JP2016137550A - Surface-coated cutting tool exhibiting excellent chipping resistance in high-speed high cut-in intermittent cutting - Google Patents
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Abstract
Description
この発明は、刃先に高負荷が作用する合金鋼等の高速高切り込み断続切削加工において、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（以下、「被覆工具」という）に関する。 The present invention relates to a surface-coated cutting tool (hereinafter referred to as “coated tool”) that exhibits excellent chipping resistance with a hard coating layer in high-speed, high-cut intermittent cutting of alloy steel or the like in which a high load acts on the cutting edge.
従来から、工具基体表面に、周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれた少なくとも１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物等からなる硬質皮膜を被覆形成することにより、切削工具の耐摩耗性向上を図ることが知られている。
そして、硬質皮膜のうちでも、α型酸化アルミニウム層は、熱安定性に優れ、反応性が低く、かつ、高硬度であるという点から、上記周期律表の４ａ、５ａ、６ａ族から選ばれた少なくとも１種以上の元素の炭化物、窒化物、炭窒化物等からなる硬質皮膜の最表面層として、α型酸化アルミニウム層を被覆形成した被覆工具が知られているが、切削条件が厳しくなるにしたがって、それに耐え得る切削性能を備えた被覆工具が求められており、そのため、硬質皮膜の最表面層を構成するα型酸化アルミニウム層についても種々の改良・提案がなされている。
Conventionally, cutting is performed by coating a hard film made of carbide, nitride, carbonitride, or the like of at least one element selected from groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table on the tool base surface. It is known to improve the wear resistance of tools.
Among the hard coatings, the α-type aluminum oxide layer is selected from groups 4a, 5a, and 6a in the periodic table from the viewpoints of excellent thermal stability, low reactivity, and high hardness. Further, a coated tool having an α-type aluminum oxide layer formed thereon is known as the outermost surface layer of a hard coating made of carbide, nitride, carbonitride, or the like of at least one element, but cutting conditions are severe. Accordingly, there is a need for a coated tool having cutting performance that can withstand it, and various improvements and proposals have been made for the α-type aluminum oxide layer that constitutes the outermost surface layer of the hard coating.
例えば、特許文献１では、表面被覆切削工具の硬質被覆層として、ＴｉＣおよびＴｉＮの１種または２種よりなる被覆層とＡｌ２Ｏ３よりなる被覆層を単層の厚さ１μｍ以下で合計３〜１０μｍの厚さに化学蒸着法で多層被覆することにより、表面被覆切削工具の耐衝撃性を改善することが提案されている。 For example, in Patent Document 1, as a hard coating layer of a surface-coated cutting tool, a coating layer composed of one or two of TiC and TiN and a coating layer composed of Al 2 O 3 with a single layer thickness of 1 μm or less in total 3 It has been proposed to improve the impact resistance of surface-coated cutting tools by multilayer coating to a thickness of 10 μm by chemical vapor deposition.
また、特許文献２では、工具基体の表面にプラズマ化学蒸着法で、Ａｌ２Ｏ３とＴｉＣ、ＴｉＮ、ＡｌＮ、ＺｒＮ、Ｓｉ３Ｎ４、ＴｉＯ、ＺｒＯ２から選ばれる１種またはそれ以上からなる厚み１〜２０μｍの被覆層を形成し、被覆層中のＡｌ２Ｏ３含有量を全体の５０〜９９．９％とし、また、工具基体に隣接する５μｍ以内のＡｌ２Ｏ３含有量を０〜２０％とすることにより、表面被覆工具の靭性と耐摩耗性を改善することが提案されている。 In Patent Document 2, a plasma chemical vapor deposition on the surface of the tool substrate made of Al 2 O 3 and TiC, TiN, AlN, ZrN, Si 3 N 4, TiO, 1 or more selected from ZrO 2 A coating layer having a thickness of 1 to 20 μm is formed, the Al 2 O 3 content in the coating layer is 50 to 99.9% of the total, and the Al 2 O 3 content within 5 μm adjacent to the tool base is 0 It has been proposed to improve the toughness and wear resistance of the surface-coated tool by setting it to -20%.
特許文献３では、表面被覆切削工具の表面に、化学蒸着法で成膜され実質的にいずれの空孔も厚さ方向に貫通している多孔質酸化アルミニウム蒸着層の空孔を、物理蒸着法で蒸着したＴｉとＡｌの複合窒化物または複合炭窒化物で充填した２相組織層を形成するとともに、これを単層または複数積層で１〜１５μｍの平均層厚で形成することにより、耐摩耗性を向上させることが提案されている。 In Patent Document 3, pores of a porous aluminum oxide vapor deposition layer formed by chemical vapor deposition on the surface of a surface-coated cutting tool and substantially penetrating any pores in the thickness direction are formed by physical vapor deposition. By forming a two-phase structure layer filled with Ti and Al composite nitride or composite carbonitride deposited in (1) and forming an average layer thickness of 1 to 15 μm in a single layer or multiple layers, wear resistance It has been proposed to improve performance.
特許文献４では、硬質被覆層の表面層として酸化アルミニウム主体層を工具基体の表面に形成した表面被覆切削工具において、酸化アルミニウム主体層中には、Ｓｉ、Ｃｒの微粒および粗粒の組み合わせからなる酸化物結晶体が５〜５０面積％分散含有され、酸化物結晶体断面の真円換算した平均粒径は０．０３〜０．５μｍの範囲内にあり、かつ、酸化物結晶体の平均粒子径が０．０３〜０．１μｍの微粒子群と０．２〜０．５μｍの粗粒子群とからなり、上記酸化アルミニウム主体層を縦断面観察した場合に、層中に含有される所定観察範囲内の全ての酸化物結晶体の占める面積を１とした場合に、微粒子群の占める面積が０．２５〜０．７５である硬質被覆層をゾル−ゲル法で形成することにより、硬質難削材の高速断続切削加工における耐摩耗性を向上させた表面被覆切削工具が提案されている。 In Patent Document 4, in a surface-coated cutting tool in which an aluminum oxide main layer is formed on the surface of a tool base as a surface layer of a hard coating layer, the aluminum oxide main layer is composed of a combination of fine particles and coarse particles of Si and Cr. The oxide crystal is contained in an amount of 5 to 50% by weight, the average particle diameter in terms of a perfect circle of the oxide crystal cross section is in the range of 0.03 to 0.5 μm, and the average particle of the oxide crystal Predetermined observation range contained in the layer when the vertical section of the aluminum oxide main layer is observed, comprising a fine particle group having a diameter of 0.03 to 0.1 μm and a coarse particle group having a diameter of 0.2 to 0.5 μm. When the area occupied by all of the oxide crystals is 1, the hard coating layer having the area occupied by the fine particle group of 0.25 to 0.75 is formed by the sol-gel method. In high-speed intermittent cutting of materials Surface-coated cutting tool with improved wear resistance have been proposed.
上記特許文献１〜３において提案されている酸化アルミニウム層を化学蒸着で形成した被覆工具においては、形成されるα型酸化アルミニウムの熱安定性、非反応性により、通常条件下での切削加工では、ある程度の靭性、耐摩耗性を発揮するが、例えば、高熱発生を伴い、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する切削加工に用いた場合には、チッピング、欠損が発生しやすく、これが原因となり、長期の使用にわたって十分な耐摩耗性を発揮し得ないという問題があった。 In the coated tool in which the aluminum oxide layer proposed in Patent Documents 1 to 3 is formed by chemical vapor deposition, due to the thermal stability and non-reactivity of the formed α-type aluminum oxide, Exhibits a certain degree of toughness and wear resistance. This has caused a problem that sufficient wear resistance cannot be exhibited over a long period of use.
また、上記特許文献４において提案されているゾル-ゲル法により酸化アルミニウム層を形成した被覆工具は、鋳鉄・鋼の高速連続切削に用いた場合には長寿命を発揮するものの、大きな衝撃の加わる合金鋼の高速高切り込み断続切削においては、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生し易く、これが原因となり、長期の使用にわたって十分な耐摩耗性を発揮し得ないという問題があった。 Further, the coated tool formed with an aluminum oxide layer by the sol-gel method proposed in Patent Document 4 exhibits a long life when used for high-speed continuous cutting of cast iron / steel, but is subjected to a large impact. In high-speed and high-cut intermittent cutting of alloy steel, abnormal damage such as chipping, chipping, and peeling is likely to occur, and this has caused a problem that sufficient wear resistance cannot be exhibited over a long period of use.
そこで、本発明者等は、合金鋼の高速高切り込み断続切削加工等のチッピングを発生し易い切削条件においても、耐チッピング性に優れた酸化アルミニウム層をゾル−ゲル法により形成すべく鋭意検討したところ、アルミニウムのアルコキシド及びチタンのアルコキシドを原料として、あるいはアルミナゾル中に微粒のＴｉ化合物を予め添加したゾルを用いたゾル-ゲル法によりα型酸化アルミニウム層を形成した場合には、α型酸化アルミニウム層中にＴｉＣ、ＴｉＮあるいはＴｉＣＮの少なくともいずれかからなるＴｉ化合物を均一に分散分布させることができ、クラック発生の起点となるα型酸化アルミニウムとＴｉ化合物の界面が細分化されることによって、Ｔｉ化合物の脱落、剥離等による異常損傷の発生が防止されることを見出した。
そして、このような酸化アルミニウム層を被覆形成した被覆工具を、切れ刃に断続的・衝撃的負荷が作用する合金鋼の高速高切り込み断続切削加工に供した場合、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することがなく、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出したのである。
Accordingly, the present inventors diligently studied to form an aluminum oxide layer having excellent chipping resistance by a sol-gel method even under cutting conditions where chipping is likely to occur, such as high-speed high-cut intermittent cutting of alloy steel. However, when the α-type aluminum oxide layer is formed by a sol-gel method using an aluminum alkoxide and a titanium alkoxide as a raw material or a sol in which a fine Ti compound is added in advance in an alumina sol, the α-type aluminum oxide is used. A Ti compound composed of at least one of TiC, TiN, and TiCN can be uniformly dispersed in the layer, and the interface between the α-type aluminum oxide and the Ti compound, which is the starting point of crack generation, is subdivided, whereby Ti It was found that the occurrence of abnormal damage due to dropping off, peeling, etc. of compounds was prevented. .
