JP5287407B2 - 重切削加工においてすぐれた耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具 - Google Patents
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Description
この発明は、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からなる工具基体にダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具に関し、特に、金属材料よりも比強度、比剛性の高いCFRP(Carbon Fiber Reinforced Plastics。炭素繊維強化プラスチック)あるいは溶着性の高いAl合金等の高送り、高切込みの重切削加工に際し、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具に関するものである。
従来、炭化タングステン基(WC基)超硬合金または炭窒化チタン基(TiCN基)サーメットなどの工具基体に、ダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具が知られており、
例えば、工具基体表面に、ダイヤモンドの結晶成長の起点となる核付着工程およびダイヤモンドを結晶成長させる結晶成長工程とを繰り返し行うことにより、結晶粒径が微細なダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具が知られており、この被覆工具を用いたAl合金の切削加工で、すぐれた面精度を得られることが知られている。
例えば、工具基体表面に、ダイヤモンドの結晶成長の起点となる核付着工程およびダイヤモンドを結晶成長させる結晶成長工程とを繰り返し行うことにより、結晶粒径が微細なダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具が知られており、この被覆工具を用いたAl合金の切削加工で、すぐれた面精度を得られることが知られている。
近年の切削加工装置のFA化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴って、切削条件はますます高速化している。上記の従来被覆工具は、これを通常条件での切削加工に用いた場合には特段の問題は生じないが、これを、一般の金属材料に比して、比強度、比剛性にすぐれるCFRPの重切削、軟質で溶着性の高いAl合金等の重切削に用いた場合には、CFRPは炭素繊維とエポキシ系樹脂の複合材であるため工具摩耗が激しく、また、Al合金等は、切削時の切刃への溶着、欠損を生じやすく、工具寿命が短命であるという問題点があった。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、特に難削材であるCFRPあるいは溶着性の高いAl合金等の切刃に対して高負荷が作用する重切削加工で、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具を開発すべく鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。
即ち、図1は、本発明のダイヤモンド被覆工具の側断面の概略図を示すが、図1において、WC基超硬合金またはTiCN基サーメットで構成された工具基体表面に、それぞれ所定の膜厚の粗粒結晶層C−含非晶質炭素層A−微粒結晶層B−含非晶質炭素層Aを交互積層単位構造として、この交互積層単位構造を複数周期繰り返し設けることにより、全膜厚2.5〜30μmのダイヤモンド皮膜を形成し、さらに、工具基体表面の法線に対して、該ダイヤモンド皮膜中の結晶粒の(101)面の法線がなす傾斜角を測定して傾斜角度分布グラフを作成した場合、0〜20度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度分布グラフにおける度数全体の30%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すダイヤモンド皮膜を形成すると、このようなダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具は、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになることを見出したのである。
