专利名称：表面包覆金属陶瓷制切削工具的制作方法
技术领域：
本发明涉及构成硬质包覆层的上部层的改性α型Al2O3层具有优异的晶粒界面强度的表面包覆金属陶瓷制切削工具，特别是涉及下述表面包覆金属陶瓷制切削工具(以下，称包覆金属陶瓷工具)，其在对自身具有高粘性且对切削时的切削工具表面部的硬质包覆层的粘接性也高，从而切削阻力非常大的软钢、不锈钢以及高锰钢等难切削材料进行的高速切削加工中，硬质包覆层显示出优异的耐碎裂性，从而能长期发挥优异的耐磨损性。
背景技术：
以往，公知有下述包覆金属陶瓷工具，其在由碳化钨(以下，表示为WC)基硬质合金或者碳氮化钛(以下，表示为TiCN)基金属陶瓷构成的基体(以下，将这些总称为工具基体)的表面上，蒸镀形成有硬质包覆层，所述硬质包覆层，(a)下部层是Ti化合物层，包括均由化学蒸镀形成的Ti的碳化物(以下，表示为TiC)层、氮化物(以下，同样表示为TiN)层、碳氮化物(以下，表示为TiCN)层、碳氧化物(以下，表示为TiCO)层、以及碳氮氧化物(以下，表示为TiCNO)层中的一层或者两层以上，且具有3～20μm的合计平均层厚，(b)上部层是具有2～20μm的平均层厚、且在化学蒸镀的状态下具有α型结晶构造的氧化铝层(以下，称为现有α型Al2O3层)，该包覆金属陶瓷工具可用在例如各种一般钢或普通铸铁等的切削加工中(专利文献1特开平6-31503号公报)。
此外，在上述包覆金属陶瓷工具中，还公知有下述方案，即，其硬质包覆层的构成层一般具有粒状结晶组织，进而，对于构成作为下部层的Ti化合物层的TiCN层，为了提高层自身的强度，借助通常的化学蒸镀装置，通过使用含有有机碳氮化物的混合气体作为反应气体，在700～950℃的中温温度范围中进行化学蒸镀，来形成该层，从而具有纵长成长结晶组织(专利文献2特开平6-8010号公报)。
近年来切削装置的高性能化显著，另一方面对切削加工的省力化以及节能化、进而低成本化的要求增强，与之相伴，切削加工有更加高速化的倾向。但是，上述现有包覆金属陶瓷工具，在用于低合金钢或碳素钢等一般钢、进而灰铸铁等普通铸铁的高速切削加工时没有问题，但特别是在用于对软钢或不锈钢、进而高锰钢等难切削材料的高速切削加工时，现状为在比较短的时间下就到达了使用寿命。其原因是，上述难切削材料自身具有高粘性且对切削时切削工具表面部的硬质包覆层的粘接性也高，再加上该倾向会由于在高速切削时所产生的高热量而进一步增大，所以切削阻力非常大，另一方面，构成现有包覆金属陶瓷工具的硬质包覆层的现有α型Al2O3层的高温强度对于耐受这样的高切削阻力而言不够，其结果，易于在切削刃部发生碎裂(微小缺口)。
发明内容
因此，本发明人等从上述观点出发，着眼于由上述现有α型Al2O3层构成硬质包覆层的上部层的现有包覆金属陶瓷工具，进行了旨在提高特别是上述现有α型Al2O3层的耐碎裂性的研究，结果得到了以下(a)～(c)的研究结果。
(a)作为上述现有包覆金属陶瓷工具的硬质包覆层的现有α型Al2O3层，一般借助通常的化学蒸镀装置在下述条件下蒸镀形成，即，反应气体组成以容量％计为AlCl32～4％、CO24～8％、HCl1～3％、H2S0.05～0.2％、H2其余；反应气氛温度1020～1050℃；反应气氛压力6～10kPa。
但是，若将α型Al2O3层同样借助通常的化学蒸镀装置在例如下述条件下蒸镀形成，则形成的α型Al2O3层(以下，称为改性α型Al2O3层)除α型Al2O3层自身具有的优异的高温硬度以及耐热性之外，与上述现有α型Al2O3层相比，还具有更优异的高温强度，所述条件为，反应气体组成以容量％计为AlCl36～10％、CO24～8％、HCl3～5％、H2S0.25～0.6％、H2其余；反应气氛温度920～1000℃；反应气氛压力6～10kPa。
