JP5121486B2 - 切削工具 - Google Patents

Description

本発明は基体の表面に被覆層が成膜されている切削工具に関する。

現在、切削工具や耐摩部材、摺動部材といった耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材では、超硬合金やサーメット等の焼結合金、ダイヤモンドやｃＢＮ（立方晶窒化硼素）の高硬度焼結体、アルミナや窒化珪素等のセラミックスからなる基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性を向上させる手法が使われている。

また、上記物理蒸着法としてアークイオンプレーティング法やスパッタリング法を用いてＴｉやＡｌを主成分とする窒化物層を成膜することが好適に行われており、さらに工具寿命を延命させるためのこの窒化物層の改良が検討されている。例えば、特許文献１では（ＴｉＷＳｉ）Ｎ組成の硬質被膜について開示され、超硬合金等の基体と被覆層との密着性が高くなることが記載されている。

また、かかる物理蒸着法において、最近窒素ガスと酸素ガス等の複数のガスを順にチャンバ内に導入して、窒化物層と酸化物層との積層構造とした被覆層が試みられている（例えば特許文献２〜４参照）。
特開２００６−１１１９１５号公報 特開２００３−１２７００６号公報 特開２００６−２８６００号公報 特開２００５−１２５４１１号公報

しかしながら、特許文献１の（ＴｉＷＳｉ）Ｎ被覆層は耐摩耗性が不十分であり、切削工具のさらなる長寿命化が求められていた。

また、特許文献２〜４に記載された窒化物層と酸化物層との積層体からなる被覆層でも、被覆層全体としての耐摩耗性や耐欠損性が必ずしも十分とは言えず、さらなる改善が要求されていた。

本発明は前記課題を解決するためのものであり、その目的は、耐摩耗性、耐酸化性および耐チッピング性が向上する被覆層を備えた切削工具を提供することにある。

本発明の切削工具は、基体と、この基体の表面を被覆する被覆層とからなる切削工具であって、
前記被覆層が、
Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層と、
（Ａｌ_１−ｈＭ’_ｈ）_ｖＯ_ｗ（ただし、Ｍ’はＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる１種以上、０≦ｈ≦０．６５、１≦ｗ／ｖ≦２．５）からなる第２層と
からなることを特徴とする。

ここで、上記構成において、前記第１層の膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の膜厚は０．５〜５μｍであることが望ましい。このとき、前記第１層の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍ、前記第２層の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることが望ましい。

また、上記構成において、前記第１層中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子が点在することが望ましい。

一方、上記構成において、前記被覆層は、前記第１層と前記第２層とが２層以上交互に積層されてなることが望ましい。このとき、前記第１層の各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、前記第２層の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、前記第１層の総膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の総膜厚は０．５〜５μｍであることが望ましい。

本発明の切削工具に第１層として用いられるＴｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上であり、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１である。）の第１層は硬度が高くかつ内部応力が小さいものである。一方、第２層は耐酸化性および耐溶着性に優れ、かつ第１層との密着性が良好なものである。ゆえに、本発明の切削工具に用いられる被覆層は、耐摩耗性、耐溶着性および耐欠損性に優れたものである。

また、前記第１層の膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の膜厚は０．５〜５μｍであることが、基体に対する第１層と第２層との剥離を抑制し、かつ耐酸化性に優れる点で望ましい。このとき、前記第１層の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍ、前記第２層の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることが、被覆層の硬度を高めるとともに被覆層の表面での耐溶着性の向上の点で望ましい。

また、前記第１層中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子が点在することが、被覆層の靭性を高めて被覆層の耐欠損性を高める点で望ましい。

一方、上記構成において、前記被覆層は、前記第１層と前記第２層とが２層以上交互に積層されてなる構成であってもよい。この構成によれば被覆層の硬度を向上させることができる。このとき、前記第１層各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、前記第２層の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、前記第１層の総膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の総膜厚は０．５〜５μｍであることが、被覆層の硬度および耐酸化性の向上の点で望ましい。