And when such a coated tool coated with an aluminum oxide layer is subjected to high-speed and high-cut intermittent cutting of alloy steel in which intermittent and impact loads are applied to the cutting edge, abnormalities such as chipping, chipping and peeling They have found that they do not cause damage and exhibit excellent wear resistance over a long period of use.
この発明は、上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からなる工具基体の表面に、直接あるいは下地層を介して、微粒Ｔｉ化合物が分散されたα型酸化アルミニウム層からなる硬質被覆層を１．０〜５．０μｍの平均層厚で被覆形成してなる表面被覆切削工具であって、
（ａ）上記α型酸化アルミニウム層中に均一分散されたＴｉ化合物は、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種または２種以上からなり、
（ｂ）上記Ｔｉ化合物が上記α型酸化アルミニウム層に占める面積割合は、該α型酸化アルミニウム層の縦断面観察範囲の２０〜７０面積％であり、
（ｃ）上記Ｔｉ化合物の平均粒径は１０〜２００ｎｍであることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 上記α型酸化アルミニウム層の表面から、上記α型酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまで、α型酸化アルミニウム層の縦断面を０．５×０．５μｍの観察視野にて複数視野を透過型電子顕微鏡で観察し、該観察視野範囲を０．２μｍ四方の格子線に区分し、α型酸化アルミニウム結晶粒とＴｉ化合物の界面が、上記格子線と交差する交点数を測定し、単位面積当たりの該交点数の平均を平均交点数密度とした場合、工具基体表面と垂直方向、また、工具基体表面に平行な方向のいずれであっても、平均交点数密度が５０〜１５０個／μｍ２であるとともに、上記α型酸化アルミニウム層の表面から、上記α型酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまで観察した視野における平均交点数密度の標準偏差が、工具基体表面と垂直方向、また、工具基体表面に平行な方向のいずれであっても、１０個／μｍ２以下であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆形成してなる表面被覆切削工具において、
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏの平均含有量が、２．０質量％未満であることを特徴とする（１）または（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 炭窒化チタン基サーメットからなる工具基体の表面に、硬質被覆層を被覆形成してなる表面被覆切削工具において、
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏ及びＮｉの合計平均含有量が、２．０質量％未満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。
（５） 上記α型酸化アルミニウム層は、微粒Ｔｉ酸化物を添加したアルミナゾルを用いたゾル−ゲル法により形成されるものであ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。」
を特徴とするものである。
This invention has been made based on the above findings,
“(1) A hard coating layer composed of an α-type aluminum oxide layer in which a fine Ti compound is dispersed directly or via an underlayer on the surface of a tool substrate composed of a tungsten carbide-based cemented carbide or titanium carbonitride-based cermet. A surface-coated cutting tool formed by coating with an average layer thickness of 1.0 to 5.0 μm,
(A) The Ti compound uniformly dispersed in the α-type aluminum oxide layer is composed of one or more of Ti carbide, nitride and carbonitride,
(B) The area ratio of the Ti compound in the α-type aluminum oxide layer is 20 to 70% by area of the longitudinal cross-sectional observation range of the α-type aluminum oxide layer.
(C) A surface-coated cutting tool, wherein the Ti compound has an average particle size of 10 to 200 nm.
(2) Observation of the vertical cross section of the α-type aluminum oxide layer at 0.5 × 0.5 μm from the surface of the α-type aluminum oxide layer to the interface between the α-type aluminum oxide layer and the tool substrate or the underlayer. A plurality of fields of view are observed with a transmission electron microscope, the observation field range is divided into 0.2 μm square lattice lines, and the interface between the α-type aluminum oxide crystal grains and the Ti compound intersects with the lattice lines. When the number of points is measured and the average of the number of intersections per unit area is defined as the average intersection number density, the average intersection number density is perpendicular to the tool base surface or parallel to the tool base surface. Of 50 to 150 / μm 2 and the average number of intersections in the field of view observed from the surface of the α-type aluminum oxide layer to the interface between the α-type aluminum oxide layer and the tool substrate or the underlayer. The surface-coated cutting according to (1), wherein the standard deviation is 10 pieces / μm 2 or less in any of a direction perpendicular to the tool substrate surface and a direction parallel to the tool substrate surface. tool.
(3) In a surface-coated cutting tool formed by coating a hard coating layer on the surface of a tool base made of a tungsten carbide-based cemented carbide,
A base surface hardened layer having an average layer thickness of 0.5 to 3.0 μm in the depth direction from the surface of the tool base is formed, and an average content of Co as a binder phase metal contained in the base surface hardened layer is The surface-coated cutting tool according to (1) or (2), which is less than 2.0% by mass.
(4) In a surface-coated cutting tool formed by coating a hard coating layer on the surface of a tool base composed of a titanium carbonitride-based cermet,
A base surface hardened layer having an average layer thickness of 0.5 to 3.0 μm in the depth direction from the surface of the tool base is formed, and the total average of Co and Ni as binder phase metals contained in the base surface hardened layer Content is less than 2.0 mass%, The surface-coated cutting tool in any one of (1) thru | or (3) characterized by the above-mentioned.
(5) The α-type aluminum oxide layer is formed by a sol-gel method using an alumina sol to which fine Ti oxide is added. (1) to (4), Surface coated cutting tool. "
It is characterized by.
以下、本発明について、詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
この発明の被覆工具は、炭化タングステン基超硬合金あるいは炭窒化チタン基サーメットからなる工具基体の表面に、硬質被覆層として、ゾル−ゲル法により成膜した平均層厚０．５〜５．０μｍのα型酸化アルミニウム（以下、単に、「酸化アルミニウム」という）層が形成される。
該酸化アルミニウム層は、その平均層厚が１．０μｍ未満であると、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、一方、平均層厚が５．０μｍを超えると、チッピングが発生しやすくなるため、酸化アルミニウム層の層厚は１．０〜５．０μｍと定めた。
また、前記酸化アルミニウム層は、工具基体の表面に直接形成することもできるが、工具基体と酸化アルミニウムとの密着強度を高めるため、工具基体表面に下地層を介して形成することもできる。下地層としては、化学蒸着（ＣＶＤ法）または、物理蒸着（ＰＶＤ）法によって形成された硬質皮膜（例えば、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭窒酸化物や、ＴｉとＡｌの窒化物、ＣｒとＡｌの窒化物等）を挙げることができる。
The coated tool of the present invention has an average layer thickness of 0.5 to 5.0 μm formed by a sol-gel method as a hard coating layer on the surface of a tool base made of tungsten carbide-based cemented carbide or titanium carbonitride-based cermet. An α-type aluminum oxide (hereinafter simply referred to as “aluminum oxide”) layer is formed.
When the average layer thickness is less than 1.0 μm, the aluminum oxide layer cannot exhibit sufficient wear resistance over a long period of use, while when the average layer thickness exceeds 5.0 μm. In order to facilitate chipping, the thickness of the aluminum oxide layer was determined to be 1.0 to 5.0 μm.
The aluminum oxide layer can be formed directly on the surface of the tool base, but can also be formed on the surface of the tool base via an underlayer in order to increase the adhesion strength between the tool base and aluminum oxide. As the underlayer, a hard film formed by chemical vapor deposition (CVD method) or physical vapor deposition (PVD) method (for example, Ti carbide, nitride, carbonitride, carbonate, carbonitride oxide, Ti and Al nitride, Cr and Al nitride, etc.).
上記酸化アルミニウム層は、層中にＴｉ化合物として、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種または２種以上を均一に分散含有するが、これらＴｉ化合物が酸化アルミニウム層に占める面積割合が２０面積％未満であると、酸化アルミニウム層単層に近い層特性を示し、Ｔｉ化合物を分散含有したことによる耐摩耗性向上効果を得ることができない。一方、Ｔｉ化合物が酸化アルミニウム層に占める面積割合が７０面積％を超えると、酸化アルミニウムによるＴｉ化合物の酸化抑制効果が低下するため、耐摩耗性が低下傾向を示す。
したがって、酸化アルミニウム層中に分散含有されるＴｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種または２種以上からなるＴｉ化合物の含有面積割合は、２０〜７０面積％とする必要がある。
The aluminum oxide layer contains, as a Ti compound, one or more of Ti carbides, nitrides, and carbonitrides uniformly dispersed therein, but the area ratio of these Ti compounds in the aluminum oxide layer is as follows. When the content is less than 20 area%, layer properties close to those of a single aluminum oxide layer are exhibited, and the effect of improving wear resistance due to the dispersion inclusion of the Ti compound cannot be obtained. On the other hand, when the area ratio of the Ti compound to the aluminum oxide layer exceeds 70 area%, the effect of suppressing the oxidation of the Ti compound by aluminum oxide is reduced, so that the wear resistance tends to decrease.
Therefore, the content area ratio of the Ti compound composed of one or more of Ti carbide, nitride, and carbonitride dispersedly contained in the aluminum oxide layer needs to be 20 to 70 area%.
酸化アルミニウム層中に分散分布するＴｉ化合物の平均粒径が１０ｎｍ未満である場合には、切削加工時にＴｉ化合物が短時間で磨滅してしまうため、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を維持することができず、一方、Ｔｉ化合物の平均粒径が２００ｎｍを超える場合には、粗大な組織となるため切削加工時に脱落しやすくなる。
よって、本発明では、酸化アルミニウム層中に分散分布するＴｉ化合物の平均粒径を１０〜２００ｎｍと定めた。
When the average particle size of the Ti compound dispersed and distributed in the aluminum oxide layer is less than 10 nm, the Ti compound is worn out in a short time during the cutting process, so that excellent wear resistance is maintained over a long period of use. On the other hand, when the average particle size of the Ti compound exceeds 200 nm, it becomes a coarse structure and is easily dropped during cutting.
