通常所知的涂覆的金属陶瓷工具，是通过在由碳化钨(下文中表示为WC) 基硬质合金或氮碳化钛(下文中表示为TiCN)基金属陶瓷制成的基底(下文 中一般称之为工具基底)表面上，涂覆包括下文所述的上层(b)和下层(a) 的硬涂层制成的：
(a)为下层，为钛化合物层，其具有碳化钛(下文中表示为TiC)层、氮 化钛(下文中表示为TiN)层、碳氮化钛(下文中表示为TiCN)层、碳氧化 钛(下文中表示为TiCO)层以及氧碳氮化钛(titanium oxycarbonitride)(下文 中表示为TiCNO)层中的至少一个或两个，所有这些层都通过化学气相沉积形 成，该钛化合物层的厚度为3-20微米；以及
(b)为上层，是α型氧化铝(下文中表示为Al2O3)沉积层，其具有由化 学气相沉积形成的α型晶体结构和1-15微米的平均厚度。而且，公知的是这 种涂覆的金属陶瓷工具广泛地应用于例如连续或间歇地切削钢材或铸铁。
一般地同样为公知的是，构成涂覆的金属陶瓷工具的硬涂层的钛化合物层 或Al2O3层具有粒状晶体结构，而且构成钛化合物层的TiCN层具有纵向成长 的晶体结构，以达到增加该层的强度的目的，这种纵向成长的晶体结构是通过 进行化学气相沉积而形成的，该化学气相沉积在适合的温度区间700-950℃进 行，并且在传统的化学气相沉积反应器中使用包括碳氮有机物如CH3CN的混 合气体作为反应气体。
[专利文献1]日本未审专利申请公开号No.6-31503。
[专利文献2]日本未审专利申请公开号No.6-8010。
近些年，切削工具的性能被大幅度增强，切削工作中节约劳动力和能量及 降低成本的需求也随之增加。因此，切削工作比以往更多地在更高的速度范围 内进行。传统的涂覆的金属陶瓷工具在通常的条件下，对钢材、铸铁或相似材 料进行连续或间歇的切削时一般不会出现问题。然而，当传统的切削工具在最 严酷的工作条件下被用于高速间歇切削时，例如，在高速间歇切削时，机械与 热冲击在非常短的周期内重复施加于切削刃，通常为硬涂层的下层的钛化合物 层具有高的强度并显示出优良的抗冲击性能。然而，构成硬涂层上层的沉积 Al2O3层，虽然具有较高的高温硬度以及优良的抗高温能力，但是在承受机械 和热冲击时却非常脆。因此，硬涂层上容易发生碎裂(细裂纹)，因而缩短了 金属陶瓷切削工具的使用寿命。

考虑到上述问题，发明人为改进构成涂覆的金属陶瓷工具硬涂层上层的沉 积α型Al2O3层的抗破碎性进行了研究，并取得了下述结果。
在工具基底的表面上，作为下层的Ti化合物层在正常条件下通过传统的 化学气相沉积反应器形成。具有κ型或θ型晶体结构并满足下述组成式： (Al1-xZrx)2O3(其中采用电子探针显微分析仪(EPMA)所测的原子比率X 为0.003到0.05)的Al氧化层(下文中表示为(Al，Zr)2O3层)也在相同的 正常条件下沉积。之后，使用化学气相沉积反应器对(Al，Zr)2O3层的表面 在如下条件下进行处理：
反应气体组成：以体积％计，TiCl4：0.2-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％， 以及余量的H2；
反应气氛的温度：900到1020℃；
反应气氛的压力：7-30kPa；以及
时间：1-10分钟。
此时，满足组成式TiOY(其中使用俄歇电子能谱法测得相对于Ti的原子 比率Y值为1.2-1.9)的钛氧化物颗粒被分散地分布在(Al，Zr)2O3层的表面 上。这样，通过在Ar气氛下进行热转化处理，优选在下述条件下进行：压力 7-50kPa、温度1000-1200℃、保持时间10-120分钟，使得具有κ型或θ型晶体 结构的(Al，Zr)2O3层转化为具有α型晶体结构的(Al，Zr)2O3层。此时， 由于在转换前均匀分布在(Al，Zr)2O3层表面上的钛氧化物颗粒作为在热转 化后的α型(Al，Zr)2O3层中、在κ型或θ型晶体结构转化为α型晶体结构 之时裂纹产生的起始点，所以在转化时产生的裂纹极端微小，且钛氧化物颗粒 均匀分散地分布。而且，(Al，Zr)2O3层本身的强度由于有作为组元的Zr的 作用而显著的增加，除了高强度外，热转化的α型(Al，Zr)2O3层具有均匀 的结构，其中在转化过程中产生的裂纹在整个层中变得细小，因此该层除具有 高强度下，还因而具有非常强的抵抗机械和热冲击的能力和优异的抗破碎性。
因此，所述涂覆的金属陶瓷工具具有包括热转化的α型(Al，Zr)2O3层 作为上层和钛化合物层(该钛化合物层在上述条件下热转化处理过程中没有发 生任何改变)做为下层的硬涂层，热转化的α型(Al，Zr)2O3层即使在伴随 着剧烈的机械和热冲击的高速间歇切削时也展现了优良的抗破碎性，另外其高 的高温硬度和抗高温性能也与α型Al2O3层固有的优良的高温硬度和抗高温性 能相同。因此，由于具有高强度的钛化合物层的存在，在硬涂层中发生的碎裂 被显著地抑制，而且在更长的时间范围显示出优良的抗磨性能。
