JP2009028894A - 被覆切削工具 - Google Patents

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Abstract

【課題】本発明は高速切削速度での鋼の旋削加工のための被覆切削工具（コーティング・チップ）に関するものであり、優れた変形抵抗、高い耐摩耗性、及び強靱性をもつ切削チップを提供することを目的とする。
【解決手段】被覆切削工具は(006)配向のα-Al2O3でコ-ティングされた超硬合金体を有する。該超硬合金体は、4.5-6.5 wt% のCo、3-10 wt%の立方晶炭化物を形成する金属、を含み、S値が0.77-0.92、保磁力が10-20 kA/mである。α-Al2O3層の厚さは、7-12μmの範囲にあり、長さ／幅の比が2から12までの範囲にある柱状結晶粒で構成され、厚さが4-12μmまでのMTCVD Ti(C,N)層の上に蒸着形成されている。アルミナ層は、前述したように (006)配向されている。アルミナ層は最上層となり、湿式ブラストによりRa1μm未満であり、黒色の輝く外観を持つ工具である。
【選択図】図１

Description

本発明は，鋼の旋削加工、特に高速切削での旋削加工で用いるように設計された被覆切削工具（切削加工用コーティング・チップ、切削加工用コーティング・インサート）に関するものである。超硬合金体（超硬合金の基材）の上に硬い耐摩耗性被膜（コーティング）が形成されている。コーティングは超硬合金体に対して強固に結合されており、その機能部分全体を覆っている。前記コーティングは一層以上の耐熱層から成り、少なくとも一層は配向性アルファ−アルミナ（α-Al2O3）である。
工業規模でのα-Al2O3多形体の制御は1990年代の始めに完成され、その商業製品は米国特許No. 5,137,774に基づいている。その後この特許技術が改良され、米国特許Nos. US 5,654,035, US 5,980,988, US 5,863,640, US 6,333,103, US 7.011,867, US 7,094,447, US 20060199026及びUS 20060141271に記載されているように、特に配向性コーティングされたα-Al2O3の蒸着が適用されている。
米国特許US 2007/0104945は、金属の機械加工に用いられる基材とコーティングから成る被覆切削工具に関するものであり、そのコーティングは一層以上の耐熱層から成り、そのうちの少なくとも一層はα-Al2O3であり、柱状結晶粒から成る。この層は、XRD測定で、(006)の高強度回折ピークと (012), (104), (113), (024)及び(116)の低強度回折ピークで特徴付けられている。
米国特許US 7,201,956は、炭化タングステン（WC）をベースとする超硬合金又は炭窒化チタン（TiCN）をベースとするサーメットと、その表面の硬いコーティングから成る切削工具に関するものであり、その硬いコーティングがアルファ結晶構造を有するAl2O3層を含み、結晶粒子の(0001)面の傾斜角の最大ピークが、結晶表面の法線に対して10度以内にあることを特徴としている。
WC、バインダー相、及び立方晶炭化物相を含む超硬合金上にバインダー相が濃縮された（バインダー相リッチ）表面ゾーンを生成する方法は、例えば、Tobioka (US 4,277,283), Nemeth (US 4,610,931), 及びYohe (US 4,548,786)の特許文献にて知られている。Tobioka、Nemeth、及びYoheの特許は、チップ表面近くの立方晶炭化物相の溶解による、表面領域におけるバインダー相リッチ化を実現する方法を記載している。これらの方法は、立方晶炭化物相がある程度の窒素を含むことが必要である。というのは、焼結温度において立方晶炭化物相が溶解するためには、その焼結体内の活性化窒素分圧が焼結雰囲気中の窒素分圧を超えることが必要だからである。窒素は、焼結過程での炉内雰囲気ガスや、直接基材粉末から導入される。立方晶炭化物相が溶解した結果、特に表面領域において、そこが収縮するためバインダー相で埋められる。その結果、実質的にWCとバインダー相から成る表面領域が得られる。立方晶炭化物相は実質的に炭窒化物相であるが、この物質もここでは超硬合金と呼ぶこととする。
