專利名稱：具有硬質(zhì)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金屬陶瓷切削工具(在下文中稱為涂覆金屬陶瓷工具)，其硬質(zhì)涂層特別是在高速斷續(xù)切削鋼、鑄鐵等的過程中顯示優(yōu)異的抗崩刃性。
背景技術(shù)：
常規(guī)上，涂覆金屬陶瓷工具是已知的，通常，通過在由碳化鎢(在下文中，稱為WC)基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦(在下文中，稱為TiCN)基金屬陶瓷制成的基質(zhì)(在下文中稱為工具基質(zhì))上涂覆由以下的上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層來形成該涂覆金屬陶瓷工具(a)以鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦(在下文中，稱為TiC)層、氮化鈦(在下文中，稱為TiN)層、碳氮化鈦(在下文中，稱為TiCN)層、碳二氧化鈦(在下文中，稱為TiCO)層和碳氮二氧化鈦(在下文中，稱為TiCNO)層中的至少一層或兩層，所有的鈦化合物層都是通過化學(xué)氣相沉積形成的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)以沉積的α-型氧化鋁(在下文中，稱為Al2O3)層作為上層，該沉積的α-型氧化鋁層具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的α-型晶體結(jié)構(gòu)，平均層厚為1-15微米。例如，涂覆的金屬陶瓷工具廣泛用于連續(xù)或斷續(xù)切削鋼或鑄鐵。
通常，眾所周知，構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具之硬質(zhì)涂層的鈦化合物層或沉積的α-型Al2O3層具有粒狀晶體結(jié)構(gòu)，而且，為了提高該層的強(qiáng)度，構(gòu)成鈦化合物層的TiCN層具有縱向生長晶體結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)是通過在常規(guī)化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中，使用含有有機(jī)碳氮化物，例如CH3CN的混合氣體作為反應(yīng)氣體，在700-950℃的中等溫度下進(jìn)行化學(xué)氣相沉積形成的，正如在日本未審專利申請(qǐng)公開JP 6-31503和JP 6-8010中公開的。
近年來，切削工具的性能顯著提高，并且對(duì)于在切削工作中省力節(jié)能且降低成本的要求增加。因此，切削工作更經(jīng)常在更高的速度范圍下進(jìn)行。當(dāng)在正常情況下，在連續(xù)切削或斷續(xù)切削鋼、鑄鐵等中使用常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具時(shí)，它們通常不存在問題。并且，當(dāng)在最劇烈的切削條件下進(jìn)行高速斷續(xù)切削中，即在非常短的節(jié)距(shortpitches)下反復(fù)向切削刃(cutting edge)施加機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削中使用常規(guī)切削工具時(shí)，鈦化合物層，典型的是硬質(zhì)涂層下層，具有高的強(qiáng)度并顯示優(yōu)異的抗崩刃性。然而，構(gòu)成硬質(zhì)涂層上層的沉積α-型Al2O3相對(duì)于機(jī)械沖擊和熱沖擊非常易碎，盡管其在高溫下有硬度并具有優(yōu)異的耐熱性。結(jié)果，在硬質(zhì)涂層中容易出現(xiàn)崩刃(細(xì)裂紋)，因此縮短了金屬陶瓷切削工具的可用壽命(usablelife)。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明用以解決上述問題，因此，本發(fā)明的一個(gè)目的是提供一種具有顯示優(yōu)異的抗崩刃性的硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具。
考慮到上述問題，本發(fā)明人進(jìn)行了研究以提高構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具硬質(zhì)涂層上層的沉積α-型Al2O3層的抗崩刃性，并且，如下所述，獲得了下列結(jié)果(a)-(c)。
(a)在正常情況下，使用常規(guī)的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器在工具基質(zhì)的表面上形成作為下層的鈦化合物層。在相同的正常情況下沉積Al-Zr氧化物層[在下文中，稱為(Al，Zr)2O3層，該層具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)，并滿足結(jié)構(gòu)式(Al1-XZrX)2O3(其中，當(dāng)通過電子探針顯微分析儀(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.003-0.05，原子比)]。
接下來，在下列條件下，使用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器處理(Al，Zr)2O3層的表面反應(yīng)氣體的組成體積％，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，H2余量，反應(yīng)氣氛的溫度900-1020℃，反應(yīng)氣氛的壓力7-30kPa，和時(shí)間25-100分鐘。
然后，在(Al，Zr)2O3層的表面上形成滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，根據(jù)與Ti的原子比，Y值為1.2-1.9)，且平均層厚為0.05-1.5微米的二氧化鈦層。
在此狀態(tài)下，通過在氬氣氣氛中，優(yōu)選在下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變(heat-transforming)處理而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層壓力7-50kPa，溫度1000-1200℃，持續(xù)時(shí)間10-120分鐘。然后，通過在轉(zhuǎn)變前于(Al，Zr)2O3層表面上形成的二氧化鈦層的作用而將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，從而顯著促進(jìn)了熱轉(zhuǎn)變的進(jìn)程。因此，在轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的裂紋變得極其細(xì)，而且二氧化鈦微粒均勻且散亂地分布。而且，通過作為(Al，Zr)2O3層組成元素的鋯的作用顯著提高了(Al，Zr)2O3層本身的高溫強(qiáng)度。因此，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層具有均勻的結(jié)構(gòu)，除了高強(qiáng)度之外，還具有非常強(qiáng)的抗機(jī)械沖擊性和抗熱沖擊性以及優(yōu)異的抗崩刃性，其中由轉(zhuǎn)變過程產(chǎn)生的裂紋在整個(gè)長度上具有細(xì)小的特征(fine characteristics)。因此，在具有由熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層作為上層和鈦化合物層(此鈦化合物層在上述條件下的熱轉(zhuǎn)變處理過程中不顯示任何改變)作為下層組成的硬質(zhì)涂層的涂覆金屬陶瓷工具中，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層甚至在伴有劇烈機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削下也顯示優(yōu)異的抗崩刃性，同時(shí)它具有與α-型Al2O3層固有的優(yōu)異高溫硬度和耐熱性相同的高溫硬度和耐熱性。因此，由于存在具有高強(qiáng)度的鈦化合物層，所以顯著抑制了在硬質(zhì)涂層中出現(xiàn)崩刃，并且顯示優(yōu)異耐磨性的時(shí)間延長。
(b)對(duì)于常規(guī)的α-型Al2O3層和上述熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層，當(dāng)由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線時(shí)如圖1(a)和1(b)的示意說明圖(schematic explanatory views)所示，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距(pitch)，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間(intervals)，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，如圖6所示，常規(guī)的沉積α-型Al2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角不偏向分布在0-45度中，然而，如圖2所示，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3卻顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在傾角區(qū)間中的某個(gè)位置處出現(xiàn)銳利且最高的峰，并且在該圖的傾角區(qū)間中出現(xiàn)的銳利且最高峰在X軸上的位置依二氧化鈦層的組成式TiOY中Y值的變化而不同。
(C)根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，如上所述，當(dāng)將二氧化鈦的組成式TiOY中的Y值設(shè)定為1.2-1.9的原子比時(shí)，獲得這樣的傾斜角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾斜角范圍中出現(xiàn)銳利且最高的峰，0-10度中頻率的總和占傾斜角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多。在使用熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層作為硬質(zhì)涂層上層而沉積的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具中，與常規(guī)的金屬陶瓷工具相比，本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具，特別是在高速斷續(xù)切削中，顯示更優(yōu)異的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3顯示了得到的傾斜角頻率分布曲線，在該曲線上，0-10度范圍中的傾斜角頻率占45％或更多，而且在0-10度的傾斜角區(qū)間中由于下層即鈦化合物層的存在而出現(xiàn)最高峰。
基于上述研究結(jié)果(a)-(c)完成了本發(fā)明。
根據(jù)本發(fā)明，提供一種具有顯示優(yōu)異抗崩刃性的硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由下列上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層作為上層，該熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層是通過在以下狀態(tài)下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，Y值為1.2-1.9)，平均層厚為0.05-1.5微米的二氧化鈦層用化學(xué)方法沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)、并滿足組成式(Al1-XZrX)(其中，當(dāng)通過電子探針微量分析器(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.003-0.05，原子比)的(Al，Zr)2O3層的表面上，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)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層的平均層厚為1-15微米。
限定構(gòu)成如上所述本發(fā)明涂覆金屬陶瓷層之硬質(zhì)涂層的各層之?dāng)?shù)值的理由描述如下。
(a)下層(鈦化合物層)的平均層厚鈦化合物層本身具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，從而由于存在鈦化合物層，所以硬質(zhì)涂層也具有高溫強(qiáng)度。此外，鈦化合物層牢固地與工具基質(zhì)和上層即熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層粘附。因此，它有助于提高硬質(zhì)涂層與工具基質(zhì)的粘附。然而，當(dāng)總的平均層厚小于3微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，當(dāng)總的平均層厚超過20微米時(shí)，特別是在伴有大量熱生成的高速斷續(xù)切削中易于出現(xiàn)熱塑性變形，而這造成局部磨損。因此，優(yōu)選將下層的平均層厚設(shè)定為為3-20微米。
(b)二氧化鈦層(Y值)的組成和平均層厚如上所述，通過鈦化合物層的作用而將沉積的κ-型或θ-型(Al，Zr)2O3層完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層，從而使在熱轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的裂紋細(xì)且均勻。此外，鈦化合物層通過縮短處理時(shí)間而促進(jìn)熱轉(zhuǎn)變并抑制晶粒生長。而且，當(dāng)將鈦化合物層的組成式TiOY中的Y值設(shè)定為如上所述的1.2-1.9時(shí)，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，鈦化合物層顯示了這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間范圍中出現(xiàn)傾角頻率的最高峰，并且0-10度的傾角頻率范圍中頻率總和的比例占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％。因此，當(dāng)Y值小于1.2時(shí)，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層的傾斜角頻率分布曲線上，最高峰值較少出現(xiàn)在0-10度的范圍內(nèi)。換句話說，在傾斜角頻率分布曲線上，0-10度范圍內(nèi)頻率總和的比例低于頻率總和的45％。在這種情況下，如上所述，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層中不能保證所需的優(yōu)異高溫強(qiáng)度，而這導(dǎo)致無法獲得所需的抗崩刃性。另一方面，當(dāng)Y值超過1.9時(shí)，出現(xiàn)最高峰的傾斜角區(qū)間偏離出0-10度的范圍。在這種情況下，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層中不能保證所需的高溫強(qiáng)度。因此，將Y值設(shè)定為1.2-1.9，按與Ti的原子比。
