JP2014121748A - 耐クラック性にすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製表面被覆切削工具 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】(Ti1−XAlX)N(但し、原子比で、0.30≦X≦0.75)からなる硬質被覆層を被覆した表面被覆切削工具において、すくい面およびホーニング面の表面領域は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmで基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6である結晶粒が、90%以上の個数割合を占めるTiとAlの複合窒化物結晶粒で構成し、一方、上記表面領域の下部の硬質被覆層および逃げ面の硬質被覆層は、柱状結晶のTiとAlの複合窒化物結晶粒で構成する。また、XRDによる回折強度I(200)、I(111)について、好ましくは、すくい面は、3<I(200)/I(111)<5、また、逃げ面は、I(200)/I(111)<3とする。
【選択図】 図1
Description
例えば、特許文献1には、高温時の耐酸化性に優れるとともに、靭性にも優れかつ被膜の層間剥離を生じることがない被膜を有する表面被覆切削工具を提供することを目的として、工具基体表面に、CVD法により形成した第1被膜とPVD法により形成される第2被膜とを含み、第1被膜には、セラミック粒子を用いたブラスト処理(例えば、圧力:0.01〜0.5MPa、投射距離:0.5〜200mm、微粉濃度:5〜40vol%、粒径:10〜250μm)を施すことにより圧縮残留応力σ1を付与し、第2被膜には、σ1<σ2の関係を有する圧縮残留応力σ2を付与することが提案されている。
上記従来の被覆工具においては、ある程度の耐チッピング性、耐欠損性、耐摩耗性の改善は図り得るものの、これを炭素鋼、合金鋼などの一段と厳しい切削加工に用いた場合には、クラックの発生にもとづくチッピング、欠損が発生しやすく、これを原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
「(1) 立方晶窒化ほう素の含有量が50〜85容量%の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる工具基体の表面に、平均層厚が2〜6μmのTiとAlの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
(a)上記硬質被覆層を
組成式:(Ti1−XAlX)N
で表した場合、Xの値は、0.30〜0.75(但し、原子比)であり、
(b)上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の90%以上の個数割合を占め、
(c)上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層、及び逃げ面の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒は、柱状結晶により構成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
(2) 上記表面被覆切削工具の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒について、X線回折により回折パターンを測定し、(200)面からの回折強度I(200)と(111)面からの回折強度I(111)の比の値を求めた場合、すくい面の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒については、3<I(200)/I(111)<5を満足し、一方、逃げ面の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒については、I(200)/I(111)<3を満足することを特徴とする前記(1)に記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
cBN(立方晶窒化ほう素):
cBN被覆工具の工具基体中に含有されるcBNは、きわめて硬質で、焼結材料中で分散相を形成し、そしてこの分散相によって耐摩耗性の向上が図れるが、その配合割合が50容量%より少ない所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方、その配合割合が多くなり85容量%を超えると、cBN基材料自体の焼結性が低下し、この結果切刃にチッピングが発生しやすくなることから、cBNの含有量は、50〜85容量%と定めた。
TiAlN層からなる硬質被覆層におけるTi成分は高温強度の維持、Al成分は高温硬さと耐熱性の向上に寄与することから、硬質被覆層を構成するTiAlN層は、所定の高温強度、高温硬さおよび耐熱性を具備する層であって、切削加工時における切刃の耐摩耗性を確保する役割を基本的に担う。ただ、TiAlN層の組成を、組成式:(Ti1−XAlX)Nで表した場合、Alの含有割合Xが75原子%を超えると、Ti含有割合の相対的な減少によって、高温強度が低下しチッピングを発生しやすくなり、一方、Alの含有割合Xが30原子%未満になると、高温硬さと耐熱性が低下し、その結果、耐摩耗性の低下がみられるようになることから、Alの含有割合Xの値を0.30〜0.75と定めた。
また、TiAlN層の平均層厚が2μm未満では、自身のもつ耐熱性、高温硬さおよび高温強度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。
本発明のcBN被覆工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のTiAlN結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の90%以上の個数割合を占め、一方、表面領域の下部の硬質被覆層のTiAlN結晶粒は、柱状結晶により構成する。
本発明でいう「表面領域」とは、硬質被覆層の最表面から、深さ方向に0.5μmまでの深さ領域をいう。
すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08μm未満のTiAlN結晶粒が存在する場合、工具基体表面に垂直な方向の結晶粒界が多く存在するため、クラック発生の起点が多くなるばかりか、発生したクラックが切削時に進展するため、耐クラック性が低下する。
