JP2002192404A - Cutting tool - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a ceramic cutting tool capable of ensuring the stable cutting performance for a long time even under a cutting work condition of high thermal and mechanical load, and being inexpensively manufactured. SOLUTION: A ceramic base 4 of a tool body 1 is composed of silicon nitride ceramic, and a surface of the ceramic base 4 is coated with a titanium carbonitride coating layer 1f. The coating layer 1f has a texture mainly composed of pillar crystalline particles growing in the layer thickness direction, and the particles are adjusted to satisfy that t is 0.5-3 μm, and a value of d/t is 0.1 or more to 0.5 or less, when an average size of the crystalline particles observed on the surface is d, and an average thickness of the coating layer is t.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】この発明は、工具本体部がセ
ラミックにて構成されるとともに、スローアウェイチッ
プ、エンドミルあるいはドリルなどに使用される切削工
具に関し、詳しくは耐摩耗性を改善するために、上記セ
ラミック製の工具本体部に表面被覆を施した切削工具に
関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a cutting tool used for a throw-away insert, an end mill, a drill, or the like, in which a tool main body is formed of ceramic. The present invention relates to a cutting tool in which a surface of a ceramic tool body is coated.

【０００２】[0002]

【従来の技術】従来、上記のような切削工具として、窒
化珪素質セラミックからなる基体の表面に酸化アルミニ
ウムや炭化チタンなどの被覆層を、ＣＶＤ法（Chemical
Vapour Deposition：化学蒸着法）により多層形成した
ものが、例えば特公平３−４９６８１号公報あるいは特
開平６−２４６５１１号公報に開示されている。これら
の被覆層は、主に工具の耐摩耗性や耐熱性を向上させる
目的で形成されるものである。2. Description of the Related Art Conventionally, as a cutting tool as described above, a coating layer of aluminum oxide, titanium carbide or the like is coated on a surface of a substrate made of silicon nitride ceramic by a CVD method (Chemical Method).
A multilayer formed by vapor deposition (chemical vapor deposition) is disclosed in, for example, Japanese Patent Publication No. 3-49681 or Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-246511. These coating layers are formed mainly for the purpose of improving the wear resistance and heat resistance of the tool.

【０００３】[0003]

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記公
報では、被覆層に生ずる成膜時の残留応力についてあま
り大きな注意が払われておらず、必ずしも顕著な性能改
善が望めない問題があった。すなわち、ＣＶＤ法では、
ガス状の原料物質の化学反応により被覆層の形成物質を
合成しつつセラミック基体表面に堆積させる手法をとる
が、この反応は、原料物質を活性化するために一般に１
０００℃以上の高温で行なわれる。そして、形成される
被覆層とセラミック基体との間の熱膨張係数の差が大き
いと、成膜後に常温に冷却する際に被覆層には大きな残
留応力が生ずる。また、被覆層が、熱膨張係数の異なる
材質にて複数層に構成されている場合は、層間の熱膨張
係数の差も残留応力の原因となりうる。セラミック工具
は耐摩耗性には優れているが、上記のような残留応力が
過剰に生じていると、工具使用時に被覆層の剥離が生じ
やすくなる問題がある。However, in the above-mentioned publication, much attention has not been paid to the residual stress generated during the film formation in the coating layer, and there has been a problem that a remarkable improvement in performance cannot always be expected. That is, in the CVD method,
A method of synthesizing a coating layer forming material by a chemical reaction of a gaseous raw material and depositing the coating material on the surface of the ceramic substrate is employed. In general, this reaction is performed to activate the raw material.
It is performed at a high temperature of 000 ° C. or more. If the difference in thermal expansion coefficient between the formed coating layer and the ceramic substrate is large, a large residual stress is generated in the coating layer when the coating layer is cooled to room temperature after film formation. Further, when the coating layer is composed of a plurality of layers made of materials having different coefficients of thermal expansion, a difference in coefficient of thermal expansion between layers may also cause residual stress. Although the ceramic tool is excellent in wear resistance, if the residual stress as described above is excessively generated, there is a problem that the coating layer is easily peeled off when the tool is used.

【０００４】例えば上記の課題を解決する目的で、特開
平１０−２１２１８３号公報には、基体表面に酸窒化ア
ルミニウム層を形成し、その上にさらに別の酸窒化アル
ミニウム層、炭化チタン層、窒化チタン層及び炭窒化チ
タン層をこの順序にて形成し、さらに最外層に窒化チタ
ン層を形成した工具が提案されている。しかしながら、
近年、省力化や高能率加工化への要望がさらに高まりつ
つある中にあっては、上記公報の工具においても被覆層
の密着性の改善は十分とはいえない。[0004] For example, in order to solve the above-mentioned problems, Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-212183 discloses that an aluminum oxynitride layer is formed on the surface of a substrate, and another aluminum oxynitride layer, a titanium carbide layer, A tool has been proposed in which a titanium layer and a titanium carbonitride layer are formed in this order, and a titanium nitride layer is further formed on the outermost layer. However,
In recent years, while the demand for labor saving and high-efficiency processing is increasing more and more, improvement of the adhesion of the coating layer is not sufficient even in the tool disclosed in the above publication.

【０００５】また、機械的に高負荷がかかる重切削条件
で工具を使用する場合、工具は被削材との接触摩擦にて
高温に加熱されるが、被覆層とセラミック基体との間の
熱膨張係数の差が大きいと、加熱・冷却による大きな熱
衝撃が工具に加わることになる。その結果、工具の耐欠
損性が不足しやすくなる問題もある。例えば、被覆層の
方が基体よりも熱膨張係数が大きいと、ＣＶＤ成膜後の
冷却時に被覆層に生ずる残留応力は引張りとなり、工具
の耐欠損性低下の大きな要因となる。特に、断続切削の
場合はこのような熱衝撃は反復して工具に加わるので、
工具寿命の低下が著しくなる。When a tool is used under heavy cutting conditions where a high load is applied mechanically, the tool is heated to a high temperature by contact friction with a work material, but the heat between the coating layer and the ceramic substrate is increased. If the difference between the expansion coefficients is large, a large thermal shock due to heating and cooling is applied to the tool. As a result, there is a problem that the fracture resistance of the tool is likely to be insufficient. For example, if the thermal expansion coefficient of the coating layer is larger than that of the substrate, the residual stress generated in the coating layer at the time of cooling after the CVD film formation becomes tensile, which is a major factor in lowering the fracture resistance of the tool. In particular, in the case of interrupted cutting, such thermal shock is repeatedly applied to the tool,
The tool life is significantly reduced.

【０００６】本発明の課題は、熱的及び機械的に高負荷
のかかる切削加工条件においても安定した切削性能を長
期にわたって確保することができ、かつ安価に製造可能
なセラミック系の切削工具を提供することにある。An object of the present invention is to provide a ceramic cutting tool which can secure stable cutting performance for a long time even under cutting conditions in which a high load is applied thermally and mechanically, and can be manufactured at low cost. Is to do.

【０００７】[0007]

【課題を解決するための手段及び作用・効果】上記課題
を解決するために本発明の切削工具は、窒化珪素質セラ
ミックからなるセラミック基体の表面を炭窒化チタン被
覆層にて覆った工具本体部を有し、かつ炭窒化チタン被
覆層は、層厚方向に成長した柱状結晶粒子を主体とする
組織を有するものであり、かつ炭窒化チタン被覆層の表
面に観察される結晶粒子の平均寸法をｄ、炭窒化チタン
被覆層の平均厚さをｔとして、ｔが０．５〜３μｍであ
り、かつｄ／ｔの値が０．１以上０．５以下に調整され
ていることを特徴とする。Means for Solving the Problems and Functions / Effects To solve the above problems, a cutting tool according to the present invention comprises a tool body in which a surface of a ceramic base made of silicon nitride ceramic is covered with a titanium carbonitride coating layer. And, the titanium carbonitride coating layer has a structure mainly composed of columnar crystal grains grown in the layer thickness direction, and the average size of the crystal particles observed on the surface of the titanium carbonitride coating layer d, where t is the average thickness of the titanium carbonitride coating layer and t is 0.5 to 3 μm, and the value of d / t is adjusted to 0.1 or more and 0.5 or less. .