而且，在這種情況下，當(dāng)二氧化鈦層的平均層厚小于0.05微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，因?yàn)橹挥?.5微米的平均層厚就可以充分獲得上述作用，而超過此限制的厚度是不必要的，所以，優(yōu)選地，將二氧化鈦層的平均層厚設(shè)定為0.05-1.5微米。
(c)上層[熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層]中Zr的含量比例和上層的平均層厚熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層由于作為其組成元素的鋁的存在而具有優(yōu)異的高溫硬度，并且由于作為其組成元素的鋯的存在而具有高溫強(qiáng)度。因此，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層顯示優(yōu)異的耐磨性和抗崩刃性。然而，按與鋁的原子比(此適用于下列比例)，鋯在總量中的含量比(X值)低于0.003時(shí)，不能保證充分提高的高溫強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)鋯的含量比例超過0.05時(shí)，在六方晶格中引起不穩(wěn)定，這使得在熱轉(zhuǎn)變處理的過程中難以充分地將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)。因此，優(yōu)選將鋯的含量比例(X值)設(shè)定為0.003-0.05。
而且，當(dāng)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層的平均層厚低于1微米時(shí)，不能使硬質(zhì)涂層充分地顯示耐磨性。另一方面，當(dāng)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層的平均層厚大于15微米時(shí)，易于出現(xiàn)崩刃。因此，優(yōu)選將熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層的平均層厚設(shè)定為1-15微米。
而且，如果需要，為了鑒別使用前后的切削工具，可以沉積具有金色調(diào)的TiN層。在這種情況下，TiN層的平均層厚優(yōu)選為0.1-1微米。這是因?yàn)椋?dāng)平均層厚低于0.1微米時(shí)，不能實(shí)現(xiàn)充分的鑒別，而具有最高達(dá)1微米的平均層厚，TiN層的鑒別就足夠了。
而且，如下所述，本發(fā)明人獲得了下列結(jié)果(a)-(c)。
(a)在正常情況下，使用常規(guī)的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器在工具基質(zhì)的表面上形成作為下層的鈦化合物層。在相同的正常情況下沉積Al-Cr氧化物[在下文中，稱為(Al，Cr)2O3層，該層具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)，并滿足結(jié)構(gòu)式(Al1-XCrX)2O3(其中，當(dāng)通過電子探針顯微分析儀(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.005-0.04，原子比)]。
接下來，在下列條件下，使用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器處理(Al，Cr)2O3層的表面反應(yīng)氣體的組成體積％，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，H2余量，
反應(yīng)氣氛的溫度900-1020℃，反應(yīng)氣氛的壓力7-30kPa，和時(shí)間25-100分鐘。
然后，在(Al，Cr)2O3層的表面上形成滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，Y值為1.2-1.9)，且平均層厚為0.1-2微米的二氧化鈦層。
在此狀態(tài)下，通過在氬氣氣氛中，優(yōu)選在下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層壓力7-50kPa，溫度1000-1200℃。然后，通過在轉(zhuǎn)變前于(Al，Cr)2O3層表面上形成的二氧化鈦層的作用而將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，從而顯著促進(jìn)了熱轉(zhuǎn)變的進(jìn)程。因此，由于在轉(zhuǎn)變時(shí)同時(shí)生成裂紋，所以二氧化鈦微粒極其精細(xì)、均勻且散亂地分布，而且，通過作為(Al，Cr)2O3層組成元素的鉻的作用進(jìn)一步促進(jìn)了由于轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的裂紋的細(xì)度。因此，由于形成的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層具有均勻的結(jié)構(gòu)，其中由轉(zhuǎn)變過程產(chǎn)生的裂紋和晶粒在整個(gè)層上都具有精細(xì)的特征，所以其具有非常強(qiáng)的抗機(jī)械沖擊和熱沖擊的能力，因此具有優(yōu)異的抗崩刃性。因此，在具有由熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層作為上層，鈦化合物層(此鈦化合物層在上述條件下的熱轉(zhuǎn)變處理過程中不顯示任何改變)作為下層組成的硬質(zhì)涂層的涂覆金屬陶瓷工具中，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層甚至在伴有劇烈機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削下也顯示優(yōu)異的抗崩刃性，同時(shí)它具有與α-型Al2O3層固有的優(yōu)異高溫硬度和耐熱性相同的高溫硬度和耐熱性。因此，由于存在具有高強(qiáng)度的鈦化合物層，所以顯著抑制了在硬質(zhì)涂層中出現(xiàn)崩刃，并且顯示優(yōu)異耐磨性的時(shí)間延長。
(b)對(duì)于常規(guī)的α-型Al2O3層和上述熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層，當(dāng)由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線時(shí)如圖1(a)和1(b)的示意說明性視圖所示，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，如圖6所示，常規(guī)的沉積α-型Al2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角沒有偏向分布在0-45度中，然而，如圖3所示，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3卻顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在傾角區(qū)間中的某個(gè)位置處出現(xiàn)銳利且最高的峰，并且在該圖的傾角區(qū)間中出現(xiàn)的銳利且最高峰在X軸上的位置依二氧化鈦層的組成式TiOY中Y值的變化而不同。
(C)根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，如上所述，當(dāng)將二氧化鈦的組成式TiOY中的Y值設(shè)定為1.2-1.9，與Ti的原子比時(shí)，獲得這樣的傾斜角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾斜角范圍中出現(xiàn)銳利且最高的峰，0-10度中頻率的總和(頻率的總和與最高峰的高度成比例)占傾斜角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多。在使用熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層作為硬質(zhì)涂層上層而沉積的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具中，與常規(guī)的金屬陶瓷工具相比，本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具，特別是在高速斷續(xù)切削中，顯示更優(yōu)異的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3顯示了得到的傾斜角頻率分布曲線，在該曲線上，0-10度范圍中由于下層即鈦化合物層的存在的傾斜角頻率占45％或更多，而且在0-10度的傾斜角區(qū)間中由于下層即鈦的化合物層的存在而出現(xiàn)最高峰。
基于上述研究結(jié)果(a)-(c)完成了本發(fā)明。
根據(jù)本發(fā)明，提供一種具有顯示優(yōu)異抗崩刃性的硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由下列上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層作為上層，該熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層是通過在以下狀態(tài)下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，Y值為1.2-1.9，與Ti的原子比)，平均層厚為0.1-2微米的二氧化鈦層化學(xué)沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)、并滿足組成式(Al1-XCrX)2O3(其中，當(dāng)通過電子探針微量分析器(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.005-0.04，原子比)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)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層的平均層厚為1-15微米。
限定構(gòu)成如上所述本發(fā)明涂覆金屬陶瓷層之硬質(zhì)涂層的各層之?dāng)?shù)值的理由描述如下。
(a)下層(鈦化合物層)的平均層厚鈦化合物層本身具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，從而由于存在鈦化合物層，所以硬質(zhì)涂層也具有高溫強(qiáng)度。此外，鈦化合物層牢固地與工具基質(zhì)和上層熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層粘附。因此，它有助于提高硬質(zhì)涂層與工具基質(zhì)的粘附。然而，當(dāng)總的平均層厚小于3微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，當(dāng)總的平均層厚超過20微米時(shí)，特別是在伴有大量熱生成的高速斷續(xù)切削中易于出現(xiàn)熱塑性變形，而這造成局部磨損。因此，優(yōu)選將下層的平均層厚設(shè)定為為3-20微米。
(b)二氧化鈦層(Y值)的組成和平均層厚如上所述，通過鈦化合物層的作用而將沉積的κ-型或θ-型(Al，Cr)2O3層完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層，從而使在熱轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的裂紋細(xì)且均勻。此外，鈦化合物層通過縮短處理時(shí)間而促進(jìn)熱轉(zhuǎn)變并抑制晶粒生長。而且，當(dāng)將鈦化合物層的組成式TiOY中的Y值設(shè)定為如上所述的1.2-1.9時(shí)，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，鈦化合物層顯示了這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間范圍中出現(xiàn)傾角頻率的最高峰，并且0-10度的傾角頻率范圍中頻率總和的比例占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％。因此，當(dāng)Y值小于1.2時(shí)，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層的傾斜角頻率分布曲線上，最高峰值較少出現(xiàn)在0-10度的范圍內(nèi)。換句話說，在傾斜角頻率分布曲線上，0-10度范圍內(nèi)頻率總和的比例低于頻率總和的45％。在這種情況下，如上所述，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層中不能保證所需的優(yōu)異高溫強(qiáng)度，而這導(dǎo)致無法獲得所需的抗崩刃性。另一方面，當(dāng)Y值超過1.9時(shí)，出現(xiàn)最高峰的傾斜角區(qū)間偏離出0-10度的范圍。在這種情況下，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層中不能保證所需的高溫強(qiáng)度。因此，按與Ti的原子比，優(yōu)選將Y值設(shè)定為1.2-1.9。
而且，在這種情況下，當(dāng)二氧化鈦層的平均層厚小于0.1微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，因?yàn)橹挥?微米的平均層厚就可以充分獲得上述作用，而超過此限制的厚度是不必要的，所以，優(yōu)選地，將二氧化鈦層的平均層厚設(shè)定為0.1-2微米。
