耐崩刀性优异的表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具

摘要

本发明的表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具，其为在含有W、Mo的TiCN基金属陶瓷基体表面，作为第一层，蒸镀形成有Ti化合物层而作为硬质包覆层的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，在基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成有平均厚度为0.5～10nm的Mo富集层。

权利要求

1.一种表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其特征在于，具有：

基于TiCN基金属陶瓷形成的基体，作为硬质相成分含有TiCN相，且含有分别为1～10原子％的W及Mo；及硬质包覆层，作为第一层在所述基于TiCN基金属陶瓷形成的基体的表面蒸镀形成有基于Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种，在所述基体的所述TiCN相与所述硬质包覆层的界面形成有平均厚度为0.5～10nm的Mo富集层。

2.根据权利要求1所述的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其中，当以所述表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面观察所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面时，在所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面的长度的60％以上的界面形成有所述Mo富集层。

3.根据权利要求1或2所述的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其中，在所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面，与所述Mo富集层一并形成有平均厚度为0.5～10nm的W富集层。

4.根据权利要求3所述的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其中，当以所述表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面观察所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面时，在所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面的长度的60％以上的界面形成有W富集层。

说明书

耐崩刀性优异的表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具

技术领域

[0001] 本发明涉及一种金属陶瓷制工具基体及硬质包覆层具有优异的附着强度，其结果，即使在高负载作用于切削刃的切削加工中硬质包覆层仍发挥优异的耐崩刀性的表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具(以下，称为包覆工具)。

[0002] 本申请主张基于2014年2月26日于日本申请的专利申请2014-035096号及2015年2月20日于日本申请的专利申请2015-31363号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

[0003] 以往，通常，已知有在由碳氮化钛(以下，以TiCN来表示)基金属陶瓷构成的基体(以下，称为“金属陶瓷基体”)的表面形成以下由(a)及(b)构成的硬质包覆层而成的包覆工具。

[0004] (a)下部层为均以化学蒸镀形成的Ti的碳化物(以下，以TiC来表示)层、氮化物(以下，同样以TiN来表示)层、碳氮化物(以下，以TiCN来表示)层、碳氧化物(以下，以TiCO来表示)层及碳氮氧化物(以下，以TiCNO来表示)层中的两层以上构成，且具有3～20μm的合计平均层厚的Ti化合物层；

[0005] (b)上部层为以化学蒸镀形成的具有1～25μm的平均层厚的氧化铝(以下，以Al2O3来表示)层。

[0006] 而且，上述的以往包覆工具，虽然耐磨性比较优异，但在高负载作用于切削刃的切削加工条件下，容易发生崩刀等异常损伤，因此提出有各种关于硬质包覆层的结构的提案。

[0007] 例如，专利文献1中公开有在由Ti、Zr、Hf、Ta、Nb、W、Mo、Cr的碳化物、氮化物及碳氮化物中的一种或两种以上的硬质分散相形成成分：70～95重量％，及Co、Ni、Al中的一种或两种以上的结合相形成成分：5～30重量％构成的金属陶瓷的表面化学蒸镀氮化钛层的涂层金属陶瓷的制造方法。在该涂层金属陶瓷的制造方法中提出有如下方法：使用由四氯化钛、氨及氢构成的混合气体，并在温度：700～900℃下，在所述金属陶瓷的表面通过化学蒸镀形成所述氮化钛层，以制造涂层金属陶瓷。而且，由此能够提供耐磨性高且比以往能够长期使用的涂层金属陶瓷。

[0008] 并且，专利文献2中公开有在含有以Co及Ni为主体的结合相形成成分12～20重量％的碳氮化钛基金属陶瓷基体的表面，使用化学蒸镀法或物理蒸镀法形成由Ti的碳化物、氮化物及碳氮化物、以及氧化铝中的两种以上构成的多层硬质包覆层而成的表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具。在该表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具中提出有，将所述基体的表面部以具有0.5～1.5μm的平均层厚且由结合相构成成分构成的结合相层来构成，并且将与所述基体表面部的结合相层相接的硬质包覆层以具有0.5～5μm的平均层厚的由氮化钛构成的结合相构成成分扩散防止层来构成，由此能够发挥优异的韧性。