本发明基于上述研究结果设计，提供了一种表面涂覆的金属陶瓷切削工 具，该工具通过在一个由WC基硬质合金或TiCN基金属陶瓷制成的工具基底 上涂覆包括下述的上层(b)和下层(a)的硬涂层而制成：
(a)为下层，为钛化合物层，其具有TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO 层和TiCNO层中的至少一个或两个，所有这些层都通过化学气相沉积法沉积， 该钛化合物层的总平均厚度为3-20微米，以及
(b)为上层，是热转化α型(Al，Zr)2O3沉积层，是通过进行下述情况下 的热转化处理形成的：满足下述组成式TiOY(其中由俄歇电子能谱法测到的相 对于Ti的原子比率Y值为1.2-1.9)的并作为转化起始材料被化学沉积的钛氧 化物颗粒分散地分布在(Al，Zr)2O3层的表面上，该(Al，Zr)2O3层通过化学 气相沉积法沉积，具有κ型或θ型晶体结构并满足下述组成式：(Al1-xZrx)2O3(采 用电子探针显微分析仪(EPMA)时所测原子比率值X为0.003到0.05)，从 而将具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Zr)2O3层的晶体结构转化为α型晶体结构， 该热转化的α型(Al，Zr)2O3层的平均厚度为1-15微米。
下面将介绍对构成按照本发明的上述金属陶瓷涂覆层的硬涂层的层中的数 值进行限制的原因。
(a)下层(Ti化合物层)的平均厚度
钛化合物层具有固有的高强度，硬涂层也受到钛化合物层存在的影响而具 有高温强度。另外，钛化合物层同时紧密地附着在工具基底以及作为上层的热 转化的α型(Al，Zr)2O3层上。从而，该层有助于改善硬涂层对工具基底的附着力。 然而，当总平均厚度小于3微米时，上述的效果就不能充分的实现。另一方面， 当整个平均厚度超过20微米时易于发生热塑性变形，尤其是在伴有大量热量 产生的高速间歇切削时，会导致局部的磨损。因此，平均的厚度优选置于3-20 微米。
(b)钛氧化物颗粒的Y值
如上文所述，由于钛化合物颗粒是在沉积的κ型或θ型(Al，Zr)2O3层转化为 α型(Al，Zr)2O3层时产生裂纹的起点，所以在热转化的α型(Al，Zr)2O3层的转化时 产生的裂纹是细微并且均匀分散地分布的。因而，热转化的α型(Al，Zr)2O3层具 有优良的抗破碎性。然而，当相对于Ti的原子比率Y值小于1.2或者大于1.9 时，在转变过程中使得所产生裂纹变得细微的作用就不能充分发挥。因此，相 对于Ti的原子比率Y值设定为1.2-1.9。
(c)上层[热转化的α型(Al，Zr)2O3层]中Zr的含量比及其平均厚度
由于热转化的α型(Al，Zr)2O3层通过组元Al的作用而具有优良的高温硬度 和耐热性能，而且通过组元Zr的作用具有高强度，热转化的α型(Al，Zr)2O3层 体现了优良的抗磨性能和抗破碎性能。但是，当在原子比率中(该值是下述比 值的准确值)相对于所有Al含量的比率中Zr的含量比率(X值)小于0.003 时，就不能够保证充分的高温强度。另一方面，当Zr的含量比率大于0.05时， 就会导致转化的不稳定，从而使得热转化处理过程中κ型或θ型晶体结构难于 充分地转化为α型晶体结构。因此，Zr的含量比率(X值)范围优选设置为 0.003-0.05。
而且，当热转化的α型(Al，Zr)2O3层的平均厚度小于1微米时，硬涂层不能 具有足够的高温硬度和耐热性。另一方面，当热转化的α型(Al，Zr)2O3层的平均 厚度大于15微米时，就易于发生破碎，因此，热转化的α型(Al，Zr)2O3层的平 均厚度优选设置为1-15微米。
还有，为了鉴别使用前后的切削工具的目的，在需要时可能沉积具有金色 色调的TiN层。在此情况下，TiN层的平均厚度优选为0.1-1微米。这是因为， 当平均厚度小于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而且，只有厚达1微米的 平均厚度才能实现由于TiN层的充分鉴别。
进而，发明人还对改进沉积的α型Al2O3层的抗破碎性进行了研究，并取 得如下结果，该沉积α型Al2O3层构成传统的涂覆的金属陶瓷工具的硬涂层的 上层。
在工具基底表面上，通过使用通常的化学气相沉积反应器在正常条件下形 成作为下层的Ti化合物层。具有κ型或θ型晶体结构并满足下述组成式： (Al1-xTix)2O3(其中采用电子探针显微分析仪(EPMA)测量的原子比率X值 是0.01到0.05)的Al氧化物层(后文表示为(Al，Ti)2O3层)也在同样的正常 条件下沉积。随后，按照下述条件应用化学气相沉积反应器处理(AL，Ti)2O3 层：
反应气体组成：体积％计，TiCl4：0.2-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％，H2： 余量，
反应气氛温度：900-1020℃，
