JP6198006B2 - Surface coated cutting tool with excellent abnormal damage resistance - Google Patents
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Description
この発明は、高熱発生を伴い、切刃に高負荷が作用する焼結合金等の高速断続切削加工において、硬質被覆層がすぐれた耐異常損傷性を示し、長期の使用にわたってすぐれた切削性能を発揮する表面被覆切削工具（以下、被覆工具という）に関するものである。 This invention has high heat generation, and in high-speed intermittent cutting such as sintered alloys in which a high load acts on the cutting blade, the hard coating layer exhibits excellent abnormal damage resistance, and excellent cutting performance over a long period of use. The present invention relates to a surface-coated cutting tool to be exhibited (hereinafter referred to as a coated tool).
一般に、被覆工具には、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工にバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイインサート、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプのエンドミルなどがあり、また前記スローアウエイインサートを着脱自在に取り付けて前記ソリッドタイプのエンドミルと同様に切削加工を行うスローアウエイエンドミル工具などが知られている。 In general, for coated tools, throwaway inserts that can be used detachably attached to the tip of a cutting tool for turning and planing of various steel and cast iron, drilling of the work material, etc. Drills and miniature drills, and solid type end mills used for chamfering, grooving and shouldering of the work material, etc. A slow-away end mill tool that performs cutting work in the same manner as an end mill is known.
そして、高熱発生を伴い、切刃に大きな機械的・衝撃的負荷がかかる断続切削等の高速高能率条件における、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷発生を防止するため、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１に示すように、被覆工具において、工具基体表面の第１被覆層は、化学蒸着により形成され引張応力が残留する層であって、亀裂が導入され、該亀裂の平均間隔が１０〜１００μｍで層厚方向の亀裂長さの平均が層厚−２μｍから層厚＋５μｍの微細な亀裂を有し、周期律表の４Ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭酸窒化物、ホウ窒化物、ホウ炭窒化物、及びアルミナから選ばれた少なくとも１種の単層又は複層からなり、また、第１被覆層の上に設けられた第２被覆層は、周期律表の４Ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物、炭酸窒化物、及びアルミナ、窒化チタンアルミニウム、酸窒化チタンアルミニウムから選ばれた少なくとも１種の単層又は複層からなり、圧縮応力の残留する物理蒸着で被覆形成した層からなる被覆工具が提案されており、この被覆工具によれば、工具基体への優れた密着強度と被覆層全体での良好な残留応力のバランスとが得られたため、優れた耐摩耗性を有すると同時に耐欠損性を大幅に向上させることができるとされている。
In order to prevent the occurrence of abnormal damage such as chipping, chipping, and peeling under high-speed and high-efficiency conditions such as interrupted cutting that involves high heat generation and a large mechanical / impact load on the cutting edge, various proposals have been conventionally made Has been made.
For example, as shown in Patent Document 1, in the coated tool, the first coating layer on the surface of the tool base is a layer formed by chemical vapor deposition in which tensile stress remains, cracks are introduced, and the average interval between the cracks is 10 to 100 μm, and the average crack length in the layer thickness direction is a fine crack having a layer thickness of −2 μm to a layer thickness of +5 μm, and is a group 4A metal carbide, nitride, carbonitride, carbonate, It consists of at least one single layer or multiple layers selected from carbonitride, boronitride, borocarbonitride, and alumina, and the second coating layer provided on the first coating layer has a periodicity. It consists of a carbide, nitride, carbonitride, carbonate, carbonitride, and at least one single layer or multiple layers selected from alumina, titanium aluminum nitride, titanium oxynitride, Physical vapor deposition with residual compressive stress A coated tool composed of a coated layer has been proposed. According to this coated tool, excellent adhesion strength to the tool substrate and a good balance of residual stress in the entire coating layer were obtained. It is said that it has wearability and at the same time can greatly improve fracture resistance.
また、特許文献２に示すように、工具金基体の表面に、粒状結晶組織のＴｉ化合物層と、縦長成長結晶組織を有する炭窒化チタン層と、粒状結晶組織を有するα型および／またはκ型酸化アルミニウム層を被覆した被覆工具において、縦長成長結晶組織を有する炭窒化チタン層における上記酸化アルミニウム層存在側面にそって、直角研磨断面の走査型電子顕微鏡による組織観察で、表面から、１μｍ〜（上記縦長成長結晶組織を有する炭窒化チタン層の平均層厚×０．５）μｍの範囲内の深さ、に亘って微小空孔分散帯域を形成した被覆工具が提案されており、この微小空孔帯域が、縦長成長結晶組織の炭窒化チタン層と酸化アルミニウム層の間の熱膨張の差を十分に吸収することから、熱発生の大きい切削条件下でも剥離の発生は生じないとされている。 Further, as shown in Patent Document 2, on the surface of a tool metal base, a Ti compound layer having a granular crystal structure, a titanium carbonitride layer having a vertically long crystal structure, and an α type and / or a κ type having a granular crystal structure. In a coated tool coated with an aluminum oxide layer, the structure of the titanium carbonitride layer having a vertically grown crystal structure is observed along the side surface where the aluminum oxide layer is present by a scanning electron microscope with a right-angle polished cross section. There has been proposed a coated tool in which a fine pore dispersion zone is formed over a depth within the range of the average layer thickness of the titanium carbonitride layer having the vertically elongated crystal structure × 0.5) μm. The pore zone sufficiently absorbs the difference in thermal expansion between the titanium carbonitride layer and the aluminum oxide layer in the vertically grown crystal structure, so that no peeling occurs even under cutting conditions where heat generation is large. Has been.
近年の切削加工装置の高性能化はめざましく、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、これに伴い、切削加工は高速化・高能率化の傾向にある。
そして、上記の従来被覆工具を、鋼や鋳鉄等の通常の切削加工の用いた場合には特に問題はないが、例えば、焼結合金等の、特に、高熱発生を伴うとともに、切刃に大きな機械的・衝撃的負荷がかかる断続切削加工等の高速高能率切削加工に供した場合には、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生し易く、これを原因として短時間で工具寿命に至るという問題がある。
In recent years, the performance of cutting devices has been remarkably improved. On the other hand, there is a strong demand for labor saving, energy saving, and cost reduction for cutting, and with this, cutting tends to be faster and more efficient.
And, when the above-mentioned conventional coated tool is used for normal cutting such as steel and cast iron, there is no particular problem. When subjected to high-speed and high-efficiency cutting such as intermittent cutting with mechanical and impact loads, abnormal damage such as chipping, chipping, and peeling is likely to occur, and this leads to tool life in a short time. There is a problem.