Therefore, in the present invention, the average particle size of the Ti compound dispersed and distributed in the aluminum oxide layer is set to 10 to 200 nm.
本発明の酸化アルミニウム層中におけるＴｉ化合物は、層中に均一に分散分布するが、その分散分布が不均一な場合（例えば、Ｔｉ化合物が層中の特定の位置に凝集している場合、あるいは、層状になっている場合）には、切削加工時のＴｉ化合物の脱落あるいは層の剥離等が生じるため、耐摩耗性向上効果が期待できない。
また、Ｔｉ化合物の分散分布の均一性のより好ましい状態は以下に述べる通りである。
即ち、図１に示すように、酸化アルミニウム層の表面から、酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまでの範囲について、酸化アルミニウム層の縦断面を０．５×０．５μｍの視野範囲にて、複数列の複数視野として観察した場合、例えば、観察視野の上端を上記表面に一致させた視野、観察視野の下端を上記界面に一致させた視野、酸化アルミニウム層の層厚の半分を観察視野の真ん中とした視野、上記表面と層厚半分の間及び上記界面と層厚半分の間を観察視野の真ん中とした視野とした、列として並んだ計５視野を工具基体表面に平行な方向に０．５μｍごとに５列、つまり５視野×５列の計２５視野を透過型電子顕微鏡で観察し、かつ、該観察視野範囲を０．２μｍ四方の格子線によって区分し、α型酸化アルミニウム結晶粒とＴｉ化合物の界面が、上記格子線と交差する交点の数を測定し、単位面積当たりの該交点数について上記２５視野にわたって平均した値を平均交点数密度として求めた場合、工具基体表面と垂直方向、また、工具基体表面に平行な方向のいずれであっても、５０〜１５０個／μｍ２であるとともに、各複数視野にわたる平均交点数密度に関する標準偏差が、工具基体表面と垂直方向、また、工具基体表面に平行な方向のいずれであっても、１０個／μｍ２以下である状態がより好ましい均一性であることを意味する。
The Ti compound in the aluminum oxide layer of the present invention is uniformly distributed in the layer, but the dispersion distribution is non-uniform (for example, when the Ti compound is aggregated at a specific position in the layer, or In the case of layered), the Ti compound is dropped or the layer is peeled off at the time of cutting, so that the effect of improving the wear resistance cannot be expected.
Further, a more preferable state of uniformity of the Ti compound dispersion distribution is as described below.
That is, as shown in FIG. 1, the longitudinal section of the aluminum oxide layer is 0.5 × 0.5 μm in the range from the surface of the aluminum oxide layer to the interface between the aluminum oxide layer and the tool substrate or the base layer. When observed as a plurality of rows in a field of view, for example, a field of view where the upper end of the observation field matches the surface, a field of view where the lower end of the observation field matches the interface, the thickness of the aluminum oxide layer A total of 5 visual fields arranged in a row on the surface of the tool base, with half the visual field in the middle of the visual field, and between the surface and half the layer thickness and between the interface and half the layer thickness in the central visual field. A total of 25 fields of 5 rows, that is, 5 fields × 5 columns in a parallel direction are observed with a transmission electron microscope, and the field of view is divided by a grid line of 0.2 μm square, α Type aluminum oxide When the number of intersections at which the interface between the crystal grains and the Ti compound intersects the lattice lines is measured, and the average number of intersections per unit area over the 25 fields is obtained as the average intersection number density, In any direction perpendicular to the surface or parallel to the tool substrate surface, the standard deviation regarding the average intersection number density over each of the plurality of fields of view is 50 to 150 / μm 2 and perpendicular to the tool substrate surface. It means that a state of 10 pieces / μm 2 or less is more preferable uniformity in any of the direction and the direction parallel to the tool substrate surface.
例えば、図１に示す模式図においては、ある観察視野における工具 基体表面と垂直方向に測定される交点の数は６（図１の格子線Ａ参照）であり、また、工具基体表面に平行な方向に測定される交点の数は４（図１の格子線Ｂ参照）であり、このような測定を観察視野全体に対して行って単位面積当たりに換算した交点数密度を求め、酸化アルミニウム層の表面から、酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまでの範囲について、複数視野にわたって同様に測定し、平均化した値を平均交点数密度とすると、その値が５０〜１５０個／μｍ２であるとともに、各観察視野の交点数密度に関する標準偏差が、工具基体表面と垂直方向、また、工具基体表面に平行な方向においていずれも１０個／μｍ２以下である場合に、Ｔｉ化合物が均一に分散分布しているという。 For example, in the schematic diagram shown in FIG. 1, the number of intersections measured in the direction perpendicular to the tool substrate surface in a certain visual field is 6 (see grid line A in FIG. 1) and parallel to the tool substrate surface. The number of intersections measured in the direction is 4 (see grid line B in FIG. 1). Such measurement is performed on the entire observation field to obtain the intersection density converted per unit area, and the aluminum oxide layer When the surface from the surface of the aluminum oxide layer to the interface between the aluminum oxide layer and the tool substrate or the base layer is similarly measured over a plurality of visual fields, and the averaged value is the average intersection number density, the value is 50 to 150. / Μm 2 and the standard deviation of the number density of each observation field is 10 pieces / μm 2 or less in the direction perpendicular to the tool substrate surface and in the direction parallel to the tool substrate surface, It is said that the Ti compound is uniformly distributed.
より具体的に言えば、例えば、工具基体表面と垂直方向において測定される平均交点数密度、あるいは、工具基体表面に平行な方向に測定される平均交点数密度の少なくともいずれかが５０個／μｍ２未満である場合には、その方向に沿って分布するＴｉ化合物の数が少ない、Ｔｉ化合物が凝集している、あるいは、Ｔｉ化合物が層状となっていることが大きな原因といえる。
しかし、Ｔｉ化合物の数が少なければ酸化アルミニウム層単相に近いため、耐摩耗性にすぐれたＴｉ化合物の分散分布効果が期待できず、また、Ｔｉ化合物が凝集している、あるいは、Ｔｉ化合物が層状となっている場合には、Ｔｉ化合物の脱落や剥離が生じやすい。
一方、工具基体表面と垂直方向に測定される平均交点数密度、あるいは、工具基体表面に平行な方向に測定される平均交点数密度の少なくともいずれかが１５０個／μｍ２を超える場合には、その方向に沿って分布するＴｉ化合物自体の数が多い場合、あるいは、Ｔｉ炭化物の粒径が細かすぎることが主な要因と考えられるが、Ｔｉ化合物自体の数が多い場合には相対的に酸化アルミニウム層が少なくなるため、Ｔｉ化合物の酸化抑制効果が低下し、また、Ｔｉ炭化物の粒径が細かすぎる場合には、Ｔｉ化合物が短時間で磨滅してしまい、長時間の使用にわたる耐摩耗性を維持することができない。
したがって、本発明では、工具基体表面と垂直方向、また、工具基体表面に平行な方向のいずれの方向についても、Ｔｉ化合物の分散分布を表す平均交点数密度は、５０〜１５０個／μｍ２とすることが望ましい。
More specifically, for example, at least one of the average intersection number density measured in the direction perpendicular to the tool substrate surface and the average intersection number density measured in a direction parallel to the tool substrate surface is 50 / μm. When it is less than 2 , it can be said that the main reason is that the number of Ti compounds distributed along the direction is small, the Ti compounds are aggregated, or the Ti compounds are layered.
However, if the number of Ti compounds is small, it is close to the single phase of the aluminum oxide layer, so that it is not possible to expect the dispersion distribution effect of the Ti compounds having excellent wear resistance, and the Ti compounds are aggregated or the Ti compounds are In the case of a layered form, the Ti compound is likely to fall off or peel off.
On the other hand, when at least one of the average intersection number density measured in the direction perpendicular to the tool substrate surface or the average intersection number density measured in the direction parallel to the tool substrate surface exceeds 150 / μm 2 , When the number of Ti compounds themselves distributed along the direction is large or the particle size of Ti carbide is too small, it is considered that the main factor is. Since the aluminum layer is reduced, the effect of suppressing the oxidation of the Ti compound is reduced, and when the particle size of the Ti carbide is too fine, the Ti compound is worn out in a short time, and wear resistance over a long period of use. Can't keep up.
Therefore, in the present invention, the average intersection number density representing the dispersion distribution of the Ti compound is 50 to 150 / μm 2 in any direction perpendicular to the tool base surface and parallel to the tool base surface. It is desirable to do.
本発明のＴｉ化合物が分散分布する酸化アルミニウム層は、工具基体表面に直接成膜することができるが、工具基体表面の所定の深さ領域に、基体表面硬化層を形成した工具基体表面に成膜することによっても、耐チッピング性向上効果を得ることができる。
例えば、超硬合金を工具基体とする場合は、窒素雰囲気中での焼結により、工具基体表面の０．５〜３．０μｍの深さ領域に、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒのうち、少なくとも１種の耐摩耗性の高い炭窒化物を多く含有させ、基体表面硬化層を形成させることができる。また、基体表面硬化層の形成によって、酸化アルミニウム層と工具基体表面との密着強度が向上する。
基体表面硬化層が形成されると、その深さ領域における結合相金属としてのＣｏの平均含有量は低下するが、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの断面観察を行い、分析視野領域１×１μｍの範囲にて波長分散型Ｘ線分光法による定量分析により、Ｃｏの含有量を測定した場合に、該領域におけるＣｏの平均含有量を２．０質量％未満にすれば、基体表面硬化層が十分に形成され、耐摩耗性がより向上する。
なお、基体表面硬化層の平均層厚は０．５μｍ以下であると耐摩耗性のより一層の向上効果が期待できず、一方、３．０μｍ以上であるとチッピングを発生しやすくなるので、基体表面硬化層の平均層厚は０．５〜３．０μｍとすることが望ましい。
The aluminum oxide layer in which the Ti compound of the present invention is dispersed and distributed can be directly formed on the surface of the tool base. However, the aluminum oxide layer is formed on the surface of the tool base with a base surface hardened layer formed in a predetermined depth region of the tool base surface. The effect of improving chipping resistance can also be obtained by forming a film.
