本发明涉及一种表面涂覆金属陶瓷切削工具(在下文中称为涂覆金属陶瓷工具)，其硬质涂层特别是在高速断续切削钢、铸铁等的过程中显示优异的抗崩刃性。

常规上，涂覆金属陶瓷工具是已知的，通常，通过在由碳化钨(在下文中，称为WC)基硬质合金或碳氮化钛(在下文中，称为TiCN)基金属陶瓷制成的基质(在下文中称为工具基质)上涂覆由以下的上层(a)和下层(b)组成的硬质涂层来形成该涂覆金属陶瓷工具：(a)以钛化合物层作为下层，该钛化合物层具有碳化钛(在下文中，称为TiC)层、氮化钛(在下文中，称为TiN)层、碳氮化钛(在下文中，称为TiCN)层、碳二氧化钛(在下文中，称为TiCO)层和碳氮二氧化钛(在下文中，称为TiCNO)层中的至少一层或两层，所有的钛化合物层都是通过化学气相沉积形成的，该钛化合物层总的平均层厚为3-20微米，和(b)以沉积的α-型氧化铝(在下文中，称为Al2O3)层作为上层，该沉积的α-型氧化铝层具有通过化学气相沉积方法沉积的α-型晶体结构，平均层厚为1-15微米。例如，涂覆的金属陶瓷工具广泛用于连续或断续切削钢或铸铁。
通常，众所周知，构成涂覆金属陶瓷工具之硬质涂层的钛化合物层或沉积的α-型Al2O3层具有粒状晶体结构，而且，为了提高该层的强度，构成钛化合物层的TiCN层具有纵向生长晶体结构，该结构是通过在常规化学气相沉积反应器中，使用含有有机碳氮化物，例如CH3CN的混合气体作为反应气体，在700-950℃的中等温度下进行化学气相沉积形成的，正如在日本未审专利申请公开JP 6-31503和JP 6-8010中公开的。
近年来，切削工具的性能显著提高，并且对于在切削工作中省力节能且降低成本的要求增加。因此，切削工作更经常在更高的速度范围下进行。当在正常情况下，在连续切削或断续切削钢、铸铁等中使用常规的涂覆金属陶瓷工具时，它们通常不存在问题。并且，当在最剧烈的切削条件下进行高速断续切削中，即在非常短的节距(shortpitches)下反复向切削刃(cutting edge)施加机械冲击和热冲击的高速断续切削中使用常规切削工具时，钛化合物层，典型的是硬质涂层下层，具有高的强度并显示优异的抗崩刃性。然而，构成硬质涂层上层的沉积α-型Al2O3相对于机械冲击和热冲击非常易碎，尽管其在高温下有硬度并具有优异的耐热性。结果，在硬质涂层中容易出现崩刃(细裂纹)，因此缩短了金属陶瓷切削工具的可用寿命(usablelife)。

本发明用以解决上述问题，因此，本发明的一个目的是提供一种具有显示优异的抗崩刃性的硬质涂层的表面涂覆金属陶瓷切削工具。
考虑到上述问题，本发明人进行了研究以提高构成涂覆金属陶瓷工具硬质涂层上层的沉积α-型Al2O3层的抗崩刃性，并且，如下所述，获得了下列结果(a)-(c)。
(a)在正常情况下，使用常规的化学气相沉积反应器在工具基质的表面上形成作为下层的钛化合物层。在相同的正常情况下沉积Al-Zr氧化物层[在下文中，称为(Al，Zr)2O3层，该层具有κ-型或θ-型晶体结构，并满足结构式：(Al1-XZrX)2O3(其中，当通过电子探针显微分析仪(EPMA)测量时，X值为0.003-0.05，原子比)]。
接下来，在下列条件下，使用化学气相沉积反应器处理(Al，Zr)2O3层的表面：反应气体的组成：体积％，TiCl4：0.2-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％，H2：余量，反应气氛的温度：900-1020℃，反应气氛的压力：7-30kPa，和时间：25-100分钟。
然后，在(Al，Zr)2O3层的表面上形成满足组成式：TiOY(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，根据与Ti的原子比，Y值为1.2-1.9)，且平均层厚为0.05-1.5微米的二氧化钛层。
在此状态下，通过在氩气气氛中，优选在下列条件下进行热转变(heat-transforming)处理而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Zr)2O3层转变成具有α-型晶体结构的(Al，Zr)2O3层：压力7-50kPa，温度1000-1200℃，持续时间10-120分钟。然后，通过在转变前于(Al，Zr)2O3层表面上形成的二氧化钛层的作用而将κ-型或θ-型晶体结构完全并同时转变成α-型晶体结构，从而显著促进了热转变的进程。因此，在转变时产生的裂纹变得极其细，而且二氧化钛微粒均匀且散乱地分布。而且，通过作为(Al，Zr)2O3层组成元素的锆的作用显著提高了(Al，Zr)2O3层本身的高温强度。因此，热转变的α-型(Al，Zr)2O3层具有均匀的结构，除了高强度之外，还具有非常强的抗机械冲击性和抗热冲击性以及优异的抗崩刃性，其中由转变过程产生的裂纹在整个长度上具有细小的特征(fine characteristics)。因此，在具有由热转变的α-型(Al，Zr)2O3层作为上层和钛化合物层(此钛化合物层在上述条件下的热转变处理过程中不显示任何改变)作为下层组成的硬质涂层的涂覆金属陶瓷工具中，热转变的α-型(Al，Zr)2O3层甚至在伴有剧烈机械冲击和热冲击的高速断续切削下也显示优异的抗崩刃性，同时它具有与α-型Al2O3层固有的优异高温硬度和耐热性相同的高温硬度和耐热性。因此，由于存在具有高强度的钛化合物层，所以显著抑制了在硬质涂层中出现崩刃，并且显示优异耐磨性的时间延长。
(b)对于常规的α-型Al2O3层和上述热转变的α-型(Al，Zr)2O3层，当由以下结果获得倾角频率分布曲线时：如图1(a)和1(b)的示意说明图(schematic explanatory views)所示，使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为其中形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距(pitch)，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间(intervals)，和计算每个区间中的频率的总和，如图6所示，常规的沉积α-型Al2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角不偏向分布在0-45度中，然而，如图2所示，热转变的α-型(Al，Zr)2O3却显示这样的倾角频率分布曲线，其中在倾角区间中的某个位置处出现锐利且最高的峰，并且在该图的倾角区间中出现的锐利且最高峰在X轴上的位置依二氧化钛层的组成式：TiOY中Y值的变化而不同。
(C)根据试验结果，如上所述，当将二氧化钛的组成式：TiOY中的Y值设定为1.2-1.9的原子比时，获得这样的倾斜角频率分布曲线，其中在0-10度的倾斜角范围中出现锐利且最高的峰，0-10度中频率的总和占倾斜角频率分布曲线上频率总和的45％或更多。在使用热转变α-型(Al，Zr)2O3层作为硬质涂层上层而沉积的本发明涂覆金属陶瓷工具中，与常规的金属陶瓷工具相比，本发明的涂覆金属陶瓷工具，特别是在高速断续切削中，显示更优异的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的热转变α-型(Al，Zr)2O3显示了得到的倾斜角频率分布曲线，在该曲线上，0-10度范围中的倾斜角频率占45％或更多，而且在0-10度的倾斜角区间中由于下层即钛化合物层的存在而出现最高峰。
基于上述研究结果(a)-(c)完成了本发明。
根据本发明，提供一种具有显示优异抗崩刃性的硬质涂层的表面涂覆金属陶瓷切削工具，该表面涂覆金属陶瓷切削工具是通过在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷制成的工具基质表面上涂覆由下列上层(a)和下层(b)组成的硬质涂层形成的：(a)钛化合物层作为下层，该钛化合物层具有碳化钛层、氮化钛层、碳氮化钛层、碳二氧化钛和氧碳氮化钛层中的至少一层或两层，所有层都是通过化学气相沉积方法沉积的，该钛化合物层总的平均层厚为3-20微米，和(b)热转变的α-型(Al，Zr)2O3层作为上层，该热转变的α-型(Al，Zr)2O3层是通过在以下状态下进行热转变处理形成的：将满足组成式：TiOY(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，按与Ti的原子比，Y值为1.2-1.9)，平均层厚为0.05-1.5微米的二氧化钛层用化学方法沉积在具有通过化学气相沉积方法沉积的κ-型或θ-型晶体结构、并满足组成式：(Al1-XZrX)(其中，当通过电子探针微量分析器(EPMA)测量时，X值为0.003-0.05，原子比)的(Al，Zr)2O3层的表面上，从而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Zr)2O3层的晶体结构转变成α-型晶体结构，热转变的α-型(Al，Zr)2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间中出现最高峰，并且0-10度范围中频率的总和占倾角频率分布曲线上频率总和的45％或更多，其中，由以下结果获得倾角频率分布曲线：使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，热转变的α-型(Al，Zr)2O3层的平均层厚为1-15微米。
限定构成如上所述本发明涂覆金属陶瓷层之硬质涂层的各层之数值的理由描述如下。
(a)下层(钛化合物层)的平均层厚钛化合物层本身具有优异的高温强度，从而由于存在钛化合物层，所以硬质涂层也具有高温强度。此外，钛化合物层牢固地与工具基质和上层即热转变的α-型(Al，Zr)2O3层粘附。因此，它有助于提高硬质涂层与工具基质的粘附。然而，当总的平均层厚小于3微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，当总的平均层厚超过20微米时，特别是在伴有大量热生成的高速断续切削中易于出现热塑性变形，而这造成局部磨损。因此，优选将下层的平均层厚设定为为3-20微米。
