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CN110382145A - 表面被覆切削工具及其制造方法 - Google Patents

表面被覆切削工具及其制造方法 Download PDF

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CN110382145A
CN110382145A CN201780087563.0A CN201780087563A CN110382145A CN 110382145 A CN110382145 A CN 110382145A CN 201780087563 A CN201780087563 A CN 201780087563A CN 110382145 A CN110382145 A CN 110382145A
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今村晋也
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Abstract

一种表面被覆切削工具，包括基材以及形成在所述基材的表面上的覆膜，其中：覆膜包括一层或多层；层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层；硬质颗粒具有氯化钠型晶体结构并且包含多个聚集的第一单元相以及介于第一单元相之间的第二单元相；第一单元相包含AlxTi1‑x的氮化物或碳氮化物；第一单元相中Al的原子比x为0.7至0.96；第二单元相包含AlyTi1‑y的氮化物或碳氮化物；第二单元相中Al的原子比y为0.5以上且小于0.7；并且，当通过X射线衍射法从覆膜表面的法线方向进行分析时，富Al层在(111)面具有最大峰。

Description

表面被覆切削工具及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种表面被覆切削工具以及制造该表面被覆切削工具的方法。本申请要求基于2017年2月28日递交的日本专利申请No.2017-037376的优先权。该日本专利申请的全部内容以引用方式并入本文。
背景技术
日本国家专利公开No.2008-545063(专利文献1)公开了一种具有Ti1-xAlxN覆膜的部件作为表面被覆部件。该Ti1-xAlxN覆膜的化学计量系数为0.75<x≤0.93，并且晶格常数a为0.412nm至0.405nm并且具有单相立方NaCl结构。Ti1-xAlxN覆膜通过CVD(化学气相沉积)形成。更具体而言，将由AlCl3、TiCl4、H2和Ar组成的第一气体混合物和由NH3和N2组成的第二气体混合物导入到容纳有基材的热壁型CVD反应器中，以使Ti1-xAlxN的晶体生长。通过这种方法形成的覆膜比用已知PVD方法生产的Ti1-xAlxN覆膜的Al的含量比率更高。因此，据推测具有覆膜的表面被覆部件具有高抗氧化性和高硬度，并且在高温下可表现出优异的耐磨性。
日本专利待审查公开No.2014-129562(专利文献2)公开了一种表面被覆部件。该表面被覆部件具有通过CVD形成的硬质覆膜层。硬质覆膜层包含硬质颗粒，并且该硬质颗粒具有这样的多层结构：其中NaCl结构的Ti原子比率相对高的AlTiN层和NaCl结构的Ti原子比率相对低的AlTiN层重复堆叠(所谓的层状相)。该层状相的层堆叠周期为0.5nm至20nm。该硬质覆膜层的压痕硬度为3000kgf(s)/mm2(29.4GPa)以上，并且因此具有高硬度，由此专利文献2的表面被覆部件可表现出优异的耐磨性。
引用列表
专利文献
专利文献1：日本国家专利公开No.2008-545063
专利文献2：日本专利待审查公开No.2014-129562
发明内容
本公开的一个方面中的一种表面被覆切削工具为这样的表面被覆切削工具，其包括：基材以及形成在该基材的表面上的覆膜，该覆膜包括一层或两层或多层，所述层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层，硬质颗粒具有氯化钠型晶体结构，并且包含多个团块形式的第一单元相以及介于第一单元相的团块之间的第二单元相，第一单元相由AlxTi1-x的氮化物或碳氮化物组成，第一单元相的Al的原子比x为0.7以上0.96以下，第二单元相由AlyTi1-y的氮化物或碳氮化物组成，第二单元相的Al的原子比y超过0.5并且小于0.7，当通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上对富Al层进行分析时，富Al层在(111)面呈现最大峰。
本公开的一个方面中的一种用于制造表面被覆切削工具的方法为这样的用于制造表面被覆切削工具的方法，该表面被覆切削工具包括基材和形成在该基材的表面上的覆膜，该覆膜包括一层或两层或多层，所述层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层，当通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上对富Al层进行分析时，富Al层在(111)面呈现最大峰，所述方法包括以下步骤：形成富Al层，形成富Al层的步骤包括通过CVD形成层状层的第一步骤，以及使层状层退火以获得富Al层的第二步骤，第二步骤包括升温步骤、退火步骤和冷却步骤，升温步骤包括以10℃/min以上的速率升高层状层的温度的操作，退火步骤包括在700℃以上1200℃以下对层状层退火0.1小时以上10小时以下以获得富Al层的操作，冷却步骤包括以20℃/min以上的速率对富Al层进行快速冷却的操作。
附图说明
图1为本实施方案中使用的CVD装置的示意性剖视图。
图2是作为用透射电子显微镜(TEM)获取的在根据本实施方案的制造方法中形成的层状相的显微图像进行说明的作为附图替代的照片。
图3是作为用透射电子显微镜(TEM)获取的在本实施方案的表面被覆切削工具中形成的富Al层中硬质颗粒的显微图像进行说明的作为附图替代的照片。
图4是表示沿图3中箭头所示的方向(即，<100>取向)测量的距离和Al的原子比之间的关系的图示，其通过使用能量色散X射线光谱仪(EDX)在<100>取向上进行组成分析而获得。
图5是表示2θ和各晶面的衍射强度之间的关系的图示，其通过利用X射线衍射仪在富Al层的表面的法线方向上对图3中的富Al层进行分析而获得。
