表面包覆切削工具的制作方法

本发明涉及一种在长期间表现出优异的耐剥离性和耐崩刀性的表面包覆切削工具(以下，称为包覆工具)，尤其在高速、且断续性/冲击性的负荷作用于切削刃的高进给量、高切深量的高速断续切削条件下，进行各种钢或铸铁等的切削加工时，硬质包覆层也能够发挥优异的耐剥离性和耐崩刀性。

本申请主张基于2014年5月30日于日本申请的专利申请2014-112772号及2015年5月21日于日本申请的专利申请2015-104021号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术：

以往，一般已知有在由碳化钨(以下，用WC表示)基硬质合金或碳氮化钛(以下，用TiCN表示)基金属陶瓷构成的基体(以下，将这些统称为工具基体)的表面蒸镀形成有硬质包覆层的包覆工具，该硬质包覆层由以下的(a)及(b)构成。

(a)下部层为由Ti的碳化物(以下，用TiC表示)层、氮化物(以下，同用TiN表示)层、碳氮化物(以下，用TiCN表示)层、碳氧化物(以下，用TiCO表示)层及碳氮氧化物(以下，用TiCNO表示)层中的一层或两层以上的Ti化合物层构成，

(b)上部层为在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的氧化铝层(以下，用Al₂O₃层表示)。

然而，如上述的以往的包覆工具，例如在各种钢或铸铁等的连续切削中发挥优异的耐磨性，但将该包覆工具用于高速断续切削的情况下，容易发生包覆层的剥离或崩刀，存在工具寿命变短等问题。

因此，为了抑制包覆层的剥离和崩刀，提出有对下部层和上部层进行了改良的各种包覆工具。

例如，专利文献1中公开有在由WC基硬质合金或TiCN基金属陶瓷构成的工具基体的表面蒸镀形成硬质包覆层而成的包覆工具，专利文献1的硬质包覆层由以下(a)及(b)构成。

(a)作为下部层的由Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层及碳氮氧化物层中的一层或两层以上构成且具有3～20μm的整体平均层厚的Ti化合物层，

(b)作为上部层的如下氧化铝层：具有1～15μm的平均层厚，且在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的同时，使用场发射扫描电子显微镜，对存在于表面研磨面的测量范围内的具有刚玉型六方晶晶格的各个晶粒照射电子射线，测量所述表面研磨面的法线与作为所述晶粒的晶面的(0001)面及(10-10)面的法线所成的倾斜角，此时所述晶粒具有在晶格点分别存在由Al及氧构成的构成原子的刚玉型六方晶的晶体结构，根据其结果所得的测量倾斜角，计算在相邻的晶粒的界面中由各个所述构成原子在所述晶粒之间共用一个构成原子的晶格点(构成原子共有晶格点)构成的重位晶界的分布，以ΣN+1表示由在所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点存在N个(其中，在刚玉型密排六方晶的晶体结构中N为2以上的偶数，但是从分布频率的观点考虑，将N的上限设为28时，不存在偶数4、8、14、24及26)的构成原子共有晶格点形态的重位晶界时，在表示各ΣN+1在ΣN+1总体所占的分布比例的构成原子共有晶格点分布图表中，显示出在Σ3存在最高峰，且所述Σ3在ΣN+1总体中所占的分布比例为60～80％的构成原子共有晶格点分布图表。

已知由该包覆工具在高速断续切削加工中表现出优异的耐崩刀性。

并且，专利文献2中提出有，在工具基体的表面包覆下部层和氧化铝层的包覆工具，或者工具基体与下部层之间隔着中间层在下部层上包覆了氧化铝层的包覆工具中，通过将该氧化铝层的Σ3重位晶界比率设为80％以上，来改善耐崩刀性和耐月牙洼磨损性。

并且，专利文献3中的一种表面包覆切削工具是将下部层为Ti化合物层、上部层为将由α型Al₂O₃层构成的硬质包覆层蒸镀形成而成的，其中，将下部层正上方的Al₂O₃晶粒的30～70面积％设为(11-20)取向Al₂O₃晶粒，将上部层的所有Al₂O₃晶粒的45面积％以上设为(0001)取向Al₂O₃晶粒，进一步优选在下部层的最表层中形成仅在至500nm的深度区域内含有0.5～3原子％的氧的含氧TiCN层，并且，将下部层最表层的含氧TiCN晶粒数与在下部层与上部层的界面中的Al₂O₃晶粒数的比值设为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断续切削中改善耐剥离性和耐崩刀性的方案。

专利文献

专利文献1：日本专利公开2006-198735号公报(A)

专利文献2：国际公开第2013/038000号(A)

专利文献3：日本专利公开2013-63504号公报(A)