(b)二氧化钛层(Y值)的组成和平均层厚如上所述，通过钛化合物层的作用而将沉积的κ-型或θ-型(Al，Zr)2O3层完全并同时转变成热转变的α-型(Al，Zr)2O3层，从而使在热转变时产生的裂纹细且均匀。此外，钛化合物层通过缩短处理时间而促进热转变并抑制晶粒生长。而且，当将钛化合物层的组成式：TiOY中的Y值设定为如上所述的1.2-1.9时，根据试验结果，钛化合物层显示了这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间范围中出现倾角频率的最高峰，并且0-10度的倾角频率范围中频率总和的比例占倾角频率分布曲线上频率总和的45％。因此，当Y值小于1.2时，在热转变的α-型(Al，Zr)2O3层的倾斜角频率分布曲线上，最高峰值较少出现在0-10度的范围内。换句话说，在倾斜角频率分布曲线上，0-10度范围内频率总和的比例低于频率总和的45％。在这种情况下，如上所述，在热转变的α-型(Al，Zr)2O3层中不能保证所需的优异高温强度，而这导致无法获得所需的抗崩刃性。另一方面，当Y值超过1.9时，出现最高峰的倾斜角区间偏离出0-10度的范围。在这种情况下，在热转变的α-型(Al，Zr)2O3层中不能保证所需的高温强度。因此，将Y值设定为1.2-1.9，按与Ti的原子比。
而且，在这种情况下，当二氧化钛层的平均层厚小于0.05微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，因为只用1.5微米的平均层厚就可以充分获得上述作用，而超过此限制的厚度是不必要的，所以，优选地，将二氧化钛层的平均层厚设定为0.05-1.5微米。
(c)上层[热转变的α-型(Al，Zr)2O3层]中Zr的含量比例和上层的平均层厚热转变的α-型(Al，Zr)2O3层由于作为其组成元素的铝的存在而具有优异的高温硬度，并且由于作为其组成元素的锆的存在而具有高温强度。因此，热转变的α-型(Al，Zr)2O3层显示优异的耐磨性和抗崩刃性。然而，按与铝的原子比(此适用于下列比例)，锆在总量中的含量比(X值)低于0.003时，不能保证充分提高的高温强度。另一方面，当锆的含量比例超过0.05时，在六方晶格中引起不稳定，这使得在热转变处理的过程中难以充分地将κ-型或θ-型晶体结构转变成α-型晶体结构。因此，优选将锆的含量比例(X值)设定为0.003-0.05。
而且，当热转变的α-型(Al，Zr)2O3层的平均层厚低于1微米时，不能使硬质涂层充分地显示耐磨性。另一方面，当热转变的α-型(Al，Zr)2O3层的平均层厚大于15微米时，易于出现崩刃。因此，优选将热转变α-型(Al，Zr)2O3层的平均层厚设定为1-15微米。
而且，如果需要，为了鉴别使用前后的切削工具，可以沉积具有金色调的TiN层。在这种情况下，TiN层的平均层厚优选为0.1-1微米。这是因为，当平均层厚低于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而具有最高达1微米的平均层厚，TiN层的鉴别就足够了。
而且，如下所述，本发明人获得了下列结果(a)-(c)。
(a)在正常情况下，使用常规的化学气相沉积反应器在工具基质的表面上形成作为下层的钛化合物层。在相同的正常情况下沉积Al-Cr氧化物[在下文中，称为(Al，Cr)2O3层，该层具有κ-型或θ-型晶体结构，并满足结构式：(Al1-XCrX)2O3(其中，当通过电子探针显微分析仪(EPMA)测量时，X值为0.005-0.04，原子比)]。
接下来，在下列条件下，使用化学气相沉积反应器处理(Al，Cr)2O3层的表面：反应气体的组成：体积％，TiCl4：0.2-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％，H2：余量，
反应气氛的温度：900-1020℃，反应气氛的压力：7-30kPa，和时间：25-100分钟。
然后，在(Al，Cr)2O3层的表面上形成满足组成式：TiOY(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，按与Ti的原子比，Y值为1.2-1.9)，且平均层厚为0.1-2微米的二氧化钛层。
在此状态下，通过在氩气气氛中，优选在下列条件下进行热转变处理而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Cr)2O3层转变成具有α-型晶体结构的(Al，Cr)2O3层：压力7-50kPa，温度1000-1200℃。然后，通过在转变前于(Al，Cr)2O3层表面上形成的二氧化钛层的作用而将κ-型或θ-型晶体结构完全并同时转变成α-型晶体结构，从而显著促进了热转变的进程。因此，由于在转变时同时生成裂纹，所以二氧化钛微粒极其精细、均匀且散乱地分布，而且，通过作为(Al，Cr)2O3层组成元素的铬的作用进一步促进了由于转变产生的裂纹的细度。因此，由于形成的热转变α-型(Al，Cr)2O3层具有均匀的结构，其中由转变过程产生的裂纹和晶粒在整个层上都具有精细的特征，所以其具有非常强的抗机械冲击和热冲击的能力，因此具有优异的抗崩刃性。因此，在具有由热转变的α-型(Al，Cr)2O3层作为上层，钛化合物层(此钛化合物层在上述条件下的热转变处理过程中不显示任何改变)作为下层组成的硬质涂层的涂覆金属陶瓷工具中，热转变的α-型(Al，Cr)2O3层甚至在伴有剧烈机械冲击和热冲击的高速断续切削下也显示优异的抗崩刃性，同时它具有与α-型Al2O3层固有的优异高温硬度和耐热性相同的高温硬度和耐热性。因此，由于存在具有高强度的钛化合物层，所以显著抑制了在硬质涂层中出现崩刃，并且显示优异耐磨性的时间延长。
(b)对于常规的α-型Al2O3层和上述热转变的α-型(Al，Cr)2O3层，当由以下结果获得倾角频率分布曲线时：如图1(a)和1(b)的示意说明性视图所示，使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为其中形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，如图6所示，常规的沉积α-型Al2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角没有偏向分布在0-45度中，然而，如图3所示，热转变的α-型(Al，Cr)2O3却显示这样的倾角频率分布曲线，其中在倾角区间中的某个位置处出现锐利且最高的峰，并且在该图的倾角区间中出现的锐利且最高峰在X轴上的位置依二氧化钛层的组成式：TiOY中Y值的变化而不同。
(C)根据试验结果，如上所述，当将二氧化钛的组成式：TiOY中的Y值设定为1.2-1.9，与Ti的原子比时，获得这样的倾斜角频率分布曲线，其中在0-10度的倾斜角范围中出现锐利且最高的峰，0-10度中频率的总和(频率的总和与最高峰的高度成比例)占倾斜角频率分布曲线上频率总和的45％或更多。在使用热转变α-型(Al，Cr)2O3层作为硬质涂层上层而沉积的本发明涂覆金属陶瓷工具中，与常规的金属陶瓷工具相比，本发明的涂覆金属陶瓷工具，特别是在高速断续切削中，显示更优异的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的热转变α-型(Al，Cr)2O3显示了得到的倾斜角频率分布曲线，在该曲线上，0-10度范围中由于下层即钛化合物层的存在的倾斜角频率占45％或更多，而且在0-10度的倾斜角区间中由于下层即钛的化合物层的存在而出现最高峰。
基于上述研究结果(a)-(c)完成了本发明。
根据本发明，提供一种具有显示优异抗崩刃性的硬质涂层的表面涂覆金属陶瓷切削工具，该表面涂覆金属陶瓷切削工具是通过在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷制成的工具基质表面上涂覆由下列上层(a)和下层(b)组成的硬质涂层形成的：(a)钛化合物层作为下层，该钛化合物层具有碳化钛层、氮化钛层、碳氮化钛层、碳二氧化钛和氧碳氮化钛层中的至少一层或两层，所有层都是通过化学气相沉积方法沉积的，该钛化合物层总的平均层厚为3-20微米，和(b)热转变的α-型(Al，Cr)2O3层作为上层，该热转变的α-型(Al，Cr)2O3层是通过在以下状态下进行热转变处理形成的：将满足组成式：TiOY(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，Y值为1.2-1.9，与Ti的原子比)，平均层厚为0.1-2微米的二氧化钛层化学沉积在具有通过化学气相沉积方法沉积的κ-型或θ-型晶体结构、并满足组成式：(Al1-XCrX)2O3(其中，当通过电子探针微量分析器(EPMA)测量时，X值为0.005-0.04，原子比)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层的晶体结构转变成α-型晶体结构，热转变的α-型(Al，Cr)2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间中出现最高峰，并且0-10度范围中频率的总和占倾角频率分布曲线上频率总和的45％或更多，其中，由以下结果获得倾角频率分布曲线：使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，热转变的α-型(Al，Cr)2O3层的平均层厚为1-15微米。
限定构成如上所述本发明涂覆金属陶瓷层之硬质涂层的各层之数值的理由描述如下。
(a)下层(钛化合物层)的平均层厚钛化合物层本身具有优异的高温强度，从而由于存在钛化合物层，所以硬质涂层也具有高温强度。此外，钛化合物层牢固地与工具基质和上层热转变的α-型(Al，Cr)2O3层粘附。因此，它有助于提高硬质涂层与工具基质的粘附。然而，当总的平均层厚小于3微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，当总的平均层厚超过20微米时，特别是在伴有大量热生成的高速断续切削中易于出现热塑性变形，而这造成局部磨损。因此，优选将下层的平均层厚设定为为3-20微米。
(b)二氧化钛层(Y值)的组成和平均层厚如上所述，通过钛化合物层的作用而将沉积的κ-型或θ-型(Al，Cr)2O3层完全并同时转变成热转变的α-型(Al，Cr)2O3层，从而使在热转变时产生的裂纹细且均匀。此外，钛化合物层通过缩短处理时间而促进热转变并抑制晶粒生长。而且，当将钛化合物层的组成式：TiOY中的Y值设定为如上所述的1.2-1.9时，根据试验结果，钛化合物层显示了这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间范围中出现倾角频率的最高峰，并且0-10度的倾角频率范围中频率总和的比例占倾角频率分布曲线上频率总和的45％。因此，当Y值小于1.2时，在热转变的α-型(Al，Cr)2O3层的倾斜角频率分布曲线上，最高峰值较少出现在0-10度的范围内。换句话说，在倾斜角频率分布曲线上，0-10度范围内频率总和的比例低于频率总和的45％。在这种情况下，如上所述，在热转变的α-型(Al，Cr)2O3层中不能保证所需的优异高温强度，而这导致无法获得所需的抗崩刃性。另一方面，当Y值超过1.9时，出现最高峰的倾斜角区间偏离出0-10度的范围。在这种情况下，在热转变的α-型(Al，Cr)2O3层中不能保证所需的高温强度。因此，按与Ti的原子比，优选将Y值设定为1.2-1.9。