具体实施方式
[本公开要解决的问题]
当专利文献1中公开的表面被覆部件的Ti1-xAlxN覆膜中x大于0.7时，在Ti1-xAlxN的晶体结构中产生了大的应变。因此，当覆膜接收能量时，Ti1-xAlxN晶体相转变为更稳定的纤锌矿型晶体结构。因此，当将表面被覆部件应用于切削工具并且用于切削时，切削中产生的热量导致Ti1-xAlxN的晶体结构发生相转变，这倾向于导致覆膜中产生裂纹并且当裂纹扩展时导致突然断裂。
当专利文献2中公开的表面被覆部件用于切削工具时，在初始磨损方面存在改进的空间。虽然原因未知，但考虑如下：虽然硬质颗粒中的层状相在层的堆叠方向上的抗变形性优异，但是当受到外部负载时，在纵向上容易发生位错。该位错充当层状相遭到破坏的起始点，这导致硬质颗粒遭到破坏并且因此初始磨损进行。因此，尚未应用具有高硬度并且也不易于具有初始磨损的表面被覆部件，并且需要对这种表面被覆部件进行开发。
鉴于上述情况，本公开的目的是提供一种具有高硬度并且不易于具有初始磨损的表面被覆切削工具，以及制造该表面被覆切削工具方法。
[本公开的有益效果]
根据上述情况，可提供一种具有高硬度并且不易于具有初始磨损的表面被覆切削工具。
[实施方案的描述]
本发明人在勤勉地制作抑制初始磨损的覆膜时，已经实现通过对专利文献2中公开的层状相进行热处理，从而使例如Al等的金属原子在层状相中扩散。虽然传统上认为经热处理的覆膜品质劣化，但本发明人发现，通过在热处理中进行特殊控制，以在构成层状相的晶粒相转变为纤锌矿晶体结构之前使失稳分解停止，可在晶粒内部形成抑制初始磨损的特定的相。
首先，列举并且描述了本发明的实施方案。
[1]本公开的一个方面中的一种表面被覆切削工具为这样的表面被覆削切工具，包括：基材以及形成在基材的表面上的覆膜，该覆膜包括一层或两层或多层，层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层，硬质颗粒具有氯化钠型晶体结构，并且包含多个团块形式的第一单元相以及介于第一单元相的团块之间的第二单元相，第一单元相由AlxTi1-x的氮化物或碳氮化物组成，第一单元相的Al的原子比x为0.7以上0.96以下，第二单元相由AlyTi1-y的氮化物或碳氮化物组成，第二单元相的Al的原子比y超过0.5并且小于0.7，当通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上对富Al层进行分析时，富Al层在(111)面呈现最大峰。这种构成使表面被覆切削工具有高硬度，并且也抑制初始磨损。
[2]硬质颗粒优选为占富Al层的50体积％以上。这可提供更高的硬度，并且也进一步抑制初始磨损。
[3]第一单元相在<100>取向上的尺寸优选为2nm以上15nm以下。这可以进一步提供更高的硬度，并且还更进一步抑制初始磨损。
[4]本公开的一个方面中的一种用于制造表面被覆切削工具的方法为这样的用于制造表面被覆切削工具的方法，该表面被覆切削工具包括；基材和形成在基材的表面上的覆膜，该覆膜包括一层或两层或多层，层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层，当通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上对富Al层进行分析时，富Al层在(111)面呈现最大峰，所述方法包括以下步骤：形成富Al层，形成富Al层的步骤包括通过CVD形成层状层的第一步骤，以及使层状层退火以获得富Al层的第二步骤，第二步骤包括升温步骤、退火步骤和冷却步骤，升温步骤包括以10℃/min以上的速率升高层状层的温度的操作，退火步骤包括在700℃以上1200℃以下对层状层退火0.1小时以上10小时以下以获得富Al层的操作，冷却步骤包括以20℃/min以上的速率对层状层进行快速冷却的操作。这种构成使制造的表面被覆切削工具有更高的硬度，并且也不易于具有初始磨损。
[5]优选地，第一步骤包括在650℃至850℃范围内的温度以及施加0.5kPa至1.5kPa范围内的压力的条件下，将第一混合气体和第二混合气体混合从而获得混合气体的第一操作，以及在上述温度和施加的压力的条件下，向基材的表面喷射混合气体以形成层状层的第二操作，并且第一混合气体包括AlCl3气体、TiCl4气体和H2气体，第二混合气体包括NH3气体和Ar气体。这可以提供这样的层状层，该层状层用于形成进一步具有更高的硬度并且进一步不易于具有初始磨损的富Al层。
[6]优选地，层状层包括第三单元相和第四单元相，第三单元相和第四单元相交替地堆叠，第三单元相由AlsTi1-s的氮化物或碳氮化物组成，第三单元相的Al的原子比s为0.7以上0.95以下，第四单元相由AltTi1-t的氮化物或碳氮化物组成，并且第四单元相的Al的原子比t为0.5以上且小于0.7。这可以提供进一步具有更高的硬度并且进一步不易于具有初始磨损的富Al层。
[本发明的实施方案的详情]
在下文中，虽然将更详细地描述本发明的实施方案(在下文中也称为“本实施方案”)，但实施方案不限于此。在下文中，将参考附图进行描述。
在本说明书中，“A至B”形式的表述表示范围的上限和下限(即，A以上B以下)，并且当A后没有任何单位而B后单独具有单位时，A与B的单元相同。此外，在本说明书中，当通过化学式表示化合物等而没有指定任何特定原子比时，它包括任何常规已知的原子比，并且不必限于落入化学计量范围内的那些原子比。例如，对于“TiBN”，构成TiBN的原子数的比率不限于Ti:B:N＝1:0.5:0.5，而是包括任何常规已知的原子比。这也适用于除“TiBN”以外的化合物的描述。在本实施方案中，诸如钛(Ti)、铝(Al)、硅(Si)、钽(Ta)、铬(Cr)等金属元素，以及诸如氮(N)、氧(O)、碳(C)等非金属元素不一定必须构成化学计量组成。
<<表面被覆切削工具>>
根据本实施方案的表面被覆切削工具包括基材和形成在基材的表面上的覆膜。覆膜优选被覆基材的全部表面。然而，即使基材的一部分没有被覆膜覆盖或覆膜在构成上部分地不同，这也不脱离本发明的范围。
这种表面被覆切削工具可通过(例如)钻头、端铣刀、钻头用替换型切削刀片、端铣刀用替换型切削刀片、铣削用替换型切削刀片、车削用替换型切削刀片、金属锯、齿轮切削工具、铰刀、丝锥等进行例证。
<基材>
