JP5402515B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
非特許文献1では、TiN膜、TiAlN膜、TiCN膜、TiB2膜の硬質膜とTi合金、Al合金との摩擦係数を調査した。TiB2はAl合金に対して他の硬質膜よりも摩擦係数が低い結果であった。
非特許文献2では、TiN、TiAlN、TiB2、(TiN、TiCN、TiAlN)の多層膜を被覆した工具でAl合金A390の切削試験において、TiB2が最も高い耐摩耗性を示した。このことからTiB2はAl合金の切削に有効な硬質膜であると言える。
しかしながらTiB2膜をPVDで成膜する場合、成膜後に膜内に巨大残留応力が発生するため、膜の剥離、チッピングが起きやすいことが実用化の妨げになっていた。
このような残留応力を低減させる方法として、成膜時のガスをArからXeガスを使用することによって、TiB2膜の残留応力を低減させることができた(非特許文献3)。
また、特許文献1には、炭化タングステン基超硬合金からなる工具基体上に、所定条件のPVD法によってTiB2層を蒸着形成したWC超硬合金製被覆工具が開示されており、PVD法によってTiB2層を蒸着することで望ましくない硼化コバルト相の形成を避けることができるため、このWC超硬合金製被覆工具は、アルミニウム合金の切削加工においてすぐれた耐摩耗性を示すことが知られている。
従来、cBN被覆工具としては、例えば、特許文献2に示すように、立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料で構成された工具本体の表面に、中間層としてTiBN層を介して、Al2O3層とTiC,TiN,TiCN層を蒸着形成したものcBN被覆工具が知られており、TiBN層がAl2O3層との密着性が良いことから、このcBN被覆工具を炭素鋼、Cr鋼の切削加工に用いた場合、すぐれた耐欠損性、耐摩耗性を示すことが知られている。
また、上記TiBN層を、中間層としてではなく硬質被覆層自体として蒸着形成した被覆工具も知られており、例えば、特許文献3によれば、炭化タングステンからなる工具基体表面に、CVD法によってTiBN膜を形成したWC超硬合金製被覆工具が知られているが、鋼の切削に際し、硬質膜の内部応力が低減されことで熱亀裂の発生が抑制されるようになるものの、基体と硬質膜との界面に硼化コバルト相が形成されるため、硬質膜の密着性が十分でなくなり剥離しやすいという問題点がある。
非特許文献4ではTiB2膜とTiBN膜の臨界剥離荷重の比較調査を行い、TiBN膜の方がTiB2膜よりも臨界剥離荷重が高いことから、TiBN膜はTiB2膜に対し密着強度が優位であることを示した。
TiBN膜はTiN、TiB2、BNが混在する複合膜であり、ナノ構造を持つTiBN膜は900℃でも安定な硬質膜である(非特許文献4,特許文献3)。
また、TiBN膜は膜中のBNが潤滑性を持つことから、TiBN膜は摩擦係数が低く、切削時の切りくずの排出が容易になり、切りくずの巻き込みの抑制効果がある(特許文献4)。
従来のcBN被覆工具においては、通常条件下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、Ti合金の高速切削に用いた場合には、硬質被覆層の潤滑性の不足および切削工具の高温化に伴う耐摩耗性の低下によって、比較的短時間で使用寿命に至り、長期の使用に亘って、十分な耐摩耗性を発揮することができないという問題があった。
また、車のエンジンの構造材料、航空機の構造材料として使用されているAl合金に対する需要も近年増加している。
Ti合金およびAl合金の切削工具の被膜としてダイヤモンドおよびDLC(ダイヤモンドライクカーボン)膜が一般的に使用されている。ダイヤモンド膜は非常に硬いため切削寿命が比較的長いが、膜厚が10〜20μmのため刃先をシャープエッジにしても相応の仕上げ面が得られにくい。DLCに関してはAl合金の切削時に溶着があり、良質な仕上げ面が得られにくいことが課題である。