而且，在这种情况下，当二氧化钛层的平均层厚小于0.1微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，因为只用2微米的平均层厚就可以充分获得上述作用，而超过此限制的厚度是不必要的，所以，优选地，将二氧化钛层的平均层厚设定为0.1-2微米。
(c)上层[热转变的α-型(Al，Cr)2O3层]中Cr的含量比例和平均层厚热转变的α-型(Al，Cr)2O3层由于作为其组成元素的铝的存在而具有优异的高温硬度和耐热性。然而，当Cr作为二氧化钛层的组成元素存在时，它还能促进在将沉积的α-型(Al，Cr)2O3层转变为热转变的α-型(Al，Cr)2O3层时产生的细裂纹的精细度。然而，按与铝的的原子比(这适用于下列比例)，铬在总量中的含量比(X值)低于0.005时，不能保证进一步促进由于热转变产生的细纹的精细度。另一方面，当铬的含量比例超过0.04时，在六方晶格中引起不稳定，这使得在热转变处理的过程中难以充分地将κ-型或θ-型晶体结构转变成α-型晶体结构。因此，优选将铬的含量比例(X值)设定为0.005-0.04，优选0.012-0.035。
而且，当热转变的α-型(Al，Cr)2O3层的平均层厚低于1微米时，不能使硬质涂层充分地显示耐磨性。另一方面，当热转变的α-型(Al，Cr)2O3层的平均层厚大于15微米时，易于出现崩刃。因此，优选将热转变α-型(Al，Cr)2O3层的平均层厚设定为1-15微米。
而且，如果需要，为了鉴别使用前后的切削工具，可以沉积具有金色调的TiN层。在这种情况下，TiN层的平均层厚优选为0.1-1微米。这是因为，当平均层厚低于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而具有最高达1微米的平均层厚，TiN层的鉴别就足够了。
而且，如下所述，本发明人获得了下列结果(a)-(c)。
(a)在正常情况下，使用常规的化学气相沉积反应器在工具基质的表面上形成作为下层的钛化合物层。在相同的正常情况下沉积Al-Ti氧化物层[在下文中，称为(Al，Ti)2O3层，该层具有κ-型或θ-型晶体结构，并满足组成式：(Al1-XTiX)2O3(其中，当通过电子探针显微分析仪(EPMA)测量时，X值为0.01-0.05，原子比)]。
接下来，在下列条件下，使用化学气相沉积反应器处理(Al，Ti)2O3层的表面：反应气体的组成：体积％，TiCl4：0.2-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％，H2：余量，反应气氛的温度：900-1020℃，反应气氛的压力：7-30kPa，和时间：25-100分钟。
然后，在(Al，Ti)2O3层的表面上形成满足组成式：TiOY(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，Y值为1.2-1.9，与Ti的原子比)，且平均层厚为0.05-1.5微米的二氧化钛层。在此状态下，通过在氩气气氛中，优选在下列条件下进行热转变处理而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Ti)2O3层转变成具有α-型晶体结构的(Al，Ti)2O3层：压力7-50kPa，温度1000-1200℃，持续时间10-120分钟。然后，通过在转变前于(Al，Ti)2O3层表面上形成的二氧化钛层的作用而将κ-型或θ-型晶体结构完全并同时转变成α-型晶体结构，从而显著促进了热转变的进程。因此，由于在转变时产生的裂纹同时生成，所以二氧化钛微粒极其精细、均匀且散乱地分布，而且，通过作为(Al，Ti)2O3层组成元素的钛的作用抑制了在热转变时晶体生长，从而晶体优选变细。因此，由于形成的热转变α-型(Al，Ti)2O3层具有均匀的结构，其中由转变过程产生的裂纹和晶粒在整个层上都变细，所以其具有非常强的抗机械冲击和热冲击的能力，因此具有优异的抗崩刃性。因此，在具有由热转变的α-型(Al，Ti)2O3层作为上层，钛化合物层(此钛化合物层在上述条件下的热转变处理过程中不显示任何改变)作为下层组成的硬质涂层的涂覆金属陶瓷工具中，热转变的α-型(Al，Ti)2O3层甚至在伴有剧烈机械冲击和热冲击的高速断续切削下也显示优异的抗崩刃性，同时它具有与α-型Al2O3层固有的优异高温硬度和耐热性相同的高温硬度和耐热性。因此，由于存在具有高强度的钛化合物层，所以显著抑制了在硬质涂层中出现崩刃，并且显示优异耐磨性的时间延长。
(b)对于常规的α-型Al2O3层和上述热转变的α-型(Al，Ti)2O3层，当由以下结果获得倾角频率分布曲线时：如图1(a)和1(b)的示意说明性视图所示，使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为其中形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，如图6所示，常规的沉积α-型Al2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角没有偏向分布在0-45度中，然而，如图4所示，热转变的α-型(Al，Ti)2O3却显示这样的倾角频率分布曲线，其中在倾角区间中的某个位置处出现锐利且最高的峰，并且在该图的倾角区间中出现的锐利且最高峰在X轴上的位置依二氧化钛层的组成式：TiOY中Y值的变化而不同。
(C)根据试验结果，如上所述，当将二氧化钛的组成式：TiOY中的Y值设定为1.2-1.9，与Ti的原子比时，获得这样的倾斜角频率分布曲线，其中在0-10度的倾斜角范围中出现锐利且最高的峰，0-10度中频率的总和(频率的总和与最高峰的高度成比例)占倾斜角频率分布曲线上频率总和的45％或更多。在使用热转变α-型(Al，Ti)2O3层作为硬质涂层上层而沉积的本发明涂覆金属陶瓷工具中，与常规的金属陶瓷工具相比，本发明的涂覆金属陶瓷工具，特别是在高速断续切削中，显示更优异的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的热转变α-型(Al，Ti)2O3显示了得到的倾斜角频率分布曲线，在该曲线上，0-10度范围中的倾斜角频率占45％或更多，而且在0-10度的倾斜角区间中由于下层即钛化合物层的存在而出现最高峰。
基于上述研究结果(a)-(c)完成了本发明。
根据本发明，提供一种具有显示优异抗崩刃性的硬质涂层的表面涂覆金属陶瓷切削工具，该表面涂覆金属陶瓷切削工具是通过在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷制成的工具基质表面上涂覆由下列上层(a)和下层(b)组成的硬质涂层形成的：(a)钛化合物层作为下层，该钛化合物层具有碳化钛层、氮化钛层、碳氮化钛层、碳二氧化钛和氧碳氮化钛层中的至少一层或两层，所有层都是通过化学气相沉积方法沉积的，并且该钛化合物层总的平均层厚为3-20微米，和
(b)热转变的α-型(Al，Ti)2O3层作为上层，该热转变的α-型(Al，Ti)2O3层是通过在以下状态(state)下进行热转变处理形成的：将满足组成式：TiOY(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，Y值为1.2-1.9，与Ti的原子比)，平均层厚为0.05-1.5微米的二氧化钛层化学沉积在具有通过化学气相沉积方法沉积的κ-型或θ-型晶体结构、并满足组成式：(Al1-XTiX)2O3(其中，当通过电子探针微量分析器(EPMA)测量时，X值为0.01-0.05，原子比)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层的晶体结构转变成α-型晶体结构，热转变的α-型(Al，Ti)2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间中出现最高峰，并且0-10度范围中频率的总和占倾角频率分布曲线上频率总和的45％或更多，其中，由以下结果获得倾角频率分布曲线：使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，热转变的α-型(Al，Ti)氧化物层的平均层厚为1-15微米。
限定构成如上所述本发明涂覆金属陶瓷层之硬质涂层的各层之数值的理由描述如下。
(a)下层(钛化合物层)的平均层厚钛化合物层本身具有优异的高强度，从而由于存在钛化合物层，所以硬质涂层也具有高强度。此外，钛化合物层牢固地与工具基质和上层热转变的α-型(Al，Ti)2O3层粘附。因此，它有助于提高硬质涂层与工具基质的粘附。然而，当总的平均层厚小于3微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，当总的平均层厚超过20微米时，特别是在伴有大量热生成的高速断续切削中易于出现热塑性变形，而这造成局部磨损。因此，优选将下层的平均层厚设定为为3-20微米。
(b)二氧化钛层(Y值)的组成和平均层厚如上所述，通过钛化合物层的作用而将沉积的κ-型或θ-型(Al，Ti)2O3层完全并同时转变成热转变的α-型(Al，Ti)2O3层，从而使在热转变时产生的裂纹细且均匀。此外，钛化合物层通过缩短处理时间而促进热转变并抑制晶粒生长。而且，当将钛化合物层的组成式：TiOY中的Y值设定为如上所述的1.2-1.9时，根据试验结果，钛化合物层显示了这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间范围中出现倾角频率的最高峰，并且0-10度的倾角频率范围中频率总和的比例占倾角频率分布曲线上频率总和的45％。因此，当Y值小于1.2时，在热转变的α-型(Al，Ti)2O3层的倾斜角频率分布曲线上，最高峰值较少出现在0-10度的范围内。换句话说，在倾斜角频率分布曲线上，0-10度范围内频率总和的比例低于频率总和的45％。在这种情况下，如上所述，在热转变的α-型(Al，Ti)2O3层中不能保证所需的优异高温强度，而这导致无法获得所需的抗崩刃性。另一方面，当Y值超过1.9时，出现最高峰的倾斜角区间偏离出0-10度的范围。在这种情况下，在热转变的α-型(Al，Ti)2O3层中不能保证所需的优异高温强度。因此，将Y值设定为1.2-1.9，按与Ti的原子比。
而且，在这种情况下，当二氧化钛层的平均层厚小于0.05微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，因为只用1.5微米的平均层厚就可以充分获得上述作用，而超过此限制的厚度是不必要的，所以，优选地，将二氧化钛层的平均层厚设定为0.05-1.5微米。