基材可为作为这种类型的基材而常规已知的任何基材。例如，硬质合金(例如，WC基硬质合金或包含WC并且另外添加Co或者添加Ti、Ta、Nb等的碳氮化物的材料)、金属陶瓷(主要由TiC、TiN、TiCN等组成)、高速钢、陶瓷材料(碳化钛、碳化硅、氮化硅、氮化铝、氧化铝等)、立方晶氮化硼烧结体和金刚石烧结体中的任一者是优选的。
在这些各种类型的基材中，特别优选选择WC基硬质合金或金属陶瓷(特别是TiCN基金属陶瓷)。这是因为这些基材在高温下硬度和强度之间的均衡性十分优异，并且具有作为用于上述应用的表面被覆切削工具的基材的优异特性。
当表面被覆切削工具为替换型切削刀片等时，基材还包括具有或不具有断屑器的基材。此外，当切削工件时，切削刃具有作为用于切削的中心的棱线部分，该棱线部分的形状还包括：锐边(由前刀面和后刀面形成的棱)、经过珩磨的边(对锐边赋予圆弧)、负刃带(negative land，斜削的)以及珩磨与负刃带的组合。
<覆膜>
覆膜包括一层或两层或多层。层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层。覆膜的厚度优选为3μm至30μm。当厚度小于3μm时，耐磨性趋于不足。当厚度超过30μm时，当在覆膜和基材之间施加较大应力时，在断续加工期间覆膜趋向于剥离或破裂。
(其他层)
在覆膜包含至少一层富Al层的情况下，覆膜可包含其他层。其他层可(例如)为Al2O3层、TiB2层、TiBN层、AlN层(纤锌矿型)、TiN层、TiCN层、TiBNO层、TiCNO层、TiAlN层、TiAlCN层、TiAlON层、TiAlONC层等。
例如，包括TiN层、TiC层、TiCN层或TiBN层作为直接位于基材上的下底层可增强基材和覆膜之间的密着性。通过包含Al2O3层，可提高覆膜的抗氧化性。此外，包括由TiN层、TiC层、TiCN层、TiBN层等制成的最外层可为表面被覆切削工具是否具有使用过的切削刃提供识别。其他层的厚度优选为0.1μm至10μm。
<富Al层>
如上所述，覆膜由一层或两层或多层组成，其中至少一层为含有硬质颗粒的富Al层。富Al层的厚度为1μm以上20μm以下是适当的，更优选为3μm以上15μm以下。当富Al层的厚度小于1μm时，耐磨性趋于不足。当富Al层的厚度超过20μm时，当在富Al层和基材之间施加较大应力时，在断续加工期间富Al层倾向于剥离或破裂。在本发明显示其效果的范围内，部分含有由硬质颗粒(如下文将描述的)以外的物质组成的相(例如非晶相或纤锌矿硬质相)的富Al层不脱离本发明的范围。在本文中，富Al层中的“富Al”是指该层的任意五个位置处的金属组成中的平均Al含量超过0.5。
可如下所述测定富Al层、其他层以及覆膜的厚度：对表面被覆切削工具平行于基材表面的法线方向进行切削，以获得横截面样品，继而用透射电子显微镜(TEM(商品名：“JEM-2100F”，由JEOL Ltd.制造))观察该横截面样品。此外，可(例如)通过以下方式测定富Al层、其他层和覆膜的厚度：获得五个横截面样品，测量每个样品中任意三个位置处的厚度，并且将其平均值作为厚度表示。当观察富Al层的厚度和其他层的厚度时，进行调整以提供50000倍的观察放大倍数以及对于一个视野约10μm2的观察面积。当观察覆膜的厚度时，进行调整以提供5000倍的观察放大倍数以及对于一个视野约100μm2的观察面积。
可使用已知方法获得表面被覆切削工具的横截面样品。尤其，优选使用聚焦离子束装置(商品名：“JIB-4501”，由JEOL Ltd.制造)通过Ga离子(加速电压：30kV)制备横截面样品。
<硬质颗粒>
硬质颗粒具有氯化钠型晶体结构，并且包含多个团块形式的第一单元相以及介于第一单元相的团块之间的第二单元相。第一单元相由AlxTi1-x的氮化物或碳氮化物组成，并且Al的原子比x为0.7以上0.96以下。此外，当将AlxTi1-x的氮化物表示为AlxTi1-xNz1时，满足关系式0.8≤z1≤1.2。当将AlxTi1-x的碳氮化物表示为AlxTi1-xCm1Nn1时，满足关系式0.8≤m1+n1≤1.2。
第二单元相由AlyTi1-y的氮化物或碳氮化物组成，并且Al的原子比y超过0.5且小于0.7。此外，当将AlyTi1-y的氮化物表示为AlyTi1-yNz2时，满足关系式0.8≤z2≤1.2。当将AlyTi1-y的碳氮化物表示为AlyTi1-yCm2Nn2时，满足关系式0.8≤m2+n2≤1.2。
硬质颗粒具有多个团块形式的第一单元相以及介于第一单元相的团块之间的第二单元相，例如如图3示出的显微图像所示。注意，图3示出了通过透射电子显微镜(TEM)获得的图像，其中以上述横截面样品中富Al层中的硬质颗粒作为对象。使用高角度环形暗场(HAADF)法捕获该显微图像。在图3中，根据Al的原子比显示出亮和暗。具体而言，Al的原子比较高的位置显得较暗。因此，较暗的部分将为第一单元相，并且较亮的部分将为第二单元相。
在图3中，作为硬质颗粒内部的横截面结构，呈现出细线形式的第二单元相围绕着团块形式的第一单元相的形式。也就是说，硬质颗粒内部具有这样的结构：其中细线形式的第二单元相围绕着多个团块形式的第一单元相。此外，通过观察图3的TEM图像，可看出硬质颗粒具有第一单元相以及第二单元相，如上所述，它们二者都具有氯化钠型晶体结构，第一单元相和第二单元相晶格匹配。
对于第一单元相和第二单元相，虽然优选沿硬质颗粒的<100>取向(图3中箭头所示的方向)各自的组成发生变化，但它们可各自具有单一组成。在下文中，将提及硬质颗粒的第一单元相和第二单元相各自沿其<100>取向组成发生变化的情况，并参考图4描述他们的组成如何变化。
图4为示出了通过使用上述透射电子显微镜(TEM)所附带的能量色散X射线光谱仪(EDX)装置(商品名：“JED-2300”，由JEOL Ltd.制造)在图3中箭头所示的方向(即，<100>取向)上进行组成分析的结果的图示。图4的图示的横轴表示在箭头所示的方向(<100>取向)上测量的距离，并且纵轴表示Al的原子比(Al/(Al+Ti))。并且图4示出了沿<100>取向Al的原子比如何变化，即，沿<100>取向硬质颗粒的内部组成如何变化。使用EDX装置的分析可计算存在于分析位置处的原子的组成比率。在图4中，第一单元相中Al的原子比所占的范围为0.7以上0.96以下。第二单元相中Al的原子比所占的范围为大于0.5且小于0.7。也就是说，用Al的原子比0.7作为边界区分第一单元相和第二单元相。
