JP2005279915A - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具 - Google Patents
硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具を提供する。
【解決手段】WC基超硬合金又はTiCN基サーメットで構成された工具基体表面に、(a)下部層が化学蒸着形成された1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、(b)上部層が、特定の組成式:(Al1−X TiX )2O3を満足する(Al,Ti)2O3層の表面に、ZrO2層を1.6〜5μmの平均層厚で化学蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなり、傾斜角度数分布グラフにおいて、2〜13度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記範囲内に存在する度数の合計が、度数全体の45%以上の割合を占める加熱変態α型(Al,Ti)2O3層、以上(a)及び(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる。
【選択図】図1
【解決手段】WC基超硬合金又はTiCN基サーメットで構成された工具基体表面に、(a)下部層が化学蒸着形成された1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、(b)上部層が、特定の組成式:(Al1−X TiX )2O3を満足する(Al,Ti)2O3層の表面に、ZrO2層を1.6〜5μmの平均層厚で化学蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなり、傾斜角度数分布グラフにおいて、2〜13度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記範囲内に存在する度数の合計が、度数全体の45%以上の割合を占める加熱変態α型(Al,Ti)2O3層、以上(a)及び(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる。
【選択図】図1
Description
この発明は、特に鋼や鋳鉄などの高速断続切削時に切刃部にきわめて短いピッチで繰り返し付加される機械的熱的衝撃に対して硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具(以下、被覆サーメット工具という)に関するものである。
従来、一般に、炭化タングステン(以下、WCで示す)基超硬合金または炭窒化チタン(以下、TiCNで示す)基サーメットで構成された基体(以下、これらを総称して工具基体という)の表面に、
(a)下部層として、いずれも化学蒸着形成されたTiの炭化物(以下、TiCで示す)層、窒化物(以下、同じくTiNで示す)層、炭窒化物(以下、TiCNで示す)層、炭酸化物(以下、TiCOで示す)層、および炭窒酸化物(以下、TiCNOで示す)層のうちの1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、
(b)上部層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ1〜15μmの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム(以下、Al2O3で示す)層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆サーメット工具が知られており、この被覆サーメット工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられていることも知られている。
(a)下部層として、いずれも化学蒸着形成されたTiの炭化物(以下、TiCで示す)層、窒化物(以下、同じくTiNで示す)層、炭窒化物(以下、TiCNで示す)層、炭酸化物(以下、TiCOで示す)層、および炭窒酸化物(以下、TiCNOで示す)層のうちの1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、
(b)上部層として、化学蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ1〜15μmの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム(以下、Al2O3で示す)層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆サーメット工具が知られており、この被覆サーメット工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられていることも知られている。
また、一般に、上記の被覆サーメット工具の硬質被覆層を構成するTi化合物層やAl2 O3 層が粒状結晶組織を有し、さらに、前記Ti化合物層を構成するTiCN層を、層自身の強度向上を目的として、通常の化学蒸着装置にて、反応ガスとして有機炭窒化物、例えばCH3CNを含む混合ガスを使用し、700〜950℃の中温温度域で化学蒸着することにより形成して縦長成長結晶組織をもつようにすることも知られている。
特開平6−31503号公報
特開平6−8010号公報
近年の切削装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆サーメット工具においては、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削に用いた場合には問題はないが、特にこれを切削条件の最も厳しい高速断続切削、すなわち切刃部にきわめて短いピッチで繰り返し機械的熱的衝撃が付加される高速断続切削に用いた場合、硬質被覆層の下部層であるTi化合物層は高い高温強度を有し、すぐれた耐衝撃性を示すものの、同上部層を構成する蒸着α型Al2O3層は、高温硬さおよび耐熱性にすぐれるものの、機械的熱的衝撃に対してきわめて脆いものであるために、これが原因で硬質被覆層にはチッピング(微小欠け)が発生し易くなり、この結果比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の被覆サーメット工具の硬質被覆層の上部層を構成するAl2O3層の耐チッピング性向上をはかるべく研究を行った結果、
