況下的平均層厚優選0.1-1μm，這是由于下述原因當不足0.1μm時，得不到充分的辨別效果，另一方面，上述TiN層的上述辨別效果在直到1μm為止的平均層厚下即足夠。
發明效果 本發明的被覆金屬陶瓷工具，在機械熱沖擊極高、且伴有高的發熱的鋼的高速斷續切削中，構成硬質被覆層的上部層的加熱相變α型Al2O3層發揮優異的耐崩刃性，因此長期顯示出優異的耐磨性。
附圖的簡單說明
圖1是表示構成本發明的被覆金屬陶瓷工具3的硬質被覆層的加熱相變α型Al2O3層(目標層厚15μm)的X射線衍射圖的圖。
圖2是表示構成本發明的被覆金屬陶瓷工具9的硬質被覆層的加熱相變α型Al2O3層(目標層厚10μm)的X射線衍射圖的圖。
圖3是表示構成本發明的被覆金屬陶瓷工具12的硬質被覆層的加熱相變α型Al2O3層(目標層厚5μm)的X射線衍射圖的圖。
圖4是表示構成以往的被覆金屬陶瓷工具3的硬質被覆層的汽相沉積α型Al2O3層(目標層厚15μm)的X射線衍射圖的圖。
圖5是表示構成以往的被覆金屬陶瓷工具9的硬質被覆層的汽相沉積α型Al2O3層(目標層厚10μm)的X射線衍射圖的圖。
圖6是表示構成以往的被覆金屬陶瓷工具12的硬質被覆層的汽相沉積α型Al2O3層(目標層厚5μm)的X射線衍射圖的圖。
發明的
具體實施例方式 下面通過實施例具體地說明本發明的被覆金屬陶瓷工具。
作為原料粉末，準備均具有1-3μm的平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN粉末、以及Co粉末，將這些原料粉末配合成表1所示的配合組成，再加入蠟，在丙酮中用球磨機混合24小時，減壓干燥后，以98MPa的壓力加壓成型為規定形狀的壓粉體，將該壓粉體以在5Pa的真空中、在1370-1470℃的范圍內的規定溫度保持1小時的條件進行真空燒結，燒結后，對切削刃部分實施R0.07mm的珩磨加工，分別制造了具有ISO標準·CNMG120408所規定的多刃刀片形狀的WC基超硬合金制的工具基體A-F。
另外，作為原料粉末，準備均具有0.5-2μm的平均粒徑的TiCN(按質量比計TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末、以及Ni粉末，將這些原料粉末配合成表2所示的配合組成，用球磨機濕式混合24小時，干燥后，以98MPa的壓力加壓成型為壓粉體，將此壓粉體在1.3kPa的氮氣氛中、在溫度1540℃保持1小時的條件下燒結，燒結后，對切削刃部分實施R0.07mm的珩磨加工，制造了具有ISO標準·CNMG120412的片形狀的TiCN基金屬陶瓷制的工具基體a-f。
其次，在這些工具基體A-F和工具基體a-f的表面，使用通常的化學汽相沉積裝置，在表3(表3中的1-TiCN是表示特開平6-8010號公報中記載的具有縱向長大晶體組織的TiCN層的形成條件的，這以外，是顯示通常的粒狀晶體組織的形成條件的。)所示的條件下，采用表5所示的組合、并且按目標層厚汽相沉積形成作為硬質被覆層的下部層的Ti化合物層，接著，同樣在表3所示的條件下，同樣采用表5所示的組合、并且按目標層厚汽相沉積形成晶體結構為κ型或θ型的Al2O3層，接著，在上述κ型或θ型的Al2O3層表面，同樣在表4所示的條件下，采用表5所示的組合汽相沉積形成Ti氧化物微粒，在這樣的狀態下，在30kPa的Ar氣氛中、在溫度1100℃保持20-100分的范圍內的規定時間的條件對其實施加熱處理，形成使上述κ型或θ型的晶體結構的Al2O3層相變成α型晶體結構的Al2O3層而成的加熱相變α型Al2O3層作為硬質被覆層的上部層，由此分別制造了本發明被覆金屬陶瓷工具1-13。
在制造上述本發明被覆金屬陶瓷工具1-13時，分別另行準備試驗片，將此試驗片同樣地裝進化學汽相沉積裝置，在上述試驗片表面形成了Ti氧化物微粒的時刻從裝置取出，用俄歇光譜分析裝置測定上述Ti氧化物微粒的組成(X值)。
