JP2016064471A - 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
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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2016064471A JP2016064471A JP2014195080A JP2014195080A JP2016064471A JP 2016064471 A JP2016064471 A JP 2016064471A JP 2014195080 A JP2014195080 A JP 2014195080A JP 2014195080 A JP2014195080 A JP 2014195080A JP 2016064471 A JP2016064471 A JP 2016064471A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- composite
- avg
- nitride
- crystal
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
- C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
- C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
- C23C16/34—Nitrides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
- C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
- C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
- C23C16/34—Nitrides
- C23C16/347—Carbon nitride
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
- B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
- B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
- B23B27/148—Composition of the cutting inserts
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
- C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
- C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
- C23C16/36—Carbonitrides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
- C23C16/44—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating
- C23C16/455—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the method of coating characterised by the method used for introducing gases into reaction chamber or for modifying gas flows in reaction chamber
- C23C16/45523—Pulsed gas flow or change of composition over time
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
- C23C28/042—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material including a refractory ceramic layer, e.g. refractory metal oxides, ZrO2, rare earth oxides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/04—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material
- C23C28/044—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material coatings specially adapted for cutting tools or wear applications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/40—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition
- C23C28/42—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition characterized by the composition of the alternating layers
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B2222/00—Materials of tools or workpieces composed of metals, alloys or metal matrices
- B23B2222/16—Cermet
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B2222/00—Materials of tools or workpieces composed of metals, alloys or metal matrices
- B23B2222/28—Details of hard metal, i.e. cemented carbide
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B2224/00—Materials of tools or workpieces composed of a compound including a metal
- B23B2224/32—Titanium carbide nitride (TiCN)
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B2226/00—Materials of tools or workpieces not comprising a metal
- B23B2226/12—Boron nitride
- B23B2226/125—Boron nitride cubic [CBN]
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B2228/00—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner
- B23B2228/04—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner applied by chemical vapour deposition [CVD]
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23B—TURNING; BORING
- B23B2228/00—Properties of materials of tools or workpieces, materials of tools or workpieces applied in a specific manner
- B23B2228/10—Coatings
- B23B2228/105—Coatings with specified thickness
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Abstract
【課題】硬質被覆層がすぐれた硬さ、靭性を備え、長期の使用に亘って耐チッピング性、耐欠損性を発揮する被覆工具を提供する。
【解決手段】硬質被覆層が、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表される複合窒化物または複合炭窒化物層(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)を含み、Alの平均含有割合Xavg、Meの平均含有割合Yavg、Cの平均含有割合Zavgが、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものが存在し、立方晶構造を有する結晶粒内に、TiとAlとMeの所定の周期の組成変化が存在することにより、前記課題を解決する。
【選択図】図1
【解決手段】硬質被覆層が、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表される複合窒化物または複合炭窒化物層(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)を含み、Alの平均含有割合Xavg、Meの平均含有割合Yavg、Cの平均含有割合Zavgが、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶構造を有するものが存在し、立方晶構造を有する結晶粒内に、TiとAlとMeの所定の周期の組成変化が存在することにより、前記課題を解決する。
【選択図】図1
Description
本発明は、合金鋼等の高熱発生を伴うとともに、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する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備えることにより、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具(以下、被覆工具という)に関するものである。
従来、一般に、炭化タングステン(以下、WCで示す)基超硬合金、炭窒化チタン(以下、TiCNで示す)基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素(以下、cBNで示す)基超高圧焼結体で構成された基体(以下、これらを総称して基体という)の表面に、硬質被覆層として、Ti−Al系の複合窒化物層を物理蒸着法により被覆形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
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。
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。
例えば、特許文献1には、TiCN層、Al2O3層を内層として、その上に、化学蒸着法により、立方晶結晶構造あるいは六方晶結晶構造を含む立方晶結晶構造の(Ti1−xAlx)N層(但し、xは0.65〜0.9)を外層として被覆するとともに、該外層に100〜1100MPaの圧縮応力を付与することにより、被覆工具の耐熱性と疲労強度を改善することが提案されている。
また、特許文献2には、工具基体と、その基体上に形成された硬質被覆層とを備える表面被覆切削工具であって、硬質被覆層は、AlまたはCrのいずれか一方または両方の元素と、周期律表4a,5a,6a族元素およびSiからなる群から選ばれる少なくとも1種の元素と、炭素、窒素、酸素およびホウ素からなる群から選ばれる少なくとも1種の元素とにより構成される化合物と、塩素とを含むことにより、硬質被覆層の耐摩耗性と耐酸化性とを飛躍的に向上することが開示されている。
また、特許文献3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って、xの値を0.65〜0.95まで高めた(Ti1−xAlx)N層の形成によって、切削性能へ如何なる影響があるかという点についてまでの開示はない。
近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献1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。
また、特許文献2に記載されている被覆工具は、耐摩耗性、耐酸化特性を向上させることを意図しているが、高速断続切削等の衝撃が伴うような切削条件下では、耐チッピング性が十分でないという課題があった。
一方、前記特許文献3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含有割合xを高めることができ、また、立方晶結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、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。
しかし、前記特許文献1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。
また、特許文献2に記載されている被覆工具は、耐摩耗性、耐酸化特性を向上させることを意図しているが、高速断続切削等の衝撃が伴うような切削条件下では、耐チッピング性が十分でないという課題があった。
一方、前記特許文献3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含有割合xを高めることができ、また、立方晶結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、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。
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、炭素鋼、鋳鉄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、前述の観点から、少なくともTiとAlの複合窒化物または複合炭窒化物(以下、「(Ti,Al)(C,N)」あるいは「(Ti1−xAlx)(CyN1−y)」で示すことがある)を含む硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。
