JP4711714B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
本発明は、硬質被覆層を表面に被着形成した表面被覆切削工具に関する。
従来より、金属の切削加工に広く用いられている切削工具は、超硬合金やサーメット等の硬質合金からなる基体の表面に、炭化チタン(TiC)層、窒化チタン(TiN)層、炭窒化チタン(TiCN)層および酸化アルミニウム(Al2O3)層等の硬質被覆層を複数層被着形成した表面被覆切削工具が多用されている。
かかる表面被覆切削工具においては、最近の切削加工の高能率化に従って金属の重断続切削等の大きな衝撃が切刃部にかかるような過酷な切削条件で使われるようになっており、従来の工具では硬質被覆層が突発的に発生する大きな衝撃に耐えきれず、チッピングや硬質被覆層の剥離にて基体が露出してしまい、これが引き金となって切刃部に大きな欠損や異常摩耗が発生して工具寿命の長寿命化ができないという問題があった。
そこで、特許文献1、2には、TiCN層−結合層−Al2O3層を積層した構造において、工具表面で結合層がAl2O3層側界面で針状または棒状の突起を持つ組織からなることによってAl2O3層の剥離を抑制できることが記載されている。
特開平9−174304号公報
特開平10−273778号公報
しかしながら、切削中、切刃部に要求される硬質被覆層の性能と切刃部以外のすくい面や逃げ面に要求される性能とは異なるために上記特許文献1、2に記載されているような工具表で全体的に結合層のAl2O3層側界面が針状等の突起を持つ硬質被覆層の構成によっても、硬質被覆膜の最適化は十分とは言えず、更なる耐欠損性および耐摩耗性の向上が求められていた。
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その目的は、工具のすくい面と逃げ面、および切刃部の各部における硬質被覆層の最適化を図り、優れた耐欠損性を有するとともに優れた耐摩耗性をも有する長寿命の表面被覆切削工具を提供することにある。
本発明は、硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体の表面に、少なくともTiCN層と、中間層と、Al2O3層とを順次積層した部分を有する硬質被覆層を具備し、すくい面と逃げ面との交差稜部が切刃部をなす表面被覆切削工具において、前記中間層の前記Al2O3層との界面から前記Al2O3層内部に向かって伸びる長軸と前記硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子が形成されるとともに、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記切刃部における前記針状粒子の存在比率よりも多く、かつ前記切刃部における前記Al2O3層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記Al2O3層の層厚みよりも薄いことを第1の特徴とするものである。
これによって、被削材が最も強烈に衝突しチッピングや欠損を引き起こしやすい切刃部においては硬質被覆層の耐欠損性が高く、かつ切刃に比べて耐摩耗性が要求されるすくい面および逃げ面においては、硬質被覆層の剥離等も防止できるとともに高い耐摩耗性を得ることができる。
ここで、本発明の第2の特徴は、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Al2O3層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線10μm長さに対して3〜15本の割合で存在し、前記切刃部における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Al2O3層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線10μm長さに対して0〜2本の割合で存在することである。これによって、切刃部における膜厚の薄いAl2O3膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面と逃げ面における膜厚の厚いAl2O3膜の剥離を抑制することができる。
また、本発明の第3の特徴は、前記切刃部における前記針状粒子の平均長軸長さが0.1〜0.6μmであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均長軸長さが0.8〜2.5μmであることである。これによって、切刃部における膜厚の薄いAl2O3膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面と逃げ面における膜厚の厚いAl2O3膜の剥離を抑制できることができる。
