專利名稱：具有抗破碎性優(yōu)異的硬涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種表面涂覆的金屬陶瓷切削工具(下文中將稱之為涂覆的金屬陶瓷工具)，其硬涂層具有優(yōu)良的抗破碎性(chipping resistance)，特別是，在高速間歇切削鋼材、鑄鐵等過程中。
背景技術(shù)：
通常所知的涂覆的金屬陶瓷工具，是通過在由碳化鎢(下文中表示為WC)基硬質(zhì)合金或氮碳化鈦(下文中表示為TiCN)基金屬陶瓷制成的基底(下文中一般稱之為工具基底)表面上，涂覆包括下文所述的上層(b)和下層(a)的硬涂層制成的(a)為下層，為鈦化合物層，其具有碳化鈦(下文中表示為TiC)層、氮化鈦(下文中表示為TiN)層、碳氮化鈦(下文中表示為TiCN)層、碳氧化鈦(下文中表示為TiCO)層以及氧碳氮化鈦(titanium oxycarbonitride)(下文中表示為TiCNO)層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的厚度為3-20微米；以及(b)為上層，是α型氧化鋁(下文中表示為Al2O3)沉積層，其具有由化學(xué)氣相沉積形成的α型晶體結(jié)構(gòu)和1-15微米的平均厚度。而且，公知的是這種涂覆的金屬陶瓷工具廣泛地應(yīng)用于例如連續(xù)或間歇地切削鋼材或鑄鐵。
一般地同樣為公知的是，構(gòu)成涂覆的金屬陶瓷工具的硬涂層的鈦化合物層或Al2O3層具有粒狀晶體結(jié)構(gòu)，而且構(gòu)成鈦化合物層的TiCN層具有縱向成長的晶體結(jié)構(gòu)，以達到增加該層的強度的目的，這種縱向成長的晶體結(jié)構(gòu)是通過進行化學(xué)氣相沉積而形成的，該化學(xué)氣相沉積在適合的溫度區(qū)間700-950℃進行，并且在傳統(tǒng)的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中使用包括碳氮有機物如CH3CN的混合氣體作為反應(yīng)氣體。
日本未審專利申請公開號No.6-31503。
日本未審專利申請公開號No.6-8010。
近些年，切削工具的性能被大幅度增強，切削工作中節(jié)約勞動力和能量及降低成本的需求也隨之增加。因此，切削工作比以往更多地在更高的速度范圍內(nèi)進行。傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具在通常的條件下，對鋼材、鑄鐵或相似材料進行連續(xù)或間歇的切削時一般不會出現(xiàn)問題。然而，當(dāng)傳統(tǒng)的切削工具在最嚴酷的工作條件下被用于高速間歇切削時，例如，在高速間歇切削時，機械與熱沖擊在非常短的周期內(nèi)重復(fù)施加于切削刃，通常為硬涂層的下層的鈦化合物層具有高的強度并顯示出優(yōu)良的抗沖擊性能。然而，構(gòu)成硬涂層上層的沉積Al2O3層，雖然具有較高的高溫硬度以及優(yōu)良的抗高溫能力，但是在承受機械和熱沖擊時卻非常脆。因此，硬涂層上容易發(fā)生碎裂(細裂紋)，因而縮短了金屬陶瓷切削工具的使用壽命。

發(fā)明內(nèi)容
考慮到上述問題，發(fā)明人為改進構(gòu)成涂覆的金屬陶瓷工具硬涂層上層的沉積α型Al2O3層的抗破碎性進行了研究，并取得了下述結(jié)果。
在工具基底的表面上，作為下層的Ti化合物層在正常條件下通過傳統(tǒng)的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器形成。具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xZrx)2O3(其中采用電子探針顯微分析儀(EPMA)所測的原子比率X為0.003到0.05)的Al氧化層(下文中表示為(Al，Zr)2O3層)也在相同的正常條件下沉積。之后，使用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器對(Al，Zr)2O3層的表面在如下條件下進行處理反應(yīng)氣體組成以體積％計，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，以及余量的H2；反應(yīng)氣氛的溫度900到1020℃；反應(yīng)氣氛的壓力7-30kPa；以及時間1-10分鐘。
此時，滿足組成式TiOY(其中使用俄歇電子能譜法測得相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)的鈦氧化物顆粒被分散地分布在(Al，Zr)2O3層的表面上。這樣，通過在Ar氣氛下進行熱轉(zhuǎn)化處理，優(yōu)選在下述條件下進行壓力7-50kPa、溫度1000-1200℃、保持時間10-120分鐘，使得具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層轉(zhuǎn)化為具有α型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層。此時，由于在轉(zhuǎn)換前均勻分布在(Al，Zr)2O3層表面上的鈦氧化物顆粒作為在熱轉(zhuǎn)化后的α型(Al，Zr)2O3層中、在κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)之時裂紋產(chǎn)生的起始點，所以在轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋極端微小，且鈦氧化物顆粒均勻分散地分布。而且，(Al，Zr)2O3層本身的強度由于有作為組元的Zr的作用而顯著的增加，除了高強度外，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層具有均勻的結(jié)構(gòu)，其中在轉(zhuǎn)化過程中產(chǎn)生的裂紋在整個層中變得細小，因此該層除具有高強度下，還因而具有非常強的抵抗機械和熱沖擊的能力和優(yōu)異的抗破碎性。
因此，所述涂覆的金屬陶瓷工具具有包括熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層作為上層和鈦化合物層(該鈦化合物層在上述條件下熱轉(zhuǎn)化處理過程中沒有發(fā)生任何改變)做為下層的硬涂層，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層即使在伴隨著劇烈的機械和熱沖擊的高速間歇切削時也展現(xiàn)了優(yōu)良的抗破碎性，另外其高的高溫硬度和抗高溫性能也與α型Al2O3層固有的優(yōu)良的高溫硬度和抗高溫性能相同。因此，由于具有高強度的鈦化合物層的存在，在硬涂層中發(fā)生的碎裂被顯著地抑制，而且在更長的時間范圍顯示出優(yōu)良的抗磨性能。
