(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
超硬合金本体及び被膜を含む切削工具インサートにおいて、
前記超硬合金本体がＷＣと、４〜１２ｗｔ％のＣｏと、周期表の第ＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属の立方晶系炭化物５〜１０ｗｔ％とを含み、且つ０．７９〜０．９０のＳ値（ここでＳ値は結合相中のＷの濃度に関するものであり、Ｓ値＝σ／１６．１として表わすことができ、式中σはμＴｍ3ｋｇ-1単位の結合相の磁気モーメントである）と９〜１８ｋＡ／ｍの飽和保磁力を有し、前記超硬合金本体の少なくとも１つの表面が、被膜に隣接して前記立方晶系炭化物を基本的に含まない厚み５〜５０μｍの結合相富化表面領域を有し、前記被膜の少なくとも１層は、２〜１２の長さ／幅比をもつ柱状粒子から成る厚み１〜２０μｍの核生成したα−Ａｌ2Ｏ3層であり、前記α−Ａｌ2Ｏ3層はテクスチャー係数ＴＣ（０００６）を有し、
ＴＣ（０００６）≧１．３３ ln ｈ＋２であり、
式中のｈはμｍ単位の前記α−Ａｌ2Ｏ3層の厚みであり、且つＴＣ（０００６）は、次のように定義され
【数１】
0005519111.tif 000004
Ｉ（ｈｋｉｌ）は、（ｈｋｉｌ）反射の測定強度であり、
Ｉ０（ｈｋｉｌ）は、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．４６−１２１２に従った標準強度であり、
ｎは、計算中に使用された反射回数であり、
使用された（ｈｋｉｌ）反射は、
【数２】
0005519111.tif 000005
であり、
前記被膜が、ＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＣＶＤ−ＨｆＮ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｚｒ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）またはこれらの組合せでできた厚み１〜２０μｍの本体に隣接する第１層、及び前記第１層に隣接する前記α−Ａｌ2Ｏ3層を含んで成ることを特徴とする切削工具インサート。
【請求項２】
５〜３０μｍの厚みをもつ結合相富化表面領域が基本的に、被膜に隣接して立方晶系炭化物を含まず、前記第１層に隣接する前記α−Ａｌ2Ｏ3層の少なくとも１層が、２から１２の長さ／幅比及びＴＣ（０００６）≧５をもつ柱状粒子から成る厚み４〜１５μｍの前記α−Ａｌ2Ｏ3層であることを特徴とする請求項１に記載の切削工具インサート。
【請求項３】
５〜３０μｍ未満の厚みをもつ結合相富化表面領域が基本的に、前記被膜に隣接して立方晶系炭化物を含まず、前記第１層に隣接する前記α−Ａｌ2Ｏ3層の少なくとも１層が、２〜１０の長さ／幅比及びＴＣ（０００６）≧４をもつ柱状粒子から成る厚み４μｍ未満の前記α−Ａｌ2Ｏ3層であることを特徴とする請求項１に記載の切削工具インサート。
【請求項４】
前記α−Ａｌ2Ｏ3層が１．０μｍ未満のＲａ値をもつ最上層であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
【請求項５】
０．５〜３μｍの厚みをもつＴｉ、Ｔｒ及びＨｆの少なくとも１種の炭化物、窒化物、炭窒化物またはカルボキシ窒化物の層が前記α−Ａｌ2Ｏ3層の上にあることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
【請求項６】
前記層が、１．０μｍ未満のＲａ値をもつ最上層であることを特徴とする請求項５に記載の切削工具インサート。
【請求項７】
周期表の第ＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属の立方晶系炭化物６．５〜９．５ｗｔ％及び６〜９ｗｔ％のＣｏという組成を特徴とし、ここで最上層が、２〜１５の長さ／幅比及び４．５以上のＴＣ（０００６）をもつ柱状粒子から成り、厚みが４〜７μｍであり、１．０μｍ未満のＲａ値をもつ、湿式ブラストされたα−Ａｌ2Ｏ3層であり、前記被膜はさらに、厚み４〜１０μｍのＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）またはその組合せから成る前記超硬合金本体に隣接する第１層が含まれていることを特徴とする請求項１に記載の切削工具インサート。
