JP5488873B2 - 耐欠損性と耐摩耗性にすぐれたダイヤモンド被覆工具 - Google Patents
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そこで、ダイヤモンド皮膜の耐欠損性を改善することを目的として、例えば、ダイヤモンド皮膜最表面の結晶粒を微細化し、ダイヤモンド皮膜自体にクラックが入らないようにしたダイヤモンド被覆工具(特許文献1)が知られており、また、ダイヤモンド皮膜を、ダイヤモンド結晶層とダイヤモンド状炭素層との交互積層構造として構成することにより、ダイヤモンド皮膜中のクラックの伝播・進展を防止するようにしたダイヤモンド被覆工具(特許文献2)も知られている。
また、従来被覆工具を、軟質で溶着性の高いAl合金等の高速切削に用いた場合には、切削時の高熱発生により、溶着性の高い被削材(Al合金)の切粉が、工具切刃へ溶着することにより、シャープな切刃を維持することが困難であるばかりか、欠損が生じやすくなるという問題点があった。
この結果、CFRP、Al合金等の高速切削加工に用いた場合には、ダイヤモンド被覆工具の寿命は短いばかりか、さらに、被削材のバリ発生のために仕上げ面精度が粗くなり、寸法精度も劣るという問題点があった。
即ち、図1には、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、工具基体1の表面に、例えば、マイクロ波プラズマCVD法、熱フィラメントCVD法、アークプラズマCVD法等のダイヤモンド気相合成法によって、所定条件で所定膜厚の柱状晶組織からなる結晶粒を成長させつつ、該柱状結晶粒の成長途中段階にて成膜条件を変更し、その変更した成膜条件で成長途中の結晶粒内に微細な柱状晶ダイヤモンドが生成された領域(以下、微細領域という)を形成し、この微細領域を柱状結晶の成長方向に複数段数形成した場合には、ダイヤモンド皮膜は、本来の耐摩耗性を維持したままこれを低下せしめることなく、同時に、耐欠損性、クラック耐性を向上させることができ、その結果、このダイヤモンド被覆工具は、シャープな切刃を維持しつつ、バリの発生が少なく、長期の使用に亘って、すぐれた切削性能を発揮するようになることを見出したのである。
「 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、
上記ダイヤモンド皮膜は、アスペクト比が2以上の柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒を含み、該ダイヤモンド結晶粒内には、0.05〜0.5μmの平均厚さの微細柱状晶ダイヤモンドからなる微細領域がその膜厚方向に平均段数で1〜10段形成され、さらに、ラマン分光分析によるダイヤモンドピーク強度I1に対する非ダイヤモンド炭素ピーク強度I2の強度比が、上記柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒の上記微細領域では0.5<I1/I2<1であり、一方、上記微細領域以外の上記柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒ではI1/I2>1.5である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。
このような柱状晶ダイヤモンド結晶粒の生成・成膜は、例えば、通常の熱フィラメント法による化学蒸着装置を用い、
フィラメント温度 2250〜2600℃、
フィラメント−基板間隔 10〜30mm、
基板温度 750〜1050℃、
反応圧力 2.5〜13.3kPa、
反応ガス CH4:2.4〜4.7vol%,H2:残り、
という条件の化学蒸着で成膜することができ、結晶性を調整するために2vol%以下の微量のO,Nを添加してもよい。このダイヤモンド皮膜は、通常、(110)面あるいは(111)面配向性を有している。