此外，第一单元相包含AlxTi1-x的氮化物或碳氮化物的组成，其中Al的原子比为0.7以上并且极大(或峰)。例如，在图4中，从沿<100>取向测量的具有较小距离的一侧来看，Al的原子比在0.77、0.8、0.81、0.85、0.82、0.83处具有峰。第一单元相中Al的原子比从这些峰向着与第一单元相邻近的第二单元相逐渐减小。第二单元相包含AlyTi1-y的氮化物或碳氮化物，其中Al的原子比小于0.7并且极小(或形成谷)。例如，在图4中，从沿<100>取向测量的具有较小距离的一侧来看，Al的原子比在0.64、0.66、0.59、0.66、0.67、0.61处具有谷。第二单元相中Al的原子比从这些谷向着与第二单元相邻近的第一单元相逐渐增加。
硬质颗粒的第一单元相在<100>取向上的尺寸优选为2nm以上15nm以下。该尺寸表示沿<100>取向从第一单元相的中点穿过与其相邻的第二单元相到与该第二单元相相邻的第一单元相的中点的距离。也就是说，在细线形式的第二单元相围绕着多个团块形式的第一单元相的结构中，硬质颗粒的沿<100>取向的第一单元相和第二单元相的一个周期为2nm以上15nm以下。
如果第一单元相在<100>取向上的尺寸小于2nm，则难以制造第一单元相。如果尺寸超过15nm，则相转变为纤锌矿晶体结构的可能性增加，并且因此，覆膜易于产生裂纹，并且裂纹有发展的倾向，会导致突然断裂。更优选地，硬质颗粒的第一单元相在<100>取向上的尺寸为2nm以上10nm以下。
第一单元相在<100>取向上的尺寸可由将上述横截面样品中的硬质颗粒作为对象的TEM图像确定。在5000000倍的观察放大倍数和约150nm2的观察面积下，以使得在一个视野中出现1个至10个硬质颗粒的方式调节TEM图像。通过在十个不同的视野中观察硬质颗粒，可确定其平均值作为第一单元相在<100>取向上的尺寸。
在细线形式的第二单元相围绕多个团块形式的第一单元相的结构中，不应特别地限制在<100>取向上被第二单元相围绕的第一单元相的团块的数量，数量优选为10以上1000以下。一方面，如果数量小于10，则第一单元相的团块的数量太少，并且含有硬质颗粒的富Al层的硬度趋于下降。另一方面，如果数量超过1000，则实质上不可再形成第二单元相围绕着第一单元相的结构，并且富Al层的硬度趋于下降。
硬质颗粒的粒径优选为10nm以上1000nm以下。当硬质颗粒的粒径小于10nm时，难以生产上述形式的硬质颗粒。当硬质颗粒的粒径超过1000nm时，倾向于导致硬质颗粒的脱落以及其伴随脱落的崩裂。也可由上述横截面样品的TEM图像确定硬质颗粒的粒径。以50000倍的观察放大倍数和约10μm2的观察面积调节TEM图像，使得在一个视野中出现10个至100个晶粒。可对硬质颗粒的粒径进行如下具体地测定：
最初，当在如上所述的TEM图像的一个视野中出现的富Al层的厚度为t时，在厚度方向上将厚度t等分为10个部分从而选择0.1t至0.9t的范围。此外，在该范围内，以预定长度和相等间隔设定七条垂直于硬质颗粒的生长方向(在本实施方案中相对于基材表面以45°的角度交叉的方向)的直线。随后，确定与这些直线交叉的硬质颗粒的数量。最后，把通过将预定长度除以与这些直线交叉的硬质颗粒的数量而获得的数值定义为在该视野中的硬质颗粒的粒径。这可分别在三个不同视野的TEM图像中进行，并且可将它们的平均值确定为硬质颗粒的粒径。硬质颗粒的粒径更优选为50nm以上500nm以下。
在本发明显示其效果的范围内，硬质颗粒内部可包括除了细线形式的第二单元相围绕着多个团块形式的第一单元相的结构之外的结构(例如，非晶相、纤锌矿硬质相等)，或者第一单元相的一部分可未被细线形式的第二单元相围绕，无论是上述哪种形式的硬质颗粒，均不背离本发明的范围。
在本文中，硬质颗粒优选为占富Al层的50体积％以上。硬质颗粒更优选为占富Al层的60体积％以上，最优选为80体积％以上。因此，通过包括富Al层，覆膜可具有更高的硬度并且进一步抑制初始磨损。当富Al层中的硬质颗粒的比率小于50体积％时，难以获得抑制初始磨损的效果。富Al层中的硬质颗粒的比率的上限为95体积％。
富Al层中的硬质颗粒的比率(体积％)可如下进行测定：首先，使用上述横截面样品获得这样的TEM图像，在该图像中，富Al层的靠近基材的边界(或界面)以及富Al层的靠近表面的边界(或界面)位于一个视野内(观察放大倍数为约50000倍，并且观察面积为约10μm2)。随后，基于TEM图像，确定富Al层的总面积(S1)以及硬质颗粒的总面积(S2)，并且计算硬质颗粒的总面积(S2)和富Al层的总面积(S1)的面积比(即，S2/S1×100)。此外，对三个不同视野的TEM图像进行该测定，并且获得它们的平均值作为富Al层中硬质颗粒的面积比。最后，也将富Al层中硬质颗粒的面积比认为是沿富Al层的深度方向的延续，并且将其定义为富Al层中硬质颗粒的体积比。
<衍射峰>
在本实施方案中，当通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上分析富Al层时，富Al层在(111)面呈现最大峰。由此可以理解，在表面被覆切削工具中，富Al层中包含的大部分硬质颗粒为在相对于覆膜表面的法线方向向右或向左倾斜45°且在深度方向上也倾斜45°的方向上生长的晶体。因此，表面被覆切削工具可有效地具有高硬度并且抑制初始磨损。此外，富Al层在(111)面呈现最大峰，并且可具有显著地高硬度，并且因此耐磨性更加优异。具体而言，用以下方法对富Al层进行X射线衍射(XRD)：
首先，在从覆膜表面的法线方向的可分析的方向上，将待通过X射线衍射测量的物体或表面被覆切削工具设置于X射线衍射仪(商品名：“SmartLab”，由Rigaku Corporation制造)中。这样做时，当表面被覆切削工具在比富Al层更接近表面的一侧具有被覆覆膜的最外层时，表面被覆切削工具的覆膜具有磨削过的表面以使富Al层表面暴露，从而将切削工具置于X射线衍射仪中。可使用已知方法磨削覆膜表面。
随后，在以下所示的条件下，在覆膜表面的法线方向上分析表面被覆切削工具的富Al层。因此，可获得富Al层的X射线衍射峰的数据(在下文中，也称为“XRD数据”)。
测定方法：ω/2θ法
入射角(ω)：2°
扫描角(2θ)：30°至70°
扫描速率：1°/min
扫描步宽：0.05°
X射线源：Cu-Kα射线
光学系统属性：中等分辨率的准直光束
管电压：45kV
管电流：200mA
X射线照射范围：使用范围限制于2.0mm的准直器来照射前刀面的直径2mm的范围(注意：也可在相同条件下用X射线照射后刀面。)
X射线探测器：半导体探测器(商品名：“D/teX Ultra 250”，由RigakuCorporation制造)