For example, when a cemented carbide is used as a tool base, at least one of Ti, Ta, Nb, and Zr is formed in a depth region of 0.5 to 3.0 μm on the surface of the tool base by sintering in a nitrogen atmosphere. A large amount of one kind of highly wear-resistant carbonitride can be contained to form a substrate surface hardened layer. Further, the adhesion strength between the aluminum oxide layer and the tool substrate surface is improved by forming the substrate surface hardened layer.
When the base surface hardened layer is formed, the average content of Co as the binder phase metal in the depth region decreases, but, for example, the depth of 0.1% from the surface using a scanning electron microscope (SEM). When the content of Co is measured by a cross-sectional observation of 5 to 3.0 μm and quantitative analysis by wavelength dispersion X-ray spectroscopy in the range of the analysis visual field region 1 × 1 μm, the average content of Co in this region When the amount is less than 2.0% by mass, the substrate surface hardened layer is sufficiently formed and the wear resistance is further improved.
When the average thickness of the substrate surface hardened layer is 0.5 μm or less, a further improvement effect of wear resistance cannot be expected. On the other hand, when it is 3.0 μm or more, chipping is likely to occur. The average thickness of the hardened surface layer is preferably 0.5 to 3.0 μm.
また、炭窒化チタン基サーメットを基体とする場合には、焼結工程において昇温及び最高温度で保持する際の雰囲気を所定の窒素雰囲気とし、保持の途中もしくは降温する際に減圧することにより、全焼結工程を一定圧力の窒素雰囲気中で実施した場合よりも表面を硬化させることができる。これは、最高温度で保持するまでの工程を一定の窒素圧力下で実施すると、基体内部に均一に硬さの高い炭窒化物が分散形成されるが、これを昇温、または保持の途中までは比較的高い窒素圧力下で処理し、保持の途中もしくは降温時から、より減圧された窒素雰囲気にして処理すると、基体のごく表面のみ脱窒されることにより、Ｎｉ、Ｃｏからなる金属結合相へのＴｉやＮｂなどの溶解及び内部から基体表面への拡散が活発となり、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物の形成が表面にて促進され、基体表面硬化層が形成されるためである。
また、基体表面硬化層が形成される際、超硬合金基体と同様に、基体表面付近における金属結合相であるＮｉ、Ｃｏは相対的に減ることとなる。
例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、工具基体表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの断面観察を行い、分析視野領域１×１μｍの範囲にて波長分散型Ｘ線分光法による定量分析した場合に、結合相金属としてのＮｉ及びＣｏの合計含有量を２．０質量％未満であれば、基体表面硬化層が十分に形成され、耐摩耗性がより向上する。
なお、基体表面硬化層の平均層厚は０．５μｍ以下であると耐摩耗性のより一層の向上効果が期待できず、一方、３．０μｍ以上であるとチッピングを発生しやすくなるので、基体表面硬化層の平均層厚は０．５〜３．０μｍとすることが望ましい。
In addition, when the titanium carbonitride-based cermet is used as a substrate, the atmosphere when holding at the highest temperature and the highest temperature in the sintering process is a predetermined nitrogen atmosphere, and by reducing the pressure during holding or when lowering the temperature, The surface can be cured more than when the entire sintering process is performed in a nitrogen atmosphere at a constant pressure. This is because when the process up to holding at the maximum temperature is performed under a constant nitrogen pressure, carbonitrides with high hardness are uniformly dispersed inside the substrate. Is treated under a relatively high nitrogen pressure, and during the holding or when the temperature is lowered, when the atmosphere is further reduced to a nitrogen atmosphere, only the very surface of the substrate is denitrified, so that a metal bonded phase composed of Ni and Co This is because dissolution of Ti, Nb and the like in the metal and diffusion from the inside to the surface of the substrate become active, and formation of carbonitrides such as Ti and Nb is promoted on the surface to form a substrate surface hardened layer.
Further, when the base surface hardened layer is formed, Ni and Co, which are metal bonding phases in the vicinity of the base surface, are relatively reduced as in the case of the cemented carbide base.
For example, a scanning electron microscope (SEM) is used to observe a cross section of 0.5 to 3.0 μm in the depth direction from the surface of the tool base, and wavelength dispersive X-ray spectroscopy in an analysis visual field region of 1 × 1 μm. If the total content of Ni and Co as the binder phase metal is less than 2.0% by mass when analyzed quantitatively by the method, the substrate surface hardened layer is sufficiently formed and the wear resistance is further improved.
When the average thickness of the substrate surface hardened layer is 0.5 μm or less, a further improvement effect of wear resistance cannot be expected. On the other hand, when it is 3.0 μm or more, chipping is likely to occur. The average thickness of the hardened surface layer is preferably 0.5 to 3.0 μm.
本発明のＴｉ化合物が均一に分散分布する酸化アルミニウム層は、例えば、以下に示すゾル−ゲル法によって形成することができる。
なお、本発明では、ゾル−ゲル法によってα型の酸化アルミニウム層を形成する際に、主として、原料であるアルミニウムのアルコキシドと同時にチタンのアルコキシドを使用するゾル-ゲル法、または、アルミナゾルにＴｉ酸化物微粒子を添加するゾル−ゲル法を用いることができ、主に上記二つの方法について説明するが、Ｔｉ酸化物微粒子の添加の仕方としては、アルミナゾル中で均一分散できるような表面処理をしたＴｉ酸化物微粒子を添加する方法、アルコールに均一にＴｉ酸化物微粒子が分散されたスラリーとして添加する方法、分散剤を予めアルミナゾルへ添加した後にＴｉ酸化物微粒子をアルミナゾルへ添加する方法等各種の添加が可能であるが、いずれの添加方法であっても構わない。
The aluminum oxide layer in which the Ti compound of the present invention is uniformly distributed can be formed, for example, by the sol-gel method shown below.
In the present invention, when the α-type aluminum oxide layer is formed by the sol-gel method, mainly the sol-gel method using titanium alkoxide at the same time as the aluminum alkoxide as the raw material, or Ti oxidation to alumina sol. The sol-gel method for adding fine particles can be used, and the above two methods will be mainly described. The Ti oxide fine particles are added by a surface treatment that allows uniform dispersion in alumina sol. There are various methods such as a method of adding oxide fine particles, a method of adding Ti oxide fine particles uniformly in alcohol, a method of adding a dispersant to alumina sol and then adding Ti oxide fine particles to alumina sol. Although it is possible, any addition method may be used.
なお、一般的に酸化アルミニウムの結晶化、特にα化には１０００℃以上の高温が必要とされるが、Ｔｉ酸化物は酸化アルミニウムの結晶化促進に寄与し、Ｔｉ酸化物を用いると比較的低温で結晶化が可能になる。Ｔｉ酸化物による酸化アルミニウムの低温結晶化促進効果のメカニズムは明確に解明されているわけではないが、各種金属酸化物の標準生成自由エネルギーを考慮すると熱力学的にＴｉ酸化物はＡｌ酸化物よりも不安定であり、Ｔｉ酸化物はＡｌ元素を酸化しうる、つまり、Ｔｉ酸化物が還元することにより、Ａｌを酸化するための酸素供給源となると考えられること、さらに、複数の金属酸化物のうち、Ａｌの標準生成自由エネルギーに最も近い金属元素がＴｉであるため、特にＴｉ酸化物は酸化アルミニウムの結晶化促進に効果が大きいのではないかと考えられること、ゾル-ゲル法は例えば石英の製造方法で知られるように金属元素とＯのネットワーク形成によるゾル状態、ゲル状態を経ることで通常では得ることのできない比較的低温で結晶化を達成出来る手法であることを考えると、Ｔｉ酸化物の酸素供給によりＡｌとＯのネットワーク形成を比較低温の段階で形成助長させている可能性も考えられ、Ｔｉ酸化物の表面が酸化アルミニウム結晶粒の成長する起点となり、Ｔｉ酸化物近傍の限定した箇所においては比較的低温で結晶化が可能になる。
また、本発明では適切なゾル成分と焼成条件を設定することでＴｉを窒化させたり、アルミナゾル中の有機成分に含まれる炭素を利用し、Ｔｉを炭化させることでＴｉの炭化物、窒化物および炭窒化物を形成させることができる。
In general, high temperature of 1000 ° C. or higher is required for crystallization of aluminum oxide, in particular, α conversion, but Ti oxide contributes to the crystallization promotion of aluminum oxide. Crystallization becomes possible at low temperature. The mechanism of the low-temperature crystallization accelerating effect of aluminum oxide by Ti oxide is not clearly elucidated, but considering the standard free energy of formation of various metal oxides, Ti oxide is thermodynamically more than Al oxide. Ti oxides can oxidize Al elements, that is, Ti oxides are considered to be an oxygen supply source for oxidizing Al by reduction, and more than one metal oxide Of these, Ti is the metal element closest to the standard free energy of formation of Al, and therefore Ti oxide is considered to be particularly effective in promoting crystallization of aluminum oxide. As is known in the manufacturing method, it is relatively low temperature that cannot normally be obtained through the sol state and gel state due to the network formation of metal element and O Considering that this is a technique that can achieve crystallization with the oxygen supply of Ti oxide, the formation of Al and O networks may be promoted at a relatively low temperature stage. It becomes a starting point for growth of aluminum oxide crystal grains, and crystallization is possible at a relatively low temperature in a limited portion near the Ti oxide.
Further, in the present invention, Ti is nitrided by setting appropriate sol components and firing conditions, or carbon contained in organic components in the alumina sol is utilized to carbonize Ti to thereby carbide, nitride and carbon of Ti. Nitride can be formed.