すなわち、特許文献１に記載の被覆工具は、第２被覆層が物理蒸着で形成されているために、第１被覆層と第２被覆層の密着性が十分とはいえず、焼結合金の切削加工においては、溶着チッピング等が発生し、層間剥離が生じやすい。 That is, in the coated tool described in Patent Document 1, since the second coating layer is formed by physical vapor deposition, the adhesion between the first coating layer and the second coating layer cannot be said to be sufficient. In cutting, welding chipping or the like occurs, and delamination tends to occur.
また、上記特許文献２で提案されている被覆工具は、微小空孔分散帯域の形成によって、縦長成長結晶組織の炭窒化チタン層と酸化アルミニウム層の間の熱膨張差を吸収するため、層間剥離の発生は防止し得るものの、図２に示すように断続加工において発生するクラックの層厚方向への伝播進展を抑制する効果は少ないことから、クラックの伝播進展に起因する異常損傷の発生を抑制することはできない。 Further, the coated tool proposed in the above-mentioned Patent Document 2 absorbs the thermal expansion difference between the titanium carbonitride layer and the aluminum oxide layer of the vertically grown crystal structure by forming the microscopic void dispersion zone, so that the delamination Although the generation of cracks can be prevented, as shown in FIG. 2, the effect of suppressing the propagation of cracks in the layer thickness direction in intermittent machining is small, so the occurrence of abnormal damage due to the propagation of cracks is suppressed. I can't do it.
本発明者は、上述のような観点から、焼結合金等の高速高能率切削条件、即ち、高熱発生を伴うとともに、切刃に大きな機械的・衝撃的負荷が作用する高速断続切削条件、で行った場合にも、硬質被覆層がすぐれた耐異常損傷性を示すとともにすぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、鋭意研究を行った。 From the above-mentioned viewpoint, the present inventor is a high-speed and high-efficiency cutting condition such as a sintered alloy, that is, a high-speed intermittent cutting condition that involves high heat generation and a large mechanical / impact load on the cutting edge. Even when it was conducted, intensive research was conducted to develop a coated tool in which the hard coating layer exhibits excellent abnormal damage resistance and also exhibits excellent wear resistance.
その結果、ＷＣ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基体の表面に、少なくとも、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸化物および炭窒酸化物からなるＴｉ化合物の一種又は二種以上を下部層として蒸着形成し、さらに、この上に酸化アルミニウム層を上部層として蒸着形成した被覆工具において、工具基体表面の下部層のうちの最も層厚の厚いＴｉ化合物の一部に空孔密度の高いクラック起点層を形成し、次いで、上部層を蒸着形成した後、上部層表面からウエットブラスト等を施して、下部層中のクラック起点層から基体側にクラックを形成すると、この領域で残留応力が緩和されることを見出した。 As a result, at least one kind of Ti compound composed of a carbide, nitride, carbonitride, carbonate and carbonitride of Ti is formed on the surface of the substrate composed of a WC-based cemented carbide or a titanium carbonitride-based cermet. In a coated tool in which two or more kinds are vapor-deposited as a lower layer, and an aluminum oxide layer is vapor-deposited thereon as an upper layer, a part of the thickest Ti compound of the lower layers on the surface of the tool base is formed. When a crack starting layer having a high pore density is formed, and then the upper layer is deposited, wet blasting is applied from the upper layer surface to form a crack on the substrate side from the crack starting layer in the lower layer. It was found that the residual stress was relieved in the region.
さらに、前記クラック起点層から基体側にクラックが形成された残留応力が緩和された領域（以下、「応力緩和層」という）は、高速断続切削加工における高負荷によって、上部層に発生したクラックが下部層側へと伝播進展してきた場合にも、前記応力緩和層がクラックの更なる伝播進展を抑制する作用があるため、クラックが基体にまで貫通することを防止し、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷発生抑制に前記応力緩和層が大きく貢献することを見出したのである。 Furthermore, in the region where the residual stress in which cracks are formed from the crack starting layer to the substrate side (hereinafter referred to as “stress relaxation layer”), cracks generated in the upper layer due to a high load in high-speed intermittent cutting processing are observed. Even when propagation progresses to the lower layer side, the stress relaxation layer has an action to suppress further propagation progress of cracks, so that cracks are prevented from penetrating to the base, chipping, chipping, peeling, etc. It was found that the stress relaxation layer greatly contributes to the suppression of the occurrence of abnormal damage.
つまり、下部層と上部層とを被覆形成した被覆工具において、下部層の一部に空孔密度の高いクラック起点層を形成し、ウエットブラスト等により、該クラック起点層と基体との間に応力緩和層を形成することによって、高熱発生を伴うとともに、切刃に大きな機械的・衝撃的負荷が作用する焼結合金等の高速断続切削加工において、すぐれた耐異常損傷性を示すことによって、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することを見出したのである。 That is, in a coated tool in which a lower layer and an upper layer are formed, a crack starting layer having a high hole density is formed in a part of the lower layer, and stress is generated between the crack starting layer and the substrate by wet blasting or the like. By forming a relaxation layer, high heat generation is generated, and in high-speed intermittent cutting such as sintered alloys where a large mechanical and impact load is applied to the cutting edge, it shows excellent abnormal damage resistance, and long-term It has been found that it exhibits excellent wear resistance over the use of.
この発明は、上記知見にもと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トで構成された基体の表面に、下部層と上部層からなる硬質被覆層が被覆形成された表面被覆切削工具であって、
（ａ）前記下部層は、合計平均層厚３〜１５μｍのＴｉ炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層及び炭窒酸化物層の内の１層または２層以上のＴｉ化合物層からなるとともに、少なくとも１層のＴｉ炭窒化物層を備え、
（ｂ）前記上部層は、平均層厚２〜２０μｍの化学蒸着した状態でα型の酸化アルミニウム層からなり、
（ｃ）前記下部層を構成する少なくとも１層のＴｉ炭窒化物層の内の、平均層厚が最も厚く１．５μｍ以上の層厚を有するＴｉ炭窒化物層には、該層の層厚の１／３から２／３の領域に、平均径２５〜２００ｎｍの微小空孔が３個／μｍ２以上２０個／μｍ２未満の平均密度で存在するクラック起点層が、０．５μｍから当該Ｔｉ炭窒化物層の１／３の厚さで形成され、
（ｄ）前記クラック起点層から基体側の下部層には、基体表面に平行な方向に測定した場合、単位長さあたり０．２本／μｍ以上２本／μｍ未満の平均密度でクラックが存在する応力緩和層が形成され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。
This invention was made based on the above knowledge,
A surface-coated cutting tool in which a hard coating layer composed of a lower layer and an upper layer is coated on the surface of a substrate composed of a tungsten carbide-based cemented carbide or a titanium carbonitride-based cermet,
(A) The lower layer is composed of one or more Ti compounds of a Ti carbide layer, a nitride layer, a carbonitride layer, a carbonate layer, and a carbonitride layer having a total average layer thickness of 3 to 15 μm. And comprising at least one Ti carbonitride layer,
(B) The upper layer consists of an α-type aluminum oxide layer in a chemical vapor deposited state with an average layer thickness of 2 to 20 μm,
(C) Of the at least one Ti carbonitride layer constituting the lower layer, the Ti carbonitride layer having an average layer thickness of 1.5 μm or more is the thickest layer. of 1/3 from 2/3 of the area, the average diameter of fine pores of 25~200nm are three / [mu] m 2 or more 20 / [mu] m crack origin layer present at less than 2 average density, the from 0.5μm Formed with a thickness of 1/3 of the Ti carbonitride layer,
(D) In the lower layer on the substrate side from the crack starting layer, cracks exist at an average density of 0.2 / μm or more and less than 2 / μm per unit length when measured in a direction parallel to the substrate surface. A surface-coated cutting tool, wherein a stress relaxation layer is formed. "
It is characterized by.