近年来，切削装置的高性能化非常显著，另一方面强烈要求对切削加工的省力化及节能化、还有低成本化。伴随与此，切削加工进一步高速化，并具有在高切深量或高进给量等的重切削、断续切削等中有高负荷作用于切削刃的倾向。将上述以往的包覆工具用于钢或铸铁等的通常条件下的连续切削时并没有问题。但是，将以往的包覆工具在高速断续重切削条件下使用时，构成硬质包覆层的由Ti化合物层构成的下部层与由Al₂O₃层构成的上部层的粘附强度不充分，皮膜的韧性也不够充分。

因此，发生上部层与下部层之间的剥离、崩刀等异常损害，在较短时间内达到工具寿命。

因此，本发明人从上述观点出发，为了提升崩刀、剥离等的耐异常损害性，及进一步实现工具寿命的长寿命化，通过以下方式进行了深入的研究，即通过改善由Ti化合物层构成的下部层与由Al₂O₃层构成的上部层的粘附性，来防止发生剥离、崩刀等的异常损害的同时提高Al₂O₃层的韧性。其结果得出如下见解：包覆形成有由Ti化合物层构成的下部层与由Al₂O₃层构成的上部层的包覆工具中，在示出由Al₂O₃层构成的重位晶界总长中所占的、由各构成原子共有晶格点构成的重位晶界长度的比例的重位晶界分布图表中，Σ3至Σ29的范围内，在Σ3存在最高峰，在提高Σ3重位晶界的分布比例的同时，提高具有所述下部层与所述上部层的界面至所述上部层的最表面连续的Σ3的构成原子共有晶格点形态的晶界的比例，由此可实现耐剥离性提高。

技术实现要素：

本发明是根据上述见解，经过反复深入的研究而完成的，具有以下方式。

(1)一种表面包覆切削工具，具备由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体与在该工具基体的表面蒸镀形成的硬质包覆层，其中，

所述硬质包覆层具有在工具基体的表面形成的下部层与在该下部层上形成的上部层，

(a)所述下部层具有3～20μm的合计平均层厚，并由Ti化合物层构成，所述Ti化合物层由TiC、TiN、TiCN、TiCO、TiCNO中的两层以上构成，其中的至少一层由TiCN层构成；

(b)所述上部层具有2～20μm的平均层厚，并由在进行了化学蒸镀的状态下具有α型晶体结构的Al₂O₃层构成；

(c)对于所述上部层的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的各晶粒照射电子射线，测量由刚玉型六方晶晶格构成的各个晶格面的法线的取向，从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，并计算由构成晶格界面的各个构成原子在所述晶格之间共用一个构成原子的晶格点(称为“构成原子共有晶格点”)构成的重位晶界的分布，以ΣN+1表示所述构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点存在N个(其中，在刚玉型密排六方晶的晶体结构中N为2以上的偶数，但是从分布频率的观点考虑，将N的上限设为28时，不存在偶数4、8、14、24及26)的构成原子共有晶格点形态时，计算各自的分布比例，表示Σ3至Σ29的范围内的重位晶界总长中所占的由各构成原子共有晶格点形态构成的重位晶界的比例的重位晶界分布图表中，在Σ3至Σ29的范围内，在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例占Σ3至Σ29的范围内的70％以上；

(d)分布于所述上部层整体的Al₂O₃晶粒中的具有Σ3的构成原子共有晶格点形态的晶界中，具有从所述下部层与所述上部层的界面至所述上部层的最表面连续的Σ3的构成原子共有晶格点形态的晶界比例为60％以上。

(2)根据(1)所述的表面包覆切削工具，所述下部层(a)的最表层由至少具有500nm以上的层厚的TiCN层构成，若除去作为不可避杂质的氧，则仅在从所述TiCN层与所述上部层的界面至500nm的深度区域中含有氧，所述深度区域中所含有的平均含氧量为所述深度区域中含有的Ti、C、N、O的合计含量的1～3原子％。

(3)根据(1)或(2)所述的表面包覆切削工具，对于所述上部层的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于该截面研磨面的测量范围内的具有刚玉型六方晶的晶体结构的各晶粒照射电子射线，在0～45度的范围内测量所述晶粒的晶面即(0001)面的法线相对所述工具基体的表面的法线所成的倾斜角时，相对工具基体的表面的法线所成的倾斜角在0～10度的范围内倾斜角区间存在最高峰，并且其倾斜角为0～10度的范围内的Al₂O₃晶粒存在于该倾斜角区间中度数合计为倾斜角度数分布图表中的全部度数的70％以上。

(4)根据(1)～(3)中任一个所述的表面包覆切削工具，所述上部层的Al₂O₃晶粒中，纵横比为5以上的晶粒占面积比例的80％以上。

根据本发明的包覆工具，硬质包覆层的上部层中的Σ3重位晶界的分布比例高于70％以上，并且，上部层中的Σ3重位晶界的60％以上从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续形成。由此，所述包覆工具的上部层内部的晶界强度提升，显示出优异的耐剥离性和耐崩刀性。

