JP3899500B2 - 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 - Google Patents
高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3899500B2 JP3899500B2 JP10209999A JP10209999A JP3899500B2 JP 3899500 B2 JP3899500 B2 JP 3899500B2 JP 10209999 A JP10209999 A JP 10209999A JP 10209999 A JP10209999 A JP 10209999A JP 3899500 B2 JP3899500 B2 JP 3899500B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- cutting
- wear resistance
- heat generation
- high heat
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に高い熱発生を伴なう切削加工で硬質被覆層がすぐれた高温熱伝導性を発揮し、したがって例えば切刃が高温にさらされる高速切削に用いても切刃の摩耗進行が抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具（以下、被覆超硬工具と云う）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、例えば図１に概略説明図で示される物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置を用い、ヒータで装置内を例えば４００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と金属Ｔｉまたは金属Ａｌがセットされたカソード電極（蒸発源）との間にアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして、前記カソード電極に前記金属Ｔｉがセットされた場合にはメタンガス、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入し、また前記金属Ａｌがセットされた場合には酸素ガスを導入し、一方炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）系サーメットからなる基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）には、例えば−７０Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、
（ａ）いずれも０．１〜５μｍの平均層厚を有し、かつそれぞれ組成式：ＴｉＣＥ 、ＴｉＮＥ 、およびＴｉ（Ｃ１−Ｆ ＮＦ ）Ｅ で表した場合、原子比でＥ：０．８〜１．２、Ｆ：０．３〜０．７を満足する炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒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）０．１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＡｌＯＺ 、
で表した場合、原子比でＺ：１〜２を満足する酸化アルミニウム層（以下、ＡｌＯＺ 層と云う）、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を０．５〜２０μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具を製造することが試みられ、かつ実用化のための研究が行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の切削装置の高性能化および高出力化はめざましく、かつ切削加工の省力化および省エネ化に対する要求もつよく、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを高い熱発生を伴なう高速切削に用いた場合、硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層はすぐれた高温熱伝導性を示すものの、同ＡｌＯＺ層は高温にさらされると熱伝導性が急激に低下することから、切刃の温度上昇が避けられず、これが原因で摩耗進行が促進されるようになり、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、高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく研究を行った結果、
上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成するＡｌＯＺ 層に代わって、高温熱伝導性のすぐれた酸化ジルコニウム、すなわち組成式：ＺｒＯＺ （ただし、Ｚは、原子比で１．５〜２．５を示す）で表される酸化ジルコニウムを主体とし、これのＺｒの一部を、高温硬さ向上を目的として、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｗ、およびＭｏのうちの１種（以下、Ｍで示す）で置換してなるＺｒ系複合酸化物からなる硬質被覆層、すなわち組成式：（Ｚｒ１−Ｘ ＭＸ ）ＯＺ （ただし、原子比でＸ：０．０１〜０．３、Ｚ：１．５〜２．５を示す）で表されるＺｒ系複合酸化物からなる硬質被覆層を、同じくＴｉ化合物層と共存させた状態で適用すると、この硬質被覆層がＺｒ系複合酸化物層とＴｉ化合物層とで構成された被覆超硬工具は、前記Ｚｒ系複合酸化物層およびＴｉ化合物層のもつすぐれた高温熱伝導性、さらに前記Ｚｒ系複合酸化物層のもつすぐれた高温硬さによって、これを高い発熱を伴なう例えば鋼などの高速切削に用いても、切刃の摩耗進行が抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようになるという研究結果が得られたのである。