[0009] 并且，专利文献3中公开有具备由Ti、Al、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Si或B元素的碳化物、氮化物、氧化物或硼化物(B元素的硼化物除外)或组合物或它们的固溶体构成的一层或多层的基于化学蒸镀法的耐磨性层，以整个包覆厚度成为1～20μm的方式进行包覆的作为主成分包含Ti的同时包含W及Co的碳氮化物合金的切削工具刀片。而且，专利文献3中提出有作为主成分包含Ti的同时包含W及Co的碳氮化物合金的切削工具刀片，该切削工具刀片特征在于：

[0010] 所述包覆层没有冷却裂纹，且相同结晶组织及比1μm厚的一层或多层的基于化学蒸镀法的耐磨性层在室温下具有200～500MPa的压缩残余应力；

[0011] 作为所述主成分包含Ti的同时包含W及Co的碳氮化物合金由C、N、Ti、W及Co构成，该元素的原子分数满足0.25＜N/(C+N)＜0.5、0.05＜W/(W+Ti)＜0.11及0.09＜Co＜0.14的关系；

[0012] Ti的一部分被Ta、Nb、V、Zr、Hf和/或Mo替换，各自的量为＜5at％且合计量为＜10at％。

[0013] 而且，通过上述构成，碳氮化物合金的切削工具刀片能够显示优异的韧性及耐磨性。

[0014] 专利文献1：日本特开平3-226576号公报

[0015] 专利文献2：日本特开平4-289003号公报

[0016] 专利文献3：日本特表平11-511078号公报

[0017] 近几年的切削装置的高性能化非常显著，另一方面，在切削加工中强烈要求省力化及节能化进而要求低成本化，伴随于此，切削加工具有更加高速化、高效化的趋势。因此，对于包覆工具要求进一步的耐崩刀性、耐缺损性、耐剥离性等耐异常损伤性，并且要求在长期使用中的优异的耐磨性。

[0018] 然而，所述专利文献1至专利文献3中所记载的包覆工具中，金属陶瓷基体与硬质包覆层的附着强度不够充分，因此，尤其在大的冲击断续地附加于刀尖的铸铁或合金钢的高速断续切削中使用的情况下，存在因发生崩刀而在较短的时间内达到工具使用寿命的问题。

发明内容

[0019] 因此，本发明人等为了解决上述问题，以提供一种即使用于铸铁或合金钢等高速断续切削加工，仍发挥优异的耐崩刀性，并且在长期使用中仍发挥优异的耐磨性的包覆工具为目的，对通过化学蒸镀法在金属陶瓷基体表面包覆有Ti化合物层的包覆工具，对其界面状态不断地进行深入研究的结果，得到了以下见解。

[0020] 在由碳氮化钛基金属陶瓷构成的金属陶瓷基体的表面设置有硬质包覆层的表面包覆切削工具中发现了，例如，通过将TiCl4作为反应气体成分来含有的热CVD法，在形成包含Ti的氮化物、碳化物、碳氧化物及碳酸氮化物中的至少一层以上的硬质包覆层之前，在金属陶瓷基体表面进行Ti蚀刻，能够使金属陶瓷构成成分即W、Mo集中存在于金属陶瓷基体表面。

[0021] 接着，对W、Mo集中存在于表面的金属陶瓷基体，将由Ti的氮化物、碳化物、碳氧化物及碳酸氮化物中的至少一层以上构成的硬质包覆层通过化学蒸镀来包覆形成的结果发现了，通过集中存在于界面的W、Mo，金属陶瓷基体与硬质包覆层的化学结合会得到提高。通过集中存在于金属陶瓷基体的界面的W、Mo，包覆有金属陶瓷基体的硬质包覆层与金属陶瓷基体的附着强度优异，并且将其用于高负载作用于切削刃的铸铁或合金钢等高速断续切削加工中的结果发现，发挥优异的耐崩刀性。

