JP2016030319A - 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】工具基体の表面に、(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層(但し、Alの平均含有割合XavgおよびCの平均含有割合Yavgは、0.60≦Xavg≦0.95、0≦Yavg≦0.005を満たす)を被覆形成した表面被覆切削工具であって、該層のNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒は{110}配向を有し、該NaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Wは0.1〜2.0μm、平均アスペクト比Aは2〜10である柱状組織を有し、また、該NaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒内に、組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)におけるTiとAlの周期的な組成変化が存在し、周期的に変化するxの極大値の平均と極小値の平均の差Δxが0.03〜0.25である表面被覆切削工具。
【選択図】図1
Description
ただ、前記従来のTi−Al系の複合窒化物層を被覆形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、高速断続切削条件で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
該複合窒化物層についてEBSDによる結晶方位解析を行った場合、表面研磨面の法線方向から0〜15度の範囲内に結晶方位<110>を有する結晶粒の面積割合が50%以上であり、また、隣り合う結晶粒同士のなす角を測定した場合に、小角粒界(0<θ≦15゜)の割合が50%以上であるような結晶配列を示すAlとTiの複合窒化物層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、重切削加工条件においても硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮することが開示されている。
ただ、この被覆工具は、物理蒸着法により硬質被覆層を蒸着形成するため、Alの含有割合xを0.60以上にすることは困難で、より一段と切削性能を向上させることが望まれている。
例えば、特許文献2には、TiCl4、AlCl3、NH3の混合反応ガス中で、650〜900℃の温度範囲において化学蒸着を行うことにより、Alの含有割合xの値が0.65〜0.95である(Ti1−xAlx)N層を蒸着形成できることが記載されているが、この文献では、この(Ti1−xAlx)N層の上にさらにAl2O3層を被覆し、これによって断熱効果を高めることを目的とするものであるから、Alの含有割合xの値を0.65〜0.95まで高めた(Ti1−xAlx)N層の形成によって、切削性能にどのような影響を及ぼしているかについては明らかでない。
しかし、前記特許文献1に記載されている被覆工具は、(Ti1−xAlx)N層からなる硬質被覆層が物理蒸着法で蒸着形成され、硬質被覆層中のAlの含有割合xを高めることが困難であるため、例えば、合金鋼の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性、耐チッピング性が十分であるとは言えないという課題があった。
一方、前記特許文献2に記載されている化学蒸着法で蒸着形成した(Ti1−xAlx)N層については、Alの含有割合xを高めることができ、また、立方晶構造を形成させることができることから、所定の硬さを有し耐摩耗性にすぐれた硬質被覆層が得られるものの、工具基体との密着強度は十分でなく、また、靭性に劣るという課題があった。
さらに、前記特許文献3に記載されている被覆工具は、所定の硬さを有し耐摩耗性にはすぐれるものの、靭性に劣ることから、合金鋼の高速断続切削加工等に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えないという課題があった。
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、合金鋼等の高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた靭性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することである。
そこで、本発明者らは、硬質被覆層を構成する(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層について鋭意研究したところ、(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層のNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒粒内にTiとAlの周期的な組成変化を形成させるという全く新規な着想により、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒内に歪みを生じさせ、硬さと靭性の双方を高めることに成功し、その結果、硬質被覆層の耐チッピング性、耐欠損性を向上させることができるという新規な知見を見出した。
用いる化学蒸着反応装置へは、NH3とN2とH2からなるガス群Aと、TiCl4、Al(CH3)3、AlCl3、N2、H2からなるガス群Bがおのおの別々のガス供給管から反応装置内へ供給され、ガス群Aとガス群Bの反応装置内への供給は、例えば、一定の周期の時間間隔で、その周期よりも短い時間だけガスが流れるように供給し、ガス群Aとガス群Bのガス供給にはガス供給時間よりも短い時間の位相差が生じるようにして、工具基体表面における反応ガス組成を、(イ)ガス群A、(ロ)ガス群Aとガス群Bの混合ガス、(ハ)ガス群Bと時間的に変化させることができる。ちなみに、本発明においては、厳密なガス置換を意図した長時間の排気工程を導入する必要は無い。従って、ガス供給方法としては、例えば、ガス供給口を回転させたり、工具基体を回転させたり、工具基体を往復運動させたりして、工具基体表面における反応ガス組成を、(イ)ガス群Aを主とする混合ガス、(ロ)ガス群Aとガス群Bの混合ガス、(ハ)ガス群Bを主とする混合ガス、と時間的に変化させることでも実現する事が可能である。
工具基体表面に、反応ガス組成(ガス群Aおよびガス群Bを合わせた全体に対する容量%)を、例えば、ガス群AとしてNH3:3.5〜4.0%、N2:0〜5%、H2:55〜60%、ガス群BとしてAlCl3:0.6〜0.9%、TiCl4:0.2〜0.3%、Al(CH3)3:0〜0.5%、N2:0.0〜12.0%、H2:残、反応雰囲気圧力:4.5〜5.0kPa、反応雰囲気温度:700〜900℃、供給周期1〜5秒、1周期当たりのガス供給時間0.15〜0.25秒、ガス供給Aとガス供給Bの位相差0.10〜0.20秒として、所定時間、熱CVD法を行うことにより、所定の目標層厚の(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層を成膜する。