本發(fā)明基于上述研究結(jié)果設(shè)計，提供了一種表面涂覆的金屬陶瓷切削工具，該工具通過在一個由WC基硬質(zhì)合金或TiCN基金屬陶瓷制成的工具基底上涂覆包括下述的上層(b)和下層(a)的硬涂層而制成(a)為下層，為鈦化合物層，其具有TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層和TiCNO層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積法沉積，該鈦化合物層的總平均厚度為3-20微米，以及(b)為上層，是熱轉(zhuǎn)化α型(Al，Zr)2O3沉積層，是通過進行下述情況下的熱轉(zhuǎn)化處理形成的滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)的并作為轉(zhuǎn)化起始材料被化學(xué)沉積的鈦氧化物顆粒分散地分布在(Al，Zr)2O3層的表面上，該(Al，Zr)2O3層通過化學(xué)氣相沉積法沉積，具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xZrx)2O3(采用電子探針顯微分析儀(EPMA)時所測原子比率值X為0.003到0.05)，從而將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)，該熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層的平均厚度為1-15微米。
下面將介紹對構(gòu)成按照本發(fā)明的上述金屬陶瓷涂覆層的硬涂層的層中的數(shù)值進行限制的原因。
(a)下層(Ti化合物層)的平均厚度鈦化合物層具有固有的高強度，硬涂層也受到鈦化合物層存在的影響而具有高溫強度。另外，鈦化合物層同時緊密地附著在工具基底以及作為上層的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層上。從而，該層有助于改善硬涂層對工具基底的附著力。然而，當(dāng)總平均厚度小于3微米時，上述的效果就不能充分的實現(xiàn)。另一方面，當(dāng)整個平均厚度超過20微米時易于發(fā)生熱塑性變形，尤其是在伴有大量熱量產(chǎn)生的高速間歇切削時，會導(dǎo)致局部的磨損。因此，平均的厚度優(yōu)選置于3-20微米。
(b)鈦氧化物顆粒的Y值如上文所述，由于鈦化合物顆粒是在沉積的κ型或θ型(Al，Zr)2O3層轉(zhuǎn)化為α型(Al，Zr)2O3層時產(chǎn)生裂紋的起點，所以在熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層的轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋是細微并且均勻分散地分布的。因而，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層具有優(yōu)良的抗破碎性。然而，當(dāng)相對于Ti的原子比率Y值小于1.2或者大于1.9時，在轉(zhuǎn)變過程中使得所產(chǎn)生裂紋變得細微的作用就不能充分發(fā)揮。因此，相對于Ti的原子比率Y值設(shè)定為1.2-1.9。
(c)上層[熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層]中Zr的含量比及其平均厚度由于熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層通過組元Al的作用而具有優(yōu)良的高溫硬度和耐熱性能，而且通過組元Zr的作用具有高強度，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層體現(xiàn)了優(yōu)良的抗磨性能和抗破碎性能。但是，當(dāng)在原子比率中(該值是下述比值的準確值)相對于所有Al含量的比率中Zr的含量比率(X值)小于0.003時，就不能夠保證充分的高溫強度。另一方面，當(dāng)Zr的含量比率大于0.05時，就會導(dǎo)致轉(zhuǎn)化的不穩(wěn)定，從而使得熱轉(zhuǎn)化處理過程中κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)難于充分地轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)。因此，Zr的含量比率(X值)范圍優(yōu)選設(shè)置為0.003-0.05。
而且，當(dāng)熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層的平均厚度小于1微米時，硬涂層不能具有足夠的高溫硬度和耐熱性。另一方面，當(dāng)熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層的平均厚度大于15微米時，就易于發(fā)生破碎，因此，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層的平均厚度優(yōu)選設(shè)置為1-15微米。
還有，為了鑒別使用前后的切削工具的目的，在需要時可能沉積具有金色色調(diào)的TiN層。在此情況下，TiN層的平均厚度優(yōu)選為0.1-1微米。這是因為，當(dāng)平均厚度小于0.1微米時，不能實現(xiàn)充分的鑒別，而且，只有厚達1微米的平均厚度才能實現(xiàn)由于TiN層的充分鑒別。
進而，發(fā)明人還對改進沉積的α型Al2O3層的抗破碎性進行了研究，并取得如下結(jié)果，該沉積α型Al2O3層構(gòu)成傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具的硬涂層的上層。
在工具基底表面上，通過使用通常的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器在正常條件下形成作為下層的Ti化合物層。具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xTix)2O3(其中采用電子探針顯微分析儀(EPMA)測量的原子比率X值是0.01到0.05)的Al氧化物層(后文表示為(Al，Ti)2O3層)也在同樣的正常條件下沉積。隨后，按照下述條件應(yīng)用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器處理(Al，Ti)2O3層反應(yīng)氣體組成體積％計，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，H2余量，反應(yīng)氣氛溫度900-1020℃，反應(yīng)氣氛壓力7-30kPa，以及時間1-10分鐘。