【請求項８】
周期表の第ＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属の立方晶系炭化物５〜１０ｗｔ％及び４〜６ｗｔ％のＣｏという組成を特徴とし、ここで最上層が、２〜２０の長さ／幅比及び５．０以上のＴＣ（０００６）をもつ柱状粒子から成り、厚みが６〜１５μｍであり、１．０μｍ未満のＲａ値をもつ、湿式ブラストされたα−Ａｌ2Ｏ3層であり、前記被膜はさらに、厚み４〜１５μｍのＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）またはその組合せから成る前記超硬合金本体に隣接する第１層が含まれていることを特徴とする請求項１に記載の切削工具インサート。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械的制約条件が著しく変動する例えば鋼（低合金鋼及び硬化鋼）及び鋳鉄特にノジュラー鋳鉄の旋削といった広範な金属切削作業において有用なテクスチャー（組織）で硬化したα−Ａｌ2Ｏ3層及び靭性表面領域を備える基板を組合せた、被覆超硬合金インサートに関する。
【背景技術】
【０００２】
工業規模でのα−Ａｌ2Ｏ3多形体の制御は、米国特許第５，１３７，７７４号に基づいた商業的製品で１９９０年代の始めに達成された。その後この特許の改良は、好ましいテクスチャーを備えるα−Ａｌ2Ｏ3を堆積するために用いられた。米国特許第５，６５４，０３５号では（１０−１２）テクスチャーをもつアルミナ層が、または、米国特許第５、９８０、９８８号では（１１−２０）テクスチャーをもつアルミナ層が開示されている。米国特許第５，８６３，６４０号では、（１０−１２）、（１０−１４）及び（１１−２０）テクスチャーが開示されている。米国特許第６、３３３、１０３号は、（１０−１（１０））平面上のα−Ａｌ2Ｏ3の粒子生成及び成長を制御するための改良された方法について記述している。米国特許第６，８６９，６６８号は、テクスチャー改良剤（ＺｒＣｌ4）を用いて、α−Ａｌ2Ｏ3内に強い（１０−１０）テクスチャーを得るための方法について記述している。上述の先行技術過程は全て、約１０００℃という被覆温度を使用する。米国特許第７，０９４，４４７号は、顕著な（１０−１２）テクスチャーを達成するための技術について記述している。顕著な（１０−１４）及び（１１２６）テクスチャーを生み出すための増強された被覆技術が、それぞれ米国特許第２００６／０１９９０２６号及び米国特許第２００６／０１４１２７１号に開示されている。しかしながら、（０００１）テクスチャーの指標である（０００６）回折ピークは、以前に観察されていなかった。米国特許第２００７／１０４９４５号では、（０００１）テクスチャー加工されたアルミナ層が開示されている。（１０−１２）、（１０−１４）及び（０００１）テクスチャー加工されたアルミナ層は比較され、（０００１）テクスチャーがその他のテクスチャーよりも優れていることがわかっている。
【０００３】
被覆に先立ち超硬合金切削工具インサートの上部部分内に靭性ある結合相富化表面領域を生成する方法は、一般に勾配焼結と呼ばれている。該結合相富化表面領域を生成するのに使用される過程としては２つのタイプが存在する。すなわち、
（ｉ）表面近くでの立方晶系炭化物相の溶解によるもの（Ｎ−勾配）、米国特許第４，２７７，２８３号、米国特許第４，６１０，９３１号、米国特許第４，８３０，９３０号及び米国特許第５，１０６，６７４号、
（ｉｉ）制御された冷却または脱炭による（Ｃ勾配）、米国特許第５，１０６，６７４号及び米国特許第４，８３０，９３０号。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
新しい法律／規則により、金属機械加工における冷却用潤滑油の使用のコストは増大することになる。このことが乾式機械加工を促進させる。その代り、これにより、さらに温度耐性ある被覆された超硬合金に対する需要は増大することになり、一般に金属切削業界は新しい代替的方法を考慮せざるを得なくなる。以下に記すのは、市場における最も重要な傾向である。
・生産性増大のためのより高い切削速度。
・コスト削減及び環境の見地から見た乾式機械加工及び／または最少油量潤滑（ＭＱＬ）。
・部材及び構造の軽量化のための難加工材料すなわち高強度材料。
【０００５】
