JP2009269097A - Surface-coated cutware - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、基材と該基材上に形成される被覆層とを含む表面被覆切削工具に関する。 The present invention relates to a surface-coated cutting tool including a base material and a coating layer formed on the base material.
各種の切削工具が金属材料の切削加工に広く使用されている。たとえば、ＣＶＤ（化学蒸着）工具、ＰＶＤ（物理蒸着）工具、サーメット工具、超硬工具、セラミック工具があり、用途に応じて使用されている。このうち、ＣＶＤ工具とは、基材上にＣＶＤ法による被覆層（セラミックコーティング）が形成された工具であり、ＰＶＤ工具とは、基材上にＰＶＤ法による被覆層（セラミックコーティング）が形成された工具であり、一方サーメット工具、超硬工具、セラミック工具とは、このような被覆層を有さない工具である。 Various cutting tools are widely used for cutting metal materials. For example, there are CVD (chemical vapor deposition) tools, PVD (physical vapor deposition) tools, cermet tools, carbide tools, and ceramic tools, which are used depending on the application. Among them, a CVD tool is a tool in which a coating layer (ceramic coating) is formed on a substrate by a CVD method, and a PVD tool is a coating layer (ceramic coating) formed by a PVD method on a substrate. A cermet tool, a carbide tool, and a ceramic tool are tools that do not have such a coating layer.
近年、切削速度の高速化に伴い、ＣＶＤ工具やＰＶＤ工具の使用割合が増加している。ＣＶＤ工具は、一般に耐剥離性に優れるとともに、耐熱性に優れるアルミナ膜を形成することができるため、鋼の旋削工具用途で主に使用されている。また、ＰＶＤ工具は、被覆層中に圧縮残留応力を有するため、耐欠損性に優れることから機械的衝撃が大きなフライス用途で主に使用されている。 In recent years, the usage rate of CVD tools and PVD tools is increasing with the increase in cutting speed. CVD tools are generally used in steel turning tool applications because they are generally excellent in peel resistance and can form an alumina film with excellent heat resistance. Further, PVD tools have compressive residual stress in the coating layer, and are therefore used mainly in milling applications where mechanical impact is large due to their excellent fracture resistance.
昨今、切削加工業界においては、時間当たりの生産性を高めるため、高速・高能率加工に対する要求が高まっており、ＣＶＤ工具の厚膜化（すなわち厚い被覆層を形成すること）が進められている。 In recent years, the demand for high-speed and high-efficiency machining is increasing in order to increase productivity per hour in the machining industry, and the CVD tool is becoming thicker (ie, forming a thick coating layer). .
しかし、ＣＶＤ工具では基材とアルミナ膜やＴｉＣＮ膜等の被覆層との熱膨張係数差に起因して、１５μｍ程度に厚膜化すると膜中に大きな引張残留応力が発生して膜強度が低下するとともに、膜の面粗さが大きくなって膜の耐剥離性が低下するという問題が生じていた。このため、ＣＶＤ法により被覆層を形成した後にこの被覆層に対してブラスト処理を施したり、磨き処理を施すなどの表面処理技術が実施されている（特許文献１）。しかし、ＣＶＤ法により形成した被覆層全体の引張残留応力を開放することは難しく、１５μｍ以上の被覆層を形成した厚膜ＣＶＤ工具の耐欠損性を安定させることは困難であった。これに対して、ＰＶＤ工具はＰＶＤ法により形成された被覆層中に圧縮残留応力を付与することができるため、旋削加工でも断続切削などの機械的衝撃の激しい用途において優れた切削性能を期待できる。このため、被覆層中の圧縮残留応力の分布を調整し、耐摩耗性とチッピングに対する耐性を向上させた切削工具が提案されている（特許文献２）。しかしながら、この提案においては被覆層が大きな圧縮残留応力を有するために、１０μｍ以上の厚みを有する被覆層を膜破壊なしに形成することは困難であった。このため、ＰＶＤ法により形成された被覆層を特定の配向性を有するものとし、１０μｍ程度の膜厚としたＰＶＤ工具が提案されている（特許文献３）。しかし、この提案では被覆層は特定の組成および特定の結晶方位を有するもののみに限定されることから応用範囲が制限されるとともに、当該被覆層を膜破壊なしに形成できたとしても切削加工時の衝撃で被覆層が圧縮破壊するという現象を十分に抑制することができず、このため工具寿命をさらに延長させることが求められていた。特に１５μｍ以上の厚みを有する被覆層を形成したＣＶＤ工具に対して、耐摩耗性の点で優位性を有する厚膜ＰＶＤ工具の開発が望まれていた。 However, in CVD tools, due to the difference in thermal expansion coefficient between the base material and the coating layer such as alumina film or TiCN film, when the film thickness is increased to about 15 μm, a large tensile residual stress is generated in the film and the film strength is lowered. At the same time, there has been a problem that the surface roughness of the film increases and the peel resistance of the film decreases. For this reason, after forming a coating layer by CVD method, surface treatment techniques, such as performing a blast process with respect to this coating layer, or performing a polishing process, are implemented (patent document 1). However, it is difficult to release the tensile residual stress of the entire coating layer formed by the CVD method, and it is difficult to stabilize the fracture resistance of the thick film CVD tool on which the coating layer of 15 μm or more is formed. On the other hand, PVD tools can impart compressive residual stress in the coating layer formed by the PVD method, so that excellent cutting performance can be expected in applications with severe mechanical impact such as intermittent cutting even in turning. . For this reason, a cutting tool has been proposed in which the distribution of compressive residual stress in the coating layer is adjusted to improve wear resistance and resistance to chipping (Patent Document 2). However, in this proposal, since the coating layer has a large compressive residual stress, it was difficult to form a coating layer having a thickness of 10 μm or more without film breakage. For this reason, a PVD tool is proposed in which the coating layer formed by the PVD method has a specific orientation and has a thickness of about 10 μm (Patent Document 3). However, in this proposal, since the coating layer is limited to only having a specific composition and a specific crystal orientation, the application range is limited, and even if the coating layer can be formed without film destruction, Thus, the phenomenon that the coating layer is compressed and broken by the impact of the above cannot be sufficiently suppressed, and therefore it has been required to further extend the tool life. In particular, it has been desired to develop a thick film PVD tool having superior wear resistance with respect to a CVD tool in which a coating layer having a thickness of 15 μm or more is formed.
また、ＰＶＤ法により形成された被覆層は非平衡な状態で形成されるため、被覆層の形成時に、結晶に多くのランダムな歪みを生じさせる。結晶の歪みは、結晶粒を構成する結晶子の径を小さくする。小さく多数の結晶子から構成される結晶粒は結晶子１つ１つが脱落することにより、アブレシブ摩耗が進行しやすくなるため、耐摩耗性が低くなる。結晶性の高い被覆層を形成することができるＣＶＤ法に比較して、ＰＶＤ法で耐摩耗性の高い
被覆層を形成することは困難であった。
本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、厚い被覆層をＰＶＤ法で形成することにより優れた耐摩耗性を有する表面被覆切削工具を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above-described situation, and an object of the present invention is to provide a surface-coated cutting tool having excellent wear resistance by forming a thick coating layer by the PVD method. There is.
本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成される被覆層とを含む表面被覆切削工具であって、被覆層は少なくとも１層以上の物理蒸着層を有しており、表面被覆切削工具の少なくとも刃先部における被覆層の厚さが１０μｍ以上５０μｍ以下であって、物理蒸着層は、ＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ｂ、ＳｉおよびＡｌからなる群から選択された少なくとも１種の元素のホウ化物、窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、窒酸化物または炭窒酸化物からなり、物理蒸着層の各層のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度の和Ｉcと、基材のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度Ｉsubとの比Ｉc／Ｉsubが１以上１００以下であることを特徴としている。また、その比Ｉc／Ｉsubは１０以上９０以下であることが好ましい。 The surface-coated cutting tool of the present invention is a surface-coated cutting tool including a substrate and a coating layer formed on the substrate, and the coating layer has at least one physical vapor deposition layer. The thickness of the coating layer at least at the cutting edge of the surface-coated cutting tool is 10 μm or more and 50 μm or less, and the physical vapor deposition layer is made of a group consisting of IVa group element, Va group element, VIa group element, B, Si and Al. X-ray diffraction peak by X-ray diffraction method of each layer of physical vapor deposition layer made of boride, nitride, carbide, oxide, carbonitride, nitrogen oxide or carbonitride of at least one selected element The ratio I c / I sub of the sum of the maximum diffraction intensities I c and the maximum diffraction intensity I sub of the X-ray diffraction peak of the substrate by the X-ray diffraction method is 1 or more and 100 or less. . The ratio I c / I sub is preferably 10 or more and 90 or less.
ここで、上記被覆層は、厚さが２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の互いに組成が異なる２種以上の上記物理蒸着層が繰り返し積層された超多層膜を含み、上記物理蒸着層はそれぞれ、ＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ｂ、ＳｉおよびＡｌからなる群から選択された少なくとも１種の元素のホウ化物、窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、窒酸化物または炭窒酸化物からなることが好ましい。 Here, the coating layer includes a super multi-layer film in which two or more kinds of physical vapor deposition layers having different compositions each having a thickness of 2 nm or more and 20 nm or less are repeatedly laminated, and each of the physical vapor deposition layers includes an IVa group element, From borides, nitrides, carbides, oxides, carbonitrides, nitrides or carbonitrides of at least one element selected from the group consisting of group Va elements, group VIa elements, B, Si and Al It is preferable to become.
また、上記物理蒸着層の結晶構造が立方晶型であり、上記物理蒸着層の最大の回折強度を有するＸ線回折ピークが、（１１１）面、（２００）面、（２２０）面または（３１１）面に対応するピークであることが好ましい。 The crystal structure of the physical vapor deposition layer is cubic, and the X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity of the physical vapor deposition layer is (111) plane, (200) plane, (220) plane or (311). It is preferable that the peak corresponds to the surface.
また、上記物理蒸着層の最大の回折強度を有するＸ線回折ピークが（２００）面に対応するピークであることが好ましい。 The X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity of the physical vapor deposition layer is preferably a peak corresponding to the (200) plane.
また、上記被覆層全体の残留応力が＋１Ｇｐａ〜−１Ｇｐａであることが好ましい。
また、上記被覆層を構成する物理蒸着層の少なくとも１層がＴｉを含むことが好ましい。
Moreover, it is preferable that the residual stress of the whole coating layer is +1 Gpa to -1 Gpa.
Moreover, it is preferable that at least 1 layer of the physical vapor deposition layer which comprises the said coating layer contains Ti.
また、上記基材は、超硬合金、サーメットまたはｃＢＮ焼結体であることが好ましい。
また、上記基材は、超硬合金であって、超硬合金は、ＷＣの結晶粒を含み、結晶粒の平均粒径は、０．３μｍ以上２．５μｍ以下であることが好ましい。
Moreover, it is preferable that the said base material is a cemented carbide alloy, a cermet, or a cBN sintered compact.
Further, the base material is a cemented carbide, and the cemented carbide includes WC crystal grains, and the average grain size of the crystal grains is preferably 0.3 μm or more and 2.5 μm or less.
以上のような本発明の表面被覆切削工具は、旋削用に好適に用いることができる。 The surface-coated cutting tool of the present invention as described above can be suitably used for turning.
本発明の表面被覆切削工具は、上記のような構成を有することにより、優れた耐摩耗性を有する。 The surface-coated cutting tool of the present invention has excellent wear resistance by having the above-described configuration.
以下、本発明の実施の形態について説明する。なお、本発明の図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わすものとする。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. In the drawings of the present invention, the same reference numerals represent the same or corresponding parts.