即ち、従来の少なくとも1層の(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層を含み、かつ所定の平均層厚を有する硬質被覆層は、(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層が工具基体に垂直方向に柱状をなして形成されている場合、高い耐摩耗性を有する。その反面、(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層の異方性が高くなるほど(Ti1−xAlx)(CyN1−y)層の靭性が低下し、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が低下し、長期の使用に亘って十分な耐摩耗性を発揮することができず、また、工具寿命も満足できるものであるとはいえなかった。
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、硬質被覆層にSi、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素(以下、「Me」で示す。)を含有させ(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層を主としてNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒で構成し、かつ、かつ、立方晶結晶相内にTiとAlとMeの周期的な濃度変化を形成させるという全く新規な着想により、立方晶結晶粒に歪みを生じさせ、硬さと靭性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。
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、硬質被覆層にSi、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素(以下、「Me」で示す。)を含有させ(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層を主としてNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒で構成し、かつ、かつ、立方晶結晶相内にTiとAlとMeの周期的な濃度変化を形成させるという全く新規な着想により、立方晶結晶粒に歪みを生じさせ、硬さと靭性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。
具体的には、硬質被覆層が、化学蒸着法により成膜された平均層厚1〜20μmのTiとAlとMe(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)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−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合、AlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95を満足し、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結晶粒を含み(あるいはさらにウルツ鉱型の六方晶構造を有する結晶粒を含み)、前記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TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて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{100}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、0〜12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0〜12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、前記NaCl型の面心立方構造の結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在し(即ち、x、y、zは、一定値ではなく、周期的に変化する値である)、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XmaxとXminの差Δxが0.03〜0.25であり、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、その工具基体表面の法線方向に沿った周期が3〜100nmであることにより、NaCl型の面心立方構造を有する結晶粒に歪みを生じさせ、従来の硬質被覆層に比して、(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層の硬さと靭性が高まり、その結果、耐チッピング性、耐欠損性が向上し、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。
そして、前述のような構成の(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層は、例えば、工具基体表面において反応ガス組成を周期的に変化させる以下の化学蒸着法によって成膜することができる。
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、MeCln(Meの塩化物)、NH3、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%、MeCln(Meの塩化物):0.1〜0.2%、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−x―yAlxMey)(CzN1−z)層を成膜する。
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、MeCln(Meの塩化物)、NH3、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%、MeCln(Meの塩化物):0.1〜0.2%、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−x―yAlxMey)(CzN1−z)層を成膜する。
前述のようにガス群Aとガス群Bが工具基体表面に到達する時間に差が生じるように供給し、ガス群Aにおける窒素原料ガスとしてNH3:3.5〜4.0%、N2:0〜5%、と設定し、ガス群Bにおける金属塩化物原料あるいは炭素原料であるAlCl3:0.6〜0.9%、TiCl4:0.2〜0.3%、MeCln(Meの塩化物):0.1〜0.2%、Al(CH3)3:0〜0.5%と設定する事により、結晶粒内に局所的な組成のムラ、転位や点欠陥の導入による結晶格子の局所的な歪みが形成され、なおかつ結晶粒の工具基体表面側と皮膜表面側での{100}配向の度合いを変化させることが出来る。その結果、耐摩耗性を維持しつつ靭性が飛躍的に向上することを見出した。その結果、特に、耐欠損性、耐チッピング性が向上し、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、硬質被覆層が、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し得ることを見出した。
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「(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とMe(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)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−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のAlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95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TiとAlとMeの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) 前記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TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて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{100}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、0〜12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0〜12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)また、前記NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在し、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XmaxとXminの差Δxが0.03〜0.25であり、
(e)前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、その工具基体表面の法線方向に沿った周期が3〜100nm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とMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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の含有割合xの変化量の最大値ΔXo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中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、
(a)TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとすると、方位dAに沿った周期が3〜100nmであり、方位dAに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodAは0.01以下である領域A、
(b)TiとAlとMeの周期的な濃度変化が、方位dAと直交する立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとすると、方位dBに沿った周期が3〜100nmであり、方位dBに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodBは0.01以下である領域B、
前記領域Aおよび領域Bが結晶粒内に存在し、前記領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを特徴とする(1)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)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、該層内のNaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物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することを特徴とする(1)乃至(4)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(6) 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とMeの複合窒化物または複合炭窒化物の面積割合が70面積%以上であ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と前記TiとAlとMe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層以上からなり、かつ、0.1〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層を含む下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(7)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(9) 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(8)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。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物または複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来から知られている前記(7)の下部層や前記(8)の上部層などと併用することにより、複合窒化物または複合炭窒化物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ことは言うまでもない。
「(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とMe(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)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−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のAlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95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TiとAlとMeの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) 前記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TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて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{100}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、0〜12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0〜12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)また、前記NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在し、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XmaxとXminの差Δxが0.03〜0.25であり、