「(1) 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
(a)前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚1〜20μmのTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)で表した場合、前記複合窒化物または複合炭窒化物層のAlのTiとAlの合量に占める平均含有割合XavgおよびCのCとNの合量に占める平均含有割合Yavg(但し、Xavg、Yavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg≦0.95、0≦Yavg≦0.005を満足し、
(b)前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、NaCl型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
(c)また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である{110}面の法線がなす傾斜角を測定し、該傾斜角のうち法線方向に対して0〜45度の範囲内にある傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の35%以上の割合を示し、
(d)前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Wが0.1〜2.0μm、平均アスペクト比Aが2〜10である柱状組織を有し、
(e)また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中の前記NaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒内に、組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)におけるTiとAlの周期的な組成変化が存在し、工具基体表面の法線方向に沿った周期が4〜150nmであり、周期的に変化するxの極大値の平均と極小値の平均の差Δxが0.03〜0.25であることを特徴とする表面被覆切削工具。
(2) 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlの周期的な組成変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、TiとAlの周期的な組成変化が該結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位に沿った周期が3〜100nmであり、その方位に直交する面内でのAlのTiとAlの合量に占める含有割合XOの変化は0.01以下であること特徴とする(1)に記載の表面被覆切削工具。
(3) 前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、X線回折からNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の格子定数aを求め、前記NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の格子定数aが、立方晶TiNの格子定数aTiNと立方晶AlNの格子定数aAlNに対して、0.05aTiN+0.95aAlN≦a≦0.4aTiN+0.6aAlNの関係を満たすことを特徴とする(1)または(2)に記載の表面被覆切削工具。
(4) 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることを特徴とする(1)乃至(3)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(5) 前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合が30面積%以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Rが0.01〜0.3μmであることを特徴とする(1)乃至(3)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(6) 前記工具基体と前記TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、Tiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上のTi化合物層からなり、0.1〜20μmの合計平均層厚を有する下部層が存在することを特徴とする(1)乃至(5)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(7) 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも1〜25μmの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする(1)乃至(6)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(8) 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする(1)乃至(7)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)で表されるTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む。この複合窒化物または複合炭窒化物層は、硬さが高く、すぐれた耐摩耗性を有するが、特に平均層厚が1〜20μmのとき、その効果が際立って発揮される。その理由は、平均層厚が1μm未満では、層厚が薄いため長期の使用に亘っての耐摩耗性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が20μmを越えると、TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。したがって、その平均層厚を1〜20μmと定めた。
なお、前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、立方晶と六方晶の混相であっても構わないが、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の占める面積割合が70面積%を下回ると硬さが低下してくることから、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の占める面積割合が70面積%以上であることが好ましく、さらに、NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることにより、特に優れた耐摩耗性を発揮する。