アルミナゾルの調製：
まず、チタンのアルコキシドを使用するゾル-ゲル法を行う場合はチタンのアルコキシド（例えば、チタンイソプロポキシド、チタンエトキシドなど）にアルミニウムのアルコキシド（例えば、アルミニウムセカンダリブトキシド、アルミニウムイソプロポキシド）及びアルコール（例えば、ブタノール、プロパノール）を添加し、必要に応じて水や酸、界面活性剤を添加し、さらに、キレート化剤（例えば、アセチルアセトン（ＡｃＡｃ）、アセト酢酸エチル（ＥＡｃＡｃ）、トリエタノールアミン（ＴＥＡ））を添加した後、例えば１００〜２００℃に設定したオイルバス等に浸し、撹拌する。但し、水及び酸はチタンへの酸素供給源となってしまうため、添加量は少ない方がチタンの炭化物、窒化物、炭窒化物が形成しやすく、例えばモル比で金属元素１に対し３０まで許容される。キレート化剤はＡｌ原子と安定な錯体を形成するキレート化剤が望ましく、一般的にエチドロン酸などのホスホン酸類キレート化剤やグルコン酸などのアルドン酸類キレート化剤、シュウ酸、マロン酸などのジカルボン酸類が知られるが、特にβ‐ジケトン類、β−ケトエステル類、アルカノールアミン類のキレート化剤が望ましい。β‐ジケトン類は、例えば、アセチルアセトンや３−メチル−２，４−ペンタンジオン、３−イソプロピル−２，４ −ペンタンジオン、２，２ −ジメチル−３，５ −ヘキサンジオンなどが挙げられ、β−ケトエステル類は、例えば、アセト酢酸メチル、アセト酢酸エチル、マロン酸ジメチル、マロン酸ジエチルが挙げられる。また、アルカノールアミン類のキレート化剤は、例えば、エチレンジアミン（ＥＤＡ）、モノエタノールアミン（ＭＥＡ）、ジエタノールアミン（ＤＥＡ）、トリエタノールアミン（ＴＥＡ）を挙げることができるが、キレート能が強いトリエタノールアミン（ＴＥＡ）を用いることが望ましい。
Preparation of alumina sol:
First, when performing a sol-gel method using titanium alkoxide, titanium alkoxide (eg, titanium isopropoxide, titanium ethoxide, etc.), aluminum alkoxide (eg, aluminum secondary butoxide, aluminum isopropoxide) and alcohol (For example, butanol, propanol), water, an acid, and a surfactant are added as necessary. Further, chelating agents (for example, acetylacetone (AcAc), ethyl acetoacetate (EAcAc), triethanolamine ( After adding TEA)), for example, it is immersed in an oil bath set at 100 to 200 ° C. and stirred. However, since water and acid serve as an oxygen supply source to titanium, the smaller the amount added, the more easily titanium carbide, nitride and carbonitride are formed. For example, the molar ratio is up to 30 with respect to metal element 1 Permissible. The chelating agent is preferably a chelating agent that forms a stable complex with an Al atom. Generally, phosphonic acid chelating agents such as etidronic acid, aldonic acid chelating agents such as gluconic acid, and dicarboxylic acids such as oxalic acid and malonic acid. Acids are known, but β-diketones, β-ketoesters, and alkanolamine chelating agents are particularly desirable. Examples of β-diketones include acetylacetone, 3-methyl-2,4-pentanedione, 3-isopropyl-2,4-pentanedione, and 2,2-dimethyl-3,5-hexanedione. Examples of the ketoesters include methyl acetoacetate, ethyl acetoacetate, dimethyl malonate, and diethyl malonate. Examples of alkanolamine chelating agents include ethylenediamine (EDA), monoethanolamine (MEA), diethanolamine (DEA), and triethanolamine (TEA), but triethanolamine having a strong chelating ability. It is desirable to use (TEA).
本発明に使用するアルミナゾルは、上記に挙げたキレート化剤とＡｌ元素の錯体形成を十分に促進させるために、一般的な有機合成で使用されるようなオイルバス等による加熱還流処理を用いることが望ましく、ゾルの成分にもよるが１００〜２００℃の温度で加熱処理を行うことが望ましい。 The alumina sol used in the present invention should be heated and refluxed by an oil bath or the like used in general organic synthesis in order to sufficiently promote the complex formation of the chelating agent and Al element listed above. It is desirable to perform the heat treatment at a temperature of 100 to 200 ° C., although it depends on the sol components.
Ｔｉ酸化物微粒子の添加方法：
チタンのアルコキシドを使用せず、アルミナゾルにＴｉ酸化物微粒子を添加するゾル−ゲル法をとる場合には、加熱還流後にＴｉ酸化物微粒子を添加させることが望ましい。
Addition method of Ti oxide fine particles:
When the sol-gel method is used in which the titanium alkoxide is not used and the Ti oxide fine particles are added to the alumina sol, it is desirable to add the Ti oxide fine particles after heating to reflux.
乾燥・焼成：
工具基体あるいは下地層（例えば、Ｔｉ化合物層）を被覆した工具基体を、上記で調製したアルミナゾル中へ浸漬処理し、その後、０．５ｍｍ／ｓｅｃの速度でアルミナゾル中からこれを引き上げ、それに続き１００〜６００℃で１０分乾燥処理を施し、この浸漬処理と乾燥処理を所要の層厚になるまで繰り返し行い、次いで、窒素雰囲気中あるいはＡｒ雰囲気中、あるいは、窒素とＡｒの混合雰囲気中にて９００〜１１００℃の温度範囲で焼成処理を行う。
Drying and firing:
A tool base coated with a tool base or an underlayer (for example, a Ti compound layer) is immersed in the alumina sol prepared above, and then pulled up from the alumina sol at a rate of 0.5 mm / sec. A drying treatment is performed at ˜600 ° C. for 10 minutes, and this dipping treatment and drying treatment are repeated until the required layer thickness is obtained, and then 900 in a nitrogen atmosphere or an Ar atmosphere or a mixed atmosphere of nitrogen and Ar. A baking process is performed in a temperature range of ˜1100 ° C.
上記乾燥処理によって、微粒のＴｉ酸化物を分散含有するアルミナの乾燥ゲルが形成される。
さらに、本発明のアルミナゾルは炭素成分が十分に存在し、Ｔｉがキレート化剤により錯体化されていたり、熱力学的にＡｌ酸化物よりも不安定なＴｉ酸化物を含むため、乾燥後の焼成処理において、キレート化剤の熱分解やＡｌへの酸素供給などが起こり、窒素や炭素と化学結合しやすい活性なＴｉが形成されるため、窒素雰囲気中で焼成を行った場合には、主たるＴｉ化合物としてＴｉＮが形成され、Ａｒ雰囲気中で行った場合には、主たるＴｉ化合物としてＴｉＣが形成される。さらに、窒素とＡｒの混合雰囲気中にて焼成を行った場合には、主たるＴｉ化合物として、ＴｉＣＮの形成に加え、ＴｉＮあるいはＴｉＣも形成される。
By the drying treatment, a dry gel of alumina containing finely divided Ti oxide is formed.
Furthermore, since the alumina sol of the present invention has a sufficient carbon component and Ti is complexed with a chelating agent or contains a Ti oxide that is thermodynamically more unstable than an Al oxide, it is fired after drying. In the treatment, thermal decomposition of the chelating agent, oxygen supply to Al, etc. occurs, and active Ti that is easily chemically bonded to nitrogen and carbon is formed. Therefore, when firing in a nitrogen atmosphere, the main Ti TiN is formed as a compound, and when performed in an Ar atmosphere, TiC is formed as the main Ti compound. Further, when firing in a mixed atmosphere of nitrogen and Ar, TiN or TiC is also formed as the main Ti compound in addition to the formation of TiCN.
上記酸化アルミニウム層の膜厚は、アルミナゾルへの浸漬回数に依存するが、被覆形成された上記酸化アルミニウム層の平均層厚が１．０μｍ未満では、長期の使用にわたって被覆工具としてすぐれた耐摩耗性を発揮することができず、一方、平均層厚が５．０μｍを越えると酸化アルミニウム層が剥離を生じやすくなることから、上記酸化アルミニウム層の膜厚は１．０〜５．０μｍとする。 The film thickness of the aluminum oxide layer depends on the number of times of immersion in the alumina sol, but if the average layer thickness of the coated aluminum oxide layer is less than 1.0 μm, it has excellent wear resistance as a coated tool over a long period of use. On the other hand, if the average layer thickness exceeds 5.0 μm, the aluminum oxide layer tends to peel off, so the thickness of the aluminum oxide layer is 1.0 to 5.0 μm.
また、焼成温度については、９００℃未満では、チタンのアルコキシドやＴｉ酸化物微粒子を用いたとしてもα型酸化アルミニウム結晶粒の生成速度がおそいため、十分な硬さが得られず、高速高切り込み断続切削に効果のある、十分な高温硬さを有する酸化アルミニウム層を形成することはできない。一方、１１００℃を越える温度で焼成した場合、酸化アルミニウム層の表面平滑性、潤滑性が低下し、高速高切り込み断続切削においてすぐれた耐チッピング性、耐欠損性を発揮することができない。
よって、焼成温度は９００〜１１００℃とすることが望ましい。
In addition, when the firing temperature is less than 900 ° C., even if titanium alkoxide or Ti oxide fine particles are used, the rate of formation of α-type aluminum oxide crystal grains is slow, so that sufficient hardness cannot be obtained, and high-speed high cutting is achieved. An aluminum oxide layer having sufficient high-temperature hardness that is effective for intermittent cutting cannot be formed. On the other hand, when firing at a temperature exceeding 1100 ° C., the surface smoothness and lubricity of the aluminum oxide layer are lowered, and excellent chipping resistance and chipping resistance cannot be exhibited in high-speed, high-cut intermittent cutting.
Therefore, the firing temperature is desirably 900 to 1100 ° C.