(e)前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、その工具基体表面の法線方向に沿った周期が3〜100nm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とMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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の含有割合xの変化量の最大値ΔXo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中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、
(a)TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとすると、方位dAに沿った周期が3〜100nmであり、方位dAに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodAは0.01以下である領域A、
(b)TiとAlとMeの周期的な濃度変化が、方位dAと直交する立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとすると、方位dBに沿った周期が3〜100nmであり、方位dBに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodBは0.01以下である領域B、
前記領域Aおよび領域Bが結晶粒内に存在し、前記領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを特徴とする(1)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)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、該層内のNaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物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することを特徴とする(1)乃至(4)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(6) 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とMeの複合窒化物または複合炭窒化物の面積割合が70面積%以上であ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と前記TiとAlとMe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層以上からなり、かつ、0.1〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層を含む下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(7)のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
(9) 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(8)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。
なお、本発明における硬質被覆層は、前述のような複合窒化物または複合炭窒化物層をその本質的構成とするが、さらに、従来から知られている前記(7)の下部層や前記(8)の上部層などと併用することにより、複合窒化物または複合炭窒化物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ことは言うまでもない。
本発明について、以下に詳細に説明する。
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の平均層厚:
図1に、本発明の硬質被覆層を構成するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面模式図を示す。
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表されるTiとAlとMe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とMe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。
図1に、本発明の硬質被覆層を構成するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の断面模式図を示す。
本発明の硬質被覆層は、化学蒸着された組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表されるTiとAlとMe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とMe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。
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の組成:
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、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)、AlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95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とMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、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。 また、Meの平均含有割合Yavgが0.005未満であると、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、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、0.10を超えると粒界へのMeの偏析等により、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下し、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分でない。したがって、Meの平均含有割合Yavgは、0.005≦Yavg≦0.10と定めた。
一方、Alの平均含有割合XavgとMeの平均含有割合Yavgとの和Xavg+Yavgが0.605未満であると、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、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く、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とMeの平均含有割合Yavgとの和Xavg+Yavgは、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95と定めた。
ここで、Meの具体的な成分としては、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素を使用する。
Meとして、Yavgが0.005以上になるようにSi成分あるいはB成分を使用した場合には、複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さが向上するため耐摩耗性の向上が図られ、Zr成分は結晶粒界を強化する作用を有し、また、V成分は靭性を向上することから、耐チッピング性のより一層の向上が図られ、Cr成分は耐酸化性を向上させることから、工具寿命のよりいっそう長寿命化が期待される。しかし、いずれの成分も、平均含有割合Yavgが0.10を超えると、相対的にAl成分、Ti成分の平均含有割合が減少することから、耐摩耗性あるいは耐チッピング性が低下傾向を示すようになるため、Yavgが0.10を超えるような平均含有割合となることは避けなければならない。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるCの平均含有割合(原子比)Zavgは、0≦Zavg≦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の平均含有割合Zavgが0≦Zavg≦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Zavgは、0≦Zavg≦0.005と定めた。
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、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)、AlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95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とMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、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。 また、Meの平均含有割合Yavgが0.005未満であると、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、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、0.10を超えると粒界へのMeの偏析等により、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の靭性が低下し、合金鋼等の高速断続切削に供した場合には、耐チッピング性が十分でない。したがって、Meの平均含有割合Yavgは、0.005≦Yavg≦0.10と定めた。
一方、Alの平均含有割合XavgとMeの平均含有割合Yavgとの和Xavg+Yavgが0.605未満であると、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さに劣るため、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く、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とMeの平均含有割合Yavgとの和Xavg+Yavgは、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95と定めた。
ここで、Meの具体的な成分としては、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素を使用する。
Meとして、Yavgが0.005以上になるようにSi成分あるいはB成分を使用した場合には、複合窒化物または複合炭窒化物層の硬さが向上するため耐摩耗性の向上が図られ、Zr成分は結晶粒界を強化する作用を有し、また、V成分は靭性を向上することから、耐チッピング性のより一層の向上が図られ、Cr成分は耐酸化性を向上させることから、工具寿命のよりいっそう長寿命化が期待される。しかし、いずれの成分も、平均含有割合Yavgが0.10を超えると、相対的にAl成分、Ti成分の平均含有割合が減少することから、耐摩耗性あるいは耐チッピング性が低下傾向を示すようになるため、Yavgが0.10を超えるような平均含有割合となることは避けなければならない。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層に含まれるCの平均含有割合(原子比)Zavgは、0≦Zavg≦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の平均含有割合Zavgが0≦Zavg≦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Zavgは、0≦Zavg≦0.005と定めた。
TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層((Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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面である{100}面についての傾斜角度数分布:
本発明の前記(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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{100}面の法線がなす傾斜角(図2(a)、(b)参照)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、0〜12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0〜12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とMe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。
図3(a)、(b)に、本発明の一実施形態および比較である立方晶構造を有する結晶粒について上記の方法で測定し、求めた傾斜角度数分布の一例をグラフとして示す。
本発明の前記(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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{100}面の法線がなす傾斜角(図2(a)、(b)参照)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、0〜12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0〜12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とMe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。