另外，出于比較目的，按表6所示，同樣地在表3所示的條件下，形成同樣表6所示的目標層厚的汽相沉積α型Al2O3層作為硬質被覆層的上部層，并且，不進行上述Ti氧化物微粒的形成和在上述條件下的加熱處理，除此以外，在同一條件下分別制造了現有被覆金屬陶瓷工具1-13。
出于觀察構成此結果得到的上述本發明被覆金屬陶瓷工具1-13和現有被覆金屬陶瓷工具1-13的硬質被覆層的加熱相變α型Al2O3層和汽相沉積α型Al2O3層的差異，測定了X射線衍射。
首先，作為X射線衍射測定用試樣，使用在X射線衍射圖上只在(001)面和(002)面顯現衍射峰的單晶WC作為基體試樣，在此基體試樣的表面，在與本發明被覆金屬陶瓷工具3、9和12的目標層厚為15μm、10μm、和5μm的加熱相變α型Al2O3層、以及現有被覆金屬陶瓷工具3、9和12的同樣目標層厚為15μm、10μm、和5μm的汽相沉積α型Al2O3層的形成條件相同的條件下，分別直接形成目標層厚為15μm、10μm、和5μm的加熱相變α型Al2O3層和汽相沉積α型Al2O3層，分別制備了本發明被覆試樣A-C和現有被覆試樣a-c。
接著，采用下述方法進行這些被覆試樣的上述加熱相變α型Al2O3層和汽相沉積α型Al2O3層的X射線衍射測定使用通常的X射線衍射裝置，對于設置于X射線管中的Cu陽極(靶)，在電壓40kV、電流350mA的條件下加速照射金屬W燈絲發生的熱電子，由此從上述Cu陽極表面發生具有0.154nm波長的特性X射線Cu-Kα射線，將上述特性X射線照射在上述被覆試樣表面，從上述被覆試樣散射的X射線之中，將以與相對于被覆試樣表面的X射線入射角度θ相等的角度衍射的X射線的強度用X射線檢測器測定。圖1-6表示出此測定結果。
比較表示本發明被覆試樣A-C的加熱相變α型Al2O3層的X射線衍射圖的圖1-3、和表示現有被覆試樣a-c的汽相沉積α型Al2O3層的X射線衍射圖的圖4-6，由此明確對于上述加熱相變α型Al2O3層，在任何層厚下都在(006)面和(018)面顯現一樣的強度、并且明確的衍射峰，與此相比，對于上述汽相沉積α型Al2O3層，在這些(006)面和(018)面不存在衍射峰。
另外，關于此結果得到的本發明被覆金屬陶瓷工具1-13和現有被覆金屬陶瓷工具1-13，用俄歇光譜分析裝置測定(觀察層的縱截面)它的硬質被覆層的構成層證實了前者均由具有與目標組成實質上相同的組成的Ti化合物層和加熱相變α型Al2O3層構成，并且在表面部在加熱處理前汽相沉積的Ti氧化物微粒也在上述測定中顯示與目標組成實質上相同的組成。另一方面，后者均同樣由具有與目標組成實質上相同的組成的Ti化合物層和汽相沉積α型Al2O3層構成。此外，使用掃描電鏡測定(同樣縱截面測定)這些被覆金屬陶瓷工具的硬質被覆層的構成層厚度，均顯示出與目標層厚實質上相同的平均層厚(測定5點的平均值)。
其次，將上述各種的被覆金屬陶瓷工具均用固定夾具緊固在工具鋼制的刀具的尖端部，在此狀態下，關于本發明被覆金屬陶瓷工具1-13和現有被覆金屬陶瓷工具1-13，進行下述試驗，在任一切削試驗中都測定了切削刃的后隙面磨損寬。所述試驗為在被削材JIS·SCM440的長度方向等間隔開有4條縱溝槽的圓棒、切削速度400m/min、切口1.6mm、走刀量0.25mm/rev、切削時間3分的條件下的合金鋼的干式高速斷續切削試驗(通常的切削速度為200m/min)；在被切削材JIS·S45C的長度方向等間隔開有4條縱溝槽的圓棒、切削速度420m/min、切口1.5mm、走刀量0.25mm/rev、切削時間3分的條件下的碳素鋼的干式高速斷續切削驗(通常的切削速度為200m/min)；在被切削材JIS·FC300的長度方向等間隔開有4條縱溝槽的圓棒、切削速度450m/min、切口1.0mm、走刀量0.20mm/rev、切削時間5分的條件下的鑄鐵的干式高速斷續切削試驗(通常的切削速度為250m/min)。表7表示出了此測定結果。