之后，滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)的鈦氧化物顆粒被分散地分布在(Al，Ti)2O3層的表面上。在此狀態(tài)下，在Ar氣氛下進行熱轉(zhuǎn)化處理，優(yōu)選在下述條件下壓力7-50kPa、溫度1000-1200℃、持續(xù)時間10-120分鐘，具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層被轉(zhuǎn)化為具有α型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層。這樣，由于在轉(zhuǎn)化前均勻分布在(Al，Zr)2O3層表面上的鈦氧化物顆粒作為在熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層中、在κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)的時產(chǎn)生裂紋的起始點，所以在轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋變得極端微小，而且鈦氧化物顆粒均勻且分散地分布。而且，由于在熱轉(zhuǎn)化時晶體的成長受到組分Ti的作用的抑制，因而完成了晶粒的細化，因此能夠獲得優(yōu)良的抗破碎性能。因此，在具有以熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層作為上層并以鈦化合物層(該鈦化合物層在上述條件下進行的熱轉(zhuǎn)化處理中沒有發(fā)生任何變化)作為下層的硬涂層的涂覆的金屬陶瓷工具中，即使是在伴有劇烈的機械和熱沖擊的高速間歇切削中，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層也體現(xiàn)出優(yōu)良的抗破碎性，具有與α型的Al2O3層所固有的同樣優(yōu)良的高溫硬度和抗熱性能。結(jié)果，由于具有高強度的鈦化合物層的存在，硬涂層上發(fā)生的碎裂現(xiàn)象被大幅度抑制，并且在更長的時間內(nèi)表現(xiàn)出優(yōu)良的抗磨性能。
本發(fā)明是基于上述研究的成果設(shè)計的，因此，本發(fā)明提供了一種金屬陶瓷涂覆切削工具，其通過在由WC基硬質(zhì)合金或TiCN基金屬陶瓷制成的工具基底的表面上涂覆由下述的上層(b)和下層(a)組成硬涂層而形成(a)為下層，為鈦化合物層，其具有TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層以及TiCNO層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的總平均厚度為3-20微米，以及(b)為上層，是熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層，是通過下述情況下的熱轉(zhuǎn)化處理形成的滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)并作為轉(zhuǎn)化起始材料化學(xué)沉積的鈦氧化物顆粒分散地分布在通過化學(xué)氣相沉積法沉積的具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xTix)2O3(采用電子探針顯微分析儀(EPMA)測得的原子比率X值為0.01到0.05)的(Al，Ti)2O3層的表面上，從而將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)，該熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層的平均厚度為1-15微米。
下面，介紹對構(gòu)成按照本發(fā)明的上述金屬陶瓷涂覆層的硬涂層的層中數(shù)值進行限制的原因。
(a)下層(Ti化合物層)的平均厚度鈦化合物層具有固有的高強度，且硬涂層也受到鈦化合物層存在的影響而具有高溫強度。另外，鈦化合物層同時緊密的附著在工具基底以及作為上層的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層上。從而，該層有助于改善硬涂層對工具基底的附著力。然而，當(dāng)總平均厚度小于3微米時，上述的效果就不能充分的實現(xiàn)。另一方面，當(dāng)總平均厚度超過20微米時易于發(fā)生熱塑性變形，尤其是在伴有大量熱量產(chǎn)生的高速間歇切削時，會導(dǎo)致局部的磨損。因此，平均的厚度優(yōu)選設(shè)定為3-20微米。
(b)鈦氧化物顆粒的Y值如上文所述，由于鈦化合物顆粒是在沉積的κ型或θ型(Al，Ti)2O3層轉(zhuǎn)化為α型(Al，Ti)2O3層時所產(chǎn)生裂紋的起點，所以在熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層的轉(zhuǎn)化中產(chǎn)生的裂紋是細微并且均勻且分散地分布的。因而，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層具有優(yōu)良的抗破碎性。然而，當(dāng)相對于Ti的原子比率Y值小于1.2以及大于1.9時，使得在轉(zhuǎn)變過程中所產(chǎn)生裂紋變得細微的作用就不能充分地發(fā)揮。因此，相對于Ti的原子比率Y值設(shè)定為1.2-1.9。
(c)上層[熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層]中Ti的含量比及其平均厚度由于熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層中通過組元Al的作用具有優(yōu)良的高溫硬度和抗熱性能，而且也由于通過組元Ti的作用使得在熱轉(zhuǎn)化時晶粒生長受到抑制從而更加細化晶粒，因而能夠獲得優(yōu)良的抗磨性能和抗破碎性能，同時一起獲得熱轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋的均勻、細小分布。但是，當(dāng)在原子比率中(該值是下述比值的準確值)相對于所有Al含量比率的Ti的含量比率(X值)小于0.01時，就不能夠保證充分的細小晶粒結(jié)構(gòu)。另一方面，當(dāng)Ti的含量比大于0.05時，就會導(dǎo)致轉(zhuǎn)化的不穩(wěn)定，從而使得熱轉(zhuǎn)化處理過程中κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)難于充分地轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)。因此，Ti的含量比率(X值)優(yōu)選設(shè)置為0.01到0.05，更優(yōu)選為0.015-0.035。
而且，當(dāng)熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層的平均厚度小于1微米時，硬涂層不能具有充分的高溫硬度和抗熱性能。另一方面，當(dāng)熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層的平均厚度大于15微米時，就易于發(fā)生破碎，因此，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層的平均厚度優(yōu)選設(shè)置為1-15微米。
還有，為了鑒別使用前后的切削工具，在需要時可能沉積具有金色色調(diào)的TiN層。在此情況下，TiN層的平均厚度優(yōu)選為0.1-1微米。這是因為，當(dāng)平均厚度小于0.1微米時，不能實現(xiàn)充分的鑒別，而且，只有厚達1微米的平均厚度才能實現(xiàn)由于TiN層的充分鑒別。
進而，發(fā)明人還對改進沉積的α型Al2O3的抗破碎性進行了研究，并取得如下成果，該沉積的α型Al2O3層構(gòu)成傳統(tǒng)的金屬陶瓷覆層工具的硬涂層的上層。