さらに、本発明の第4の特徴は、前記切刃部における前記針状粒子の平均短軸幅が0.05〜0.2μmであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均短軸幅が0.3〜1.0μmである。これによって、切刃部における膜厚の薄いAl2O3膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面と逃げ面における膜厚の厚いAl2O3膜の剥離を抑制できることができる。
なお、本発明の第5の特徴は、前記TiCN層が、層厚方向に縦長な形状のTiCN粒子が並んだ状態からなる筋状TiCN層と、略等方形状のTiCN粒子が集まった状態からなる粒状TiCN層とからなり、前記切刃部における前記粒状TiCN層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記粒状TiCN層の層厚みよりも厚いことである。これによって、TiCN層と中間層およびAl2O3層との密着性を高めることができる。
また、本発明の第6の特徴は、前記中間層内部に前記鉄族金属元素を含有し、前記すくい面および前記逃げ面における前記鉄族金属元素の含有量が前記切刃部における前記鉄族金属元素の含有量よりも多いことである。これによって、前記針状粒子の平均長軸長さ、平均短軸幅およびAl2O3層の膜厚を上記範囲に制御できる。
本発明の表面被覆切削工具は、硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体の表面に、少なくともTiCN層と、中間層と、Al2O3層とを順次積層した部分を有する硬質被覆層を具備し、すくい面と逃げ面との交差稜部が切刃部をなす表面被覆切削工具であって、前記中間層の前記Al2O3層との界面に前記Al2O3層内部に向かって伸びる長軸と前記硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子が形成されるとともに、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記切刃部における前記針状粒子の存在比率がよりも多く、かつ前記切刃部における前記Al2O3層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記Al2O3層の層厚みよりも薄いことによって、被削材が最も強烈に衝突しチッピングや欠損を引き起こしやすい切刃部においては硬質被覆層の耐欠損性が高く、かつ耐摩耗性が要求されるすくい面および逃げ面においては、硬質被覆層の剥離等も防止できるとともに高い耐摩耗性を得ることができる。
本発明の表面被覆切削工具の一例について、模式断面図である図1および図2の要部拡大図である図2を基に説明する。
本発明の表面被覆切削工具(以下、単に切削工具と略す。)は、硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体2の表面に、少なくともTiCN層3と、中間層4と、Al2O3層5とを順次積層した部分を有する硬質被覆層6を具備し、すくい面8と逃げ面9との交差稜部が切刃部10をなしている。
そして、本発明によれば、中間層4のAl2O3層5との界面にAl2O3層5内部に向かって伸びる長軸と硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子12が形成されるとともに、すくい面8および逃げ面9における針状粒子12の存在比率が切刃部10における針状粒子12の存在比率よりも多く、かつ切刃部10におけるAl2O3層5の層厚みがすくい面8および逃げ面9におけるAl2O3層5の層厚みよりも薄いことが大きな特徴である。
これによって、被削材が最も強烈に衝突しチッピングや欠損を引き起こしやすい切刃部10においては硬質被覆層6の耐欠損性が高く、かつ耐摩耗性が要求されるすくい面8および逃げ面9においては、硬質被覆層6の剥離等も防止できるとともに高い耐摩耗性を得ることができる。
すなわち、中間層4の上記針状粒子12が存在しない場合には硬質被覆層6全体のAl2O3膜の剥離を抑制できない。また、中間層4の上記針状粒子12がすくい面8と逃げ面9、および切刃部10の全体に均一に分布する場合には、各部に要求される耐欠損性および耐摩耗性に応じたAl2O3層5の各部における膜厚を最適な範囲に制御することができない。さらに、中間層4の上記針状粒子12がすくい面8と逃げ面9よりも切刃部10に多く存在する場合にも、同様に各部におけるAl2O3層5の膜厚を最適な範囲に制御することができない。
