JP6213066B2 - A surface-coated cutting tool that exhibits excellent chipping resistance with a hard coating layer in high-speed intermittent cutting - Google Patents
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Description
本発明は、切刃に対して衝撃的な負荷が作用する高速断続切削加工で、硬質被覆層がすぐれた耐チッピング性を備えることにより、長期の使用に亘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。 The present invention is a high-speed intermittent cutting process in which an impact load is applied to the cutting edge, and the surface that exhibits excellent cutting performance over a long period of use by providing the hard coating layer with excellent chipping resistance. The present invention relates to a coated cutting tool (hereinafter referred to as a coated tool).
従来、一般に、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金、炭窒化チタン（以下、ＴｉＣＮで示す）基サーメットあるいは立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮで示す）基超高圧焼結体で構成された工具基体（以下、これらを総称して工具基体という）の表面に、硬質被覆層として、Ｔｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を物理蒸着法により蒸着形成した被覆工具が知られており、これらは、すぐれた耐摩耗性を発揮することが知られている。
ただ、前記従来のＴｉ−Ａｌ系の複合窒化物層を蒸着形成した被覆工具は、比較的耐摩耗性にすぐれるものの、高速断続切削加工で用いた場合にチッピング等の異常損耗を発生しやすいことから、硬質被覆層の改善についての種々の提案がなされている。
Conventionally, generally composed of tungsten carbide (hereinafter referred to as WC) based cemented carbide, titanium carbonitride (hereinafter referred to as TiCN) based cermet or cubic boron nitride (hereinafter referred to as cBN) based ultra high pressure sintered body There is known a coated tool in which a Ti-Al based composite nitride layer is formed by physical vapor deposition on the surface of a tool substrate (hereinafter collectively referred to as a tool substrate) as a hard coating layer, These are known to exhibit excellent wear resistance.
However, the conventional coated tool formed by vapor deposition of the Ti—Al based composite nitride layer is relatively excellent in wear resistance, but is likely to cause abnormal wear such as chipping when used in high-speed intermittent cutting. Accordingly, various proposals have been made for improving the hard coating layer.
例えば、特許文献１には、超硬合金、サーメットまたは高速度工具鋼を基体とする切削工具の基体上に、（Ｔｉａ，Ａｌｂ，Ｍｃ）（Ｃ１−ｄＮｄ）からなる硬質皮膜であって、０．０２≦ａ≦０．２、０．８≦ｂ≦０．９５、ａ＋ｂ＋ｃ＝１、０．５≦ｄ≦１（Ｍは１種または２種以上の金属又は半金属元素であり、ａ、ｂ、ｃはそれぞれＴｉ、Ａｌ、Ｍ の原子比を示す、ｄはＮの原子比を示す。以下同じ）の組成の硬質皮膜を、少なくとも１層以上被覆したことを特徴とする硬質皮膜被覆工具が提案されており、そしてこれによって、高速・高能率切削が可能で、すぐれた耐熱性および耐摩耗性を発揮するとされている。
この被覆工具は、硬質被膜のＡｌ組成比を０．８≦ｂ≦０．９５まで高め、岩塩構造型ＡｌＮを主体とする結晶構造とすることにより、硬度と耐酸化性を同時に高めた点に特徴を有している。
For example, Patent Document 1 discloses a hard material made of (Ti a , Al b , M c ) (C 1-d N d ) on a base of a cutting tool based on cemented carbide, cermet, or high-speed tool steel. It is a film, and 0.02 ≦ a ≦ 0.2, 0.8 ≦ b ≦ 0.95, a + b + c = 1, 0.5 ≦ d ≦ 1 (M is one or more metals or metalloids) A, b, and c are each an atomic ratio of Ti, Al, and M 2, and d is an atomic ratio of N. The same applies hereinafter, and a hard film having a composition of at least one layer is coated. It has been proposed that a hard-coated tool can be cut at high speed and with high efficiency, and exhibits excellent heat resistance and wear resistance.
In this coated tool, the Al composition ratio of the hard coating is increased to 0.8 ≦ b ≦ 0.95, and the crystal structure mainly composed of the rock salt structure type AlN is used to simultaneously increase the hardness and oxidation resistance. It has characteristics.
また、特許文献２には、基体と該基体上に形成された被膜とを備える被覆工具であって、被膜は、ＡｌまたはＣｒのいずれか一方または両方の元素と、元素周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素およびＳｉからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素およびホウ素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とにより構成される化合物と、塩素とを含むことを特徴とする被覆工具が提案されており、そして、被膜が塩素を含むことにより被膜表面における被削材との潤滑性が改善されるため、耐摩耗性が飛躍的に向上するとされている。 Patent Document 2 discloses a coated tool including a substrate and a film formed on the substrate, and the film includes one or both of Al and Cr, and group IVa in the periodic table of elements. A compound composed of at least one element selected from the group consisting of an element, a group Va element, a group VIa element and Si, and at least one element selected from the group consisting of carbon, nitrogen, oxygen and boron; A coated tool characterized by containing chlorine has been proposed, and since the coating film contains chlorine, the lubricity with the work material on the coating surface is improved, so the wear resistance is dramatically improved. It is said that.
近年の切削加工における省力化および省エネ化の要求は強く、これに伴い、切削加工は一段と高速化、高効率化の傾向にあり、被覆工具には、より一層、耐チッピング性、耐欠損性、耐剥離性等の耐異常損傷性が求められるとともに、長期の使用に亘ってのすぐれた耐摩耗性が求められている。
しかし、前記特許文献１に記載されている被覆工具は、硬質皮膜を形成するに際し、硬質皮膜形成用ターゲットを蒸発原料とし、電界または磁界により収束されたプラズマを用いて原料を単一のルツボ又はハースから溶解・蒸発させる溶融蒸発型イオンプレーティング装置を使用し、硬質皮膜形成用ターゲットを蒸発させるのに必要な最初の電力供給と、所定時間をおいて最初の電力より順次増大させた電力の供給を、必要な最大電力供給に至るまで繰り返して供給し、未溶融部位を順次溶解させるか、硬質皮膜形成用ターゲットを蒸発させるに必要な最初のプラズマ領域にプラズマを収束させるために用いるプラズマ制御と、最初のプラズマ領域よりプラズマを順次移動・拡大せしめて最大のプラズマ領域に至るまで連続的に順次移動・拡大させるプラズマ制御を行い、未溶融部位を順次溶解させるという、複雑な方法を要するため、製造コストが高くなり、実用的ではなかった。
また、前記特許文献２に記載されている被覆工具は、被膜の結晶構造を均一に立方晶としているため、通常の切削条件においては十分な被膜特性が得られるものの、高速フライス切削加工や高速断続切削加工で用いた場合には、基体との密着強度が十分でなく、また、靭性に劣ることから、チッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生しやすく、満足できる切削性能を発揮するとは言えない。
In recent years, there has been a strong demand for energy saving and energy saving in cutting, and along with this, cutting tends to be faster and more efficient, and the coated tool has even more chipping resistance, chipping resistance, Abnormal damage resistance such as peel resistance is required, and excellent wear resistance over long-term use is required.
However, when the coated tool described in Patent Document 1 is used to form a hard film, the hard film forming target is used as an evaporation raw material, and the raw material is converted into a single crucible using plasma converged by an electric field or a magnetic field. Using a melt evaporation type ion plating device that dissolves and evaporates from the hearth, the initial power supply required to evaporate the target for forming the hard film, and the power that is sequentially increased from the initial power at a predetermined time Plasma control used to repeatedly supply power up to the required maximum power supply to sequentially melt the unmelted sites or to focus the plasma to the initial plasma region needed to evaporate the hard film formation target The plasma is moved and expanded sequentially from the first plasma region to move and expand continuously sequentially until it reaches the maximum plasma region. By plasma control to, that are successively dissolved unmelted portion, it takes a complicated process, the production cost is high, not practical.
Further, the coated tool described in Patent Document 2 has a uniform crystal structure of the film, so that sufficient film characteristics can be obtained under normal cutting conditions, but high-speed milling and high-speed intermittent operation can be obtained. When used in cutting, the adhesive strength with the substrate is not sufficient, and because it is inferior in toughness, abnormal damage such as chipping, chipping and peeling is likely to occur, and it can be said that satisfactory cutting performance is exhibited. Absent.