即ち、図1は、本発明のダイヤモンド被覆工具の側断面の概略図を示すが、図1において、WC基超硬合金またはTiCN基サーメットで構成された工具基体表面に、それぞれ所定の膜厚の粗粒結晶層C−含非晶質炭素層A−微粒結晶層B−含非晶質炭素層Aを交互積層単位構造として、この交互積層単位構造を複数周期繰り返し設けることにより、全膜厚2.5〜30μmのダイヤモンド皮膜を形成し、さらに、工具基体表面の法線に対して、該ダイヤモンド皮膜中の結晶粒の(101)面の法線がなす傾斜角を測定して傾斜角度分布グラフを作成した場合、0〜20度の範囲内に存在する度数の合計が、傾斜角度分布グラフにおける度数全体の30%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すダイヤモンド皮膜を形成すると、このようなダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具は、長期の使用に亘って、すぐれた耐摩耗性を発揮するようになることを見出したのである。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「 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表面に、交互積層単位構造が複数周期繰り返されることにより2.5〜30μmの膜厚のダイヤモンド皮膜が被覆されたダイヤモンド被覆工具において、
前記交互積層単位構造は、1000〜5000nmの膜厚の柱状結晶組織を有し平均結晶粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層C、50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層A、100〜500nmの膜厚の柱状結晶組織を有し平均結晶粒径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bおよび50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層Aが順次に積層された交互積層構造からなり、
さらに、上記ダイヤモンド皮膜について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、工具基体表面に対し垂直な皮膜断面研磨面に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(101)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0.1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で表した場合、0〜20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、0〜20度の範囲内の傾斜角区分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30%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すことを特徴とするダイヤモンド被覆工具。」
に特徴を有するものである。
「 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表面に、交互積層単位構造が複数周期繰り返されることにより2.5〜30μmの膜厚のダイヤモンド皮膜が被覆されたダイヤモンド被覆工具において、
前記交互積層単位構造は、1000〜5000nmの膜厚の柱状結晶組織を有し平均結晶粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層C、50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層A、100〜500nmの膜厚の柱状結晶組織を有し平均結晶粒径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bおよび50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層Aが順次に積層された交互積層構造からなり、
さらに、上記ダイヤモンド皮膜について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、工具基体表面に対し垂直な皮膜断面研磨面に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(101)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0.1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で表した場合、0〜20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、0〜20度の範囲内の傾斜角区分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30%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すことを特徴とするダイヤモンド被覆工具。」
に特徴を有するものである。
つぎに、この発明のダイヤモンド被覆工具の被覆層について、詳細に説明する。
本発明のダイヤモンド皮膜は、含非晶質炭素層Aと微粒結晶層Bと粗粒結晶層Cとによって構成されるが、これらの各層は、いずれも、例えば、通常の熱フィラメント法を用いた化学蒸着によって形成することができる。
即ち、工具基体表面直上に、例えば、以下の条件の熱フィラメント法により、粗粒結晶層Cを蒸着形成する。
成膜圧力 : 2×10−2〜9×10−2 Pa、
