JP2006334740A - 高反応性被削材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
高反応性被削材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 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】高反応性被削材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を提供する。
【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、(a)いずれも(Cr,Al,Ta)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の層厚をそれぞれ有し、(b)上記上部層は、いずれも5〜20nm(ナノメ−タ−)の層厚を有する薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有し、上記薄層A及び上記薄層Bは、特定な組成式を満足する(Cr,Al,Ta)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)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)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
【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、(a)いずれも(Cr,Al,Ta)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の層厚をそれぞれ有し、(b)上記上部層は、いずれも5〜20nm(ナノメ−タ−)の層厚を有する薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有し、上記薄層A及び上記薄層Bは、特定な組成式を満足する(Cr,Al,Ta)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)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)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
この発明は、特にTi合金や高Si含有Al合金、さらに快削鋼などのきわめて反応性の高い被削材の高い発熱を伴う高速切削加工に用いた場合にも、硬質被覆層が前記高反応性被削材に対してきわめて低い反応性を示し、この結果すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようにな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、単一相構造を有し、かつ、
組成式:[Cr1-X AlX ]N(ただし、原子比で、Xは0.45〜0.65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2〜8μm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耐熱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Ni合金、Co合金、Ti合金などの耐熱合金、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。
組成式:[Cr1-X AlX ]N(ただし、原子比で、Xは0.45〜0.65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2〜8μm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耐熱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Ni合金、Co合金、Ti合金などの耐熱合金、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。
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、硬質被覆層である(Cr,Al)N層の組成に対応した組成を有するCr−Al合金がセットされたカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間に、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(Cr,Al)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3027502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、これを切削時に相対的に高い発熱を伴う前記耐熱合金、高硬度鋼の切削加工を通常の切削加工条件で行うのに用いた場合には、良好な耐摩耗性を発揮し、通常の切削性能を示し問題はないが、特にTi合金や高Si含有Al合金、さらに快削鋼などのきわめて反応性の高い被削材の切削加工を、高熱発生を伴なう高速切削加工条件で行うのに用いた場合には、特に硬質被覆層と前記高反応性被削材との反応が、高熱発生に伴って促進されることと相俟って、急速に進行するようになり、この結果比較的短時間で摩耗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、特に上記高反応性被削材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を開発すべく、上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する(Cr,Al)N層に着目し、研究を行った結果、
(a)上記の従来被覆層を構成する(Cr,Al)N層において、これにTa成分を含有させて、CrとAlとTaの複合窒化物[以下、(Cr, Al,Ta)Nで示す]層とすると、Ta成分の割合を多くすればするほど高反応性被削材との反応性は低下するようになるが、上記の従来(Cr,Al)N層における1〜9原子%程度のTa含有割合では、前記高反応性被削材との反応を、高熱発生を伴う高速切削加工で満足に抑制することはできず、高速切削加工で前記高反応性被削材との反応を満足抑制するには前記1〜9原子%をはるかに越えた50〜70原子%のTa含有が必要であり、一方50〜70原子%のTa成分を含有した(Cr,Al,Ta)N層を硬質被覆層として実用に供するには、所定量のCrを含有させて所定の高温強度を確保する必要があるが、この場合Al成分の含有割合は著しく低い状態となるのが避けられず、この結果高温硬さおよび耐熱性のきわめて低いものとなること。
(a)上記の従来被覆層を構成する(Cr,Al)N層において、これにTa成分を含有させて、CrとAlとTaの複合窒化物[以下、(Cr, Al,Ta)Nで示す]層とすると、Ta成分の割合を多くすればするほど高反応性被削材との反応性は低下するようになるが、上記の従来(Cr,Al)N層における1〜9原子%程度のTa含有割合では、前記高反応性被削材との反応を、高熱発生を伴う高速切削加工で満足に抑制することはできず、高速切削加工で前記高反応性被削材との反応を満足抑制するには前記1〜9原子%をはるかに越えた50〜70原子%のTa含有が必要であり、一方50〜70原子%のTa成分を含有した(Cr,Al,Ta)N層を硬質被覆層として実用に供するには、所定量のCrを含有させて所定の高温強度を確保する必要があるが、この場合Al成分の含有割合は著しく低い状態となるのが避けられず、この結果高温硬さおよび耐熱性のきわめて低いものとなること。
(b)上記(a)の(Cr,Al,Ta)N層において、Ta含有割合をきわめて高く、一方Ta成分の含有割合を高めた分、Al含有割合を低くして、
