JP3827443B2

JP3827443B2 - Surface coating tool

Info

Publication number: JP3827443B2
Application number: JP10415998A
Authority: JP
Inventors: 祐規波多野; 優松原
Original assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Current assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Priority date: 1998-03-30
Filing date: 1998-03-30
Publication date: 2006-09-27
Anticipated expiration: 2018-03-30
Also published as: JPH11279745A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面被覆工具に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、超硬合金やサーメットあるいは高速度工具鋼等からなる工具基体の表面に、例えば化学蒸着（ＣＶＤ）法や物理蒸着（ＰＶＤ）法によりセラミック被覆を形成し、基体と被覆のそれぞれの特長を有効に活かすことで長寿命化を図った表面被覆工具が多数提案されている。
【０００３】
例えば工具の耐摩耗性を向上させるために、基体の表面にセラミック被覆として、窒化Ｔｉ、炭化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉの被膜を形成した工具が知られている。しかしながら、近年では加工効率向上等のために高速あるいは高負荷の切削が行われるなど、工具の使用条件はますます厳しくなる傾向にあり、さらに耐摩耗性に優れた工具が求められるようになってきている。
【０００４】
このような中にあって、工具基体への被覆材料として近年、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物が耐摩耗性に優れていることから注目が集められている。しかしながら、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の被膜は、膜強度及び基体との密着性の確保が比較的難しく、被膜剥離等の不具合を生じやすい欠点がある。この問題を解決するため、例えば特開平９−２４１８２５号公報には、工具基体とＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物層との間にアモルファスＴｉ又はＴｉ含有アモルファスを含有する中間層を形成し、被膜の密着性を改善した工具が開示されている。他方、特許第２６３８４０６号公報には、基体上に窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉの層とＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物層とを交互に４層以上の多層に形成し、クラック伝播の抑制により耐摩耗性の向上を図った工具も提案がなされている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平９−２４１８２５号公報に開示された工具では、中間層として使用しているアモルファス層が、結晶質の層と比較して強度や硬度に劣るため、性能的に必ずしも満足できない欠点があった。
【０００６】
また、特許第２６３８４０６号公報に開示された工具では、多層被膜に含まれるＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物層として、Ｔｉ成分、Ａｌ成分、Ｃ成分及びＮ成分のの組成比を、組成式Ｔｉ_1-xＡｌ_xＣ_yＮ_1-yで表したときに、０．５６≦ｘ≦０．７５（Ｔｉ_xＡｌ_1-xＣ_yＮ_1-yで表したときは、０．２５≦ｘ≦０．４４）と、かなりＡｌリッチの組成を有するものが採用されている。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果によれば、このようにＡｌリッチなＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物層は、層自体の耐摩耗性は優れるものの、これと積層される窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉの層との親和性が悪いため密着強度が不十分となり、切削衝撃等により層界面で剥離が生じて摩耗が急速に進行する恐れのあることがわかった。また、各層厚が０．３μｍ程度の薄層であるため、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物層の耐摩耗性が必ずしも十分に活かされていなかった欠点がある。さらに、被膜中に上記層を最低４層、具体的には１０〜数１０層も形成しなければならないことから、製膜工程が複雑化する問題もある。
【０００７】
本発明の課題は、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物層を含んだセラミック被覆層を有するとともに、被覆層と工具基体との間の密着力が良好で、ひいては耐摩耗性や耐欠損性に優れた表面被覆工具を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の請求項に記載した表面被覆工具は以下の通りである。
（請求項１）超硬合金、サーメット等の金属−セラミック複合材料又は高速度工具鋼等の金属にて構成された工具基体と、
その工具基体の表面を覆う複数層に形成されたセラミック被覆層とを備え、
そのセラミック被覆層が、
前記工具基体の表面に積層形成されるとともに、窒化Ｔｉ又は炭窒化Ｔｉを主体に構成される第一セラミック層と、
その第一セラミック層上に積層形成されるとともに、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物を主体に構成され、そのＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物中のＴｉ成分、Ａｌ成分、Ｃ成分及びＮ成分の組成比を、組成式Ｔｉ_ｘＡｌ_１−ｘＣ_ｙＮ_１−ｙで表したときに、０．６０≦ｘ≦０．７０及び０．０５≦ｙ≦０．４５を満たす第二セラミック層と、を含み、
前記第一セラミック層は、構成セラミック粒子の平均粒径が０．０７μｍ以上０．５μｍ以下となっていることを特徴とする表面被覆工具。
（請求項２）前記第二セラミック層は、前記セラミック被覆層の最表層部を形成している請求項１記載の表面被覆工具。
（請求項３）前記第一セラミック層の平均膜厚が０．１〜０．５μｍの範囲で調整されている請求項１または２に記載の表面被覆工具。
（請求項４）前記第二セラミック層の平均膜厚が１〜５μｍの範囲で調整されている請求項１ないし３のいずれかに記載の表面被覆工具。
（請求項５）前記工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具であり、その稜線部には、断面が平面状、外向きの曲面状あるいは両者の組み合わせからなる形状をなす面取部が形成されている請求項１ないし４のいずれかに記載の表面被覆工具。
（請求項６）前記面取部は平面状部分を含んで形成され、その平面状部分の前記すくい面とのなす角度が２０〜３５°の範囲で調整されている請求項５記載の表面被覆工具。
【０００９】
【発明の作用及び効果】
上記請求項１の工具の構成においては、工具基体を窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉを主体とする第一セラミック層で被覆し、さらにその上に表記組成を有するＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物を主体とする第二セラミック層を積層形成する構成とすることで、それらセラミック層からなるセラミック被覆層と工具基体との間に良好な密着状態が確保され、耐摩耗性及び耐欠損性に優れた表面被覆工具が実現される。