＜表面被覆切削工具＞
本発明の表面被覆切削工具は、基材と、該基材上に形成される被覆層とを備えるものである。このような構成を有する本発明の表面被覆切削工具は、たとえばドリル、エンドミル、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、またはクランクシャフトのピンミーリング加工用チップ等として極めて有用に用いることができる。
<Surface coated cutting tool>
The surface-coated cutting tool of the present invention comprises a base material and a coating layer formed on the base material. The surface-coated cutting tool of the present invention having such a structure is, for example, a drill, an end mill, a milling or turning edge cutting type cutting tip, a metal saw, a gear cutting tool, a reamer, a tap, or a pin milling of a crankshaft. It can be used extremely useful as a chip for an automobile.
このように本発明の表面被覆切削工具は、各種用途に用いることができるものであるが、とりわけ従来においてＣＶＤ工具が主として用いられていた旋削用の用途に好適に用いることができる。すなわち、本発明の表面被覆切削工具は、このような旋削用の用途において、従来の厚膜ＣＶＤ工具に代替するものであり、厚膜ＣＶＤ工具に比し工具寿命が延長されたものであることから、高速・高能率加工に極めて有効に使用し得るものである。 As described above, the surface-coated cutting tool of the present invention can be used for various applications, and in particular, can be suitably used for a turning application in which a CVD tool has been mainly used. That is, the surface-coated cutting tool of the present invention is an alternative to the conventional thick film CVD tool in such turning applications, and has a longer tool life than the thick film CVD tool. Therefore, it can be used extremely effectively for high-speed and high-efficiency machining.
＜基材＞
本発明の表面被覆切削工具の基材としては、このような切削工具の基材として知られる従来公知のものを特に限定なく使用することができる。たとえば、超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはさらにＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物等を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化硅素、窒化硅素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウム、およびこれらの混合体など）、立方晶型窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体等をこのような基材の例として挙げることができる。
<Base material>
As the base material of the surface-coated cutting tool of the present invention, a conventionally known material known as such a cutting tool base material can be used without particular limitation. For example, cemented carbide (for example, WC base cemented carbide, including WC, including Co, or further including carbonitride such as Ti, Ta, Nb, etc.), cermet (TiC, TiN, TiCN, etc.) High-speed steel, ceramics (titanium carbide, silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, aluminum oxide, and mixtures thereof), cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body Etc. can be mentioned as examples of such a substrate.
なかでも、基材としては、超硬合金、サーメットまたはｃＢＮ焼結体を用いることが好ましい。超硬合金からなる基材に後述する被覆層を形成した場合には、耐摩耗性のみならず、耐溶着性が向上して、被削材の仕上げ面粗さを向上することができるとともに、長期にわたって安定した切削加工が可能となる傾向にある。サーメットからなる基材に後述する被覆層を形成した場合には、後述する厚膜の被覆層は熱遮蔽の効果を発揮し、基材の高温変形を抑制し、安定かつ高精度な切削加工が可能となる傾向にある。ｃＢＮ焼結体からなる基材に後述する被覆層を形成した場合には、クレータ摩耗を抑制することができることから、本発明の表面被覆切削工具の寿命を大幅に延長することができる傾向にある。 Especially, it is preferable to use a cemented carbide, a cermet, or a cBN sintered body as a base material. When a coating layer described later is formed on a substrate made of a cemented carbide, not only the wear resistance but also the welding resistance can be improved, and the finished surface roughness of the work material can be improved. There is a tendency for stable cutting over a long period of time. When a coating layer, which will be described later, is formed on a substrate made of cermet, the thick coating layer, which will be described later, exhibits a heat shielding effect, suppresses high-temperature deformation of the substrate, and enables stable and highly accurate cutting. It tends to be possible. When a coating layer to be described later is formed on a substrate made of a cBN sintered body, crater wear can be suppressed, and thus the life of the surface-coated cutting tool of the present invention tends to be greatly extended. .
そして、本発明の基材として特に好ましくは超硬合金を挙げることができ、ＷＣの結晶粒を含み、該結晶粒の平均粒径が０．３μｍ以上２．５μｍ以下となる超硬合金を特に好適に用いることができる。上記平均粒径は、より好ましくは０．４μｍ以上２μｍ以下、さらに好ましくは０．５μｍ以上１．５μｍ以下である。 The base material of the present invention is particularly preferably a cemented carbide, particularly a cemented carbide containing WC crystal grains and having an average grain size of 0.3 μm to 2.5 μm. It can be used suitably. The average particle diameter is more preferably 0.4 μm or more and 2 μm or less, and further preferably 0.5 μm or more and 1.5 μm or less.
通常、鋼旋削用ＣＶＤ工具の基材として用いられる超硬合金に含まれるＷＣの結晶粒の平均粒径は３〜５μｍである。ＣＶＤ法により形成される被覆層は引張残留応力を有するため、製造工程でその被覆層中に亀裂が導入されており、被覆層の厚み分だけ予め亀裂が導入された状態になっている。このため、ＷＣの結晶粒の粒度は上記のように３〜５μｍと大きくして亀裂進展抵抗を高めている。これに対し、本発明のようにＰＶＤ法で被覆した被覆層には亀裂は原則的に存在しないため、亀裂進展抵抗を高めておく必要性は小さく、逆にその平均粒径を０．３〜２．５μｍの範囲とすることにより、基材の硬度を高くすることができ耐摩耗性を向上できるほか、強度も大きくなり、優れた耐欠損性を期待できる。さらに、ＷＣの結晶粒の平均粒径をこの範囲とすることにより後述のように基材と被覆層との界面において被覆層を形成する結晶粒がＷＣの結晶粒と整合して成長することができ、これにより被覆層が微粒化して超硬基材との密着力を向上することができる。この
ため、切削工具として優れた耐剥離性を実現できる。このようなＷＣの結晶粒の平均粒径は、走査型電子顕微鏡や結晶方位解析装置を用いて基材表面（被覆層との界面領域）中の所定の長さを有する任意の線分（この線分は基材表面に平行な位置関係を有するものとする）上に存在するＷＣの結晶粒の個数を測定することにより、その所定長さ中に存在するＷＣの結晶粒の長さをその個数で除することによって求めるものとする。その測定される線分の所定長さは、２〜１００μｍ程度とすることが好ましく、より好ましくは５〜５０μｍ程度とするのが好適である。誤差を排除し、基材全体の数値を代表するのに十分なものであると考えられるからである。
Usually, the average grain size of WC crystal grains contained in a cemented carbide used as a base material for a CVD tool for steel turning is 3 to 5 μm. Since the coating layer formed by the CVD method has a tensile residual stress, a crack is introduced into the coating layer in the manufacturing process, and the crack is introduced in advance by the thickness of the coating layer. For this reason, the grain size of the WC crystal grains is increased to 3 to 5 μm as described above to increase the crack propagation resistance. On the other hand, since there is essentially no crack in the coating layer coated by the PVD method as in the present invention, there is little need to increase the crack propagation resistance, and conversely, the average particle diameter is 0.3 to By setting the thickness in the range of 2.5 μm, the hardness of the base material can be increased and the wear resistance can be improved, the strength is increased, and excellent fracture resistance can be expected. Furthermore, by setting the average grain size of the WC crystal grains within this range, the crystal grains forming the coating layer at the interface between the base material and the coating layer can grow in alignment with the WC crystal grains as described later. Thus, the coating layer can be atomized to improve the adhesion with the cemented carbide substrate. For this reason, the exfoliation resistance excellent as a cutting tool is realizable. The average grain size of such WC crystal grains can be determined by using an arbitrary line segment having a predetermined length on the substrate surface (interface region with the coating layer) using a scanning electron microscope or a crystal orientation analyzer (this By measuring the number of WC crystal grains present on the substrate), the length of the WC crystal grains existing in the predetermined length is determined by measuring the number of WC crystal grains present on the substrate. It shall be obtained by dividing by the number. The predetermined length of the line segment to be measured is preferably about 2 to 100 μm, and more preferably about 5 to 50 μm. This is because it is considered to be sufficient to eliminate the error and represent the numerical value of the entire substrate.
なお、このような平均粒径のＷＣの結晶粒を含む超硬合金は、原料としてそれぞれ平均粒径０．１〜２．５μｍのＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびこの両者に加え必要に応じＣｒ3Ｃ2粉末、ＶＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末およびＴａＣ粉末等から選ばれる少なくとも１種の粉末を、所定の配合比でエタノール中において粉砕混合し、その混合粉末を乾燥後プレス成形し、その成形体を真空中１４００℃前後の高温で焼結することによって製造することができる。 In addition, the cemented carbide containing WC crystal grains having such an average grain size is made of WC powder, Co powder having an average grain size of 0.1 to 2.5 μm as raw materials, and Cr 3 as necessary in addition to both. At least one powder selected from C 2 powder, VC powder, NbC powder, TiC powder, TaC powder and the like is pulverized and mixed in ethanol at a predetermined blending ratio, and the mixed powder is dried and press-molded. The body can be produced by sintering in vacuum at a high temperature around 1400 ° C.
このように基材として超硬合金を使用する場合、そのような超硬合金は、組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常相を含んでいても本発明の効果は示される。 Thus, when using a cemented carbide as a base material, even if such a cemented carbide contains the abnormal phase called a free carbon and (eta) phase in a structure | tissue, the effect of this invention is shown.
なお、本発明で用いる基材は、その表面が改質されたものであっても差し支えない。たとえば、超硬合金の場合はその表面に脱β層が形成されていたり、サーメットの場合には表面硬化層が形成されていても良く、このように表面が改質されていても本発明の効果は示される。 The base material used in the present invention may have a modified surface. For example, in the case of cemented carbide, a de-β layer may be formed on the surface, or in the case of cermet, a surface hardened layer may be formed, and even if the surface is modified in this way, The effect is shown.
＜被覆層＞
本発明の表面被覆切削工具の基材上に形成される被覆層は、１以上の物理蒸着層を含むものである。すなわち、被覆層は、単一組成の１層の物理蒸着層のみから構成されていてもよいし、少なくとも１層の組成が異なる２以上の物理蒸着層によって構成されていてもよい。なお、本発明の被覆層は、基材上の全面を被覆する態様のみに限られるものではなく、部分的に被覆層が形成されていない態様をも含む。
<Coating layer>
The coating layer formed on the base material of the surface-coated cutting tool of the present invention includes one or more physical vapor deposition layers. That is, the coating layer may be composed of only one physical vapor deposition layer having a single composition, or may be composed of at least one physical vapor deposition layer having a different composition. In addition, the coating layer of this invention is not restricted only to the aspect which coat | covers the whole surface on a base material, The aspect in which the coating layer is not partially formed is also included.
本発明の表面被覆切削工具の少なくとも刃先部における被覆層の厚さは１０μｍ以上５０μｍ以下である。本発明の表面被覆切削工具においては、少なくとも刃先部における被覆層の厚さを１０μｍ以上５０μｍ以下とすることにより、耐摩耗性および耐剥離性が向上して、工具寿命を大幅に延長することが可能となる。ここで、本発明において、刃先部における被覆層の厚さとは、たとえば図１の模式的拡大断面図に示すように、表面被覆切削工具１の基材２上に形成された被覆層３の厚さのうち、すくい面５の刃先部における被覆層３の厚さｈのことをいう。なお、図１において、参照符号４は逃げ面を示しており、逃げ面４とすくい面５との交線が稜線部６となる。
The thickness of the coating layer at least at the cutting edge of the surface-coated cutting tool of the present invention is 10 μm or more and 50 μm or less. In the surface-coated cutting tool of the present invention, by setting the thickness of the coating layer at least at the blade edge part to 10 μm or more and 50 μm or less, the wear resistance and peel resistance can be improved and the tool life can be greatly extended. It becomes possible. Here, in the present invention, the thickness of the coating layer at the cutting edge is, for example, the thickness of the coating layer 3 formed on the
また、本発明の被覆層の少なくとも刃先部における厚さは、１５μｍ以上３０μｍ以下とすることがより好ましい。この場合には、被覆層が耐摩耗性、耐剥離性および靭性を兼ね備えて工具寿命をさらに延長することができるとともに、耐欠損性にも優れたものとすることができる傾向にある。 Moreover, it is more preferable that the thickness of at least the cutting edge portion of the coating layer of the present invention is 15 μm or more and 30 μm or less. In this case, the coating layer has wear resistance, peel resistance, and toughness, so that the tool life can be further extended and the fracture resistance tends to be excellent.
