【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐衝撃性、耐欠損性に優れる高強度被覆焼結合金に関し、特に切削工具または耐摩耗工具に代表される工具用として最適な高強度被覆焼結合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
超硬合金およびサーメットに代表される焼結合金の基体の表面に、耐摩耗性に優れる硬質な被膜を被覆した被覆焼結合金が用いられているが、硬質な被膜を被覆すると耐欠損性、耐衝撃性、耐チッピング性および強度が低下する。
【０００３】
被覆焼結合金の従来の技術として、被覆焼結合金の被膜をクラックで細分化することにより被膜の残留引張応力を緩和し、耐チッピング性、耐欠損性の低下を抑制する工具部材がある（例えば、特許文献１参照。）。しかし、この場合、被覆焼結合金の被膜には圧縮応力が付与されないため、被覆焼結合金の強度低下を防止する効果は十分ではないという問題がある。
【０００４】
また、化学蒸着法により焼結合金の基体に被膜を被覆した後、ショットピーニングを行い、基体の表面部に存在する硬質相に３０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２（２９４〜７８４ＭＰａ）の圧縮応力と、被膜に２０ｋｇｆ／ｍｍ２（１９６ＭＰａ）以下の圧縮応力を付与することで、耐衝撃性および耐欠損性を高めた被覆焼結合金がある（例えば、特許文献２参照。）。しかし、被膜に付与される圧縮応力が小さく、被覆焼結合金の強度低下を防止する効果は十分ではないという問題がある。
【０００５】
さらに、化学蒸着法による被覆焼結合金の基体の表面部に存在する硬質相および／または被膜に、５０ｋｇｆ／ｍｍ２（４９０ＭＰａ）以上の圧縮応力を付与した被覆焼結合金がある（例えば、特許文献３参照。）。しかしながら、被膜に５０ｋｇｆ／ｍｍ２（４９０ＭＰａ）以上の圧縮応力を付与すると、使用前あるいは工具として使用中に被膜の自己破壊が生じ寿命低下を招く可能性がある。特に切れ刃が鋭利な切削工具として用いた場合にこのような現象が生じる可能性が高い。また、ＷＣまたはＴｉ（Ｃ，Ｎ）を主成分とする焼結合金に化学蒸着法によってＴｉＣやＡｌ２Ｏ３などの被膜を被覆すると被膜に残留引張応力を生じる。ショットピーニングにより、被膜の残留引張応力を圧縮応力へ変化させようとすると、基体の表面部に存在する硬質相に過剰な圧縮応力が付与されるが、このとき、基体の表面部に存在する硬質相の圧縮応力と被膜の圧縮応力の差が大きいと、被膜が剥離しやすくなるという問題がある。
【０００６】
【特許文献１】
特開平０５−１１６００３号公報
【特許文献２】
特開平０６−１０８２５８号公報
【特許文献３】
特開平０１−３１９７２号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述のような従来の問題点を解決したもので、主に切削工具として使用される耐摩耗性、耐衝撃性および耐欠損性に優れた高強度被覆焼結合金の提供を目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記の問題点に対して検討を加えた結果、基体の表面部に存在する硬質相の圧縮応力と被膜の圧縮応力を最適な範囲とすることによって、被覆焼結合金の強度低下を抑制し、被膜の自己破壊を防止して、優れた耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性、耐剥離性を有する被覆超硬合金を得ることができるという知見を得て本発明を完成した。
【０００９】
本発明被覆焼結合金は、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種の硬質相と、Ｎｉ、ＣｏまたはＮｉ−Ｃｏ合金を主成分とする結合相からなる焼結合金の基体の表面に物理蒸着法により被膜を被覆してなる被覆焼結合金において、該基体の表面部に存在する該硬質相は２９４〜９８１ＭＰａの圧縮応力が付与されており、該被膜は１９６〜４９０ＭＰａの圧縮応力が付与されていることを特徴とする。
【００１０】
本発明被覆焼結合金における基体は、従来から公知公用されている超硬合金またはサーメットであり、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種の硬質相と、Ｎｉ、ＣｏまたはＮｉ−Ｃｏ合金を主成分とする結合相からなる焼結合金である。