[0022] 本发明是根据前述的研究结果而完成的，且为具有以下特征的表面包覆碳氮化钛基金属陶瓷制切削工具。

[0023] (1)一种表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其特征在于，具有：

[0024] 基于TiCN基金属陶瓷形成的基体，作为硬质相成分含有TiCN相，且含有分别为1～10原子％的W及Mo；及

[0025] 硬质包覆层，作为第一层在所述基于TiCN基金属陶瓷的基体的表面蒸镀形成有基于Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种，

[0026] 在所述基体的所述TiCN相与所述硬质包覆层的界面形成有平均厚度为0.5～10nm的Mo富集层。

[0027] (2)根据所述(1)所述的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其中，

[0028] 当以所述表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面观察所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面时，在所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面的长度的60％以上的界面形成有所述Mo富集层。

[0029] (3)根据所述(1)或(2)所述的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其中，[0030] 在所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面，与所述Mo富集层一并形成有平均厚度为0.5～10nm的W富集层。

[0031] (4)根据所述(3)所述的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，其中，

[0032] 当以所述表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面观察所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面时，在所述基体的TiCN相与所述硬质包覆层的界面的长度的60％以上的界面形成有W富集层。

[0033] 另外，在本发明的硬质包覆层中，如上所述，在蒸镀形成第一层即基于Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种形成的硬质包覆层后，并不影响在其上面进一步形成公知的硬质包覆层例如Al2O3层、Ti与Al的复合氮化物层或复合氧化物层、Cr与Al的复合氮化物层或复合氧化物层。而且，也并不影响作为最表面层进一步蒸镀形成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。

[0034] 本发明涉及一种表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具，具有在基于TiCN基金属陶瓷形成的基体表面蒸镀形成的第一层、即基于Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种形成的硬质包覆层。在本发明的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具中，作为TiCN基金属陶瓷成分，含有规定量的Mo、W，并且蒸镀形成硬质包覆层的第一层之前，对基于TiCN基金属陶瓷形成的基体表面进行Ti蚀刻。根据所述Ti蚀刻，在蒸镀形成第一层时，所述基体的TiCN相与硬质包覆层的界面成为形成有规定厚度、规定含量、规定界面长度的Mo富集层及W富集层的状态。而且，通过集中存在于界面的W、Mo即Mo富集层、W富集层，基于TiCN基金属陶瓷形成的基体与硬质包覆层的化学结合得到提高。因此，本发明的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具中，包覆了所述基体的硬质包覆层与基于TiCN基金属陶瓷形成的基体的附着强度优异，即使用于高负载作用于切削刃的铸铁或合金钢等的高速断续切削加工时，在长期使用中仍发挥优异的耐崩刀性及耐磨性。

附图说明

[0035] 图1是表示本发明的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具中，在基于TiCN基金属陶瓷形成的基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成有Mo或Mo与W的富集层的示意剖视图。

具体实施方式

[0036] 接着，对本发明的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的硬质包覆层的一实施方式更具体地进行说明。

[0037] 本实施方式的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具具有：基于TiCN基金属陶瓷形成的基体，作为硬质相成分含有TiCN相，且分别含有1～10原子％的W及Mo；及硬质包覆层，作为第一层在基于所述TiCN基金属陶瓷的基体的表面蒸镀形成有基于Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种，在所述基体的所述TiCN相与所述硬质包覆层的界面形成有平均厚度为0.5～10nm的Mo富集层。以下，有时将基于TiCN基金属陶瓷的基体称为金属陶瓷基体。