(b)对于上述现有α型Al2O3层以及改性α型Al2O3层，如图1中通过概略立体图示意性地表示的、构成α型Al2O3层的晶粒所具有的六方晶晶格和上述α型Al2O3层的表面研磨面的关系那样，使用场致发射式扫描电子显微镜和电子反向散射衍射像装置，对存在于表面研磨面的测定范围内的具有六方晶晶格的每个晶粒照射电子射线，并测定上述晶粒的各晶面各自的法线与上述表面研磨面的法线相交的角度，并根据该测定结果，选出作为晶粒的构成晶面的(0001)面以及{10-10}面，进而求出分别在选出的(0001)面以及{10-10}面邻接的晶粒相互的界面(晶粒界面单位)上的、(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度，在该情况下，上述改性α型Al2O3层呈现出下述晶粒界面排列，即，(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位占所有晶粒界面单位的45％以上，与之相对，在上述现有α型Al2O3层中呈现为，(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位占所有晶粒界面单位的25％以下。
该结果显示，与上述现有α型Al2O3层相比，上述改性α型Al2O3层具有更优异的晶粒界面强度，这样提高了晶粒界面强度后的α型Al2O3层，自身的高温强度显著提高。
(c)因此，将除了优异的高温硬度以及耐热性之外还具有更优异的高温强度的上述改性α型Al2O3层作为硬质包覆层的上部层，与下部层的上述Ti化合物层一起，蒸镀形成在上述工具基体的表面上而成的包覆金属陶瓷工具，即便在对特别是切削阻力显著较高的上述难切削材料的高速切削加工中，也不会在上述硬质包覆层发生碎裂，结果，可长时间发挥优异的耐磨损性。
本发明是基于上述研究成果而作出的，其特征在于，通过在工具基体的表面上，蒸镀形成由下述(a)以及(b)构成的硬质包覆层而成，硬质包覆层的改性α型氧化铝层具有优异的晶粒界面强度，特别是在难切削材料的高速切削加工中，硬质包覆层发挥优异的耐碎裂性，其中，(a)为作为下部层的Ti化合物层，由均通过化学蒸镀形成的Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层、以及碳氮氧化物层中的一层或者两层以上构成，而且具有3～20μm的合计平均层厚，(b)为作为上部层的改性α型氧化铝层，在化学蒸镀的状态下具有α型的结晶构造，呈现出下述晶粒界面排列，且具有2～20μm的平均层厚，所述晶粒界面排列为，使用场致发射式扫描电子显微镜和电子反向散射衍射像装置，对存在于表面研磨面的测定范围内的具有六方晶晶格的每个晶粒照射电子射线，并测定上述晶粒的各晶面各自的法线与上述表面研磨面的法线相交的角度，根据该测定结果选出作为晶粒的构成晶面的(0001)面以及{10-10}面，进而求出分别在选出的(0001)面以及{10-10}面邻接的晶粒相互的界面(晶粒界面单位)上的、(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度，在该情况下，上述(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位，占所有晶粒界面单位的45％以上。
以下，对于本发明的包覆金属陶瓷工具的硬质包覆层的构成层，说明按上述方式限定数值的理由。
(a)Ti化合物层(下部层)Ti化合物层基本作为上部层即改性α型Al2O3层的下部层而存在，借助自身具备的优异的高温强度，对硬质包覆层的高温强度的提高有帮助，此外，由于与工具基体和改性α型Al2O3层均牢固地紧贴，所以对硬质包覆层向工具基体的紧贴性的提高也有帮助作用。但是，Ti化合物层，在其合计平均层厚不足3μm时，上述作用不能充分发挥，另一方面，若其合计平均层厚超过20μm，则特别是在伴有高热量产生的难切削材料的高速切削中，易引起热塑性变形，这会成为偏磨损的原因。因此，Ti化合物层的合计平均层厚定为3～20μm。
