JP2006095671A - 高硬度鋼の高速断続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 - Google Patents
高硬度鋼の高速断続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 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】 高硬度鋼の高速断続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を提供する。
【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削工具が、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、(a)0.8〜5μmの平均層厚を有し、かつ、組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)を満足する(Ti,Al,B)N層からなる下部層、(b)0.1〜0.5μmの平均層厚を有するTaBN(硼窒化タンタル)層からなる密着接合層、(c)0.8〜5μmの平均層厚を有するTaB2(硼化タンタル)層からなる上部層、以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を形成してなる。
【選択図】 なし
【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削工具が、炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン系サーメットからなる超硬基体の表面に、(a)0.8〜5μmの平均層厚を有し、かつ、組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)を満足する(Ti,Al,B)N層からなる下部層、(b)0.1〜0.5μmの平均層厚を有するTaBN(硼窒化タンタル)層からなる密着接合層、(c)0.8〜5μmの平均層厚を有するTaB2(硼化タンタル)層からなる上部層、以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を形成してなる。
【選択図】 なし
Description
この発明は、硬質被覆層がすぐれた高温強度を有し、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼などの切削加工を、高い発熱を伴なう高速で、かつ切刃部に機械的衝撃が繰り返し付加される断続切削条件で行った場合にも、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(以下、被覆超硬工具という)に関するものである。
一般に、被覆超硬工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、また前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具などが知られている。
また、被覆超硬工具として、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超硬基体の表面に、
組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)、
を満足するTiとAlとBの複合窒化物[以下、(Ti,Al,B)Nで示す]層からなる硬質被覆層を1〜15μmの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、前記(Ti,Al,B)N層が、構成成分であるAlによって高温硬さと耐熱性、同Tiによって高温強度を具備し、さらに同Bによる一段の高温硬さ向上効果と相俟って、これを各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いた場合にすぐれた切削性能を発揮することも知られている。
なお、上記スローアウエイチップは工具本体への取り付け形式や被削材の形状などで連続切削および断続切削のいずれの切削形態もとるが、上記ドリルやミニチュアドリル、さらにエンドミルは一般に切刃部の形状から断続切削形態をとる。
組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)、
を満足するTiとAlとBの複合窒化物[以下、(Ti,Al,B)Nで示す]層からなる硬質被覆層を1〜15μmの平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、前記(Ti,Al,B)N層が、構成成分であるAlによって高温硬さと耐熱性、同Tiによって高温強度を具備し、さらに同Bによる一段の高温硬さ向上効果と相俟って、これを各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削加工に用いた場合にすぐれた切削性能を発揮することも知られている。
なお、上記スローアウエイチップは工具本体への取り付け形式や被削材の形状などで連続切削および断続切削のいずれの切削形態もとるが、上記ドリルやミニチュアドリル、さらにエンドミルは一般に切刃部の形状から断続切削形態をとる。
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図2に概略説明図で示される物理蒸着装置の1種であるアークイオンプレーティング装置に上記の超硬基体を装入し、ヒータで装置内を、例えば500℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するTi−Al−B合金がセットされたカソード電極(蒸発源)との間に、例えば電流:90Aの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、例えば2Paの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体には、例えば−100Vのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、上記(Ti,Al,B)N層からなる硬質被覆層を蒸着することにより製造されることも知られている。
特許第2793696号明細書
近年の切削加工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、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを鋼や鋳鉄などの切削を通常の切削加工条件で行うのに用いた場合には問題はないが、特に合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などのビッカース硬さ(Cスケール)で50以上の高い硬さを有する高硬度鋼などの切削加工を、高い発熱を伴なう高速で、かつ短いピッチの機械的衝撃が切刃部に繰り返し付加される高速断続切削条件で行なった場合には、前記硬質被覆層が十分な高温強度を具備するものでないために、チッピング(微少欠け)が発生し、これが原因で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、特に高硬度鋼などの高速断続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被覆超硬工具を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具に着目し、研究を行った結果、