即ち、工具基体表面にTiBN層からなる下部層を形成し、該下部層については、工具基体側から上部層側に向かってN含有量が次第に減少する組成傾斜構造を形成し、また、上記下部層の上にTiB2層とTiBN層の交互積層構造を構成し、該交互積層構造を構成するTiBN層については、隣接するTiB2層に向かってN含有量が次第に減少する組成傾斜構造を形成することにより、層間密着強度を改善できることを見出したのである。
「 立方晶窒化ほう素を含有し、残部は硬質分散相と結合相とからなる立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製工具基体の表面に、
(a)0.1〜0.5μm平均層厚を有するTiBN層からなる下部層、
(b)上部層として、0.1〜0.5μm平均層厚を有するTiB2層と、0.1〜0.5μm平均層厚を有するTiBN層との交互積層構造からなる上部層、
を2.0〜5.0μmの合計平均層厚で蒸着形成し、
かつ、上記(a)のTiBN層からなる下部層は、工具基体側から上部層側に向かってN含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備え、
また、上記(b)の交互積層構造を構成するTiBN層は、隣接する上記TiB2層に向かってN含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備えていることを特徴とする表面被覆切削工具。」
を特徴とするものである。
超高圧焼結材料製工具基体中の窒化ほう素(cBN)は、きわめて硬質で、焼結材料中で分散相を形成し、そしてこの分散相によって耐摩耗性の向上を図ることができる。
一般的には、cBN含有割合が40vol%未満では、高温硬さが不足し十分な耐摩耗性を発揮することができず、一方、cBN含有割合が70vol%以上となると、硬さは向上するものの、硬質被覆層との密着性が低下し、欠損発生の原因となりやすい。また、逃げ面の耐摩耗性が低下するため、本発明では、cBN含有割合が40〜70vol%の範囲であることが望ましい。
下部層は、TiBN(TiとBとNの化合物)層から構成するが、下部層の平均層厚が0.1μm未満では、付着強度向上効果が十分でなく、一方、その平均層厚が0.5μmを超えると、耐摩耗性が低下傾向を示し、長期の使用に亘って満足できる工具特性を発揮することができなくなることから、平均層厚は0.1〜0.5μmと定めた。
この下部層は、層厚方向、かつ、この下部層の上に形成される上部層(交互積層)におけるTiB2層に向かって、N含有量が次第に減少するような組成傾斜構造となるように蒸着形成される。
具体的には、例えば、図1に示されるDCマグネトロンスパッタリング装置において、スパッタリングターゲットとしてTiB2層焼結体を用い、
初期段階では、cBN工具基体表面に、
反応ガス圧:0.5Pa、
雰囲気組成:Arガス/N2ガス 10〜15(容積比)、
バイアス電圧:−10〜−15V
という条件でTiBN層を形成し、
次いで、徐々に、あるいは、所定の目標層厚に近づいた時点から徐々に、N2分圧を減少させると同時にバイアス電圧を−100〜−150Vへと増加させていくことによって、TiBN層からTiB2層に組成傾斜構造を持つTiB2層が蒸着形成される。
cBN工具基体側では相対的にN含有量の高いTiBN層を形成し、上部層(交互積層)側では、相対的にN含有量の低いTiBN層(TiB2組成に近いTiBN層)を形成し、交互積層のTiB2層と近似する組成の下部層界面を形成することにより、交互積層のTiB2層との密着強度向上を図る。
この様な組成傾斜構造を備えた下部層(TiBN層)は、cBN工具基体と界面での密着強度も高く、交互積層のTiB2層との界面での密着強度も高く、さらに、下部層(TiBN層)内において形成される残留応力も小さいために、cBN工具基体と硬質被覆層との耐剥離性を大幅に向上させる。
TiB2層とTiBN層との交互積層構造からなる上部層は、例えば、スパッタリングターゲットとしてTiB2層焼結体を用いたDCマグネトロンスパッタリング装置において、TiB2層とTiBN層とを交互に成膜することによって蒸着形成することができる。
具体的には、
反応ガス圧:0.5Pa、
雰囲気組成:Arガス、