【００１０】
窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉを主体とする被膜層とＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物を主体とする被膜層とを積層形成した被覆工具としては、前述の特許第２６３８４０６号公報に開示された工具があるが、既に説明した通りこのような多層被膜は層間の密着力が弱く、全体としての耐摩耗性が必ずしも十分はいえなかった。また、被膜層を４層以上の多層膜とする理由は、クラック伝播の抑制と記されているが、実際には層間の密着力不足を多層化によりカバーする目的もあるものと推察される。
【００１１】
そして、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の組成を、上記公報技術のもの（Ｔｉ_xＡｌ_1-xＣ_yＮ_1-yにおいて、０．２５≦ｘ≦０．４４）と比べてＴｉリッチ側（すなわち、Ｔｉ_xＡｌ_1-xＣ_yＮ_1-yにおいて、０．５５≦ｘ≦０．７５）に選定することで、窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉを主体とする第一セラミック層と、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物を主体とする第二セラミック層との密着力が大幅に向上することが判明したのである。その結果、第一セラミック層を構成する窒化Ｔｉの優れた潤滑性、耐衝撃性及び強度（炭窒化Ｔｉの場合は、さらに耐摩耗性）と、第二セラミック層を構成するＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の優れた耐摩耗性及び耐熱衝撃性とがそれぞれ有効に引き出され、それらの相乗効果により耐摩耗性及び耐欠損性とが向上したものと考えられる。
【００１２】
第二セラミック層を構成するＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の組成を組成式Ｔｉ_xＡｌ_1-xＣ_yＮ_1-yで表したときに、ｘの値が０．５５未満になると、第一セラミック層と第二セラミック層との親和性が低下し、層間の密着力が不足して十分な耐摩耗性を確保できなくなる。また、ｘの値が０．７５を超えると、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の耐酸化性が損なわれ、加工中に第二セラミック層が高温酸化して、同様に工具の耐摩耗性が損なわれる。なお、より望ましくは、０．６０≦ｘ≦０．７０とするのがよい。
【００１３】
また、ｙの値については、これが０．０５未満になると第二セラミック層の耐摩耗性が低下し、０．４５を超えると第一セラミック層との間の密着力が損なわれて、いずれも工具の耐摩耗性が損なわれる結果につながる。なお、より望ましくは、０．１０≦ｙ≦０．４０とするのがよい。
【００１４】
なお、各層中のＴｉ成分、Ａｌ成分、Ｃ成分及びＮ成分の含有比率は、Ｘ線光電子分光（ＸＰＳ）法、あるいはオージェ電子分光（ＡＥＳ）法等の公知の分析手法により特定できる。
【００１５】
また、第一セラミック層中の窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉの組成を組成式ＴｉＣ_zＮ_1-zで表したとき、０≦Ｚ≦０．６となっているのがよい。Ｚが０．６を超えると、第一セラミック層の耐摩耗性不足や工具基体との密着性不足を招く場合がある。
【００１６】
セラミック被覆層の各層は、その構成成分となるべき１又は複数種類のイオンを、該イオンとは逆極性に帯電させた工具基体の表面に対し気相を介して付着させることにより形成することができる。そして、このような被膜を形成するための代表的な気相成膜法として、イオンプレーティング法を例示することができる。イオンプレーティング法で各層を形成する場合には、例えば、その構成金属成分源となる金属を抵抗加熱、電子ビーム加熱、スッパタリング、あるいはアーク蒸発等の公知の方法により蒸発させて気相化し、これに窒素ないし炭素成分源となる窒素ガス、メタンガス等を導入・混合し、さらに、グロー放電、コロナ放電、高周波放電、マイクロ波放電等の公知の方法によりイオン化して、帯電させた工具基体の表面にそれらイオンを付着させる方法を採用することができる。
【００１７】
次に、上記本発明の工具の構成では、第一セラミック層と第二セラミック層との密着力が著しく改善される結果、特許第２６３８４０６号公報に開示された工具のように、これらセラミック層の組を複数積層せずとも、請求項２のように第二セラミック層がセラミック被覆層の最表層部を形成する構成、すなわち第一セラミック層と第二セラミック層との２層構造とする構成でも耐摩耗性向上効果が十分に達成できる。これにより、セラミック被覆層中の層数が減るので、被覆工程を簡略化することが可能となる。
【００１８】
次に、第一セラミック層は、請求項３のように、構成セラミック粒子の平均粒径（膜断面にて観察されるもの）を０．５μｍ以下（望ましくは０．３μｍ以下）とすることで、一層優れた耐摩耗性を実現することができる。これは、第一セラミック層の構成セラミック粒子が微細化することで、その上に形成される第二セラミック層のセラミック粒子も微細化し、膜強度が向上するためであると推測される。
【００１９】
この場合、第二セラミック層の構成セラミック粒子は、その層面内にて観察される平均粒径が１．０μｍ以下（望ましくは０．８μｍ以下）となっていることが、耐摩耗性向上効果を高める上で一層望ましい。また、該構成セラミック粒子は、層厚方向に延びる柱状晶形態を呈していることが、同様に耐摩耗性向上の観点において望ましい。
【００２０】
なお、各層の構成セラミック粒子の粒径は、図５に示すように、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）等で観察される組織上の粒子の外形線に対し、その外形線と接し、かつ空隙ないし粒子内を横切らないように２本の平行線Ａ，Ｂを、その粒子との位置関係を変えながら各種引いたときの、上記平行線Ａ，Ｂ間の距離の最大値ｄとして定義する。そして、平均粒径は、こうして測定した多数の粒子の粒径の平均値として算出することができる。
【００２１】
次に、第一セラミック層の平均膜厚が０．１〜０．５μｍの範囲で調整されているのがよい（請求項４）。該膜厚が０．１μｍ未満になると、第二セラミック層との間の密着力を十分に確保できなくなる場合がある。他方、０．５μｍを超えた場合、層中の構成セラミック粒子の平均粒径が０．５μｍを超える場合が生じ、第二セラミック層の組織が粗粒化して工具の耐摩耗性向上効果を十分に達成できなくなる場合がある。該第一セラミック層の平均膜厚は、望ましくは０．１〜０．４μｍの範囲で調整するのがよい。
【００２２】
また、第二セラミック層の平均膜厚は１〜５μｍの範囲で調整されているのがよい（請求項５）。該膜厚が１μｍ未満になると、工具の耐摩耗性向上効果を十分に達成できなくなる場合がある（特に、セラミック被覆層が２層構造の場合）。他方、第二セラミック層の平均膜厚が５μｍを超えると、層中の内部応力が高くなって亀裂等を生じやすくなり、切削時の衝撃等により層剥離を生じやすくなる場合がある。該第二セラミック層の平均膜厚は、望ましくは２〜４μｍの範囲で調整するのがよい。
【００２３】
次に、工具基体を構成するセラミックとしては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ及びＷの炭化物、窒化物及び炭窒化物の１種又は２種以上からなる硬質セラミック相粒子を、ＮｉあるいはＣｏを主体とする結合金属相で結合した金属−セラミック複合材料（例えば超硬合金あるいはサーメット）で構成することができる。また、これ以外にも高速度工具鋼等を工具基体の構成材質として採用できる。
【００２４】
本発明の表面被覆工具は、切削用チップやドリルなどの切削工具に適用した場合に、耐摩耗性向上による長寿命化の効果を特に顕著に期待できる。この場合、該工具は、すくい面と逃げ面との間に切削エッジとなる稜線部が形成される切削用工具とすることができる。また、その稜線部には断面が平面状、外向きの曲面状あるいは両者の組み合わせからなる形状をなす面取部を形成することができる（請求項６）。これにより、切削エッジにチッピングを生じにくくなる。上記面取部が平面状部分を含んで形成される場合、その平面状部分のすくい面とのなす角度を２０〜３５°の範囲で調整するのがよい（請求項７）。該角度が２０°未満になると、逃げ面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる場合がある。また、角度が３５°を超えるとすくい面側で切削エッジにチッピングが生じやすくなる場合がある。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面に示す実施例により説明する。
図１は、本発明の表面被覆工具の一実施例としての旋削用工具チップ１（以下、単にチップともいう）を示している。該チップ１は、図１（ａ）及び（ｂ）に示すように、偏平な略四角柱形状に形成された工具基体３の外面全体をセラミック被覆層２で覆った構造を有しており、例えばその主面１ｃがすくい面を、側面１ｅが逃げ面を形成する。図１（ｃ）に示すように、チップ１は、その各コーナー部１ａにアールが施され、同図（ｄ）に示すように各エッジ部１ｂには面取部１ｋが形成されている。また、（ａ）に示すように、その主面１ｃの中央には、図示しないチップホルダにチップ１を装着するためのねじ挿通孔１ｄが厚さ方向に貫通して形成されている。図１（ｄ）に示すように、面取部１ｋは断面が平面状とされ、すくい面をなす主面１ｃとのなす角度θが２０〜３５°の範囲で調整されている。なお、面取部１ｋの断面形状を、図１（ｅ）に示すように外向きの曲面（アール面）としたり、あるいは図１（ｆ）のように平面と曲面との組み合わせとすることも可能である。
【００２６】
工具基体３は、超硬合金やサーメット等の金属−セラミック複合材料、あるいは高速度工具鋼等の焼結体として構成される。一方、セラミック被覆層２は、窒化Ｔｉ又は炭窒化Ｔｉを主体に構成される第一セラミック層２ａと、その第一セラミック層２ａ上に積層形成されるとともに、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物を主体に構成され、そのＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物中のＴｉ成分、Ａｌ成分、Ｃ成分及びＮ成分の組成比を、組成式Ｔｉ_xＡｌ_1-xＣ_yＮ_1-yで表したときに、０．５５≦ｘ≦０．７５（望ましくは０．６≦ｘ≦０．７０）及び０．０５≦ｙ≦０．４５（望ましくは０．１０≦ｘ≦０．４０）を満たす第二セラミック層２ｂとからなる。
【００２７】
第一セラミック層２ａは、構成セラミック粒子の平均粒径（例えば、ＳＥＭにより膜厚方向に沿う断面にて観察されるもの）が０．５μｍ以下であり、その平均膜厚は０．１〜０．５μｍ（望ましくは０．２〜０．４μｍ）とされている。また、第二セラミック層２ｂは、構成セラミック粒子の平均粒径（例えば、ＳＥＭにより膜面組織内にて観察されるもの）が例えば０．８μｍ以下であり、その平均膜厚は１〜５μｍ（望ましくは２〜４μｍ）とされている。
【００２８】
なお、図４に示すように、工具チップ１の主面１ｃ、すなわちすくい面には、その切削刃先となるエッジ部１ｂに近接する位置に、切削により発生する切り屑を乗り上げさせてこれを分断するためのチップブレーカ１ｇを形成することができる。図に示す例では、チップブレーカ１ｇは、エッジ部１ｂから所定距離内側に離れた位置において、該エッジ部１ｂに沿うリブ状に形成されている。
【００２９】
以下、上記工具チップ１の製造方法の一例について説明する。
例えば超硬合金製の工具基体の場合、炭化Ｗ粉末及びＣｏ粉末等の原料粉末を所定量配合し、これに必要に応じてバインダを添加・混合してプレス成形（冷間静水圧プレス法を含む）あるいは射出成形等の公知の方法で成形することによりグリーン成形体を作製し、さらに該成形体を所定の炉内で焼成することにより工具基体３を得る。
【００３０】
次に、この工具基体３の表面にイオンプレーティング法によりセラミック被覆層２の第一セラミック層２ａ及び第二セラミック層２ｂを順次形成する。図２（ａ）は、アーク蒸発式イオンプレーティング装置の一例を概念的に示しており、チャンバー１０内にターンテーブル式基板ホルダ３１が配置されてこれに工具基体３が固定される一方、これと対向して１ないし複数の蒸発源としての金属ターゲット３３が設けられ、各々直流電源３２に接続されている。チャンバー１０内は、排気口１０ａから減圧排気され、ガス導入口１３から反応ガスが導入される。そして、その状態で工具基体３及び金属ターゲット３３は、各直流電源３２により各々負に帯電するように電圧が印加されるが、その各印加電圧のレベルは金属ターゲット３３側が相対的に正、工具基体３側が相対的に負となるように調整される。これにより、金属ターゲット３３と工具基体３との間にはアーク放電が生じ、その発熱により金属ターゲット３３を構成する金属原料が蒸発する一方、金属ターゲット３３と工具基体３との間の電位勾配により蒸発した金属原料及び反応ガスがイオン化し、これを工具基体３の表面に付着・堆積させることにより、金属ターゲットの材質及び反応ガスの種類に応じたセラミック層が形成される。
【００３１】
例えば窒化Ｔｉからなる第一セラミック層２ａを形成するときは、金属ターゲット３３の材質をＴｉとし、反応ガスを窒素ガスとする。また、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物からなる第二セラミック層２ｂを形成するときは、金属ターゲット３３の材質をＴｉ−Ａｌ合金とし、反応ガスを窒素と炭化水素（例えばメタン）の混合ガスとする。なお、Ｔｉ−Ａｌ系複合炭窒化物のＴｉ成分とＡｌ成分との含有比率は、金属ターゲット３３に使用するＴｉ−Ａｌ合金の組成に基づいて調整することができる。また、同じくＣ成分とＮ成分との含有比率は、反応ガス中の窒素と炭化水素との混合比率に基づいて調整することができる。
【００３２】
一方、図２（ｂ）は、抵抗加熱蒸発式のイオンプレーティング装置の一例を概念的に示しており、チャンバー１０内に配置された図示しない基板ホルダを介して工具基体３が固定され、これとほぼ対向する位置に例えばボート状の抵抗加熱フィラメント１１が設けられて、ここに形成すべきセラミック被覆層の金属成分源としての金属原料Ｍが配置されるようになっている。そして、チャンバー１０内を排気口１０ａから減圧排気しつつ、加熱電源１２により抵抗加熱フィラメント１１に通電して金属原料Ｍを加熱・蒸発させるとともに、ガス導入口１３から反応ガスを導入する。そして、その状態で抵抗加熱フィラメント１１側が正、工具基体３側が負となるように直流電源装置１４によりバイアス電圧を印加して、蒸発した金属原料及び反応ガスをイオン化し、これを工具基体３の表面に付着・堆積させることにより、セラミック被覆層が形成される。
【００３３】
なお、図３に示すように、チャンバー内に金属網あるいは穴あき金属板等で構成された円筒状の容器体１８内に工具基体３を収容し、これをモータ１９ａを含む回転機構１９により周方向に回転させながら、該容器体１８を介して工具基体３を帯電させることにより、セラミック被覆層２（図１）を形成することもできる。これにより、工具基体３の外面全体に均一かつ能率的にセラミック被覆層２を形成することができる。
【００３４】
上記旋削用工具チップ１の構成においては、工具基体３を窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉを主体とする第一セラミック層２ａで被覆し、さらにその上に表記組成を有するＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物を主体とする第二セラミック層２ｂを積層形成する構成とすることで、それらセラミック層２ａ，２ｂからなる多層のセラミック被覆層２と工具基体３との間に良好な密着状態が確保される。その結果、第一セラミック層２ａを構成する窒化Ｔｉの優れた潤滑性、耐衝撃性及び強度（炭窒化Ｔｉの場合は、さらに耐摩耗性）と、第二セラミック層２ｂを構成するＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物の優れた耐摩耗性及び耐熱衝撃性とがそれぞれ有効に引き出され、それらの相乗効果により、旋削用工具チップ１の耐摩耗性及び耐欠損性を大幅に向上させることができる。
【００３５】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
まず、ＷＣ粉末（平均粒径１．６μm）に対してＣｏ粉末（平均粒径１．２μm）を、ＷＣ＋Ｃｏの合計量に対する比率で６重量％配合し、これに適量のバインダを配合して混合することにより原料粉末を得た。そして、この原料粉末を、図１に示す工具外形に対応する形状に金型プレス成形することにより成形体とし、この成形体を温度１３６０℃で焼成した後、得られた焼成体を図１に示す形状（ただしコーナー部１ａにはアールを施していない）に研削加工して工具基体３とした。なお、工具基体３の寸法は、ＩＳＯ規格でＳＮＧＡ４３２−ＴＮＢとして規定されているものを採用した。具体的には、厚さ約４．７６ｍｍ、一辺が約１２．７０ｍｍの略正方形断面の偏平角柱形状を有するものである。また、エッジ部１ｂに施された面取部（チャンファ）は、図１（ｄ）において、主面１ｃ側の幅ｔが約０．０５mm、主面１ｃに対する傾斜角度θが約２５°となるように形成した。
【００３６】
こうして得られた工具基体３の表面に、既存のアークイオンプレーティング装置により、第一セラミック層２ａと第二セラミック層２ｂとを、各種組成及び厚さにて形成して工具チップ試料を得た。該アークイオンプレーティング装置には、金属ターゲット３３としてＴｉターゲット及び各種組成のＴｉ−Ａｌ合金ターゲットが取り付けられ、工具基体３はヒータにより加熱できるようになっている。そして、工具基体３は回転しながら各ターゲットの前を通過することによりセラミック層が形成されることとなる。
【００３７】
具体的なイオンプレーティングの条件であるが、まずチャンバー内を８×１０^-5ｔｏｒｒまで減圧した後、ヒータを使用して工具基体３を５５０℃まで昇温する。次いで、工具基体３に８００Ｖ、１００Ａの直流電流を３０〜８０秒通じて、基体表面をＴｉイオンによりボンバードクリーニングする。そして、Ｔｉターゲットに５０〜１００Ａの直流電流を印加してアーク放電させ、続いて工具基体３に対するバイアス電圧を１００Ｖに調整し、その状態で高純度窒素ガス及び／又は高純度メタンガスを各種流量で導入して、窒化Ｔｉあるいは炭窒化Ｔｉからなる第一セラミック層２ａを形成した。その後、Ｔｉ−Ａｌ合金ターゲットを用いることにより、同様にしてＴｉ−Ａｌ系複合炭窒化物からなる第二セラミック層２ｂを形成する。なお、各層の形成厚さは、工具基体３のアークイオン流に対する照射時間により調整できる。
【００３８】
なお、得られた各工具チップ試料は、公知のＸＰＳ法により、膜厚方向のエッチングを行いながら各深さ位置でのＴｉ、Ａｌ、Ｎ及びＣの所定の電子軌道に係る結合エネルギーのピーク高さを測定し、それらピーク高さの比に基づいて、第一セラミック層２ａと第二セラミック層２ｂとの各組成を同定した。なお、同定に使用したピークは、Ｔｉの２ｐ3/2、Ａｌの２ｐ、Ｎの１ｓ、及びＣの１ｓである。また、各層２ａ及び２ｂの平均膜厚は層断面の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）像に基づいて測定した。さらに、各層の構成セラミック粒子の平均粒径は、第一セラミック層２ａについては層断面のＳＥＭ観察像（倍率３００００倍）を、また、第二セラミック層２ｂについては層表面のＳＥＭ観察像（倍率１００００倍）を用いて、それぞれ公知の画像解析手段により、図５に示す方法に基づいて測定した。
【００３９】
さらに、各試料（工具）の切削性能の評価は、下記の条件にて行なった。すなわち、図６（ａ）に示す形状の棒状の被削材Ｗを軸線周りに回転させ、その外周面に対し工具チップ１を、図６（ｂ）に示すように当接させ、主面１ｃの一方をすくい面（以下、すくい面を１ｃ’で表す）、側面１ｅを逃げ面として用いることにより、以下の切削１〜３の３条件にて被削材Ｗの外周面を湿式で連続切削した。
被削材：はだ焼鋼（ＳＮＣＭ４１５）、形状：丸棒（外径φ２４０ｍｍ、長さ２００ｍｍ）；
切削速度Ｖ：以下の３通りの条件についてそれぞれ試験した；８０ｍ／分（切削１）、１００ｍ／分（切削２）、１５０ｍ／分（切削３）；
送り量ｆ：０．１ｍｍ／１回転；
切り込みｄ：０．１５ｍｍ；
切削油：水溶性切削油Ｗ１種１号Ｚ（ＪＩＳＫ２２４１（１９８６）に規定されているもの；エマルジョン化された不揮発分を９０％以上含有し、そのｐＨは８．５〜１０．５であり、不揮発分は、０〜３０重量％の脂肪酸と、５０〜８０重量％の鉱物油と、１５〜３５％の界面活性を含有する）；
切削時間：５分。
【００４０】
なお、試験片１と被削材とのより詳細な位置関係は、図７に示す通りである。なお同図において、１ｇは横逃げ面、１ｆは前逃げ面をそれぞれ示す。他の符号の意味は図面中に示している。切削終了後、工具の刃先の逃げ面摩耗量Ｖｎ（横逃げ面１ｇ側の旋削方向の摩耗高さ：図６（ｃ）参照）を測定した。以上の結果を表１及び表２に示す。
【００４１】
【表１】

【００４２】
【表２】

【００４３】
表１の結果から明らかなように、第二セラミック層の組成をＴｉ_xＡｌ_1-xＣ_yＮ_1-yで表したときに、ｘ，ｙを０．５５≦ｘ≦０．７５及び０．０５≦ｙ≦０．４５に選定することで、少なくとも切削速度１００ｍ／分程度までの比較的厳しい条件で切削を行っても、良好な耐摩耗性が確保されていることがわかる。また、表２に示すように、第一セラミック層の平均膜厚を０．１〜０．５μｍとし、第二セラミック層の平均膜厚を１〜５μｍとすることで、切削速度が１５０ｍ／分程度までのさらに苛酷な条件においても層剥離等を生じず、工具の耐摩耗性がさらに向上していることがわかる。
【００４４】
なお、図８は、Ｎｏ．１８の試験片の破断面のＳＥＭ写真である（（ａ）は倍率１００００倍、（ｂ）は３００００倍）。該断面に対し電子プローブ微小分析（ＥＰＭＡ）を行って得られるＡｌ特性Ｘ線の強度分布から、Ａｌ成分を含有しない第一セラミック層と、Ａｌ成分を含有する第二セラミック層とを図示の通りに識別することができた。なお、第一セラミック層の平均膜厚は０．４μｍであり、第二セラミック層の平均膜厚は２．０μｍである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の表面被覆工具の一実施例としての工具チップを示す斜視図、側面部分断面模式図及び部分拡大斜視図。
【図２】イオンプレーティング装置の一例を示す概念図。
【図３】同じくその変形例を示す概念図。
【図４】チップブレーカを設けた表面被覆工具の一例を示す斜視図及びＡ−Ａ断面図。
【図５】構成セラミック粒子の粒径の定義を示す説明図。
【図６】切削試験の概要を示す説明図。
【図７】切削試験における試験片と被削材との位置関係を示す説明図。
【図８】Ｎｏ．１８の試験片の破断面のＳＥＭ写真。
【符号の説明】
１旋削用工具チップ（表面被覆工具）
２セラミック被覆層
２ａ第一セラミック層
２ｂ第二セラミック層
３工具基体[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a surface-coated tool.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, a ceramic coating has been formed on the surface of a tool substrate made of cemented carbide, cermet, high-speed tool steel, etc., for example, by chemical vapor deposition (CVD) or physical vapor deposition (PVD), and each feature of the substrate and coating A number of surface-coated tools have been proposed in which the life is extended by making effective use of.
[0003]
For example, in order to improve the wear resistance of a tool, a tool is known in which a coating of Ti nitride, Ti carbide or Ti carbonitride is formed as a ceramic coating on the surface of a substrate. However, in recent years, tool usage conditions tend to become more severe, such as high-speed or high-load cutting to improve machining efficiency, etc., and tools with excellent wear resistance have been demanded. ing.
[0004]
Under such circumstances, as a coating material for the tool base, in recent years, Ti—Al based composite carbonitride has attracted attention because of its excellent wear resistance. However, the Ti—Al composite carbonitride film has a drawback that it is relatively difficult to ensure film strength and adhesion to the substrate, and problems such as film peeling are likely to occur. In order to solve this problem, for example, in Japanese Patent Laid-Open No. 9-241825, an intermediate layer containing amorphous Ti or Ti-containing amorphous is formed between a tool base and a Ti-Al composite carbonitride layer, A tool with improved adhesion is disclosed. On the other hand, in Japanese Patent No. 2638406, a Ti nitride or Ti carbonitride nitride layer and a Ti-Al based composite carbonitride layer are alternately formed on a substrate in a multilayer of 4 or more layers, and resistance to crack propagation is suppressed. Proposals have also been made for tools with improved wear characteristics.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the tool disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 9-241825, the amorphous layer used as the intermediate layer is inferior in strength and hardness as compared with the crystalline layer. there were.
[0006]
Further, in the tool disclosed in Japanese Patent No. 2638406, the composition ratio of Ti component, Al component, C component and N component as the Ti-Al based composite carbonitride layer contained in the multilayer coating is expressed by the composition formula Ti._1-xAl_xC_yN_1-y, 0.56 ≦ x ≦ 0.75 (Ti_xAl_1-xC_yN_1-y0.25 ≦ x ≦ 0.44), which has a fairly Al-rich composition is employed. However, according to the results of intensive studies by the present inventors, the Al-rich Ti—Al-based composite carbonitride layer is excellent in wear resistance of the layer itself, but the Ti nitride layered thereon or Ti It was found that since the affinity with the Ti carbonitride layer is poor, the adhesion strength is insufficient, and peeling may occur at the interface of the layer due to cutting impact or the like, and wear may progress rapidly. Further, since each layer is a thin layer having a thickness of about 0.3 μm, there is a drawback that the wear resistance of the Ti—Al based composite carbonitride layer is not always fully utilized. Furthermore, since at least four layers, specifically 10 to several tens of layers, must be formed in the coating, there is a problem that the film forming process is complicated.
[0007]
The problem of the present invention is that it has a ceramic coating layer including a Ti-Al composite carbonitride layer, has good adhesion between the coating layer and the tool substrate, and thus has excellent wear resistance and fracture resistance. Another object is to provide a surface-coated tool.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
  The surface-coated tool described in the claims of the present invention is as follows.
(Claim 1) A tool base made of a metal such as a cemented carbide, a metal-ceramic composite material such as cermet, or a high-speed tool steel;
  A ceramic coating layer formed in a plurality of layers covering the surface of the tool base,
  The ceramic coating layer
  A first ceramic layer mainly formed of Ti nitride or Ti carbonitride and laminated on the surface of the tool base;
  The Ti-Al composite carbonitride is mainly formed and laminated on the first ceramic layer, and the Ti component, Al component, C component and N component in the Ti-Al composite carbonitride The composition ratio is represented by the composition formula Ti_xAl_1-xC_yN_1-yWhen expressed in0.60 ≦ x ≦ 0.70And a second ceramic layer satisfying 0.05 ≦ y ≦ 0.45.See
The first ceramic layer has an average particle size of constituent ceramic particles of 0.07 μm to 0.5 μm.A surface-coated tool characterized by that.
(Claim 2) The surface-coated tool according to claim 1, wherein the second ceramic layer forms an outermost layer portion of the ceramic coating layer.
(Claim 3) The average film thickness of the first ceramic layer is adjusted within a range of 0.1 to 0.5 μm.Claim 1 or 2Surface coating tool.
(Claim 4) The average film thickness of the second ceramic layer is adjusted in the range of 1 to 5 μm.The method according to any one of claims 1 to 3.Surface coating tool.
(Claim 5) The tool is a cutting tool in which a ridge line portion serving as a cutting edge is formed between a rake surface and a flank surface, and the ridge line portion has a flat cross section and an outward curved surface shape. Or the chamfered part which makes the shape which consists of both is formed.Claim 1 to 4Surface coating tool.
(Claim 6) The chamfered portion is formed to include a planar portion, and an angle between the planar portion and the rake face is adjusted in a range of 20 to 35 °.Claim 5Surface coating tool.
[0009]
[Action and effect of the invention]
In the construction of the tool according to claim 1, the tool base is coated with a first ceramic layer mainly composed of Ti nitride or Ti carbonitride, and further Ti-Al based composite carbonitride having the composition described above is mainly formed thereon. With the structure in which the second ceramic layer is laminated, a good adhesion state is ensured between the ceramic coating layer composed of these ceramic layers and the tool base, and the surface has excellent wear resistance and fracture resistance. A coated tool is realized.
[0010]
As a coated tool in which a coating layer mainly composed of Ti nitride or Ti carbonitride and a coating layer mainly composed of Ti—Al based composite carbonitride is formed, the tool disclosed in the above-mentioned Japanese Patent No. 2638406 is used. However, as already described, such a multilayer coating has a weak adhesion between layers, and the overall wear resistance is not always sufficient. Moreover, although the reason why the coating layer is a multilayer film of four or more layers is described as suppression of crack propagation, it is presumed that there is actually an object to cover the lack of adhesion between layers by multilayering.
[0011]
As a result of intensive studies by the present inventors, the composition of the Ti—Al-based composite carbonitride was changed to that of the above-mentioned publication technique (Ti_xAl_1-xC_yN_1-yIn comparison with 0.25 ≦ x ≦ 0.44), the Ti rich side (ie, Ti_xAl_1-xC_yN_1-yIn this case, the first ceramic layer mainly composed of Ti nitride or Ti carbonitride and the second ceramic layer mainly composed of Ti—Al based composite carbonitride are selected by selecting 0.55 ≦ x ≦ 0.75). It has been found that the adhesion strength with is greatly improved. As a result, excellent lubricity, impact resistance and strength of Ti nitride constituting the first ceramic layer (further wear resistance in the case of Ti carbonitride) and Ti-Al based composite constituting the second ceramic layer It is considered that the excellent wear resistance and thermal shock resistance of carbonitride are effectively drawn out and the wear resistance and fracture resistance are improved by their synergistic effects.
[0012]
The composition of the Ti-Al based composite carbonitride constituting the second ceramic layer is represented by the composition formula Ti_xAl_1-xC_yN_1-yWhen the value of x is less than 0.55, the affinity between the first ceramic layer and the second ceramic layer is reduced, and the adhesion between the layers is insufficient, so that sufficient wear resistance can be secured. Disappear. Further, if the value of x exceeds 0.75, the oxidation resistance of the Ti-Al composite carbonitride is impaired, the second ceramic layer is oxidized at a high temperature during processing, and the wear resistance of the tool is similarly reduced. Damaged. More preferably, 0.60 ≦ x ≦ 0.70.
