JP2003340610A - 切削工具インサート - Google Patents
切削工具インサートInfo
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Abstract
耗性と靭性を有するα−Al2O3層を製造するための
新しい精製方法を取り入れる。 【解決手段】 本発明のα−Al2O3層は、最外層に
向かってアルミニウム含有量が増加する(Ti、Al)
(C、O、N)の結合相の上に形成される。α−Al2
O3の核生成は、核生成工程がアルミ化工程及び酸化工
程を含むことによって達成される。本発明のα−Al2
O3層は1〜20μmの範囲の厚みを有し、且つ注状粒
を含む。アルミナ粒の長さ/幅の比は2〜12好ましく
は5〜9である。この層は、XRDを使用して測定され
た明瞭な(012)成長集合組織、及びほとんどの合計
存在が(104)、(110)、(113)及び(11
6)の回折ピークによって特徴付けされる。
Description
膜を蒸着させた超硬合金、サーメットまたはセラミック
の基材を有する金属加工用の切削工具インサートに関す
る。この被膜は、基材に粘着結合してそれらの機能的部
分の全てを覆う。この被膜は1層以上の耐熱層からな
り、少なくとも1層が明瞭に集合組織化したアルファア
ルミナ(α−Al2O3)である。
蒸着工程は、核生成工程である。κ−Al2O3は、f
cc構造を有するTiN、Ti(C、N)、またはTi
Cの{111}面上に制御した方法で成長させることが
できる。透過型電子顕微鏡(TEM)で、次のエキタピ
シャル方位関係(001)κ//(111)TiX;
[001]κ//[111]TiXを有する立方晶のκ
−Al2O3の稠密充填面(001)の成長様式を確認
した。準安定κ−Al2O3の化学蒸着法による成長の
説明と様式が、初期に提案された(Y. Yoursdshahyan,
C. Ruberto, M. Hslvarrsson, V. Langer, S. Ruppi,
U. Rolander and B. I. Lundqvist, Theoritical Struc
ture Determination of a Complex Material: Al2O
3, J. Am. Ceram. Soc. 82(6)(1999)1365-1380)。
層はかなりの厚み(>10μm)に成長させることがで
きる。成長中のκ−Al2O3層に挿入された例えばT
iNの薄い層の上の再核生成によって、均一な厚みのκ
−Al2O3層の成長を確実にすることができる。核生
成が確実である場合、比較的低い蒸着温度(<1,00
0℃)での蒸着の際に、κ→α変態を回避することがで
きる。金属の切削の際に、相変態が生じることが確認さ
れている。相の安定性に加えて、多くの金属切削用途に
選ばれるのには、好まれるのか幾つかの理由がある。初
期に述べられていたように、α−Al2O3は、鋳鉄に
対しては優れた耐磨耗性を示す(米国特許第5,13
7,774号)。さらに、α−Al2O3のように核生
成しなかった層は、変態割れ及び変態応力のいずれも含
まない。結果として、核生成したα−Al2O3は、相
変態の結果として全体的或いは部分的に形成されたα−
Al 2O3よりも延性に富み、且つ欠陥組織によって限
定された組成を有するκ−Al2O3よりさらに延性に
富む。
は、理想的なCVD温度で核生成させ且つ成長させるこ
とが、準安定なκ−Al2O3よりもさらに困難である
ことが判明した。米国特許第5,137,774号に示
すようにTi2O3表面及び(Ti、Al)(C、O)
の結合相の上に核生成すること、または米国特許第5,
654,035号に示すようにCO/CO2混合物を用
い酸化電位を制御することによって、α−Al2O
3は、核生成することができることが実験的に確認され
た。これらの全ての取り組みの根底は、核生成がTi
C、TiN、Ti(C、N)またはTi(C、O、N)
の111面上で生じては成らないことであり、そうでな
ければκ−Al2O3が得られるということである。
温度がα−Al2O3を蒸着するために使用されている
ことに注目する必要がある。多くの従来技術の製品のよ
うに核生成の制御が完全でないときは、生成されたα−
Al2O3層が、κ−Al2O3→α−Al2O3相変
態の結果として少なくとも部分的に形成される。これは
