JP4711107B2 - 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 - Google Patents
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Description
(a)下部層として、0.5〜10μmの平均層厚を有し、かつ、組成式:(Ti1−XAlX)N(ただし、原子比で、Xは0.40〜0.60を示す)、
を満足するTiとAlの複合窒化物[以下、(Ti,Al)Nで示す]層、
(b)上部層として、蒸着形成した状態でα型の結晶構造を有し、かつ、0.5〜10μmの平均層厚を有する蒸着α型酸化アルミニウム(以下、Al2O3で示す)層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる被覆BN系工具が知られており、この被覆BN系工具が、例えば各種の鋼や鋳鉄などの連続切削や断続切削に用いられていることも知られている。
(a)硬質被覆層の従来下部層としての(Ti,Al)N層は構成成分であるTiにより相対的に高い高温強度を有し、すぐれた耐衝撃性を示すものの、Alによる高温硬さおよび耐熱性の向上効果が不十分であるために、高い熱発生を伴なう高速切削では偏摩耗の原因となる熱塑性変形を起し易いが、これにY(イットリウム)成分を含有させて、
組成式:[Ti1−(X+Z)AlXYZ]N(ただし、原子比で、Xは0.40〜0.60、Zは0.005〜0.05を示す)、
を満足するTiとAlとYの複合窒化物[以下、(Ti,Al,Y)Nで示す]層で前記下部層を構成すると、前記(Ti,Al,Y)N層におけるY成分はAlとの共存において下部層の高温硬さを著しく向上させるので、下部層が高温に加熱されても熱塑性変形することがなくなり、さらに前記Y成分には後工程の蒸着Al2O3層の加熱変態処理での前記下部層である(Ti,Al,Y)N層のTiNおよびAlNなどヘの加熱分解を抑制し、もって、前記下部層を加熱変態処理後も安定した複合窒化物層、すなわち(Ti,Al,Y)N層として存在させる作用があること。
反応ガス組成:体積%で、TiCl4:0.2〜3%、CO2:0.2〜10%、Ar:5〜50%、H2:残り、
反応雰囲気温度:800〜1100℃、
反応雰囲気圧力:4〜70kPa、
時間:15〜60分、
の条件で処理して、前記蒸着κ型またはθ型Al2O3層の表面に、酸化チタン(以下、TiOXで示す)層を0.05〜1μmの平均層厚で形成し、この状態で、上記(c)の条件での加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造のAl2O3層をα型結晶構造のAl2O3層に変態させると、前記変態前のAl2O3層の表面に形成したTiOX 層が、前記変態がAl2O3層の表面全面に亘って同時的に開始するように作用し、経時的にAl2O3層の表面部から内部に進行する変態形態をとるようになることから、前記Al2O3層のκ型またはθ型の結晶構造からα型結晶構造への変態による体積収縮に伴なって発生する割れは、きわめて微細に、かつ層全体に亘って一様に分散分布した状態となるほか、変態後のAl2O3層における結晶配向も変態前のκ型またはθ型Al2O3層のもつ結晶配向と同等、あるいは結晶配向に変化があってもきわめて小さなものとなり、この結果形成された加熱変態α型Al2O3層は、α型結晶構造のもつすぐれた高温硬さと耐熱性と共に、加熱変態前のκ型またはθ型Al2O3層のもつ高温強度と同等のすぐれた高温強度を具備するようになり、したがって、硬質被覆層の上部層が前記加熱変態α型Al2O3層、下部層が上記(Ti,Al,Y)N層で構成された被覆BN系工具においては、特に発熱が高く、かつ激しい熱的機械的衝撃を伴なう高硬度鋼の高速断続切削加工でも前記加熱変態α型Al2O3層が、すぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、すぐれた高温強度を有することから、Ti成分による高温強度と、AlとY成分によるすぐれた高温硬さを有する前記(Ti,Al,Y)N層との共存と相俟って、硬質被覆層に高温加熱による熱塑性変形の発生もなく、かつ、硬質被覆層に熱的機械的衝撃によるチッピングの発生もなく、長期に亘ってすぐれた耐摩耗性を示すようになること。
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図1(a),(b)に概略説明図で示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフを作成した場合、前記従来の蒸着α型Al2O3層は、図3に例示される通り、(0001)面の測定傾斜角の分布が0〜45度の範囲内で不偏的な傾斜角度数分布グラフを示すのに対して、前記加熱変態α型Al2O3層は、図2に例示される通り、傾斜角区分の特定位置にシャープな最高ピークが現れ、このシャープな最高ピークは、TiOX層の平均層厚を変化させることによりグラフ横軸の傾斜角区分に現れる位置および高さが変わること。
以上(a)〜(f)に示される研究結果を得たのである。
(a)下部層として、0.5〜10μmの平均層厚を有し、かつ、
組成式:[Ti1−(X+Z)AlXYZ]N(ただし、原子比で、Xは0.40〜0.60、Zは0.005〜0.05を示す)、
を満足する(Ti,Al,Y)N層、
(b)上部層として、蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造および0.5〜10μmの平均層厚を有するAl2O3層の表面に、TiOX 層を0.05〜1μmの平均層厚で蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有するAl2O3層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す加熱変態α型Al2O3層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる、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被覆BN系工具に特徴を有するものである。
