JP4477308B2 - 切削工具インサート - Google Patents

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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、硬質の耐磨耗性被膜を蒸着させた超硬合金、サーメットまたはセラミックの基材を有する金属加工用の切削工具インサートに関する。この被膜は、基材に粘着結合してそれらの機能的部分の全てを覆う。この被膜は１層以上の耐熱層からなり、少なくとも１層が明瞭に集合組織化したアルファアルミナ（α−Ａｌ２Ｏ３）である。
【０００２】
【従来の技術】
種々のＡｌ２Ｏ３多形態における従来の蒸着工程は、核生成工程である。κ−Ａｌ２Ｏ３は、ｆｃｃ構造を有するＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、またはＴｉＣの｛１１１｝面上に制御した方法で成長させることができる。透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、次のエキタピシャル方位関係（００１）κ／／（１１１）ＴｉＸ；［００１］κ／／［１１１］ＴｉＸを有する立方晶のκ−Ａｌ２Ｏ３の稠密充填面（００１）の成長様式を確認した。準安定κ−Ａｌ２Ｏ３の化学蒸着法による成長の説明と様式が、初期に提案された（Y. Yoursdshahyan, C. Ruberto, M. Hslvarrsson, V. Langer, S. Ruppi, U. Rolander and B. I. Lundqvist, Theoritical Structure Determination of a Complex Material: Ａｌ２Ｏ３, J. Am. Ceram. Soc. 82(6)(1999)1365-1380）。
【０００３】
適切に核生成させた場合、κ−Ａｌ２Ｏ３層はかなりの厚み（＞１０μｍ）に成長させることができる。成長中のκ−Ａｌ２Ｏ３層に挿入された例えばＴｉＮの薄い層の上の再核生成によって、均一な厚みのκ−Ａｌ２Ｏ３層の成長を確実にすることができる。核生成が確実である場合、比較的低い蒸着温度（＜１，０００℃）での蒸着の際に、κ→α変態を回避することができる。金属の切削の際に、相変態が生じることが確認されている。相の安定性に加えて、多くの金属切削用途に選ばれるのには、好まれるのか幾つかの理由がある。初期に述べられていたように、α−Ａｌ２Ｏ３は、鋳鉄に対しては優れた耐磨耗性を示す（米国特許第５，１３７，７７４号）。さらに、α−Ａｌ２Ｏ３のように核生成しなかった層は、変態割れ及び変態応力のいずれも含まない。結果として、核生成したα−Ａｌ２Ｏ３は、相変態の結果として全体的或いは部分的に形成されたα−Ａｌ２Ｏ３よりも延性に富み、且つ欠陥組織によって限定された組成を有するκ−Ａｌ２Ｏ３よりさらに延性に富む。
【０００４】
しかしながら、安定なα−Ａｌ２Ｏ３相は、理想的なＣＶＤ温度で核生成させ且つ成長させることが、準安定なκ−Ａｌ２Ｏ３よりもさらに困難であることが判明した。米国特許第５，１３７，７７４号に示すようにＴｉ２Ｏ３表面及び（Ｔｉ、Ａｌ）（Ｃ、Ｏ）の結合相の上に核生成すること、または米国特許第５，６５４，０３５号に示すようにＣＯ／ＣＯ２混合物を用い酸化電位を制御することによって、α−Ａｌ２Ｏ３は、核生成することができることが実験的に確認された。これらの全ての取り組みの根底は、核生成がＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）またはＴｉ（Ｃ、Ｏ、Ｎ）の１１１面上で生じては成らないことであり、そうでなければκ−Ａｌ２Ｏ３が得られるということである。
【０００５】
従来技術の方法においてはかなり高い蒸着温度がα−Ａｌ２Ｏ３を蒸着するために使用されていることに注目する必要がある。多くの従来技術の製品のように核生成の制御が完全でないときは、生成されたα−Ａｌ２Ｏ３層が、κ−Ａｌ２Ｏ３→α−Ａｌ２Ｏ３相変態の結果として少なくとも部分的に形成される。これは特に厚い層を考慮した場合である。この種のα−Ａｌ２Ｏ３層は、変態割れを有する大きな粒を含む。これらの被膜は、核生成されたα−Ａｌ２Ｏ３を含むα−Ａｌ２Ｏ３被膜にくらべて、非常に低い機械的強度と延性をします。
【０００６】
工業的規模のα−Ａｌ２Ｏ３多形体の制御は、米国特許第５，１３７，７７４号を基にした商業的製品で１９９０年代の初期に達成された。この特許のその後の改良が、好ましい被膜集合組織を有するα−Ａｌ２Ｏ３を蒸着するために使用された。米国特許第５，６５４，０３５号には（０１２）方向に、及び米国特許第５，９８０，９８８号には（１１０）方向に、集合組織化されたアルミナ層が開示される。米国特許第５，８６３，６４０号には（０１２）、または（１０４）または（１１０）に沿う好ましい生長が記載されている。米国特許第６，３３３，１０３号は、（１０（１０））方向に沿うα−Ａｌ２Ｏ３の核生成及び生長を制御するための改良した方法を記載する。