(b)改性α型Al2O3层(上部层)如上所述，根据大量试验结果可知，在下述情况下，晶粒界面强度进一步提高在晶粒界面排列中，分别邻接的晶粒相互的界面(晶粒界面单位)上的、(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位，占所有晶粒界面单位的45％以上。因此，在各法线彼此的相交角度的上限为例如16度的情况、或各法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位的占有比例不足45％的情况下，无法确保希望的优异的晶粒界面强度。另一方面，在满足上述条件的情况下，改性α型Al2O3层除了α型Al2O3层自身具有的优异的高温硬度以及耐热性之外，还具有优异的高温强度。
此外，改性α型Al2O3层，其平均层厚不足2μm时，无法令硬质包覆层充分具备上述特性，另一方面，若该平均层厚超过20μm，则特别是在难切削材料的高速切削加工中，易发生碎裂。因此，该平均层厚定为2～20μm。
另外，为了识别切削工具使用前后的不同状态，根据必要也可以蒸镀形成具有金黄色色调的TiN层作为硬质包覆层的最表面层，该情况下TiN层的平均层厚在0.1～1μm即可。这是因为，若该平均层厚不足0.1μm，则得不到足够的识别效果，另一方面，上述TiN层得到的上述识别效果在1μm以下的平均层厚时就足够了。
本发明的包覆金属陶瓷工具，构成硬质包覆层的上部层的改性α型Al2O3层除了α型Al2O3层自身具有的高温硬度以及耐热性之外，还具有优异的高温强度，再加上下部层的Ti化合物具有的优异的高温强度，即便在切削阻力高的难切削材料的高速切削中，也不会在硬质包覆层发生碎裂，可发挥优异的耐磨损性，进一步延长使用寿命。
图1是示意地表示构成α型Al2O3层的晶粒所具有的六方晶晶格和上述α型Al2O3层的表面研磨面的关系的概略立体图。
具体实施例方式
接着，借助实施例对本发明的包覆金属陶瓷工具进行具体说明。
实施例作为原料粉末，准备均具有1～3μm的平均粒径的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、以及Co粉末，将这些原料粉末配合为表1所示的配合组成，进而加入蜡而在丙酮中用球磨机混合24小时，并减压干燥，之后以98Mpa的压力冲压成形为既定形状的压粉体，将该压粉体在5Pa的真空中，在1370～1470℃的范围内的既定温度下保持1小时，在此条件下进行真空烧结，烧结后，通过对切削刃部进行R0.07mm的珩磨加工，来分别制造具有ISO·CNMG120408所规定的多刃刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体A～F。
此外，作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm平均粒径的TiCN粉末(质量比为TiC/TiN＝50/50)、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末、以及Ni粉末，将这些原料粉末配合为表2所示的配合组成，借助球磨机湿式混合24小时，干燥之后，以98Mpa的压力冲压成形为压粉体，将该压粉体在1.3kPa的氮气氛围中，以在1540℃的温度下保持1小时的条件进行烧结，烧结后，通过对切削刃部进行R0.07mm的珩磨加工，来分别制造具有ISO·CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制工具基体a～f。
接着，将这些工具基体A～F以及工具基体a～f分别装入通常的化学蒸镀装置中，(a)首先，在表3所示的条件下，蒸镀形成表4所示目标层厚的Ti化合物层作为硬质包覆层的下部层。另外，表3中的1-TiCN表示的是特开平6-8010号公报中所记载的具有纵长成长结晶组织的TiCN层的形成条件，此外表示通常的粒状结晶组织的形成条件。
(b)接着，在下述条件下，同样以表4所示的目标层厚，同样地蒸镀形成改性α型Al2O3层作为上部层，由此分别制造本发明的包覆金属陶瓷工具1～13，所述条件为，反应气体组成以容量％计为AlCl36～10％的范围内的既定量、CO26％、HCl4％、H2S0.25～0.6％范围内的既定量％、H2其余；反应气氛温度960℃反应气氛压力8kPa。
此外，为了进行比较，在下述条件下，以如表5所示目标层厚形成作为硬质包覆层的上部层的现有α型Al2O3层，此外为相同条件，分别制造现有包覆金属陶瓷工具1～13，所述条件为，反应气体组成以容量％计为AlCl32～4％的范围内的既定量、CO26％、HCl2％、H2S0.05～0.2％范围内的既定量、H2其余；反应气氛温度1030℃；反应气氛压力8kPa。
接着，使用场致发射式扫描显微镜以及电子反向散射衍射像装置，对构成上述本发明包覆金属陶瓷工具1～13以及现有包覆金属陶瓷工具1～13的硬质包覆层的上部层的改性α型Al2O3层以及现有α型Al2O3层，进行晶粒界面排列的调查。
即，对上述本发明的包覆金属陶瓷工具1～13的改性α型Al2O3层、以及现有包覆金属陶瓷工具1～13的现有α型Al2O3层，首先以各自的表面为研磨面的状态，设定在场致发射型扫描电子显微镜的镜筒内，以70度的入射角度向上述表面研磨面以1nA的照射电流，对存在于各上述表面研磨面的测定范围内的具有六方晶晶格的各晶粒照射加速电压为15kV的电子射线，使用电子反向散射衍射像装置，对30×50μm的区域以0.1μm/step的间隔，测定上述晶粒的各晶面各自的法线与上述表面研磨面的法线的相交角度，根据该测定结果，选出作为晶粒的构成晶面的(0001)面以及{10-10}面，进而求出分别在选出的(0001)面以及{10-10}面邻接的晶粒相互的界面(晶粒界面单位)上的、(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度，算出上述(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位在所有晶粒界面单位中所占的比例(以下，称为交角为15度以下的晶粒界面单位的比例)，分别表示在表4、5中。
如表4、5分别表示的那样，本发明的包覆金属陶瓷工具1～13的改性α型Al2O3层，都呈现出交角为15度以下的晶粒界面单位的比例在45％以上的晶粒界面排列，与之相对，现有包覆金属陶瓷工具1～13的现有α型Al2O3层都呈现出交角为15度以下的晶粒界面单位的比例在25％以下的晶粒界面排列。
此外，用扫描型电子显微镜测定由该结果得到的本发明的包覆金属陶瓷工具1～13以及现有包覆金属陶瓷工具1～13的硬质包覆层的构成层的层厚(纵剖面测定)，结果都呈现出与目标层厚基本相同的平均层厚(5点测定的平均值)。
接着，对上述本发明的包覆金属陶瓷工具1～13以及现有包覆金属陶瓷工具1～13的各种包覆金属陶瓷工具，都在由固定夹具螺纹固定在工具钢制刀头末端部的状态下，进行下述条件(称为切削条件A)下的不锈钢的干式断续高速切削试验(通常的切削速度150m/min.)，即，被切削材料JIS·SUS430制的沿长度方向有等间隔的4条纵槽的圆棒、切削速度250m/min.、
切深1.2mm、进给量0.25mm/rev.、切削时间10分，进行下述条件(称为切削条件B)下的软钢的干式连续高速切削试验(通常的切削速度250m/min.)，即，被切削材料JIS·S15C的圆棒、切削速度400m/min.、切深1.5mm、进给量0.28mm/rev.、切削时间10分，进而进行下述条件(称为切削条件C)下的高锰钢的干式断续高速切削试验(通常的切削速度150m/min.)，即，被切削材料JIS·SMn443制的沿长度方向有等间隔的4条纵槽的圆棒、切削速度250m/min.、切深1.5mm、进给量0.22mm/rev.、切削时间10分，所有切削试验都测定切削刃后面磨损宽度。该测定结果在表6中表示。
