JP3436169B2 - 硬質被覆層を構成する酸化アルミニウム層がすぐれた靭性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
硬質被覆層を構成する酸化アルミニウム層がすぐれた靭性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具Info
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Description
成する酸化アルミニウム層(以下、Al2 O3 層で示
す)がすぐれた靭性を具備し、したがって例えば鋼や鋳
鉄などの断続切削を高送りや高切り込みなどの重切削条
件で行った場合にも切刃にチッピング(微小欠け)の発
生なく、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮する表面
被覆超硬合金製切削工具(以下、被覆超硬工具という)
に関するものである。 【0002】 【従来の技術】従来、一般に、炭化タングステン基超硬
合金基体(以下、単に超硬基体と云う)の表面に、 (a)いずれも0.1〜5μmの平均層厚を有し、かつ
粒状結晶組織をもった炭化チタン層(以下、TiC層で
示す)、窒化チタン層(以下、同じくTiN層で示
す)、炭窒化チタン層(以下、TiCN層で示す)、炭
酸化チタン層(以下、TiCO層で示す)、窒酸化チタ
ン層(以下、TiNO層で示す)、および炭窒酸化チタ
ン層(以下、TiCNO層で示す)のうちの1層または
2層以上からなるTi化合物層、 (b)3〜15μmの平均層厚を有し、かつ縦長成長結
晶組織をもった炭窒化チタン層(以下、l−TiCN層
で示す)、 (c)2〜20μmの平均層厚を有し、かつ粒状結晶組
織をもったα型結晶構造のAl2 O3 層、 以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を6〜35
μmの全体平均層厚で化学蒸着してなる被覆超硬工具が
知られており、この被覆超硬工具が、例えば鋼や鋳鉄な
どの連続切削や断続切削に用いられていることも知られ
ている。また、例えば特開平3−87369号公報およ
び特開平6−8008号公報などに記載されるように、
上記被覆超硬工具の硬質被覆層において、上記粒状結晶
組織のTiCN層は、化学蒸着装置にて、1000℃以
上の高温で反応ガスとして例えばメタンを含む混合ガス
を使用して形成し、また上記l−TiCN層は、反応ガ
スとして有機炭窒化物を含む混合ガスを使用して700
〜950℃の中温温度域で化学蒸着を行うことにより形
成されることも良く知られるところであり、前記l−T
iCN層の適用により硬質被覆層の靭性向上が図られ、
もって切刃部に欠けやチッピング(微小欠け)などが発
生するのが著しく抑制されるようになることも知られて
いる。さらに上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構
成するAl2 O3 層が、薄膜X線回折による回折チャー
トで最高ピークが通常0.10〜0.25度(2θスケ
ール)の中点半価幅を示すことも知られている。 【0003】 【発明が解決しようとする課題】一方、近年の切削加工
の省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強
く、これに伴い、被覆超硬工具には切削条件に影響され
ない汎用性が求められる傾向にあるが、上記の従来被覆
超硬工具においては、これを通常の切削条件での連続切
削や断続切削に用いた場合には問題はないが、これを例
えば鋼などの断続切削を高送りや高切り込みなどの重切
削条件で行うのに用いると、硬質被覆層を構成するAl
2 O3 層が十分な靭性を具備するものでないために、切
刃にチッピングが発生し易くなり、これが原因で比較的
短時間で使用寿命に至るのが現状である。 【0004】 【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、上記の従来被覆超硬工具の硬質
被覆層を構成するAl2 O3 層に着目し、これの靭性向
上を図るべく研究を行った結果、 (a)上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成する
Al2 O3 層は、例えば化学蒸着法にて、 反応ガス組成(容量%で、以下同じ); AlCl3 :1〜10%、 CO2 :0.5〜30%、 HCl:0.5〜3%、 必要に応じてH2 S:0.01〜1%、 H2 :残り、 反応温度:950〜1100℃、 雰囲気圧力:30〜200Torr、 の条件で形成されるが、この形成条件を、 反応ガス組成; AlCl3 :1〜20%、 NO:0.5〜30%、 TiCl4 :0.01〜1%、 必要に応じてH2 :30%以下、 Ar:残り、 反応温度:800〜950℃、 雰囲気圧力:30〜200Torr、 とすると、この結果同じくα型結晶構造をもったAl2