在工具基底表面上，通過使用通常的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器在正常條件下形成作為下層的Ti化合物層。具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xCrx)2O3(其中采用電子探針顯微分析儀(EPMA)測得的原子比率X值是0.005-0.04)的Al氧化物層(下文表示為(Al，Cr)2O3層)也在同樣的正常條件下沉積。隨后，按照下述條件應(yīng)用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器處理(Al，Cr)2O3層表面
反應(yīng)氣體組成體積％計，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，H2余量，反應(yīng)氣氛溫度900-1020℃，反應(yīng)氣氛壓力7-30kPa，時間1到10分鐘。
之后，滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)的鈦氧化物顆粒分散地分布在(Al，Cr)2O3層的表面上。在此狀態(tài)下，在Ar氣氛下進行熱轉(zhuǎn)化處理，優(yōu)選是在下述條件下壓力7-50kPa、溫度1000-1200℃、持續(xù)時間10-120分鐘，具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3被轉(zhuǎn)化為具有α型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層。這樣，由于在轉(zhuǎn)化前均勻分布在(Al，Cr)2O3層的表面上的鈦氧化物顆粒在熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層內(nèi)、在κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)化時作為所產(chǎn)生裂紋的起點，使得在轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋極度細微，并且鈦氧化物顆粒均勻且分散地分布。而且，由于在轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋的細化作用受到組分Cr的作用的進一步促進，因此能夠獲得優(yōu)良的抗破碎性能。因此，在具有由熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層作為上層并且由鈦化合物層(該鈦化合物層在上述條件下進行的熱轉(zhuǎn)化處理中沒有發(fā)生任何變化)作為下層的硬涂層金屬陶瓷涂層工具中，即使是在伴有劇烈的機械和熱沖擊的高速間歇切削中，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層也體現(xiàn)出優(yōu)異的抗破碎性，具有與α型的Al2O3層同樣優(yōu)異的高溫硬度和抗熱性能。結(jié)果，由于具有高強度的鈦化合物層的存在，硬涂層上發(fā)生的碎裂被大幅度抑制，并且在更長的時間內(nèi)表現(xiàn)出優(yōu)良的抗磨性能。
本發(fā)明是基于上述研究的成果設(shè)計的，因此，本發(fā)明提供了一種金屬陶瓷涂覆的切削工具，在由WC基硬質(zhì)合金或TiCN基金屬陶瓷制成的工具基底的表面上，涂覆由包括下述的上層(b)和下層(a)的硬涂層而制成(a)為下層，為鈦化合物層，其具有TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層和TiCNO層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的平均厚度為3-20微米，以及(b)為上層，是熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3沉積層，是通過下述情況下的熱轉(zhuǎn)化處理形成的滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)并作為轉(zhuǎn)化起始材料化學(xué)沉積的鈦氧化物顆粒分散地分布在用化學(xué)氣相沉積法沉積的具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xTi)2O3(采用電子探針顯微分析儀(EPMA)時測得的原子比率X值為0.005到0.04)的(Al，Cr)2O3層的表面上，從而將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)，該熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層的平均厚度為1-15微米。
下面，介紹對構(gòu)成按照本發(fā)明的上述金屬陶瓷涂覆層的硬涂層的層中的數(shù)值進行限制的原因。
(a)下層(Ti化合物層)的平均厚度鈦化合物層具有固有的高強度，硬涂層也受到存在鈦化合物層的影響而具有高溫強度。另外，鈦化合物層同時緊密地附著在工具基底以及作為上層的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層上。從而，該層有助于改善硬涂層對工具基底的附著力。然而，當(dāng)總平均厚度小于3微米時，上述的效果就不能充分實現(xiàn)。另一方面，當(dāng)總平均厚度超過20微米時易于發(fā)生熱塑性變形，尤其是在伴有大量熱量產(chǎn)生的高速間歇切削時，會導(dǎo)致局部的磨損。因此，平均的厚度優(yōu)選設(shè)置為3-20微米。
(b)鈦氧化物顆粒的Y值如上文所述，由于鈦混合顆粒是在沉積的κ型或θ型(Al，Cr)2O3層轉(zhuǎn)化為α型(Al，Cr)2O3層時所產(chǎn)生裂紋的起點，所以在熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層的轉(zhuǎn)化中產(chǎn)生的裂紋是細微并且均勻且分散地分布的。因而，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層具有優(yōu)異的抗破碎性。然而，當(dāng)相對于Ti的原子比率Y值小于1.2以及大于1.9時，在轉(zhuǎn)變過程中使得所產(chǎn)生裂紋變得細微的作用就不能充分地發(fā)揮。因此，相對于Ti的原子比率Y值設(shè)定為1.2-1.9。
(c)上層[熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層]中Cr的含量比及其平均厚度由于熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層通過組元Al的作用具有優(yōu)異的高溫硬度和抗熱性能；還由于在使用Ti氧化物顆粒分散地分布在沉積的α型(Al，Cr)2O3層表面上發(fā)生轉(zhuǎn)化時所產(chǎn)生裂紋的細化由組分Cr的作用進一步得到促進而使晶體更加細化，因而在獲得優(yōu)良的抗磨性能和抗破碎性能的同時，在熱轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋均勻且細小地分布。但是，當(dāng)在原子比率中(該值是下述比值的準確值)相對于所有Al含量比率的Cr的含量比率(X值)小于0.005時，就不能夠保證在轉(zhuǎn)化時產(chǎn)生的裂紋充分細化。另一方面，當(dāng)Cr的含量比率大于0.04時，就會導(dǎo)致轉(zhuǎn)化的不穩(wěn)定，從而使得熱轉(zhuǎn)化處理過程中κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)難于充分地轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)。因此，Cr的含量比率(X值)優(yōu)選設(shè)定為0.005-0.04，更優(yōu)選為0.012-0.035。