(c)上层[热转变的α-型(Al，Ti)2O3层]中Ti的含量比例和上层的平均层厚热转变的α-型(Al，Ti)2O3层由于作为其组成元素的铝的存在而具有优异的高温硬度和耐热性，并且由于作为其组成元素的钛的存在而具有高温强度。因此，热转变的α-型(Al，Ti)2O3层显示优异的耐磨性和抗崩刃性。然而，按与铝的原子比(这适用于下列比例)，钛在总量中的含量比(X值)低于0.001时，不能使晶体足够细。另一方面，当钛的含量比例超过0.05时，在六方晶格中引起不稳定，这使得在热转变处理的过程中难以充分地将κ-型或θ-型晶体结构转变成α-型晶体结构。因此，优选将钛的含量比例(X值)设定为0.01-0.05。
而且，当热转变的α-型(Al，Ti)2O3层的平均层厚低于1微米时，不能使硬质涂层充分地显示耐磨性。另一方面，当热转变的α-型(Al，Ti)2O3层的平均层厚大于15微米时，易于出现崩刃。因此，优选将热转变α-型(Al，Ti)2O3层的平均层厚设定为1-15微米。
而且，如果需要，为了鉴别使用前后的切削工具，可以沉积具有金色调的TiN层。在这种情况下，TiN层的平均层厚优选为0.1-1微米。这是因为，当平均层厚低于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而具有最高达1微米的平均层厚，TiN层的鉴别就足够了。
而且，如下所述，本发明人获得了下列结果(a)-(c)。
(a)在正常情况下，使用常规的化学气相沉积反应器在工具基质的表面上形成作为下层的钛化合物层。在相同的正常情况下，在通过气相沉积形成的状态下形成具有κ-型或θ-型晶体结构的Al2O3(在下文中，称为沉积的κ，θ-Al2O3)层。
接下来，在下列条件下，使用化学气相沉积反应器处理沉积的κ，θ-Al2O3层的表面：反应气体的组成：体积％，TiCl4：0.2-3％，CO2：0.2-10％，Ar：5-50％，H2：余量，反应气氛的温度：800-1100℃，反应气氛的压力：4-70kPa，和时间：15-60分钟。
然后，在Al2O3层的表面上形成满足组成式：TiOX(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，按与Ti的原子比，X值为1.2-1.9)，且平均层厚为0.05-1微米的二氧化钛层。
在此状态下，通过在氩气气氛中，优选在下列条件下进行热转变处理而将具有κ，θ-晶体结构的Al2O3层转变成具有α-型晶体结构的Al2O3层：压力7-50kPa，温度1000-1200℃。然后，通过在转变前于沉积的κ，θ-Al2O3层表面上形成的二氧化钛层的作用而将κ-型或θ-型晶体结构完全并同时转变成α-型晶体结构，从而显著促进了热转变的进程。因此，由于在转变时同时形成裂纹，所以二氧化钛微粒极其精细、均匀且散乱地分布，而且，通过缩短热转变处理时间而显著抑制晶粒的生长，晶体优选变细。因此，由于形成的热转变α-型Al2O3层具有均匀的结构，其中由转变过程产生的裂纹和晶粒在整个层上都变细，所以其具有非常强的抗机械冲击和热冲击的能力。因此，在具有由转变的α-Al2O3层作为上层，钛化合物层(此钛化合物层在上述条件下的热转变处理过程中不显示任何改变)作为下层组成的硬质涂层的涂覆金属陶瓷工具中，由于存在具有高强度的二氧化钛层，所以转变的α-Al2O3层显示优异的抗崩刃性。因此，显著抑制了在硬质涂层中出现崩刃，并且显示优异耐磨性的时间延长。
(b)对于称为硬质涂层上层的常规的α-型Al2O3层和(a)中所述的转变α-Al2O3层，当由以下结果获得倾角频率分布曲线时：如图1(a)和1(b)的示意说明性视图所示，使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为其中形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，如图6所示，常规的沉积α-型Al2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角没有偏向分布在0-45度中，然而，如图5所示，热转变的α-型Al2O3却显示这样的倾角频率分布曲线，其中在倾角区间中的某个位置处出现锐利且最高的峰，并且在该图的倾角区间中出现的锐利且最高峰在X轴上的位置依二氧化钛层的组成式：TiOX中X值的变化而不同。
(C)根据试验结果，如上所述，当将二氧化钛的组成式：TiOX中Ti的X值设定为1.2-1.9，原子比时，获得这样的倾斜角频率分布曲线，其中在0-10度的倾斜角范围中出现锐利且最高的峰，0-10度中频率的总和占倾斜角频率分布曲线上频率总和的45％或更多。在使用转变的α-Al2O3层作为硬质涂层上层而沉积的本发明涂覆金属陶瓷工具中，与常规的金属陶瓷工具相比，本发明的涂覆金属陶瓷工具，特别是在高速断续切削中，显示更优异的耐磨性而不在切削刃中造成崩刃，其中所述的热转变α-型Al2O3显示了得到的倾斜角频率分布曲线，在该曲线上，0-10度范围中的倾斜角频率占45％或更多，而且在0-10度的倾斜角区间中由于下层即钛化合物层的存在而出现最高峰。
基于上述研究结果完成了本发明。
根据本发明，提供一种具有显示优异抗崩刃性的硬质涂层的表面涂覆金属陶瓷切削工具，该表面涂覆金属陶瓷切削工具是通过在由碳化钨基硬质合金或碳氮化钛基金属陶瓷制成的工具基质表面上涂覆由下列上层(a)和下层(b)组成的硬质涂层形成的：(a)钛化合物层作为下层，该钛化合物层具有碳化钛层、氮化钛层、碳氮化钛层、碳二氧化钛和氧碳氮化钛层中的至少一层或两层，所有层都是通过化学气相沉积方法沉积的，并且该钛化合物层总的平均层厚为3-20微米，和(b)转变的α-Al2O3层作为上层，该转变的α-Al2O3层是通过在以下状态下进行热转变处理形成的：将满足组成式：TiOX(其中，当通过俄歇电子能谱测量时，X值为1.2-1.9，按与Ti的原子比)的二氧化钛层化学沉积在沉积的κ，θ-Al2O3层的表面上，从而将沉积的κ，θ-Al2O3层的晶体结构转变成α-型晶体结构，转变的α-Al2O3层显示这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间中出现最高峰，并且0-10度范围中频率的总和占倾角频率分布曲线上频率总和的45％或更多，其中，由以下结果获得倾角频率分布曲线：使用场致发射型扫描电子显微镜将电子束辐射到待抛光表面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上，测量作为形成每个晶粒的晶面的(0001)面的法线相对于每个抛光面的倾角，以0.25度的间距，将所有测量倾角当中范围在0-45度的测量倾角分成若干个区间，和计算每个区间中的频率的总和，转变的α-Al2O3层的平均层厚为1-15微米。
限定构成如上所述本发明涂覆金属陶瓷层之硬质涂层的各层之数值的理由描述如下。
(a)下层(钛化合物层)的平均层厚钛化合物层本身具有优异的高温强度，从而由于存在钛化合物层，所以硬质涂层也具有高温强度。此外，钛化合物层牢固地与工具基质和上层即转变的α-型Al2O3层粘附。因此，它有助于提高硬质涂层与工具基质的粘附。然而，当总的平均层厚小于3微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，当总的平均层厚超过20微米时，特别是在伴有大量热生成的高速断续切削中易于出现热塑性变形，而这造成局部磨损。因此，优选将下层的平均层厚设定为为3-20微米。
(b)二氧化钛层(X值)的组成和平均层厚如上所述，通过钛化合物层的作用而将沉积的κ，θ-Al2O3层完全并同时转变成α-Al2O3层，从而使在热转变时产生的裂纹细且均匀。此外，钛化合物层通过缩短处理时间而促进热转变并抑制晶粒生长。而且，当将钛化合物层的组成式：TiOX中的X值设定为如上所述的1.2-1.9时，根据试验结果，钛化合物层显示了这样的倾角频率分布曲线，其中在0-10度的倾角区间范围中出现倾角频率的最高峰，并且0-10度的倾角频率范围中频率总和的比例占倾角频率分布曲线上频率总和的45％。因此，当X值小于1.2时，在转变的α-Al2O3层的倾斜角频率分布曲线上，最高峰值较少出现在0-10度的范围内。换句话说，在倾斜角频率分布曲线上，0-10度范围内频率总和的比例可能低于频率总和的45％。在这种情况下，如上所述，在转变的α-Al2O3层中不能保证所需的优异高温强度，而这导致无法获得所需的抗崩刃性。另一方面，当X值超过1.9时，出现最高峰的倾斜角区间可能偏离出0-10度的范围。在这种情况下，在转变的α-Al2O3层中也不能保证所需的优异高温强度。因此，将X值设定为1.2-1.9，按与Ti的原子比。
而且，在这种情况下，当二氧化钛层的平均层厚小于0.05微米时，不能充分获得上述作用。另一方面，因为只用1微米的平均层厚就可以充分获得上述作用，并且超过此限制的厚度是不必要的，所以，优选地，将二氧化钛层的平均层厚设定为0.05-1微米。
(c)上层(转变的α-Al2O3层)的平均层厚由于Al2O3本身拥有高温硬度和优异的耐热性，所以转变的α-Al2O3层用于提高硬质涂层的耐磨性，并且，如上所述，由于其本身具有优异的抗热冲击或机械冲击的性能(抗崩刃性)，所以用于甚至在高速切削中显著抑制崩刃的出现。然而，当转变的α-Al2O3层的平均层厚低于1微米时，不能充分地获得上述作用。另一方面，当转变的α-Al2O3层的平均层厚大于15微米时，易于出现崩刃。因此，优选将转变α-Al2O3层的平均层厚设定为1-15微米。
而且，如果需要，为了鉴别使用前后的切削工具，可以沉积具有金色调的TiN层。在这种情况下，TiN层的平均层厚优选为0.1-1微米。这是因为，当平均层厚低于0.1微米时，不能实现充分的鉴别，而具有最高达1微米的平均层厚，TiN层的鉴别就足够了。
在本发明的涂覆金属陶瓷工具中，构成硬质涂层上层的热转变α-型(Al，Zr)2O3层显示了优异的高温硬度和耐热性，而且甚至在伴有非常高的机械冲击和热冲击的高速断续切削钢或铸铁中也显示优异的抗崩刃性。因此，其显示了优异的耐磨性而不在硬质涂层中造成崩刃。
在本发明的涂覆金属陶瓷工具中，构成硬质涂层上层的热转变α-型(Al，Cr)2O3层显示了优异的高温硬度和耐热性，而且甚至在伴有非常高的机械冲击和热冲击的高速断续切削钢或铸铁中也显示优异的抗崩刃性。因此，其显示了优异的耐磨性而不在硬质涂层中造成崩刃。
在本发明的涂覆金属陶瓷工具中，构成硬质涂层上层的热转变α-型(Al，Ti)2O3层显示了优异的高温硬度和耐热性，而且甚至在伴有非常高的机械冲击和热冲击的高速断续切削钢或铸铁中也显示优异的抗崩刃性。因此，其显示了优异的耐磨性而不在硬质涂层中造成崩刃。