そこで、本発明が解決しようとする技術的課題、すなわち、本発明の目的は、合金鋼や炭素鋼等を高速断続切削等に供した場合であっても、すぐれた靭性を備え、長期の使用に亘ってすぐれた耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する被覆工具を提供することである。 Therefore, the technical problem to be solved by the present invention, that is, the purpose of the present invention is to provide excellent toughness and long-term use even when alloy steel, carbon steel, etc. are subjected to high-speed interrupted cutting, etc. It is an object of the present invention to provide a coated tool that exhibits excellent chipping resistance and wear resistance.
本発明者らは、前述の観点から、ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物（以下、「（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）（Ｃ，Ｎ）」あるいは「（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）」で示すことがある）を少なくとも含む硬質被覆層を化学蒸着で蒸着形成した被覆工具の耐チッピング性、耐摩耗性の改善をはかるべく、鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得た。 From the above-mentioned viewpoints, the present inventors have developed a composite nitride or composite carbonitride of Ti, Al and Si (hereinafter referred to as “(Ti, Al, Si) (C, N)” or “(Ti 1-X— Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) chipping resistance of the coated tool was vapor deposited by chemical vapor deposition at least containing hard coating layer is present) be represented by "to improve the abrasion resistance, As a result of earnest research, the following findings were obtained.
炭化タングステン基超硬合金（以下、「ＷＣ基超硬合金」で示す）、炭窒化チタン基サーメット（以下、「ＴｉＣＮ基サーメット」で示す）または立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体（以下、「ｃＢＮ基超高圧焼結体」で示す）のいずれかで構成された工具基体の表面に硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
例えば、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）を反応ガス成分として含有する熱ＣＶＤ法により、硬質被覆層に少なくとも含まれる層として、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を蒸着形成するとともに、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって、複合窒化物または複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を有することによって、組成に応じた（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）の格子定数の違いによる歪が積極的に導入され、その結果として、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む硬質被覆層の耐チッピング性が向上することを見出した。
なお、本発明における（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層（Ｘ、Ｙ、Ｚは何れも原子比）は、０．５５≦Ｘ≦０．９５、０．００５≦Ｙ≦０．１０、０≦Ｚ≦０．００５、Ｘ＋Ｙ≦０．９５５を満足するものであるから、従来の化学蒸着法では蒸着形成することが困難な高Ａｌ含有割合の立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層であるが、トリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）を反応ガス成分として含有する化学蒸着法を用いることにより、高Ａｌ含有割合の立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層を蒸着形成することを可能にした。
Tungsten carbide-based cemented carbide (hereinafter referred to as “WC-based cemented carbide”), titanium carbonitride-based cermet (hereinafter referred to as “TiCN-based cermet”) or cubic boron nitride-based ultrahigh-pressure sintered body (hereinafter, referred to as “WCCN cemented carbide”) In a surface-coated cutting tool in which a hard coating layer is provided on the surface of a tool base composed of any one of “cBN-based ultrahigh-pressure sintered body”
For example, by a thermal CVD method that contains trimethylaluminum (Al (CH 3 ) 3 ) as a reaction gas component, at least a layer included in the hard coating layer is a composite nitride or composite carbon of cubic structure Ti, Al, and Si. The nitride layer is formed by vapor deposition, and from the interface of the composite nitride or composite carbonitride layer on the tool substrate side toward the surface side of the composite nitride or composite carbonitride layer, the composite nitride or composite carbonitride by having a composition gradient structure Al content and Si content of the object layer is gradually increased, the lattice constant of the corresponding to the composition (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) As a result, the strain resistance of the hard coating layer including at least a composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si having a cubic structure is actively introduced. Ping property can be improved.
Incidentally, in the present invention (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer (X, Y, Z are both atomic ratio), 0.55 ≦ X ≦ 0.95, Since it satisfies 0.005 ≦ Y ≦ 0.10, 0 ≦ Z ≦ 0.005, and X + Y ≦ 0.955, it is a cube with a high Al content ratio that is difficult to form by conventional chemical vapor deposition. A composite nitride or composite carbonitride layer having a crystal structure, but using a chemical vapor deposition method containing trimethylaluminum (Al (CH 3 ) 3 ) as a reaction gas component, a cubic crystal structure having a high Al content ratio It was possible to deposit a composite nitride or composite carbonitride layer having
また、本発明者らは、化学蒸着法により蒸着形成した立方晶構造の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層によれば、工具基体側の界面から、表層側に向かうにしたがって平均粒径が漸次増加する粒径分布が形成され、これによって、工具基体側の界面と工具基体または下部層との境界において、すぐれた密着性を示し、また、表層側において、すぐれた耐摩耗性を発揮することを見出した。 Further, the present inventors have found that according to the cubic structure (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer deposited formed by chemical vapor deposition, the surface of the tool base body A particle size distribution in which the average particle size gradually increases toward the surface layer side is formed, thereby exhibiting excellent adhesion at the boundary between the interface on the tool substrate side and the tool substrate or the lower layer. On the side, it has been found that it exhibits excellent wear resistance.
さらに、本発明者らは、本発明の化学蒸着法により立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を蒸着形成した場合には、層中に反応ガス成分に由来する微量の塩素が含有されるが、平均塩素含有量が１原子％以下であれば、複合窒化物または複合炭窒化物層の脆化は生じず硬質被覆層特性に悪影響を及ぼすことはないばかりか、複合窒化物または複合炭窒化物層と工具基体または下部層との界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって、平均塩素含有量が漸次減少する組成傾斜構造を有する場合には、複合窒化物または複合炭窒化物層は潤滑性を備えるばかりか、耐チッピング性も向上することを見出した。 Furthermore, when the present inventors vapor-deposited a composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si having a cubic structure by the chemical vapor deposition method of the present invention, it originates from a reactive gas component in the layer. However, if the average chlorine content is 1 atomic% or less, the composite nitride or composite carbonitride layer does not become brittle and does not adversely affect the properties of the hard coating layer. Or the composition gradient structure in which the average chlorine content gradually decreases from the interface between the composite nitride or composite carbonitride layer and the tool substrate or the lower layer toward the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer. It was found that the composite nitride or composite carbonitride layer not only has lubricity but also improves chipping resistance.
したがって、前述のような硬質被覆層を備えた被覆工具を、例えば、合金鋼や炭素鋼等を高速フライス切削加工や高速断続切削加工等に用いた場合には、チッピング、欠損、剥離等の発生が抑えられるとともに、長期の使用に亘ってすぐれた耐摩耗性を発揮することができる。 Therefore, when a coated tool having a hard coating layer as described above is used, for example, in alloy steel or carbon steel for high-speed milling or high-speed intermittent cutting, chipping, chipping, peeling, etc. Can be suppressed, and excellent wear resistance can be exhibited over a long period of use.
