JP4817799B2 - 表面被覆体 - Google Patents

Description

本発明は、基体の表面にＴｉを含む窒化物、窒酸化物、炭窒化物、炭窒酸化物の１種以上で構成される硬質膜で被覆した表面被覆体に関する。

従来より、金属切削工具の耐摩耗性、耐欠損性を改善するために物理蒸着（ＰＶＤ）法や化学蒸着（ＣＶＤ）法によりＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等の硬質膜を被覆する手法が一般的に広く用いられている。

また、近年、加工コスト削減のために高速加工や高送り加工への対応要求が増すとともに、ステンレス鋼やニッケル基合金などの難削材への対応が要求されてきている。特に耐欠損性と耐摩耗性のバランスに優れ、使用量が年々増加してきているＰＶＤコーティング工具用の硬質膜としては、最も普及したＴｉＮ、ＴｉＣをはじめ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ膜等が商品化されている。

かかる切削工具に使用される硬質膜に関して、特許文献１では、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）成膜時に窒素とメタンやアセチレン等の鎖状炭化水素とアルゴン（Ａｒ）の混合ガスを用い、混合ガス中のＡｒガス流量比を変化させることによりＴｉ（Ｃ、Ｎ）膜の炭素濃度が変化した膜を確実に作製できることが記載されている。

また、本出願人は、特許文献２において、硬質膜中に特定量の希ガス元素を添加することにより、膜の表面に高い圧縮応力を生ぜしめて高硬度で基体との密着性に優れた硬質膜を作製できることを提案した。
特開平６−２５８３６号公報 特開平６−２４８４２０号公報

しかしながら、特許文献１に記載されているように成膜中に所定量の希ガス成分を添加する方法では、硬質膜の硬度を高めて膜の耐摩耗性を向上することはできるものの、膜の耐欠損性が十分でなく、例えば切削工具として用いた場合には、切削初期から硬質膜の切刃部分にチッピングや欠損が発生して加工面精度が悪化したり、摺動性が悪くて切屑処理に問題があった。また、特許文献２に記載されている硬質膜被覆部材では、耐欠損性が必ずしも十分ではなかった。

本発明は上記課題を解決するものであり、その目的は、高い耐摩耗性を有すると共に、高い耐欠損性および摺動性を有する表面被覆体を提供することである。

本発明者が上記問題に対して考察した結果、硬質膜中に所定の微量の不活性ガスを含有せしめるとともに、硬質膜の結晶配向性を所定の方向に制御することにより、硬質膜の耐チッピング性および摺動性が向上し、被覆体としての耐欠損性および耐摩耗性が向上することを知見した。

すなわち、本発明の表面被覆体は、基体の表面に、少なくともＴｉを含む窒化物、窒酸化物、炭窒化物および炭窒酸化物の１種以上で構成される硬質膜を少なくとも１層被覆した表面被覆体において、前記硬質膜は、不活性ガス元素（Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｒｎ）の少なくとも1種以上を０．０１質量％〜１質量％含有するとともに、Ｘ線回折法で検出されたピークのうち、結晶の（１１１）面に起因するピークの強度が最大であることを特徴とする。

ここで、前記Ｘ線回折法で検出されたピークのうち、２番目に強い強度を持つピークが（２００）面に起因するものであるときには、硬質膜の摺動性を高め、耐摩耗性、切屑処理性、加工精度を向上させることができる。

また、前記（１１１）面に起因するピークの強度Ａと前記（２００）面に起因するピークの強度Ｂが１．１＜（Ａ／Ｂ）＜１０．０の関係を満足するときには、硬質膜の付着力を低下させることなく高い硬度を得ることができ、耐摩耗性を向上させることができる。