なお、上記針状粒子12が形成される場合には、上記針状粒子12が形成されない場合に比べてAl2O3層5の膜厚が厚く成膜される傾向にある。
ここで、すくい面8および逃げ面9における針状粒子12の存在比率が前記中間層の前記層Al2O3層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線10μm長さに対して3〜15本の割合で存在し、切刃部10における針状粒子12の存在比率が前記中間層の前記層Al2O3層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線10μm長さに対して0〜2本の割合で存在することが、切刃部における膜厚の薄いAl2O3膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面8と逃げ面9における膜厚の厚いAl2O3膜の剥離を抑制できることができる。
また、切刃部10における針状粒子12の平均長軸長さが0.1〜0.6μmであり、すくい面8および逃げ面9における針状粒子12の平均長軸長さが0.8〜2.5μmであることが、切刃部における膜厚の薄いAl2O3膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面8と逃げ面9における膜厚の厚いAl2O3膜の剥離を抑制できることができる。
さらに、切刃部10における針状粒子12の平均短軸幅が0.05〜0.2μmであり、すくい面8および逃げ面9における針状粒子12の平均短軸幅が0.3〜1.0μmであることが、切刃部における膜厚の薄いAl2O3膜に必要な耐欠損性を確保することができ、かつすくい面8と逃げ面9における膜厚の厚いAl2O3膜の剥離を抑制することができる。
なお、TiCN層3が、層厚方向に縦長な形状のTiCN粒子が並んだ状態からなる筋状TiCN層14と、略等方形状のTiCN粒子が集まった状態からなる粒状TiCN層15とからなり、切刃部10における粒状TiCN層15の層厚みがすくい面8および逃げ面9における粒状TiCN層の層厚みよりも厚いことが、切刃10におけるTiCN層3と中間層4およびAl2O3層5との密着性を高めることができる点で望ましい。ここで、上記針状粒子12が形成される場合には、上記針状粒子12が形成されない場合に比べて粒状TiCN層15の膜厚が薄く成膜される傾向にある。なお、筋状TiCN層14は、上記針状粒子12が形成されるか否かによらずほぼ同等の膜厚に成膜される。
また、中間層4内部に前記鉄族金属元素を含有し、すくい面8および逃げ面9における前記鉄族金属元素の含有量が切刃部10における前記鉄族金属元素の含有量よりも多いことが、針状粒子12の平均長軸長さ、平均短軸長さ、およびAl2O3層5の層厚を上記範囲に制御できる点で望ましい。
なお、上述した針状粒子12の存在比率、針状粒子12の平均形状、Al2O3層5の層厚、粒状TiCN層の層厚、中間層内部における鉄族金属元素の含有量は、すくい面8と逃げ面9にて異なる場合もあるが、本発明においては、すくい面8と切刃10、および逃げ面9と切刃10における各構成を比較して、そのどちらの比較においても上述した範囲を満たすものである。
また、上記各構成について、すくい面8と逃げ面9との比較は特にしないが、切刃<すくい面<逃げ面となる傾向にある。
ここで、結合層4としては、TiC、TiCO、TiNO、TiCNOの少なくとも1種にて構成される。なお、結合層4が2種以上の多層からなる場合には、中間層4の最上層から針状粒子がAl2O3層5内に突出する。なお、中間層4の膜厚は、針状粒子12の部分を除いて総膜厚が0.01〜1μmであることが望ましい。
また、中間層4の針状粒子12は、TisAltWuCovCwNxOySz(s+t+u+v+w+x+y+z=1、0<s≦1、0≦t≦1、0≦u≦1、0≦v≦1、0≦w≦1、0≦x≦1、0≦y≦1、0≦z≦1)である。この針状粒子12の存在によってAl2O3層5が剥離しにくくなり、Al2O3層5が厚いすくい面8および逃げ面9においてもチッピングやそれに続く異常摩耗を抑制することができる。