これらの傾向は全て、変性耐性及び靭性と合わせて、耐摩耗性についての要求を高くしている。その高い化学安定性及び有利な熱特性のため、Ａl2Ｏ3は、高速金属切削のための理想的な被膜材料である。上述の市場における傾向に起因して、増強された靭性と合わせて増強された耐摩耗性に対する要求が浮き彫りにされている。
【０００６】
本発明の目的は、変形耐性及び靭性と合わせて耐摩耗性が改善された改良型アルミナ被膜超硬合金工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
今や驚くべきことに、結合相富化基板と組合せて、テクスチャー硬化効果の最大限の利点を達成できるということが発見された。このような超硬合金上に適用された場合、（０００１）テクスチャー硬化α−Ａl2Ｏ3は明らかに先行技術より優れた性能を示す。コバルト富化の効果は、（０００１）テクスチャーの存在により強化される。もう１つの驚くべき効果は、切削エッジが塑性変形を起こす傾向を（０００１）テクスチャーが明らかにを減少させるということにある。
【０００８】
かくして、本発明は、結合相富化表面領域をもつ超硬合金とテクスチャー硬化α−Ａｌ2Ｏ3層を組合せている。以下のものを含む切削工具インサートが提供される。
【０００９】
ａ）超硬合金本体
本発明に従うと、４〜１２、好ましくは５〜９、最も好ましくは６〜７ｗｔ％のＣo、周期表のＩＶｂ、Ｖｂ及びＶＩｂ群からの金属、好ましくはＴi、Ｎｂ及びＴaの立方晶系炭化物５〜１０、好ましくは７．５〜９．５ｗｔ％、そして残りはＷＣ、好ましくは８３〜８７ｗｔ％のＷＣという組成をもつ超硬合金本体から成る被覆された切削工具インサートが提供される。ＴａとＮｂの重量濃度間の比率は１．０〜３．０の間、好ましくは１．５〜２であり、Ｔｉ及びＮｂのそれは０．５〜２．０、好ましくは０．８〜１．２である。
【００１０】
コバルト結合相は好ましくはタングステンで高合金化されている。結合相中のＷの濃度は、Ｓ値＝σ／１６．１として表わすことができ、式中σはμＴｍ3ｋｇ-1単位の結合相の磁気モーメントである。Ｓ値は、結合相内のタングステンの含有率により左右され、タングステン含有率の減少と共に増大する。かくして、純粋コバルトについて、或いは炭素で飽和した結合剤についてＳ＝１である。さらに、η−相の形成に対する境界線に対応する量でＷを含有する結合相についてはＳ＝０．７８であることが指摘される。Ｓは、０．７８という境界線値よりもわずかに高いもの、好ましくは０．７９〜０．９０の範囲内、最も好ましくは０．８０〜０．８５の範囲内とすべきである。
【００１１】
飽和保磁力として表わされる平均ＷＣ粒子サイズは９〜１８、好ましくは１０〜１５、最も好ましくは１１〜１３ｋＡ／ｍである。
【００１２】
ｂ）結合相富化表面領域
超硬合金バルクの表面領域内の結合相富化層の厚みは、５〜５０、好ましくは１０〜３０、最も好ましくは１５〜２５μｍである。これは、バルクの公称結合相含有量のものの１．２〜２．５倍の範囲内の平均結合相含有率を有し、基本的に立方晶系炭化物を含まない。
【００１３】
ｃ）α−Ａｌ2Ｏ3層
被膜は、テクスチャー硬化α−Ａｌ2Ｏ3層である少なくとも１層を含む１種以上の耐熱層で構成されている。α−Ａｌ2Ｏ3層の厚みは１〜２０、好ましくは２〜１５、より好ましくは４〜１２そして最も好ましくは４〜７μｍである。α−Ａｌ2Ｏ3層は、強い（０００１）テクスチャーをもつ柱状粒子で構成されている。アルミナ粒子の長さ／幅比は、層の厚みに左右され、２〜１２、好ましくは２〜１０である。α−Ａｌ2Ｏ3層は、ＣｕＫｒ放射線が用いられる場合、２Ｑ＝４１、６７５°で（０００６）回折ピークにより特徴づけられる。（１０−１２）、（１０−１４）、（１１−２０）、（１１−２３）、（１１−２６）及び（３０−３０）といったようなその他の一般的回折ピークは低い強度を示す。アルミナ層についてのテクスチャー係数（ＴＣ）は以下の式（１）に従って決定される。
【数１】
0005519111.tif 000002
として定義され、ここで、
Ｉ（ｈｋｉｌ）は、（ｈｋｉｌ）反射の強度であり、
Ｉｏ（ｈｋｉｌ）は、ＪＣＰＤＳカードのＮｏ．４６−１２１２に従った標準強度であり、
ｎ＝計算中に使用された反射回数であり、使用された（ｈｋｉｌ）反射は
【数２】
0005519111.tif 000003
である。従ってｎ＝６であり、テクスチャー係数の最大値は６である。
【００１４】