在本发明的涂覆金属陶瓷工具中，构成硬质涂层上层的转变α-Al2O3层甚至在伴随非常高的机械冲击和热冲击以及大量热产生的高速断续切削钢或铸铁中也显示优异的抗崩刃性。因此，显示优异耐磨性的时间延长。
附图说明
图1是说明构成硬质涂层的各种热转变的α-型(Al，Zr)2O3层、热转变的α-型(Al，Cr)2O3层、热转变的(Al，Ti)2O3层、转变的α-Al2O3层和沉积的α-型Al2O3层中晶粒的(0001)面倾角测量范围的示意说明性视图；图2是构成如表5所示的本发明涂覆金属陶瓷工具2之硬质涂层的热转变α-型(Al，Zr)2O3层的(0001)面的倾角频率分布曲线；图3是构成如表9所示的本发明涂覆金属陶瓷工具2之硬质涂层的热转变α-型(Al，Cr)2O3层的(0001)面的倾角频率分布曲线；图4是构成如表13所示的本发明涂覆金属陶瓷工具4之硬质涂层的热转变α-型(Al，Ti)2O3层的(0001)面的倾角频率分布曲线；图5是构成如表17所示的本发明涂覆金属陶瓷工具2之硬质涂层的转变α-Al2O3层的(0001)面的倾角频率分布曲线；图6是构成常规涂覆金属陶瓷工具之硬质涂层的沉积α-型Al2O3层的(0001)面的倾角分布曲线。

在下文中，将参考附图举例详细说明本发明的涂覆金属陶瓷工具。
[实施例1]制备下列各平均粒径为1-3微米的粉末作为基质用原材料：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粉末和Co粉末。这些原始粉末基于表1所示的化合组成彼此化合，使用球磨机在加入蜡的丙酮溶液中彼此混合24小时，在减压下干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为具有预定形状的生坯。然后，在真空中，于下列条件下烧结该生坯：压力5Pa，预定温度1370-1470℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(horning)(R：0.07毫米)从而制造由WC基硬质合金制成、具有ISO·CNMG120408中定义的不磨刃刀片(throwaway)端部形状的工具基质A-F。
此外，制备下列各平均粒径为0.5-2微米的粉末作为基质用原材料：TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。这些原始粉末基于表2所示的化合组成彼此化合，使用球磨机彼此湿混24小时并干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为生坯。然后，在氮气氛中，于下列条件下烧结该生坯：压力1.3kPa，温度1540℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由TiCN基金属陶瓷制成、具有ISO标准·CNMG120412中定义的端部形状的工具基质a-f。
然后，在表3(在表3中，1-TiCN表示具有日本未审专利申请公开JP 6-8010中描述的纵向生长晶体结构的TiCN层的形成条件，其它的表示普通的粒状晶体结构的形成条件)所示的条件下，以表5所示的组合和目标层(target layer)厚度，通过使用通用的化学气相沉积反应器将作为硬质涂层下层的钛化合物层沉积在工具基质A-F和a-f的表面上。接下来，相似地，在表3所示的条件下，以表5所示的组合和目标层厚度沉积具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Zr)2O3层。随后，在表4所示的条件下，以表5所示的组合将二氧化钛层沉积在具有κ-型或θ-型晶体结构的各(Al，Zr)2O3层的表面上。在此状态下，在氩气氛中，于下列条件下进行热转变处理而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Zr)2O3层转变成具有α-型晶体结构的(Al，Zr)2O3层：压力30kPa，温度1100℃，预定持续时间20-100分钟。因此，分别制造了具有热转变α-型(Al，Zr)2O3层作为硬质涂层上层的本发明涂覆金属陶瓷工具1-13。
而且，在制造本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13中，制备单独的测试件，而且将这些测试件装入相同的化学气相沉积反应器中。当在该测试件的表面上形成了二氧化钛层的时候从化学气相沉积反应器中取出该测试件，使用俄歇电子能谱或扫描电子显微镜测量该二氧化钛层的组成(Y值)和层厚(测量该层的纵剖面)。因此，所有的涂覆金属陶瓷工具显示与目标组成和目标层厚度基本上相同的组成和平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
如表6所示，为了对比，在与表3所示相同的条件下形成作为具有表6所示目标层厚度之硬质涂层上层的沉积α-型Al2O3层。然后，除了在上述条件下不进行二氧化钛层的形成和热转变处理之外，在与上述条件相同的条件下制造常规的金属陶瓷工具1-13。
然后，使用场致发射型扫描电子显微镜绘出构成本发明涂覆金属陶瓷工具和常规金属陶瓷工具之硬质涂层的热转变α-型(Al，Zr)2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
具体地说，通过下列步骤绘出倾角频率分布曲线。首先，将测试件嵌入场致发射型扫描电子显微镜的透镜-套筒(lens-barrel)中，使用其热转变的α-型(Al，Zr)2O3层和沉积的α-型Al2O3层的表面作为待抛光的表面。然后，以相对于抛光面为70度的入射角，以1nA的照射电流，将加速电压为15kV的电子束逐一辐射在抛光面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用电子背散射衍射成像设备，对于30×50微米的面积，以0.1微米/步的间距测量作为其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法线相对于各抛光面法线的倾角。根据这些测量结果，在所有的测量倾角当中，将0-45度范围内的测量倾角以0.25度的间距分成若干个区间，对各分类区间中的频率求和。
在得到的各种热转变α-型(Al，Zr)2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线中，(0001)面显示最高峰的倾角区间和0-10度倾角区间中的倾角频率占倾角频率分布曲线上所有倾角频率的比例分别示于表5和6中。
分别如表5和6所示，在上面的各种倾角频率分布曲线中，本发明涂覆金属陶瓷工具的所有热转变α-型(Al，Zr)2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角分布在0-10度的倾角区间中显示最高峰，并且0-10度倾角区间中倾角频率的比为45％或更多。相反，常规涂覆金属陶瓷工具1-13的所有沉积α-型Al2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角分布不偏向在0-45度中，最高峰未出现，并且0-10度的倾角区间中倾角频率的比为23％或更少。
另外，图2说明了本发明涂覆金属陶瓷工具2的热转变α-型(Al，Zr)2O3层的倾角频率分布曲线，图6说明了常规涂覆金属陶瓷工具10的沉积α-型Al2O3层的角度频率分布曲线。
而且，对于本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13，当使用电子探针微量分析器(EPMA)或俄歇电子能谱(观察层的纵剖面时)观察构成涂覆金属陶瓷工具硬质涂层的层时，发现本发明的所有涂覆金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和热转变的α-型(Al，Zr)2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成，并且在转变处理之前沉积的钛化合物层也存在于工具的表面中。另一方面，人们发现，所有的常规金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和沉积的α-型Al2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成。而且，当通过使用扫描电子显微镜测量构成涂覆金属陶瓷工具的硬质涂层的层厚时(相似地，测量层的纵剖面)，所有涂覆金属陶瓷工具具有与目标层厚基本上相同的平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
然后，在将上述各种涂覆金属陶瓷工具的每一个螺旋固定到具有固定夹具的由工具钢制成的切削车(bite)的端部的状态中，对本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13进行下列试验：(1)在下列条件下进行合金钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为200米/分钟)：工件：JIS·SCM420圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：450米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.3毫米/转，切削时间：5分钟，(2)在下列条件下进行碳钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为250米/分钟)：工件：JIS·S25C圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：450米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.35毫米/转，
切削时间：5分钟，(3)在下列条件下进行铸铁的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为250米/分钟)：工件：JIS·FC250圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：500米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.3毫米/转，切削时间：5分钟，然后，测量各个试验中切削刃刀腹磨损的宽度。测量结果示于表7中。
[表1]
[表2]
[表3]
(在表3中，MO表示(Al，Zr)2O3)
[表4]
[表5]
(在表5中，MO表示(Al，Zr)2O3；倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表6]