(a)上記の通り、硬質被覆層としての蒸着α型Al2O3層は、高温硬さおよび耐熱性にすぐれるものの、高温強度が十分でなく、特に高速断続切削で満足な耐チッピング性を発揮することは困難であり、一方蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有するAl2O3層は、前記蒸着α型Al2O3層に比して、相対的に高い高温強度を有し、すぐれた耐チッピング性を発揮するものの、高温硬さおよび耐熱性の点で劣り、摩耗の進行が速いこと。
(a)上記の通り、硬質被覆層としての蒸着α型Al2O3層は、高温硬さおよび耐熱性にすぐれるものの、高温強度が十分でなく、特に高速断続切削で満足な耐チッピング性を発揮することは困難であり、一方蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有するAl2O3層は、前記蒸着α型Al2O3層に比して、相対的に高い高温強度を有し、すぐれた耐チッピング性を発揮するものの、高温硬さおよび耐熱性の点で劣り、摩耗の進行が速いこと。
(b)上記の蒸着α型Al2O3層、並びに蒸着κ型およびθ型Al2O3層に、これらのもつ結晶格子を損なうことのない割合でTiを含有させて、
組成式:(Al1−X TiX )2O3 、
で現した場合、電子線マイクロアナライザー(EPMA)で測定して、X値が原子比で、0.01〜0.05を満足する組成のAl−Ti酸化物[以下、(Al,Ti)2O3で示す]層とすると、この結果の(Al,Ti)2O3層は、前記各種結晶構造のAl2O3層に比して高温強度の向上したものになるが、この高温強度の向上は前記蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層の方が前記蒸着α型(Al,Ti)2O3層に比して一段と大きなものとなること。
組成式:(Al1−X TiX )2O3 、
で現した場合、電子線マイクロアナライザー(EPMA)で測定して、X値が原子比で、0.01〜0.05を満足する組成のAl−Ti酸化物[以下、(Al,Ti)2O3で示す]層とすると、この結果の(Al,Ti)2O3層は、前記各種結晶構造のAl2O3層に比して高温強度の向上したものになるが、この高温強度の向上は前記蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層の方が前記蒸着α型(Al,Ti)2O3層に比して一段と大きなものとなること。
(c)工具基体の表面に、通常の化学蒸着装置で、下部層として、通常の条件で、上記Ti化合物層を形成した後、同じく通常の条件で、蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層を形成し、ついで、これに加熱処理、望ましくは圧力:7〜50kPaのAr雰囲気中、温度:1000〜1200℃に5〜80分保持の条件で加熱処理を施すと、前記Ti化合物層に結晶構造上変化は起らないが、前記κ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層はα型結晶構造の(Al,Ti)2O3層に変態し、この変態に際して、体積収縮による割れ(クラック)が発生し、この変態割れは変態後のα型(Al,Ti)2O3層に大きな割れとして存在し、切削加工時のチッピング発生の原因となること。
(d)上記(c)のTi化合物層の表面に蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層に、上記条件での加熱処理を施さずに、引き続いて、同じく化学蒸着装置にて、
反応ガス組成:体積%で、ZrCl4:1〜6%、CO2:5〜15%、HCl:1〜8%、H2:残り、
反応雰囲気温度:800〜1100℃、
反応雰囲気圧力:3〜15kPa、
の条件で処理して、前記蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層の表面に、酸化ジルコニウム(以下、ZrO2で示す)層を1.6〜5μmの平均層厚で形成し、この状態で、上記(b)の条件での加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造の(Al,Ti)2O3層をα型結晶構造の(Al,Ti)2O3層に変態させると、前記変態前の(Al,Ti)2O3層の表面に形成したZrO2層が、前記(Al,Ti)2O3層のκ型またはθ型の結晶構造からα型結晶構造への変態による体積収縮に伴なって発生する割れの進展を著しく抑制すると共に、前記変態を(Al,Ti)2O3層の表面全面に亘って同時的に開始するように作用し、経時的に(Al,Ti)2O3層の表面部から内部に進行する変態形態をとるようになることから、変態時に発生する割れは、きわめて微細に、かつ層全体に亘って一様に分散分布した状態となるほか、変態後のα型(Al,Ti)2O3層における結晶配向も変態前の蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層のもつ結晶配向と同等、あるいは結晶配向に変化があってもきわめて小さなものとなり、この結果形成された加熱変態α型(Al,Ti)2O3層は、α型結晶構造のもつすぐれた高温硬さと耐熱性と共に、加熱変態前のκ型またはθ型(Al,Ti)2O3層のもつ高温強度と同等のすぐれた高温強度を具備するようになり、したがって、硬質被覆層の上部層が前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層とZrO2層、下部層が上記Ti化合物層で構成された被覆サーメット工具においては、特に激しい機械的熱的衝撃を伴なう高速断続切削加工でも前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層が、すぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を具備することから、高い高温強度を有する前記Ti化合物層との共存と相俟って、硬質被覆層におけるチッピング発生が著しく抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すようになること。
反応ガス組成:体積%で、ZrCl4:1〜6%、CO2:5〜15%、HCl:1〜8%、H2:残り、
反応雰囲気温度:800〜1100℃、
反応雰囲気圧力:3〜15kPa、