O3 が形成されるが、このAl2 O3 は薄膜X線回折に
よる回折チャートで最高ピークが0.35〜0.60度
(2θスケール)の中点半価幅を示し、これは上記の従
来のAl2 O3 層が上記の通り薄膜X線回折による回折
チャートで最高ピークが通常0.10〜0.25度(2
θスケール)の中点半価幅を示すことと比較して結晶配
向が相対的に低いことを示すものであること。 (b)上記の相対的に結晶配向の低いα−Al2 O3
(以下、低配向Al2 O 3 と云う)を、上記の従来のA
l2 O3 層、すなわち相対的に結晶配向の高いα−Al
2 O3 (以下、高配向Al2 O3 と云う)で構成された
Al2 O3 層の一部として、その上部側にAl2 O3 層
全体の層厚の10〜40%に相当する層厚で配置する
と、前記低配向Al2 O3 層はすぐれた靭性を具備する
ことから、この結果の異種配向Al2 O3 層は、すぐれ
た耐摩耗性を保持した状態で、すぐれた靭性をもつよう
になり、したがってこの上部側が低配向Al2 O3 で構
成され、残りの下部側が高配向Al2 O3 で構成された
異種配向Al2 O3 層を硬質被覆層の構成層とする被覆
超硬工具は、高靭性が要求される、例えば鋼の断続重切
削にも切刃にチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性
を長期に亘って発揮すること。以上(a)および(b)
に示される研究結果を得たのである。 【0005】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、超硬基体の表面に、 (a)いずれも0.1〜5μmの平均層厚を有し、かつ
粒状結晶組織をもったTiC層、TiN層、TiCN
層、TiCO層、TiNO層およびTiCNO層のうち
の1層または2層以上からなるTi化合物層、 (b)3〜15μmの平均層厚を有するl−TiCN
層、 (c)2〜20μmの合計平均層厚および粒状結晶組織
を有し、水素系反応ガスを用いて形成され、かつ相対的
に結晶配向が高く、かつ薄膜X線回折による回折チャー
トで最高ピークが0.10〜0.25度(2θスケー
ル)の中点半価幅を示す高配向Al2 O3 の下部側と、
Ar系反応ガスを用いて相対的に低い反応温度で形成さ
れ、かつ相対的に結晶配向が低く、薄膜X線回折による
回折チャートで最高ピークが0.35〜0.60度(2
θスケール)の中点半価幅を示す低配向Al2 O3 の上
部側で構成し、前記上部側の層厚を、前記下部側との合
計に占める割合で10〜40%に相当する層厚としたα
型結晶構造のAl2 O3 層、以上(a)〜(c)で構成
された硬質被覆層を6〜35μmの全体平均層厚で化学
蒸着してなる、硬質被覆層を構成するAl2 O3 層がす
ぐれた靭性を発揮する被覆超硬工具に特徴を有するもの
である。 【0006】なお、この発明の被覆超硬工具の硬質被覆
層を構成する異種配向Al2 O3 層における低配向Al
2 O3 層が薄膜X線回折による回折チャートで示す最高
ピークの中点半価幅を0.35〜0.60度としたの
は、中点半価幅が小さくなるということは結晶の配向性
が高くなることを示し、したがってその中点半価幅が
0.35度未満になると、実質的に薄膜X線回折で最高
ピークが0.10〜0.25度(2θスケール)の中点
半価幅を示す高配向Al2 O3 層のもつ性質に近似する
ようになって、低結晶配向化による所望のすぐれた靭性
を確保することができず、この結果実用に際して切刃に
チッピングが発生するのが避けられず、一方中点半価幅
が0.60度を越えて大きくなると結晶の配向性が低く
なり過ぎて軟質化し、この軟質化が原因で、実用に際し
て摩耗が急激に進行する用になるという理由にもとづく
ものでものであり、望ましくは0.40〜0.50%の
中点半価幅とするのがよい。また、上記低配向Al2 O
3 層の層厚割合をAl2 O3 層全体の10〜40%とし
たのは、その層厚割合が10%未満ではAl2 O3 層全
体の具備する靭性が不十分で、実用に際して所望の耐チ
ッピング性を発揮するすることができず、一方その層厚
割合が40%を越えるとAl2 O3 層自体の耐摩耗性が
急激に低下するようになるという理由からであり、望ま
しくは15〜30%の層厚割合とするのがよい。さら
に、同じくAl2 O3 層全体の平均層厚を2〜20μm
とした理由は、その平均層厚が2μm未満では所望のす
ぐれた耐摩耗性を硬質被覆層に確保することができず、
一方その平均層厚が20μmを越えると実用に際してチ
ッピングが発生し易くなることにもとづくものであり、
望ましくは5〜15μmの平均層厚とするのがよい。 【0007】また、硬質被覆層を構成する上記Ti化合