H2流量 : 2000〜4000 mln、
CH4流量 : 20〜50 mln、
フィラメント電流値 : 150〜200 A、
成膜温度 : 600〜900 ℃、
上記条件で形成された粗粒結晶層Cは、柱状結晶を有し、平均粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層Cとして形成される。
なお、この発明でいう平均結晶粒径とは、各層の層厚の中心部分における結晶粒径を透過型電子顕微鏡にて測定し、その平均値を各層の平均結晶粒子径であると定義する。
粗粒結晶層Cは、重切削加工時における逃げ面の耐摩耗性を向上させる。
ただ、粗粒結晶層Cの一層膜厚が1000nm未満では、上記所望の効果が得られず、一方、一層膜厚が5000nmを超えると、皮膜表面粗さの増大に伴うチッピング(微小欠け)が発生し易くなることから1000〜5000nmとすることが必要である。
即ち、工具基体表面直上に、例えば、以下の条件の熱フィラメント法により、粗粒結晶層Cを蒸着形成する。
成膜圧力 : 2×10−2〜9×10−2 Pa、
H2流量 : 2000〜4000 mln、
CH4流量 : 20〜50 mln、
フィラメント電流値 : 150〜200 A、
成膜温度 : 600〜900 ℃、
上記条件で形成された粗粒結晶層Cは、柱状結晶を有し、平均粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層Cとして形成される。
なお、この発明でいう平均結晶粒径とは、各層の層厚の中心部分における結晶粒径を透過型電子顕微鏡にて測定し、その平均値を各層の平均結晶粒子径であると定義する。
粗粒結晶層Cは、重切削加工時における逃げ面の耐摩耗性を向上させる。
ただ、粗粒結晶層Cの一層膜厚が1000nm未満では、上記所望の効果が得られず、一方、一層膜厚が5000nmを超えると、皮膜表面粗さの増大に伴うチッピング(微小欠け)が発生し易くなることから1000〜5000nmとすることが必要である。
工具基体表面直上に形成された粗粒結晶層Cのうえに、含非晶質炭素層Aを同じく以下の条件の熱フィラメント法による形成をする。
成膜圧力 : 2×10−2〜9×10−2 Pa、
H2流量 : 2000〜4000 mln、
CH4流量 : 80〜150 mln、
フィラメント電流値 : 150〜200 A、
成膜温度 : 600〜900 ℃、
上記条件で形成された含非晶質炭素層Aについて、透過型電子顕微鏡により観察したところ、図2に示されるようなハローパターンを示すことから該層中には非晶質構造の炭素の存在することが確認される。
また、この含非晶質炭素層Aは、粗粒結晶層Cの成膜条件と比し、CH4流量を大きく増加した条件で成膜することによって、例えば、これに続く微粒結晶層Bの形成にあたり、また、交互積層構造を構成する粗粒結晶層Cの形成にあたり、結晶成長の核生成密度を高めるとともに、含非晶質炭素層Aと微粒結晶層B、粗粒結晶層Cの界面近傍での応力分散効率を上昇させるため、両層間での密着性を向上する。
ただ、この含非晶質炭素層Aの膜厚が50nm未満では核生成密度の向上、密着性向上効果が期待できず、一方、含非晶質炭素層Aの膜厚が300nmを超えると、ダイヤモンド皮膜の硬度低下が生じるようになるため、含非晶質炭素層Aの膜厚は50〜300nmとすることが必要である。
なお、本発明では、粗粒結晶層Cと微粒結晶層Bの間に含非晶質炭素層Aを介在させた状態で交互積層構造を形成するが、微粒結晶層Bと粗粒結晶層Cの間に介在形成させるこの含非晶質炭素層Aも、上記条件で形成することができる。
また、その膜厚についても、上記と同様な理由により、50〜300nmとすることが必要である。
成膜圧力 : 2×10−2〜9×10−2 Pa、
H2流量 : 2000〜4000 mln、
CH4流量 : 80〜150 mln、
フィラメント電流値 : 150〜200 A、
成膜温度 : 600〜900 ℃、
上記条件で形成された含非晶質炭素層Aについて、透過型電子顕微鏡により観察したところ、図2に示されるようなハローパターンを示すことから該層中には非晶質構造の炭素の存在することが確認される。
また、この含非晶質炭素層Aは、粗粒結晶層Cの成膜条件と比し、CH4流量を大きく増加した条件で成膜することによって、例えば、これに続く微粒結晶層Bの形成にあたり、また、交互積層構造を構成する粗粒結晶層Cの形成にあたり、結晶成長の核生成密度を高めるとともに、含非晶質炭素層Aと微粒結晶層B、粗粒結晶層Cの界面近傍での応力分散効率を上昇させるため、両層間での密着性を向上する。
ただ、この含非晶質炭素層Aの膜厚が50nm未満では核生成密度の向上、密着性向上効果が期待できず、一方、含非晶質炭素層Aの膜厚が300nmを超えると、ダイヤモンド皮膜の硬度低下が生じるようになるため、含非晶質炭素層Aの膜厚は50〜300nmとすることが必要である。
なお、本発明では、粗粒結晶層Cと微粒結晶層Bの間に含非晶質炭素層Aを介在させた状態で交互積層構造を形成するが、微粒結晶層Bと粗粒結晶層Cの間に介在形成させるこの含非晶質炭素層Aも、上記条件で形成することができる。
