專利名稱：表面被覆超硬合金切削工具的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及特別是在伴隨高熱發(fā)生的高速切削條件下進行各種鋼或鑄鐵等的切削加工時，切削刃部發(fā)揮優(yōu)異的耐熱塑變形性的表面被覆超硬合金切削工具(下面，稱為被覆超硬工具)。
背景技術：
過去，一般地，已知的被覆超硬工具在以碳化鎢(下面用WC表示)為基礎的由超硬合金構成的基體(下面稱為超硬合金基體)表面有蒸鍍形成的硬質被覆層，此硬質被覆層由以下(a)～(c)構成。
(a)下層，為具有3～20μm的平均層厚由下列中的1層或2層以上的疊層形成的Ti化物層分別經(jīng)化學蒸鍍形成和/或物理蒸鍍形成(下面簡稱蒸鍍形成)的Ti的碳化物(下面用TiC表示)層、氮化物(下面同樣用TiN表示)層、碳氮化物(下面用TiCN表示)層、碳氧化物(下面用TiCO表示)層、和碳氮氧化物(下面用TiCNO表示)層，(b)上層，為具有3～15μm的平均層厚且結晶結構為α型的蒸鍍形成的氧化鋁(下面用Al2O3表示)層，(c)進一步根據(jù)需要，由于其具有金黃色的色調，為了工具使用前后的識別，以平均層厚為0.5～2μm的蒸鍍形成的TiN層作為表面層。
該被覆超硬工具，用于例如各種鋼和鑄鐵等的連續(xù)切削和斷續(xù)切削中也是已知的。
另外，一般地，構成上述被覆超硬工具硬質被覆層的Ti化物層或Al2O3層具有粒狀結晶結構，進一步地例如正如特開平6-8010號公報和特開平7-328808號公報上所公開的，構成上述Ti化物層的TiCN層，為了提高該層自身的韌性，在常規(guī)的化學蒸鍍裝置中，使用含有有機碳氮化物的混合氣體作為反應氣，在700～950℃的中溫溫度范圍內通過化學蒸鍍形成，具有縱向生長結晶結構。
發(fā)明概述另一方面，近年來對切削加工工具的省力化和節(jié)能化，以及低成本化的要求增強，與此同時，與切削加工工具的高性能化相結合，切削加工有在高速下進行的傾向。在上述現(xiàn)有的被覆超硬工具中，將其用于常規(guī)條件下鋼或鑄鐵等的連續(xù)切削或斷續(xù)切削是沒有問題的，但一旦將其用于高速切削加工，由于切削時發(fā)生的高發(fā)熱，在切削刃部容易產生導致不均勻磨損的熱塑變形，該結果促進了磨損的進行，導致的現(xiàn)狀是在比較短的時間就達到了使用壽命。
發(fā)明詳述因此，本發(fā)明者們，從上述觀點出發(fā)，為了開發(fā)在高速切削加工中發(fā)揮優(yōu)異的耐熱塑變形性的被覆超硬工具，特別是著眼于對上述現(xiàn)有的被覆超硬工具進行研究，得到了下面①～③的研究結果。
①在超硬合金基體表面上，作為下層，在常規(guī)條件下，形成上述Ti化物層后，同樣，在常規(guī)條件下，蒸鍍形成結晶結構為κ型或θ型的Al2O3層，在此狀態(tài)下加熱處理，優(yōu)選在Ar氛圍氣中，在1000℃以上溫度保持規(guī)定時間的條件下實施加熱處理，使上述κ型或θ型結晶結構變態(tài)為α型結晶結構，在生成的加熱變態(tài)α型Al2O3層中加熱變態(tài)生成的裂縫在層中均勻分散分布，上述加熱變態(tài)α型Al2O3層由于在存在于層中的多個裂縫的作用下，尤其可用作高速切削時產生的高熱量隔熱層，抑制了上述高熱量向超硬合金基體中的傳遞，從而使切削刃部的熱塑變形得到明顯的抑制，防止了不均勻磨損的發(fā)生，切削刃部可以采取正常的磨損形態(tài)，可以進行長期的切削加工。