アスペクト比が2未満のダイヤモンド結晶粒で形成されたダイヤモンド皮膜は、ほぼ粒状ダイヤモンド結晶粒組織となるが、ダイヤモンド皮膜の耐摩耗性向上を図るためには、ダイヤモンド皮膜は柱状晶組織として構成することが望ましいという理由から、本発明では、柱状晶組織のダイヤモンド結晶粒のアスペクト比を2以上と定めた。そして、ダイヤモンド結晶粒の粗大化を抑えると同時に、良好な耐摩耗性を付与し、アスペクト比2以上の柱状晶組織を得るためには、ダイヤモンド結晶粒の平均長径は5〜10μm以下、また、平均短径は1〜3μm以下とすることが望ましい。
上記柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒を成長・成膜するプロセスと、上記微細領域の形成プロセスを、成膜過程で繰り返し行うことにより、柱状晶組織のダイヤモンド結晶粒一つ当たり、膜厚方向に平均段数で1〜10段の微細領域を形成する。
微細領域は、例えば、通常の熱フィラメント法による、
フィラメント温度 2150〜2500℃、
フィラメント−基板間隔 10〜30mm、
基板温度 750〜1050℃、
反応圧力 1.3〜2.0kPa、
反応ガス CH4:2.4〜4.7vol%,H2:残り、
という化学蒸着条件で成膜することができ、結晶性を調整するために2vol%以下の微量のO,Nを添加してもよい。
好ましくは、微細領域の平均厚さおよび微細領域の平均形成段数を、それぞれ、0.1〜0.3μm、2〜7段とする
したがって、この発明のダイヤモンド被覆工具を、CFRP、Al合金等の高速切削加工に用いた場合であっても、シャープな切刃を維持したまま、バリを発生することもなく、すぐれた耐欠損性および耐摩耗性を長期の使用に亘って発揮するものである。
ここでは、ダイヤモンド被覆工具を、エンドミ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。
(b)まず、
フィラメント温度 2400℃、
フィラメント−基板間隔 15mm、
基板温度 800℃、
反応圧力 4.0kPa、
反応ガス CH4:3.4vol%,H2:残り、
という条件で蒸着し、工具基体の表面に、柱状晶のダイヤモンド結晶を生成・成長させ、
(c)ついで、成膜条件を変更し、
フィラメント温度 2200℃、
フィラメント−基板間隔 15mm、
基板温度 780℃、
反応圧力 1.5kPa、
反応ガス CH4:3.8vol%,H2:残り、
という条件で、微細柱状晶ダイヤモンドからなる微細領域を形成し、
(d)上記(b)、(c)の成膜工程を繰り返し行うことにより、
(e)表2に示されるアスペクト比、平均結晶粒径を有する柱状晶のダイヤモンド結晶粒と、該結晶粒に形成された同じく表2に示される平均厚さと平均段数の微細柱状晶ダイヤモンドからなる微細領域を備える、同じく表2に示される目標膜厚のダイヤモンド皮膜を被覆することにより、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。
ここで、柱状晶のダイヤモンド結晶粒に、前記(c)の条件で微細柱状晶ダイヤモンドからなる微細領域が形成されるのは、この領域の形成に際し、低圧(1.5kPa)かつ高CH4濃度(CH4:3.8vol%)の雰囲気とすることで、フィラメント近傍で生成した活性種の平均自由工程が(b)の条件に比して伸び、柱状晶の成長条件よりも多量の炭素源が成膜面に供給されて柱状晶表面に微細なダイヤモンドの核が発生する。そして、この微細柱状晶ダイヤモンドの微細領域形成条件(前記(c))での保持時間を、柱状晶形成条件(前記(b))での保持時間に比して相対的に短時間とし、微細領域の形成と柱状晶の形成とを繰り返し行うことにより、結晶質の柱状晶内に微細柱状晶ダイヤモンドからなる微細領域を配したダイヤモンド皮膜を形成することができる。
但し、CH4濃度が適正範囲(2.4〜4.7vol%)を外れると、この領域に生成するダイヤモンドは柱状結晶ではなくなるため期待する性能の向上が得られない。
(b’)まず、
フィラメント温度 2200℃、
フィラメント−基板間隔 6mm、
基板温度 800℃、
反応圧力 13.3kPa、
反応ガス(エタノール濃度) 2.0vol%、
混合ガス流量 100sccm、
という条件で蒸着し、工具基体の表面に、ダイヤモンド結晶を生成・成長させ、
(c’)ついで、成膜条件を変更し、
フィラメント温度 1970℃、
フィラメント−基板間隔 6mm、