組成式:[Cr1-(A+B)AlATaB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.10、Bは0.50〜0.70を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層と、
Al含有割合を相対的に高くし、一方Ta含有割合を相対的に低くして、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCTaD]N(ただし、原子比で、Cは0.30〜0.45、Dは0.20〜0.35を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層、
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(Cr,Al,Ta)N層は、薄層の交互積層構造によって、上記の高Ta含有の(Cr,Al,Ta)N層(以下、薄層Aという)のもつすぐれた被削材反応抑制効果と、前記薄層Aに比して相対的にTa含有割合を低く、かつAl含有割合を高くした(Cr,Al,Ta)N層(以下、薄層Bという)のもつ相対的に高い高温硬さおよび耐熱性とを具備するようになるので、硬質被覆層として実用に供することができるようになること。
組成式:[Cr1-(A+B)AlATaB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.10、Bは0.50〜0.70を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層と、
Al含有割合を相対的に高くし、一方Ta含有割合を相対的に低くして、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCTaD]N(ただし、原子比で、Cは0.30〜0.45、Dは0.20〜0.35を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層、
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(Cr,Al,Ta)N層は、薄層の交互積層構造によって、上記の高Ta含有の(Cr,Al,Ta)N層(以下、薄層Aという)のもつすぐれた被削材反応抑制効果と、前記薄層Aに比して相対的にTa含有割合を低く、かつAl含有割合を高くした(Cr,Al,Ta)N層(以下、薄層Bという)のもつ相対的に高い高温硬さおよび耐熱性とを具備するようになるので、硬質被覆層として実用に供することができるようになること。
(c)上記(b)の薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有する(Cr,Al,Ta)N層は、高反応性被削材の高速切削加工で要求される、被削材反応抑制効果を有するものの、十分満足な高温硬さおよび耐熱性を有するものではないので、これを硬質被覆層の上部層として設け、一方同下部層として、被削材反応抑制効果は不十分であるが、相対的にAl成分の含有割合が高く、すぐれた高温硬さと耐熱性を具備する上記の従来硬質被覆層に相当する組成を有する(Cr,Al,Ta)N層、すなわち、
組成式:[Cr1-(E+F)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足する、単一相構造の(Cr,Al,Ta)N層、
を設けた構造にすると、この結果の硬質被覆層は、一段とすぐれた被削材反応抑制効果に加えて、高温硬さと耐熱性、さらに高温強度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、上記の高反応性被削材の高い高熱発生を伴う高速切削加工でも、前記高反応性被削材と硬質被覆層との反応摩耗が著しく抑制された状態で切削が行われ、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。
以上(a)〜(c)に示される研究結果を得たのである。
組成式:[Cr1-(E+F)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足する、単一相構造の(Cr,Al,Ta)N層、
を設けた構造にすると、この結果の硬質被覆層は、一段とすぐれた被削材反応抑制効果に加えて、高温硬さと耐熱性、さらに高温強度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、上記の高反応性被削材の高い高熱発生を伴う高速切削加工でも、前記高反応性被削材と硬質被覆層との反応摩耗が著しく抑制された状態で切削が行われ、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。
以上(a)〜(c)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)いずれも(Cr,Al,Ta)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の層厚をそれぞれ有し、
(b)上記上部層は、いずれも5〜20nm(ナノメ−タ−)の層厚を有する薄層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)AlATaB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.10、Bは0.50〜0.70を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層、
上記薄層Bは、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCTaD]N(ただし、原子比で、Cは0.30〜0.45、Dは0.20〜0.35を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)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)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層、
からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる、高反応性被削材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)いずれも(Cr,Al,Ta)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の層厚をそれぞれ有し、
(b)上記上部層は、いずれも5〜20nm(ナノメ−タ−)の層厚を有する薄層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)AlATaB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.10、Bは0.50〜0.70を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層、
上記薄層Bは、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCTaD]N(ただし、原子比で、Cは0.30〜0.45、Dは0.20〜0.35を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)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)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足する(Cr,Al,Ta)N層、
からなる硬質被覆層を蒸着形成してなる、高反応性被削材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。
つぎに、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆層に関し、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層厚