反应气氛压力：7-30kPa，以及
时间：1-10分钟。
之后，满足下述组成式：TiOY(其中由俄歇电子能谱法测到的相对于Ti 的原子比率Y值为1.2-1.9)的钛氧化物颗粒被分散地分布在(Al，Ti)2O3层的 表面上。在此状态下，在Ar气氛下进行热转化处理，优选在下述条件下：压 力7-50kPa、温度1000-1200℃、持续时间10-120分钟，具有κ型或θ型晶体 结构的(Al，Ti)2O3层被转化为具有α型晶体结构的(Al，Ti)2O3层。这样，由 于在转化前均匀分布在(Al，Zr)2O3层表面上的钛氧化物颗粒作为在热转化 的α型(Al，Zr)2O3层中、在κ型或θ型晶体结构转化为α型晶体结构的时 产生裂纹的起始点，所以在转化时产生的裂纹变得极端微小，而且钛氧化物颗 粒均匀且分散地分布。而且，由于在热转化时晶体的成长受到组分Ti的作用 的抑制，因而完成了晶粒的细化，因此能够获得优良的抗破碎性能。因此，在 具有以热转化的α型(Al，Ti)2O3层作为上层并以钛化合物层(该钛化合物层 在上述条件下进行的热转化处理中没有发生任何变化)作为下层的硬涂层的涂 覆的金属陶瓷工具中，即使是在伴有剧烈的机械和热冲击的高速间歇切削中， 热转化的α型(Al，Ti)2O3层也体现出优良的抗破碎性，具有与α型的Al2O3层 所固有的同样优良的高温硬度和抗热性能。结果，由于具有高强度的钛化合物 层的存在，硬涂层上发生的碎裂现象被大幅度抑制，并且在更长的时间内表现 出优良的抗磨性能。
本发明是基于上述研究的成果设计的，因此，本发明提供了一种金属陶瓷 涂覆切削工具，其通过在由WC基硬质合金或TiCN基金属陶瓷制成的工具基 底的表面上涂覆由下述的上层(b)和下层(a)组成硬涂层而形成：
(a)为下层，为钛化合物层，其具有TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO 层以及TiCNO层中的至少一个或两个，所有这些层都通过化学气相沉积形成， 该钛化合物层的总平均厚度为3-20微米，以及
(b)为上层，是热转化的α型(Al，Ti)2O3层，是通过下述情况下的热转 化处理形成的：满足下述组成式TiOY(其中由俄歇电子能谱法测到的相对于Ti 的原子比率Y值为1.2-1.9)并作为转化起始材料化学沉积的钛氧化物颗粒分散 地分布在通过化学气相沉积法沉积的具有κ型或θ型晶体结构并满足下述组成 式：(Al1-xTix)2O3(采用电子探针显微分析仪(EPMA)测得的原子比率X值为 0.01到0.05)的(Al，Ti)2O3层的表面上，从而将具有κ型或θ型晶体结构的 (Al，Ti)2O3层的晶体结构转化为α型晶体结构，该热转化的α型(Al，Ti)2O3 层的平均厚度为1-15微米。
下面，介绍对构成按照本发明的上述金属陶瓷涂覆层的硬涂层的层中数值 进行限制的原因。
(a)下层(Ti化合物层)的平均厚度
钛化合物层具有固有的高强度，且硬涂层也受到钛化合物层存在的影响而 具有高温强度。另外，钛化合物层同时紧密的附着在工具基底以及作为上层的 热转化的α型(Al，Ti)2O3层上。从而，该层有助于改善硬涂层对工具基底的附着 力。然而，当总平均厚度小于3微米时，上述的效果就不能充分的实现。另一 方面，当总平均厚度超过20微米时易于发生热塑性变形，尤其是在伴有大量 热量产生的高速间歇切削时，会导致局部的磨损。因此，平均的厚度优选设定 为3-20微米。
(b)钛氧化物颗粒的Y值
如上文所述，由于钛化合物颗粒是在沉积的κ型或θ型(Al，Ti)2O3层转化为 α型(Al，Ti)2O3层时所产生裂纹的起点，所以在热转化的α型(Al，Ti)2O3层的转化 中产生的裂纹是细微并且均匀且分散地分布的。因而，热转化的α型(Al，Ti)2O3 层具有优良的抗破碎性。然而，当相对于Ti的原子比率Y值小于1.2以及大 子1.9时，使得在转变过程中所产生裂纹变得细微的作用就不能充分地发挥。 因此，相对于Ti的原子比率Y值设定为12-1.9。
(c)上层[热转化的α型(Al，Ti)2O3层]中Ti的含量比及其平均厚度
由于热转化的α型(Al，Ti)2O3层中通过组元Al的作用具有优良的高温硬度 和抗热性能，而且也由于通过组元Ti的作用使得在热转化时晶粒生长受到抑 制从而更加细化晶粒，因而能够获得优良的抗磨性能和抗破碎性能，同时一起 获得热转化时产生的裂纹的均匀、细小分布。但是，当在原子比率中(该值是 下述比值的准确值)相对于所有Al含量比率的Ti的含量比率(X值)小于0.01 时，就不能够保证充分的细小晶粒结构。另一方面，当Ti的含量比大于0.05 时，就会导致转化的不稳定，从而使得热转化处理过程中κ型或θ型晶体结构 难于充分地转化为α型晶体结构。因此，Ti的含量比率(X值)优选设置为0.01 到0.05，更优选为0.015-0.035。