基板温度 800℃、
反応圧力 13.3kPa、
反応ガス(エタノール濃度) 3.5vol%、
混合ガス流量 100sccm、
という条件で、ダイヤモンド状炭素を形成し、
(d’)上記(b’)、(c’)の成膜工程を繰り返し行うことにより、
表3に示されるダイヤモンド結晶層とダイヤモンド状炭素層との交互積層からなるダイヤモンド皮膜を被覆することにより、比較例のダイヤモンド被覆エンドミル(以下、比較例エンドミルという)1〜8をそれぞれ製造した。
図1(a)は、ダイヤモンド皮膜の膜厚方向の断面図、図1(b)は、ダイヤモンド皮膜内の柱状晶ダイヤモンド結晶粒の部分拡大図を示し、また、図1(c)は、柱状晶ダイヤモンド結晶粒に形成された微細領域の部分拡大図を示すが、走査型電子顕微鏡の反射電子検出器で得た反射像から、微細領域には微細柱状晶ダイヤモンドが存在することを確認した(図1(c)参照)。
また、同エンドミルの膜断面方向からラマン分光分析法により、柱状晶ダイヤモンド結晶粒とその結晶粒内に存在する微細柱状晶ダイヤモンドについて測定したところ、ラマン分光分析において、1333cm−1に現れるピーク(ダイヤモンドピーク強度I1)はダイヤモンド(sp3成分)を示し、1400〜1600cm−1に現れるブロードなピーク(非ダイヤモンド炭素ピーク強度I2)は非ダイヤモンド炭素(sp2成分)を示すが、ダイヤモンドピーク強度I1に対する非ダイヤモンド炭素ピーク強度I2の強度比が、柱状晶ダイヤモンド結晶粒の微細領域(微細柱状晶ダイヤモンドの領域)以外の領域ではI1/I2>1.5,一方、柱状晶ダイヤモンド結晶粒の微細領域(微細柱状晶ダイヤモンドの領域)では、0.5<I1/I2<1であることが確認された。
《切削条件A》
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: 200 m/min.、
切断加工:(5mm)、
テーブル送り: 1000 mm/min、
エアブロー、
の条件での上記CFRPの乾式高速切断加工試験、
《切削条件B》
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmの、JIS・ADC12の板材、
切削速度: 400 m/min.、
切り込み:径方向(ae)2.5mm,軸方向(ap)8mm、
テーブル送り: 1000 mm/min、
エアーブロー、
の条件での上記Al合金の乾式高速側面切削加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの切削加工試験でも切刃部に欠損が発生するまでの切削長、あるいは、被削材にバリが発生するまでの切削長を測定した。
これらの測定結果を表4にそれぞれ示した。
これに対して、ダイヤモンド結晶層とダイヤモンド状炭素層との交互積層からなる比較例エンドミル1〜8においては、切刃の劣化、バリの発生等が生じるとともに、欠損の発生、耐摩耗性の劣化により工具寿命が短命なものであった。
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表面に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、
上記ダイヤモンド皮膜は、アスペクト比が2以上の柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒を含み、該ダイヤモンド結晶粒内には、0.05〜0.5μmの平均厚さの微細柱状晶ダイヤモンドからなる微細領域がその膜厚方向に平均段数で1〜10段形成され、さらに、ラマン分光分析によるダイヤモンドピーク強度I1に対する非ダイヤモンド炭素ピーク強度I2の強度比が、上記柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒の上記微細領域では0.5<I1/I2<1であり、一方、上記微細領域以外の上記柱状晶組織を有するダイヤモンド結晶粒ではI1/I2>1.5であることを特徴とするダイヤモンド被覆工具。
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