本発明の切削工具の一例について、好適な実施態様例である切削工具の概略斜視図である図１、本発明の第１の実施態様についての概略断面図である図２、および本発明の第２の実施態様についての概略断面図である図３を用いて説明する。

図１〜３によれば、本発明の切削工具（以下、単に工具と略す。）１は、主面にすくい面３を、側面に逃げ面４を、すくい面３と逃げ面４との交差稜線に切刃５を有し、基体２の表面に被覆層６、９を成膜した構成となっている。

被覆層６、９は、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層７と、（Ａｌ_１−ｈＭ’_ｈ）_ｖＯ_ｗ（ただし、Ｍ’はＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる１種以上、０≦ｈ≦０．６５、１≦ｗ／ｖ≦２．５）からなる第２層８とからなる。この構成によって、第１層７は酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高くかつ内在する内部応力を低減することができて耐欠損性が高い。しかも、第２層８は耐溶着性および耐酸化性にさらに優れるとともに、第１層７との密着性も高いものであるので、被覆層６、９は耐酸化性、耐溶着性および耐欠損性に優れたものとなる。

すなわち、ａ（Ａｌ組成比）が０．４５よりも少ないと被覆層６、９の耐酸化性が低下してしまい、ａ（Ａｌ組成比）が０．５５よりも多いと被覆層６、９の結晶構造が立方晶から六方晶に変化する傾向があり硬度が低下する。ａの特に望ましい範囲は０．４８≦ａ≦０．５２である。また、ｂ（Ｗ組成比）が０．０１よりも少ないと被覆層６、９の内部応力が高くて耐欠損性が低下するとともに、基体２と被覆層６、９との密着性が低下して切削中にチッピングや被覆層７の剥離が発生しやすくなり、ｂ（Ｗ組成比）が０．１よりも多いと被覆層６、９の硬度が低下する。ｂの特に望ましい範囲は０．０１≦ｂ≦０．０８である。さらに、ｃ（Ｓｉ組成比）が０．０５よりも多いと被覆層６、９の硬度が低下する。ｃの特に望ましい範囲は０．０１≦ｃ≦０．０４である。また、ｄ（Ｍ組成比）が０．０１よりも少ないと酸化開始温度が低くなってしまい、ｄ（Ｍ組成比）が０．１よりも多いと金属Ｍの一部が立方晶とは別の低硬度相として存在して被覆層６、９の硬度が低下する。ｄの特に望ましい範囲は０．０１≦ｄ≦０．０８である。

なお、金属ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる１種以上であるが、中でもＮｂまたはＭｏを含有することが耐摩耗性・耐酸化性に最も優れる点があるから望ましい。

また、被覆層６、９の非金属成分であるＣ、Ｎは切削工具に必要な硬度および靭性に優れたものであり、被覆層６、９の表面に発生するドロップレット（粗大粒子）を抑制するために、ｘ（Ｎ組成比）の特に望ましい範囲は０．５≦ｘ≦１である。ここで、本発明によれば、上記被覆層６、９の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分光分析法（ＥＤＸ）またはＸ線光電子分光分析法（ＸＰＳ）にて測定できる。

また、第１層７は内部応力がさほど高くないものであるから、厚膜化しても被覆層６、９がチッピングしにくく、被覆層６、９の総膜厚が１．５〜１２μｍであっても被覆層６、９自身の内部応力によって剥離やチッピングすることを防止できて十分な耐摩耗性を維持することができる。被覆層６、９の総膜厚の望ましい範囲は５〜７．５μｍである。なお、第１層７の膜厚は１〜７μｍ、第２層８の膜厚は０．５〜５μｍであることが、基体２に対する第１層７と第２層８との剥離を抑制し、かつ耐摩耗性に優れる点で望ましい。

また、このとき、第１層７の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍ、第２層８の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることが、被覆層６、９の硬度を高めるとともに被覆層６、９の表面での耐溶着性の向上の点で望ましい。なお、本発明において、被覆層６、９の平均結晶幅を測定するには、被覆層６、９の断面写真において、被覆層６、９の中間の厚さにあたる部分に線Ａ（図示せず。）を引いて測定する。具体的には、被覆層６、９中の柱状結晶（図示せず。）の平均結晶幅は１００ｎｍ以上の長さＬ（図示せず。）の線分Ａを特定し、この線分Ａを横切る粒界の数を数えて平均結晶幅＝長さＬ／粒界の数によって算出する。

さらに、第１層７中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子（図示せず。）が点在することが、第１層６の靭性を高めて被覆層６、９の耐欠損性を高める点で望ましい。分散粒子の組成として、具体的には、分散粒子以外のマトリックスに対してＷ（タングステン）の含有量が多い窒化物粒子、例えば、被覆層６、９の全体組成がＴｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる場合には、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ} Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｙＮ_ｙ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種であり、０≦ａ≦０．４、０．０５≦ｂ≦０．８、０≦ｃ≦０．０１、０≦ｄ≦０．５、０．２≦ｙ≦１である。）からなる分散粒子が挙げられる。

一方、被覆層の構成は上記被覆層６の構成に限定されるものではなく、例えば、図３に示す第２の実施態様に示す被覆層９の構成であってもよい。

すなわち、本発明の第２の実施態様を示す図３によれば、被覆層９は第１層７と第２層８との多層が２層以上交互に積層されてなる。この構成によれば、第１層７と第２層８との界面の存在によって格子歪みエネルギーが増加して硬度が向上し耐摩耗性が高くなる。また、被覆層９の表面にクラックが発生した場合には、第１層７と第２層８との界面の存在によってクラックの進展が妨げられるので被覆層９の耐欠損性が高くなる。

このとき、第１層７の各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、第２層８の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、第１層７の総膜厚は１〜７μｍ、第２層８の総膜厚は０．５〜５μｍであることが、被覆層の硬度向上および耐欠損性の向上の点で望ましい。

なお、基体２としては、炭化タングステンや炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの硬質合金、窒化ケイ素や酸化アルミニウムを主成分とするセラミックス、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相とセラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。

（製造方法）
次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。

まず、工具形状の基体２を従来公知の方法を用いて作製する。次に、基体２の表面に被覆層６、９を成膜する。被覆層６、９の成膜方法としてはイオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。

本発明の好適な成膜方法の一例として、例えば、アークイオンプレーティングカソードとマグネトロンスパッタリングカソードとの両方を具備する成膜装置を用いて被覆層６、９を成膜する方法が挙げられる。つまり、アークイオンプレーティング法によって第１層７の窒化物層を成膜し、かつマグネトロンスパッタリング法によって第２層８の酸化物層を成膜する方法が好適である。

具体的には、バイアス電圧３０〜２００Ｖ、成膜温度４００〜６００℃で、アークイオンプレーティングカソードにアーク放電やグロー放電などを照射して金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスを２〜５Ｐａのガス圧で流して反応させることにより、第１層７を成膜する。

次に、成膜温度を５００〜７００℃として、マグネトロンスパッタリングカソードに３ｋＷ〜７ｋＷのパルス電力を加える。その際、繰り返し周波数を２０−１００ｋＨｚに、デューティサイクルを５〜８０％とする。バイアス電圧としてパルスＤＣ電圧を３０〜１５０Ｖ、５０ｋＨｚ〜３５０ｋＨｚ印加するとともに、０．３〜０．８Ｐａのアルゴンと酸素の混合ガス（酸素ガス圧０．０５〜０．２Ｐａ）を流すことによって放電状態とし、第１層７の表面に第２層８を被覆することができる。

なお、カソードとして、例えば、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）、金属Ｗ、金属Ｓｉ、金属Ｍ（ただし、ＭはＴｉ、Ｗを除く周期表第４、５、６族元素、希土類元素から選ばれる１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属カソード、これらを複合化した合金カソード、またはこれらの炭化物、窒化物、硼化物化合物粉末または焼結体からなる混合物カソードを用いることができる。

また、上記成膜装置にて上記各成膜工程を繰り返す手法によって、第１層７と第２層８とが２層以上交互に積層された構成の被覆層９を形成することができる。

平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末を主成分として、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、平均粒径１．０μｍの炭化バナジウム（ＶＣ）粉末を０．１質量％、平均粒径１．０μｍの炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）粉末を０．３質量％の割合で添加し混合して、プレス成形によりＣＮＭＧ１２０４０８ＭＳ形状のスローアウェイチップ形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。また、各試料のすくい面表面をブラスト加工、ブラシ加工等によって研磨加工した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にて刃先処理（ホーニング）を施した。

このようにして作製した基体に対して、アークイオンプレーティングカソードとマグネトロンスパッタリングカソードとの両方を具備する成膜装置を用いて、表１に示す成膜条件によって種々の組成にて被覆層を成膜した。

得られた試料に対して、被覆層の表面を含む断面について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察し、被覆層を構成する結晶の平均結晶幅を求めた。また、ＴＥＭにて観察する際に、各被覆層の任意３箇所における組成をエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）によって測定し、これらの平均値を各被覆層の組成として算出した。さらに、被覆層中の分散粒子の有無、およびその組成を確認した。

次に、得られた外径切削工具ＣＮＭＧ１２０４０８ＭＳ形状のスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表３に示した。

切削方法：外径旋削加工
被削材 ：ＳＵＳ３０４
切削速度：１５０ｍ／分
送り ：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：３０分切削後の横逃げ面摩耗と先端摩耗、チッピングの有無を顕微鏡に
て測定した。

表１〜３に示す結果より、第２層が成膜されず第１層のみが成膜された構成からなる試料Ｎｏ．１０では、チッピングが発生した。また、第２層が酸化物層ではなく窒化物層からなる試料Ｎｏ．１３、１４では、耐酸化性が不十分でありこのテストのように過酷な切削条件では耐摩耗性の低いものであった。さらに、第１層が金属Ｍ成分（Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種）を含有しない組成からなる試料Ｎｏ．１１では耐摩耗性が悪く、第１層がＷを含有しない組成からなる試料Ｎｏ．１２では耐欠損性が低下した。

これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．１〜９では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。

実施例１の試料Ｎｏ．２の被覆層において、成膜温度５５０℃の条件で第１層０．２μｍ、第２層０．１μｍの周期で２５層積層した構成の被覆層とする以外は実施例１と同様に切削工具を作製し、同様に切削性能を評価した。その結果、チッピングの発生は見られず、摩耗幅も０．０８ｍｍと小さいものであった。

本発明の切削工具の一例を示す概略斜視図である。 図１の切削工具の第１の実施態様を示す断面模式図である。 図１の切削工具の第２の実施態様を示す断面模式図である。

符号の説明

１ 切削工具
２ 基体
３ すくい面
４ 逃げ面
５ 切刃
６、９ 被覆層
７ 第１層
８ 第２層

Claims (6)

1. 基体と、この基体の表面を被覆する被覆層とからなる切削工具であって、
   前記被覆層が、
   Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_１−ｘＮ_ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０≦ｃ≦０．０５、０．０１≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる第１層と、
   （Ａｌ_１−ｈＭ’_h）_ｖＯ_ｗ（ただし、Ｍ’_hはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、ＨｆおよびＹから選ばれる１種以上、０≦ｈ≦０．６５、１≦ｗ／ｖ≦２．５）からなる第２層と
   からなることを特徴とする切削工具。
2. 前記第１層の膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の膜厚は０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
3. 前記第１層の平均結晶幅は０．０１〜０．５μｍ、前記第２層の平均結晶幅は０．６〜３μｍであることを特徴とする請求項１または２記載の切削工具。
4. 前記第１層中に平均結晶粒径が０．０５〜１μｍの分散粒子が点在することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
5. 前記被覆層は、前記第１層と前記第２層とが２層以上交互に積層されてなることを特徴とする請求項１記載の切削工具。
6. 前記第１層の各層の膜厚は０．０２〜０．７μｍ、前記第２層の各層の膜厚は０．０１〜０．５μｍであり、前記第１層の総膜厚は１〜７μｍ、前記第２層の総膜厚は０．５〜５μｍであることを特徴とする請求項５記載の切削工具。

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