(a)上記従来被覆超硬工具の硬質被覆層である(Ti,Al,B)N層を下部層として0.8〜5μmの平均層厚で形成し、これの上に上部層として硼化タンタル(以下、TaB2で示す)層を同じく0.8〜5μmの平均層厚で形成すると、前記TaB2層はすぐれた高温強度を有することから、高熱発生を伴ない、かつ機械的衝撃が繰り返し付加される高速断続切削で、前記下部層である(Ti,Al,B)N層を高熱および機械的衝撃から十分に保護し、前記(Ti,Al,B)N層にチッピングが発生するのを抑制するように作用し、この結果の被覆超硬工具は、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
(a)上記従来被覆超硬工具の硬質被覆層である(Ti,Al,B)N層を下部層として0.8〜5μmの平均層厚で形成し、これの上に上部層として硼化タンタル(以下、TaB2で示す)層を同じく0.8〜5μmの平均層厚で形成すると、前記TaB2層はすぐれた高温強度を有することから、高熱発生を伴ない、かつ機械的衝撃が繰り返し付加される高速断続切削で、前記下部層である(Ti,Al,B)N層を高熱および機械的衝撃から十分に保護し、前記(Ti,Al,B)N層にチッピングが発生するのを抑制するように作用し、この結果の被覆超硬工具は、硬質被覆層にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
(b)しかし、上記上部層であるTaB2層と下部層である(Ti,Al,B)N層との密着性は十分でなく、特に高硬度鋼の高速断続切削では剥離現象が発生し易いが、前記TaB2層と(Ti,Al,B)N層との間に硼窒化タンタル(以下、TaBNで示す)層を、特に望ましくは前記(Ti,Al,B)N層側に向ってN成分の含有割合を高くし、一方前記TaB2層側に向っては逆にN成分の含有割合を低くした状態で介在させると、前記TaBN層は前記TaB2層および(Ti,Al,B)N層のいずれとも強固に密着することから、前記(Ti,Al,B)N層が超硬基体表面に対してすぐれた密着性を有することと相俟って、前記TaB2層と(Ti,Al,B)N層との間にTaBN層を介在させてなる硬質被覆層に、高硬度鋼などの高速断続切削加工でも、層間剥離の発生が皆無となること。
(c)上記(b)の硬質被覆層は、例えば図1(a)に概略平面図で、同(b)に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置(以下、AIP装置と略記する)とスパッタリング装置(以下、SP装置と略記する)が共存の蒸着装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に前記AIP装置のカソード電極(蒸発源)としてTi−Al−B合金、他方側に前記SP装置のカソード電極(蒸発源)としてTaB2焼結体(例えば原料粉末としてTaB2粉末を用いて、ホットプレスにより成形された焼結体)を対向配置した蒸着装置を用い、この装置の前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される硬質被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、基本的に、まず前記Ti−Al−B合金のカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に下部層として(Ti,Al,B)N層を0.8〜5μmの平均層厚で蒸着し、ついで、前記Ti−Al−B合金のカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間のアーク放電を停止し、前記SP装置のカソード電極(蒸発源)として配置したTaB2焼結体のスパッタリングを開始し、前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Arと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にArの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気とする条件で、密着接合層としてTaBN層を0.1〜0.5μmの平均層厚で蒸着し、引続いて前記蒸着装置内の雰囲気を最終的にAr雰囲気として、前記SP装置のカソード電極(蒸発源)として配置したTaB2焼結体のスパッタリングを続行し、もって前記TaBN層に重ねて上部層として0.8〜5μmの平均層厚でTaB2層を蒸着することにより形成することができること。
(d)上記の下部層、密着接合層、および上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、下部層である(Ti,Al,B)N層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ密着接合層としてのTaBN層によって強固に密着したTaB2層がすぐれた高温強度を有するので、特に著しい熱発生と短いピッチでの機械的衝撃を伴なう高硬度鋼の高速断続切削加工でも、前記TaB2層自身が具備するすぐれた高温強度で前記(Ti,Al,B)N層を高熱および機械的衝撃から十分に保護し、これにチッピングが発生するのを完全に防止することから、硬質被覆層に前記TaBN層の作用で層間剥離の発生がなくなることと相俟って、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
以上(a)〜(d)に示される研究結果を得たのである。
以上(a)〜(d)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、超硬基体の表面に、
(a)0.8〜5μmの平均層厚を有し、かつ、組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)を満足する(Ti,Al,B)N層からなる下部層、
(b)0.1〜0.5μmの平均層厚を有するTaBN層からなる密着接合層、
(c)0.8〜5μmの平均層厚を有するTaB2層からなる上部層、
以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を形成してなる、特に高硬度鋼の高速断続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被覆超硬工具に特徴を有するものである。
(a)0.8〜5μmの平均層厚を有し、かつ、組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)を満足する(Ti,Al,B)N層からなる下部層、
(b)0.1〜0.5μmの平均層厚を有するTaBN層からなる密着接合層、