ＴＣ（０００６）反射についてのＴＣ値がより多くの数のアルミナ層について測定され、得られた値が層の厚みの１関数として表わされた時点で、以下の曲線を実験データと適合させることができた。従って、好ましいＴＣ（０００６）値を次のように表わすことができる。
TC(0006)≧1.33 In h＋2,h∈[1,20] (2)
【００１５】
上式（２）は、厚みｈが約１から２０μｍまで変動する実験的層から得られた最低のＴＣ（０００６）値を表わしている。ＴＣ（０００６）が等式（２）から得られるものより大きい場合、より良い性能が得られるということが指摘される。例えば、厚みｈが４μｍ以上である場合４超、好ましくは５超のＴＣ（０００６）値が好まれる。切削試験は、ＴＣ（０００６）≧５である場合に、増強された性能が得られるということを明らかに示している。これらの状況は、ＣＶＤ過程が核生成及び成長に関して適切に制御された場合に得ることができる。さらに、式（２）から明白であるように、ここでも又ＣＶＤ過程が適切に制御されることを条件として、ＣＶＤ層の厚みが大きくなればなるほど（０００６）ピークの強度及びＴＣ（０００６）が一般に高くなるということが指摘される。３超好ましくは４超のＴＣ（０００６）は、４μｍ未満の比較的薄いアルミナ層について受容可能である。テクスチャー硬化ＣＶＤアルミナ層は、約０．５〜１．０ＧＰaの引張り残留応力下にある。本発明に従ったα−Ａｌ2Ｏ3層は、被覆された状態のα−Ａｌ2Ｏ3に関するものであるということが強調される。
【００１６】
α―Ａｌ2Ｏ層にさらに、Ａｌ2Ｏ3スラリーを用いて湿式ブラストすることで得ることのできる光沢ある好ましくは黒色の表面仕上げを特徴とする。Ｒａとして表わされる表面粗度は、１．０μｍ未満、好ましくは０．７μｍ未満、最も好ましくは０．５μｍ未満であるべきである。
【００１７】
ｄ）被膜
本発明にしたがう被膜は、１〜２０、好ましくは５〜１０、最も好ましくは５〜８μｍの厚みをもつＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｂ，Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＨｆＮまたはその組合せ、好ましくはＴｉ（Ｃ，Ｎ）の基板に隣接する第１層を含む。前記第１層に、好ましくは外部表面に向かってアルミニウム含有率が増大する厚み０．５〜１μｍの（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）の結合層により終結される。好ましくは、３μｍ未満、好ましくは０．５〜２μｍの厚みで、前記第１層と基板の間にＴｉＮの中間層が存在する。
【００１８】
一つの実施態様においては、上述のテクスチャー硬化α−Ａｌ2Ｏ3層は最上層である。もう１つの実施態様においては、上述のテクスチャー硬化α−Ａｌ2Ｏ3層の上に約０．５〜３μｍ、好ましくは０．５〜１．５μｍの厚みを有するＴｉ、Ｚｒ及びＨｆのうちの１種以上の炭化物、窒化物、炭窒化物またはカルボキン窒化物の層が存在する。この場合も同様に、被膜表面は上述の通りのＲａとして測定された表面粗度を有する。
【００１９】
ｅ）好ましい実施態様
１つの好ましい実施態様においては、切削工具インサートは、周期表の第ＩＶＢ、ＶＢ及びＶＩｂ群からの金属の立方晶系炭化物６．５〜９．５ｗｔ％及び６〜９ｗｔ％のＣｏという組成を有し、ここで最上層は、２〜１５の長さ／幅比及び４．５以上のＴＣ（０００６）をもつ柱状粒子から成る厚み４〜７μｍで湿式ブラストされた（Ｒａ＜１μｍ）α−Ａｌ2Ｏ3層である。被膜にはさらに、厚み４〜１０μｍ好ましくは５〜７μｍのＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）またはその組合せ好ましくはＴｉ（Ｃ，Ｎ）から成る超硬合金基板に隣接する第１層が含まれている。
【００２０】
もう１つの好ましい実施態様においては、切削工具インサートは、周期表の第ＩＶＢ、ＶＢ及びＶＩＢ群からの金属の立方晶系炭化物５〜１０ｗｔ％及び４〜６ｗｔ％のＣｏという組成を有し、ここで最上層は、２〜２０の長さ／幅比及び５．０以上のＴＣ（０００６）をもつ柱状粒子から成る厚み６〜１５μｍで湿式ブラストされた（Ｒａ＜１μｍ）α−Ａｌ2Ｏ3層である。被膜にはさらに、厚み４〜１５μｍ好ましくは５〜１０μｍのＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤ−ＴｉＮ、ＣＶＤ−ＴｉＣ、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤ−（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）またはその組合せ好ましくはＴｉ（Ｃ，Ｎ）から成る超硬合金基板に隣接する第１層が含まれている。
