JP5067963B2 - 硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
(a)下部層が、Tiの炭化物(以下、TiCで示す)層、窒化物(以下、同じくTiNで示す)層、炭窒化物(以下、TiCNで示す)層、炭酸化物(以下、TiCOで示す)層、および炭窒酸化物(以下、TiCNOで示す)層のうちの1層または2層以上からなり、かつ3〜20μmの全体平均層厚を有するTi化合物層、
(b)上部層が、1〜15μmの平均層厚、および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有する酸化アルミニウム[以下、α型Al2O3で示す)層、
以上(a)および(b)で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる被覆工具が知られており、この被覆工具が、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ることも良く知られるところである。
(a)従来被覆工具の硬質被覆層を構成する上部層としてのα型Al2O3層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を備えているが、この層は、例えば、通常の化学蒸着装置にて、
反応ガス組成:容量%で、AlCl3:2〜4%、CO2:3〜8%、HCl:1.5〜3%、H2S:0.05〜0.2%、H2:残り、
反応雰囲気温度:950〜1100℃、
反応雰囲気圧力:6〜10kPa、
の条件(通常条件という)で、Ti化合物層(従来被覆工具の下部層)上に蒸着形成される。
しかし、これを、
反応ガス組成:容量%で、AlCl3:2.3〜4%、CrCl3:0.02〜0.21%、ZrCl4:0.02〜0.13%、CO2:1〜5%、HCl:1.5〜3%、H2S:0.05〜0.2%、H2:残り、
反応雰囲気温度:750〜900℃、
反応雰囲気圧力:6〜10kPa、
の条件でTi化合物層(従来被覆工具の下部層)表面に、
組成式:(Al1−Q―RCrQZrR)2O3、(ただし、原子比で、Q:0.005〜0.07、R:0.003〜0.05)を満足するAl−Cr−Zr複合酸化物[以下、(Al,Cr,Zr)2O3で示す]核を形成し、この場合前記(Al,Cr,Zr)2O3核は20〜200nm(0.02〜0.2μm)の平均層厚を有する(Al,Cr,Zr)2O3核薄膜であるのが望ましく、引き続いて、加熱雰囲気を圧力:3〜13kPaの水素雰囲気に変え、かつ加熱雰囲気温度を1100〜1200℃に昇温した条件で前記(Al,Cr,Zr)2O3核薄膜に加熱処理を施した状態で、硬質被覆層の上部層として、
反応ガス組成:容量%で、AlCl3:2.3〜4%、CrCl3:0.02〜0.21%、ZrCl4:0.02〜0.13%、CO2:3〜8%、HCl:1.5〜3%、H2S:0.05〜0.2%、H2:残り、
反応雰囲気温度:1020〜1050℃、
反応雰囲気圧力:6〜10kPa、
の条件で、組成式:(Al1−Q―RCrQZrR)2O3、(ただし、原子比で、Q:0.005〜0.07、R:0.003〜0.05)を満足する(Al,Cr,Zr)2O3層を形成すると、この結果の前記加熱処理(Al,Cr,Zr)2O3核薄膜上に蒸着形成された(Al,Cr,Zr)2O3層は、化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、かつα型Al2O3層に比して、高温強度が格段に向上した上部層であること。
電界放出型走査電子顕微鏡を用い、図2(a),(b)に概略説明図で例示される通り、表面研磨面の測定範囲内に存在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)面および(10−10)面の法線がなす傾斜角[図2(a)には前記結晶面の傾斜角が0度の場合、同(b)には傾斜角が45度の場合を示しているが、これらの角度を含めて前記結晶粒個々のすべての傾斜角]を測定し、この場合前記結晶粒は、上記の通り上記従来α型Al2O3層では格子点にAlおよび酸素、また上記改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層ではAl、Cr、Zr、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で1つの構成原子を共有する格子点(構成原子共有格子点)の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がN個(ただし、Nはコランダム型六方最密晶の結晶構造上2以上の偶数となるが、分布頻度の点からNの上限を28とした場合、4、8、14、24、および26の偶数は存在せず)存在する構成原子共有格子点形態をΣN+1で現し、個々のΣN+1がΣN+1全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフを作成した場合(この場合前記の結果から、Σ5、Σ9、Σ15、Σ25、およびΣ27の構成原子共有格子点形態は存在しないことになる)、上記従来α型Al2O3層は、図5に例示される通り、Σ3の分布割合が30%以下の相対的に低い構成原子共有格子点分布グラフを示すのに対して、前記改質α型(Al,Cr、Zr)2O3層は、図4に例示される通り、Σ3の分布割合が60〜80%のきわめて高い構成原子共有格子点分布グラフを示すこと。
なお、上記の改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層および従来α型Al2O3層において、相互に隣接する結晶粒の界面における構成原子共有格子点形態のうちのΣ3、Σ7、およびΣ11の単位形態を模式図で例示すると図3(a)〜(c)に示される通りとなること。
以上(a)〜(e)に示される研究結果を得たのである。
(a)下部層が、3〜20μmの全体平均層厚を有するTiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上からなるTi化合物層、
(b)上部層が、加熱処理を施した20〜200nmの平均層厚を有する組成式:(Al 1−Q―R Cr Q Zr R ) 2 O 3 (ただし、原子比で、Q:0.005〜0.07、R:0.003〜0.05)を満足するAl−Cr−Zr複合酸化物核薄膜と、この上に蒸着形成され、
1〜15μmの平均層厚および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、組成式:(Al1−Q−RCrQZrR)2O3、(ただし、原子比で、Q:0.005〜0.07、R:0.003〜0.05)を満足するAlとCrとZrの複合酸化物層からなり、
さらに、該AlとCrとZrの複合酸化物層について、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)面および(10−10)面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にAl、Cr、Zr、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で1つの構成原子を共有する格子点(構成原子共有格子点)の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がN個(ただし、Nはコランダム型六方最密晶の結晶構造上2以上の偶数となるが、分布頻度の点からNの上限を28とした場合、4、8、14、24、および26の偶数は存在せず)存在する構成原子共有格子点形態をΣN+1で現した場合、個々のΣN+1がΣN+1全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ3に最高ピークが存在し、かつ前記Σ3のΣN+1全体に占める分布割合が60〜80%である構成原子共有格子点分布グラフを示すAlとCrとZrの複合酸化物層、
以上(a)、(b)で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる、硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具に特徴を有するものである。
(a)下部層(Ti化合物層)
Tiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上からなるTi化合物層は、硬質被覆層の下部層として存在し、自身の具備するすぐれた高温強度によって硬質被覆層の高温強度向上に寄与するほか、工具基体と上部層のいずれにも強固に密着し、よって硬質被覆層の工具基体に対する密着性を向上させる作用を有するが、その平均層厚が3μm未満では、前記作用を十分に発揮させることができず、一方その平均層厚が20μmを越えると、特に高熱発生を伴うとともに衝撃的な負荷がかかる高速断続切削では熱塑性変形を起し易くなり、これが偏摩耗の原因となることから、その平均層厚を3〜20μmと定めた。
上記の改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層において、これの構成成分であるAl成分は層の高温硬さおよび耐熱性を向上させ、同Cr成分はAl成分との共存においてさらに一段と耐熱性を向上させるとともに、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ3の分布割合を高め、また、同Zr成分は、上記加熱処理(Al,Cr,Zr)2O3核薄膜中のCr成分との共存において、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ3の分布割合を高める作用を有し、改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層にCr成分とZr成分が共存することによって、改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層のΣ3の分布割合は、60〜80%にまで高められ、そしてこれによって、改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層の高温強度は大幅に向上するが、この場合、Crの含有割合を示すQ値が原子比で0.005未満、また、Zrの含有割合を示すR値が原子比で0.003未満では前記作用に所望の向上効果を確保することができず、一方、同Q値が0.07を越えると、また、同R値が0.05を越えると、構成原子共有格子点分布グラフでのΣ3の分布割合が60%未満となってしまい、所望の高温強度の確保が困難になることから、前記Q値を0.005〜0.07、前記R値を0.003〜0.05と定めた。
また、上記の改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ3の分布割合は、反応ガスを構成するAlCl3、CrCl3、ZrCl4、CO2およびHClの含有割合、さらに雰囲気反応圧力によって60%以上に調整することはできるが、上記の通り加熱処理(Al,Cr,Zr)2O3核薄膜の平均層厚も改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層の構成原子共有格子点分布グラフにおけるΣ3の分布割合に影響を及ぼし、その平均層厚が20nm未満では構成原子共有格子点分布グラフでのΣ3の分布割合を60%以上にすることができず、この結果所望のすぐれた高温強度が得られず、一方その平均層厚が200nmを越えてもΣ3の分布割合は60%未満となってしまうことから、その平均層厚を20〜200nmとするのが望ましい。
さらに、改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層は、従来α型Al2O3層自体のもつすぐれた高温硬さと耐熱性に加えて、さらに一段とすぐれた高温強度を有するため、高速断続切削という厳しい切削条件であっても、硬質被覆層へのチッピング発生を十分に防止し得るが、上記改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層の平均層厚が1μm未満ではこの層が有する前記特性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方、その平均層厚が15μmを越えると、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生し易くなり、摩耗が加速するようになることから、その平均層厚を1〜15μmと定めた。
すなわち、上記構成原子共有格子点分布グラフは、上記の改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層および従来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)面および(10−10)面の法線がなす傾斜角を測定し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で1つの構成原子を共有する格子点(構成原子共有格子点)の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がN個(ただし、Nはコランダム型六方最密晶の結晶構造上2以上の偶数となるが、分布頻度の点からNの上限を28とした場合、4、8、14、24、および26の偶数は存在せず)存在する構成原子共有格子点形態をΣN+1で現した場合、個々のΣN+1がΣN+1全体に占める分布割合を求めることにより作成した。
なお、図4は、本発明被覆工具7の改質α型(Al,Cr,Zr)2O3層の構成原子共有格子点分布グラフ、図5は、従来被覆工具3の従来α型Al2O3層の構成原子共有格子点分布グラフをそれぞれ示すものである。
[切削条件A]
被削材:JIS・SNC415の長さ方向等間隔4本縦溝入の丸棒、
切削速度: 380 m/min、
切り込み: 2.0 mm、
送り: 0.25 mm/rev、
切削時間: 5 分、
の条件での合金鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は、200m/min)、
[切削条件B]
被削材:JIS・FCD300の長さ方向等間隔4本縦溝入り丸棒、
切削速度: 400 m/min、
切り込み: 2.0 mm、
送り: 0.4 mm/rev、
切削時間: 5 分、
の条件での鋳鉄の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は、それぞれ180m/min)、
[切削条件C]
被削材:JIS・S35Cの長さ方向等間隔4本縦溝入の丸棒、
切削速度: 390 m/min、
切り込み: 1.5 mm、
送り: 0.25 mm/rev、
切削時間: 5 分、
の条件での炭素鋼の乾式高速断続切削試験(通常の切削速度は、250m/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7に示した。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金または炭窒化チタン基サーメットで構成された工具基体の表面に、
(a)下部層が、3〜20μmの全体平均層厚を有するTiの炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層、および炭窒酸化物層のうちの1層または2層以上からなるTi化合物層、
(b)上部層が、加熱処理を施した20〜200nmの平均層厚を有する組成式:(Al 1−Q―R Cr Q Zr R ) 2 O 3 (ただし、原子比で、Q:0.005〜0.07、R:0.003〜0.05)を満足するAl−Cr−Zr複合酸化物核薄膜と、この上に蒸着形成され、
1〜15μmの平均層厚および化学蒸着した状態でα型の結晶構造を有し、さらに、組成式:(Al1−Q−RCrQZrR)2O3、(ただし、原子比で、Q:0.005〜0.07、R:0.003〜0.05)を満足するAlとCrとZrの複合酸化物層からなり、
さらに、該AlとCrとZrの複合酸化物層について、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)面および(10−10)面の法線がなす傾斜角を測定し、この場合前記結晶粒は、格子点にAl、Cr、Zr、および酸素からなる構成原子がそれぞれ存在するコランダム型六方最密晶の結晶構造を有し、この結果得られた測定傾斜角に基づいて、相互に隣接する結晶粒の界面で、前記構成原子のそれぞれが前記結晶粒相互間で1つの構成原子を共有する格子点(構成原子共有格子点)の分布を算出し、前記構成原子共有格子点間に構成原子を共有しない格子点がN個(ただし、Nはコランダム型六方最密晶の結晶構造上2以上の偶数となるが、分布頻度の点からNの上限を28とした場合、4、8、14、24、および26の偶数は存在せず)存在する構成原子共有格子点形態をΣN+1で現した場合、個々のΣN+1がΣN+1全体に占める分布割合を示す構成原子共有格子点分布グラフにおいて、Σ3に最高ピークが存在し、かつ前記Σ3のΣN+1全体に占める分布割合が60〜80%である構成原子共有格子点分布グラフを示すAlとCrとZrの複合酸化物層、
以上(a)、(b)で構成された硬質被覆層を蒸着形成してなる、硬質被覆層が高速断続切削加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具。
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