JP2012512753A - 改良された粗旋削用コーティング切削インサート - Google Patents

改良された粗旋削用コーティング切削インサート Download PDF

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Abstract

本発明は、超硬合金基材及びコーティングから成る切削工具インサートに関する。該超硬合金基材は、ＷＣ、８〜１１質量％のＣｏ、６．５〜１１質量％のＩＶｂ族、Ｖｂ族及びＶＩｂ族に由来する金属の立方晶炭化物を含み、バインダー相はタングステンとの高合金である。該超硬合金は８〜１４ｋＡ／ｍの保磁力を有する。該コーティングは、ＴＣ（００６）＞２及び＜６の組織係数を有する柱状粒子から成る少なくとも１つの２〜９μｍ厚のα−Ａｌ２Ｏ３層を含む。同時に、ＴＣ（０１２）、ＴＣ（１１０）、ＴＣ（１１３）、ＴＣ（２０２）、ＴＣ（０２４）及びＴＣ（１１６）は全て＜１であり、そしてＴＣ（１０４）は二番目に高い組織係数である。全コーティング厚は７〜１５μｍである。
【選択図】図１

Description

発明の背景
本発明は、鋼鉄の「中間程度（中位）から粗い程度（ｍｅｄｉｕｍ ｔｏ ｒｏｕｇｈ）まで」の旋削などの機械加工に応じた靭性に特に有用なコーティングされた超硬合金切削工具インサートに関する。本発明では、強靭な表面領域を有する基材と、（００６）面組織化α−Ａｌ２Ｏ３の少なくとも１つの層を有するコーティングとを組み合わせる。
超硬合金切削工具が鋼鉄の機械加工に使用されるとき、その工具は、様々な作用機序（例えば、刃先の研磨及び化学的摩耗及びチッピング及び破損など）により磨り減る。様々な蒸着技術により形成された耐摩耗性炭化物、窒化物、炭窒化物及び／又は酸化物から成る薄い表層が、切削工具類の最近のコーティングにおける標準的な成分である。そのようなコーティングは、耐磨損性を増加させるために寄与するだけでなく、切削表面から下層の超硬合金基材中への熱の拡散のための熱バリヤーとして機能する。高い切削力とともに刀部領域内の高温によって、基材の影響を受けた表面領域内におけるクリープ変形が増加し、そして刃先は塑性的に変形する。結果として、鋼鉄の機械加工を目的とするインサートが良好な耐変形性、耐摩耗性及び高靭性を提供するかどうかが重要である。
上述の様々な磨耗の作用機序は、工具の様々な用途で見られる。中間程度〜粗程度の旋削のための切削工具品質は、切削の長期に亘ってクリープ変形に対する高い耐性を有しながら、チップと工具（ｃｈｉｐ−ｔｏ−ｔｏｏｌ）の大きな接触面積に耐え、そして切削の少ない送り量及び深さで高い刃線完全性及び靭性を提供するために十分に高いバルク靭性を有しなければならない。これらの品質の種類は、一般に鋼鉄部品における第一層除去切削のために使用され、主にサイズが大きく、刃先で温度を変えながら断続的な切削モードを形成しているいびつな形状を有する。したがって、この工具品質は、靭性並びに耐摩耗性に優れなければならない。
本発明の課題及び概要
本発明の課題は、良好な耐変形性、耐摩耗性及び高靭性を有する、鋼鉄及びステンレス鋼の中位及び粗い旋削のための新規な、改良されたα−Ａｌ２Ｏ３コーティング品質を提供することである。
強く十分に制御された（００６）面成長組織を有する比較的厚い有核α−Ａｌ２Ｏ３は、比較的高いコバルト含有量の基材とともに、鋼鉄の中間程度及び粗程度の旋削とステンレス鋼の旋削において、エッジ強度及び靭性とともに、強化された耐摩耗性を示すことが分かった。
本発明による工具インサートの表面領域の研磨された断面に由来する光学画像を示す図であり、Ａ＝アルミナ層であり、Ｂ＝ＭＴＣＶＤ層であり、Ｃ＝バインダー相を多く含む領域であり、そしてＤ＝バルク基材である。