鋼の機械加工に超硬合金切削工具を用いると、工具は、機械的摩耗や化学的摩耗、刃先のチッピングや破断など、いろいろなメカニズムによって摩滅する。いろいろな蒸着法によって形成される耐摩耗性の炭化物、窒化物、炭窒化物、及び／又は酸化物の薄い表面層を有する被膜工具の場合、コーティングは機械的耐磨耗性を高めることに役立つが、コーティングはまた、切削面からその下にある超硬合金基材への熱の拡散に対する熱的障壁にもなる。エッジ（刃先）領域の高い温度と高い切削力との組み合わせによって基材の当該表面領域のクリープ変形が増加し、刃先は塑性変形する。従って、鋼の機械加工のための工具（特に、チップ）は、優れた変形抵抗、高い耐摩耗性、及び強靱性を有していなければならない。
即ち、本発明の目的は、優れた変形抵抗、高い耐摩耗性、及び強靱性をもつ切削チップを提供することである。
更にいうと、本発明の目的は、鉄合金の機械加工、特に鋼の旋削加工において、高切削速度での精密切削、通常切削、粗切削、及び断続切削に使用できる切削チップを提供することでもある。
本発明において、発明者らの鋭意努力により、湿式ブラストによって後処理された(006)配向アルミナ層を含むコーティングが施されたコバルト(Co)リッチ表面層を有する超硬合金が、高速機械加工に適していることが見出された。特に、鉄をベースとする合金、更に具体的には、強靱性と耐摩耗性が要求される鋼の加工に適していることが見出された。 このことは高速の連続旋削及び断続旋削にても言えることであり、それは冷却剤の有無に関わらず、また、高耐摩耗性、強靱性、及び高精度な表面仕上げが要求される仕上げ加工においても効果がある。
さらに、ステンレス鋼の機械加工においては、切削工具によくある構成刃先の問題が低減し、被削材の表面仕上げが改善される。この驚くべき効果は、Coリッチな表層、(006)配向アルミナと後処理、特に湿式ブラスト、を有した超硬合金の複合効果によるものと考えられる。
図１は、本発明によるコーティングを有するチップの断面光学顕微鏡写真を示す。
Aは基材の内部を、Bはバインダー相リッチ部を、Cは炭窒化チタン層を、Dはアルミナ層を示す。
本発明によれば、4.5-6.5 wt%、好ましくは5-6 wt% のCoと周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, 及びTaの立方晶炭化物3-10 wt%、そして残部WCという組成の超硬合金から成る被覆切削工具（切削加工用コーティング・チップ、切削加工用インサート）が得られる。
そして、TaとNbの重量濃度の比は1.0-3.0、好ましくは1.5-2.5、という範囲内にあり、TiとNbの重量濃度の比は0.5-1.5、好ましくは0.8-1.2、という範囲内にある。
コバルト(Co)を含むバインダー相はタングステンと合金化されている。バインダー相におけるタングステン（W）の濃度は、S-値=σ/16.1で表すことができる、ここでσは、バインダー相の磁気モーメントであり、その単位系はμTm3kg-1で示される。S-値は、バインダー相中のタングステン濃度に依存しており、タングステン濃度が減少すれば、S-値は増加する関係にある。したがって、純粋なコバルト、または炭素で飽和したバインダーの場合、S=1であり、η相の形成限界に対応する量のWを含むバインダー相の場合、S=0.78である。
本発明によれば、超硬合金体のS値が0.77-0.92の範囲、好ましくは0.79-0.89の範囲、にあるならば、切削性能の改善が達成されることが見出された。そして、炭化物相の平均粒径は超硬合金の保磁力として表される。本発明によれば、10から20 kA/mという範囲の保磁力、好ましくは13から17 kA/mという範囲の保磁力であれば、切削性能が改善されることが見出された。
第一の最良の実施形態としては、6-10 wt%、好ましくは7-8 wt%の立方晶炭化物を形成する周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, Ta、を有する超硬合金である。
第二の最良の実施形態は、3-6 wt%、好ましくは3-5 wt%の立方晶炭化物を形成する周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, Ta、を有する超硬合金である。
第三の最良の実施形態は、上述した超硬合金体の少なくとも一つの表面には、5-40μmの厚さ、好ましくは5-30μmの厚さ、最も好ましくは10-25μmの厚さ、の実質的に立方晶炭化物を含まないバインダー相リッチの表層があり、その平均バインダー相含有量は、通常のバインダー相含有量の1.2-2.5倍となっているものである。