本発明の表面被覆切削工具によれば、工具基体の表面に直接、あるいは、化学蒸着（ＣＶＤ法）または、物理蒸着（ＰＶＤ）法によって形成された硬質皮膜を介してその表面に、ゾル−ゲル法によって、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種または２種以上からなるＴｉ化合物を含有する酸化アルミニウム層を被覆形成するものであり、酸化アルミニウム層中に、平均粒径１０〜２００ｎｍのＴｉ化合物を２０〜７０面積％の面積割合で均一に分散分布させたことによって、Ｔｉ化合物の脱落、剥離等は発生もなく、また、硬質皮膜を介して表面に形成された上記酸化アルミニウム層は、硬質皮膜とすぐれた密着強度を有することから、切れ刃に高負荷が作用する合金鋼の高速高切り込み断続切削加工において、チッピング等の異常損傷の発生が抑制され、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮するのである。 According to the surface-coated cutting tool of the present invention, the sol-gel is applied directly to the surface of the tool substrate or via a hard film formed by chemical vapor deposition (CVD method) or physical vapor deposition (PVD) method. According to the method, an aluminum oxide layer containing a Ti compound composed of one or more of Ti carbide, nitride and carbonitride is coated to form an average particle diameter of 10 to 200 nm in the aluminum oxide layer. When the Ti compound is uniformly dispersed and distributed at an area ratio of 20 to 70% by area, the Ti compound does not fall off or peel off, and the aluminum oxide layer is formed on the surface through a hard film. Has excellent adhesion strength with hard coatings, so abnormal losses such as chipping in high-speed, high-cut, intermittent cutting of alloy steel with high load acting on the cutting edge. The generation of suppression is to exert a cutting performance which is superior over a long period of use.
つぎに、本発明を実施例により具体的に説明する。 Next, the present invention will be specifically described with reference to examples.
（ａ） 原料粉末として、平均粒径０．８μｍの微粒ＷＣ粉末、平均粒径２〜３μｍの中粒ＷＣ粉末といずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ粉末、ＺｒＣ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に示す所定の配合組成に配合し、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、１４００℃の温度にて１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０５ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ（工具基体Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉという）を製造した。
但し、１４００℃にて１時間保持後１３２０℃までの冷却を、超硬基体Ｆについては、３．３ｋＰａの窒素雰囲気中にて４０分間行い、超硬基体Ｇについては、１ｋＰａの窒素雰囲気中にて４０分間、超硬基体Ｈについては、２ｋＰａの窒素雰囲気中にて１０分間、超硬基体Ｉについては、３．３ｋＰａの窒素雰囲気中にて１２０分間かけて冷却することで基体表面を硬化処理した。
(A) As a raw material powder, fine WC powder having an average particle diameter of 0.8 μm, medium WC powder having an average particle diameter of 2 to 3 μm, and TiCN powder, ZrC powder, TaC powder each having an average particle diameter of 1 to 3 μm, After preparing NbC powder, Cr 3 C 2 powder and Co powder, these raw material powders were blended in the prescribed blending composition shown in Table 1, added with wax, ball mill mixed in acetone for 24 hours, and dried under reduced pressure , Pressed into a green compact of a predetermined shape at a pressure of 98 MPa, this green compact was vacuum-sintered at a temperature of 1400 ° C. for 1 hour in a vacuum of 5 Pa, and after sintering, the cutting edge portion R: A tool base A, B, C, D, E, F, G, H, I made of WC base cemented carbide having an insert shape specified in ISO / CNMG120408 by honing to 0.05 mm. (Tool substrate A, It was prepared C, D, E, F, G, H, a) that I.
However, after holding at 1400 ° C. for 1 hour, cooling to 1320 ° C. is performed for 40 minutes in a nitrogen atmosphere of 3.3 kPa for the carbide substrate F, and in a nitrogen atmosphere of 1 kPa for the carbide substrate G. The substrate surface is cured by cooling for 40 minutes in a nitrogen atmosphere of 2 kPa for carbide substrate H and for 120 minutes in a nitrogen atmosphere of 3.3 kPa for carbide substrate I. did.
（ｂ） ついで、上記工具基体Ａ〜Ｉに対して、下層を形成した。
なお、下層の形成にあたり、上記工具基体Ａ及びＢについては、化学蒸着装置に装入し、表２に示す成膜条件を用いて、粒状結晶組織を有するＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＯ層、ＴｉＣＮＯ層、縦長成長結晶組織のＴｉＣＮ層（以下、ｌ−ＴｉＣＮで示す）からなるＴｉ化合物層を表５に示す皮膜構成にて下地層を予め形成した。一方、上記工具基体Ｃについては、物理蒸着装置の一種であるアークイオンプレーティング装置に装入し、表５に示す膜厚のＴｉ０．５Ａｌ０．５Ｎ層からなる下地層を予め形成した。
また、上記工具基体Ｄについては、同じくアークイオンプレーティング装置に装入し、表５に示す膜厚のＡｌ０．７Ｃｒ０．３Ｎ層からなる下地層を予め形成した。
一方、上記工具基体Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉについては、下地層の形成を特に行わなかった。
(B) Next, a lower layer was formed on the tool bases A to I.
In forming the lower layer, the tool bases A and B are charged into a chemical vapor deposition apparatus, and the TiN layer, TiCN layer, TiCO layer, TiCNO having a granular crystal structure are formed using the film formation conditions shown in Table 2. An underlayer was formed in advance with a Ti compound layer comprising a layer and a TiCN layer having a vertically grown crystal structure (hereinafter referred to as 1-TiCN) with a film configuration shown in Table 5. On the other hand, the tool base C is inserted into an arc ion plating apparatus which is a kind of physical vapor deposition apparatus, and an underlayer composed of Ti 0.5 Al 0.5 N layers having the film thicknesses shown in Table 5 is formed in advance. did.
Further, the tool base D was similarly inserted into an arc ion plating apparatus, and an underlayer composed of an Al 0.7 Cr 0.3 N layer having a thickness shown in Table 5 was formed in advance.
On the other hand, for the tool bases E, F, G, H, and I, the base layer was not particularly formed.
（ｃ） 一方、酸化アルミニウム層をゾル−ゲル法で被覆形成するためのアルミナゾルの調製を、次のように行った。
表３に示す所定量のアルミニウムのアルコキシドであるアルミニウムセカンダリブトキシドにチタンのアルコキシドであるチタンイソプロポキシド、同じく表３に示す所定量のアルコールを添加した後、キレート化剤、水、硝酸を加えた。
(C) On the other hand, an alumina sol for coating the aluminum oxide layer by the sol-gel method was prepared as follows.
After adding titanium isopropoxide, which is an alkoxide of titanium, and a predetermined amount of alcohol, which is also shown in Table 3, to aluminum secondary butoxide, which is an alkoxide of aluminum shown in Table 3, a chelating agent, water, and nitric acid were added. .
（ｄ） これをオイルバスによる還流装置を用いて１５０℃でゾル中の加水分解・縮重合反応を安定させることを目的として１時間加熱撹拌したあとに表３に示す所定量のＴｉ酸化物微粒子を添加することでアルミナゾルを調製した。 (D) A predetermined amount of Ti oxide fine particles shown in Table 3 after being heated and stirred for 1 hour in order to stabilize the hydrolysis / condensation polymerization reaction in the sol at 150 ° C. using a reflux apparatus using an oil bath. Was added to prepare an alumina sol.
（ｅ） ついで、上記工具基体Ａ〜Ｉを、上記アルミナゾル中に浸漬し、その後、上記工具基体Ａ〜Ｉをアルミナゾル中から引き上げ速度０．５ｍｍ／ｓｅｃで引き上げ、５００℃で１０分間の乾燥処理を行い、さらに、浸漬、引き上げ、乾燥処理を繰り返した後、表３に示す条件で焼成処理を行い、Ｔｉ化合物がα型酸化アルミニウム層中に分散分布する本発明の酸化アルミニウム層を被覆形成することにより、表５、６に示す本発明の被覆工具１〜１５（本発明工具１〜１５という）を製造した。 (E) Next, the tool bases A to I are immersed in the alumina sol, and then the tool bases A to I are pulled up from the alumina sol at a lifting speed of 0.5 mm / sec and dried at 500 ° C. for 10 minutes. After repeating the dipping, pulling up and drying processes, a baking process is performed under the conditions shown in Table 3 to form a coating of the aluminum oxide layer of the present invention in which the Ti compound is dispersed and distributed in the α-type aluminum oxide layer. Thus, coated tools 1 to 15 (referred to as present invention tools 1 to 15) of the present invention shown in Tables 5 and 6 were produced.
前記本発明工具１〜１５について、酸化アルミニウム層の平均層厚を透過電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。 When the average layer thickness of the aluminum oxide layer was measured using a transmission electron microscope for the tools 1 to 15 of the present invention, the average value was substantially the same as the target layer thickness (average value of five locations). .
また、Ｘ線回折装置と透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用い、酸化アルミニウム層の結晶構造と酸化アルミニウム層中にＴｉ化合物が分散含有されていることを確認するとともに、Ｔｉ化合物の種類を特定した。 Also, using an X-ray diffractometer, a transmission electron microscope (TEM), and an energy dispersive X-ray analyzer attached to the TEM, the Ti structure is dispersed and contained in the crystal structure of the aluminum oxide layer and the aluminum oxide layer. The type of Ti compound was identified.