上記のように１０μｍ以上５０μｍ以下といった厚膜のＣＶＤ法による被覆層は、引張残留応力の開放が困難であり耐欠損性が低下することから、ＰＶＤ法による後述の物理蒸着層を有する１０μｍ以上５０μｍ以下の厚膜の本発明における被覆層が優位性を有していることは明らかである。 As described above, a coating layer formed by a CVD method having a thickness of 10 μm or more and 50 μm or less is difficult to release tensile residual stress and has a reduced fracture resistance. It is clear that the following thick film coating layers in the present invention have an advantage.
また、被覆層全体の残留応力は、＋１Ｇｐａ〜−１Ｇｐａの小さな引張残留応力または小さな圧縮残留応力であることが好ましく、０Ｇｐａ〜−０．７Ｇｐａの非常に小さな圧縮残留応力であることより好ましい。被覆層全体の残留応力が＋１Ｇｐａ〜−１Ｇｐａである場合、特に０Ｇｐａ〜−０．７Ｇｐａの非常に小さな圧縮残留応力である場合には、表面被覆切削工具の刃先部の強度が向上するとともに、１０μｍ以上５０μｍ以下といった厚膜の被覆層の圧縮残留応力による自己破壊が起こりにくくなり、さらには耐剥離性（被覆層が基材から剥離するのを防止する性能）を向上させることができる。 The residual stress of the entire coating layer is preferably a small tensile residual stress or a small compressive residual stress of +1 Gpa to −1 Gpa, and more preferably a very small compressive residual stress of 0 Gpa to −0.7 Gpa. When the residual stress of the entire coating layer is +1 Gpa to −1 Gpa, particularly when the compressive residual stress is very small from 0 Gpa to −0.7 Gpa, the strength of the cutting edge of the surface-coated cutting tool is improved and 10 μm Self-destruction due to compressive residual stress of the thick coating layer having a thickness of 50 μm or less is less likely to occur, and peel resistance (performance for preventing the coating layer from peeling from the substrate) can be improved.
上述のように、小さな残留応力は、耐剥離性および刃先部の強度の双方を向上させることができるが、特に、小さな引張残留応力は耐剥離性を主に向上させ、小さな圧縮残留応力は刃先部の強度を向上させることができる傾向にある。 As described above, a small residual stress can improve both the peel resistance and the strength of the cutting edge, but in particular, a small tensile residual stress mainly improves the peel resistance, and a small compressive residual stress reduces the cutting edge. The strength of the part tends to be improved.
本発明でいう圧縮残留応力とは、被覆層に存する内部応力（固有ひずみ）の一種であって、負の数値（単位：ＧＰａ）で表されるものである。一方、本発明でいう引張残留応力とは、これも被覆層に存する内部応力の一種であって、正の数値（単位：ＧＰａ）で表されるものである。このような圧縮残留応力および引張残留応力は、ともに被覆層内部に残存する内部応力であることからこれらを単にまとめて残留応力（便宜的に０ＧＰａも含む）と表現することもある。 The compressive residual stress referred to in the present invention is a kind of internal stress (intrinsic strain) existing in the coating layer, and is expressed by a negative numerical value (unit: GPa). On the other hand, the tensile residual stress referred to in the present invention is also a kind of internal stress existing in the coating layer, and is represented by a positive numerical value (unit: GPa). Since both the compressive residual stress and the tensile residual stress are internal stresses remaining in the coating layer, they may be collectively expressed as residual stress (including 0 GPa for convenience).
＜物理蒸着層の構成＞
本発明の表面被覆切削工具の被覆層は、少なくとも１層以上の物理蒸着層を有している。ここで、物理蒸着層とは、ＰＶＤ（物理蒸着）法により形成される被膜のことをいう。本発明で用いられるＰＶＤ法としては、従来公知のＰＶＤ法を特に限定することなく用いることができる。このようなＰＶＤ法としては、たとえばバランストマグネトロンスパッタリング法、アンバランストマグネトロンスパッタリング法、アークイオンプレーティング法、蒸着法等を挙げることができる。特に、ＰＶＤ法としては、アークイオンプレーティング法、バランストマグネトロンスパッタリング法またはアンバランストマグネトロンスパッタリング法を採用することが好ましい。
<Configuration of physical vapor deposition layer>
The coating layer of the surface-coated cutting tool of the present invention has at least one physical vapor deposition layer. Here, the physical vapor deposition layer refers to a film formed by a PVD (physical vapor deposition) method. As the PVD method used in the present invention, a conventionally known PVD method can be used without any particular limitation. Examples of such a PVD method include a balanced magnetron sputtering method, an unbalanced magnetron sputtering method, an arc ion plating method, and a vapor deposition method. In particular, as the PVD method, it is preferable to employ an arc ion plating method, a balanced magnetron sputtering method, or an unbalanced magnetron sputtering method.
このような物理蒸着層の組成としては、元素周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ等）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｉ（シリコン）およびＡｌ（アルミニウム）からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素のホウ化物、窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、窒酸化物、炭窒酸化物が用いられる。 The composition of such a physical vapor deposition layer includes group IVa elements (Ti, Zr, Hf, etc.), group Va elements (V, Nb, Ta, etc.), group VIa elements (Cr, Mo, W, etc.) of the periodic table of elements. ), B (boron), Si (silicon) and Al (aluminum) at least one element selected from the group consisting of boride, nitride, carbide, oxide, carbonitride, carbonate, nitride oxide, Carbonitride oxide is used.
また、物理蒸着層は、ＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、ＳｉおよびＡｌからなる群から選択された少なくとも１種の元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、酸窒化物または炭窒酸化物から構成されることが好ましい。このような構成とした場合には、耐摩耗性、耐熱性、化学的安定性および耐溶着性などの性能に優れ、特に耐磨耗性に優れた被覆層を形成することができる傾向にある。特に、組成が異なる物理蒸着層を２層以上積層した場合には、上記の性能を兼ね備えた被覆層とすることができる傾向が大きくなる点でより好ましい。 The physical vapor deposition layer is a nitride, carbide, oxide, carbonitride, oxynitride of at least one element selected from the group consisting of group IVa element, group Va element, group VIa element, Si and Al. Or it is preferable to be comprised from a carbonitride. When such a configuration is adopted, it is excellent in performance such as wear resistance, heat resistance, chemical stability, and welding resistance, and it tends to be able to form a coating layer particularly excellent in wear resistance. . In particular, when two or more physical vapor deposition layers having different compositions are laminated, it is more preferable in that the tendency to form a coating layer having the above-described performance is increased.
たとえば、逃げ面の耐摩耗性と耐熱性に優れるＴｉＡｌＮまたはＡｌＣｒＮからなる物理蒸着層と、耐クレータ摩耗性と耐溶着性に優れるＴｉＣＮまたはＡｌ2Ｏ3からなる物理蒸着層とを組み合わせた場合には、耐摩耗性、耐熱性および耐溶着性に優れた被覆層を得ることができる。 For example, when a physical vapor deposition layer made of TiAlN or AlCrN, which has excellent flank wear resistance and heat resistance, is combined with a physical vapor deposition layer made of TiCN or Al 2 O 3 , which has excellent crater wear resistance and welding resistance. Can provide a coating layer excellent in wear resistance, heat resistance and welding resistance.
また、単層の厚さが２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の互いに組成が異なる２種以上の上記物理蒸着層を繰り返して超多層膜は、超多層膜を構成する各単層を超える耐摩耗性および耐熱
性などの優れた特性を発揮するため好ましい。
In addition, by repeating two or more physical vapor deposition layers having different compositions each having a single layer thickness of 2 nm or more and 20 nm or less, the super multi-layer film has wear resistance and heat resistance exceeding each single layer constituting the super multi-layer film. It is preferable because it exhibits excellent characteristics such as.
また、物理蒸着層の少なくとも１層がＴｉ（チタン）を含む化合物からなることが好ましい。この場合には、本発明の表面被覆切削工具を旋削用として用いた場合に耐摩耗性を向上することができる。 Moreover, it is preferable that at least one of the physical vapor deposition layers is made of a compound containing Ti (titanium). In this case, the wear resistance can be improved when the surface-coated cutting tool of the present invention is used for turning.
ここで、物理蒸着層がＴｉＮからなる場合には、硬度および化学的安定性に優れたバランスの良い物理蒸着層とすることができる傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉＣＮからなる場合には、上記のＴｉＮからなる物理蒸着層と比べて、さらに耐摩耗性を高めることができるとともに、耐溶着性に優れる傾向にある。さらに、Ｔｉを含む化合物からなる物理蒸着層が酸素を含む場合には、耐摩耗性が向上するとともに、化学的安定性および耐熱性も向上させることができる傾向にある。 Here, when the physical vapor deposition layer is made of TiN, it tends to be a well-balanced physical vapor deposition layer excellent in hardness and chemical stability. Moreover, when a physical vapor deposition layer consists of TiCN, compared with the said physical vapor deposition layer which consists of TiN, it exists in the tendency which can improve abrasion resistance further and is excellent in welding resistance. Furthermore, when the physical vapor deposition layer which consists of a compound containing Ti contains oxygen, it exists in the tendency which can improve chemical stability and heat resistance while improving abrasion resistance.
また、Ｔｉを含む化合物としては、たとえば、Ｔｉ、（Ｔｉ1-xＡｌx）、（Ｔｉ1-xＣｒx）、（Ｔｉ1-xＭｏx）、（Ｔｉ1-xＺｒx）、（Ｔｉ1-xＳｉx）、（Ｔｉ1-xＨｆx）、（Ｔｉ1-xＮｂx）、（Ｔｉ1-xＷx）、または（Ｔｉ1-x-yＡｌxＳｉy）の窒化物、炭窒化物、窒酸化物または炭窒酸化物(式中ｘ、ｙは１以下の任意の数)等（これらにさらにＢ、Ｃｒ等を含むものも含む）をその好適な組成として例示することができる。なお、上記において、窒素、酸素、炭素の原子比は特に限定されず、従来公知の原子比をいずれも採用できる。 Examples of the compound containing Ti include Ti, (Ti 1-x Al x ), (Ti 1-x Cr x ), (Ti 1-x Mo x ), (Ti 1-x Zr x ), ( Ti 1-x Si x ), (Ti 1-x Hf x ), (Ti 1-x Nb x ), (Ti 1-x W x ), or (Ti 1-xy Al x Si y ) nitrides, Examples of suitable compositions include carbonitrides, nitrogen oxides or carbonitride oxides (wherein x and y are any number of 1 or less) (including those containing B, Cr, etc.) Can do. In the above, the atomic ratio of nitrogen, oxygen, and carbon is not particularly limited, and any conventionally known atomic ratio can be adopted.