而且，當(dāng)熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層的平均厚度小于1微米時，硬涂層不能具有充分的高溫硬度和抗熱性能。另一方面，當(dāng)熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層的平均厚度大于15微米時，就易于發(fā)生破碎，因此，熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層的平均厚度優(yōu)選設(shè)定為1-15微米。
還有，為了鑒別使用前后的切削工具的目的，在需要時可以沉積具有金色色調(diào)的TiN層。在此情況下，TiN層的平均厚度優(yōu)選為0.1-1微米。這是因為，當(dāng)平均厚度小于0.1微米時，不能實現(xiàn)充分的鑒別，而且，只有厚達1微米的平均厚度才能實現(xiàn)由于TiN層的充分鑒別。
在按照本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具中，由于構(gòu)成了硬涂層的上層的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層或者熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層或者熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層即使是在高速間歇切削鋼材、鑄鐵等材料，具有高機械和熱沖擊時，也體現(xiàn)出了優(yōu)異的高溫硬度和抗熱性能以及更優(yōu)異的抗破碎性能，所以在硬涂層沒有碎裂的情況下，可以獲得優(yōu)良的耐磨性能。
具體實施例方式
下面將結(jié)合實施例詳細介紹根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具。
下述粉末具有1-3微米的平均粒徑，準備用作基底的原料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。這些原料粉末按照表1中所示的組合成份彼此混合，在加有蠟的丙酮溶液中使用球磨機相互混合24小時，之后在減壓下烘干。然后，得到的粉末混合物在98MPa下被壓制成型為具有預(yù)定形狀的壓坯。壓坯然后在下述條件下真空燒結(jié)壓力5Pa、預(yù)定溫度范圍1370℃-1470℃、持續(xù)時間1小時。燒結(jié)后，為切削刃開角(horning)(R0.07毫米)，以制造工具基底A-F，該工具基底A-F由WC基硬質(zhì)合金制成并且具有符合ISO標準CNMG120408的不磨刃(throwaway)尖端形狀。
而且，每種所具有的平均粒徑范圍為0.5-2微米的下述粉末被作為基底的原材料TiCN(重量比TiC/TiN＝50/50)、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。這些原料粉末基于表2中所示的組合成份相互混合，使用球磨機互相濕混合24小時，之后烘干。然后，所得到的粉末混合物在98Mpa壓力下被壓制成形為壓坯。該壓坯在氮氣氛中的下述條件下燒結(jié)壓力1.3kPa、溫度1540℃、持續(xù)時間1小時。燒結(jié)后，為切削刃開角(R0.07毫米)，以制造工具基底a-f，該工具基底a-f由TiCN基金屬陶瓷制成并且具有符合ISO標準CNMG120412的基片形狀。
之后，使用通常的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器，在工具基底A-F和工具基底a-f表面上，將作為硬涂層下層的多層鈦化合物層在如表3所示的條件下(表3中，1-TiCN表示如日本未審專利申請公開No.6-8010所述具有縱向成長晶體結(jié)構(gòu)的TiN層的形成條件，而其它的則表示通常的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)按表5所示的組合和目標厚度沉積。之后，類似地，具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的多層(Al，Zr)2O3層在如表3所示的條件下按表5所示的組合和目標厚度沉積。隨后，在每個具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層表面上，在如表4所示的條件下將鈦氧化物顆粒與如表5所示組合沉積。在該狀態(tài)下，在Ar氣氛下的下述條件下進行熱轉(zhuǎn)化處理壓力30kPa、溫度1100℃、預(yù)定持續(xù)時間20-100分鐘，以將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層轉(zhuǎn)化為具有α型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層。結(jié)果，根據(jù)本發(fā)明的具有熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層作為硬涂層的上層的涂覆的金屬陶瓷工具1-13就分別被制造出來了。
而且，在制造根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具1-13時，準備了單獨的試樣，并將試樣放入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。在鈦氧化物顆粒在試樣表面上形成的時間點，試樣被拿出化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器，并使用俄歇電子能譜法測定鈦氧化物顆粒的組成(Y值)。
為了比較，如表6所示，沉積的α型Al2O3層作為硬涂層的上層，并且具有如表6所示的目標厚度，在如表3所示的相同條件下形成。這樣，除了未在上述條件下形成鈦氧化物顆粒和進行熱轉(zhuǎn)化處理之外，傳統(tǒng)的金屬陶瓷工具1-13也在相同的條件下被制造出來。
通過使用電子探針顯微分析儀(EMPA)和俄歇電子能譜法觀察構(gòu)成根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具1-13以及傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具1-13的硬涂層的層(這些層的縱向剖面被觀察)。結(jié)果是，前者全部都包括Ti化合物層和具有與目標組成大致相同組成的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層，而且在熱轉(zhuǎn)化處理之前沉積在表面上的鈦氧化顆粒具有與前文提到的觀察中的目標組成大致相同的組成。另一方面，確定后者全部都具有Ti化合物層和具有與目標組成大致相同的組成的沉積的α型Al2O3層。另外，使用掃描電子顯微鏡測量構(gòu)成涂覆的金屬陶瓷工具硬涂層的層厚度(測量其縱向剖面)。這里，厚度全部都顯示出大致上與目標厚度相同的平均厚度(5點測量的平均值)。