特に厚い層を考慮した場合である。この種のα−Al2
O3層は、変態割れを有する大きな粒を含む。これらの
被膜は、核生成されたα−Al2O3を含むα−Al2
O3被膜にくらべて、非常に低い機械的強度と延性をし
ます。
は、米国特許第5,137,774号を基にした商業的
製品で1990年代の初期に達成された。この特許のそ
の後の改良が、好ましい被膜集合組織を有するα−Al
2O3を蒸着するために使用された。米国特許第5,6
54,035号には(012)方向に、及び米国特許第
5,980,988号には(110)方向に、集合組織
化されたアルミナ層が開示される。米国特許第5,86
3,640号には(012)、または(104)または
(110)に沿う好ましい生長が記載されている。米国
特許第6,333,103号は、(10(10))方向
に沿うα−Al2O3の核生成及び生長を制御するため
の改良した方法を記載する。
改良されたアルミナ層を提供することであり、α−Al
2O3相は明瞭で十分に制御された(112)成長組織
を有する核生成したα−Al2O3からなる。
明瞭に十分に制御された(112)成長組織を有するα
−Al2O3層は、ランダムな組織または(011)の
ような別の組織を有する従来技術より機能が優れるとい
う驚くべきことが分かった。本発明にしたがう被膜は、
変態応力が実質的に存在しなく、少ない転位密度と改良
された切削特性とを有する柱状のα−Al2O3粒から
成る。
ように、α−Al2O3の核生成工程を制御する方法を
明らかにした。本発明は、(012)TCが優先的に存
在するとともに、従来技術の被膜に典型的に見られた別
の一般的なTCが存在しないことによって特徴付けられ
る。
却剤を用いた旋削、特に冷却剤を用いた中断旋削のよう
に、靭性が要求される鋼用途に使用することを特に意図
する。別の用途領域は、鋳鉄であり、この種のアルミナ
層の刃強度は、従来技術より優れている。
TCVD双方好ましくはMTCVDにより達成できるT
i(C、N)上に蒸着される前に、幾つかの工程を必要
とする。先ず、Ti(C、N)上に、米国特許第5,1
37,774号に開示される改良された結合相(この発
明においてκ結合を引き合いにする)が蒸着され、Al
濃度勾配の存在によって特徴付けられる。さらに、窒素
ガスが、この結合相の蒸着の際に適用される。この層の
表面のアルミナ含有粒は、米国特許第5,137,77
4号にしたがう結合相よりかなり多くて約30%であ
り、且つこの結合相は明らかに窒素を含有する。この結
合相の表面は、さらにアルミニウム含有量を増加させる
ためにAlCl3/H2ガス混合物を使用した追加処理
を受ける。この後に、注意深く制御した酸化処理がCO
2/H2ガス混合物を用いて実施される。この酸化工程
は短くて、AlCl3/H2混合物を有する短い処理が
続けられ、再び短い酸化工程が続けられる。この種の脈
動処理(Al処理/酸化)は、α−Al2O3の好まし
い核生成サイトを作り出す。結合相が改良された表面の
上にアルミナ層の生長は、反応ガスを次の順にCI、A
lCl3、CO2順序付けすることによって開始する。
この温度は好ましくは約1000℃である。
しくは15〜25μmを有する被膜で少なくとも部分的
に被覆され、少なくとも1層がアルファアルミナ層であ
る1層以上の耐火層を含む基材から成る切削工具インサ
ートに関する。このα−Al 2O3層は、緻密で欠陥が
存在しない。これは明瞭な(012)集合組織を有する
注状の粒からできている。この柱状の粒は、幅0.5〜
2.5μm、好ましくは0.5〜1.0(S=2〜5μ
m)または1.5〜2.5(S=5〜15μ)で2〜1
2好ましくは5〜9の長さ/幅の比を有する。Sはアル
ミナ層の合計厚みである。
織係数TCは、次のように決められる。すなわち、 TC(hkl)=[I(hkl)/IO(hkl)]{1/nΣ[I(hkl)/IO(hkl)]}-1 で示され、 I(hkl)=(hkl)反射での測定強度 IO(hkl)=JCPDSカード番号46−1212にしたがう標
準強度 n=計算に使用した反射の数 使用した(hkl):(012)、(104)、(11
0)、(113)、(024)、(116) アルミナ層の集合組織は次のように決定される。
>1.8、好ましくは2.5〜3.5であり、且つ同時
にTC(104)、TC(110)、TC(113)及
びTC(116)の全てが<0.4、好ましくは<0.