バイアス電圧:−100〜−150V
という条件で、0.1〜0.5μmの一層平均層厚のTiB2層を形成することができる。
また、TiBN層は、下部層の成膜の場合と同様、
反応ガス圧:0.5Pa、
雰囲気組成:Arガス/N2ガス 10〜15(容積比)、
バイアス電圧:−10〜−15V
という条件で、0.1〜0.5μmの一層平均層厚のTiBN層を形成することができる。
ここで、TiB2層、TiBN層それぞれの一層平均層厚が0.1μm未満であると、それぞれの層が備える後記する特性、即ち、高温硬さ、残留応力緩和作用、潤滑性、を発揮することができず、一方、TiB2層の平均層厚が0.5μmを超えると、膜の内部に発生する残留応力のため、TiBN層上より剥離が発生しやすくなる。また、TiBN層の平均層厚が0.5μmを超えると、膜の高温硬さを保てなくなる。
したがって、TiB2層、TiBN層それぞれの一層平均層厚は0.1〜0.5μmと定める。
また、下部層および上記交互積層構造からなる上部層全体としての合計平均層厚は、2.0μm未満では長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮することができず、一方、5.0μmを超えるとチッピングが発生しやすくなり、仕上げ面精度が低下するため、硬質被覆層の合計平均層厚は、2.0〜5.0μmと定めた。
つまり、TiB2層の膜厚が所定の目標層厚に近づいた成膜後期段階〜TiBN層の成膜を開始する成膜初期段階においては、DCマグネトロンスパッタリング装置による成膜条件として、N2分圧を徐々に増加させ、同時にバイアス電圧を−10〜−15Vへと徐々に減少させることにより、N含有量の組成傾斜構造を形成することが必要であり、一方、TiBN層の膜厚が所定の目標層厚に近づいた成膜後期段階〜TiB2層の成膜を開始する成膜初期段階においては、N2分圧を徐々に減少させ、同時にバイアス電圧を−100〜−150Vへと徐々に増加させていくことにより、N含有量の組成傾斜構造を形成することが必要である。
(a)まず、装置内を真空排気して0.5Paの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を500℃に加熱した後、Arガスを導入し、1.5PaのArガス雰囲気とし、cBN工具基体1に−100Vの直流バイアス電圧を印加して、前記cBN工具基体をArガスボンバード洗浄し、
(b)ついで、前記装置内に、ArとN2との混合ガス(Ar/N2=10〜15)を導入し、作動圧を0.5Paになるように制御し、前記回転テーブル上で自転しながら回転するcBN工具基体側に−10〜−15Vの直流バイアス電圧を印加し、TiB2焼結体ターゲット側に直流電源を用いてスパッタを行い、成膜後期段階に近づいた時点から、ArとN2との混合ガス中のN2ガス含有割合を徐々に減少させ、同時に、バイアス電圧を徐々に増加させ、成膜終了段階では、Arガス中で−100〜−150Vのバイアス電圧で成膜を行うことにより、cBN工具基体の上に表2に示される目標膜厚の組成傾斜構造を有するTiBN層(下部層)を形成し、
(c)ついで、継続してArガス中−100〜−150Vのバイアス電圧でTiB2層を成膜し、成膜後期段階に近づいた時点で、Arガス中にN2を添加し、ガス中のN2ガス含有割合がAr/N2=10〜15となるようにN2分圧を徐々に増加するとともに、バイアス電圧を−10〜−15Vとなるように徐々に減少させ、成膜終了段階では、Ar/N2=10〜15の混合ガス中で−10〜−15Vのバイアス電圧で成膜し、
(d)ついで、継続してAr/N2=10〜15の混合ガス中で−10〜−15Vのバイアス電圧で成膜を行い、成膜後期段階に近づいた時点で、ArとN2との混合ガス中のN2ガス含有割合を徐々に減少させ、同時に、バイアス電圧を徐々に増加させ、成膜終了段階では、Arガス中で−100〜−150Vのバイアス電圧で成膜を行うことにより、cBN工具基体の上に表2に示される目標膜厚の組成傾斜構造を有し、交互積層構造を構成するTiBN層(下部層)を形成し、
(e)上記(c)、(d)を目標層厚になるまで所定回数繰り返し行うことにより、表2に示される合計目標層厚の硬質被覆層を蒸着形成した、
