JP4257512B2 - 高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
この発明は、表面被覆層がすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、したがって特に鋼や鋳鉄などの切削加工を、一段と高い熱発生を伴う高速切削条件で行なった場合に、表面被覆層が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合金製切削工具(以下、被覆超硬工具という)に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
一般に、被覆超硬工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、また前記スローアウエイチップを着脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具などが知られている。
【0003】
また、被覆超硬工具として、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)基超硬合金で構成された超硬基体の表面に、
(a)表面潤滑層として、0.2〜3μmの平均層厚を有する酸化ジルコニウム(以下、ZrO2で示す)層、
(b)耐摩耗硬質層として、0.8〜8μmの平均層厚を有し、かつ組成式:(Al1-X TiX )(ただし、原子比で、Xは0.35〜0.60を示す)、を満足するAlとTiの複合窒化物[以下、(Al,Ti)Nで示す]層、
以上(a)および(b)からなる表面被覆層を物理蒸着してなる被覆超硬工具が知られており、前記表面被覆層においては、これを構成する前記(Al,Ti)N層が、Alの作用で高温硬さと耐熱性、Tiの作用で高温強度を有することから、前記表面被覆層全体としてすぐれた高温硬さおよび耐熱性と、さらにすぐれた高温強度を具備することになり、したがって、前記表面被覆層を物理蒸着してなる被覆超硬工具は、各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削で、すぐれた耐摩耗性を発揮することも知られている(例えば特許文献1参照)。
【0004】
さらに、上記の被覆超硬工具が、例えば図2に概略説明図で示される通常の物理蒸着装置に上記の超硬基体を装入し、ヒータで装置内を、例えば500℃の温度に加熱した状態で、それぞれカソード電極(蒸発源)として並列設置された、所定組成を有するAl−Ti合金と金属Zrのうち、まず前記Al−Ti合金とアノード電極との間に、例えば電流:100Aの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、例えば3Paの反応雰囲気とし、一方上記超硬基体には、例えば−100V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、表面被覆層の耐摩耗硬質層として上記(Al,Ti)N層を蒸着し、ついで前記Al−Ti合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、装置内に導入する反応ガスをArと酸素の混合ガスに切り替えて装置内を3Paの酸素雰囲気とすると共に、カソード電極である前記金属Zrとアノード電極との間で、例えばスパッタ出力:4kWの条件でスパッタリングを行ない、ZrO2層を表面被覆層の表面潤滑層として蒸着形成することにより製造されることも知られている。
【0005】
【特許文献1】
特開2000−233324号公報
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、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、これを通常の切削条件で用いた場合には問題はないが、これを一段と高い発熱を伴なう高速切削条件で用いた場合には、表面被覆層の耐摩耗硬質層である上記(Al,Ti)N層の具備する高温硬さおよび耐熱性が不十分であるために熱塑性変形を起し易く、このように表面被覆層が熱塑性変形を起こすと、摩耗が偏摩耗形態をとるようになり、この結果切刃部の摩耗が促進し、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【0007】
【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、特に各種の鋼や鋳鉄などの高速切削加工で、表面被覆層に熱塑性変形の発生なく、長期に亘って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、上記の従来被覆超硬工具を構成する表面被覆層に着目し、研究を行った結果、
(A)(a)上記の図2に示される物理蒸着装置を用いて形成された従来被覆超硬工具を構成する表面被覆層のうちの(Al,Ti)N層は、層厚全体に亘って均質な高温硬さと耐熱性、および高温強度を有するが、例えば図1(a)に概略平面図で、同(b)に概略正面図で示される構造のアークイオンプレーティング装置(以下、AIP装置と略記する)とスパッタリング装置(以下、SP装置と略記する)が共存の蒸着装置、すなわち装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設け、前記回転テーブルを挟んで、一方側に上記の従来(Al,Ti)N層の形成にカソード電極(蒸発源)として用いられたAl−Ti合金に相当するAl−Ti合金、他方側に相対的にTi含有量の低いAl−Ti合金をいずれもカソード電極(蒸発源)として対向配置し、さらに金属Zrも配置した蒸着装置を用い、この装置の前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、蒸着形成される表面被覆層の層厚均一化を図る目的で超硬基体自体も自転させながら、前記回転テーブルの両側に対向配置したカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に(Al,Ti)N層を形成すると、この結果の(Al,Ti)N層においては、回転テーブル上にリング状に配置された前記超硬基体が上記の一方側の相対的にTi含有量の高いAl−Ti合金のカソード電極(蒸発源)に最も接近した時点で層中にAl最低含有点が形成され、また前記超硬基体が上記の他方側の相対的にTi含有量の低いAl−Ti合金のカソード電極に最も接近した時点で層中にAl最高含有点が形成され、上記回転テーブルの回転によって層中には層厚方向にそって前記Al最低含有点とAl最高含有点が所定間隔をもって交互に繰り返し現れると共に、前記Al最低含有点から前記Al最高含有点、前記Al最高含有点から前記Al最低含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造をもつようになること。
【0008】
(b)上記(a)の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の(Al,Ti)N層において、例えば対向配置のカソード電極(蒸発源)のそれぞれの組成を調製すると共に、超硬基体が装着されている回転テーブルの回転速度を制御して、
上記Al最低含有点が、組成式:(Al1-X TiX )N(ただし、原子比で、Xは0.35〜0.60を示す)、
上記Al最高含有点が、組成式:(Al1-Y TiY )N(ただし、原子比で、Yは0.05〜0.30を示す)、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Al最低含有点とAl最高含有点の厚さ方向の間隔を0.01〜0.1μmとすると、
上記Al最高含有点部分では、上記の従来(Al,Ti)N層に比してAl含有量が相対的に高くなることから、より一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、一方上記Al最低含有点部分は、上記従来(Al,Ti)N層と同等の組成、すなわち前記Al最高含有点部分に比して相対的にAl含有量が低く、Ti含有量の高い組成をもつので、相対的に高い高温強度を保持し、かつこれらAl最低含有点とAl最高含有点の間隔をきわめて小さくしたことから、層全体の特性として高温強度を保持した状態で、一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有するようになり、この結果耐熱塑性変形性の一段の向上が図られるようになること。
【0009】
(B)さらに、上記(a)および(b)の繰り返し連続変化成分濃度分布構造の(Al,Ti)N層を0.8〜8μmの平均層厚で耐摩耗硬質層として蒸着形成し、これに重ねて、上記の通り従来表面被覆層の表面潤滑層として用いられているZrO2層を0.2〜3μmの平均層厚で蒸着形成すると、この結果の表面被覆層では、耐摩耗硬質層である上記繰り返し連続変化成分濃度分布構造の(Al,Ti)N層が上記従来(Al,Ti)N層に比して一段とすぐれた高温硬さと耐熱性を有し、この結果耐熱塑性変形性が一段と向上したものになることから、前記表面潤滑層であるZrO2層の有するすぐれた高温潤滑性と相俟って、かかる表面被覆層を形成してなる被覆超硬工具は、各種の鋼や鋳鉄などの切削に際して、一段と高い発熱を伴なう高速切削に用いた場合にも、前記表面被覆層に摩耗促進の原因となる偏摩耗の発生が防止され、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
以上(A)および(B)に示される研究結果を得たのである。
【0010】
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、AIP装置とSP装置を備え、装置中央部に超硬基体装着用回転テーブルを設けた蒸着装置を用い、
(a)上記回転テーブルを挟んで、上記AIP装置のカソード電極(蒸発源)を両側に対向配置し、一方側のカソード電極(蒸発源)としてAl最高含有点形成用Al−Ti合金、他方側のカソード電極(蒸発源)としてAl最低含有点形成用Al−Ti合金をそれぞれ配置し、前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置にテーブルの外周部に沿って複数の超硬基体をリング状に装着し、この状態で蒸着装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、前記超硬基体自体も自転させながら、前記の両側のカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に蒸着してなる、0.8〜8μmの平均層厚を有し、
層厚方向にそって、Al最高含有点とAl最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Al最高含有点から前記Al最低含有点、前記Al最低含有点から前記Al最高含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Al最低含有点が、組成式:(Al1- XTiX)N(ただし、原子比で、Xは0.35〜0.60を示す)、
上記Al最高含有点が、組成式:(Al1- YTiY)N(ただし、原子比で、Yは0.05〜0.30を示す)、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Al最低含有点とAl最高含有点の間隔が、0.01〜0.1μmである、(Al,Ti)N層からなる耐摩耗硬質層、
(b)蒸着装置内雰囲気を酸素とArの混合ガス雰囲気として上記回転テーブルを回転させると共に、前記回転テーブル上に同じくリング状に装着した上記超硬基体自体も自転させながら、前記回転テーブルに面して配置した上記SP装置のカソード電極(蒸発源)である金属Zrとアノード電極との間でスパッタリングを行い、前記回転テーブル上の前記超硬基体表面に蒸着形成した上記耐摩耗硬質層に重ねて蒸着してなる、0.2〜3μmの平均層厚を有するZrO2層からなる表面潤滑層、