以下、本発明について、詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
下部層（Ｔｉ化合物層）：
本発明では、硬質被覆層の下部層として、Ｔｉ炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層及び炭窒酸化物層の内の１層または２層以上のＴｉ化合物層を化学蒸着により被覆形成し、その内の少なくとも１層はＴｉ炭窒化物層にて形成する。
下部層のＴｉ化合物層は、それ自体が高温強度を有し、これの存在によって硬質被覆層が高温強度を具備するようになるほか、工具基体と酸化アルミニウムからなる上部層のいずれにも強固に密着し、硬質被覆層の工具基体に対する密着性向上に寄与する作用を有する。
下部層の層厚は、その合計平均層厚が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、その合計平均層厚が２０μｍを越えると、チッピング、欠損、剥離等の発生の原因となることから、その合計平均層厚は３〜２０μｍとすることが望ましい。
なお、本発明では、下部層のうちの少なくとも１層はＴｉ炭窒化物層にて形成するとしているが、これは、後記するように、平均層厚が最も厚く１．５μｍ以上の層厚を有するＴｉ炭窒化物層の一部領域に、所定径の微小空孔を所定密度で備えたクラック起点層を形成するために必要となるからである。
Lower layer (Ti compound layer):
In the present invention, as the lower layer of the hard coating layer, one or more Ti compound layers of Ti carbide layer, nitride layer, carbonitride layer, carbonate layer and carbonitride layer are chemically vapor-deposited. And at least one of them is formed of a Ti carbonitride layer.
The lower Ti compound layer itself has high-temperature strength, and the presence of the Ti compound layer makes the hard coating layer have high-temperature strength, and it is strong against both the tool base and the upper layer made of aluminum oxide. It adheres and has the effect | action which contributes to the adhesive improvement with respect to the tool base | substrate of a hard coating layer.
When the total thickness of the lower layer is less than 3 μm, the above-mentioned effect cannot be fully exerted. On the other hand, when the total average thickness exceeds 20 μm, chipping, chipping, peeling, etc. are generated. Therefore, the total average layer thickness is preferably 3 to 20 μm.
In the present invention, at least one of the lower layers is formed of a Ti carbonitride layer. As will be described later, this has an average layer thickness of 1.5 μm or more. This is because it is necessary to form a crack starting layer having micropores with a predetermined diameter at a predetermined density in a partial region of the Ti carbonitride layer.
本発明では、化学蒸着により前記クラック起点層を有する下部層を形成した後、その上に上部層を形成し、次いで、ショットブラスト等の後処理を施すことにより、前記クラック起点層から基体側にクラックを積極的に形成し、応力緩和層を形成することによって下部層の残留応力の低減化を図る。
図１には、基体上に形成した下部層（ＴｉＣＮ層）にクラック起点層を形成し、さらに、ショットブラスト等の後処理によってクラック起点層から基体側に向かって積極的に導入したクラックが存在する硬質被覆層の縦断面模式図を示す。
In the present invention, after forming the lower layer having the crack starting layer by chemical vapor deposition, an upper layer is formed thereon, and then post-treatment such as shot blasting is performed to move the crack starting layer from the crack starting layer to the substrate side. The residual stress of the lower layer is reduced by actively forming cracks and forming a stress relaxation layer.
In FIG. 1, a crack starting layer is formed in the lower layer (TiCN layer) formed on the substrate, and there are cracks positively introduced from the crack starting layer toward the substrate by post-treatment such as shot blasting. The longitudinal cross-sectional schematic diagram of the hard coating layer to perform is shown.
本発明における前記クラック起点層は、例えば、下部層を化学蒸着で形成するにあたり、下部層を構成する少なくとも１層のＴｉ炭窒化物層の内の平均層厚が最も厚いＴｉ炭窒化物層の層厚の１／３から２／３の領域に、以下に示す化学蒸着を行うことによって、所定の平均径及び所定の空孔密度を有し、０．５μｍから当該Ｔｉ炭窒化物層の１／３の厚さを有するクラック起点層を形成することができる。
クラック起点層を形成するための蒸着条件：
反応ガス組成(容量％)：
ＴｉＣｌ４：１〜５％，Ｎ２：２〜１５％，ＣＨ３ＣＮ：６〜１５％，Ｈ２：残部
反応雰囲気温度：８６０〜９００ ℃
反応雰囲気圧力：２０〜６６．６ ｋＰａ
上記蒸着条件で蒸着することによって、平均層厚が最も厚いＴｉ炭窒化物層の層厚の１／３から２／３の領域に、所定の平均径及び所定の空孔密度を有し、０．５μｍから当該Ｔｉ炭窒化物層の１／３の厚さを有するクラック起点層を形成することができる。
なお、クラック起点層を形成しない領域におけるＴｉ炭窒化物層の蒸着は、例えば、
反応ガス組成(容量％)：
ＴｉＣｌ４：１〜５％，Ｎ２：２〜２０％，ＣＨ３ＣＮ：０．５〜４％，Ｈ２：残部
反応雰囲気温度：８６０〜１０００ ℃
反応雰囲気圧力：５〜１３．３ ｋＰａ
という条件によって蒸着形成する。
つまり、クラック起点層を形成するためには、反応ガス成分であるＣＨ３ＣＮの組成割合を増加させるとともに、反応雰囲気圧力を高めた条件で成膜することが必要となる。
In the crack starting layer in the present invention, for example, when the lower layer is formed by chemical vapor deposition, the average thickness of the Ti carbonitride layer of the at least one Ti carbonitride layer constituting the lower layer is the thickest of the Ti carbonitride layer. By performing chemical vapor deposition shown below in the region of 1/3 to 2/3 of the layer thickness, it has a predetermined average diameter and a predetermined pore density, and from 0.5 μm to 1 of the Ti carbonitride layer. A crack starting layer having a thickness of / 3 can be formed.