②以該加熱變態(tài)α型Al2O3層為中間層，在該中間層的表面，同樣，在常規(guī)條件下，如果以α型Al2O3層作為上部層蒸鍍形成的物質構成硬質被覆層，結果在形成的被覆超硬工具中，由于蒸鍍型的Al2O3層在與上述加熱變態(tài)α型Al2O3層的界面中，充分混入到該加熱變態(tài)產生的裂縫中，可以使上述加熱變態(tài)產生的裂縫保持在明顯穩(wěn)定化的狀態(tài)，因此即使在斷續(xù)條件下進行高速切削，也不產生碎屑等，可以長期穩(wěn)定地進行切削加工。
③在通過加熱變態(tài)κ型Al2O3層而形成的加熱變態(tài)α型Al2O3層中，構成層的各結晶的六方晶基面(Basal Plain)采取大致平行于被覆膜生長面的方位，被覆膜的耐磨損性本身非常高，因而與上述被覆膜的隔熱效果相結合發(fā)揮了更加顯著的切削性能。
本發(fā)明是基于上述研究結果的，在超硬合金基體表面具有含有下述(a)～(c)或(a)～(d)層的硬質被覆層的，在高速切削下發(fā)揮優(yōu)異耐熱變形性的被覆超硬工具。
(a)下層，具有0.5～20μm，優(yōu)選3～15μm，更優(yōu)選5～10μm的平均層厚的由下列中的1層或2層以上的疊層形成的Ti化物層分別經(jīng)蒸鍍形成的TiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層、和TiCNO層，(b)中間層，具有1～25μm，優(yōu)選3～15μm，更優(yōu)選5～10μm的平均層厚的具有加熱變態(tài)α型結晶結構的Al2O3層，此加熱變態(tài)α型結晶結構是由結晶結構為κ型或θ型的蒸鍍形成的Al2O3層生成的，(c)上層，為具有0.3～10μm，優(yōu)選0.5～5μm，更優(yōu)選0.5～2μm的平均層厚，且結晶結構為α型的蒸鍍形成的Al2O3層，(d)根據(jù)需要，以具有0.1～5μm，優(yōu)選0.3～4μm，更優(yōu)選0.5～2μm的平均層厚的蒸鍍形成的TiN，TiC，TiCN中的至少一層作為表面層。
上述具有α型結晶結構的Al2O3層，優(yōu)選其具有加熱變態(tài)產生的裂縫均勻分散分布的結構。
下面對本發(fā)明的被覆超硬工具的硬質被覆層構成層的平均層厚被做如上限定的理由進行說明。
(a)下層(Ti化物層)Ti化物層，本身具有韌性(強度)，由于其的存在硬質被覆層具備韌性，而且超硬合金基體與中間層的加熱變態(tài)α型Al2O3層均能堅固地粘合，因此具有提高對硬質被覆層的超硬合金基體粘合性的作用。但其平均層厚不足0.5μm時，上述作用不能充分發(fā)揮。另一方面，其平均層厚超過20μm時，切削刃部容易產生碎屑。因此，該層的平均層厚優(yōu)選為0.5～20μm。
(b)中間層(加熱變態(tài)α型Al2O3層)加熱變態(tài)α型Al2O3層，如上述在層中均勻分散分布的加熱變態(tài)產生的裂縫的作用下，防止了高速切削時產生的高熱量向超硬合金基體的傳遞，具有抑制熱塑變形的作用，其平均層厚不足1μm時，上述作用不能充分發(fā)揮。另一方面，平均層厚超過25μm，厚度變得過厚時，中間層中存在的上述加熱變態(tài)產生的裂縫成為碎屑產生的原因。因此，該層的平均層厚優(yōu)選在1～25μm。
(c)上層(α型Al2O3層)上層在與上述加熱變態(tài)的α型Al2O3層的界面中，由于充分混入到該加熱變態(tài)產生的裂縫中，因而具有將該加熱變態(tài)產生的裂縫保持在明顯穩(wěn)定化狀態(tài)的作用，但其平均層厚不足0.3μm時，上述作用不能充分發(fā)揮。另一方面，其作用在平均層厚達10μm時就發(fā)揮充分了。因此，該層的平均層厚優(yōu)選在0.3～10μm。