本発明の詳細な説明
本発明は、下記の２つの超硬合金基材のいずれかに、後述される（００６）面組織化Ａｌ２Ｏ３コーティングを組み合わせる。
基材
本発明によれば、コーティングされた切削工具インサートは、８〜１１質量％のＣｏ、６．５〜１１質量％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉの炭化物、及び残分としてＷＣから成る組成を有する超硬合金体から成る。
コバルトバインダー相は、タングステンとの高合金である。このバインダー相中のＷの濃度は、Ｓ価＝σ／１６．１｛式中、σは、μＴｍ３ｋｇ−１を単位とするバインダー相の測定磁気モーメントである。｝として表されることができる。Ｓ価は、バインダー相中のタングステンの含有率に応じて決まり、タングステン含有率が減少するほど増加する。したがって、純コバルト、又は炭素が飽和しているバインダーのためには、Ｓ＝１であり、そしてη−相の形成への境界に対応する量のＷを含むバインダー相のためには、Ｓ＝０．７８である。Ｓは、０．７８、好ましくは０．７９〜０．９０、最も好ましくは０．８０〜０．８５の境界値を僅かに上回るべきである。
少なくとも一面では、超硬合金インサートは、公称バインダー相含有量の１．２〜２．５倍の平均バインダー相含有量を有しながら１０〜４０μｍ厚、好ましくは２０〜４０μｍ厚、最も好ましくは２０〜３０μｍ厚の、基本的に立方晶炭化物相を含まず、かつバインダー相を多く含む表面領域を有する。
第一の実施形態では、超硬合金は、９．０〜１０．０質量％のＣｏ、６．５〜１０質量％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉの立方晶炭化物（好ましくは、３．０〜４．０質量％のＴａＣ、１．７〜２．７質量％のＮｂＣ及び２．０〜３．０質量％のＴｉＣ）、並びに残分としてＷＣから成る組成を有する。その保磁力は、９〜１４ｋＡ／ｍ、好ましくは１０．５〜１２．５ｋＡ／ｍである。
第二の実施形態では、超硬合金は、９．５〜１０．５質量％のＣｏ、８．０〜１１．０質量％の周期表のＩＶｂ族、Ｖｂ族及びＶＩｂ族に由来する金属（好ましくは、Ｔａ、Ｎｂ及びＴｉ）の立方晶炭化物（好ましくは、４．０〜５．０質量％のＴａＣ、２．４〜３．４質量％のＮｂＣ及び２．０〜３．０質量％のＴｉＣ）、並びに残分としてＷＣから成る組成を有する。その保磁力は８〜１３ｋＡ／ｍ、好ましくは９．５〜１１．５ｋＡ／ｍである。
コーティング
コーティングは、２〜１０μｍ、好ましくは５〜７μｍの厚さを有する基材と隣接している中温化学気相成長法（ＭＴＣＶＤ）のＴｉ（Ｃ，Ｎ）第一層から構成されている。それは、化学気相成長法（ＣＶＤ）のＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤのＴｉＮ、ＣＶＤのＴｉＣ、ＭＴＣＶＤのＺｒ（Ｃ，Ｎ）又はそれらの組み合わせにより置換されることができる。この第一層は、（Ｔｉ，Ａｌ）（Ｃ，Ｏ，Ｎ）から成る結合層の０．５〜１．０μｍの厚さで終了する。好ましくは、基材と前記第一層の間には、＜３μｍの厚さ（好ましくは、０．５〜２μｍの厚さ）を有するＴｉＮの中間層がある。
結合層の上部には、α−Ａｌ２Ｏ３層が堆積されている。本発明によるα−Ａｌ２Ｏ３層は、強い（００６）面組織を有する柱状粒子を有する。有核α−Ａｌ２Ｏ３から成る。その柱状粒子は、２〜１２μｍ、好ましくは４〜８μｍの長さ／幅比を有する。このアルミナ層の厚さは、２〜９μｍ、好ましくは４〜６μｍである。（００６）面組織化α−Ａｌ２Ｏ３層は最上層であり、そしてα−Ａｌ２Ｏ３の表面はウェットブラストされている。典型的には、表面粗さは、Ｒａ＝０．５〜１．０μｍ、好ましくは０．５〜０．７μｍである。