Deposition conditions for forming the crack origin layer:
Reaction gas composition (volume%):
TiCl 4 : 1 to 5%, N 2 : 2 to 15%, CH 3 CN: 6 to 15%, H 2 : remainder Reaction atmosphere temperature: 860 to 900 ° C
Reaction atmosphere pressure: 20-66.6 kPa
By vapor deposition under the above-mentioned vapor deposition conditions, the average layer thickness has a predetermined average diameter and a predetermined pore density in a region of 1/3 to 2/3 of the thickness of the Ti carbonitride layer having the largest average thickness. A crack starting layer having a thickness of 1/3 of the Ti carbonitride layer can be formed from 0.5 μm.
The deposition of the Ti carbonitride layer in the region where the crack starting layer is not formed is, for example,
Reaction gas composition (volume%):
TiCl 4 : 1 to 5%, N 2 : 2 to 20%, CH 3 CN: 0.5 to 4%, H 2 : remainder Reaction atmosphere temperature: 860 to 1000 ° C
Reaction atmosphere pressure: 5 to 13.3 kPa
Vapor deposition is performed under the following conditions.
In other words, in order to form the crack starting layer, it is necessary to increase the composition ratio of CH 3 CN as a reaction gas component and to form a film under a condition in which the reaction atmosphere pressure is increased.
上記クラック起点層を形成するＴｉ炭窒化物層の位置を、平均層厚が最も厚いＴｉ炭窒化物層の層厚の１／３から２／３の領域と定めたのは、クラック起点層が存在するＴｉ炭窒化物層の強度の過度の低下を防止するという理由による。
また、クラック起点層の厚さを、０．５μｍから当該Ｔｉ炭窒化物層の１／３の厚さと定めたのは、０．５μｍを下回ると所望の空孔径を有するクラック起点層を形成することが困難になり、また、当該Ｔｉ炭窒化物層の１／３の厚さを超えた場合、Ｔｉ炭窒化物層の強度が低下し、層内破壊を生じてしまい、工具寿命が極端に低下するという理由による。
The position of the Ti carbonitride layer forming the crack starting layer is determined to be a region of 1/3 to 2/3 of the thickness of the Ti carbonitride layer having the largest average layer thickness. It is because the excessive fall of the intensity | strength of the existing Ti carbonitride layer is prevented.
Further, the thickness of the crack starting layer is determined from 0.5 μm to 1/3 of the Ti carbonitride layer. When the thickness is below 0.5 μm, a crack starting layer having a desired pore diameter is formed. When the thickness exceeds 1/3 of the Ti carbonitride layer, the strength of the Ti carbonitride layer decreases, causing in-layer fracture, resulting in an extremely long tool life. This is because it is reduced.
上記で成膜したクラック起点層において、形成される微小空孔の平均径が２５ｎｍ未満では、ウエットブラストによる後処理を施したとしても、クラック起点層から基体側に向けた所望のクラックを形成する効果が少ないため、下部層の十分な応力緩和を図ることができず、一方、微小空孔の平均径が２００ｎｍを超えると、クラック起点層が存在するＴｉ炭窒化物層自体の強度が低下するため、微小空孔の平均径は２５〜２００ｎｍと定めた。 In the crack starting layer formed as described above, if the average diameter of the formed micropores is less than 25 nm, a desired crack is formed from the crack starting layer toward the substrate even if post-treatment by wet blasting is performed. Since the effect is small, sufficient stress relaxation of the lower layer cannot be achieved. On the other hand, when the average diameter of the micropores exceeds 200 nm, the strength of the Ti carbonitride layer itself in which the crack initiation layer exists is lowered. Therefore, the average diameter of the minute holes is set to 25 to 200 nm.
上記クラック起点層における微小空孔の径は、クラック起点層が含まれる硬質被覆層の縦断面を研磨面とした後、走査型電子顕微鏡で直接空孔の径、密度を測定することによって求めることができる。
なお、微小空孔の平均径とは、複数箇所における微小空孔の径を測定し、これを平均化したものである。
The diameter of the micropores in the crack starting layer is obtained by directly measuring the diameter and density of the pores with a scanning electron microscope after setting the vertical cross section of the hard coating layer including the crack starting layer as a polished surface. Can do.
In addition, the average diameter of the minute holes is obtained by measuring the diameters of the minute holes at a plurality of positions and averaging them.
上記クラック起点層において、その縦断面を基体表面を観察し、クラック起点層内の任意の１０μｍ２について単位面積当たりの微小空孔の密度を求めた時、微小空孔の平均密度が３個／μｍ２未満である場合には、下部層の十分な応力緩和を図ることができず、一方、微小空孔の平均密度が２０個／μｍ２以上となると、クラック起点層が存在するＴｉ炭窒化物層自体の強度が低下するため、微小空孔の密度は３個／μｍ２以上２０個／μｍ２未満と定めた。 In the crack starting layer, the surface of the substrate was observed in the longitudinal section, and when the density of micropores per unit area was determined for an arbitrary 10 μm 2 in the crack starting layer, the average density of micropores was 3 / If it is less than μm 2 , sufficient stress relaxation of the lower layer cannot be achieved. On the other hand, if the average density of microvoids is 20 / μm 2 or more, Ti carbonitride in which a crack initiation layer is present Since the strength of the physical layer itself is lowered, the density of the micropores is determined to be 3 / μm 2 or more and less than 20 / μm 2 .
上記クラック起点層における微小空孔の密度は、クラック起点層が含まれる硬質被覆層の縦断面を研磨面とした後、走査型電子顕微鏡で直接空孔の径、密度を測定することによって求めることができる。
なお、微小空孔の平均密度とは、複数箇所における微小空孔の密度を測定し、これを平均化したものである。
The density of micropores in the crack starting layer is obtained by directly measuring the diameter and density of the pores with a scanning electron microscope after setting the vertical cross section of the hard coating layer including the crack starting layer as a polished surface. Can do.
In addition, the average density of micropores is obtained by measuring the density of micropores at a plurality of locations and averaging them.