在本实施方案中，例如如图5所示，富Al层的XRD数据以包含于富Al层中的硬质颗粒的(111)面作为最大峰呈现。具体而言，在图5中，可以理解，c-AlTiN的(111)面的峰出现的强度高于其他面。
当用含有上述形式的富Al层的覆膜被覆表面被覆切削工具时，其能够抑制初始磨损的原因尚不详细可知。然而，据推测如下：即，认为富Al层转变为多个纳米尺寸的团块形式的第一单元相以及介于第一单元相的团块之间的第二单元相显著抑制了由外部应力造成的位错运动，并且可因此在早期切削阶段抑制覆膜中的裂纹，并且当产生裂纹时，还有效地抑制裂纹向基材的发展。此外，覆膜将具有这样的粒状结构，其中(200)面为在覆膜表面的法线方向上分析的XRD中的最大峰，并且认为覆膜的韧性增强，并且有助于增强进一步抑制初始磨损的效果。
(压痕硬度)
在根据本实施方案的表面被覆切削工具中，覆膜的压痕硬度(在下文中也称为“膜强度”)可为30GPa(约3000kgf/mm2)以上。覆膜的压痕硬度更优选为35GPa。具有落于以上范围内的压痕硬度的覆膜使表面被覆切削工具的耐磨性增加。特别地，当切削诸如耐热合金之类的难切削材料时，切削工具可表现出优异的性能。覆膜的压痕硬度的上限没有特别的限制。例如，压痕硬度为30GPa至38GPa的覆膜使耐磨性和耐崩裂性之间的均衡性足够优异。
可使用纳米压痕法测定该压痕硬度。具体而言，使用纳米压痕法适用的超微小压痕硬度测试仪来测定压痕硬度。可如下计算压痕硬度：将压头沿垂直于覆膜的厚度方向的方向以预定负荷(例如30mN)推压至覆膜中，并且通过压头在覆膜中如此推压的压痕深度来计算压痕硬度。特别地，在测定富Al层的压痕硬度时，如果在覆膜的表面上存在诸如最外层之类的其他层，则可进行Calo测试、斜面抛光等以除去其他层，从而暴露出富Al层，并且可将以上方法应用于暴露的富Al层以测量压痕硬度。
<效果>
根据本实施方案的表面被覆切削工具(基材被具有包含如上所述的硬质颗粒的富Al层的覆膜被覆)可具有高硬度并且还产生了不易具有初始磨损的效果。因此，表面被覆切削工具可为稳定的并且具有长寿命。
<<表面被覆切削工具的制造方法>>
根据本实施方案的一种用于制造表面被覆切削工具的方法为这样的用于制造表面被覆切削工具的方法，所述表面被覆切削工具包括基材和形成在基材的表面上的覆膜，该覆膜包括一层或两层或多层，层中的至少一层为含有硬质颗粒的富Al层，当通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上对富Al层进行分析时，富Al层在(111)面呈现最大峰。用于制造表面被覆切削工具的方法包括：形成富Al层的步骤。该步骤包括通过CVD形成层状层的第一步骤，以及使层状层退火以获得富Al层的第二步骤。第二步骤包括升温步骤、退火步骤和冷却步骤。升温步骤包括以10℃/min以上的速率升高层状层的温度的操作。退火步骤包括在700℃以上1200℃以下对层状层退火0.1小时以上10小时以下以获得富Al层的操作。冷却步骤包括以20℃/min以上的速率对层状层进行快速冷却的操作。
包括上述步骤和操作的用于制造表面被覆切削工具的方法可制造具有高硬度并且也不易于具有初始磨损的表面被覆切削工具。在执行上述步骤时，用于制造表面被覆切削工具的方法可包括其他步骤。其他步骤可(例如)为基材制造步骤，诸如表面磨削、喷丸等的表面处理步骤，用于形成其他层的CVD步骤等。其他步骤可用常规已知的方法进行。
在本文中，优选地，包含在以上述制造方法制造的表面被覆切削工具中的“基材”、“覆膜”、“包含硬质颗粒的富Al层”等与在以上<<表面被覆切削工具>>部分描述的“基材”、“覆膜”、“包含硬质颗粒的富Al层”相同。在下文中，将详细描述本实施方案中每种类型的步骤。
<形成富Al层的步骤>
(第一步骤)
如上所述，用于制造表面被覆切削工具的方法包括形成富Al层的步骤。形成富Al层的步骤包括通过CVD形成层状层的第一步骤。层状层可(例如)通过使用图1所示的CVD装置而形成。在本文中，层状层为包含硬质颗粒的层，并且优选的是硬质颗粒含有第三单元相和第四单元相，这将在下文中描述。第三单元相和第四单元相交替堆叠于硬质颗粒中以形成层状相。在本说明书中，如上所述的这种构成可简单地表示如下：“层状层包含第三单元相和第四单元相”。
如图1所示，CVD装置1装配有设置台，该设置台使保持基材2的多个基材定位夹具3置于其上。用反应室4覆盖置于设置台上的基材2和基材定位夹具3。用温度控制器5围绕反应室4。温度控制器5控制反应室4中的温度。
CVD装置1装配有具有两个导入口6和7的导入管8。配置导入管8以贯穿配置有基材定位夹具3的设置台。在基材定位夹具3附近的部分形成多个通孔。导入管8通过导入口6、7接收气体，并且气体不会在其中混合而是穿过通孔，由此将气体导入到反应室4中。导入管8绕其轴线旋转。此外，CVD装置1装配有排气管9，以通过排气口10向外排出废气。反应室4中的夹具等通常由石墨制成。
在第一步骤中，优选使用上述CVD装置进行以下第一操作、第二操作和冷却操作。由此，可在覆膜中形成层状层，并且可获得含有该层状层的切削工具前体。此外，在形成层状层之前/之后，还可使用上述CVD装置在基材上形成诸如TiN层、Al2O3层等其他层。作为基材，可使用作为这种类型的基材常规已知的任何基材，因此，可以常规已知的方法进行生产。
[第一操作]
第一步骤优选包括通过在650℃以上850℃以下的温度和0.5kPa以上1.5kPa以下的压力下将第一混合气体和第二混合气体混合从而获得混合气体的第一操作。在第一操作中，包含含有Al的原料气体、含有Ti的原料气体和载气的第一混合气体通过导入口6被导入到CVD装置1中，从而进入导入管8。第一混合气体可包含含有C(碳)的原料气体。
此外，在第一操作中，包含含有N的原料气体和载气的第二混合气体通过导入口7被导入到CVD装置1中，从而进入导入管8。随后，第一混合气体和第二混合气体从导入管8被喷射到具有650℃以上850℃以下和0.5kPa以上1.5kPa以下的气氛的反应室4中，从而混合在一起以提供混合气体。
特别地，由于导入管8具有多个通孔，导入的第一混合气体和第二混合气体通过不同的通孔被喷射到反应室4中。在如此喷射第一混合气体和第二混合气体时，导入管8绕其轴线旋转，如图1中的旋转箭头所示。由此可获得第一混合气体和第二混合气体均匀混合在一起的混合气体。因此，第一混合气体和第二混合气体均匀混合在一起的混合气体可在第二操作(将在下文中描述)中沉积于设置在基材定位夹具3上的基材2的表面一侧。