以上(a)および(b)からなる表面被覆層を蒸着形成してなる、高速切削加工で表面被覆層が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。
【0011】
つぎに、この発明の被覆超硬工具において、これを構成する表面被覆層の構成を上記の通りに限定した理由を説明する。
(a)耐摩耗硬質層におけるAl最高含有点の組成
Al最高含有点の(Al,Ti)NにおけるAl成分には高温硬さと耐熱性を向上させ、一方同Ti成分には、高温強度を向上させる作用があるので、前記Al最高含有点では相対的にTi含有量を低くし、Al含有量を高くして、相対的に高温硬さと耐熱性を向上させて、高速切削で発生する高熱にも塑性変形しないすぐれた高温硬さと耐熱性を具備せしめ、熱塑性変形が原因の偏摩耗を防止するようにしたものであるが、Tiの割合を示すY値がAlとの合量に占める割合(原子比、以下同じ)で0.05未満になると、相対的にAlの割合が多くなり過ぎて、相対的に高い高温強度を有するAl最低含有点が隣接して存在しても層自体の高温強度の低下は避けられず、この結果切刃部にチッピングなどが発生し易くなり、一方Tiの割合を示すY値が同0.30を越えると、相対的にAlの割合が少なくなり過ぎて、高速切削で熱塑性変形の発生を抑制するに足る十分な高温硬さと耐熱性を確保することができなくなることから、Y値を0.05〜0.30と定めた。
【0012】
(b)耐摩耗硬質層におけるAl最低含有点の組成
上記の通りAl最高含有点は高温硬さと耐熱性のすぐれたものであるが、反面高温強度の劣るものであるため、このAl最高含有点の高温強度不足を補う目的で、上記の従来(Al,Ti)N層と同等の組成、すなわち相対的にTi含有割合が高く、一方Al含有量が低く、これによって相対的に高い高温強度を有するようになるAl最低含有点を厚さ方向に交互に介在させるものであり、したがってTiの割合を示すX値がAlとの合量に占める割合で0.35未満では、所望の高温強度を確保することができず、この場合切刃部にチッピングの発生が避けられず、一方同X値が0.60を越えると、Alに対するTiの割合が多くなり過ぎて、Al最低含有点の高温硬さと耐熱性が不十分となり、熱塑性変形発生の原因となることから、Al最低含有点でのTiの割合を示すX値を0.35〜0.60と定めた。
【0013】
(c)耐摩耗硬質層におけるAl最高含有点とAl最低含有点間の間隔
その間隔が0.01μm未満ではそれぞれの点を上記の組成で明確に形成することが困難であり、この結果耐摩耗硬質層に一段とすぐれた高温硬さと耐熱性、さらに高温強度を確保することができなくなり、またその間隔が0.1μmを越えるとそれぞれの点がもつ欠点、すなわちAl最高含有点であれば高温強度不足、Al最低含有点であれば高温硬さおよび耐熱性不足が層内に局部的に現れ、これが原因で切刃にチッピングが発生し易くなったり、熱塑性変形が原因の偏摩耗が発生し易くなることから、その間隔を0.01〜0.1μmと定めた。
【0014】
(d)耐摩耗硬質層の平均層厚
その平均層厚が0.8μm未満では、表面被覆層に上記耐摩耗硬質層のもつすぐれた高温硬さと耐熱性を十分に付与せしめることができず、この結果切刃部に摩耗促進の原因となる偏摩耗が発生し易くなり、またその平均層厚が8μmを越えると、切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を0.8〜8μmと定めた。
【0015】
(e)表面潤滑層の平均層厚
表面被覆層は、上記の通り耐摩耗硬質層のもつすぐれた高温硬さおよび耐熱性と、表面潤滑層であるZrO2層のもつすぐれた高温潤滑性によって、高い発熱を伴なう高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮するようになるものであるが、その平均層厚が0.2μm未満では、所望の潤滑性向上効果を長期に亘って確保することができず、一方その平均層厚が3μmを越えると切刃部にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を0.2〜3μmと定めた。
【0016】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の被覆超硬工具を実施例により具体的に説明する。
(実施例1)
原料粉末として、いずれも1〜3μmの平均粒径を有するWC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3 C2 粉末、TiN粉末、TaN粉末、およびCo粉末を用意し、これら原料粉末を、表1に示される配合組成に配合し、ボールミルで72時間湿式混合し、乾燥した後、100MPa の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を6Paの真空中、温度:1400℃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・CNMG120408のチップ形状をもったWC基超硬合金製の超硬基体A−1〜A−10を形成した。
【0017】
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、Mo2 C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末、およびNi粉末を用意し、これら原料粉末を、表2に示される配合組成に配合し、ボールミルで24時間湿式混合し、乾燥した後、100MPaの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を2kPa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・CNMG120408のチップ形状をもったTiCN系サーメット製の超硬基体B−1〜B−6を形成した。
【0018】