(d)表面層(TiN，TiC和TiCN中至少一層)以TiN形成表面層時，由于其具有金黃色的色調，為了工具使用前后的識別，根據(jù)需要使其蒸鍍形成，其平均層厚不足0.1μm時，不能得到充分的識別效果。另一方面上述TiN層的識別效果在其平均層厚達5μm時就很充分了。因此，考慮到經(jīng)濟性，該層的平均層厚優(yōu)選在0.1～5μm。另外，此時的TiN層，除其最表面部分外的一部分或全部即使被TiC層和/或TiCN層置換也能維持上述效果。
上述上層和表面層之間，優(yōu)選介入具有0.5～5μm的平均層厚，且組成式用TiOx表示，厚度方向中央部用俄歇電子分光分析裝置測定，O對于Ti的原子比x滿足1.2～1.9的鈦氧化物層。
上述Ti氧化物層具有對鋼或鑄鐵等被切削材料的親合性極低、切削所產生的切削碎屑難以熔敷的性質，即表面潤滑性。因此，由熔敷碎屑等引起的異常損傷得到顯著的抑制。該效果在切削不銹鋼或碳鋼等粘性高的被切削材料時表現(xiàn)得特別優(yōu)異。
在構成上述硬質被覆層的α型氧化鋁層的X射線衍射圖中，(006)面的峰強度I(006)相對于(113)面的峰強度I(113)的比優(yōu)選在0.1以上。
在構成上述硬質被覆層的α型氧化鋁層的X射線衍射圖中，(006)面的峰強度I(006)相對于(012)面的峰強度I(012)的比優(yōu)選在0.1以上。
另外，上述加熱變態(tài)α型Al2O3層的形成優(yōu)選例如按如下進行。首先，為了穩(wěn)定地形成不含α型成分的κ型或θ型的結晶結構，在1000℃以下、優(yōu)選在970℃以下、更優(yōu)選在950℃以下的溫度條件下形成Al2O3層，接著，為了使所得Al2O3層盡可能完全變態(tài)為α型結晶結構，升溫1020℃以上，優(yōu)選1040℃以上，更優(yōu)選1060℃以上并保持規(guī)定的時間進行加熱處理，使上述κ型或θ型的結晶結構變態(tài)為α型結晶結構。
實施例下面，通過實施例具體說明本發(fā)明的被覆超硬工具。
作為原料粉末，準備好均具有1～5μm范圍內的規(guī)定平均粒徑的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末和Co粉末，將該原料粉末按表1中所示的混合組成混合，再加入蠟并在醇中用球磨機混合24小時，干燥后，在150MPa的壓力下擠壓成形為規(guī)定形狀的粉末壓體，將該粉末壓體在5Pa的真空中、在1370～1470℃范圍內的規(guī)定溫度保持1小時的條件下真空燒結，燒結后，對切削刃部進行R0.07mm的研磨加工分別制得具有ISO·CNMG120412中規(guī)定的刀片形狀的超硬合金基體A～H。
然后，將這些超硬合金基體A～H的表面，在丙酮中用超聲波洗凈，在干燥狀態(tài)下，用常規(guī)的化學蒸鍍裝置，在表2(表2中的1-TiCN表示具有特開平6-8008號公報中記載的縱向生長結晶結構的TiCN層的形成條件，除此之外的則表示常規(guī)的粒狀結晶結構的形成條件)中所示的條件下，蒸鍍形成具有表3所示的目標層厚的作為硬質被覆層的下層的Ti化物層，然后同樣按表2所示條件蒸鍍形成結晶結構為κ型或θ型的Al2O3層，在Ar氛圍氣中，溫度1050℃，1～8小時的范圍內保持規(guī)定時間的條件下對其進行加熱處理，使上述κ型或θ型的結晶結構變態(tài)為α型，同樣按表3所示的目標層厚形成作為硬質被覆層的中間層的，加熱變態(tài)生成的裂縫在均勻分散分布層中的加熱變態(tài)α型Al2O3層，然后同樣在表2所示的條件下，分別形成作為上部層和表面層的且具有表3所示的目標層厚的α型Al2O3層和適應需要的TiN層，由此分別得到本發(fā)明的被覆超硬工具1～24。