上記所望の平均径、平均密度のクラック起点層を備えるＴｉ炭窒化物層を形成し、さらに、この上に上部層を形成した後、上部層の表面からウエットブラスト等を施すことによって前記クラック起点層から基体側の下部層に、層厚方向に０．２本／μｍ以上２本／μｍ未満の平均密度でクラックが存在する応力緩和層を形成する。
応力緩和層におけるクラックの平均密度が０．２本／μｍ未満である場合には、下部層の十分な応力緩和を図ることができず、一方、クラックの平均密度が２本／μｍ以上である場合には、下部層自体の強度が低下してしまうことから、クラックの平均密度は０．２本／μｍ以上２本／μｍ未満と定めた。
なお、この場合、応力緩和層より上方に位置する下部層あるいは上部層においては、０．２本／μｍ未満の平均密度のクラックが形成される状態となる。
After forming a Ti carbonitride layer having a crack starting layer having the desired average diameter and average density, and further forming an upper layer thereon, the crack starting point is applied by wet blasting or the like from the surface of the upper layer. A stress relaxation layer having cracks with an average density of 0.2 / μm or more and less than 2 / μm in the layer thickness direction is formed from the layer to the lower layer on the substrate side.
When the average density of cracks in the stress relaxation layer is less than 0.2 / μm, sufficient stress relaxation in the lower layer cannot be achieved, while the average density of cracks is 2 / μm or more. In this case, since the strength of the lower layer itself was lowered, the average density of cracks was determined to be not less than 0.2 / μm and less than 2 / μm.
In this case, cracks having an average density of less than 0.2 / μm are formed in the lower layer or the upper layer located above the stress relaxation layer.
応力緩和層におけるクラックの密度は、応力緩和層が含まれる硬質被覆層の縦断面を研磨面とした後、エッチングし、光学顕微鏡で観察し、基体表面と平行な方向に延びる基準線を縦断するクラックの本数を測定することによって求めることができ、複数箇所の測定値を平均化したものがクラックの平均密度である。 The density of cracks in the stress relaxation layer is determined by making the longitudinal section of the hard coating layer including the stress relaxation layer a polished surface, etching, observing with an optical microscope, and longitudinally cutting a reference line extending in a direction parallel to the substrate surface. It can be determined by measuring the number of cracks, and the average density of cracks is obtained by averaging the measured values at a plurality of locations.
そして、このような平均クラック密度を有する応力緩和層は、例えば、ウエットブラスト処理を施すことによって形成することができる。
ただし、応力緩和層におけるクラックの形成されやすさは、上部層の層厚、下部層の全体層厚によって自ずと変化することから、応力緩和層において、クラック起点層から基体側に形成される所望のクラック平均密度に応じて、ウエットブラスト条件は調整する必要がある。
And the stress relaxation layer which has such an average crack density can be formed by performing a wet blast process, for example.
However, since the ease of formation of cracks in the stress relaxation layer naturally changes depending on the layer thickness of the upper layer and the entire layer thickness of the lower layer, in the stress relaxation layer, a desired crack formed from the crack origin layer to the substrate side is desired. The wet blasting conditions need to be adjusted according to the crack average density.
なお、ウエットブラスト処理とは、すでによく知られているように、噴射研磨材を含有した液体（一般的には水）である研磨液を被処理物に噴射して、圧縮残留応力を付与したり、表面の研磨を行ったりする処理であるが、このようなウエットブラスト処理の噴射研磨材としては、硬質の微粒メディアであれば材質としてはアルミナ、炭化珪素、ジルコニア、樹脂系、ガラス系など種々使用可能であり、平均粒子径としては約１〜５００μｍ程度が望ましく、約１０〜２５０μｍ程度がより好ましい。
また、ウエットブラスト条件としては、例えばメディアとしてアルミナを使用する場合には液体（水）と混合した状態において１５〜６０重量％の範囲となるようにメディアを含有させて研磨液を調整し、ブラストガンに供給する圧縮空気の圧力すなわち噴射圧力を０．０５〜０．５ＭＰａ、好ましくは０．１〜０．３ＭＰａの範囲として噴射するのが望ましい。
As is well known, wet blasting is a process of injecting a polishing liquid, which is a liquid (generally water) containing an injection abrasive, onto a workpiece to give compressive residual stress. Or the surface polishing process. As a spray abrasive for such wet blasting, the material is alumina, silicon carbide, zirconia, resin, glass, etc. It can be used in various ways, and the average particle size is preferably about 1 to 500 μm, more preferably about 10 to 250 μm.
As the wet blasting condition, for example, when alumina is used as the medium, the polishing liquid is adjusted by adding the medium so that it is in the range of 15 to 60% by weight when mixed with the liquid (water). It is desirable that the pressure of the compressed air supplied to the gun, that is, the injection pressure is 0.05 to 0.5 MPa, preferably 0.1 to 0.3 MPa.
上部層（α型酸化アルミニウム層）：
化学蒸着した状態でα型の酸化アルミニウム層は、一般的にすぐれた高温硬さと化学的安定性を有し、硬質被覆層の耐摩耗性向上に寄与するが、その平均層厚が２μｍ未満では、長期の使用にわたって硬質被覆層に十分な耐摩耗性を発揮せしめることができない。一方、その平均層厚２０μｍを越えて厚くなりすぎると、チッピング、欠損、剥離層の異常損傷が発生し易くなることから、平均層厚の上限は２０μｍとする。
Upper layer (α-type aluminum oxide layer):
In the state of chemical vapor deposition, the α-type aluminum oxide layer generally has excellent high-temperature hardness and chemical stability and contributes to improving the wear resistance of the hard coating layer. However, if the average layer thickness is less than 2 μm, The hard coating layer cannot exhibit sufficient wear resistance over a long period of use. On the other hand, if the thickness exceeds the average layer thickness of 20 μm, chipping, defects, and abnormal damage to the release layer are likely to occur. Therefore, the upper limit of the average layer thickness is 20 μm.
本発明の被覆工具は、下部層の一部に所定の空孔平均径、平均密度を有するクラック起点層が形成され、該クラック起点層から基体側には、所定のクラック平均密度を有する応力緩和層が形成されていることによって、高熱発生を伴い、切刃に高負荷が作用する焼結合金等の高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮するものである。 In the coated tool of the present invention, a crack starting layer having a predetermined average pore diameter and average density is formed in a part of the lower layer, and stress relaxation having a predetermined crack average density is formed from the crack starting layer to the substrate side. Due to the formation of the layer, high-temperature heat generation occurs, and high-speed intermittent machining such as sintered alloys in which a high load acts on the cutting blade can be used for a long time without causing abnormal damage such as chipping, chipping, and peeling. It exhibits excellent wear resistance throughout its use.
つぎに、本発明の被覆工具を実施例により具体的に説明する。
なお、ここでは、基体として炭化タングステン基超硬合金を使用した場合について説明するが、基体が炭窒化チタン基サーメットの場合も同様である。
Next, the coated tool of the present invention will be specifically described with reference to examples.