【０００８】本発明において主眼としたのは、被覆層を
形成したセラミック切削工具において、被覆層とセラミ
ック基体との密着性を維持しつつ、耐欠損性の低下を如
何にして抑制するか、という点にある。この点に鑑みて
本発明者らが種々検討を行なった結果、セラミック基体
として窒化珪素質セラミックを採用し、さらに、被覆層
の材質として、特に炭窒化チタンを採用することによ
り、耐欠損性の向上を図る上で有利であることが判明し
た。そして、さらに鋭意検討を重ねた結果、炭窒化チタ
ン被覆層を、図６に模式的に示すように、層厚方向に成
長した柱状結晶粒子を主体とする組織（以下、柱状組織
という）を有するものとして形成し、かつ炭窒化チタン
被覆層の表面に観察される結晶粒子の平均寸法（以下、
単に「柱状結晶粒子の平均寸法」ともいう）をｄ、炭窒
化チタン被覆層の平均厚さをｔとして、ｔを０．５〜３
μｍ、かつｄ／ｔの値を０．１以上０．５以下に調整す
ることで、被覆層の残留応力を軽減してさらに優れた耐
欠損性を得られることを見出し、本発明を完成するに至
ったのである。The main focus of the present invention is how to suppress the decrease in fracture resistance of a ceramic cutting tool having a coating layer formed thereon while maintaining the adhesion between the coating layer and the ceramic substrate. On the point. In view of this point, the present inventors have conducted various studies, and as a result, by adopting silicon nitride ceramic as the ceramic base and further employing titanium carbonitride as the material of the coating layer, the fracture resistance is improved. It has been found that it is advantageous for improvement. As a result of further intensive studies, the titanium carbonitride coating layer has a structure mainly composed of columnar crystal grains grown in the layer thickness direction (hereinafter, referred to as a columnar structure), as schematically shown in FIG. And the average size of the crystal grains observed on the surface of the titanium carbonitride coating layer (hereinafter, referred to as
T is 0.5 to 3 where d is the average size of the columnar crystal particles and t is the average thickness of the titanium carbonitride coating layer.
By adjusting the value of μm and d / t to 0.1 or more and 0.5 or less, it was found that the residual stress of the coating layer can be reduced and more excellent fracture resistance can be obtained, and the present invention is completed. It was reached.

【０００９】炭窒化チタン被覆層においては、その平均
厚さｔを３μｍとある程度小さな値に調整しつつ、かつ
ｄ／ｔの値を０．５以下に調整することで、被覆層中の
残留応力が抑制され、工具の耐欠損性を大幅に改善する
ことができる。そして、本発明者らの検討によると、炭
窒化チタン被覆層の組織は、ＣＶＤ成膜により上記柱状
組織とすることができるが、この場合上記のｄ／ｔの値
は、炭窒化チタン被覆層の形成温度に依存して変化し、
形成温度が低いほど、結晶粒の被覆層面内方向の成長が
被覆層厚さ方向の成長に対して相対的に抑制されるの
で、ｄ／ｔの値は小さくなる傾向にある。そして、工具
の耐欠損性改善が顕著となる残留応力抑制効果は、該ｄ
／ｔが０．５以下となる程度に炭窒化チタン被覆層の形
成温度が制限された場合に特に顕著となる。これによ
り、より安価な上記複合セラミックを使用しつつ、工具
使用時の欠損等が効果的に抑制できるようになる。In the titanium carbonitride coating layer, while adjusting the average thickness t to a small value of 3 μm to some extent and adjusting the value of d / t to 0.5 or less, the residual stress in the coating layer is adjusted. Is suppressed, and the fracture resistance of the tool can be significantly improved. According to the study of the present inventors, the structure of the titanium carbonitride coating layer can be the columnar structure by CVD film formation. In this case, the value of d / t is set to Changes depending on the formation temperature of
As the formation temperature is lower, the growth of crystal grains in the in-plane direction of the coating layer is relatively suppressed with respect to the growth in the thickness direction of the coating layer, so that the value of d / t tends to be smaller. The residual stress suppressing effect, in which the improvement in the fracture resistance of the tool is remarkable, is due to the d
This is particularly noticeable when the formation temperature of the titanium carbonitride coating layer is limited to the extent that / t is 0.5 or less. Thereby, while using the less expensive composite ceramics, it is possible to effectively suppress the loss or the like when using the tool.

【００１０】なお、本明細書において、炭窒化チタン被
覆層の表面に観察される結晶粒子の寸法ｄjとは、図５
に示すように、炭窒化チタン被覆層の表面に表れる粒子
の外形線に対し、粒子の内部を横切らない外接平行線
を、該粒子との位置関係を変えながら各種引いたとき
の、その平行線の最小間隔ｄminと、最大間隔ｄmaxとの
平均値（すなわち、ｄj＝（ｄmin＋ｄmax）／２）にて
表すものとする。そして、平均寸法ｄは、表面に表れる
全ての粒子についてのｄjの平均値のことである。In the present specification, the dimension dj of the crystal grains observed on the surface of the titanium carbonitride coating layer is as shown in FIG.
As shown in the figure, a circumscribed parallel line that does not intersect the inside of the particle with respect to the external shape of the particle appearing on the surface of the titanium carbonitride coating layer, when the various parallel lines are drawn while changing the positional relationship with the particle, Is represented by an average value of the minimum interval dmin and the maximum interval dmax (that is, dj = (dmin + dmax) / 2). The average dimension d is the average value of dj for all particles appearing on the surface.

【００１１】ｄ／ｔが０．５を超えると残留応力抑制効
果は不十分となり、耐欠損性の改善が望めなくなる。他
方、該ｄ／ｔを０．１未満とすることは、炭窒化チタン
被覆層の形成温度が極端に低くなることを意味し、均質
な炭窒化チタン被覆層が得られなくなったり、炭窒化チ
タン被覆層とセラミック基体との密着性が低下して工具
使用時に被覆層剥離等を生じたりしやすくなる。ｄ／ｔ
は、より望ましくは０．１〜０．３とするのがよい。When d / t exceeds 0.5, the effect of suppressing residual stress becomes insufficient, and improvement in fracture resistance cannot be expected. On the other hand, setting the d / t to less than 0.1 means that the formation temperature of the titanium carbonitride coating layer becomes extremely low, and it becomes impossible to obtain a uniform titanium carbonitride coating layer, The adhesion between the coating layer and the ceramic substrate is reduced, and the coating layer is easily peeled off when a tool is used. d / t
Is more preferably set to 0.1 to 0.3.

【００１２】また、炭窒化チタン被覆層の残留応力レベ
ルは、炭窒化チタン被覆層の厚さによっても影響を受け
る。本発明では炭窒化チタン被覆層の平均厚さを０．５
〜３μｍとすることにより、前記残留応力を効果的に抑
制することができ、工具の耐欠損性を向上させることが
できる。炭窒化チタン被覆層の平均厚さが０．５μｍ未
満では耐摩耗性が不十分となり、３μｍを超えると残留
応力レベルが増大して耐欠損性が損なわれることにつな
がる。[0012] The residual stress level of the titanium carbonitride coating layer is also affected by the thickness of the titanium carbonitride coating layer. In the present invention, the average thickness of the titanium carbonitride coating layer is 0.5
By setting the thickness to 3 μm, the residual stress can be effectively suppressed, and the fracture resistance of the tool can be improved. If the average thickness of the titanium carbonitride coating layer is less than 0.5 μm, the wear resistance is insufficient, and if it exceeds 3 μm, the residual stress level increases and the fracture resistance is impaired.

