JP3671623B2 - Coated cemented carbide - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、被覆超硬合金に関し、より特定的には、切削工具などに使用される強靱かつ耐摩耗性に優れる被覆超硬合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】
超硬合金の表面に炭化チタン、窒化チタン、炭窒化チタンあるいは酸化アルミニウムなどの被覆層を蒸着することにより切削工具の寿命を向上させることが行なわれており、一般に化学蒸着法、プラズマＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition ）法、物理蒸着法などを用いて生成された被覆層などが広く普及している。
【０００３】
しかし、これらの被覆切削工具を用いて加工を行なった場合、特に鋼の高速切削加工や高速で鋳鉄の加工のように高温での被覆層の耐摩耗性および耐クレーター性が必要な加工、あるいは小物部品加工のように加工数が多く被削材への食いつき回数が多い加工などで被覆層の耐摩耗性が不足したり、被覆層の損傷、剥離が発生することによる工具寿命の低下が発生していた。
【０００４】
これらの課題を克服するために、これまでに被覆技術については、被覆層の組織制御がなされてきた。たとえば、特開平８−１３２１３０号公報や特開平５−２６９６０６号公報に示されるような内層の配向性、組織の制御や、外層の酸化アルミニウム層の結晶系や配向の制御などの多くの改良が試みられてきた。しかし、その効果は十分とは言えないのが現状であった。
【０００５】
それゆえ、本発明の目的は、優れた耐剥離性、耐摩耗性および耐クレーター性と優れた破壊強度とを有し、切削工具に適した被覆超硬合金を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本願発明者らは、上記問題点を解決すべく鋭意検討した結果、従来の被覆切削工具用の被覆超硬合金に比較して、切削における被覆層の耐剥離性を大きく向上させるとともに、膜自体の耐摩耗性と耐クレーター性とを向上させ、膜の破壊強度の向上を可能にすることにより、工具の寿命を安定して飛躍的に向上させ得る被覆超硬合金を見出した。
【０００７】
このため、本発明の被覆超硬合金は以下の構成を有する。
本発明の被覆超硬合金は、炭化タングステンを主成分とし、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種を含む硬質相とＣｏを主成分とする結合相とからなる超硬合金の基材と、その基材表面に形成された内層および外層を有するセラミックス被覆層とを備えており、内層および外層は以下の特徴を有する。
【０００８】
内層は炭窒化チタン層を有する多層構造からなり、炭窒化チタン層の配向性指数ＴＣを、
【０００９】
【数３】
と定義したとき、この式で表わされる（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）が他の面の配向性指数に比較して最も大きく、かつ配向性指数ＴＣ（３１１）の値が１．５以上３以下である。
【００１１】
外層は少なくとも酸化アルミニウム層を有し、酸化アルミニウム層の結晶構造がα型を有し、この酸化アルミニウムの配向性指数ＴＣａを、
【００１２】
【数４】
と定義したとき、この式で表される（１０４）面と（１１６）面との各配向性指数ＴＣａ（１０４）とＴＣａ（１１６）とが各々１．３以上である。
【００１４】
炭窒化チタンの配向性については、配向性指数ＴＣ（３１１）を１．５以上とすることにより、膜の耐破壊性を大きく向上させることが可能となり、膜の微小チッピングを防止できることから、結果として耐摩耗性が大きく向上する。ただし、配向性指数ＴＣ（３１１）が３を超えると、一定方向の配向が強くなり過ぎることにより、逆に膜の破壊性が低下する。
【００１５】
また、酸化アルミニウム層の配向性については、配向性指数ＴＣａ（１０４）とＴＣａ（１１６）を各々１．３以上とすることにより、膜の強度と硬度とをともに向上させることが可能となり、膜の耐摩耗性と耐チッピング性とが向上することにより工具寿命の向上が可能となる。
【００１６】
以上の内層と外層との膜質、膜構造の組合せにより、これまで得られなかったような膜全体としての膜硬度および膜強度が初めて実現でき、これにより飛躍的に工具寿命を向上させることが可能となるのである。
【００１７】
上記の被覆超硬合金においては、内層は、炭窒化チタン層以外に、窒化チタン層、炭窒化チタン層および硼窒化チタン層よりなる群から選ばれる少なくとも１層を有し、外層は酸化アルミニウム層以外に、炭化チタン層、炭窒化チタン層および窒化チタン層よりなる群から選ばれる少なくとも１層を有することが好ましい。
【００１８】
上記の被覆超硬合金においては、外層の酸化アルミニウム層の直下の層が、硼窒化チタン層であることが好ましい。
【００１９】
上記の被覆超硬合金においては、外層の酸化アルミニウムの配向性指数が、ＴＣａ（１０４）＋ＴＣａ（１１６）≧３．５であることが好ましい。また、これに加えて、酸化アルミニウム層において、（１０４）面および（１１６）面を除く面の配向性指数が、いずれも０．６以下であることがより好ましい。
【００２０】
上記の被覆超硬合金においては、被覆層の層厚が１０μｍ以上２０μｍ以下であり、外層の酸化アルミニウム層の層厚が４μｍ以上１５μｍ以下であることが好ましい。
【００２１】
従来の酸化アルミニウム層では膜強度が不足して、層厚を厚くしていくと耐クレーター性を向上させる効果よりも、膜の破壊による耐摩耗性、耐チッピング性の低下のデメリットが大きくなり、十分な厚膜化の効果が得られなかった。本発明の構造をとることにより、酸化アルミニウム層の耐チッピング性を向上させながら、耐クレーター性を向上させることが可能となった。この効果は特に、被覆層の総膜厚を１０〜２０μｍとし、そのうち酸化アルミニウム層の膜厚が４μｍ以上とすることにより、より効果的に得られる。ただし、酸化アルミニウム層の膜厚が１５μｍを超えると、膜の硬度不足あるいは膜の耐チッピング性の不足による耐摩耗性の低下がみられるようになる。
【００２２】
上記の被覆超硬合金においては、外層のアルミニウム層の硬度が、内層の炭窒化チタン層の硬度の８０％以上であることが好ましい。
【００２３】
炭窒化チタンと酸化アルミニウムとでは、元々物性的には炭窒化チタンの方が硬く、耐摩耗性に優れることが知られているが、外層の酸化アルミニウム層を内層の炭窒化チタン層で支えることで、ある程度は酸化アルミニウム層の塑性変形の不足が補われていた。しかし、酸化アルミニウム層の厚みが増加するに従って、酸化アルミニウム層自体の硬さの影響が大きくなり、耐摩耗性（耐塑性変形）が不足気味になる。これを防ぐためには、上記したような高硬度を有する酸化アルミニウム層が必要となる。
【００２４】
この高硬度の酸化アルミニウム層は、ＴＣａ（１０４）＋ＴＣａ（１１６）≧３．５でかつＴＣａ（１０４）＞ＴＣａ（１１６）で得られる。
【００２５】
なお、硬度は膜表面にほぼ平行な面（膜表面と４°以内の傾きの面）で膜を鏡面に仕上げ、その面において膜表面になるべく近い位置（下地の膜質の影響を避けるため）でマイクロヌープ硬度計で５０ｇの荷重で測定される。
【００２６】
以下に本発明の構造の製造方法について説明する。
まず、本発明における炭窒化チタン層は、被覆する際の雰囲気をＴｉＣｌ4 、ＣＨ3 ＣＮ、Ｎ2 およびＨ2 とし、前半と後半との条件を次のように変更して成膜する。すなわち、成膜初期から１２０分の間は（ＴｉＣｌ4 ＋ＣＨ3 ＣＮ）／トータルガス量の比率を後半に比べて小さくし、かつ前半のＮ2 ／トータルガス量の比率を後半の２倍以上とし、層厚を１０μｍ未満とすることにより達成できる。
【００２７】
次に、本発明の酸化アルミニウム層は、ＡｌＣｌ3 およびＣＯ2 を原料ガスとする通常のＣＶＤプロセスにより製造される。
【００２８】
具体的なαアルミナの配向性の制御は、以下の方法による。まず、アルミナ層直下層まで被覆した後、アルミナ成膜を開始する前に、ＣＯ／ＣＯ2 比が０．３以下、ＰCO2 が０．３〜０．６Ｔｏｒｒの雰囲気に１０〜１５分間晒し、直下層表面を部分的に僅かに酸化させ、その後に１０００〜１０５０℃の温度でアルミナ膜を成膜する。これにより、アルミナ成膜温度にかかわらず、α型のアルミナの成膜が可能となるが、この際の直下層表面の酸化条件の選定により、アルミナ膜の配向性の制御が可能となる。また、同じ酸化条件を用いてアルミナの膜厚を変えることによっても配向性を変化させることが可能である。
【００２９】
なお、この直下層としてＴｉＮに硼素を微量添加したＴｉＢＮ層を用いることは、上層の酸化アルミニウム層の密着度向上により有効である。
【００３０】
被覆した後、被覆層の表面にブラスト処理あるいはブラシ処理などの機械的処理により切り刃稜線部のみでアルミナ層が薄膜化あるいは除去されるまで表面を処理することにより、上述の効果はより大きくなる。この際の処理の程度は、切り刃稜線部の中でも実際に切削時に切り粉が接触する刃先部で確実にアルミナ層が薄膜化あるいは除去されていることが必要である。しかし、処理の程度により、刃先から離れた位置の稜線部でアルミナ層が一部薄膜化あるいは除去されていなくても全く問題はなく、本発明の効果は得られる。
【００３１】
また、本発明では、アルミナ層が薄膜化あるいは除去されているのは切り刃稜線部のみとしているが、処理法によってはチップの座面周辺などの切削と関係ない角張った場所でも処理されていることがあるが、これについても実質的には本発明の効果には全く影響しない。