本発明は、前述の研究結果に基づいてなされたものであって、
「（１） 炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメットまたは立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体のいずれかで構成された工具基体の表面に硬質被覆層を設けた表面被覆切削工具において、
（ａ）前記硬質被覆層は、化学蒸着法により蒸着形成された平均層厚１〜２０μｍの立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）
で表した場合、Ａｌ含有割合Ｘ、Ｓｉ含有割合ＹおよびＣ含有割合Ｚ（但し、Ｘ、Ｙ、Ｚは何れも原子比）は、それぞれ、０．５５≦Ｘ≦０．９５、０．００５≦Ｙ≦０．１０、０≦Ｚ≦０．００５、Ｘ＋Ｙ≦０．９５５を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合を求め、その平均値を平均Ａｌ含有割合ＸＬおよび平均Ｓｉ含有割合ＹＬ（但し、原子比）とすると、前記平均Ａｌ含有割合ＸＬは、０．５５≦ＸＬ≦０．７０であり、前記平均Ｓｉ含有割合ＹＬは、０．００５≦ＹＬ≦０．０５であり、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合を求め、その平均値を平均Ａｌ含有割合ＸＨおよび平均Ｓｉ含有割合ＹＨ（但し、原子比）とすると、前記平均Ａｌ含有割合ＸＨは、ＸＬ＜ＸＨ≦０．９５であり、前記平均Ｓｉ含有割合ＹＨは、ＹＬ＜ＹＨ≦０．１０であり、さらに、複合窒化物または複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合は、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する組成傾斜構造を有しており、
（ｄ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌにおける立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の工具基体表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径ＤＬとすると該平均粒径ＤＬは０．１μｍ以下であり、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈにおける立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径ＤＨとすると該平均粒径ＤＨは０．５〜２．０μｍであり、さらに、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の平均粒径は、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する粒径分布を形成していることを特徴とする表面被覆切削工具。
（２） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層中に含有される平均塩素含有量は、０．００１〜１．０原子％であることを特徴とする（１）に記載の表面被覆切削工具。
（３） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量ＣＬとすると該平均塩素含有量ＣＬは０．０２〜１．０原子％であり、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量ＣＨとすると該平均塩素含有量ＣＨは０．００１〜０．０１原子％であり、さらに、複合窒化物または複合炭窒化物層中の平均塩素含有量は、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次減少する組成傾斜構造を有していることを特徴とする（２）に記載の表面被覆切削工具。
（４） 前記工具基体と前記ＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層の間に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層以上からなり、かつ、０．１〜２０μｍの合計平均層厚を有するＴｉ化合物層が存在することを特徴と（１）乃至（３）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（５） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層の上部に、少なくとも１〜２５μｍの平均層厚を有する酸化アルミニウム層を含む上部層が存在することを特徴とする（１）乃至（４）のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
（６） 前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、少なくとも、トリメチルアルミニウムを反応ガス成分として含有する化学蒸着法により蒸着形成することを特徴とする（１）乃至（５）のいずれかに記載の表面被覆切削工具の製造方法。」
に特徴を有するものである。
なお、本発明の硬質被覆層は、前述のような特徴を有する立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含むものであるが、前記炭窒化物層の下部および／または上部に、公知のＴｉやＡｌ等の窒化物層、炭窒化物層、酸化物層からなる下部層および／または上部層を形成することによって、さらなる効果を付加することも可能である。
The present invention has been made based on the aforementioned research results,
“(1) In a surface-coated cutting tool in which a hard coating layer is provided on the surface of a tool base composed of tungsten carbide-based cemented carbide, titanium carbonitride-based cermet, or cubic boron nitride-based ultrahigh-pressure sintered body ,
(A) The hard coating layer includes at least a composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si having a cubic structure with an average layer thickness of 1 to 20 μm formed by chemical vapor deposition,
(B) The composite nitride or composite carbonitride layer has an average composition,
Composition formula: (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z )
In this case, the Al content ratio X, the Si content ratio Y, and the C content ratio Z (where X, Y, and Z are atomic ratios) are 0.55 ≦ X ≦ 0.95 and 0.005, respectively. ≦ Y ≦ 0.10, 0 ≦ Z ≦ 0.005, X + Y ≦ 0.955,
(C) From the interface of the composite nitride or composite carbonitride layer on the tool base side, composition analysis is performed centering on a position L that is 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer. The Al content and Si content of the composite nitride of Ti, Al, and Si or the composite carbonitride of the structure are obtained, and the average values are average Al content X L and average Si content Y L (however, atomic ratio) Then, the average Al content ratio X L is 0.55 ≦ X L ≦ 0.70, the average Si content ratio Y L is 0.005 ≦ Y L ≦ 0.05, and a composite From the surface of the nitride or composite carbonitride layer, composition analysis is performed centering on the position H entering 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer, and the composite of Ti, Al and Si having a cubic structure Al content ratio of nitride or composite carbonitride and Seeking Si content, an average mean value Al content ratio X H and the average Si content Y H (provided that the atomic ratio) When the average Al content X H is, X L <X H ≦ 0.95 The average Si content ratio Y H is Y L <Y H ≦ 0.10, and the Al content ratio and the Si content ratio in the composite nitride or composite carbonitride layer are the composite nitride or It has a composition gradient structure that gradually increases from the interface on the tool base side of the composite carbonitride layer toward the surface side of the composite nitride or composite carbonitride layer,
(D) From the interface on the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer, Ti, Al, and Si having a cubic structure at a position L of 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer the average particle diameter D L to the said mean particle diameter D L the average particle width of composite nitride crystal grains or within the tool substrate plane parallel to the surface of the composite carbonitride grains is at 0.1μm or less, Further, from the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer, the composite nitride crystal grain of Ti, Al and Si having a cubic structure at a position H of 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer Or, when the average value of the particle width in the plane parallel to the surface of the tool base of the composite carbonitride crystal grains is the average particle size DH , the average particle size DH is 0.5 to 2.0 μm, Cubic Ti / Al / Si composite nitride crystal grains or composite carbonitride The average grain size of the product crystal grains forms a grain size distribution that gradually increases from the interface on the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer toward the surface side of the composite nitride or composite carbonitride layer. A surface-coated cutting tool characterized by comprising:
(2) The surface-coated cutting tool according to (1), wherein an average chlorine content contained in the composite nitride or composite carbonitride layer is 0.001 to 1.0 atomic%. .
(3) From the interface of the composite nitride or composite carbonitride layer on the tool base side, composition analysis is performed centering on a position L of 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer, seeking content, its average average chlorine content of value C L to the said average chlorine content C L is 0.02 to 1.0 atomic%, and the surface layer of the composite nitride or composite carbonitride layer perform composition analysis about the position H which has entered 0.3μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer from seeking the content of chlorine, the average chlorine when the average value and the average chlorine content C H the content C H is 0.001 to 0.01 atomic%, further, the average chlorine content of composite nitride or composite carbonitride layer, the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer From the interface toward the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer The surface-coated cutting tool according to (2) that has a composition gradient structure gradually decreases in accordance.
(4) Ti carbide layer, nitride layer, carbonitride layer, carbonate layer and carbonitride layer between the tool base and the composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al and Si. The surface coating according to any one of (1) to (3), characterized in that there is a Ti compound layer comprising one or more of them and having a total average layer thickness of 0.1 to 20 μm Cutting tools.
(5) The upper layer including an aluminum oxide layer having an average layer thickness of at least 1 to 25 μm exists above the composite nitride or composite carbonitride layer. (1) to (4) The surface coating cutting tool in any one.
(6) the composite nitride or composite carbonitride layer is at least, according to any one of the chemical vapor deposition containing trimethyl aluminum as a reaction gas component and wherein the depositing forms (1) to (5) Method for manufacturing a surface-coated cutting tool. "
It has the characteristics.
The hard coating layer of the present invention includes at least a cubic nitride Ti / Al / Si composite nitride or composite carbonitride layer having the above-described characteristics. Further effects can be added by forming a lower layer and / or an upper layer made of a known nitride layer such as Ti or Al, a carbonitride layer, and an oxide layer on the upper portion.
つぎに、本発明の被覆工具の硬質被覆層について、より具体的に説明する。 Next, the hard coating layer of the coated tool of the present invention will be described more specifically.
ＴｉとＡｌとＳｉの立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層（（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層）の平均組成：
前記（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層において、Ａｌの含有割合Ｘ（原子比）の値が０．５５未満になると、高温硬さが不足し耐摩耗性が低下するようになり、一方、Ｘ（原子比）の値が０．９５を超えると、立方晶構造を維持できず、そのため高温強度が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなることから、Ｘ（原子比）の値は、０．５５以上０．９５以下とすることが必要である。また、Ｓｉの含有割合Ｙ（原子比）の値が０．００５未満になると、高温硬さが不十分となり、一方、Ｙ（原子比）の値が０．１０を超えると、靭性が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなることから、Ｙ（原子比）の値は、０．００５以上０．１０以下とすることが必要である。また、Ｘ＋Ｙの値は、０．９５５を超えると、相対的なＴｉ含有割合の減少により、靭性が低下し、チッピング、欠損を発生しやすくなることから、Ｘ＋Ｙの値は、０．９５５以下とすることが必要である。
なお、ＰＶＤ法によって前記組成の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を蒸着形成した場合には、結晶構造は六方晶であるが、本発明では、後述する化学蒸着法によって蒸着形成していることから、立方晶構造を維持したままで前記組成の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を得ることができるので、Ａｌ含有割合が高いにもかかわらず、皮膜硬さの低下が起こらない。
また、前記（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層において、Ｃ成分には層の硬さを向上させ、一方、Ｎ成分には層の高温強度を向上させる作用があるが、Ｃ成分の含有割合Ｚ（原子比）が０．０００５を超えると、高温強度が低下してくることから、Ｚ（原子比）の値は、０．００５以下と定めた。
また、前記（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層は、その平均層厚が１μｍ未満では、工具基体または下部層との密着性を十分確保することができず、一方、その平均層厚が２０μｍを越えると、高熱が発生する高速フライス切削加工や高速断続切削加工で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、その平均層厚は１〜２０μｍと定めた。
The average composition of the composite nitride having a cubic crystal structure of Ti and Al and Si or a composite carbonitride layer ((Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer):
In the (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C ZN 1-Z ) layer, when the Al content ratio X (atomic ratio) is less than 0.55, the high temperature hardness is insufficient and the resistance On the other hand, if the value of X (atomic ratio) exceeds 0.95, the cubic structure cannot be maintained, so that the high-temperature strength is reduced, and chipping and defects are likely to occur. Therefore, the value of X (atomic ratio) needs to be 0.55 or more and 0.95 or less. On the other hand, if the Si content ratio Y (atomic ratio) is less than 0.005, the high-temperature hardness becomes insufficient. On the other hand, if the Y (atomic ratio) value exceeds 0.10, the toughness decreases. Therefore, the value of Y (atomic ratio) needs to be 0.005 or more and 0.10 or less because chipping and defects are likely to occur. Further, if the value of X + Y exceeds 0.955, the relative Ti content ratio decreases, and the toughness is lowered, and chipping and defects are likely to occur. Therefore, the value of X + Y is 0.955 or less. It is necessary to.