(在表6中，倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表7]
(在表7中，可用寿命是由在硬质涂层上产生的崩刃造成的。)正如从表5-7所示的结果明显看出的，在本发明所有的金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的热转变α-型(Al，Zr)2O3组成，其中(0001)面的倾角在0-10度的倾角区间中显示最高峰，并且0-10度倾角区间中频率的总和占45％或更多，热转变α-型(Al，Zr)2O3层在伴有非常高机械应力和热应力以及高热量生成的高速断续切削钢或铸铁中显示优异的抗崩刃性。因此，显著抑制了在切削刃中出现崩刃，并显示了优异的耐磨性。相反，在所有的常规金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的沉积α-型Al2O3层组成，其中(0001)面的测量倾角不偏向分布在0-45度的范围内，并且不出现最高峰，沉积的α-型Al2O3层不能抵抗高速断续切削中剧烈的机械应力和热应力，从而在切削刃中出现崩刃，因此缩短了常规金属陶瓷切削工具的可用寿命。
[实施例2]制备下列各平均粒径为1-3微米的粉末作为基质用原材料：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粉末和Co粉末。这些原始粉末基于表1所示的化合组成彼此化合，使用球磨机在加入蜡的丙酮溶液中彼此混合24小时，在减压下干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为具有预定形状的生坯。然后，在真空中，于下列条件下烧结该生坯：压力5Pa，预定温度1370-1470℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由WC基硬质合金制成、具有ISO·CNMG120408中定义的不磨刃刀片端部形状的工具基质A-F。
此外，制备下列各平均粒径为0.5-2微米的粉末作为基质用原材料：TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。这些原始粉末基于表2所示的化合组成彼此化合，使用球磨机彼此湿混24小时并干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为生坯。然后，在氮气氛中，于下列条件下烧结该生坯：压力1.3kPa，温度1540℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由TiCN基金属陶瓷制成、具有ISO标准·CNMG120412中定义的端部形状的工具基质a-f。
然后，在表8(在表8中，1-TiCN表示具有日本未审公开专利申请JP 6-8010中描述的纵向生长晶体结构的TiCN层的形成条件，其它的表示普通的粒状晶体结构的形成条件)所示的条件下，以表9所示的组合和目标层厚度，通过使用通用的化学气相沉积反应器将作为硬质涂层下层的钛化合物层沉积在工具基质A-F和a-f的表面上。接下来，相似地，在表8所示的条件下，以表9所示的组合和目标层厚度沉积具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Cr)2O3层。随后，在表4所示的条件下，以表9所示的组合将二氧化钛层沉积在具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Cr)2O3层的表面上。在此状态下，在氩气氛中，于下列条件下进行热转变处理而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Cr)2O3层转变成具有α-型晶体结构的(Al，Cr)2O3层：压力30kPa，温度1100℃，预定持续时间20-100分钟。因此，分别制造了具有热转变α-型(Al，Cr)2O3层作为硬质涂层上层的本发明涂覆金属陶瓷工具1-13。
而且，在制造本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13中，制备单独的测试件，而且将这些测试件装入相同的化学气相沉积反应器中。当在该测试件的表面上形成了二氧化钛层的时候从化学气相沉积反应器中取出该测试件，使用俄歇电子能谱或扫描电子显微镜测量该二氧化钛层的组成(Y值)和层厚(测量该层的纵剖面)。因此，所有的涂覆金属陶瓷工具显示与目标组成和目标层厚度基本上相同的组成和平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
如表10所示，为了对比，在与表8所示相同的条件下形成作为具有表10所示目标层厚度之硬质涂层上层的沉积α-型Al2O3层。然后，除了在上述条件下不形成二氧化钛层和进行热转变处理之外，在与上述条件相同的条件下制造常规的金属陶瓷工具1-13。
然后，使用场致发射型扫描电子显微镜绘出构成本发明涂覆金属陶瓷工具和常规金属陶瓷工具之硬质涂层的热转变α-型(Al，Cr)2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
具体地说，通过下列步骤绘出倾角频率分布曲线。首先，将测试件嵌入场致发射型扫描电子显微镜的透镜-套筒中，使用其热转变的α-型(Al，Cr)2O3层和沉积的α-型Al2O3层的表面作为待抛光的表面。然后，以相对于抛光面为70度的入射角，以1nA的照射电流将加速电压为15kV的电子束逐一辐射在抛光面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用电子背散射衍射成像设备，对于30×50微米的面积，以0.1微米/步的间距测量作为其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法线相对于各抛光面法线的倾角。根据这些测量结果，在所有的测量倾角当中，将0-45度范围内的测量倾角以0.25度的间距分成若干个区间，对各分类区间中的频率求和。
在得到的各种热转变α-型(Al，Cr)2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线中，(0001)面显示最高峰的倾角区间和0-10度倾角区间中的倾角频率占倾角频率分布曲线上所有倾角频率的比例分别示于表9和10中。
分别如表9和10所示，在上面的各种倾角频率分布曲线中，本发明涂覆金属陶瓷工具的所有热转变α-型(Al，Cr)2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角表明在0-10度的倾角区间中显示最高峰，并且0-10度倾角区间中倾角频率的比为45％或更多。相反，常规涂覆金属陶瓷工具1-13的所有沉积α-型Al2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角分布不偏向于0-45度，最高峰未出现，并且0-10度的倾角区间中倾角频率的比为25％或更少。
另外，图3说明了本发明涂覆金属陶瓷工具2的热转变α-型(Al，Cr)2O3层的倾角频率分布曲线，图6说明了常规涂覆金属陶瓷工具10的沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
而且，对于本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13，当使用电子探针微量分析器(EPMA)或俄歇电子能谱(观察层的纵剖面时)观察构成涂覆金属陶瓷工具硬质涂层的层时，发现本发明的所有涂覆金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和热转变的α-型(Al，Cr)2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成，并且在热转变处理之前沉积的钛化合物层也存在于工具的表面中。另一方面，人们发现，所有的常规金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和沉积的α-型Al2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成。而且，当通过使用扫描电子显微镜测量构成涂覆金属陶瓷工具的硬质涂层的层厚时(相似地，测量层的纵剖面)，所有涂覆金属陶瓷工具具有与目标层厚基本上相同的平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
然后，在将上述各种涂覆金属陶瓷工具的每一个螺旋固定到具有固定夹具的由工具钢制成的切削车的端部的状态中，对本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13进行下列试验：(1)在下列条件下进行合金钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为200米/分钟)：工件：JIS·SCM440圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：350米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.2毫米/转，切削时间：10分钟，(2)在下列条件下进行碳钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为250米/分钟)：工件：JIS·S30C圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：450米/分钟，切削深度：2.0毫米，进给量：0.3毫米/转，切削时间：10分钟，(3)在下列条件下进行铸铁的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为250米/分钟)：工件：JIS·FC300圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：400米/分钟，切削深度：2.5毫米，进给量：0.25毫米/转，切削时间：10分钟，然后，测量各个试验中切削刃刀腹磨损的宽度。测量结果示于表11中。
[表8]
(在表8中，MO表示(Al，Zr)2O3。)
[表9]
(在表9中，MO表示(Al，Cr)2O3；倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表10]