此外，本发明的下部层的最表层由含有氧的TiCN层(以下，也称为含氧TiCN层)形成。由此，提升所述包覆工具的上部层与下部层的粘附强度，并且能够进一步提升存在于所述0～10度的范围内的倾斜角区间的度数比例，能够更进一步提升耐磨性。

此外，上部层的Al₂O₃晶粒中，以面积比例计纵横比为5以上的晶粒为80％以上，由此发挥优异的耐磨性。并且，上部层的Al₂O₃晶粒存在于0～10度的范围内的倾斜角区间的度数的合计为全部度数的70％以上，由此进一步提高耐磨性。

因此，根据本发明的包覆工具，即使在高速且有断续性/冲击性负荷作用于切削刃的高进给量、高切深量的高速断续重切削条件下进行各种钢和铸铁等的切削加工时，也不发生剥离、崩刀等的异常损害，在长期的使用中发挥优异的耐磨性。

附图说明

图1表示本发明包覆工具中的重位晶界分布图表的一例。

图2表示本发明包覆工具中的倾斜角度数分布图表的一例。

图3表示比较例包覆工具中的重位晶界分布图表的一例。

图4表示比较例包覆工具中的倾斜角度数分布图表的一例。

具体实施方式

在此对本发明的实施方式进行详细说明。

(a)下部层：

构成下部层的Ti化合物层(例如，TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层)基本上作为Al₂O₃层的下部层而存在，通过Ti化合物所具有的优异的高温强度，对硬质包覆层赋予高温强度。此外，下部层的Ti化合物层均粘附于工具基体表面及由Al₂O₃层构成的上部层，具有维持硬质包覆层相对于工具基体的粘附性的作用。然而，下部层的Ti化合物层的合计平均层厚小于3μm时，不能充分发挥上述作用。另一方面，下部层的Ti化合物层的合计平均层厚大于20μm时，尤其在伴随着产生高热的高速重切削/高速断续切削中容易引发热塑性变形，而成为不均匀磨损的原因。鉴于以上问题，下部层的Ti化合物层的合计平均层厚定为3～20μm。上述下部层的Ti化合物层的合计平均层厚优选为5～15μm，但并不限定于此。

(b)下部层的最表层：

本发明的实施方式中的下部层(也包括下部层的最表层)可以在与以往方法同样的化学蒸镀条件下成膜，但是下部层的最表层优选例如由以下方式形成。

即，首先使用通常的化学蒸镀装置，蒸镀形成由TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层及TiCNO层中的一层或两层以上构成的各种Ti化合物层(另外，当然也可以仅蒸镀形成TiCN层)。之后，同样使用通常的化学蒸镀装置，在以下条件下进行化学蒸镀，作为下部层的最表层形成含氧TiCN层。

反应气体组成(容量％)：2～10％的TiCl₄、0.5～1.0％的CH₃CN、25～60％的N₂、余量为H₂、

反应气氛温度：750～930℃、

反应气氛压力：5～15kPa。

即，本发明的实施方式中的下部层优选包含含氧TiCN层，该含氧TiCN层在形成一层或两层以上的各种Ti化合物层之后通过上述条件形成且为下部层的最表层。并且，下部层的最表层的形成工序中，得到规定的层厚而所必须的蒸镀时间结束前的5分钟至30分钟之间，加入相对于反应气体总量1～5容量％的CO气体进行化学蒸镀。由此，能够使在从下部层的最表面与上部层的界面至在下部层的最表层的层厚方向上最大500nm的深度区域中含有的平均含氧量为Ti、C、N、O的合计含量的1～3原子％，因此容易蒸镀形成含有上述的平均含氧量的氧的含氧TiCN层。另外，在下部层的最表层的膜厚方向上，距该下部层的最表层与上部层的界面超过500nm的深度区域中，容许作为不可避杂质含有小于0.5原子％的氧。因此，本发明所定义的“不含有氧”是指，严格来讲氧的含量小于0.5原子％。

关于由含氧TiCN层构成的所述下部层的最表层，例如为了在其上形成优选的Al₂O₃晶粒(参考后述(c))，所述最表层以至少500nm以上的层厚形成，且在从该含氧TiCN层与上部层的界面至在层厚方向上最大500nm的深度区域中含有的氧可设为Ti、C、N、O的合计含量的1～3原子％。由此，能够仅在至所述含氧TiCN层的膜厚方向上最大500nm的深度区域含有氧。

在此，如上述限定含氧TiCN层的深度区域，是因为若在深于500nm的区域中含有氧，则TiCN层的最表面的组织形态会容易从柱状组织变成粒状组织。并且，难以将下部层的最表层正上方的Al₂O₃晶粒的构成原子共有晶格点形态设为所希望的形态。