[表1] 類別 配合組成(質量％) Co TiC ZrC VC TaC NbC Cr3C2 TiN TaNWC工具基體A 7 - - - - - - - -余量B 5.7 - - - 1.5 0.5 - - -余量C 5.7 - - - - - 1 - -余量D 8.5 - 0.5 - - - 0.5 - -余量E 12.5 2 - - - - - 1 2余量F 14 - - 0.2 - - 0.8 - -余量 [表2] 類別 配合組成(質量％)CoNiZrCTaC NbCMo2CWC TiCN 工 具 基 體 a135-10 -1016 余量 b87-5 -7.5- 余量 c5--- -610 余量 d105-11 2-- 余量 e9418 -1010 余量 f125.5-10 -9.514.5 余量 [表3] 硬質被覆層的構成層 形成條件(反應氣氛的壓力表示kPa，溫度表示℃) 類別目標組成(原子比)反應氣體組成(體積％) 反應氣氛壓力 溫度 TiCTiCTiCl44.2％，CH48.5％，H2余量7 1020 TiN(第1層)TiNTiCl44.2％，N230％，H2余量30 900 TiN(其它層)TiNTiCl44.2％，N235％，H2余量50 1040 1-TiCN1-TiC0.5N0.5TiCl44.2％，N220％，CH3CN0.6％，H2余量7 900 TiCNTiC0.5N0.5TiCl44.2％，N220％，CH44％，H2余量12 1020 TiCOTiC0.5O0.5TiCl44.2％，CO4％，H2余量7 1020 TiCNOTiC0.3N0.3O0.4TiCl44.2％，CO3％，CH43％，N220％，H2余量20 1020 α-Al2O3α-Al2O3AlCl32.2％，CO25.5％，HCl2.2％，H2S0.2％、H2余量7 1000 κ-Al2O3κ-Al2O3AlCl33.3％，CO25.5％，HCl2.2％，H2S0.2％、H2余量7 950 θ-Al2O3θ-Al2O3AlCl34.3％，CO25.5％，HCl1.2％，H2S0.2％、H2余量7 800 [表4] Ti氧化物 微粒類別 Ti氧化物 微粒的 目標組成 (原子比)形成條件 反應氣體組成(體積％)反應氣氛時間(分) 壓力(kPa) 溫度(℃) TiOX-a TiO1.20 TiCl40.5％、CO20.2％，Ar40％，H2余量 30 10201 TiOX-b TiO1.35 TiCl43％、CO25％，Ar40％，H2余量 7 10002 TiOX-c TiO1.50 TiCl43％、CO210％，Ar50％，H2余量 14 10002 TiOX-d TiO1.60 TiCl41％、CO24.5％，Ar40％，H2余量 7 10005 TiOX-e TiO1.75 TiCl41％、CO28％，Ar10％，H2余量 7 9508 TiOX-f TiO1.90 TiCl40.2％、CO25％，Ar5％，H2余量 7 90010 [表5] 類別工具基體標號硬質被覆層(括號內目標層厚μm) Ti氧化物 微粒標號加熱處理后 第1層 第2層 第3層 第4層 第5層 本 發 明 被 覆 金 屬 陶 瓷 工 具 1A TiN (1) 1-TiCN (17.5) TiN (1) TiCNO (0.5) θ型 Al2O3 (15) TiOX-b相變成α型Al2O3 2B TiCN (1) 1-TiCN (8.5) TiCO (0.5) κ型 Al2O3 (9) - TiOX-a相變成α型Al2O3 3C TiN (1) 1-TiCN (4) TiC (4) TiCNO (1) κ型 Al2O3 (15) TiOX-c相變成α型Al2O3 4D TiC (1) 1-TiCN (9) θ型 Al2O3 (3) - - TiOX-d相變成α型Al2O3 5E TiN (1) 1-TiCN (4.5) TiCO (0.5) κ型 Al2O3 (5) - TiOX-e相變成α型Al2O3 6F TiN (0.5) 1-TiCN (1.5) TiC (0.5) TiCNO (0.5) κ型 Al2O3 (3) TiOX-f相變成α型Al2O3 7A TiN (1) 1-TiCN (8) TiCNO (0.5) κ型 Al2O3 (1) - TiOX-b相變成α型Al2O3 8a TiN (1) TiCN (19) κ型 Al2O3 (15) - - TiOX-c相變成α型Al2O3 9b TiC (0.5) 1-TiCN (9) TiCO (0.5) κ型 Al2O3 (10) - TiOX-d相變成α型Al2O3 10c TiN (1) TiC (1) TiCN (7) TiCO (1) θ型 Al2O3 (15) TiOX-e相變成α型Al2O3 11d TiN (1) TiC (1) 1-TiCN (8) κ型 Al2O3 (3) - TiOX-a相變成α型Al2O3 12e TiC (1) 1-TiCN (4) TiCNO (1) κ型 Al2O3 (5) - TiOX-b相變成α型Al2O3 13f TiCN (0.5) TiC (2) TiCNO (0.5) θ型 Al2O3 (3) - TiOX-c相變成α型Al2O3 [表6] 類別 工具 基體 標號 硬質被覆層(括號內目標層厚) 第1層 第2層 第3層第4層第5層 現 有 被 覆 金 屬 陶 瓷 工 具1 A TiN (1) 1-TiCN (17.5) TiN (1)TiCNO(0.5)蒸鍍α型Al2O3(15)2 B TiCN (1) 1-TiCN (8.5) TiCO (0.5)蒸鍍α型Al2O3(9)-3 C TiN (1) 1-TiCN (4) TiC (4)TiCNO(1)蒸鍍α型Al2O3(15)4 O TiC (1) 1-TiCN (9) 蒸鍍α型 Al2O3 (3)--5 E TiN (1) 1-TiCN (4.5) TiCO (0.5)蒸鍍α型Al2O3(5)-6 F TiN (0.5) 1-TiCN (1.5) TiC (0.5)TiCNO(0.5)蒸鍍α型Al2O3(3)7 A TiN (1) 1-TiCN (8) TiCNO (0.5)蒸鍍α型Al2O3(1)-8 a TiN (1) TiCN (19) 蒸鍍α型 Al2O3 (15)--9 b TiC (0.5) 1-TiCN (9) TiCO (0.5)蒸鍍α型Al2O3(10)-10 c TiN (1) TiC (1) TiCN (7)TiCO(1)蒸鍍α型Al2O3(15)11 d TiN (1) TiC (1) 1-TiCN (8)蒸鍍α型Al2O3(3)-12 e TiC (1) 1-TiCN (4) TiCNO (1)蒸鍍α型Al2O3(5)-13 f TiCN (0.5) TiC (2) TiCNO (0.5)蒸鍍α型Al2O3(3)- [表7]類別 后隙面磨損寬(mm)類別 切削試驗結果 合金鋼 碳素鋼 鑄鐵 合金鋼 碳素鋼 鑄鐵本發明被覆金屬陶瓷工具 1 0.28 0.29 0.26現有被覆金屬陶瓷工具 1 使用壽命2.7分 使用壽命2.8分 使用壽命3.3分 2 0.31 0.33 0.29 2 使用壽命2.3分 使用壽命2.3分 使用壽命2.7分 3 0.27 0.28 0.26 3 使用壽命2.8分 使用壽命2.8分 使用壽命3.6分 4 0.37 0.38 0.37 4 使用壽命1.8分 使用壽命1.8分 使用壽命2.2分 5 0.35 0.37 0.33 5 使用壽命1.9分 使用壽命1.9分 使用壽命2.3分 6 0.37 0.39 0.36 