(c)0.8〜5μmの平均層厚を有するTaB2層からなる上部層、
以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を形成してなる、特に高硬度鋼の高速断続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被覆超硬工具に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層の構成層に関し、上記の通りに数値限定した理由を説明する。
(a)下部層の組成式および平均層厚
硬質被覆層の下部層を構成する(Ti,Al,B)N層におけるAl成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ti成分には高温強度を向上させ、さらに同B成分にはAlとの共存において一段と高温硬さを向上させる作用があるが、Alの割合を示すX値がTiとBとの合量に占める割合(原子比、以下同じ)で0.25未満になると、相対的にTiの割合が多くなり過ぎて、高速断続切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができず、摩耗進行が急激に促進するようになり、一方Alの割合を示すX値が同0.65を越えると、相対的にTiの割合が少なくなり過ぎて、高温強度が急激に低下し、この結果切刃部にチッピング(微少欠け)などが発生し易くなることから、X値を0.25〜0.65と定めた。
また、Bの割合を示すZ値がTiとAlの合量に占める割合で、0.01未満では、所望の高温硬さ向上効果が得られず、一方同Z値が0.10を超えると、高温強度が低下するようになることから、Z値を0.01〜0.10と定めた。
また、その平均層厚が0.8μm未満では、自身のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するには不十分であり、一方その平均層厚が5μmを越えると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を0.8〜5μmと定めた。
(a)下部層の組成式および平均層厚
硬質被覆層の下部層を構成する(Ti,Al,B)N層におけるAl成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ti成分には高温強度を向上させ、さらに同B成分にはAlとの共存において一段と高温硬さを向上させる作用があるが、Alの割合を示すX値がTiとBとの合量に占める割合(原子比、以下同じ)で0.25未満になると、相対的にTiの割合が多くなり過ぎて、高速断続切削に要求されるすぐれた高温硬さと耐熱性を確保することができず、摩耗進行が急激に促進するようになり、一方Alの割合を示すX値が同0.65を越えると、相対的にTiの割合が少なくなり過ぎて、高温強度が急激に低下し、この結果切刃部にチッピング(微少欠け)などが発生し易くなることから、X値を0.25〜0.65と定めた。
また、Bの割合を示すZ値がTiとAlの合量に占める割合で、0.01未満では、所望の高温硬さ向上効果が得られず、一方同Z値が0.10を超えると、高温強度が低下するようになることから、Z値を0.01〜0.10と定めた。
また、その平均層厚が0.8μm未満では、自身のもつすぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するには不十分であり、一方その平均層厚が5μmを越えると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を0.8〜5μmと定めた。
(b)密着接合層の平均層厚
その平均層厚が0.1μm未満では、上部層と下部層の間に強固な接合強度を確保することができず、一方その平均層厚が0.5μmを越えると、硬質被覆層の強度が密着接合層部分で急激に低下するようになり、これがチッピング発生の原因となることから、その平均層厚を0.1〜0.5μmと定めた。
その平均層厚が0.1μm未満では、上部層と下部層の間に強固な接合強度を確保することができず、一方その平均層厚が0.5μmを越えると、硬質被覆層の強度が密着接合層部分で急激に低下するようになり、これがチッピング発生の原因となることから、その平均層厚を0.1〜0.5μmと定めた。
(c)上部層の平均層厚
上部層を構成するTaB2層は、上記の通りすぐれた高温強度を有し、したがって特に熱発生が著しく、かつ短いピッチでの機械的衝撃が繰り返し付加される高硬度鋼の高速断続切削加工で、硬質被覆層の下部層である(Ti,Al,B)N層を高熱および機械的衝撃から十分に保護し、これの具備するすぐれた特性、すなわちすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を、チッピングの発生なく、長期に亘って発揮せしめる作用を有するが、その平均層厚が0.8μm未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が5μmを越えて厚くなり過ぎると、工具寿命の短命化をもたらす偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなることから、その平均層厚を0.8〜5μmと定めた。
上部層を構成するTaB2層は、上記の通りすぐれた高温強度を有し、したがって特に熱発生が著しく、かつ短いピッチでの機械的衝撃が繰り返し付加される高硬度鋼の高速断続切削加工で、硬質被覆層の下部層である(Ti,Al,B)N層を高熱および機械的衝撃から十分に保護し、これの具備するすぐれた特性、すなわちすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を、チッピングの発生なく、長期に亘って発揮せしめる作用を有するが、その平均層厚が0.8μm未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が5μmを越えて厚くなり過ぎると、工具寿命の短命化をもたらす偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなることから、その平均層厚を0.8〜5μmと定めた。
この発明の被覆超硬工具は、硬質被覆層を構成する下部層の(Ti,Al,B)N層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ同密着接合層としてのTaBN層によって強固に密着接合した上部層としてのTaB2層が、すぐれた高温強度を有し、特に高硬度鋼の高速断続切削でも、前記(Ti,Al,B)N層を高熱および機械的衝撃から十分に保護し、前記(Ti,Al,B)N層の具備する上記のすぐれた特性が、チッピングの発生なく、十分に発揮されるように作用することから、前記硬質被覆層に前記TaBN層の作用で層間剥離の発生も皆無となることと相俟って、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものである。