α−Ａｌ２Ｏ３層のための組織係数（ＴＣ）は、下記式：
Figure 2012512753
 ｛式中、
Ｉ（ｈｋｌ）＝（ｈｋｌ）反射の強度
Ｉｏ（ｈｋｌ）＝ＪＣＰＤＳカード番号４６−１２１２による標準強度
ｎ＝計算に使用される反射数
使用される（ｈｋｌ）反射は：（０１２）、（１０４）、（１１０）、（００６）、（１１３）、（２０２）、（０２４）及び（１１６）である。｝
として決定される。
アルミナ層の面組織は、下記の通りである：
ＴＣ（００６）は、＞２（好ましくは＞３）及び＜６（好ましくは＜５）であり、同時に、ＴＣ（０１２）、ＴＣ（１１０）、ＴＣ（１１３）、ＴＣ（２０２）、ＴＣ（０２４）及びＴＣ（１１６）は全て＜１であり、そしてＴＣ（１０４）は二番目に高い組織係数である。
好ましい実施形態では、ＴＣ（１０４）は＜２及び＞０．５である。その全コーティング厚は、７〜１５μｍ、好ましくは９〜１３μｍである。
方法
Ｃｏのバインダー相、ＷＣ及び立方晶炭窒化物相から成り、かつ基本的に立方晶相を含まずにバインダー相を多く含む表面領域を有する超硬合金基材と、コーティングとを含む上記による切削工具インサートは、粉末治金学的方法、製粉、圧縮及び焼結を用いて形成される。
十分に制御された量の窒素が、粉末を介して、例えば窒化物として加えられる。加えられるべき窒素の最適量は、超硬合金の組成、特に立方晶相の量に応じて決まり、周期表のＩＶｂ族及びＶｂ族に由来する元素の質量の１．７％より高く、好ましくは１．８〜５．０％より高く、最も好ましくは３．０〜４．０質量％より高い。正確な条件は、ある程度まで、使用されている焼結装置の設計に応じて決まる。所望の結果を得るために、本明細書による窒素追加及び焼結プロセスを決定し、変更することは、当業者の権限内である。
原料が圧縮剤と混ぜられることによって、所望のＳ価が得られ、そして混合物は製粉及びスプレードライされ、所望の性質を有する粉末材料が得られる。次に、その粉末材料は成形されて焼結される。焼結は、約５０ｍｂａｒ（約５０×０．９８７×１０−３ａｔｍ）の制御雰囲気において１３００〜１５００℃の温度で行われ、続いて冷却が行われる。結果として、基本的に立方晶炭化物相を含まず、かつバインダー相を多く含む表面領域を有するインサートが得られる。少なくとも一面上において刃先を丸め、所望により研磨することを含む従来の焼結後処理（それにより表面領域は除去される）の後に、ＣＶＤ又はＭＴＣＶＤ技術により、後述されるような硬い耐摩耗性コーティングが適用される。
超硬合金表面は、ＣＶＤ及び／又はＭＴＣＶＤにより、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）層及び所望により中間層をコーティングされる。その後に、１０００℃の温度でα−Ａｌ２Ｏ３を有核化するために、幾つかの異なる堆積工程を組み込んでいるＣＶＤプロセスが使用される。これらの工程では、（００６）面組織に達するために必要なＯ−ポテンシャルになるために、ＣＯ２＋ＣＯ＋Ｈ２＋Ｎ２ガス混合物の組成が制御される。次に、このα−Ａｌ２Ｏ３層は、１０００℃で従来のＣＶＤにより堆積させられる。正確な条件は、使用されているコーティング装置の設計に応じて決まる。本明細書に従ってガス混合物を決定することは当業者の権限内である。
表面粗さを減少させるために、α−Ａｌ２Ｏ３は、表面研磨法、好ましくはウェットブラスト法で後処理される。
また、本発明は、１１０〜４００ｍ／分の切削速度、０．５〜５．０ｍｍの切削深さ、及び０．１〜０．６５ｍｍ／回転の送り速度で、鋼鉄の中間程度及び粗い機械加工のための上記内容によるインサートの使用に関する。
例１
原料粉末の従来の製粉、緑色成形体の圧縮、その次の１４３０℃での焼結によって、０．８３のＳ価に対応しているＷとの合金であるバインダー相を備えた、９．５質量％のＣｏ、３．６質量％のＴａＣ、２．３質量％のＮｂＣ、２．５質量％の（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ５０／５０（Ｈ．Ｃ．スタルク（Ｓｔａｒｃｋ）社製）、１．１質量％のＴｉＮ及び残分としてＷＣの組成を有する超硬合金基材を調製した。焼結後の微細構造の調査によって、超硬合金インサートには約２２μｍの厚さを有する立方晶炭化物非含有領域があることが示された。その保磁力は、約２．５μｍの平均粒径に対応している１０．５ｋＡ／ｍであった。その領域中のコバルト濃度は、基材のバルク中のものの１．４倍であった。この基材を「基材１」という。
例２
１０．０質量％のＣｏ、４．５質量％のＴａＣ、２．８質量％のＮｂＣ、２．５質量％の（Ｔｉ，Ｗ）Ｃを用いること以外は、例１に従って、別の超硬合金基材を形成した。その立方晶炭化物非含有領域は、約２０μｍの厚さを有した（図１参照）。その保磁力は、約２．５μｍの平均粒径に対応している１０．１ｋＡ／ｍであった。その領域中のコバルト濃度は、基材のバルク中のものの１．３倍であった。この基材を「基材２」という。
例３
ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｃ，Ｎ）の層で例１及び２に由来する超硬合金切削インサートをコーティングした。そのＭＴＣＶＤ層の厚さは約６μｍであった。この層上に、約５μｍのα−Ａｌ２Ｏ３から成る２つのα−Ａｌ２Ｏ３層を堆積させた：
ａ）瑞典国特許出願第０７０１７０３−１号明細書における例２に従って面組織化α−Ａｌ２Ｏ３コーティングを堆積させた（図１参照）。
ｂ）米国特許第７，１３５，２２１号明細書に従って（０１２）面組織化α−Ａｌ２Ｏ３を堆積させた。
これらの層を「コーティングａ）及びｂ）」ということにする。例えば、コーティングｂ）を有する基材１を「１ｂ）」という。
例４
Ｘ線回折を用いてコーティングａ）及びｂ）を研究した。その組織係数を決定して、表１に示す。表１から明らかなように、コーティングａ）は強い（００６）面組織を示す。一方で、コーティングｂ）は強い（０１２）面組織を示す。
Figure 2012512753
例５
炭素鋼の長軸方向旋削において、例３のコーティングａ）及びｂ）を有する例１の超硬合金切削インサートを試験した。
加工対象物： 円筒棒
材料： ＳＳ１６７２−０８
インサート種： ＴＰＵＮ１６０３０８
切削速度： ５５０ｍ／分
送り速度： ０．３ｍｍ／回転
切削の深さ： ３．０ｍｍ
切削の時間： ３０秒
注釈： 乾燥旋削
機械加工中にこれらのインサートの切削力を測定したところ、コーティングａ）を有するインサートは、コーティングｂ）を有するインサートより約３０％低い切削力を示した。より大きな変形領域が切削力の増加を引き起こすので、この例では、コーティングａ）は、先行技術のコーティングよりも著しく良好な、塑性変形に対する耐性を提供することが示されている。
例６
炭素鋼の長軸方向旋削において、例３のコーティングａ）及びｂ）を有する例１の超硬合金切削インサートを試験した。
加工対象物： 円筒棒
材料： ＳＳ１６７２−０８
インサート種： ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ３
切削速度： ３００ｍ／分
送り速度： ０．３ｍｍ／回転
切削の深さ： ２．５ｍｍ
注釈： 冷却剤による旋削
切削の５分後及び１０分後に、これらのインサートを調査した。表２から明らかなように、５分後のコーティング同士では初期側面磨耗が類似していたが、１０分後には、本発明により形成されたコーティングでは側面磨耗がかなり良好であった。さらに、コーティングｂ）のクレーター摩耗は、１０分後には、コーティングａ）のものよりかなり大きな度数であった。この例から、基材１とコーティングａ）の組み合わせは、組み合わせ１ｂ）と比較して優れた耐摩耗性を提供することが明らかである。
Figure 2012512753
例７
炭素鋼の長軸方向旋削により下記の３種類を試験した：
ａ．例３のコーティングａ）を有する例１の超硬合金
ｂ．炭素鋼の旋削に関する競業者１に由来する強く優れた品質物
ｃ．炭素鋼の旋削に関する競業者２に由来する強く優れた品質物
加工対象物： ４つの長軸方向スロットを備える棒
材料： ＳＳ１６７２−０８
インサート種： ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ３
切削速度： １５０ｍ／分
送り速度： ０．３ｍｍ／回転
切削の深さ： ２．５ｍｍ
注釈： 乾燥旋削
工具寿命基準： 側面磨耗＞０．３ｍｍ、各種類の２つの刃を試験した。
Figure 2012512753
これにより、本発明による基材１とコーティングａ）との組み合わせから成る超硬合金工具は、競合品と比べて工具寿命が延長されていることが示される。
例８
刃先の高熱循環を誘導している断続機械加工モードにおける長軸方向旋削により、下記の３種類を試験した：
ａ．例３のコーティングａ）を有する例２の超硬合金
ｂ．炭素鋼の旋削に関する競業者１の優れた品質物
ｃ．炭素鋼の旋削に関する競業者２の優れた品質物
加工対象物： 円筒棒
材料： ＳＳ１６７２−０８
インサート種： ＣＮＭＧ１２０４０８−Ｍ３
切削速度： ２００ｍ／分
送り速度： ０．４ｍｍ／回転
切削の深さ： ２．０ｍｍ
切削の時間： ２１．１分
注釈： 冷却剤を用いる
切削の５分後、１０分後、１５分後及び２０分後に、これらのインサートを調査した。両競合品は、側面磨耗、クレーター摩耗及び塑性変形の兆候が増していることを示した。一方で、本発明により形成されたインサートは、２１．１分後に摩耗の小さな兆候を示したのみであった。

Claims (10)

  1. 鋼鉄の中間程度及び粗い程度の旋削などの靭性を要求される機械加工、さらにはステンレス鋼の旋削に特に有用な、超硬合金基材及びコーティングから成る切削工具インサートであって：
    該超硬合金基材は、
    ＷＣ、８〜１１質量％のＣｏ及び６．５〜１１．０質量％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉ金属の炭化物を含み、
    ８〜１４ｋＡ／ｍの保磁力を有し、そして
    ０．７９〜０．９０のＳ価を有するＷとの高合金であるＣｏバインダーを含み、
    該超硬合金基材は、バインダー相を多く含み、かつ基本的に立方晶炭化物を含まない１０〜４０μｍの厚さの表面領域を有し、そして
    該コーティングは、下記組織係数（ＴＣ）を有する柱状粒子から成る少なくとも１つの２〜９μｍ厚のα−Ａｌ２Ｏ３アルミナ層を含み：
    ａ）ＴＣ（００６）は、＞２（好ましくは＞３）及び＜６（好ましくは＜５）であり、
    ｂ）ＴＣ（０１２）、ＴＣ（１１０）、ＴＣ（１１３）、ＴＣ（２０２）、ＴＣ（０２４）及びＴＣ（１１６）は全て＜１であり、
    ｃ）ＴＣ（１０４）は二番目に高い組織係数であり、