另外，為進行比較，根據(jù)表4，以同樣具有表4所示平均層厚的蒸鍍α型Al2O3層作為硬質被覆層的上層，且在除不形成加熱變態(tài)α型Al2O3層以外的同樣的條件下，分別制得現(xiàn)有的被覆超硬工具1～24。
另外，對于該結果得到的本發(fā)明被覆超硬工具1～24和現(xiàn)有的被覆超硬工具1～24，用掃描型電子顯微鏡觀察它們超硬被覆層的構成層(觀察層的縱斷面)，確認了前者全部由Ti化物層、加熱變態(tài)生成的裂縫在層中均勻分散分布的α型Al2O3層、蒸鍍的α型Al2O3層和進一步適應需要的TiN層組成，后者中，全部由Ti化物層、蒸鍍α型Al2O3層和進一步適應需要的TiN層組成。另外，用掃描型電子顯微鏡測定(同樣測定縱斷面)這些被覆超硬工具的硬質被覆層的構成層的厚度，全都得到與目標層厚實質相同的平均層厚(5點測定的平均值)。
通過X射線衍射，對本發(fā)明的被覆超硬工具1～24和現(xiàn)有的被覆超硬工具1～24的硬質超硬被覆層的結晶結構進行了評價。求出在記載有α型Al2O3層標準峰的ASTM10-173中所規(guī)定的，衍射強度最大峰的1％的(006)面的峰強度I(006)相對于衍射強度最大時的(113)面的峰強度I(113)的比“I(006)/I(113)”，其結果如表5所示。


圖1、2分別表示本發(fā)明的被覆超硬工具17和現(xiàn)有的被覆超硬工具17的X射線衍射圖。對于本發(fā)明被覆超硬工具17，上述I(006)/I(113)的值為0.67。本發(fā)明中優(yōu)選由上述值為0.1以上的Al2O3層構成。結晶的基面采取大致平行于被覆膜生長面的方位的κ型Al2O3變態(tài)為α型Al2O3是(006)面的峰的產生原因，膜厚在4μm以上時，上述值為0.1以上。特別優(yōu)選在0.5以上。
接著，對于上述的各種的被覆超硬工具1～24和現(xiàn)有被覆超硬工具1～24，在下述條件下進行合金鋼的干法高速連續(xù)切削試驗，被切削材料JIS·SCM440的圓棒材料、切削速度420m/min、進刀量1.0mm、送進量0.32mm/rev、切削時間10分鐘；在下述條件下進行鑄鐵的干法高速斷續(xù)切削試驗，被切削材料JIS·FC300的長度方向等間隔有4個銑槽的圓棒材料、切削速度400m/min、進刀量0.8mm、送進量0.35mm/rev、切削時間5分鐘；在下列條件下進行碳鋼的干法高速切削試驗，被切削材料JIS·S45C的長度方向等間隔有4個銑槽的圓棒材料、切削速度400m/min、進刀量0.6mm、
送進量0.2mm/rev、切削時間5分鐘。
所有切削試驗均測定切削刃部退刀槽面(逃げ面)的磨損幅度。該測定結果示于表5中。
表1

表2

表中TiOx①～③括號內的數(shù)字表示相對于Ti的O的含有比的目標值表3

表4

表5