また、酸化アルミニウム層中に分散分布するＴｉ化合物の占有面積割合、Ｔｉ化合物の平均粒径をエネルギー分散型Ｘ線分析装置が付属された透過電子顕微鏡にて求めた。なお、Ｔｉ化合物の平均粒径は透過電子顕微鏡にて観察される結晶粒の粒子断面の面積を円の面積として置き換えた場合の直径を１０点測定し、その平均値とした。さらに、工具基体表面と垂直方向および平行方向に描いた０．２μｍ四方の格子線とα型酸化アルミニウム結晶粒とＴｉ化合物の界面が交差する交点を酸化アルミニウム層の表面から上記α型酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまで、複数視野、つまり、０．５μｍ×０．５μｍの観察視野の上端を酸化アルミニウム層表面に一致させた視野、観察視野の下端を酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に一致させた視野、酸化アルミニウム層の層厚の半分を観察視野の真ん中とした視野、上記表面と層厚半分の間及び上記界面と層厚半分の間を観察視野の真ん中とした視野とした、列として並んだ計５視野を工具基体表面に平行な方向に０．５μｍごとに５列、つまり５視野×５列の計２５視野にわたって測定し、視野ごとに単位面積当たりの交点数を求め、その標準偏差を求めると共に、全視野の単位面積当たりの交点数を平均した値である平均交点数密度についても求め、分散分布の均一性を確認した。
即ち、エネルギー分散型Ｘ線分析装置が付属された透過電子顕微鏡にて、上記α型酸化アルミニウム層を表面から、上記α型酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまで、α型酸化アルミニウム層の縦断面を０．５×０．５μｍの観察範囲にて複数視野わたって透過型電子顕微鏡で観察し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置による視野範囲における元素マッピングを行い、酸化アルミニウム層中のＴｉ化合物の面積割合、平均粒径を求め、形成箇所を特定したのち、工具基体表面と垂直方向および平行方向に０．２μｍ四方の格子線を引き、α型酸化アルミニウム結晶粒とＴｉ化合物の界面が交差する交点の数を、工具基体表面と垂直方向および平行方向についてそれぞれ調べ、単位面積当たりに存在する交点数である交点数密度を該複数視野にわたって求め平均し、平均交点数密度を算出した。また、該視野におけるそれぞれの交点数密度を元に工具基体表面と垂直方向および平行方向についての交点数密度の標準偏差を算出した。
表６に、これらの値を示す。
In addition, the occupation area ratio of the Ti compound dispersed and distributed in the aluminum oxide layer and the average particle diameter of the Ti compound were determined with a transmission electron microscope provided with an energy dispersive X-ray analyzer. In addition, the average particle diameter of Ti compound measured 10 diameters when the area of the crystal | crystallization cross-section of the crystal grain observed with a transmission electron microscope was replaced with the area of a circle, and made it the average value. Further, the α-type aluminum oxide layer is formed from the surface of the aluminum oxide layer at the intersection where the 0.2 μm square lattice line drawn in the direction perpendicular to and parallel to the surface of the tool base and the interface between the α-type aluminum oxide crystal grains and the Ti compound intersect. A plurality of visual fields, that is, a visual field in which the upper end of the observation field of 0.5 μm × 0.5 μm coincides with the surface of the aluminum oxide layer, and the lower end of the visual field of view is an aluminum oxide layer. A field of view that matches the interface with the tool substrate or the underlying layer, a field of view where half the layer thickness of the aluminum oxide layer is in the middle of the field of view, and between the surface and half the layer thickness and between the interface and half the layer thickness A total of 5 visual fields arranged in a row in the direction parallel to the surface of the tool base, 5 rows every 0.5 μm, that is, 5 visual fields × 5 rows, for a total of 25 visual fields. Measure and calculate the number of intersections per unit area for each field of view, determine its standard deviation, and also obtain the average intersection number density, which is the average of the number of intersections per unit area for all fields of view, to ensure uniform distribution distribution It was confirmed.
That is, in the transmission electron microscope attached with the energy dispersive X-ray analyzer, the α-type aluminum oxide layer extends from the surface to the interface between the α-type aluminum oxide layer and the tool substrate or the base layer. The vertical section of the aluminum oxide layer is observed with a transmission electron microscope over a plurality of visual fields in an observation range of 0.5 × 0.5 μm, and element mapping is performed in the visual field range with an energy dispersive X-ray analyzer. After obtaining the area ratio and average particle diameter of the Ti compound in the interior and specifying the formation location, 0.2 μm square lattice lines are drawn in the direction perpendicular to and parallel to the surface of the tool base, and the α-type aluminum oxide crystal grains and the Ti compound are drawn. Check the number of intersections where the interfaces of the tool intersect each other in the direction perpendicular to and parallel to the tool base surface, and the number of intersections that exist per unit area Degrees on average calculated over a plurality of field of view, averages were calculated intersection number density. The standard deviation of the intersection number density in the direction perpendicular to and parallel to the tool base surface was calculated based on the intersection number density in the field of view.
Table 6 shows these values.
[比較例１]
比較のため、以下の製造方法で比較例の被覆工具を製造した。
[Comparative Example 1]
For comparison, a coated tool of a comparative example was manufactured by the following manufacturing method.
（イ）まず、表４に示す所定量のアルミニウムのアルコキシドであるアルミニウムセカンダリブトキシドにチタンのアルコキシドであるチタンイソプロポキシド、同じく表４に示す所定量のアルコールを添加した後、キレート化剤、水、硝酸を加え、実施例１と同様に加熱撹拌及びＴｉ酸化物微粒子を添加することにより、アルミナゾルを調製した。
（ロ）次いで、上記工具基体Ａ〜Ｉの表面に、上記アルミナゾルを塗布した。
（ハ）ついで、上記塗布したアルミナゾルを、実施例１と同様に５００℃で１０分間乾燥処理を行い、さらに塗布と乾燥を所定層厚になるまで繰り返した後、焼成処理を行うことにより、表５、７に示す比較例の被覆工具１〜１５（比較例工具１〜１５という）を製造した。
(A) First, titanium isopropoxide, which is an alkoxide of titanium, and a predetermined amount of alcohol, which is also shown in Table 4, are added to aluminum secondary butoxide, which is a predetermined amount of aluminum alkoxide shown in Table 4, followed by a chelating agent, water Alumina sol was prepared by adding nitric acid, heating and stirring, and adding Ti oxide fine particles in the same manner as in Example 1.
(B) Next, the alumina sol was applied to the surfaces of the tool bases A to I.
(C) Next, the coated alumina sol was dried at 500 ° C. for 10 minutes in the same manner as in Example 1. Further, the coating and drying were repeated until a predetermined layer thickness was obtained, and then the firing treatment was performed. Coated tools 1 to 15 (referred to as comparative example tools 1 to 15) of comparative examples shown in 5 and 7 were produced.
比較例工具１〜１５について、酸化アルミニウム層の平均層厚を透過電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値（５ヶ所の平均値）を示した。 About Comparative example tools 1-15, when the cross-sectional measurement was carried out using the transmission electron microscope for the average layer thickness of the aluminum oxide layer, all showed the average value (average value of five places) substantially the same as target layer thickness.
また、比較例工具１〜１５の酸化アルミニウム層について、Ｘ線回折装置と透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、制限視野電子線回折法によりその各結晶粒を解析し、その結晶粒から電子線回折パターン、Ｘ線回折パターンから、酸化アルミニウム層の結晶構造を特定した。 Moreover, about the aluminum oxide layer of the comparative tools 1-15, each crystal grain is analyzed by a limited field electron diffraction method using an X-ray diffraction apparatus and a transmission electron microscope (TEM), and the electron beam is analyzed from the crystal grain. From the diffraction pattern and the X-ray diffraction pattern, the crystal structure of the aluminum oxide layer was specified.
また、実施例１と同様に、Ｘ線回折装置と透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によるエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用い、酸化アルミニウム層の結晶構造と酸化アルミニウム層中にＴｉ化合物が分散含有されていることを確認するとともに、Ｔｉ化合物の種類を特定した。 Similarly to Example 1, an energy dispersive X-ray analyzer using an X-ray diffractometer and a transmission electron microscope (TEM) was used, and a Ti compound was dispersed and contained in the crystal structure of the aluminum oxide layer and the aluminum oxide layer. And the type of Ti compound was identified.
また、酸化アルミニウム層中に分散分布するＴｉ化合物の占有面積割合、Ｔｉ化合物の粒径、さらに、工具基体表面と垂直方向および平行方向に描いた０．２μｍ四方の格子線と、α型酸化アルミニウム結晶粒とＴｉ化合物の界面が交差する交点の単位面積当たりの数を酸化アルミニウム層を表面から、上記α型酸化アルミニウム層と工具基体あるいは下地層との界面に至るまでの複数視野にわたって平均した値である平均交点数密度、さらに、視野ごとにおける交点数密度の標準偏差についても、実施例１と同様の方法で測定し、Ｔｉ化合物の面積割合、平均粒径を求めるとともに、分散分布の均一性を確認した。
表７に、これらの値を示す。
Further, the occupation area ratio of the Ti compound dispersed and distributed in the aluminum oxide layer, the particle size of the Ti compound, a 0.2 μm square lattice line drawn in a direction perpendicular to and parallel to the surface of the tool base, and α-type aluminum oxide A value obtained by averaging the number of intersections per unit area where the interface between the crystal grains and the Ti compound intersects over a plurality of fields from the surface of the aluminum oxide layer to the interface between the α-type aluminum oxide layer and the tool substrate or the underlayer. The average intersection number density and the standard deviation of the intersection number density for each field of view are also measured by the same method as in Example 1 to obtain the area ratio and average particle diameter of the Ti compound, and the uniformity of the dispersion distribution. It was confirmed.
Table 7 shows these values.
つぎに、本発明工具１〜１５および比較例工具１〜１５について、以下に示す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。
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２４０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．８ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度および切り込みは、それぞれ、２２０ｍ／ｍｉｎ、０．５ｍｍ）、
これらの結果を表８に示す。
Next, the wet high speed intermittent cutting test shown below was implemented about this invention tools 1-15 and comparative example tools 1-15, and all measured the flank wear width of the cutting blade.
Work material: JIS / SNCM439 round direction bar with 4 equal intervals in the length direction,
Cutting speed: 240 m / min,
Cutting depth: 0.8mm,
Feed: 0.3mm / rev,
Cutting time: 5 minutes
(Normal cutting speed and incision are 220 m / min and 0.5 mm, respectively)
These results are shown in Table 8.