之后，在每個上述的涂覆的金屬陶瓷工具都通過固定夾具被螺釘固定在由工具鋼制成的咬合件的尖端的狀態(tài)下，根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具1-13和傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具1-13接受下述測試軸承鋼的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度是200米/分鐘)，在下述條件(稱作切削條件A)下進行工件具有4個在縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·SUJ2圓鋼，切削速度350米/分鐘，切削深度1.5毫米，進給率0.20毫米/轉(zhuǎn)切削時間5分鐘；合金鋼的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為200米/分鐘)，在下述條件(稱作切削條件B)下進行工件具有4個在縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·SCM440圓鋼，切削速度400米/分鐘，切削深度1.5毫米，進給率0.22毫米/轉(zhuǎn)切削時間5分鐘；以及可鍛(dark-tiled)鑄鐵的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為200米/分鐘)，在下述條件(稱作切削條件C)下進行工件具有4個在縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·FCD400圓棒，切削速度400米/分鐘，切削深度2.0毫米，進給率0.30毫米/轉(zhuǎn)切削時間5分鐘，然后在每個測試中測出切削刃的側(cè)面磨損寬度。測量結(jié)果如表7所示。








(在表7中，使用壽命由在硬涂層上產(chǎn)生的碎裂引起。)如可以清楚地從表5到表7中的結(jié)果看出的在所有根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具1-13中，構(gòu)成每個硬涂層的上層的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Zr)2O3層具有優(yōu)異的高溫硬度和抗熱性和高強度，并且由于熱轉(zhuǎn)化的α型結(jié)構(gòu)體現(xiàn)出優(yōu)異的抗破碎性，從而顯示出優(yōu)異的耐磨性，即使是在承受很高的機械和熱沖擊的高速間歇切削鋼材和鑄鐵時也是如此。然而，在所有的傳統(tǒng)涂覆的金屬陶瓷工具1-13中，其沉積的α型Al2O3層都不能抵抗高速間歇切削的劇烈的機械和熱沖擊，并因此在硬涂層產(chǎn)生碎裂，從而縮短了傳統(tǒng)金屬陶瓷切削工具的使用壽命。
其次，使用通常的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器，在工具基底A-F和工具基底a-f的表面上，其中工具基底a-f等同于第一實施例所使用的工具基底，在如表8所示的條件下(表8中，1-TiCN表示如日本未審專利申請公開No.6-8010所述具有縱向成長晶體結(jié)構(gòu)的TiCN層的形成條件，而其它的則表示通常的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)，將作為硬涂層的下層的多層鈦化合物層按表9所示的組合和目標厚度進行沉積。之后，類似地，具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層在如表8所示條件下按表9中所示組合和目標厚度進行沉積。隨后，在每個具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層表面上，鈦氧化物顆粒在如表4所示的條件下按表9所示的組合進行沉積。在該狀態(tài)中，熱轉(zhuǎn)化處理在Ar氣氛下的下述條件下進行壓力30kPa、溫度1100℃、預(yù)定持續(xù)時間20-100分鐘，以將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層轉(zhuǎn)化為具有α型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層。結(jié)果，根據(jù)本發(fā)明的具有熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層作為硬涂層的上層的涂覆的金屬陶瓷工具14-26分別被制造出來。
而且，在根據(jù)本發(fā)明制造涂覆的金屬陶瓷工具14-26時，準備了單獨的試樣，且將試樣放入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。在鈦氧化物顆粒在試樣表面形成時，試樣被拿出化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器，使用俄歇電子能譜法測定鈦氧化物顆粒的組成(Y值)。
為了比較，如表6所示，作為硬涂層的上層的沉積的α型Al2O3層在如表8所示條件下形成，并且具有如表6所示的目標厚度。這樣，除了未在上述條件下形成鈦氧化物顆粒和進行熱轉(zhuǎn)化處理之外，傳統(tǒng)的金屬陶瓷工具1-13也在與上述相同的條件下被制造出來。
通過電子探針顯微分析儀(EMPA)和俄歇電子能譜法觀察構(gòu)成根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具14-26以及傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具1-13的硬涂層的層(觀察這些層的縱向剖面)。結(jié)果是，前者全部都包括Ti化合物層和具有與目標組成大致相同組成的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Ti)2O3層，而且在熱轉(zhuǎn)化處理之前在表面上沉積的鈦氧化物顆粒具有與前文提到的觀察中的目標組成大致相同的組成。另一方面，確定后者全部都具有Ti化合物層以及具有與目標組成基本相同組成的沉積的α型Al2O3層。另外，構(gòu)成涂覆的金屬陶瓷工具硬涂層的層厚度用掃描電子顯微鏡測量(測量其縱向剖面)。這里，所有的厚度體現(xiàn)出與目標厚度大致上相同的平均厚度(取5點測量的平均值)。