而且，当热转化的α型(Al，Ti)2O3层的平均厚度小于1微米时，硬涂层不能 具有充分的高温硬度和抗热性能。另一方面，当热转化的α型(Al，Ti)2O3层的平 均厚度大于15微米时，就易于发生破碎，因此，热转化的α型(Al，Ti)2O3层的 平均厚度优选设置为1-15微米。
还有，为了鉴别使用前后的切削工具，在需要时可能沉积具有金色色调的 TiN层。在此情况下，TiN层的平均厚度优选为0.1-1微米。这是因为，当平均 厚度小于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而且，只有厚达1微米的平均厚 度才能实现由于TiN层的充分鉴别。
进而，发明人还对改进沉积的α型Al2O3的抗破碎性进行了研究，并取得 如下成果，该沉积的α型Al2O3层构成传统的金属陶瓷覆层工具的硬涂层的上 层。
在工具基底表面上，通过使用通常的化学气相沉积反应器在正常条件下形 成作为下层的Ti化合物层。具有κ型或θ型晶体结构并满足下述组成式： (Al1-xCrx)2O3(其中采用电子探针显微分析仪(EPMA)测得的原子比率X 值是0.0050.04)的Al氧化物层(下文表示为(Al，Cr)2O3层)也在同样的正 常条件下沉积。随后，按照下述条件应用化学气相沉积反应器处理(Al，Cr)2O3 层表面：
反应气体组成：体积％计，TiCl4：02-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％，H2： 余量，
反应气氛温度：900-1020℃，
反应气氛压力：7-30kPa，
时间：1到10分钟。
之后，满足下述组成式：TiOY(其中由俄歇电子能谱法测到的相对于Ti 的原子比率Y值为1.2-1.9)的钛氧化物颗粒分散地分布在(Al，Cr)2O3层的表 面上。在此状态下，在Ar气氛下进行热转化处理，优选是在下述条件下：压 力7-50kPa、温度1000-1200℃、持续时间10-120分钟，具有κ型或θ型晶体 结构的(Al，Cr)2O3被转化为具有α型晶体结构的(Al，Cr)2O3层。这样，由 于在转化前均匀分布在(Al，Cr)2O3层的表面上的钛氧化物颗粒在热转化的α 型(Al，Cr)2O3层内、在κ型或θ型晶体结构转化为α型晶体结构的转化时作 为所产生裂纹的起点，使得在转化时产生的裂纹极度细微，并且钛氧化物颗粒 均匀且分散地分布。而且，由于在转化时产生的裂纹的细化作用受到组分Cr 的作用的进一步促进，因此能够获得优良的抗破碎性能。因此，在具有由热转 化的α型(Al，Cr)2O3层作为上层并且由钛化合物层(该钛化合物层在上述条 件下进行的热转化处理中没有发生任何变化)作为下层的硬涂层金属陶瓷涂层 工具中，即使是在伴有剧烈的机械和热冲击的高速间歇切削中，热转化的α型 (Al，Cr)2O3层也体现出优异的抗破碎性，具有与α型的Al2O3层同样优异的 高温硬度和抗热性能。结果，由于具有高强度的钛化合物层的存在，硬涂层上 发生的碎裂被大幅度抑制，并且在更长的时间内表现出优良的抗磨性能。
本发明是基于上述研究的成果设计的，因此，本发明提供了一种金属陶瓷 涂覆的切削工具，在由WC基硬质合金或TiCN基金属陶瓷制成的工具基底的 表面上，涂覆由包括下述的上层(b)和下层(a)的硬涂层而制成：
(a)为下层，为钛化合物层，其具有TiC层、TiN层、TiCN层、TiCO 层和TiCNO层中的至少一个或两个，所有这些层都通过化学气相沉积形成， 该钛化合物层的平均厚度为3-20微米，以及
(b)为上层，是热转化的α型(Al，Cr)2O3沉积层，是通过下述情况下的 热转化处理形成的：满足下述组成式TiOY(其中由俄歇电子能谱法测到的相对 于Ti的原子比率Y值为1.2-19)并作为转化起始材料化学沉积的钛氧化物颗 粒分散地分布在用化学气相沉积法沉积的具有κ型或θ型晶体结构并满足下述 组成式(Al1-xTix)2O3(采用电子探针显微分析仪(EPMA)时测得的原子比率X 值为0.005到0.04)的(Al，Cr)2O3层的表面上，从而将具有κ型或θ型晶体 结构的(Al，Cr)2O3层的晶体结构转化为α型晶体结构，该热转化的α型(Al，Cr) 2O3层的平均厚度为1-15微米。
下面，介绍对构成按照本发明的上述金属陶瓷涂覆层的硬涂层的层中的数 值进行限制的原因。
(a)下层(Ti化合物层)的平均厚度
钛化合物层具有固有的高强度，硬涂层也受到存在钛化合物层的影响而具 有高温强度。另外，钛化合物层同时紧密地附着在工具基底以及作为上层的热 转化的α型(Al，Cr)2O3层上。从而，该层有助于改善硬涂层对工具基底的附 着力。然而，当总平均厚度小于3微米时，上述的效果就不能充分实现。另一 方面，当总平均厚度超过20微米时易于发生热塑性变形，尤其是在伴有大量 热量产生的高速间歇切削时，会导致局部的磨损。因此，平均的厚度优选设置 为3-20微米。
(b)钛氧化物颗粒的Y值