ついで、上記の超硬基体A−1〜A−10およびB−1〜B−6のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図1に示される蒸着装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着し、表面被覆層の耐摩耗硬質層形成に、一方側のAIP装置のカソード電極(蒸発源)として、種々の成分組成をもったAl最高含有点形成用Al−Ti合金、他方側の同じくAIP装置のカソード電極(蒸発源)として、種々の成分組成をもったAl最低含有点形成用Al−Ti合金を前記回転テーブルを挟んで対向配置し、さらに同じくSP装置のカソード電極として表面潤滑層形成用金属Zr、およびボンバード洗浄用金属TiもAIP装置のカソード電極(蒸発源)として装着し、まず装置内を排気して0.5Pa以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を500℃に加熱した後、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−1000Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記金属Tiとアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をTiボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して2Paの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する超硬基体に−100Vの直流バイアス電圧を印加し、かつそれぞれのカソード電極(前記Al最高含有点形成用Al−Ti合金およびAl最低含有点形成用Al−Ti合金)とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、層厚方向に沿って表3,4に示される目標組成のAl最高含有点とAl最低含有点とが交互に同じく表3,4に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Al最低含有点から前記Al最高含有点、前記Al最高含有点から前記Al最低含有点へAlおよびTiの含有割合が連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表3,4に示される目標層厚の(Al,Ti)N層を表面被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで上記のAl最高含有点形成用Al−Ti合金およびAl最低含有点形成用Al−Ti合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、装置内に導入する反応ガスを酸素とArの混合ガス(容量比で、酸素/Ar=1/10)に切り替えて、装置内を2Paの反応雰囲気とすると共に、カソード電極である前記金属Zrとアノード電極との間で、スパッタ出力:4kWの条件でスパッタリングを行ない、同じく表3,4に示される目標層厚のZrO2層を表面被覆層の表面潤滑層として蒸着することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ(以下、本発明被覆チップと云う)1〜16をそれぞれ製造した。
【0019】
また、比較の目的で、これら超硬基体A−1〜A−10およびB−1〜B−6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に示される蒸着装置に装入し、一方側のAIP装置のカソード電極(蒸発源)として種々の成分組成をもったAl−Ti合金(一方側のみ)を装着し、さらにSP装置のカソード電極として表面潤滑層形成用金属Zr、およびボンバード洗浄用金属TiもAIP装置のカソード電極(蒸発源)として装着し、まず、装置内を排気して0.5Pa以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を500℃に加熱した後、前記超硬基体に−1000Vの直流バイアス電圧を印加し、かつカソード電極の前記金属Tiとアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をTiボンバード洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して2Paの反応雰囲気とすると共に、回転テーブル上で自転しながら回転する前記超硬基体に−100Vの直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Al−Ti合金のカソード電極とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体A−1〜A−10およびB−1〜B−6のそれぞれの表面に、表5に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない(Al,Ti)N層を表面被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、ついで前記Al−Ti合金のカソード電極とアノード電極との間のアーク放電を停止し、装置内に導入する反応ガスを酸素とArの混合ガス(容量比で、酸素/Ar=1/10)に切り替えて、同じく装置内を2Paの反応雰囲気とすると共に、SP装置のカソード電極である前記用金属Zrとアノード電極との間で、同じくスパッタ出力:4kWの条件でスパッタリングを行ない、前記(Al,Ti)N層に重ねて、同じく表5に示される目標層厚のZrO2層を硬質被覆層の表面潤滑層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬合金製スローアウエイチップ(以下、比較被覆チップと云う)1〜16をそれぞれ製造した。
【0020】
つぎに、上記の各種の被覆チップを、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、本発明被覆チップ1〜16および比較被覆チップ1〜16について、
被削材:JIS・SNCM439の丸棒、
切削速度:350m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り:0.2mm/rev.、
切削時間:8分、
の条件での合金鋼の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は250m/min.)、
被削材:JIS・S50Cの長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度:300m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り:0.25mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件での炭素鋼の乾式断続高速切削加工試験(通常の切削速度は200m/min.)、
被削材:JIS・FC250の丸棒、
切削速度:300m/min.、
切り込み:1.5mm、
送り:0.2mm/rev.、
切削時間:10分、
の条件での鋳鉄の乾式連続高速切削加工試験(通常の切削速度は200m/min.)を行い、いずれの切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表6に示した。
【0021】
【表1】
【0022】
【表2】
【0023】
【表3】
【0024】
【表4】
【0025】
【表5】
【0026】
【表6】
【0027】
(実施例2)
原料粉末として、平均粒径:5.5μmを有する中粗粒WC粉末、同0.8μmの微粒WC粉末、同1.3μmのTaC粉末、同1.2μmのNbC粉末、同1.2μmのZrC粉末、同2.3μmのCr3C2粉末、同1.5μmのVC粉末、同1.0μmの(Ti,W)C(質量比で、Ti/W=50/50)粉末、および同1.8μmのCo粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表7に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で24時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、100MPaの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、6Paの真空雰囲気中、7℃/分の昇温速度で1370〜1470℃の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に1時間保持後、炉冷の条件で焼結して、直径が8mm、13mm、および26mmの3種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の3種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表8に示される組合せで、切刃部の直径×長さがそれぞれ6mm×13mm、10mm×22mm、および20mm×45mmの寸法、並びにいずれもねじれ角30度の4枚刃スクエア形状をもったWC基超硬合金製の超硬基体(エンドミル)C−1〜C−8をそれぞれ製造した。
【0028】
ついで、これらの超硬基体(エンドミル)C−1〜C−8の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図1に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、層厚方向に沿って表9に示される目標組成のAl最高含有点とAl最低含有点とが交互に同じく表8に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Al最低含有点から前記Al最高含有点、前記Al最高含有点から前記Al最低含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、同じく表8に示される目標層厚の(Al,Ti)N層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表8に示される目標層厚のZrO2層からなる表面潤滑層を表面被覆層として蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製エンドミル(以下、本発明被覆エンドミルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
【0029】
また、比較の目的で、上記の超硬基体(エンドミル)C−1〜C−8の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図1に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1におけると同一の条件で、表9に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない(Al,Ti)N層からなる耐摩耗硬質層を表面被覆層として蒸着形成し、さらに同じく表9に示される目標層厚のZrO2層を表面被覆層の表面潤滑層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬合金製エンドミル(以下、比較被覆エンドミルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
【0030】
つぎに、上記本発明被覆エンドミル1〜8および比較被覆エンドミル1〜8のうち、本発明被覆エンドミル1〜3および比較被覆エンドミル1〜3については、
被削材:平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・S45Cの板材、
切削速度:200m/min.、
溝深さ(切り込み):2mm、
テーブル送り:900mm/分、
の条件での炭素鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)、本発明被覆エンドミル4〜6および比較被覆エンドミル4〜6については、
被削材:平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・FC300の板材、
切削速度:250m/min.、
溝深さ(切り込み):3mm、
テーブル送り:1100mm/分、
の条件での鋳鉄の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)、本発明被覆エンドミル7,8および比較被覆エンドミル7,8については、
被削材:平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・SCM440の板材、
切削速度:250m/min.、
溝深さ(切り込み):7mm、
テーブル送り:600mm/分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝切削加工試験(通常の切削速度は100m/min.)をそれぞれ行い、いずれの溝切削加工試験でも切刃部の外周刃の逃げ面摩耗幅が使用寿命の目安とされる0.1mmに至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表8,9にそれぞれ示した。
【0031】
【表7】
【0032】
【表8】
【0033】
【表9】
【0034】
(実施例3)
上記の実施例2で製造した直径が8mm(超硬基体C−1〜C−3形成用)、13mm(超硬基体C−4〜C−6形成用)、および26mm(超硬基体C−7、C−8形成用)の3種の丸棒焼結体を用い、この3種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ4mm×13mm(超硬基体D−1〜D−3)、8mm×22mm(超硬基体D−4〜D−6)、および16mm×45mm(超硬基体D−7、D−8)の寸法、並びにいずれもねじれ角30度の2枚刃形状をもったWC基超硬合金製の超硬基体(ドリル)D−1〜D−8をそれぞれ製造した。
【0035】
ついで、これらの超硬基体(ドリル)D−1〜D−8の切刃に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図1に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、層厚方向に沿って表10に示される目標組成のAl最高含有点とAl最低含有点とが交互に同じく表10に示される目標間隔で繰り返し存在し、かつ前記Al最低含有点から前記Al最高含有点、前記Al最高含有点から前記Al最低含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、かつ同じく表10に示される目標層厚の(Al,Ti)N層からなる耐摩耗硬質層と、同じく表10に示される目標層厚のZrO2層からなる表面潤滑層で構成された表面被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆超硬工具としての本発明表面被覆超硬合金製ドリル(以下、本発明被覆ドリルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
【0036】
また、比較の目的で、上記の超硬基体(ドリル)D−1〜D−8の表面に、ホーニングを施し、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図1に示される蒸着装置に装入し、上記実施例1と同一の条件で、表11に示される目標組成および目標層厚を有し、かつ層厚方向に沿って実質的に組成変化のない(Al,Ti)N層を表面被覆層の耐摩耗硬質層として蒸着形成し、さらに同じく表11に示される目標層厚のZrO2層を表面被覆層の表面潤滑層として蒸着形成することにより、比較被覆超硬工具としての比較表面被覆超硬合金製ドリル(以下、比較被覆ドリルと云う)1〜8をそれぞれ製造した。
【0037】
つぎに、上記本発明被覆ドリル1〜8および比較被覆ドリル1〜8のうち、本発明被覆ドリル1〜3および比較被覆ドリル1〜3については、
被削材:平面寸法:100mm×250、厚さ:50mmのJIS・FC250の板材、
切削速度:120m/min.、
送り:0.14mm/rev、
穴深さ:8mm、
の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は70m/min.)、本発明被覆ドリル4〜6および比較被覆ドリル4〜6については、
被削材:平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・S55Cの板材、
切削速度:140m/min.、
送り:0.22mm/rev、
穴深さ:16mm、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は80m/min.)、本発明被覆ドリル7,8および比較被覆ドリル7,8については、
被削材:平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・SCM435の板材、
切削速度:80m/min.、
送り:0.25mm/rev、
穴深さ:32mm、
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ切削加工試験(通常の切削速度は40m/min.)、をそれぞれ行い、いずれの湿式高速穴あけ切削加工試験(水溶性切削油使用)でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が0.3mmに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表10,11にそれぞれ示した。
【0038】
【表10】
【0039】
【表11】
【0040】
この結果得られた本発明被覆超硬工具としての本発明被覆チップ1〜16、本発明被覆エンドミル1〜8、および本発明被覆ドリル1〜8の表面被覆層を構成する耐摩耗硬質層におけるAl最低含有点とAl最高含有点の組成、並びに比較被覆超硬工具としての比較被覆チップ1〜16、比較被覆エンドミル1〜8、および比較被覆ドリル1〜8の表面被覆層の耐摩耗硬質層について、厚さ方向に沿ってAlおよびTiの含有量を透過型電子顕微鏡を用いてのエネルギー分散型X線分析法により測定したところ、前記本発明被覆超硬工具の表面被覆層では、Al最低含有点とAl最高含有点とがそれぞれ目標値と実質的に同じ組成および間隔で交互に繰り返し存在し、かつ前記Al最低含有点から前記Al最高含有点、前記Al最高含有点から前記Al最低含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有することが確認され、一方前記比較被覆超硬工具の表面被覆層を構成する(Al,Ti)N層では厚さ方向に沿って組成変化が見られなかったが、目標組成と実質的に同じ組成を示した。
また、上記の耐摩耗硬質層および表面潤滑層の層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定(5ヶ所測定)したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値(5ヶ所測定の平均値)を示した。
【0041】
【発明の効果】
表3〜11に示される結果から、表面被覆層の耐摩耗硬質層を構成する(Al,Ti)N層が、層厚方向にAl最高含有点とAl最低含有点とが交互に所定間隔をおいて繰り返し存在し、かつ前記Al最低含有点から前記Al最高含有点、前記Al最高含有点から前記Al最低含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有する本発明被覆超硬工具は、いずれも各種の鋼や鋳鉄の切削加工を高い発熱伴なう高速切削条件で行っても、前記表面被覆層の前記耐摩耗硬質層の成分濃度分布構造がもたらす一段とすぐれた高温硬さと耐熱性によって表面被覆層自体が一段とすぐれた耐熱塑性変形性を示し、この結果偏摩耗の発生なく、摩耗が正常摩耗形態をとるようになることから、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するのに対して、表面被覆層の耐摩耗硬質層が層厚方向に沿って実質的に組成変化のない(Al,Ti)N層で構成された比較被覆超硬工具においては、高速切削では前記耐摩耗硬質層の高温硬さおよび耐熱性不足が原因で前記表面被覆層に熱塑性変形が発生し、この結果偏摩耗形態をとり、摩耗進行が促進するようになることから、いずれも比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆超硬工具は、特に各種の鋼や鋳鉄などの通常の切削条件は勿論のこと、高速切削加工であっても、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するものであるから、切削加工装置の高性能化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図1】被覆超硬工具を構成する表面被覆層を形成するのに用いた蒸着装置を示し、(a)は概略平面図、(b)は概略正面図である。
【図2】通常の物理蒸着装置の概略説明図である。
Claims (1)
- アークイオンプレーティング装置とスパッタリング装置を備え、装置中央部に炭化タングステン基超硬合金および炭窒化チタン系サーメットのいずれか、または両方からなる超硬基体の装着用回転テーブルを設けた蒸着装置を用い、
(a)上記回転テーブルを挟んで、上記アークイオンプレーティング装置のカソード電極(蒸発源)を両側に対向配置し、一方側のカソード電極(蒸発源)としてAl最高含有点形成用Al−Ti合金、他方側のカソード電極(蒸発源)としてAl最低含有点形成用Al−Ti合金をそれぞれ配置し、前記回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置にテーブルの外周部に沿って複数の上記超硬基体をリング状に装着し、この状態で蒸着装置内雰囲気を窒素雰囲気として前記回転テーブルを回転させると共に、前記超硬基体自体も自転させながら、前記の両側のカソード電極(蒸発源)とアノード電極との間にアーク放電を発生させて、前記超硬基体の表面に蒸着してなる、0.8〜8μmの平均層厚を有し、
層厚方向にそって、Al最高含有点とAl最低含有点とが所定間隔をおいて交互に繰り返し存在し、かつ前記Al最高含有点から前記Al最低含有点、前記Al最低含有点から前記Al最高含有点へAlおよびTiの含有割合がそれぞれ連続的に変化する成分濃度分布構造を有し、
さらに、上記Al最低含有点が、組成式:(Al1- XTiX)N(ただし、原子比で、Xは0.35〜0.60を示す)、
上記Al最高含有点が、組成式:(Al1- YTiY)N(ただし、原子比で、Yは0.05〜0.30を示す)、
をそれぞれ満足し、かつ隣り合う上記Al最低含有点とAl最高含有点の間隔が、0.01〜0.1μmである、AlとTiの複合窒化物層からなる耐摩耗硬質層、
(b)蒸着装置内雰囲気を酸素とArの混合ガス雰囲気として上記回転テーブルを回転させると共に、前記回転テーブル上に同じくリング状に装着した上記超硬基体自体も自転させながら、前記回転テーブルに面して配置した上記スパッタリング装置のカソード電極(蒸発源)である金属Zrとアノード電極との間でスパッタリングを行い、前記回転テーブル上の前記超硬基体表面に蒸着形成した上記耐摩耗硬質層に重ねて蒸着してなる、0.2〜3μmの平均層厚を有する酸化ジルコニウムからなる表面潤滑層、
以上(a)および(b)からなる表面被覆層を蒸着形成してなる、高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具。
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