[0038] W及Mo：

[0039] 作为TiCN基金属陶瓷中的含有成分的W及Mo有助于对结合相的固溶强化、基于硬质相生成的金属陶瓷基体的强度提高及硬度提高，但若其含量小于1原子％，则不能期待上述效果，并且，无法在基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成规定浓度、规定量的Mo富集层及W富集层。

[0040] 另一方面，若TiCN基金属陶瓷中的W及Mo各自的含量大于10原子％，则因碳化物、氮化物及碳氮化物的析出导致金属陶瓷基体的强度下降，因此TiCN基金属陶瓷中的W及Mo的含量设定为1～10原子％。TiCN基金属陶瓷中的W及Mo的含量优选为2原子％～8原子％，更优选为2原子％～5原子％。

[0041] TiCN基金属陶瓷中的W及Mo的含量由制造金属陶瓷基体时的原料(金属粉末)的配合组成来决定。

[0042] Mo富集层：

[0043] 在本实施方式中，对金属陶瓷基体，在作为第一层对Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种进行蒸镀形成之前，通过在金属陶瓷基体表面进行后述的Ti蚀刻，能够将Mo集中存在于金属陶瓷基体表面的TiCN相上。然后，将Mo集中存在于金属陶瓷基体表面的TiCN相上，形成Mo富集层，由此改善金属陶瓷基体与硬质包覆层的润湿性，并且提高金属陶瓷基体与硬质包覆层的化学结合，从而能够提高硬质包覆层与金属陶瓷基体的附着强度。

[0044] 在金属陶瓷基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成的Mo富集层，若其平均厚度小于0.5nm，则不能期待附着强度的提高，另一方面，若其平均厚度大于10nm，则在Mo富集层的层内裂纹扩展且附着强度下降，因此Mo富集层的平均厚度设定为0.5～10nm。Mo富集层的平均厚度优选为2nm～8nm，更优选为3nm～7nm。

[0045] 集中存在于上述金属陶瓷基体表面的TiCN相上的Mo富集层是指TiCN相与硬质包覆层的界面中的Mo含量为5～50原子％的区域。

[0046] 在TiCN相与硬质包覆层的界面中，若Mo含量小于5原子％，则对附着强度提高的作用较小，另一方面，若Mo含量大于50原子％，则界面具有金属性质，提高金属陶瓷基体与硬质包覆层的化学结合的效果下降。因此，将TiCN相与硬质包覆层的界面中的Mo含量为5～50原子％且满足上述平均厚度的区域设定为Mo富集层。

[0047] Mo富集层的确定能够以以下的方法来进行。对表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面，使用透射电子显微镜(TEM)及能量分散型X射线分析装置以10000倍的视场进行组成映射(compositional mapping)，确定金属陶瓷基体中的TiCN相，以500,000倍的视场观察包含该TiCN相与硬质包覆层的界面的区域，与TiCN相和硬质包覆层的界面垂直地，在线段的中央引出与该TiCN相和硬质包覆层的界面交叉的长度50nm的线，并在该线上每隔0.5nm进行组成分析，从而进行包含TiCN相与硬质包覆层的界面的线分析，确定五个测量点上的(平均)Mo含量为5～50原子％的区域。然后，在Mo含量为5～50原子％的区域中，将厚度为0.5～10nm的部位设为Mo富集层。另外，在五个TiCN相上进行线分析，并将五个点的厚度的平均值作为平均厚度。

[0048] 另外，金属陶瓷基体中的TiCN相是指由Ti、C及N构成的相，不含Mo及W。即，金属陶瓷基体中的TiCNMo化合物相及TiCNW化合物相等为从TiCN相去除的相。

[0049] 并且，对于当以表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面观察金属陶瓷基体的TiCN相与硬质包覆层的界面时的、形成有Mo富集层的界面长度比例，在基体的TiCN相与硬质包覆层的界面的长度的60％以上的界面形成有Mo富集层的情况下，附着强度进一步提高，因此在金属陶瓷基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成的Mo富集层的界面长度比例优选为60％以上。Mo富集层的界面长度比例更优选为80％以上。并且，虽然不作特别限定，但Mo富集层的界面长度比例的上限值可以是95％。