図3(a)、(b)に、本発明の一実施形態および比較である立方晶構造を有する結晶粒について上記の方法で測定し、求めた傾斜角度数分布の一例をグラフとして示す。
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(以下、単に「立方晶」という)を有する結晶粒:
前記複合窒化物または複合炭窒化物層中の各立方晶結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、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、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とが望ましい。
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立方晶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を超えた柱状晶になると、本発明の特徴である立方晶結晶相内の組成の周期的な分布に沿った面と複数の粒界を伝うようにクラックが成長し易くなるため好ましくない。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立方晶結晶粒の平均粒子幅Wは、0.1〜2.0μmであることが望ましい。
前記複合窒化物または複合炭窒化物層中の各立方晶結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察・測定した場合に、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、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とが望ましい。
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立方晶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を超えた柱状晶になると、本発明の特徴である立方晶結晶相内の組成の周期的な分布に沿った面と複数の粒界を伝うようにクラックが成長し易くなるため好ましくない。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立方晶結晶粒の平均粒子幅Wは、0.1〜2.0μmであることが望ましい。
立方晶結晶構造を有する結晶粒内に存在するTiとAlとMeの濃度変化:
図4に、本発明のTiとAlとMeの複合窒化物層または複合炭窒化物層の立方晶結晶構造を有する結晶粒について、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位に直交する面内でのAlの含有割合xの変化は小さいことを模式図として示す。
また、図5には、本発明のTiとAlとMeの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒について、透過型電子顕微鏡を用いて、エネルギー分散型X線分光法(EDS)による線分析を行った結果のTiとAlとMeの合計に対するAlの周期的な濃度変化xのグラフの一例を示す。
立方晶結晶構造を有する結晶を組成式:(Ti1−x―yAlxSiy)(CzN1−z)で表した場合、結晶粒内にTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するとき(即ち、x、y、zは、一定値ではなく、周期的に変化する値であるとき)、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とMeの濃度変化の大きさの指標である前記組成式におけるAlの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XXmaxとXmin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、XmaxとXmin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、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に存在するTiとAlとMeの濃度変化は、XmaxとXminの差を0.03〜0.25とした。
また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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した場合、結晶粒の歪みによる格子欠陥が生じにくく、靭性が向上する。
また、前記のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する方位に直交する面内ではTiとAlとMeの濃度は実質的に変化せず、上記直交する面内でのAlのTiとAlとMeの合量に占める含有割合xの変化量の最大値ΔXoは0.01以下である。
また、前記立方晶結晶粒の<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た濃度変化の周期が3nm未満では靭性が低下し、100nmを超えると硬さの向上効果が十分に発揮されない。したがって、より望ましい前記濃度変化の周期は3〜100nmである。
図4に、本発明のTiとAlとMeの複合窒化物層または複合炭窒化物層の立方晶結晶構造を有する結晶粒について、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位に直交する面内でのAlの含有割合xの変化は小さいことを模式図として示す。
また、図5には、本発明のTiとAlとMeの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒について、透過型電子顕微鏡を用いて、エネルギー分散型X線分光法(EDS)による線分析を行った結果のTiとAlとMeの合計に対するAlの周期的な濃度変化xのグラフの一例を示す。
立方晶結晶構造を有する結晶を組成式:(Ti1−x―yAlxSiy)(CzN1−z)で表した場合、結晶粒内にTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するとき(即ち、x、y、zは、一定値ではなく、周期的に変化する値であるとき)、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とMeの濃度変化の大きさの指標である前記組成式におけるAlの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XXmaxとXmin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、XmaxとXmin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、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に存在するTiとAlとMeの濃度変化は、XmaxとXminの差を0.03〜0.25とした。
また、前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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した場合、結晶粒の歪みによる格子欠陥が生じにくく、靭性が向上する。
また、前記のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する方位に直交する面内ではTiとAlとMeの濃度は実質的に変化せず、上記直交する面内でのAlのTiとAlとMeの合量に占める含有割合xの変化量の最大値ΔXoは0.01以下である。
また、前記立方晶結晶粒の<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た濃度変化の周期が3nm未満では靭性が低下し、100nmを超えると硬さの向上効果が十分に発揮されない。したがって、より望ましい前記濃度変化の周期は3〜100nmである。
図6に、本発明のTiとAlとMeの複合窒化物層または複合炭窒化物層の断面において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在する立方晶結晶構造を有する結晶粒について、結晶粒内に領域Aと領域Bが存在することを模式図として示す。
TiとAlとMeの周期的な濃度変化が直交する2方向に存在する、領域Aと領域Bが結晶粒内に存在する結晶粒については、結晶粒内で2方向の歪みが存在することで靭性が向上する。さらに、領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Aと領域Bの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
即ち、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとした場合、方位dAに沿った周期が3〜100nmであり、方位dAに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodAが0.01以下である領域Aと、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が、方位dAと直交する立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとした場合、方位dBに沿った周期が3〜100nmであり、方位dBに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodBが0.01以下である領域Bが形成されている場合には、結晶粒内で2方向の歪みが存在することで靭性が向上し、さらに、領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Aと領域Bの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
TiとAlとMeの周期的な濃度変化が直交する2方向に存在する、領域Aと領域Bが結晶粒内に存在する結晶粒については、結晶粒内で2方向の歪みが存在することで靭性が向上する。さらに、領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Aと領域Bの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
即ち、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとした場合、方位dAに沿った周期が3〜100nmであり、方位dAに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodAが0.01以下である領域Aと、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が、方位dAと直交する立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとした場合、方位dBに沿った周期が3〜100nmであり、方位dBに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodBが0.01以下である領域Bが形成されている場合には、結晶粒内で2方向の歪みが存在することで靭性が向上し、さらに、領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることで領域Aと領域Bの境界のミスフィットが生じないため、高い靭性を維持することが出来る。
複合炭窒化物層内の立方晶結晶粒の格子定数a:
前記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、立方晶結晶粒の格子定数aを求めたとき、前記立方晶結晶粒の格子定数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。
前記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、立方晶結晶粒の格子定数aを求めたとき、前記立方晶結晶粒の格子定数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。
複合窒化物または複合炭窒化物層内の立方晶構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の面積割合:
立方晶構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の面積割合が70面積%を下回ると相対的に硬さが低下し好ましくない。
立方晶構造を有する個々の結晶粒からなる柱状組織の面積割合が70面積%を下回ると相対的に硬さが低下し好ましくない。
また、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層は、下部層として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層以上からなり、かつ、0.1〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層を含む場合および/または上部層として1〜25μmの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む場合においても、前述した特性が損なわれず、これらの公知の下部層や上部層などと併用することにより、これらの層が奏する効果と相俟って、いっそう、すぐれた特性を創出することができる。下部層として、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層以上からなるTi化合物層を含む場合、Ti化合物層の合計平均層厚が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、上部層として、酸化アルミニウム層を含む場合、酸化アルミニウム層の合計平均層厚が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。一方で、下部層が0.1μmを下回ると、本発明の複合窒化物または複合炭窒化物層の下部層との密着性向上効果を期待できず、また、上部層が1μmを下回ると、上部層を成膜する事による耐摩耗性向上効果が顕著ではない。