【００１３】上記の炭窒化チタン被覆層は、具体的には
７５０〜９００℃の中低温の形成温度範囲にてＣＶＤ成
膜することが望ましい。形成温度（反応温度）が９００
℃以上では得られる炭窒化チタン被覆層の残留応力が高
くなりすぎ、工具の耐欠損性が十分に確保されなくな
る。他方、７５０℃未満では炭窒化チタンを形成するた
めの化学反応が十分に進行しなくなり、均質な炭窒化チ
タン被覆層を得ることが困難となる。炭窒化チタン被覆
層の形成温度は、より望ましくは８３０〜８８０℃とす
るのがよい。The titanium carbonitride coating layer is desirably formed by CVD at a medium to low temperature range of 750 to 900 ° C. Formation temperature (reaction temperature) is 900
If the temperature is higher than ℃, the residual stress of the obtained titanium carbonitride coating layer becomes too high, and the fracture resistance of the tool cannot be sufficiently secured. On the other hand, when the temperature is lower than 750 ° C., the chemical reaction for forming titanium carbonitride does not proceed sufficiently, and it becomes difficult to obtain a uniform titanium carbonitride coating layer. The formation temperature of the titanium carbonitride coating layer is more desirably 830 to 880 ° C.

【００１４】ＣＶＤ成膜では、反応容器中に所期の形状
となしたセラミック基体を配置し、これを上記反応温度
に加熱しながら原料ガスをキャリアガス（例えば水素ガ
ス（Ｈ_２））とともに流し、原料ガスからの化学反応に
より被覆層物質を生成させつつセラミック基体表面に堆
積させる。原料ガスは、窒化チタン被覆層の形成には、
チタン源成分（例えば四塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）等の
塩化チタン）と窒素源成分（例えば窒素ガス（Ｎ_２）や
アンモニア（ＮＨ_３））とを含有したガスを使用できる
が、炭窒化チタン被覆層の形成には、上記窒化チタン被
覆層の原料ガスに、さらに炭素源成分（メタンなどの炭
化水素や、その他の有機化合物気体）を混合したものを
使用できる。また、窒素を含有した有機化合物（例えば
ＣＨ_３ＣＮ（アセトニトリル））を炭窒化チタン被覆層
の原料ガスとして用いることもできる。In CVD film formation, a ceramic substrate having a desired shape is placed in a reaction vessel, and a raw material gas is flowed together with a carrier gas (for example, hydrogen gas (H ₂ )) while heating the ceramic substrate to the above reaction temperature. The coating material is deposited on the surface of the ceramic substrate while generating a coating layer material by a chemical reaction from the raw material gas. The raw material gas is used for forming the titanium nitride coating layer.
A gas containing a titanium source component (eg, titanium chloride such as titanium tetrachloride (TiCl ₄ )) and a nitrogen source component (eg, nitrogen gas (N ₂ ) or ammonia (NH ₃ )) can be used. For forming the layer, a material obtained by further mixing a carbon source component (hydrocarbon such as methane or other organic compound gas) with the raw material gas for the titanium nitride coating layer can be used. Further, an organic compound containing nitrogen (for example, CH ₃ CN (acetonitrile)) can be used as a raw material gas for the titanium carbonitride coating layer.

【００１５】上記のような中低温温度範囲でＣＶＤ成膜
された炭窒化チタン被覆層は、図６（ａ）〜（ｃ）に示
すように、層の成長厚さｔがｔ１→ｔ２→ｔ３と大きく
なるにつれ、柱状結晶粒子の平均寸法ｄもｄ１→ｄ２→
ｄ３と大きくなる傾向にある。しかしながら、本発明の
においては、いずれの場合も、ｔ／ｄ（＝ｄ１／ｔ１，
ｄ２／ｔ２，ｄ３／ｔ３）の値が０．１以上０．５以下
の範囲にあることが重要であって、これにより上記した
本発明の効果を達成することができる。As shown in FIGS. 6 (a) to 6 (c), the titanium carbonitride coating layer formed by CVD at the medium to low temperature range has a growth thickness t of t1 → t2 → t3. , The average dimension d of the columnar crystal particles also becomes d1 → d2 →
It tends to be as large as d3. However, in the present invention, in each case, t / d (= d1 / t1,
It is important that the value of (d2 / t2, d3 / t3) be in the range of 0.1 or more and 0.5 or less, whereby the effects of the present invention described above can be achieved.

【００１６】炭窒化チタン被覆層を構成する炭窒化チタ
ンは、炭化チタン（一般式：ＴｉＣ）と窒化チタン（一
般式：ＴｉＮ）との固溶体であり、一般式はＴｉＣ
_１−ＸＮ _Ｘ（以下、単にＴｉＣＮとも記す）である。Ｘ
の値は、原料ガス中の窒素源成分と炭素源成分との組成
比に応じて種々に設定できる。また、成膜中の窒素源成
分と炭素源成分との組成比を連続的又は段階的に変更
し、厚さ方向にＸの値を連続的又は段階的に変化させた
被覆層を形成することもできる。例えば、Ｘの値が小さ
い場合（すなわち、炭化チタン成分が多い場合）は被覆
層の耐摩耗性が改善されるが、炭窒化チタン被覆層の下
地が窒化珪素質セラミックからなる基体であるか、ある
いは後述する窒化チタン層であった場合、密着性改善の
観点においてＸの値が大きい（すなわち、窒化チタン成
分が多い）ほうが有利なこともありうる。このようなと
き、例えば窒素源成分量に対する炭素源成分量の比率を
徐々に増大させながら層形成することで、図７（ｂ）あ
るいは図７（ｃ）に示すように、Ｘがセラミック基体側
にて大きく層表面側にて小さい傾斜組成型の被覆層を形
成することが可能である。The titanium carbonitride constituting the titanium carbonitride coating layer
Titanium carbide (general formula: TiC) and titanium nitride (one
Is a solid solution with the general formula: TiN), and the general formula is TiC
_1-XN _X(Hereinafter simply referred to as TiCN). X
Is the composition of the nitrogen and carbon source components in the feed gas.
Various settings can be made according to the ratio. Also, the nitrogen source during film formation
Change the composition ratio of carbon and carbon source components continuously or stepwise
And the value of X was changed continuously or stepwise in the thickness direction.
A coating layer can also be formed. For example, if the value of X is small
Coating (that is, when the content of titanium carbide is large)
The abrasion resistance of the layer is improved, but below the titanium carbonitride coating.
Whether the ground is a substrate made of silicon nitride ceramic
Or the titanium nitride layer described below,
From the viewpoint, the value of X is large (that is, titanium nitride
May be more advantageous. Like this
For example, the ratio of the carbon source component amount to the nitrogen source component amount
By forming the layer while gradually increasing it, FIG.
Or, as shown in FIG. 7 (c), X is the ceramic substrate side.
To form a gradient composition type coating layer that is large on the layer surface side and small on the layer surface side.
Is possible.

【００１７】次に、セラミック基体を構成する窒化珪素
質セラミックは、窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）を主体とする
ものであるが、その残余の成分としては焼結助剤成分が
あり、周期律表の３Ａ、４Ａ、５Ａ、３Ｂ（例えばＡｌ
（酸化アルミニウムなど））及び４Ｂ（例えばＳｉ（シ
リカなど））の各族の元素群及びＭｇから選ばれる少な
くとも１種を、酸化物換算で例えば５質量％以下の範囲
内にて含有させることができる。これらは焼結体中で
は、酸化物や複合酸化物（例えば金属シリケート）等の
状態にて存在する。Next, the silicon nitride-based ceramic constituting the ceramic substrate is mainly composed of silicon nitride (Si ₃ N ₄ ), and the remaining component is a sintering aid component. 3A, 4A, 5A, 3B (for example, Al
(Aluminum oxide) and at least one element selected from the group consisting of Mg and 4B (for example, Si (silica)) and Mg in a range of, for example, 5% by mass or less in terms of oxide. it can. These are present in the sintered body in the form of an oxide or a composite oxide (for example, metal silicate).

【００１８】３Ａ族の焼結助剤成分としては、Ｓｃ、
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔ
ｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが一般的に用
いられる。これらの元素Ｒの含有量は、ＣｅのみＲ
Ｏ_２、他はＲ_２Ｏ_３型酸化物にて換算する。これらのう
ちでもＹ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂの各重
希土類元素の酸化物は、窒化珪素質焼結体の強度、靭性
及び耐摩耗性を向上させる効果があるので好適に使用さ
れる。また、このほかに、マグネシアスピネル、酸化ジ
ルコニウム等も焼結助剤として使用が可能である。The group 3A sintering aid components include Sc,
Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, T
b, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu are generally used. The content of these elements R is Ce only
O ₂ and others are calculated using R ₂ O ₃ type oxides. Of these, oxides of heavy rare earth elements of Y, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, and Yb are preferably used because they have the effect of improving the strength, toughness, and wear resistance of the silicon nitride sintered body. used. In addition, magnesia spinel, zirconium oxide and the like can also be used as a sintering aid.