表1
表2
表3
表4
(接下页表格)
(续上页表格)
表5
表6
(表中，※表示由于硬质包覆层中产生的碎裂而导致到达使用寿命的切削时间)从表4～6所示结果可知，本发明的包覆金属陶瓷工具1～13中，作为硬质包覆层的上部层的改性α型Al2O3层都呈现出交角为15度以下的晶粒界面单位的比例为45％以上的晶粒界面排列，其结果，上述改性α型Al2O3层除了优异的高温硬度以及耐热性外，还具有优异的晶粒界面强度，即优异的高温强度，所以即使是在对切削阻力非常高的难切削材料的高速切削中，也不会发生碎裂，显示出优异的耐磨损性，与之相对，作为硬质包覆层的上部层的现有α型Al2O3层的晶粒界面排列中，交角为15度以下的晶粒界面单位的比例在25％以下，其结果，上述现有α型Al2O3层不具备足够的高温强度，所以现有包覆金属陶瓷工具1～13均会在进行难切削材料的高速切削加工时在硬质包覆层发生碎裂，在比较短的时间内到达使用寿命。
如上所述，本发明的包覆金属陶瓷工具，不用说各种钢或铸铁等的高速切削加工，即便对特别是自身具有高粘性，且对切削时的切削工具表面部的硬质包覆层的粘接性也高，从而切削阻力非常大的软钢或不锈钢、进而高锰钢等难切削材料进行高速切削加工时，也不会发生碎裂，显示出优异的耐磨损性，可长期发挥优异的切削性能。因此，本发明的包覆金属陶瓷工具可充分应对切削装置的高性能化以及切削加工的省力化以及节能化，进而可充分应对低成本化。
以上，说明了本发明的优选实施例，但本发明不限定于这些实施例。可在不脱离本发明宗旨的范围内进行结构的附加、省略、置换、以及其他的变更。本发明不受上述说明的限定，只由权利要求的范围限定。
权利要求
1.一种表面包覆金属陶瓷制工具，通过在由碳化钨基硬质合金或者碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的表面上，蒸镀形成由下述(a)以及(b)构成的硬质包覆层而成，硬质包覆层的改性α型氧化铝层具有优异的晶粒界面强度，其中，(a)为作为下部层的Ti化合物层，由均通过化学蒸镀形成的Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层、以及碳氮氧化物层中的一层或者两层以上构成，而且具有3～20μm的合计平均层厚，(b)为作为上部层的改性α型氧化铝层，在化学蒸镀的状态下具有α型的结晶构造，呈现出下述晶粒界面排列，且具有2～20μm的平均层厚，所述晶粒界面排列为，使用场致发射式扫描电子显微镜和电子反向散射衍射像装置，对存在于表面研磨面的测定范围内的具有六方晶晶格的每个晶粒照射电子射线，并测定上述晶粒的各晶面各自的法线与上述表面研磨面的法线相交的角度，根据该测定结果选出作为晶粒的构成晶面的(0001)面以及{10-10}面，进而求出分别在选出的(0001)面以及{10-10}面邻接的晶粒相互的界面(晶粒界面单位)上的、(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度，在该情况下，上述(0001)面的法线彼此以及{10-10}面的法线彼此的相交角度为15度以下的晶粒界面单位，占所有晶粒界面单位的45％以上。
全文摘要
本发明的表面包覆金属陶瓷制切削工具，在工具基体表面上形成有由Ti化合物层的下部层和α型Al
文档编号C23C14/06GK1966264SQ200610160338
公开日2007年5月23日 申请日期2006年11月16日 优先权日2005年11月18日
发明者长田晃, 中村惠滋, 本间尚志 申请人:三菱麻铁里亚尔株式会社