【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、かつそれぞれ組成式：ＴｉＣＥ 、ＴｉＮＥ 、およびＴｉ（Ｃ１−Ｆ ＮＦ ）Ｅ で表した場合、原子比でＥ：０．８〜１．２、Ｆ：０．３〜０．７を満足する炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒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）それぞれ個々の平均層厚が０．１〜１０μｍにして、かつ、
組成式：（Ｚｒ１−Ｘ ＭＸ ）ＯＺ 、
（ただし、ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｗ、およびＭｏのうちの１種からなる）、
で表した場合、原子比でＸ：０．０１〜０．３、Ｚ：１．５〜２．５を満足するＺｒ系複合酸化物層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を０．５〜２０μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる、高熱発生切削ですぐれた耐摩耗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】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層およびＺｒ系複合酸化物層の組成式および平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層
Ｔｉ化合物層は、いずれも同じ構成層であるＺｒ系複合酸化物層に比して高温硬さは低いが、高い靭性を有し、もって硬質被覆層に所定の靭性を具備せしめるのに不可欠のものであり、これによって実用時に切刃に欠けやチッピング（微小欠け）などの欠損が発生するのを抑制する作用を発揮し、かつ相対硬さも窒化チタン層、炭窒化チタン層、および炭化チタン層の順に高くなるが、いずれもＺｒ系複合酸化物層と同等のすぐれた高温熱伝導性をもつものであり、しかし、その平均層厚が０．１μｍ未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方前記作用は５μｍまでの平均層厚で十分であり、これ以上の層厚は不必要であることから、その平均層厚を０．１〜５μｍと定めた。
また、それぞれのＴｉ化合物層におけるＥ値は、その値が０．８未満になると層自体が軟質になりすぎて、耐摩耗性の低下が著しく、一方その値が１．２を越えると層が脆化するようになって欠損発生の原因となることから、Ｅ値を０．８〜１．２と定めている。
さらに、炭窒化チタン層におけるＦ値は、その値が０．３未満になっても、０．７を越えても窒化チタン層と炭化チタン層の中間的性質を保持できなくなることから、Ｆ値を０．３〜０．７と定めている。
【０００７】
（ｂ）Ｚｒ系複合酸化物層
同じく硬質被覆層を構成するＺｒ系複合酸化物層は、上記の通りＺｒＯＺ のもつすぐれた高温熱伝導性を保持した状態で、Ｍ成分によるすぐれた高温硬さを有し、もって高発熱切削時の耐摩耗性低下を抑制する作用を発揮するが、組成式におけるＭ成分のＺｒとの合量に占める割合を示すＸ値を原子比で０．０１〜０．３としたのは、Ｘ値が０．０１未満ではＺｒ系複合酸化物層の高温硬さに所望の向上効果が得られず、一方Ｘ値が０．３を越えると、特に靭性が急激に低下し、所望の切刃に欠けやチッピングなどの欠損が発生し易くなるという理由からであり、望ましくは０．０５〜０．２５のＸ値とするのがよい。
また、上記Ｚｒ系複合酸化物層におけるＺ値を原子比で１．５〜２．５と定めたのは、Ｚ値が１．５未満では相対的にＺｒに対する酸素の割合が少なくなりすぎて、所望のすぐれた高温熱伝導性を確保することができず、一方Ｚ値が２．５を越えると層自体が急激に脆化し、これが欠損発生の原因となるという理由にもとづくものである。
さらに、上記Ｚｒ系複合酸化物層の個々の平均層厚を０．１〜１０μｍとしたのは、その層厚が０．１μｍ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１０μｍを越えると切刃に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０．２〜５．０μｍとするのがよい。
【０００８】
また、硬質被覆層の全体平均層厚を０．５〜２０μｍとしたのは、その層厚が０．５μｍ未満では硬質被覆層による耐摩耗性向上に所望の効果が得られず、一方その層厚が０μｍを越えると切刃に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３〜１０μｍの平均層厚とするのがよい。
【０００９】
【発明の実施の形態】
ついで、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、いずれも０．５〜３．５μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％でＷＣ：９０％、ＴｉＣ：１％、ＴａＣ：１％、Ｃｏ：８％の配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を真空中、温度：１４５０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＳＥＫＮ１２０３ＡＦＥＮ１のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａを形成した。
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ［重量比で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０］粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、および黒鉛（Ｃ）粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、ＴｉＣＮ：７４．５％、ＴａＣ：３％、ＷＣ：９．５％、ＶＣ：１％、Ｃｏ：８％、Ｎｉ：３％、Ｃ：１％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、１ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５ｔｏｒｒの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＥＮ１のチップ形状をもったＴｉＣＮ系サーメット製の超硬基体Ｂを形成した。
【００１０】