(c)上層[熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層]中Cr的含量比例和平均層厚熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層由于作為其組成元素的鋁的存在而具有優(yōu)異的高溫硬度和耐熱性。然而，當(dāng)Cr作為二氧化鈦層的組成元素存在時(shí)，它還能促進(jìn)在將沉積的α-型(Al，Cr)2O3層轉(zhuǎn)變?yōu)闊徂D(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層時(shí)產(chǎn)生的細(xì)裂紋的精細(xì)度。然而，按與鋁的的原子比(這適用于下列比例)，鉻在總量中的含量比(X值)低于0.005時(shí)，不能保證進(jìn)一步促進(jìn)由于熱轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的細(xì)紋的精細(xì)度。另一方面，當(dāng)鉻的含量比例超過0.04時(shí)，在六方晶格中引起不穩(wěn)定，這使得在熱轉(zhuǎn)變處理的過程中難以充分地將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)。因此，優(yōu)選將鉻的含量比例(X值)設(shè)定為0.005-0.04，優(yōu)選0.012-0.035。
而且，當(dāng)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層的平均層厚低于1微米時(shí)，不能使硬質(zhì)涂層充分地顯示耐磨性。另一方面，當(dāng)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層的平均層厚大于15微米時(shí)，易于出現(xiàn)崩刃。因此，優(yōu)選將熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層的平均層厚設(shè)定為1-15微米。
而且，如果需要，為了鑒別使用前后的切削工具，可以沉積具有金色調(diào)的TiN層。在這種情況下，TiN層的平均層厚優(yōu)選為0.1-1微米。這是因?yàn)?，?dāng)平均層厚低于0.1微米時(shí)，不能實(shí)現(xiàn)充分的鑒別，而具有最高達(dá)1微米的平均層厚，TiN層的鑒別就足夠了。
而且，如下所述，本發(fā)明人獲得了下列結(jié)果(a)-(c)。
(a)在正常情況下，使用常規(guī)的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器在工具基質(zhì)的表面上形成作為下層的鈦化合物層。在相同的正常情況下沉積Al-Ti氧化物層[在下文中，稱為(Al，Ti)2O3層，該層具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)，并滿足組成式(Al1-XTiX)2O3(其中，當(dāng)通過電子探針顯微分析儀(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.01-0.05，原子比)]。
接下來，在下列條件下，使用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器處理(Al，Ti)2O3層的表面反應(yīng)氣體的組成體積％，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，H2余量，反應(yīng)氣氛的溫度900-1020℃，反應(yīng)氣氛的壓力7-30kPa，和時(shí)間25-100分鐘。
然后，在(Al，Ti)2O3層的表面上形成滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，Y值為1.2-1.9，與Ti的原子比)，且平均層厚為0.05-1.5微米的二氧化鈦層。在此狀態(tài)下，通過在氬氣氣氛中，優(yōu)選在下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層壓力7-50kPa，溫度1000-1200℃，持續(xù)時(shí)間10-120分鐘。然后，通過在轉(zhuǎn)變前于(Al，Ti)2O3層表面上形成的二氧化鈦層的作用而將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，從而顯著促進(jìn)了熱轉(zhuǎn)變的進(jìn)程。因此，由于在轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的裂紋同時(shí)生成，所以二氧化鈦微粒極其精細(xì)、均勻且散亂地分布，而且，通過作為(Al，Ti)2O3層組成元素的鈦的作用抑制了在熱轉(zhuǎn)變時(shí)晶體生長，從而晶體優(yōu)選變細(xì)。因此，由于形成的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層具有均勻的結(jié)構(gòu)，其中由轉(zhuǎn)變過程產(chǎn)生的裂紋和晶粒在整個(gè)層上都變細(xì)，所以其具有非常強(qiáng)的抗機(jī)械沖擊和熱沖擊的能力，因此具有優(yōu)異的抗崩刃性。因此，在具有由熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層作為上層，鈦化合物層(此鈦化合物層在上述條件下的熱轉(zhuǎn)變處理過程中不顯示任何改變)作為下層組成的硬質(zhì)涂層的涂覆金屬陶瓷工具中，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層甚至在伴有劇烈機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削下也顯示優(yōu)異的抗崩刃性，同時(shí)它具有與α-型Al2O3層固有的優(yōu)異高溫硬度和耐熱性相同的高溫硬度和耐熱性。因此，由于存在具有高強(qiáng)度的鈦化合物層，所以顯著抑制了在硬質(zhì)涂層中出現(xiàn)崩刃，并且顯示優(yōu)異耐磨性的時(shí)間延長。
(b)對(duì)于常規(guī)的α-型Al2O3層和上述熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層，當(dāng)由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線時(shí)如圖1(a)和1(b)的示意說明性視圖所示，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，如圖6所示，常規(guī)的沉積α-型Al2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角沒有偏向分布在0-45度中，然而，如圖4所示，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3卻顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在傾角區(qū)間中的某個(gè)位置處出現(xiàn)銳利且最高的峰，并且在該圖的傾角區(qū)間中出現(xiàn)的銳利且最高峰在X軸上的位置依二氧化鈦層的組成式TiOY中Y值的變化而不同。
(C)根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，如上所述，當(dāng)將二氧化鈦的組成式TiOY中的Y值設(shè)定為1.2-1.9，與Ti的原子比時(shí)，獲得這樣的傾斜角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾斜角范圍中出現(xiàn)銳利且最高的峰，0-10度中頻率的總和(頻率的總和與最高峰的高度成比例)占傾斜角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多。在使用熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層作為硬質(zhì)涂層上層而沉積的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具中，與常規(guī)的金屬陶瓷工具相比，本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具，特別是在高速斷續(xù)切削中，顯示更優(yōu)異的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3顯示了得到的傾斜角頻率分布曲線，在該曲線上，0-10度范圍中的傾斜角頻率占45％或更多，而且在0-10度的傾斜角區(qū)間中由于下層即鈦化合物層的存在而出現(xiàn)最高峰。
基于上述研究結(jié)果(a)-(c)完成了本發(fā)明。
根據(jù)本發(fā)明，提供一種具有顯示優(yōu)異抗崩刃性的硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由下列上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，并且該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和
(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層作為上層，該熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層是通過在以下狀態(tài)(state)下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，Y值為1.2-1.9，與Ti的原子比)，平均層厚為0.05-1.5微米的二氧化鈦層化學(xué)沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)、并滿足組成式(Al1-XTiX)2O3(其中，當(dāng)通過電子探針微量分析器(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.01-0.05，原子比)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)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)氧化物層的平均層厚為1-15微米。
限定構(gòu)成如上所述本發(fā)明涂覆金屬陶瓷層之硬質(zhì)涂層的各層之?dāng)?shù)值的理由描述如下。
(a)下層(鈦化合物層)的平均層厚鈦化合物層本身具有優(yōu)異的高強(qiáng)度，從而由于存在鈦化合物層，所以硬質(zhì)涂層也具有高強(qiáng)度。此外，鈦化合物層牢固地與工具基質(zhì)和上層熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層粘附。因此，它有助于提高硬質(zhì)涂層與工具基質(zhì)的粘附。然而，當(dāng)總的平均層厚小于3微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，當(dāng)總的平均層厚超過20微米時(shí)，特別是在伴有大量熱生成的高速斷續(xù)切削中易于出現(xiàn)熱塑性變形，而這造成局部磨損。因此，優(yōu)選將下層的平均層厚設(shè)定為為3-20微米。
(b)二氧化鈦層(Y值)的組成和平均層厚如上所述，通過鈦化合物層的作用而將沉積的κ-型或θ-型(Al，Ti)2O3層完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層，從而使在熱轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的裂紋細(xì)且均勻。此外，鈦化合物層通過縮短處理時(shí)間而促進(jìn)熱轉(zhuǎn)變并抑制晶粒生長。而且，當(dāng)將鈦化合物層的組成式TiOY中的Y值設(shè)定為如上所述的1.2-1.9時(shí)，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，鈦化合物層顯示了這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間范圍中出現(xiàn)傾角頻率的最高峰，并且0-10度的傾角頻率范圍中頻率總和的比例占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％。因此，當(dāng)Y值小于1.2時(shí)，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層的傾斜角頻率分布曲線上，最高峰值較少出現(xiàn)在0-10度的范圍內(nèi)。換句話說，在傾斜角頻率分布曲線上，0-10度范圍內(nèi)頻率總和的比例低于頻率總和的45％。在這種情況下，如上所述，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層中不能保證所需的優(yōu)異高溫強(qiáng)度，而這導(dǎo)致無法獲得所需的抗崩刃性。另一方面，當(dāng)Y值超過1.9時(shí)，出現(xiàn)最高峰的傾斜角區(qū)間偏離出0-10度的范圍。在這種情況下，在熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層中不能保證所需的優(yōu)異高溫強(qiáng)度。因此，將Y值設(shè)定為1.2-1.9，按與Ti的原子比。
而且，在這種情況下，當(dāng)二氧化鈦層的平均層厚小于0.05微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，因?yàn)橹挥?.5微米的平均層厚就可以充分獲得上述作用，而超過此限制的厚度是不必要的，所以，優(yōu)選地，將二氧化鈦層的平均層厚設(shè)定為0.05-1.5微米。
(c)上層[熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層]中Ti的含量比例和上層的平均層厚熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層由于作為其組成元素的鋁的存在而具有優(yōu)異的高溫硬度和耐熱性，并且由于作為其組成元素的鈦的存在而具有高溫強(qiáng)度。因此，熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層顯示優(yōu)異的耐磨性和抗崩刃性。然而，按與鋁的原子比(這適用于下列比例)，鈦在總量中的含量比(X值)低于0.001時(shí)，不能使晶體足夠細(xì)。另一方面，當(dāng)鈦的含量比例超過0.05時(shí)，在六方晶格中引起不穩(wěn)定，這使得在熱轉(zhuǎn)變處理的過程中難以充分地將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)。因此，優(yōu)選將鈦的含量比例(X值)設(shè)定為0.01-0.05。
而且，當(dāng)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層的平均層厚低于1微米時(shí)，不能使硬質(zhì)涂層充分地顯示耐磨性。另一方面，當(dāng)熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層的平均層厚大于15微米時(shí)，易于出現(xiàn)崩刃。因此，優(yōu)選將熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層的平均層厚設(shè)定為1-15微米。