[0050] W富集层：

[0051] 在本实施方式中，在金属陶瓷基体上将Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种作为第一层进行蒸镀形成之前，通过在金属陶瓷基体表面进行Ti蚀刻，除了Mo还能够将W集中存在于金属陶瓷基体表面的TiCN相上。于是，W与Mo一同集中存在于金属陶瓷基体表面的TiCN相上，而形成W富集层，由此改善金属陶瓷基体与硬质包覆层的润湿性，并且，提高金属陶瓷基体与硬质包覆层的化学结合，从而能够更进一步提高硬质包覆层与金属陶瓷基体的附着强度。

[0052] 在金属陶瓷基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成的W富集层，若其平均厚度小于0.5nm，则不能期待附着强度的提高，另一方面，若其平均厚度大于10nm，则在W富集层的层内裂纹扩展且附着强度下降，因此W富集层的平均厚度希望设为0.5～10nm。W富集层的平均厚度优选为2nm～8nm，更优选为3nm～7nm。

[0053] 集中存在于上述金属陶瓷基体表面的TiCN相上的W富集层是指TiCN相与硬质包覆层的界面上的W含量为5～50原子％的区域。

[0054] 在TiCN相与硬质包覆层的界面中，若W含量小于5原子％，则对附着强度提高作用较小，另一方面，若W含量大于50原子％，则界面具有金属性质，提高金属陶瓷基体与硬质包覆层的化学结合的效果下降。因此，优选将TiCN相与硬质包覆层的界面中的W含量为5～50原子％且满足上述平均厚度的区域设为W富集层。

[0055] W富集层的确定能够以与前述的Mo富集层的确定同样的方法来进行。即，通过前述的线分析，确定W含量为5～50原子％的区域。然后，在W含量为5～50原子％的区域中，将厚度为0.5～10nm的部位作为W富集层即可。另外，在五个TiCN相上进行线分析，并将五个点的厚度的平均值作为平均厚度。

[0056] 并且，对于当以表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具的纵剖面观察金属陶瓷基体的TiCN相与硬质包覆层的界面时的、形成有W富集层的界面长度比例，在基体的TiCN相与硬质包覆层的界面的长度的60％以上的界面形成有W富集层的情况下，附着强度进一步提高，因此在金属陶瓷基体的TiCN相与硬质包覆层的界面所形成的W富集层的界面长度比例优选设为60％以上。W富集层的界面长度比例更优选为80％以上。并且，虽然不作特别限定，但W富集层的界面长度比例的上限值可以是95％。

[0057] 对于Mo富集层及W富集层的界面长度比例，在使用前述的透射电子显微镜(TEM)及能量分散型X射线分析装置的测量中，对金属陶瓷基体中的包含TiCN相与硬质包覆层的界面的500,000倍的视场，进行组成映射(compositional mapping)，求出TiCN相与硬质包覆层的界面长度，并且将Mo含量及W含量为5～50％的区域作为曲线来表示并求出其长度，通过Mo含量及W含量为5～50％的区域的长度除以界面长度，求出在TiCN相与硬质包覆层的界面形成的Mo富集层的界面长度比例及W富集层的界面长度比例。

[0058] Mo富集层及W富集层的形成：

[0059] 本实施方式中，在金属陶瓷基体上将Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种作为第一层进行蒸镀形成之前，例如，通过以以下第一阶段～第四阶段的条件对金属陶瓷基体表面进行Ti蚀刻，能够使Mo、W集中存在于基体表面的TiCN相上。