つぎに、この発明の被覆超硬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、ボールミルで72時間湿式混合し、乾燥した後、100MPa の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を6Paの真空中、温度:1400℃に1時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にR:0.03のホーニング加工を施してISO規格・CNMG120408のチップ形状をもったWC基超硬合金製の超硬基体A−1〜A−10を形成した。
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(重量比でTiC/TiN=50/50)粉末、Mo2C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、100MPaの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を2kPaの窒素雰囲気中、温度:1500℃に1時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にR:0.03のホーニング加工を施してISO規格・CNMG120408のチップ形状をもったTiCN系超硬製の超硬基体B−1〜B−6を形成した。
さらに、硬質被覆層の上部層形成用カソード電極(蒸発源)として、0.8μmの平均粒径を有するTaB2粉末を温度:1500℃、圧力:20MPa、保持時間:3時間の条件でホットプレスして成形したTaB2焼結体を用意した。
さらに、硬質被覆層の上部層形成用カソード電極(蒸発源)として、0.8μmの平均粒径を有するTaB2粉末を温度:1500℃、圧力:20MPa、保持時間:3時間の条件でホットプレスして成形したTaB2焼結体を用意した。
(a)ついで、上記の超硬基体A−1〜A−10およびB−1〜B−6のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図1に示される蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、一方側のAIP装置のカソード電極(蒸発源)として所定の組成を有する下部層形成用Ti−Al−B合金を配置し、他方側のSP装置のカソード電極(蒸発源)として上部層および密着接合層形成用TaB2焼結体を対向配置し、
(b)まず、装置内を排気して0.1Pa以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を500℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−1000Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ti−Al−B合金とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ti−Al−B合金によってボンバード洗浄し、
(c)装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して3Paの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−100Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ti−Al−B合金とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、表3に示される目標組成および目標層厚の(Ti,Al,B)N層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
(d)上記の下部層形成用Ti−Al−B合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、超硬基体への直流バイアス電圧(−100V)は同じくしたままで、前記SP装置のカソード電極(蒸発源)として配置したTaB2焼結体に、スパッタ出力:3kWの条件でスパッタリングを開始し、同時に前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Arと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にArの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気とし、もって同じく表3に示される目標層厚のTaBN層を硬質被覆層の密着接合層として蒸着形成し、
(e)上記SP装置のカソード電極(蒸発源)として配置したTaB2焼結体のスパッタリングを続行させながら、前記蒸着装置内の雰囲気を最終的にAr雰囲気として、同じく表3に示される目標層厚のTaB2層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成しすることにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ(以下、本発明被覆チップと云う)1〜16をそれぞれ製造した。
(b)まず、装置内を排気して0.1Pa以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を500℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−1000Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ti−Al−B合金とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ti−Al−B合金によってボンバード洗浄し、
(c)装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して3Paの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−100Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ti−Al−B合金とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、表3に示される目標組成および目標層厚の(Ti,Al,B)N層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
(d)上記の下部層形成用Ti−Al−B合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、超硬基体への直流バイアス電圧(−100V)は同じくしたままで、前記SP装置のカソード電極(蒸発源)として配置したTaB2焼結体に、スパッタ出力:3kWの条件でスパッタリングを開始し、同時に前記蒸着装置内の雰囲気を、窒素雰囲気に代って、Arと窒素の混合ガス雰囲気とするが、経時的にArの導入割合を漸次増加させ、一方窒素の導入割合は漸次減少させた雰囲気とし、もって同じく表3に示される目標層厚のTaBN層を硬質被覆層の密着接合層として蒸着形成し、
(e)上記SP装置のカソード電極(蒸発源)として配置したTaB2焼結体のスパッタリングを続行させながら、前記蒸着装置内の雰囲気を最終的にAr雰囲気として、同じく表3に示される目標層厚のTaB2層を硬質被覆層の上部層として蒸着形成しすることにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製スローアウエイチップ(以下、本発明被覆チップと云う)1〜16をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、これら超硬基体A−1〜A−10およびB−1〜B−6を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図2に示される蒸着装置に装入し、カソード電極(蒸発源)として種々の成分組成をもったTi−Al−B合金を装着し、まず、装置内を排気して0.1Pa以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を500℃に加熱した後、前記超硬基体に−1000Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記Ti−Al−B合金とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面を前記Ti−Al−B合金でボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して3Paの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を−100Vに下げて、前記Ti−Al−B合金のカソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体A−1〜A−10およびB−1〜B−6のそれぞれの表面に、表4に示される目標組成および目標層厚の(Ti,Al,B)N層を硬質被覆層として蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製スローアウエイチップ(以下、従来被覆チップと云う)1〜16をそれぞれ製造した。
つぎに、上記の各種の被覆チップを、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、本発明被覆チップ1〜16および従来被覆チップ1〜16について、
被削材:JIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:55m/min.、
切り込み:0.15mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:3分、
の条件(切削条件A)での合金工具鋼の乾式高速断続切削加工試験(通常の切削速度は20m/min.)、
被削材:JIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:45m/min.、
切り込み:0.1mm、
送り:0.2mm/rev.、
切削時間:4分、
の条件(切削条件B)での軸受鋼の乾式高速断続切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)、
被削材:JIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:50m/min.、
切り込み:0.2mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:5分、
の条件(切削条件C)での合金工具鋼の乾式高速断続切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)を行い、いずれの切削加工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5に示した。
被削材:JIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:55m/min.、
切り込み:0.15mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:3分、
の条件(切削条件A)での合金工具鋼の乾式高速断続切削加工試験(通常の切削速度は20m/min.)、
被削材:JIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:45m/min.、
切り込み:0.1mm、
送り:0.2mm/rev.、
切削時間:4分、
の条件(切削条件B)での軸受鋼の乾式高速断続切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)、
被削材:JIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:50m/min.、
切り込み:0.2mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:5分、
の条件(切削条件C)での合金工具鋼の乾式高速断続切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)を行い、いずれの切削加工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5に示した。
原料粉末として、平均粒径:5.5μmを有する中粗粒WC粉末、同0.8μmの微粒WC粉末、同1.3μmのTaC粉末、同1.2μmのNbC粉末、同1.2μmのZrC粉末、同2.3μmのCr3C2粉末、同1.5μmのVC粉末、同1.0μmの(Ti,W)C[質量比で、TiC/WC=50/50]粉末、および同1.8μmのCo粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表6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、100MPaの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、6Paの真空雰囲気中、7℃/分の昇温速度で1370〜1470℃の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に1時間保持後、炉冷の条件で焼結して、直径が8mm、13mm、および26mmの3種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の3種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表7に示される組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ6mm×13mm、10mm×22mm、および20mm×45mmの寸法、並びにいずれもねじれ角30度の4枚刃スクエア形状をもったWC基超硬合金製の超硬基体(エンドミル)C−1〜C−8をそれぞれ製造した。