また、その膜厚についても、上記と同様な理由により、50〜300nmとすることが必要である。
また、上記粗粒結晶層Cの上に、50〜300nmの含非晶質炭素層Aを形成した後、微粒結晶層Bを、以下の条件の熱フィラメント法による形成をする。
成膜圧力 : 2×10−2〜9×10−2 Pa、
H2流量 : 2000〜4000 mln、
CH4流量 : 70〜150 mln、
O2流量 : 20〜40 mln、
フィラメント電流値 : 150〜200 A、
成膜温度 : 600〜900 ℃、
即ち、この微粒結晶層Bは、含非晶質炭素層Aの成膜条件と比し、20〜40 mlnのO2を装置内に導入することによって、柱状結晶組織を有し、平均結晶粒径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bが形成される。
微粒結晶層Bは、ダイヤモンド皮膜表面の平坦性向上に寄与し、特に重切削加工時におけるすくい面耐欠損性を向上させる。
ただ、微粒結晶層Bの一層膜厚が100nm未満では、皮膜耐摩耗性が維持されず上記所望の効果が得られず、一方、一層膜厚が500nmを超えると、皮膜靭性が低下し、重切削加工において、皮膜欠損が発生し易くなることから、微粒結晶層Bの一層膜厚は、100〜500nmとする必要がある。
成膜圧力 : 2×10−2〜9×10−2 Pa、
H2流量 : 2000〜4000 mln、
CH4流量 : 70〜150 mln、
O2流量 : 20〜40 mln、
フィラメント電流値 : 150〜200 A、
成膜温度 : 600〜900 ℃、
即ち、この微粒結晶層Bは、含非晶質炭素層Aの成膜条件と比し、20〜40 mlnのO2を装置内に導入することによって、柱状結晶組織を有し、平均結晶粒径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bが形成される。
微粒結晶層Bは、ダイヤモンド皮膜表面の平坦性向上に寄与し、特に重切削加工時におけるすくい面耐欠損性を向上させる。
ただ、微粒結晶層Bの一層膜厚が100nm未満では、皮膜耐摩耗性が維持されず上記所望の効果が得られず、一方、一層膜厚が500nmを超えると、皮膜靭性が低下し、重切削加工において、皮膜欠損が発生し易くなることから、微粒結晶層Bの一層膜厚は、100〜500nmとする必要がある。
ついで、上記微粒結晶層Bの上に50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層Aを形成した後、粗粒結晶構造Cを前記と同様にして形成する。
よって、本発明の被膜積層構成は、粗粒結晶層C−含非晶質炭素層A−微粒結晶層B−含非晶質炭素層Aの交互積層構造を交互積層単位構造の1周期とした場合、この交互積層単位構造を複数周期繰り返し行うことにより、全膜厚2.5〜30μmのダイヤモンド皮膜を形成する。
上記ダイヤモンド皮膜の全膜厚が2.5μm未満では、優れた耐摩耗性を長期の使用にわたって発揮することができず、工具寿命の延命化を図ることができず、一方、全膜厚が30μmを超えるとCFRP、Al合金等の切削加工時に切刃部のチッピング、欠損等の異常損傷を発生しやすくなるので、ダイヤモンド皮膜の全膜厚は2.5〜30μmと定めた。
よって、本発明の被膜積層構成は、粗粒結晶層C−含非晶質炭素層A−微粒結晶層B−含非晶質炭素層Aの交互積層構造を交互積層単位構造の1周期とした場合、この交互積層単位構造を複数周期繰り返し行うことにより、全膜厚2.5〜30μmのダイヤモンド皮膜を形成する。
上記ダイヤモンド皮膜の全膜厚が2.5μm未満では、優れた耐摩耗性を長期の使用にわたって発揮することができず、工具寿命の延命化を図ることができず、一方、全膜厚が30μmを超えるとCFRP、Al合金等の切削加工時に切刃部のチッピング、欠損等の異常損傷を発生しやすくなるので、ダイヤモンド皮膜の全膜厚は2.5〜30μmと定めた。
上記ダイヤモンド皮膜について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、基体表面に対し垂直な皮膜断面研磨面に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記基体表面の法泉に対して、前記結晶粒の結晶面である(101)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分布グラフを作成したところ、0〜20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0〜20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30%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示し、ダイヤモンド皮膜として優れた靭性を示す。
したがって、ダイヤモンド皮膜の全膜厚を30μm程度にまで厚膜化した場合でも、CFRP、Al合金等の重切削加工時において切刃部のチッピング、欠損等の異常損傷の発生が抑制される。
したがって、ダイヤモンド皮膜の全膜厚を30μm程度にまで厚膜化した場合でも、CFRP、Al合金等の重切削加工時において切刃部のチッピング、欠損等の異常損傷の発生が抑制される。