但是，至深度区域500nm的平均含氧量小于1原子％时，则容易使上部层与下部层的TiCN的粘附强度的提升幅度变低。并且，难以得到下部层的最表层正上方的Al₂O₃晶粒的构成原子共有晶格点形态。另一方面，若该深度区域中的平均含氧量超过3原子％，则下部层的最表层正上方的上部层的Al₂O₃中Σ3在Σ3至Σ29的范围内所占的分布比例会小于70％，上部层的高温硬度会容易降低。上述含氧TiCN层的至500nm的深度区域内含有的平均含氧量优选为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)表示的从构成下部层的最表层的所述TiCN层与上部层的界面至在该TiCN层的层厚方向上500nm的深度区域中的钛(Ti)、碳(C)、氮(N)及氧(O)的合计含量中所占的氧(O)含量。

本发明的实施方式的下部层可以使用与以往方法同样的化学蒸镀条件成膜，但作为本发明的实施方式的下部层的最表层优选形成上述的含氧TiCN层。

(c)上部层的Al₂O₃晶粒：

在下部层的最表层蒸镀形成所述(b)的含氧TiCN层之后，以以下条件形成上部层的Al₂O₃层。

即，以以下条件处理所述(b)中形成的含氧TiCN层的表面。

<下部层表面处理>

反应气体组成(容量％)：2～10％的CO、2～10％的CO₂、余量为H₂、

气氛温度：900～950℃、

气氛压力：5～15kPa、

处理时间：20～60min。

接着，以以下的蒸镀条件进行Al₂O₃的初期成长之后蒸镀形成Al₂O₃上层，由此形成由具有规定的构成原子共有晶格点形态的Al₂O₃晶粒构成的上部层。Al₂O₃初期成长工序是为了可靠地形成规定的上部层而进行。另外，本发明的实施方式中，将上部层的目标层厚设为在Al₂O₃初期成长工序和Al₂O₃上层形成工序中形成的膜厚的合计。

<Al₂O₃初期成长>

反应气体组成(容量％)：0.5～3％的AlCl₃、1～5％的CO₂、0.5～2.0％的HCl、余量为H₂、

气氛温度：950～1040℃、

气氛压力：5～15kPa、

处理时间：10～120min。

<Al₂O₃上层形成>

反应气体组成(容量％)：1～3％的AlCl₃、3～15％的CO₂、1～3％的HCl、0.5～1.5％的H₂S、余量为H₂、

反应气氛温度：950～1040℃、

反应气氛压力：5～15kPa、

处理时间：(至成为所设目标的上部层层厚)。

另外，若整个上部层的层厚小于2μm，则不能在长期的使用中发挥优异的高温强度及高温硬度，另一方面，若超过20μm，则容易发生崩刀，由此将上部层的层厚定为2～20μm。上述上部层的层厚优选为3～15μm，但并不限定于此。

并且，本发明的实施方式中，将下部层表面处理工序的处理时间设定为20～60min。由此，能够提高从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例。并且，将下部层表面处理工序的气氛温度设定为900～950℃。由此，下部层的最表层与上部层界面的粘附性提升。上述下部层表面处理工序的处理时间优选为25～45min，但并不限定于此。并且，上述下部层的表面处理的气氛温度优选为900～930℃，但并不限定于此。

另外，Al₂O₃上层形成工序的反应气体中，AlCl₃的添加量优选为1.5～2.5％，CO₂的添加量优选为5～10％，HCl的添加量优选为1.5～2.5％，H₂S的添加量优选为0.75～1.25％，但并不限定于此。

并且，对构成上部层的具有α型的晶体结构的Al₂O₃晶粒，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，详细解析了由其构成原子共有晶格点形态构成的重位晶界，则在重位晶界分布图表中，显示出在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例为Σ3至Σ29的范围内所占分布比例的70％以上。

并且，本发明的实施方式中，在所述(c)的成膜条件中，调整了Al₂O₃上层形成工序中的CO₂和H₂S的添加量。由此，上部层的重位晶界分布图表中，容易在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰，且所述Σ3的分布比例容易成为Σ3至Σ29的范围内所占的分布比例的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％，则Al₂O₃晶粒的晶界强度不够充分，而受到高负荷作用时的抑制崩刀、缺损等的发生的效果不够充分。

因此，本发明的实施方式中定为，在上部层的重位晶界分布图表中，在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰的同时，Σ3至Σ29的范围内所占的Σ3的分布比例为70％。上述Σ3至Σ29的范围内所占的Σ3的分布比例优选为75～90％，但并不限定于此。

上部层的构成原子共有晶格点形态可通过以下步骤测量。

首先，对于包覆工具，将其纵截面(垂直于包覆工具表面的截面)设为研磨面。

之后，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对存在于截面研磨面的测量范围内的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒照射电子射线，测量各晶格面的法线的取向所成的角度。