[0060] 第一阶段TiCl4：3.0～5.0％，H2：残余，3～7kPa，700～800℃，5～20分钟；

[0061] 第二阶段Ar：100％，3～7kPa，700～800℃；

[0062] 第三阶段TiCl4：1.0～3.0％，H2：残余，3～7kPa，800～900℃，5～20分钟；

[0063] 第四阶段Ar：100％，3～7kPa，800～900℃。

[0064] 通过上述Ti蚀刻，能够使金属陶瓷基体中包含的Mo、W集中存在于基体表面的TiCN相上。

[0065] 接着，通过实施例对本发明的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具更具体地进行说明。

[0066] 另外，作为本发明的实施例，示出在金属陶瓷基体表面作为硬质包覆层的第一层蒸镀形成有Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种的例子，但本发明丝毫不影响在形成第一层后，进一步蒸镀形成公知的硬质包覆层例如Al2O3层、Ti与Al的复合氮化物层、复合氧化物层、Cr与Al的复合氮化物层或复合氧化物层等，或作为硬质包覆层的最表面层蒸镀形成Ti的碳化物层、氮化物层、碳氮化物层、碳氧化物层或碳氮氧化物层。

[0067] 实施例

[0068] 作为原料粉末，准备均具有0.5～2μm的平均粒径的TiCN(以质量比计TiC/TiN＝50/50)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末及Ni粉末，并以表1所示的配合组成来配合这些原料粉末，用球磨机进行湿式混合24个小时，进行干燥后，以98MPa的压力冲压成型为压坯，将该压坯在1.3kPa的氮气气氛、温度：1540℃中保持1个小时的条件下进行烧结，烧结后，通过对切削刃部分实施R：0.07mm的刃口修磨加工，形成了具有ISO标准·CNMG120412的刀片形状的金属陶瓷基体1～10。

[0069] 另外，在表1中作为配合比例也示出了Mo、W的原子％。

[0070] [表1]

[0071]

[0072]

[0073] 接着，通过化学蒸镀装置在这些工具基体1～10的表面形成硬质包覆层的第一层之前，在表2所示的第一阶段～第四阶段的条件下，对金属陶瓷基体进行了Ti蚀刻。

[0074] 表2所示的条件A～条件G中的各条件中，以从上到下的顺序设为第一阶段、第二阶段、第三阶段、第四阶段的条件。

[0075] 然后，在表3所示的条件下，在金属陶瓷基体表面作为第一层蒸镀形成了由表4示出的Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种构成的Ti化合物层。

[0076] 另外，在表4及表5中以以下的方式表示表3的硬质包覆层的类别。“TiC层”＝“TiC”，“TiN层(第一层)”＝在表4及表5的第一层中表示的“TiN”，“TiN层(其他层)”＝在表4及表5的第二～第四层中表示的“TiN”，“l-TiC0.5N0.5层”＝“l-TiCN”，“TiCN层”＝“TiCN”，“TiCO层”＝“TiCO”，“TiCNO层”＝“TiCNO”，“Al2O3层”＝“Al2O3”。

[0077] 接着，通过在表3所示的条件下，进一步蒸镀形成表4所示的Ti化合物层(第二层～第四层的形成)，制作了表4所示的本发明的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具(以下，称为“本发明包覆工具”)1～8及14～16。

[0078] 并且，对其中几个上述本发明包覆工具，通过在表3所示的条件下，在蒸镀形成有Ti化合物层(下部层)的上面，进一步蒸镀形成表4所示的Al2O3层(上部层)，制作了表4所示的本发明包覆工具9～13。

[0079] 并且，以比较为目的，同样地，对工具基体1～10，在其中几个工具基体的表面，通过化学蒸镀装置形成硬质包覆层的第一层之前，在表2所示的条件下对金属陶瓷基体进行了Ti蚀刻。

[0080] 然后，包括未实施Ti蚀刻的工具基体在内，在金属陶瓷基体表面，在表3所示的条件下，作为第一层蒸镀形成了表5中所示的Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种构成的Ti化合物层。

[0081] 接着，通过在表3所示的条件下，进一步蒸镀形成表5所示的Ti化合物层(第二层～第四层的形成)，制作了表5所示的比较例的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具(以下，称为“比较例包覆工具”)1～8。

