JP2006289537A - 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 表面被覆超硬合金製切削工具が、超硬基体の表面に、いずれも(Cr,Al,Zr)Nからなる上部層と下部層で構成し、前記上部層は0.5〜1.5μm、前記下部層は2〜6μmの平均層厚をそれぞれ有し、上記上部層は、いずれも一層平均層厚がそれぞれ5〜20nm(ナノメ−タ−)の薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有し、上記薄層A、上記薄層Bおよび上記下部層は、(Cr,Al,Zr)N層、からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる。
【選択図】 なし
Description
組成式:(Cr1-X AlX)N(ただし、原子比で、Xは0.55〜0.75を示す)、
を満足するCrとAlの複合窒化物[以下、(Cr,Al)Nで示す]層からなる硬質被覆層を2〜6μmの平均層厚で蒸着形成してなる被覆超硬工具が知られており、かかる従来被覆超硬工具においては、硬質被覆層を構成する前記(Cr,Al)N層が、構成成分であるAlによって高温硬さ、同Crによって高温強度、さらにCrとAlの共存含有によってすぐれた高温耐酸化性を具備することから、切削時に相対的に高い発熱を伴う合金工具鋼や軸受鋼の焼入れ材などの高硬度鋼の切削加工に用いた場合にも、すぐれた耐摩耗性を示すことも知られている。
(a)上記の従来硬質被覆層を構成する(Cr,Al)N層において、これにZr成分を含有させて、CrとAlとZrの複合窒化物[以下、(Cr,Al,Zr)Nで示す]層とすると、Zr成分の含有に比例して層の耐熱塑性変形性が向上するようになるが、その含有割合は精々5〜15原子%程度までで、これ以上含有させると、Al成分の含有割合が55〜75原子%であることと相俟って、Cr成分の含有割合が低下するようになることから、上記の従来(Cr,Al)N層の具備するすぐれた高温硬さ、高温強度、および高温耐酸化性のうち、特に高温強度が低下するようになるばかりでなく、この程度のZr含有割合では、上記の高硬度鋼の高速切削加工に際して、熱塑性変形を十分満足に抑制することのできる高い耐熱塑性変形性を確保することはできないこと。
組成式:[Cr1-(A+B)AlAZrB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.06、Bは0.35〜0.55を示す)を満足するものとし、もってAl成分の低含有によって高温硬さおよび高温耐酸化性は不十分となるが、高Zr含有によって耐熱塑性変形性を一段と向上せしめた(Cr,Al,Zr)N層(以下、薄層Aという)と、
上記薄層Aに比して、相対的にAl含有割合を相対的に高く、一方Zr含有割合を相対的に低くして、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCZrD]N(ただし、原子比で、Cは0.25〜0.40、Dは0.20〜0.30を示す)を満足するものとし、もって前記薄層Aに比して、低Zr含有で相対的に耐熱塑性変形性は低いものとなるが、Al含有割合を相対的に高くした分高い高温硬さおよび高温耐酸化性を有する(Cr,Al,Zr)N層(以下、薄層Bという)、
を、それぞれの一層平均層厚を5〜20nm(ナノメーター)の薄層とした状態で、交互積層すると、この結果の薄層Aおよび薄層Bの交互積層構造の(Cr,Al,Zr)N層(この場合、前記薄層Aおよび薄層Bとも30原子%以上のCr成分を含有するので、高い高温強度を保持する)においては、上記の高Zr含有の薄層Aによるすぐれた耐熱塑性変形性と、上記の相対的に高いAl含有の薄層Bによる高温硬さおよび高温耐酸化性を具備するようになること。
組成式:[Cr1-(E+F)AlEZrF]N(ただし、原子比で、Eは0.55〜0.75、Fは0.05〜0.15を示す)を満足する単一相構造の(Cr,Al,Zr)N層は、高硬度鋼の高速切削加工で要求される十分な耐熱塑性変形性を具備するものではないが、Al成分の高含有によってすぐれた高温硬さおよび高温耐酸化性を具備するので、これを上記の薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有する(Cr,Al,Zr)N層の下部層として硬質被覆層を構成すると、この結果の硬質被覆層は、すぐれた耐熱塑性変形性および高温強度、さらにすぐれた高温硬さおよび高温耐酸化性を備えたものとなるので、この硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆超硬工具は、上記の高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工でも、偏摩耗の原因となる熱塑性変形の発生なく、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮すること。
以上(a)〜(c)に示される研究結果を得たのである。
(a)いずれも(Cr,Al,Zr)Nからなる上部層と下部層で構成し、前記上部層は0.5〜1.5μm、前記下部層は2〜6μmの平均層厚をそれぞれ有し、
(b)上記上部層は、いずれも一層平均層厚が5〜20nm(ナノメ−タ−)の薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有し、
上記薄層Aは、
組成式:[Cr1-(A+B)AlAZrB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.06、Bは0.35〜0.55を示す)を満足する(Cr,Al,Zr)N層、
上記薄層Bは、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCZrD]N(ただし、原子比で、Cは0.25〜0.40、Dは0.20〜0.30を示す)を満足する(Cr,Al,Zr)N層、からなり、
(c)上記下部層は、単一相構造を有し、
組成式:[Cr1-(E+F)AlEZrF]N(ただし、原子比で、Eは0.55〜0.75、Fは0.05〜0.15を示す)を満足する(Cr,Al,Zr)N層、
からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる、高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗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)下部層の組成式および平均層厚