作为含有Al的原料气体和含有Ti的原料气体，可适当地使用它们的氯化物气体。作为含有C的原料气体，可适当地使用诸如CH4和C2H4等烃类气体，作为含有N的原料气体，可适当地使用诸如氨气和N2等含氮气体。具体而言，第一混合气体优选包括AlCl3气体、TiCl4气体和H2气体。此外，除了上述气体之外，第一混合气体还可包括C2H4气体。第二混合气体优选包括NH3气体和Ar气体。
优选地，在具有这样的气氛的反应室内进行第一操作，其中炉内温度为700℃以上800℃以下。此外，炉内压力优选为1kPa以上1.5kPa以下。这将使混合气体把第一混合气体和第二混合气体更均匀地混合在一起。
[第二操作]
第一步骤优选包括在上述温度和压力范围内向基材表面喷射混合气体以形成层状层的第二操作。在第二操作中，混合气体中含有的原料(或元素)沉积于基材的表面上。因此，可在覆膜中形成层状层，并且可获得包含层状层的切削工具前体。
优选地，层状层包括第三单元相和第四单元相。优选地，第三单元相和第四单元相交替堆叠。具体而言，层状层优选具有多层结构，其中第三单元相和第四单元相重复堆叠。第三单元相由AlsTi1-s的氮化物或碳氮化物组成，并且Al的原子比s为0.7以上0.95以下。第四单元相由AltTi1-t的氮化物或碳氮化物组成，并且Al的原子比t为0.5以上且小于0.7。
例如，如图2所示，层状层具有由重复堆叠的第三单元相和第四单元相组成的多层结构，第三单元相显示为暗，因为它Al的原子比(Al/(Al+Ti))相对较高，第四单元相显示为亮，因为它Al的原子比低于第三单元相的Al的原子比。在此处，图2示出了如下所述获得的图像：将上述切削工具前体平行于前体的基材表面的法线方向进行切削，以获得横截面样品，并且用透射电子显微镜(TEM(商品名：“JEM-2100F”，由JEOL Ltd.制造))捕获出现在该横截面样品中的硬质颗粒的层状相。使用高角度环形暗场(HAADF)法捕获该显微图像，与上述的对在富Al层中的硬质颗粒所做的类似。因此，在Al的原子比较高的部分，显微图像显示为较暗。切削工具前体的横截面样品也可使用已知方法获得，例如，与获得表面被覆切削工具的横截面样品的方法相同。
在本文中，可通过调节混合在一起的原料气体的混合比从而控制第三单元相和第四单元相的组成。可通过调节每种原料气体的流量和沉积时间从而控制第三单元相和第四单元相的厚度以及它们的堆叠周期。可通过调节导入管8的旋转速率和沉积时间从而控制堆叠的第三单元相和第四单元相的数量。
[冷却操作]
第一步骤优选包括冷却操作。这是因为存在这样的情况：在独立于CVD装置1的热处理炉(例如，由石墨制成的炉)中，可能需要移动切削工具前体以进行将在下文中描述的第二步骤的每个步骤。已知的手段适用于冷却操作。例如，装配在CVD装置1上的温度控制器5可用于冷却设置在基材定位夹具3上的基材2。此外，冷却操作可通过放置基材从而自然冷却。通过该冷却操作，优选为将切削工具前体冷却至300℃以下。
(第二步骤)
根据本实施方案的用于制造表面被覆切削工具的方法包括使层状层退火以获得富Al层的第二步骤。第二步骤包括升温步骤、退火步骤和冷却步骤。通过包括这些步骤，可从含有具有层状相的硬质颗粒的层(层状层)中获得包含具有细线形式的第二单元相围绕多个团块形式的第一单元相的结构的硬质颗粒的富Al层。
[升温步骤]
升温步骤包括以10℃/min以上的速率升高层状层的温度的操作。在升温步骤中，例如，在从CVD装置中取出切削工具前体后，将其引入到上述热处理炉(例如，由石墨制成的炉)中，并且由石墨制成的炉的炉内温度以10℃/min以上的速率升温至700℃以上1200℃以下。升温速率低于10℃/min可能导致在退火步骤中(这将在下文中描述)富Al层的产率较低。升温速率更优选为15℃/min以上。升温速率的上限为30℃/min。如果升温速率超过30℃/min，则渗碳趋于使表面被覆切削工具整体的强度下降。
[退火步骤]
退火步骤包括将层状层在700℃以上1200℃以下退火0.1小时以上10小时以下从而获得富Al层的操作。在退火步骤中，进行热处理以将在该温度下加热至700℃以上1200℃以下的切削工具前体保持0.1小时以上10小时以下。因此，从层状相中，可获得这样的结构：其中细线形式的第二单元相围绕着多个团块形式的第一单元相。在低于700℃的温度进行并且保持少于0.1小时的退火步骤趋于为富Al层提供较低产率。在超过1200℃的温度进行并且保持多于10小时的退火步骤趋于使层状相发生相转变成为具有纤锌矿晶体结构的相。退火步骤优选为在850℃以上1100℃以下进行并且保持0.5小时以上2小时以下。但是，注意，虽然保持退火步骤，但退火步骤可在700℃至1200℃的范围内具有温度的波动，并且在本发明呈现其效果的范围内，波动可暂时小于700℃或超过1200℃。
[冷却步骤]
冷却步骤包括以20℃/min以上的速率快速冷却富Al层的操作。在冷却步骤中，可使用已知的冷却手段，只要该手段可以20℃/min以上的速率快速冷却富Al层。例如，上述石墨炉所配备的温度控制器可用于冷却已经过退火步骤的切削工具前体。在这样做时，优选在30分钟内将700℃以上1200℃以下的切削工具前体快速冷却至约室温(例如，约50℃)，并且因此优选以35℃/min以上的速率快速冷却富Al层。这可形成均匀包含硬质颗粒的富Al层，该硬质颗粒具有细线形式的第二单元相围绕多个团块形式的第一单元相的结构。快速冷却富Al层的速率的上限为50℃/min。当快速冷却富Al层的速率超过50℃/min时，由基材的热膨胀系数和覆膜的热膨胀系数之间的差异产生的热应力增加了出现裂纹的可能性并且可导致表面被覆切削工具整体的强度下降。
在冷却步骤中，冷却中的炉内压力优选为0.5MPa至0.9MPa。更优选为0.6MPa至0.8MPa。当冷却中的炉内压力落入以上范围内时，可增加冷却剂气体的粘度，并且强制对流可提高冷却速率。
根据本实施方案的用于制造表面被覆切削工具的方法可形成具有如上所述的包含硬质颗粒的富Al层的覆膜，并且从而在基材上形成覆膜以具有高硬度并且也不易于具有初始磨损。因此，表面被覆切削工具可为稳定的并且具有长寿命。
[实施例]
在下文中，将参考实施例更具体地描述本发明，然而本发明不限于此。
在本实施例中，制作覆膜的组成不同并且形成条件不同的样品1至15的表面被覆切削工具，并且进行性能评价。如下文所述，样品1至11对应实施例，并且样品12至15对应比较例。
<<表面被覆切削工具的制作>>