如上文所述，由于钛混合颗粒是在沉积的κ型或θ型(Al，Cr)2O3层转化 为α型(Al，Cr)2O3层时所产生裂纹的起点，所以在热转化的α型(Al，Cr)2O3 层的转化中产生的裂纹是细微并且均匀且分散地分布的。因而，热转化的α型 (Al，Cr)2O3层具有优异的抗破碎性。然而，当相对于Ti的原子比率Y值小于 1.2以及大于1.9时，在转变过程中使得所产生裂纹变得细微的作用就不能充分 地发挥。因此，相对于Ti的原子比率Y值设定为12-1.9。
(c)上层[热转化的α型(Al，Cr)2O3层]中Cr的含量比及其平均厚度
由于热转化的α型(Al，Cr)2O3层通过组元Al的作用具有优异的高温硬度 和抗热性能；还由于在使用Ti氧化物颗粒分散地分布在沉积的α型(Al，Cr)2O3 层表面上发生转化时所产生裂纹的细化由组分Cr的作用进一步得到促进而使 晶体更加细化，因而在获得优良的抗磨性能和抗破碎性能的同时，在热转化时 产生的裂纹均匀且细小地分布。但是，当在原子比率中(该值是下述比值的准 确值)相对于所有Al含量比率的Cr的含量比率(X值)小于0.005时，就不 能够保证在转化时产生的裂纹充分细化。另一方面，当Cr的含量比率大于0.04 时，就会导致转化的不稳定，从而使得热转化处理过程中κ型或θ型晶体结构 难于充分地转化为α型晶体结构。因此，Cr的含量比率(X值)优选设定为 0.005-0.04，更优选为0.012-0.035。
而且，当热转化的α型(Al，Cr)2O3层的平均厚度小于1微米时，硬涂层 不能具有充分的高温硬度和抗热性能。另一方面，当热转化的α型(Al，Cr)2O3 层的平均厚度大于15微米时，就易于发生破碎，因此，热转化的α型(Al，Cr) 2O3层的平均厚度优选设定为1-15微米。
还有，为了鉴别使用前后的切削工具的目的，在需要时可以沉积具有金色 色调的TiN层。在此情况下，TiN层的平均厚度优选为0.1-1微米。这是因为， 当平均厚度小于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而且，只有厚达1微米的 平均厚度才能实现由于TiN层的充分鉴别。
在按照本发明的涂覆的金属陶瓷工具中，由于构成了硬涂层的上层的热转 化的α型(Al，Zr)2O3层或者热转化的α型(Al，Ti)2O3层或者热转化的α型(Al，Cr) 2O3层即使是在高速间歇切削钢材、铸铁等材料，具有高机械和热冲击时，也 体现出了优异的高温硬度和抗热性能以及更优异的抗破碎性能，所以在硬涂层 没有碎裂的情况下，可以获得优良的耐磨性能。

下面将结合实施例详细介绍根据本发明的涂覆的金属陶瓷工具。
[第一实施例]
下述粉末具有1-3微米的平均粒径，准备用作基底的原料：WC粉末、TiC 粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN 粉末以及Co粉末。这些原料粉末按照表1中所示的组合成份彼此混合，在加 有蜡的丙酮溶液中使用球磨机相互混合24小时，之后在减压下烘干。然后， 得到的粉末混合物在98MPa下被压制成型为具有预定形状的压坯。压坯然后 在下述条件下真空烧结：压力5Pa、预定温度范围1370℃-1470℃、持续时间1 小时。烧结后，为切削刃开角(homing)(R：0.07毫米)，以制造工具基底 A-F，该工具基底A-F由WC基硬质合金制成并且具有符合ISO标准 CNMG120408的不磨刃(throwaway)尖端形状。
而且，每种所具有的平均粒径范围为0.5-2微米的下述粉末被作为基底的 原材料：TiCN(重量比TiC/TiN＝50/50)、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、 TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。这些原料粉末基于表2中所示的组 合成份相互混合，使用球磨机互相湿混合24小时，之后烘干。然后，所得到 的粉末混合物在98Mpa压力下被压制成形为压坯。该压坯在氮气氛中的下述 条件下烧结：压力1.3kPa、温度1540℃、持续时间1小时。烧结后，为切削刃 开角(R：0.07毫米)，以制造工具基底a-f，该工具基底a-f由TiCN基金属 陶瓷制成并且具有符合ISO标准CNMG120412的基片形状。
