本发明涉及特别是在伴随高热发生的高速切削条件下进行各种钢或铸铁等的切削加工时，切削刃部发挥优异的耐热塑变形性的表面被覆硬质合金切削工具(下面，称为被覆硬工具)。

过去，一般地，已知的被覆超硬工具在以碳化钨(下面用WC表示)为主要成分由硬质合金构成的基体(下面称为超硬合金基体)表面有蒸镀形成的硬质被覆层，此硬质被覆层由以下(a)～(c)构成。
(a)下层，为具有3～20μm由下列中的1层或2层以上的叠层形成的Ti化物层：分别经化学蒸镀形成和/或物理蒸镀形成(下面简称蒸镀形成)的Ti的碳化物(下面用TiC表示)层、氮化物(下面同样用TiN表示)层、碳氮化物(下面用TiCN表示)层、碳氧化物(下面用TiCO表示)层、和碳氮氧化物(下面用TiCNO表示)层，(b)上层，为具有3～15μm的平均层厚且结晶结构为α型的蒸镀形成的氧化铝(下面用Al2O3表示)层，(c)进一步根据需要，由于其具有金黄色的色调，为了工具使用前后的识别，以平均层厚为0.5～2μm的蒸镀形成的TiN层作为表面层。
该被覆超硬工具，用于例如各种钢和铸铁等的连续切削和断续切削中也是已知的。
另外，一般地，构成上述被覆超硬工具硬质被覆层的Ti化物层或Al2O3层具有粒状结晶结构，进一步地例如正如特开平6-8010号公报和特开平7-328808号公报上所公开的，构成上述Ti化物层的TiCN层，为了提高该层自身的韧性，在常规的化学蒸镀装置中，使用含有有机碳氮化物的混合气体作为反应气，在700～950℃的中温温度范围内通过化学蒸镀形成，具有纵向生长结晶结构。
发明概述另一方面，近年来对切削加工工具的省力化和节能化，以及低成本化的要求增强，与此同时，与切削加工工具的高性能化相结合，切削加工正向高速化发展。在上述现有的被覆超硬工具中，将其用于常规条件下钢或铸铁等的连续切削或断续切削是没有问题的，但一旦将其用于高速切削加工，由于切削时发生的高发热，在切削刃部容易产生导致不均匀磨损的热塑变形，该结果促进了磨损的进行，导致的现状是在比较短的时间就达到了使用寿命。
发明详述因此，本发明者们，从上述观点出发，为了开发在高速切削加工中发挥优异的耐热塑变形性的被覆超硬工具，特别是着眼于对上述现有的被覆超硬工具进行研究，得到了下面①～③的研究结果。
①在硬质合金基体表面上，作为下层，在常规条件下，形成上述Ti化物层后，同样，在常规条件下，蒸镀形成结晶结构为κ型或θ型的Al2O3层，在此状态下加热处理，优选在Ar氛围气中，在1000℃以上温度维持规定时间实施加热处理，使上述κ型或θ型结晶结构变态为α型结晶结构，在生成的加热变态α型Al2O3层中加热变态生成的裂缝在层中均匀分散分布，上述加热变态α型Al2O3层内存在的多个裂缝的作用下，在高速切削时在产生的高热量起到绝热层的作用，抑制了上述高热量向超硬合金基体中的传递，从而使切削刃部的热塑变形得到明显的抑制，防止了不均匀磨损的发生，切削刃部可以得到正确的磨损形态，可以进行长期的切削加工。
②以该加热变态α型Al2O3层为中间层，在该中间层的表面，同样，在常规条件下，如果以α型Al2O3层作为上部层蒸镀形成的物质构成硬质被覆层，形成的被覆超硬工具中，由于蒸镀型的Al2O3层在与上述加热变态α型Al2O3层的界面，蒸镀的Al2O3充分进入到该加热变态产生的裂缝中，可以使上述加热变态产生的裂缝能够达到明显稳定化的状态，因此即使在断续条件下进行高速切削条件下，也不产生崩刃等，可以长期稳定地进行切削加工。
③κ型Al2O3层在通过加热变态而形成的加热变态α型Al2O3层中，层构成的各结晶的六方晶基面(Basal Plain)采取大致平行于被覆膜生长面的方位，使被覆膜的耐磨损性本身非常高，因而与上述被覆膜的隔热效果相辅助发挥了更加显著的切削性能。
本发明是基于上述研究结果的，在超硬合金基体表面具有含有下述(a)～(c)或(a)～(d)层的硬质被覆层的，在高速切削下发挥优异耐热变形性的被覆硬质合金工具。
(a)下层，具有0.5～20μm，优选3～15μm，更优选5～10μm的平均层厚的有下列中的1层或2层以上的叠层形成的Ti化物层：分别经蒸镀形成的TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO层、和TiCNO层，(b)中间层，具有1～25μm，优选3～15μm，更优选5～10μm的平均层厚的具有加热变态α型结晶结构的Al2O3层，此加热变态α型结晶结构是由结晶结构为κ型或θ型的蒸镀形成的Al2O3层形成的。