物層には、超硬基体、l−TiCN層、および異種配向
Al2 O3 層のいずれにも強固に密着して、これら層間
の密着性を向上させる作用があり、したがってその平均
層厚が0.1μm未満では、所望のすぐれた層間密着性
を確保することができず、一方その平均層厚が5μmを
越えると硬質被覆層の摩耗進行が促進されるようになる
ことから、その平均層厚を0.1〜5μmと定めた。 【0008】同じく上記l−TiCN層には、上記の通
り硬質被覆層の耐チッピング性を一段と向上させる作用
があるが、その平均層厚が3μm未満では、耐チッピン
グ性に所望の向上効果が得られず、一方その平均層厚が
15μmを越えると耐摩耗性が急激に低下するようにな
ることから、その平均層厚を3〜15μmと定めた。 【0009】さらに、硬質被覆層の全体平均層厚を6〜
35μmとしたのは、その層厚が6μm未満では所望の
すぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方その層
厚が35μmを越えると、切刃に欠けやチッピングが発
生し易くなるという理由からであり、望ましくは7〜2
5μmとするのがよい。 【0010】 【発明の実施の形態】つぎに、この発明の被覆超硬工具
を実施例により具体的に説明する。原料粉末として、平
均粒径:2.7μmを有する中粒WC粉末、同4.8μ
mの粗粒WC粉末、同1.5μmの(Ti,W)C(重
量比で、以下同じ、TiC/WC=30/70)粉末、
同1.2μmの(Ti,W)CN(TiC/TiN/W
C=24/20/56)粉末、同1.2μmの(Ta,
Nb)C(TaC/NbC=90/10)粉末、同1.
2μmのCr3 C2 粉末および同1.1μmの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、ボールミルで72時間湿式混合し、乾燥した
後、ISO・CNMG120412(超硬基体A〜D
用)および同SEEN42AFTN1(超硬基体E用)
に定める形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を同
じく表1に示される条件で真空焼結することにより超硬
基体A〜Eをそれぞれ製造した。さらに、上記超硬基体
Bに対して、100TorrのCH4 ガス雰囲気中、温
度:1400℃に1時間保持後、徐冷の滲炭処理を施
し、処理後、超硬基体表面に付着するカーボンとCoを
酸およびバレル研磨で除去することにより、表面から1
2μmの位置で最大Co含有量:16.1重量%、深
さ:47μmのCo富化帯域を基体表面部に形成した。
また、上記超硬基体AおよびDには、焼結したままで、
表面部に表面から18μmの位置で最大Co含有量:
9.0重量%、深さ:22μm(超硬基体A)および表
面から22μmの位置で最大Co含有量:14重量%、
深さ:25μm(超硬基体D)のCo富化帯域が形成さ
れており、残りの超硬基体CおよびEには、前記Co富
化帯域の形成がなく、全体的に均質な組織をもつもので
あった。なお、表1には、上記超硬基体A〜Eの内部硬
さ(ロックウエル硬さAスケール)をそれぞれ示した。 【0011】ついで、これらの超硬基体A〜Eの表面
に、ホーニングを施した状態で、通常の化学蒸着装置を
用い、表2、3に示される条件にて、表4、5に示され
る目標組成および目標層厚の硬質被覆層を形成すること
により本発明被覆超硬工具1〜10および従来被覆超硬
工具1〜10をそれぞれ製造した。なお、本発明被覆超
硬工具1〜10および従来被覆超硬工具1〜10の硬質
被覆層の構成層について、層形成後の断面を光学顕微鏡
(1000倍)にて観察し、層厚を測定したところ、目
標層厚とほとんど変わらぬ平均層厚を示し、また、これ
らの硬質被覆層を構成する異種配向Al2 O3 層(低配
向Al2 O3 層と高配向Al2 O3 層)および従来のA
l2 O3 層(高配向Al2 O3 層)について、薄膜X線
回折装置を用いて、回折チャートを観察し、前記回折チ
ャートに示される最高ピークの中点半価幅を測定したと
ころ、いずれも表3に示される目標中点半価幅と実質的
に同じ値を示した。また、図1には本発明被覆超硬工具
4の硬質被覆層を構成する異種配向Al2O3 層の低配
向Al2 O3 層の薄膜X線回折による回折チャート、図
2には図1の回折チャートにおける最高ピークの中点半
価幅測定のための薄膜X線回折による回折チャート(最
高ピークの中点半価幅:0.45度)を示した。さら
に、図3には、比較の目的で従来被覆超硬工具4の硬質
被覆層を構成する高配向Al2 O3 層の薄膜X線回折に
よる回折チャート、図4には図2の回折チャートにおけ
る最高ピークの中点半価幅測定のための薄膜X線回折に
よる回折チャート(最高ピークの中点半価幅:0.15