コーティングは、基材に接する第一層として、4〜12μmの厚さ、好ましくは5〜10μm厚さのMTCVD層を有する。MTCVD層の上にα-Al2O3層が蒸着される。MTCVD層は、基材と接する最も内側に3μm未満、好ましくは0.5-2μmのTiN層を有し、最表層がTi(C,N)層となる構造となっている。好ましくは、約0.5-3μm厚さ、好ましくは1.0-2.0μm厚さのTiN層が更にもう一層、0.5-３μm、好ましくは1.0-2.0μm厚のTi(C,N)層に挿入されているとよい。Ti(C,N)層中のTiN層はアルミナ層の下約0.5-2.5μmになるようにするとよい。基材上の第一層のMTCVD Ti(C,N)層は、MTCVD Ti(C,O,N)、CVD Ti(C,N)、CVD TiN、CVD TiC、やMTCVD Zr(C,N)、又はそれらの組み合わせであってもよい。
本発明によるα-Al2O3層は、柱状結晶流からなる核生成α-Al2O3であり、低転位密度で、実質的に変態応力フリーである。アルミナ層の厚さは、7から12μm、好ましくは8から11μmである。アルミナ層は、(006)配向の柱状結晶粒から成り、長さ／幅の比は2から12、好ましくは4から8である。α-Al2O3層は最も上層となる。通常、表面粗さはRa<1.0μm、好ましくは0.3-0.7μmである。
α-Al2O3の配向係数（TC）は次のように定義される：
ここで
I(hkl) = (hkl)面のＸ線回析強度、
I0(hkl) = JCPDSカードno 46-1212に記載の(hkl)面における標準Ｘ線回析強度を、
ｎは、計算で使用するX線回析強度の数であり、
(012), (104), (110), (006), (113), (202), (024)及び(116)の8種類の面におけるI(hkl)、I0(hkl)を計算に用いるので、ｎ＝８である。
アルミナ層の配向係数は次の通りである：
TC(006)>2、好ましくは>3、かつ、<6、好ましくは<5。同時に、TC(012), TC(110), TC(113), TC(202), TC(024)及びTC(116)はすべて<1であり、TC(104)が二番目に大きい配向係数である。
更に好ましくは、TC(104)<2かつ>0.5である。コーティング全体の厚さは11から24μmの間、好ましくは13から21μmの間である。
本発明は、また、Co, WC, 立方晶炭窒物相をバインダーとする超硬合金で、実質的に立方晶炭化物相を含まないバインダー相リッチ表面層とコーティングからなる被覆切削工具の製造方法にも関する。
即ち、4.5-6.5 wt%、好ましくは5-6 wt%のCo、及び立方晶炭化物を形成する周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, 及びTaが3-10 wt%と残部WCという組成の粉末混合物を準備する。TaとNbの重量濃度の比は1.0-3.0、好ましくは1.5-2.5、という範囲内にある。TiとNbの重量濃度の比は0.5-1.5、好ましくは0.8-1.2、という範囲内にある。
それら原料を加圧剤と混合する。所望のS-値を得るのに原料中のCが多すぎる場合、Wを加える。逆の場合、原料混合物の炭素含有量が低すぎる場合、純粋な炭素を加える。こうして所望のS-値に調整した後、混合物を粉砕し、スプレー乾燥して、所望の性質の粉末混合物が得られる。次に、粉末を締固め、焼結する。焼結は1300-1500℃の温度で、約50 mbarの制御された雰囲気中で行い、その後冷却する。
ある実施形態では、窒素量を精度よく制御して粉末に加える。例えば窒化物として加えたり、又は窒素ガスを用いての炉内熱処理による窒化処理によって加えることで、窒素量を制御できる。加えるのに最適な窒素量は、超硬合金の組成や立方晶相の量によって決まる。正確な条件は、用いる焼結設備にある程度依存するため、所望の結果を得るために、本明細書に従って窒素添加量や焼結処理プロセスを決定することや、それらを多少改良することは、オペレータの裁量範囲内である。
超硬合金の表面は、CVD及び／又はMTCVDによって、Ti(C,N)層と場合によっては中間層からなるコーティングが形成される。その後、いくつかの異なる蒸着ステップを組み込んだCVDプロセスを用いて、1000℃でα-Al2O3の核生成が行われる。これらのステップでCO2+CO+H2+N2気体混合物の組成を制御して、(006)配向を得るために必要な酸素-ポテンシャルを得る。次に、1000℃で通常のCVDによってα-Al2O3層が蒸着される。正確な条件は、使用するコーティング設備に依存する。本発明に従って気体混合物を決定することはオペレータの裁量の範囲内である。
最後に、α-Al2O3の後処理として、表面研磨、好ましくは湿式ブラストによって表面粗さを低減する。
本発明は、前述したような皮膜切削工具の使用法にも関する。即ち、クーラントの有無に関わらず、高速での鋼の連続的精密、普通、粗、及び断続的旋削、並びに耐摩耗性、強靱性、及び精度と表面仕上げに対する要求の高い仕上げ加工における使用法に関する。
また、本発明は、前述したように、ステンレス鋼の機械加工への適用にも関する。即ち、切削工具の構成刃先に関する問題が減少し、被削材の表面仕上げが改善される。
実施例１．超硬合金切削チップ
本発明に従って、従来どおり原料粉末の粉砕し、圧粉体化し、その後の1430℃で焼結して、タイプCNMG120408, CCMT09T308, 及びTPUN160308の超硬合金切削チップを製造する。得られた切削チップに、従来のようにエッジ調製と寸法研削を行った。焼結後の切削チップに関するデータを表１に示す。
実施例２．コーティング
実施例１で得られた超硬合金切削チップにMTCVD及びCVDでコーティングを形成した。
第一層は、アセトニトリルを炭素／窒素源として、MTCVDでTi(C,N)を蒸着した。続いて、アルミナ層を蒸着し、CO2+CO+H2+N2気体混合物の組成を制御して(006)配向を得るために必要な酸素-ポテンシャルを得た。各層の厚さは蒸着時間によって制御した。層の厚さと配向係数は表２を示す。
実施例３
実施例１と実施例２で得られた切削チップと該当する応用分野における比較品（従来技術）とで、変形抵抗に関する試験を行った。
ワークピース： 円柱バー
材質： Ck45
切削チップ・タイプ： TPUN160308
切削速度： 900 m/min
送り 0.3 mm/rev
切削深さ 3.0 mm
備考 乾式旋削
25秒間の切削の後に切削チップを検査した。表３は、切削エッジの変形度を任意単位系で示している。
実施例４
実施例１と実施例２で得られた切削チップと該当する応用分野における比較品（従来技術）とで、工具寿命に関する試験を実施した。
ワークピース： 円柱バー
材質： Ck45
切削チップ・タイプ： CNMG120408
切削速度： 400 m/min
送り 0.45 mm/rev
切削深さ 2.0 mm
備考 冷却剤あり
12分間の切削後の摩耗、vbb、単位mm、の測定結果は表４に示されている。
実施例５
実施例１と実施例２で得られた切削チップと該当する応用分野における比較品（従来技術）とで、仕上げ加工性に関する試験を行った。
ワークピース： 円柱バー、直径80 mm
材質： 100Cr6
切削チップ・タイプ： CCMT09T308-F1
切削速度： 250 m/min
送り 0.15 mm/rev
切削深さ 1.5 mm
40回の面削り後の摩耗量を表５に示す。
実施例６
実施例１と実施例２で得られた切削チップと該当する応用分野における比較品（従来技術）とで、断続的切削での長手方向旋削における強靱性に関する試験を行った。
ワークピース： 円柱バー、直径160 mm、４つの軸方向溝
材質： Ck45
切削チップ・タイプ： TPUN160308
切削速度： 120 m/min
送り 0.1, 0.12, 0.16, 0.20, 0.25, 0.32 mm/rev、10 mmの長さの切削後に漸増
切削深さ 2.0 mm
備考： 乾式旋削
工具寿命規準：エッジのチッピングが発生するまで送りを漸増し、各試験品ごと、９つのエッジを評価した。表６の試験結果は本発明による製品が従来技術に比べてエッジの強靱性が高いことを示している。
実施例７
実施例１と実施例２で得られた切削チップと該当する応用分野における比較品（従来技術）とで、ステンレス鋼の仕上げ加工性に関する試験を行った。加工モードは小直径バーの面削りとした。
ワークピース： 円柱バー、直径55 mm、長さ178 mm
材質： 316L
切削チップ・タイプ： CCMT09T308-F1
切削速度： 120 m/min（冷却剤あり）
送り 0.25 mm/rev
切削深さ： 0.8 mm
工具寿命規準は、逃げ面摩耗又は境界摩耗>0.15 mmであった。
工具寿命の終わりまでに行われた面削り回数が下の表７に示されている。
本発明による被覆されたインサートの断面光学顕微鏡写真
符号の説明
A 基材の内部
B バインダー相リッチ部
C 炭窒化チタン層
D アルミナ層

Claims (10)

  1. 超硬合金体とコーティングを有する被覆切削工具において、
    該超硬合金体は、WCと4.5-6.5 wt%、好ましくは5-6 wt% のCo、及び3-10 wt%の立方晶炭化物を形成する周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, 及びTa、を含み、S値が0.77-0.92、好ましくは0.79-0.89であり、コーティングに接する面での保磁力が10-20 kA/m、好ましくは13-17 kA/mであり、
    コーティングは、少なくとも最も上の層が7-12μm、好ましくは8-11μmの厚さの(006)方向に配向されたα-Al2O3層であり、その配向係数TC(006)は2より大きくて、好ましくは3より大きくて、かつ6未満であり、同時に配向係数TC(012), TC(110), TC(113), TC(202), TC(024)及びTC(116)がすべて1未満であり、配向係数TC(104)が二番目に大きい配向係数であることを特徴とする被覆切削工具。
    配向係数TC(hkl)は次のように定義される：
    ここで
    I(hkl) = (hkl)面のＸ線回析強度、
    I0(hkl) = JCPDSカードno 46-1212に記載の(hkl)面における標準Ｘ線回析強度、
    ｎは、計算で使用するX線回析強度の数を示し、
    (012), (104), (110), (006), (113), (202), (024)及び(116)の8種類の面におけるI(hkl)、I0(hkl)を計算に用いるので、ｎ＝8である。
  2. 0.5<TC(104)<2であることを特徴とする請求項１に記載の被覆切削工具。
  3. 前記超硬合金体が6−10 wt%、好ましくは7-8 wt%の立方晶炭化物を形成する周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, 及びTa、を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の被覆切削工具。
  4. 前記超硬合金体が3-6 wt%、好ましくは3-5 wt%の立方晶炭化物を形成する周期律表のIVb、Ｖb、VIb族の金属、好ましくはTi, Nb, 及びTa、を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の被覆切削工具。
  5. TaとNbの重量濃度の比が1.0-3.0、好ましくは1.5-2.5という範囲内にあり、TiとNbの重量濃度の比は0.5-1.5、好ましくは0.8-1.2という範囲内にあることを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の被覆切削工具。
  6. 前記超硬合金体の少なくともひとつの表面が、5-40μm、好ましくは5-30μm、最も好ましくは10-25μmの厚さの、実質的に立方晶炭化物を含まないバインダー相が濃縮された表面ゾーンを含むことを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の被覆切削工具。
  7. 前記コーティングにおいて、さらに、前記超硬合金体表面に接する第一層が、4-12μm、好ましくは5-10μmの厚さの、MTCVD Ti(C,N)、MTCVD Ti(C,O,N)、CVD Ti(C,N)、CVD TiN、CVD TiC、MTCVD Zr(C,N)、又はそれらの組み合わせで、好ましくはMTCVD Ti(C,N)の柱状結晶粒で構成される層を含むことを特徴とする請求項１乃至６の何れか１項に記載の被覆切削工具。
  8. 前記アルミナ層が、長さ／幅の比が2-12、好ましくは4-8、である柱状結晶粒から構成されることを特徴とする請求項１乃至７の何れか１項に記載の被覆切削工具。
  9. 前記α-Al2O3層が最も上の層であり、Ra値<1.0μmであることを特徴とする請求項１乃至８の何れか１項に記載の被覆切削工具。
  10. 高切削速度の旋削加工における、好ましくは鉄ベース合金の高切削速度の旋削加工における、最も好ましくは強靱性と耐摩耗性が要求される鋼の高切削速度の旋削加工における、請求項１乃至９の何れか１項に記載の被覆切削工具の使用方法。
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