Incidentally, when deposited form the composition (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer by PVD method, the crystal structure is hexagonal, in the present invention, Since it is formed by vapor deposition by the chemical vapor deposition method described later, it is possible to obtain a (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z ) layer having the above composition while maintaining the cubic structure. Therefore, the hardness of the film does not decrease despite the high Al content.
Moreover, improved the in (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer, the component C increases the hardness of the layer, whereas, the N components the high-temperature strength of the layer However, when the content ratio Z (atomic ratio) of the C component exceeds 0.0005, the high-temperature strength decreases. Therefore, the value of Z (atomic ratio) is determined to be 0.005 or less. .
Further, the (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer, in an average layer thickness is less than 1 [mu] m, have a sufficient adhesion to the tool substrate or the lower layer On the other hand, if the average layer thickness exceeds 20 μm, it becomes easy to cause thermoplastic deformation in high-speed milling or high-speed intermittent cutting that generates high heat, which causes uneven wear. The thickness was set to 1 to 20 μm.
本発明では、前記平均組成を有する（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層において、層全体にわたって均一組成にするのではなく、工具基体側の界面から、表層側に向かって、層中のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合が連続的に増加する組成傾斜構造を形成する。
即ち、工具基体側の界面から、層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合炭窒化物のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合を求め、その平均値を平均Ａｌ含有割合ＸＬおよび平均Ｓｉ含有割合ＹＬ（但し、原子比）とすると、平均Ａｌ含有割合ＸＬは、０．５５以上０．７０以下、平均Ｓｉ含有割合ＹＬは、０．００５以上０．０５以下とし、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から、層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合を求め、その平均値を平均Ａｌ含有割合ＸＨおよび平均Ｓｉ含有割合ＹＨ（但し、原子比）とすると、平均Ａｌ含有割合ＸＨは、ＸＬより大きく０．９５以下、平均Ｓｉ含有割合ＹＨは、ＹＬより大きく０．１５以下とし、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、表層側に向かって、Ａｌ含有割合およびＳｉ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を構成する。
このような組成傾斜構造によって、複合窒化物または複合炭窒化物層内には、工具基体側から表層に向かって、その組成に応じた結晶格子定数の違いによる格子ひずみが導入され、その結果として、複合窒化物または複合炭窒化物層の耐チッピング性が向上する。
In the present invention, in the average has the composition (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer, instead of a uniform composition throughout the layer, from the interface of the tool base body, A composition gradient structure in which the Al content ratio and the Si content ratio in the layer continuously increase is formed toward the surface layer side.
That is, from the interface on the tool base side, composition analysis is performed centering on a position L of 0.3 μm inside the layer, and the Al content ratio and Si content ratio of the composite carbonitride of Ti, Al, and Si having a cubic structure look, when the average Al content and the average value X L and the average Si content Y L (provided that the atomic ratio), the average Al content X L is 0.55 to 0.70 and an average Si content Y L is set to 0.005 or more and 0.05 or less, and composition analysis is performed from the surface layer of the composite nitride or composite carbonitride layer centering on a position H of 0.3 μm inside the layer to obtain a cubic crystal. seeking Al content and Si content of the composite nitride or composite carbonitride structure of Ti and Al and Si, the average Al content and the average value X H and the average Si content Y H (provided that the atomic ratio) Then, the average Al content ratio X H Is 0.95 greater than X L or less, an average Si content Y H is as large as 0.15 or less than Y L, from the interface of the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer, toward the surface layer side Thus, a composition gradient structure is formed in which the Al content ratio and the Si content ratio gradually increase.
By such a composition gradient structure, lattice strain due to the difference in crystal lattice constant depending on the composition is introduced into the composite nitride or composite carbonitride layer from the tool substrate side to the surface layer, and as a result. The chipping resistance of the composite nitride or composite carbonitride layer is improved.
また、本発明では、硬質被覆層に少なくとも含まれる立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を構成する（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）結晶粒の平均粒径について、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面近傍ではその平均粒径ＤＬを相対的に小さな値（ＤＬ≦０．１μｍ）とし、一方、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側ではその平均粒径ＤＨを相対的に大きな値（０．５μｍ≦ＤＨ≦２μｍ）とする。
即ち、工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌにおける立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合炭窒化物結晶粒の工具基体表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径ＤＬとすると該平均粒径ＤＬは０．１μｍ以下であり、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈにおける立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の工具基体表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径ＤＨとすると、該平均粒径ＤＨは０．５μｍ≦ＤＨ≦２μｍであり、工具基体側の界面から表層側に向かって、いわば、平均粒径が漸次増大する層厚方向粒径分布を形成する。
本発明は、前述のような層厚方向粒径分布を形成することによって、工具基体側の界面と工具基体または下部層と複合窒化物または複合炭窒化物層との密着性を高めることができ、また、表層側では、すぐれた耐摩耗性を具備するようになる。
Further, in the present invention, a composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si having a cubic structure contained at least in the hard coating layer is constituted (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z About the average particle size of N 1 -Z ) crystal grains, the average particle size D L is relatively small (D L ≦ 0.1 μm) in the vicinity of the interface on the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer. On the other hand, the average particle diameter DH is set to a relatively large value (0.5 μm ≦ D H ≦ 2 μm) on the surface side of the composite nitride or composite carbonitride layer.
That is, from the interface on the tool base side, the tool base surface of the composite carbonitride crystal grains of cubic structure Ti, Al, and Si at a position L 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer parallel when the average value of the particle width in the plane as the average particle diameter D L the average particle diameter D L is at 0.1μm or less, also from the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer, composite nitride Alternatively, cubic Ti, Al, and Si composite nitride crystal grains at a position H of 0.3 μm inside the composite carbonitride layer, or particles in a plane parallel to the tool substrate surface of the composite carbonitride crystal grains When the average value of the width is defined as the average particle diameter DH , the average particle diameter DH is 0.5 μm ≦ DH ≦ 2 μm, and the average particle diameter gradually increases from the interface on the tool base side to the surface layer side. An increasing layer thickness direction particle size distribution is formed.
In the present invention, the adhesion between the interface on the tool base side, the tool base or the lower layer, and the composite nitride or the composite carbonitride layer can be improved by forming the layer thickness direction particle size distribution as described above. Also, on the surface layer side, it has excellent wear resistance.
また、本発明では、後述するような化学蒸着法によって（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を蒸着形成するが、この際、反応ガス成分に由来する塩素が層中に含有される。
層中に含有される塩素は、多量（１原子％を超える量）になると層自体の脆化を招くが、０．００１原子％〜１．０原子％の範囲で微量に含有されている場合に限り、層の靭性を低下させずに潤滑性を高めることができるため、平均塩素含有量０．００１原子％〜１．０原子％の塩素を層中に含有することが望ましい。
さらに、層中に塩素を含有させるに際し、工具基体側の界面から表層側に向かって、平均塩素含有量が漸次減少している組成傾斜構造を形成した場合には、層の耐チッピング性の低下を招くことなく、潤滑性を高めることができる。
具体的には、工具基体側の界面から、層の０．３μｍ内部に入った位置Ｌを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量ＣＬを０．０２〜１．０原子％とし、また、表層から、層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈを中心に組成分析を行い、塩素の含有割合を求め、その平均値を平均塩素含有量ＣＨを０．００１〜０．０１原子％とし、工具基体側から表層に向かうにしたがって平均塩素含有量が漸次減少するような組成傾斜構造を形成することによって、層の潤滑性、耐チッピング性を高めることができる。
In the present invention, a (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z ) layer is formed by vapor deposition by a chemical vapor deposition method as will be described later. Chlorine is contained in the layer.