Ｔｉを含む化合物としてより好ましくは、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＳｉＮ、ＴｉＳｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＡｌＳｉＮ、ＴｉＡｌＳｉＣｒＮ、ＴｉＢＮ、ＴｉＡｌＢＮ、ＴｉＳｉＢＮ、ＴｉＢＣＮ、ＴｉＡｌＢＣＮ、ＴｉＳｉＢＣＮ、ＴｉＶ、ＴｉＮｂ、ＴｉＭｏ、ＴｉＨｆ、ＴｉＷ等を挙げることができる。なお、これらの組成中、各原子比は上記一般式の例に倣うものとする。なお、本発明において、他の化合物の化学式を示す場合において、特に原子比を示さない場合は従来公知の原子比を任意に選択できるものとする。 More preferable examples of the compound containing Ti include TiCN, TiN, TiSiN, TiSiCN, TiAlN, TiAlCrN, TiAlSiN, TiAlSiCrN, TiBN, TiAlBN, TiSiBN, TiBCN, TiAlBCN, TiSiBCN, TiV, TiNb, TiMo, TiHf, and TiW. Can do. In these compositions, each atomic ratio follows the example of the above general formula. In the present invention, when the chemical formulas of other compounds are shown, when the atomic ratio is not particularly shown, a conventionally known atomic ratio can be arbitrarily selected.
また、物理蒸着層がＴｉを含む化合物からなる場合には、物理蒸着層を構成する金属成分中におけるＴｉの組成比は、５０原子％以上であることが好ましく、８０％以上であることがより好ましく、９０原子％以上であることがさらに好ましい。物理蒸着層を構成する金属成分中におけるＴｉの組成比が５０原子％以上である場合、なかでも８０％以上である場合、特に９０原子％以上である場合には、耐摩耗性および化学的安定性に優れるとともに、Ｔｉ以外の金属成分を含む場合にはその金属成分の化合物の特性も加えられて、優れた特性を有する物理蒸着層とすることができる傾向にある。 Further, when the physical vapor deposition layer is made of a compound containing Ti, the composition ratio of Ti in the metal component constituting the physical vapor deposition layer is preferably 50 atomic% or more, more preferably 80% or more. Preferably, it is 90 atomic% or more. When the composition ratio of Ti in the metal component constituting the physical vapor deposition layer is 50 atomic% or more, particularly 80% or more, particularly 90 atomic% or more, wear resistance and chemical stability. In addition to being excellent in properties, when a metal component other than Ti is included, the characteristics of the compound of the metal component are also added, and there is a tendency that a physical vapor deposition layer having excellent characteristics can be obtained.
ここで、金属成分としては、上記のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ｂ、ＳｉおよびＡｌが挙げられる。また、金属成分中におけるＴｉの組成比は以下の式（１）で算出される。 Here, as a metal component, said IVa group element, Va group element, VIa group element, B, Si, and Al are mentioned. Further, the composition ratio of Ti in the metal component is calculated by the following formula (1).
金属成分中におけるＴｉの組成比（原子％）＝１００×（Ｔｉの原子数）／（ＩＶａ族元素の総原子数＋Ｖａ族元素の総原子数＋ＶＩａ族元素の総原子数＋Ｂの原子数＋Ｓｉの原子数＋Ａｌの原子数） …（１）
たとえば、物理蒸着層がＴｉＮにＣｒおよびＶの少なくとも一方を添加した（Ｔｉ，Ｃｒ，Ｖ）Ｎ膜からなる場合には、摺動性に優れる傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉＮにＳｉおよびＡｌの少なくとも一方を添加した（Ｔｉ，Ｓｉ，Ａｌ）Ｎ膜からなる場合には、耐酸化性と耐摩耗性に優れる傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉＮにＨｆを添加した（Ｔｉ，Ｈｆ）Ｎ膜からなる場合には、耐摩耗性と耐溶着性に優れる傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉＮにＷを添加した（Ｔｉ，Ｗ）Ｎ膜からなる場合には、耐アブレシブ
摩耗に優れる傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉＮにＺｒ、ＴａおよびＭｏの少なくとも１種を添加した（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ）Ｎ膜からなる場合には、耐摩耗性に優れるとともに、高温での潤滑性にも優れる傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉＮにＮｂを添加した（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ膜からなる場合には、高温での潤滑性に特に優れる傾向にある。また、物理蒸着層が１０原子％未満のＮｂを添加した（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ膜からなる場合には、耐溶着性に加えて、耐摩耗性も向上する傾向にある。
Composition ratio of Ti in metal component (atomic%) = 100 × (number of Ti atoms) / (total number of atoms of group IVa element + total number of atoms of group Va element + total number of atoms of group VIa element + number of atoms of B + Si Number of atoms + number of atoms of Al) (1)
For example, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, Cr, V) N film in which at least one of Cr and V is added to TiN, the slidability tends to be excellent. Further, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, Si, Al) N film in which at least one of Si and Al is added to TiN, it tends to be excellent in oxidation resistance and wear resistance. Further, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, Hf) N film in which Hf is added to TiN, it tends to be excellent in wear resistance and welding resistance. Further, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, W) N film in which W is added to TiN, the wear resistance tends to be excellent. In addition, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, Zr, Ta, Mo) N film in which at least one of Zr, Ta, and Mo is added to TiN, it has excellent wear resistance and lubricity at high temperatures. Tend to be better. Further, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, Nb) N film in which Nb is added to TiN, it tends to be particularly excellent in lubricity at high temperatures. Further, when the physical vapor deposition layer is made of a (Ti, Nb) N film to which Nb of less than 10 atomic% is added, in addition to the welding resistance, the wear resistance tends to be improved.
特に、物理蒸着層がＴｉの炭窒化物からなる場合には摺動性および耐溶着性に優れるため、低硬度の被削材の低速加工に優れた特性を有する傾向にある。また、物理蒸着層がＴｉの酸窒化物または炭酸窒化物である場合には耐摩耗性および耐熱性に優れ、高硬度の被削材の加工や高速加工に優れる傾向にある。 In particular, when the physical vapor deposition layer is made of Ti carbonitride, it has excellent slidability and welding resistance, and therefore tends to have excellent characteristics for low-speed machining of a low-hardness work material. Further, when the physical vapor deposition layer is Ti oxynitride or carbonitride, it has excellent wear resistance and heat resistance, and tends to be excellent in processing a high-hardness work material and high-speed processing.
物理蒸着層は、たとえば、カソードアークイオンプレーティング法、バランストマグネトロンスパッタリング法またはアンバランストマグネトロンスパッタリング法などのＰＶＤ法で形成されるが、マイナスに帯電した金属イオンを基材に印加したバイアス電圧で引き込むことで、形成途中の物理蒸着層に入射する金属イオンのエネルギを大きくすることができる。この形成途中の金属イオンの衝撃により物理蒸着層に歪みが形成されて、物理蒸着層に小さな圧縮残留応力あるいは小さな引張残留応力に発生させることが可能であるため、結果として、被覆層の靭性が向上し、ひいては表面被覆切削工具の刃先部の強度を被覆層の無い状態に比べて大幅に向上させることが可能となる。なお、物理蒸着層に小さな圧縮残留応力を生じさせるためにはバイアス電圧を小さくする必要があるが、バイアス電圧が小さい場合には緻密な組織が形成されずに被覆層全体の靭性や耐摩耗性が低くなる傾向にある。そこで、バイアス電圧にパルスＤＣ電圧を用いたり、高い成膜圧力や高い成膜温度を採用してそれを補うことによって、小さな圧縮残留応力を有しながら緻密で結晶性の高い組織からなる被覆層の作製を可能としている。 The physical vapor deposition layer is formed by, for example, a PVD method such as a cathodic arc ion plating method, a balanced magnetron sputtering method, or an unbalanced magnetron sputtering method, but a bias voltage in which negatively charged metal ions are applied to a substrate. By drawing in, the energy of the metal ions incident on the physical vapor deposition layer being formed can be increased. Since the physical vapor deposition layer is distorted by the impact of the metal ions during the formation, it is possible to generate a small compressive residual stress or a small tensile residual stress in the physical vapor deposition layer. As a result, the toughness of the coating layer is reduced. As a result, the strength of the cutting edge portion of the surface-coated cutting tool can be greatly improved as compared with the state without the coating layer. In order to generate a small compressive residual stress in the physical vapor deposition layer, it is necessary to reduce the bias voltage. However, when the bias voltage is low, the dense structure is not formed and the toughness and wear resistance of the entire coating layer are not formed. Tend to be lower. Therefore, by using a pulsed DC voltage as a bias voltage, or using a high film forming pressure or high film forming temperature to compensate for this, a coating layer having a dense and highly crystalline structure with a small compressive residual stress. Is possible.
また、旋削加工は連続加工であるため、刃先部の強度はあまり必要とはされないが、たとえば切削加工の開始時および穴や溝のある被削材の加工時などにおいては、断続加工の要素も一般的には含んでおり、その際に表面被覆切削工具の刃先部に衝撃が発生する。 In addition, since turning is a continuous process, the strength of the cutting edge is not so necessary, but for example, at the start of cutting and when machining a workpiece with holes or grooves, there are also factors for intermittent machining. In general, the impact is generated at the cutting edge of the surface-coated cutting tool.
ＣＶＤ法で形成された被覆層は、被覆層と基材との熱膨張係数の差による引張残留応力が含まれており、断続加工による衝撃に非常に弱い。被覆層の表面の亀裂を起点として亀裂が衝撃により大きく進展し、基材に到達することによって、表面被覆切削工具の刃先部の強度が、被覆層が無い場合と比べて大きく低下する。 The coating layer formed by the CVD method includes a tensile residual stress due to a difference in thermal expansion coefficient between the coating layer and the base material, and is very vulnerable to impact due to intermittent processing. Starting from a crack on the surface of the coating layer, the crack greatly progresses by impact and reaches the base material, whereby the strength of the cutting edge portion of the surface-coated cutting tool is greatly reduced as compared with the case where there is no coating layer.
一方、ＰＶＤ法で形成された物理蒸着層の小さな圧縮残留応力あるいは小さな引張残留応力は、刃先部の強度を向上することにより、高送り加工や、高硬度の被削材の加工および高速加工において、表面被覆切削工具の寿命と信頼性を大きく向上することができる傾向にある。 On the other hand, the small compressive residual stress or small tensile residual stress of the physical vapor deposition layer formed by the PVD method improves the strength of the cutting edge, thereby enabling high feed processing, processing of hard work material and high speed processing. The life and reliability of the surface-coated cutting tool tend to be greatly improved.
＜物理蒸着層の結晶性＞
本発明においては、物理蒸着層のミクロな結晶性を高めることにより、大幅に被覆層の耐摩耗性を向上させて高耐摩耗性の表面被覆切削工具を得ている。このような表面被覆切削工具は高能率で高速な切削加工を可能とし、高硬度な被削材や高強度な被削材の切削加工において工具寿命を大幅に延長することができる。
<Crystallinity of physical vapor deposition layer>
In the present invention, by increasing the micro crystallinity of the physical vapor deposition layer, the wear resistance of the coating layer is greatly improved to obtain a highly wear-resistant surface-coated cutting tool. Such a surface-coated cutting tool enables high-efficiency and high-speed cutting, and can greatly extend the tool life in the cutting of a high-hardness work material or a high-strength work material.
本発明者が鋭意検討した結果、物理蒸着層のミクロな結晶性は、Ｘ線回折法によるＸ線回折ピークの回折強度と大きく相関していることが判明した。そして、物理蒸着層のミクロな結晶性を高めるためには、物理蒸着層のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの回折強度を大きくすれば良いことも判明した。 As a result of intensive studies by the inventor, it has been found that the micro crystallinity of the physical vapor deposition layer is greatly correlated with the diffraction intensity of the X-ray diffraction peak by the X-ray diffraction method. It has also been found that in order to increase the micro crystallinity of the physical vapor deposition layer, the diffraction intensity of the X-ray diffraction peak of the physical vapor deposition layer by the X-ray diffraction method may be increased.