接着，从该测量结果，计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，计算构成晶格界面的各构成原子在所述晶格间共用一个构成原子的晶格点(“构成原子共有晶格点”)的分布。

然后，以ΣN+1表示在所述构成原子共有晶格点间存在N个(其中，刚玉型六方晶晶格的晶体结构中N为2以上的偶数，但是从分布频率的观点考虑，将N的上限设为28时，不存在偶数4、8、14、24及26)不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态时，计算各自的分布比例，并制作表示在Σ3至Σ29的范围内所占的晶界总长的所有单位形态的合计分布比例中所占的各ΣN+1的分布比例的重位晶界分布图表(参考图1)。由此，能够求出Σ3的峰值的存在、Σ3至Σ29的范围内所占的Σ3的分布比例。

区别Σ29以下的重位晶界与Σ31以上的重位晶界的原因在于，如H.Grimmer等的论文(Philosophical Magazine A，1990，Vol.61，No.3，493-509)中记载，报告有在从分布频率的观点考虑，α―Al₂O₃的重位晶界中，N的上限设为28的Σ3至Σ29的晶界为主要重位晶界。Σ3、Σ7、Σ11、Σ17、Σ19、Σ21、Σ23、Σ29的各重位晶界使用上述论文中示出的、构成重位晶界的晶粒间所成的角度的值来确定。并且，从满足在相邻的晶格间存在N个在构成原子共有晶格点之间不共用构成原子的晶格点的构成原子共有晶格点形态的ΣN+1的重位晶界，以在晶粒间所成的角度的值能够容许至何种程度的误差Δθ为基准，而设为Δθ＝5°进行了计算。

并且，本发明的实施方式中，通过所述(c)的上部层的Al₂O₃晶粒形成工序蒸镀形成上部层的Al₂O₃层，由此可以将从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例设为60％以上。由此，能够提升上部层内Al₂O₃晶粒组织之间的晶界强度，能够更加提升Al₂O₃晶粒的耐崩刀性，因此在高速断续切削加工中，能够发挥优异的耐剥离性、耐崩刀性。上述从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例优选为65～80％，但并不限定于此。

并且，本发明的实施方式中，在所述(c)的成膜条件中的Al₂O₃上层形成工序中，通过调节AlCl₃和H₂S的添加量，能够将上部层的倾斜角度数分布图表中的、倾斜角在0～10度的范围内的Al₂O₃晶粒的度数比例设为全部度数的70％以上。

由此，有助于提升上部层的高温硬度，提升耐磨性。

上部层的Al₂O₃晶粒的倾斜角度数分布及倾斜角在0～10度的范围内的Al₂O₃晶粒的度数比例，可以由以下方式求得。

首先，对包覆工具的包含上部层的截面研磨面的测量范围内存在的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒照射电子射线，获得关于所述Al₂O₃晶粒的取向性的数据。然后，基于该数据，测量所述晶粒的晶面即(0001)面的法线相对所述工具基体表面的法线所成的倾斜角时，将所述测量倾斜角中的0～45度的范围内的测量倾斜角以0.25度的间距区分，并表示于合计各区间内存在的度数而成的倾斜角度数分布图表。然后，将其倾斜角在0～10度的范围内的Al₂O₃晶粒存在于该倾斜角区间的度数总和作为倾斜角度数分布图表(参考图2)中的全部度数中所占的度数比例而测量。

可通过相对提高所述蒸镀条件中的相对于AlCl₃气体量的CO₂气体量或H₂S气体量的比来获得以下数值：按前述工序获得的Al₂O₃晶粒的(0001)面的法线所成的倾斜角在倾斜角分布图表中存在于0～10度的倾斜角区间的度数比例为全部度数的60％以上。若(0001)取向Al₂O₃晶粒、即(0001)面的法线所成的倾斜角存在于0～10度的倾斜角区间的Al₂O₃晶粒小于倾斜角度数分布图表中的全部度数的70％，则高温强度及高温硬度下降。

因此，本发明的实施方式中，对于上部层的Al₂O₃晶粒，将相对于工具基体表面的法线的Al₂O₃晶粒的(0001)面的法线的倾斜角在0～10度范围内的晶粒的度数的总和定为倾斜角度数分布图表中的全部度数的70％以上。上述上部层的倾斜角度数分布图表中的倾斜角在0～10度范围内的Al₂O₃晶粒的度数比例优选为全部度数的75～85％，但并不限定于此。

并且，本发明的实施方式中，通过调节所述(c)的成膜条件中的CO₂和HCl的添加量，能够将上部层的Al₂O₃晶粒中的、纵横比为5以上的晶粒的面积比例设定为80％以上。由此，能够更加提升上部层的耐磨性。若纵横比为5以上的晶粒的面积比例小于80％，则虽有高速断续重切削中的裂纹扩展抑制效果，但不能期望高温强度及高温硬度的提升。因此，期望纵横比为5以上的晶粒的面积比例设定为80％以上。上述上部层的Al₂O₃晶粒中，纵横比为5以上的晶粒的面积比例优选为85％以上，但并不限定于此。