【００３２】
また、このような膜表面処理により、被覆後被覆層中に存在する引っ張り残留応力を内層のＴｉＣＮ層で１０ｋｇ／ｍｍ2 以下まで低減させることにより、膜の耐破壊に対する効果を向上させることが可能となる。
【００３３】
さらに、超硬合金基材の表面部で炭化タングステンを除く硬質相が減少または消失した層を有し、その厚みが平坦部において５０μｍ以下である表層部が強靱化された超硬合金と本発明の被覆層および表面処理とを組合せることにより、超硬合金部表層付近ごと被覆層が脱落するような損傷に対し、非常に効果がある。
【００３４】
基材表面領域の厚みを５０μｍ以下としたのは、５０μｍを超えると切削中に表層部でやや塑性変形あるいは弾性変形が生じる傾向があるためで、５０μｍ以下でより効果的であるためである。
【００３５】
なお、表層領域は、従来より知られているような窒素含有硬質相原料を用いる方法、または焼結時の昇温過程で加窒雰囲気とし、結合相の液相出現後に脱窒、脱炭雰囲気とすることで製造できる。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００３７】
実施例１
基材として以下のＡ〜Ｄの組成でＣＮＭＧ１２０４０８の形状を有するＷＣ基超硬合金基体を準備した。
【００３８】
Ａ：ＷＣ−９％Ｃｏ−２％ＺｒＣＮ−４％ＮｂＣ
Ｂ：ＷＣ−６％Ｃｏ−２％ＺｒＣＮ−３％ＴｉＣＮ
Ｃ：ＷＣ−９％Ｃｏ−４％ＴｉＣＮ−４％ＮｂＣ
Ｄ：ＷＣ−６％Ｃｏ−２％ＺｒＣ−３％ＴｉＣ
この基体の表面に以下の表１に示す内層および外層の構造の被覆膜を生成した。内層はＴｉＣＮ層以外にＴｉＮ層、ＴｉＣ層およびＴｉＢＮ層の少なくとも一層を有する積層構造とし、外層は少なくともＡｌ2 Ｏ3 層を有し、これに適宜、ＴｉＣ層やＴｉＮ層を積層した構造とした。
【００３９】
【表１】
Ａ〜Ｃのサンプルの基材表層部には、ＷＣとＣｏのみからなる層が存在し、それぞれの厚みは平坦部厚みで基材Ａ：２５μｍ、基材Ｂ：５０μｍ、基材Ｃ：５５μｍであった。サンプルＤの基材表面には表層領域は存在しなかった。以下に本発明品の各層の被覆条件を示す。
【００４１】
（ＴｉＮ層）
温度：９００℃、圧力：１２０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、４６％Ｈ2 −４％ＴｉＣｌ4 −５０％Ｎ2
（本発明品１〜９のＴｉＣＮ）
ＴｉＣＮ層（前半１２０分）：
温度：９００℃、圧力：５０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、６８．６％Ｈ2 −１．２％ＴｉＣｌ4 −０．２％ＣＨ3 ＣＮ−３０％Ｎ2
ＴｉＣＮ層（後半残り）：
温度：９００℃、圧力：５０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、７６．６％Ｈ2 −７．２％ＴｉＣｌ4 −１．２％ＣＨ3 ＣＮ−１５％Ｎ2
（ＴｉＢＮ層）
温度：９８０℃、圧力：２００ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、４５．５％Ｈ2 −４％ＴｉＣｌ4 −４９％Ｎ2 −１．５％ＢＣｌ3
（Ａｌ2 Ｏ3 層）
温度：９８０℃、圧力：５０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、８７％Ｈ2 −９％ＡｌＣｌ3 −４％ＣＯ2
（ＴｉＣ層）
温度：１０２０℃、圧力：５０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、９２％Ｈ2 −３％ＴｉＣｌ4 −５％ＣＨ4
ここで、内層のＴｉＣＮ層の配向性指数は、Ｘ線回折による回折ピークから求めた。この際、ＴｉＣＮ層の（３１１）面の回折ピークは基材のＷＣの（１１１）面ピークと重なり、（１１１）面のピーク強度は、（ＷＣの最強ピークである（１０１）面の強度）×０．２５であることから、ＴｉＣＮ層の（３１１）位置の強度からこれを減じてＷＣ（１１１）面による強度分を差し引いた。また、各試料のＴｉＣＮ層の配向性を表２に示す。
【００４２】
【表２】
この結果より、本発明のサンプルのＴｉＣＮ層は、いずれも（３１１）面に配向しており、配向性指数は他の面のそれに比較して最も大きかった。またアルミナの配向性を表３に示す。
【００４４】
【表３】
ここでアルミナ成膜前のＴｉＢＮ膜表面の酸化状態を変えることにより、アルミナの配向性を変えたサンプルを同時に作製し、これをたとえば１ａ、１ｂ、１ｃというように表記して表中に示した。ここで、ＣＯ／ＣＯ2 ＝０．３に固定し、試料ａではＰCO2 ＝０．３ｔｏｒｒ、１０分、試料ｂではＰCO2 ＝０．４ｔｏｒｒ、１２分、試料ｃではＰCO2 ＝０．６ｔｏｒｒ、１５分の酸化条件を用いたものである。
【００４６】
なお、本発明のＴｉＣＮ層は被覆後破断し、破断面のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行なったところ柱状組織となっていた。表１、２および３には比較のために従来品（比較品）も併せて載せた。比較品１０〜１４のＴｉＣＮ膜の成膜は、以下に示す条件で行なった。
【００４７】
（ＴｉＣＮ層（比較品１０、１１））
温度：９００℃、圧力：５０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、７６．６％Ｈ2 −７．２％ＴｉＣｌ4 −１．２％ＣＨ3 ＣＮ−１５％Ｎ2
（ＴｉＣＮ層（比較品１２））
温度：１０００℃、圧力：１５０ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、９０％Ｈ2 −４％ＴｉＣｌ4 −４％ＣＨ4 −２％Ｎ2
また、比較品１３および１４のアルミナ層は、以下に示す成膜条件でα型アルミナを生成した。なお、これらにおいては、アルミナ層以外は本発明品の条件で成膜を実施した。
【００４８】
（アルミナ層（比較品１３、１４））
温度：１０６０℃、圧力：６８ｔｏｒｒ、
反応ガス組成：容量％で、８５％Ｈ2 −９％ＡｌＣｌ3 −６％ＣＯ2
（アルミナ生成前のＴｉＢＮ層表面の酸化処理は行なわず、アルミナの反応ガス組成で同時にアルミナ生成を開始）
以上のサンプルを用い、次に示す切削条件１および２で性能評価を行なった。
【００４９】
（切削条件１）
被削材：ＳＣＭ４１５
切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削時間：１５分
切削油：水溶性
（切削条件２）
被削材：ＦＣ２５
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削時間：３０分
切削油：水溶性
この評価結果を表４および５に示す。
【００５０】
【表４】
【表５】
この結果から、本発明品では比較品に比較して膜の耐摩耗性および耐チッピング性と、耐クレーター性のいずれにおいても優れていることが判明した。
【００５３】
実施例２
実施例１で作製した本発明のサンプルのうち、試料１ａ、２ａ、…、６ａを用い、これに被覆した後、ＳｉＣ砥粒を含有するナイロンブラシで、膜表面に処理を施した。この処理により、試料１ａ、４ａおよび６ａでは稜線部のアルミナ層が除去されていた。また、試料２ａ、３ａおよび５ａでは、アルミナ膜厚が平坦部での厚みの２／３〜１／２になるまで処理されていた。表面を処理した試料を１ａＨ〜６ａＨとする。また、さらにこれに鉄粉を用いたブラスト処理を施した試料１ａＨＢ〜６ａＨＢを作製した。これらについては、Ｘ線回折装置を用いて、ｓｉｎ2 φ法により内層のＴｉＣＮ層の残留応力を測定した結果を表６に、実施例１の切削条件１および２の条件で切削評価をした結果を表７および８に各々示す。
【００５４】
【表６】
【表７】
【表８】
これらの結果から、ブラスト処理を施さない試料１ａＨ〜６ａＨでは引っ張り残留応力がすべて１０ｋｇ／ｍｍ2 より大きかったのに対し、ブラスト処理を施した試料１ａＨＢ〜６ａＨＢでは引っ張り残留応力はすべて１０ｋｇ／ｍｍ2 以下となることが判明した。またブラスト処理を施した試料１ａＨＢ〜６ａＨＢでは、切削条件１および２の双方においてブラスト処理を施さない試料１ａＨ〜６ａＨの場合よりも膜のチッピング、境界欠損および逃げ面摩耗が改善されることが判明した。
【００５８】
今回開示された実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【００５９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の被覆超硬合金においてはセラミックス被覆層の内層に含まれる炭窒化チタン層と外層に含まれる酸化アルミニウム層との配向性を所定の範囲とすることにより、優れた耐剥離性、耐摩耗性および耐クレーター性と優れた破壊強度とを有し、切削工具に適した被覆超硬合金を得ることができる。これにより、切削工具の寿命を安定して飛躍的に向上させることが可能となる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a coated cemented carbide, and more particularly to a coated cemented carbide that is used in cutting tools and the like and has excellent toughness and wear resistance.