特に、被覆層を構成する物理蒸着層の各層のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度の和Ｉcと、基材のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度Ｉsubとの比Ｉc／Ｉsubが１以上１００以下、特に１０以上９０以下である場合に、物理蒸着層のミクロな結晶性が高まり、優れた耐摩耗性を有する被覆層が形成されることが判明した。なお、Ｘ線回折法としては、従来から公知のθ−２θ法が用いられる。 In particular, the sum I c of the maximum diffraction intensities of the X-ray diffraction peaks by the X-ray diffraction method of each physical vapor deposition layer constituting the coating layer and the maximum diffraction intensity of the X-ray diffraction peaks by the X-ray diffraction method of the base material the ratio I c / I sub with I sub 1 or more to 100 or less, especially if it is 10 or more and 90 or less, growing micro crystalline physical vapor deposition layer, the coating layer is formed to have excellent wear resistance It has been found. As the X-ray diffraction method, a conventionally known θ-2θ method is used.
ここで、被覆層が１層の物理蒸着層から構成される場合には、その１層の物理蒸着層のＸ線回折法によるＸ線回折ピークのうち最大の回折強度を有するＸ線回折ピークの回折強度をその和Ｉcとし、基材のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度Ｉsubとの比Ｉc／Ｉsubが１以上１００以下（特に１０以上９０以下）とされる。また、被覆層が複数の物理蒸着層から構成される場合には、被覆層を構成する物理蒸着層のそれぞれの層についてＸ線回折法による最大の回折強度を有するＸ線回折ピークを採取し、その最大の回折強度を足し合わせた和をＩcとして、基材のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度Ｉsubとの比Ｉc／Ｉsubが１以上１００以下（特に１０以上９０以下）とされる。 Here, when the coating layer is composed of one physical vapor deposition layer, the X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity among the X-ray diffraction peaks obtained by the X-ray diffraction method of the one physical vapor deposition layer. Let the diffraction intensity be the sum I c , and the ratio I c / I sub to the maximum diffraction intensity I sub of the X-ray diffraction peak of the base material by the X-ray diffraction method is 1 to 100 (particularly 10 to 90). The Further, when the coating layer is composed of a plurality of physical vapor deposition layers, an X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity by the X-ray diffraction method is collected for each of the physical vapor deposition layers constituting the coating layer, the combined sum plus diffraction intensity of the maximum as I c, the ratio I c / I sub the maximum diffraction intensity I sub X-ray diffraction peak by X-ray diffraction of the substrate 1 or more to 100 or less (especially 10 90 or less).
なお、上記の比Ｉc／Ｉsubが１未満である場合には、物理蒸着層のミクロな結晶性が低くなりすぎて被覆層の耐摩耗性が向上しない。また、上記の比Ｉc／Ｉsubが１００を超える場合には物理蒸着層のミクロな結晶性のみならず、被覆層全体にわたって歪みがなく結晶性の高い過剰に均質な構成となっているため、結晶粒内に小さなクラックが発生すると、一気にクラックが進展し、結果として被覆層の靭性が低下してしまう。また、上記の比Ｉc／Ｉsubが１０以上９０以下である場合には被覆層の耐摩耗性および靭性がさらに向上する傾向にある。 Incidentally, in the case where the ratio I c / I sub is smaller than 1, it does not improve the micro wear resistant coating layer crystallinity becomes too low and the physical vapor deposition layer. In addition, when the ratio I c / I sub exceeds 100, not only the micro-crystallinity of the physical vapor deposition layer but also the entire coating layer is not strained and has an excessively homogeneous structure with high crystallinity. When a small crack occurs in the crystal grain, the crack progresses at a stretch, and as a result, the toughness of the coating layer decreases. Further, when the ratio I c / I sub is 10 or more and 90 or less, the wear resistance and toughness of the coating layer tend to be further improved.
本発明のようなミクロな結晶性の高い物理蒸着層とすることにより、徐々に結晶粒の摩耗が進むアブレシブな摩耗に対してはミクロな結晶性の高さによる高い耐摩耗性が発揮され、また、結晶粒微小なクラックから進展する摩耗に対してはＰＶＤ法によって導入された被覆層全体のマクロな歪みによって一気にクラックが進展するのが抑制される。 By adopting a physical vapor deposition layer with high micro crystallinity as in the present invention, high wear resistance due to high micro crystallinity is exhibited against abrasive wear in which the wear of crystal grains gradually proceeds, In addition, with respect to wear that develops from fine crystal grain cracks, it is possible to prevent the cracks from progressing at once due to macro distortion of the entire coating layer introduced by the PVD method.
ミクロな結晶性が低い場合には耐摩耗性が損なわれ、被覆層全体の結晶性が高い場合には、微小なクラックに起因して靭性を低下させてしまう。 When the microcrystalline property is low, the wear resistance is impaired, and when the crystallinity of the entire coating layer is high, the toughness is lowered due to minute cracks.
特に、物理蒸着層の結晶構造が立方晶型である場合には、立方晶型の結晶構造は耐摩耗性に優れ、また異方性がなく機械的に弱い結晶方位を有しないことから、ミクロな結晶性を向上させることによる特性の向上効果が大きくなる傾向にある。 In particular, when the physical vapor deposition layer has a cubic crystal structure, the cubic crystal structure is excellent in wear resistance and has no anisotropy and no mechanically weak crystal orientation. There is a tendency that the effect of improving the characteristics by improving the crystallinity becomes large.
さらに、物理蒸着層の結晶構造が立方晶型である場合に、物理蒸着層の最大の回折強度を有するＸ線回折ピークが、（１１１）面、（２００）面、（２２０）面または（３１１）面に対応するピークである場合（すなわち、低次の結晶面の回折強度が大きい場合）には、優れた耐摩耗性を有することになる。 Further, when the crystal structure of the physical vapor deposition layer is a cubic type, the X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity of the physical vapor deposition layer is (111) plane, (200) plane, (220) plane or (311). In the case where the peak corresponds to the plane (that is, when the diffraction intensity of the low-order crystal plane is large), it has excellent wear resistance.
特に、物理蒸着層の最大の回折強度を有するＸ線回折ピークが（２００）面に対応するピークである場合には、非常に優れた耐摩耗性とすることができる点でより好ましい。 In particular, when the X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity of the physical vapor deposition layer is a peak corresponding to the (200) plane, it is more preferable in terms of being able to achieve very excellent wear resistance.
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example is given and this invention is demonstrated in detail, this invention is not limited to these.
＜表面被覆切削工具の作製＞
まず、表面被覆切削工具の基材として、以下の表１に示す材質と工具形状を有する旋削加工用刃先交換型チップ基材を用意した。
<Production of surface-coated cutting tool>
First, as a base material for the surface-coated cutting tool, a cutting edge replaceable tip base material for turning having the material and tool shape shown in Table 1 below was prepared.
ここで、実施例１〜３２および比較例１〜４の超硬合金からなる基材としては材種がＭ２０超硬合金（Ｃｏ：１０質量％）からなり、工具形状が型番ＣＮＭＧ１２０４０８形状（ＩＳＯ規格）からなる旋削加工用刃先交換型チップ基材を用いた。 Here, as a base material which consists of the cemented carbide of Examples 1-32 and Comparative Examples 1-4, a grade consists of M20 cemented carbide (Co: 10 mass%), and a tool shape is model number CNMG120408 shape (ISO specification). The cutting edge replaceable tip base material for turning processing was used.
また、実施例３３〜４０および比較例５のサーメットからなる基材としては材種がＰ２０サーメットからなり、工具形状が型番ＣＮＭＧ１２０４０８形状（ＩＳＯ規格）からなる旋削加工用刃先交換型チップ基材を用いた。 Moreover, as a base material consisting of the cermets of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5, a cutting edge-replaceable chip base material for turning with a grade of P20 cermet and a tool shape of model number CNMG120408 (ISO standard) is used. It was.
また、実施例４１〜４４および比較例６のｃＢＮ焼結体からなる基材は後述の旋削耐摩耗性試験用のものと一部断続のある旋削耐欠損性試験用のものとに分けて、それぞれ以下のようにして作製した。 Moreover, the base material which consists of cBN sintered compact of Examples 41-44 and the comparative example 6 is divided into the thing for the below-mentioned turning abrasion resistance test, and the thing for the turning fracture resistance test with a part interruption, Each was produced as follows.
旋削耐摩耗性試験用のｃＢＮ焼結体からなる基材は以下のようにして作製した。まず、ＴｉＮ0.7とＡｌとが８０：２０（質量比）の割合で配合した結合粉末を超硬合金製ポットおよびボールを用いて混合することによって結合材を得た。次に、この結合材とｃＢＮ粉末とを４０：６０（体積比）となるように配合し、Ｍｏ製容器に充填し、圧力５．２ＧＰａ、温度１７５０Ｋで１５分間焼結して焼結体を得た。このようにして得られた焼結体の抗折力をＪＩＳ規格に記載の方法で測定したところ１０５ｋｇｆ／ｍｍ2であった。そして、材種が上記の焼結体からなり、工具形状がＳＮＧＮ１２０４０８型（ＩＳＯ規格）に加工された旋削加工用刃先交換型チップ基材とした。 A substrate made of a cBN sintered body for a turning wear resistance test was prepared as follows. First, a binder was obtained by mixing a binder powder in which TiN 0.7 and Al were blended at a ratio of 80:20 (mass ratio) using a cemented carbide pot and balls. Next, this binder and cBN powder are blended so as to be 40:60 (volume ratio), filled in a Mo container, and sintered at a pressure of 5.2 GPa and a temperature of 1750 K for 15 minutes. Obtained. The bending strength of the sintered body thus obtained was measured by the method described in JIS standards and found to be 105 kgf / mm 2 . And it was set as the blade-tip-exchange-type chip | tip base material for turning which the material type consisted of said sintered compact, and the tool shape was processed into the SNGN120408 type | mold (ISO specification).
一部断続のある旋削耐欠損性試験用のｃＢＮ焼結体からなる基材は以下のようにして作製した。まず、Ｃｏ、Ａｌ、ＷＣおよびＴｉＮを４３：３０：２５：２（質量比）の割合で配合した結合粉末を超硬合金製ポットおよびボールを用いて混合することによって結合材を得た。次に、この結合材とｃＢＮ粉末とを１２：８８（体積比）となるように配合し、Ｍｏ製容器に充填し、圧力５．２ＧＰａ、温度１７５０Ｋで１５分間焼結した。このようにして得られた焼結体の抗折力をＪＩＳ規格に記載の方法で測定したところ１０５ｋｇｆ／ｍｍ2であった。そして、材種が上記の焼結体からなり、工具形状がＳＮＧＮ１２０４０８型（ＩＳＯ規格）に加工された旋削加工用刃先交換型チップ基材とした。 A base material made of a cBN sintered body for turning fracture resistance test, which was partially interrupted, was produced as follows. First, a binder was obtained by mixing a binding powder in which Co, Al, WC and TiN were blended at a ratio of 43: 30: 25: 2 (mass ratio) using a cemented carbide pot and balls. Next, this binder and cBN powder were blended so as to be 12:88 (volume ratio), filled in a Mo container, and sintered at a pressure of 5.2 GPa and a temperature of 1750 K for 15 minutes. The bending strength of the sintered body thus obtained was measured by the method described in JIS standards and found to be 105 kgf / mm 2 . And it was set as the blade-tip-exchange-type chip | tip base material for turning which the material type consisted of said sintered compact, and the tool shape was processed into the SNGN120408 type | mold (ISO specification).