(c)上层，为具有0.3～10μm，优选0.5～5μm，更优选0.5～2μm的平均层厚，且结晶结构为α型的蒸镀形成的Al2O3层，(d)根据需要，以具有0.1～5μm，优选0.3～4μm，更优选0.5～2μm的平均层厚的蒸镀形成的TiN，TiC，TiCN中的至少一层作为表面层。
上述具有α型结晶结构的Al2O3层，优选其具有因加热变态产生的裂缝均匀分散分布的结构。
下面对本发明的被覆硬质工具的硬质被覆层构成层的平均层厚被做如上限定的理由进行说明。
(a)下层(Ti化物层)Ti化物层，本身具有韧性(强度)，由于其的存在使硬质被覆层具备韧性，而且硬质合金基体与中间层的加热变态α型Al2O3层均能坚固地接合，因此具有提高对硬质被覆层与超硬合金基体间密着性的作用。但其平均层厚不足0.5μm时，上述作用不能充分发挥。另一方面，其平均层厚超过20μm时，切削刃部容易产生崩刃。因此，该层的平均层厚优选为0.5～20μm。
(b)中间层(加热变态α型Al2O3层)加热变态α型Al2O3层，如上述均匀分散分布在层中的加热变态产生的裂缝的作用下，防止了高速切削时产生的高热量向超硬合金基体的传递，具有抑制热塑变形的作用，其平均层厚不足1μm时，上述作用不能充分发挥。另一方面，平均层厚超过25μm，厚度变得过厚时，中间层中存在的上述加热变态产生的裂缝将成为崩刃产生的原因。因此，该层的平均层厚优选在1～25μm。
(c)上层(α型Al2O3层)上层在与上述加热变态的α型Al2O3层的界面中，由于其充分进入到该加热变态产生的裂缝中，因而具有将该由加热变态产生的裂缝保持稳定化状态的作用，但其平均层厚不足0.3μm时，上述作用不能充分发挥。另一方面，其作用在平均层厚达10μm时就得到了充分发挥。因此，该层的平均层厚优选在0.3～10μm。
(d)表面层(TiN，TiC和TiCN中至少一层)以TiN形成表面层时，由于其具有金黄色的色调，为了工具使用前后的识别，根据需要使其蒸镀形成，其平均层厚不足0.1μm时，不能得到充分的识别效果。另一方面上述TiN层的识别效果在其平均层厚达5μm时就很充分了。因此，考虑到经济性，该层的平均层厚优选在0.1～5μm。另外，此时的TiN层，除其最表面部分外的一部分或全部即使被TiC层和/或TiCN层置换也能维持上述效果。
上述上层和表面层之间，叠加具有0.5～5μm的平均层厚，且组成式用TiOx表示，厚度方向中央部用俄歇电子分光分析装置测定，O对于Ti的原子比x满足1.2～1.9的钛氧化物层，可以提高性能。
上述Ti氧化物层具有对钢或铸铁等被切削材料的亲合性极低、切削所产生的切屑难以产生熔敷的性质，即具有表面润滑性。因此，由熔敷崩刃等引起的异常损伤可以得到显著的抑制。该效果在切削不锈钢或碳钢等粘性高的被切削材料时表现得特别优异。
在构成上述硬质被覆层的α型氧化铝层的X射线衍射图中，(006)面的峰强度：I(006)相对于(113)面的峰强度：I(113)的比优选在0.1以上。
在构成上述硬质被覆层的α型氧化铝层的X射线衍射图中，(006)面的峰强度：I(006)相对于(012)面的峰强度：I(012)的比优选在0.1以上。
另外，上述加热变态α型Al2O3层的形成优选例如按如下进行。首先，为了稳定地形成不含α型成分的κ型或θ型的结晶结构，在1000℃以下、优选在970℃以下、更优选在950℃以下的温度条件下形成Al2O3层，下一步，为了使所得Al2O3层尽可能完全变态为α型结晶结构，升温1020℃以上，优选1040℃以上，更优选1060℃以上并维持规定的时间进行加热处理，使上述κ型或θ型的结晶结构变态为α型结晶结构。
实施例下面，通过实施例具体说明本发明的被覆超硬工具。
作为原料粉末，准备好均具有1～5μm范围内的规定平均粒径的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，将该原料粉末按表1中所示的混合比混合，再加入蜡并在醇中用球磨机混合24小时，干燥后，在150MPa的压力下挤压成形为规定形状的粉末压体，将该粉末压体在5Pa的真空中、在1370～1470℃范围内的规定温度保持1小时的条件下真空烧结，烧结后，对切削刃部进行R：0.07mm的研磨加工分别制得具有ISO·CNMG120412中规定的刀片形状的超硬合金基体A～H。