之后，使用通常的化学气相沉积反应器，在工具基底A-F和工具基底a-f 表面上，将作为硬涂层下层的多层钛化合物层在如表3所示的条件下(表3中， 1-TiCN表示如日本未审专利申请公开No.6-8010所述具有纵向成长晶体结构的 TiN层的形成条件，而其它的则表示通常的粒状晶体结构的形成条件)按表5 所示的组合和目标厚度沉积。之后，类似地，具有κ型或θ型晶体结构的多层 (Al，Zr)2O3层在如表3所示的条件下按表5所示的组合和目标厚度沉积。随 后，在每个具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Zr)2O3层表面上，在如表4所示 的条件下将钛氧化物颗粒与如表5所示组合沉积。在该状态下，在Ar气氛下 的下述条件下进行热转化处理：压力30kPa、温度1100℃、预定持续时间20-100 分钟，以将具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Zr)2O3层转化为具有α型晶体结 构的(Al，Zr)2O3层。结果，根据本发明的具有热转化的α型(Al，Zr)2O3层作 为硬涂层的上层的涂覆的金属陶瓷工具1-13就分别被制造出来了。
而且，在制造根据本发明的涂覆的金属陶瓷工具1-13时，准备了单独的试 样，并将试样放入相同的化学气相沉积反应器中。在钛氧化物颗粒在试样表面 上形成的时间点，试样被拿出化学气相沉积反应器，并使用俄歇电子能谱法测 定钛氧化物颗粒的组成(Y值)。
为了比较，如表6所示，沉积的α型Al2O3层作为硬涂层的上层，并且具 有如表6所示的目标厚度，在如表3所示的相同条件下形成。这样，除了未在 上述条件下形成钛氧化物颗粒和进行热转化处理之外，传统的金属陶瓷工具1- 13也在相同的条件下被制造出来。
通过使用电子探针显微分析仪(EMPA)和俄歇电子能谱法观察构成根据 本发明的涂覆的金属陶瓷工具1-13以及传统的涂覆的金属陶瓷工具1-13的硬 涂层的层(这些层的纵向剖面被观察)。结果是，前者全部都包括Ti化合物 层和具有与目标组成大致相同组成的热转化的α型(Al，Zr)2O3层，而且在热 转化处理之前沉积在表面上的钛氧化颗粒具有与前文提到的观察中的目标组成 大致相同的组成。另一方面，确定后者全部都具有Ti化合物层和具有与目标 组成大致相同的组成的沉积的α型Al2O3层。另外，使用扫描电子显微镜测量 构成涂覆的金属陶瓷工具硬涂层的层厚度(测量其纵向剖面)。这里，厚度全 部都显示出大致上与目标厚度相同的平均厚度(5点测量的平均值)。
之后，在每个上述的涂覆的金属陶瓷工具都通过固定夹具被螺钉固定在由 工具钢制成的咬合件的尖端的状态下，根据本发明的涂覆的金属陶瓷工具1-13 和传统的涂覆的金属陶瓷工具1-13接受下述测试：
轴承钢的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度是200米/分钟)，在下述 条件(称作切削条件A)下进行：
工件：具有4个在纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·SUJ2圆钢，
切削速度：350米/分钟，
切削深度：1.5毫米，
进给率：0.20毫米/转
切削时间：5分钟；
合金钢的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为200米/分钟)，在下述 条件(称作切削条件B)下进行：
工件：具有4个在纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·SCM440圆钢，
切削速度：400米/分钟，
切削深度：1.5毫米，
进给率：0.22毫米/转
切削时间：5分钟；以及
可锻(dark-tiled)铸铁的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为200米/ 分钟)，在下述条件(称作切削条件C)下进行：
工件：具有4个在纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·FCD400圆棒，
切削速度：400米/分钟，
切削深度：2.0毫米，
进给率：0.30毫米/转
切削时间：5分钟，
然后在每个测试中测出切削刃的侧面磨损宽度。测量结果如表7所示。
[表1]

[表2]

[表3]

[表4]



[表7]

(在表7中，使用寿命由在硬涂层上产生的碎裂引起。)
如可以清楚地从表5到表7中的结果看出的：在所有根据本发明的涂覆的 金属陶瓷工具1-13中，构成每个硬涂层的上层的热转化的α型(Al，Zr)2O3层 具有优异的高温硬度和抗热性和高强度，并且由于热转化的α型结构体现出优 异的抗破碎性，从而显示出优异的耐磨性，即使是在承受很高的机械和热冲击 的高速间歇切削钢材和铸铁时也是如此。然而，在所有的传统涂覆的金属陶瓷 工具1-13中，其沉积的α型Al2O3层都不能抵抗高速间歇切削的剧烈的机械和 热冲击，并因此在硬涂层产生碎裂，从而缩短了传统金属陶瓷切削工具的使用 寿命。
[第二实施例]