ついで、これらの超硬基体(エンドミル)C−1〜C−8の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図1に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、表7に示される目標組成および目標層厚の(Ti,Al,B)N層からなる下部層と、同じく表7に示される目標層厚のTaBN層からなる密着接合層およびTaB2層からなる上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製エンドミル(以下、本発明被覆エンドミルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、上記の超硬基体(エンドミル)C−1〜C−8の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図2に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、同じく表7に示される目標組成および目標層厚の(Ti,Al,B)N層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製エンドミル(以下、従来被覆エンドミルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆エンドミル1〜8および従来被覆エンドミル1〜8のうち、本発明被覆エンドミル1〜3および従来被覆エンドミル1〜3については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の板材、
切削速度:55m/min.、
溝深さ(切り込み):1mm、
テーブル送り:290mm/分、
の条件での軸受鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)、本発明被覆エンドミル4〜6および従来被覆エンドミル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の板材、
切削速度:40m/min.、
溝深さ(切り込み):2mm、
テーブル送り:210mm/分、
の条件での合金工具鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)、本発明被覆エンドミル7,8および従来被覆エンドミル7,8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の板材、
切削速度:50m/min.、
溝深さ(切り込み):4mm、
テーブル送り:200mm/分、
の条件での合金工具鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる0.1mmに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表7にそれぞれ示した。
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の板材、
切削速度:55m/min.、
溝深さ(切り込み):1mm、
テーブル送り:290mm/分、
の条件での軸受鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)、本発明被覆エンドミル4〜6および従来被覆エンドミル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の板材、
切削速度:40m/min.、
溝深さ(切り込み):2mm、
テーブル送り:210mm/分、
の条件での合金工具鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)、本発明被覆エンドミル7,8および従来被覆エンドミル7,8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の板材、
切削速度:50m/min.、
溝深さ(切り込み):4mm、
テーブル送り:200mm/分、
の条件での合金工具鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる0.1mmに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表7にそれぞれ示した。
上記の実施例2で製造した直径が8mm(超硬基体C−1〜C−3形成用)、13mm(超硬基体C−4〜C−6形成用)、および26mm(超硬基体C−7、C−8形成用)の3種の丸棒焼結体を用い、この3種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ4mm×13mm(超硬基体D−1〜D−3)、8mm×22mm(超硬基体D−4〜D−6)、および16mm×45mm(超硬基体D−7、D−8)の寸法、並びにいずれもねじれ角30度の2枚刃形状をもったWC基超硬合金製の超硬基体(ドリル)D−1〜D−8をそれぞれ製造した。
ついで、これらの超硬基体(ドリル)D−1〜D−8の切刃に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図1に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、表8に示される目標組成および目標層厚の(Ti,Al,B)N層からなる下部層と、同じく表8に示される目標層厚のTaBN層からなる密着接合層およびTaB2層からなる上部層で構成された硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬製ドリル(以下、本発明被覆ドリルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、上記の超硬基体(ドリル)D−1〜D−8の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図2に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、同じく表8に示される目標組成および目標層厚を有する(Ti,Al,B)N層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具としての従来表面被覆超硬製ドリル(以下、従来被覆ドリルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆ドリル1〜8および従来被覆ドリル1〜8のうち、本発明被覆ドリル1〜3および従来被覆ドリル1〜3については、
被削材−平面:100mm×250、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の板材、
切削速度:45m/min.、
送り:0.1mm/rev、
穴深さ:8mm、
の条件での合金工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は20m/min.)、本発明被覆ドリル4〜6および従来被覆ドリル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の板材、
切削速度:50m/min.、
送り:0.12mm/rev、