なお、表１の工具形状の欄における「Ａ」の表記は型番ＣＮＭＧ１２０４０８形状（ＩＳＯ規格）の工具形状を示しており、「Ｂ」の表記はＳＮＧＮ１２０４０８型（ＩＳＯ規格）の工具形状を示している。 In addition, the notation “A” in the tool shape column of Table 1 indicates the tool shape of model number CNMG120408 (ISO standard), and the notation “B” indicates the tool shape of SNGN120408 type (ISO standard). .
次に、上記の旋削加工用刃先交換型チップ基材について純水を用いた超音波洗浄を行なった後に、それぞれ成膜装置に装着した。 Next, after performing ultrasonic cleaning using pure water for the above-mentioned cutting edge exchangeable chip base material for turning, each was mounted on a film forming apparatus.
続いて、真空ポンプにより成膜装置のチャンバー内を２時間かけて２×１０-4Ｐａの圧力まで減圧するとともに、その成膜装置内に設置されたヒーターにより上記基材の温度を１時間かけて６００℃まで加熱した。 Subsequently, the inside of the chamber of the film forming apparatus is reduced to a pressure of 2 × 10 −4 Pa over 2 hours by a vacuum pump, and the temperature of the substrate is set over 1 hour by a heater installed in the film forming apparatus. And heated to 600 ° C.
次に、アルゴンガスを３００ｃｃｍの流量で成膜装置のチャンバー内に導入してチャンバー内の圧力を７Ｐａに保持し、上記基材に９５０ＶＤＣのバイアス電圧をかけて、グロー放電を発生させてアルゴンイオンで基材の表面をエッチングした。その後、アルゴンガスを排気した。 Next, argon gas is introduced into the chamber of the film forming apparatus at a flow rate of 300 ccm, the pressure in the chamber is maintained at 7 Pa, a bias voltage of 950 VDC is applied to the substrate to generate glow discharge, and argon ions are generated. Etch the surface of the substrate. Thereafter, argon gas was exhausted.
続いて、表１の第１層の使用蒸発源の欄に記載されている、あらかじめ成膜装置にセットした蒸発源を用い、成膜装置のチャンバー内に表１の第１層のガスの欄に記載のガスを同欄に記載の流量（ｃｃｍ）で導入して、表１の第１層の形成方法の欄に記載の方法で、上記の基材上に直接接するように第１層の物理蒸着層を形成した。その後、チャンバー内のガスを排気した。なお、実施例１２、１３、４０および４５については、表１の第１層の使用蒸発源の欄に記載されている２種類の蒸発源を交互に用いることによって第１層として超多層膜を形成した。 Subsequently, the evaporation source previously set in the film forming apparatus described in the column of the used evaporation source of the first layer in Table 1 is used, and the gas column of the first layer in Table 1 is placed in the chamber of the film forming apparatus. The gas described in 1 is introduced at the flow rate (ccm) described in the same column, and the first layer is formed so as to be in direct contact with the substrate by the method described in the column for forming the first layer in Table 1. A physical vapor deposition layer was formed. Thereafter, the gas in the chamber was exhausted. For Examples 12, 13, 40, and 45, the super-multilayer film was formed as the first layer by alternately using two types of evaporation sources described in the column of the used evaporation source of the first layer in Table 1. Formed.
次に、表１の第２層の使用蒸発源の欄に記載されている、あらかじめ成膜装置にセットした蒸発源を用い、成膜装置のチャンバー内に表１の第２層のガスの欄に記載のガスを同欄に記載の流量（ｃｃｍ）で導入して、表１の第２層の形成方法の欄に記載の方法で、上記の第１層上に直接接するように第２層の物理蒸着層を形成した。その後、チャンバー内のガスを排気した。なお、実施例１２および１３については、表１の第２層の使用蒸発源の欄に記載されている２種類の蒸発源を交互に用いることによって第２層として超多層膜を形成した。また、実施例１４〜１８、３３〜４５および比較例５〜６については第２層を形成しなかった。 Next, using the evaporation source previously set in the film forming apparatus described in the column of the used evaporation source of the second layer in Table 1, the column of the gas in the second layer in Table 1 in the chamber of the film forming apparatus. Is introduced at the flow rate (ccm) described in the same column, and the second layer so as to be in direct contact with the first layer by the method described in the column of the second layer formation method in Table 1. The physical vapor deposition layer of was formed. Thereafter, the gas in the chamber was exhausted. In Examples 12 and 13, a super multilayer film was formed as the second layer by alternately using two types of evaporation sources described in the column of the used evaporation source of the second layer in Table 1. Moreover, the second layer was not formed in Examples 14 to 18, 33 to 45 and Comparative Examples 5 to 6.
次に、表１の第３層の使用蒸発源の欄に記載されている、あらかじめ成膜装置にセットした蒸発源を用い、成膜装置のチャンバー内に表１の第３層のガスの欄に記載のガスを同欄に記載の流量（ｃｃｍ）で導入して、表１の第３層の形成方法の欄に記載の方法で、上記の第２層上に直接接するように第３層の物理蒸着層を形成した。その後、チャンバー内のガスを排気した。なお、実施例１２、１４〜１８、３３〜４５および比較例５〜６については第３層を形成しなかった。 Next, using the evaporation source previously set in the film forming apparatus described in the column of the third layer used evaporation source in Table 1, the third layer gas column in Table 1 is placed in the chamber of the film forming apparatus. The third layer is introduced so as to be in direct contact with the second layer by the method described in the column of the third layer formation method in Table 1 by introducing the gas described in 1) at the flow rate (ccm) described in the same column. The physical vapor deposition layer of was formed. Thereafter, the gas in the chamber was exhausted. In addition, about Example 12, 14-18, 33-45, and Comparative Examples 5-6, the 3rd layer was not formed.
最後に、チャンバー内の基材の温度を２００℃にまで冷却した後に取り出すことによって、実施例１〜４５および比較例１〜６の表面被覆切削工具として旋削加工用刃先交換型チップをそれぞれ作製した。なお、比較例４については、上記の第１層〜第３層のすべてを熱ＣＶＤ法で形成することによって旋削加工用刃先交換型チップを作製した。 Finally, the temperature of the base material in the chamber was cooled down to 200 ° C. and then taken out, thereby producing cutting edge replaceable tips for turning as surface-coated cutting tools of Examples 1 to 45 and Comparative Examples 1 to 6, respectively. . In Comparative Example 4, a cutting edge exchangeable tip for turning was produced by forming all of the first to third layers by the thermal CVD method.
なお、表１の形成方法の欄のアークの表記はアークイオンプレーティング法を示しており、表１の形成方法の欄のスパッタの表記はアンバランストマグネトロンスパッタリング法を示している。 Note that the notation of arc in the column of forming method in Table 1 indicates the arc ion plating method, and the notation of sputtering in the column of forming method in Table 1 indicates the unbalanced magnetron sputtering method.
アークイオンプレーティング法による第１層〜第３層の形成は、上記のガスをチャンバー内に導入した後にチャンバー内の圧力を２０Ｐａとし、上記の蒸発源で真空アーク放電を発生させることにより行なった。ここで、真空アーク放電を発生させるためのアーク電流は６０Ａとした。なお、アークイオンプレーティング法による実施例１〜１１および比較例１〜３の第１層の形成時間は１時間〜１０時間の範囲で変更された。 Formation of the first to third layers by the arc ion plating method was performed by introducing the above gas into the chamber and then setting the pressure in the chamber to 20 Pa and generating a vacuum arc discharge with the above evaporation source. . Here, the arc current for generating the vacuum arc discharge was set to 60A. In addition, the formation time of the 1st layer of Examples 1-11 by the arc ion plating method and Comparative Examples 1-3 was changed in the range of 1 hour-10 hours.
また、アンバランストマグネトロンスパッタリング法による第１層〜第３層の形成は、
上記のガスをチャンバー内に導入した後にチャンバー内の圧力を１０Ｐａとし、上記の蒸発源を放電させることにより行なった。ここで、スパッタ電力は２０ｋＷとし、パルスＤＣ電圧のパルス周波数を１００ｋＨｚとし、ＯＮ時間を１ミリ秒とし、ＯＦＦ時間を９ミリ秒とした。
The formation of the first layer to the third layer by the unbalanced magnetron sputtering method is as follows:
After introducing the gas into the chamber, the pressure in the chamber was set to 10 Pa, and the evaporation source was discharged. Here, the sputtering power was 20 kW, the pulse frequency of the pulse DC voltage was 100 kHz, the ON time was 1 millisecond, and the OFF time was 9 milliseconds.
また、上記の第１層〜第３層の形成時における基材へのバイアス電圧としては、アークイオンプレーティング法およびアンバランストマグネトロンスパッタリング法のいずれの場合も、形成する層が導電性の場合には基材に−３５ＶのＤＣ電圧を印加し、形成する層が絶縁性の場合にはパルス周波数が５０ｋＨｚで、ＯＮ時間が２ミリ秒、ＯＦＦ時間が１８ミリ秒、ＯＮ時間の電圧が−４０Ｖ、ＯＦＦ時間の電圧が＋５０ＶのパルスＤＣ電圧を印加した。 In addition, as a bias voltage to the base material at the time of forming the first layer to the third layer, both the arc ion plating method and the unbalanced magnetron sputtering method have a conductive layer. In the case where a DC voltage of −35 V is applied to the base material and the layer to be formed is insulative, the pulse frequency is 50 kHz, the ON time is 2 milliseconds, the OFF time is 18 milliseconds, and the ON time voltage is − A pulse DC voltage having a voltage of 40 V and an OFF time of +50 V was applied.
なお、アークイオンプレーティング法による実施例１５〜１８の第１層の形成は、バイアス電圧を以下のようにして行なった。
実施例１５：−４０ＶのＤＣ電圧
実施例１６：−３５ＶのＤＣ電圧
実施例１７：ＯＮ時間の電圧が−３５Ｖでそれ以外は上記と同一の条件のパルスＤＣ電圧実施例１８：ＯＮ時間の電圧が−４０Ｖでそれ以外は実施例１７と同一の条件のパルスＤＣ電圧
また、アークイオンプレーティング法による実施例２６〜３２の第１層はバイアス電圧を−５５ＶのＤＣ電圧として形成し、アークイオンプレーティング法による実施例２６〜３２の第２層はバイアス電圧を変更して形成した（実施例２６：−２０ＶのＤＣ電圧、実施例２７：−２５ＶのＤＣ電圧、実施例２８：−３０ＶのＤＣ電圧、実施例２９：−３５ＶのＤＣ電圧、実施例３０：−４０ＶのＤＣ電圧、実施例３１：−５０ＶのＤＣ電圧、実施例３２：−５５ＶのＤＣ電圧）。さらに、アンバランストマグネトロンスパッタリング法による実施例２６〜３２の第３層はパルスＤＣ電圧のＯＮ時間の電圧を−４０Ｖで一定にする一方でＯＦＦ時間の電圧を以下のように変更して形成した。
実施例２６：ＯＦＦ時間の電圧が＋６０Ｖ
実施例２７：ＯＦＦ時間の電圧が＋５０Ｖ
実施例２８：ＯＦＦ時間の電圧が＋４０Ｖ
実施例２９：ＯＦＦ時間の電圧が＋３０Ｖ
実施例３０：ＯＦＦ時間の電圧が＋２０Ｖ
実施例３１：ＯＦＦ時間の電圧が＋１０Ｖ
実施例３２：ＯＦＦ時間の電圧が＋５Ｖ
表２に、上記のようにして作製された実施例１〜４５および比較例１〜６の旋削加工用刃先交換型チップの被覆層の構成を示す。
In addition, formation of the 1st layer of Examples 15-18 by the arc ion plating method performed the bias voltage as follows.