ついで、これら超硬基体Ａ、Ｂを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＺｒ−Ｍ合金、金属Ｔｉ、さらに金属Ａｌをそれぞれ装着し、装置内を排気して１×１０−５ｔｏｒｒの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４００℃に加熱した後、超硬合金基体に−５０ｖのバイアス電圧を印加し、装置内に反応ガスとして、カソード電極を金属ＴｉとしてＴｉ化合物層を形成する場合には、メタンガス、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入し、またカソード電極をＺｒ−Ｍ合金または金属ＡｌとしてＺｒ系複合酸化物層またはＡｌＯＺ 層を形成する場合には酸素ガスを導入しながら、前記カソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬合金基体Ａ、Ｂのそれぞれの表面に、表１〜３に示される目標組成および目標層厚の硬質被覆層を物理蒸着することにより、硬質被覆層がＴｉ化合物層とＺｒ系複合酸化物層で構成された本発明被覆超硬工具１〜８、および硬質被覆層がＴｉ化合物層とＡｌＯＺ 層で構成された従来被覆超硬工具１〜４をそれぞれ製造した。
なお、上記の各種の被覆超硬工具について、これの硬質被覆層の断面を走査型電子顕微鏡により観察し、その組成および層厚を測定したところ、表１，２に示される目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚を示した。
【００１１】
この結果得られた各種の被覆超硬工具のうち、本発明被覆超硬工具１〜４および従来被覆超硬合金工具１、２については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨR Ｃ３０）の角材、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．２ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１．５ｍｍ、
切削時間：２５分、
の条件（切削条件Ａと云う）での合金鋼の乾式高速フライス切削試験、並びに、被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨR Ｃ６０）の角材、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．０８ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１ｍｍ、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂと云う）での焼き入れ鋼の乾式高速フライス切削試験を行ない、また本発明被覆超硬工具５〜８および比較被覆超硬工具３、４については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨR Ｃ３２）の角材、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１５ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１．５ｍｍ、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｃと云う）での合金鋼の乾式高速フライス切削試験、並びに、被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨR Ｃ５５）の角材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１ｍｍ、
切削時間：１５分、
の条件（切削条件Ｄと云う）での焼き入れ鋼の乾式高速フライス切削試験を行ない、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２、３に示した。
【００１２】
【表１】
【００１３】
【表２】
【００１４】
【表３】
【００１５】
【発明の効果】
表１〜３に示される結果から、本発明被覆超硬工具１〜８は、いずれも硬質被覆層を構成するＺｒ系複合酸化物層およびＴｉ化合物層がすぐれた高温熱伝導性を有し、かつ前記Ｚｒ系複合酸化物層は高温硬さにすぐれ、また前記Ｔｉ化合物層は靭性にすぐれたものであることと相まって、刃先が高温加熱される高硬度鋼の高速切削にも前記硬質被覆層の熱伝導性の低下が抑制され、刃先の過熱が防止されることから、すぐれた耐摩耗性を示し、かつ切刃の摩耗状況も正常であるのに対して、従来被覆超硬工具１〜４は、特に硬質被覆層を構成するＡｌＯＺ 層の高温での熱伝導性の低下が著しく、これが原因で刃先の摩耗進行が促進するようにな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、例えば鋼の通常の条件での連続切削および断続切削は勿論のこと、熱発生が高く、刃先の加熱が著しい高速切削でもすぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に高い熱発生を伴なう切削加工で硬質被覆層がすぐれた高温熱伝導性を発揮し、したがって例えば切刃が高温にさらされる高速切削に用いても切刃の摩耗進行が抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具（以下、被覆超硬工具と云う）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、例えば図１に概略説明図で示される物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置を用い、ヒータで装置内を例えば４００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と金属Ｔｉまたは金属Ａｌがセットされたカソード電極（蒸発源）との間にアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして、前記カソード電極に前記金属Ｔｉがセットされた場合にはメタンガス、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入し、また前記金属Ａｌがセットされた場合には酸素ガスを導入し、一方炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金または炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）系サーメットからなる基体（以下、これらを総称して超硬基体と云う）には、例えば−７０Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、前記超硬基体の表面に、