【００２１】
ｆ）方法
本発明は同様に、立方晶系相を基本的に含まない結合相富化表面領域を伴う立方晶系炭窒化物、ＷＣ、Ｃoの結合相から成る超硬合金基板そして被膜を含む、本明細書にしたがう切削工具インサートの製造方法にも関する。４〜９好ましくは５〜８、最も好ましくは６〜７ｗｔ％のＣo、及び周期表のＩＶＢ、ＶＢ及びＶＩＢ群からの金属、好ましくはＴi、Ｎb及びＴaの立方晶系炭化物６〜１０、好ましくは６．５〜９．５、最も好ましくは７．５〜９ｗｔ％、そして残りはＷＣ、好ましくは８４〜８８ｗｔ％のＷＣを含有する粉末混合物。Ｔa及びＴbの重量濃度間の比率は１．０〜３．０の範囲内、好ましくは１．５〜２の範囲内にある。ＴiとＮbの重量濃度間の比率は、０．５〜１．５、好ましくは０．８〜１．２の範囲内である。充分に制御された量の窒素が例えば窒化物といった粉末を通して添加されるかまたは例えば窒素ガスを用いて炉の中で現場内窒化を実施することによって添加される。添加すべき窒素の最適量は、超硬合金の組成、特に立方晶系相の量に左右される。正確な条件は、或る程度は、使用中の焼結用機器の設計により左右される。所望の結果を得るために本明細書にしたがう焼結過程及び窒素添加を決定し修正するのは、当業者の範疇に入ることである。
【００２２】
粉末材料は、所望のＳ値が得られるような形でタングステンまたは炭素及び加圧成形剤と混合され、混合物は、所望の特性をもつ粉末材料を得るべく湿式粉砕され噴霧乾燥させられる。その後、粉末は圧密され焼結される。焼結は１３００℃〜１５００℃の温度で、約５０ｍｂａｒの制御された雰囲気内で実施され、その後冷却される。
【００２３】
エッジ丸めを含む従来の焼結後処理の後に、ＣＶＤ及びＭＴＣＶＤ技術を用いて被膜が適用される。第１層は、任意には、基板に隣接した厚み３μｍ未満、好ましくは０．５〜２．０μｍの薄いＴｉＮ層そして付加的にはアルミナ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）界面の下０．５〜２．５μｍのところに位置する厚み３μｍ未満、好ましくは０．５〜２．０μｍのもう１つの任意のＴｉＮ層を含む、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明は同様に、（０００１）テクスチャーを有し８５０〜１０５０℃の温度範囲内、好ましくは９００〜１０００℃でテクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層を生産する洗練された方法にも関する。α−Ａｌ2Ｏ3層は、好ましくは外部表面に向かってアルミニウム含有率が増大する（Ｔｉ、Ａｌ）（Ｃ、Ｏ、Ｎ）の結合層の上に被覆されている。この層の上に、制御されたＯの含有率でＴｉ（Ｃ、Ｏ）層が被覆されている。ＡＬＤ（原子層蒸着）において用いられるものと同じ要領で、非常に薄い酸化チタン核生成層が得られる。手順は以下の通りである。
（ｉ）好ましくはＡｌＣｌ3とあわせた、第１の前駆物質ＴｉＣｌ4の曝露段階、
（ｉｉ）パージ（Ｎ2）段階、
（ｉｉｉ）第２の前駆物質（Ｈ2Ｏ）の曝露段階、
（ｉｖ）パージ（Ｎ2）段階。（ｉ）と（ｉｉｉ）の段階の持続時間は各々１〜５分、好ましくは２分であり、（ｉｉ）と（ｉｖ）の段階は各々２〜１０分、好ましくは５分である。
【００２５】
α−Ａｌ2Ｏ3の被覆は、硫黄またはフッ素含有化合物無しで比較的長い３０〜１２０分、好ましくは６０分の核生成段階で開始される。α−Ａｌ2Ｏ3は、任意にはフッ素含有化合物ＳＦ６またはＨＦ、好ましくはＳＦ6と共に硫黄含有化合物Ｈ2ＳまたはＳＯ2好ましくはＨ2Ｓを用いてその所望の厚みまで成長させられる。α−Ａｌ2Ｏ3が適正に核生成されその後ＣＯ＋ＣＯ2気体混合物（ここでＣＯ量＝２．５〜５．５×ＣＯ2量）と共に比較的少量のこれらのドーパントを使用して被覆過程を行なった時点で、先行技術から知られているものよりも強い（０００１）成長テクスチャーを、制御された形で得ることができる。先行技術と比べた重要な差異は、核生成手順に加えて、α−Ａｌ2Ｏ3自体の成長の間も、テクスチャーが制御されているという点にある。ＣＯ／ＣＯ2比は、好ましい成長方向を維持するべくＣＶＤ過程中２．５から５．５まで漸進的に増大させられる。その結果、（０００１）テクスチャーはより強く、アルミナ層の表面微細構造は（１０−１２）及び（１０−１４）表面により終結されて、先の既知のものと異なっている。核生成及び成長の両方が正しく制御されているのではないかぎり、記述されたテクスチャーを得ることはできない。これは、（０００１）テクスチャ〔（０００６）回折ピーク）〕がこれまで知られていなかったという事実についての１つの考えられる説明である。