3である。
れたことが注目される。
ク、高速度鋼、または立方晶窒化ボロン(CBN)のよ
うな硫化物材料、またはダイヤモンド好ましくは超硬合
金またはCBNのような硬質材料からなる。ここにおい
てはCBNに関しては、少なくとも40vol%のCB
Nを含有する切削工具材料を意味する。好ましい実施態
様にいては、基材は結合相濃化表面領域を有する超硬合
金である。
み、第1の層がCVDのTi(C、N)、CVDのTi
N、CVDのTiC、MTCVDのTi(C、N)、M
TCVDのZr(C、N)、MTCVDのTi(B、
C、N)、CVDのHfNまたはそれらの組合せ、好ま
しくはTi(CBN)とそれらの組合せからなり且つ1
〜20μm好ましくは1〜10μmの厚みを有し、そし
て第1の層に隣接するα−Al2O3は、約1〜40μ
m好ましくは1〜20μm最も好ましくは1〜10μm
の厚みを有する。好ましくは、基材と第1の層の間に<
3μm好ましくは0.5〜2μmの厚みを有する中間層
が存在する。
O3層は最外層である。
l2O3の上で、0.5〜3μm好ましくは0.5〜
1.5μmの厚みを有するTi、Zr及びHfの1種以
上を含む炭化物、窒化物、炭窒化物、及びカルボキシ窒
化物の層が存在する。代わりに、この層は約1〜20μ
m好ましくは2〜8μmの厚みを有する。
−Al2O3の上に0.5〜10μm好ましくは1〜5
μmの厚みを有する好ましくはκ−Al2O3及び/ま
たはγ−Al2O3の層を含む。
インサート(硬度約1600HV)が、MTCVDのT
i(C、N)の層で被覆された。このMTCVDの層は
約8μmであった。この層の上に8μmのα−Al2O
3が、a)以下に規定する本発明にしたがい、且つb)
従来技術にしたがい蒸着された。このインサートはXR
Dを用いて調べられ、集合組織係数が決定された。表1
に、本発明と従来技術との被膜の集合組織係数を示す。
表から明らかなように、本発明にしたがい明瞭な(01
2)集合組織が得られる。
る刃靭性に関して試験した。
らかなように、従来技術の製品の刃靭性は、被膜を本発
明に従って処理した場合、かなり強化された。
Xと呼ぶ市場先導業者と比較した。この被膜はMTCV
DのTi(C、N)とα−Al2O3から構成される。
これらの競争業者の被膜に対する集合組織係数を決定す
るためにXRDを用いた。競争業者Xからの二つのイン
サートは、XRD用に無作為に選んだ。表3は、競争業
者Xに対して得られたTCを示す。競争業者Xの被膜は
(110)集合組織を示した。
膜構造とを有する本発明にしたがい製造されたインサー
トと比較した。試験の前に、本発明にしたがい製造され
た双方のインサートはX線が当てられた。明瞭な(01
2)集合組織が確認された。
ートは、ボールベアリング材料の面旋削における耐フラ
ンク磨耗性に関して、競争業者Xの二つのインサートと
比較した。
トの三つの刃で試験した。
N)インサートが、本発明に従って被覆し、且つ実施例
1で検討した従来技術の被膜に従って被覆された。フェ
ライトを含む鋼の切削加工において、被覆したCBNイ
ンサートを、被覆されていないCBNインサートと比較
した。Bはフェライトに対してかなりの類似性を有し、
且つ高速切削速度で拡散摩耗が生じることが分かった。
Claims (11)
- 【請求項1】 少なくとも1層がアルミナ層である1層
以上の耐熱層からなり、且つ合計厚みが10〜40μm
を有する被膜で少なくとも部分的に被覆された基材から
成る切削インサートであって、 前記アルミナ層が、 a)TC(012)とTC(024)との双方が>1.