[0002]
[Background Art and Problems to be Solved by the Invention]
The lifetime of cutting tools is improved by depositing a coating layer of titanium carbide, titanium nitride, titanium carbonitride, or aluminum oxide on the surface of cemented carbide. Generally, chemical vapor deposition, plasma CVD (Chemical CVD) Vapor Deposition) method, physical vapor deposition, etc. are widely used.
[0003]
However, when processing with these coated cutting tools, especially when high-speed cutting of steel and high-speed processing of cast iron, processing that requires wear resistance and crater resistance of the coating layer at high temperatures, or The wear of the coating layer is insufficient, and the tool life is shortened due to damage or peeling of the coating layer due to processing with a large number of processes such as small parts processing and frequent biting on the work material. Was.
[0004]
In order to overcome these problems, the texture of the coating layer has been controlled with respect to the coating technology. For example, many improvements such as control of the orientation and texture of the inner layer and control of the crystal system and orientation of the outer aluminum oxide layer as disclosed in JP-A-8-132130 and JP-A-5-269606 are available. Has been tried. However, the current situation is that the effect is not sufficient.
[0005]
Therefore, an object of the present invention is to provide a coated cemented carbide having excellent peeling resistance, wear resistance, crater resistance, and excellent fracture strength, and suitable for a cutting tool.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies to solve the above problems, the inventors of the present application have greatly improved the peeling resistance of the coating layer in cutting compared to conventional coated cemented carbide for coated cutting tools, and the film itself. The present inventors have found a coated cemented carbide which can improve the wear resistance and crater resistance of the steel and improve the fracture strength of the film, thereby stably and dramatically improving the tool life.
[0007]
For this reason, the coated cemented carbide of the present invention has the following configuration.
The coated cemented carbide of the present invention is mainly composed of tungsten carbide, a hard phase containing at least one of carbides, nitrides, and carbonitrides of group IVa, Va, and VIa metals, and a binder phase mainly containing Co. And a ceramic coating layer having an inner layer and an outer layer formed on the surface of the substrate. The inner layer and the outer layer have the following characteristics.
[0008]
The inner layer has a multilayer structure having a titanium carbonitride layer, and the orientation index TC of the titanium carbonitride layer is
[0009]
[Equation 3]
The orientation index TC (311) of the (311) plane represented by this formula is the largest compared to the orientation index of other planes, and the value of the orientation index TC (311) is 1. 5 or more and 3 or less.
[0011]
The outer layer has at least an aluminum oxide layer, the crystal structure of the aluminum oxide layer is α-type, and the orientation index TCa of this aluminum oxide is
[0012]
[Expression 4]
The orientation indices TCa (104) and TCa (116) of the (104) plane and (116) plane represented by this formula are 1.3 or more, respectively.
[0014]
With respect to the orientation of titanium carbonitride, by setting the orientation index TC (311) to 1.5 or more, it is possible to greatly improve the fracture resistance of the film and prevent microchipping of the film. As a result, the wear resistance is greatly improved. However, if the orientation index TC (311) exceeds 3, the orientation in a certain direction becomes too strong, and the destructibility of the film is reduced.
[0015]
As for the orientation of the aluminum oxide layer, by setting the orientation indices TCa (104) and TCa (116) to 1.3 or more, both the strength and hardness of the film can be improved. The tool life can be improved by improving the wear resistance and chipping resistance.
[0016]
The combination of the film quality and film structure of the inner layer and outer layer described above makes it possible for the first time to realize film hardness and film strength as a whole film that could not be obtained before, and this can dramatically improve tool life. It becomes.
[0017]
In the above coated cemented carbide, the inner layer has at least one layer selected from the group consisting of a titanium nitride layer, a titanium carbonitride layer, and a titanium boronitride layer in addition to the titanium carbonitride layer, and the outer layer is an aluminum oxide layer In addition, it is preferable to have at least one layer selected from the group consisting of a titanium carbide layer, a titanium carbonitride layer, and a titanium nitride layer.
[0018]
In the above coated cemented carbide, the layer immediately below the outer aluminum oxide layer is preferably a titanium boronitride layer.
[0019]
In the above-mentioned coated cemented carbide, the orientation index of the outer layer aluminum oxide is preferably TCa (104) + TCa (116) ≧ 3.5. In addition to this, in the aluminum oxide layer, it is more preferable that the orientation index of the plane excluding the (104) plane and the (116) plane is 0.6 or less.
[0020]
In the above-mentioned coated cemented carbide, the layer thickness of the coating layer is preferably 10 μm or more and 20 μm or less, and the layer thickness of the outer aluminum oxide layer is preferably 4 μm or more and 15 μm or less.
[0021]
With conventional aluminum oxide layers, the film strength is insufficient, and as the layer thickness increases, the demerits of lowering wear resistance and chipping resistance due to film destruction are greater than the effect of improving crater resistance, A sufficient thickening effect could not be obtained. By adopting the structure of the present invention, it becomes possible to improve the crater resistance while improving the chipping resistance of the aluminum oxide layer. In particular, this effect can be more effectively obtained by setting the total thickness of the coating layer to 10 to 20 μm, and the thickness of the aluminum oxide layer to 4 μm or more. However, when the thickness of the aluminum oxide layer exceeds 15 μm, the wear resistance decreases due to insufficient film hardness or chipping resistance.