【００２６】
被覆作業の後、Ａｌ2Ｏ3スラリーを用いた湿式ブラストにより得ることのできる１．０μｍ未満、好ましくは０．７μｍ未満、最も好ましくは０．５μｍ未満のＲａとして表現される表面粗度をもつ、光沢のある好ましくは黒色の表面仕上げを得るように、最も外側の層は平滑化される。Ｒａ値は、湿式ブラストデータ、例えば圧力及び時間により容易に制御可能である。当然のことながら、考えられるその他の表面処理もいくつか存在し、これからも適用することができる。
【実施例】
【００２７】
実施例１
０．８３のＳ値に対応するＷで合金化された結合相を伴う、６．６ｗｔ％のＣＯ、３．６ｗｔ％のＴａＣ、２．２ｗｔ％のＮｂＣ、２．５ｗｔ％のＴｉＣ及び残りＷＣという組成をもつＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ５及びＳＮＵＮ１２０４０８型式の超硬合金インサートを、原料粉末の従来の粉砕、グリーンコンパクトの加圧成形及び後続する１４３０℃での焼結によって生産した。窒素をＴｉ（Ｃ，Ｎ）としての炭化物粉末に添加した。焼結後の微細構造の調査は、約２０μｍの厚みをもつ立方晶系炭化物の無い領域が形成されるということを示した（図２ａ）。飽和保磁力は、約１μｍの平均粒子サイズに対応する１１．８ｋＡ／ｍであった。この基板を「基板Ａ」と呼ぶ。
【００２８】
実施例２（比較例）
実施例１で使用されている通りの、ただし窒素添加の無い類似の粉末混合物から、ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ５及びＳＮＵＮ１２０４０８の型式のインサートを標準的な手順に従って加圧成形し焼結した。インサートを検査し、これらはＣｏ富化を全く示さなかった。平均粒子径は、実施例１と同じであった。この基板を「基板Ｂ」と呼ぶ。
【００２９】
実施例３
実施例１及び２からの超硬合金切削インサートを、ＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の層で被覆した。ＭＴＣＶＤ層の厚みは約６μｍであった。この層の上に、約６μｍのα−Ａｌ2Ｏ3から成る４つのαＡｌ2Ｏ3層を被覆させた。
ａ）（１０−１２）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3（先行技術に従ったもの）、
ｂ）（１０−１４）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3（先行技術に従ったもの）、
ｃ）（０００１）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3（本発明）、及び
ｄ）先行技術米国特許第２００７／１０４９４５号に従った（０００１）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3。
【００３０】
これらの層を層ａ、ｂ、ｃ及びｄと呼ぶことにする。例えば、層ａを伴う基板ＡはＡａと呼ばれる。層ｃを該発明に従って被覆させた。先行技術の過程を用いて層ｄを被覆させた。層ｃのために使用された過程は、（０００１）方向に沿ってより強い成長を結果としてもたらし、この層のα−Ａｌ2Ｏ3粒子の表面は、（０００１）表面（本発明）によって終結されなかった。
【００３１】
被覆された工具を、０．８μｍ未満のＲａ値までアルミナ粒子を用いて湿式ブラストした。図３は、湿式ブラスト前の層ｃの横断面ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。アルミナ層は、被膜の表面に平行な（０００１）平面（矢印で指し示した部分）をもつ柱状粒子で構成されている。図４は、表面形態の以上で論述した差異を実証する層ｃ及びｄのＳＥＭ表面画像を示している。
【００３２】
実施例４