度)を示した。 【0012】つぎに、上記本発明被覆超硬工具1〜10
および従来被覆超硬工具1〜10について、 被削材:JIS・SCM440(硬さ:HB 230)の
長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、 切削速度:200m/min.、 切り込み:7.5mm、 送り:0.29mm/rev.、 切削時間:5分、 の条件での合金鋼の乾式断続高切り込み切削試験、並び
に、 被削材:JIS・SCM440(硬さ:HB 220)の
長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、 切削速度:140m/min.、 切り込み:2.2mm、 送り:0.93mm/rev.、 切削時間:5分、 の条件での合金鋼の乾式断続高送り切削試験を行い、い
ずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。こ
れらの測定結果を表6に示した。 【0013】 【表1】 【0014】 【表2】【0015】 【表3】 【0016】 【表4】【0017】 【表5】 【0018】 【表6】【0019】 【発明の効果】表4〜6に示される結果から、硬質被覆
層中に低配向Al2 O3 層と高配向Al2 O3 層の積層
からなる異種配向Al2 O3 層が存在する本発明被覆超
硬工具1〜10は、いずれも前記低配向Al2 O3 層に
よってAl2 O3 層全体が一段とすぐれた靭性を有する
ようになり、かつすぐれた耐摩耗性は前記高配向Al2
O3 層によって確保されることから、苛酷な切削条件と
なる鋼の断続高送り切削および断続高切り込み切削にも
切刃にチッピングの発生がなく、すぐれた切削性能を長
期に亘って発揮するのに対して、硬質被覆層中のAl2
O3 層が高配向Al2 O3 層だけからなる従来被覆超硬
工具1〜10においては、Al2 O3 層の靭性不足が原
因で切刃にチッピングが発生し易く、これが原因で比較
的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。上述の
ように、この発明の被覆超硬工具は、これの硬質被覆層
を構成する異種配向Al2 O3 層がすぐれた靭性と耐摩
耗性を有するので、例えば鋼や鋳鉄などの通常の条件で
の連続切削や断続切削は勿論のこと、特にこれらの切削
をきわめて苛酷な条件となる断続重切削条件で行って
も、切刃にチッピングの発生なく、長期に亘ってすぐれ
た切削性能を発揮するものであり、したがって切削加工
の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足
に寄与するものである。
異種配向Al2 O3 層の低配向Al2 O3 層の薄膜X線
回折による回折チャートを示す図である。 【図2】図1の回折チャートにおける最高ピークの中点
半価幅測定のための薄膜X線回折による回折チャートを
示す図である。 【図3】従来被覆超硬工具4の硬質被覆層を構成する高
配向Al2 O3 層の薄膜X線回折による回折チャートを
示す図である。 【図4】図3の回折チャートにおける最高ピークの中点
半価幅測定のための薄膜X線回折による回折チャートを
示す図である。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項1】 炭化タングステン基超硬合金基体の表面
に、 (a)いずれも0.1〜5μmの平均層厚を有し、かつ
粒状結晶組織をもった炭化チタン層、窒化チタン層、炭
窒化チタン層、炭酸化チタン層、窒酸化チタン層、およ
び炭窒酸化チタン層のうちの1層または2層以上からな
るTi化合物層、 (b)3〜15μmの平均層厚を有し、かつ縦長成長結
晶組織をもった炭窒化チタン層、 (c)2〜20μmの合計平均層厚および粒状結晶組織
を有し、水素系反応ガスを用いて形成され、かつ相対的
に結晶配向が高く、薄膜X線回折による回折チャートで
最高ピークが0.10〜0.25度(2θスケール)の
中点半価幅を示す下部側と、Ar系反応ガスを用いて相
対的に低い反応温度で形成され、かつ相対的に結晶配向
が低く、薄膜X線回折による回折チャートで最高ピーク
が0.35〜0.60度(2θスケール)の中点半価幅
を示す上部側で構成し、前記上部側の層厚を、前記下部
側との合計に占める割合で10〜40%に相当する層厚
としたα型結晶構造の酸化アルミニウム層、 以上(a)〜(c)で構成された硬質被覆層を6〜35
μmの全体平均層厚で化学蒸着したこと、を特徴とする
硬質被覆層を構成する酸化アルミニウム層がすぐれた靭
性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。
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