本発明の硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層は、AlのTiとAlの合量に占める平均含有割合XavgおよびCのCとNの合量に占める平均含有割合Yavg(但し、Xavg、Yavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg≦0.95、0≦Yavg≦0.005を満足するように制御する。
その理由は、Alの平均含有割合Xavgが0.60未満であると、TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層は硬さに劣るため、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐摩耗性が十分でない。一方、Alの平均含有割合Xavgが0.95を超えると、相対的にTiの含有割合が減少するため、脆化を招き、耐チッピング性が低下する。したがって、Alの平均含有割合Xavgは、0.60≦Xavg≦0.95と定めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるC成分の平均含有割合Yavgは、0≦Yavg≦0.005の範囲の微量であるとき、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体もしくは下部層との密着性が向上し、かつ、潤滑性が向上することによって切削時の衝撃を緩和し、結果として複合窒化物または複合炭窒化物層の耐欠損性および耐チッピング性が向上する。一方、C成分の平均含有割合Yavgが0≦Yavg≦0.005の範囲を逸脱すると、複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下するため耐欠損性および耐チッピング性が逆に低下するため好ましくない。したがって、Cの平均含有割合Yavgは、0≦Yavg≦0.005と定めた。
本発明の前記(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層について、電子線後方散乱回折装置を用いてNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、その縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線(断面研磨面における工具基体表面と垂直な方向)に対する前記結晶粒の結晶面である{110}面の法線がなす傾斜角を測定し、その傾斜角のうち、法線方向に対して0〜45度の範囲内にある傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計したとき、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布における度数全体の35%以上の割合となる傾斜角度数分布形態を示す場合に、前記TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層は、NaCl型の面心立方構造を維持したままで高硬度を有し、しかも、前述したような傾斜角度数分布形態によって硬質被覆層と基体との密着性が飛躍的に向上する。
したがって、このような被覆工具は、例えば、合金鋼の高速断続切削等に用いた場合であっても、チッピング、欠損、剥離等の発生が抑えられ、しかも、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
複合窒化物または複合炭窒化物層中のNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒について、工具基体表面と平行な方向の粒子幅をw、また、工具基体表面に垂直な方向の粒子長さをlとし、前記wとlとの比l/wを各結晶粒のアスペクト比aとし、さらに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比aの平均値を平均アスペクト比A、個々の結晶粒について求めた粒子幅wの平均値を平均粒子幅Wとした場合、本発明では、平均粒子幅Wが0.1〜2.0μm、平均アスペクト比Aが2〜10を満足するように制御する。
この条件を満たすとき、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒は柱状組織となり、すぐれた耐摩耗性を示す。一方、平均アスペクト比Aが2を下回ると、NaCl型の面心立方構造の結晶粒内に本発明の特徴である組成の周期的な分布を形成しにくくなり、10を上回るとクラックの進展を抑制し難くなる。また、平均粒子幅Wが0.1μm未満であると耐摩耗性が低下し、2.0μmを超えると靭性が低下する。したがって、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成するNaCl型の面心立方構造の結晶粒の平均粒子幅Wは、0.1〜2.0μmと定めた。
さらに、NaCl型の面心立方構造を有する結晶を組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)で表した場合、結晶粒内にTiとAlの周期的な組成変化が存在し、その法線方向に沿った周期が4〜150nmであるとき、結晶粒に歪みが生じ、硬さが向上する。しかしながら、TiとAlの組成変化の大きさの指標である前記組成式におけるxの極大値の平均と極小値の平均の差Δxが0.03より小さいと前述した結晶粒の歪みが小さく十分な硬さの向上が見込めない。一方、xの極大値の平均と極小値の平均の差Δxが0.25を超えると結晶粒の歪みが大きくなり過ぎ、格子欠陥が大きくなり、硬さが低下する。そこで、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒内に存在するTiとAlの組成変化は、周期的に変化するxの極大値の平均と極小値の平均の差Δxを0.03〜0.25とした。
さらに、その法線方向に沿った周期が4nm未満の場合は、複数の組成変化層を伝播するクラックを抑制する事が出来ず、靭性が低下する。一方、150nmを超えると結晶粒に歪みが十分に生じず、硬さの向上効果が見込めない。
また、TiとAlの周期的な組成変化は、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在することが好ましい。しかしながら、その周期が3nm未満であると靭性が低下する。一方、100nmを超えると硬さの向上効果が見込めない。したがって、立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在する周期は、3〜100nmであることが好ましい。また、その方位に直交する面内でのAlのTiとAlの合量に占める含有割合XOの変化は0.01以下となることにより、{110}面と角度をなす{001}面内の転位のすべり運動を誘発して靭性が向上する。