Ｘ線回折を用いて層ａ）、ｂ）、ｃ）及びｄ）を研究した。Ｘ線回折パターンは図５に提示されている。層ａ）及びｂ）上の（０００６）回折ピークの不在に留意すべきである。ＴＣ（１０−１２）、ＴＣ（１０−１４）及びＴＣ（０００６）を決定した。結果は表１に提示されている。２つの異なる（０００１）テクスチャー加工されたアルミナ層が生産されたという点に留意されたい（強い（０００６）回折ピークを伴う層ｃ及びｄ）。層ｃは、該発明に従ったものである。
表１
層      ピーク指数(hkil)      TC(hikl)
ａ      （１０−１２）        ５．１６
ｂ      （１０−１４）        ４．２３
ｃ      （０００６）          ５．５５（本発明）
ｄ      （０００６）          ４．０２（先行技術）
【００３３】
実施例５
実施例１からの６０の超硬合金切削インサートをＭＴＣＶＤ−Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層で被覆グした。２、４、６、８、１０及び１５μｍという厚みで本発明に従ってα−Ａｌ2Ｏ3アルミナ層でこれらのうち１０個のインサートを被覆した（厚み１種類あたり１０個のインサート）。同一の過程を用いてアルミナ層を被覆させた。ＸＲＤにより回折ピーク強度を決定し、等式１を使用することによりＴＣ値を得た。結果は、表２に示されている。
表２
層厚み（μｍ）        ＴＣ（インサート１０個の平均）
２                    ３．４±０．４
４                    ４．９±０．６
６                    ５．２±０．５
８                    ５．４±０．４
１０                  ５．５±０．４
１５                  ５．７±０．２
【００３４】
実施例６
実施例１からの結合相富化基板上に被覆された層ａ）、ｂ）及びｃ）を、以下の条件下で溝付き棒材試験を用いて評価した。
加工対象物：円筒形溝付き棒材
材料：ＳＳ１６７２
インサートの型式：ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ５
切削速度：１３０ｍ／分
送り速度：一回転あたり０．１、０．１２５、０．１６、０．２０、０．２５、０．３１５、０．４、０．５、０．６３、０．８及び１．０ｍｍ、長さ１０ｍｍを切削した後に漸進的に増加。
切削深さ：２．０ｍｍ
備考：乾式旋削
工具寿命基準：エッジ破断に至るまで漸進的に送り速度を増大。各変形形態の１０のエッジをテストした。
【００３５】
結果は、送り速度（ｍｍ／回転）の関数としての残存したエッジの数を示す図６に提示されている。図６は、工具の特性にとって層のテクスチャーが重要であることを実証している。（０００１）テクスチャー硬化層は先行技術よりも優れた性能を示す。
【００３６】
実施例７
実施例１〜３からの被覆されたインサートを、断続的切削で旋削作業中の靭性に関してテストした。加工対象物の材料はＳＳ２３４３であった。
加工対象物：円筒形溝付き棒材
材料：ＳＳ２３４３
インサートに型式：ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ５
切削速度：７０ｍ／分
送り速度：一回転あたり０．１、０．１２５、０．１６、０．２０、０．２５、０．３１５、０．４、０．５、０．６３、０．８及び１．０ｍｍ、長さ１０ｍｍを切削した後に漸進的に増加。
切削深さ：２．０ｍｍ
備考：冷却材、各変形形態の１５のエッジをテストした。
【００３７】
表３から明白であるように、結合相富化基板上に本発明に従って層を被覆させた場合にエッジ靭性は著しく増強された。試験の結果は、該発明に従った層（層ｃ）が、結合相富化基板上に被覆された場合に先行技術（層a及びｂ）よりも明らかに優れた靭性を示すということを示した。
表３
基板／被膜        破断時の平均送り速度
Ａａ              ０．３１
Ａｂ              ０．４０
Ａｃ（本発明）    ０．６４（Ａｂと比較して＋６０％）
Ａｄ（先行技術）  ０．４９（Ａｂと比較して＋２３％）
Ｂａ              ０．１４
Ｂｂ              ０．２１
Ｂｃ              ０．２６（Ｂｂと比較して＋２４％）
Ｂｄ              ０．２４（Ｂｂと比較して＋１４％）
【００３８】
実施例８