[0013]
As for the value of y, if this is less than 0.05, the wear resistance of the second ceramic layer is reduced, and if it exceeds 0.45, the adhesion between the first ceramic layer is impaired, This results in a loss of wear resistance of the tool. More preferably, 0.10 ≦ y ≦ 0.40.
[0014]
The content ratio of the Ti component, Al component, C component, and N component in each layer can be specified by a known analysis method such as an X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) method or an Auger electron spectroscopy (AES) method.
[0015]
In addition, the composition of Ti nitride or carbonitride Ti in the first ceramic layer is expressed by the composition formula TiC._zN_1-zIt is preferable that 0 ≦ Z ≦ 0.6. If Z exceeds 0.6, the wear resistance of the first ceramic layer and the adhesion with the tool substrate may be insufficient.
[0016]
Each layer of the ceramic coating layer may be formed by adhering one or more kinds of ions, which are to be constituent components thereof, to the surface of the tool base charged with the opposite polarity to the ions via a gas phase. it can. An ion plating method can be exemplified as a typical vapor deposition method for forming such a film. When forming each layer by the ion plating method, for example, the metal as a constituent metal component source is vaporized by evaporating by a known method such as resistance heating, electron beam heating, sputtering, or arc evaporation, Nitrogen gas or methane gas as a source of nitrogen or carbon component is introduced and mixed with this, and further, ionized by a known method such as glow discharge, corona discharge, high frequency discharge, microwave discharge, etc. A method of attaching these ions to the surface can be employed.
[0017]
Next, in the configuration of the tool of the present invention described above, the adhesion between the first ceramic layer and the second ceramic layer is remarkably improved. As a result, the ceramic layer can be formed as in the tool disclosed in Japanese Patent No. 2638406. Even if a plurality of sets are not laminated, the structure in which the second ceramic layer forms the outermost layer portion of the ceramic coating layer as in claim 2, that is, the structure having a two-layer structure of the first ceramic layer and the second ceramic layer. The effect of improving wear resistance can be sufficiently achieved. Thereby, since the number of layers in the ceramic coating layer is reduced, the coating process can be simplified.
[0018]
Next, the first ceramic layer has an average particle size (observed in the film cross section) of the constituent ceramic particles of 0.5 μm or less (desirably 0.3 μm or less) as in claim 3. Further, excellent wear resistance can be realized. This is presumably because the constituent ceramic particles of the first ceramic layer are made finer, the ceramic particles of the second ceramic layer formed thereon are also made finer, and the film strength is improved.
[0019]
In this case, the constituent ceramic particles of the second ceramic layer have an average particle size observed in the plane of the layer of 1.0 μm or less (preferably 0.8 μm or less). It is more desirable to increase. In addition, it is desirable that the constituent ceramic particles have a columnar crystal shape extending in the layer thickness direction from the viewpoint of improving wear resistance.
[0020]
In addition, as shown in FIG. 5, the particle diameter of the ceramic particles constituting each layer is in contact with the outline of the particle on the structure observed with a scanning electron microscope (SEM) or the like, and is in contact with the outline or particle. The two parallel lines A and B are defined as the maximum value d of the distance between the parallel lines A and B when the two parallel lines A and B are drawn while changing the positional relationship with the particles so as not to cross the inside. And an average particle diameter is computable as an average value of the particle diameter of many particles measured in this way.
[0021]
Next, the average film thickness of the first ceramic layer is preferably adjusted in the range of 0.1 to 0.5 μm. If the film thickness is less than 0.1 μm, sufficient adhesion between the second ceramic layer may not be ensured. On the other hand, if it exceeds 0.5 μm, the average particle size of the constituent ceramic particles in the layer may exceed 0.5 μm, and the structure of the second ceramic layer is coarsened to sufficiently improve the wear resistance of the tool. May not be achieved. The average film thickness of the first ceramic layer is desirably adjusted in the range of 0.1 to 0.4 μm.
[0022]
Moreover, the average film thickness of the second ceramic layer is preferably adjusted in the range of 1 to 5 μm. When the film thickness is less than 1 μm, the effect of improving the wear resistance of the tool may not be sufficiently achieved (particularly when the ceramic coating layer has a two-layer structure). On the other hand, when the average film thickness of the second ceramic layer exceeds 5 μm, the internal stress in the layer becomes high and cracks and the like are likely to occur, and delamination may easily occur due to impact during cutting. The average film thickness of the second ceramic layer is desirably adjusted in the range of 2 to 4 μm.
[0023]
Next, as the ceramic constituting the tool base, a hard material composed of one or more of carbides, nitrides and carbonitrides of Ti, V, Cr, Al, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta and W is used. The ceramic phase particles can be composed of a metal-ceramic composite material (for example, cemented carbide or cermet) bonded with a bonded metal phase mainly composed of Ni or Co. In addition to this, high-speed tool steel or the like can be adopted as a constituent material of the tool base.
[0024]
When the surface-coated tool of the present invention is applied to a cutting tool such as a cutting tip or a drill, the effect of prolonging the life by improving the wear resistance can be expected particularly remarkably. In this case, the tool can be a cutting tool in which a ridge line portion serving as a cutting edge is formed between the rake face and the flank face. Further, a chamfered portion having a cross-sectional shape that is a flat surface, an outwardly curved surface shape, or a combination of both can be formed on the ridge line portion. This makes it difficult for chipping to occur at the cutting edge. When the chamfered portion is formed to include a planar portion, the angle formed by the rake face of the planar portion is preferably adjusted within a range of 20 to 35 °. If the angle is less than 20 °, chipping may easily occur on the cutting edge on the flank side. Further, if the angle exceeds 35 °, chipping may easily occur at the cutting edge on the rake face side.
[0025]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the examples shown in the drawings.
FIG. 1 shows a turning tool tip 1 (hereinafter also simply referred to as a tip) as an embodiment of the surface-coated tool of the present invention. As shown in FIGS. 1A and 1B, the chip 1 has a structure in which the entire outer surface of a tool base 3 formed in a flat and substantially quadrangular prism shape is covered with a ceramic coating layer 2. For example, the main surface 1c forms a rake surface, and the side surface 1e forms a flank. As shown in FIG. 1C, the chip 1 is rounded at each corner 1a, and a chamfer 1k is formed at each edge 1b as shown in FIG. 1D. Moreover, as shown to (a), the screw penetration hole 1d for attaching the chip | tip 1 to the chip | tip holder which is not shown in figure is penetrated and formed in the center of the main surface 1c. As shown in FIG. 1 (d), the chamfered portion 1k has a flat cross section, and the angle θ formed with the rake face main surface 1c is adjusted in the range of 20 to 35 °. The cross-sectional shape of the chamfered portion 1k may be an outwardly curved surface (R-shaped surface) as shown in FIG. 1 (e), or a combination of a flat surface and a curved surface as shown in FIG. 1 (f). Is possible.
[0026]
The tool base 3 is configured as a sintered body such as a metal-ceramic composite material such as cemented carbide or cermet, or high-speed tool steel. On the other hand, the ceramic coating layer 2 is formed by laminating the first ceramic layer 2a mainly composed of Ti nitride or Ti carbonitride, and the first ceramic layer 2a, and is made of Ti-Al based composite carbonitride. The composition ratio of the Ti component, the Al component, the C component and the N component in the Ti-Al composite carbonitride is mainly composed of the composition formula Ti._xAl_1-xC_yN_1-y, 0.55 ≦ x ≦ 0.75 (desirably 0.6 ≦ x ≦ 0.70) and 0.05 ≦ y ≦ 0.45 (desirably 0.10 ≦ x ≦ 0.40). The second ceramic layer 2b satisfying
[0027]
The first ceramic layer 2a has an average particle diameter of constituent ceramic particles (for example, one observed by a cross section along the film thickness direction by SEM) of 0.5 μm or less, and an average film thickness of 0.1 to 0. 0.5 μm (preferably 0.2 to 0.4 μm). The second ceramic layer 2b has an average particle diameter of constituent ceramic particles (for example, one observed in the film surface structure by SEM) of, for example, 0.8 μm or less, and an average film thickness of 1 to 5 μm ( Desirably 2 to 4 μm).
[0028]
As shown in FIG. 4, on the main surface 1c of the tool tip 1, that is, the rake surface, chips generated by cutting are placed on a position close to the edge portion 1b serving as the cutting edge to divide the chip. A chip breaker 1g can be formed. In the example shown in the figure, the chip breaker 1g is formed in a rib shape along the edge portion 1b at a position away from the edge portion 1b by a predetermined distance inward.
[0029]
Hereinafter, an example of the manufacturing method of the tool tip 1 will be described.
For example, in the case of a tool base made of cemented carbide, a predetermined amount of raw material powders such as carbonized W powder and Co powder are blended, and a binder is added and mixed as necessary, followed by press forming (cold isostatic pressing method). A green molded body is formed by molding by a known method such as injection molding, and the molded body is fired in a predetermined furnace to obtain the tool base 3.
[0030]
Next, the first ceramic layer 2a and the second ceramic layer 2b of the ceramic coating layer 2 are sequentially formed on the surface of the tool base 3 by an ion plating method. FIG. 2A conceptually shows an example of an arc evaporation type ion plating apparatus, in which a turntable type substrate holder 31 is disposed in a chamber 10, and a tool base 3 is fixed thereto. A metal target 33 serving as one or a plurality of evaporation sources is provided to face each other and is connected to a DC power source 32. The inside of the chamber 10 is evacuated from the exhaust port 10 a and a reaction gas is introduced from the gas introduction port 13. In this state, the tool base 3 and the metal target 33 are applied with voltages so as to be negatively charged by the respective DC power sources 32. The level of each applied voltage is relatively positive on the metal target 33 side. Adjustment is made so that the substrate 3 side is relatively negative. As a result, arc discharge occurs between the metal target 33 and the tool base 3, and the metal raw material constituting the metal target 33 evaporates due to the heat generation, while the potential gradient between the metal target 33 and the tool base 3 evaporates. The evaporated metal raw material and the reaction gas are ionized and adhered and deposited on the surface of the tool base 3 to form a ceramic layer corresponding to the material of the metal target and the kind of the reaction gas.
[0031]
For example, when the first ceramic layer 2a made of Ti nitride is formed, the material of the metal target 33 is Ti and the reaction gas is nitrogen gas. Moreover, when forming the 2nd ceramic layer 2b which consists of Ti-Al type complex carbonitride, the material of the metal target 33 is made into Ti-Al alloy, and the reaction gas is a mixed gas of nitrogen and hydrocarbon (for example, methane). To do. The content ratio of the Ti component and the Al component of the Ti—Al based composite carbonitride can be adjusted based on the composition of the Ti—Al alloy used for the metal target 33. Similarly, the content ratio of the C component and the N component can be adjusted based on the mixing ratio of nitrogen and hydrocarbon in the reaction gas.
[0032]
On the other hand, FIG. 2B conceptually shows an example of a resistance heating evaporation type ion plating apparatus. The tool base 3 is fixed via a substrate holder (not shown) disposed in the chamber 10. For example, a boat-shaped resistance heating filament 11 is provided at a position substantially opposite to the metal raw material M as a metal component source of the ceramic coating layer to be formed here. Then, while the inside of the chamber 10 is evacuated from the exhaust port 10a, the resistance heating filament 11 is energized by the heating power source 12 to heat and evaporate the metal raw material M, and the reaction gas is introduced from the gas introduction port 13. In this state, a bias voltage is applied by the DC power supply 14 so that the resistance heating filament 11 side is positive and the tool base 3 side is negative, and the evaporated metal material and reaction gas are ionized. A ceramic coating layer is formed by adhering and depositing on the surface.
[0033]
As shown in FIG. 3, the tool base 3 is accommodated in a cylindrical container 18 made of a metal net or a perforated metal plate in a chamber, and this is surrounded by a rotating mechanism 19 including a motor 19a. The ceramic coating layer 2 (FIG. 1) can also be formed by charging the tool base 3 through the container body 18 while rotating in the direction. Thereby, the ceramic coating layer 2 can be uniformly and efficiently formed on the entire outer surface of the tool base 3.
[0034]
In the configuration of the turning tool tip 1, the Ti-Al composite carbonitride having the notation composition on the tool base 3 covered with the first ceramic layer 2a mainly composed of Ti nitride or Ti carbonitride. With the configuration in which the second ceramic layer 2b mainly composed of is laminated, a good adhesion state is ensured between the multilayer ceramic coating layer 2 composed of the ceramic layers 2a and 2b and the tool base 3. As a result, excellent lubricity, impact resistance and strength of Ti nitride constituting the first ceramic layer 2a (further wear resistance in the case of Ti carbonitride) and Ti-Al constituting the second ceramic layer 2b The excellent wear resistance and thermal shock resistance of the carbon-based composite carbonitride are each effectively extracted, and the synergistic effect thereof can greatly improve the wear resistance and fracture resistance of the turning tool tip 1. .
[0035]
【Example】
Examples of the present invention will be described below.
First, 6% by weight of Co powder (average particle size 1.2 μm) is mixed with WC powder (average particle size 1.6 μm) in a ratio to the total amount of WC + Co, and an appropriate amount of binder is mixed and mixed. As a result, a raw material powder was obtained. Then, this raw material powder is formed into a molded body by die press molding into a shape corresponding to the outer shape of the tool shown in FIG. 1, and this molded body is fired at a temperature of 1360 ° C., and the obtained fired body is shown in FIG. The tool base 3 was ground by grinding to the shape shown (however, the corner portion 1a is not rounded). The dimensions of the tool base 3 are those defined as SNGA432-TNB in the ISO standard. Specifically, it has a flat prism shape having a substantially square cross section with a thickness of about 4.76 mm and a side of about 12.70 mm. Further, the chamfered portion (chamfer) applied to the edge portion 1b has a width t on the main surface 1c side of about 0.05 mm and an inclination angle θ with respect to the main surface 1c of about 25 ° in FIG. Formed as follows.
[0036]
A tool tip sample was obtained by forming the first ceramic layer 2a and the second ceramic layer 2b with various compositions and thicknesses on the surface of the tool base 3 thus obtained by an existing arc ion plating apparatus. . In the arc ion plating apparatus, a Ti target and Ti-Al alloy targets having various compositions are attached as the metal target 33, and the tool base 3 can be heated by a heater. And the ceramic layer will be formed by passing the tool base 3 in front of each target while rotating.