Here, a case where a tungsten carbide-based cemented carbide is used as the substrate will be described, but the same applies to the case where the substrate is a titanium carbonitride-based cermet.
原料粉末として、いずれも１〜３μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、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、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結後、切刃部にＲ：０．０２ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａを製造した。 Prepare WC powder, TaC powder, NbC powder, and Co powder each having an average particle diameter of 1 to 3 μm as raw material powders, blend these raw material powders with the blending composition shown in Table 1, and add wax. The mixture was ball milled in acetone for 24 hours, dried under reduced pressure, and then pressed into a green compact having a predetermined shape at a pressure of 98 MPa. The green compact was subjected to a predetermined pressure within a range of 1370 to 1470 ° C. in a vacuum of 5 Pa. Made of WC-base cemented carbide with insert shape specified in ISO / CNMG120408 by performing vacuum sintering under temperature holding condition for 1 hour, and then performing honing of R: 0.02mm on the cutting edge after sintering A tool substrate A was manufactured.
ついで、工具基体Ａを、通常の化学蒸着装置に装入し、
まず、表２（表２中のｌ−ＴｉＣＮは特開平６−８０１０号公報に記載される縦長成長結晶組織をもつＴｉＣＮ層の形成条件を示すものであり、これ以外は通常の粒状結晶組織の形成条件を示すものである）に示される条件にて、表５に示される目標層厚のＴｉ化合物層からなる下部層を蒸着形成した。
ここで、下部層としてのＴｉ炭窒化物層を形成するにあたり、特定のＴｉ炭窒化物層（表５における「クラック起点層を形成した層」）に対しては、該層の層厚の１／３から２／３の領域にかけて、表３に示される条件で、表５に示される厚さのクラック起点層を形成した。
ついで、表２に示される条件で、α型酸化アルミニウム層からなる上部層を、表５に示される所定の目標層厚で蒸着形成した。
ついで、上部層の表面に表４に示される条件でウエットブラスト処理を施すことにより、表5に示される応力緩和層を形成し、同時に、応力緩和層中に所定密度のクラックを形成することにより、本発明被覆工具１〜１０を作製した。
Next, the tool substrate A is charged into a normal chemical vapor deposition apparatus,
First, Table 2 (l-TiCN in Table 2 indicates the conditions for forming a TiCN layer having a vertically grown crystal structure described in JP-A-6-8010, and other than that, a normal granular crystal structure is shown. The lower layer made of the Ti compound layer having the target layer thickness shown in Table 5 was formed by vapor deposition under the conditions shown in FIG.
Here, in forming the Ti carbonitride layer as the lower layer, for a specific Ti carbonitride layer (the “layer in which the crack initiation layer is formed” in Table 5), the layer thickness of the layer is 1 A crack starting layer having a thickness shown in Table 5 was formed under the conditions shown in Table 3 over a range of / 3 to 2/3.
Next, an upper layer made of an α-type aluminum oxide layer was formed by vapor deposition under the conditions shown in Table 2 with a predetermined target layer thickness shown in Table 5.
Next, the surface of the upper layer is subjected to wet blasting under the conditions shown in Table 4 to form the stress relaxation layer shown in Table 5, and at the same time, by forming cracks of a predetermined density in the stress relaxation layer. And this invention coated tool 1-10 was produced.
また、比較の目的で、工具基体Ａを、通常の化学蒸着装置に装入し、
まず、表２に示される条件にて、表６に示される目標層厚のＴｉ化合物層からなる下部層を蒸着形成し、
ついで、表３に示される条件にて、特定のＴｉ炭窒化物層（表６における「クラック起点層を形成した層」）に対して、該層の層厚の１／３から２／３の領域にかけて、表３に示される条件で、表６に示される厚さのクラック起点層を形成し、
ついで、表２に示される条件で、α型酸化アルミニウム層からなる上部層を、表６に示される所定の目標層厚で蒸着形成し、
ついで、上部層の表面に表４に示される条件でウエットブラスト処理を施すことにより、表６に示される応力緩和層を形成し、同時に、応力緩和層中に所定密度のクラックを形成することにより、比較例被覆工具１〜４を作製した。
Further, for the purpose of comparison, the tool base A is charged into a normal chemical vapor deposition apparatus,
First, under the conditions shown in Table 2, a lower layer made of a Ti compound layer having a target layer thickness shown in Table 6 is formed by vapor deposition.
Next, under the conditions shown in Table 3, for a specific Ti carbonitride layer (“layer in which the crack initiation layer is formed” in Table 6), 1/3 to 2/3 of the layer thickness of the layer Over the region, a crack starting layer having a thickness shown in Table 6 is formed under the conditions shown in Table 3,
Next, an upper layer composed of an α-type aluminum oxide layer is formed by vapor deposition with a predetermined target layer thickness shown in Table 6 under the conditions shown in Table 2.
Next, the surface of the upper layer is subjected to wet blasting under the conditions shown in Table 4, thereby forming the stress relaxation layer shown in Table 6, and simultaneously forming cracks of a predetermined density in the stress relaxation layer. Comparative example coated tools 1 to 4 were produced.
さらに、比較の目的で、工具基体Ａを、通常の化学蒸着装置に装入し、
まず、表２に示される条件にて、表６に示される目標層厚のＴｉ化合物層からなる下部層を蒸着形成し、
ついで、表２に示される条件で、α型酸化アルミニウム層からなる上部層を、表６に示される所定の目標層厚で蒸着形成し、
ついで、上部層の表面に表４に示される条件でウエットブラスト処理を施すことにより、表６に示される比較例被覆工具５〜８を作製した。
Furthermore, for the purpose of comparison, the tool substrate A is charged into a normal chemical vapor deposition apparatus,
First, under the conditions shown in Table 2, a lower layer made of a Ti compound layer having a target layer thickness shown in Table 6 is formed by vapor deposition.
Next, an upper layer composed of an α-type aluminum oxide layer is formed by vapor deposition with a predetermined target layer thickness shown in Table 6 under the conditions shown in Table 2.
Next, wet blasting was performed on the surface of the upper layer under the conditions shown in Table 4 to produce Comparative Example-coated tools 5 to 8 shown in Table 6.
さらに、参考のため、工具基体Ａを、通常の化学蒸着装置に装入し、
まず、表２に示される条件にて、表６に示される目標層厚のＴｉ化合物層からなる下部層を蒸着形成し、
ついで、表２に示される条件で、α型酸化アルミニウム層からなる上部層を、表６に示される所定の目標層厚で蒸着形成することにより、表６に示される参考例被覆工具９，１０を作製した。
Further, for reference, the tool substrate A is charged into a normal chemical vapor deposition apparatus,
First, under the conditions shown in Table 2, a lower layer made of a Ti compound layer having a target layer thickness shown in Table 6 is formed by vapor deposition.
Next, by depositing an upper layer made of an α-type aluminum oxide layer with a predetermined target layer thickness shown in Table 6 under the conditions shown in Table 2, the reference example coating tools 9 and 10 shown in Table 6 are formed. Was made.
ついで、上記本発明工具１〜１０、比較例工具１〜８及び参考例工具９，１０について、下部層のクラック起点層における微小空孔の平均径、平均密度を測定し、さらに、応力緩和層におけるクラックの平均密度を測定した。なお、参考のため、上部層表面に形成されているクラックの平均密度についても測定した。
すなわち、上記クラック起点層における微小空孔の径、密度は、クラック起点層が含まれる硬質被覆層の縦断面を研磨面とした後、走査型電子顕微鏡で直接空孔の径、密度を測定することによって求めることができる。
なお、通常のＴｉ炭窒化物層にはクラックが殆ど見られず、クラック起点層には有意に空孔が出現することから、クラック起点層を導入するＴｉ炭窒化物層の中で、最も基体から距離が近い部分に観察される空孔の膜厚方向の位置をクラック起点層の始点とし、同様に最も離れた位置にある空孔の位置を終点とする。
次いで、硬質被覆層の縦断面において基体と平行な方向に任意の１００μｍの範囲わたり観察をおこなった結果、クラック起点層を設けることによって形成された微小空孔のうち最も基体側に近い空孔が当該Ｔｉ炭窒化物層最下面からＴｉ炭窒化物層厚の１／３の領域に存在せず、同じく最も基体から離れた位置に存在する空孔が当該Ｔｉ炭窒化物層最上面から基体側方向にＴｉ炭窒化物層厚の１／３の領域に存在せず、最も基体側に近い空孔の基体までの距離をａ、最も基体から離れた位置にある空孔の基体までの距離をｂとしたときにｂ−ａが０．５μｍ以上であることを確認した。微小空孔の径は走査型電子顕微鏡の画像より計測し、空孔がいびつな形状をしている場合は楕円として扱い、長半径と短半径の加重平均により実質的な微小空孔の径を求めた。
なお、微小空孔の平均径とは、複数箇所における微小空孔の径を測定し、これを平均化したものであり、微小空孔の平均密度とは、複数箇所における微小空孔の密度を測定し、これを平均化したものである。
また、応力緩和層におけるクラックの密度、上部層表面に形成されているクラックの密度は、応力緩和層と上部層表面を含む硬質被覆層の縦断面を研磨面とした後、エッチングし、光学顕微鏡で観察し、応力緩和層内に形成されているクラックのうち、クラック起点層の下０．５μｍの領域において、基体表面と平行な方向に延びる基準線を縦断するクラックの本数を測定することによって求めることができ、複数箇所の、基体に平行な方向１００μｍを基準長さとして測定値を平均化することによってクラックの平均密度を求めることができる。また、上部層表面に形成されているクラックの本数を複数箇所で測定し、それを平均化することによって、上部層表面に形成されているクラックの平均密度を求めることができる。
Next, with respect to the inventive tools 1 to 10, the comparative tools 1 to 8 and the reference tools 9 and 10, the average diameter and average density of micropores in the crack starting layer of the lower layer were measured, and further the stress relaxation layer The average density of cracks was measured. For reference, the average density of cracks formed on the upper layer surface was also measured.
That is, the diameter and density of the micropores in the crack starting layer are measured directly with a scanning electron microscope after the longitudinal section of the hard coating layer including the crack starting layer is a polished surface. Can be determined by
In addition, since there are almost no cracks in the normal Ti carbonitride layer and vacancies appear significantly in the crack starting layer, the most substrate of the Ti carbonitride layer into which the crack starting layer is introduced The position in the film thickness direction of the vacancy observed in a portion close to the distance from is the start point of the crack starting layer, and similarly, the position of the vacancy located farthest away is the end point.
Next, as a result of observation over a range of 100 μm in a direction parallel to the base in the longitudinal section of the hard coating layer, a hole closest to the base is formed among the fine holes formed by providing the crack starting layer. The voids that are not present in the region of 1/3 of the Ti carbonitride layer thickness from the lowermost surface of the Ti carbonitride layer and are also the most distant from the substrate are the substrate side from the uppermost surface of the Ti carbonitride layer. The distance to the substrate of the hole closest to the substrate side is a, and the distance to the substrate of the hole farthest from the substrate is not present in the region of 1/3 of the Ti carbonitride layer thickness in the direction It was confirmed that b-a was 0.5 μm or more when b was used. The diameter of the minute holes is measured from an image of a scanning electron microscope. If the holes are distorted, it is treated as an ellipse, and the actual diameter of the minute holes is determined by a weighted average of the major and minor radii. Asked.
The average diameter of the micropores is obtained by measuring the diameters of the micropores at a plurality of locations and averaging them. The average density of the micropores is the density of the micropores at a plurality of locations. Measured and averaged.
In addition, the density of cracks in the stress relaxation layer and the density of cracks formed on the surface of the upper layer were determined by etching the optical cross-section of the hard coating layer including the stress relaxation layer and the upper layer surface after polishing. In the region of 0.5 μm below the crack starting layer, among the cracks formed in the stress relaxation layer, the number of cracks that vertically cut the reference line extending in the direction parallel to the substrate surface is measured. The average density of cracks can be obtained by averaging the measured values with a reference length of 100 μm in a direction parallel to the substrate at a plurality of locations. Moreover, the average density of the crack formed in the upper layer surface can be calculated | required by measuring the number of the cracks currently formed in the upper layer surface in several places, and averaging it.
また、本発明工具１〜１０、比較例工具１〜８及び参考例工具９，１０の硬質被覆層の各構成層の厚さを、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて測定（縦断面測定）したところ、いずれも目標層厚と実質的に同じ平均層厚（５点測定の平均値）を示した。
表５、表６に、上記で求めた値を示す。
Further, the thicknesses of the constituent layers of the hard coating layers of the inventive tools 1 to 10, the comparative example tools 1 to 8, and the reference example tools 9 and 10 were measured using a SEM (scanning electron microscope) (longitudinal section measurement). ), All showed an average layer thickness (average value of five-point measurement) substantially the same as the target layer thickness.
Tables 5 and 6 show the values obtained above.
つぎに、上記本発明工具１〜１０、比較例工具１〜８及び参考例工具９，１０を、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、
被削材：ＪＩＳ・Ｐ２０４４の焼結合金の長さ方向等間隔２本縦溝入り丸棒、
切削速度： ３３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ２ ｍｍ、
送り： ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ、
衝撃回数の最大値：５０００回
の条件での焼結合金からなる歯車端面の乾式高速断続切削試験を行い、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
表７にこの結果を示した。
また、図１には、上記切削試験終了後の本発明工具の硬質被覆層に発生したクラックの概略模式図を示し、図２には、上記切削試験終了後の比較例工具の硬質被覆層に発生したクラックの概略模式図を示す。
Next, the present invention tools 1 to 10, the comparative example tools 1 to 8 and the reference example tools 9 and 10 are all screwed to the tip of the tool steel tool with a fixing jig,
Work material: JIS P2044 sintered alloy in the longitudinal direction, two equally spaced round bars,
Cutting speed: 330 m / min,
Incision: 2 mm,
Feed: 0.1 mm / rev,
Maximum value of the number of impacts: A dry high-speed intermittent cutting test was performed on the gear end face made of a sintered alloy under the condition of 5000 times, and the flank wear width of the cutting edge was measured.
Table 7 shows the results.
FIG. 1 shows a schematic diagram of a crack generated in the hard coating layer of the tool of the present invention after completion of the cutting test, and FIG. 2 shows the hard coating layer of a comparative tool after the cutting test. The schematic diagram of the generated crack is shown.
表５〜７に示される結果から、本発明の被覆工具は、下部層の一部に所定の空孔平均径、平均密度を有するクラック起点層が形成され、該クラック起点層から基体側には、所定のクラック平均密度を有する応力緩和層が形成されていることによって、高熱発生を伴い、切刃に高負荷が作用する焼結合金等の高速断続切削加工においても、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷を発生することなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮する。
これに対して、本発明範囲外の空孔平均径、密度が形成された比較例工具１〜４のうち、比較例工具１、２はクラック平均密度が低いため応力緩和効果がなく、短時間でチッピング、欠損を発生し、比較例工具３は、微小空孔の平均径が大き過ぎるため下部層自体の強度低下によりチッピング、欠損を発生し、また、比較例工具４は、微小空孔の平均密度が大き過ぎるためにチッピング、欠損を発生し、比較例工具１〜４のいずれも異常損傷の発生を原因として、所定の切削を終える前に工具寿命となった。
また、ウエットブラスト処理が施されたものの、クラック起点層が形成されておらず、また、その結果として応力緩和層が形成されていないために、比較例工具５〜８は応力の緩和が不十分であって切削中の異常損傷を抑制することが出来ず欠損やチッピングによりに寿命に至った。
さらに、従来の工具である参考例工具９，１０は、膜の応力緩和がされておらず、膜に残留する引張応力により切削の初期から異常損傷が急速に進行し早期に切削不能になった。
From the results shown in Tables 5 to 7, in the coated tool of the present invention, a crack starting layer having a predetermined average pore diameter and average density is formed in a part of the lower layer, and from the crack starting layer to the substrate side. In addition, since a stress relaxation layer having a predetermined crack average density is formed, chipping, chipping, delamination, etc., even in high-speed intermittent cutting processing such as sintered alloys with high heat generation and high load acting on the cutting edge It exhibits excellent wear resistance over long-term use without causing abnormal damage.
On the other hand, among the comparative tools 1 to 4 in which the average pore diameter and density outside the scope of the present invention were formed, the comparative tools 1 and 2 had no effect of stress relaxation because the crack average density was low, and the time was short. Chipping and chipping occurred in Comparative Tool 3 because the average diameter of the microvoids was too large, and chipping and chipping occurred due to the lower strength of the lower layer itself. Since the average density was too large, chipping and chipping occurred, and all of the comparative tools 1 to 4 reached the tool life before finishing the predetermined cutting due to the occurrence of abnormal damage.
Further, although the wet blast treatment was performed, the crack starting layer was not formed, and as a result, the stress relaxation layer was not formed. However, abnormal damage during cutting could not be suppressed, and the life was reached due to chipping and chipping.
Further, the reference tools 9 and 10 which are conventional tools are not subjected to stress relaxation of the film, and abnormal damage progresses rapidly from the initial stage of cutting due to the tensile stress remaining in the film, and cutting becomes impossible early. .
Claims (1)
（ａ）前記下部層は、合計平均層厚３〜１５μｍのＴｉ炭化物層、窒化物層、炭窒化物層、炭酸化物層及び炭窒酸化物層の内の１層または２層以上のＴｉ化合物層からなるとともに、少なくとも１層のＴｉ炭窒化物層を備え、
（ｂ）前記上部層は、平均層厚２〜２０μｍの化学蒸着した状態でα型の酸化アルミニウム層からなり、
（ｃ）前記下部層を構成する少なくとも１層のＴｉ炭窒化物層の内の平均層厚が最も厚く１．５μｍ以上の層厚を有するＴｉ炭窒化物層には、該層の層厚の１／３から２／３の領域に、平均径２５〜２００ｎｍの微小空孔が３個／μｍ２以上２０個／μｍ２未満の平均密度で存在するクラック起点層が、０．５μｍから当該Ｔｉ炭窒化物層の１／３の厚さで形成され、
（ｄ）前記クラック起点層から基体側の下部層には、基体表面に平行な方向に測定した場合、０．２本／μｍ以上２本／μｍ未満の平均密度でクラックが存在する応力緩和層が形成されていることを特徴とする表面被覆切削工具。
A surface-coated cutting tool in which a hard coating layer composed of a lower layer and an upper layer is formed on the surface of a substrate composed of a tungsten carbide-based cemented carbide or a titanium carbonitride-based cermet,
(A) The lower layer is composed of one or more Ti compounds of a Ti carbide layer, a nitride layer, a carbonitride layer, a carbonate layer, and a carbonitride layer having a total average layer thickness of 3 to 15 μm. And comprising at least one Ti carbonitride layer,
(B) The upper layer consists of an α-type aluminum oxide layer in a chemical vapor deposited state with an average layer thickness of 2 to 20 μm,
(C) The average thickness of the at least one Ti carbonitride layer constituting the lower layer is the largest, and the Ti carbonitride layer having a layer thickness of 1.5 μm or more has a layer thickness of the layer. In the region of 1/3 to 2/3, the crack starting layer having micropores having an average diameter of 25 to 200 nm with an average density of 3 / μm 2 or more and less than 20 / μm 2 is 0.5 μm to the Ti Formed with a thickness of 1/3 of the carbonitride layer,
(D) A stress relaxation layer in which cracks exist at an average density of 0.2 / μm or more and less than 2 / μm when measured in the direction parallel to the substrate surface from the crack starting layer to the lower layer on the substrate side A surface-coated cutting tool characterized in that is formed.
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