    そして該α−Ａｌ２Ｏ３層のための組織係数（ＴＣ）は、下記式：
    Figure 2012512753
     ｛式中、
    Ｉ（ｈｋｌ）＝（ｈｋｌ）反射の強度
    Ｉｏ（ｈｋｌ）＝ＪＣＰＤＳカード番号４６−１２１２による標準強度
    ｎ＝計算に使用される反射数
    使用される（ｈｋｌ）反射は：（０１２）、（１０４）、（１１０）、（００６）、（１１３）、（２０２）、（０２４）及び（１１６）である。｝
    として決定されることを特徴とする、切削工具インサート。
  2. 前記柱状α−Ａｌ２Ｏ３粒子は、２〜１２（好ましくは４〜８）の長さ／幅の比を有することを特徴とする、請求項１に記載の切削工具インサート。
  3. 前記コーティングは、化学気相成長法（ＣＶＤ）のＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＣＶＤのＴｉＮ、ＣＶＤのＴｉＣ、中温化学気相成長法（ＭＴＣＶＤ）のＴｉ（Ｃ，Ｎ）、ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｃ，Ｏ，Ｎ）又はそれらの組み合わせから成り、好ましくは、２〜１０μｍ（好ましくは５〜７μｍ）の厚さを有するＴｉ（Ｃ，Ｎ）から成り、かつ前記超硬合金基材に隣接している第一層をさらに含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の切削工具インサート。
  4. 全コーティング厚が、７〜１５μｍ、好ましくは９〜１３μｍであることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
  5. 前記α−Ａｌ２Ｏ３層は、最上層であり、かつ＜１．０μｍ（好ましくは＜０．７μｍ）の表面粗さ（Ｒａ）値を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
  6. ９．０〜１０．０質量％のＣｏ、６．５〜１０質量％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉの立方晶炭化物、及び残分としてＷＣから成る組成を有し、かつ９〜１４ｋＡ／ｍの保磁力を有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
  7. 前記組成は、３．０〜４．０質量％のＴａＣ、１．７〜２．７質量％のＮｂＣ及び２．０〜３．０質量％のＴｉＣであり、そして前記保磁力は１０．５〜１２．５ｋＡ／ｍであることを特徴とする、請求項６に記載の切削工具インサート。
  8. 前記超硬合金基材の組成は、９．５〜１０．５質量％のＣｏ、８．０〜１１．５質量％のＴａ、Ｎｂ及びＴｉの炭化物、及び残分としてＷＣから成り、そして前記超硬合金基材は、８〜１３ｋＡ／ｍの保磁力を有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
  9. 前記超硬合金基材の組成は、４．０〜５．０質量％のＴａＣ、２．４〜３．４質量％のＮｂＣ及び２．０〜３．０質量％のＴｉＣから成り、そして前記超硬合金基材の保磁力は、９．５〜１１．５ｋＡ／ｍであることを特徴とする、請求項１〜５及び８のいずれか１項に記載の切削工具インサート。
  10. １１０〜４００ｍ／分の切削速度、０．５〜５．０ｍｍの切削深さ及び０．１〜０．６５ｍｍ／回転の送り速度における鋼鉄の中間程度及び粗い程度の機械加工のための請求項１〜９のいずれか１項に記載の切削工具インサートの使用。
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