[0037]
The specific ion plating conditions are as follows.^-FiveAfter reducing the pressure to torr, the tool base 3 is heated to 550 ° C. using a heater. Next, a direct current of 800 V and 100 A is passed through the tool base 3 for 30 to 80 seconds, and the base surface is bombarded with Ti ions. Then, a direct current of 50 to 100 A is applied to the Ti target to cause arc discharge, and then the bias voltage for the tool base 3 is adjusted to 100 V, and in this state, high purity nitrogen gas and / or high purity methane gas are supplied at various flow rates. The first ceramic layer 2a made of Ti nitride or Ti carbonitride was introduced. Then, the 2nd ceramic layer 2b which consists of Ti-Al type complex carbonitride is formed similarly by using a Ti-Al alloy target. The formation thickness of each layer can be adjusted by the irradiation time of the tool base 3 with respect to the arc ion flow.
[0038]
Each tool tip sample obtained was subjected to a known XPS method, and the peak height of the binding energy related to predetermined electron trajectories of Ti, Al, N, and C at each depth position while performing etching in the film thickness direction. The composition of the first ceramic layer 2a and the second ceramic layer 2b was identified based on the ratio of the peak heights. The peaks used for identification are 2p3 / 2 of Ti, 2p of Al, 1s of N, and 1s of C. Moreover, the average film thickness of each layer 2a and 2b was measured based on the scanning electron microscope (SEM) image of a layer cross section. Further, the average particle size of the constituent ceramic particles of each layer is the SEM observation image (magnification 30000 times) of the layer cross section for the first ceramic layer 2a, and the SEM observation image (magnification factor) of the layer surface for the second ceramic layer 2b. 10000 times) using a known image analysis means, based on the method shown in FIG.
[0039]
Further, the cutting performance of each sample (tool) was evaluated under the following conditions. That is, the rod-shaped work material W having the shape shown in FIG. 6A is rotated around the axis, and the tool tip 1 is brought into contact with the outer peripheral surface thereof as shown in FIG. Is used as a rake face (hereinafter, the rake face is represented by 1c ′) and the side face 1e is used as a flank face, so that the outer peripheral surface of the work material W is wet-cut continuously under the following three conditions of cutting 1 to 3. did.
Work material: Bare-hardened steel (SNCM415), Shape: Round bar (outer diameter φ240mm, length 200mm);
Cutting speed V: Each of the following three conditions was tested: 80 m / min (cutting 1), 100 m / min (cutting 2), 150 m / min (cutting 3);
Feed amount f: 0.1 mm / 1 rotation;
Notch d: 0.15 mm;
Cutting oil: Water-soluble cutting oil W1 type 1 No. Z (specified in JISK2241 (1986); contains 90% or more of the emulsified nonvolatile content, and its pH is 8.5 to 10.5. The non-volatiles contain 0-30 wt% fatty acids, 50-80 wt% mineral oil and 15-35% surface activity);
Cutting time: 5 minutes.
[0040]
A more detailed positional relationship between the test piece 1 and the work material is as shown in FIG. In the figure, 1g indicates a side clearance surface, and 1f indicates a front clearance surface. The meanings of the other symbols are shown in the drawing. After cutting, the flank wear amount Vn (the wear height in the turning direction on the side flank 1g side: see FIG. 6C) of the cutting edge of the tool was measured. The above results are shown in Tables 1 and 2.
[0041]
[Table 1]

[0042]
[Table 2]

[0043]
As is clear from the results in Table 1, the composition of the second ceramic layer is Ti_xAl_1-xC_yN_1-yWhen x and y are selected as 0.55 ≦ x ≦ 0.75 and 0.05 ≦ y ≦ 0.45, cutting is performed under relatively severe conditions up to a cutting speed of about 100 m / min. It can be seen that good wear resistance is ensured even if the test is performed. Moreover, as shown in Table 2, the cutting speed is 150 m / min by setting the average film thickness of the first ceramic layer to 0.1 to 0.5 μm and the average film thickness of the second ceramic layer to 1 to 5 μm. It can be seen that delamination and the like do not occur even under severer conditions, and the wear resistance of the tool is further improved.
[0044]
Note that FIG. It is a SEM photograph of the fracture surface of 18 test pieces ((a) is 10,000 times magnification, (b) is 30000 times). From the Al characteristic X-ray intensity distribution obtained by performing electron probe microanalysis (EPMA) on the cross section, the first ceramic layer containing no Al component and the second ceramic layer containing the Al component are shown in the figure. Could be identified. The average film thickness of the first ceramic layer is 0.4 μm, and the average film thickness of the second ceramic layer is 2.0 μm.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a perspective view showing a tool tip as an example of a surface-coated tool of the present invention, a schematic side sectional view, and a partially enlarged perspective view.
FIG. 2 is a conceptual diagram showing an example of an ion plating apparatus.
FIG. 3 is a conceptual diagram showing a modified example of the same.
FIGS. 4A and 4B are a perspective view and an AA cross-sectional view showing an example of a surface-coated tool provided with a chip breaker. FIGS.
FIG. 5 is an explanatory diagram showing the definition of the particle size of the constituent ceramic particles.
FIG. 6 is an explanatory diagram showing an outline of a cutting test.
FIG. 7 is an explanatory diagram showing a positional relationship between a test piece and a work material in a cutting test.
FIG. The SEM photograph of the fracture surface of 18 test pieces.
[Explanation of symbols]
1 Turning tool tips (surface coated tools)
2 Ceramic coating layer
2a First ceramic layer
2b Second ceramic layer
3 Tool base

Claims

A tool base composed of a metal such as cemented carbide, cermet, etc., or a metal such as high-speed tool steel, and a ceramic coating layer formed in a plurality of layers covering the surface of the tool base, A ceramic coating layer is laminated on the surface of the tool base, a first ceramic layer mainly composed of Ti nitride or Ti carbonitride, and laminated on the first ceramic layer. It is composed mainly of Al-based composite carbonitride, and the composition ratio of Ti component, Al component, C component, and N component in the Ti-Al-based composite carbonitride is expressed by the composition formula Ti _x Al _1-x C _y N _A second ceramic layer satisfying 0.60 ≦ x ≦ 0.70 and 0.05 ≦ y ≦ 0.45 when represented by _1-y ,
The average particle size of the ceramic particles constituting the first ceramic layer is 0.07 μm or more and 0.5 μm or less ,
The constituent ceramic particles of the second ceramic layer have an average particle size observed in the layer plane of 1.0 μm or less and larger than the average particle size of the constituent ceramic particles of the first ceramic layer. surface coated tool to.

The surface-coated tool according to claim 1, wherein the second ceramic layer forms an outermost layer portion of the ceramic coating layer.

The surface-coated tool according to claim 1 or 2, wherein an average film thickness of the first ceramic layer is adjusted in a range of 0.1 to 0.5 µm.

The surface-coated tool according to any one of claims 1 to 3, wherein an average film thickness of the second ceramic layer is adjusted in a range of 1 to 5 µm.

The tool is a cutting tool in which a ridge line portion serving as a cutting edge is formed between a rake surface and a flank surface, and the ridge line portion has a flat cross section, an outward curved surface shape, or a combination of both. The surface covering tool according to any one of claims 1 to 4, wherein a chamfered portion having a shape is formed.

The surface-coated tool according to claim 5, wherein the chamfered portion is formed to include a planar portion, and an angle between the planar portion and the rake face is adjusted in a range of 20 to 35 °.