(在表10中，倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表11]
(在表11中，可用寿命是由在硬质涂层上产生的崩刃造成的。)正如从表9-11所示的结果明显看出的，在本发明所有的金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的热转变α-型(Al，Cr)2O3组成，其中(0001)面的倾角在0-10度的倾角区间中显示最高峰，并且0-10度倾角区间中频率的总和占45％或更多，热转变α-型(Al，Cr)2O3层在伴有非常高机械应力和热应力以高热量生成的高速断续切削钢或铸铁中显示优异的抗崩刃性。因此，显著抑制了在切削刃中出现崩刃，并显示了优异的耐磨性。相反，在所有的常规金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的沉积α-型Al2O3层组成，其中(0001)面的测量倾角不偏向分布在0-45度的范围内，并且不出现最高峰，沉积的α-型Al2O3层不能抵抗高速断续切削中剧烈的机械应力和热应力，从而在切削刃中出现崩刃，因此缩短了常规金属陶瓷切削工具的可用寿命。
[实施例3]制备下列各平均粒径为1-3微米的粉末作为基质用原材料：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粉末和Co粉末。这些原始粉末基于表1所示的化合组成彼此化合，使用球磨机在加入蜡的丙酮溶液中彼此混合24小时，在减压下干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为具有预定形状的生坯，然后，在真空中，于下列条件下烧结该生坯：压力5Pa，预定温度1370-1470℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由WC基硬质合金制成、具有ISO·CNMG120408中定义的不磨刃刀片端部形状的工具基质A-F。
此外，制备下列各平均粒径为0.5-2微米的粉末作为基质用原材料：TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。这些原始粉末基于表2所示的化合组成彼此化合，使用球磨机彼此湿混24小时并干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为生坯。然后，在氮气氛中，于下列条件下烧结该生坯：压力1.3kPa，温度1540℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由TiCN基金属陶瓷制成、具有ISO标准·CNMG120412中定义的端部形状的工具基质a-f。
然后，在表12(在表12中，1-TiCN表示具有日本未审专利申请公开JP 6-8010中描述的纵向生长晶体结构的TiCN层的形成条件，其它的表示普通的粒状晶体结构的形成条件)所示的条件下，以表13所示的组合和目标层厚度，通过使用通用的化学气相沉积反应器将作为硬质涂层下层的钛化合物层沉积在工具基质A-F和a-f的表面上。接下来，相似地，在表12所示的条件下，以表13所示的组合和目标层厚度沉积具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Ti)2O3层。随后，在表4所示的条件下，以表13所示的组合将二氧化钛层沉积在具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Ti)2O3层的表面上。在此状态下，在氩气氛中，于下列条件下进行热转变处理而将具有κ-型或θ-型晶体结构的(Al，Ti)2O3层转变成具有α-型晶体结构的(Al，Ti)2O3层：压力30kPa，温度1100℃，预定持续时间20-100分钟。因此，分别制造了具有热转变α-型(Al，Ti)2O3层作为硬质涂层上层的本发明涂覆金属陶瓷工具1-13。
而且，在制造本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13中，制备单独的测试件，而且将这些测试件装入相同的化学气相沉积反应器中。当在该测试件的表面上形成了二氧化钛层的时候从化学气相沉积反应器中取出该测试件，使用俄歇电子能谱或扫描电子显微镜测量该二氧化钛层的组成(Y值)和层厚(测量该层的纵剖面)。结果是所有的涂覆金属陶瓷工具显示与目标组成和目标层厚度基本上相同的组成和平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
如表14所示，为了对比，在与表12所示相同的条件下形成作为具有表14所示目标层厚度之硬质涂层上层的沉积α-型Al2O3层。然后，除了在上述条件下不进行二氧化钛层的形成和热转变处理之外，在与上述条件相同的条件下制造常规的金属陶瓷工具1-13。
然后，使用场致发射型扫描电子显微镜绘出构成本发明涂覆金属陶瓷工具和常规金属陶瓷工具之硬质涂层的热转变α-型(Al，Ti)2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
具体地说，通过下列步骤绘出倾角频率分布曲线。首先，将测试件嵌入场致发射型扫描电子显微镜的透镜-套筒中，使用其热转变的α-型(Al，Ti)2O3层和沉积的α-型Al2O3层的表面作为待抛光的表面。然后，以相对于抛光面为70度的入射角，以1nA的照射电流，将加速电压为15kV的电子束逐一辐射抛光面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用电子背散射衍射成像设备，对于30×50微米的面积，以0.1微米/步的间距测量作为其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法线相对于各抛光面法线的倾角。根据这些测量结果，在所有的测量倾角当中，将0-45度范围内的测量倾角以0.25度的间距分成若干个区间，对各分类区间中的频率求和。
在得到的各种热转变α-型(Al，Ti)2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线中，(0001)面显示最高峰的倾角区间和0-10度倾角区间中的倾角频率占倾角频率分布曲线上所有倾角频率的比例分别示于表13和14中。
分别如表13和14所示，在上面的各种倾角频率分布曲线中，本发明涂覆金属陶瓷工具的所有热转变α-型(Al，Ti)2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角显示在0-10度的倾角区间中出现最高峰，并且0-10度倾角区间中倾角频率的比为45％或更多。相反，常规涂覆金属陶瓷工具1-13的所有沉积α-型Al2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中，(0001)面的测量倾角分布不偏向在0-45度中，最高峰不出现，并且0-10度的倾角区间中倾角频率的比为25％或更少。
另外，图4说明了本发明涂覆金属陶瓷工具2的热转变α-型(Al，Ti)2O3层的倾角频率分布曲线，图6说明了常规涂覆金属陶瓷工具10的沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
而且，对于本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13，当使用电子探针微量分析器(EPMA)或俄歇电子能谱(观察层的纵剖面时)观察构成涂覆金属陶瓷工具硬质涂层的层时，发现本发明的所有涂覆金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和热转变的α-型(Al，Ti)2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成，并且在热转变处理之前沉积的钛化合物层也存在于工具的表面中。另一方面，人们发现，所有的常规金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和沉积的α-型Al2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成。而且，当通过使用扫描电子显微镜测量构成涂覆金属陶瓷工具的硬质涂层的层厚时(相似地，测量层的纵剖面)，所有涂覆金属陶瓷工具具有与目标层厚基本上相同的平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
然后，在将上述各种涂覆金属陶瓷工具的每一个螺旋固定到具有固定夹具的由工具钢制成的切削车的端部的状态中，对本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13进行下列试验：(1)在下列条件下进行合金钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为200米/分钟)：工件：JIS·SCM415圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：400米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.35毫米/转，切削时间：5分钟，(2)在下列条件下进行碳钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为250米/分钟)：工件：JIS·S35C圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：450米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.25毫米/转，切削时间：5分钟，(3)在下列条件下进行铸铁的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为250米/分钟)：
工件：JIS·FC150圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：550米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.3毫米/转，切削时间：5分钟，然后，测量各个试验中切削刃刀腹磨损的宽度。测量结果示于表15中。
[表12]
(在表12中，MO表示(Al，Ti)2O3。)
[表13]
(在表13中，MO示(Al，Ti)2O3；倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表14]