[0082] 并且，对于其中几个上述比较例包覆工具，在蒸镀形成有Ti化合物层(下部层)的上面，在表3所示的条件下进一步蒸镀形成表5所示的Al2O3层(上部层)，制作了表5所示的比较例包覆工具9～13。

[0083] 对上述制作的本发明包覆工具1～16及比较例包覆工具1～13，使用透射电子显微镜(TEM)及能量分散型X射线分析装置，以10000倍的视场进行组成映射(compositional mapping)，确定金属陶瓷基体中的TiCN相，在包含该TiCN相与硬质包覆层的界面的500,000倍的视场中，与该TiCN相和硬质包覆层的界面垂直地，在线段的中央引出与该TiCN相和硬质包覆层的界面交叉的长度50nm的线，在该线上进行组成分析，由此进行了包含TiCN相与硬质包覆层的界面的线分析。

[0084] 从其结果，将Mo含量及W含量为5～50原子％的区域作为富集层来确定，求出该富集层的厚度。而且，对五个TiCN相进行所述线分析，并通过对其进行平均，求出Mo富集层、W富集层的平均厚度及Mo富集层的Mo含量、W富集层的W含量。

[0085] 在表4及表5中示出它们的结果。

[0086] 并且，对于Mo富集层及W富集层的界面长度比例，在使用所述透射电子显微镜(TEM)及能量分散型X射线分析装置的测量中，在金属陶瓷基体中的包含TiCN相与硬质包覆层的界面的500,000倍的视场中，进行组成映射(compositional mapping)，求出TiCN相与硬质包覆层的界面长度，并且将Mo含量及W含量为5～50％的区域作为曲线来表示并求出其长度，通过Mo含量及W含量为5～50％的区域的长度除以界面长度，求出在TiCN相与硬质包覆层的界面所形成的Mo富集层的界面长度比例及W富集层的界面长度比例。

[0087] 在表4及表5中示出它们的结果。

[0088] 并且，使用扫描型电子显微镜(倍率在5000倍至200000倍的范围内设定适当的值)测量构成本发明包覆工具1～16及比较例包覆工具1～13的硬质包覆层的各层的层厚，测量并平均观察视场内的五个点层厚，求出平均层厚。

[0089] [表2]

[0090]

[0091] [表3]

[0092]

[0093] [表4]

[0094]

[0095] [表5]

[0096]

[0097] 接着，将上述的各种包覆工具均以用固定夹具紧固在工具钢制车刀的前端部的状态，对本发明包覆工具1～16及比较例包覆工具1～13，进行如下条件下的试验，

[0098] 工件：JIS·FCD700-2(ISO 1083·700-2)的在长度方向上等间隔地有4条纵槽的圆棒，

[0099] 切削速度：350m/min，

[0100] 切深量：1.4mm，

[0101] 进给量：0.3mm/rev，

[0102] 切削油剂：有，

[0103] 切削时间：6分钟，

[0104] 的条件(切削条件A)下的球墨铸铁的湿式高速断续切削试验(通常的切削速度为200m/min)及

[0105] 工件：JIS·SCM440的在长度方向上等间隔地有4条纵槽的圆棒，

[0106] 切削速度：410m/min，

[0107] 切深量：2.0mm，

[0108] 进给量：0.3mm/rev，

[0109] 切削时间：6分钟，

[0110] 的条件(切削条件B)下的合金钢的干式高速断续切削试验(通常的切削速度为300m/min)，在各切削试验中均测量了切削刃的后刀面磨损宽度。

[0111] 将该测量结果示于表6中。

[0112] [表6]

[0113]

[0114] (表中，比较例包覆工具的切削试验结果表示因发生在硬质包覆层的微小崩刀、缺损、剥离等原因而达到使用寿命的切削时间(分钟))