【００１９】セラミック基体の構成成分である窒化珪素
は、表１に示すように、セラミック工具の被覆層の構成
成分として使用される酸化アルミニウム（Ａｌ
_２Ｏ_３）、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化チタン（Ｔｉ
Ｎ）、あるいは炭窒化チタン（表中ではＴｉＣ_０．５Ｎ
_０．５の組成のもので代表させている）と比較して線膨
張係数がかなり小さく、被覆層に残留応力を生じさせや
すい。そして、焼結助剤成分の含有量が低くなると、そ
の線膨張係数は純粋な窒化珪素に近づくため、被覆層と
の線膨張係数の差はさらに広がり、残留応力による耐欠
損性はますます生じやすくなる。従って、従来は、焼結
助剤成分の量を減少させることが耐摩耗性向上のために
有利であることがわかっていながら、耐欠損性確保の観
点から、ある程度多くの焼結助剤成分を含有させざるを
得ないという事情があった。As shown in Table 1, silicon nitride, which is a component of the ceramic substrate, is made of aluminum oxide (Al) used as a component of the coating layer of the ceramic tool.
₂ O ₃ ), titanium carbide (TiC), titanium nitride (Ti
N) or titanium carbonitride (TiC _0.5 N in the table)
₍ Represented by a composition having a composition of _0.5 ), and the coefficient of linear expansion is considerably small, so that residual stress is easily generated in the coating layer. And, as the content of the sintering aid component decreases, the coefficient of linear expansion approaches that of pure silicon nitride, so the difference in coefficient of linear expansion with the coating layer further increases, and fracture resistance due to residual stress is increasingly generated. It will be easier. Therefore, conventionally, although it has been found that reducing the amount of the sintering aid component is advantageous for improving wear resistance, a certain amount of sintering aid component is used from the viewpoint of ensuring chipping resistance. There was a situation that it had to be contained.

【００２０】[0020]

【表１】 [Table 1]

【００２１】しかしながら、本発明の採用により、被覆
層への応力残留が大幅に抑制できるため、窒化珪素質セ
ラミック中の焼結助剤成分含有量を従来レベルよりも低
い値、例えば５質量％以下に低減することが可能とな
る。その結果、工具の耐欠損性を維持しつつ、セラミッ
ク基体の耐摩耗性を向上させることができる。ただし、
焼結助剤成分は、窒化珪素質セラミックの焼成そのもの
が困難となる不具合を避けるため、最低でも１質量％程
度は添加することが望ましい。However, by adopting the present invention, the residual stress on the coating layer can be largely suppressed, so that the content of the sintering aid component in the silicon nitride ceramic is lower than the conventional level, for example, 5% by mass or less. It becomes possible to reduce to. As a result, it is possible to improve the wear resistance of the ceramic base while maintaining the chip resistance of the tool. However,
The sintering aid component is desirably added at least about 1% by mass in order to avoid a problem that the sintering of the silicon nitride ceramic itself becomes difficult.

【００２２】窒化珪素質セラミックの組織は、窒化珪素
を主成分とする主相結晶粒子が、ガラス質及び／又は結
晶質の結合相にて結合された形態のものとなる。なお、
主相は、β化率が７０体積％以上（望ましくは９０体積
％以上）のＳｉ_３Ｎ_４相を主体とするものであるのがよ
い。この場合、Ｓｉ_３Ｎ_４相は、ＳｉあるいはＮの一部
が、Ａｌあるいは酸素で置換されたもの、さらには、相
中にＬｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ等の金属原子が固溶したもの
であってもよい。例えば、次の一般式にて表されるサイ
アロンを例示することができる； β−サイアロン：Ｓｉ_６−ｚＡｌ_ｚＯ_ｚＮ_８−ｚ（ｚ＝
０〜４．２） α−サイアロン：Ｍ_Ｘ（Ｓｉ，Ａｌ）_１２（Ｏ，Ｎ）
_１６（Ｘ＝０〜２） Ｍ：Ｌｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｙ，Ｒ（ＲはＬａ，Ｃｅを除く
希土類元素）。なお、本発明において、「主成分」
（「主体」あるいは「主に」等も同義）とは、特に断り
がない限り、着目している物質においてその成分の含有
率が５０質量％以上であることを意味する。The structure of the silicon nitride-based ceramic has a structure in which main phase crystal grains containing silicon nitride as a main component are bonded by vitreous and / or crystalline binder phases. In addition,
The main phase is preferably mainly composed of a Si ₃ N ₄ phase having a β conversion of 70% by volume or more (preferably 90% by volume or more). In this case, the Si ₃ N ₄ phase is a phase in which a part of Si or N is substituted by Al or oxygen, and a phase in which metal atoms such as Li, Ca, Mg, and Y are solid-dissolved. There may be. For example, it can be exemplified Sialon which is expressed by the following general formula; _{beta-sialon: Si 6-z Al z O} z N 8-z (z =
0 to 4.2) _{alpha-SiAlON: M X (Si, Al)} 12 (O, N)
₁₆ (X = 0 to 2) M: Li, Mg, Ca, Y, R (R is a rare earth element excluding La and Ce). In the present invention, the "main component"
The term “subject” or “mainly” means that the content of the component in the substance of interest is 50% by mass or more, unless otherwise specified.

【００２３】前記した焼結助剤成分は、主に結合相を構
成するが、一部が主相中に取り込まれることもありえ
る。なお、結合相中には、焼結助剤として意図的に添加
した成分のほか、不可避不純物、例えば窒化珪素原料粉
末に含有されている酸化珪素などが含有されることがあ
る。The above-mentioned sintering aid component mainly constitutes the binder phase, but a part thereof may be taken into the main phase. The binder phase may contain unavoidable impurities, for example, silicon oxide contained in the silicon nitride raw material powder, in addition to components intentionally added as a sintering aid.

【００２４】次に、本発明においては、図７に示すよう
に、炭窒化チタン被覆層とセラミック基体との間に、窒
化チタン被覆層を挿入することができる（この窒化チタ
ン層も、前述の中低温温度域におけるＣＶＤ成膜により
形成できる）。窒化チタンは炭窒化チタンよりもセラミ
ック基体を構成する窒化珪素質セラミックとの親和性に
優れるため、上記のような窒化チタン層の挿入により被
覆層全体の密着性が向上し、ひいては層剥離等の不具合
をさらに効果的に抑制することができる。この場合、挿
入する窒化チタン層の平均厚さは、０．２〜１μｍの範
囲にて調整することが望ましい。該平均厚さが０．２μ
ｍ未満では、前記した密着性向上効果が十分に得られな
い場合があり、１μｍを超えると残留応力抑制効果が低
下して、耐欠損性の低下等を招きやすくなる。図７
（ａ）は、炭窒化チタン被覆層を構成する炭窒化チタン
の前記Ｘの値を、層厚方向において略一定の値（ここで
は０．５）とした場合の例である。また、図７（ｃ）の
実線は、Ｘを層厚方向に連続的に変化させた例であり、
破線は段階的に変化させた例である。Next, in the present invention, as shown in FIG. 7, a titanium nitride coating layer can be inserted between the titanium carbonitride coating layer and the ceramic substrate. It can be formed by CVD film formation in a medium to low temperature range). Titanium nitride has a higher affinity for the silicon nitride-based ceramic constituting the ceramic substrate than titanium carbonitride, so that the insertion of the titanium nitride layer as described above improves the adhesion of the entire coating layer, and in turn, such as delamination. Defects can be more effectively suppressed. In this case, it is desirable to adjust the average thickness of the inserted titanium nitride layer in the range of 0.2 to 1 μm. The average thickness is 0.2μ
If it is less than m, the above-mentioned effect of improving the adhesion may not be sufficiently obtained, and if it exceeds 1 μm, the effect of suppressing residual stress is reduced, which tends to cause a decrease in fracture resistance and the like. FIG.
(A) is an example in which the value of X of the titanium carbonitride constituting the titanium carbonitride coating layer is set to a substantially constant value (here, 0.5) in the layer thickness direction. The solid line in FIG. 7C is an example in which X is continuously changed in the layer thickness direction.
The dashed line is an example where it is changed stepwise.