この発明のダイヤモンド被覆工具は、工具基体表面直上に膜厚1000〜5000nmの粗粒結晶層Cが被覆され、該粗粒結晶層Cの上に膜厚50〜300nmの含非晶質炭素層A、膜厚100〜500nmの微粒結晶層B、さらに、膜厚50〜300nmの含非晶質炭素層Aが順次被覆され、上記粗粒結晶層C−含非晶質炭素層A−微粒結晶層B−含非晶質炭素層Aを交互積層単位構造として、この交互積層単位構造を複数周期繰り返し設けることにより、全膜厚2.5〜30μmのダイヤモンド皮膜を形成し、さらに、該ダイヤモンド皮膜中の結晶は(101)面への高い配向性を示し、すぐれた靭性を備えたものとなることから、このようなダイヤモンド皮膜を被覆したダイヤモンド被覆工具は、比強度、非剛性の高いCFRPあるいは溶着性の高いAl合金等の高送り、高切込みの重切削加工において、すぐれた耐摩耗性を長期の使用に亘って発揮するものである。
つぎに、この発明のダイヤモンド被覆工具を実施例により具体的に説明する。
ここでは、ダイヤモンド被覆工具を、エンドミル、ドリルに適用した場合について述べるが、本発明はこれに限定されるものではなく、各種の切削工具に適用することが可能である。
ここでは、ダイヤモンド被覆工具を、エンドミル、ドリルに適用した場合について述べるが、本発明はこれに限定されるものではなく、各種の切削工具に適用することが可能である。
原料粉末として、平均粒径:5.5μmを有する中粗粒WC粉末、同0.8μmの微粒WC粉末、同1.3μmのTaC粉末、同1.2μmのNbC粉末、同1.2μmのZrC粉末、同2.3μmのCr3C2粉末、同1.5μmのVC粉末、および同1.8μmのCo粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表1に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で24時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、100MPaの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、6Paの真空雰囲気中、7℃/分の昇温速度で1370〜1470℃の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に1時間保持後、炉冷の条件で焼結して、直径が13mmの工具基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の丸棒焼結体から、研削加工にて、切刃部の直径×長さが10mm×30mmの寸法、並びにねじれ角10度の4枚刃スクエア形状をもったWC基超硬合金製の工具基体(エンドミル)C−1〜C−8をそれぞれ製造した。
ついで、これらの工具基体(エンドミル)C−1〜C−8の表面をアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した後、酸溶液によるエッチングおよび/またはアルカリ溶液によるエッチング処理を行なった後、
(a)まず、
成膜圧力: 5×10−2 Pa、
H2流量: 3000 mln、
CH4流量: 40 mln、
フィラメント電流値: 180 A、
成膜温度: 700 ℃
の条件で、柱状結晶組織を有し、平均結晶粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層Cを形成し、
(b)ついで、成膜条件を変更し、上記粗粒結晶層Cの表面に、
成膜圧力: 5×10−2 Pa、
H2流量: 3000 mln、
CH4流量: 100 mln、
フィラメント電流値: 180 A、
成膜温度: 680 ℃
の条件で、含非晶質炭素層Aを形成し、
(c)ついで、
成膜圧力 : 5×10−2 Pa、
H2流量 : 3000 mln、
CH4流量 : 100 mln、
O2流量 : 30 mln、
フィラメント電流値 : 180 A、
成膜温度 : 650 ℃、
の条件で、柱状結晶組織を有し、平均結晶粒子径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bを形成し、
(d)ついで、上記(c)と同様の成膜条件で含非晶質炭素層Aを形成し、
(e)ついで、上記(a)〜(d)の条件で、粗粒結晶層C、含非晶質炭素層A、微粒結晶層Bおよび含非晶質炭素層Aからなる交互積層単位構造を複数周期繰り返し交互に形成することにより、
表2に示される膜厚、平均結晶粒径からなるダイヤモンド皮膜を成膜することにより、本発明のダイヤモンド被覆エンドミル(以下、本発明エンドミルという)1〜8をそれぞれ製造した。
(a)まず、
成膜圧力: 5×10−2 Pa、
H2流量: 3000 mln、
CH4流量: 40 mln、
フィラメント電流値: 180 A、
成膜温度: 700 ℃
の条件で、柱状結晶組織を有し、平均結晶粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層Cを形成し、
(b)ついで、成膜条件を変更し、上記粗粒結晶層Cの表面に、
成膜圧力: 5×10−2 Pa、
H2流量: 3000 mln、