(在表14中，倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表15]
(在表15中，可用寿命是由在硬质涂层上产生的崩刃造成的。)正如从表13-15所示的结果明显看出的，在本发明所有的金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的热转变α-型(Al，Ti)2O3组成，其中(0001)面的倾角在0-10度的倾角区间中显示最高峰，并且0-10度倾角区间中频率的总和占45％或更多，热转变α-型(Al，Ti)2O3层在伴有非常高机械应力和热应力以高热量生成的高速断续切削钢或铸铁中显示优异的抗崩刃性。因此，显著抑制了在切削刃中出现崩刃，并显示了优异的耐磨性。相反，在所有的常规金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的沉积α-型Al2O3层组成，其中(0001)面的测量倾角不偏向分布在0-45度的范围内，并且不出现最高峰，沉积的α-型Al2O3层不能抵抗高速断续切削中剧烈的机械应力和热应力，从而在切削刃中出现崩刃，因此缩短了常规金属陶瓷切削工具的可用寿命。
[实施例4]制备下列各平均粒径为1-3微米的粉末作为基质用原材料：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粉末和Co粉末。这些原始粉末基于表1所示的化合组成彼此化合，使用球磨机在加入蜡的丙酮溶液中彼此混合24小时，在减压下干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为具有预定形状的生坯。然后，在真空中，于下列条件下烧结该生坯：压力5Pa，预定温度1370-1470℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由WC基硬质合金制成、具有ISO·CNMG120408中定义的不磨刃刀片端部形状的工具基质A-F。
此外，制备下列各平均粒径为0.5-2微米的粉末作为基质用原材料：TiCN(TiC/TiN＝50/50，重量比)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。这些原始粉末基于表2所示的化合组成彼此化合，使用球磨机彼此湿混24小时并干燥。此后，在98MPa的压力下将得到的粉末混合物压制成型为生坯。然后，在氮气氛中，于下列条件下烧结该生坯：压力1.3kPa，温度1540℃，持续时间1小时。烧结后，对切削刃进行装角(R：0.07毫米)从而制造由TiCN基金属陶瓷制成、具有ISO标准·CNMG120412中定义的端部形状的工具基质a-f。
然后，在表16(在表16中，1-TiCN表示具有日本未审专利申请公开JP 6-8010中描述的纵向生长晶体结构的TiCN层的形成条件，其它的表示普通的粒状晶体结构的形成条件)所示的条件下，以表17所示的组合和目标层厚度，通过使用通用的化学气相沉积反应器将作为硬质涂层下层的钛化合物层沉积在工具基质A-F和a-f的表面上。接下来，相似地，在表16所示的条件下，以表17所示的组合和目标层厚度沉积κ，θ-Al2O3层。随后，在表4所示的条件下，以表17所示的组合将二氧化钛薄层沉积在沉积的κ，θ-Al2O3层的表面上。在氩气氛中，于下列条件下进行热转变处理而将沉积的κ，θ-Al2O3层转变成具有α-型晶体结构的Al2O3层：压力30kPa，温度1100℃，预定持续时间10-60分钟。因此，分别制造了具有转变的α-Al2O3层作为硬质涂层上层的本发明涂覆金属陶瓷工具1-13。
而且，在制造本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13中，制备单独的测试件，而且将这些测试件装入相同的化学气相沉积反应器中。当在该测试件的表面上形成了薄的二氧化钛薄层的时候从化学气相沉积反应器中取出该测试件，使用俄歇电子能谱或扫描电子显微镜测量该二氧化钛层的组成(X值)和平均层厚(μm)(测量该层的纵剖面)。
如表18所示，为了对比，在与表16所示相同的条件下形成作为具有表18所示目标层厚度之硬质涂层上层的沉积α-型Al2O3层。然后，除了在上述条件下不进行二氧化钛薄层的形成和热转变处理之外，在与上述条件相同的条件下制造常规的金属陶瓷工具1-13。
然后，使用场致发射型扫描电子显微镜绘出构成本发明涂覆金属陶瓷工具和常规金属陶瓷工具之硬质涂层的热转变α-型Al2O3层和沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
具体地说，通过下列步骤绘出倾角频率分布曲线。首先，将测试件嵌入场致发射型扫描电子显微镜的透镜-套筒中，使用热转变的α-Al2O3层和沉积的α-Al2O3层的表面作为待抛光的表面。然后，以相对于抛光面为70度的入射角，以1nA的照射电流，将加速电压为15kV的电子束逐一辐射在抛光面的测量范围中具有六方晶格的晶粒上。然后，使用电子背散射衍射成像设备，对于30×50微米的面积，以0.1微米/步的间距测量作为其中形成各晶粒之晶面的(0001)面的法线相对于各抛光面法线的倾角。根据这些测量结果，在所有的测量倾角当中，将0-45度范围内的测量倾角以0.25度的间距分成若干个区间，对各分类区间中的频率求和。
在得到的各种热转变α-Al2O3层和沉积α-Al2O3层的倾角频率分布曲线中，(0001)面显示最高峰的倾角区间和0-10度倾角区间中的倾角频率占倾角频率分布曲线上所有倾角频率的比例分别示于表17和18中。
分别如表17和18所示，在上面的各种倾角频率分布曲线中，本发明涂覆金属陶瓷工具的所有α-Al2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中(0001)面的测量倾角表明在0-10度的倾角区间中存在最高峰，并且0-10度倾角区间中倾角频率的比为45％或更多。相反，常规涂覆金属陶瓷工具1-13的所有沉积α-型Al2O3层都显示这样的倾角频率分布曲线，其中，(0001)面的测量倾角分布不偏向在0-45度中，最高峰不出现，并且0-10度的倾角区间中倾角频率的比为25％或更少。
另外，图5说明了本发明涂覆金属陶瓷工具9的转变α-Al2O3层的倾角频率分布曲线，图6说明了常规涂覆金属陶瓷工具10的沉积α-型Al2O3层的倾角频率分布曲线。
而且，对于本发明得到的涂覆金属陶瓷工具1-13和得到的常规涂覆金属陶瓷工具1-13，当使用俄歇电子能谱(观察层的纵剖面时)测量构成涂覆金属陶瓷工具硬质涂层的层时，发现本发明的所有涂覆金属陶瓷工具1-13都是由钛化合物层和转变的α-Al2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成，并且在上面的测量中，在转变处理之前沉积在工具表面上的钛化合物层也具有与目标组成基本相同的组成。另一方面，人们发现，所有的常规金属陶瓷工具1-13是由钛化合物层和沉积的α-型Al2O3层组成的，这具有与目标组成基本上相同的组成。而且，当通过使用扫描电子显微镜测量构成涂覆金属陶瓷工具的硬质涂层的层厚时(相似地，测量层的纵剖面)，所有涂覆金属陶瓷工具具有与目标层厚基本上相同的平均层厚(在5个点处测量的值的平均值)。
然后，在将上述各种涂覆金属陶瓷工具的每一个螺旋固定到具有固定夹具的由工具钢制成的切削车的端部的状态中，对本发明的涂覆金属陶瓷工具1-13和常规的涂覆金属陶瓷工具1-13进行下列试验：(1)在下列条件下进行合金钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为200米/分钟)：工件：JIS·SCr420H圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：380米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.2毫米/转，切削时间：10分钟，(2)在下列条件下进行碳钢的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为200米/分钟)：工件：JIS·S40C圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，切削速度：350米/分钟，切削深度：1.0毫米，进给量：0.25毫米/转，切削时间：10分钟，(3)在下列条件下进行铸铁的干燥高速断续切削试验(正常切削速度为200米/分钟)：工件：JIS·FCD450圆棒，具有沿纵向等距离排列的4条纵向沟槽，
切削速度：400米/分钟，切削深度：1.5毫米，进给量：0.3毫米/转，切削时间：10分钟，然后，测量各个试验中切削刃刀腹磨损的宽度。测量结果示于表19中。
[表16]
[表17]
(在表17中，倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表18]
(在表18中，倾角区间表示(0001)面显示最高峰的倾角区间；频率比表示0-10度倾角区间中的频率比)
[表19]
(在表19中，可用寿命是由在硬质涂层上产生的崩刃造成的。)正如从表17-19所示的结果明显看出的，在本发明所有的金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的转变α-Al2O3组成，其中(0001)面的倾角在0-10度的倾角区间中显示最高峰，并且0-10度倾角区间中频率的总和占45％或更多，转变的α-Al2O3层在伴有非常高机械应力和热应力以高热量生成的高速断续切削钢或铸铁中显示优异的抗崩刃性。因此，显著抑制了在切削刃中出现崩刃，并显示了优异的耐磨性。相反，在所有的常规金属陶瓷工具1-13中，其中硬质涂层的上层由显示以下倾角频率分布曲线的沉积α-Al2O3层组成，其中(0001)面的测量倾角不偏向分布在0-45度的范围内，并且不出现最高峰，沉积的α-型Al2O3层不能抵抗高速断续切削中剧烈的机械应力和热应力，从而在切削刃中出现崩刃，因此缩短了常规金属陶瓷切削工具的可用寿命。
如上所述，本发明的涂覆金属陶瓷工具不但在正常条件下连续切削或断续切削各种材料如钢或铸铁中，而且在具有苛刻切削条件的高速断续切削工作中显示优异的抗崩刃性，并且显示优异切削性能的时间延长。因此，能够充分并令人满意地解决对高性能切削设备、切削工作中省力和节能以及降低成本的需求。
而且，本发明的涂覆金属陶瓷工具不但在正常条件下连续切削或断续切削各种材料如钢或铸铁中，而且在伴有非常高的机械应力和热应力以及生成大量热的最剧烈切削条件下高速断续切削中显示优异的抗崩刃性，并且显示优异切削性能的时间延长。因此，能够充分并令人满意地解决对高性能切削设备、切削工作中省力和节能以及降低成本的需求。