一方、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.5μmを超えるTiAlN結晶粒が存在する場合、残留応力が大きすぎるため耐チッピング性が低下するようになる。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1未満(これは、工具基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が、1を超えるTiAlN結晶粒を意味する)のTiAlN結晶粒が存在する場合、すくい面およびホーニング面の硬質被覆層にクラックが発生した場合、層内(層厚方向)への進展を抑制する効果が弱いため、耐チッピング性が低下するようになる。また、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が6を超えるTiAlN結晶粒が存在する場合、切削初期での耐クラック性には有効であるが、アスペクト比が6を超える結晶粒が摩耗により消失しやすく、表面領域が消失するため耐クラック性が低下するようになる。
さらに、すくい面およびホーニング面の表面領域に形成された硬質被覆層において、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6のTiAlN結晶粒の、表面領域の全結晶粒に占める個数割合が90%未満の場合、クラックが発生した場合の層内(層厚方向)への進展を抑制する効果が弱い、及び表面領域が薄すぎるため切削進行後の摩耗により消失後の耐クラック性が弱い効果が相乗され、耐チッピング性が低下するようになる。
したがって、本発明では、cBN被覆工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成されたTiAlN結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の90%以上の個数割合を占めるように定めた。
すくい面およびホーニング面の表面領域の硬質被覆層(TiAlN層)については、上記のとおりであるが、すくい面およびホーニング面の表面領域以外の箇所の硬質被覆層(TiAlN層)については、柱状結晶からなるTiAlN結晶粒で構成することが必要である。
これは、図1の概略模式図にも示されるとおり、すくい面およびホーニング面の表面領域以外の箇所の硬質被覆層を、すくい面およびホーニング面の表面領域と同様な結晶組織として形成した場合には、切削中に、例えば、逃げ面については、被削材の切り屑が工具基体に平行方向に流出するため、硬質被覆層の表面領域の粒界の方向と衝突する方向が同一の方向となるため、粒界に沿ったクラックが発生しやすくなり、耐衝撃性を緩和する効果が少なくなり、耐クラック性向上の役割を果たすことができず、チッピングが発生し易くなるという理由による。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層を、柱状結晶のTiAlN結晶粒で構成するのは、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎ、また、残留応力が増加することによって、耐チッピング性が低下することを防止するという理由による。
ここで「柱状結晶」とは、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜1.0μmであって、かつ、基体表面と垂直な方向に縦長に成長した縦長のアスペクト比が1を超えるTiAlN結晶粒であることを意味する。なお、柱状結晶内の結晶粒径は、工具基体表面と平行な方向に直線を引いた場合、結晶粒断面で最も長い直径を粒径と定義する。アスペクト比は、工具基体表面と垂直な方向に直線を引いた場合、結晶粒断面で最も長い直径(長辺)とそれに垂直な最も短い直径(短辺)の長さの比を、長辺を分子、短辺を分母として算出するものとする。
本発明のcBN被覆工具は、すくい面及び逃げ面のTiAlN結晶粒について、X線回折により回折パターンを測定し、(200)面からの回折強度I(200)と(111)面からの回折強度I(111)の比の値を求めたところ、3<I(200)/I(111)<5の関係を満足するものであった。
そして、上記I(200)/I(111)の値と工具性能の関係を調べたところ、次に述べるような関係があることを見出した。
すなわち、X線回折により求めた回折強度I(200)と(111)面からの回折強度I(111)について、すくい面のI(200)とI(111)の比の値I(200)/I(111)が3<I(200)/I(111)<5を満足し、一方、逃げ面のI(200)/I(111)の値がI(200)/I(111)<3である場合に、すぐれた耐クラック性、耐欠損性、耐摩耗性を発揮するが、すくい面におけるI(200)/I(111)の値が3以下であると、硬質被覆層の硬さが高くなりすぎるために耐欠損性が低下し、一方、I(200)/I(111)の値が5以上であると、硬質被覆層の硬さが低下するため耐摩耗性が劣化するようになる。
したがって、すくい面におけるI(200)/I(111)の値は、3<I(200)/I(111)<5とすることが必要である。
また、逃げ面の硬質被覆層のTiAlN結晶粒については、I(200)/I(111)の値が3以上であると、逃げ面に要求される硬さを下回り、逃げ面耐摩耗性が低下することからI(200)/I(111)<3とすることが必要である。
本発明のcBN被覆工具は、例えば、以下の方法によって作製することができる。
(a)まず、所定量のcBN粒子を配合した原料粉末から、圧粉体を作製し、この圧粉体を、予備焼結体、超高圧焼結し、WC基超硬合金製チップ本体にろう付けし、切刃部にホーニング加工を施し、工具基体を作製する。
また、このようなブラスト処理を施した場合には、表面領域における結晶粒形状が変化することにより配向性が変化し、すくい面におけるI(200)/I(111)の値が5以上となり、硬質被覆層の硬さが低下するため耐摩耗性が劣化するようになる。
したがって、ブラスト圧力、ブラスト時間は、それぞれ、0.1〜0.15MPa、5〜20secとすることが望ましい。
また、逃げ面の硬質被覆層におけるI(200)/I(111)の値も3以上となるため、逃げ面に要求される硬さが十分でなく、逃げ面耐摩耗性が劣化するようになる。
(b)ついで、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、Arガスを導入して、0.7Paの雰囲気とすると共に、前記テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−200Vの直流バイアス電圧を印加し、もって工具基体表面をアルゴンイオンによってボンバード洗浄した。
(c)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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−50Vの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Ti−Al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、もって前記工具基体の表面に、表2に示される目標組成および目標層厚のTiAlN層を硬質被覆層として蒸着形成した。
(d)ついで、上記cBN被覆工具を、表3に示されるブラスト条件にて、ブラスト処理を施した。
(e)ついで、上記ブラスト処理を施したcBN被覆工具について、その逃げ面に、表3に示される研磨条件で研磨処理を施した。
上記(a)〜(e)の工程により、本発明cBN被覆工具1〜14をそれぞれ製造した。
比較の目的で、上記実施例1における(d)のブラスト処理条件、(e)の研磨処理条件を変更し、表3に示す本発明外の条件でブラスト処理、研磨処理を行い(あるいは行わず)、その他は実施例1と同一の条件で、比較例としての比較例cBN被覆工具1〜13をそれぞれ製造した。
表2にその結果を示す。
そして、すくい面およびホーニング面の最表面から深さ方向に0.5μmまでの深さ領域を表面領域として、該表面領域において、すくい面上ではすくい面及びホーニング面稜線部からすくい面側に50μmの位置、ホーニング面上ではすくい面との稜線部及び逃げ面との稜線部の中央の位置にて幅10μmの範囲内それぞれに存在する全結晶粒を対象とし、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6であるTiAlN結晶粒の占める個数割合を求めた。
また、すくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層及び逃げ面の硬質被覆層について、その結晶形態を観察した。
表4にその結果を示す。
工具基体のすくい面およびホーニング面の断面を研磨加工した後、その断面をSEM像にて、観察する。測定条件として、観察倍率:10000倍、加速電圧:3kVの条件を使用した。硬質被覆層表面を形成する結晶粒にて、工具基体表面と平行に直線を引き、結晶粒断面で最も長い直径を粒径と定義する。すくい面上では、すくい面及びホーニング面稜線部からすくい面側に50μmの位置、ホーニング面上ではすくい面との稜線部及び逃げ面との稜線部の中央の位置にて幅10μmの範囲内それぞれに存在する全結晶の粒径を測定した。
結晶のアスペクト比は、上記と同様の結晶粒を用い、結晶粒断面で最も長い直径(長辺)とそれに垂直な最も長い直径(短辺)の長さの比を、長辺を分子、短辺を分母として算出するものとする。
表4にその結果を示す。
工具基体のすくい面、逃げ面それぞれについて、測定する。測定条件は、次の通り測定した。管電圧:40V、管電流:200mA、2θ:20〜80°、ステップ幅:0.02°、係数時間:0.5sec。
また、すくい面、ホーニング面及び逃げ面の表面領域の下部の硬質被覆層及び逃げ面の硬質被覆層について、その結晶形態を観察した。
さらに、すくい面の硬質被覆層、さらに、逃げ面の硬質被覆層について、X線回折により、I(200)とI(111)の比の値I(200)/I(111)を求めた。
表5にその結果を示す。
[切削条件A]
被削材:JIS・SCM415の丸棒、
切削速度:150m/min.、
切り込み:0.2mm、
送り:0.2mm/rev.、
切削時間:4.5分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験、
[切削条件B]
被削材:JIS・S45Cの丸棒、
切削速度:150m/min.、
切り込み:0.2mm、
送り:0.2mm/rev.、
切削時間:4.5分、
の条件での炭素鋼の乾式連続高速切削加工試験、
を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅(mm)を測定するとともに、切刃部(逃げ面とホーニング面の稜線部)の状態を走査型電子顕微鏡により観察した。
表6、表7にその結果を示す。
また、図3(a)に、切削条件Aで切削試験を行った後の比較例cBN被覆工具3の切刃部(逃げ面とホーニング面の稜線部)の状態を、また、(b)に、同条件で切削試験を行った後の本発明cBN被覆工具5の切刃部(逃げ面とホーニング面の稜線部)の状態を示す。
Claims (2)
- 立方晶窒化ほう素の含有量が50〜85容量%の立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる工具基体の表面に、平均層厚が2〜6μmのTiとAlの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
(a)上記硬質被覆層を
組成式:(Ti1−XAlX)N
で表した場合、Xの値は、0.30〜0.75(但し、原子比)であり、
(b)上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面において、その表面領域に形成された硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒は、基体表面と平行な方向の結晶粒径が0.08〜0.5μmであって、かつ、基体表面と平行な方向の横長のアスペクト比が1〜6である結晶粒が、上記表面領域の全結晶粒数の90%以上の個数割合を占め、
(c)上記表面被覆切削工具のすくい面およびホーニング面の表面領域の下部の硬質被覆層、及び逃げ面の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒は、柱状結晶により構成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 上記表面被覆切削工具の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒について、X線回折により回折パターンを測定し、(200)面からの回折強度I(200)と(111)面からの回折強度I(111)の比の値を求めた場合、すくい面の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒については、3<I(200)/I(111)<5を満足し、一方、逃げ面の硬質被覆層のTiとAlの複合窒化物結晶粒については、I(200)/I(111)<3を満足することを特徴とする請求項1に記載の表面被覆切削工具。
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