[0022]
In the above coated cemented carbide, the hardness of the outer aluminum layer is preferably 80% or more of the hardness of the inner titanium carbonitride layer.
[0023]
Titanium carbonitride and aluminum oxide are originally known to be harder and more wear resistant in terms of physical properties, but the outer aluminum oxide layer is supported by the inner titanium carbonitride layer. However, the lack of plastic deformation of the aluminum oxide layer was compensated to some extent. However, as the thickness of the aluminum oxide layer increases, the influence of the hardness of the aluminum oxide layer itself increases, and the wear resistance (plastic deformation resistance) tends to be insufficient. In order to prevent this, an aluminum oxide layer having high hardness as described above is required.
[0024]
This high hardness aluminum oxide layer is obtained by TCa (104) + TCa (116) ≧ 3.5 and TCa (104)> TCa (116).
[0025]
The hardness is a surface that is almost parallel to the film surface (surface with an inclination of 4 ° or less from the film surface), and the surface is mirror-finished on that surface as close as possible to the film surface (to avoid the influence of the underlying film quality). It is measured with a load of 50 g with a micro Knoop hardness tester.
[0026]
The method for producing the structure of the present invention will be described below.
First, the titanium carbonitride layer in the present invention is formed by changing the conditions of the first half and the second half as follows, with the atmosphere for coating being TiCl 4 , CH 3 CN, N 2 and H 2 . That is, the ratio of (TiCl 4 + CH 3 CN) / total gas amount is made smaller than the latter half for 120 minutes from the initial stage of film formation, and the ratio of N 2 / total gas amount in the first half is made more than twice the latter half. This can be achieved by setting the layer thickness to less than 10 μm.
[0027]
Next, the aluminum oxide layer of the present invention is manufactured by a normal CVD process using AlCl 3 and CO 2 as source gases.
[0028]
Specific control of the orientation of α-alumina is performed by the following method. First, after covering up the alumina layer immediately below layer, before starting the alumina film, CO / CO 2 ratio is 0.3 or less, P CO2 is exposed for 10 to 15 minutes in an atmosphere of 0.3～0.6Torr, The surface of the immediately lower layer is partially oxidized slightly, and then an alumina film is formed at a temperature of 1000 to 1050 ° C. This makes it possible to form α-type alumina regardless of the alumina film formation temperature, but the orientation of the alumina film can be controlled by selecting the oxidation conditions on the surface of the immediately lower layer. The orientation can also be changed by changing the film thickness of alumina using the same oxidation conditions.
[0029]
Note that the use of a TiBN layer in which a slight amount of boron is added to TiN as this lower layer is effective in improving the adhesion of the upper aluminum oxide layer.
[0030]
After coating, the above effect is further enhanced by treating the surface of the coating layer until the alumina layer is thinned or removed only by the cutting edge ridge line by mechanical treatment such as blasting or brushing. . The degree of treatment at this time requires that the alumina layer be surely thinned or removed at the cutting edge ridge line portion at the cutting edge portion where the cutting chips actually contact during cutting. However, there is no problem even if the alumina layer is partially thinned or removed at the ridge line portion at a position away from the blade edge depending on the degree of treatment, and the effect of the present invention can be obtained.
[0031]
Further, in the present invention, the alumina layer is thinned or removed only at the cutting edge ridge line portion, but depending on the processing method, the alumina layer is also processed in an angular place unrelated to cutting such as the periphery of the seat surface of the chip. However, this does not substantially affect the effect of the present invention.
[0032]
In addition, by such film surface treatment, the tensile residual stress existing in the coating layer after coating can be reduced to 10 kg / mm 2 or less in the inner TiCN layer, thereby improving the effect on the fracture resistance of the film. It becomes.
[0033]
Furthermore, the present invention has a cemented carbide alloy having a layer in which the hard phase excluding tungsten carbide is reduced or eliminated at the surface portion of the cemented carbide substrate and the surface layer portion having a thickness of 50 μm or less in the flat portion is toughened. By combining the coating layer and the surface treatment, it is very effective against damage that causes the coating layer to drop off in the vicinity of the surface layer of the cemented carbide part.
[0034]
The reason why the thickness of the substrate surface region is set to 50 μm or less is that when it exceeds 50 μm, there is a tendency for slight plastic deformation or elastic deformation to occur in the surface layer portion during cutting, and it is more effective at 50 μm or less.
[0035]
Note that the surface layer region is a method using a nitrogen-containing hard phase raw material as conventionally known, or a nitriding atmosphere in a temperature rising process during sintering, and a denitrifying and decarburizing atmosphere after the liquid phase of the binder phase appears. Can be manufactured.