而且，如果需要，為了鑒別使用前后的切削工具，可以沉積具有金色調(diào)的TiN層。在這種情況下，TiN層的平均層厚優(yōu)選為0.1-1微米。這是因?yàn)?，?dāng)平均層厚低于0.1微米時(shí)，不能實(shí)現(xiàn)充分的鑒別，而具有最高達(dá)1微米的平均層厚，TiN層的鑒別就足夠了。
而且，如下所述，本發(fā)明人獲得了下列結(jié)果(a)-(c)。
(a)在正常情況下，使用常規(guī)的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器在工具基質(zhì)的表面上形成作為下層的鈦化合物層。在相同的正常情況下，在通過氣相沉積形成的狀態(tài)下形成具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的Al2O3(在下文中，稱為沉積的κ，θ-Al2O3)層。
接下來，在下列條件下，使用化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器處理沉積的κ，θ-Al2O3層的表面反應(yīng)氣體的組成體積％，TiCl40.2-3％，CO20.2-10％，Ar5-50％，H2余量，反應(yīng)氣氛的溫度800-1100℃，反應(yīng)氣氛的壓力4-70kPa，和時(shí)間15-60分鐘。
然后，在Al2O3層的表面上形成滿足組成式TiOX(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，X值為1.2-1.9)，且平均層厚為0.05-1微米的二氧化鈦層。
在此狀態(tài)下，通過在氬氣氣氛中，優(yōu)選在下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將具有κ，θ-晶體結(jié)構(gòu)的Al2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的Al2O3層壓力7-50kPa，溫度1000-1200℃。然后，通過在轉(zhuǎn)變前于沉積的κ，θ-Al2O3層表面上形成的二氧化鈦層的作用而將κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，從而顯著促進(jìn)了熱轉(zhuǎn)變的進(jìn)程。因此，由于在轉(zhuǎn)變時(shí)同時(shí)形成裂紋，所以二氧化鈦微粒極其精細(xì)、均勻且散亂地分布，而且，通過縮短熱轉(zhuǎn)變處理時(shí)間而顯著抑制晶粒的生長，晶體優(yōu)選變細(xì)。因此，由于形成的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型Al2O3層具有均勻的結(jié)構(gòu)，其中由轉(zhuǎn)變過程產(chǎn)生的裂紋和晶粒在整個(gè)層上都變細(xì)，所以其具有非常強(qiáng)的抗機(jī)械沖擊和熱沖擊的能力。因此，在具有由轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層作為上層，鈦化合物層(此鈦化合物層在上述條件下的熱轉(zhuǎn)變處理過程中不顯示任何改變)作為下層組成的硬質(zhì)涂層的涂覆金屬陶瓷工具中，由于存在具有高強(qiáng)度的二氧化鈦層，所以轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，顯著抑制了在硬質(zhì)涂層中出現(xiàn)崩刃，并且顯示優(yōu)異耐磨性的時(shí)間延長。
(b)對(duì)于稱為硬質(zhì)涂層上層的常規(guī)的α-型Al2O3層和(a)中所述的轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3層，當(dāng)由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線時(shí)如圖1(a)和1(b)的示意說明性視圖所示，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，如圖6所示，常規(guī)的沉積α-型Al2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角沒有偏向分布在0-45度中，然而，如圖5所示，熱轉(zhuǎn)變的α-型Al2O3卻顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在傾角區(qū)間中的某個(gè)位置處出現(xiàn)銳利且最高的峰，并且在該圖的傾角區(qū)間中出現(xiàn)的銳利且最高峰在X軸上的位置依二氧化鈦層的組成式TiOX中X值的變化而不同。
(C)根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，如上所述，當(dāng)將二氧化鈦的組成式TiOX中Ti的X值設(shè)定為1.2-1.9，原子比時(shí)，獲得這樣的傾斜角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾斜角范圍中出現(xiàn)銳利且最高的峰，0-10度中頻率的總和占傾斜角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多。在使用轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層作為硬質(zhì)涂層上層而沉積的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具中，與常規(guī)的金屬陶瓷工具相比，本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具，特別是在高速斷續(xù)切削中，顯示更優(yōu)異的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型Al2O3顯示了得到的傾斜角頻率分布曲線，在該曲線上，0-10度范圍中的傾斜角頻率占45％或更多，而且在0-10度的傾斜角區(qū)間中由于下層即鈦化合物層的存在而出現(xiàn)最高峰。
基于上述研究結(jié)果完成了本發(fā)明。
根據(jù)本發(fā)明，提供一種具有顯示優(yōu)異抗崩刃性的硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由下列上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，并且該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層作為上層，該轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層是通過在以下狀態(tài)下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOX(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，X值為1.2-1.9，按與Ti的原子比)的二氧化鈦層化學(xué)沉積在沉積的κ，θ-Al2O3層的表面上，從而將沉積的κ，θ-Al2O3層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角當(dāng)中范圍在0-45度的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層的平均層厚為1-15微米。
限定構(gòu)成如上所述本發(fā)明涂覆金屬陶瓷層之硬質(zhì)涂層的各層之?dāng)?shù)值的理由描述如下。
(a)下層(鈦化合物層)的平均層厚鈦化合物層本身具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，從而由于存在鈦化合物層，所以硬質(zhì)涂層也具有高溫強(qiáng)度。此外，鈦化合物層牢固地與工具基質(zhì)和上層即轉(zhuǎn)變的α-型Al2O3層粘附。因此，它有助于提高硬質(zhì)涂層與工具基質(zhì)的粘附。然而，當(dāng)總的平均層厚小于3微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，當(dāng)總的平均層厚超過20微米時(shí)，特別是在伴有大量熱生成的高速斷續(xù)切削中易于出現(xiàn)熱塑性變形，而這造成局部磨損。因此，優(yōu)選將下層的平均層厚設(shè)定為為3-20微米。
(b)二氧化鈦層(X值)的組成和平均層厚如上所述，通過鈦化合物層的作用而將沉積的κ，θ-Al2O3層完全并同時(shí)轉(zhuǎn)變成α-Al2O3層，從而使在熱轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的裂紋細(xì)且均勻。此外，鈦化合物層通過縮短處理時(shí)間而促進(jìn)熱轉(zhuǎn)變并抑制晶粒生長。而且，當(dāng)將鈦化合物層的組成式TiOX中的X值設(shè)定為如上所述的1.2-1.9時(shí)，根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，鈦化合物層顯示了這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間范圍中出現(xiàn)傾角頻率的最高峰，并且0-10度的傾角頻率范圍中頻率總和的比例占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％。因此，當(dāng)X值小于1.2時(shí)，在轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層的傾斜角頻率分布曲線上，最高峰值較少出現(xiàn)在0-10度的范圍內(nèi)。換句話說，在傾斜角頻率分布曲線上，0-10度范圍內(nèi)頻率總和的比例可能低于頻率總和的45％。在這種情況下，如上所述，在轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層中不能保證所需的優(yōu)異高溫強(qiáng)度，而這導(dǎo)致無法獲得所需的抗崩刃性。另一方面，當(dāng)X值超過1.9時(shí)，出現(xiàn)最高峰的傾斜角區(qū)間可能偏離出0-10度的范圍。在這種情況下，在轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層中也不能保證所需的優(yōu)異高溫強(qiáng)度。因此，將X值設(shè)定為1.2-1.9，按與Ti的原子比。
而且，在這種情況下，當(dāng)二氧化鈦層的平均層厚小于0.05微米時(shí)，不能充分獲得上述作用。另一方面，因?yàn)橹挥?微米的平均層厚就可以充分獲得上述作用，并且超過此限制的厚度是不必要的，所以，優(yōu)選地，將二氧化鈦層的平均層厚設(shè)定為0.05-1微米。
(c)上層(轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層)的平均層厚由于Al2O3本身擁有高溫硬度和優(yōu)異的耐熱性，所以轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層用于提高硬質(zhì)涂層的耐磨性，并且，如上所述，由于其本身具有優(yōu)異的抗熱沖擊或機(jī)械沖擊的性能(抗崩刃性)，所以用于甚至在高速切削中顯著抑制崩刃的出現(xiàn)。然而，當(dāng)轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層的平均層厚低于1微米時(shí)，不能充分地獲得上述作用。另一方面，當(dāng)轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層的平均層厚大于15微米時(shí)，易于出現(xiàn)崩刃。因此，優(yōu)選將轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3層的平均層厚設(shè)定為1-15微米。
而且，如果需要，為了鑒別使用前后的切削工具，可以沉積具有金色調(diào)的TiN層。在這種情況下，TiN層的平均層厚優(yōu)選為0.1-1微米。這是因?yàn)?，?dāng)平均層厚低于0.1微米時(shí)，不能實(shí)現(xiàn)充分的鑒別，而具有最高達(dá)1微米的平均層厚，TiN層的鑒別就足夠了。
在本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具中，構(gòu)成硬質(zhì)涂層上層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層顯示了優(yōu)異的高溫硬度和耐熱性，而且甚至在伴有非常高的機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中也顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，其顯示了優(yōu)異的耐磨性而不在硬質(zhì)涂層中造成崩刃。
在本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具中，構(gòu)成硬質(zhì)涂層上層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層顯示了優(yōu)異的高溫硬度和耐熱性，而且甚至在伴有非常高的機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中也顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，其顯示了優(yōu)異的耐磨性而不在硬質(zhì)涂層中造成崩刃。
在本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具中，構(gòu)成硬質(zhì)涂層上層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層顯示了優(yōu)異的高溫硬度和耐熱性，而且甚至在伴有非常高的機(jī)械沖擊和熱沖擊的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中也顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，其顯示了優(yōu)異的耐磨性而不在硬質(zhì)涂層中造成崩刃。
在本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具中，構(gòu)成硬質(zhì)涂層上層的轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3層甚至在伴隨非常高的機(jī)械沖擊和熱沖擊以及大量熱產(chǎn)生的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中也顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，顯示優(yōu)異耐磨性的時(shí)間延長。