さらに、前記硬質膜がＡｒおよびＫｒの少なくとも一方を含有するときには、マトリクスに対し、より小さいサイズの原子を適量に導入することができ、大きな格子の乱れを発生させることなく、より効率的に被膜の固溶強化が図られ、具体的には硬度と被膜破壊強度の向上が達成される。特に、Ｋｒを必須として含有させることで、硬質膜の硬度と破壊強度をより向上させることができる。また、前記硬質膜が、ＡｒやＫｒよりも原子半径の小さいＨｅおよびＮｅの少なくとも一方を含有するときには、結晶格子間により多くの原子を含有させることができるので、より緻密なセラミック被膜となって膜剥離によるチッピングや異常摩耗等の工具損傷を防ぐ効果がある。

また、前記硬質膜の表面から硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置における不活性ガスの量Ｘと、前記硬質膜と基体の界面から硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置における不活性ガスの量Ｙとの比率Ｘ／Ｙが０．５〜１．５であることにより、硬質膜の付着強度が低下することなく安定した高い付着力を得ることができるという効果がある。

前記硬質膜と基体の界面から硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置から、前記硬質膜と基体の界面に向かって、不活性ガスの含有量が漸次減少することによって、不活性ガスを導入したことによる前記基体と前記硬質膜との密着力の低下を防ぎ、膜剥離を防止することができる。

また、所定量の不活性ガスを含有する前記硬質膜が、さらにＡｌを含有することによって、耐酸化性が高く、かつ耐摩耗性の高い硬質膜となる。

本発明によれば、硬質膜中に所定量の不活性ガスを存在させ、被膜の気相成長方向を（１１１）面が優位になるように制御することによって、硬質膜の耐衝撃性および膜表面の摺動性を向上させることができる。これにより、耐チッピング性が向上し、被覆体としての耐欠損性および耐摩耗性が向上する。

以下、本発明の表面被覆体を切削工具に適用した場合について説明する。図１は、本発明の一実施形態にかかる被覆切削工具（以下、単に工具と略すことがある）を示す部分概略断面図である。図１に示す被覆切削工具１は、基体２の表面に、少なくともＴｉを含む窒化物、窒酸化物、炭窒化物および炭窒酸化物から選ばれる１種以上で構成される硬質膜３を、少なくとも１層被覆したものである。

硬質膜３は、不活性ガス元素（Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｒｎ）の少なくとも1種以上を０．０１質量％〜１質量％含有するとともに、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）で検出されたピークのうち、結晶の（１１１）面に起因するピークの強度が最大であることを特徴としている。これによって、硬質膜３の耐衝撃性を高めて工具１の耐欠損性を向上させることができるので、膜のチッピングや工具損傷を防ぐことができる。

硬質膜３に含有される不活性ガスの量は０．０１〜１．０質量％であることが結晶成長方向の制御が可能であり、かつ硬質膜の硬度と耐衝撃性を両立できる点で望ましく、特に０．０５〜０．５質量％の範囲であることが望ましい。硬質膜３中の不活性ガスの定量は、ＥＰＭＡ（電子プローブ微小分析）や、ＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析）、ＡＥＳ（オージェ電子分光分析）などで行うことが可能である。

また、硬質膜３のＸ線回折法で検出されたピークのうち、２番目に強い強度を持つピークが（２００）面に起因するものであることが、硬質膜３の摺動性を高め、耐摩耗性、切屑処理性、加工精度を向上することができるため望ましい。

さらに、Ｘ線回折法で検出されたピークのうち、（１１１）面に起因するピーク強度Ａと（２００）面に起因するピーク強度Ｂとの比を１．１＜（Ａ／Ｂ）＜１０．０に制御することによって、硬質膜３の付着力を低下させることなく高い硬度を得ることができ、耐摩耗性を向上させることができるため望ましい。