然后，将这些超硬合金基体A～H的表面，在丙酮中用超声波洗净，在干燥状态下，用常规的化学蒸镀装置，在表2(表2中的1-TiCN表示具有特开平6-8008号公报中记载的纵向生长结晶结构的TiCN层的形成条件，除此之外的则表示常规的粒状结晶结构的形成条件)中所示的条件下，蒸镀形成具有表3所示的目标层厚的作为硬质被覆层的下层的Ti化物层，然后同样按表2所示条件蒸镀形成结晶结构为κ型或θ型的Al2O3层，在Ar氛围气中，温度：1050℃，1～8小时的范围内保持规定时间的条件下对其进行加热处理，使上述κ型或θ型的结晶结构变态为α型，同样按表3所示的目标层形成作为硬质被覆层的中间层的，加热变态生成的裂缝在均匀分散分布层中的加热变态α型Al2O3层，然后同样在表2所示的条件下，分别形成作为上部层和表面层的且具有表3所示的目标层厚的α型Al2O3层和适应需要的TiN层，由此分别得到本发明的被覆超硬工具1～24。
另外，为进行比较，根据表4，以同样具有表4所示平均层厚的蒸镀α型Al2O3层作为硬质被覆层的上层，且在除不形成加热变态α型Al2O3层以外的同样的条件下，分别制得现有的被覆超硬工具1～24。
另外，对于该结果得到的本发明被覆超硬工具1～24和现有的被覆超硬工具1～24，用扫描型电子显微镜观察它们超硬被覆层的构成层(观察层的纵断面)，确认了前面全部由Ti化物层、加热变态生成的裂缝在层中均匀分散分布的α型Al2O3层、蒸镀的α型Al2O3层和进一步适应需要的TiN层组成，后者中，全部由Ti化物层、蒸镀α型Al2O3层和进一步适应需要的TiN层组成。另外，用扫描电子显微镜测定(同样测定纵断面)这些被覆超硬工具的硬质被覆层的构成层的厚度，全都得到与目标层厚实质相同的平均层厚(5点测定的平均值)。
通过X射线衍射，对本发明的被覆超硬工具1～24和现有的被覆超硬工具1～24的硬质超硬被覆层的结晶结构进行了评价。求出在记载有α型Al2O3层标准峰的ASTM10-173中所规定的，衍射强度最大峰的1％的(006)面的峰强度：I(006)相对于衍射强度最大时的(113)面的峰强度：I(113)的比“I(006)/I(113)”，其结果如表5所示。
图1、2分别表示本发明的被覆超硬工具17和现有的被覆超硬工具17的X射线衍射图。对于本发明被覆超硬工具17，上述I(006)/I(113)的值为0.67。本发明中优选由上述值为0.1以上的Al2O3层构成。结晶的基面采取大致平行于被覆膜生长面的方位的κ型Al2O3变态为α型Al2O3是(006)面的峰的产生原因，膜厚在4μm以上时，上述值为0.1以上。特别优选在0.5以上。
接着，对于上述的各种的被覆超硬工具1～24和现有被覆超硬工具1～24，在下述条件下进行合金钢的干式高速连续切削试验，被切削材料：JIS·SCM440的圆棒材料、切削速度：420m/min、进刀量：1.0mm、送进量：0.32mm/rev、切削时间：10分钟；在下述条件下进行铸铁的干式高速断续切削试验，被切削材料：JIS·FC300的长度方向等间隔有4个铣槽的圆棒材料、切削速度：400m/min、进刀量：0.8mm、送进量：0.35mm/rev、切削时间：5分钟；在下列条件下进行碳钢的干式高速切削试验，被切削材料：JIS·S45C的长度方向等间隔有4个铣槽的圆棒材料、切削速度：400m/min、
进刀量：0.6mm、送进量：0.2mm/rev、切削时间：5分钟。
所有切削试验均测定切削刃部后刀面(逃げ面)的磨损幅度。该测定结果示于表5中。
表1
表2
表中TiOx①～③括号内的数字表示相对于Ti的O的含有比的目标值表3
表4
表5
从表3～5所示的结果可知，本发明的被覆超硬工具1～24，即使在伴有非常高的发热的钢和铸铁的高速连续切削试验和高速断续切削试验中，在均匀分散分布于构成硬质被覆层的中间层的加热变态α型Al2O3层中的加热变态产生的裂缝的作用下，切削刃部具备优异的热塑变形性，因而切削刃部可以获得正常的磨损形态，发挥优异的耐磨损性。与此相反，在硬质被覆层中没有形成上述的α型Al2O3层的现有的超硬工具1～24，在上述高速切削试验中，发生了引起切削刃部不均匀磨损的热塑变形，因此促进了磨损。
如上所述，本发明的被覆超硬工具，不仅可以用于各种钢或铸铁等常规条件下的连续切削或断续切削加工，而且即使用在伴有特别高热的发热切削加工中，也能发挥长久、优异的耐磨损性，能够充分满足对切削加工装置的高性能化要求，而且可以使切削加工更加省力化和节能化和低成本化。