【０００７】
【特許文献１】
米国特許第５，１３７，７７４号
【特許文献２】
米国特許第５，６５４，０３５号
【特許文献３】
米国特許第５，９８０，９８８号
【特許文献４】
米国特許第５，８６３，６４０号
【特許文献５】
米国特許第６，３３３，１０３号
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は新しく改良されたアルミナ層を提供することであり、α−Ａｌ２Ｏ３相は明瞭で十分に制御された（１１２）成長組織を有する核生成したα−Ａｌ２Ｏ３からなる。
【０００９】
【課題を解決するための手段および発明の実施の形態】
明瞭に十分に制御された（１１２）成長組織を有するα−Ａｌ２Ｏ３層は、ランダムな組織または（０１１）のような別の組織を有する従来技術より機能が優れるという驚くべきことが分かった。本発明にしたがう被膜は、変態応力が実質的に存在しなく、少ない転位密度と改良された切削特性とを有する柱状のα−Ａｌ２Ｏ３粒から成る。
【００１０】
明瞭な（０１２）組織が得ることができるように、α−Ａｌ２Ｏ３の核生成工程を制御する方法を明らかにした。本発明は、（０１２）ＴＣが優先的に存在するとともに、従来技術の被膜に典型的に見られた別の一般的なＴＣが存在しないことによって特徴付けられる。
【００１１】
この種のα−Ａｌ２Ｏ３は、中断切削、冷却剤を用いた旋削、特に冷却剤を用いた中断旋削のように、靭性が要求される鋼用途に使用することを特に意図する。別の用途領域は、鋳鉄であり、この種のアルミナ層の刃強度は、従来技術より優れている。
【００１２】
α−Ａｌ２Ｏ３が、従来のＣＶＤまたはＭＴＣＶＤ双方好ましくはＭＴＣＶＤにより達成できるＴｉ（Ｃ、Ｎ）上に蒸着される前に、幾つかの工程を必要とする。先ず、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）上に、米国特許第５，１３７，７７４号に開示される改良された結合相（この発明においてκ結合を引き合いにする）が蒸着され、Ａｌ濃度勾配の存在によって特徴付けられる。さらに、窒素ガスが、この結合相の蒸着の際に適用される。この層の表面のアルミナ含有粒は、米国特許第５，１３７，７７４号にしたがう結合相よりかなり多くて約３０％であり、且つこの結合相は明らかに窒素を含有する。この結合相の表面は、さらにアルミニウム含有量を増加させるためにＡｌＣｌ３／Ｈ２ガス混合物を使用した追加処理を受ける。この後に、注意深く制御した酸化処理がＣＯ２／Ｈ２ガス混合物を用いて実施される。この酸化工程は短くて、ＡｌＣｌ３／Ｈ２混合物を有する短い処理が続けられ、再び短い酸化工程が続けられる。この種の脈動処理（Ａｌ処理／酸化）は、α−Ａｌ２Ｏ３の好ましい核生成サイトを作り出す。結合相が改良された表面の上にアルミナ層の生長は、反応ガスを次の順にＣＩ、ＡｌＣｌ３、ＣＯ２順序付けすることによって開始する。この温度は好ましくは約１０００℃である。
【００１３】
本発明は、合計厚みが１０〜４０μｍ好ましくは１５〜２５μｍを有する被膜で少なくとも部分的に被覆され、少なくとも１層がアルファアルミナ層である１層以上の耐火層を含む基材から成る切削工具インサートに関する。このα−Ａｌ２Ｏ３層は、緻密で欠陥が存在しない。これは明瞭な（０１２）集合組織を有する注状の粒からできている。この柱状の粒は、幅０．５〜２．５μｍ、好ましくは０．５〜１．０（Ｓ＝２〜５μｍ）または１．５〜２．５（Ｓ＝５〜１５μ）で２〜１２好ましくは５〜９の長さ／幅の比を有する。Ｓはアルミナ層の合計厚みである。
【００１４】
本発明にしたがうα−Ａｌ２Ｏ３の集合組織係数ＴＣは、次のように決められる。すなわち、
TC(hkl)=[I(hkl)/IO(hkl)]{1/nΣ[I(hkl)/IO(hkl)]}-1
で示され、
I(hkl)＝(hkl)反射での測定強度
IO(hkl)＝JCPDSカード番号４６−１２１２にしたがう標準強度
n＝計算に使用した反射の数
使用した(hkl)：（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）
アルミナ層の集合組織は次のように決定される。
【００１５】
ＴＣ（０１２）＞１．８、ＴＣ（０２４）＞１．８、好ましくは２．５〜３．５であり、且つ同時にＴＣ（１０４）、ＴＣ（１１０）、ＴＣ（１１３）及びＴＣ（１１６）の全てが＜０．４、好ましくは＜０．３である。
【００１６】
各面０１２及び０２４の強度が関係付けられたことが注目される。
【００１７】
基材は、超硬合金、サーメット、セラミック、高速度鋼、または立方晶窒化ボロン（ＣＢＮ）のような硫化物材料、またはダイヤモンド好ましくは超硬合金またはＣＢＮのような硬質材料からなる。ここにおいてはＣＢＮに関しては、少なくとも４０ｖｏｌ％のＣＢＮを含有する切削工具材料を意味する。好ましい実施態様にいては、基材は結合相濃化表面領域を有する超硬合金である。
【００１８】
この被膜は、基体に隣接する第１の層を含み、第１の層がＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）、ＣＶＤのＴｉＮ、ＣＶＤのＴｉＣ、ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）、ＭＴＣＶＤのＺｒ（Ｃ、Ｎ）、ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｂ、Ｃ、Ｎ）、ＣＶＤのＨｆＮまたはそれらの組合せ、好ましくはＴｉ（ＣＢＮ）とそれらの組合せからなり且つ１〜２０μｍ好ましくは１〜１０μｍの厚みを有し、そして第１の層に隣接するα−Ａｌ２Ｏ３は、約１〜４０μｍ好ましくは１〜２０μｍ最も好ましくは１〜１０μｍの厚みを有する。好ましくは、基材と第１の層の間に＜３μｍ好ましくは０．５〜２μｍの厚みを有する中間層が存在する。
【００１９】
好ましい実施態様においては、α−Ａｌ２Ｏ３層は最外層である。
【００２０】
別の好ましい実施態様においては、α−Ａｌ２Ｏ３の上で、０．５〜３μｍ好ましくは０．５〜１．５μｍの厚みを有するＴｉ、Ｚｒ及びＨｆの１種以上を含む炭化物、窒化物、炭窒化物、及びカルボキシ窒化物の層が存在する。代わりに、この層は約１〜２０μｍ好ましくは２〜８μｍの厚みを有する。
【００２１】
さらに別の実施態様において、被膜は、α−Ａｌ２Ｏ３の上に０．５〜１０μｍ好ましくは１〜５μｍの厚みを有する好ましくはκ−Ａｌ２Ｏ３及び／またはγ−Ａｌ２Ｏ３の層を含む。
【００２２】
【実施例及び発明の効果】
実施例１
５．９％のＣＯと残部ＷＣの組成を有する超硬合金切削インサート（硬度約１６００ＨＶ）が、ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）の層で被覆された。このＭＴＣＶＤの層は約８μｍであった。この層の上に８μｍのα−Ａｌ２Ｏ３が、ａ）以下に規定する本発明にしたがい、且つｂ）従来技術にしたがい蒸着された。このインサートはＸＲＤを用いて調べられ、集合組織係数が決定された。表１に、本発明と従来技術との被膜の集合組織係数を示す。表から明らかなように、本発明にしたがい明瞭な（０１２）集合組織が得られる。
【００２３】
Figure 0004477308
【００２４】
Figure 0004477308
Figure 0004477308
実施例２
実施例１の被膜ａ）及びｂ）が、長さ方向の旋削における刃靭性に関して試験した。
【００２５】
工作物：環状の棒
材料：ＳＳ０１３０
インサート形式：ＳＮＵＮ
切削速度：４００ｍ／分
送り：０．４ｍｍ／回転
切り込み深さ：２．５ｍｍ
見解：乾式切削
インサートは２〜４分の切削後に検査した。表２から明らかなように、従来技術の製品の刃靭性は、被膜を本発明に従って処理した場合、かなり強化された。
【００２６】
Figure 0004477308
実施例３
本発明にしたがい生成された被膜は、ここでは競争業者Ｘと呼ぶ市場先導業者と比較した。この被膜はＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）とα−Ａｌ２Ｏ３から構成される。これらの競争業者の被膜に対する集合組織係数を決定するためにＸＲＤを用いた。競争業者Ｘからの二つのインサートは、ＸＲＤ用に無作為に選んだ。表３は、競争業者Ｘに対して得られたＴＣを示す。競争業者Ｘの被膜は（１１０）集合組織を示した。
【００２７】
Figure 0004477308
実施例４
競争業者Ｘからのインサートを、同一基材組成と同一被膜構造とを有する本発明にしたがい製造されたインサートと比較した。試験の前に、本発明にしたがい製造された双方のインサートはＸ線が当てられた。明瞭な（０１２）集合組織が確認された。
【００２８】
本発明にしたがい製造された二つのインサートは、ボールベアリング材料の面旋削における耐フランク磨耗性に関して、競争業者Ｘの二つのインサートと比較した。
【００２９】
工作物：環状の管（ボールベアリング）
材料：ＳＳ２２５８
インサート形式：ＷＮＭＧ０８０４１６
切削速度：５００ｍ／分
送り：０．５ｍｍ／回転
切り込み深さ：１．０ｍｍ
工具寿命基準：フランク摩耗＞０．３ｍｍ、各バリアントの三つの刃で試験した。
【００３０】
結果：工具寿命（分）
被膜１：２２（本発明）
被膜２：２３．５（本発明）
競争業者１：１５.５（従来技術）
競争業者２：１３（従来技術）
実施例５
約９０％の多結晶ＣＢＮを含む立方晶窒化ボロン（ＣＢＮ）インサートが、本発明に従って被覆し、且つ実施例１で検討した従来技術の被膜に従って被覆された。フェライトを含む鋼の切削加工において、被覆したＣＢＮインサートを、被覆されていないＣＢＮインサートと比較した。Ｂはフェライトに対してかなりの類似性を有し、且つ高速切削速度で拡散摩耗が生じることが分かった。
【００３１】
工作物：環状の棒
材料：ＳＳ０１３０
インサート形式：ＳＮＵＮ
切削速度：８６０ｍ／分
送り：０．４ｍｍ／回転
切り込み深さ：２．５ｍｍ
見解：乾式切削
Figure 0004477308

Claims (10)

  1. 少なくとも１層がアルミナ層である１層以上の耐熱層からなり、且つ合計厚みが１０〜４０μｍを有する被膜で少なくとも部分的に被覆された基材から成る切削インサートであって、
    前記アルミナ層が、
    ａ）ＴＣ（０１２）とＴＣ（０２４）との双方が＞１．８、及び
    ｂ）ＴＣ（１０４）、ＴＣ（１１０）、ＴＣ（１１３）及びＴＣ（１１６）の全てが＜０．４、
    の集合組織係数を有する柱状α−Ａｌ２Ｏ３粒からなり、
    集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）が、
    TC(hkl)=[I(hkl)/IO(hkl)]｛1/nΣ[I(hkl)/IO(hkl)]｝-1
    で示され、
    I(hkl)＝(hkl)反射での測定強度
    IO(hkl)＝JCPDSカード番号４６−１２１２にしたがう標準強度
    n＝計算に使用した反射の数
    使用した(hkl)：（０１２）、（１０４）、（１１０）、（１１３）、（０２４）、（１１６）
    であることを特徴とする切削インサート。
  2. 前記アルミナ層が、２〜１２の長さ／幅の比を有する柱状粒からなることを特徴とする請求項１記載の切削インサート。
  3. 前記基材が、超硬合金、ＣＢＮまたは焼結ＣＢＮ合金のいずれか一つからなる請求項１または２記載の切削インサート。
  4. 前記被膜が前記基体に隣接する第１の層を含み、前記第１の層がＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）、ＣＶＤのＴｉＮ、ＣＶＤのＴｉＣ、ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｃ、Ｎ）、ＭＴＣＶＤのＺｒ（Ｃ、Ｎ）、ＭＴＣＶＤのＴｉ（Ｂ、Ｃ、Ｎ）、ＣＶＤのＨｆＮ、それらの組み合せ、またはＴｉ（ＣＢＮ）とそれらの組合せからなり且つ１〜２０μｍの厚みを有し、且つ
    前記第１の層に隣接する前記α−Ａｌ２Ｏ３は、１〜４０μｍの厚みを有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の切削インサート。
  5. 前記α−Ａｌ２Ｏ３が、最外層であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の切削インサート。
  6. 前記α−Ａｌ２Ｏ３の上に、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆの１種以上を含む炭化物、窒化物、炭窒化物、及び炭酸窒化物の、０．５〜３μｍの厚みの層を更に有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の切削インサート。
  7. 前記α−Ａｌ２Ｏ３の上に、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆの１種以上を含む炭化物、窒化物、炭窒化物、及び炭酸窒化物の、１〜２０μｍの厚みの層を更に有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の切削インサート。
  8. 前記α−Ａｌ２Ｏ３の上に、κ−Ａｌ２Ｏ３またはγ−Ａｌ２Ｏ３ の、０．５〜１０μｍの厚みの層を更に有する請求項１〜５のいずれか１項に記載の切削インサート。
  9. 前記基材と前記第１の層との間のＴｉＮが、＜３μｍの厚みを有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の切削インサート。
  10. 前記基材が、バインダ相強化表面領域を備える超硬合金からなることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の切削インサート。
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