<基材的制备>
为了制作样品1至15的表面被覆切削工具，准备下表1所示的基材A。具体而言，将具有表1所示的共混组成的原料粉末均匀搅拌并且压制成型为预定形状，然后在1300℃至1500℃烧结1小时至2小时，以获得具有以下形状的硬质合金基材：SEET13T3AGSN-G(由Sumitomo Electric Hardmetal制造)。SEET13T3AGSN-G为铣削用替换型切削刀片的形状。
表1
<覆膜的形成>
(其他层的形成)
在以上获得的基材的表面上形成覆膜。具体而言，使用图1所示的CVD装置，将基材置于基材定位夹具3上，并且通过CVD在基材上形成覆膜。
对于样品1至13，在如下表2所示的条件下形成除富Al层以外的覆层(即，TiN、TiCN、Al2O3)。对于每个样品(样品1至13)，在基材上形成TiN、TiCN和Al2O3的层，其中每种原料气体在调整后的时间段内沉积，使得这些层具有将在下文中描述的表6所示的厚度。对于样品14和15的基材，在使用上述CVD装置形成TiN之后，使用由Al和Ti形成的靶(靶组成：Al:Ti＝60:40)通过PVD在基材上形成AlTiN膜。
表2
在以下条件下通过PVD在样品14和15的基材上形成AlTiN膜：
电弧电流：150V
偏压：-40A
室内压力：2.6×10-3Pa
反应气体：氮气
放置基材的旋转台的旋转速率：10rpm。
(富Al层的形成)
通过上述形成富Al层的步骤获得富Al层。具体而言，通过由CVD形成层状层的第一步骤和使层状层退火以获得富Al层的第二步骤形成富Al层。
[第一步骤]
首先，在第一步骤中形成层状层。如表3所示，在条件T1至T4的四个条件下形成层状层。在条件T1至T3下，混合气体由包括AlCl3气体、TiCl4气体和H2气体的第一混合气体和包括NH3气体和Ar气体的第二混合气体组成。在条件T4下，混合气体由包括AlCl3气体、TiCl4气体和H2气体，除此之外还包括C2H4气体的第一混合气体和包括NH3气体和Ar气体的第二混合气体组成。在条件T1至T4的每个条件下，混合气体中AlCl3/(AlCl3+TiCl4)的体积比，以及CVD装置1中的温度和压力条件如表3所示。
在第一步骤中，具体而言，将第一混合气体经CVD装置1的导入口6导入至导入管8，并且将第二混合气体经CVD装置1的导入口7导入至导入管8。随后，旋转导入管8，通过导入管8的通孔喷射第一混合气体和第二混合气体。因此，得到第一混合气体和第二混合气体均匀混合在一起的混合气体，并且混合气体沉积在基材表面侧从而形成层状层。
表3
如表3所示，例如在条件T1下，可形成这样的层状层：其中组成为Al0.8Ti0.2N且厚度为3.5μm的第三单元相和组成为Al0.65Ti0.35N且厚度为1.5μm的第四单元相重复堆叠，第三单元相和第四单元相的平均组成为Al0.75Ti0.25N。
在第一步骤中，如下文将描述的表6所示，对于样品1至4、6至8以及12，在条件T1下，在基材上形成层状层。对于样品5，在条件T2下，在基材上形成层状层。对于样品9和10，在条件T3下，在基材上形成层状层。对于样品11和13，在条件T4下，在基材上形成层状层。图2示出了样品1的层状层(或相)的透射电子显微镜图像。使用商品名为：“JEM-2100F(由JEOLLtd.制造)”作为透射电子显微镜。
[第二步骤]
此外，进行第二步骤以使层状层退火从而获得富Al层。如表4所示，在条件C1至C4的四个条件下形成富Al层。在条件C1至C4的每一个条件下，进行第二步骤，使得升温步骤中的升温速率、退火步骤中的退火温度、退火时间和退火气氛、以及冷却步骤中的冷却速率以及冷却时的炉内压力如表4所示。
表4
热处理条件 条件C1 条件C2 条件C3 条件C4
升温速率(℃/min) 10 15 20 10
退火温度(℃) 900 1000 1100 850
退火时间(min) 60 30 10 120
退火气氛 Ar Ar Ar Ar
冷却速率(℃/min) 40 40 50 30
冷却时的炉内压力(MPa) 0.9 0.9 0.95 0.75
如表4所示，在条件C1下，例如，以10℃/min的升温速率加热层状层，并且在900℃退火60分钟从而得到富Al层，并且以40℃/min的冷却速率和0.9MPa的炉内压力冷却该富Al层。
在第二步骤中，如下文所述的表6所示，对样品1和5的层状层应用条件C1，从而获得富Al层。对样品2和6至8的层状层应用条件C2，从而获得富Al层。对样品3、9和10的层状层应用条件C3，从而获得富Al层。对样品11的层状层应用条件C4，从而获得富Al层。样品12和13的层状层没有进行第二步骤。样品14的由PVD形成的AlTiN膜也没有进行第二步骤。然而，注意，对样品15的由PVD形成的AlTiN膜进行了热处理，使得其在条件C1下加热、退火和冷却。图3示出了样品1的富Al层中的硬质颗粒的透射电子显微镜图像。使用商品名为：“JEM-2100F(由JEOL Ltd.制造)”作为透射电子显微镜。
(表面处理)
此外，样品7和8分别在表5所示的条件下通过喷丸进行表面处理，以对其覆膜施加压缩应力。
表5
通过如上所述在各个基材上形成覆膜，制作样品1至15的表面被覆切削工具。将它们列于表6中。表6表明，例如，样品1为这样的表面被覆切削工具：其中在基材A上直接形成1μm厚的TiN层作为下底层并且在TiN层上形成10μm厚的富Al层。样品1的表面被覆切削工具具有通过在条件C1下使在条件T1下形成的层状层退火而获得的富Al层。
此外，该表表明，例如，样品9为这样的表面被覆切削工具：其中在基材A上直接形成1μm厚的TiN层作为下底层，在TiN层上形成3μm厚的Al2O3层，并且在Al2O3层上形成5μm厚的富Al层。样品9的表面被覆切削工具具有通过在条件C3下使在条件T3下形成的层状层退火而获得的富Al层。该表表明，例如，样品10为这样的表面被覆切削工具：其中在基材A上直接形成0.5μm厚的TiN层作为下底层，在TiN层上形成2μm厚的TiCN层，在TiCN层上形成2μm厚的Al2O3层，并且在Al2O3层上形成5μm厚的富Al层。样品10的表面被覆切削工具具有通过在条件C3下使在条件T3下形成的层状层退火而获得的富Al层。
表6
<<表面被覆切削工具的评价>>
<富Al层的观察>