根据实施例，对本发明的包覆工具进行具体的说明。尤其，对构成本发明的包覆工具的硬质包覆层的各层进行详细说明。

实施例

作为原料粉末准备了均具有1～3μm的平均粒径的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。将这些原料粉末按表1中示出的配合组成进行配合，并加入石蜡，在丙酮中进行24小时球磨混合，并进行了减压干燥。之后，在98MPa的压力下冲压成型为规定形状的压坯，将该压坯在5Pa的真空中、1370～1470℃的范围内的规定温度下保持1小时，来进行了真空烧结。烧结后，分别制作了具有ISO规格CNMG120408的刀片形状的WC基硬质合金制的工具基体A～E。

并且，作为原料粉末准备了均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计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。将这些原料粉末按表2中示出的配合组成进行配合，用球磨机进行24小时湿式混合，并进行了干燥。之后，在98MPa的压力下冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气气氛中、温度：1500℃下保持1小时，来进行了烧结。烧结后，制作了具有ISO规格CNMG120412的刀片形状的TiCN基金属陶瓷制的工具基体a～e。

接着，分别将这些工具基体A～E及工具基体a～e装入通常的化学蒸镀装置，以以下的步骤分别制造了本发明包覆工具1～13。

(a)首先，在表3所示的条件下，以成为表7所示的目标层厚的方式蒸镀形成了下部层的Ti化合物层。

(b)接着，在表4所示的条件下，以成为表8所示的目标层厚的方式形成了作为下部层的最表层的含氧TiCN层(即，仅在从下部层的最表层与上部层的界面至在下部层的最表层的膜厚方向上500nm的深度区域，含有平均含氧量(O/(Ti+C+N+O)×100)为1至3原子％的氧)。另外，表4的含氧TiCN层类型D中，在蒸镀时间结束前的5～30分钟期间并没有添加CO气体。

(c)接着，在表5所示的条件下，对下部层的最表面的TiCN层由CO和CO₂的混合气体进行氧化处理(下部层表面处理)。另外，在表5的下部层表面处理类型D中，变更了反应气氛温度。

(d)接着，在表6所示的初期成长条件下，进行Al₂O₃的初期成长，根据同表6所示的上层形成条件，蒸镀至成为表8所示的目标层厚，由此分别制造了本发明包覆工具1～13。另外，在表6的初期成长条件的形式记号D中，在反应气体组成中变更了CO₂的提供量。并且，在表6的上层形成条件的形式记号d中，在反应气体组成中变更了CO₂及H₂S的提供量。

并且，以比较的目的，在脱离所述本发明包覆工具1～13的制造条件的条件下进行所述工序(c)、(d)，由此分别制造了表9所示的比较例包覆工具1～13。

接着，对于本发明包覆工具1～13和比较例包覆工具1～13，对构成下部层的最表层的TiCN层，以如下方式测量了至下部层的TiCN层的层厚方向上500nm的深度区域中的平均含氧量(＝O/(Ti+C+N+O)×100)、及超过500nm的深度区域中的平均含氧量(＝O/(Ti+C+N+O)×100)。使用俄歇电子能谱分析器对包覆工具的截面研磨面在从下部层的Ti碳氮化物层的最表面至Ti碳化物层的膜厚相当的距离范围内照射直径10nm的电子射线，并测量了Ti、C、N、O的俄歇峰的强度，并从这些峰强度的总和计算O的俄歇峰强度的比例来求出了平均含氧量。

并且，为了求出下部层的TiCN层中不可避免地含有的含氧量，对另外由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷构成的工具基体的表面以以下条件对下部层的TiCN层进行了化学蒸镀。

反应气体组成(容量％)：2～10％的TiCl₄、0.5～1.0％的CH₃CN、25～60％的N₂、余量为H₂、

反应气氛温度：750～930℃、

反应气氛压力：5～15kPa。

由此，以3μm以上的层厚形成了不刻意含氧的TiCN(以下，称为含不可避免氧的TiCN)层。对于在层厚方向上距离该含不可避免氧的TiCN层的表面的深度大于500nm的区域中不可避免地含有的含氧量，使用俄歇电子能谱分析器，从相对所述深度区域含有的Ti、C、N、O的合计含量的比例来求出该含氧量。其结果，由在俄歇电子能谱分析器的精度范围内求出的不可避含氧量小于0.5原子％，将TiCN层中不可避免地含有的含氧量定为0.5原子％。