[0036]
【Example】
Examples of the present invention will be described below.
[0037]
Example 1
A WC-based cemented carbide substrate having the shape of CNMG120408 having the following composition of AD was prepared as a substrate.
[0038]
A: WC-9% Co-2% ZrCN-4% NbC
B: WC-6% Co-2% ZrCN-3% TiCN
C: WC-9% Co-4% TiCN-4% NbC
D: WC-6% Co-2% ZrC-3% TiC
A coating film having an inner layer structure and an outer layer structure shown in Table 1 below was formed on the surface of the substrate. The inner layer has a laminated structure having at least one of a TiN layer, a TiC layer, and a TiBN layer in addition to the TiCN layer, and the outer layer has at least an Al 2 O 3 layer, and a structure in which a TiC layer and a TiN layer are laminated appropriately. .
[0039]
[Table 1]
In the substrate surface layer portion of the samples A to C, there are layers composed only of WC and Co, and the respective thicknesses are flat portion thicknesses: substrate A: 25 μm, substrate B: 50 μm, substrate C: 55 μm there were. There was no surface layer region on the surface of the sample D substrate. The coating conditions for each layer of the product of the present invention are shown below.
[0041]
(TiN layer)
Temperature: 900 ° C., pressure: 120 torr,
Reaction gas composition: 46% H 2 -4% TiCl 4 -50% N 2 in volume%
(TiCN of inventive products 1-9)
TiCN layer (first half 120 minutes):
Temperature: 900 ° C., pressure: 50 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 68.6% H 2 -1.2% TiCl 4 -0.2% CH 3 CN-30% N 2
TiCN layer (second half remaining):
Temperature: 900 ° C., pressure: 50 torr,
Reactive gas composition:% by volume, 76.6% H 2 -7.2% TiCl 4 -1.2% CH 3 CN-15% N 2
(TiBN layer)
Temperature: 980 ° C., pressure: 200 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 45.5% H 2 -4% TiCl 4 -49% N 2 -1.5% BCl 3
(Al 2 O 3 layer)
Temperature: 980 ° C., pressure: 50 torr,
Reaction gas composition: 87% H 2 -9% AlCl 3 -4% CO 2 in volume%
(TiC layer)
Temperature: 1020 ° C., pressure: 50 torr,
Reaction gas composition: 92% H 2 -3% TiCl 4 -5% CH 4 in volume%
Here, the orientation index of the inner TiCN layer was determined from a diffraction peak by X-ray diffraction. At this time, the diffraction peak of the (311) plane of the TiCN layer overlaps with the (111) plane peak of the WC of the base material, and the peak intensity of the (111) plane is (the intensity of the (101) plane which is the strongest peak of WC). Since it is × 0.25, this was subtracted from the intensity at the (311) position of the TiCN layer, and the intensity due to the WC (111) plane was subtracted. Table 2 shows the orientation of the TiCN layer of each sample.
[0042]
[Table 2]
From this result, all of the TiCN layers of the samples of the present invention were oriented in the (311) plane, and the orientation index was the largest compared to that of the other plane. Table 3 shows the orientation of alumina.
[0044]
[Table 3]
Here, by changing the oxidation state of the TiBN film surface before the alumina film formation, samples with different alumina orientations were produced at the same time, which were expressed as 1a, 1b, 1c, for example, in the table. . Here, CO / CO 2 = 0.3 is fixed. In the sample a, P CO2 = 0.3 torr, 10 minutes, in the sample b, P CO2 = 0.4 torr, 12 minutes, and in the sample c, P CO2 = 0.6 torr. , Using an oxidation condition of 15 minutes.
[0046]
The TiCN layer of the present invention was fractured after coating, and it was a columnar structure as observed by SEM (scanning electron microscope) observation of the fracture surface. Tables 1, 2 and 3 also show conventional products (comparative products) for comparison. The TiCN films of comparative products 10 to 14 were formed under the following conditions.
[0047]
(TiCN layer (Comparative products 10, 11))
Temperature: 900 ° C., pressure: 50 torr,
Reactive gas composition:% by volume, 76.6% H 2 -7.2% TiCl 4 -1.2% CH 3 CN-15% N 2
(TiCN layer (Comparative product 12))
Temperature: 1000 ° C., pressure: 150 torr,
Reaction gas composition:% by volume, 90% H 2 -4% TiCl 4 -4% CH 4 -2% N 2
In addition, the alumina layers of the comparative products 13 and 14 produced α-type alumina under the film forming conditions shown below. In addition, in these, it formed into a film on the conditions of the product of this invention except the alumina layer.
[0048]
(Alumina layer (Comparative products 13, 14))
Temperature: 1060 ° C., pressure: 68 torr,
Reaction gas composition: volume%, 85% H 2 -9% AlCl 3 -6% CO 2
(The TiBN layer surface is not oxidized before the alumina is produced, and alumina production starts simultaneously with the reaction gas composition of alumina.)