上記の通り、硬質被覆層を構成する(Cr,Al,Ta)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耐熱性を向上させ、さらに同Ta成分には被削材との反応性を著しく低減させる作用があり、下部層ではAl成分の含有割合を全体的に多くして、高い高温硬さおよび耐熱性を具備せしめるが、Alの含有割合を示すE値がCrとTaとの合量に占める割合(原子比、以下同じ)で0.45未満では、高速切削加工に要求されるすぐれた高温硬さおよび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E値が同0.65を越えると、相対的にCr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0.45〜0.65と定めた。
また、Taの割合を示すF値がCrとAlとの合量に占める割合で、0.01未満では、所定の被削材反応抑制効果を確保することができず、一方同F値が0.09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0.01〜0.09と定めた。
さらに、その層厚が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、その層厚を2〜6μmと定めた。
(a)下部層の組成式および層厚
上記の通り、硬質被覆層を構成する(Cr,Al,Ta)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耐熱性を向上させ、さらに同Ta成分には被削材との反応性を著しく低減させる作用があり、下部層ではAl成分の含有割合を全体的に多くして、高い高温硬さおよび耐熱性を具備せしめるが、Alの含有割合を示すE値がCrとTaとの合量に占める割合(原子比、以下同じ)で0.45未満では、高速切削加工に要求されるすぐれた高温硬さおよび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E値が同0.65を越えると、相対的にCr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0.45〜0.65と定めた。
また、Taの割合を示すF値がCrとAlとの合量に占める割合で、0.01未満では、所定の被削材反応抑制効果を確保することができず、一方同F値が0.09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0.01〜0.09と定めた。
さらに、その層厚が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、その層厚を2〜6μmと定めた。
(b)上部層の薄層Aの組成式
上部層の薄層Aの(Cr,Al,Ta)NにおけるTa成分は、上記の通りその含有割合をできるだけ高くして、被削材反応抑制効果を一段と向上させ、もって高熱発生を伴う高反応性被削材の高速切削加工での反応摩耗低減を図る目的で含有するものであり、したがってB値が0.50未満では所望のすぐれた被削材反応抑制効果を確保することができず、一方B値が0.70を越えると、相対的にCr成分の含有割合が少なくなり過ぎて、層自体が具備すべき高温強度を確保することができなくなることから、B値を0.50〜0.70と定めた。
また、Alの割合を示すA値がCrとTaと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耐熱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0.10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0.01〜0.10と定めた。
上部層の薄層Aの(Cr,Al,Ta)NにおけるTa成分は、上記の通りその含有割合をできるだけ高くして、被削材反応抑制効果を一段と向上させ、もって高熱発生を伴う高反応性被削材の高速切削加工での反応摩耗低減を図る目的で含有するものであり、したがってB値が0.50未満では所望のすぐれた被削材反応抑制効果を確保することができず、一方B値が0.70を越えると、相対的にCr成分の含有割合が少なくなり過ぎて、層自体が具備すべき高温強度を確保することができなくなることから、B値を0.50〜0.70と定めた。
また、Alの割合を示すA値がCrとTaと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耐熱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0.10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0.01〜0.10と定めた。
(c)上部層の薄層Bの組成式
上部層の薄層Bにおいては、上記薄層Aに比してTa成分の含有割合を相対的に低くし、かつAl成分の含有割合を相対的に高く維持することで、前記薄層Aに不足する高温硬さおよび耐熱性を具備せしめ、隣接する薄層Aの高温硬さおよび耐熱性不足を補強し、もって、前記薄層Aの有するすぐれた被削材反応抑制効果と、前記薄層Bの有する相対的に高い高温硬さおよび耐熱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0.30未満になると、所定の高温硬さおよび耐熱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0.45を越えると、上部層全体の高温強度低下は避けられず、チッピング発生の原因となることから、C値を0.30〜0.45と定めた。
また、Taの割合を示すD値がCrとAlとの合量に占める割合で、0.20未満では、上部層全体の被削材反応抑制効果の低下が避けられず、一方同D値が0.35を超えると、上部層全体の高温強度が急激に低下するようになることから、D値を0.20〜0.35と定めた。
上部層の薄層Bにおいては、上記薄層Aに比してTa成分の含有割合を相対的に低くし、かつAl成分の含有割合を相対的に高く維持することで、前記薄層Aに不足する高温硬さおよび耐熱性を具備せしめ、隣接する薄層Aの高温硬さおよび耐熱性不足を補強し、もって、前記薄層Aの有するすぐれた被削材反応抑制効果と、前記薄層Bの有する相対的に高い高温硬さおよび耐熱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0.30未満になると、所定の高温硬さおよび耐熱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0.45を越えると、上部層全体の高温強度低下は避けられず、チッピング発生の原因となることから、C値を0.30〜0.45と定めた。
また、Taの割合を示すD値がCrとAlとの合量に占める割合で、0.20未満では、上部層全体の被削材反応抑制効果の低下が避けられず、一方同D値が0.35を超えると、上部層全体の高温強度が急激に低下するようになることから、D値を0.20〜0.35と定めた。
(d)上部層の薄層Aと薄層Bの層厚
それぞれの層厚が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被削材反応抑制効果、さらに所定の高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、またそれぞれの層厚が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であれば高温硬さと耐熱性不足、薄層Bであれば被削材反応抑制効果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、摩耗進行が促進するようになることから、それぞれの層厚を5〜20nmと定めた。