其次，使用通常的化学气相沉积反应器，在工具基底A-F和工具基底a-f 的表面上，其中工具基底a-f等同于第一实施例所使用的工具基底，在如表8 所示的条件下(表8中，1-TiCN表示如日本未审专利申请公开No.6-8010所述 具有纵向成长晶体结构的TiCN层的形成条件，而其它的则表示通常的粒状晶 体结构的形成条件)，将作为硬涂层的下层的多层钛化合物层按表9所示的组 合和目标厚度进行沉积。之后，类似地，具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Ti) 2O3层在如表8所示条件下按表9中所示组合和目标厚度进行沉积。随后，在 每个具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Ti)2O3层表面上，钛氧化物颗粒在如表4 所示的条件下按表9所示的组合进行沉积。在该状态中，热转化处理在Ar气 氛下的下述条件下进行：压力30kPa、温度1100℃、预定持续时间20-100分 钟，以将具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Ti)2O3层转化为具有α型晶体结构 的(Al，Ti)2O3层。结果，根据本发明的具有热转化的α型(Al，Ti)2O3层作为 硬涂层的上层的涂覆的金属陶瓷工具14-26分别被制造出来。
而且，在根据本发明制造涂覆的金属陶瓷工具14-26时，准备了单独的试 样，且将试样放入相同的化学气相沉积反应器中。在钛氧化物颗粒在试样表面 形成时，试样被拿出化学气相沉积反应器，使用俄歇电子能谱法测定钛氧化物 颗粒的组成(Y值)。
为了比较，如表6所示，作为硬涂层的上层的沉积的α型Al2O3层在如表 8所示条件下形成，并且具有如表6所示的目标厚度。这样，除了未在上述条 件下形成钛氧化物颗粒和进行热转化处理之外，传统的金属陶瓷工具1-13也在 与上述相同的条件下被制造出来。
通过电子探针显微分析仪(EMPA)和俄歇电子能谱法观察构成根据本发 明的涂覆的金属陶瓷工具1426以及传统的涂覆的金属陶瓷工具1-13的硬涂层 的层(观察这些层的纵向剖面)。结果是，前者全部都包括Ti化合物层和具 有与目标组成大致相同组成的热转化的α型(Al，Ti)2O3层，而且在热转化处 理之前在表面上沉积的钛氧化物颗粒具有与前文提到的观察中的目标组成大致 相同的组成。另一方面，确定后者全部都具有Ti化合物层以及具有与目标组 成基本相同组成的沉积的α型Al2O3层。另外，构成涂覆的金属陶瓷工具硬涂 层的层厚度用扫描电子显微镜测量(测量其纵向剖面)。这里，所有的厚度体 现出与目标厚度大致上相同的平均厚度(取5点测量的平均值)。
之后，在每个上述的涂覆的金属陶瓷工具都用固定夹具被螺钉固定在由工 具钢制成的咬合件的尖端的状态下，根据本发明的涂覆的金属陶瓷工具14-26 和传统的涂覆的金属陶瓷工具1-13接受下述测试：
合金钢的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为250米/分钟)，在下述 条件下进行：
工件：具有4个在纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·SCr420圆钢，
切削速度：450米/分钟，
切削深度：1.5毫米，
进给率：0.3毫米/转，
切削时间：5分钟；
碳钢的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为200米/分钟)，在下述条 件下进行：
工件：具有4个纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·S20C圆钢，
切削速度：400米/分钟，
切削深度：1.5毫米，
进给率：0.3毫米/转
切削时间：5分钟；以及
铸铁的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为250米/分钟)，在下述条 件下进行：
工件：具有4个纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·FC300圆棒，
切削速度：500米/分钟，
切削深度：1.5毫米，
进给率：0.3毫米/转，
切削时间：5分钟，
然后，测量每个测试中的切削刃的侧面磨损宽度。测量结果如表10所示。
[表8]


[表10]

(在表10中，使用寿命由在硬涂层上产生的碎裂引起。)
如可以清楚地从表6、9和表10中的结果看出的：在所有根据本发明的涂 覆的金属陶瓷工具14-26中，构成每个硬涂层上层的热转化的(Al，Ti)2O3层 具有优异高温硬度和抗热性，并显示出优异的抗破碎性，因此体现出优异的耐 磨性，即使是在承受很高的机械和热冲击的高速间歇切削钢或铸铁时也是如 此。然而，所有的传统涂覆的金属陶瓷工具1-13，其沉积的α型Al2O3层都不 能抵抗高速间歇切削的剧烈的机械和热冲击，并因此在硬涂层中产生碎裂，从 而缩短了传统合金涂覆工具的使用寿命。
[第三实施例]