上記の通り、硬質被覆層を構成する(Cr,Al,Zr)N層におけるAl成分には高温硬さ、同Cr成分には高温強度を向上させると共に、AlおよびCrが共存含有した状態で高温耐酸化性を向上させ、さらに同Zr成分には耐熱塑性変形性を向上させる作用があり、下部層ではAl成分の含有割合を相対的に多くして、高い高温硬さおよび高温耐酸化性を維持するが、Alの含有割合を示すE値がCrとZrとの合量に占める割合(原子比、以下同じ)で0.55未満では、所望のすぐれた高温硬さおよび高温耐酸化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の割合を示す同E値が同0.75を越えると、高温強度が急激に低下し、この結果チッピング(微少欠け)などが発生し易くなることから、E値を0.55〜0.75と定めた。
また、Zrの割合を示すF値がCrとAlの合量に占める割合で、0.05未満では、所定の耐熱塑性変形性向上効果を確保することができず、一方同F値が0.15を超えると、高温強度が急激に低下するようになることから、F値を0.05〜0.15と定めた。
さらに、その平均層厚が2μm未満では、自身のもつすぐれた高温硬さおよび耐熱塑性変形性を硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が6μmを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を2〜6μmと定めた。
上部層の薄層Aの(Cr,Al,Zr)NにおけるZr成分には、上記の通りその含有割合を相対的に高くして、耐熱塑性変形性を向上させ、もって高熱発生を伴う高硬度鋼の高速切削加工で偏摩耗の原因となる熱塑性変形の発生を防止する作用があるが、その含有割合を示すB値がCrとAlの合量に占める割合で、0.35未満では前記作用に所望のすぐれた効果を確保することができず、一方同B値が0.55を越えると、隣接して相対的に高温硬さおよび高温耐酸化性のすぐれた薄層Bが存在しても、上部層の高温硬さおよび高温耐酸化性の低下は避けられず、摩耗が促進するようになることから、B値を0.35〜0.55と定めた。
また、Alの割合を示すA値がCrとZrの合量に占める割合で、0.01未満では、最低限の高温硬さおよび高温耐酸化性を確保することができず、摩耗促進の原因となり、一方同A値が0.06を超えると、高温強度が低下するようになり、チッピング発生の原因となることから、A値を0.01〜0.06と定めた。
上部層の薄層Bにおいては、Zr成分の含有割合を相対的に低くし、Al成分の含有割合を高く維持することで、相対的に高い高温硬さおよび高温耐酸化性を具備せしめ、隣接する薄層Aの高温硬さおよび高温耐酸化性の不足を補強し、もって、前記薄層Aの有するすぐれた耐熱塑性変形性と、前記薄層Bの有する高温硬さおよび高温耐酸化性を具備した上部層を形成するものであるが、組成式におけるAlの含有割合を示すC値が0.25未満では、所望の高温硬さおよび高温耐酸化性を確保することができず、摩耗進行が促進するようになり、一方同C値が0.40を越えると、上部層全体の高温強度が低下するようになり、チッピング発生の原因となることから、C値を0.25〜0.40と定めた。
また、Zrの割合を示すD値がCrとAlの合量に占める割合で、0.20未満になると、上部層全体の耐熱塑性変形性低下が避けられず、一方同D値が0.30を超えると、高温強度が急激に低下するようになることから、D値を0.20〜0.30と定めた。
それぞれの一層平均層厚が5nm未満ではそれぞれの薄層を上記の組成で明確に形成することが困難であり、この結果上部層に所望のすぐれた耐熱塑性変形性および所定の高温硬さおよび高温耐酸化性を確保することができなくなり、またそれぞれの一層平均層厚が20nmを越えるとそれぞれの薄層がもつ欠点、すなわち薄層Aであれば高温硬さおよび高温耐酸化性不足、薄層Bであれば耐熱塑性変形性不足が層内に局部的に現れ、これが原因でチッピングが発生し易くなったり、摩耗進行が促進されるようになることから、それぞれの一層平均層厚を5〜20nmと定めた。
その平均層厚が0.5μm未満では、自身のもつすぐれた耐熱塑性変形性および高温硬さを硬質被覆層に長期に亘って付与できず、工具寿命短命の原因となり、一方その平均層厚が1.5μmを越えると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を0.5〜1.5μmと定めた。
(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、かつ前記下部層形成用Cr−Al−Zr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Cr−Al−Zr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、かつ前記下部層形成用Cr−Al−Zr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3,4に示される目標組成および目標層厚の単一相構造を有する(Cr,Al,Zr)N層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
(d)ついで装置内に導入する反応ガスとしての窒素ガスの流量を調整して2Pa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た状態で、前記薄層A形成用Cr−Al−Zr合金のカソード電極とアノード電極との間に50〜200Aの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に所定層厚の薄層Aを形成し、前記薄層A形成後、アーク放電を停止し、代って前記薄層B形成用Cr−Al−Zr合金のカソード電極とアノード電極間に同じく50〜200Aの範囲内の所定の電流を流してアーク放電を発生させて、所定層厚の薄層Bを形成した後、アーク放電を停止し(この場合薄層Bの形成から開始してもよい)、再び前記薄層A形成用Cr−Al−Zr合金のカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Aの形成と、前記薄層B形成用Cr−Al−Zr合金のカソード電極とアノード電極間のアーク放電による薄層Bの形成を交互に繰り返し行い、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表3,4に示される目標組成および一層目標層厚の薄層Aと薄層Bの交互積層からなる上部層を同じく表3,4に示される全体目標層厚で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スローアウエイチップ(以下、本発明被覆超硬チップと云う)1〜16をそれぞれ製造した。