Chlorine contained in the layer causes embrittlement of the layer itself when it is in a large amount (amount exceeding 1 atomic%), but it is contained in a trace amount in the range of 0.001 atomic% to 1.0 atomic% As long as it is possible to improve lubricity without lowering the toughness of the layer, it is desirable to contain chlorine having an average chlorine content of 0.001 atomic% to 1.0 atomic% in the layer.
Furthermore, when chlorine is contained in the layer, if a composition gradient structure in which the average chlorine content gradually decreases from the interface on the tool base side to the surface layer side, the chipping resistance of the layer decreases. The lubricity can be improved without incurring any problems.
Specifically, from the interface of the tool base body and performs composition analysis about the position L that has entered the 0.3μm inside layer, determine the content of chlorine, the average value average chlorine content C L 0 0.02 to 1.0 atomic%, and composition analysis is performed from the surface layer centering on the position H of 0.3 μm inside the layer to determine the chlorine content, and the average value is the average chlorine content C By forming a composition gradient structure in which H is 0.001 to 0.01 atomic% and the average chlorine content gradually decreases from the tool substrate side to the surface layer, the lubricity and chipping resistance of the layer can be improved. Can be increased.
本発明の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層は、例えば、次に述べる条件の化学蒸着法（熱ＣＶＤ法）によって蒸着形成することができる。
反応ガス組成（容量％）：
ＴｉＣｌ４ ０．５〜２．５％、
Ａｌ（ＣＨ３）３ ０〜５．０％、
ＡｌＣｌ３ １．０〜１０．０％、
ＳｉＣｌ４ ０．５〜１．５％、
ＮＨ３ １１〜１５％、
Ｎ２０〜１５％、
Ｃ２Ｈ４ ０〜１．０％、
Ａｒ ０〜５％
残りＨ２、
反応雰囲気温度： ７００〜９００℃、
反応雰囲気圧力： ２〜７ｋＰａ、
前記条件の熱ＣＶＤ法によって、組成式：（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）で表した場合、平均組成が、０．５５≦Ｘ≦０．９５、０．００５≦Ｙ≦０．１０、０≦Ｚ≦０．００５、Ｘ＋Ｙ≦０．９５５（但し、Ｘ、Ｙ、Ｚは何れも原子比）を満足するＴｉとＡｌとＳｉの立方晶構造を有する複合窒化物または複合炭窒化物層が蒸着形成される。
(Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer of the present invention, for example, described below chemical vapor deposition conditions by (thermal CVD method) can be formed by evaporation.
Reaction gas composition (volume%):
TiCl 4 0.5~2.5%,
Al (CH 3) 3 0~5.0% ,
AlCl 3 1.0 to 10.0%,
SiCl 4 0.5-1.5%,
NH 3 11-15%,
N 2 0-15%,
C 2 H 4 0~1.0%,
Ar 0-5%
Remaining H 2 ,
Reaction atmosphere temperature: 700 to 900 ° C.
Reaction atmosphere pressure: 2 to 7 kPa,
When expressed by the composition formula: (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z ) by the thermal CVD method under the above conditions, the average composition is 0.55 ≦ X ≦ 0.95, A cubic structure of Ti, Al, and Si that satisfies 0.005 ≦ Y ≦ 0.10, 0 ≦ Z ≦ 0.005, and X + Y ≦ 0.955 (where X, Y, and Z are atomic ratios). A composite nitride or composite carbonitride layer is deposited and formed.
前記化学蒸着法（熱ＣＶＤ法）によって蒸着形成する（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層について、Ａｌ含有割合が、硬質被覆層の表層側に向かうにしたがって漸次増加し、また、層の工具基体側近傍の位置ＬにおけるＡｌ含有割合ＸＬおよびＳｉ含有割合ＹＬ（但し、いずれも原子比）が、０．５５≦ＸＬ≦０．７０およびを０．００５≦ＹＬ≦０．０５を満足し、また、表層近傍の位置ＨにおけるＡｌ含有割合ＸＨおよびＳｉ含有割合ＹＨ（但し、いずれも原子比）が、ＸＬ＜ＸＨ≦０．９５およびをＹＬ＜ＹＨ≦０．１０を満足（但し、いずれも原子比）する組成傾斜構造は、例えば、前記反応ガス成分であるトリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）および四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ４）の添加量を蒸着形成の進行とともに調整（即ち、増加）することで形成することが出来る。 For the chemical vapor deposition (thermal CVD method) by depositing form (Ti 1-X-Y Al X Si Y) (C Z N 1-Z) layer, the Al content is, toward the surface layer side of the hard coating layer Therefore, the Al content ratio X L and the Si content ratio Y L (both atomic ratios) at a position L near the tool substrate side of the layer are 0.55 ≦ X L ≦ 0.70 and 0.005 ≦ Y L ≦ 0.05 is satisfied, and Al content ratio X H and Si content ratio Y H (wherein the atomic ratio) at position H in the vicinity of the surface layer are X L <X H ≦ 0 .95 and Y L <Y H ≦ 0.10 (provided that both are atomic ratios), for example, trimethylaluminum (Al (CH 3 ) 3 ) and tetrachloride which are the reaction gas components Silicon (SiCl 4 ) It can be formed by adjusting (that is, increasing) the amount of addition of as the deposition progresses.
また、層厚方向粒径分布についても、前述の組成傾斜構造と同様に、例えば、蒸着形成の進行とともに反応ガス成分であるトリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）および四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ４）の添加量を増加することによって、工具基体側の界面から表層に向かうにしたがって、平均粒径が漸次増大する層厚方向粒径分布を形成することができる。 Also, regarding the particle size distribution in the layer thickness direction, for example, trimethylaluminum (Al (CH 3 ) 3 ) and silicon tetrachloride (SiCl 4 ) which are reaction gas components as the deposition progresses, as in the above-described composition gradient structure. By increasing the added amount, it is possible to form a layer thickness direction particle size distribution in which the average particle size gradually increases from the interface on the tool base side toward the surface layer.
さらに、前記化学蒸着法（熱ＣＶＤ法）によれば、蒸着形成の進行とともに反応ガス成分であるトリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）の添加量を増加することから、相対的に反応ガス成分ＡｌＣｌ３の添加量は減少し、蒸着形成される（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層中の平均塩素含有量は層の工具基体側から表層側に向かうにしたがって漸次減少する組成傾斜構造が形成される。
したがって、例えば、反応ガス成分であるトリメチルアルミニウム（Ａｌ（ＣＨ３）３）の添加量を、所望の組成傾斜（Ａｌ、塩素）とともに、所望のＸ値、平均粒径、粒径分布、平均塩素含有量等に応じて調整することにより所望の複合窒化物または複合炭窒化物層を得ることが可能である。
Furthermore, according to the chemical vapor deposition method (thermal CVD method), the amount of trimethylaluminum (Al (CH 3 ) 3 ), which is a reactive gas component, increases with the progress of vapor deposition, so that the reactive gas component is relatively increased. The added amount of AlCl 3 decreases, and the average chlorine content in the (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z ) layer formed by vapor deposition increases from the tool substrate side to the surface layer side of the layer. A composition gradient structure is formed which gradually decreases as it goes.
Therefore, for example, the amount of trimethylaluminum (Al (CH 3 ) 3 ), which is a reaction gas component, is added to a desired X value, average particle size, particle size distribution, average chlorine, together with a desired composition gradient (Al, chlorine). A desired composite nitride or composite carbonitride layer can be obtained by adjusting according to the content and the like.