（ａ）いずれも０．１〜５μｍの平均層厚を有し、かつそれぞれ組成式：ＴｉＣＥ 、ＴｉＮＥ 、およびＴｉ（Ｃ１−Ｆ ＮＦ ）Ｅ で表した場合、原子比でＥ：０．８〜１．２、Ｆ：０．３〜０．７を満足する炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒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）０．１〜１０μｍの平均層厚を有し、かつ、
組成式：ＡｌＯＺ 、
で表した場合、原子比でＺ：１〜２を満足する酸化アルミニウム層（以下、ＡｌＯＺ 層と云う）、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を０．５〜２０μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる被覆超硬工具を製造することが試みられ、かつ実用化のための研究が行われている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の切削装置の高性能化および高出力化はめざましく、かつ切削加工の省力化および省エネ化に対する要求もつよく、これに伴い、切削加工は高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬工具においては、これを高い熱発生を伴なう高速切削に用いた場合、硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層はすぐれた高温熱伝導性を示すものの、同ＡｌＯＺ層は高温にさらされると熱伝導性が急激に低下することから、切刃の温度上昇が避けられず、これが原因で摩耗進行が促進されるようになり、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、高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬工具を開発すべく研究を行った結果、
上記の従来被覆超硬工具の硬質被覆層を構成するＡｌＯＺ 層に代わって、高温熱伝導性のすぐれた酸化ジルコニウム、すなわち組成式：ＺｒＯＺ （ただし、Ｚは、原子比で１．５〜２．５を示す）で表される酸化ジルコニウムを主体とし、これのＺｒの一部を、高温硬さ向上を目的として、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｗ、およびＭｏのうちの１種（以下、Ｍで示す）で置換してなるＺｒ系複合酸化物からなる硬質被覆層、すなわち組成式：（Ｚｒ１−Ｘ ＭＸ ）ＯＺ （ただし、原子比でＸ：０．０１〜０．３、Ｚ：１．５〜２．５を示す）で表されるＺｒ系複合酸化物からなる硬質被覆層を、同じくＴｉ化合物層と共存させた状態で適用すると、この硬質被覆層がＺｒ系複合酸化物層とＴｉ化合物層とで構成された被覆超硬工具は、前記Ｚｒ系複合酸化物層およびＴｉ化合物層のもつすぐれた高温熱伝導性、さらに前記Ｚｒ系複合酸化物層のもつすぐれた高温硬さによって、これを高い発熱を伴なう例えば鋼などの高速切削に用いても、切刃の摩耗進行が抑制され、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するようになるという研究結果が得られたのである。
【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、かつそれぞれ組成式：ＴｉＣＥ 、ＴｉＮＥ 、およびＴｉ（Ｃ１−Ｆ ＮＦ ）Ｅ で表した場合、原子比でＥ：０．８〜１．２、Ｆ：０．３〜０．７を満足する炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒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）それぞれ個々の平均層厚が０．１〜１０μｍにして、かつ、
組成式：（Ｚｒ１−Ｘ ＭＸ ）ＯＺ 、
（ただし、ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｗ、およびＭｏのうちの１種からなる）、
で表した場合、原子比でＸ：０．０１〜０．３、Ｚ：１．５〜２．５を満足するＺｒ系複合酸化物層、以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を０．５〜２０μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる、高熱発生切削ですぐれた耐摩耗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】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、硬質被覆層を構成するＴｉ化合物層およびＺｒ系複合酸化物層の組成式および平均層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。
（ａ）Ｔｉ化合物層
Ｔｉ化合物層は、いずれも同じ構成層であるＺｒ系複合酸化物層に比して高温硬さは低いが、高い靭性を有し、もって硬質被覆層に所定の靭性を具備せしめるのに不可欠のものであり、これによって実用時に切刃に欠けやチッピング（微小欠け）などの欠損が発生するのを抑制する作用を発揮し、かつ相対硬さも窒化チタン層、炭窒化チタン層、および炭化チタン層の順に高くなるが、いずれもＺｒ系複合酸化物層と同等のすぐれた高温熱伝導性をもつものであり、しかし、その平均層厚が０．１μｍ未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方前記作用は５μｍまでの平均層厚で十分であり、これ以上の層厚は不必要であることから、その平均層厚を０．１〜５μｍと定めた。
また、それぞれのＴｉ化合物層におけるＥ値は、その値が０．８未満になると層自体が軟質になりすぎて、耐摩耗性の低下が著しく、一方その値が１．２を越えると層が脆化するようになって欠損発生の原因となることから、Ｅ値を０．８〜１．２と定めている。