本発明は、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、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とMe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−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合、AlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95を満足し、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(立方晶結晶相)を少なくとも含み、前記立方晶構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて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{100}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、0〜12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0〜12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、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在し、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XmaxとXminの差Δxが0.03〜0.25であり、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、その工具基体表面の法線方向に沿った周期が3〜100nmであることにより、複合窒化物または複合炭窒化物の立方晶結晶構造を有する結晶粒内に歪みが生じるため、結晶粒の硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靭性が向上する。
その結果、耐チッピング性が向上するという効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成される。
その結果、耐チッピング性が向上するという効果が発揮され、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成される。
本発明は、超硬製工具基体、すなわち、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、硬質被覆層が、化学蒸着法により成膜された平均層厚1〜20μmのTiとAlとMe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−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合、AlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95を満足し、複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する結晶粒は、立方晶結晶構造を有する結晶粒を少なくとも含み、前記立方晶構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて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{100}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、0〜12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0〜12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、立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在し、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XmaxとXminの差Δxが0.03〜0.25であり、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、その工具基体表面の法線方向に沿った周期が3〜100nmであるという構成を有することにより、耐チッピング性が向上し、従来の硬質被覆層に比して、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮し、被覆工具の長寿命化が達成されるものであれば、その具体的な実施の態様はいかなるものであっても構わない。
つぎに、本発明の被覆工具の一実施態様を、実施例を用いて具体的に説明する。
つぎに、本発明の被覆工具の一実施態様を、実施例を用いて具体的に説明する。
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、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2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、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、98MPaの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を5Paの真空中、1370〜1470℃の範囲内の所定の温度に1時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、ISO規格SEEN1203AFSNのインサート形状をもったWC基超硬合金製の工具基体A〜Cをそれぞれ製造した。
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(質量比でTiC/TiN=50/50)粉末、Mo2C粉末、ZrC粉末、NbC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、98MPaの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を1.3kPa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、ISO規格SEEN1203AFSNのインサート形状をもったTiCN基サーメット製の工具基体Dを作製した。
つぎに、これらの工具基体A〜Dの表面に、化学蒸着装置を用い、
(a)表4に示される形成条件、すなわち、NH3とH2からなるガス群Aと、TiCl4、Al(CH3)3、AlCl3、MeCln(但し、SiCl4,ZrCl4,BCl3,VCl4,CrCl2のうちのいずれか)、NH3、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%、MeCln(但し、SiCl4,ZrCl4,BCl3,VCl4,CrCl2のうちのいずれか):0.1〜0.2%、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に示される目標層厚を有する(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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。
(a)表4に示される形成条件、すなわち、NH3とH2からなるガス群Aと、TiCl4、Al(CH3)3、AlCl3、MeCln(但し、SiCl4,ZrCl4,BCl3,VCl4,CrCl2のうちのいずれか)、NH3、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%、MeCln(但し、SiCl4,ZrCl4,BCl3,VCl4,CrCl2のうちのいずれか):0.1〜0.2%、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に示される目標層厚を有する(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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。
また、比較の目的で、工具基体A〜Dの表面に、表5に示される条件かつ表8に示される目標層厚(μm)で、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層を含む硬質被覆層を蒸着形成した。この時には、(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層の成膜工程中に工具基体表面における反応ガス組成が時間的に変化しない様に硬質被覆層を形成することにより比較被覆工具1〜15を製造した。
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、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。
前記本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15の硬質被覆層を構成するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層について、工具基体表面に垂直な方向の硬質被覆層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{100}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、0〜12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0〜12度の範囲内に存在する度数の割合を求めた。
また、前記本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15の硬質被覆層を構成するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層について、走査型電子顕微鏡(倍率5000倍及び20000倍)を用いて複数視野に亘って観察した。
本発明被覆工具1〜15については、図1に示した膜構成模式図に示されるように立方晶結晶あるいは立方晶結晶と六方晶結晶の混合相を含む柱状組織の(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層が確認された。また、立方晶結晶粒内にTiとAlとMeの周期的な分布が存在していることが、透過型電子顕微鏡を用いて、エネルギー分散型X線分光法(EDS)による面分析により確認された。
さらに、本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15について、透過型電子顕微鏡を用いたEDSによる面分析の結果を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層中に存在する立方晶結晶粒の5周期分のxの周期におけるxの極大値の平均値をXmaxとし、また、同じく5周期分のxの周期におけるxの極小値の平均値をXminとし、その差Δx(=Xmax−Xmin)を求めた。
本発明被覆工具1〜15については、その値Δxが0.03〜0.25であることが確認された。
本発明被覆工具1〜15については、図1に示した膜構成模式図に示されるように立方晶結晶あるいは立方晶結晶と六方晶結晶の混合相を含む柱状組織の(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層が確認された。また、立方晶結晶粒内にTiとAlとMeの周期的な分布が存在していることが、透過型電子顕微鏡を用いて、エネルギー分散型X線分光法(EDS)による面分析により確認された。
さらに、本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15について、透過型電子顕微鏡を用いたEDSによる面分析の結果を用いて、複合窒化物または複合炭窒化物層中に存在する立方晶結晶粒の5周期分のxの周期におけるxの極大値の平均値をXmaxとし、また、同じく5周期分のxの周期におけるxの極小値の平均値をXminとし、その差Δx(=Xmax−Xmin)を求めた。
本発明被覆工具1〜15については、その値Δxが0.03〜0.25であることが確認された。
また、本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15の各構成層の工具基体に垂直な方向の断面を、走査型電子顕微鏡(倍率5000倍)を用いて測定し、観察視野内の5点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表7、表8に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15の複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Al含有割合、平均Me含有割合については、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Al含有割合XavgおよびMeの平均含有割合Yavgを求めた。
また、平均C含有割合Zavg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。平均C含有割合Zavgは、TiとAlとMe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Zavgとして求めた。
また、平均C含有割合Zavg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。平均C含有割合Zavgは、TiとAlとMe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Zavg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1〜15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−x―yAlxMey)(CzN1−z)層中の個々の結晶粒について、工具基体表面と垂直な皮膜断面側から観察し、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。
また、電子線後方散乱回折装置を用いて、TiとAlとMe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結晶粒個々に照射し、工具基体表面と水平方向に長さ100μm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立方晶結晶構造あるいは六方晶結晶構造であるかを同定し、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物層には、立方晶の複合窒化物または複合炭窒化物の相が含まれていることを確認するとともに、さらに、該層に含まれる立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。