また、硬質膜３中にＡｒおよびＫｒの少なくとも一方を必須として含有することによって、被膜の固溶強化が図られ、具体的には硬度と被膜破壊強度が向上するという効果を得ることができるため望ましい。特に、Ｋｒを必須として含有することで硬質膜３の硬度および被膜破壊強度がより向上するため望ましい。さらに、上記ＡｒやＫｒに加えて、ＨｅおよびＮｅから選ばれた不活性ガス元素を１種以上含むことが、さらに硬質膜３の付着力を高めることができ、被膜剥離に起因するチッピングや異常摩耗等の工具損傷を防ぐ効果があるため望ましい。

さらに、硬質膜３の表面から硬質膜３の膜厚の１０％内部での位置（図１の線Ｌ）の不活性ガスの量Ｘと、硬質膜３と基体２の界面から硬質膜３の膜厚の１０％内部での位置（図１の線Ｍ）の不活性ガスの量Ｙとの比率Ｘ／Ｙが０．５〜１．５の範囲にあるのが好ましい。すなわち、硬質膜３の表面から硬質膜３の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置における不活性ガスの量Ｘと、硬質膜３と基体２の界面から硬質膜３の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置における不活性ガスの量Ｙとの比率Ｘ／Ｙが０．５〜１．５であるのが好ましい。このように硬質膜３中の不活性ガス元素の分布をほぼ均一にすることにより硬質膜３の付着強度が低下することなく安定した高い付着力を得る効果がある。比率Ｘ／Ｙの特に望ましい範囲は０．７〜１．２である。

また、硬質膜３と基体２の界面から硬質膜３の膜厚の１０％内部の位置から、硬質膜３と基体２の界面に向かって、不活性ガスの含有量が漸次減少しているのが好ましい。すなわち、硬質膜３と基体２の界面から硬質膜３の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置から、硬質膜３と基体２の界面に向かって、不活性ガスの含有量が漸次減少するのが好ましい。これにより、不活性ガスを導入したことによる基体２と硬質膜３との密着力の低下を防ぎ、膜剥離を防止することができるため望ましい。硬質膜３の特定位置における不活性ガス量は、被膜断面から微小領域の測定が可能なＥＰＭＡ、ＸＰＳ、ＡＥＳなどで測定が可能である。また、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を使っても測定することができる。

硬質膜３は、さらにＡｌを含有するものであることが、耐酸化性が高く、かつ耐摩耗性が高い点で望ましく、中でもＴｉとＡｌの窒化物である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎを用いることが耐摩耗性、耐欠損性および高温での硬度、耐酸化性に優れるため望ましい。

また、硬質層３の膜厚は０．１〜１０μｍ、特に、０．５〜５μｍとするのが好ましい。これにより、膜の付着力を損ねることなく十分な耐摩耗性を得ることができる。

基体２は、ＷＣを主成分とした硬質相とＣｏを主成分とした結合相からなる超硬合金、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物などを主成分としたサーメット、窒化珪素、酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム等を主体とするセラミックス、多結晶ダイヤモンドまたは立方晶窒化ホウ素を硬質相とし、Ｃｏ，Ｎｉ等の金属や窒化チタン、炭化チタン等のセラミックスを結合相として超高圧焼成した超高圧焼結体、金属や合金などからなる。

なお、上記実施形態では表面被覆体を切削工具に適用した場合について説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、例えば、掘削工具、刃物等の他の工具、摺動部品や金型等の耐摩部品、耐衝撃部品等の各種用途へ応用可能である。中でも切削工具として用いた場合には上述した優れた効果を発揮することができるものである。

（製造方法）
本発明の一実施形態である上記切削工具の製造方法の一例について説明する。

まず、上述した基体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する。その後、この成形体を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が得られる。なお、基体２は金属または合金であってももちろんよい。

ついで、基体２の表面に、例えばイオンプレーティング法を用いて硬質膜３を成膜する。硬質膜３の成膜条件は、硬質膜３を構成する材料に応じて適宜設定すればよい。例えば、（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎ膜を成膜する基本的な条件は、成膜時のガス圧力を１〜５Ｐａ、バイアス電圧を２０〜３００Ｖ、成膜温度を５００〜６００℃に制御するのがよい。

特に、本発明では、成膜時のバイアス電圧を初期１分間程度のみ２０〜５０Ｖとし、その後の成膜においてはバイアス電圧を１５０〜３００Ｖへと変化させることによって、硬質膜３中の不活性ガス含有量を所定の範囲内に制御することができるとともに、硬質膜３のＸ線回折法で検出されたピークのうち、結晶の（１１１）面に起因するピークの強度を最大とすることができる。

また、成膜時のバイアス電圧を低電圧から高電圧へ漸次変更することにより、硬質膜内に存在する不活性ガスの量を制御することができる。この場合、前記硬質膜と基体の界面から被膜の表面に向かって不活性ガスの含有量が漸次増加する。

また、特に、成膜時に導入する反応ガスとしては、窒素と不活性ガスとの流量比率が、窒素：不活性ガス＝２：１〜３０：１、好ましくは２：１〜１０：１となるように混合した窒素と不活性ガスの混合ガスを使用するのがよい。この混合ガスをプラズマが発生した真空チャンバー内に導入することで、硬質膜中に安定して不活性ガスを含有させることができる。また、不活性ガスを複数種類使用する場合は、窒素の流量と不活性ガスの合計流量の比率を上記比率に調整する。

また、使用するターゲットは、（Ｔｉ_ｘ，Ａｌ_１−ｘ）からなる組成（ｘ：０．４〜０．７）のチタンアルミ合金を用いるのがよい。

なお、上記実施形態では、本発明を切削工具に適用する場合について説明したが、本発明の表面被覆体は、上記実施形態に限定されるものではなく、耐摩耗性、耐欠損性、摺動性などが要求される種々の用途に適用可能である。また、本発明では、基体の表面に被覆される硬質膜が基体全体に被覆されていてもよく、耐摩耗性、耐欠損性、摺動性などが要求される基体の一部にのみ被覆されていてもよい。

平均粒径０．７μｍのＷＣ粉末８７質量％、Ｃｏ粉末１０質量％、ＴｉＣ粉末２質量％、ＮｂＣ粉末１質量％を粉砕、混合し、得られた混合粉末をプレス成形にてＣＮＭＡ１２０４０８形状に成形し、真空雰囲気で焼成して超硬合金基体を作製した。得られた超硬合金基体をカソードアーク方式のイオンプレーティング装置に入れて、基体温度５００℃、アーク定常電流を１５０Ａとして表１に示す条件でアーク電流を変化させて厚さ２μｍの（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ組成からなる硬質膜を成膜し、スローアウェイチップを得た。なお、表中の初期バイアス電圧をかけた時間は１分、定常状態バイアス電圧をかけた時間は２０分で一定とした。

また、得られたチップを切断し、そのチップの切刃近傍における断面の硬質膜について、ＷＤＳ（波長分散）方式の分析装置を使用しＥＰＭＡ法を用いて、含有される不活性ガス量を定量した。結果は表２に示した。また、表面から膜厚の１０％内部の位置での不活性ガスの量Ｘと、基体と硬質膜の界面から膜厚の１０％内部の位置での不活性ガス量Ｙとを微小領域ＡＥＳで測定し、不活性ガス量の比率Ｘ／Ｙを算出した。また、同時に、硬質膜と基体の界面から硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置から、硬質膜と基体の界面に向かって、不活性ガスの含有量が漸次減少する傾斜組成であるかどうかの確認を行った。結果は表2に示した。ＧＤＳ（ＧＤ−ＯＥＳ：高周波グロー放電発光表面分析装置）等を用いても深さ方向に元素分布プロファイルを測定することが可能である。

さらに、チップのすくい面にＸ線回折分析（ＸＲＤ）を行い、硬質膜の検出ピークを確認した。検出結果より、（１１１）面を示すピークの強度をＡ、（２００）面を示すピークの強度をＢとしたときのＡ／Ｂの値を求めた。結果は表２に示した。

また、得られたチップにて下記条件で切削テストを行った。結果は表３に示した。

（摩耗試験）
＜切削条件＞
切削方法：旋削
被削材 ：Ｓ４５Ｃ材
切削速度：２５０ｍ／分
送り ：０．４ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
切削状態：乾式切削
評価方法：１０分間切削した際のフランク摩耗、ノーズ摩耗の測定
（断続評価）
＜切削条件＞
切削方法：旋削
被削材 ：Ｓ４５Ｃ ４本溝つき
切削速度：２００ｍ／分
送り ：０．４ｍ／ｒｅｖ
切り込み：２ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：刃先が欠損した際の被削材溝による衝撃回数を測定。

１０００回衝撃を加えたときの刃先の状態を確認

表２、３より、硬質膜中に不活性ガス元素が検出されなかった試料Ｎｏ．７、９では、早期に硬質膜が剥離してしまい、チッピング等によって欠損してしまった。

一方、硬質膜中に不活性ガス元素が過剰に含有されている試料Ｎｏ．８では、耐摩耗性、耐欠損性が共に悪かった。

他方、硬質膜中に不活性ガス元素が検出されたが最強ピークが（１１１）面となっていない試料Ｎｏ．１０では、耐摩耗性が悪く、工具寿命の短いものであった。

これに対し、本発明の範囲内であり、不活性ガス元素（Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｒｎ）の1種類以上を０．０１質量％〜１質量％含むとともに、Ｘ線回折法で検出されたピークのうち、結晶の（１１１）面に起因するピークの強度が最大である試料Ｎｏ．１〜６では、硬質膜にチッピングや膜剥離が発生せず、かつ、高い耐摩耗性を有し、非常に長寿命な工具となった。

本発明の一実施形態にかかる表面被覆体（被覆切削工具）を示す部分概略断面図である。

符号の説明

１：表面被覆体
２：基体
３：硬質膜
Ｌ：表面から前記硬質膜の厚みの１０％内部での位置
Ｍ：硬質膜と基体の界面から硬質膜厚みの１０％内部での位置

Claims (7)

1. 基体の表面に、少なくともＴｉを含む窒化物、窒酸化物、炭窒化物および炭窒酸化物の１種以上で構成される硬質膜を少なくとも１層被覆した表面被覆体において、前記硬質膜は、不活性ガス元素（Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｒｎ）の少なくとも1種以上を０
   ．０１質量％〜１質量％含有するとともに、Ｘ線回折法で検出されたピークのうち、結晶の（１１１）面に起因するピークの強度が最大であるとともに、前記硬質膜と前記基体の界面から硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置から、前記硬質膜と前記基体の界面に向かって、不活性ガスの含有量が漸次減少することを特徴とする表面被覆体。
2. 前記Ｘ線回折法で検出されたピークのうち、２番目に強い強度を持つピークが（２００）面に起因するものであることを特徴とする請求項１に記載の表面被覆体。
3. 前記（１１１）面に起因するピークの強度Ａと前記（２００）面に起因するピークの強度Ｂが１．１＜（Ａ／Ｂ）＜１０．０の関係を満足することを特徴とする請求項２に記載の表面被覆体。
4. 前記硬質膜がＡｒおよびＫｒの少なくとも一方を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の表面被覆体。
5. 前記硬質膜がＨｅおよびＮｅの少なくとも一方を含有することを特徴とする請求項４に記載の表面被覆体。
6. 前記硬質膜の表面から該硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置における不活性ガスの量Ｘと、前記硬質膜と前記基体の界面から該硬質膜の膜厚の１０％に相当する厚み分だけ内部の位置における不活性ガスの量Ｙとの比率Ｘ／Ｙが０．５〜１．５であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の表面被覆体。
7. 前記硬質膜がさらにＡｌを含有することを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の表面被覆体。

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