6 使用壽命1.8分 使用壽命1.8分 使用壽命2.4分 7 0.39 0.40 0.38 7 使用壽命1.6分 使用壽命1.7分 使用壽命3.2分 8 0.29 0.31 0.29 8 使用壽命2.7分 使用壽命2.8分 使用壽命3.5分 9 0.30 0.32 0.29 9 使用壽命2.2分 使用壽命2.1分 使用壽命2.7分 10 0.26 0.27 0.25 10 使用壽命2.9分 使用壽命2.6分 使用壽命3.1分 11 0.38 0.40 0.37 11 使用壽命1.7分 使用壽命1.7分 使用壽命2.2分 12 0.34 0.35 0.33 12 使用壽命1.9分 使用壽命1.8分 使用壽命2.2分 13 0.38 0.39 0.36 13 使用壽命1.7分 使用壽命1.6分 使用壽命2.1分 (表中，使用壽命原因是硬質被覆層上發生的崩刃) 由表5-7所示的結果明確本發明的被覆金屬陶瓷工具1-13，在機械熱沖擊極高、且伴有高的發熱的鋼和鑄鐵的高速斷續切削中，構成硬質被覆層的上部層的加熱相變α型Al2O3層也發揮優異的耐崩刃性，因此顯著抑制切削刃部分發生崩刃，顯示優異的耐磨性，與此相比，硬質被覆層的上部層由上述汽相沉積α型Al2O3層構成的現有被覆陶瓷金屬工具1-13，在高速斷續切削中上述汽相沉積α型Al2O3層不耐受激烈的機械熱沖擊，切削刃部分發生崩刃，在比較短的時間就達到使用壽命。
如上述的那樣，本發明的被覆金屬陶瓷工具，各種鋼和鑄鐵等的在通常的條件下的連續切削和斷續切削不必說，特別是在機械熱沖擊極高、且伴有高的發熱的切削條件最苛刻的高速斷續切削中也顯示優異的耐崩刃性，經過長期也發揮優異的切削性能，因此，能夠充分滿足地適應切削裝置的高性能化、以及切削加工的省力和節能化、以及低成本化。
權利要求
1.一種硬質被覆層具有優異的耐崩刃性的表面被覆金屬陶瓷制切削工具，其特征在于，在用碳化鎢基超硬合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷構成的工具基體表面，形成用以下(a)和(b)構成的硬質被覆層從而形成(a)作為下部層的、包括均化學汽相沉積形成的Ti的碳化物層、氮化物層、碳氮化物層、碳氧化物層、和碳氮氧化物層之中的1層或2層以上、并且具有3-20μm的合計平均層厚的Ti化合物層；(b)作為上部層的加熱相變α型氧化鋁層，所述加熱相變α型Al2O3層是在以化學汽相沉積的狀態具有κ型或θ型的結晶結構的Al2O3層的表面，作為相變發生的裂紋的起點材料使用經由化學汽相沉積形成、且用組成式TiOX表示的物質時，使采用俄歇光譜分析裝置測定，按對Ti的原子比計X值滿足1.2-1.9的Ti氧化物微粒分散分布的狀態下，實施加熱處理，使上述具有κ型或θ型的晶體結構的氧化鋁層的晶體結構相變成α型晶體結構，與此同時，在X射線衍射測定中顯示出在(006)面和(018)面顯現明確的衍射峰的X射線衍射圖，并且具有1-15μm的平均層厚。
全文摘要
提供一種硬質被覆層具有優異的耐熱沖擊性的表面被覆金屬陶瓷制切削工具，所述表面被覆金屬陶瓷制切削工具，在用WC基超硬合金或TiCN基金屬陶瓷構成的工具基體表面，形成用以下(a)和(b)構成的硬質被覆層從而形成(a)作為下部層的、包括均由化學汽相沉積形成的TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層、和TiCNO層之中的1層或2層以上、并且具有3－20μm的合計平均層厚的Ti化合物層；(b)作為上部層的加熱相變α型Al2O3層，具有1－15μm的平均層厚。
文檔編號C23C16/30GK1616169SQ20041008982
公開日2005年5月18日 申請日期2004年11月1日 優先權日2003年10月30日
發明者早樋拓也, 對馬文雄, 大鹿高歲 申請人:三菱綜合材料株式會社