前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、X線回折装置を用い、Cu−Kα線を線源としてX線回折試験を実施し、NaCl型の面心立方構造の結晶粒の格子定数aを求めたとき、前記結晶粒の格子定数aが、立方晶TiN(JCPDS00−038−1420)の格子定数aTiN:4.24173Åと立方晶AlN(JCPDS00−046−1200)の格子定数aAlN:4.045Åに対して、0.05aTiN+0.95aAlN ≦a ≦ 0.4aTiN + 0.6aAlNの関係を満たすとき、より高い硬さを示し、かつ高い熱伝導性を示すことで、すぐれた耐摩耗性に加えて、すぐれた耐熱衝撃性を備える。
NaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の粒界部に六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在することにより、粒界滑りが抑制され、靭性が向上する。しかしながら、その面積割合が30面積%を超えると相対的にNaCl型の面心立方構造の結晶相の割合が減少するため硬さが低下し好ましくない。また、微粒結晶粒の平均粒径Rが0.01μm未満であると粒界滑りを抑制する効果が十分でなく、一方、0.3μmを超えると柱状組織内の歪みが大きくなり硬さが低下するため好ましくない。
また、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、それだけでも十分な効果を奏するが、Tiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上のTi化合物層からなり、0.1〜20μmの合計平均層厚を有する下部層を設けた場合、および/または、1〜25μmの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層を設けた場合には、これらの層が奏する効果と相俟って、一層すぐれた特性を創出することができる。Tiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上のTi化合物層からなる下部層を設ける場合、下部層の合計平均層厚が0.1μm未満では、下部層の効果が十分に奏されず、一方、20μmを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。また、酸化アルミニウム層を含む上部層の合計平均層厚が1μm未満では、上部層の効果が十分に奏されず、一方、25μmを超えると結晶粒が粗大化し易くなり、チッピングを発生しやすくなる。
特に、TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層のNaCl型の面心立方構造の結晶粒において、結晶粒内にTiとAlの周期的な組成変化が存在することにより、結晶粒内にひずみが生じ、硬さが向上し、また、柱状組織を有することにより、高い耐摩耗性を発揮すると同時に、柱状組織の粒界部に六方晶構造の微粒結晶粒が存在することにより、粒界滑りを抑制し、靭性が向上し、さらに、NaCl型の面心立方構造の結晶粒が{110}面に配向することによって、耐逃げ面摩耗性、耐クレーター摩耗性がそれぞれ向上することが相俟って、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼等の高速断続切削加工に用いた場合においても、本発明の被覆工具は、耐チッピング性、耐欠損性とともにすぐれた耐摩耗性を発揮するのである。
(a)表4に示される形成条件A〜J、すなわち、NH3とH2からなるガス群Aと、TiCl4、Al(CH3)3、AlCl3、N2、H2からなるガス群B、およびおのおのガスの供給方法として、反応ガス組成(ガス群Aおよびガス群Bを合わせた全体に対する容量%)を、ガス群AとしてNH3:3.5〜4.0%、N2:0〜5%、H2:55〜60%、ガス群BとしてAlCl3:0.6〜0.9%、TiCl4:0.2〜0.3%、Al(CH3)3:0〜0.5%、N2:0.0〜12.0%、H2:残、反応雰囲気圧力:4.5〜5.0kPa、反応雰囲気温度:700〜900℃、供給周期1〜5秒、1周期当たりのガス供給時間0.15〜0.25秒、ガス供給Aとガス供給Bの位相差0.10〜0.20秒として、所定時間、熱CVD法を行い、表7に示される結晶粒内平均方位差が2度以上を示すNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒が表7に示される面積割合存在し、表7に示される目標層厚を有する(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層からなる硬質被覆層を形成することにより本発明被覆工具1〜15を製造した。
なお、本発明被覆工具6〜13については、表3に示される形成条件で、表6に示される下部層、上部層のいずれかを形成した。
なお、本発明被覆工具6〜13と同様に、比較被覆工具6〜13については、表3に示される形成条件で、表6に示される下部層、上部層のいずれかを形成した。
なお、参考例の蒸着に用いたアークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
(a)前記工具基体BおよびCを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、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、また、カソード電極(蒸発源)として、所定組成のAl−Ti合金を配置し、
(b)まず、装置内を排気して10−2Pa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工具基体に−1000Vの直流バイアス電圧を印加し、かつAl−Ti合金からなるカソード電極とアノード電極との間に200Aの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にAlおよびTiイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