の条件で処理して、前記蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層の表面に、酸化ジルコニウム(以下、ZrO2で示す)層を1.6〜5μmの平均層厚で形成し、この状態で、上記(b)の条件での加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造の(Al,Ti)2O3層をα型結晶構造の(Al,Ti)2O3層に変態させると、前記変態前の(Al,Ti)2O3層の表面に形成したZrO2層が、前記(Al,Ti)2O3層のκ型またはθ型の結晶構造からα型結晶構造への変態による体積収縮に伴なって発生する割れの進展を著しく抑制すると共に、前記変態を(Al,Ti)2O3層の表面全面に亘って同時的に開始するように作用し、経時的に(Al,Ti)2O3層の表面部から内部に進行する変態形態をとるようになることから、変態時に発生する割れは、きわめて微細に、かつ層全体に亘って一様に分散分布した状態となるほか、変態後のα型(Al,Ti)2O3層における結晶配向も変態前の蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層のもつ結晶配向と同等、あるいは結晶配向に変化があってもきわめて小さなものとなり、この結果形成された加熱変態α型(Al,Ti)2O3層は、α型結晶構造のもつすぐれた高温硬さと耐熱性と共に、加熱変態前のκ型またはθ型(Al,Ti)2O3層のもつ高温強度と同等のすぐれた高温強度を具備するようになり、したがって、硬質被覆層の上部層が前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層とZrO2層、下部層が上記Ti化合物層で構成された被覆サーメット工具においては、特に激しい機械的熱的衝撃を伴なう高速断続切削加工でも前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層が、すぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を具備することから、高い高温強度を有する前記Ti化合物層との共存と相俟って、硬質被覆層におけるチッピング発生が著しく抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すようになること。
(e)上記の従来蒸着α型Al2O3層および上記(c)の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層について、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図1(a),(b)に概略説明図で示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した場合、前記従来の蒸着α型Al2O3層は、図3に例示される通り、(0001)面の測定傾斜角の分布が0〜45度の範囲内で不偏的な傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層は、図2に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、このシャープな最高ピークは、ZrO2層の平均層厚を変化させることによりグラフ横軸の傾斜角区分に現れる位置および高さが変わること。
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図1(a),(b)に概略説明図で示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した場合、前記従来の蒸着α型Al2O3層は、図3に例示される通り、(0001)面の測定傾斜角の分布が0〜45度の範囲内で不偏的な傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層は、図2に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、このシャープな最高ピークは、ZrO2層の平均層厚を変化させることによりグラフ横軸の傾斜角区分に現れる位置および高さが変わること。
(f)試験結果によれば、上記ZrO2層を、上記の通り1.6〜5μmの平均層厚にすると、上記シャープな最高ピークが傾斜角区分の2〜13度の範囲内に現れると共に、前記2〜13度の範囲内に存在する度数の合計(この度数合計と前記最高ピークの高さは比例関係にある)が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すようになり、この結果の傾斜角度数分布グラフで2〜13度の範囲内の傾斜角度数の割合が45%以上を占め、かつ前記2〜13度の範囲内に傾斜角区分の最高ピークが現れる加熱変態α型(Al,Ti)2O3層を硬質被覆層の上部層として、下部層のTi化合物層と共存した状態で蒸着形成してなる被覆サーメット工具は、上記の従来被覆サーメット工具に比して、特に高速断続切削で切刃部にチッピングの発生なく、一段とすぐれた耐摩耗性を発揮するようになること。
以上(a)〜(f)に示される研究結果を得たのである。
以上(a)〜(f)に示される研究結果を得たのである。
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、WC基超硬合金またはTiCN基サーメットで構成された工具基体の表面に、
(a)下部層が、いずれも化学蒸着形成されたTiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層、およびTiCNO層のうちの1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、
(b)上部層が、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造および1〜15μmの平均層厚を有し、かつ、
組成式:(Al1−X TiX )2O3 、
で表わした場合、電子線マイクロアナライザー(EPMA)で測定して、X値が原子比で0.01〜0.05を満足する(Al,Ti)2O3層の表面に、ZrO2層を1.6〜5μmの平均層厚で化学蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す加熱変態α型(Al,Ti)2O3層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する被覆サーメット工具に特徴を有するものである。
(a)下部層が、いずれも化学蒸着形成されたTiC層、TiN層、TiCN層、TiCO層、およびTiCNO層のうちの1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、
(b)上部層が、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造および1〜15μmの平均層厚を有し、かつ、
組成式:(Al1−X TiX )2O3 、
で表わした場合、電子線マイクロアナライザー(EPMA)で測定して、X値が原子比で0.01〜0.05を満足する(Al,Ti)2O3層の表面に、ZrO2層を1.6〜5μmの平均層厚で化学蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有する(Al,Ti)2O3層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す加熱変態α型(Al,Ti)2O3層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する被覆サーメット工具に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の被覆サーメット工具の硬質被覆層の構成層について、上記の通りに数値限定した理由を以下に説明する。
(a)Ti化合物層(下部層)の平均層厚
Ti化合物層は、自体が加熱変態α型(Al,Ti)2O3層に比して、相対的に高い高温強度を有し、これの存在によって硬質被覆層が一段と高い高温強度を具備するようになるほか、工具基体と上部層である加熱変態α型(Al,Ti)2O3層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用をもつが、その合計平均層厚が3μm未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が20μmを越えると、特に高熱発生を伴なう高速断続切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を3〜20μmと定めた。
(a)Ti化合物層(下部層)の平均層厚
Ti化合物層は、自体が加熱変態α型(Al,Ti)2O3層に比して、相対的に高い高温強度を有し、これの存在によって硬質被覆層が一段と高い高温強度を具備するようになるほか、工具基体と上部層である加熱変態α型(Al,Ti)2O3層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用をもつが、その合計平均層厚が3μm未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その合計平均層厚が20μmを越えると、特に高熱発生を伴なう高速断続切削で熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その合計平均層厚を3〜20μmと定めた。
(b)蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層(上部層)のTiの含有割合および平均層厚
蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層は、上記の通り加熱変態後にすぐれた高温硬さと耐熱性、さらに測定傾斜角:2〜13度の範囲内に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示し、すぐれた高温強度を具備する加熱変態α型(Al,Ti)2O3層となり、構成成分であるTiの作用による強度向上効果と相俟って、高速断続切削加工でもチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるが、Tiの含有割合(X値)が、Alとの合量に占める割合で、原子比で(以下同じ)0.01未満では、十分な強度向上効果を発揮することができず、一方Tiの含有割合が同0.05を越えると、結晶格子に乱れが生じ、加熱処理でのκ型またはθ型結晶構造からα型結晶構造への変態を満足に行うことが困難になることから、Tiの含有割合(X値)を0.01〜0.05と定めた。
また、蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3の平均層厚が1μm未満では、硬質被覆層に十分な耐摩耗性を発揮せしめることができず、一方その平均層厚が15μmを越えて厚くなりすぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を1〜15μmと定めた。
蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層は、上記の通り加熱変態後にすぐれた高温硬さと耐熱性、さらに測定傾斜角:2〜13度の範囲内に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示し、すぐれた高温強度を具備する加熱変態α型(Al,Ti)2O3層となり、構成成分であるTiの作用による強度向上効果と相俟って、高速断続切削加工でもチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになるが、Tiの含有割合(X値)が、Alとの合量に占める割合で、原子比で(以下同じ)0.01未満では、十分な強度向上効果を発揮することができず、一方Tiの含有割合が同0.05を越えると、結晶格子に乱れが生じ、加熱処理でのκ型またはθ型結晶構造からα型結晶構造への変態を満足に行うことが困難になることから、Tiの含有割合(X値)を0.01〜0.05と定めた。
また、蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3の平均層厚が1μm未満では、硬質被覆層に十分な耐摩耗性を発揮せしめることができず、一方その平均層厚が15μmを越えて厚くなりすぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を1〜15μmと定めた。
(c)ZrO2層の平均層厚
ZrO2層には、上記の通り蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層への加熱変態に際して、体積収縮に伴なって発生する割れの進展を著しく抑制すると共に、前記変態を(Al,Ti)2O3層表面全面に亘って同時的に開始させ、経時的に(Al,Ti)2O3層の表面部から内部に進行する変態形態をとる作用があるので、加熱変態時に発生する割れが層全体に亘って微細化および均一化するようになり、さらに、前記ZrO2層には、平均層厚を1.6〜5μmにすると、試験結果によれば、これに対応して、傾斜角度数分布グラフにおける2〜13度の傾斜角区分範囲内に測定傾斜角の最高ピークが現れ、かつ前記2〜13度の傾斜角区分内に存在する度数の合計割合が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上となる傾斜角度数分布グラフを示す作用があり、したがって、前記平均層厚が1.6未満では、前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層の傾斜角度数分布グラフの2〜13度の範囲内に現れるピーク高さが不十分、すなわち、前記2〜13度の範囲内に存在する度数の合計割合が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%未満となってしまい、この場合上記の通り、前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層に所望のすぐれた高温強度を確保することができず、この結果耐チッピング性に所望の向上効果が得られず、一方その平均層厚が5μmを越えると、最高ピークの現れる傾斜角区分が2〜13度の範囲から外れてしまい、この場合も前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層に所望のすぐれた高温強度を確保することができないことから、その平均層厚を1.6〜5μmと定めた。
ZrO2層には、上記の通り蒸着κ型またはθ型(Al,Ti)2O3層の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層への加熱変態に際して、体積収縮に伴なって発生する割れの進展を著しく抑制すると共に、前記変態を(Al,Ti)2O3層表面全面に亘って同時的に開始させ、経時的に(Al,Ti)2O3層の表面部から内部に進行する変態形態をとる作用があるので、加熱変態時に発生する割れが層全体に亘って微細化および均一化するようになり、さらに、前記ZrO2層には、平均層厚を1.6〜5μmにすると、試験結果によれば、これに対応して、傾斜角度数分布グラフにおける2〜13度の傾斜角区分範囲内に測定傾斜角の最高ピークが現れ、かつ前記2〜13度の傾斜角区分内に存在する度数の合計割合が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上となる傾斜角度数分布グラフを示す作用があり、したがって、前記平均層厚が1.6未満では、前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層の傾斜角度数分布グラフの2〜13度の範囲内に現れるピーク高さが不十分、すなわち、前記2〜13度の範囲内に存在する度数の合計割合が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%未満となってしまい、この場合上記の通り、前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層に所望のすぐれた高温強度を確保することができず、この結果耐チッピング性に所望の向上効果が得られず、一方その平均層厚が5μmを越えると、最高ピークの現れる傾斜角区分が2〜13度の範囲から外れてしまい、この場合も前記加熱変態α型(Al,Ti)2O3層に所望のすぐれた高温強度を確保することができないことから、その平均層厚を1.6〜5μmと定めた。
なお、切削工具の使用前後の識別を目的として、黄金色の色調を有するTiN層を、必要に応じて硬質被覆層の最表面層として蒸着形成してもよいが、この場合の平均層厚は0.1〜1μmでよく、これは0.1μm未満では、十分な識別効果が得られず、一方前記TiN層による前記識別効果は1μmまでの平均層厚で十分であるという理由からである。
この発明被覆サーメット工具は、機械的熱的衝撃がきわめて高く、かつ高い発熱を伴なう鋼や鋳鉄などの高速断続切削でも、硬質被覆層の上部層を構成する加熱変態α型(Al,Ti)2O3層が、すぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を具備し、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すものである。
つぎに、この発明の被覆サーメット工具を実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、いずれも1〜3μmの平均粒径を有するWC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN粉末、およびCo粉末を用意し、これら原料粉末を、表1に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で24時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、98MPaの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を5Paの真空中、1370〜1470℃の範囲内の所定の温度に1時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にR:0.07mmのホーニング加工を施すことによりISO・CNMG120408に規定するスローアウエイチップ形状をもったWC基超硬合金製の工具基体A〜Fをそれぞれ製造した。
また、原料粉末として、いずれも0.5〜2μmの平均粒径を有するTiCN(質量比でTiC/TiN=50/50)粉末、Mo2 C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末、およびNi粉末を用意し、これら原料粉末を、表2に示される配合組成に配合し、ボールミルで24時間湿式混合し、乾燥した後、98MPaの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を1.3kPaの窒素雰囲気中、温度:1540℃に1時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にR:0.07mmのホーニング加工を施すことによりISO規格・CNMG120412のチップ形状をもったTiCN基サーメット製の工具基体a〜fを形成した。
つぎに、これらの工具基体A〜Fおよび工具基体a〜fの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表3(表3中のl−TiCNは特開平6−8010号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつTiCN層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである)に示される条件にて、硬質被覆層の下部層としてTi化合物層を、表4に示される組み合わせで、かつ目標層厚で蒸着形成し、ついで同じく表3に示される条件にて、結晶構造がκ型またはθ型の(Al,Ti)2O3層を同じく表4に示される組み合わせで、かつ目標層厚で蒸着形成し、ついで前記κ型またはθ型の(Al,Ti)2O3層の表面に、ZrO2層を同じく表3に示される条件で表4に示される組み合わせで、かつ目標層厚で蒸着形成した状態で、これに30kPaのAr雰囲気中、温度:1100℃に10〜60分の範囲内の所定の時間保持の条件で加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造の(Al,Ti)2O3層をα型結晶構造の(Al,Ti)2O3層に変態させて加熱変態α型(Al,Ti)2O3層としてなる上部層を形成することにより本発明被覆サーメット工具1〜13をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、表5に示される通り、硬質被覆層の上部層として同じく表3に示される条件で、同じく表5に示される目標層厚の蒸着α型Al2O3層を形成し、かつ上記のZrO2層の形成および上記条件での加熱処理を行わない以外は同一の条件で従来被覆サーメット工具1〜13をそれぞれ製造した。
ついで、上記の本発明被覆サーメット工具と従来被覆サーメット工具の硬質被覆層を構成する加熱変態α型(Al,Ti)2O3層と蒸着α型Al2O3層について、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、傾斜角度数分布グラフをそれぞれ作成した。
すなわち、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層および蒸着α型Al2O3層の表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に70度の入射角度で15kVの加速電圧の電子線を1nAの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、30×50μmの領域を0.1μm/stepの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより作成した。
すなわち、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層および蒸着α型Al2O3層の表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に70度の入射角度で15kVの加速電圧の電子線を1nAの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、30×50μmの領域を0.1μm/stepの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより作成した。
この結果得られた各種の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層および蒸着α型Al2O3層の傾斜角度数分布グラフにおいて、(0001)面が最高ピークを示す傾斜角区分、並びに2〜13度の範囲内の傾斜角区分内に存在する傾斜角度数の傾斜角度数分布グラフ全体の傾斜角度数に占める割合をそれぞれ表4,5にそれぞれ示した。
上記の各種の傾斜角度数分布グラフにおいて、表4,5にそれぞれ示される通り、本発明被覆サーメット工具の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層は、いずれも(0001)面の測定傾斜角の分布が2〜13度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが現れ、かつ2〜13度の範囲内の傾斜角区分内に存在する傾斜角度数の割合が45%以上である傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、従来被覆サーメット工具の蒸着α−Al2O3層は、いずれも(0001)面の測定傾斜角の分布が0〜45度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在せず、2〜13度の範囲内の傾斜角区分内に存在する傾斜角度数の割合も25%以下である傾斜角度数分布グラフを示すものであった。
なお、図2は、本発明被覆サーメット工具5の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層の傾斜角度数分布グラフ、図3は、従来被覆サーメット工具2の蒸着α型Al2O3層の傾斜角度数分布グラフをそれぞれ示すものである。
なお、図2は、本発明被覆サーメット工具5の加熱変態α型(Al,Ti)2O3層の傾斜角度数分布グラフ、図3は、従来被覆サーメット工具2の蒸着α型Al2O3層の傾斜角度数分布グラフをそれぞれ示すものである。
また、この結果得られた本発明被覆サーメット工具1〜13および従来被覆サーメット工具1〜13について、これの硬質被覆層の構成層を電子線マイクロアナライザー(EPMA)で測定(層の縦断面を観察)したところ、前者ではいずれも目標組成と実質的に同じ組成を有するTi化合物層と加熱変態α型(Al,Ti)2O3層、さらにZrO2層からなることが確認された。一方後者でも、いずれも同じく目標組成と実質的に同じ組成を有するTi化合物と蒸着α型Al2O3層からなることが確認された。さらに、これらの被覆サーメット工具の硬質被覆層の構成層の厚さを走査型電子顕微鏡を用いて測定(同じく縦断面測定)したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚(5点測定の平均値)を示した。
つぎに、上記の本発明被覆サーメット工具1〜13および従来被覆サーメット工具1〜13について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材:JIS・SCM432の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:420m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.3mm/rev、
切削時間:5分、
の条件(切削条件A)での合金鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は200m/min)、
被削材:JIS・S25Cの長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:450m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.25mm/rev、
切削時間:5分、
の条件(切削条件B)での炭素鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は200m/min)、
被削材:JIS・FC300の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:420m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.3mm/rev、
切削時間:5分、
の条件(切削条件C)での鋳鉄の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は250m/min)を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表6に示した。
被削材:JIS・SCM432の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:420m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.3mm/rev、
切削時間:5分、
の条件(切削条件A)での合金鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は200m/min)、
被削材:JIS・S25Cの長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:450m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.25mm/rev、
切削時間:5分、
の条件(切削条件B)での炭素鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は200m/min)、
被削材:JIS・FC300の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:420m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.3mm/rev、
切削時間:5分、
の条件(切削条件C)での鋳鉄の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は250m/min)を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表6に示した。
表4〜6に示される結果から、本発明被覆サーメット工具1〜13は、いずれも硬質被覆層の上部層が、(0001)面の傾斜角が0〜10度の範囲内の傾斜角区分で最高ピークを示すと共に、前記2〜13度の傾斜角区分範囲内に存在する度数の合計割合が45%以上を占める傾斜角度数分布グラフを示す加熱変態α型(Al,Ti)2O3層で構成され、機械的熱的衝撃がきわめて高く、かつ高い発熱を伴なう鋼や鋳鉄の高速断続切削でも、硬質被覆層の上部層を構成する加熱変態α型(Al,Ti)2O3層が、すぐれた高温硬さおよび耐熱性に加えて、すぐれた耐チッピング性を発揮することから、切刃部のチッピング発生が著しく抑制され、すぐれた耐摩耗性を示すのに対して、硬質被覆層の上部層が、(0001)面の測定傾斜角の分布が0〜45度の範囲内で不偏的で、最高ピークが存在しない傾斜角度数分布グラフを示す蒸着α−Al2O3層で構成された従来被覆サーメット工具1〜13においては、いずれも高速断続切削では前記蒸着α−Al2O3層が激しい機械的熱的衝撃に耐えられず、切刃部にチッピングが発生し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆サーメット工具は、各種鋼や鋳鉄などの通常の条件での連続切削や断続切削は勿論のこと、特に機械的熱的衝撃がきわめて高く、かつ高い発熱を伴なう切削条件の最も厳しい高速断続切削でもすぐれた耐チッピング性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであるから、切削装置の高性能化並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
(a)下部層が、いずれも化学蒸着形成されたTiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層、
(b)上部層が、化学蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造および1〜15μmの平均層厚を有し、かつ、
組成式:(Al1−X TiX )2 O3 、
で表わした場合、電子線マイクロアナライザー(EPMA)で測定して、X値が原子比で0.01〜0.05を満足するAl―Ti酸化物層の表面に、酸化ジルコニウム層を1.6〜5μmの平均層厚で化学蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有するAl―Ti酸化物層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、2〜13度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記2〜13度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す加熱変態α型Al―Ti酸化物層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を有する表面被覆サーメット製切削工具。
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JP2007168026A (ja) * | 2005-12-22 | 2007-07-05 | Mitsubishi Materials Corp | 難削材の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
JP2008229759A (ja) * | 2007-03-19 | 2008-10-02 | Tokyo Institute Of Technology | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具およびその製造方法 |
CN109982799A (zh) * | 2016-11-16 | 2019-07-05 | 京瓷株式会社 | 切削刀片以及切削工具 |
-
2004
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