さらに、透過型電子顕微鏡を用いて、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、前記立方晶結晶構造を有する結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxSiy)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化の存在の有無を確認した。この濃度変化が存在する場合には、該結晶粒について電子線回折を行うことで、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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ことを確認し、その方位に沿ったEDSによる線分析を5周期分の区間で行い、TiとAlとMeの合計に対するAlの周期的な濃度変化の極大値の平均値をXmaxとして求め、また、同区間での、TiとAlとMeの合計に対するAlの周期的な濃度変化の極小値の平均値をXminとして求め、その差Δx(=Xmax−Xmin)を求めた。
また、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位に直交する方向に沿った線分析を前記5周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのAlの含有割合xの最大値と最小値の差を、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔXoとして求めた。
さらに、領域Aと領域Bが結晶粒内に存在する結晶粒については、領域Aと領域Bのそれぞれに対して、前述と同様にTiとAlとMeの合計に対するAlの5周期分の周期的な濃度変化の極大値の平均値Xmaxと極小値の平均値の値Xminとの差量の最大値Δx(=Xmax−Xmin)を求めるとともに、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内におけるTiとAlとMeの合計に対するAlの含有割合xの最大値と最小値の差を変化量の最大値として求めた。
即ち、領域AのTiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとした場合、方位dAに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位dAに直交する方向に沿った線分析を前記5周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのAlの含有割合xの最大値と最小値の差を、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔXodAとして求めた。
また、領域BのTiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとした場合、方位dBに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位dBに直交する方向に沿った線分析を前記5周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのAlの含有割合xの最大値と最小値の差を、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔXodBとして求めた。
また、本発明被覆工具1〜15については、dAとdBが直交し、領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを確認した。
このような周期の確認は透過型電子顕微鏡を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低1個の該結晶粒で確認した。また、領域Aと領域Bが結晶粒内に存在する結晶粒については、透過型電子顕微鏡を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低1個の該結晶粒の該領域Aおよび領域Bのおのおので評価した値の平均を算出することによって求めた。
表7および表8に、上記の各種測定結果を示す。
即ち、領域AのTiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとした場合、方位dAに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位dAに直交する方向に沿った線分析を前記5周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのAlの含有割合xの最大値と最小値の差を、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔXodAとして求めた。
また、領域BのTiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとした場合、方位dBに沿った濃度変化の周期を求めるとともに、方位dBに直交する方向に沿った線分析を前記5周期分の距離に相当する区間で行い、その区間でのAlの含有割合xの最大値と最小値の差を、TiとAlとMeの周期的な濃度変化がある立方晶結晶粒の<001>で表される等価の結晶方位のうちの一つの方位と直交する面内での変化量の最大値ΔXodBとして求めた。
また、本発明被覆工具1〜15については、dAとdBが直交し、領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成されることを確認した。
このような周期の確認は透過型電子顕微鏡を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低1個の該結晶粒で確認した。また、領域Aと領域Bが結晶粒内に存在する結晶粒については、透過型電子顕微鏡を用いた複合窒化物または複合炭窒化物層の微小領域の観察の視野における最低1個の該結晶粒の該領域Aおよび領域Bのおのおので評価した値の平均を算出することによって求めた。
表7および表8に、上記の各種測定結果を示す。
つぎに、前記各種の被覆工具をいずれもカッタ径125mmの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具1〜15、比較被覆工具1〜15について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
工具基体: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、
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: 980 min−1、
切削速度: 385 m/min、
切り込み: 1.2 mm、
一刃送り量: 0.15 mm/刃、
切削時間: 8 分、
表9に、切削加工試験結果を示す。
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: 980 min−1、
切削速度: 385 m/min、
切り込み: 1.2 mm、
一刃送り量: 0.15 mm/刃、
切削時間: 8 分、
表9に、切削加工試験結果を示す。
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、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末およびCo粉末を用意し、これら原料粉末を、表10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、98MPaの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を5Paの真空中、1370〜1470℃の範囲内の所定の温度に1時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にR:0.07mmのホーニング加工を施すことによりISO規格CNMG120412のインサート形状をもったWC基超硬合金製の工具基体α〜γをそれぞれ製造した。
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(質量比でTiC/TiN=50/50)粉末、NbC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11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、98MPaの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を1.3kPa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:0.09mmのホーニング加工を施すことによりISO規格・CNMG120412のインサート形状をもったTiCN基サーメット製の工具基体δを形成した。
つぎに、これらの工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例1と同様にして、表4に示される形成条件で、所定時間、熱CVD法を行うことにより、表13に示される(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)層を成膜することにより本発明被覆工具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、上部層を形成した。
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、上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体α〜γおよび工具基体δの表面に、化学蒸着装置を用い、表5に示される条件かつ表14に示される目標層厚で本発明被覆工具と同様に硬質被覆層を蒸着形成することにより、表14に示される比較被覆工具16〜30を製造した。
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、上部層を形成した。
また、本発明被覆工具16〜30、比較被覆工具16〜30の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡(倍率5000倍)を用いて測定し、観察視野内の5点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表13、表14に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具16〜30、比較被覆工具16〜30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、平均Al含有割合Xavg、平均Me含有割合Yavg、平均C含有割合Zavg、傾斜角度数分布、周期的濃度変化の差Δx(=Xmax−Xmin)と周期、格子定数a、結晶粒の平均粒子幅W、平均アスペクト比A、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。
表13、表14にその結果を示す。
また、前記本発明被覆工具16〜30、比較被覆工具16〜30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、平均Al含有割合Xavg、平均Me含有割合Yavg、平均C含有割合Zavg、傾斜角度数分布、周期的濃度変化の差Δx(=Xmax−Xmin)と周期、格子定数a、結晶粒の平均粒子幅W、平均アスペクト比A、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。
表13、表14にその結果を示す。
つぎに、前記各種の被覆工具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、本発明被覆工具16〜30、比較被覆工具16〜30について、以下に示す、合金鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件1:
被削材:JIS・S45Cの長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度: 380 m/min、
切り込み: 1.5 mm、
送り: 0.1 mm/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: 320 m/min、
切り込み: 1.5 mm、
送り: 0.3 mm/rev、
切削時間: 5 分、
(通常の切削速度は、200m/min)、
表15に、前記切削試験の結果を示す。
切削条件1:
被削材:JIS・S45Cの長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度: 380 m/min、
切り込み: 1.5 mm、
送り: 0.1 mm/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: 320 m/min、
切り込み: 1.5 mm、
送り: 0.3 mm/rev、
切削時間: 5 分、
(通常の切削速度は、200m/min)、
表15に、前記切削試験の結果を示す。
原料粉末として、いずれも0.5〜4μmの範囲内の平均粒径を有するcBN粉末、TiN粉末、TiCN粉末、TiC粉末、Al粉末、Al2O3粉末を用意し、これら原料粉末を表16に示される配合組成に配合し、ボールミルで80時間湿式混合し、乾燥した後、120MPaの圧力で直径:50mm×厚さ:1.5mmの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力:1Paの真空雰囲気中、900〜1300℃の範囲内の所定温度に60分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Co:8質量%、WC:残りの組成、並びに直径:50mm×厚さ:2mmの寸法をもったWC基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力:4GPa、温度:1200〜1400℃の範囲内の所定温度に保持時間:0.8時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて所定の寸法に分割し、さらにCo:5質量%、TaC:5質量%、WC:残りの組成およびJIS規格CNGA120412の形状(厚さ:4.76mm×内接円直径:12.7mmの80°菱形)をもったWC基超硬合金製インサート本体のろう付け部(コーナー部)に、質量%で、Zr:37.5%、Cu:25%、Ti:残りからなる組成を有するTi−Zr−Cu合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅:0.13mm、角度:25°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりISO規格CNGA120412のインサート形状をもった工具基体イ、ロをそれぞれ製造した。