[0115] 从表4及表6所示的结果可以明确看出，本发明包覆工具1～16中，作为第一层，将Ti的碳化物、氮化物、碳氮化物、碳氧化物及碳氮氧化物中的任一种作为硬质包覆层来蒸镀形成的表面包覆TiCN基金属陶瓷制切削工具中，在基体的TiCN相与硬质包覆层的界面形成规定厚度、规定含量、规定界面长度的Mo富集层及W富集层，而且，由此，通过集中存在于界面的W、Mo，金属陶瓷基体与硬质包覆层的化学结合得到提高，因此所包覆的硬质包覆层与金属陶瓷基体的附着强度优异，即使用于高负载作用于切削刃的铸铁或合金钢等的高速断续切削加工时，在长期使用中仍发挥优异的耐崩刀性及耐磨性。

[0116] 即，本发明包覆工具1～16中，在切削条件A及切削条件B中的任意条件下，在切削时间(6分钟)内，硬质包覆层中不发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，并且未达到使用寿命。因此，在切削试验后，测量了包覆工具的硬质包覆层的磨损即切削刃的“后刀面磨损宽度(mm)”。

[0117] 另外，本发明包覆工具1～16中，若比较W富集层的界面长度比例及厚度不满足本发明的优选范围的本发明包覆工具3与W富集层的界面长度比例及厚度满足本发明的优选范围的本发明包覆工具1，则能从本发明包覆工具1的后刀面磨损宽度较窄，看出附着强度进一步得到提高的趋势。

[0118] 若比较Mo富集层的界面长度比例不满足本发明的优选范围的本发明包覆工具14与Mo富集层的界面长度比例满足本发明的优选范围的本发明包覆工具8，则能从本发明包覆工具8的后刀面磨损宽度较窄，看出附着强度进一步得到提高的趋势。

[0119] 若比较W富集层的厚度不满足本发明的优选范围的本发明包覆工具15与W富集层的厚度满足本发明的优选范围的本发明包覆工具5，则能从本发明包覆工具5的后刀面磨损宽度较窄，看出附着强度进一步得到提高的趋势。

[0120] 若比较W富集层的界面长度比例不满足本发明的优选范围的本发明包覆工具16与W富集层的界面长度比例满足本发明的优选范围的本发明包覆工具6，则能从本发明包覆工具6的后刀面磨损宽度较窄，看出附着强度进一步得到提高的趋势。

[0121] 与此相比，从表5及表6所示的结果可以明确看出，对于比较例包覆工具1～13，在基体的TiCN相与硬质包覆层的界面没有形成规定厚度、规定含量、规定界面长度的Mo富集层及W富集层，因此在高负载作用于切削刃的铸铁或合金钢等的高速断续切削加工中，不仅都发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，而且在较短时间内达到使用寿命。

[0122] 即，比较例包覆工具1～13中，在切削条件A及切削条件B中的任意条件下，在切削时间(6分钟)内，在硬质包覆层中发生崩刀、缺损、剥离等异常损伤，并达到使用寿命，因此未能测量切削刃的“后刀面磨损宽度(mm)”。因此，在表6中以“切削试验结果(分钟)”来表示比较例包覆工具1～13的使用寿命。

[0123] 例如，虽然形成有Mo富集层及W富集层，但Mo富集层的厚度超出本发明的范围的比较例包覆工具6中，从Mo富集层内观察到裂纹，较早出现剥离，而达到寿命，显示出附着强度下降。并且，虽然形成有Mo富集层及W富集层，但Mo富集层的厚度小于本发明的范围的比较例包覆工具7中，仍因较早就出现剥离而达到寿命，显示出附着强度的下降。

[0124] 产业上的可利用性

[0125] 如前所述，本发明的包覆工具在将铸铁等供给至产生高热的高速断续切削加工时，显示优异的切削性能，而且还可作为各种工件的包覆工具来使用，而且，在长期使用中发挥优异的耐磨性，因此能够充分应对切削装置的高性能化、切削加工的省力化及节能化进而应对低成本化。