さらに、炭窒化チタン層におけるＦ値は、その値が０．３未満になっても、０．７を越えても窒化チタン層と炭化チタン層の中間的性質を保持できなくなることから、Ｆ値を０．３〜０．７と定めている。
【０００７】
（ｂ）Ｚｒ系複合酸化物層
同じく硬質被覆層を構成するＺｒ系複合酸化物層は、上記の通りＺｒＯＺ のもつすぐれた高温熱伝導性を保持した状態で、Ｍ成分によるすぐれた高温硬さを有し、もって高発熱切削時の耐摩耗性低下を抑制する作用を発揮するが、組成式におけるＭ成分のＺｒとの合量に占める割合を示すＸ値を原子比で０．０１〜０．３としたのは、Ｘ値が０．０１未満ではＺｒ系複合酸化物層の高温硬さに所望の向上効果が得られず、一方Ｘ値が０．３を越えると、特に靭性が急激に低下し、所望の切刃に欠けやチッピングなどの欠損が発生し易くなるという理由からであり、望ましくは０．０５〜０．２５のＸ値とするのがよい。
また、上記Ｚｒ系複合酸化物層におけるＺ値を原子比で１．５〜２．５と定めたのは、Ｚ値が１．５未満では相対的にＺｒに対する酸素の割合が少なくなりすぎて、所望のすぐれた高温熱伝導性を確保することができず、一方Ｚ値が２．５を越えると層自体が急激に脆化し、これが欠損発生の原因となるという理由にもとづくものである。
さらに、上記Ｚｒ系複合酸化物層の個々の平均層厚を０．１〜１０μｍとしたのは、その層厚が０．１μｍ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１０μｍを越えると切刃に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０．２〜５．０μｍとするのがよい。
【０００８】
また、硬質被覆層の全体平均層厚を０．５〜２０μｍとしたのは、その層厚が０．５μｍ未満では硬質被覆層による耐摩耗性向上に所望の効果が得られず、一方その層厚が０μｍを越えると切刃に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３〜１０μｍの平均層厚とするのがよい。
【０００９】
【発明の実施の形態】
ついで、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、いずれも０．５〜３．５μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％でＷＣ：９０％、ＴｉＣ：１％、ＴａＣ：１％、Ｃｏ：８％の配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を真空中、温度：１４５０℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＳＥＫＮ１２０３ＡＦＥＮ１のチップ形状をもったＷＣ基超硬合金製の超硬基体Ａを形成した。
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ［重量比で、ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０］粉末、ＴａＣ粉末、ＷＣ粉末、ＶＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、および黒鉛（Ｃ）粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、ＴｉＣＮ：７４．５％、ＴａＣ：３％、ＷＣ：９．５％、ＶＣ：１％、Ｃｏ：８％、Ｎｉ：３％、Ｃ：１％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、１ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５ｔｏｒｒの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０３のホーニング加工を施してＩＳＯ規格・ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＥＮ１のチップ形状をもったＴｉＣＮ系サーメット製の超硬基体Ｂを形成した。
【００１０】
ついで、これら超硬基体Ａ、Ｂを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、それぞれ図１に示されるアークイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発源）として種々の成分組成をもったＺｒ−Ｍ合金、金属Ｔｉ、さらに金属Ａｌをそれぞれ装着し、装置内を排気して１×１０−５ｔｏｒｒの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を４００℃に加熱した後、超硬合金基体に−５０ｖのバイアス電圧を印加し、装置内に反応ガスとして、カソード電極を金属ＴｉとしてＴｉ化合物層を形成する場合には、メタンガス、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入し、またカソード電極をＺｒ−Ｍ合金または金属ＡｌとしてＺｒ系複合酸化物層またはＡｌＯＺ 層を形成する場合には酸素ガスを導入しながら、前記カソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬合金基体Ａ、Ｂのそれぞれの表面に、表１〜３に示される目標組成および目標層厚の硬質被覆層を物理蒸着することにより、硬質被覆層がＴｉ化合物層とＺｒ系複合酸化物層で構成された本発明被覆超硬工具１〜８、および硬質被覆層がＴｉ化合物層とＡｌＯＺ 層で構成された従来被覆超硬工具１〜４をそれぞれ製造した。
なお、上記の各種の被覆超硬工具について、これの硬質被覆層の断面を走査型電子顕微鏡により観察し、その組成および層厚を測定したところ、表１，２に示される目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚を示した。
【００１１】
この結果得られた各種の被覆超硬工具のうち、本発明被覆超硬工具１〜４および従来被覆超硬合金工具１、２については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨR Ｃ３０）の角材、
切削速度：２８０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．２ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１．５ｍｍ、