【００２５】なお、図７（ｂ）は、Ｘの値を徐々に増加
させた後、最終的に１より小さい値に一定保持した場合
の例である。この場合は、全体が炭窒化チタン被覆層と
なるが、セラミック基体に接する第一層は厚さ方向にＸ
の値が略一定の炭窒化チタン層となり、層表面側の第二
層はＸの値が層厚方向に変化する傾斜組成型の炭窒化チ
タン層となる。FIG. 7 (b) shows an example in which the value of X is gradually increased and finally kept at a value smaller than 1. In this case, the entirety becomes a titanium carbonitride coating layer, but the first layer in contact with the ceramic base is X-shaped in the thickness direction.
Is a substantially constant titanium carbonitride layer, and the second layer on the layer surface side is a gradient composition type titanium carbonitride layer in which the value of X changes in the layer thickness direction.

【００２６】また、図８に示すように、炭窒化チタン被
覆層のさらに外側を窒化チタン被覆層にて覆うことがで
きる（この窒化チタン被覆層も、前述の中低温温度域に
おけるＣＶＤ成膜により形成できる）。窒化チタンは炭
窒化チタンよりも摩擦係数が小さいため、上記のような
窒化チタン被覆層により覆うことで工具と被削材との間
の摩擦抵抗を減ずることができ、重切削等を行なった場
合でも刃先部の温度上昇を抑制することができる。これ
により、冷熱サイクル付加による熱衝撃が緩和されて耐
欠損性のさらなる向上を図ることができる。また、発熱
そのものが抑制されることから、耐摩耗性の向上にも寄
与できる。このような窒化チタン被覆層は、平均厚さが
０．３〜１μｍの範囲にて調整されることが望ましい。
該平均厚さが０．３μｍ未満では、前記した摩擦抵抗低
減効果が十分に得られない場合があり、１μｍを超える
と残留応力抑制効果が低下して、耐欠損性の低下等を招
きやすくなる。As shown in FIG. 8, the outer side of the titanium carbonitride coating layer can be further covered with a titanium nitride coating layer. Can be formed). Since titanium nitride has a smaller coefficient of friction than titanium carbonitride, it can reduce the frictional resistance between the tool and the work material by covering it with the titanium nitride coating layer as described above. However, it is possible to suppress an increase in the temperature of the cutting edge. Thereby, the thermal shock due to the addition of the cooling / heating cycle is reduced, and the fracture resistance can be further improved. Further, since the heat generation itself is suppressed, it is possible to contribute to an improvement in wear resistance. It is desirable that the average thickness of such a titanium nitride coating layer is adjusted in the range of 0.3 to 1 μm.
When the average thickness is less than 0.3 μm, the above-mentioned frictional resistance reducing effect may not be sufficiently obtained. When the average thickness exceeds 1 μm, the residual stress suppressing effect is reduced, and the fracture resistance is likely to be reduced. .

【００２７】なお、本発明において、「炭窒化チタン被
覆層」は、炭窒化チタンを主成分とするものであれば、
本発明の目的が達成され、前記の効果が損なわれない範
囲にて、不可避不純物あるいは意図的な添加成分からな
る副成分が含有されていてもよい。また、「窒化チタン
被覆層」も同様に、窒化チタンを主成分とするものであ
れば、本発明の目的が達成され、前記の効果が損なわれ
ない範囲にて、不可避不純物あるいは意図的な添加成分
からなる副成分（ただし、不可避不純物レベル（例えば
０．５質量％程度を上限とする）を超える炭化チタン成
分は除く）が含有されていてもよい。In the present invention, the “titanium carbonitride coating layer” may be any one containing titanium carbonitride as a main component.
As long as the object of the present invention is achieved and the effects described above are not impaired, unavoidable impurities or subcomponents composed of intentionally added components may be contained. Similarly, as long as the “titanium nitride coating layer” contains titanium nitride as a main component, the object of the present invention is achieved, and unavoidable impurities or intentional additions are made as long as the above effects are not impaired. Subcomponents (excluding titanium carbide components exceeding the unavoidable impurity level (for example, up to about 0.5% by mass)) may be contained.

【００２８】[0028]

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
に示す実施例により説明する。図１は、本発明のセラミ
ック切削工具の一実施例であり、その工具本体部をなす
スローアウェイチップ１（以下、単にチップともいう）
を示している。該チップ１は、図１（ａ）に示すよう
に、偏平な略四角柱形状に形成されたセラミック基体の
外面全体を、図１（ｃ）に示す被覆層１ｆで覆った構造
を有しており、例えばその主面１ｃがすくい面を（以
下、すくい面１ｃともいう）、側面１ｅが逃げ面を形成
する（以下、逃げ面１ｅともいう）。図１（ｂ）に示す
ように、チップ１は、その各コーナー部１ａにアールが
施され、同図（ｃ）に示すように各切れ刃１ｂに対応し
て面取部１ｋが形成されている。また、図１（ａ）に示
すように、その主面１ｃの中央には、図示しないチップ
ホルダにチップ１を装着するための挿通孔１ｄが厚さ方
向に貫通して形成されている。面取部１ｋは断面が平面
状とされ、すくい面をなす主面１ｃとのなす角度θが例
えば２０〜３５°の範囲で調整されている。なお、面取
部１ｋの断面形状を、図１（ｄ）に示すように外向きの
曲面（アール面）としたり、あるいは図１（ｅ）のよう
に平面と曲面との組み合わせとしたりすることも可能で
ある。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The embodiments of the present invention will be described below with reference to examples shown in the drawings. FIG. 1 shows an embodiment of a ceramic cutting tool according to the present invention, and a throw-away tip 1 (hereinafter, also simply referred to as a tip) forming a tool main body thereof.
Is shown. As shown in FIG. 1 (a), the chip 1 has a structure in which the entire outer surface of a ceramic substrate formed in a flat, substantially quadrangular prism shape is covered with a coating layer 1f shown in FIG. 1 (c). For example, the main surface 1c forms a rake face (hereinafter also referred to as a rake face 1c), and the side face 1e forms a flank (hereinafter also referred to as a flank 1e). As shown in FIG. 1 (b), the tip 1 is rounded at each corner 1a, and as shown in FIG. 1 (c), a chamfered portion 1k is formed corresponding to each cutting edge 1b. I have. As shown in FIG. 1A, an insertion hole 1d for mounting the chip 1 in a chip holder (not shown) is formed in the center of the main surface 1c so as to penetrate in the thickness direction. The cross section of the chamfered portion 1k is flat, and the angle θ between the chamfered portion 1k and the main surface 1c forming a rake face is adjusted within a range of, for example, 20 to 35 °. The cross-sectional shape of the chamfered portion 1k may be an outwardly curved surface (a round surface) as shown in FIG. 1D, or a combination of a flat surface and a curved surface as shown in FIG. 1E. Is also possible.

【００２９】セラミック基体４は、窒化珪素質セラミッ
クからなり、含有される焼結助剤成分が例えば５質量％
以下である。また、被覆層１ｆは、例えば図６に示すよ
うな炭窒化チタン被覆層であり、被覆層の表面に観察さ
れる結晶粒子の平均寸法をｄ（＝ｄ１，ｄ２，ｄ３）、
前記被覆層の平均厚さをｔとして、ｔ（＝ｔ１，ｔ２，
ｔ３）が０．５〜３μｍであり、かつｄ／ｔの値が０．
１以上０．５以下に調整されている。The ceramic substrate 4 is made of a silicon nitride ceramic and contains a sintering aid component of, for example, 5% by mass.
It is as follows. The coating layer 1f is, for example, a titanium carbonitride coating layer as shown in FIG. 6, and the average size of crystal grains observed on the surface of the coating layer is d (= d1, d2, d3),
Assuming that the average thickness of the coating layer is t, t (= t1, t2,
t3) is 0.5 to 3 μm, and the value of d / t is 0.5.
It is adjusted to 1 or more and 0.5 or less.