CH4流量: 100 mln、
フィラメント電流値: 180 A、
成膜温度: 680 ℃
の条件で、含非晶質炭素層Aを形成し、
(c)ついで、
成膜圧力 : 5×10−2 Pa、
H2流量 : 3000 mln、
CH4流量 : 100 mln、
O2流量 : 30 mln、
フィラメント電流値 : 180 A、
成膜温度 : 650 ℃、
の条件で、柱状結晶組織を有し、平均結晶粒子径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bを形成し、
(d)ついで、上記(c)と同様の成膜条件で含非晶質炭素層Aを形成し、
(e)ついで、上記(a)〜(d)の条件で、粗粒結晶層C、含非晶質炭素層A、微粒結晶層Bおよび含非晶質炭素層Aからなる交互積層単位構造を複数周期繰り返し交互に形成することにより、
表2に示される膜厚、平均結晶粒径からなるダイヤモンド皮膜を成膜することにより、本発明のダイヤモンド被覆エンドミル(以下、本発明エンドミルという)1〜8をそれぞれ製造した。
比較の目的で、上記の工具基体(エンドミル)C−1〜C−4の表面に、前記特許文献1に記載される従来方法によりダイヤモンド皮膜を形成した比較ダイヤモンド被覆エンドミル(以下、比較エンドミルという)1〜4を製造した。
従来方法によるダイヤモンドの成膜条件は、次のとおりである。
即ち、反応ガスとしてのメタン(CH4 )、水素(H2 )、一酸化炭素(CO)を供給できるようにしたマイクロ波プラズマCVD装置において、
まず、
反応圧力:2.7ラ102 〜2.7ラ103 Pa、
反応ガス:10%〜30%CH4、残部H2、
成膜温度:700℃〜900℃
の条件で、核付着処理を行い、
ついで、
反応圧力:1.3ラ103 〜6.7ラ103 Pa、
反応ガス:1%〜4%CH4、残部H2、
成膜温度:800℃〜900℃
の条件で、結晶粒径1μm以下のダイヤモンド結晶を形成する結晶成長処理を行い、
ついで、上記核付着処理と上記結晶成長処理を繰り返し、
上記工具基体(エンドミル)の表面に、表3に示される目標膜厚のダイヤモンド皮膜を蒸着形成することにより、比較エンドミル1〜4をそれぞれ製造した。
従来方法によるダイヤモンドの成膜条件は、次のとおりである。
即ち、反応ガスとしてのメタン(CH4 )、水素(H2 )、一酸化炭素(CO)を供給できるようにしたマイクロ波プラズマCVD装置において、
まず、
反応圧力:2.7ラ102 〜2.7ラ103 Pa、
反応ガス:10%〜30%CH4、残部H2、
成膜温度:700℃〜900℃
の条件で、核付着処理を行い、
ついで、
反応圧力:1.3ラ103 〜6.7ラ103 Pa、
反応ガス:1%〜4%CH4、残部H2、
成膜温度:800℃〜900℃
の条件で、結晶粒径1μm以下のダイヤモンド結晶を形成する結晶成長処理を行い、
ついで、上記核付着処理と上記結晶成長処理を繰り返し、
上記工具基体(エンドミル)の表面に、表3に示される目標膜厚のダイヤモンド皮膜を蒸着形成することにより、比較エンドミル1〜4をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明エンドミル1〜8および上記比較エンドミル1〜4のダイヤモンド皮膜について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、基体表面に対し垂直な皮膜断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、前記基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(101)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0.1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。
図3には、一例として、本発明エンドミル1のダイヤモンド皮膜の(101)面についての傾斜角度数分布グラフを示すが、本発明エンドミル1〜8のダイヤモンド皮膜の(101)面の傾斜角度数分布グラフは、いずれもほぼ同様な傾斜角度数分布グラフを示し、0〜20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0〜20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30%以上の割合を占めた。
表2、表3に、本発明エンドミル1〜8および上記比較エンドミル1〜4のダイヤモンド皮膜について測定された最高ピークが存在する傾斜角区分、0〜20度の範囲内に存在する度数割合を示す。
また、表2、表3には、本発明エンドミル1〜8および上記比較エンドミル1〜4のダイヤモンド皮膜の結晶粒径について、各層の層厚の中心部分における結晶粒径を透過型電子顕微鏡にて測定し、その平均値を各層のダイヤモンド結晶粒径として示す。
つぎに、上記本発明エンドミル1〜8および上記比較エンドミル1〜4のそれぞれについて、
[切削条件1] 被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:5mmの、炭素繊維と熱硬化型エポキシ系樹脂が積層構造を持つ炭素繊維強化樹脂複合材(CFRP)の板材、