(a)(Ti,Al,Y)N層(下部層)
(Ti,Al,Y)N層において、上記の通りTiには高温強度を向上させ、Alには高温硬さおよび耐熱性を向上させ、さらにYにはAlとの共存において、一段と高温硬さを向上させて、熱塑性変形を抑制するほか、Al2O3層の加熱変態処理で(Ti,Al,Y)N層が分解反応を起こすのを防止し、もって、すぐれた耐チッピング性を保持した状態で、耐熱塑性変形性を向上させる作用があり、したがってAlの含有割合を示すX値がTiとYの合量に占める割合で0.40未満になると、高い発熱を伴なう高硬度鋼の高速切削では、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、一方前記X値が0.60を越えると、高温強度が急激に低下し、チッピングが発生し易くなることから、X値を0.40〜0.60と定めた。
さらに、Yの含有割合を示すZ値がTiとAlの合量に占める割合で0.005未満では、所望の耐熱塑性変形性向上効果、並びにAl2O3層の加熱変態処理時の下部層の分解抑制効果を得ることができず、一方同Z値が0.05を越えると、高温強度が急激に低下し、チッピングが発生し易くなることから、そのZ値を0.005〜0.05と定めた。
また、その平均層厚が0.5μm未満では、(Ti,Al,Y)N層の具備する上記の特性を十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が10μmを越えると、硬質被覆層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0.5〜10μmと定めた。
TiOX 層には、上記の通り蒸着κ型またはθ型Al2O3層の加熱変態α型Al2O3層への加熱変態に際して、前記変態をAl2O3層表面全面に亘って同時的に開始させ、経時的にAl2O3層の表面部から内部に進行する変態形態をとるようにする作用があるので、加熱変態時に体積収縮に伴なって発生する割れが層全体に亘って微細化および均一化するほか、変態後のAl2O3層における結晶配向が変態前のκ型またはθ型Al2O3層のもつ結晶配向と同等、あるいは結晶配向に変化があってもきわめて小さなものとなり、さらに、前記TiOX層には、平均層厚を0.05〜1μmにすると、試験結果によれば、これに対応して、傾斜角度数分布グラフにおける0〜10度の傾斜角区分範囲内に測定傾斜角の最高ピークが現れ、かつ前記0〜10度の傾斜角区分内に存在する度数の合計割合が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上となる傾斜角度数分布グラフを示す作用があり、したがって、前記平均層厚が0.05未満では、前記加熱変態α型Al2O3層の傾斜角度数分布グラフの0〜10度の範囲内に現れるピーク高さが不十分、すなわち、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計割合が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%未満となってしまい、この場合上記の通り、前記加熱変態α型Al2O3層に所望のすぐれた高温強度を確保することができず、この結果耐チッピング性に所望の向上効果が得られず、一方その平均層厚が1μmを越えると、最高ピークの現れる傾斜角区分が0〜10度の範囲から外れてしまい、この場合も前記加熱変態α型Al2O3層に所望のすぐれた高温強度を確保することができないことから、その平均層厚を0.05〜1μmと定めた。
蒸着κ型またはθ型Al2O3層は、上記の通り加熱変態後にすぐれた高温硬さと耐熱性、さらに測定傾斜角:0〜10度の範囲内に最高ピークが現れる傾斜角度数分布グラフを示し、すぐれた高温強度を具備する加熱変態α型Al2O3層となり、高速断続切削加工でもチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するが、その平均層厚が0.5μm未満では、所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が10μmを越えて厚くなりすぎると、チッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を0.5〜10μmと定めた。
(b)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350℃に加熱した後、Arガスを装置内に導入して、4PaのAr雰囲気とし、この状態で前記工具基体に−800Vの直流パルスバイアス電圧を印加し、前記工具基体表面をArボンバード洗浄し、
(c)引続いて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、前記工具基体に−200Vの直流パルスバイアス電圧を印加し、前記カソード電極である金属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、もって前記工具基体の表面に、1μmの目標層厚で密着性向上層としてのTiN層を蒸着形成した状態で、
(d)装置内の反応ガスとしての窒素ガスの雰囲気を3.5Paとすると共に、前記工具基体に印加するバイアス電圧を−30Vに下げて、前記カソード電極のTi−Al−Y合金またはTi−Al合金のそれぞれとアノード電極との間にアーク放電を発生させて、上記工具基体A〜Mのそれぞれの表面に、それぞれ表3,4に示される目標組成および目標層厚を有する、本発明被覆BN基工具の硬質被覆層を構成する下部層の(Ti,Al,Y)N層または従来被覆BN基工具のそれである(Ti,Al)N層をそれぞれ形成し、
(e)ついで、上記下部層である(Ti,Al,Y)N層の表面に、表2に示される条件にて、結晶構造がκ型またはθ型のAl2O3層を同じく表3に示される組み合わせで、かつ目標層厚で蒸着形成し、ついで前記蒸着κ型またはθ型のAl2O3層の表面に、TiOX 層を同じく表2に示される条件で、かつ同じく表3に示される目標層厚で蒸着形成した状態で、これに15kPaのAr雰囲気中、温度:1075℃に10〜60分の範囲内の所定の時間保持の条件で加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造のAl2O3層をα型結晶構造のAl2O3層に変態させて加熱変態α型Al2O3層としてなる上部層を形成することにより本発明被覆BN系工具1〜13をそれぞれ製造し、
(f)さらに、上記下部層である(Ti,Al)N層の表面に、表4に示される通り、硬質被覆層の上部層として表2に示される条件で、同じく表4に示される目標層厚の蒸着α型Al2O3層を形成することにより従来被覆BN系工具1〜13をそれぞれ製造した。
すなわち、上記傾斜角度数分布グラフは、上記の加熱変態α型Al2O3層および蒸着α型Al2O3層の表面を研磨面とした状態で、電界放出型走査電子顕微鏡の鏡筒内にセットし、前記研磨面に70度の入射角度で15kVの加速電圧の電子線を1nAの照射電流で、前記表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に照射して、電子後方散乱回折像装置を用い、30×50μmの領域を0.1μm/stepの間隔で、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、この測定結果に基づいて、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計することにより作成した。
なお、図2は、本発明被覆BN系工具5の加熱変態α型Al2O3層の傾斜角度数分布グラフ、図3は、従来被覆BN系工具5の蒸着α型Al2O3層の傾斜角度数分布グラフをそれぞれ示すものである。
被削材:JIS・SCr420の浸炭焼入れ鋼(表面硬さ:HRC55)の長さ方向等間隔6本縦溝入り丸棒、
切削速度:250m/min、
切り込み:0.08mm、
送り:0.07mm/rev、
切削時間:10分、
の条件(切削条件A)での浸炭焼入れ鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は130m/min)、
被削材:JIS・SCM415の浸炭焼入れ鋼(表面硬さ:HRC59)の長さ方向等間隔6本縦溝入り丸棒、
切削速度:230m/min、
切り込み:0.06mm、
送り:0.09mm/rev、
切削時間:10分、
の条件(切削条件B)での浸炭焼入れ鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は120m/min)、
被削材:JIS・SUJ2の熱処理硬化鋼(表面硬さ:HRC58)の長さ方向等間隔6本縦溝入り丸棒、
切削速度:240m/min、
切り込み:0.05mm、
送り:0.08mm/rev、
切削時間:10分、
の条件(切削条件C)での熱処理硬化鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は120m/min)、を行い、いずれの切削試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。この測定結果を表5に示した。
Claims (1)
- 立方晶窒化硼素系焼結材料で構成された工具基体の表面に、
(a)下部層として、0.5〜10μmの平均層厚を有し、かつ、
組成式:[Ti1−(X+Z)AlXYZ]N(ただし、原子比で、Xは0.40〜0.60、Zは0.005〜0.05を示す)、
を満足するTiとAlとY(イットリウム)の複合窒化物層、
(b)上部層として、蒸着形成した状態でκ型またはθ型の結晶構造および0.5〜10μmの平均層厚を有する酸化アルミニウム層の表面に、酸化チタン層を0.05〜1μmの平均層厚で蒸着形成した状態で、加熱処理を施して、前記κ型またはθ型の結晶構造を有する酸化アルミニウム層の結晶構造をα型結晶構造に変態してなると共に、
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、表面研磨面の測定範囲内に存在する六方晶結晶格子を有する結晶粒個々に電子線を照射して、前記表面研磨面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(0001)面の法線がなす傾斜角を測定し、前記測定傾斜角のうち、0〜45度の範囲内にある測定傾斜角を0.25度のピッチ毎に区分すると共に、各区分内に存在する度数を集計してなる傾斜角度数分布グラフにおいて、0〜10度の範囲内の傾斜角区分に最高ピークが存在すると共に、前記0〜10度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度数分布グラフにおける度数全体の45%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示す加熱変態α型酸化アルミニウム層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を形成してなる、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。
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