圖1是說明構(gòu)成硬質(zhì)涂層的各種熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層、熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層、熱轉(zhuǎn)變的(Al，Ti)2O3層、轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層和沉積的α-型Al2O3層中晶粒的(0001)面傾角測(cè)量范圍的示意說明性視圖；圖2是構(gòu)成如表5所示的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具2之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層的(0001)面的傾角頻率分布曲線；圖3是構(gòu)成如表9所示的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具2之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層的(0001)面的傾角頻率分布曲線；圖4是構(gòu)成如表13所示的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具4之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層的(0001)面的傾角頻率分布曲線；圖5是構(gòu)成如表17所示的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具2之硬質(zhì)涂層的轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3層的(0001)面的傾角頻率分布曲線；圖6是構(gòu)成常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具之硬質(zhì)涂層的沉積α-型Al2O3層的(0001)面的傾角分布曲線。
具體實(shí)施例方式
在下文中，將參考附圖舉例詳細(xì)說明本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具。
制備下列各平均粒徑為1-3微米的粉末作為基質(zhì)用原材料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粉末和Co粉末。這些原始粉末基于表1所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)在加入蠟的丙酮溶液中彼此混合24小時(shí)，在減壓下干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為具有預(yù)定形狀的生坯。然后，在真空中，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力5Pa，預(yù)定溫度1370-1470℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(horning)(R0.07毫米)從而制造由WC基硬質(zhì)合金制成、具有ISO·CNMG120408中定義的不磨刃刀片(throwaway)端部形狀的工具基質(zhì)A-F。
此外，制備下列各平均粒徑為0.5-2微米的粉末作為基質(zhì)用原材料TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。這些原始粉末基于表2所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)彼此濕混24小時(shí)并干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為生坯。然后，在氮?dú)夥罩?，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力1.3kPa，溫度1540℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由TiCN基金屬陶瓷制成、具有ISO標(biāo)準(zhǔn)·CNMG120412中定義的端部形狀的工具基質(zhì)a-f。
然后，在表3(在表3中，1-TiCN表示具有日本未審專利申請(qǐng)公開JP 6-8010中描述的縱向生長晶體結(jié)構(gòu)的TiCN層的形成條件，其它的表示普通的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)所示的條件下，以表5所示的組合和目標(biāo)層(target layer)厚度，通過使用通用的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器將作為硬質(zhì)涂層下層的鈦化合物層沉積在工具基質(zhì)A-F和a-f的表面上。接下來，相似地，在表3所示的條件下，以表5所示的組合和目標(biāo)層厚度沉積具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層。隨后，在表4所示的條件下，以表5所示的組合將二氧化鈦層沉積在具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的各(Al，Zr)2O3層的表面上。在此狀態(tài)下，在氬氣氛中，于下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Zr)2O3層壓力30kPa，溫度1100℃，預(yù)定持續(xù)時(shí)間20-100分鐘。因此，分別制造了具有熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層作為硬質(zhì)涂層上層的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具1-13。
而且，在制造本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13中，制備單獨(dú)的測(cè)試件，而且將這些測(cè)試件裝入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。當(dāng)在該測(cè)試件的表面上形成了二氧化鈦層的時(shí)候從化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中取出該測(cè)試件，使用俄歇電子能譜或掃描電子顯微鏡測(cè)量該二氧化鈦層的組成(Y值)和層厚(測(cè)量該層的縱剖面)。因此，所有的涂覆金屬陶瓷工具顯示與目標(biāo)組成和目標(biāo)層厚度基本上相同的組成和平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
如表6所示，為了對(duì)比，在與表3所示相同的條件下形成作為具有表6所示目標(biāo)層厚度之硬質(zhì)涂層上層的沉積α-型Al2O3層。然后，除了在上述條件下不進(jìn)行二氧化鈦層的形成和熱轉(zhuǎn)變處理之外，在與上述條件相同的條件下制造常規(guī)的金屬陶瓷工具1-13。
然后，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡繪出構(gòu)成本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具和常規(guī)金屬陶瓷工具之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
具體地說，通過下列步驟繪出傾角頻率分布曲線。首先，將測(cè)試件嵌入場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡的透鏡-套筒(lens-barrel)中，使用其熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層和沉積的α-型Al2O3層的表面作為待拋光的表面。然后，以相對(duì)于拋光面為70度的入射角，以1nA的照射電流，將加速電壓為15kV的電子束逐一輻射在拋光面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用電子背散射衍射成像設(shè)備，對(duì)于30×50微米的面積，以0.1微米/步的間距測(cè)量作為其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法線相對(duì)于各拋光面法線的傾角。根據(jù)這些測(cè)量結(jié)果，在所有的測(cè)量傾角當(dāng)中，將0-45度范圍內(nèi)的測(cè)量傾角以0.25度的間距分成若干個(gè)區(qū)間，對(duì)各分類區(qū)間中的頻率求和。
在得到的各種熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線中，(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間和0-10度傾角區(qū)間中的傾角頻率占傾角頻率分布曲線上所有傾角頻率的比例分別示于表5和6中。
分別如表5和6所示，在上面的各種傾角頻率分布曲線中，本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具的所有熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角分布在0-10度的傾角區(qū)間中顯示最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中傾角頻率的比為45％或更多。相反，常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具1-13的所有沉積α-型Al2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角分布不偏向在0-45度中，最高峰未出現(xiàn)，并且0-10度的傾角區(qū)間中傾角頻率的比為23％或更少。
另外，圖2說明了本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具2的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層的傾角頻率分布曲線，圖6說明了常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具10的沉積α-型Al2O3層的角度頻率分布曲線。
而且，對(duì)于本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13，當(dāng)使用電子探針微量分析器(EPMA)或俄歇電子能譜(觀察層的縱剖面時(shí))觀察構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具硬質(zhì)涂層的層時(shí)，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的所有涂覆金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Zr)2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成，并且在轉(zhuǎn)變處理之前沉積的鈦化合物層也存在于工具的表面中。另一方面，人們發(fā)現(xiàn)，所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和沉積的α-型Al2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成。而且，當(dāng)通過使用掃描電子顯微鏡測(cè)量構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具的硬質(zhì)涂層的層厚時(shí)(相似地，測(cè)量層的縱剖面)，所有涂覆金屬陶瓷工具具有與目標(biāo)層厚基本上相同的平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
然后，在將上述各種涂覆金屬陶瓷工具的每一個(gè)螺旋固定到具有固定夾具的由工具鋼制成的切削車(bite)的端部的狀態(tài)中，對(duì)本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13進(jìn)行下列試驗(yàn)(1)在下列條件下進(jìn)行合金鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為200米/分鐘)工件JIS·SCM420圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度450米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間5分鐘，(2)在下列條件下進(jìn)行碳鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為250米/分鐘)工件JIS·S25C圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度450米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.35毫米/轉(zhuǎn)，
切削時(shí)間5分鐘，(3)在下列條件下進(jìn)行鑄鐵的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為250米/分鐘)工件JIS·FC250圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度500米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間5分鐘，然后，測(cè)量各個(gè)試驗(yàn)中切削刃刀腹磨損的寬度。測(cè)量結(jié)果示于表7中。





(在表3中，MO表示(Al，Zr)2O3)



(在表5中，MO表示(Al，Zr)2O3；傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)


(在表6中，傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)



(在表7中，可用壽命是由在硬質(zhì)涂層上產(chǎn)生的崩刃造成的。)正如從表5-7所示的結(jié)果明顯看出的，在本發(fā)明所有的金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3組成，其中(0001)面的傾角在0-10度的傾角區(qū)間中顯示最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中頻率的總和占45％或更多，熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Zr)2O3層在伴有非常高機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力以及高熱量生成的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，顯著抑制了在切削刃中出現(xiàn)崩刃，并顯示了優(yōu)異的耐磨性。相反，在所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的沉積α-型Al2O3層組成，其中(0001)面的測(cè)量傾角不偏向分布在0-45度的范圍內(nèi)，并且不出現(xiàn)最高峰，沉積的α-型Al2O3層不能抵抗高速斷續(xù)切削中劇烈的機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力，從而在切削刃中出現(xiàn)崩刃，因此縮短了常規(guī)金屬陶瓷切削工具的可用壽命。
制備下列各平均粒徑為1-3微米的粉末作為基質(zhì)用原材料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粉末和Co粉末。這些原始粉末基于表1所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)在加入蠟的丙酮溶液中彼此混合24小時(shí)，在減壓下干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為具有預(yù)定形狀的生坯。然后，在真空中，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力5Pa，預(yù)定溫度1370-1470℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由WC基硬質(zhì)合金制成、具有ISO·CNMG120408中定義的不磨刃刀片端部形狀的工具基質(zhì)A-F。
此外，制備下列各平均粒徑為0.5-2微米的粉末作為基質(zhì)用原材料TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。這些原始粉末基于表2所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)彼此濕混24小時(shí)并干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為生坯。然后，在氮?dú)夥罩?，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力1.3kPa，溫度1540℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由TiCN基金屬陶瓷制成、具有ISO標(biāo)準(zhǔn)·CNMG120412中定義的端部形狀的工具基質(zhì)a-f。
然后，在表8(在表8中，1-TiCN表示具有日本未審公開專利申請(qǐng)JP 6-8010中描述的縱向生長晶體結(jié)構(gòu)的TiCN層的形成條件，其它的表示普通的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)所示的條件下，以表9所示的組合和目標(biāo)層厚度，通過使用通用的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器將作為硬質(zhì)涂層下層的鈦化合物層沉積在工具基質(zhì)A-F和a-f的表面上。接下來，相似地，在表8所示的條件下，以表9所示的組合和目標(biāo)層厚度沉積具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層。隨后，在表4所示的條件下，以表9所示的組合將二氧化鈦層沉積在具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層的表面上。在此狀態(tài)下，在氬氣氛中，于下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Cr)2O3層壓力30kPa，溫度1100℃，預(yù)定持續(xù)時(shí)間20-100分鐘。因此，分別制造了具有熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層作為硬質(zhì)涂層上層的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具1-13。
而且，在制造本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13中，制備單獨(dú)的測(cè)試件，而且將這些測(cè)試件裝入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。當(dāng)在該測(cè)試件的表面上形成了二氧化鈦層的時(shí)候從化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中取出該測(cè)試件，使用俄歇電子能譜或掃描電子顯微鏡測(cè)量該二氧化鈦層的組成(Y值)和層厚(測(cè)量該層的縱剖面)。因此，所有的涂覆金屬陶瓷工具顯示與目標(biāo)組成和目標(biāo)層厚度基本上相同的組成和平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
如表10所示，為了對(duì)比，在與表8所示相同的條件下形成作為具有表10所示目標(biāo)層厚度之硬質(zhì)涂層上層的沉積α-型Al2O3層。然后，除了在上述條件下不形成二氧化鈦層和進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理之外，在與上述條件相同的條件下制造常規(guī)的金屬陶瓷工具1-13。
然后，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡繪出構(gòu)成本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具和常規(guī)金屬陶瓷工具之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
具體地說，通過下列步驟繪出傾角頻率分布曲線。首先，將測(cè)試件嵌入場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡的透鏡-套筒中，使用其熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層和沉積的α-型Al2O3層的表面作為待拋光的表面。然后，以相對(duì)于拋光面為70度的入射角，以1nA的照射電流將加速電壓為15kV的電子束逐一輻射在拋光面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用電子背散射衍射成像設(shè)備，對(duì)于30×50微米的面積，以0.1微米/步的間距測(cè)量作為其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法線相對(duì)于各拋光面法線的傾角。根據(jù)這些測(cè)量結(jié)果，在所有的測(cè)量傾角當(dāng)中，將0-45度范圍內(nèi)的測(cè)量傾角以0.25度的間距分成若干個(gè)區(qū)間，對(duì)各分類區(qū)間中的頻率求和。
在得到的各種熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線中，(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間和0-10度傾角區(qū)間中的傾角頻率占傾角頻率分布曲線上所有傾角頻率的比例分別示于表9和10中。
分別如表9和10所示，在上面的各種傾角頻率分布曲線中，本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具的所有熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角表明在0-10度的傾角區(qū)間中顯示最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中傾角頻率的比為45％或更多。相反，常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具1-13的所有沉積α-型Al2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角分布不偏向于0-45度，最高峰未出現(xiàn)，并且0-10度的傾角區(qū)間中傾角頻率的比為25％或更少。
另外，圖3說明了本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具2的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層的傾角頻率分布曲線，圖6說明了常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具10的沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
而且，對(duì)于本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13，當(dāng)使用電子探針微量分析器(EPMA)或俄歇電子能譜(觀察層的縱剖面時(shí))觀察構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具硬質(zhì)涂層的層時(shí)，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的所有涂覆金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Cr)2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成，并且在熱轉(zhuǎn)變處理之前沉積的鈦化合物層也存在于工具的表面中。另一方面，人們發(fā)現(xiàn)，所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和沉積的α-型Al2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成。而且，當(dāng)通過使用掃描電子顯微鏡測(cè)量構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具的硬質(zhì)涂層的層厚時(shí)(相似地，測(cè)量層的縱剖面)，所有涂覆金屬陶瓷工具具有與目標(biāo)層厚基本上相同的平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
然后，在將上述各種涂覆金屬陶瓷工具的每一個(gè)螺旋固定到具有固定夾具的由工具鋼制成的切削車的端部的狀態(tài)中，對(duì)本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13進(jìn)行下列試驗(yàn)(1)在下列條件下進(jìn)行合金鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為200米/分鐘)工件JIS·SCM440圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度350米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.2毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間10分鐘，(2)在下列條件下進(jìn)行碳鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為250米/分鐘)工件JIS·S30C圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度450米/分鐘，切削深度2.0毫米，進(jìn)給量0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間10分鐘，(3)在下列條件下進(jìn)行鑄鐵的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為250米/分鐘)工件JIS·FC300圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度400米/分鐘，切削深度2.5毫米，進(jìn)給量0.25毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間10分鐘，然后，測(cè)量各個(gè)試驗(yàn)中切削刃刀腹磨損的寬度。測(cè)量結(jié)果示于表11中。



(在表8中，MO表示(Al，Zr)2O3。)


(在表9中，MO表示(Al，Cr)2O3；傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)


(在表10中，傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)



(在表11中，可用壽命是由在硬質(zhì)涂層上產(chǎn)生的崩刃造成的。)正如從表9-11所示的結(jié)果明顯看出的，在本發(fā)明所有的金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3組成，其中(0001)面的傾角在0-10度的傾角區(qū)間中顯示最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中頻率的總和占45％或更多，熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Cr)2O3層在伴有非常高機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力以高熱量生成的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，顯著抑制了在切削刃中出現(xiàn)崩刃，并顯示了優(yōu)異的耐磨性。相反，在所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的沉積α-型Al2O3層組成，其中(0001)面的測(cè)量傾角不偏向分布在0-45度的范圍內(nèi)，并且不出現(xiàn)最高峰，沉積的α-型Al2O3層不能抵抗高速斷續(xù)切削中劇烈的機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力，從而在切削刃中出現(xiàn)崩刃，因此縮短了常規(guī)金屬陶瓷切削工具的可用壽命。
制備下列各平均粒徑為1-3微米的粉末作為基質(zhì)用原材料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粉末和Co粉末。這些原始粉末基于表1所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)在加入蠟的丙酮溶液中彼此混合24小時(shí)，在減壓下干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為具有預(yù)定形狀的生坯，然后，在真空中，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力5Pa，預(yù)定溫度1370-1470℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由WC基硬質(zhì)合金制成、具有ISO·CNMG120408中定義的不磨刃刀片端部形狀的工具基質(zhì)A-F。
此外，制備下列各平均粒徑為0.5-2微米的粉末作為基質(zhì)用原材料TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。這些原始粉末基于表2所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)彼此濕混24小時(shí)并干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為生坯。然后，在氮?dú)夥罩?，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力1.3kPa，溫度1540℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由TiCN基金屬陶瓷制成、具有ISO標(biāo)準(zhǔn)·CNMG120412中定義的端部形狀的工具基質(zhì)a-f。
然后，在表12(在表12中，1-TiCN表示具有日本未審專利申請(qǐng)公開JP 6-8010中描述的縱向生長晶體結(jié)構(gòu)的TiCN層的形成條件，其它的表示普通的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)所示的條件下，以表13所示的組合和目標(biāo)層厚度，通過使用通用的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器將作為硬質(zhì)涂層下層的鈦化合物層沉積在工具基質(zhì)A-F和a-f的表面上。接下來，相似地，在表12所示的條件下，以表13所示的組合和目標(biāo)層厚度沉積具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層。隨后，在表4所示的條件下，以表13所示的組合將二氧化鈦層沉積在具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層的表面上。在此狀態(tài)下，在氬氣氛中，于下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的(Al，Ti)2O3層壓力30kPa，溫度1100℃，預(yù)定持續(xù)時(shí)間20-100分鐘。因此，分別制造了具有熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層作為硬質(zhì)涂層上層的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具1-13。
而且，在制造本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13中，制備單獨(dú)的測(cè)試件，而且將這些測(cè)試件裝入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。當(dāng)在該測(cè)試件的表面上形成了二氧化鈦層的時(shí)候從化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中取出該測(cè)試件，使用俄歇電子能譜或掃描電子顯微鏡測(cè)量該二氧化鈦層的組成(Y值)和層厚(測(cè)量該層的縱剖面)。結(jié)果是所有的涂覆金屬陶瓷工具顯示與目標(biāo)組成和目標(biāo)層厚度基本上相同的組成和平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
如表14所示，為了對(duì)比，在與表12所示相同的條件下形成作為具有表14所示目標(biāo)層厚度之硬質(zhì)涂層上層的沉積α-型Al2O3層。然后，除了在上述條件下不進(jìn)行二氧化鈦層的形成和熱轉(zhuǎn)變處理之外，在與上述條件相同的條件下制造常規(guī)的金屬陶瓷工具1-13。
然后，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡繪出構(gòu)成本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具和常規(guī)金屬陶瓷工具之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
具體地說，通過下列步驟繪出傾角頻率分布曲線。首先，將測(cè)試件嵌入場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡的透鏡-套筒中，使用其熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層和沉積的α-型Al2O3層的表面作為待拋光的表面。然后，以相對(duì)于拋光面為70度的入射角，以1nA的照射電流，將加速電壓為15kV的電子束逐一輻射拋光面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用電子背散射衍射成像設(shè)備，對(duì)于30×50微米的面積，以0.1微米/步的間距測(cè)量作為其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法線相對(duì)于各拋光面法線的傾角。根據(jù)這些測(cè)量結(jié)果，在所有的測(cè)量傾角當(dāng)中，將0-45度范圍內(nèi)的測(cè)量傾角以0.25度的間距分成若干個(gè)區(qū)間，對(duì)各分類區(qū)間中的頻率求和。
在得到的各種熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線中，(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間和0-10度傾角區(qū)間中的傾角頻率占傾角頻率分布曲線上所有傾角頻率的比例分別示于表13和14中。
分別如表13和14所示，在上面的各種傾角頻率分布曲線中，本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具的所有熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角顯示在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中傾角頻率的比為45％或更多。相反，常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具1-13的所有沉積α-型Al2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中，(0001)面的測(cè)量傾角分布不偏向在0-45度中，最高峰不出現(xiàn)，并且0-10度的傾角區(qū)間中傾角頻率的比為25％或更少。
另外，圖4說明了本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具2的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層的傾角頻率分布曲線，圖6說明了常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具10的沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
而且，對(duì)于本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13，當(dāng)使用電子探針微量分析器(EPMA)或俄歇電子能譜(觀察層的縱剖面時(shí))觀察構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具硬質(zhì)涂層的層時(shí)，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的所有涂覆金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和熱轉(zhuǎn)變的α-型(Al，Ti)2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成，并且在熱轉(zhuǎn)變處理之前沉積的鈦化合物層也存在于工具的表面中。另一方面，人們發(fā)現(xiàn)，所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和沉積的α-型Al2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成。而且，當(dāng)通過使用掃描電子顯微鏡測(cè)量構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具的硬質(zhì)涂層的層厚時(shí)(相似地，測(cè)量層的縱剖面)，所有涂覆金屬陶瓷工具具有與目標(biāo)層厚基本上相同的平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
然后，在將上述各種涂覆金屬陶瓷工具的每一個(gè)螺旋固定到具有固定夾具的由工具鋼制成的切削車的端部的狀態(tài)中，對(duì)本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13進(jìn)行下列試驗(yàn)(1)在下列條件下進(jìn)行合金鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為200米/分鐘)工件JIS·SCM415圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度400米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.35毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間5分鐘，(2)在下列條件下進(jìn)行碳鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為250米/分鐘)工件JIS·S35C圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度450米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.25毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間5分鐘，(3)在下列條件下進(jìn)行鑄鐵的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為250米/分鐘)
工件JIS·FC150圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度550米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間5分鐘，然后，測(cè)量各個(gè)試驗(yàn)中切削刃刀腹磨損的寬度。測(cè)量結(jié)果示于表15中。



(在表12中，MO表示(Al，Ti)2O3。)


(在表13中，MO示(Al，Ti)2O3；傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)


(在表14中，傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)



(在表15中，可用壽命是由在硬質(zhì)涂層上產(chǎn)生的崩刃造成的。)正如從表13-15所示的結(jié)果明顯看出的，在本發(fā)明所有的金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3組成，其中(0001)面的傾角在0-10度的傾角區(qū)間中顯示最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中頻率的總和占45％或更多，熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型(Al，Ti)2O3層在伴有非常高機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力以高熱量生成的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，顯著抑制了在切削刃中出現(xiàn)崩刃，并顯示了優(yōu)異的耐磨性。相反，在所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的沉積α-型Al2O3層組成，其中(0001)面的測(cè)量傾角不偏向分布在0-45度的范圍內(nèi)，并且不出現(xiàn)最高峰，沉積的α-型Al2O3層不能抵抗高速斷續(xù)切削中劇烈的機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力，從而在切削刃中出現(xiàn)崩刃，因此縮短了常規(guī)金屬陶瓷切削工具的可用壽命。
制備下列各平均粒徑為1-3微米的粉末作為基質(zhì)用原材料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粉末和Co粉末。這些原始粉末基于表1所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)在加入蠟的丙酮溶液中彼此混合24小時(shí)，在減壓下干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為具有預(yù)定形狀的生坯。然后，在真空中，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力5Pa，預(yù)定溫度1370-1470℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由WC基硬質(zhì)合金制成、具有ISO·CNMG120408中定義的不磨刃刀片端部形狀的工具基質(zhì)A-F。
此外，制備下列各平均粒徑為0.5-2微米的粉末作為基質(zhì)用原材料TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。這些原始粉末基于表2所示的化合組成彼此化合，使用球磨機(jī)彼此濕混24小時(shí)并干燥。此后，在98MPa的壓力下將得到的粉末混合物壓制成型為生坯。然后，在氮?dú)夥罩?，于下列條件下燒結(jié)該生坯壓力1.3kPa，溫度1540℃，持續(xù)時(shí)間1小時(shí)。燒結(jié)后，對(duì)切削刃進(jìn)行裝角(R0.07毫米)從而制造由TiCN基金屬陶瓷制成、具有ISO標(biāo)準(zhǔn)·CNMG120412中定義的端部形狀的工具基質(zhì)a-f。
然后，在表16(在表16中，1-TiCN表示具有日本未審專利申請(qǐng)公開JP 6-8010中描述的縱向生長晶體結(jié)構(gòu)的TiCN層的形成條件，其它的表示普通的粒狀晶體結(jié)構(gòu)的形成條件)所示的條件下，以表17所示的組合和目標(biāo)層厚度，通過使用通用的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器將作為硬質(zhì)涂層下層的鈦化合物層沉積在工具基質(zhì)A-F和a-f的表面上。接下來，相似地，在表16所示的條件下，以表17所示的組合和目標(biāo)層厚度沉積κ，θ-Al2O3層。隨后，在表4所示的條件下，以表17所示的組合將二氧化鈦薄層沉積在沉積的κ，θ-Al2O3層的表面上。在氬氣氛中，于下列條件下進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理而將沉積的κ，θ-Al2O3層轉(zhuǎn)變成具有α-型晶體結(jié)構(gòu)的Al2O3層壓力30kPa，溫度1100℃，預(yù)定持續(xù)時(shí)間10-60分鐘。因此，分別制造了具有轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層作為硬質(zhì)涂層上層的本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具1-13。
而且，在制造本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13中，制備單獨(dú)的測(cè)試件，而且將這些測(cè)試件裝入相同的化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中。當(dāng)在該測(cè)試件的表面上形成了薄的二氧化鈦薄層的時(shí)候從化學(xué)氣相沉積反應(yīng)器中取出該測(cè)試件，使用俄歇電子能譜或掃描電子顯微鏡測(cè)量該二氧化鈦層的組成(X值)和平均層厚(μm)(測(cè)量該層的縱剖面)。
如表18所示，為了對(duì)比，在與表16所示相同的條件下形成作為具有表18所示目標(biāo)層厚度之硬質(zhì)涂層上層的沉積α-型Al2O3層。然后，除了在上述條件下不進(jìn)行二氧化鈦薄層的形成和熱轉(zhuǎn)變處理之外，在與上述條件相同的條件下制造常規(guī)的金屬陶瓷工具1-13。
然后，使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡繪出構(gòu)成本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具和常規(guī)金屬陶瓷工具之硬質(zhì)涂層的熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?型Al2O3層和沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
具體地說，通過下列步驟繪出傾角頻率分布曲線。首先，將測(cè)試件嵌入場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡的透鏡-套筒中，使用熱轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層和沉積的α-Al2O3層的表面作為待拋光的表面。然后，以相對(duì)于拋光面為70度的入射角，以1nA的照射電流，將加速電壓為15kV的電子束逐一輻射在拋光面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用電子背散射衍射成像設(shè)備，對(duì)于30×50微米的面積，以0.1微米/步的間距測(cè)量作為其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法線相對(duì)于各拋光面法線的傾角。根據(jù)這些測(cè)量結(jié)果，在所有的測(cè)量傾角當(dāng)中，將0-45度范圍內(nèi)的測(cè)量傾角以0.25度的間距分成若干個(gè)區(qū)間，對(duì)各分類區(qū)間中的頻率求和。
在得到的各種熱轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3層和沉積α-Al2O3層的傾角頻率分布曲線中，(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間和0-10度傾角區(qū)間中的傾角頻率占傾角頻率分布曲線上所有傾角頻率的比例分別示于表17和18中。
分別如表17和18所示，在上面的各種傾角頻率分布曲線中，本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具的所有α-Al2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中(0001)面的測(cè)量傾角表明在0-10度的傾角區(qū)間中存在最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中傾角頻率的比為45％或更多。相反，常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具1-13的所有沉積α-型Al2O3層都顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中，(0001)面的測(cè)量傾角分布不偏向在0-45度中，最高峰不出現(xiàn)，并且0-10度的傾角區(qū)間中傾角頻率的比為25％或更少。
另外，圖5說明了本發(fā)明涂覆金屬陶瓷工具9的轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3層的傾角頻率分布曲線，圖6說明了常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具10的沉積α-型Al2O3層的傾角頻率分布曲線。
而且，對(duì)于本發(fā)明得到的涂覆金屬陶瓷工具1-13和得到的常規(guī)涂覆金屬陶瓷工具1-13，當(dāng)使用俄歇電子能譜(觀察層的縱剖面時(shí))測(cè)量構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具硬質(zhì)涂層的層時(shí)，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的所有涂覆金屬陶瓷工具1-13都是由鈦化合物層和轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成，并且在上面的測(cè)量中，在轉(zhuǎn)變處理之前沉積在工具表面上的鈦化合物層也具有與目標(biāo)組成基本相同的組成。另一方面，人們發(fā)現(xiàn)，所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13是由鈦化合物層和沉積的α-型Al2O3層組成的，這具有與目標(biāo)組成基本上相同的組成。而且，當(dāng)通過使用掃描電子顯微鏡測(cè)量構(gòu)成涂覆金屬陶瓷工具的硬質(zhì)涂層的層厚時(shí)(相似地，測(cè)量層的縱剖面)，所有涂覆金屬陶瓷工具具有與目標(biāo)層厚基本上相同的平均層厚(在5個(gè)點(diǎn)處測(cè)量的值的平均值)。
然后，在將上述各種涂覆金屬陶瓷工具的每一個(gè)螺旋固定到具有固定夾具的由工具鋼制成的切削車的端部的狀態(tài)中，對(duì)本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具1-13和常規(guī)的涂覆金屬陶瓷工具1-13進(jìn)行下列試驗(yàn)(1)在下列條件下進(jìn)行合金鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為200米/分鐘)工件JIS·SCr420H圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度380米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.2毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間10分鐘，(2)在下列條件下進(jìn)行碳鋼的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為200米/分鐘)工件JIS·S40C圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，切削速度350米/分鐘，切削深度1.0毫米，進(jìn)給量0.25毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間10分鐘，(3)在下列條件下進(jìn)行鑄鐵的干燥高速斷續(xù)切削試驗(yàn)(正常切削速度為200米/分鐘)工件JIS·FCD450圓棒，具有沿縱向等距離排列的4條縱向溝槽，
切削速度400米/分鐘，切削深度1.5毫米，進(jìn)給量0.3毫米/轉(zhuǎn)，切削時(shí)間10分鐘，然后，測(cè)量各個(gè)試驗(yàn)中切削刃刀腹磨損的寬度。測(cè)量結(jié)果示于表19中。





(在表17中，傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)


(在表18中，傾角區(qū)間表示(0001)面顯示最高峰的傾角區(qū)間；頻率比表示0-10度傾角區(qū)間中的頻率比)



(在表19中，可用壽命是由在硬質(zhì)涂層上產(chǎn)生的崩刃造成的。)正如從表17-19所示的結(jié)果明顯看出的，在本發(fā)明所有的金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的轉(zhuǎn)變?chǔ)?Al2O3組成，其中(0001)面的傾角在0-10度的傾角區(qū)間中顯示最高峰，并且0-10度傾角區(qū)間中頻率的總和占45％或更多，轉(zhuǎn)變的α-Al2O3層在伴有非常高機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力以高熱量生成的高速斷續(xù)切削鋼或鑄鐵中顯示優(yōu)異的抗崩刃性。因此，顯著抑制了在切削刃中出現(xiàn)崩刃，并顯示了優(yōu)異的耐磨性。相反，在所有的常規(guī)金屬陶瓷工具1-13中，其中硬質(zhì)涂層的上層由顯示以下傾角頻率分布曲線的沉積α-Al2O3層組成，其中(0001)面的測(cè)量傾角不偏向分布在0-45度的范圍內(nèi)，并且不出現(xiàn)最高峰，沉積的α-型Al2O3層不能抵抗高速斷續(xù)切削中劇烈的機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力，從而在切削刃中出現(xiàn)崩刃，因此縮短了常規(guī)金屬陶瓷切削工具的可用壽命。
如上所述，本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具不但在正常條件下連續(xù)切削或斷續(xù)切削各種材料如鋼或鑄鐵中，而且在具有苛刻切削條件的高速斷續(xù)切削工作中顯示優(yōu)異的抗崩刃性，并且顯示優(yōu)異切削性能的時(shí)間延長。因此，能夠充分并令人滿意地解決對(duì)高性能切削設(shè)備、切削工作中省力和節(jié)能以及降低成本的需求。
而且，本發(fā)明的涂覆金屬陶瓷工具不但在正常條件下連續(xù)切削或斷續(xù)切削各種材料如鋼或鑄鐵中，而且在伴有非常高的機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力以及生成大量熱的最劇烈切削條件下高速斷續(xù)切削中顯示優(yōu)異的抗崩刃性，并且顯示優(yōu)異切削性能的時(shí)間延長。因此，能夠充分并令人滿意地解決對(duì)高性能切削設(shè)備、切削工作中省力和節(jié)能以及降低成本的需求。
權(quán)利要求
1.一種具有硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該硬質(zhì)涂層具有優(yōu)異的抗崩刃性，其中該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由以下上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Zr氧化物層作為上層，熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Zr氧化物層是通過在以下狀態(tài)進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，Y值為1.2-1.9)，平均層厚為0.05-1.5微米的二氧化鈦層化學(xué)沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)、并滿足組成式(Al1-XZrX)2O3(其中當(dāng)通過電子探針微量分析器(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.003-0.05，原子比)的Al-Zr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-Zr氧化物層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Zr氧化物層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角中在0-45度范圍的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，以及其中熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Zr氧化物層的平均層厚為1-15微米。
2.一種具有硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該硬質(zhì)涂層具有優(yōu)異的抗崩刃性，其中該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由以下上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Cr氧化物層作為上層，熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Cr氧化物層是通過在以下狀態(tài)進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，Y值為1.2-1.9)，平均層厚為0.1-2微米的二氧化鈦層化學(xué)沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)、并滿足組成式(Al1-XCrX)2O3(其中當(dāng)通過電子探針微量分析器(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.005-0.04，原子比)的Al-Cr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-Cr氧化物層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Cr氧化物層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角中在0-45度范圍的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Cr氧化物層的平均層厚為1-15微米。
3.一種具有硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該硬質(zhì)涂層具有優(yōu)異的抗崩刃性，其中該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由以下上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Ti氧化物層作為上層，熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Ti氧化物層是通過在以下狀態(tài)進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOY(其中，當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，Y值為1.2-1.9)，平均層厚為0.05-1.5微米的二氧化鈦層化學(xué)沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)、并滿足組成式(Al1-XTiX)2O3(其中當(dāng)通過電子探針微量分析器(EPMA)測(cè)量時(shí)，X值為0.01-0.05，原子比)的Al-Ti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-Ti氧化物層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Ti氧化物層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角中在0-45度范圍的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型Al-Ti氧化物層的平均層厚為1-15微米。
4.一種具有硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，該硬質(zhì)涂層具有優(yōu)異的抗崩刃性，其中該表面涂覆金屬陶瓷切削工具是通過在由碳化鎢基硬質(zhì)合金或碳氮化鈦基金屬陶瓷制成的工具基質(zhì)表面上涂覆由以下上層(a)和下層(b)組成的硬質(zhì)涂層形成的(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3-20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α-型鋁氧化物層作為上層，熱轉(zhuǎn)變的α-型氧化鋁層是通過在以下狀態(tài)進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的將滿足組成式TiOX(其中當(dāng)通過俄歇電子能譜測(cè)量時(shí)，按與Ti的原子比，X值為1.2-1.9)，平均層厚為0.05-1.0微米的二氧化鈦薄層化學(xué)沉積在具有通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的熱轉(zhuǎn)變氧化鋁層的表面上，從而將具有κ-型或θ-型晶體結(jié)構(gòu)的氧化鋁層的晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成α-型晶體結(jié)構(gòu)，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型氧化鋁層顯示這樣的傾角頻率分布曲線，其中在0-10度的傾角區(qū)間中出現(xiàn)最高峰，并且0-10度范圍中頻率的總和占傾角頻率分布曲線上頻率總和的45％或更多，其中，由以下結(jié)果獲得傾角頻率分布曲線使用場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡將電子束輻射到待拋光表面的測(cè)量范圍中具有六方晶格的晶粒上，測(cè)量作為其中形成每個(gè)晶粒的晶面的(0001)面的法線相對(duì)于每個(gè)拋光面的傾角，以0.25度的間距，將所有測(cè)量傾角中在0-45度范圍的測(cè)量傾角分成若干個(gè)區(qū)間，和計(jì)算每個(gè)區(qū)間中的頻率的總和，其中熱轉(zhuǎn)變的α-型氧化鋁層的平均層厚為1-15微米。
全文摘要
一種具有顯示優(yōu)異的抗崩刃性的硬質(zhì)涂層的表面涂覆金屬陶瓷切削工具，其中在構(gòu)成表面涂覆金屬陶瓷切削工具的工具基質(zhì)上形成的硬質(zhì)涂層由以下上層(a)和下層(b)組成(a)鈦化合物層作為下層，該鈦化合物層具有碳化鈦層、氮化鈦層、碳氮化鈦層、碳二氧化鈦層和氧碳氮化鈦層中的至少一層或兩層，所有層都是通過化學(xué)氣相沉積方法沉積的，該鈦化合物層總的平均層厚為3－20微米，和(b)熱轉(zhuǎn)變的α－型Al－Zr氧化物層作為上層，該熱轉(zhuǎn)變的α－型Al－Zr氧化物層是通過進(jìn)行熱轉(zhuǎn)變處理形成的，該熱轉(zhuǎn)變的α－型Al－Zr氧化物層的平均層厚為1－15微米。
文檔編號(hào)C23C30/00GK1660531SQ20041009620
公開日2005年8月31日 申請(qǐng)日期2004年11月25日 優(yōu)先權(quán)日2003年11月25日
發(fā)明者對(duì)馬文雄, 早樋拓也, 大鹿高歲 申請(qǐng)人:三菱綜合材料株式會(huì)社