Example 15: DC voltage of -40V Example 16: DC voltage of -35V Example 17: Pulsed DC voltage under the same conditions as above except that the voltage at ON time is -35V Example 18: Voltage at ON time Is a pulse DC voltage under the same conditions as in Example 17 except that the first layer of Examples 26 to 32 by the arc ion plating method forms a bias voltage as a DC voltage of −55 V to generate arc ions. The second layers of Examples 26 to 32 by the plating method were formed by changing the bias voltage (Example 26: DC voltage of −20V, Example 27: DC voltage of −25V, Example 28: −30V) DC voltage, Example 29: -35V DC voltage, Example 30: -40V DC voltage, Example 31: -50V DC voltage, Example 32: -55V DC voltage). Further, the third layers of Examples 26 to 32 by the unbalanced magnetron sputtering method were formed by making the ON time voltage of the pulse DC voltage constant at −40 V while changing the OFF time voltage as follows. .
Example 26: OFF time voltage is + 60V
Example 27: OFF time voltage is + 50V
Example 28: Voltage at OFF time is + 40V
Example 29: OFF time voltage is + 30V
Example 30: OFF time voltage is + 20V
Example 31: OFF time voltage is + 10V
Example 32: OFF time voltage is + 5V
Table 2 shows the configuration of the coating layer of the cutting edge exchangeable tip for turning of Examples 1 to 45 and Comparative Examples 1 to 6 manufactured as described above.
なお、表２の基材、第１層、第２層および第３層の結晶構造は、通常のＸ線回折法（θ−２θ法）により得られたＸ線回折パターンから、立方晶型、六方晶型または非晶質のいずれのＸ線回折パターンであるかを判断した。 The crystal structures of the base material, the first layer, the second layer, and the third layer in Table 2 were obtained from an X-ray diffraction pattern obtained by a normal X-ray diffraction method (θ-2θ method), cubic type, It was judged whether the X-ray diffraction pattern was hexagonal or amorphous.
また、表２の基材の最大強度ピークおよびＩsubならびに第１層〜第３層の最大強度ピークおよびＩcoat1〜Ｉcoat3はそれぞれ、通常のＸ線回折法（θ−２θ法）により得られたＸ線回折パターンから、最大の回折強度を有するＸ線回折ピークがどの結晶面に相当するピークであるかを求めて表２の最大強度ピークの欄に記載するとともに、その最大の回折強度を読み取って表２のＩsubおよびＩcoat1〜Ｉcoat3にそれぞれ記載した。 In addition, the maximum intensity peak and I sub of the base material in Table 2 and the maximum intensity peaks of the first to third layers and I coat1 to Icoat3 are obtained by a normal X-ray diffraction method (θ-2θ method), respectively. From the X-ray diffraction pattern, the crystal plane corresponding to the X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity is obtained and described in the column of the maximum intensity peak in Table 2, and the maximum diffraction intensity is indicated. read by described respectively in I sub and I coat1 ~I coat3 in Table 2.
なお、被覆層が複数層からなる場合には、各層のＸ線回折ピークをそれぞれ抜き出し、各層の最大の回折強度を有するＸ線回折ピークの最大の回折強度を読み取ってそれぞれＩcoat1〜Ｉcoat3とした。また、各層のＸ線回折ピークが重なっている場合には、ピーク分離を行なって、それぞれのＸ線回折ピークの回折強度を読み取った。 In the case where the coating layer is composed of a plurality of layers, the X-ray diffraction peaks of each layer are extracted, and the maximum diffraction intensity of the X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity of each layer is read and I coat1 to Icoat3 and did. In addition, when the X-ray diffraction peaks of the layers overlapped, peak separation was performed, and the diffraction intensity of each X-ray diffraction peak was read.
また、表２の第１層〜第３層の組成の欄の金属成分の組成比についてはＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）付帯のＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）装置またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）付帯のＥＤＸ装置により分析した。また、表２の第１層〜第３層の組成の欄の炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）の組成比についてはＸＰＳ（Ｘ線光電子分光）装置により分析した。 Moreover, about the composition ratio of the metal component of the column of the composition of the 1st layer-the 3rd layer of Table 2, the EDX (energy dispersive X-ray analysis) apparatus or TEM (transmission electron microscope) attached to SEM (scanning electron microscope). ) Analysis was performed with an accompanying EDX apparatus. Further, the composition ratio of carbon (C) and nitrogen (N) in the column of the composition of the first layer to the third layer in Table 2 was analyzed by an XPS (X-ray photoelectron spectroscopy) apparatus.
また、表２の層厚は、旋削加工用刃先交換型チップの刃先部の垂直断面を切り出し、実施例１２、１３、４０および４５の第２層の超多層膜の層厚はそれぞれＴＥＭ観察により刃先部の各層の層厚を測定することにより求め、その他の層厚はＳＥＭ観察により刃先部の各層の層厚を測定することにより求めた。 Further, the layer thicknesses in Table 2 are obtained by cutting out a vertical section of the cutting edge part of the cutting edge exchangeable tip for turning, and the layer thicknesses of the second layer super multilayer films of Examples 12, 13, 40 and 45 are obtained by TEM observation. It calculated | required by measuring the layer thickness of each layer of a blade-tip part, and other layer thickness was calculated | required by measuring the layer thickness of each layer of a blade-edge part by SEM observation.
また、表３に、上記のようにして基材上に形成された第１層〜第３層からなる被覆層全体の厚さ（総膜厚）、残留応力、ＩcおよびＩc／Ｉsubの値をそれぞれ示す。 Table 3 shows the total thickness (total film thickness), residual stress, I c, and I c / I sub of the first to third layers formed on the substrate as described above. Each value is shown.
ここで、表３の総膜厚は、表２の第１層〜第３層の層厚をすべて足し合わせた値である。 Here, the total film thickness in Table 3 is a value obtained by adding all the layer thicknesses of the first to third layers in Table 2.
また、表３の残留応力は、上記の基材と測定用の超硬板にそれぞれ上記と同様にして第１層〜第３層を同時に形成した後の反り量の比較により求めた。また、表３における応力の欄の「−」は層に圧縮残留応力が生じていることを意味し、「−」の右に位置する数値は層の圧縮残留応力の大きさを表わしている。 Moreover, the residual stress of Table 3 was calculated | required by comparing the curvature amount after forming the 1st layer-the 3rd layer simultaneously on the said base material and the cemented carbide board for a measurement similarly to the above, respectively. Further, “−” in the stress column in Table 3 means that compressive residual stress is generated in the layer, and the numerical value located to the right of “−” indicates the magnitude of the compressive residual stress of the layer.
また、表３のＩcは表２のＩcoat1〜Ｉcoat3の値をすべて足し合わせたものであり、表３のＩc／Ｉsubは表３のＩcの値を表２のＩsubの値で割ったものである。 Further, I c in Table 3 is the sum of all the values of I coat1 to I coat3 in Table 2, and I c / I sub in Table 3 is the value of I c in Table 3 as I sub in Table 2. Divided by the value.
＜実施例１〜３２および比較例１〜４の旋削加工用刃先交換型チップの評価＞
実施例１〜３２および比較例１〜４の超硬合金からなる基材を用いた旋削加工用刃先交換型チップについては、以下の条件により旋削耐摩耗性試験と一部断続のある旋削耐欠損性試験を行なった。その結果を表４に示す。
<Evaluation of Cutting Edge Replaceable Tip for Turning in Examples 1-32 and Comparative Examples 1-4>
For the cutting edge replaceable tip for turning using the base material made of the cemented carbide of Examples 1 to 32 and Comparative Examples 1 to 4, turning wear resistance test and turning fracture resistance with partial interruption under the following conditions A sex test was performed. The results are shown in Table 4.
なお、実施例１〜３２および比較例１〜４の旋削加工用刃先交換型チップの旋削耐摩耗性試験においては、逃げ面摩耗量が０．１５ｍｍとなるまでの時間を測定してその時間を旋削耐摩耗性試験の工具寿命（分）とした。したがって、表４の旋削耐摩耗性試験の欄の数値が大きいほど耐摩耗性に優れていることを示している。 In the turning wear resistance test of the cutting edge replaceable tip for turning of Examples 1 to 32 and Comparative Examples 1 to 4, the time until the flank wear amount becomes 0.15 mm is measured and the time is measured. The tool life (minutes) in the turning wear resistance test was used. Therefore, it shows that it is excellent in abrasion resistance, so that the numerical value of the column of the turning abrasion resistance test of Table 4 is large.
また、実施例１〜３２および比較例１〜４の旋削加工用刃先交換型チップの一部断続のある旋削耐欠損性試験においては、工具が欠損するまでの時間を測定してその時間を一部断続のある旋削耐欠損性試験の工具寿命（分）とした。したがって、表４の一部断続のある旋削耐欠損性試験の欄の数値が大きいほど耐欠損性（靭性）に優れていることを示している。
（実施例１〜３２および比較例１〜４の旋削耐摩耗性試験）
被削材：ＳＣＭ４３５丸棒
切削速度：２７０ｍ／ｍｉｎ
切込み：２．０ｍｍ
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．
旋削方式：乾式
（実施例１〜３２および比較例１〜４の一部断続のある旋削耐欠損性試験）
被削材：ＳＣＭ４３５ ４本溝入り丸棒（ＨＢ２７０）
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
切込み：１．０ｍｍ
送り：０．３２ｍｍ／ｒｅｖ．
旋削方式：乾式
表４に示すように、実施例１〜３２の旋削加工用刃先交換型チップは、比較例１〜４の旋削加工用刃先交換型チップと比較して、旋削耐摩耗性試験における工具寿命が長くなっているため、耐摩耗性に優れることが確認された。
Further, in the turning fracture resistance test in which the cutting edge replaceable tip for turning in Examples 1 to 32 and Comparative Examples 1 to 4 is partially interrupted, the time until the tool is broken is measured and the time is reduced. The tool life (minutes) was measured in a turning fracture resistance test with intermittent parts. Therefore, it shows that it is excellent in the fracture resistance (toughness), so that the numerical value of the column of the turning fracture resistance test with a partial interruption of Table 4 is large.
(Turning abrasion resistance test of Examples 1-32 and Comparative Examples 1-4)
Work Material: SCM435 Round Bar Cutting Speed: 270m / min
Cutting depth: 2.0mm
Feed: 0.3 mm / rev.
Turning method: dry type (turning fracture resistance test with partial interruption of Examples 1-32 and Comparative Examples 1-4)
Work Material: SCM435 Round Bar with 4 Grooves (HB270)
Cutting speed: 100 m / min
Cutting depth: 1.0mm
Feed: 0.32 mm / rev.
Turning system: dry type As shown in Table 4, the cutting edge replaceable tip for turning in Examples 1 to 32 was compared with the cutting edge replaceable tip for turning in Comparative Examples 1 to 4 in the turning wear resistance test. Since the tool life is long, it was confirmed that it has excellent wear resistance.
＜実施例３３〜４０および比較例５の表面被覆切削工具の評価＞
実施例３３〜４０および比較例５のサーメットからなる基材を用いた旋削加工用刃先交換型チップについては、以下の条件により旋削耐摩耗性試験と一部断続のある旋削耐欠損性試験を行なった。その結果を表４に示す。
<Evaluation of Surface-Coated Cutting Tools of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5>
For the cutting edge replaceable tip for turning using the substrate made of the cermets of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5, a turning wear resistance test and a partially interrupted turning fracture resistance test were performed under the following conditions. It was. The results are shown in Table 4.