【００３０】以下、上記チップ１の製造方法の一例につ
いて説明する。原料粉末として、窒化珪素粉末及び焼結
助剤粉末を所定量配合し、これに必要に応じてバインダ
ーを添加・混合してプレス成形（冷間静水圧プレス法を
含む）あるいは射出成形等の公知の方法で成形すること
により成形体を作製し、さらに該成形体を焼成すること
によりセラミック基体４を得る。次いで、セラミック基
体４を反応容器内に配置し、反応容器内に配置されたヒ
ータにより、これを７５０〜９００℃の中低温域に加熱
する。炭窒化チタン被覆層の形成は、この状態にて反応
容器内に原料ガスとしての四塩化チタンと炭素／窒素源
となるガス（例えばアセトニトリル、あるいは窒素とメ
タン等の炭化水素との混合ガス）を、キャリアガスとし
ての水素とともに流通し、原料ガスの分解・反応により
炭窒化チタンを合成しつつ、セラミック基体４の表面に
堆積・成長させて被覆層１ｆを形成する。なお、反応温
度を上記範囲に設定することで、被覆層１ｆの前記した
ｄ／ｔの値が前記した０．１〜０．５の範囲に調整され
る。また、被覆層１ｆの形成厚さｔの絶対値は、成長時
間の加減により０．５〜３μｍの範囲に調整される。Hereinafter, an example of a method for manufacturing the chip 1 will be described. As a raw material powder, a predetermined amount of a silicon nitride powder and a sintering aid powder are blended, and a binder is added and mixed as necessary, followed by press molding (including cold isostatic pressing) or injection molding. A molded body is produced by molding in the method described above, and the molded body is further fired to obtain the ceramic base 4. Next, the ceramic substrate 4 is placed in a reaction vessel, and this is heated to a medium to low temperature range of 750 to 900 ° C. by a heater placed in the reaction vessel. To form the titanium carbonitride coating layer, in this state, titanium tetrachloride as a raw material gas and a gas serving as a carbon / nitrogen source (eg, acetonitrile or a mixed gas of nitrogen and a hydrocarbon such as methane) are introduced into a reaction vessel. Then, the coating layer 1f is formed by flowing and flowing along with hydrogen as a carrier gas, depositing and growing on the surface of the ceramic substrate 4 while synthesizing titanium carbonitride by decomposition and reaction of the raw material gas. By setting the reaction temperature within the above range, the value of d / t of the coating layer 1f is adjusted to the range of 0.1 to 0.5 described above. Further, the absolute value of the formation thickness t of the coating layer 1f is adjusted to a range of 0.5 to 3 μm by adjusting the growth time.

【００３１】上記チップ１は、図２に示すように、チッ
プホルダ１１に着脱可能に取り付けて使用する。具体的
には、チップ１とシート部材１５とをチップ１が上とな
るように重ね合わせ、これらをチップホルダ１１の先端
に設けられた凹状の取付部１２に嵌め込む。そして、チ
ップ１の挿通孔１ｄ（図１）及びシート部材１５の挿通
孔（図示せず）にネジ１３を挿通し、チップホルダ１１
側にねじ込むことにより、チップ１はチップホルダ１１
に着脱可能に固定される。As shown in FIG. 2, the chip 1 is used by being detachably attached to a chip holder 11. Specifically, the chip 1 and the sheet member 15 are overlapped so that the chip 1 faces upward, and these are fitted into a concave mounting portion 12 provided at the tip of the chip holder 11. Then, the screw 13 is inserted through the insertion hole 1 d (FIG. 1) of the chip 1 and the insertion hole (not shown) of the sheet member 15, and
Screw 1 into the tip holder 11
It is detachably fixed to.

【００３２】なお、本発明のセラミック切削工具は、フ
ライス工具やドリル等、他の切削工具にも適用できるこ
とはいうまでもない。図３は、その一例たる正面フライ
ス工具３０を示しており、回転ベース３１の外周面に複
数の切削チップ３２が植設されている。Ｗは切削される
ワークを示す。各切削チップ３２は上記チップ１と同様
の材質にて構成され、切れ刃３５に対して隣接するすく
い面３３と逃げ面３４とに、上記チップ１と同様の被覆
層が形成される。他方、図４は別例としてのドリル４０
を示しており、軸状の本体４１の先端面に、２個のドリ
ルチップ４２が取り付けられている。各チップ４２は上
記チップ１と同様の材質にて構成され、切れ刃４５に対
して隣接するすくい面４３と逃げ面４４とに、上記チッ
プ１と同様の被覆層が形成される。It is needless to say that the ceramic cutting tool of the present invention can be applied to other cutting tools such as a milling tool and a drill. FIG. 3 shows a face milling tool 30 as an example, in which a plurality of cutting tips 32 are implanted on the outer peripheral surface of a rotating base 31. W indicates a workpiece to be cut. Each cutting tip 32 is made of the same material as the above-mentioned tip 1, and a coating layer similar to the above-mentioned tip 1 is formed on the rake face 33 and the flank 34 adjacent to the cutting edge 35. On the other hand, FIG. 4 shows a drill 40 as another example.
2, two drill tips 42 are attached to the tip end surface of a shaft-shaped main body 41. Each chip 42 is made of the same material as the above-mentioned chip 1, and a coating layer similar to the above-mentioned chip 1 is formed on the rake face 43 and the flank 44 adjacent to the cutting edge 45.

【００３３】[0033]

【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。ま
ず、原料粉末として、α型窒化珪素粉末（平均粒径０．
５μｍ、酸素含有量１．０質量％）、及び焼結助剤粉末
としての酸化アルミニウム粉末、酸化マグネシウム粉
末、酸化イットリウム粉末、酸化イッテルビウム粉末及
び酸化ジルコニウム粉末（いずれも平均粒径１μｍ以
下）を用意した。そして、これら粉末を表２に示す各種
組成となるように配合し、有機溶媒としてのアルコール
とともにボールミルを用いて２４時間湿式混合・粉砕す
ることにより原料スラリーを得た。そして、この原料ス
ラリーを乾燥後、バインダーとしてのパラフィンを添加
し、１トン／ｃｍ^２の圧力にて金型プレス成形すること
により成形体とした。成形体は脱バインダー処理の後、
窒素ガス雰囲気にて表２の各種温度及び時間にて焼成し
た。なお、焼成後、必要に応じて温度１６００℃、圧力
１５０ＭＰａの窒素ガス雰囲気にて２時間の熱間静水圧
プレス（ＨＩＰ）処理を行なった（ＨＩＰ処理の有無は
表２に示している）。こうして得られた４種類の焼結体
を、図１に示す形状に研削加工してセラミック基体４と
した。なお、セラミック基体４の寸法は、ＩＳＯ規格で
ＳＮＧＮ１２０４０８として規定されているものを採用
した。Embodiments of the present invention will be described below. First, as a raw material powder, an α-type silicon nitride powder (having an average particle size of 0.
5 μm, oxygen content 1.0 mass%), and aluminum oxide powder, magnesium oxide powder, yttrium oxide powder, ytterbium oxide powder, and zirconium oxide powder (all having an average particle diameter of 1 μm or less) as sintering aid powders are prepared. did. These powders were blended to have various compositions shown in Table 2, and wet-mixed and pulverized for 24 hours using a ball mill together with alcohol as an organic solvent to obtain a raw material slurry. Then, after drying the raw material slurry, paraffin as a binder was added, and a die was press-molded at a pressure of 1 ton / cm ² to obtain a molded body. After the debinding process, the molded body
Firing was performed at various temperatures and times shown in Table 2 in a nitrogen gas atmosphere. After firing, hot isostatic pressing (HIP) treatment was performed for 2 hours in a nitrogen gas atmosphere at a temperature of 1600 ° C. and a pressure of 150 MPa as needed (the presence or absence of the HIP treatment is shown in Table 2). The four types of sintered bodies thus obtained were ground into the shape shown in FIG. Note that the dimensions of the ceramic base 4 were those specified as SNGN120408 in the ISO standard.