從表3～5所示的結果可知，本發(fā)明的被覆超硬工具1～24，即使在伴有非常高的發(fā)熱的鋼和鑄鐵的高速連續(xù)切削試驗和高速斷續(xù)切削試驗中，在均勻分散分布于構成硬質被覆層的中間層的加熱變態(tài)α型Al2O3層中的加熱變態(tài)產生的裂縫的作用下，切削刃部具備優(yōu)異的耐熱塑變形性，因而切削刃部可以采取正常的磨損形態(tài)，發(fā)揮優(yōu)異的耐磨損性。與此相反，在硬質被覆層中沒有形成上述的α型Al2O3層的現(xiàn)有的超硬工具1～24，在上述高速切削試驗中，發(fā)生了引起切削刃部不均勻磨損的熱塑變形，因此促進了磨損的進行。
如上所述，本發(fā)明的被覆超硬工具，不僅可以用于各種鋼或鑄鐵等常規(guī)條件下的連續(xù)切削或斷續(xù)切削加工，而且即使用在伴有特別高熱的發(fā)熱切削加工中，也能發(fā)揮長久、優(yōu)異的耐磨損性，能夠充分滿足對切削加工裝置的高性能化要求，而且可以使切削加工更加省力化和節(jié)能化和低成本化。
權利要求
1.表面被覆超硬合金切削工具，在以碳化鎢為基礎的超硬合金基體表面含有硬質被覆層，硬質被覆層含有(a)下層，為具有0.5～20μm的平均層厚、由下列中的1層或2層以上疊層形成的Ti化物層分別經(jīng)蒸鍍形成的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，(b)中間層，為具有1～25μm的平均層厚的加熱變態(tài)α型結晶結構的氧化鋁層，所述加熱變態(tài)α型結晶結構由結晶結構為κ型或θ型的蒸鍍形成的氧化鋁層生成，以及(c)上層，為具有0.3～10μm的平均層厚，且結晶結構為α型的蒸鍍形成的氧化鋁層。
2.根據(jù)權利要求1的表面被覆超硬合金切削工具，其中硬質被覆層在上述上層上還含有d表面層，此表面層為具有0.1～5μm的平均層厚蒸鍍形成的氮化鈦、碳化鈦以及碳氮化鈦中的至少1層。
3.根據(jù)權利要求2的表面被覆超硬合金切削工具，其特征在于在上述上層和表面層之間插入鈦氧化物層，該層具有0.5～5μm的平均層厚，并且組成式用TiOx表示時，在厚度方向的中央部分用俄歇電子分光分析裝置測定，相對于Ti的原子比x滿足1.2～1.9。
4.根據(jù)權利要求1至3中任意一項的表面被覆超硬合金切削工具，其特征在于構成硬質被覆層的α型氧化鋁層的X射線衍射圖中，(006)面的峰強度I(006)對(113)面的峰強度I(113)的比為0.1以上。
5.根據(jù)權利要求4的表面被覆超硬合金切削工具，其特征在于構成硬質被覆層的α型氧化鋁層的X射線衍射圖中，(006)面的峰強度I(006)對(012)面的峰強度I(012)的比為0.1以上。
6.根據(jù)權利要求1的表面被覆的超硬合金切削工具，其特征在于上述具有加熱變態(tài)α型結晶結構的氧化鋁層，具有加熱變態(tài)產生的裂縫均勻分散分布而成的結構。
全文摘要
本發(fā)明提供在高速切削下也能發(fā)揮優(yōu)異的耐熱塑變形性的表面被覆超硬合金切削工具。表面被覆的超硬合金切削工具，在碳化鎢為基礎的超硬合金基體表面具有硬質被覆層，此硬質被覆層含有(a)下層，為具有0.5～20μm的平均層厚的Ti化物層(b)中間層，為具有1～25μm的平均層厚的加熱變態(tài)α型氧化鋁層，(c)上層，為具有0.3～10μm的平均層厚且結晶結構為α型的蒸鍍形成的氧化鋁層以及根據(jù)需要的(d)表面層，其為具有0.1～5μm的平均層厚蒸鍍形成的氮化鈦層。
文檔編號C23C30/00GK1406694SQ0214148
公開日2003年4月2日 申請日期2002年8月30日 優(yōu)先權日2001年8月31日
發(fā)明者本間哲彥, 植田稔晃, 大鹿高歲 申請人:三菱綜合材料株式會社