ここで、前記Al2O3層5はα型結晶構造からなることが、構造的に安定で高温になっても優れた耐摩耗性を維持できる点で望ましい。従来ではα型結晶構造をもつAl2O3は優れた耐摩耗性を持つが、核生成によって生成される核のサイズが大きいため、下層との接触面積が小さくなってAl2O3層の付着力が弱くなってしまい、膜剥離を起こしやすいという問題があった。しかし、上述した中間層4の組織調整によってAl2O3層5とTiCN層3との付着力を所定の範囲内に制御することができるため、Al2O3層5をα型結晶構造としても十分な付着力を得ることができる。よって、α型結晶構造のAl2O3粒子の持つ、優れた耐摩耗性をAl2O3層5の付着力を低下させることなく得ることができるため、切削工具1の寿命をより延命することができる。
なお、Al2O3粒子の一部をα型結晶構造以外のκ型結晶構造として、すなわちAl2O3層5の結晶構造をα型結晶構造とκ型結晶構造との混晶としてAl2O3層5の付着力を調整することも可能である。また、Al2O3層5をα型結晶構造とする場合には、結合層4がTiCxNyOz(x+y+z=1、0≦x≦1、0≦y≦1、0<z≦1)からなり、特にz≧0.1とすることが安定してα型結晶構造を成長させることができる点で望ましい。
一方、筋状TiCN層14とは、層厚方向、すなわち基体2表面に対して垂直な方向に伸びる縦長な形状のTiCN粒子にて構成されたものを指す。TiCNが並んだ状態からなる筋状TiCN層と、略等方形状のTiCN粒子が集まった状態からなる粒状TiCN層とからなり、そして、筋状組織のTiCN粒子とは、層厚方向の粒子長さ/粒子幅=アスペクト比が2以上の粒子形状を指す。本発明において、前記層厚方向の粒子長さ/粒子幅=アスペクト比が2よりも小さい粒子は略等方状の形状と定義し、粒状粒子が30面積%を越えて存在するTiCN層は粒状TiCN層とする。したがって、図3に示すような硬質被覆層6の断面組織観察(図3は走査型電子顕微鏡(SEM)写真)に示すように、筋状TiCN層中にも粒状TiCN粒子が30面積%以下の割合で混合したものであってもよい。
さらに、TiCN層14をなす筋状晶TiCN粒子の幅方向の平均粒径wが0.1〜1μmであることが、耐衝撃性を高めることができる点で望ましい。
また、図1によれば、基体2表面の直上に第1層として最下層TiN層16を形成する。これによって、基体成分の拡散を抑制する効果およびTiCN層3の粒子構造を容易に制御できる効果がある。さらに、Al2O3層5の上に硬質被覆層3の最上層として最上層TiN層17を形成する。これによって、工具が金色を呈するため、切削工具1を使用したときに最上層17が摩耗して使用済みかどうかの判別がつきやすく、また、摩耗の進行を容易に確認できるため望ましい。さらには、最上層17はTiN層に限定されるものではなく、摺動性を高めるためにDLC(ダイヤモンドライクカーボン)層やCrN層を形成する場合もある。最上層17をなすTiN層の膜厚は1μm以下であることが望ましい。
さらに、基体2は、炭化タングステン(WC)と、所望により周期律表第4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の群から選ばれる少なくとも1種からなる硬質相をコバルト(Co)および/またはニッケル(Ni)等の鉄属金属からなる結合相にて結合させた超硬合金や、Ti基サーメット、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素(cBN)のいずれかが好適に使用できるが、中でも、基体が超硬合金からなることが、上述した硬質被覆層6、および切削工具1の性能を最大限発揮できる点で望ましい。
(製造方法)
次に、本発明の表面被覆切削工具製造する方法について説明する。
次に、本発明の表面被覆切削工具製造する方法について説明する。
まず、上述した硬質合金を焼成によって形成しうる金属炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物等の無機物粉末に、金属粉末、カーボン粉末等を適宜添加、混合し、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定の工具形状に成形した後、真空中または非酸化性雰囲気中にて焼成することによって上述した硬質合金からなる基体2を作製する。
この時、本発明によれば、上記原料粉末として、例えば窒化物や炭窒化物等の窒素成分を含有する粉末を添加したり、上記焼成中に窒素ガス雰囲気とすることによって、焼結された基体2の表面領域に結合金属の含有比率が内部よりも多い結合金属富化領域を形成する。
そして、上記基体2の表面に研磨加工や切刃部のホーニング加工を施す。このホーニング加工時に、すくい面8および逃げ面9におけるホーニング除去量と切刃部におけるホーニング除去量とを異ならせて、すくい面8および逃げ面9の基体表面における結合金属量が切刃部における結合金属量よりも多くなるようにホーニング加工することが重要である。なお、ホーニング加工の方法としては、Cホーニング(チャンファホーニング)であってもよく、またはRホーニングであってもよい。
なお、基体2の表面粗さは、被覆層の付着力を制御する点で、すくい面8における算術平均粗さ(Ra)が0.1〜1.5μm、逃げ面9における算術平均粗さ(Ra)が0.2〜0.8μm、切刃10における算術平均粗さ(Ra)が0.1〜0.3μmとなるように加工する。
次に、その表面に例えば化学気相蒸着(CVD)法によって硬質被覆層6を成膜する。
本発明によれば、まず成膜するガスを流す前に成膜装置内を900〜950℃で10〜60分間保持する前処理を行う。これによって、上記基体2表面の状態を適正化する。
次に、最下層TiN層16を成膜する。成膜条件としては、反応ガス組成として塩化チタン(TiCl4)ガスを0.1〜10体積%、窒素(N2)ガスを10〜60体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を800〜1000℃、10〜30kPaとする。
そして、TiCN層3を成膜する。具体的には、初めに、反応ガス組成として、塩化チタン(TiCl4)ガスを0.1〜10体積%、窒素(N2)ガスを0〜60体積%、アセトニトリル(CH3CN)ガスを0.1〜0.4体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、成膜温度を780〜880℃、5〜25kPaにて筋状TiCN層14を成膜する。
ここで、上記成膜条件のうち、反応ガス中のアセトニトリルガスの割合が0.1〜0.4体積%に調整することによって、筋状TiCN層14中の筋状TiCN粒子の形状を上述した範囲に確実に成長させることができる。また、上記成膜温度についても、780℃〜880℃とすることが、断面観察において微細な筋状晶をなす筋状TiCN層14を形成できるために望ましい。
なお、本実施形態例では、筋状TiCN層14の成膜前期(TiCN下部組織の成膜)に使用する反応ガス中のCH3CNの割合よりも筋状TiCN層14の成膜後期(TiCN上部組織の成膜)に使用する反応ガス中のアセトニトリル(CH3CN)ガスの混合割合を増やすことによって、筋状TiCN層14の下部組織よりも筋状TiCN層14の上部組織中のTiCN粒子の平均粒子幅を大きくする。具体的には、筋状TiCN層14の成膜前期に使用するアセトニトリルガスの導入割合に対して筋状TiCN層14の成膜後期時に導入するアセトニトリルガスの割合を1.5倍以上とすることにより確実な制御が可能である。
ここで、上記成膜条件のうち、筋状TiCN層14の成長過程では、CH3CN(アセトニトリル)ガスの割合VAを0.1〜3体積%に制御するとともに、キャリアガスであるH2ガスの割合VHとCH3CNガスの割合VAとの比(VA/VH)が0.03以下となるように低濃度に制御することによって、微細な核生成ができてTiCN層3の付着力を向上させることができる。
また、筋状TiCN層14の上部組織を成膜する際は、反応ガス中のCH3CNガス導入量を上述したように変えて、所望により成膜温度を調整することによって、TiCN粒子の平均粒子幅を所定の構成に制御することが可能である。
次に、粒状TiCN層15を成膜する。
具体的な成膜条件は、塩化チタン(TiCl4)ガスを0.5〜5.0体積%、窒素(N2)ガスを5.0〜30.0体積%、メタン(CH4)ガスを3.0
〜10.0体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を980〜1050℃、10〜30kPaとする。(値が記載されていませんでした。入力しました。谷)
次いで中間層4を成膜する。中間層4を成膜するには、塩化チタン(TiCl4)ガスを0.1〜3体積%、メタン(CH4)ガスを0.1〜10体積%、二酸化炭素(CO2)ガスを0.1〜5体積%、窒素(N2)ガスを0〜60体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を950〜1100℃、5〜30kPaとする。
〜10.0体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を980〜1050℃、10〜30kPaとする。(値が記載されていませんでした。入力しました。谷)
次いで中間層4を成膜する。中間層4を成膜するには、塩化チタン(TiCl4)ガスを0.1〜3体積%、メタン(CH4)ガスを0.1〜10体積%、二酸化炭素(CO2)ガスを0.1〜5体積%、窒素(N2)ガスを0〜60体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を950〜1100℃、5〜30kPaとする。
そして、引き続き、Al2O3層5を成膜する。Al2O3層5の成膜方法としては、塩化アルミニウム(AlCl3)ガスを3〜20体積%、塩化水素(HCl)ガスを0.5〜3.5体積%、二酸化炭素(CO2)ガスを0.01〜5.0体積%、硫化水素(H2S)ガスを0〜0.5体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを用い、950〜1100℃、5〜10kPaとすることが望ましい。
その後、最上層TiN層17を成膜する。具体的な成膜条件としては、反応ガス組成として塩化チタン(TiCl4)ガスを0.1〜10体積%、窒素(N2)ガスを0〜60体積%、残りが水素(H2)ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を800〜1100℃、50〜85kPaとすればよい。
平均粒径1.5μmの炭化タングステン(WC)粉末に対して、平均粒径1.2μmの金属コバルト(Co)粉末を6質量%、平均粒径2.0μmの炭化チタン(TiC)粉末を0.5質量%、TaC粉末を5質量%の割合で添加、混合して、プレス成形により切削工具形状(CNMA120412)に成形した後、脱バインダ処理を施し、2kPaの窒素ガスフロー中、1500℃で1時間焼成して超硬合金を作製した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にてすくい面側について刃先処理(ホーニングR)を施した。得られた基体の逃げ面においてJISB0601−2001に準じた算術平均粗さ(Ra)は1.1μm、すくい面における算術平均粗さ(Ra)は0.4μm、切刃部における算術平均粗さ(Ra)は0.2μmであった。
また、ホーニング加工後、基体のすくい面表面、切刃表面、逃げ面表面における結合金属量をX線マイクロアナライザ(Electron Probe Micro-Analysis:EPMA)にて測定し表2に記載した。なお、試料No.6においては全体的にホーニング量が多く、すくい面・逃げ面・切刃のいずれにおいても結合金属富化領域が除去されてしまった。
得られた工具について、被覆層の断面を含む任意破断面5ヵ所について走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて反射電子顕微鏡写真を観察することにより確認した。各写真においてTiCN層、中間層、Al2O3層の組織状態を観察し、写真5ヶ所についてそれぞれ表2、3に記載する被覆層が観察できるように研磨加工して各層の断面方向からみたミクロな組織状態を観察し、各層の膜厚、TiCN粒子の性状、中間層中の針状粒子の有無およびその形状をそれぞれ測定して平均値を算出した。さらに、すくい面・逃げ面と切刃オージェ電子分光分析(AES:Auger electron Spectroscopy)を用いて中間層内部における鉄族金属元素の含有量を分析して比較した。結果は表2、3に示した。
そして、この切削工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。
(連続切削条件)
被削材 :ダクタイル鋳鉄4本溝付スリーブ材(FCD700)
工具形状:CNMA120412
切削速度:250m/分
送り速度:0.4mm/rev
切り込み:2.5mm
切削時間:25分
その他 :水溶性切削液使用
評価項目:顕微鏡にて切刃部を観察し、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
(断続切削条件)
被削材 :ダクタイル鋳鉄4本溝付スリーブ材(FCD700)
工具形状:CNMA120412
切削速度:250m/分
送り速度:0.3〜0.5mm/rev
切り込み:2.5mm
その他 :水溶性切削液使用
評価項目:欠損に至る衝撃回数
衝撃回数1200回時点で顕微鏡にて切刃部の被覆層の剥離状態を観察
結果は表3に示した。
被削材 :ダクタイル鋳鉄4本溝付スリーブ材(FCD700)
工具形状:CNMA120412
切削速度:250m/分
送り速度:0.4mm/rev
切り込み:2.5mm
切削時間:25分
その他 :水溶性切削液使用
評価項目:顕微鏡にて切刃部を観察し、フランク摩耗量・先端摩耗量を測定
(断続切削条件)
被削材 :ダクタイル鋳鉄4本溝付スリーブ材(FCD700)
工具形状:CNMA120412
切削速度:250m/分
送り速度:0.3〜0.5mm/rev
切り込み:2.5mm
その他 :水溶性切削液使用
評価項目:欠損に至る衝撃回数
衝撃回数1200回時点で顕微鏡にて切刃部の被覆層の剥離状態を観察
結果は表3に示した。
表1〜3より、成膜前に成膜装置を高温で一定時間保持する前処理を施さず、すくい面と逃げ面、および切刃部のいずれの中間層にも針状粒子が見られない試料No.5ではチッピングが発生して耐欠損性に劣るものであった。また、基体のホーニング加工を施した後の基体表面における鉄族金属量がすくい面と逃げ面および切刃部で同じであった試料No.6では、すくい面と逃げ面、および切刃部のいずれの中間層にも針状粒子の存在比率が同じとなり断続切削加工で切刃部に欠損が発生し、連続切削加工では摩耗の進行が速いものであった。さらに、基体表面に結合金属富化領域がない試料No.7でも、すくい面と逃げ面、および切刃部のいずれの中間層にも針状粒子の存在比率が同じとなり断続切削加工で切刃部に欠損が発生し、連続切削加工では摩耗の進行が速いものであった。
これに対して、本発明に従い、すくい面と逃げ面の中間層における針状粒子の存在比率が、切刃部の中間層における針状粒子の存在比率よりも多い試料No.1〜4では、連続切削においても断続切削においても長寿命であり、耐欠損性および耐チッピング性とも優れた切削性能を有するものであった。
1 切削工具(表面被覆切削工具)
2 基体
3 TiCN層
4 中間層(結合層)
5 Al2O3層
6 硬質被覆層
8 すくい面
9 逃げ面
10 切刃部
12 針状粒子
14 筋状TiCN層
15 粒状TiCN層
16 最下層
17 最上層
w TiCN層の平均粒子幅
2 基体
3 TiCN層
4 中間層(結合層)
5 Al2O3層
6 硬質被覆層
8 すくい面
9 逃げ面
10 切刃部
12 針状粒子
14 筋状TiCN層
15 粒状TiCN層
16 最下層
17 最上層
w TiCN層の平均粒子幅
Claims (6)
- 硬質相を結合金属にて結合した硬質合金からなる基体の表面に、少なくともTiCN層と、中間層と、Al2O3層とを順次積層した部分を有する硬質被覆層を具備し、すくい面と逃げ面との交差稜部が切刃部をなす表面被覆切削工具であって、前記中間層の前記Al2O3層との界面から前記Al2O3層内部に向かって伸びる長軸と前記硬質被覆層の層厚み方向に対して垂直な方向に短軸を有する針状粒子が形成されるとともに、前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記切刃部における前記針状粒子の存在比率よりも多く、かつ前記切刃部における前記Al2O3層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記Al2O3層の層厚みよりも薄い表面被覆切削工具。
- 前記すくい面および前記逃げ面における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Al2O3層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線10μm長さに対して3〜15本の割合で存在し、前記切刃部における前記針状粒子の存在比率が前記中間層の前記層Al2O3層との界面を断面視したとき、該界面に相当する境界線10μm長さに対して0〜2本の割合で存在する請求項1記載の表面被覆切削工具。
- 前記切刃部における前記針状粒子の平均長軸長さが0.1〜0.6μmであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均長軸長さが0.8〜2.5μmである請求項1または2記載の表面被覆切削工具。
- 前記切刃部における前記針状粒子の平均短軸長さが0.05〜0.2μmであり、前記すくい面および逃げ面における前記針状粒子の平均短軸長さが0.3〜1.0μmである請求項1乃至3のいずれか記載の表面被覆切削工具。
- 前記TiCN層が、層厚方向に縦長な形状のTiCN粒子が並んだ状態からなる筋状TiCN層と、略等方形状のTiCN粒子が集まった状態からなる粒状TiCN層とからなり、前記切刃部における前記粒状TiCN層の層厚みが前記すくい面および前記逃げ面における前記粒状TiCN層の層厚みよりも厚い請求項1乃至4のいずれか記載の表面被覆切削工具。
- 前記中間層内部に前記鉄族金属元素を含有し、前記すくい面および前記逃げ面における前記鉄族金属元素の含有量が前記切刃部における前記鉄族金属元素の含有量よりも多い請求項1乃至5のいずれか記載の表面被覆切削工具。
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