8、及び b)TC(104)、TC(110)、TC(113)
及びTC(116)の全てが<0.4、 の集合組織係数を有する柱状α−Al2O3粒からな
り、 集合組織係数TC(hkl)が、 TC(hkl)=[I(hkl)/IO(hkl)]{1/nΣ[I(hkl)/IO(hkl)]}-1 で示され、 I(hkl)=(hkl)反射での測定強度 IO(hkl)=JCPDSカード番号46−1212にしたがう標
準強度 n=計算に使用した反射の数 使用した(hkl):(012)、(104)、(11
0)、(113)、(024)、(116) であることを特徴とする切削インサート。 - 【請求項2】 前記アルミナ層が、2〜12の長さ/幅
の比を有する柱状粒からなることを特徴とする請求項1
記載の切削インサート。 - 【請求項3】 前記基材が、超硬合金、CBNまたは焼
結CBN合金のいずれか一つからなる請求項1または2
記載の切削インサート。 - 【請求項4】 前記被膜が前記基体に隣接する第1の層
を含み、前記第1の層がCVDのTi(C、N)、CV
DのTiN、CVDのTiC、MTCVDのTi(C、
N)、MTCVDのZr(C、N)、MTCVDのTi
(B、C、N)、CVDのHfN、それらの組み合せ、
またはTi(CBN)とそれらの組合せからなり且つ1
〜20μmの厚みを有し、且つ前記第1の層に隣接する
前記α−Al2O3は、1〜40μmの厚みを有するこ
とを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の切
削インサート。 - 【請求項5】 前記α−Al2O3が、最外層であるこ
とを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の切
削インサート。 - 【請求項6】 前記α−Al2O3の上で、Ti、Zr
及びHfの1種以上を含む炭化物、窒化物、炭窒化物、
及びカルボキシ窒化物の層が0.5〜3μmの厚みを有
することを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記
載の切削インサート。 - 【請求項7】 前記α−Al2O3の上で、Ti、Zr
及びHfの1種以上を含む炭化物、窒化物、炭窒化物、
及びカルボキシ窒化物の層が1〜20μmの厚みを有す
ることを特徴とする請求項1〜6のいずれか1項に記載
の切削インサート。 - 【請求項8】 前記α−Al2O3の上で、κ−Al2
O3またはγ−Al 2O3の層が、0.5〜10μmの
厚みを有する請求項1〜7のいずれか1項に記載の切削
インサート。 - 【請求項9】 前記基材と前記第1の層との間のTiN
が、<3μmの厚みを有することを特徴とする請求項1
〜8のいずれか1項に記載の切削インサート。 - 【請求項10】 前記基材が、バインダ相強化表面領域
を備える超硬合金からなることを特徴とする請求項1〜
9のいずれか1項に記載の切削インサート。 - 【請求項11】 請求項1にしたがうα−Al2O3を
製造する方法であって、 前記α−Al2O3の核生成が、アルミ化工程及び酸化
工程による核生成表面の改良によって達成され、且つ前
記核生成表面が、該核生成表面に向かってアルミニウム
含有量が増加する(Ti、Al)(C、O、N)の結合
相であることを特徴とするα−Al2O3を製造する方
法。
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