切削時間：２５分、
の条件（切削条件Ａと云う）での合金鋼の乾式高速フライス切削試験、並びに、被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨR Ｃ６０）の角材、
切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．０８ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１ｍｍ、
切削時間：１０分、
の条件（切削条件Ｂと云う）での焼き入れ鋼の乾式高速フライス切削試験を行ない、また本発明被覆超硬工具５〜８および比較被覆超硬工具３、４については、
被削材：ＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９（硬さ：ＨR Ｃ３２）の角材、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１５ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１．５ｍｍ、
切削時間：２０分、
の条件（切削条件Ｃと云う）での合金鋼の乾式高速フライス切削試験、並びに、被削材：ＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さ：ＨR Ｃ５５）の角材、
切削速度：３２０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１ｍｍ／刃（単刃）、
切り込み：１ｍｍ、
切削時間：１５分、
の条件（切削条件Ｄと云う）での焼き入れ鋼の乾式高速フライス切削試験を行ない、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２、３に示した。
【００１２】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
表１〜３に示される結果から、本発明被覆超硬工具１〜８は、いずれも硬質被覆層を構成するＺｒ系複合酸化物層およびＴｉ化合物層がすぐれた高温熱伝導性を有し、かつ前記Ｚｒ系複合酸化物層は高温硬さにすぐれ、また前記Ｔｉ化合物層は靭性にすぐれたものであることと相まって、刃先が高温加熱される高硬度鋼の高速切削にも前記硬質被覆層の熱伝導性の低下が抑制され、刃先の過熱が防止されることから、すぐれた耐摩耗性を示し、かつ切刃の摩耗状況も正常であるのに対して、従来被覆超硬工具１〜４は、特に硬質被覆層を構成するＡｌＯＺ 層の高温での熱伝導性の低下が著しく、これが原因で刃先の摩耗進行が促進するようにな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、例えば鋼の通常の条件での連続切削および断続切削は勿論のこと、熱発生が高く、刃先の加熱が著しい高速切削でもすぐれた耐摩耗性を示し、長期に亘ってすぐれた切削性能を発揮するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】 アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金基体または炭窒化チタン系サーメット基体の表面に、
（ａ）いずれも０．１〜５μｍの平均層厚を有し、かつそれぞれ組成式：ＴｉＣＥ 、ＴｉＮＥ 、およびＴｉ（Ｃ１−Ｆ ＮＦ ）Ｅ で表した場合、原子比でＥ：０．８〜１．２、Ｆ：０．３〜０．７を満足する炭化チタン層、窒化チタン層、および炭窒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）それぞれ個々の平均層厚が０．１〜１０μｍにして、かつ、
組成式：（Ｚｒ１−Ｘ ＭＸ ）ＯＺ 、
（ただし、ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｗ、およびＭｏのうちの１種からなる）、
で表した場合、原子比でＸ：０．０１〜０．３、Ｚ：１．５〜２．５を満足するＺｒと上記Ｍ成分とのＺｒ系複合酸化物層、
以上（ａ）および（ｂ）で構成された硬質被覆層を０．５〜２０μｍの全体平均層厚で物理蒸着してなる、高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10209999A JP3899500B2 (ja) | 1999-04-09 | 1999-04-09 | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10209999A JP3899500B2 (ja) | 1999-04-09 | 1999-04-09 | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000288802A JP2000288802A (ja) | 2000-10-17 |
| JP3899500B2 true JP3899500B2 (ja) | 2007-03-28 |
Family
ID=14318350
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10209999A Expired - Fee Related JP3899500B2 (ja) | 1999-04-09 | 1999-04-09 | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3899500B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11299807B2 (en) | 2017-09-29 | 2022-04-12 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface-coated cutting tool in which hard coating layer exhibits exceptional adhesion resistance and anomalous damage resistance |
-
1999
- 1999-04-09 JP JP10209999A patent/JP3899500B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000288802A (ja) | 2000-10-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR20040078062A (ko) | 표면피복 서멧제 절삭공구 | |