層ａ）、ｂ）、ｃ）及びｄ）を、鋳鉄中での長手方向旋削におけるエッジチッピングに関してテストした。このタイプの鋳鉄は、このタイプの工具にとって好ましい加工対象物材料ではないにせよ、アルミナ層のエッジチッピング傾向を評価する目的で使用された。
加工対象物：円筒棒材
材料：ＳＳ０１３０
インサートに型式：ＳＭＵＮ１２０４０８
切削速度：２２０ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／回転
切削深さ：２．０ｍｍ
備考：乾燥旋削
【００３９】
２分及び６分の切削後にインサートを検査した。表４から明らかであるように、先行技術の製品のエッジ靭性は、層が本発明に従って生産された場合に著しく増強された。
表４
２分後のエッジ          ６分後のエッジ
ラインの剥離（％）      の剥離（％）
Ａａ        ８                      ２２
Ａｂ        ６                      １７
Ａｃ        ４                      ８
Ａｄ        ４                      １２
【００４０】
実施例９
実施３からの層ａ（先行技術）、ｃ（本発明）及びｄ（先行技術）を、冷却材を用いて普通の炭素鋼内での連続旋削においてテストした。以下の切削データを使用した。
加工対象物：円筒棒材
材料：ＳＳ１６７２
インサートタイプ：ＳＮＵＮ１２０４０８
切削速度：３２０ｍ／分
送り速度：０．４ｍｍ／回
切削深さ：２．０ｍｍ
工具寿命基準：側面摩耗＞０．３ｍｍ
該例は、耐摩耗性が、該発明に従ったより高いＴＣ（０００６）をもつアルミナ層についてより高いものであることを実証している。試験結果は、表５にまとめられている。
表５
実験的基板／被膜        工具寿命（分）
被膜Ａａ（先行技術）    ５．２
被膜Ａｃ（本発明）      １１．５
被膜Ａｄ（先行技術）    ８．２
【図面の簡単な説明】
【００４１】
【図１】本発明に従ったα−Ａｌ2Ｏ3層からＣｕＫｒ放射を用いることによって得られた４１．６７５°の２Ｑにおける（０００６）回折ピークを示す。
【図２ａ】Ｎ勾配での超硬合金の表面領域の未被覆で研磨済みの横断面の倍率１２００倍の光学顕微鏡写真である。白色相は結合相であり、明灰色はＷＣであり、暗灰色は立方晶系相である。
【図２ｂ】図２ａからの基板上に被覆させられたＴｉ（Ｃ，Ｎ）層上に被覆させられた本発明に従った被覆済みα−Ａｌ2Ｏ3の研磨された横断面の後方散乱電子を用いて得られた倍率１００００倍のＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図３】本発明に従ったテクスチャー硬化α−Ａｌ2Ｏ3層、実施例３からの被膜Ｃの横断面ＳＥＭ顕微鏡写真を示す。被膜表面にほぼ平行な（０００１）平面に矢印がついている。
【図４ａ】実施例３からの（０００１）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層ｄのＳＥＭ表面画像を示す。図４ｂの該発明に従った層、層ｃは、図４ａの先行技術に従った層、層ｄのように（０００１）平面により終結されていない。
【図４ｂ】実施例３からの（０００１）テクスチャー加工されたα−Ａｌ2Ｏ3層ｃのＳＥＭ表面画像を示す。図４ａの先行技術に従った層、層ｄは（０００１）平面により終結されている。
【図５】実施例４からのα−Ａｌ2Ｏ3層ａ、ｂ、及びｃのＸ線回折（ＸＲＤ）パターンを示す。
【図６】実施例７中の切削試験におけるｍｍ／ｒｅｖ単位の送り速度と無損傷切削エッジ数の関係を示す。
【図１】
0005519111.tif 000006
【図２ａ】
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【図２ｂ】
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【図３】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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【図５】
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【図６】
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