将从上述的平均含氧量减去不可避免含氧量(即，0.5原子％)的值作为构成下部层的最表层的TiCN层的平均含氧量而求出。

在表8、9中示出这些值。

接着，对于硬质包覆层的上部层的Al₂O₃，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，测量Al₂O₃晶粒的各晶格面的法线所成的角度。从该测量结果计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，由此测量了上部层的Al₂O₃的重位晶界分布。

图1中示出，由该测量获得的、对于本发明包覆工具1的上部层求出的重位晶界分布图表的一例。

由图1可知，本发明的包覆工具1，在Σ3至Σ29的范围内在Σ3形成最高峰，在Σ3至Σ29的范围内Σ3重位晶界所占的分布比例为89％，为70％以上。

并且，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，观察了上部层的Al₂O₃的Σ3重位晶界是否从下部层与上部层的界面连续至上部层的最表面。

从下部层与上部层的界面连续至上部层的最表面的Σ3重位晶界的比例，通过以下工序求得。

首先，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对本发明包覆工具的上部层的截面研磨面，以70度的入射角度并将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流，以0.1μm/step的间隔对所述截面研磨面的测量范围内存在的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒照射了电子射线。向与基体表面平行的方向50μm、向与基体表面方向正交的方向将该Al₂O₃层的层厚作为上限的区域设定为测量范围。另外，与所述基体表面方向正交的方向的长度设为至少3μm。基于使用电子背散射衍射装置，以0.1μm/step的间隔照射而获得的电子背散射衍射图像，测量了晶格面的各个法线的取向所成的角度。

接着，从该测量结果，计算相邻的晶格之间的晶体取向关系，制作由构成原子共有晶格点构成的重位晶界映射，在该构成原子共有晶格点中，构成晶格界面的各构成原子在所述晶格之间共有一个构成原子晶格点。

其中，通过在所述构成原子共有晶格点之间不共有构成原子的晶格点为一个的Σ3重位晶界的晶界总长中求出从下部层与上部层的界面至上部层的Al₂O₃晶粒的最表面连续存在的Σ3晶界的晶界长度的值，并除以Σ3重位晶界的晶界总长的值，由此算出从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例。

结果得知，例如本发明包覆工具1中，从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界为晶界总长的60％以上。

并且，通过以下工序求出了上部层的Al₂O₃晶粒的纵横比。

使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，对本发明包覆工具的截面研磨面，以70度的入射角度并将15kV的加速电压的电子射线以1nA的照射电流，以0.1μm/step的间隔对所述截面研磨面的测量范围内存在的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒照射了电子射线。向与基体表面平行的方向50μm、向与基体表面方向正交的方向将该Al₂O₃层的层厚作为上限的区域设定为测量范围。另外，与所述基体表面方向正交的方向的长度设为至少2μm。基于使用电子背散射衍射装置，以0.1μm/step的间隔照射而获得的电子背散射衍射图像，测量了所述晶粒的晶面即(0001)面的法线相对于工具基体表面的法线所成的倾斜角。并且，由各个晶格的欧拉角的差测量了各个晶格间的取向差(旋转角度)。此时，相邻的测量点的晶格之间的取向差(旋转角度)为5度以上时，将彼此相邻的测量点的边界设为晶界。另外，将被晶界包围，且不被其他的晶界截断的范围确定为同一个晶粒。对于确定的各晶粒，将与工具基体表面方向垂直的方向设为长轴，与工具基体表面方向平行的方向设为短轴，求出长轴及短轴的长度，并从这些比值求出了纵横比。将进行了镜面抛光的截面，使用场发射扫描电子显微镜，以观察倍率2,000倍测量了横向：50μm×纵向：相当于上部层的膜厚的区域，由此计算出其纵横比为5以上的晶粒的面积比例。

并且，对于上部层的Al₂O₃，使用场发射扫描电子显微镜和电子背散射衍射装置，以如下工序测量了Al₂O₃晶粒的(0001)面的法线所成的倾斜角的度数分布。

首先，将上部层的截面研磨面的测量范围(例如，向上部层的厚度方向0.3μm×向与工具基体表面平行方向50μm)装在场发射扫描电子显微镜的镜筒内。接着，以对截面研磨面成70度的入射角度并以1nA的照射电流，对所述截面研磨面的测量范围内存在的、具有刚玉型六方晶晶格的各晶粒以0.1μm/step的间隔照射了15kV的加速电压的电子射线。向沿基体表面的方向50μm、向与基体表面方向正交的方向将该Al₂O₃层的层厚作为上限的区域设定为测量范围。另外，与所述基体表面方向正交的方向的长度设为至少2μm。基于使用电子背散射衍射装置，以0.1μm/step的间隔照射而获得的电子背散射衍射图像，测量了所述晶粒的晶面即(0001)面的法线对于所述工具基体表面的法线所成的倾斜角。然后，将测量出的倾斜角(以下，称为“测量倾斜角”)中的0～45度的范围内的测量倾斜角以0.25度的间距区分，并表示于合计各区间内存在的度数而成的倾斜角度数分布图表。然后，将其倾斜角在0～10度的范围内的Al₂O₃晶粒存在于该倾斜角区间的度数总和作为倾斜角度数分布图表中的全部度数中所占的度数比例而求出。