Using the above samples, performance evaluation was performed under the following cutting conditions 1 and 2.
[0049]
(Cutting condition 1)
Work material: SCM415
Cutting speed: 400 m / min
Feed: 0.30mm / rev
Cutting depth: 1.5mm
Cutting time: 15 minutes Cutting oil: Water soluble (Cutting condition 2)
Work material: FC25
Cutting speed: 300 m / min
Feed: 0.3mm / rev
Cutting depth: 1.5mm
Cutting time: 30 minutes Cutting oil: water-soluble The evaluation results are shown in Tables 4 and 5.
[0050]
[Table 4]
[Table 5]
From these results, it was found that the product of the present invention is superior in both abrasion resistance and chipping resistance and crater resistance of the film as compared with the comparative product.
[0053]
Example 2
Among the samples of the present invention produced in Example 1, samples 1a, 2a,..., 6a were used and coated, and then the membrane surface was treated with a nylon brush containing SiC abrasive grains. By this treatment, the alumina layer in the ridge line portion was removed from Samples 1a, 4a, and 6a. Samples 2a, 3a and 5a were processed until the alumina film thickness was 2/3 to 1/2 of the thickness at the flat part. The sample which processed the surface is set to 1aH-6aH. Further, samples 1aHB to 6aHB were produced by blasting using iron powder. These results by using an X-ray diffraction device, the result of measuring the residual stress of the inner layer of TiCN layer by sin 2 phi method in Table 6, and the cutting evaluated under the conditions of cutting conditions 1 and 2 of Example 1 Are shown in Tables 7 and 8, respectively.
[0054]
[Table 6]
[Table 7]
[Table 8]
From these results, the tensile residual stresses of samples 1aH to 6aH that were not subjected to blasting were all greater than 10 kg / mm 2 , whereas the tensile residual stresses of samples 1aHB to 6aHB that were subjected to blasting were all 10 kg / mm 2. It was found that: Further, it was found that the samples 1aHB to 6aHB subjected to the blasting treatment improved the chipping of the film, the boundary defects, and the flank wear compared with the samples 1aH to 6aH not subjected to the blasting treatment in both the cutting conditions 1 and 2. did.
[0058]
It should be understood that the embodiments disclosed herein are illustrative and non-restrictive in every respect. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
[0059]
【The invention's effect】
As described above, the coated cemented carbide of the present invention is excellent in that the orientation of the titanium carbonitride layer contained in the inner layer of the ceramic coating layer and the aluminum oxide layer contained in the outer layer is within a predetermined range. A coated cemented carbide having peeling resistance, wear resistance, crater resistance, and excellent fracture strength and suitable for a cutting tool can be obtained. As a result, the life of the cutting tool can be stably and dramatically improved.
Claims (10)
前記基材表面に形成された内層および外層を有するセラミックス被覆層とを備え、
前記内層は炭窒化チタン層を有する多層構造からなり、前記炭窒化チタン層において、以下の式で表わされる（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）が他の面の配向性指数に比較して最も大きく、かつ前記配向性指数ＴＣ（３１１）の値が１．５以上３以下であり、
前記外層は少なくとも酸化アルミニウム層を有し、前記酸化アルミニウム層の結晶構造がα型を有し、前記酸化アルミニウム層において、以下の式で表わされる（１０４）面と（１１６）面との各配向性指数ＴＣａ（１０４）とＴＣａ（１１６）とが、各々１．３以上であることを特徴とする、被覆超硬合金。
A ceramic coating layer having an inner layer and an outer layer formed on the surface of the substrate;
The inner layer has a multilayer structure having a titanium carbonitride layer. In the titanium carbonitride layer, the orientation index TC (311) of the (311) plane represented by the following formula is compared with the orientation index of the other plane. And the value of the orientation index TC (311) is 1.5 or more and 3 or less,
The outer layer includes at least an aluminum oxide layer, and the crystal structure of the aluminum oxide layer is α-type. In the aluminum oxide layer, each orientation of (104) plane and (116) plane represented by the following formulas: A coated cemented carbide characterized by having a property index TCa (104) and TCa (116) of 1.3 or more, respectively.
前記外層は前記酸化アルミニウム以外に前記炭化チタン層、炭窒化チタン層および窒化チタン層よりなる群から選ばれる少なくとも１層を有する、請求項１に記載の被覆超硬合金。The inner layer has at least one layer selected from the group consisting of a titanium nitride layer, a titanium carbonitride layer, and a titanium boronitride layer in addition to the titanium carbonitride layer,
2. The coated cemented carbide according to claim 1, wherein the outer layer has at least one layer selected from the group consisting of the titanium carbide layer, the titanium carbonitride layer, and the titanium nitride layer in addition to the aluminum oxide.
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