つぎに、これらの工具基体イ、ロの表面に、化学蒸着装置を用い、実施例1と同様の方法により表4に示される条件で、(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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18に示される本発明被覆工具31〜40を製造した。
なお、本発明被覆工具34〜39については、表3に示される形成条件で、表17に示す下部層、上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具34〜39については、表3に示される形成条件で、表17に示す下部層、上部層を形成した。
また、比較の目的で、同じく工具基体イ、ロの表面に、化学蒸着装置を用い、表5に示される条件で、(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)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19に示される比較被覆工具31〜40を製造した。
なお、本発明被覆工具34〜39と同様に、比較被覆工具34〜39については、表3に示される形成条件で、表17に示す下部層、上部層を形成した。
なお、本発明被覆工具34〜39と同様に、比較被覆工具34〜39については、表3に示される形成条件で、表17に示す下部層、上部層を形成した。
また、本発明被覆工具31〜40、比較被覆工具31〜40の各構成層の断面を、走査型電子顕微鏡(倍率5000倍)を用いて測定し、観察視野内の5点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表18、19に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、前記本発明被覆工具31〜40、比較被覆工具31〜40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、平均層厚、平均Al含有割合Xavg、平均Me含有割合Yavg、平均C含有割合Zavg、傾斜角度数分布、周期的濃度変化の差Δx(=Xmax−Xmin)と周期、格子定数a、結晶粒の平均粒子幅W、平均アスペクト比A、結晶粒における立方晶結晶相の占める面積割合を求めた。
表18、19にその結果を示す。
表18、19にその結果を示す。
つぎに、各種の被覆工具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、本発明被覆工具31〜40、比較被覆工具31〜40について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
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: 250 m/min、
切り込み: 0.1 mm、
送り: 0.12 mm/rev、
切削時間: 4 分、
表20に、前記切削試験の結果を示す。
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: 250 m/min、
切り込み: 0.1 mm、
送り: 0.12 mm/rev、
切削時間: 4 分、
表20に、前記切削試験の結果を示す。
表9、表15および表20に示される結果から、本発明の被覆工具は、TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の少なくとも立方晶結晶粒を含む硬質被覆層において、該立方晶結晶粒は{100}面配向を示し、柱状組織であって、該結晶粒内には、TiとAlとMeの濃度変化が存在することで、結晶粒の歪みにより、硬さが向上し、高い耐摩耗性を保ちつつ、靱性が向上する。しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合でも、耐チッピング性、耐欠損性にすぐれ、その結果、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することが明らかである。
これに対して、硬質被覆層を構成するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の少なくとも立方晶結晶粒を含む硬質被覆層において、本発明で規定する要件を備えていないため、高熱発生を伴い、しかも、切れ刃に断続的・衝撃的高負荷が作用する高速断続切削加工に用いた場合、チッピング、欠損等の発生により短時間で寿命にいたることが明らかである。
前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼の高速断続切削加工ばかりでなく、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、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ものであるから、切削装置の高性能化並びに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 (9)
- 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とMe(但し、Meは、Si、Zr、B、V、Crの中から選ばれる一種の元素)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−x―yAlxMey)(CzN1−z)で表した場合、複合窒化物または複合炭窒化物層のAlのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合XavgおよびMeのTiとAlとMeの合量に占める平均含有割合YavgならびにCのCとNの合量に占める平均含有割合Zavg(但し、Xavg、Yavg、Zavgはいずれも原子比)が、それぞれ、0.60≦Xavg、0.005≦Yavg≦0.10、0≦Zavg≦0.005、0.605≦Xavg+Yavg≦0.95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TiとAlとMeの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) 前記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TiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒の結晶方位を、電子線後方散乱回折装置を用いて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{100}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、0〜12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0〜12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)また、前記NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の結晶粒内に、組成式:(Ti1−x―yAlxMey)(CzN1−z)におけるTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在し、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極大値の平均値をXmax、また、Alの含有割合xの周期的に変化するxの値の極小値の平均値をXminとした場合、XmaxとXminの差Δxが0.03〜0.25であり、
(e)前記複合窒化物または複合炭窒化物層中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、その工具基体表面の法線方向に沿った周期が3〜100nm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とMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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の含有割合xの変化量の最大値ΔXo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中のTiとAlとMeの周期的な濃度変化が存在するNaCl型の面心立方構造を有する結晶粒において、
(a)TiとAlとMeの周期的な濃度変化が立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dAとすると、方位dAに沿った周期が3〜30nmであり、方位dAに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodAは0.01以下である領域A、
(b)TiとAlとMeの周期的な濃度変化が、方位dAと直交する立方晶結晶粒の<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し、その方位を方位dBとすると、方位dBに沿った周期が3〜30nmであり、方位dBに直交する面内でのAlの含有割合xの変化量の最大値ΔXodBは0.01以下である領域B、
前記領域Aおよび領域Bが結晶粒内に存在し、前記領域Aと領域Bの境界が{110}で表される等価な結晶面のうちの一つの面に形成され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。 - 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、該層内のNaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物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することを特徴とする請求項1乃至請求項4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、NaCl型の面心立方構造を有するTiとAlとMeの複合窒化物または複合炭窒化物の面積割合が70面積%以上であることを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
- 前記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と前記TiとAlとMe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層以上からなり、かつ、0.1〜20μmの合計平均層厚を有するTi化合物層を含む下部層が存在することを特徴とする請求項1乃至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7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8のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014195080A JP6284034B2 (ja) | 2014-09-25 | 2014-09-25 | 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 |
CN201580048779.7A CN107073590A (zh) | 2014-09-25 | 2015-09-18 | 硬质包覆层发挥优异的耐崩刀性的表面包覆切削工具 |
KR1020177010486A KR20170057376A (ko) | 2014-09-25 | 2015-09-18 | 경질 피복층이 우수한 내치핑성을 발휘하는 표면 피복 절삭 공구 |
PCT/JP2015/076654 WO2016047584A1 (ja) | 2014-09-25 | 2015-09-18 | 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 |
US15/514,424 US20170298505A1 (en) | 2014-09-25 | 2015-09-18 | Surface-coated cutting tool in which hard coating layer exhibits excellent chipping resistance |
EP15844105.5A EP3199275A4 (en) | 2014-09-25 | 2015-09-18 | Surface-coated cutting tool in which hard coating layer exhibits excellent chipping resistance |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014195080A JP6284034B2 (ja) | 2014-09-25 | 2014-09-25 | 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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2016064471A true JP2016064471A (ja) | 2016-04-28 |
JP6284034B2 JP6284034B2 (ja) | 2018-02-28 |
Family
ID=55581111
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2014195080A Active JP6284034B2 (ja) | 2014-09-25 | 2014-09-25 | 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 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20170298505A1 (ja) |
EP (1) | EP3199275A4 (ja) |
JP (1) | JP6284034B2 (ja) |
KR (1) | KR20170057376A (ja) |
CN (1) | CN107073590A (ja) |