首先，对于样品1至11的表面被覆切削工具，通过X射线衍射在覆膜表面的法线方向上分析富Al层，从而检测哪个晶面呈现最大衍射峰。结果，样品1至11中每一个的表面被覆切削工具的富Al层都在(111)面呈现最大衍射峰。例如，图5示出了样品1的表面被覆切削工具的富Al层的X射线衍射结果。预期样品1至11的表面被覆切削工具具有优异的耐磨性，并且当切削诸如耐热合金等的难切削材料时，可表现出优异的性能。
此外，用上述透射显微镜观察样品1至11的表面被覆切削工具的富Al层，并且用该透射显微镜所附带的EDX进行元素分析。从而测定富Al层的第一单元相中的峰的Al原子比x(取平均值)、富Al层的第二单元相中的谷的Al原子比y(取平均值)和在<100>取向上第一单元相的尺寸(取平均值)。其结果示于表7中。另外，用上述方法检测样品1至11的表面被覆切削工具的膜强度(或压痕硬度)。其结果也示于表7中。
样品12至15的表面被覆切削工具没有富Al层，因此，不对它们进行如上所述的X射线衍射分析、EDX元素分析或在<100>取向上第一单元相的尺寸测量。然而，注意，用上述方法评价样品12至15的表面被覆切削工具的膜强度(或压痕硬度)。其结果示于表7中。
注意，如上述表6所示，样品12为这样的表面被覆切削工具：其中用作为下底层的TiN层被覆的基材A仅经条件T1而形成覆膜，并且样品13为这样的表面被覆切削工具：其中用作为下底层的TiN层被覆的基材A仅经条件T4而形成覆膜。样品14为这样的表面被覆切削工具：其中用作为下底层的TiN层被覆的基材A经上述条件的PVD而形成AlTiN层，并且样品15为这样的表面被覆切削工具：其中用作为下底层的TiN层被覆的基材A经上述条件的PVD形成AlTiN层，随后在条件C1下进行热处理而形成覆膜。
表7
从表7中可知，例如，样品1具有由硬质颗粒组成的富Al层，该硬质颗粒具有呈现Al的原子比x为0.9(即，Al0.9Ti0.1N)的峰的第一单元相和呈现Al的原子比y为0.56(即，Al0.56Ti0.44N)的谷的第二单元相。此外，第一单元相在<100>取向上的尺寸为4nm。样品1的富Al层的膜强度(或压痕硬度)为39GPa。
此外，根据表7，样品1至11各自的富Al层的膜强度优于样品12至15的膜强度。
<切削测试>
随后，在以下切削条件下对样品1至15的表面被覆切削工具进行切削测试(耐磨性测试)：具体而言，在如下所示的条件下使用样品1至15的表面被覆切削工具(形状：SEET13T3AGSN-G)来测定直到切削工具的后刀面磨损量(Vb)为0.30mm时的可切削时间。其结果示于表8中。该表示出了可切削时间较长的表面被覆切削工具抑制了初始磨损，并且因此具有较大的耐磨性。
<切削条件>
工件：FCD块状材料
切割器：WGC4160R(由Sumitomo Electric Hardmetal制造)
周速：350m/min
进给速率：0.4mm/s
切削深度：1.0mm
切削液：无
表8
从表8中可知，当将样品1至11(或实施例)的表面被覆切削工具与样品12至15(或比较例)的表面被覆切削工具进行比较时，可看出前者抑制初始磨损更佳，并且因此具有更大的耐磨性。
因此，虽然已经对本发明的实施方案和实施例进行了描述，但最初还计划在适当时组合实施方案和实施例的构成。
应该理解，本文公开的实施方案和实施例在任何方面仅用于说明的目的，并且以非限制性的方式进行了描述。本发明的范围由权利要求的权项来限定，而不是由以上描述限定，并且旨在包括在与权利要求的权项等同的含义和范围内的任何修改。
参考标记列表
1CVD装置，2基材，3基材定位夹具，4反应室，5温度控制器，6、7导入口，8导入管，9排气管，10排气口。

Claims (6)

1.一种表面被覆切削工具，包括基材以及形成在该基材的表面上的覆膜，
所述覆膜包括一层或两层或多层，
所述层中的至少一层为包含硬质颗粒的富Al层，
所述硬质颗粒具有氯化钠型晶体结构，并且包含多个团块形式的第一单元相以及介于所述第一单元相的所述团块之间的第二单元相，
所述第一单元相由AlxTi1-x的氮化物或碳氮化物组成，
所述第一单元相的Al的原子比x为0.7以上0.96以下，
所述第二单元相由AlyTi1-y的氮化物或碳氮化物组成，
所述第二单元相的Al的原子比y超过0.5并且小于0.7，
当通过X射线衍射在所述覆膜表面的法线方向上对所述富Al层进行分析时，所述富Al层在(111)面呈现最大峰。
2.根据权利要求1所述的表面被覆切削工具，其中所述硬质颗粒占所述富Al层的50体积％以上。
3.根据权利要求1或2所述的表面被覆切削工具，其中所述第一单元相在其<100>取向上的尺寸为2nm以上15nm以下。
4.一种用于制造表面被覆切削工具的方法，所述表面被覆切削工具包括基材以及形成在该基材的表面上的覆膜，
所述覆膜包括一层或两层或多层，
所述层中的至少一层为包含硬质颗粒的富Al层，
当通过X射线衍射在所述覆膜表面的法线方向上对所述富Al层进行分析时，所述富Al层在(111)面呈现最大峰，所述方法包括以下步骤：
形成所述富Al层，
形成所述富Al层的步骤包括
通过CVD形成层状层的第一步骤，以及
使所述层状层退火以获得所述富Al层的第二步骤，
所述第二步骤包括升温步骤、退火步骤和冷却步骤，
所述升温步骤包括以10℃/min以上的速率升高所述层状层的温度的操作，
所述退火步骤包括在700℃以上1200℃以下对所述层状层退火0.1小时以上10小时以下，以获得所述富Al层的操作，
所述冷却步骤包括以20℃/min以上的速率对所述富Al层进行快速冷却的操作。
5.根据权利要求4所述的用于制造表面被覆切削工具的方法，其中
所述第一步骤包括
在650℃至850℃范围内的温度以及施加0.5kPa至1.5kPa范围内的压力的条件下，将第一混合气体和第二混合气体混合从而获得混合气体的第一操作，以及
在所述温度和施加的所述压力的条件下，向所述基材的表面喷射所述混合气体以形成所述层状层的第二操作，并且
所述第一混合气体包括AlCl3气体、TiCl4气体和H2气体以及
所述第二混合气体包括NH3气体和Ar气体。
6.根据权利要求4或5所述的用于制造表面被覆切削工具的方法，其中
所述层状层包含第三单元相和第四单元相，
所述第三单元相和所述第四单元相交替地堆叠，
所述第三单元相由AlsTi1-s的氮化物或碳氮化物组成，
所述第三单元相的Al的原子比s为0.7以上0.95以下，
所述第四单元相由AltTi1-t的氮化物或碳氮化物组成，且
所述第四单元相的Al的原子比t为0.5以上且小于0.7。
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