图2中示出对于本发明包覆工具1的上部层而求出的倾斜角度数分布图表。

从图2可知，本发明包覆工具1的上部层中，存在于0～10度的倾斜角区间的Al₂O₃晶粒的度数比例为85％，为70％以上。

并且，对于比较例包覆工具的上部层，也使用与本发明包覆工具相同的方法，求出了构成原子共有晶格点分布图表中Σ3至Σ29的范围内存在最高峰的重位晶界、Σ3重位晶界的分布比例、从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例、纵横比、倾斜角度数分布图表中存在最高峰的倾斜角区间、及存在于0～10度的倾斜角区间的Al₂O₃晶粒的度数比例。

这些值在表8、表9中示出。

并且，图3中示出对于比较例包覆工具1的上部层而求出的重位晶界分布图表。

图4中示出对于比较例包覆工具1的上部层而求出的倾斜角度数分布图表。

如图1、图2、表8、图3、图4、表9中所示，关于本发明包覆工具的上部层，在所有包覆工具中均在Σ3至Σ29的范围内在Σ3存在最高峰的同时，Σ3的分布比例为70％以上。并且，从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例为60％以上。相对于此，比较例包覆工具在Σ3至Σ29的范围内在Σ3不存在最高峰，或者Σ3的分布比例小于70％，或者从下部层与上部层的界面至上部层的最表面连续的Σ3重位晶界的比例小于60％。

因此，本发明包覆工具中，上部层的韧性、硬度、强度优异，且耐剥离性和耐崩刀性优异，但比较例包覆工具在高速断续重切削条件下耐剥离性和耐崩刀性并不充分。

另外，使用扫描电子显微镜测量(纵截面测量)了本发明包覆工具1～13、比较例包覆工具1～13的硬质包覆层的各结构层的厚度的结果，均表示出与目标层厚实质上相同的平均层厚(五点测量的平均值)。

[表1]

[表2]

[表3]

※1)具有纵向成长结晶组织的TiCN层

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

接着，对于本发明包覆工具1～13、比较例包覆工具1～13的各种包覆工具，均在工具钢制车刀的前端部以固定夹具紧固的状态下，实施了以下所示切削测试：镍铬钼合金钢的干式高速断续切削测试(切削条件A)、干式高速高切深量断续切削测试(切削条件B)、球墨铸铁的干式高速断续切削测试(切削条件C)，并测量了切削刃的退刀面磨损宽度。

切削条件A：

工件材料：JIS·SNCM439、且长度方向等间隔带四条纵槽、

切削速度：350m/min、

切深量：1.5mm、

进给量：0.35mm/rev、

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度、进给量分别为250m/min、0.3mm/rev)

切削条件B：

工件材料：JIS·S45C、且长度方向等间隔带四条纵槽、

切削速度：350m/min、

切深量：3.0mm、

进给量：0.3mm/rev、

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度、切深量、进给量分别为200m/min、1.5mm、0.3mm/rev)

切削条件C：

工件材料：JIS·FCD450的、且长度方向等间隔带四条纵槽的棒材、

切削速度：350m/min、

切深量：2.0mm、

进给量：0.35mm/rev、

切削时间：5分钟。

(通常的切削速度、切深量、进给量分别为250m/min、1.5mm、0.3mm/rev)

表10中示出该测量结果。另外，上述通常的切削速度是指，使用以往包覆刀片时的效率(一般为，至工具寿命可加工的组件个数等)成为最佳的切削速度。若以超过该速度进行切削，则会使工具的寿命极其变短，加工的效率变低。

[表10]

(表中，※标记表示因硬质包覆层中发生的剥离而达到使用寿命的切削时间，※※标记表示因硬质包覆层发生的崩刀而达到使用寿命的切削时间。)

从表10中示出的结果可知，本发明包覆工具1～13中，其上部层具备优异的高温强度、高温韧性和高温硬度，因此不会发生剥离、崩刀等异常损害，在长期的使用中显示出了优异的耐磨性。

相对于此，比较例包覆工具1～13中，在高速断续重切削加工中，由于发生硬质包覆层的剥离、发生崩刀，在较短时间内达到了使用寿命。

产业上的可利用性

如上所述，本发明的包覆工具不仅在各种钢或铸铁等的通常条件下的连续切削或断续切削，即使在有断续性/冲击性高负荷作用于切削刃的高速断续重切削等严峻的切削条件下，也不会发生硬质包覆层的剥离和崩刀，在长期的使用中发挥优异的切削性能。由此，本发明的包覆工具能够充分满足切削装置的高性能化及切削加工的省力化、节能化、以及低成本化。