WO (1) | WO2016047584A1 (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2019005867A (ja) * | 2017-06-26 | 2019-01-17 | 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を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2019010705A (ja) * | 2017-06-30 | 2019-01-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質皮膜層が優れた耐チッピング性・耐熱亀裂性・耐酸化性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2019010707A (ja) * | 2017-06-30 | 2019-01-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐摩耗性・耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
WO2020067402A1 (ja) * | 2018-09-28 | 2020-04-02 | 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 |
JP2020055097A (ja) * | 2018-09-28 | 2020-04-09 | 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 |
WO2022202882A1 (ja) * | 2021-03-23 | 2022-09-29 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6709526B2 (ja) * | 2014-10-28 | 2020-06-17 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
JP6617917B2 (ja) * | 2014-11-28 | 2019-12-11 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
EP3769882A4 (en) * | 2018-03-19 | 2021-08-18 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | SURFACE COATED CUTTING TOOL |
CN113049486B (zh) * | 2021-03-25 | 2022-09-23 | 海南华创槟榔研究院 | 一种槟榔嚼块纤维异向性测试方法 |
US11786975B2 (en) * | 2022-01-25 | 2023-10-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cutting tool and method for manufacturing the same |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005335042A (ja) * | 2004-05-31 | 2005-12-08 | Mitsubishi Materials Corp | 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 |
JP2009090395A (ja) * | 2007-10-05 | 2009-04-30 | Mitsubishi Materials Corp | 重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損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 |
JP2015157351A (ja) * | 2014-01-22 | 2015-09-03 | 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を発揮する表面被覆切削工具 |
WO2015147160A1 (ja) * | 2014-03-26 | 2015-10-01 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具及びその製造方法 |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4672442B2 (ja) * | 2005-05-31 | 2011-04-20 | オーエスジー株式会社 | 硬質積層被膜、および硬質積層被膜被覆工具 |
DE102008013964A1 (de) * | 2008-03-12 | 2009-09-17 | Kennametal Inc. | Hartstoffbeschichteter Körper |
DE102009046667B4 (de) * | 2009-11-12 | 2016-01-28 | Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | Beschichtete Körper aus Metall, Hartmetal, Cermet oder Keramik sowie Verfahren zur Beschichtung derartiger Körper |
-
2014
- 2014-09-25 JP JP2014195080A patent/JP6284034B2/ja active Active
-
2015
- 2015-09-18 WO PCT/JP2015/076654 patent/WO2016047584A1/ja active Application Filing
- 2015-09-18 US US15/514,424 patent/US20170298505A1/en not_active Abandoned
- 2015-09-18 KR KR1020177010486A patent/KR20170057376A/ko unknown
- 2015-09-18 EP EP15844105.5A patent/EP3199275A4/en not_active Withdrawn
- 2015-09-18 CN CN201580048779.7A patent/CN107073590A/zh not_active Withdrawn
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005335042A (ja) * | 2004-05-31 | 2005-12-08 | Mitsubishi Materials Corp | 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 |
JP2009090395A (ja) * | 2007-10-05 | 2009-04-30 | Mitsubishi Materials Corp | 重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損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 |
JP2015157351A (ja) * | 2014-01-22 | 2015-09-03 | 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を発揮する表面被覆切削工具 |
WO2015147160A1 (ja) * | 2014-03-26 | 2015-10-01 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具及びその製造方法 |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2019005867A (ja) * | 2017-06-26 | 2019-01-17 | 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を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2019010705A (ja) * | 2017-06-30 | 2019-01-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質皮膜層が優れた耐チッピング性・耐熱亀裂性・耐酸化性を発揮する表面被覆切削工具 |
JP2019010707A (ja) * | 2017-06-30 | 2019-01-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質被覆層が優れた耐摩耗性・耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 |
WO2020067402A1 (ja) * | 2018-09-28 | 2020-04-02 | 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 |
JP2020055097A (ja) * | 2018-09-28 | 2020-04-09 | 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 |
US11998992B2 (en) | 2018-09-28 | 2024-06-04 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface coated cutting tool having hard coating layer exhibiting excellent chipping resistance |
WO2022202882A1 (ja) * | 2021-03-23 | 2022-09-29 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20170298505A1 (en) | 2017-10-19 |
EP3199275A1 (en) | 2017-08-02 |
WO2016047584A1 (ja) | 2016-03-31 |
CN107073590A (zh) | 2017-08-18 |
KR20170057376A (ko) | 2017-05-24 |
JP6284034B2 (ja) | 2018-02-28 |
EP3199275A4 (en) | 2018-05-23 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6478100B2 (ja) | 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 | |
JP5924507B2 (ja) | 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 | |
JP6284034B2 (ja) | 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 | |
JP6402662B2 (ja) | 表面被覆切削工具及びその製造方法 | |
JP6268530B2 (ja) | 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 | |
JP6620482B2 (ja) | 耐チッピング性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
JP6417959B2 (ja) | 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 | |
JP6296294B2 (ja) | 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 | |
JP6037113B2 (ja) | 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 | |
JP6391045B2 (ja) | 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 | |
JP6590255B2 (ja) | 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 | |
JP6548073B2 (ja) | 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 | |
WO2015163391A1 (ja) | 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 | |
JP2017030076A (ja) | 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 | |
JP6709526B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
JP6617917B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
JP6171800B2 (ja) | 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 | |
JP2016124098A (ja) | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
JP6709536B2 (ja) | 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 | |
JP6726403B2 (ja) | 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 | |
WO2017038840A1 (ja) | 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 | |
JP6270131B2 (ja) | 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 | |
WO2016084938A1 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
JP6651130B2 (ja) | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
WO2016068122A1 (ja) | 表面被覆切削工具 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20170328 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180105 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180118 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6284034 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |