JP5036470B2

JP5036470B2 - 表面被覆工具

Info

Publication number: JP5036470B2
Application number: JP2007251567A
Authority: JP
Inventors: ヨウセンシュ
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2007-09-27
Filing date: 2007-09-27
Publication date: 2012-09-26
Anticipated expiration: 2027-09-27
Also published as: JP2009082993A

Description

本発明は基体の表面に被覆層を成膜してなる表面被覆工具に関する。

現在、表面被覆工具は、ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣＮ基サーメット等の硬質材料の表面に様々な被覆層を成膜して摺動性、耐摩耗性、耐欠損性を向上させる手法が使われており、中でも物理気相合成法にて成膜された被覆層は高硬度で耐摩耗性が高く、種々の用途に広く採用されている。かかる物理気相合成法として、アークイオンプレーティング法やスパッタリング法を用いてＴｉＡｌＮ層を成膜することが好適に行われており、さらに工具寿命を延命させるためのＴｉＡｌＮ層の改良が検討されている。

例えば、特許文献１では、低硬度のＴｉＡｌＮ層と高硬度のＴｉＡｌＮ層とを交互に隣接して積層した硬質皮膜とすることによって、硬質皮膜の基材との密着性と耐摩耗性が向上することが開示されている。具体的な硬質皮膜としては、バイアス電圧が−１０〜−３０Ｖの条件下で形成されてＡｌを０．１〜０．４の割合で含有する低硬度層と、バイアス電圧が−５０〜−１００Ｖの条件下で形成されてＡｌを０．４〜０．７５の割合で含有する高硬度層とを積層した構成が記載されている。

また、特許文献２では、高速加工やドライ加工などの過酷な条件で使用される切削工具に用いる際に初期にチッピングや欠損性して基体が露出することを抑制させる手法として、被覆膜の弾性回復性に着目してこれを適度な範囲に規定することによって被覆膜の耐摩耗性と耐欠損性が向上することが記載されている。

さらに、特許文献３では、被覆層を基体側から表面側にかけて硬度が連続的または段階的に変化する構成として、被覆層の耐摩耗性と潤滑特性を向上できることが開示されている。
特開平１１−６１３８０号公報特開２００５−２７１１９０号公報特開２００４−７４３６１号公報

しかしながら、特許文献１のように、低硬度のＴｉＡｌＮ層と高硬度のＴｉＡｌＮ層とを交互に隣接して積層した被覆層では、基体との密着性と被覆層の耐摩耗性は向上するものの、被覆層の表面における平滑性および耐衝撃性は低くて、被覆層全体としての耐摩耗性や耐欠損性が必ずしも十分とは言えなかった。特に、切刃形状がシャープエッジで、切削した仕上面の平滑性が求められる精密加工等に用いられる切削工具では、切削加工の初期段階で切刃に微小の膜剥離やチッピング等が発生し、加工した仕上面粗度が悪化して切削工具の寿命が短くなってしまうという問題があった。

また、特許文献２のように、被覆膜全体が均一に弾性回復性を有する被覆膜では、被覆膜の耐摩耗性が不十分であった。

さらに、特許文献３のように、基体側から表面側にかけて硬度が連続的または段階的に変化する被覆層では、耐摩耗性および潤滑性の向上に限界があった。また、耐酸化性の改善も必要であった。

本発明は上記課題を解決するためのものであり、その目的は、耐摩耗性および潤滑性が高くかつ耐欠損性に優れた表面被覆工具を提供することにある。

本発明の表面被覆工具は、基体の表面に、Ｍ_１−ａＡｌ_ａ（Ｃ_ｂＮ_１−ｂ）（ただし、Ｍは周期表第４、５、６族元素、Ｓｉ、Ｙ、Ｃｅのうちの一種以上の金属元素、０．２５≦ａ≦０．７５、０≦ｂ≦１）で表わされる被覆層が形成され、該被覆層は層厚が１．０〜７．０μｍでビッカース硬度が２０〜６０ＧＰａであり、平均結晶幅が０．０２〜０．２μｍの結晶にて構成されているとともに、該被覆層の表面に厚みが０．０５〜０．５μｍでビッカース硬度が前記被覆層の内部のビッカース硬度よりも小さく、最表面の平均結晶幅が前記被覆層の内部の平均結晶幅より大きい結晶にて構成された表面領域が存在するものである。

ここで、上記構成において、前記表面領域における前記被覆層のａ値が、該被覆層の内部におけるａ値よりも大きいことが望ましい。

また、上記構成において、前記被覆層がスパッタリング法によって成膜された被覆層であることが望ましい。

本発明の表面被覆工具によれば、被覆層は層厚が１．０〜７．０μｍでビッカース硬度が２０〜６０ＧＰａであり、平均結晶幅が０．０２〜０．２μｍの結晶にて構成されているとともに、該被覆層の表面に厚みが０．０５〜０．５μｍでビッカース硬度が前記被覆層の内部のビッカース硬度よりも小さく、最表面の平均結晶幅が前記被覆層の内部の平均結晶幅より大きい結晶にて構成された表面領域が存在することにより、メカニズムは不明であるが、被覆層の耐摩耗性および潤滑性が向上し、特に精密加工用の切削工具として用いた際に良好な性能を発揮する。しかも、各被覆層の層厚が上記範囲に制御されていることによって、被覆層の硬度および耐欠損性が高いものである。

また、前記表面領域における前記被覆層のａ値が、該被覆層の内部におけるａ値よりも大きいことが、表面領域における硬度を容易に制御できるとともに切削時の耐酸化性を高めることができる点で望ましい。

なお、前記被覆層はスパッタリング法より被覆されたものであることが、アークイオンプレーティング法で成膜した際に生成するドロップレット等のような異常部が発生することなく均一な組織とできる点で望ましい。

本発明の表面被覆工具の一例について、好適な実施態様例である表面被覆切削工具の（ａ）概略斜視図、（ｂ）概略断面図である図１、および被覆層の表面近傍における硬度の分布状態を示すグラフである図２を用いて説明する。

図１によれば、本発明の表面被覆工具（以下、単に工具と略す。）１は、主面にすくい面３を、側面に逃げ面４を、すくい面３と逃げ面４との交差稜線に切刃５を有し、基体２の表面に被覆層６を成膜した構成となっている。

被覆層６は、図２に示すように、基体２の表面に、Ｍ_１−ａＡｌ_ａ（Ｃ_ｂＮ_１−ｂ）（ただし、Ｍは周期表第４、５、６族元素、Ｓｉ、Ｙ、Ｃｅのうちの一種以上の金属元素、０．２５≦ａ≦０．７５、０≦ｂ≦１）で表わされ、被覆層６は層厚が１．０〜７．０μｍでビッカース硬度が２０〜６０ＧＰａであり、平均結晶幅が０．０２〜０．２μｍの結晶にて構成されているとともに、被覆層６の表面に厚みが０．０５〜０．５μｍでビッカース硬度が前記被覆層の内部のビッカース硬度よりも小さく、最表面の平均結晶幅が被覆層６の内部の平均結晶幅より大きい結晶にて構成された表面領域７が存在する構成からなる。

これにより、被覆層６の耐摩耗性および潤滑性が向上し、特に精密加工用の切削工具として用いた際に良好な性能を発揮する。しかも、各被覆層の層厚が上記範囲に制御されていることによって、被覆層の硬度および耐欠損性が高いものである。

ここで、Ｍ_１−ａＡｌ_ａ（Ｃ_ｂＮ_１−ｂ）（ただし、Ｍは周期表第４、５、６族元素、Ｓｉ、Ｙ、Ｃｅのうちの一種以上の金属元素、０．２５≦ａ≦０．７５、０≦ｂ≦１）で表わされる被覆層の組成において、ａが０．２５より小さいと耐摩耗性が低下してしまい、ａが０．７５より大きいと耐欠損性が低下する。ａの望ましい範囲は、０．４５≦ａ≦０．６であり、ｂの望ましい範囲は、０．８≦ｂ≦１である。なお、上記金属元素Ｍとしては、特に硬度の高いＴｉを含むことが望ましく、他にＮｂ、Ｍｏ、ＳｉおよびＷの少なくとも１種を併せて含むことが望ましい。

また、被覆層６の層厚が１．０μｍより薄いと、工具１の耐摩耗性が不十分であり、被覆層６の層厚が７．０μｍより厚いと、被覆層６の内部応力が高くなって被覆層６の耐欠損性が低下するおそれがある。被覆層６の層厚の望ましい範囲は４〜６μｍである。また、被覆層６の平均結晶幅が０．０２μｍより小さいと、被覆層６の耐酸化性が低下するおそれがあり、一方、被覆層６の平均結晶幅が０．２μｍより大きいと被覆層６の硬度および耐欠損性が低下する。被覆層６の平均結晶幅の望ましい範囲は、０．１〜０．１５μｍである。なお、本発明において、被覆層６の平均結晶幅を測定するには、被覆層６の断面写真において、被覆層６の中間の厚さにあたる部分に線Ａ（図示せず。）を引いて測定する。具体的には、被覆層６中の柱状結晶の平均結晶幅は線Ａの１００ｎｍ以上の長さＬ（図示せず。）を特定し、この長さＬの線Ａを横切る粒界の数を数えて、長さＬ／粒界の数によって算出する。

さらに、表面領域７の層厚が０．０５μｍよりも薄いと表面領域７の効果がなくて被覆層６の潤滑性および耐欠損性が低下する。逆に、表面領域７の層厚が０．５μｍを超えると被覆層６の硬度が低下して耐摩耗性が悪くなる。ここで、本発明における表面領域の有無およびその厚みの算定は、被覆層６の表面から図２に示すようにナノインデンテーション法による硬度測定を行って硬度分布をプロットし、被覆層６の内部で一定となる硬度の値に対して被覆層６の表面の硬度が低い部分を特定し、その厚みｔを求めることによって定量化することができる。

また、本発明においては、表面領域７を構成する結晶の平均結晶幅が被覆層６を構成する結晶の平均結晶幅と同じか、または小さい場合には、表面領域７の効果がなくて被覆層６の潤滑性が低下する。なお、表面領域の平均結晶幅は、被覆層６の表面における平均結晶幅を指す。

なお、本発明においては、被覆層６が基体２の表面と平行な方向の結晶幅に対して基体表面と垂直な方向の結晶長さが１．５倍以上長い結晶で特定される柱状結晶をなしていることが、工具１の硬度および靭性を高めることができる点で望ましい。

さらに、表面領域７中のＡｌの含有比率（ａ値）が、被覆層６の内部におけるＡｌの含有比率（ａ値）よりも大きいことが、表面領域７において切削時の耐酸化性を高めることができる点で望ましい。すなわち、切削によって高温となりやすい表面領域７においても、含有比率の高いＡｌがＡｌ_２Ｏ_３等の酸化物に変質して被覆層６の表面を覆うことになり酸化の進行を抑制することができる。また、Ａｌの含有比率（ａ値）が高いことによって被覆層の結晶状態が高硬度の立方晶構造から低硬度の六方晶構造に変態して表面領域７における硬度を低下させることができるので、表面領域７における硬度の制御が容易にできる。

また、被覆層６はスパッタリング法によって成膜されたものであることが、アークイオンプレーティング法で成膜した際に生成するドロップレット等の異常粒子が発生することなく均一な組織とできて、被削材の加工面粗度を高めることができる点で望ましい。また、このスパッタリング法によれば、被覆層６内の硬度の制御が容易である。

ここで、被覆層６の表面における算術平均粗さ（Ｒａ）は、０．１２μｍ以下であることが工具１の耐摩耗性が高く、かつ切削加工時の切削抵抗を低減できるために望ましい。なお、被覆層６の表面における算術平均粗さは、ＪＩＳＢ０６０１’０１に従って触針式表面粗さ測定器を用いて、カットオフ値：０．２５ｍｍ、基準長さ：０．８ｍｍ、走査速度：０．１ｍｍ／秒にて測定することができる。さらに、基体２と被覆層６との界面における算術平均粗さは０．０５〜０．３μｍであるのが、被覆層６の密着性がよく、かつ核生成を均一にすることができる点で望ましい。なお、基体２と被覆層６との界面における算術平均粗さは、基体２と被覆層６との界面を含む工具１の断面写真から、基体２と被覆層６との界面をトレースして凹凸線を描き、この凹凸線から上記ＪＩＳＢ０６０１’０１に準拠して求められる算術平均粗さに相当する値にて測定することができる。

さらに、本発明においては、被覆層６の均質性の高いことから、工具１の切刃５における被覆層６の均質性が高く、被覆層６の表面の平滑性も高いことから、切削加工したときの被削材の仕上面粗度も高いものである。

また、基体２としては、炭化タングステンや炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金、サーメット、窒化ケイ素や酸化アルミニウムを主成分とするセラミックス、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相とセラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。

（製造方法）
次に、本発明の表面被覆工具の製造方法について説明する。

まず、工具形状の基体を従来公知の方法を用いて作製し、この基体表面に、上述した構成の被覆層を成膜する。

具体的な成膜方法としては、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理気相合成（ＰＶＤ）法を用いる。成膜方法の詳細についてその一例を説明すると、チタン（Ｔｉ）とアルミニウム（Ａｌ）とを含む被覆層をスパッタリング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）および金属アルミニウム（Ａｌ）の２種類以上の金属ターゲットを独立として用いるか、またはこれらの合金をターゲットに用い、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスと反応させて成膜する。

このとき、被覆層の成膜時の成膜前期における成膜温度に比べて成膜後期における成膜温度を１００〜２００℃高めた条件で成膜することにより、上述した被覆層を形成することができる。なお、この成膜後期にスパッタリングされるＡｌ量が多くなるように、Ａｌ含有量が多い別のターゲットを準備して成膜後期にバイアス電圧をかける等の方法によって、被覆層６の表面領域のＡｌの含有量が内部のＡｌの含有比率よりも多くなるように制御することができる。

平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末を主成分として、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、平均粒径１．０μｍの炭化バナジウム（ＶＣ）粉末を０．２質量％、平均粒径１．０μｍの炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）粉末を０．６質量％の割合で添加し混合して、プレス成形によりＶＰＥＴ１１０３０１ＦＲのスローアウェイチップ形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。また、各試料のすくい面表面をブラスト加工、ブラシ加工等によって研磨加工した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にて刃先処理（ホーニング）を施した。

このようにして作製した基体に対してスパッタリング法により表１に示す種々の組成にて被覆層を成膜した。なお、必要に応じて、Ａｌ含有量の多いターゲットを準備して、成膜後期のみにバイアス電圧を印加して表面領域におけるＡｌ含有量ａ値を制御した。また、試料Ｎｏ．１２についてはアークイオンプレーティング法により成膜した。

得られた試料に対して、被覆層の表面付近についてナノインデンテーション法により硬度変化を測定した。そして、図２のように硬度分布をグラフ化して、表面領域の有無、およびその厚みを算出した。また、被覆層の表面を含む断面について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察し、被覆層を構成する結晶の平均結晶幅を求めた。また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察する際に、各被覆層の任意３箇所における組成をエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）によって測定し、これらの平均値を各被覆層の組成として算出した。

さらに、被覆層の表面における算術平均粗さＲａを接触式の表面粗さ計で任意の３箇所について測定し、その平均値を求めた。具体的な測定方法は、ＪＩＳＢ０６０１’０１に基づき触針式表面粗さ測定器を用いて、カットオフ値：０．２５ｍｍ、基準長さ：０．８ｍｍ、走査速度：０．１ｍｍ／秒にて測定した。また、上記顕微鏡観察写真から、ｃＢＮ焼結体と被覆層との間の界面をトレースし、この形状からＪＩＳＢ０６０１’０１に準拠して界面における算術平均粗さ（Ｒａ）を求めた。

次に、得られた外径切削工具ＶＰＥＴ１１０３０１ＦＲ形状のスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表２に示した。

切削方法：外径旋削加工
被削材：快削鋼
切削速度：２１５ｍ／ｍｉｎ
送り：０．００８ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：0.02ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：２０分間切削した時点で加工された被削材の仕上面粗度を測定した。

また、２０分切削後の横逃げ面摩耗と先端摩耗、チッピングの有無を顕微鏡に
て測定した。

表１〜３に示す結果より、表面領域の存在しない試料Ｎｏ．１１は、加工面粗度が悪く、またチッピングが発生して工具寿命が短いものであった。また、被覆層の層厚が１．０μｍより薄い試料Ｎｏ．１２では耐摩耗性が悪く、被覆層の層厚が６．０μｍより厚い試料Ｎｏ．１３では早期にチッピングが発生した。さらに、表面領域の厚みが０．５μｍを超える試料Ｎｏ．１４では耐摩耗性が悪く、第１被覆層の平均結晶幅が０．２μｍより大きい試料Ｎｏ．１５では、耐酸化性が悪くてチッピングが発生し耐摩耗性も悪いものであった。

これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．１〜１０では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて仕上面粗度が良好な切削性能を発揮した。

本発明の表面被覆工具の（ａ）概略斜視図、（ｂ）概略断面図である。本発明の表面被覆工具における被覆層の表面近傍についての硬度分布の状態を示すグラフである。

符号の説明

１表面被覆工具
２基体
３すくい面
４逃げ面
５切刃
６被覆層
７表面領域

Claims

基体の表面に、Ｍ_１−ａＡｌ_ａ（Ｃ_ｂＮ_１−ｂ）（ただし、Ｍは周期表第４、５、６族元素、Ｓｉ、Ｙ、Ｃｅのうちの一種以上の金属元素、０．２５≦ａ≦０．７５、０≦ｂ≦１）で表わされる被覆層が形成され、該被覆層は層厚が１．０〜７．０μｍでビッカース硬度が２０〜６０ＧＰａであり、平均結晶幅が０．０２〜０．２μｍの結晶にて構成されているとともに、該被覆層の表面に厚みが０．０５〜０．５μｍでビッカース硬度が前記被覆層の内部のビッカース硬度よりも小さく、最表面の平均結晶幅が前記被覆層の内部の平均結晶幅より大きい結晶にて構成された表面領域が存在する表面被覆工具。
前記表面領域における前記被覆層のａ値が、該被覆層の内部におけるａ値よりも大きい請求項１記載の表面被覆工具。
前記被覆層がスパッタリング法により成膜されたものである請求項１または２記載の表面被覆工具。