切削速度: 300 m/min.、
切断加工:(5 mm)、
テーブル送り: 1000 mm/min.、
エアブロー、
の条件での上記CFRPの乾式高速高送り切断加工試験、
[切削条件2] 被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmの、JIS・ADC14の板材、
切削速度: 500 m/min.、
溝深さ(切り込み):径方向(ae)2.5mm,軸方向(ap)8mm、
テーブル送り: 1500 mm/min.、
エアーブロー、
の条件での上記Al合金の乾式高速高送り側面切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの重切削加工試験でも切刃部の欠損に伴う被削材のムシレが発生するまでの切削溝長(m)を求めた。
これらの測定結果を表4にそれぞれ示した。
[切削条件1] 被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:5mmの、炭素繊維と熱硬化型エポキシ系樹脂が積層構造を持つ炭素繊維強化樹脂複合材(CFRP)の板材、
切削速度: 300 m/min.、
切断加工:(5 mm)、
テーブル送り: 1000 mm/min.、
エアブロー、
の条件での上記CFRPの乾式高速高送り切断加工試験、
[切削条件2] 被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmの、JIS・ADC14の板材、
切削速度: 500 m/min.、
溝深さ(切り込み):径方向(ae)2.5mm,軸方向(ap)8mm、
テーブル送り: 1500 mm/min.、
エアーブロー、
の条件での上記Al合金の乾式高速高送り側面切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの重切削加工試験でも切刃部の欠損に伴う被削材のムシレが発生するまでの切削溝長(m)を求めた。
これらの測定結果を表4にそれぞれ示した。
上記の実施例1で製造した直径が13mmの丸棒焼結体を用い、この丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さが10mm×22mmの寸法、並びにねじれ角30度の2枚刃形状をもったWC基超硬合金製の工具基体(ドリル)D−1〜D−8をそれぞれ製造した。
ついで、これらの工具基体(ドリル)D−1〜D−8の切刃に、ホーニングを施し、上記実施例1と同様のコーティング前処理を施した後、上記実施例1の(a)〜(e)と同一の条件で、工具基体(ドリル)D−1〜D−8の表面に、表5に示される膜厚、平均結晶粒径の積層構造からなるダイヤモンド皮膜を成膜することにより、本発明のダイヤモンド被覆ドリル(以下、本発明ドリルという)11〜18をそれぞれ製造した。
比較の目的で、上記の工具基体(ドリル)D−1〜D−4の表面に、ホーニングを施し、上記実施例1の比較エンドミルの成膜条件と同一の条件で、上記工具基体(ドリル)の表面に、表6に示される目標膜厚のダイヤモンド皮膜を蒸着形成することにより、比較ダイヤモンド被覆ドリル(以下、比較ドリルという)11〜14をそれぞれ製造した。
つぎに、上記本発明ドリル11〜18および上記比較ドリル11〜14のダイヤモンド皮膜について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、基体表面に対し垂直な皮膜断面研磨面に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(101)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0.1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、表5、6に、最高ピークが存在する傾斜角区分、0〜20度の範囲内に存在する度数割合を示した。
図4には、一例として、本発明ドリル11のダイヤモンド皮膜の(101)面についての傾斜角度数分布グラフを示すが、本発明ドリル11〜18のダイヤモンド皮膜の(101)面の傾斜角度数分布グラフは、いずれもほぼ同様な傾斜角度数分布グラフを示し、0〜20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0〜20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30%以上の割合を占めた。
また、表5、表6には、本発明ドリル11〜18および上記比較ドリル11〜14のダイヤモンド皮膜の結晶粒径について、各層の層厚の中心部分における結晶粒径を透過型電子顕微鏡にて測定し、その平均値を各層のダイヤモンド結晶粒径として示す。
つぎに、上記本発明ドリル11〜18および比較ドリル11〜14のそれぞれについて、
[切削条件3]
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:20mmの、炭素繊維と熱硬化型エポキシ系樹脂が直交積層構造を持つ炭素繊維強化樹脂複合材(CFRP)の板材、
切削速度: 100 m/min.、
送り: 0.2 mm/rev、
貫通穴:(20 mm)、
の条件での上記CFRPの乾式高送り穴あけ切削加工試験、
[切削条件4]
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:25mmの、JIS・AC9Aの板材
切削速度: 250 m/min.、
送り: 0.2 mm/rev、
貫通穴:(25 mm)、
の条件での上記Al合金の湿式高送り穴あけ切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの重切削加工試験でも穴あけ加工数(穴)を求めた。
この測定結果を表7にそれぞれ示した。
[切削条件3]
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:20mmの、炭素繊維と熱硬化型エポキシ系樹脂が直交積層構造を持つ炭素繊維強化樹脂複合材(CFRP)の板材、
切削速度: 100 m/min.、
送り: 0.2 mm/rev、
貫通穴:(20 mm)、
の条件での上記CFRPの乾式高送り穴あけ切削加工試験、
[切削条件4]
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:25mmの、JIS・AC9Aの板材
切削速度: 250 m/min.、
送り: 0.2 mm/rev、
貫通穴:(25 mm)、
の条件での上記Al合金の湿式高送り穴あけ切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの重切削加工試験でも穴あけ加工数(穴)を求めた。
この測定結果を表7にそれぞれ示した。
表2〜7に示される結果から、本発明ダイヤモンド被覆工具としての本発明エンドミル1〜8および本発明ドリル11〜18は、そのダイヤモンド皮膜が、粗粒結晶層C−含非晶質炭素層A−微粒結晶層B−含非晶質炭素層Aを交互積層単位構造として、この交互積層単位構造を複数周期繰り返し設けることにより、全膜厚2.5〜30μmのダイヤモンド皮膜を形成し、さらに、該ダイヤモンド皮膜中の結晶は(101)面への高い配向性を示し、すぐれた靭性を備えたものとなることから、比強度、比剛性の高いCFRPあるいは溶着性の高いAl合金等の切刃に対して高負荷が作用する重切削加工に際し、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであり、ダイヤモンド皮膜の厚膜化も可能となるのに対して、核付着処理と粒径1μm以下のダイヤモンド結晶を形成する結晶成長処理の繰り返しにより形成されたダイヤモンド皮膜を備えた比較エンドミル1〜4、比較ドリル11〜14においては、強度、耐摩耗性が劣り、また、厚膜化ができないため、工具寿命が短命なものであった。
上述のように、この発明のダイヤモンド被覆工具は、通常条件での切削加工は勿論のこと、金属材料よりも比強度、比剛性の高いCFRPあるいは溶着性の高いAl合金等の切刃に高負荷が作用する重切削加工においても、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、切削加工装置のFA化、並びに切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
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表面に、交互積層単位構造が複数周期繰り返されることにより2.5〜30μmの膜厚のダイヤモンド皮膜が被覆されたダイヤモンド被覆工具において、
前記交互積層単位構造は、1000〜5000nmの膜厚の柱状結晶組織を有し平均結晶粒径100nm以上800nm以下の粗粒結晶層C、50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層A、100〜500nmの膜厚の柱状結晶組織を有し平均結晶粒径40nm以上100nm未満の微粒結晶層Bおよび50〜300nmの膜厚の含非晶質炭素層Aが順次に積層された交互積層構造からなり、
さらに、上記ダイヤモンド皮膜について、電界放出型走査電子顕微鏡を用い、工具基体表面に対し垂直な皮膜断面研磨面に存在する結晶粒個々に電子線を照射して、前記工具基体表面の法線に対して、前記結晶粒の結晶面である(101)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0.1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で表した場合、0〜20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、0〜20度の範囲内の傾斜角区分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30%以上の割合を占める傾斜角度数分布グラフを示すことを特徴とするダイヤモンド被覆工具。
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