被削材: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:75m/min.、
切り込み:0.3mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:5分、
の条件(切削条件A)での合金工具鋼焼入れ材の乾式断続高速切削加工試験(通常の切削速度は30m/min.)、
被削材:JIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の丸棒、
切削速度:80m/min.、
切り込み:0.5mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:5分、
の条件(切削条件B)での合金工具鋼焼入れ材の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は40m/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:85m/min.、
切り込み:0.4mm、
送り:0.15mm/rev.、
切削時間:8分、
の条件(切削条件C)での軸受鋼焼入れ材の乾式断続高速切削加工試験(通常の切削速度は40m/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6に示した。
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法を有するJIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の板材、
切削速度:100m/min.、
溝深さ(切り込み):1mm、
テーブル送り:150mm/分、
の条件での合金工具鋼焼入れ材の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は50m/min.)、本発明被覆超硬エンドミル4〜6および従来被覆超硬エンドミル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法を有するJIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の板材、
切削速度:85m/min.、
溝深さ(切り込み):2mm、
テーブル送り:150mm/分、
の条件での軸受鋼焼入れ材の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は40m/min.)、本発明被覆超硬エンドミル7,8および従来被覆超硬エンドミル7,8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法を有するJIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の板材、
切削速度:55m/min.、
溝深さ(切り込み):4mm、
テーブル送り:30mm/分、
の条件での合金工具鋼焼入れ材の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は25m/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8,9にそれぞれ示した。
被削材−平面:100mm×250、厚さ:50mmの寸法を有するJIS・SUJ2の焼入れ材(硬さ:HRC56)の板材、
切削速度:45m/min.、
送り:0.06mm/rev、
穴深さ:12mm、
の条件での軸受鋼焼入れ材の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は15m/min.)、本発明被覆超硬ドリル4〜6および従来被覆超硬ドリル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法を有するJIS・SKD61の焼入れ材(硬さ:HRC55)の板材、
切削速度:45m/min.、
送り:0.07mm/rev、
穴深さ24mm、
の条件での合金工具鋼焼入れ材の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は15m/min.)、本発明被覆超硬ドリル7,8および従来被覆超硬ドリル7,8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法を有するJIS・SKD11の焼入れ材(硬さ:HRC58)の板材、
切削速度:30m/min.、
送り:0.05mm/rev、
穴深さ:40mm、
の条件での合金工具鋼焼入れ材の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は10m/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。
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)いずれもCrとAlとZrの複合窒化物からなる上部層と下部層で構成し、前記上部層は0.5〜1.5μm、前記下部層は2〜6μmの平均層厚をそれぞれ有し、
(b)上記上部層は、いずれも一層平均層厚がそれぞれ5〜20nm(ナノメ−タ−)の薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有し、
上記薄層Aは、
組成式:[Cr1-(A+B)AlAZrB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.06、Bは0.35〜0.55を示す)を満足するCrとAlとZrの複合窒化物層、
上記薄層Bは、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCZrD]N(ただし、原子比で、Cは0.25〜0.40、Dは0.20〜0.30を示す)を満足するCrとAlとZrの複合窒化物層、からなり、
(c)上記下部層は、単一相構造を有し、
組成式:[Cr1-(E+F)AlEZrF]N(ただし、原子比で、Eは0.55〜0.75、Fは0.05〜0.15を示す)を満足するCrとAlとZrの複合窒化物層、
からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる、高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。
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