具体的には、例えばＴｉＣ、ＺｒＣ、ＨｆＣ、ＶＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、ＷＣ、Ｃｒ３Ｃ２、Ｍｏ２Ｃ、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＨｆＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）Ｃ、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ）Ｃ、（Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）の中から選ばれた少なくとも１種の硬質相：５０〜９５重量％と、Ｎｉ、ＣｏまたはＮｉ−Ｃｏ合金、もしくはこれらに硬質相の元素やＦｅが０．１〜２０重量％固溶してなる結合相：残部とからなるものである。これらの内、ＷＣを主成分とする硬質相を有する超硬合金、または、ＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ，Ｎ）を主成分とする硬質相を有するサーメットからなる基体の場合は、その効果が顕著になることから特に好ましい。
【００１１】
本発明の被覆焼結合金における被膜は、被膜材質としては、特に制限を受けないが、具体的には、例えば周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉの炭化物、窒化物、酸化物、ホウ化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種を挙げることができる。その中でも、被膜材質がＴｉ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒの窒化物、炭化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種で形成されている場合には、基体の表面部に存在する硬質相に付与された圧縮応力および被膜に付与された圧縮応力による耐欠損性への効果が顕著になることから、好ましい。
【００１２】
被膜の厚さは、厚くしすぎると剥離しやすくなるために２０μｍ以下、特に１０μｍ以下でなる場合はバラツキも小さく、性能的にも安定し、かつ優れた効果を示すが、０．１μｍ未満であると効果が少ない。すなわち、被膜の厚さは、０．１〜２０μｍが好ましく、その中でも０．１〜１０μｍが特に好ましい。
【００１３】
被覆焼結合金は、大別すると、化学蒸着法による被覆焼結合金と物理蒸着法による被覆焼結合金がある。これらの被覆焼結合金は、製造条件に基づく残留応力、または被膜の材質と基体の材質による熱膨張係数の差に基づく残留応力が基体の表面部および被膜に残在している。化学蒸着法による被覆焼結合金の被膜には引張応力が残在するが、ショットピーニング処理などの後処理によって、被膜の引張応力を圧縮応力へ変化させると、基体の表面部に存在する硬質相に過剰な圧縮応力が付与され、所望の圧縮応力が得られにくい。しかしながら、物理蒸着法によって基体に硬質な被膜を被覆すると被膜に圧縮応力が残在するため、基体の表面部に存在する硬質相と被膜にそれぞれ所望の圧縮応力を付与することが容易となる。
【００１４】
本発明被覆焼結合金において、基体の表面部に存在する硬質相に付与される圧縮応力が２９４ＭＰａ未満であると耐欠損性を改善する効果が少なく、逆に９８１ＭＰａを超えて大きくなるとバラツキが高くなり、９８１ＭＰａを超える圧縮応力を付与することは実用上困難である。基体の表面部に存在する硬質相とは、基体の表面または表面から基体の内部へ向って約１０μｍの深さまでに存在する硬質相であって、別の表現をすると結晶Ｘ線回折装置におけるＸ線が被膜表面から基体内部へ透過検出し得る深さであり、実質的には、使用Ｘ線ターゲット等の測定条件により深さが異なる。
【００１５】
本発明被覆焼結合金において、被膜に付与される圧縮応力が１９６ＭＰａ未満であると、被覆焼結合金の強度低下の抑制効果が小さくなる。また、被膜に付与される圧縮応力が４９０ＭＰａを超えて大きくなると、被膜が自己破壊しやすくなる。被膜が自己破壊を起こした場合、被膜が自己破壊した部分から基体が露出し、切削工具として用いた場合、耐摩耗性が低い基体から摩耗が進み工具寿命が低下する。したがって、被膜に付与される圧縮応力は、１９６〜４９０ＭＰａとした。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明被覆焼結合金は、被覆処理前に基体の表面部に存在する硬質相の応力を制御し、物理蒸着法の被覆において成膜条件の調整により、被膜の応力を制御しつつ、基体の表面部に存在する硬質相の応力が必要以上に緩和されないように成膜することによって作製することができる。具体的には、基体の研削加工条件を調整する方法、基体の表面に固体粒子を衝突させる方法（例えば、ショットピーニング処理など）のいずれか１つの方法または２つの方法を用いることにより、基体の表面部に存在する硬質相の圧縮応力を制御することが可能である。その後、通常の洗浄工程を経て被膜の物理蒸着を行なうが、その際、成膜条件、特に加熱温度と基体バイアス電圧を適切に制御することで、基体の表面部に存在する硬質相の圧縮応力と、被膜の圧縮応力とを、それぞれ所望の圧縮応力とすることができる。