之后，在每個上述的涂覆的金屬陶瓷工具都用固定夾具被螺釘固定在由工具鋼制成的咬合件的尖端的狀態(tài)下，根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具14-26和傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具1-13接受下述測試合金鋼的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為250米/分鐘)，在下述條件下進行工件具有4個在縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·SCr420圓鋼，切削速度450米/分鐘，切削深度1.5毫米，進給率0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時間5分鐘；碳鋼的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為200米/分鐘)，在下述條件下進行工件具有4個縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·S20C圓鋼，切削速度400米/分鐘，切削深度1.5毫米，進給率0.3毫米/轉(zhuǎn)切削時間5分鐘；以及鑄鐵的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為250米/分鐘)，在下述條件下進行工件具有4個縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·FC300圓棒，切削速度500米/分鐘，切削深度1.5毫米，進給率0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時間5分鐘，然后，測量每個測試中的切削刃的側(cè)面磨損寬度。測量結(jié)果如表10所示。




(在表10中，使用壽命由在硬涂層上產(chǎn)生的碎裂引起。)如可以清楚地從表6、9和表10中的結(jié)果看出的在所有根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具14-26中，構(gòu)成每個硬涂層上層的熱轉(zhuǎn)化的(Al，Ti)2O3層具有優(yōu)異高溫硬度和抗熱性，并顯示出優(yōu)異的抗破碎性，因此體現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性，即使是在承受很高的機械和熱沖擊的高速間歇切削鋼或鑄鐵時也是如此。然而，所有的傳統(tǒng)涂覆的金屬陶瓷工具1-13，其沉積的α型Al2O3層都不能抵抗高速間歇切削的劇烈的機械和熱沖擊，并因此在硬涂層中產(chǎn)生碎裂，從而縮短了傳統(tǒng)合金涂覆工具的使用壽命。
其次，使用通常的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器，在工具基底A-F和工具基底a-f的表面上，其中工具基底a-f與第一實施例所用的等同，在如表11所示的條件下(表11中，1-TiCN表示如日本未審專利申請公開No.6-8010所述具有縱向成長晶體結(jié)構(gòu)的TiCN層的形成條件，而其它的則表示通常的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)，將作為硬涂層下層的鈦化合物層按表13所示的組合和目標厚度進行沉積。之后，類似地，在如表11所示的條件下，對具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層按表13所示的組合和目標厚度進行沉積。隨后，在每個具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層表面上，在如表12所示條件下，將鈦氧化物顆粒如表13所示的組合進行沉積。在該狀態(tài)下，熱轉(zhuǎn)化處理在Ar氣氛下的下述條件下進行壓力30kPa、溫度1100℃、預(yù)定持續(xù)時間20-100分鐘，以將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層轉(zhuǎn)化為具有α型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層。結(jié)果，根據(jù)本發(fā)明的以具有熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層作為硬涂層的上層的涂覆的金屬陶瓷工具27-39分別被制造出來。
而且，在根據(jù)本發(fā)明制造涂覆的金屬陶瓷工具27-39時，準備了單獨的試樣，并將試樣放入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。在鈦氧化物顆粒開始在試樣表面形成時，試樣被拿出化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器，使用俄歇電子能譜法測定鈦氧化物顆粒的組分(Y值)。
為了比較，如表6所示，作為硬涂層的上層的沉積的α型Al2O3層在如表11所示條件下形成，并且具有如表6所示的目標厚度。這樣，除了在上述條件下沒有形成鈦氧化物顆粒和未進行熱轉(zhuǎn)化處理之外，傳統(tǒng)的金屬陶瓷工具1-13也在與上述相同的條件下被制造出來。
通過電子探針顯微分析儀(EMPA)和俄歇電子能譜法觀察構(gòu)成根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具27-39以及傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具1-13的硬涂層的層(觀察這些層的縱剖面)。結(jié)果是，前者全部都包括Ti化合物層和具有與目標組成大致相同組成的熱轉(zhuǎn)化的α型(Al，Cr)2O3層，而且在熱轉(zhuǎn)化處理之前在表面上沉積的鈦氧化顆粒具有與前文提到的觀察中的目標組成大致相同的組成。另一方面，確定后者全部都具有Ti化合物層以及具有與目標組成基本相同組成的沉積的α型Al2O3層。另外，構(gòu)成涂覆的金屬陶瓷工具硬涂層的層厚度用掃描電子顯微鏡測量(測量其縱向剖面)。這里，所有的厚度體現(xiàn)出與目標厚度大致上相同的平均厚度(取5點測量的平均值)。
之后，在每個上述涂覆的金屬陶瓷工具都用固定夾具被螺釘固定在由工具鋼制成的咬合件的尖端的狀態(tài)下，根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具27-39和傳統(tǒng)的涂覆的金屬陶瓷工具1-13接受下述測試碳鋼的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為250米/分鐘)，在下述條件下進行工件具有4個縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·S45C圓鋼，切削速度400米/分鐘，切削深度1.0毫米，進給率0.2毫米/轉(zhuǎn)切削時間5分鐘；合金鋼的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為200米/分鐘)，在下述條件下進行工件具有4個縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·SCM440圓鋼，切削速度350米/分鐘，切削深度1.5毫米，進給率0.3毫米/轉(zhuǎn)切削時間5分鐘；以及鑄鐵的干燥高速間歇切削測試(正常切削速度為300米/分鐘)，在下述條件下進行工件具有4個縱向上等距離分布的縱向槽的JIS·FC300圓棒，切削速度450米/分鐘，切削深度2.0毫米，進給率0.25毫米/轉(zhuǎn)，切削時間5分鐘，然后，將每個測試中的切削刃的側(cè)面磨損寬度測出。測量結(jié)果如表14所示。