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、ＮｂＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これらを表９に示す所定の配合組成に配合し、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：１５４０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４０８のチップ形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ（工具基体Ｊ〜Ｒという）を製造した。但し、工具基体Ｏについては１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、昇温速度を２℃／ｍｉｎとし、室温より１５４０℃まで昇温させ３０分保持した後、１３Ｐａの真空とし、さらに、１５４０℃にて３０分保持後降温させて表面硬化させた。工具基体Ｐについては、常に１３Ｐａの真空中にて昇温および１５４０℃にて６０分保持、工具基体Ｑについては１．３ｋＰａの窒素雰囲気中で室温より１５４０℃まで昇温させ３０分保持した後、１３Ｐａの真空とし、さらに、１５４０℃にて５分保持、工具基体Ｒについては１．３ｋＰａの窒素雰囲気中で室温より１５４０℃まで昇温させ３０分保持した後、１３Ｐａの真空とし、さらに、１５４０℃にて９０分保持後降温させて表面硬化させた。 TiCN (mass ratio TiC / TiN = 50/50) powder, Mo 2 C powder, NbC powder, TaC powder, WC powder, Co powder, and raw material powder, all having an average particle diameter of 0.5 to 2 μm, and Ni powders were prepared, blended into the prescribed composition shown in Table 9, wet mixed for 24 hours with a ball mill, dried, and then pressed into a green compact at a pressure of 98 MPa. Sintered in a nitrogen atmosphere of 3 kPa at a temperature of 1540 ° C. for 1 hour, and after sintering, the cutting edge part is subjected to a honing process of R: 0.07 mm to form a chip shape of ISO standard / CNMG120408 TiCN based cermet tool bases J, K, L, M, N, O, P, Q, and R (referred to as tool bases J to R) were manufactured. However, for the tool base O, in a nitrogen atmosphere of 1.3 kPa, the rate of temperature rise was 2 ° C./min, the temperature was raised from room temperature to 1540 ° C. and held for 30 minutes, then a vacuum of 13 Pa was applied, and further at 1540 ° C. After holding for 30 minutes, the temperature was lowered to cure the surface. For the tool base P, the temperature was always increased and held at 1540 ° C. for 60 minutes in a vacuum of 13 Pa. For the tool base Q, the temperature was raised from room temperature to 1540 ° C. in a nitrogen atmosphere of 1.3 kPa for 30 minutes. , A vacuum of 13 Pa, and further held at 1540 ° C. for 5 minutes, and the tool substrate R was heated from room temperature to 1540 ° C. in a nitrogen atmosphere of 1.3 kPa and held for 30 minutes, and then a vacuum of 13 Pa was further obtained. After holding at 1540 ° C. for 90 minutes, the temperature was lowered to cure the surface.
ついで、上記工具基体Ｊ〜Ｒに対して、実施例１と同様に表２に示す下地層の成膜条件、表３の調製条件及び焼成条件を用い、酸化アルミニウム層を成膜し、表１０、１１に示す本発明の被覆工具１６〜３０（本発明工具１６〜３０という）を製造した。 Next, an aluminum oxide layer was formed on the tool bases J to R using the underlayer deposition conditions shown in Table 2, the preparation conditions and the firing conditions shown in Table 3, as in Example 1. Table 10 The coated tools 16 to 30 of the present invention (referred to as the present invention tools 16 to 30) shown in FIG.
［比較例２］
前記実施例２で用いたのと同じ工具基体Ｊ〜Ｒを用いて、実施例２と同様に、ゾル−ゲル法により、表２に示す下地層の成膜条件、表３に示すゾル調製条件、焼成条件を用いて表１２に示す所定目標層厚になるまで酸化アルミニウム主体層を成膜し、表１０，１２に示す比較例の被覆工具１６〜３０（比較例工具１６〜３０という）を製造した。
[Comparative Example 2]
Using the same tool bases J to R used in Example 2, the sol-gel method was used to form the underlayer shown in Table 2 and the sol preparation conditions shown in Table 3 as in Example 2. Then, the aluminum oxide main layer was formed using firing conditions until the predetermined target layer thickness shown in Table 12 was reached, and the coated tools 16 to 30 (referred to as Comparative Tools 16 to 30) of Comparative Examples shown in Tables 10 and 12 were used. Manufactured.
上記本発明工具１６〜３０、比較例工具１６〜３０の酸化アルミニウム層について、実施例１の場合と同様にして、酸化アルミニウム層の平均層厚、酸化アルミニウム層中のＴｉ化合物の種類、面積割合、平均粒径、分散分布の均一性を測定した。
表１１、表１２に、その結果を示す。
About the aluminum oxide layers of the present invention tools 16-30 and comparative tools 16-30, the average layer thickness of the aluminum oxide layer, the type of Ti compound in the aluminum oxide layer, and the area ratio, as in Example 1. The average particle size and the uniformity of the dispersion distribution were measured.
Tables 11 and 12 show the results.
上記本発明工具１６〜３０、比較例工具１６〜３０について、次の条件で湿式高速断続切削加工試験を行った。
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：０．８ｍｍ、
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度および切り込みは、それぞれ、２５０ｍ／ｍｉｎ、０．４ｍｍ）、
表１３に、これらの結果を示す。
About the said this invention tools 16-30 and comparative example tools 16-30, the wet high-speed intermittent cutting test was done on the following conditions.
Work material: JIS · SCM440 lengthwise equidistant 4 vertical grooved round bar,
Cutting speed: 250 m / min,
Cutting depth: 0.8mm,
Feed: 0.3mm / rev,
Cutting time: 5 minutes
(Normal cutting speed and infeed are 250 m / min and 0.4 mm, respectively)
Table 13 shows these results.
表８、１３に示される結果から、本発明工具１〜３０においては、工具基体の表面に、ゾル−ゲル法によってＴｉ化合物を含有する酸化アルミニウム層を被覆形成するものであり、そして、酸化アルミニウム層中には、平均粒径１０〜２００ｎｍのＴｉ化合物を２０〜７０面積％の面積割合で均一に分散分布させていることから、これを、合金鋼の高速高切り込み断続切削加工に用いた場合でも、Ｔｉ化合物の脱落、剥離等もなく、すぐれた耐チッピング性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するのである。 From the results shown in Tables 8 and 13, in the tools 1 to 30 of the present invention, an aluminum oxide layer containing a Ti compound is formed on the surface of the tool base by a sol-gel method. In the layer, a Ti compound having an average particle diameter of 10 to 200 nm is uniformly dispersed and distributed at an area ratio of 20 to 70 area%, so that this is used for high-speed high-cut intermittent cutting of alloy steel. However, the Ti compound does not fall off or peel off, exhibits excellent chipping resistance, and exhibits excellent cutting performance over a long period of use.
これに対して、比較例工具１〜３０は、合金鋼の高速高切り込み断続切削加工においてチッピング、欠損、剥離等の異常損傷の発生により、短時間で使用寿命に至ることは明らかである。
なお、前述の実施例では、インサート形状の工具を用いて硬質被覆層の性能を評価したが、ドリル、エンドミルなどでも同様の結果が得られることはいうまでもない。
On the other hand, it is obvious that the comparative tools 1 to 30 reach the service life in a short time due to the occurrence of abnormal damage such as chipping, chipping and peeling in high-speed and high-cut intermittent cutting of alloy steel.
In the above-described embodiment, the performance of the hard coating layer was evaluated using an insert-shaped tool, but it goes without saying that the same result can be obtained with a drill, an end mill, or the like.
本発明の表面被覆切削工具によれば、ゾル−ゲル法によって形成されたＴｉ化合物を均一に分散分布する酸化アルミニウム層は、すぐれた耐チッピング性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものであり、工具寿命の長寿命化を図ることができ、その実用上の効果は大きい。
According to the surface-coated cutting tool of the present invention, the aluminum oxide layer in which the Ti compound formed by the sol-gel method is uniformly dispersed and distributed exhibits excellent chipping resistance, and excellent cutting performance over a long period of use. The tool life can be extended and its practical effect is great.
Claims (5)
（ａ）上記α型酸化アルミニウム層中に均一分散されたＴｉ化合物は、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の１種または２種以上からなり、
（ｂ）上記Ｔｉ化合物が上記α型酸化アルミニウム層に占める面積割合は、該α型酸化アルミニウム層の縦断面観察範囲の２０〜７０面積％であり、
（ｃ）上記Ｔｉ化合物の平均粒径は１０〜２００ｎｍであることを特徴とする表面被覆切削工具。 A hard coating layer made of an α-type aluminum oxide layer in which a fine Ti compound is dispersed directly or via a base layer on the surface of a tool base made of a tungsten carbide-based cemented carbide or titanium carbonitride-based cermet is 1.0. A surface-coated cutting tool formed by coating with an average layer thickness of ˜5.0 μm,
(A) The Ti compound uniformly dispersed in the α-type aluminum oxide layer is composed of one or more of Ti carbide, nitride and carbonitride,
(B) The area ratio of the Ti compound in the α-type aluminum oxide layer is 20 to 70% by area of the longitudinal cross-sectional observation range of the α-type aluminum oxide layer.
(C) A surface-coated cutting tool, wherein the Ti compound has an average particle size of 10 to 200 nm.
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏの平均含有量が、２．０質量％未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の表面被覆切削工具。 In a surface-coated cutting tool formed by coating a hard coating layer on the surface of a tool substrate made of a tungsten carbide-based cemented carbide,
A base surface hardened layer having an average layer thickness of 0.5 to 3.0 μm in the depth direction from the surface of the tool base is formed, and an average content of Co as a binder phase metal contained in the base surface hardened layer is The surface-coated cutting tool according to claim 1, wherein the surface-coated cutting tool is less than 2.0% by mass.
上記工具基体の表面から深さ方向に０．５〜３．０μｍの平均層厚を有する基体表面硬化層が形成され、該基体表面硬化層に含まれる結合相金属としてのＣｏ及びＮｉの合計平均含有量が、２．０質量％未満であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の表面被覆切削工具。 In a surface-coated cutting tool formed by coating a hard coating layer on the surface of a tool base made of titanium carbonitride-based cermet,
A base surface hardened layer having an average layer thickness of 0.5 to 3.0 μm in the depth direction from the surface of the tool base is formed, and the total average of Co and Ni as binder phase metals contained in the base surface hardened layer Content is less than 2.0 mass%, The surface-coated cutting tool as described in any one of Claims 1 thru | or 3 characterized by the above-mentioned.
The surface coating according to any one of claims 1 to 4, wherein the α-type aluminum oxide layer is formed by a sol-gel method using an alumina sol to which a fine Ti oxide is added. Cutting tools.
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