【００１７】
基体の表面部に存在する硬質相に所望の圧縮応力を付与するための研削加工条件としては、砥石の粗さ：＃２４０〜＃５００、切込速度：１〜２０ｍｍ／ｍｉｎ、砥石回転数：１１００〜１５００ｒｐｍという条件が挙げることができる。また、基体の表面部に存在する硬質相と被膜に所望の圧縮応力を付与するためのショットピーニング処理条件としては、直径０．３〜１ｍｍの鋼球を飛翔物質に用いて、飛翔速度：５〜５０ｍ／ｓｅｃとする条件が挙げることができる。
【００１８】
【実施例１】
Ｐ３０相当の超硬合金の基体を研削加工によりＣＮＭＧ１２０４０８形状とし、ブラシホーニング機によりＲ０．０５ｍｍのラウンドホーニングを施した。その後に、直径０．５ｍｍの鋼球を用いて表１に示す投射速度のショットピーニング処理を施して基材の表面部に存在する硬質相の圧縮応力を変化させた。基体をアルカリ洗剤および有機溶媒を使用して洗浄・乾燥した後、物理蒸着装置内に装入し、プラズマ電流：２４０Ａ、Ａｒガス流量：１００ｃｃ／ｍｉｎおよび圧力：０．２Ｐａという条件で表１に示す加熱時間の予備加熱をし、次にプラズマ電流：１００Ａ、基体バイアス電圧：−２５０Ｖ、Ａｒガス流量：７０ｃｃ／ｍｉｎ、圧力：０．１５Ｐａおよびイオンボンバ−ド時間：３０ｍｉｎという条件でイオンボンバ−ド処理を施した。さらに、イオンプレーティング法によりＴｉ蒸発プラズマ電流：２５０Ａ、表１に示す基体バイアス電圧、Ｎ２ガス流量：１００ｃｃ／ｍｉｎ、Ａｒガス流量：７０ｃｃ／ｍｉｎ、圧力：１．１Ｐａおよび被覆時間：９０ｍｉｎという条件で膜厚３μｍの窒化チタン膜を被覆し、本発明品である試料番号１〜６および比較品である試料番号７〜１４の被覆焼結合金製切削工具を得た。こうして作製した本発明品と比較品の基体の表面部に存在するＷＣの圧縮応力と被膜の圧縮応力をＸ線法（Ｃｕターゲットを使用）により測定し、その値を表１に併記した。また、本発明品と比較品について切削試験▲１▼および切削試験▲２▼を行ない、その結果を表２に示した。切削試験▲１▼では耐欠損性、耐衝撃性を評価し、切削試験▲２▼では耐摩耗性を評価した。
【００１９】
切削試験▲１▼：外周断続旋削、被削材Ｓ４５Ｃ（４本溝付き）、
切削速度Ｖ＝１５０ｍ／ｍｉｎ、送りｆ＝０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みａｐ＝２．０ｍｍ、ｗｅｔ
切削試験▲２▼：外周連続旋削、被削材Ｓ５３Ｃ、
切削速度Ｖ＝１５０ｍ／ｍｉｎ、送りｆ＝０．３ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みａｐ＝１．５ｍｍ、ｗｅｔ
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
本発明品の試料番号１〜６は、比較品の試料番号７〜１４と比較して外周断続旋削における耐衝撃性、耐欠損性において３０〜１４０％向上し、これに伴って寿命も向上する。また、外周連続旋削について、被膜の応力が４９０ＭＰａを超える比較品の試料番号１３と本発明品の試料番号１〜６とを比較すると、本発明品の試料番号１〜６は被膜の自己破壊が抑制されるため、比較品の試料番号１３よりも工具寿命が５０％程度長い。
【００２３】
【実施例２】
Ｐ３０相当の超硬合金の基体をＳＤＫＮ４２ＺＴＮ形状に研削加工した。このときのすくい面の研削条件を表３に示す。研削加工した基材をアルカリ洗剤および有機溶媒を用いて洗浄し乾燥する。洗浄乾燥した基材を物理蒸着装置内に装入し、圧力が０．０１３Ｐａ以下の高真空中でヒーター加熱により基板温度を５００℃まで予備加熱した後、プラズマ電流：１００Ａ、基体バイアス電圧：−２５０Ｖ、Ａｒガス流量：７０ｃｃ／ｍｉｎ、圧力：０．１５Ｐａおよびイオンボンバード時間：３０ｍｉｎという条件でイオンボンバ−ド処理を施した。さらに、陰極ターゲット：ＴｉＡｌ合金（Ｔｉ：Ａｌ＝５０：５０（原子比））、陰極電流：１１０Ａ、表３に示す基体バイアス電圧、Ｎ２ガス流量：５００ｃｃ／ｍｉｎおよび圧力：１．３Ｐａという条件で膜厚３μｍのＴｉＡｌＮ被膜を被覆して本発明品である試料番号１５〜２０および比較品である試料番号２１〜２７の被覆焼結合金製切削工具を得た。
【００２４】
こうして得た本発明品および比較品について、基体の表面部に存在するＷＣの残留応力および被膜の残留応力をＸ線法（Ｃｕターゲットを使用）により測定した。その際、得られた応力値を表３に併記した。作製した試料について以下の切削試験▲３▼を行ない、工具寿命および損傷形態を表４に記載した。
【００２５】
切削試験▲３▼：正面フライス削り、フライス工具径φ１２０ｍｍ、一枚刃、
中心削り（フライス工具の中心が被削材の幅の２等分線上を移動する削り）、
被削材ＳＣＭ４４０、切削速度Ｖｃ＝１５０ｍ／ｍｉｎ、１刃当たりの送りｆｚ＝０．２５０ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込みａｐ＝２．０ｍｍ、ｄｒｙ
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】
【００２８】
フライス削りにおいて、本発明品の試料番号１５〜２０は、比較品の試料番号２１〜２７と比較して工具寿命が３７〜２００％向上するという顕著な結果が得られた。
【００２９】
【発明の効果】
本発明の高強度被覆焼結合金は、従来の被覆焼結合金と比較して外周断続旋削における耐衝撃性、耐欠損性において優れた性能を示す。被膜の自己破壊が抑制されるため、外周連続旋削において工具寿命が向上する。また、フライス削りにおいて工具寿命が向上する。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength coated sintered alloy having excellent impact resistance and fracture resistance, and more particularly to a high-strength coated sintered alloy that is optimal for tools represented by cutting tools or wear-resistant tools.
[0002]
[Prior art]
On the surface of the substrate of cemented carbide and a sintered alloy represented by cermet, a coated sintered alloy coated with a hard coating excellent in wear resistance is used. Impact resistance, chipping resistance and strength are reduced.
[0003]
As a conventional technique of the coated sintered alloy, there is a tool member which relieves the residual tensile stress of the coated film by subdividing the coated sintered alloy film with cracks and suppresses a decrease in chipping resistance and fracture resistance ( For example, see Patent Document 1.) However, in this case, since the compressive stress is not applied to the coating of the coated sintered alloy, there is a problem that the effect of preventing the reduction in the strength of the coated sintered alloy is not sufficient.
[0004]
Further, after coating the coating on the sintered alloy substrate by the chemical vapor deposition method, shot peening is performed, and a compressive stress of 30 to 80 kgf / mm 2 (294 to 784 MPa) is applied to the hard phase existing on the surface of the substrate. There is a coated sintered alloy in which impact resistance and fracture resistance are improved by applying a compressive stress of 20 kgf / mm 2 (196 MPa) or less to a steel (for example, see Patent Document 2). However, there is a problem that the compressive stress applied to the coating is small and the effect of preventing the strength of the coated sintered alloy from decreasing is not sufficient.
[0005]
Further, there is a coated sintered alloy in which a compressive stress of 50 kgf / mm 2 (490 MPa) or more is applied to a hard phase and / or a coating present on the surface of a substrate of the coated sintered alloy by a chemical vapor deposition method (for example, Patent Reference 3). However, when compressive stress of 50 kgf / mm 2 (490 MPa) or more is applied to the coating, self-destruction of the coating may occur before use or during use as a tool, possibly leading to a reduction in life. In particular, such a phenomenon is highly likely to occur when the cutting edge is used as a sharp cutting tool. Further, when a coating such as TiC or Al 2 O 3 is coated on a sintered alloy containing WC or Ti (C, N) as a main component by a chemical vapor deposition method, residual tensile stress is generated in the coating. When an attempt is made to change the residual tensile stress of the coating to a compressive stress by shot peening, an excessive compressive stress is applied to the hard phase existing on the surface of the substrate. When the difference between the compressive stress of the phase and the compressive stress of the coating is large, there is a problem that the coating is easily peeled.
[0006]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 05-116003 [Patent Document 2]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 06-108258 [Patent Document 3]
JP-A-01-31972
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to solve the above-mentioned conventional problems and to provide a high-strength coated sintered alloy excellent in wear resistance, impact resistance and fracture resistance mainly used as a cutting tool. It is assumed that.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The present inventor has studied the above problems, and found that by setting the compressive stress of the hard phase and the compressive stress of the coating film present on the surface portion of the base material within the optimal ranges, the strength of the coated sintered alloy can be improved. The present invention is based on the finding that a coated cemented carbide having excellent chipping resistance, chipping resistance, abrasion resistance, and peeling resistance can be obtained by suppressing the decrease and preventing the self-destruction of the coating film, and achieving the present invention. completed.
[0009]
The coated sintered alloy of the present invention mainly comprises at least one hard phase among carbides, nitrides and mutual solid solutions of metals belonging to groups 4a, 5a and 6a of the periodic table, and Ni, Co or a Ni-Co alloy. In a coated sintered alloy obtained by coating a surface of a sintered alloy substrate composed of a binder phase as a component with a film by a physical vapor deposition method, the hard phase present on the surface of the substrate has a compressive stress of 294 to 981 MPa. The coating is characterized by having a compressive stress of 196 to 490 MPa.
[0010]
The substrate in the coated sintered alloy of the present invention is a cemented carbide or cermet conventionally known and used, and at least one of carbides, nitrides, and mutual solid solutions of metals of groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table. It is a sintered alloy composed of one kind of hard phase and a binder phase containing Ni, Co or a Ni-Co alloy as a main component. Specifically, for example TiC, ZrC, HfC, VC, NbC, TaC, WC, Cr 3 C 2, Mo 2 C, TiN, ZrN, HfN, VN, NbN, TaN, Ti (C, N), (Ti , Ta) C, (Ti, Ta, W) C, (Ti, Ta, Nb, W) C, (Ti, Ta) (C, N), (Ti, Ta, W) (C, N) At least one hard phase selected from the group consisting of 50 to 95% by weight and Ni, Co or a Ni-Co alloy, or a solid solution containing 0.1 to 20% by weight of a hard phase element or Fe; Phase: consists of the remainder. Among them, in the case of a cemented carbide having a hard phase mainly composed of WC or a cermet having a hard phase mainly composed of TiC or Ti (C, N), the effect is remarkable. This is particularly preferred.
[0011]
The coating film of the coated sintered alloy of the present invention is not particularly limited as a coating material, but specifically includes, for example, metals of the periodic table 4a, 5a, 6a group, carbides, nitrides, and oxides of Al and Si. , Borides and their mutual solid solutions. Among them, when the coating material is formed of at least one of nitrides, carbides, and mutual solid solutions of Ti, Al, Si, and Cr, it is applied to the hard phase existing on the surface portion of the base. This is preferable because the effect on the fracture resistance due to the applied compressive stress and the compressive stress applied to the coating film becomes remarkable.
[0012]
The thickness of the coating is 20 μm or less, especially when it is 10 μm or less, since the thickness is too small, the dispersion is small, the performance is stable, and an excellent effect is exhibited, but the thickness is less than 0.1 μm. There is little effect if there is. That is, the thickness of the coating is preferably from 0.1 to 20 μm, and particularly preferably from 0.1 to 10 μm.
[0013]
The coated sintered alloy is roughly classified into a coated sintered alloy by a chemical vapor deposition method and a coated sintered alloy by a physical vapor deposition method. In these coated sintered alloys, residual stress based on the manufacturing conditions or residual stress based on the difference between the thermal expansion coefficient depending on the material of the coating and the material of the substrate remains on the surface portion of the substrate and the coating. Tensile stress remains in the coating of the coated sintered alloy by the chemical vapor deposition method, but when the tensile stress of the coating is changed to compressive stress by post-treatment such as shot peening, the hard phase existing on the surface of the substrate Is given an excessive compressive stress, and it is difficult to obtain a desired compressive stress. However, when a hard film is coated on a substrate by a physical vapor deposition method, a compressive stress remains in the film, so that it becomes easy to apply a desired compressive stress to each of the hard phase and the film present on the surface of the substrate.
[0014]
In the coated sintered alloy of the present invention, when the compressive stress applied to the hard phase present on the surface of the base is less than 294 MPa, the effect of improving the fracture resistance is small, and conversely, when it exceeds 981 MPa, the variation is high. Thus, it is practically difficult to apply a compressive stress exceeding 981 MPa. The hard phase existing on the surface portion of the substrate is a hard phase existing at a depth of about 10 μm from the surface of the substrate or from the surface to the inside of the substrate. This is the depth at which the line can be transmitted and detected from the coating surface to the inside of the substrate, and the depth differs substantially depending on the measurement conditions such as the X-ray target used.
[0015]
In the coated sintered alloy of the present invention, when the compressive stress applied to the coating is less than 196 MPa, the effect of suppressing the reduction in the strength of the coated sintered alloy is reduced. Further, when the compressive stress applied to the coating exceeds 490 MPa, the coating tends to self-destruct. When the coating self-destructs, the base is exposed from the part where the coating self-destructs, and when used as a cutting tool, wear is advanced from the base having low wear resistance and tool life is shortened. Therefore, the compressive stress applied to the coating was 196 to 490 MPa.
[0016]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The coated sintered alloy of the present invention controls the stress of the hard phase existing on the surface of the substrate before the coating treatment, and controls the stress of the coated film by adjusting the film forming conditions in the coating by the physical vapor deposition method. It can be manufactured by forming a film so that the stress of the hard phase existing on the surface portion is not unnecessarily relaxed. Specifically, by using one or two of a method of adjusting grinding conditions of the substrate and a method of colliding solid particles with the surface of the substrate (for example, a shot peening process), It is possible to control the compressive stress of the hard phase existing on the surface. After that, the physical vapor deposition of the coating film is performed through a normal cleaning process. At this time, by appropriately controlling the film forming conditions, particularly the heating temperature and the substrate bias voltage, the compressive stress of the hard phase existing on the surface of the substrate is reduced. And the compressive stress of the coating can be respectively set to desired compressive stress.
[0017]
Grinding conditions for imparting a desired compressive stress to the hard phase existing on the surface of the substrate include: grinding wheel roughness: # 240 to # 500, cutting speed: 1 to 20 mm / min, grinding wheel rotation speed: The condition of 1100-1500 rpm can be mentioned. The shot peening treatment conditions for applying a desired compressive stress to the hard phase and the coating film present on the surface of the substrate are as follows: a steel ball having a diameter of 0.3 to 1 mm is used as a flying substance; To 50 m / sec.
[0018]
Embodiment 1
A substrate of a cemented carbide equivalent to P30 was formed into a CNMG120408 shape by grinding, and a round honing of R 0.05 mm was performed by a brush honing machine. Thereafter, shot peening was performed at a projection speed shown in Table 1 using a steel ball having a diameter of 0.5 mm to change the compressive stress of the hard phase existing on the surface of the base material. After the substrate was washed and dried using an alkaline detergent and an organic solvent, it was charged into a physical vapor deposition apparatus, and the conditions were as shown in Table 1 under the conditions of plasma current: 240 A, Ar gas flow rate: 100 cc / min, and pressure: 0.2 Pa. Preheating was performed for the indicated heating time, and then ion bombardment was performed under the following conditions: plasma current: 100 A, substrate bias voltage: -250 V, Ar gas flow rate: 70 cc / min, pressure: 0.15 Pa, and ion bombardment time: 30 min. Process. Further, Ti evaporation plasma current by an ion plating method: 250A, substrate bias voltage shown in Table 1, N 2 gas flow rate: 100 cc / min, Ar gas flow rate: 70 cc / min, pressure: 1.1 Pa and the coating time: that 90min Under these conditions, a titanium nitride film having a thickness of 3 μm was coated to obtain coated sintered alloy cutting tools of Sample Nos. 1 to 6 of the present invention and Samples 7-14 of Comparative Products. The compressive stress of WC and the compressive stress of the film present on the surface portions of the substrates of the present invention product and the comparative product thus produced were measured by an X-ray method (using a Cu target), and the values are also shown in Table 1. In addition, cutting test (1) and cutting test (2) were performed on the product of the present invention and the comparative product, and the results are shown in Table 2. The cutting test (1) evaluated fracture resistance and impact resistance, and the cutting test (2) evaluated wear resistance.
[0019]
Cutting test (1): Intermittent turning, work material S45C (with 4 grooves),
Cutting speed V = 150 m / min, feed f = 0.3 mm / rev, cutting ap = 2.0 mm, wet
Cutting test (2): Continuous turning of outer periphery, work material S53C,
Cutting speed V = 150 m / min, feed f = 0.3 mm / rev, cutting ap = 1.5 mm, wet
[0020]
[Table 1]
[0021]
[Table 2]
[0022]
Sample Nos. 1 to 6 of the product of the present invention have 30 to 140% improvement in impact resistance and fracture resistance in intermittent turning, as compared with Sample Nos. 7 to 14 of the comparative product, and the life is accordingly improved. . In addition, regarding the outer periphery continuous turning, when comparing the sample number 13 of the comparative product with the stress of the coating exceeding 490 MPa with the sample numbers 1 to 6 of the present invention product, the sample numbers 1 to 6 of the present invention product show that the self-destruction of the coating is not caused. Therefore, the tool life is about 50% longer than that of the comparative sample No. 13.
[0023]
Embodiment 2
A substrate of a cemented carbide equivalent to P30 was ground into an SDKN42ZTN shape. Table 3 shows the rake face grinding conditions at this time. The ground substrate is washed and dried using an alkaline detergent and an organic solvent. The washed and dried substrate is placed in a physical vapor deposition apparatus, and the substrate is preheated to 500 ° C. by heating with a heater in a high vacuum having a pressure of 0.013 Pa or less, and then the plasma current is 100 A and the substrate bias voltage is −. The ion bombardment treatment was performed under the conditions of 250 V, Ar gas flow rate: 70 cc / min, pressure: 0.15 Pa, and ion bombard time: 30 min. Further, cathode target: TiAl alloy (Ti: Al = 50: 50 ( atomic ratio)), the cathode current: 110A, substrate bias voltage shown in Table 3, N 2 gas flow rate: 500 cc / min and pressure: conditions of 1.3Pa To obtain a coated sintered alloy cutting tool of Sample Nos. 15 to 20 as a product of the present invention and Sample Nos. 21 to 27 as a comparative product.
[0024]
With respect to the product of the present invention and the comparative product thus obtained, the residual stress of WC and the residual stress of the film present on the surface of the substrate were measured by the X-ray method (using a Cu target). At this time, the obtained stress values are also shown in Table 3. The following cutting test {circle around (3)} was performed on the prepared sample, and the tool life and damage form are described in Table 4.
[0025]
Cutting test (3): Face milling, milling tool diameter φ120mm, single blade,
Center milling (milling where the center of the milling tool moves on the bisector of the width of the work material),
Work material SCM440, cutting speed Vc = 150 m / min, feed per tooth fz = 0.250 mm / rev,
Cut ap = 2.0mm, dry
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[Table 3]
[0027]
[Table 4]
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In milling, remarkable results were obtained in which the sample Nos. 15 to 20 of the present invention improved the tool life by 37 to 200% as compared with the sample numbers 21 to 27 of the comparative product.
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【The invention's effect】
The high-strength coated sintered alloy of the present invention shows superior performance in impact resistance and fracture resistance in intermittent turning in comparison with conventional coated sintered alloys. Since the self-destruction of the coating is suppressed, the tool life is improved in the outer peripheral continuous turning. In addition, tool life is improved in milling.