其次，使用通常的化学气相沉积反应器，在工具基底A-F和工具基底a-f 的表面上，其中工具基底a-f与第一实施例所用的等同，在如表11所示的条件 下(表11中，1-TiCN表示如日本未审专利申请公开No.6-8010所述具有纵向 成长晶体结构的TiCN层的形成条件，而其它的则表示通常的粒状晶体结构的 形成条件)，将作为硬涂层下层的钛化合物层按表13所示的组合和目标厚度 进行沉积。之后，类似地，在如表11所示的条件下，对具有κ型或θ型晶体 结构的(Al，Cr)2O3层按表13所示的组合和目标厚度进行沉积。随后，在每个 具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Cr)2O3层表面上，在如表12所示条件下，将 钛氧化物颗粒如表13所示的组合进行沉积。在该状态下，热转化处理在Ar气 氛下的下述条件下进行：压力30kPa、温度1100℃、预定持续时间20-100分 钟，以将具有κ型或θ型晶体结构的(Al，Cr)2O3层转化为具有α型晶体结构 的(Al，Cr)2O3层。结果，根据本发明的以具有热转化的α型(Al，Cr)2O3层 作为硬涂层的上层的涂覆的金属陶瓷工具27-39分别被制造出来。
而且，在根据本发明制造涂覆的金属陶瓷工具27-39时，准备了单独的试 样，并将试样放入相同的化学气相沉积反应器中。在钛氧化物颗粒开始在试样 表面形成时，试样被拿出化学气相沉积反应器，使用俄歇电子能谱法测定钛氧 化物颗粒的组分(Y值)。
为了比较，如表6所示，作为硬涂层的上层的沉积的α型Al2O3层在如表 11所示条件下形成，并且具有如表6所示的目标厚度。这样，除了在上述条件 下没有形成钛氧化物颗粒和未进行热转化处理之外，传统的金属陶瓷工具1-13 也在与上述相同的条件下被制造出来。
通过电子探针显微分析仪(EMPA)和俄歇电子能谱法观察构成根据本发 明的涂覆的金属陶瓷工具27-39以及传统的涂覆的金属陶瓷工具1-13的硬涂层 的层(观察这些层的纵剖面)。结果是，前者全部都包括Ti化合物层和具有 与目标组成大致相同组成的热转化的α型(Al，Cr)2O3层，而且在热转化处理 之前在表面上沉积的钛氧化颗粒具有与前文提到的观察中的目标组成大致相同 的组成。另一方面，确定后者全部都具有Ti化合物层以及具有与目标组成基 本相同组成的沉积的α型Al2O3层。另外，构成涂覆的金属陶瓷工具硬涂层的 层厚度用扫描电子显微镜测量(测量其纵向剖面)。这里，所有的厚度体现出 与目标厚度大致上相同的平均厚度(取5点测量的平均值)。
之后，在每个上述涂覆的金属陶瓷工具都用固定夹具被螺钉固定在由工具 钢制成的咬合件的尖端的状态下，根据本发明的涂覆的金属陶瓷工具27-39和 传统的涂覆的金属陶瓷工具1-13接受下述测试：
碳钢的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为250米/分钟)，在下述条 件下进行：
工件：具有4个纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·S45C圆钢，
切削速度：400米/分钟，
切削深度：1.0毫米，
进给率：0.2毫米/转
切削时间：5分钟；
合金钢的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为200米/分钟)，在下述 条件下进行：
工件：具有4个纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·SCM440圆钢，
切削速度：350米/分钟，
切削深度：1.5毫米，
进给率：0.3毫米/转
切削时间：5分钟；以及
铸铁的干燥高速间歇切削测试(正常切削速度为300米/分钟)，在下述条 件下进行：
工件：具有4个纵向上等距离分布的纵向槽的JIS·FC300圆棒，
切削速度：450米/分钟，
切削深度：2.0毫米，
进给率：0.25毫米/转，
切削时间：5分钟，
然后，将每个测试中的切削刃的侧面磨损宽度测出。测量结果如表14所 示。
[表11]

[表12]


[表14]

(在表14中，使用寿命由在硬涂层上产生的碎裂引起。)
如可以清楚地从表6、13和表14中的结果看出的：在所有根据本发明的 金属陶瓷工具27-39中，构成每个硬涂层上层的热转化的(Al，Ti)2O3层都具 有优异的高温硬度和抗热性，并显示出优异的抗破碎性，因此显示出优异的耐 磨性，即使是在承受很高的机械和热冲击的高速间歇切削钢材和铸铁时也是如 此。然而，所有的传统涂覆的金属陶瓷工具1-13，其沉积的α型Al2O3层都不 能抵抗高速间歇切削中的剧烈的机械和热冲击，因此在硬涂层中产生碎裂，从 而缩短了传统合金涂覆工具的使用寿命。
如上所述，根据本发明的涂覆的金属陶瓷工具在特别苛刻的切削条件下高 速间歇切削时以及在正常条件下连续切削或间歇切削不同的钢材、铸铁等时体 现出了优异的抗破碎性，并且具有长时间的优异切削性能，因而可能满足地应 付如下需求；切削设备的高性能、节省切削工作中的劳动力和能耗、以及降低 成本。