それぞれの層厚が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被削材反応抑制効果、さらに所定の高温硬さと耐熱性を確保することができなくなり、またそれぞれの層厚が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であれば高温硬さと耐熱性不足、薄層Bであれば被削材反応抑制効果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、摩耗進行が促進するようになることから、それぞれの層厚を5〜20nmと定めた。
(e)上部層の層厚
その層厚が0.5μm未満では、自身のもつすぐれた被削材反応抑制効果および所定の高温硬さと耐熱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、その層厚を0.5〜1.5μmと定めた。
その層厚が0.5μm未満では、自身のもつすぐれた被削材反応抑制効果および所定の高温硬さと耐熱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、その層厚を0.5〜1.5μmと定めた。
この発明の被覆超硬工具は、硬質被覆層が(Cr,Al,Ta)N層からなるが、硬質被覆層の上部層を薄層Aと薄層Bの交互積層構造とすることによって、所定の高温硬さと耐熱性を保持した状態で、すぐれた被削材反応抑制効果を具備せしめ、同単一相構造の下部層が相対的にすぐれた高温硬さと耐熱性を有することから、特にTi合金や高Si含有Al合金、さらに快削鋼などのきわめて反応性の高い被削材の高い発熱を伴う高速切削加工でも、前記硬質被覆層の反応摩耗が著しく抑制されるようになり、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、Cr3 C2 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、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、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基サーメット製の超硬基体B−1〜B−6を形成した。
(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に示されるアークイオンプレーティング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、一方側のカソード電極(蒸発源)として、それぞれ表3,4に示される目標組成に対応した成分組成をもった上部層の薄層A形成用Cr−Al−Ta合金、他方側のカソード電極(蒸発源)として、同じくそれぞれ表3,4に示される目標組成に対応した成分組成をもった上部層の薄層B形成用Cr−Al−Ta合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、また前記両Cr−Al−Ta合金から90度ずれた位置に前記回転テーブルに沿ってカソード電極(蒸発源)として下部層形成用Cr−Al−Ta合金を装着し、
(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、かつ前記下部層形成用Cr−Al−Ta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−Ta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−Ta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,Ta)N層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
(d)ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して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−Ta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−Ta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−Ta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−Ta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。
(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−Ta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−Ta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−Ta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,Ta)N層を硬質被覆層の下部層として蒸着形成し、
(d)ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して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−Ta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−Ta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−Ta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−Ta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。
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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、カソード電極(蒸発源)として、それぞれ表5に示される目標組成に対応した成分組成をもったCr−Al−Ta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Cr−Al−Ta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−Ta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Cr−Al−Ta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5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,Ta)N層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製スローアウエイチップ(以下、比較被覆超硬チップと云う)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、本発明被覆超硬チップ1〜16および比較被覆超硬チップ1〜16について、
被削材:JIS・AC9B(組成、質量%で、Al−19%Si−1%Cu−1%Mg−1%Ni)の丸棒、
切削速度:300m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り :0.15mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件(切削条件A)での高Si含有Al合金の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は150m/min.)、
被削材:JIS・60種(組成、質量%で、Ti−6%Al−4%V)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:100m/min.、
切り込み:1.2mm、