【００３４】[0034]

【表２】 [Table 2]

【００３５】こうして得られた４種類のセラミック基体
４を公知のＣＶＤ装置の反応容器内にセットし、下記の
条件の被覆層を単独又は互いに組み合わせた形にて複数
層に形成し、チップ試験品とした。なお、反応時間の調
整により、被覆層の形成膜厚を各種変化させている： ＭＴ−ＴｉＣＮ層 層形成温度：８７０℃； 雰囲気圧力：８０ｈＰａ； キャリアガス種別（流量）：Ｈ_２（１８リットル／
分）； 原料ガス種別（流量））：Ｎ_２（１０リットル／分）、
ＴｉＣｌ_４（１．８ミリリットル／分）、ＣＨ_３ＣＮ
（０．３ミリリットル／分）； ＴｉＮ層 層形成温度：９００℃； 雰囲気圧力：８００ｈＰａ； キャリアガス種別（流量）：Ｈ_２（１３．５リットル／
分）； 原料ガス種別（流量）：Ｎ_２（５．６リットル／分）、
ＴｉＣｌ_４（０．８ミリリットル／分）； ＨＴ−ＴｉＣＮ層 層形成温度：９８０℃； 雰囲気圧力：８００ｈＰａ； キャリアガス種別（流量）：Ｈ_２（１３．５リットル／
分）； 原料ガス種別（流量））：Ｎ_２（３．５リットル／
分）、ＴｉＣｌ_４（０．８ミリリットル／分）、ＣＨ_４
（１リットル／分）。 酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）層 層形成温度：１０１０℃； 雰囲気圧力：８０ｈＰａ； キャリアガス種別（流量）：Ｈ_２（１６．５リットル／
分）； 原料ガス種別（流量））：ＣＯ_２（０．８リットル／
分）、ＨＣｌ（１．５リットル／分）、Ｈ_２Ｓ（６０ミ
リリットル／分）。アルミニウム源として金属アルミニ
ウムを使用し、ＨＣｌとの反応によりＡｌＣｌ_３をソー
スとして生成させるようにしている。なお、各種被覆層
の組合せにて作製した試験品の詳細ついては、表３に示
している。各試験品とも、セラミック基体側から、記載
の順に被覆層を形成している（なお、表中「基体Ｎｏ」
とは、表２において使用したセラミック基体の番号のこ
とである）。The four types of ceramic substrates 4 thus obtained are set in a reaction vessel of a known CVD apparatus, and a plurality of coating layers under the following conditions are formed alone or in combination with each other. And In addition, the formed film thickness of the coating layer is variously changed by adjusting the reaction time: MT-TiCN layer Layer forming temperature: 870 ° C .; Atmospheric pressure: 80 hPa; Carrier gas type (flow rate): H ₂ (18 liter /
Min); Source gas type (flow rate)): N ₂ (10 l / min),
TiCl ₄ (1.8 ml / min), CH ₃ CN
(0.3 ml / min); TiN layer Layer formation temperature: 900 ° C .; Atmospheric pressure: 800 hPa; Carrier gas type (flow rate): H ₂ (13.5 liter / min)
Source gas type (flow rate): N ₂ (5.6 l / min),
TiCl ₄ (0.8 ml / min); HT-TiCN layer Layer forming temperature: 980 ° C .; Atmospheric pressure: 800 hPa; Carrier gas type (flow rate): H ₂ (13.5 liter / min)
Min); Source gas type (flow rate)): N ₂ (3.5 liter /
Min), TiCl ₄ (0.8 ml / min), CH ₄
(1 liter / min). Aluminum oxide (Al ₂ O ₃ ) layer Layer forming temperature: 1010 ° C .; Atmospheric pressure: 80 hPa; Carrier gas type (flow rate): H ₂ (16.5 liter /
Min); Source gas type (flow rate)): CO ₂ (0.8 liter /
Min), HCl (1.5 liters / _minute), H 2 S (60 ml / min). Metal aluminum is used as an aluminum source, and AlCl ₃ is generated as a source by reaction with HCl. Table 3 shows the details of the test articles produced by combining various coating layers. In each of the test articles, a coating layer was formed in the order of description from the ceramic base side ("base No."
Is the number of the ceramic substrate used in Table 2).

【００３６】[0036]

【表３】 [Table 3]

【００３７】また、形成後の被覆層の構造をＸ線回折に
より調べたところ、及びの被覆層は炭窒化チタンを
主成分とするものであり、の被覆層は窒化チタンを主
成分とするものであることがわかった。また、の被覆
層の組成をＸ線光電子分光法により調べたところ、Ｔｉ
Ｃ_０．３Ｎ_０．７となっていることがわかった。他方、
炭窒化チタン被覆層を形成した試験片については、表面
をＳＥＭにて観察し、その観察画像上にて結晶粒の寸法
を測定して平均値ｄを求めた（なお、炭窒化チタン被覆
層上をさらに窒化チタン被覆層にて覆ったものは、窒化
チタン被覆層の形成前に、炭窒化チタン被覆層表面にて
結晶粒寸法を測定している）。さらに、後述する切削加
工試験後に主面と直交する断面により各試験片を切断
し、その断面画像から炭窒化チタン被覆層の平均膜厚ｔ
を測定した。以上の結果を表３に示している。When the structure of the coating layer after formation was examined by X-ray diffraction, it was found that the coating layer was composed mainly of titanium carbonitride and the coating layer was composed mainly of titanium nitride. It turned out to be. The composition of the coating layer was examined by X-ray photoelectron spectroscopy.
It was found that C _0.3 N _0.7 . On the other hand,
With respect to the test piece on which the titanium carbonitride coating layer was formed, the surface was observed with an SEM, the size of the crystal grains was measured on the observed image, and the average value d was determined (note that the titanium carbonitride coating layer Is further covered with a titanium nitride coating layer, and before forming the titanium nitride coating layer, the crystal grain size is measured on the surface of the titanium carbonitride coating layer.) Further, after a cutting test described later, each test piece was cut along a cross section orthogonal to the main surface, and the average film thickness t of the titanium carbonitride coating layer was obtained from the cross-sectional image.
Was measured. Table 3 shows the above results.

【００３８】次に、各試料（工具）の切削性能の評価
は、下記の条件にて行なった。すなわち、図９（ａ）に
示すように、棒状の被削材Ｗを軸線周りに回転させ、そ
の外周面に対しチップ試験品を図９（ｂ）に示すように
当接させ、主面１ｃの一方をすくい面、側面１ｅを逃げ
面として用いることにより、以下の切削条件にて被削材
Ｗの外周面を乾式で連続切削した： 被削材 ：ねずみ鋳鉄（ＪＩＳ：ＦＣ２００） 形状：丸棒（外径φ２４０ｍｍ、長さ２００ｍｍ：ただ
し、図１０に示すように、幅１０ｍｍ（深さ１０ｍｍ）
の周方向の溝を、軸線方向に１０ｍｍ間隔にて形成して
いる（隣り合う溝と溝との間の部分が加工山となる）：
なお、全周を一回切削する毎に溝を切りなおして、溝深
さ１０ｍｍを維持するようにした）； 切削速度Ｖ：１５０ｍ／分； 送り量 ：０．６ｍｍ／１回転； 切り込み量：２．０ｍｍ； 切削油 ：なし（乾式切削）； 刃先処理 ：チャンファ０．１ｍｍ×２５゜； 評価方法 ：刃先が欠損に至るまでの加工距離による耐
欠損性評価。Next, the cutting performance of each sample (tool) was evaluated under the following conditions. That is, as shown in FIG. 9A, the rod-shaped workpiece W is rotated around the axis, and the chip test piece is brought into contact with the outer peripheral surface as shown in FIG. By using one side as a rake face and the side face 1e as a flank face, the outer peripheral surface of the work material W was continuously cut in a dry manner under the following cutting conditions: Work material: Gray cast iron (JIS: FC200) Shape: round Rod (outer diameter φ240mm, length 200mm: However, as shown in FIG. 10, width 10mm (depth 10mm)
Are formed in the circumferential direction at intervals of 10 mm in the axial direction (a portion between adjacent grooves becomes a processing mountain):
The groove was cut again every time the entire circumference was cut once so that the groove depth was maintained at 10 mm.) Cutting speed V: 150 m / min; Feed amount: 0.6 mm / 1 rotation; Cutting amount: 2.0 mm; Cutting oil: None (dry cutting); Cutting edge treatment: chamfer 0.1 mm × 25 mm; Evaluation method: Evaluation of chipping resistance by processing distance until cutting edge reaches chipping.