穴深さ:15mm、
の条件での合金工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)、本発明被覆ドリル7,8および従来被覆ドリル7,8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の板材、
切削速度:54m/min.、
送り:0.2mm/rev、
穴深さ:30mm、
の条件での軸受鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験(水溶性切削油使用)でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が0.3mmに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表8にそれぞれ示した。
被削材−平面:100mm×250、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の板材、
切削速度:45m/min.、
送り:0.1mm/rev、
穴深さ:8mm、
の条件での合金工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は20m/min.)、本発明被覆ドリル4〜6および従来被覆ドリル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の板材、
切削速度:50m/min.、
送り:0.12mm/rev、
穴深さ:15mm、
の条件での合金工具鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は25m/min.)、本発明被覆ドリル7,8および従来被覆ドリル7,8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもったJIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の板材、
切削速度:54m/min.、
送り:0.2mm/rev、
穴深さ:30mm、
の条件での軸受鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験(水溶性切削油使用)でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が0.3mmに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表8にそれぞれ示した。
また、上記の硬質被覆層の構成層の平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて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値(5ヶ所の平均値)を示した。
表3〜8に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材の高硬度鋼を、高熱発生および機械的衝撃を伴なう高速断続切削加工するのに用いても、硬質被覆層の下部層である(Ti,Al,B)N層がすぐれた高温硬さと耐熱性、さらにすぐれた高温強度を有し、かつ密着接合層としてのTaBN層によって強固に密着したTaB2層によって前記(Ti,Al,B)N層が高熱および機械的衝撃から十分に保護され、前記(Ti,Al,B)N層の具備する上記の特性が十分に発揮されることから、硬質被覆層にチッピングの発生なく、かつ層間剥離の発生も皆無となることと相俟って、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層が(Ti,Al,B)N層で構成された従来被覆超硬工具においては、いずれも前記(Ti,Al,B)N層が高速断続切削加工での高熱発生および機械的衝撃に耐えるに十分な高温強度を具備しないために、硬質被覆層にチッピングが発生し、これが原因で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、この発明の被覆超硬工具は、特に各種の鋼や鋳鉄などの通常の切削条件での切削加工は勿論のこと、特に高硬度鋼の高熱発生および機械的衝撃を伴なう高速断続切削加工でも、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すものであるから、切削加工装置の高性能化および自動化、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超硬基体の表面に、
(a)0.8〜5μmの平均層厚を有し、かつ、組成式:(Ti1-(X+Z)AlXBZ)N(ただし、原子比で、Xは0.25〜0.65、Zは0.01〜0.10を示す)、
を満足するTiとAlとB(ボロン)の複合窒化物層からなる下部層、
(b)0.1〜0.5μmの平均層厚を有する硼窒化タンタル層からなる密着接合層、
(c)0.8〜5μmの平均層厚を有する硼化タンタル層からなる上部層、
以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を形成してなる、高硬度鋼の高速断続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。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP2005196425A JP2006095671A (ja) | 2004-08-30 | 2005-07-05 | 高硬度鋼の高速断続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 |
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JP2004250037 | 2004-08-30 | ||
JP2005196425A JP2006095671A (ja) | 2004-08-30 | 2005-07-05 | 高硬度鋼の高速断続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 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
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JP2005196425A Withdrawn JP2006095671A (ja) | 2004-08-30 | 2005-07-05 | 高硬度鋼の高速断続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 |
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2005
- 2005-07-05 JP JP2005196425A patent/JP2006095671A/ja not_active Withdrawn
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