なお、実施例３３〜４０および比較例５の旋削加工用刃先交換型チップの旋削耐摩耗性試験においては、逃げ面摩耗量が０．１５ｍｍとなるまでの時間を測定してその時間を旋削耐摩耗性試験の工具寿命（分）とした。したがって、表４の旋削耐摩耗性試験の欄の数値が大きいほど耐摩耗性に優れていることを示している。 Note that in the turning wear resistance test of the cutting edge replaceable inserts of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5, the time until the flank wear amount reaches 0.15 mm is measured and the turning resistance is measured. The tool life (minutes) in the wear test was used. Therefore, it shows that it is excellent in abrasion resistance, so that the numerical value of the column of the turning abrasion resistance test of Table 4 is large.
また、実施例３３〜４０および比較例５の旋削加工用刃先交換型チップの一部断続のある旋削耐欠損性試験においては、工具が欠損するまでの時間を測定してその時間を一部断続のある旋削耐欠損性試験の工具寿命（分）とした。したがって、表４の一部断続のある旋削耐欠損性試験の欄の数値が大きいほど耐欠損性（靭性）に優れていることを示している。
（実施例３３〜４０および比較例５の旋削耐摩耗性試験）
被削材：ＳＣＭ４３５丸棒
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ
切込み：１．５ｍｍ
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．
旋削方式：乾式
（実施例３３〜４０および比較例５の一部断続のある旋削耐欠損性試験）
被削材：ＳＣＭ４３５ ４本溝入り丸棒（ＨＢ２７０）
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
切込み：１．０ｍｍ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．
旋削方式：乾式
表４に示すように、実施例３３〜４０の旋削加工用刃先交換型チップは、比較例５の旋削加工用刃先交換型チップと比較して、旋削耐摩耗性試験および一部断続のある旋削耐欠損性試験における工具寿命が長くなっているため、耐摩耗性および耐欠損性（靭性）に優れることが確認された。
Further, in the turning fracture resistance test with partial interruption of the cutting edge exchangeable tip for turning of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5, the time until the tool is broken is measured and the time is partially interrupted. The tool life (minutes) was measured in a turning fracture resistance test. Therefore, it shows that it is excellent in the fracture resistance (toughness), so that the numerical value of the column of the turning fracture resistance test with a partial interruption of Table 4 is large.
(Turning wear resistance test of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5)
Work Material: SCM435 Round Bar Cutting Speed: 180m / min
Cutting depth: 1.5mm
Feed: 0.25 mm / rev.
Turning system: dry type (turning fracture resistance test with partial interruption of Examples 33 to 40 and Comparative Example 5)
Work Material: SCM435 Round Bar with 4 Grooves (HB270)
Cutting speed: 100 m / min
Cutting depth: 1.0mm
Feed: 0.15 mm / rev.
Turning system: dry type As shown in Table 4, the cutting edge replaceable tip for turning in Examples 33 to 40 was compared with the cutting edge replaceable tip for turning in Comparative Example 5 and a part of the turning wear resistance test was performed. It was confirmed that the tool life in the intermittent fracture resistance test with interruption was long, so that it was excellent in wear resistance and fracture resistance (toughness).
＜実施例４１〜４５および比較例６の表面被覆切削工具の評価＞
実施例４１〜４５および比較例６のｃＢＮ焼結体からなる基材を用いた旋削加工用刃先交換型チップについては、以下の条件により旋削耐摩耗性試験と一部断続のある旋削耐欠損性試験を行なった。その結果を表４に示す。
<Evaluation of Surface-Coated Cutting Tools of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6>
For the cutting edge replaceable tip for turning using the base material made of the cBN sintered body of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6, the turning wear resistance test and turning fracture resistance with partial interruption were performed under the following conditions. A test was conducted. The results are shown in Table 4.
なお、実施例４１〜４５および比較例６の旋削加工用刃先交換型チップの旋削耐摩耗性試験においては、上記の旋削耐摩耗性試験用の基材に実施例４１〜４５および比較例６の被覆層を形成した旋削加工用刃先交換型チップを用い、逃げ面摩耗量が０．２ｍｍとなるまでの時間を測定してその時間を旋削耐摩耗性試験の工具寿命（分）とした。したがって、表４の旋削耐摩耗性試験の欄の数値が大きいほど耐摩耗性に優れていることを示している。 In addition, in the turning wear resistance test of the cutting edge replaceable tip for turning of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6, the substrates of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6 of the above turning wear resistance test were used. Using a cutting edge replaceable tip for turning with a coating layer formed, the time until the flank wear amount reached 0.2 mm was measured, and this time was defined as the tool life (minutes) of the turning wear resistance test. Therefore, it shows that it is excellent in abrasion resistance, so that the numerical value of the column of the turning abrasion resistance test of Table 4 is large.
また、実施例４１〜４５および比較例６の旋削加工用刃先交換型チップの一部断続のある旋削耐欠損性試験においては、上記の一部断続のある旋削耐欠損性試験用の基材に実施例４１〜４５および比較例６の被覆層を形成した旋削加工用刃先交換型チップを用い、工具が欠損するまでの時間を測定してその時間を一部断続のある旋削耐欠損性試験の工具寿命（分）とした。したがって、表４の一部断続のある旋削耐欠損性試験の欄の数値が大きいほど耐欠損性（靭性）に優れていることを示している。
（実施例４１〜４５および比較例６の旋削耐摩耗性試験）
被削材：硬度ＨＲＣ６３の焼入鋼（ＳＵＪ２材）の丸棒
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切込み：０．２ｍｍ
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．
旋削方式：乾式
（実施例４１〜４５および比較例６の一部断続のある旋削耐欠損性試験）
被削材：外周６箇所にＶ字状の溝を有する浸炭焼き入れした硬度ＨＲＣ６０のＳＣＭ−４１５材
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切込み：０．２ｍｍ
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．
旋削方式：乾式
表４に示すように、実施例４１〜４５の旋削加工用刃先交換型チップは、比較例６の旋削加工用刃先交換型チップと比較して、旋削耐摩耗性試験および一部断続のある旋削耐欠損性試験における工具寿命が長くなっているため、耐摩耗性および耐欠損性（靭性）に優れることが確認された。
Moreover, in the turning fracture resistance test with partial interruption of the cutting edge exchangeable tip for turning of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6, the substrate for the turning fracture resistance test with partial interruption described above was used. Using the cutting edge replaceable tip for turning, in which the coating layers of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6 were formed, the time until the tool was broken was measured, and the time was used for the turning fracture resistance test with partial interruption. Tool life (minutes). Therefore, it shows that it is excellent in the fracture resistance (toughness), so that the numerical value of the column of the turning fracture resistance test with a partial interruption of Table 4 is large.
(Turning wear resistance test of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6)
Work material: Round bar cutting speed of hardened steel (SUJ2 material) with hardness HRC63: 150 m / min
Cutting depth: 0.2mm
Feed: 0.1 mm / rev.
Turning method: dry type (turning fracture resistance test with partial interruption of Examples 41 to 45 and Comparative Example 6)
Work material: SCM-415 material with a hardness of HRC60, carburized and quenched with V-shaped grooves at 6 locations on the outer periphery: 150 m / min
Cutting depth: 0.2mm
Feed: 0.1 mm / rev.
Turning system: Dry type As shown in Table 4, the cutting edge replaceable tip for turning in Examples 41 to 45 was compared with the cutting edge replaceable tip for turning in Comparative Example 6 and a part of the turning wear resistance test was performed. It was confirmed that the tool life in the intermittent fracture resistance test with interruption was long, so that it was excellent in wear resistance and fracture resistance (toughness).
なお、上記の表２〜表４の比１〜比４の表記はそれぞれ比較例１〜比較例４を示してお
り、上記の表２〜表４の１〜４５の表記はそれぞれ実施例１〜実施例４５を示している。
In addition, the notation of ratio 1 to ratio 4 in the above Tables 2 to 4 indicates Comparative Example 1 to Comparative Example 4, respectively, and the notation of 1 to 45 in the above Tables 2 to 4 indicates Examples 1 to 4, respectively. Example 45 is shown.
以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。 Although the embodiments and examples of the present invention have been described as described above, it is also planned from the beginning to appropriately combine the configurations of the above-described embodiments and examples.
今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。 It should be understood that the embodiments and examples disclosed herein are illustrative and non-restrictive in every respect. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
１ 表面被覆切削工具、２ 基材、３ 被覆層、４ 逃げ面、５ すくい面、６ 稜線部。 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Surface coating cutting tool, 2 base material, 3 coating layer, 4 flank surface, 5 scoop surface, 6 ridgeline part.
Claims (10)
前記被覆層は少なくとも１層以上の物理蒸着層を有しており、
前記表面被覆切削工具の少なくとも刃先部における前記被覆層の厚さが１０μｍ以上５０μｍ以下であって、
前記物理蒸着層は、ＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ｂ、ＳｉおよびＡｌからなる群から選択された少なくとも１種の元素のホウ化物、窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、窒酸化物または炭窒酸化物からなり、
前記物理蒸着層の各層のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度の和Ｉcと、前記基材のＸ線回折法によるＸ線回折ピークの最大の回折強度Ｉsubとの比Ｉc／Ｉsubが１以上１００以下であることを特徴とする表面被覆切削工具。 A surface-coated cutting tool comprising a substrate and a coating layer formed on the substrate,
The coating layer has at least one physical vapor deposition layer,
The thickness of the coating layer at least at the cutting edge of the surface-coated cutting tool is 10 μm or more and 50 μm or less,
The physical vapor deposition layer is a boride, nitride, carbide, oxide, carbonitride of at least one element selected from the group consisting of group IVa element, group Va element, group VIa element, B, Si and Al , Consisting of nitrite or carbonitride,
Ratio of the sum I c of the maximum diffraction intensity of the X-ray diffraction peak of each physical vapor deposition layer by the X-ray diffraction method to the maximum diffraction intensity I sub of the X-ray diffraction peak of the base material by the X-ray diffraction method surface-coated cutting tool, wherein I c / I sub is 100 or less 1 or more.
前記物理蒸着層はそれぞれ、ＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ｂ、ＳｉおよびＡｌからなる群から選択された少なくとも１種の元素のホウ化物、窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、窒酸化物または炭窒酸化物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。 The coating layer includes a super multi-layer film in which two or more physical vapor deposition layers having different compositions each having a thickness of 2 nm to 20 nm are repeatedly laminated,
Each of the physical vapor deposition layers is a boride, nitride, carbide, oxide, carbonitride of at least one element selected from the group consisting of group IVa element, group Va element, group VIa element, B, Si and Al. The surface-coated cutting tool according to claim 1, wherein the surface-coated cutting tool is made of a material, a nitrided oxide, or a carbonitride.
前記物理蒸着層の前記最大の回折強度を有するＸ線回折ピークが、（１１１）面、（２００）面、（２２０）面または（３１１）面に対応するピークであることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の表面被覆切削工具。 The crystal structure of the physical vapor deposition layer is a cubic type,
The X-ray diffraction peak having the maximum diffraction intensity of the physical vapor deposition layer is a peak corresponding to a (111) plane, a (200) plane, a (220) plane, or a (311) plane. The surface-coated cutting tool according to any one of 1 to 3.
前記超硬合金は、ＷＣの結晶粒を含み、
前記結晶粒の平均粒径は、０．３μｍ以上２．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の表面被覆切削工具。 The substrate is a cemented carbide,
The cemented carbide includes WC crystal grains,
The surface-coated cutting tool according to any one of claims 1 to 8, wherein an average particle size of the crystal grains is 0.3 µm or more and 2.5 µm or less.
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