送り :0.15mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件(切削条件B)でのTi合金の乾式断続高速切削加工試験(通常の切削速度は40m/min.)、
被削材:JIS・SUM22(組成、質量%で、Fe−1%Mn−0.3%S−0.1%P)の丸棒、
切削速度:420m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り :0.25mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件(切削条件C)での快削鋼の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は200m/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:JIS・AC9B(組成、質量%で、Al−19%Si−1%Cu−1%Mg−1%Ni)の丸棒、
切削速度:300m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り :0.15mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件(切削条件A)での高Si含有Al合金の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は150m/min.)、
被削材:JIS・60種(組成、質量%で、Ti−6%Al−4%V)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:100m/min.、
切り込み:1.2mm、
送り :0.15mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件(切削条件B)でのTi合金の乾式断続高速切削加工試験(通常の切削速度は40m/min.)、
被削材:JIS・SUM22(組成、質量%で、Fe−1%Mn−0.3%S−0.1%P)の丸棒、
切削速度:420m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り :0.25mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件(切削条件C)での快削鋼の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は200m/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。
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7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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、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単一相構造を有する(Cr,Al,Ta)N層からなる下部層と、同じく層厚方向に沿って表8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8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エンドミル(以下、本発明被覆超硬エンドミルと云う)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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、同じく表9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,Ta)N層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製エンドミル(以下、比較被覆超硬エンドミルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル1〜8および比較被覆超硬エンドミル1〜8のうち、本発明被覆超硬エンドミル1〜3および比較被覆超硬エンドミル1〜3については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Fe−1%Mn−0.3%S−0.1%P)のJIS・SUM22の板材、
切削速度:220m/min.、
溝深さ(切り込み):1.8mm、
テーブル送り:800mm/分、
の条件での快削鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)、本発明被覆超硬エンドミル4〜6および比較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の寸法をもった上記組成(質量%で、Al−19%Si−1%Cu−1%Mg−1%Ni)のJIS・AC9Bの板材、
切削速度:220m/min.、
溝深さ(切り込み):4mm、
テーブル送り:1000mm/分、
の条件での高Si含有Al合金の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)、本発明被覆超硬エンドミル7〜8および比較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の寸法をもった上記組成(質量%で、Ti−6%Al−4%V)のJIS・60種の板材、
切削速度:100m/min.、
溝深さ(切り込み):8mm、
テーブル送り:250mm/分、
の条件でのTi合金の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は40m/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×250mm、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Fe−1%Mn−0.3%S−0.1%P)のJIS・SUM22の板材、
切削速度:220m/min.、
溝深さ(切り込み):1.8mm、
テーブル送り:800mm/分、
の条件での快削鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)、本発明被覆超硬エンドミル4〜6および比較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の寸法をもった上記組成(質量%で、Al−19%Si−1%Cu−1%Mg−1%Ni)のJIS・AC9Bの板材、
切削速度:220m/min.、
溝深さ(切り込み):4mm、
テーブル送り:1000mm/分、
の条件での高Si含有Al合金の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)、本発明被覆超硬エンドミル7〜8および比較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の寸法をもった上記組成(質量%で、Ti−6%Al−4%V)のJIS・60種の板材、
切削速度:100m/min.、
溝深さ(切り込み):8mm、
テーブル送り:250mm/分、
の条件でのTi合金の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は40m/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。
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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、表10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,Ta)N層からなる下部層と、同じく層厚方向に沿って表10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10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ドリル(以下、本発明被覆超硬ドリルと云う)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に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、同じく表11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,Ta)N層からなる硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬工具に相当する比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬製ドリル(以下、比較被覆超硬ドリルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル1〜8および比較被覆超硬ドリル1〜8のうち、本発明被覆超硬ドリル1〜3および比較被覆超硬ドリル1〜3については、
被削材−平面:100mm×250、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Fe−1%Mn−0.3%S−0.1%P)のJIS・SUM22の板材、
切削速度:100m/min.、
送り:0.22mm/rev、
穴深さ:6mm、
の条件での快削鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は45m/min.)、
本発明被覆超硬ドリル4〜6および比較被覆超硬ドリル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Al−19%Si−1%Cu−1%Mg−1%Ni)のJIS・AC9Bの板材、
切削速度:140m/min.、
送り:0.25mm/rev、
穴深さ:10mm、
の条件での高Si含有Al合金の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は70m/min.)、
本発明被覆超硬ドリル7〜8および比較被覆超硬ドリル7〜8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Ti−6%Al−4%V)のJIS・60種の板材、
切削速度:60m/min.、
送り:0.12mm/rev、
穴深さ:20mm、
の条件でのTi合金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10,11にそれぞれ示した。
被削材−平面:100mm×250、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Fe−1%Mn−0.3%S−0.1%P)のJIS・SUM22の板材、
切削速度:100m/min.、
送り:0.22mm/rev、
穴深さ:6mm、
の条件での快削鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は45m/min.)、
本発明被覆超硬ドリル4〜6および比較被覆超硬ドリル4〜6については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Al−19%Si−1%Cu−1%Mg−1%Ni)のJIS・AC9Bの板材、
切削速度:140m/min.、
送り:0.25mm/rev、
穴深さ:10mm、
の条件での高Si含有Al合金の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は70m/min.)、
本発明被覆超硬ドリル7〜8および比較被覆超硬ドリル7〜8については、
被削材−平面:100mm×250mm、厚さ:50mmの寸法をもった上記組成(質量%で、Ti−6%Al−4%V)のJIS・60種の板材、
切削速度:60m/min.、
送り:0.12mm/rev、
穴深さ:20mm、
の条件でのTi合金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10,11にそれぞれ示した。
この結果得られた本発明被覆超硬工具としての本発明被覆超硬チップ1〜16、本発明被覆超硬エンドミル1〜8、および本発明被覆超硬ドリル1〜8の(Cr,Al,Ta)Nからなる硬質被覆層を構成する上部層の薄層Aおよび薄層B、さらに同下部層の組成、並びに従来被覆超硬工具に相当する比較被覆超硬工具としての比較被覆超硬チップ1〜16、比較被覆超硬エンドミル1〜8、および比較被覆超硬ドリル1〜8の(Cr,Al,Ta)Nからなる硬質被覆層の組成を、透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散型X線分析法により測定したところ、それぞれ目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、上記の硬質被覆層の構成層の平均層厚を透過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3〜11に示される結果から、本発明被覆超硬工具は、いずれも硬質被覆層がそれぞれ組成の異なる、(Cr,Al,Ta)Nからなる単一相構造の下部層と、層厚がそれぞれ5〜20nmの薄層Aと薄層Bの交互積層構造を有する上部層で構成され、前記下部層がすぐれた高温硬さおよび耐熱性、さらに前記上部層がすぐれた被削材反応抑制効果を有し、硬質被覆層はこれらのすぐれた特性を兼ね備えたものとなるので、特にTi合金や高Si含有Al合金、さらに快削鋼などのきわめて反応性の高い被削材の高い発熱を伴う高速切削加工に用いた場合にも、前記硬質被覆層と高反応性被削材との間で反応摩耗が著しく抑制された状態で切削が行われるので、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層が単一相構造の(Cr,Al,Ta)N層からなる比較被覆超硬工具は、前記高反応性被削材の高速切削加工では、特に前記硬質被覆層と高反応性被削材との間の反応摩耗が著しく、この結果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、特に各種の炭素鋼や低合金鋼、さらに普通鋳鉄などの高速切削条件での切削加工は勿論のこと、特に上記の高反応性被削材の高熱発生を伴なう高速切削加工でもすぐれた耐摩耗性を発揮し、長期に亘ってすぐれた切削性能を示すものであり、被削材に対して汎用性を有するものであるから、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)いずれもCrとAlとTa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の層厚をそれぞれ有し、
(b)上記上部層は、いずれも5〜20nm(ナノメ−タ−)の層厚を有する薄層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)AlATaB]N(ただし、原子比で、Aは0.01〜0.10、Bは0.50〜0.70を示す)を満足するCrとAlとTaの複合窒化物層、
上記薄層Bは、
組成式:[Cr1-(C+D)AlCTaD]N(ただし、原子比で、Cは0.30〜0.45、Dは0.20〜0.35を示す)を満足するCrとAlとTa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)AlETaF]N(ただし、原子比で、Eは0.45〜0.65、Fは0.01〜0.09を示す)を満足するCrとAlとTa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、高反応性被削材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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