| JP2006075976A (ja) | 高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP2006297519A (ja) | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JPH10251831A (ja) | 耐摩耗性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2006334710A (ja) | 高速重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP2002263940A (ja) | 高速切削でスローアウエイチップがすぐれた耐チッピング性を発揮する正面フライス工具 | |
| JP2005279912A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP3899500B2 (ja) | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 | |
| JP2006341320A (ja) | 厚膜化α型酸化アルミニウム層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆サーメット製切削工具 | |
| JP3899501B2 (ja) | 高熱発生切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 | |
| JP2000246507A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた高温熱伝導性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP5321360B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP5158560B2 (ja) | 重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP2002187004A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP2001162411A (ja) | すぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を具備した表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2002254228A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製ドリル | |
| JP2000158206A (ja) | 表面被覆層がすぐれた耐チッピング性および耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP3858256B2 (ja) | 耐摩耗性および耐チッピング性のすぐれた超硬合金製エンドミル | |
| JP2002254229A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製ドリル | |
| JP2000246506A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた高温熱伝導性を発揮する表面被覆超硬材料製切削工具 | |
| JP3368794B2 (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を有する表面被覆サーメット製スローアウエイ型切削チップ | |
| JP2002187005A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ | |
| JP2002187008A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削ドリル | |
| JP4711107B2 (ja) | 高硬度鋼の高速断続切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性および耐熱塑性変形性を発揮する表面被覆立方晶窒化硼素系焼結材料製切削工具 | |
| JP2000254805A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた高温熱伝導性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040329 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060223 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060711 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060802 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20061204 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061217 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100112 Year of fee payment: 3 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100112 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110112 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120112 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130112 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |