JP4018480B2

JP4018480B2 - Coated hard tool

Info

Publication number: JP4018480B2
Application number: JP2002239666A
Authority: JP
Inventors: 晋也今村; 治世福井; 誠瀬戸山; 一夫山縣; 秀樹森口
Original assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Current assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Priority date: 2002-08-20
Filing date: 2002-08-20
Publication date: 2007-12-05
Anticipated expiration: 2022-08-20
Also published as: JP2004074361A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は被覆工具に関し、具体的には耐摩耗性の要求される切削工具やその他の耐摩工具として利用される被覆硬質工具の中で耐摩耗性に優れる被覆硬質工具に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
神戸製鋼所技報Vol.41 No.3（1991）第10頁に示されるように、耐摩耗性及び表面保護機能改善のため、WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼などの切削工具や耐摩耗工具などの硬質基材の表面には、硬質被覆層としてTiAlの窒化物を単層または複層形成することは良く知られているところである。
【０００３】
例えば、特開平8−118106号公報によれば、（Ti_１ _- _ｘSi_x）（C_1-yN_y）_zただし0.01≦ｘ≦0.45、0.01≦ｙ≦0.1、0.5≦ｚ≦1.34のようなTiSi系の被膜が提案されている。（Ti_１ _- _ｘSi_x）（C_1-yN_y）_zは高速連続切削に用いた場合、耐摩耗性に優れ、使用寿命の延長が可能となることが開示されている。しかし、この（Ti_１ _- _ｘSi_x）（C_1-yN_y）_zは高硬度ではあるけれども、Siが含有されることで非常に脆い性質があり、切削工具などに用いた場合特に断続切削に用いた場合、刃先が欠けやすいという問題があった。また、被膜の硬度が高いために内部に蓄積する圧縮の残留応力が高くなり、特にこのような切削工具に適用した場合、鋭利な刃先で膜が剥離してしまう問題もあった。加えて、ドライ加工時に問題となる被膜の潤滑性に関しては触れられていない。
【０００４】
そこで、発明者らは被膜の剥離性や欠損性を維持させたまま耐摩耗性に優れる膜を得るためには、高硬度な被膜中の硬度を変化させることが有効であり、さらに切削性能が向上するという知見を得て、本発明に至った。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、最近の切削工具の動向として、地球環境保全の観点から切削油材を用いないドライ加工が求められていること、被削材が多様化していること、加工能率を一層向上させるため切削速度がより高速になってきていることなどがある。従って、工具刃先温度は益々高温になる傾向であり、工具材料に要求される特性は厳しくなる一方である。特に工具材料の要求特性として、高温での被膜の安定性（耐酸化特性や被膜の密着性）は勿論のこと、切削工具寿命に関係する耐摩耗性、すなわち被膜の高温に於ける硬度の向上や潤滑油剤に代わる被膜の潤滑特性が一段と重要となっている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、基材と前記基材上に形成された表面被覆膜とを備え、前記表面被覆膜は（M_ｘSi_ｙ）の窒化物、炭窒化物、窒酸化物または炭窒酸化物からなり、MはTi、Al、Cr、Zr、V、Hf、Nb、Mo、W、Taのなかから少なくとも一種以上の成分で構成され、0.1≦ｙ≦0.8、ｘ+ｙ＝1であり、かつ表面被覆膜の硬度が基材側から表面側へかけて連続的あるいは段階的に変化する被覆硬質工具を提供するものである。
【０００７】
特に、表面被覆膜中の硬度が基材側から表面に向かって連続的又は断続的に変化し、基材表面側で最大となる場合には耐摩耗性が向上する。しかし、従来のように、この最表面の高硬度膜を一様に基材表面から被覆した場合には、鋭利な刃先において圧縮残留応力の影響で被膜が剥離してしまうので耐摩耗性被膜としては不十分である。
【０００８】
また、表面被覆膜中の硬度が基材直上から表面に向かって連続的又は段階的に変化し、基材表面側で最少となるように被覆することも出来る。この場合、表面での硬度が基材側に比べ低くなるが逆に靭性は向上するので、例えばミリング加工など断続切削用途のような刃先に衝撃のかかる場合に発生する刃先の膜剥離や欠けを抑制することが出来るので好ましい。ナノインデンターによる硬度とは、硬質膜を斜めに切断し微少荷重を掛けて、小さな圧痕を測定して求める。このとき圧痕は、小さいので走査形電子顕微鏡や原子間力顕微鏡を用いて測定される。本発明においては、ナノインデンターによる硬度が18GPa以上55GPa以下の範囲で基材側から表面側に連続的または断続的に増加または減少することが望ましい。
【０００９】
ここで、表面被覆膜中の硬度の変化のさせ方であるが、図1に示す通り、表面被覆膜中で基材側から表面に向かって、連続的または段階的に増加又は減少させることが可能である。即ち、図1の(1)は、基材側の硬度が最も低く最表面の硬度が最も高くなっていて硬度が直線的に増加している。図1の(2)は、基材表面で硬度が最も高く、膜最表面で硬度が最も低くなっていて硬度が直線的に減少している。図1の(3)は、基材表面の硬度が最も低く、膜最表面で硬度が最も高く、硬度が段階的に増加している。図1の(4)は、基材側で硬度が最も高く、膜最表面で硬度が最も低くなっていて、硬度は、段階的に減少している。
【００１０】
前記表面被覆膜中において、Siは表面被覆膜構成元素として不可欠である。要因は特定できないが、Siを含有することで被膜硬度が向上する。従って、Siの原子比率ｙを0.1≦ｙ≦0.8と規定した。被膜中にSiが存在すると被膜の硬度が向上するので好ましいが、原子比率で0.8以上含有すると被膜が脆くなり逆に摩耗は促進された。また、M_xSi_ｙの合金ターゲットを熱間静水圧加圧処理で作製する場合、0.8を越えてSiを含有させるとターゲットが作製中に割れてしまい、コーティングに使用可能な材料強度が得られないことがわかった。さらに好ましくは被膜中のSi量は、原子比率で0.1を越えて0.3以下であることが好ましい。
【００１１】
Si以外の金属Mは、Ti、Al、Cr、Zr、V、Hf、Nb、Mo、W、Taの1種以上の成分で構成されることが好ましい。このうち、より耐酸化性を向上させるためには、Ti、Al、Crが、高硬度化のためにはZr、Nb、Mo、Ta、Wが、潤滑性向上のためにはV、Crが有効であることがわかってきた。また金属MはTiAl、TiCr、AlCr、TiZr、ZrCr、TiAlCr、TiAlZr、TiAlCrZrなどの合金であってもよい。
【００１２】
表面被覆膜の厚みが0.1〜5.0μmであることが好ましい。厚みが0.1μm未満では耐摩耗性の向上が見られず、逆に5.0μmを越えると表面被覆膜中の残留応力が大きくなり基材との密着強度が低下するので好ましくない。
【００１３】
また、本発明の被覆硬質工具は、基材表面と前記表面被覆膜との間にTi、Crの金属またはそれらの窒化物を含む中間層をさらに備えることが好ましい。この場合の中間層は、基材表面と前記表面被覆膜との両方に密着性が良いので、基材と表面被覆膜の密着性を一層向上させることができる。そのため、表面被覆膜が基材から剥がれることなく切削工具寿命をさらに向上させることができる。さらに、上記の中間層の厚みが0.01〜1μmであることが好ましい。0.01μm未満では密着強度の向上が見られず、逆に1μmを超えても密着強度の更なる向上は見られなかった。
【００１４】
基材は、WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス（炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなど）、立方晶窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、窒化珪素焼結体、酸化アルミニウムと炭化チタンからなる基材のいずれかであることが好ましい。
【００１５】
本発明の表面被覆膜を基材に被覆するためには結晶性の高い化合物を形成することが出来る成膜プロセスで作製されることが不可欠である。そこで種々の成膜方法を検討した結果、物理的蒸着法を用いることが好ましい。物理的蒸着法には、スパッタリング法、イオンプレーティング法、などがある。特に原料元素のイオン率が高いアーク式イオンプレーティング法が一番適していることがわかった。このアーク式イオンプレーティング法を用いると表面被覆膜を形成する前に基材表面に対して金属のイオンボンバードメント処理が可能となるため、被膜の密着性が格段によくなるので密着性という意味からも好ましいプロセスである。
【００１６】
最表面層としてTi_ｘSi_ｙC_aN_b（ただしｘ+ｙ＝1、0.1≦ｙ≦0.8、a+b＝1、0≦a≦0.6）で示される化合物層がさらに被覆されていることが好ましい。要因を解明したわけではないが、本発明者らが鋼などの鉄系材料に対する焼き付き状態をピンオンディスク試験で評価したところ、上記組成の被膜のみ鋼の焼付きがなく、摩擦係数が小さかった。このことから、被膜が工具の最表面にあると切削抵抗が小さく、工具寿命の延長が図れることがわかった。
【００１７】
【発明の実施の形態】
（実施例1）
本発明と比較例のサンプルを以下に説明する方法で作製した。
（i）本発明品の作製
基材として、SDKN42形状のISO P30の超硬合金を用意した。図2はこの発明で用いた成膜装置の模式図である。図2を参照して、成膜装置はチャンバー1とガスを供給するためのガス導入口2と、基材ホルダー4と、アーク式蒸発源6、7と、可変電源としての直流電源8、9、基板バイアス直流電源10とを備える。
【００１８】
チャンバー1は図示されない真空ポンプと連結されており、排気口3を通して、チャンバー1内の圧力を変化させることが可能である。チャンバー1内に基材5を保持するための基材ホルダー4が設けられている。基材ホルダー4には基板バイアス用の直流電源10の負極と電気的に接続されている。基板バイアス電源10の正極はアースされている。
【００１９】
チャンバー1の側壁には、アーク式蒸発源6、7が取り付けられている。アーク式蒸発源6、7は、直流電源8、9の負極と電気的に接続されている。直流電源8、9の正極はアースされ、かつチャンバー1と電気的に接続されている。アーク式蒸発源6、7とチャンバー1との間のアーク放電によって、アーク式蒸発源6、7を部分的に溶解させて蒸発源物質を基材方向に蒸発させるものである。アーク式蒸発源6、7とチャンバー1との間には数十から数百V程度の電圧が印加される。
【００２０】
チャンバー1にガスを供給するガス導入口2には、図示していないマスフローコントローラーを介して様々なガスが導入される。このガスの例として、アルゴン、窒素ガス、酸素ガスまたは、例えばメタン、アセチレン、ベンゼンなどの炭化水素ガスなどがある。
【００２１】
まず、図2で示すような装置を用いて、真空ポンプによりチャンバー1内を減圧するとともに、ヒーター（図示せず）により基材5を温度450℃に加熱し、チャンバー1内の圧力が1.0×10⁻ ³Paとなるまで真空引きを行なった。次に、ガス導入口2からアルゴンガスを導入してチャンバー内の圧力を3.0Paに保持し、基板バイアス電源10の電圧を徐々に上げながら、−1000Vとし、基材5の表面のクリーニングを15分間行なった。その後、アルゴンガスを排気した。
【００２２】
次に、基板バイアス電源10の電圧を−1000Vに維持したまま、チャンバー1内にガス導入口2を通して100SCCMのアルゴンと、窒素の混合ガスを導入した。直流電源8から100Aのアーク電流を供給し、アーク式蒸発源6から金属イオンを2分間発生させた。これにより、金属イオンが基材5の表面をスパッタクリーニングし、基材5の表面の強固な汚れや酸化膜が除去された。
【００２３】
その後、チャンバー1内の圧力が2.7Paになるように、ガス導入口2から窒素ガスを導入し、基板バイアス電源10の電圧を−150Vとした。すると、基材5の表面において金属窒化膜の形成が始まった。TiNの金属窒化膜が、0.3μmの厚みに達するまでこの状態を維持した。これにより、中間層としてTiNの金属窒化膜を形成した。ここで、窒素ガスを導入しなければ、中間層としてTiなどの金属膜が得られる。
【００２４】
中間層としてTiNなどの金属窒化膜の形成が終了すると、この状態のままアーク式蒸発源6を構成する金属が前方方向に蒸発し、かつアーク式蒸発源7を構成する金属MとSiの化合物が前方方向に蒸発して、基材5の表面に所定の厚みの耐摩耗性表面被覆膜を形成して本発明に従った表1に示す被覆切削工具を作製した。この方法は、いわゆるアーク式イオンプレーティング法である。なお、表1の中の発明品3、4など金属元素の種類の多い場合は、蒸発源7に加えて蒸発源6をさらに使うことができる。蒸発源はさらに、3個以上使用することもできる。
【００２５】
【表１】

【００２６】
このとき、基板バイアス電源１０の電圧を30分間かけながら20Vから連続的に100Vに変化させると、図1（1）のように硬度が連続的に増加し、膜最表面で最大となる表面被覆膜が得られた。また、図1（2）のような表面被覆膜を得るためには、上記の電圧印加の仕方を逆転させればよい。また、残留圧縮応力または硬度を段階的に変化させるには基板のバイアス電圧を、20V→40V→60V→80V→100Vのように段階的に上げればよい。
【００２７】
(ii)比較品1の作製
比較品1の作製にあたっては、まず、本発明品と同じ基材を準備した。この基材を図2で示す基材ホルダー4にセットした。アーク式蒸発源6にチタン、アーク式蒸発源7の材料をチタンアルミニウムの化合物(Ti_0.5、Al_0.5)とした。(Ti_0.5、Al_0.5)とは、TiとAlの原子％が50:50の化合物をいう。その他の成膜装置の構成については、本発明品の製造と同様にした。
【００２８】
このような装置1を用いて、本発明品を製造したのと同様の手法を用いて、アルゴンで基材5の表面をスパッタクリーニングし、その後、チタンでスパッタクリーニングした。さらに、本発明品を製造した工程と同様に基材5の表面に厚さが0.3μmのTiN膜による中間層を形成した。
【００２９】
TiN膜の形成が終了すると、直流電源9からアーク式蒸発源7へ100Aの電流を供給して、アーク式蒸発源7からチタンイオン、アルミニウムイオンを発生させた。また、同時に上部ガス導入口2から窒素ガスを導入した。これらが基材5の表面で反応して基材5上の中間層であるTiN膜上に膜厚が3μmの（Ti_0.5、Al_0.5）N膜が得られた。成膜中、基板バイアス電圧は60V一定とした。これにより、従来製法によるTiAlN耐摩耗性を有する比較品1を得た。
【００３０】
（iii）比較品2の作製
比較品2の作製に当たっては、まず本発明品と同じ基材を準備した。この基材を図2で示す基材ホルダー4にセットした。アーク式蒸発源6にチタン、アーク式蒸発源7の材料をチタンシリコンの化合物（Ti_0.7、Si_0.3）とした。（Ti_0.7、Si_0.3）とは、TiとSiの原子％が70：30の化合物をいう。その他の成膜装置の構成については、本発明品の製造と同様にした。
【００３１】
このような装置1をもちいて、本発明品を製造したのと同様の手法でアルゴンで基材5の表面をスパッタクリーニングし、その後、チタンでスパッタクリーニングした。さらに、本発明品を製造した工程と同様に基材5の表面に厚さが0.3μmのTiN膜による中間層を形成した。
【００３２】
TiN膜の形成が終了すると、直流電源9からアーク式蒸発源7へ100Aの電流を供給して、アーク式蒸発源7からチタンイオン、Siイオンを発生させた。また、同時に上部ガス導入口2から窒素ガスを導入した。これらが基材5の表面で反応して基材5上の中間層であるTiN膜上に膜厚が3μmの（Ti_0.7 _、Si_0.3）N膜が得られた。成膜中、基板バイアス電圧は60V一定とした。これにより、従来製法によるTiSiN耐摩耗性を有する比較品2を得た。
【００３３】
（iv）比較品3の作製
比較品3は、比較品1と中間層形成までは全く同じ方法で製造した。その後、TiN膜の形成が終了すると、直流電源9からアーク式蒸発源7へ100Aの電流を供給して、アーク式蒸発源7からチタンイオン、Alイオンを発生させると同時に、上部ガス導入口2から窒素ガスおよびメタンガスを導入した。これらが基材5の表面で反応して基材5上の中間層であるTiN膜上に膜厚が3μmの（Ti_0.5Al_0.5）（C_0.5N_0.5）膜が得られた。成膜中、基板バイアス電圧は100V一定とした。これにより、従来製法によるTiAlCN耐摩耗性を有する比較品3を得た。
【００３４】
（v）被覆切削工具寿命評価
上述の工程で製造したサンプルである本発明品、比較品1、2、3のそれぞれについて、実際に表2の条件による乾式の連続切削試験および断続切削試験を行い、刃先の逃げ面摩耗幅を測定した。寿命評価結果を表3に示す。表3から明らかなように、本発明において切削工具寿命が大きく向上したことが確認された。なお、それぞれの試料のナノインデンターによる硬度測定結果を表1に示す。
【００３５】
【表２】

【００３６】
【表３】

【００３７】
（実施例2）
実施例1と全く同じ方法により、リーマー（JIS K10超硬合金）にそれぞれコーティングした。試料として、本発明品1、5、10および比較品1、2、3を得た。次に、これらのサンプルを用いて、実際に鋳鉄の穴あけ加工を行いその寿命評価を行った。
【００３８】
切削条件は、リーマー径20mm、切削速度5m/min、送り0.4mm/刃、切り込み0.15mm、ウエット条件とした。なお、寿命の判定は、被加工材の寸法精度が規定の範囲をはずれた時点とした。その寿命評価結果を表4に示す。その結果、本発明のリーマーの寿命が大きく向上していることが確認された。
【００３９】
【表４】

【００４０】
（実施例3）
実施例1と同じ方法を用いて、エンドミル（JIS KlO超硬合金）にそれぞれにコーティングした。試料として、本発明品1、5、10および比較品1、2、3を作製した。次に、これらのサンプルを用いて、実際に鋳鉄のエンドミル側面削り（切削幅15mm）加工を行いその寿命評価を行なった。被削材は、SKD61、切削条件は、切削速度200m/min、送り0.07mm/刃、切り込みAd=10mm、Rd＝0.2mm、ウエット切削とし、10分加工後の逃げ面摩耗量を測定した。その寿命評価結果を表5に示す。その結果、本発明のエンドミルの寿命が大きく向上していることが確認された。
【００４１】
【表５】

【００４２】
（実施例4）
実施例1と同じ方法により、旋削用刃先交換型チップ(JIS PlO超硬合金、刃先形状はスクイ角8°、逃げ角6°である)にそれぞれにコーティングした。試料として、本発明品1、5、10及び比較品1、2、3を作製した。次に、これらのサンプルを用いて、実際に鋼の中仕上げ旋削加工を行いその寿命評価を行なった。
【００４３】
被削材は、SCM435 、切削条件は、切削速度100m/min、送り0.08mm/rev、切込み2mm、ウエット切削とし30分切削後の逃げ面摩耗量を測定した。その結果は、表6に示されていて、本発明の旋削用刃先交換型チップの寿命が大きく向上していることが確認された。
【００４４】
【表６】

【００４５】
（実施例5）
まず、超硬合金製ポットおよびボールを用いて、質量で40％のTiNと10％のAlからなる結合材粉末と50％の平均粒径2.5μmのcBN粉末を混ぜ合わせ、超硬合金製容器に充填し、圧力5GPa、温度1400℃で60分焼結した。このcBN焼結体を加工し、ISO規格SNGA120408の形状の切削用チップを得た。そのチップに、実施例1と同じ方法により、本発明品1を成膜した。
【００４６】
この切削チップを用い、焼入鋼の1種であるSUJ2の丸棒（HRC62）の外周切削を行った。切削速度100m/min、切り込み0.2mm、送り0.1mm/rev．乾式で40分間の条件で切削を行い、逃げ面摩耗量を調べた。その結果、本発明品1の摩耗量が0.076mmであったのに対し、表面に硬質膜が被覆されていないcBN焼結体チップの摩耗量は0．265mmであった。
【００４７】
【発明の効果】
この発明に従えば、ドリル、エンドミル、フライス加工用および旋削用刃先交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどの切削工具における耐摩耗性の向上が図れた。このため、寿命の長い表面被覆切削工具を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】図1の（1）は、表面被覆膜の硬度が基材から膜表面に向かって連続的に高くなることを示す概念図、図1の（2）は、表面被覆膜の硬度が基材から膜表面に向かって連続的に低下することを示す概念図、図1の（3）は、表面被覆膜の硬度が基材から膜表面に向かって段階的に高くなることを示す概念図、図1の（4）は、表面被覆膜の硬度が基材から膜表面に向かって段階的に低下することを示す概念図である。
【図２】本発明で用いた成膜装置の模式図である。
【符号の説明】
1 チャンバー
2 ガス導入口
3 排気口
4 基材ホルダー
5 基材
6、7 蒸発源
8、9 直流電源
10 基板バイアス電源[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a coated tool, in particular it relates to coated hard tool having excellent wear resistance in a coated hard tool to be used as cutting tools and other wear tool to be wear resistance requirements.
[0002]
[Prior art]
As shown in Kobe Steel Technical Report Vol.41 No.3 (1991), page 10, cutting tools such as WC-based cemented carbide, cermet, and high-speed steel are used to improve wear resistance and surface protection functions. It is well known to form a single layer or multiple layers of TiAl nitride as a hard coating layer on the surface of a hard base material such as an abrasion resistant tool.
[0003]
For example, according to Japanese Patent Laid-Open No. 8-118106, (Ti ₁ ₋ _x Si _x ) (C _1−y N _y ) _{z where} 0.01 ≦ x ≦ 0.45, 0.01 ≦ y ≦ 0.1, 0.5 ≦ z ≦ 1.34 TiSi-based coatings have been proposed. _{_{_{_{(Ti 1 - x Si x)}}}} (C 1-y N y) z In the case of using the high-speed continuous cutting, excellent abrasion resistance, it is disclosed that it is possible to extend the service life. However, this _{_-} although _{_{_{(Ti 1 x Si x) (}}} C 1-y N y) z is a high hardness, very has brittle that Si is contained, in particular intermittently when used like cutting tool When used for cutting, there was a problem that the cutting edge was easily chipped. Moreover, since the hardness of the coating is high, the compressive residual stress accumulated inside becomes high, and particularly when applied to such a cutting tool, there is also a problem that the film peels off with a sharp blade edge. In addition, no mention is made of the lubricity of the coating, which is a problem during dry processing.
[0004]
Therefore, in order to obtain a film having excellent abrasion resistance while maintaining the peelability and chipping property of the film, it is effective to change the hardness in the high-hardness film, and the cutting performance is further improved. Obtaining the knowledge of improvement, the present invention has been achieved.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, recent trends in cutting tools include the need for dry machining that does not require cutting fluids from the viewpoint of global environmental protection, the diversification of work materials, and the cutting speed to further improve machining efficiency. Is becoming faster. Therefore, the tool edge temperature tends to become higher and the characteristics required for the tool material are becoming stricter. In particular, the required characteristics of tool materials include not only the stability of the coating at high temperatures (oxidation resistance and coating adhesion), but also the wear resistance related to the cutting tool life, that is, the improvement of the hardness of the coating at high temperatures. In addition, the lubricating properties of coatings that replace oil lubricants are becoming more important.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present invention includes a base material and a surface coating film formed on the base material, and the surface coating film is a nitride, carbonitride, nitride oxide or carbonitride oxidation of (M _x Si _y ) M is composed of at least one component of Ti, Al, Cr, Zr, V, Hf, Nb, Mo, W, Ta, and 0.1 ≦ y ≦ 0.8 and x + y = 1 In addition, the present invention provides a coated hard tool in which the hardness of the surface coating film changes continuously or stepwise from the substrate side to the surface side.
[0007]
In particular, when the hardness in the surface coating film changes continuously or intermittently from the substrate side to the surface and becomes maximum on the substrate surface side, the wear resistance is improved. However, if this outermost high-hardness film is uniformly coated from the base material surface as in the past, the film peels off due to the compressive residual stress at the sharp blade edge, so that it is a wear-resistant film. Is insufficient.
[0008]
Moreover, it can also coat | cover so that the hardness in a surface coating film may change continuously or in steps toward the surface from right above a base material, and may become the minimum on the base-material surface side. In this case, the hardness on the surface is lower than that on the substrate side, but on the contrary, the toughness is improved.Therefore, for example, the film peeling or chipping of the cutting edge that occurs when the cutting edge is subjected to impact such as milling processing is used. Since it can suppress, it is preferable. The hardness by the nanoindenter is obtained by cutting a hard film obliquely, applying a slight load, and measuring a small indentation. At this time, since the indentation is small, it is measured using a scanning electron microscope or an atomic force microscope. In the present invention, it is desirable that the hardness by the nanoindenter increases or decreases continuously or intermittently from the substrate side to the surface side in the range of 18 GPa to 55 GPa.
[0009]
Here, how to change the hardness in the surface coating film, as shown in FIG. 1, increase or decrease continuously or stepwise from the substrate side to the surface in the surface coating film It is possible. That is, in (1) of FIG. 1, the hardness on the substrate side is the lowest and the hardness of the outermost surface is the highest, and the hardness increases linearly. (2) in FIG. 1, the highest hardness at the surface of the substrate, hardness has become hardness lowest film outermost surface is linearly decreased. In (3) of FIG. 1, the hardness of the substrate surface is the lowest, the hardness is the highest on the outermost surface of the film, and the hardness is increased stepwise. In (4) of FIG. 1, the hardness is the highest on the base material side, and the hardness is the lowest on the outermost surface of the film, and the hardness decreases stepwise.
[0010]
In the surface coating film, Si is indispensable as a constituent element of the surface coating film. Although the cause cannot be specified, the coating hardness is improved by containing Si. Therefore, the atomic ratio y of Si was defined as 0.1 ≦ y ≦ 0.8. The presence of Si in the coating is preferable because the hardness of the coating is improved, but when the atomic ratio is 0.8 or more, the coating becomes brittle and conversely, wear is promoted. Also, when producing an M _x Si _y alloy target by hot isostatic pressing, if the Si content exceeds 0.8, the target will break during production, and material strength that can be used for coating will be obtained. I knew it was n’t there. More preferably, the amount of Si in the coating is more than 0.1 and not more than 0.3 in terms of atomic ratio.
[0011]
The metal M other than Si is preferably composed of one or more components of Ti, Al, Cr, Zr, V, Hf, Nb, Mo, W, and Ta. Of these, Ti, Al, and Cr are used for improving oxidation resistance, Zr, Nb, Mo, Ta, and W are used for increasing hardness, and V and Cr are used for improving lubricity. It has been found effective. The metal M may be an alloy such as TiAl, TiCr, AlCr, TiZr, ZrCr, TiAlCr, TiAlZr, and TiAlCrZr.
[0012]
The thickness of the surface coating film is preferably 0.1 to 5.0 μm. If the thickness is less than 0.1 μm, improvement in wear resistance is not observed. Conversely, if the thickness exceeds 5.0 μm, the residual stress in the surface coating film increases and the adhesion strength with the substrate decreases, which is not preferable.
[0013]
Moreover, it is preferable that the coated hard tool of the present invention further includes an intermediate layer containing a Ti or Cr metal or a nitride thereof between the substrate surface and the surface coating film. Since the intermediate layer in this case has good adhesion to both the substrate surface and the surface coating film, the adhesion between the substrate and the surface coating film can be further improved. Therefore, the cutting tool life can be further improved without the surface coating film being peeled off from the substrate. Furthermore, the thickness of the intermediate layer is preferably 0.01 to 1 μm. When the thickness was less than 0.01 μm, the adhesion strength was not improved. Conversely, when the thickness exceeded 1 μm, the adhesion strength was not further improved.
[0014]
Base material is WC-based cemented carbide, cermet, high speed steel, ceramics (silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, aluminum oxide, etc.), cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body, silicon nitride sintered body It is preferably any one of base materials made of aluminum oxide and titanium carbide.
[0015]
In order to coat the substrate with the surface coating film of the present invention, it is indispensable to be produced by a film forming process capable of forming a compound having high crystallinity. Therefore, as a result of examining various film forming methods, it is preferable to use a physical vapor deposition method. Examples of physical vapor deposition include sputtering and ion plating. In particular, the arc ion plating method, which has a high ion ratio of raw material elements, was found to be most suitable. When this arc type ion plating method is used, it is possible to perform ion bombardment treatment of the metal on the surface of the substrate before forming the surface coating film. This is also a preferable process.
[0016]
The outermost surface layer is further covered with a compound layer represented by Ti _x Si _y C _a N _b (where x + y = 1, 0.1 ≦ y ≦ 0.8, a + b = 1, 0 ≦ a ≦ 0.6). Is preferred. Although the cause was not clarified, the present inventors evaluated the seizure state of the iron-based material such as steel by a pin-on-disk test. As a result, only the coating having the above composition had no seizure of the steel, and the friction coefficient was small. . From this, it was found that when the coating is on the outermost surface of the tool, the cutting resistance is small and the tool life can be extended.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
(Example 1)
Samples of the present invention and comparative examples were produced by the method described below.
(I) As a base material for producing the product of the present invention, a SDKN42-shaped ISO P30 cemented carbide was prepared. FIG. 2 is a schematic diagram of a film forming apparatus used in the present invention. Referring to FIG. 2, the film forming apparatus includes a chamber 1, a gas inlet 2 for supplying gas, a substrate holder 4, arc-type evaporation sources 6, 7, and DC power sources 8, 9 as variable power sources. And a substrate bias DC power supply 10.
[0018]
The chamber 1 is connected to a vacuum pump (not shown), and the pressure in the chamber 1 can be changed through the exhaust port 3. A substrate holder 4 for holding the substrate 5 in the chamber 1 is provided. The substrate holder 4 is electrically connected to the negative electrode of the DC power supply 10 for substrate bias. The positive electrode of the substrate bias power supply 10 is grounded.
[0019]
Arc evaporation sources 6 and 7 are attached to the side wall of the chamber 1. The arc evaporation sources 6 and 7 are electrically connected to the negative electrodes of the DC power supplies 8 and 9. The positive electrodes of the DC power supplies 8 and 9 are grounded and electrically connected to the chamber 1. By the arc discharge between the arc evaporation sources 6 and 7 and the chamber 1, the arc evaporation sources 6 and 7 are partially dissolved to evaporate the evaporation source material in the direction of the substrate. A voltage of about several tens to several hundreds of volts is applied between the arc evaporation sources 6 and 7 and the chamber 1.
[0020]
Various gases are introduced into the gas inlet 2 for supplying gas to the chamber 1 via a mass flow controller (not shown). Examples of this gas include argon, nitrogen gas, oxygen gas, or hydrocarbon gas such as methane, acetylene, and benzene.
[0021]
First, using the apparatus as shown in FIG. 2, the inside of the chamber 1 is decompressed by a vacuum pump, and the substrate 5 is heated to a temperature of 450 ° C. by a heater (not shown), so that the pressure in the chamber 1 is 1.0 × 10 ^- was performed evacuated until ³ Pa. Next, argon gas is introduced from the gas inlet 2 to maintain the pressure in the chamber at 3.0 Pa, and while gradually increasing the voltage of the substrate bias power supply 10 to −1000 V, the surface of the substrate 5 is cleaned by 15 For a minute. Thereafter, argon gas was exhausted.
[0022]
Next, a gas mixture of 100 SCCM argon and nitrogen was introduced into the chamber 1 through the gas inlet 2 while maintaining the voltage of the substrate bias power supply 10 at −1000 V. An arc current of 100 A was supplied from the DC power source 8 and metal ions were generated from the arc evaporation source 6 for 2 minutes. As a result, the metal ions sputter-cleaned the surface of the base material 5, and the strong dirt and oxide film on the surface of the base material 5 were removed.
[0023]
Thereafter, nitrogen gas was introduced from the gas inlet 2 so that the pressure in the chamber 1 became 2.7 Pa, and the voltage of the substrate bias power source 10 was set to −150V. Then, the formation of the metal nitride film on the surface of the substrate 5 started. This state was maintained until the TiN metal nitride film reached a thickness of 0.3 μm. As a result, a TiN metal nitride film was formed as an intermediate layer. Here, if nitrogen gas is not introduced, a metal film such as Ti can be obtained as an intermediate layer.
[0024]
When the formation of the metal nitride film such as TiN as the intermediate layer is completed, the metal constituting the arc evaporation source 6 evaporates in the forward direction in this state, and the metal M and Si compound constituting the arc evaporation source 7 Evaporates in the forward direction to form a wear-resistant surface coating film having a predetermined thickness on the surface of the substrate 5 to produce a coated cutting tool shown in Table 1 according to the present invention. This method is a so-called arc type ion plating method. In addition, when there are many kinds of metal elements such as

Inventions

3 and 4 in Table 1, in addition to the evaporation source 7, the evaporation source 6 can be further used. In addition, three or more evaporation sources can be used.
[0025]
[Table 1]

[0026]
At this time, if the voltage of the substrate bias power supply 10 is continuously changed from 20 V to 100 V over 30 minutes, the hardness continuously increases as shown in FIG. A coating was obtained. Further, in order to obtain the surface coating film as shown in FIG. 1 (2), the above-described voltage application method may be reversed. Further, in order to change the residual compressive stress or hardness stepwise, the substrate bias voltage may be increased stepwise as 20 V → 40 V → 60 V → 80 V → 100 V.
[0027]
(ii) Production of Comparative Product 1 In producing the comparative product 1, first, the same base material as that of the product of the present invention was prepared. This substrate was set on the substrate holder 4 shown in FIG. The arc evaporation source 6 was titanium, and the material of the

arc evaporation source

7 was a titanium aluminum compound (Ti _0.5 , Al _0.5 ). (Ti _0.5 , Al _0.5 ) refers to a compound in which atomic percent of Ti and Al is 50:50. About the structure of the other film-forming apparatus, it was made to be the same as that of manufacture of this invention product.
[0028]
Using such an apparatus 1, the surface of the substrate 5 was sputter-cleaned with argon and sputter-cleaned with titanium using the same technique as that for producing the product of the present invention. Further, an intermediate layer made of a TiN film having a thickness of 0.3 μm was formed on the surface of the substrate 5 in the same manner as in the process of manufacturing the product of the present invention.
[0029]
When the formation of the TiN film was completed, a current of 100 A was supplied from the DC power source 9 to the arc evaporation source 7 to generate titanium ions and aluminum ions from the arc evaporation source 7. At the same time, nitrogen gas was introduced from the upper gas inlet 2. These reacted on the surface of the substrate 5 to obtain a (Ti _0.5 , Al _0.5 ) N film having a film thickness of 3 μm on the TiN film as an intermediate layer on the substrate 5. During the film formation, the substrate bias voltage was kept constant at 60V. Thereby, a comparative product 1 having TiAlN wear resistance by a conventional manufacturing method was obtained.
[0030]
(Iii) Production of Comparative Product 2 In producing the comparative product 2, first, the same base material as that of the product of the present invention was prepared. This substrate was set on the substrate holder 4 shown in FIG. The arc evaporation source 6 was titanium, and the material of the arc evaporation source 7 was a titanium silicon compound (Ti _0.7 , Si _0.3 ). (Ti _0.7 , Si _0.3 ) refers to a compound in which the atomic percent of Ti and Si is 70:30. About the structure of the other film-forming apparatus, it was made to be the same as that of manufacture of this invention product.
[0031]
Using the apparatus 1, the surface of the substrate 5 was sputter-cleaned with argon in the same manner as the product of the present invention, and then sputter-cleaned with titanium. Further, an intermediate layer made of a TiN film having a thickness of 0.3 μm was formed on the surface of the substrate 5 in the same manner as in the process of manufacturing the product of the present invention.
[0032]
When the formation of the TiN film was completed, a current of 100 A was supplied from the DC power source 9 to the arc evaporation source 7 to generate titanium ions and Si ions from the arc evaporation source 7. At the same time, nitrogen gas was introduced from the upper gas inlet 2. These reacted on the surface of the substrate 5 to obtain a (Ti _0.7 _, Si _0.3 ) N film having a film thickness of 3 μm on the TiN film as an intermediate layer on the substrate 5. During the film formation, the substrate bias voltage was kept constant at 60V. As a result, a comparative product 2 having TiSiN wear resistance by a conventional manufacturing method was obtained.
[0033]
(Iv) Production of comparative product 3 Comparative product 3 was manufactured in exactly the same way as comparative product 1 up to the formation of the intermediate layer. Thereafter, when the formation of the TiN film is completed, a current of 100 A is supplied from the DC power source 9 to the arc evaporation source 7 to generate titanium ions and Al ions from the arc evaporation source 7, and at the same time, the upper gas inlet 2 From which nitrogen gas and methane gas were introduced. These reacted on the surface of the substrate 5 to obtain a (Ti _0.5 Al _0.5 ) (C _0.5 N _0.5 ) film having a thickness of 3 μm on the TiN film as an intermediate layer on the substrate 5. The substrate bias voltage was kept constant at 100 V during film formation. As a result, a comparative product 3 having TiAlCN wear resistance by a conventional manufacturing method was obtained.
[0034]
(V) Coated cutting tool life evaluation Each of the inventive product and the

comparative products

1, 2, and 3 which are samples manufactured in the above-mentioned process was actually subjected to dry continuous cutting test and intermittent cutting test under the conditions shown in Table 2. The flank wear width of the cutting edge was measured. Table 3 shows the results of life evaluation. As is apparent from Table 3, it was confirmed that the cutting tool life was greatly improved in the present invention. Table 1 shows the hardness measurement results of each sample using a nanoindenter.
[0035]
[Table 2]

[0036]
[Table 3]

[0037]
(Example 2)
Reamers (JIS K10 cemented carbide) were respectively coated by the same method as in Example 1.

Inventive products

1, 5, 10 and

comparative products

1, 2, 3 were obtained as samples. Next, using these samples, the cast iron was actually drilled and its life was evaluated.
[0038]
Cutting conditions were a reamer diameter of 20 mm, a cutting speed of 5 m / min, a feed of 0.4 mm / blade, a cutting depth of 0.15 mm, and wet conditions. Note that the life was determined when the dimensional accuracy of the workpiece was outside the specified range. The life evaluation results are shown in Table 4. As a result, it was confirmed that the lifetime of the reamer of the present invention was greatly improved.
[0039]
[Table 4]

[0040]
(Example 3)
Using the same method as in Example 1, each end mill (JIS KlO cemented carbide) was coated.

Inventive products

1, 5, 10 and

comparative products

1, 2, 3 were prepared as samples. Next, using these samples, cast iron end mill side milling (cutting width: 15 mm) was performed to evaluate the life. The work material was SKD61, the cutting conditions were cutting speed 200 m / min, feed 0.07 mm / blade, cutting Ad = 10 mm, Rd = 0.2 mm, wet cutting, and the flank wear after 10 minutes machining was measured. The life evaluation results are shown in Table 5. As a result, it was confirmed that the life of the end mill of the present invention was greatly improved.
[0041]
[Table 5]

[0042]
(Example 4)
By the same method as in Example 1, each of the cutting edge-replaceable inserts for turning (JIS PlO cemented carbide, the cutting edge has a squeeze angle of 8 ° and a clearance angle of 6 °) was coated.

Inventive products

1, 5, 10 and

comparative products

1, 2, 3 were prepared as samples. Next, using these samples, the steel was actually subjected to medium finish turning and its life was evaluated.
[0043]
The work material was SCM435 , the cutting conditions were cutting speed 100 m / min, feed 0.08 mm / rev, cutting depth 2 mm, wet cutting, and flank wear after 30 minutes of cutting was measured. The results are shown in Table 6, and it was confirmed that the life of the cutting edge replaceable tip for turning according to the present invention was greatly improved.
[0044]
[Table 6]

[0045]
(Example 5)
First, using cemented carbide pots and balls, mix 40% TiN and 10% Al binder powder with 50% cBN powder with an average particle size of 2.5μm. And sintered at a pressure of 5 GPa and a temperature of 1400 ° C. for 60 minutes. This cBN sintered body was processed to obtain a cutting tip having the shape of ISO standard SNGA120408. The product 1 of the present invention was formed on the chip by the same method as in Example 1.
[0046]
This cutting tip was used to cut the outer circumference of a round bar (HRC62) of SUJ2 which is a kind of hardened steel. Cutting speed 100m / min, depth of cut 0.2mm, feed 0.1mm / rev. Cutting was performed for 40 minutes in a dry process, and the amount of flank wear was investigated. As a result, the wear amount of the product 1 of the present invention was 0.076 mm, whereas the wear amount of the cBN sintered body chip whose surface was not coated with the hard film was 0.265 mm.
[0047]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to improve the wear resistance of cutting tools such as drills, end mills, milling and turning cutting tips, metal saws, cutting tools, reamers, and taps. For this reason, a surface-coated cutting tool having a long life could be provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 (1) is a conceptual diagram showing that the hardness of a surface coating film increases continuously from the substrate toward the film surface, and FIG. 1 (2) is a surface coating film. 1 is a conceptual diagram showing that the hardness of the film continuously decreases from the substrate toward the film surface. FIG. 1 (3) shows that the hardness of the surface coating film increases stepwise from the substrate toward the film surface. FIG. 1 (4) is a conceptual diagram showing that the hardness of the surface coating film gradually decreases from the substrate toward the film surface.
FIG. 2 is a schematic diagram of a film forming apparatus used in the present invention.
[Explanation of symbols]
1 chamber
2 Gas inlet
3 Exhaust port
4 Base material holder
5 Base material
6, 7 Evaporation source
8, 9 DC power supply
10 Substrate bias power supply

Claims

A substrate and a surface coating film formed of a uniform component on the substrate;
The surface coating film is made of (M _x Si _y ) nitride, carbonitride, nitride oxide or carbonitride,
Wherein M is, Ti, Al, Cr, Zr , V, is configured Hf, Nb, Mo, W, and at least one kind of component selected from among Ta,
Wherein x and y, 0.1 ≦ y ≦ 0.8, a x + y = 1,
And the hardness of a surface coating film changes continuously or in steps from the base material side to the surface side, The coated hard tool characterized by the above-mentioned.

2. The coated hard tool according to claim 1, wherein the hardness of the surface coating film by the nanoindenter increases continuously or stepwise from the substrate side to the surface side in a range of 18 GPa to 55 GPa. .

2. The coated hard tool according to claim 1, wherein the hardness of the surface coating film by the nanoindenter decreases continuously or stepwise from the substrate side to the surface side in a range of 18 GPa to 55 GPa. .

4. The coated hard tool according to claim 1, wherein the thickness of the surface coating film is 0.1 μm or more and 5.0 μm or less.

5. The method according to claim 1, wherein Ti or Cr having a thickness of 0.01 μm or more and 1.0 μm or less or a nitride of these metals is provided as an intermediate layer between the base material and the surface coating film. The coated hard tool according to crab.

The outermost surface layer on the surface of the surface coating layer _{_{_{_{Ti x Si y C a N b}}}} , includes (but x + y = 1,0.1 ≦ y ≦ 0.8, a + b = 1,0.1 ≦ a ≦ 0.6) The coated hard tool according to any one of claims 1 to 5, wherein

The base material is any one of a base material made of WC-based cemented carbide, cermet, high speed steel, ceramics, cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body, silicon nitride sintered body, aluminum oxide and titanium carbide. The coated hard tool according to claim 1, wherein the coated hard tool is provided.

The coated hard tool according to any one of claims 1 to 7, wherein the coated hard tool is a drill, an end mill, a milling and turning cutting edge exchangeable tip, a metal saw, a gear cutting tool, a reamer, or a tap.

The coated hard tool according to any one of claims 1 to 8, wherein the surface coating film is coated by a physical vapor deposition method.

10. The coated hard tool according to claim 9, wherein the surface coating film is coated by an arc type ion plating method.