ISO規格SNGA120412に規定するスローアウエイチップ形状の本発明cBN被覆工具1〜10を作製した。
表2におけるTiBN層のN含有量Nx界面、Nx中央は、TiBN層を、
組成式:(Ti,B)1−XNX(但し、Xは原子比)
で表した場合、オージェ電子分光法により測定されたN含有量のXの値であって、Nx基体は、cBN基体とTiBN層の界面において測定されたN含有量のXの値を、Nx界面は、TiBN層とTiB2層との界面において測定されたN含有量のXの値を、また、Nx中央は、TiBN層の層厚中間位置において測定されたN含有量のXの値を示す(いずれも、5ヶ所の平均値)。
ここで、Xは、0≦X≦0.4を満たす値である。
また、本発明cBN被覆工具1〜10、比較例cBN被覆工具1〜10および参考例cBN被覆工具1,2を破断し、8サンプルの(各層の)層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均値(5ヶ所の平均値)を示した。
これらの測定値を、表2、3に示す。
《切削条件1》
被削材: Ti−6Al−4V(HB310)の丸棒、
切削速度: 200 m/min、
送り: 0.20 mm/rev、
切込み: 1.50 mm、
切削時間: 10 分
の条件での、Ti合金の湿式高速連続切削加工試験(通常の切削速度は、180m/min)、
《切削条件2》
被削材: Ti−6Al−4V(HB310)の丸棒、
切削速度: 200 m/min、
送り: 0.1 mm/rev、
切込み: 2.0 mm、
切削時間: 10 分
の条件での、Ti合金の湿式高速連続切削加工試験(通常の切削速度は、180m/min)、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
上記切削条件1,2による切削加工試験の測定結果を表4に示した。
《切削条件3》
被削材: Al−12%Si(A4032)の丸棒、
切削速度: 1000 m/min、
送り: 0.20 mm/rev、
切込み: 1.5 mm、
切削時間: 10 分
の条件での、Al合金の湿式高速連続切削加工試験(通常の切削速度は、800m/min)、
《切削条件4》
被削材: Al−12%Si(A4032)の丸棒、
切削速度: 1000 m/min、
送り: 0.25 mm/rev、
切込み: 1.0 mm、
切削時間: 10 分
の条件での、Al合金の湿式高速連続切削加工試験(通常の切削速度は、800m/min)、
を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
上記切削条件3,4による切削加工試験の測定結果を表5に示した。
これに対して、比較例cBN被覆工具1〜10、参考例cBN被覆工具1,2においては、cBN工具基体と硬質被覆層との密着強度が劣るため膜の剥離や欠損等を発生し、あるいは、耐摩耗性が劣るために、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
Claims (1)
- 立方晶窒化ほう素を含有し、残部は硬質分散相と結合相とからなる立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製工具基体の表面に、
(a)0.1〜0.5μm平均層厚を有するTiBN層からなる下部層、
(b)上部層として、0.1〜0.5μm平均層厚を有するTiB2層と、0.1〜0.5μm平均層厚を有するTiBN層との交互積層構造からなる上部層、
を2.0〜5.0μmの合計平均層厚で蒸着形成し、
かつ、上記(a)のTiBN層からなる下部層は、工具基体側から上部層側に向かってN含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備え、
また、上記(b)の交互積層構造を構成するTiBN層は、隣接する上記TiB2層に向かってN含有量が次第に減少する組成傾斜構造を備えていることを特徴とする表面被覆切削工具。
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