(在表14中，使用壽命由在硬涂層上產(chǎn)生的碎裂引起。)如可以清楚地從表6、13和表14中的結(jié)果看出的在所有根據(jù)本發(fā)明的金屬陶瓷工具27-39中，構(gòu)成每個硬涂層上層的熱轉(zhuǎn)化的(Al，Ti)2O3層都具有優(yōu)異的高溫硬度和抗熱性，并顯示出優(yōu)異的抗破碎性，因此顯示出優(yōu)異的耐磨性，即使是在承受很高的機械和熱沖擊的高速間歇切削鋼材和鑄鐵時也是如此。然而，所有的傳統(tǒng)涂覆的金屬陶瓷工具1-13，其沉積的α型Al2O3層都不能抵抗高速間歇切削中的劇烈的機械和熱沖擊，因此在硬涂層中產(chǎn)生碎裂，從而縮短了傳統(tǒng)合金涂覆工具的使用壽命。
如上所述，根據(jù)本發(fā)明的涂覆的金屬陶瓷工具在特別苛刻的切削條件下高速間歇切削時以及在正常條件下連續(xù)切削或間歇切削不同的鋼材、鑄鐵等時體現(xiàn)出了優(yōu)異的抗破碎性，并且具有長時間的優(yōu)異切削性能，因而可能滿足地應(yīng)付如下需求切削設(shè)備的高性能、節(jié)省切削工作中的勞動力和能耗、以及降低成本。
權(quán)利要求
1.一種表面涂覆的金屬陶瓷切削工具，其具有抗破碎性優(yōu)異的硬涂層，其中該表面涂覆的金屬陶瓷切削工具通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或氮碳化鈦基金屬陶瓷制成的工具基底的表面上涂覆一層包括下述上層(b)和下層(a)的硬涂層而制成(a)鈦化合物層作為下層，其具有碳化鈦層、氮化鈦層、氮碳化鈦層、氧碳化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的總平均厚度為3-20微米，以及(b)熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層作為上層，其通過在下述情況下進行的熱轉(zhuǎn)化處理形成將滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)并作為轉(zhuǎn)化起始材料化學(xué)沉積的鈦氧化物顆粒分散地分布在通過化學(xué)氣相沉積法沉積的具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xZrx)2O3(其中采用電子探針顯微分析儀(EPMA)所測得的原子比率X值為0.003到0.05)的Al氧化物層的表面上，從而將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的Al氧化物層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)，該熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層的平均厚度為1-15微米。
2.一種表面涂覆的金屬陶瓷切削工具，其具有抗破碎性優(yōu)異的硬涂層，其中表面涂覆的金屬陶瓷切削工具通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或氮碳化鈦基金屬陶瓷制成的工具基底的表面上涂覆一層包括下述上層(b)和下層(a)的硬涂層而形成(a)鈦化合物層作為下層，其具有碳化鈦層、氮化鈦層、氮碳化鈦層、氧碳化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的總平均厚度為3-20微米，以及(b)熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層作為上層，其通過在下述情況下進行的熱轉(zhuǎn)化處理形成將滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)并作為轉(zhuǎn)化起始材料化學(xué)沉積的鈦氧化物顆粒分散地分布在通過化學(xué)氣相沉積法沉積的具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xTix)2O3(其中采用電子探針顯微分析儀(EPMA)所測得的原子比率X值為0.01到0.05)的Al氧化物層的表面上，從而將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的Al氧化物層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)，該熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層的平均厚度為1-15微米。
3.一種表面涂覆的金屬陶瓷切削工具，其具有抗破碎性優(yōu)異的硬涂層，其中表面涂覆的金屬陶瓷切削工具通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或氮碳化鈦基金屬陶瓷制成的工具基底的表面上涂覆一層包括下述上層(b)和下層(a)的硬涂層而形成(a)鈦化合物層作為下層，其具有碳化鈦層、氮化鈦層、氮碳化鈦層、氧碳化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的總平均厚度為3-20微米，以及(b)熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層作為上層，其通過在下述情況下進行的熱轉(zhuǎn)化處理形成將滿足下述組成式TiOY(其中由俄歇電子能譜法測到的相對于Ti的原子比率Y值為1.2-1.9)并作為轉(zhuǎn)化起始材料化學(xué)沉積的鈦氧化物顆粒分散地分布在通過化學(xué)氣相沉積法沉積的具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)并滿足下述組成式(Al1-xCrx)2O3(其中采用電子探針顯微分析儀(EPMA)所測得的原子比率X值為0.005到0.04)的Al氧化物層的表面上，從而將具有κ型或θ型晶體結(jié)構(gòu)的Al氧化物層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化為α型晶體結(jié)構(gòu)，該熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層的平均厚度為1-15微米。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種表面涂覆的金屬陶瓷切削工具，其具有抗破碎性優(yōu)異的硬涂層。該表面涂覆的金屬陶瓷切削工具通過在由WC基硬質(zhì)合金或TiCN基金屬陶瓷制成的工具基底的表面上涂覆一層包括下述上層(b)和下層(a)的硬涂層而形成(a)為下層，為鈦化合物層，其具有TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層以及TiCNO層中的至少一個或兩個，所有這些層都通過化學(xué)氣相沉積形成，該鈦化合物層的總平均厚度為3－20微米，以及(b)為上層，是熱轉(zhuǎn)化的α型Al氧化物層，是通過進行下述情況下的熱轉(zhuǎn)化處理形成的滿足下述組成式TiO
文檔編號C23C16/56GK1636657SQ20041009540
公開日2005年7月13日 申請日期2004年12月21日 優(yōu)先權(quán)日2003年12月22日
發(fā)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