(c)次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して4Pa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Al−Ti合金からなるカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間に120Aの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表8に示される目標組成、目標層厚の(Ti,Al)N層を蒸着形成し、参考被覆工具14、15を製造した。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層のAlの平均含有割合Xavgについては、電子線マイクロアナライザ(EPMA,Electron−Probe−Micro−Analyser)を用い、表面を研磨した試料において、電子線を試料表面側から照射し、得られた特性X線の解析結果の10点平均からAlの平均含有割合Xavgを求めた。Cの平均含有割合Yavgについては、二次イオン質量分析(SIMS,Secondary−Ion−Mass−Spectroscopy)により求めた。イオンビームを試料表面側から70μm×70μmの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。Cの平均含有割合YavgはTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。ただしCの含有割合には、意図的にガス原料としてCを含むガスを用いなくても含まれる不可避的なCの含有割合を除外している。具体的にはAl(CH3)3の供給量を0とした場合の複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるC成分の含有割合(原子比)を不可避的なCの含有割合として求め、Al(CH3)3を意図的に供給した場合に得られる複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるC成分の含有割合(原子比)から前記不可避的なCの含有割合を差し引いた値をYavgとして求めた。
また、本発明被覆工具1〜15および比較被覆工具1〜13、参考被覆工具14、15について、工具基体に垂直な方向の断面方向から走査型電子顕微鏡(倍率5000倍及び20000倍)を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ10μm、工具基体表面と垂直方向には膜厚の範囲に存在する複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層中のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒について、基体表面と平行な方向の粒子幅w、基体表面に垂直な方向の粒子長さlを測定し、各結晶粒のアスペクト比a(=l/w)を算出するとともに、個々の結晶粒について求めたアスペクト比aの平均値を平均アスペクト比Aとして算出し、また、個々の結晶粒について求めた粒子幅wの平均値を平均粒子幅Wとして算出した。さらに、立方晶構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の粒界部に存在する微粒結晶粒の平均粒径Rについても算出した。その結果を、表7および表8に示した。
また、硬質被覆層の傾斜角度数分布については、立方晶構造のTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体表面に垂直な方向の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に70度の入射角度で15kVの加速電圧の電子線を1nAの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する立方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射し、電子後方散乱回折像装置を用いて、工具基体表面と水平方向に長さ100μm、工具基体表面と垂直な方向の断面に沿って膜厚以下の距離の測定範囲内の該硬質被覆層について0.01μm/stepの間隔で、基体表面の法線(断面研磨面における基体表面と垂直な方向)に対して、前記結晶粒の結晶面である{110}面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、0〜10度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認し、かつ0〜10度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。その結果を、同じく、表7および表8に示す。
図4に、一例として、本発明被覆工具5について測定した傾斜角度数分布グラフを示し、また、図5に、比較被覆工具5について測定した傾斜角度数分布グラフを示す。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層からなる硬質被覆層の工具基体に垂直な方向の断面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に70度の入射角度で15kVの加速電圧の電子線を1nAの照射電流で、前記断面研磨面の測定範囲内に存在する結晶粒個々に照射し、工具基体と水平方向に長さ100μm、工具基体表面と垂直な方向の断面に沿って膜厚以下の距離の測定範囲内に亘り硬質被覆層について0.01μm/stepの間隔で、電子線後方散乱回折像を測定し、個々の結晶粒の結晶構造を解析することでNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒からなる柱状組織の粒界部に存在する微粒結晶粒が六方晶構造であることを同定し、その微粒結晶粒の占める面積割合を求めた。その結果を、同じく、表7および表8に示す。さらに微粒結晶粒の平均粒径Rは、微結晶粒が見出される柱状組織の粒界のうち、0.5μm以上の粒界長さを有する部位を複数の観察視野から3ヶ所見出し、おのおの0.5μmの線分上に存在する粒界数を数え上げて、1.5μmを3か所での合計粒界数で割ることにより得る事が出来る。
さらに、透過型電子顕微鏡(倍率200000倍)を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察を行い、エネルギー分散型X線分光法(EDS)を用いて、断面側から面分析を行ったところ、前記NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒内に、組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)におけるTiとAlの周期的な組成変化が存在することを確認した。また、該結晶粒について電子線回折を行うことで、TiとAlの周期的な組成変化がNaCl型の面心立方構造の結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在することを確認し、その方位に沿ったEDSによる線分析を行い、TiとAlの周期的な組成変化の極大値の平均と極小値の平均の差をΔxとして求め、さらに極大値の周期をTiとAlの周期的な組成変化の周期として求め、その方位に直交する方向に沿った線分析を行い、TiとAlの合量に占めるAlの含有割合xの最大値と最小値の差をTiとAlの組成変化XOとして求めた。
その結果を、同じく、表7および表8に示す。
切削試験: 乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材: JIS・SCM440幅100mm、長さ400mmのブロック材、
回転速度: 955 min−1、
切削速度: 375 m/min、
切り込み: 1.2 mm、
一刃送り量: 0.12 mm/刃、
切削時間: 8分、
(通常の切削速度は、220m/min)、
化学蒸着装置を用い、実施例1と同様の方法により表3および表4に示される条件で、少なくとも(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層を含む硬質被覆層を目標層厚で蒸着形成することにより、表13に示される本発明被覆工具16〜30を製造した。
なお、本発明被覆工具19〜28については、表3に示される形成条件で、表12に示される下部層、上部層のいずれかを形成した。
なお、本発明被覆工具19〜28と同様に、比較被覆工具19〜28については、表3に示される形成条件で、表12に示される下部層、上部層のいずれかを形成した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例1に示される条件と同様の条件を用いた。
また、前記本発明被覆工具16〜30、比較被覆工具16〜28および参考被覆工具29、30の硬質被覆層について、実施例1に示される方法と同様の方法を用いて、Alの平均含有割合Xavg、Cの平均含有割合Yavg、柱状組織(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層を構成する立方晶構造を有する結晶粒の平均粒子幅W、平均アスペクト比Aを算出した。さらに、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒からなる柱状組織の粒界部に存在する微粒結晶粒の平均粒径Rおよび微粒結晶粒が存在する面積割合についても、実施例1に示される方法と同様の方法を用いて算出した。また、基体表面の法線(断面研磨面における基体表面と垂直な方向)に対して、前記NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の結晶面である{110}面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより、0〜10度の範囲内に存在する度数のピークの存在を確認し、かつ0〜10度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
その結果を、表13および表14に示す。
切削条件1:
被削材:JIS・SCM435の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:380m/min、
切り込み:1.5mm、
送り:0.1mm/rev、
切削時間:5分、
(通常の切削速度は、220m/min)、
切削条件2:
被削材:JIS・FCD700の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:320m/min、
切り込み:1.0mm、
送り:0.1mm/rev、
切削時間:5分、
(通常の切削速度は、180m/min)、
表15に、前記切削試験の結果を示す。
なお、本発明被覆工具33、34については、表3に示される形成条件で、表17に示すような下部層、上部層のいずれかを形成した。
なお、本発明被覆工具33、34と同様に、比較被覆工具33、34については、表3に示される形成条件で、表17に示すような下部層、上部層のいずれかを形成した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例1に示される条件と同様の条件を用い、前記工具基体の表面に、表19に示される目標組成、目標層厚の(Al,Ti)N層を蒸着形成し、参考被覆工具35,36を製造した。
工具基体:立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体、
切削試験: 浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
被削材: JIS・SCr420(硬さ:HRC62)の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度: 240 m/min、
切り込み: 0.1mm、
送り: 0.1mm/rev、
切削時間: 4分、
表20に、前記切削試験の結果を示す。
Claims (8)
- 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に、硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
(a)前記硬質被覆層は、化学蒸着法により成膜された平均層厚1〜20μmのTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)で表した場合、前記複合窒化物または複合炭窒化物層のAlのTiとAlの合量に占める平均含有割合XavgおよびCのCとNの合量に占める平均含有割合Yavg(但し、Xavg、Yavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg≦0.95、0≦Yavg≦0.005を満足し、
(b)前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、NaCl型の面心立方構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物の相を少なくとも含み、
(c)また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、電子線後方散乱回折装置を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層内のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の結晶方位を、前記複合窒化物または複合炭窒化物層の縦断面方向から解析した場合、工具基体表面の法線方向に対する前記結晶粒の結晶面である{110}面の法線がなす傾斜角を測定し、該傾斜角のうち法線方向に対して0〜45度の範囲内にある傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分して各区分内に存在する度数を集計し傾斜角度数分布を求めたとき、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、前記傾斜角度数分布における度数全体の35%以上の割合を示し、
(d)前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒の平均粒子幅Wが0.1〜2.0μm、平均アスペクト比Aが2〜10である柱状組織を有し、
(e)また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中の前記NaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒内に、組成式:(Ti1−xAlx)(CyN1−y)におけるTiとAlの周期的な組成変化が存在し、工具基体表面の法線方向に沿った周期が4〜150nmであり、周期的に変化するxの極大値の平均と極小値の平均の差Δxが0.03〜0.25であることを特徴とする表面被覆切削工具。 - 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlの周期的な組成変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、TiとAlの周期的な組成変化が該結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に沿って存在し、その方位に沿った周期が3〜100nmであり、その方位に直交する面内でのAlのTiとAlの合量に占める含有割合XOの変化は0.01以下であること特徴とする請求項1に記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、X線回折からNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の格子定数aを求め、前記NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒の格子定数aが、立方晶TiNの格子定数aTiNと立方晶AlNの格子定数aAlNに対して、0.05aTiN+0.95aAlN≦a≦0.4aTiN+0.6aAlNの関係を満たすことを特徴とする請求項1または請求項2に記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物の単相からなることを特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層について、該層の縦断面方向から観察した場合に、複合窒化物または複合炭窒化物層内のNaCl型の面心立方構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の粒界部に、六方晶構造を有する微粒結晶粒が存在し、該微粒結晶粒の存在する面積割合が30面積%以下であり、該微粒結晶粒の平均粒径Rが0.01〜0.3μmであることを特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記工具基体と前記TiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に、Tiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上のTi化合物層からなり、0.1〜20μmの合計平均層厚を有する下部層が存在することを特徴とする請求項1乃至請求項5のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも1〜25μmの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする請求項1乃至請求項6のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により成膜されたものであることを特徴とする請求項1乃至請求項7のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
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Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2018114611A (ja) * | 2017-01-18 | 2018-07-26 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2018144224A (ja) * | 2017-03-08 | 2018-09-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
JP2019063900A (ja) * | 2017-09-29 | 2019-04-25 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2019511378A (ja) * | 2016-03-31 | 2019-04-25 | ヴァルター アーゲー | h−AlN及びTi1−xAlxCyNz層を有するコーティング切削工具 |
JP2019162709A (ja) * | 2018-03-20 | 2019-09-26 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2020104209A (ja) * | 2018-12-27 | 2020-07-09 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
CN113165084A (zh) * | 2018-10-11 | 2021-07-23 | 三菱综合材料株式会社 | 硬质包覆层发挥优异的耐熔敷性、耐塑性变形性及耐异常损伤性的表面包覆切削工具 |
WO2021157609A1 (ja) * | 2020-02-03 | 2021-08-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
WO2022264197A1 (ja) | 2021-06-14 | 2022-12-22 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
WO2024060667A1 (zh) * | 2022-09-20 | 2024-03-28 | 株洲钻石切削刀具股份有限公司 | 一种涂层切削刀具 |
US11998992B2 (en) | 2018-09-28 | 2024-06-04 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface coated cutting tool having hard coating layer exhibiting excellent chipping resistance |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2013240866A (ja) * | 2012-05-22 | 2013-12-05 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2014061588A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-04-10 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
JP2014097536A (ja) * | 2012-11-13 | 2014-05-29 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2014121747A (ja) * | 2012-12-20 | 2014-07-03 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2014133267A (ja) * | 2013-01-08 | 2014-07-24 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