【００３９】以上の結果を表３に示す。すなわち、炭窒
化チタン被覆層の平均厚さｔと、同じく結晶粒の平均寸
法ｄ及び平均厚さｔの比ｄ／ｔとが、本発明の請求項に
記載した数値範囲内に属するものは、良好な耐欠損性が
得られていることがわかる。なお、図１１は、表３の番
号２の試験品（実施例）に形成した被覆層の表面
（（ａ））及び破断面（（ｂ））のＳＥＭ観察像であ
り、図１２は同じく番号１３の試験品（比較例）に形成
した被覆層の表面（（ａ））及び破断面（（ｂ））のＳ
ＥＭ観察像である。Table 3 shows the above results. That is, the average thickness t of the titanium carbonitride coating layer and the ratio d / t of the average dimension d and the average thickness t of the crystal grains also fall within the numerical range described in the claims of the present invention. It can be seen that good fracture resistance was obtained. FIG. 11 is an SEM observation image of the surface ((a)) and the fractured surface ((b)) of the coating layer formed on the test sample (Example) of No. 2 in Table 3, and FIG. 13 of the surface ((a)) and the fracture surface ((b)) of the coating layer formed on the 13 test articles (comparative example)
It is an EM observation image.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】本発明のセラミック切削工具の一実施例として
のスローアウェイチップを示す斜視図、側面部分断面模
式図及び部分拡大斜視図（いくつかの変形例を含む）。FIG. 1 is a perspective view showing a throwaway tip as an embodiment of a ceramic cutting tool of the present invention, a schematic side sectional partial view, and a partially enlarged perspective view (including some modified examples).

【図２】図１のスローアウェイチップをチップホルダに
取り付けた状態を示す斜視図。FIG. 2 is a perspective view showing a state where the indexable tip of FIG. 1 is attached to a tip holder.

【図３】本発明のセラミック切削工具をフライス工具と
して構成した例を示す斜視図及び拡大部分側面図。FIG. 3 is a perspective view and an enlarged partial side view showing an example in which the ceramic cutting tool of the present invention is configured as a milling tool.

【図４】本発明のセラミック切削工具をドリルとして構
成した例を示す正面図及び底面図。FIG. 4 is a front view and a bottom view showing an example in which the ceramic cutting tool of the present invention is configured as a drill.

【図５】結晶粒子寸法の定義を示す説明図。FIG. 5 is an explanatory view showing the definition of crystal grain size.

【図６】炭窒化チタン被覆層の模式図。FIG. 6 is a schematic view of a titanium carbonitride coating layer.

【図７】被覆層の厚さ方向の成分分布形態例をいくつか
の変形例とともに示す概念図。FIG. 7 is a conceptual diagram showing an example of a component distribution form in a thickness direction of a coating layer together with some modified examples.

【図８】炭窒化チタン被覆層の下側あるいは上側に窒化
チタン層を形成した例を示す模式図。FIG. 8 is a schematic view showing an example in which a titanium nitride layer is formed below or above a titanium carbonitride coating layer.

【図９】切削試験における被削材と工具との位置関係を
示す説明図。FIG. 9 is an explanatory diagram showing a positional relationship between a work material and a tool in a cutting test.

【図１０】被削材の形状を示す正面図。FIG. 10 is a front view showing the shape of a work material.

【図１１】実施例で行なった実験の番号２の試験品（実
施例）に形成した被覆層の表面（（ａ））及び破断面
（（ｂ））のＳＥＭ観察像。FIG. 11 is an SEM observation image of the surface ((a)) and the fractured surface ((b)) of the coating layer formed on the test product (example) of No. 2 of the experiment performed in the example.

【図１２】同じく番号１３の試験品（実施例）に形成し
た被覆層の表面（（ａ））及び破断面（（ｂ））のＳＥ
Ｍ観察像。FIG. 12 shows the SE of the surface ((a)) and the fractured surface ((b)) of the coating layer formed on the test piece (Example) of No. 13 as well.
M observation image.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１ スローアウェイチップ（工具本体） １ｃ すくい面 １ｅ 逃げ面 １ｆ 被覆層 ４ セラミック基体 １１ チップホルダ REFERENCE SIGNS LIST 1 throw-away tip (tool body) 1c rake face 1e flank face 1f coating layer 4 ceramic base 11 tip holder

Claims (8)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 窒化珪素質セラミックからなるセラミッ
ク基体の表面を炭窒化チタン被覆層にて覆った工具本体
部を有し、 かつ前記炭窒化チタン被覆層は、層厚方向に成長した柱
状結晶粒子を主体とする組織を有するものであり、かつ
前記炭窒化チタン被覆層の表面に観察される結晶粒子の
平均寸法をｄ、前記炭窒化チタン被覆層の平均厚さをｔ
として、ｔが０．５〜３μｍであり、かつｄ／ｔの値が
０．１以上０．５以下に調整されていることを特徴とす
る切削工具。1. A tool body in which a surface of a ceramic substrate made of a silicon nitride ceramic is covered with a titanium carbonitride coating layer, and the titanium carbonitride coating layer has columnar crystal grains grown in a layer thickness direction. And the average size of the crystal grains observed on the surface of the titanium carbonitride coating layer is d, and the average thickness of the titanium carbonitride coating layer is t
Wherein t is 0.5 to 3 μm, and the value of d / t is adjusted to 0.1 or more and 0.5 or less. 【請求項２】 前記炭窒化チタン被覆層は、７５０〜９
００℃の温度範囲にてＣＶＤ成膜されたものである請求
項１記載の切削工具。2. The titanium carbonitride coating layer has a thickness of 750-9.
The cutting tool according to claim 1, wherein the CVD tool is formed in a temperature range of 00 ° C. 【請求項３】 前記窒化珪素質セラミックに含有される
焼結助剤成分の合計が５質量％以下である請求項１又は
２に記載の切削工具。3. The cutting tool according to claim 1, wherein the total of the sintering aid components contained in the silicon nitride ceramic is 5% by mass or less. 【請求項４】 前記炭窒化チタン被覆層と前記セラミッ
ク基体との間に窒化チタン被覆層が挿入されている請求
項１ないし３のいずれか１項に記載の切削工具。4. The cutting tool according to claim 1, wherein a titanium nitride coating layer is inserted between the titanium carbonitride coating layer and the ceramic substrate. 【請求項５】 前記窒化チタン被覆層の平均厚さが０．
２〜１μｍである請求項４記載の切削工具。5. The titanium nitride coating layer has an average thickness of 0.5.
The cutting tool according to claim 4, which has a thickness of 2 to 1 µm. 【請求項６】 前記炭窒化チタン被覆層のさらに外側が
窒化チタン被覆層にて覆われている請求項１ないし５の
いずれか１項に記載の切削工具。6. The cutting tool according to claim 1, wherein a further outer side of the titanium carbonitride coating layer is covered with a titanium nitride coating layer. 【請求項７】 前記工具本体部はスローアウェイチップ
として構成されている請求項１ないし６のいずれか１項
に記載の切削工具。7. The cutting tool according to claim 1, wherein the tool main body is configured as a throw-away tip. 【請求項８】 前記スローアウェイチップと、該スロー
アウェイチップが着脱可能に取り付けられるチップホル
ダとを有する請求項７記載の切削工具。8. The cutting tool according to claim 7, comprising: the indexable insert; and a tip holder to which the indexable insert is detachably attached.