-
2014
- 2014-07-30 JP JP2014154501A patent/JP6296294B2/ja active Active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2013240866A (ja) * | 2012-05-22 | 2013-12-05 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2014061588A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-04-10 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆切削工具 |
JP2014097536A (ja) * | 2012-11-13 | 2014-05-29 | Mitsubishi Materials Corp | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2014121747A (ja) * | 2012-12-20 | 2014-07-03 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2014133267A (ja) * | 2013-01-08 | 2014-07-24 | Mitsubishi Materials Corp | 硬質被覆層がすぐれた耐酸化性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
Cited By (21)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2019511378A (ja) * | 2016-03-31 | 2019-04-25 | ヴァルター アーゲー | h−AlN及びTi1−xAlxCyNz層を有するコーティング切削工具 |
US11247276B2 (en) | 2016-03-31 | 2022-02-15 | Walter Ag | Coated cutting tool with h-AlN and Ti1-xAlxCyNz layers |
JP2018114611A (ja) * | 2017-01-18 | 2018-07-26 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP7098932B2 (ja) | 2017-01-18 | 2022-07-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2018144224A (ja) * | 2017-03-08 | 2018-09-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
JP7068646B2 (ja) | 2017-03-08 | 2022-05-17 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
JP2019063900A (ja) * | 2017-09-29 | 2019-04-25 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP7191287B2 (ja) | 2018-03-20 | 2022-12-19 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2019162709A (ja) * | 2018-03-20 | 2019-09-26 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
US11998992B2 (en) | 2018-09-28 | 2024-06-04 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface coated cutting tool having hard coating layer exhibiting excellent chipping resistance |
CN113165084A (zh) * | 2018-10-11 | 2021-07-23 | 三菱综合材料株式会社 | 硬质包覆层发挥优异的耐熔敷性、耐塑性变形性及耐异常损伤性的表面包覆切削工具 |
CN113165084B (zh) * | 2018-10-11 | 2024-04-05 | 三菱综合材料株式会社 | 硬质包覆层发挥优异的耐熔敷性、耐塑性变形性及耐异常损伤性的表面包覆切削工具 |
JP2020104209A (ja) * | 2018-12-27 | 2020-07-09 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP7198412B2 (ja) | 2018-12-27 | 2023-01-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
EP4101565A4 (en) * | 2020-02-03 | 2023-06-14 | Mitsubishi Materials Corporation | SURFACE COATED CUTTING TOOL |
JP2021122875A (ja) * | 2020-02-03 | 2021-08-30 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
WO2021157609A1 (ja) * | 2020-02-03 | 2021-08-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
WO2022264197A1 (ja) | 2021-06-14 | 2022-12-22 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 切削工具 |
US11534837B1 (en) | 2021-06-14 | 2022-12-27 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Cutting tool |
KR20230028526A (ko) | 2021-06-14 | 2023-02-28 | 스미또모 덴꼬오 하드메탈 가부시끼가이샤 | 절삭 공구 |
WO2024060667A1 (zh) * | 2022-09-20 | 2024-03-28 | 株洲钻石切削刀具股份有限公司 | 一种涂层切削刀具 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP6296294B2 (ja) | 2018-03-20 |
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