本発明の被覆工具は、化学蒸着法により、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含む硬質被覆層が蒸着形成され、前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、工具基体側の界面から表層側に向かうにしたがって、Ａｌ含有割合およびＳｉ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を有し、また、平均粒径が漸次増加する粒径分布が形成され、さらに、平均塩素含有量が漸次減少する組成傾斜構造を有することによって、すぐれた密着性、潤滑性、耐チッピング性、耐摩耗性を備え、合金鋼や炭素鋼等を高速フライス切削加工や高速断続切削加工等に用いた場合でも、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る。 In the coated tool of the present invention, a hard coating layer including at least a composite nitride or composite carbonitride layer of cubic Ti, Al, and Si is deposited by chemical vapor deposition, and the composite nitride or composite carbonitride is formed. The physical layer has a composition gradient structure in which the Al content ratio and the Si content ratio gradually increase from the interface on the tool base side to the surface layer side, and a particle size distribution in which the average particle diameter gradually increases is formed. In addition, it has excellent adhesion, lubricity, chipping resistance, and wear resistance due to the composition gradient structure in which the average chlorine content gradually decreases, and high-speed milling and high-speed machining of alloy steel and carbon steel etc. Even when used for intermittent cutting or the like, excellent cutting performance can be exhibited over a long period of 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、後述した実施例においては、本発明の特徴点である複合窒化物または複合炭窒化物層の効果が分かりやすいように、硬質被覆層を構成する複合窒化物または複合炭窒化物層のみについて詳述しているが、本発明は、硬質被覆層として後述する複合窒化物または複合炭窒化物層に加えて、公知のＴｉやＡｌ等の窒化物層、炭窒化物層、酸化物層からなる下部層および／または上部層を形成したものも包含している。 Next, the coated tool of the present invention will be specifically described with reference to examples. In the examples described later, only the composite nitride or composite carbonitride layer constituting the hard coating layer is provided so that the effect of the composite nitride or composite carbonitride layer that is a feature of the present invention can be easily understood. Although described in detail, the present invention includes a known nitride layer such as Ti or Al, a carbonitride layer, and an oxide layer in addition to the composite nitride or composite carbonitride layer described later as the hard coating layer. The lower layer and / or the upper layer formed are also included.
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、ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2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、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状に成形したＷＣ基超硬合金製の工具基体Ａ〜Ｃをそれぞれ作製した。 As raw material powders, WC powder, TiC powder, TaC powder, NbC powder, Cr 3 C 2 powder and Co powder all having an average particle diameter of 1 to 3 μm are prepared, and these raw material powders are blended as shown in Table 1. Blended into the composition, added with wax, mixed in a ball mill in acetone for 24 hours, dried under reduced pressure, pressed into a compact of a predetermined shape at a pressure of 98 MPa, and the compact was 1370 in a vacuum of 5 Pa. WC-based cemented carbide tool bases A to C are formed by vacuum sintering at a predetermined temperature within a range of ˜1470 ° C. for 1 hour and after sintering, and then molded into ISO standard SEEN1203AFSN insert shape did.
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、Ｍｏ2Ｃ粉末、ＺｒＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表２に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、ＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３ＡＦＳＮのインサート形状に成形したＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体Ｄを作製した。 In addition, as raw material powders, all TiCN (mass ratio TiC / TiN = 50/50) powder, Mo 2 C powder, ZrC powder, NbC powder, WC powder, Co powder having an average particle diameter of 0.5 to 2 μm. And Ni powder are prepared, these raw material powders are blended in the blending composition shown in Table 2, wet mixed by a ball mill for 24 hours, dried, and then pressed into a compact at a pressure of 98 MPa. The body was sintered in a nitrogen atmosphere of 1.3 kPa at a temperature of 1500 ° C. for 1 hour, and after sintering, a tool base D made of TiCN-based cermet formed into an insert shape of ISO standard SEEN1203AFSN was produced.
つぎに、これらの工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、表７に示される目標層厚、組成となるように（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を蒸着形成することにより、表７に示される本発明被覆工具１〜１５を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３については、表３に示される条件で、表６および表７に示される構成および目標層厚の下部層および／または上部層を形成した。
Next, on the surfaces of these tool bases A to D, using an ordinary chemical vapor deposition apparatus, the target layer thickness and composition shown in Table 7 are obtained under the conditions shown in Table 4 (Ti 1-X- the Y Al X Si Y) (that C Z N 1-Z) layer to the vapor deposited, to produce a present invention coated tool 15 shown in Table 7.
In addition, about this invention coated tools 6-13, on the conditions shown in Table 3, the structure shown in Table 6 and Table 7, and the lower layer and / or upper layer of target layer thickness were formed.
また、比較の目的で、同じく工具基体Ａ〜Ｄの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、比較例の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される比較例被覆工具１〜１３を製造した。
なお、本発明被覆工具６〜１３と同様に、比較被覆工具６〜１３については、表３に示される形成条件で、表６および表８に示される構成および目標層厚の下部層および／または上部層を形成した。
Further, for the purpose of comparison, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C) of the comparative example was also used on the surfaces of the tool bases A to D under the conditions shown in Table 4 using a normal chemical vapor deposition apparatus. Comparative example coated tools 1 to 13 shown in Table 8 were manufactured by vapor-depositing a Z N 1-Z ) layer with a target layer thickness.
As with the coated tools 6 to 13 of the present invention, the comparative coated tools 6 to 13 have the formation conditions shown in Table 3 and the lower layers of the configurations and target layer thicknesses shown in Tables 6 and 8 and / or An upper layer was formed.
参考のため、工具基体ＢおよびＣの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表８に示される参考例被覆工具１４、１５を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、次のとおりである。
（ａ）前記工具基体ＢおよびＣを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、アークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って装着し、また、カソード電極（蒸発源）として、所定組成のＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金を配置し、
（ｂ）まず、装置内を排気して１０−２Ｐａ以下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、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金からなるカソード電極とアノード電極との間に２００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、装置内にＴｉイオン、ＡｌイオンおよびＳｉイオンを発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
（ｃ）次に、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体に−５０Ｖの直流バイアス電圧を印加し、かつ、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ合金からなるカソード電極（蒸発源）とアノード電極との間に１２０Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、前記工具基体の表面に、表８に示される目標平均組成、目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ層からなる被覆層を蒸着形成し、参考例被覆工具としての参考例被覆工具１４、１５を製造した。
For reference, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z ) of the reference example is applied to the surfaces of the tool bases B and C by arc ion plating using a conventional physical vapor deposition apparatus. ) Were deposited at a target layer thickness to produce reference example coated tools 14 and 15 shown in Table 8.
The conditions for arc ion plating are as follows.
(A) The tool bases B and C are ultrasonically washed in acetone and dried, and the outer periphery is positioned at a predetermined distance in the radial direction from the central axis on the rotary table in the arc ion plating apparatus. In addition, a Ti—Al—Si alloy having a predetermined composition is disposed as a cathode electrode (evaporation source),
(B) First, the inside of the apparatus is evacuated and kept at a vacuum of 10 −2 Pa or less, the inside of the apparatus is heated to 500 ° C. with a heater, and then the tool base that rotates while rotating on the rotary table is −1000 V. And a 200 A current is passed between the cathode electrode and the anode electrode made of a Ti—Al—Si alloy to generate an arc discharge, and Ti ions, Al ions, and Si ions are generated in the apparatus. And bombard cleaning the tool substrate surface,
(C) Next, nitrogen gas is introduced as a reaction gas into the apparatus to form a reaction atmosphere of 4 Pa, a DC bias voltage of −50 V is applied to the tool base that rotates while rotating on the rotary table, and A current of 120 A is passed between the cathode electrode (evaporation source) made of the Ti—Al—Si alloy and the anode electrode to generate an arc discharge, and the target average composition shown in Table 8 is formed on the surface of the tool base. Then, a coating layer composed of a (Ti, Al, Si) N layer having a target layer thickness was formed by vapor deposition to produce reference example coated tools 14 and 15 as reference example coated tools.
ついで、前記本発明被覆工具１〜１５のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層について、平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｓｉ含有割合Ｙ、平均Ｃ含有割合Ｚ、平均塩素含有量、工具基体側の界面近傍の位置Ｌにおける平均Ａｌ含有割合ＸＬ，平均Ｓｉ含有割合ＹＬ，平均塩素含有量ＣＬ，平均粒径ＤＬおよび表層近傍の位置Ｈにおける平均Ａｌ含有割合ＸＨ，平均Ｓｉ含有割合ＹＨ，平均塩素含有量ＣＨ，平均均粒径ＤＨについて測定した。
なお、具体的な測定は次のとおりである。
まず、ダイヤモンド研磨盤を用い工具基体表面に対し平行に研磨処理し、複合窒化物または複合炭窒化物層の表面研磨面を得た。
蛍光X線分析装置を用い、複合窒化物または複合炭窒化物層表面にスポット径１００μｍのX線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果から平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｓｉ含有割合Ｙ、平均塩素含有量を求めた。
また、平均Ｃ含有割合Ｚについては、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ，Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ−Ｉｏｎ−Ｍａｓｓ−Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により求めた。イオンビームを試料表面側から７０μｍ×７０μｍの範囲に照射し、スパッタリング作用によって放出された成分について深さ方向の濃度測定を行った。平均Ｃ含有割合ＺはＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層についての深さ方向の平均値を示す。
ついで、ダイヤモンド研磨盤を用い工具基体表面に対し垂直な断面を作成し、電子線マイクロアナライザ装置を用い、工具基体側の界面から層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌをスポットの中心とし、スポット径０．２μｍの電子線を照射し、すなわち位置Ｌを中心とし工具基体側の界面から層の内部に０．２μｍ入った位置から層の内部に０．４μｍ入った位置まで電子線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌとＳｉの含有割合ＸＬとＹＬおよび平均塩素含有量ＣＬを求めた。
なお、“中心に組成分析を行う”とは、該位置を中心に前記スポット径０．２μｍの電子線を照射し、得られた特性X線の解析結果の１０点平均を得ることを意味する。また、位置Ｌにおいて工具基体表面と平行に幅５０μｍの線ＬＬを引き、線ＬＬの横切る結晶粒数で線ＬＬの幅を除算することにより位置Ｌにおける平均粒子径ＤＬを求めた。
さらに、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈをスポットの中心とし、スポット径０．２μｍの電子線を照射し、すなわち位置Ｈを中心とし表層から層の内部に０．２μｍ入った位置から層の内部に０．４μｍ入った位置まで電子線を照射し、得られた特性Ｘ線の解析結果の１０点平均からＡｌとＳｉの含有割合ＸＨとＹＨおよび平均塩素含有量ＣＨを求め、また、位置Ｈにおいて工具基体表面と水平方向に幅５０μｍの線ＬＨを引き、線ＬＨの横切る結晶粒数で線ＬＨの幅を除算することにより位置Ｈにおける平均粒子径ＤＨを求めた。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均層厚は、走査型電子顕微鏡を用い断面測定を行い、５ヶ所の平均値を求め、その平均値を硬質被覆層の平均層厚とした。
さらに、複合炭窒化物層の結晶構造については、Ｘ線回折装置を用い、Ｃｕ−Ｋα線を線源としてＸ線回折を行った場合、ＪＣＰＤＳ００−０３８−１４２０立方晶ＴｉＮとＪＣＰＤＳ００−０４６−１２００立方晶ＡｌＮ、各々に示される同一結晶面の回折角度の間（例えば、３６．６６〜３８．５３°、４３．５９〜４４．７７°、６１．８１〜６５．１８°）に回折ピークが現れることを確認することによって調査した。
表７に、その結果を示す。
Next, with respect to the composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si of the inventive coated tools 1 to 15, the average Al content ratio X, the average Si content ratio Y, the average C content ratio Z, and the average chlorine content The average Al content ratio X L , the average Si content ratio Y L , the average chlorine content C L , the average particle diameter D L at the position L near the interface on the tool base side, and the average Al content ratio X H at the position H near the surface layer , Average Si content ratio Y H , average chlorine content C H , and average uniform particle diameter DH were measured.
The specific measurement is as follows.
First, the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer was polished by polishing in parallel with the tool base surface using a diamond polishing machine.
Using a fluorescent X-ray analyzer, the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer is irradiated with X-rays having a spot diameter of 100 μm, and the average Al content ratio X and average Si content ratio Y are obtained from the analysis results of the characteristic X-rays obtained. The average chlorine content was determined.
Further, the average C content ratio Z was determined by secondary ion mass spectrometry (SIMS, Secondary-Ion-Mass-Spectroscopy). The ion beam was irradiated in the range of 70 μm × 70 μm from the sample surface side, and the concentration in the depth direction was measured for the components emitted by the sputtering action. The average C content ratio Z indicates an average value in the depth direction of the composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si.
Next, a cross section perpendicular to the surface of the tool base is created using a diamond polishing machine, and an electron beam microanalyzer device is used to center the spot at a position L of 0.3 μm inside the layer from the interface on the tool base side, Irradiate an electron beam with a spot diameter of 0.2 μm, that is, irradiate the electron beam from the position of 0.2 μm inside the layer from the interface on the tool base side to the position of 0.4 μm inside the layer centering on the position L and to determine the content ratio X L and Y L and the average chlorine content C L from 10-point average of the analysis results of the characteristic X-ray Al and Si.
Note that “perform composition analysis at the center” means that the electron beam having the spot diameter of 0.2 μm is irradiated around the position, and an average of 10 points of the analysis result of the obtained characteristic X-ray is obtained. . Further, in parallel to draw a line L L of width 50μm and tool substrate surface at the location L, to obtain an average particle diameter D L at the position L by dividing the width of the line L L with the number of crystal grains crossing the line L L .
Further, the surface H of the composite nitride or carbonitride layer is irradiated with an electron beam having a spot diameter of 0.2 μm centered on the spot H at the position H of 0.3 μm inside the layer, that is, the surface layer centered on the position H. The electron beam is irradiated from the position of 0.2 μm inside the layer to the position of 0.4 μm inside the layer, and the content ratio X of Al and Si is obtained from an average of 10 points of the analysis result of the characteristic X-ray obtained. seeking H and Y H and the average chlorine content C H, also draw a line L H width 50μm on the tool substrate surface and the horizontal direction in the position H, the width of the line L H in the number of crystal grains crossing the line L H The average particle diameter DH at the position H was determined by dividing.
Further, the average layer thickness of the composite nitride or composite carbonitride layer was measured by a cross-section using a scanning electron microscope to obtain an average value at five locations, and the average value was taken as the average layer thickness of the hard coating layer.
Further, regarding the crystal structure of the composite carbonitride layer, when X-ray diffraction is performed using an X-ray diffractometer and Cu—Kα rays as a radiation source, JCPDS00-038-1420 cubic TiN and JCPDS00-046-1200 Cubic AlN has diffraction peaks between diffraction angles of the same crystal plane shown in each (for example, 36.66 to 38.53 °, 43.59 to 44.77 °, 61.81 to 65.18 °). Investigated by confirming that it appeared.
Table 7 shows the results.
ついで、比較例被覆工具１〜１３および参考例被覆工具１４、１５のそれぞれについても、本発明被覆工具１〜１５と同様にして、複合窒化物または複合炭窒化物層の平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｓｉ含有割合Ｙ、平均Ｃ含有割合Ｚ、平均塩素含有量、工具基体側の界面近傍の位置Ｌにおける平均Ａｌ含有割合ＸＬ，平均Ｓｉ含有割合ＹＬ，平均塩素含有量ＣＬ，平均粒径ＤＬおよび表層近傍の位置Ｈにおける平均Ａｌ含有割合ＸＨ，平均Ｓｉ含有割合ＹＨ，平均塩素含有量ＣＨ，平均均粒径ＤＨについて測定した。
また、複合窒化物または複合炭窒化物層の結晶構造についても、本発明被覆工具１〜１５と同様にして、調査した。
表８に、その結果を示す。
Subsequently, the average Al content ratio X of the composite nitride or the composite carbonitride layer was also obtained for each of the comparative coated tools 1 to 13 and the reference coated tools 14 and 15 in the same manner as the coated tools 1 to 15 of the present invention. Average Si content ratio Y, average C content ratio Z, average chlorine content, average Al content ratio X L at position L near the interface on the tool base side, average Si content ratio Y L , average chlorine content C L , average grain the average Al content X H in the radial D L and the surface vicinity H, the average Si content Y H, average chlorine content C H, was measured for average Hitoshitsubu diameter D H.
Further, the crystal structure of the composite nitride or composite carbonitride layer was also investigated in the same manner as in the present coated tools 1-15.
Table 8 shows the results.
つぎに、前述の各種の被覆工具をいずれもカッタ径１２５ｍｍの工具鋼製カッタ先端部に固定治具にてクランプした状態で、本発明被覆工具１〜１５、比較被覆工具１〜１３および参考被覆工具１４，１５について、以下に示す、合金鋼の高速断続切削の一種である乾式高速正面フライス、センターカット切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
工具基体：炭化タングステン基超硬合金、炭窒化チタン基サーメット、
切削試験： 乾式高速正面フライス、センターカット切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣＭ４４０幅１００ｍｍ、長さ４００ｍｍのブロック材、
回転速度： ９１７ ｍｉｎ−１、
切削速度： ３６０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： １．２ ｍｍ、
一刃送り量： ０．１４ ｍｍ／刃、
切削時間： ８分、
表９に、前記切削試験の結果を示す。
Next, in the state where all the above-mentioned various coated tools are clamped to the tool steel cutter tip portion with a cutter diameter of 125 mm by a fixing jig, the coated tools 1 to 15 of the present invention, the comparative coated tools 1 to 13 and the reference coating About the tools 14 and 15, the dry type high-speed face milling which is a kind of the high-speed intermittent cutting of the alloy steel shown below, and the center cut cutting test were implemented, and the flank wear width of the cutting edge was measured.
Tool substrate: Tungsten carbide-based cemented carbide, titanium carbonitride-based cermet,
Cutting test: Dry high-speed face milling, center cutting,
Work material: JIS / SCM440 block material with a width of 100 mm and a length of 400 mm,
Rotational speed: 917 min −1
Cutting speed: 360 m / min,
Cutting depth: 1.2 mm,
Single blade feed amount: 0.14 mm / tooth,
Cutting time: 8 minutes,
Table 9 shows the results of the cutting test.
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、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ3Ｃ2粉末、ＴｉＮ粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１０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：０．０７ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体α〜γをそれぞれ製造した。
また、原料粉末として、いずれも０．５〜２μｍの平均粒径を有するＴｉＣＮ（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）粉末、ＮｂＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＮｉ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１１に示される配合組成に配合し、ボールミルで２４時間湿式混合し、乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を１．３ｋＰａの窒素雰囲気中、温度：１５００℃に１時間保持の条件で焼結し、焼結後、切刃部分にＲ：０．０９ｍｍのホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格・ＣＮＭＧ１２０４１２のインサート形状をもったＴｉＣＮ基サーメット製の工具基体δを形成した。
As raw material powders, WC powder, TiC powder, ZrC powder, TaC powder, NbC powder, Cr 3 C 2 powder, TiN powder and Co powder all having an average particle diameter of 1 to 3 μm are prepared. Compounded in the formulation shown in Table 10, added with wax, ball mill mixed in acetone for 24 hours, dried under reduced pressure, press-molded into a green compact of a predetermined shape at a pressure of 98 MPa. In a 5 Pa vacuum, vacuum sintering is performed at a predetermined temperature within a range of 1370 to 1470 ° C. for 1 hour, and after sintering, the cutting edge is subjected to honing processing with an R of 0.07 mm. Tool bases α to γ made of a WC-base cemented carbide having an insert shape of CNMG12041 were manufactured.
In addition, as raw material powder, TiCN (mass ratio TiC / TiN = 50/50) powder, NbC powder, WC powder, Co powder, and Ni powder all having an average particle diameter of 0.5 to 2 μm are prepared, These raw material powders were blended into the composition shown in Table 11, wet mixed with a ball mill for 24 hours, dried, and then pressed into a green compact at a pressure of 98 MPa. Sintered in an atmosphere at a temperature of 1500 ° C. for 1 hour, and after sintering, the cutting edge part is subjected to a honing process of R: 0.09 mm so that the TiCN base has an insert shape of ISO standard / CNMG120212 A cermet tool substrate δ was formed.
つぎに、これらの工具基体α〜δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、表１３に示される目標層厚、組成となるように（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を蒸着形成することにより、表１３に示される本発明被覆工具１６〜３０を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８については、表３に示される条件で、表１２および表１３に示される構成および目標平均層厚の下部層および／または上部層を形成した。
Next, on the surfaces of these tool bases α to δ, using an ordinary chemical vapor deposition apparatus, the target layer thickness and composition shown in Table 13 are obtained under the conditions shown in Table 4 (Ti 1-X- the Y Al X Si Y) (that C Z N 1-Z) layer to the vapor deposited, to produce a present invention coated tool 16-30 shown in Table 13.
In addition, about this invention coated tools 19-28, on the conditions shown in Table 3, the structure shown in Table 12 and Table 13, and the lower layer and / or upper layer of target average layer thickness were formed.
また、比較の目的で、同じく工具基体α〜δの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１４に示される比較例被覆工具１６〜２８を製造した。
なお、本発明被覆工具１９〜２８と同様に、比較被覆工具１９〜２８については、表３に示される条件で、表１２および表１４に示される構成および目標平均層厚の下部層および／または上部層を形成した。
参考のため、工具基体βおよび工具基体γの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１４に示される参考被覆工具２９，３０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた。
For comparison purposes, a conventional chemical vapor deposition apparatus was similarly used on the surfaces of the tool bases α to δ, and under the conditions shown in Table 5, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Comparative example coated tools 16 to 28 shown in Table 14 were manufactured by vapor-depositing a Z N 1-Z ) layer with a target layer thickness.
As with the inventive coated tools 19 to 28, the comparative coated tools 19 to 28 were subjected to the conditions shown in Table 3 and the configurations shown in Table 12 and Table 14 and the lower layer of the target average layer thickness and / or An upper layer was formed.
For reference, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1 ) of the reference example is applied to the surfaces of the tool base β and the tool base γ by arc ion plating using a conventional physical vapor deposition apparatus. The reference coated tools 29 and 30 shown in Table 14 were manufactured by vapor-depositing a -Z ) layer with a target layer thickness.
In addition, the conditions similar to the conditions shown in Example 1 were used for the conditions of arc ion plating.
また、本発明被覆工具１６〜３０、比較例被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０の各構成層の断面を、走査電子顕微鏡（倍率５０００倍）を用いて測定し、観察視野内の５点の層厚を測って平均して平均層厚を求めたところ、いずれも表１２〜１４に示される目標層厚と実質的に同じ平均層厚を示した。
また、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９、３０の硬質被覆層について、前記本発明被覆工具１１〜１５の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層について、平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｓｉ含有割合Ｙ、平均Ｃ含有割合Ｚ、平均塩素含有量、工具基体側の界面近傍の位置Ｌにおける平均Ａｌ含有割合ＸＬ，平均Ｓｉ含有割合ＹＬ，平均塩素含有量ＣＬ，平均粒径ＤＬおよび表層近傍の位置Ｈにおける平均Ａｌ含有割合ＸＨ，平均Ｓｉ含有割合ＹＨ，平均塩素含有量ＣＨ，平均均粒径ＤＨならびに結晶構造を実施例１に示される方法と同様の方法を用い測定した。
表１３、１４に、その結果を示す。
Moreover, the cross section of each component layer of this invention coating tool 16-30, comparative example coating tool 16-28, and reference coating tool 29,30 is measured using a scanning electron microscope (5000-times multiplication factor), and it is within an observation visual field. When the average layer thickness was obtained by measuring and averaging the five layer thicknesses, all showed substantially the same average layer thickness as the target layer thicknesses shown in Tables 12-14.
Moreover, about hard coating layer of this invention coating tool 16-30, comparative coating tool 16-28, and reference coating tool 29,30, the Ti, Al, and Si which comprise the hard coating layer of the said coating tool 11-15 of this invention the composite nitride or composite carbonitride layer, the average Al content X, the average Si content Y, the average C content Z, average chlorine content, the average Al content X L at position L near the interface of the tool base body , Average Si content ratio Y L , average chlorine content C L , average particle diameter DL and average Al content ratio X H at position H near the surface layer, average Si content ratio Y H , average chlorine content C H , average average The particle size DH and the crystal structure were measured using the same method as shown in Example 1.
Tables 13 and 14 show the results.
つぎに、前記各種の被覆工具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、本発明被覆工具１６〜３０、比較被覆工具１６〜２８および参考被覆工具２９，３０について、以下に示す、炭素鋼の乾式高速断続切削試験、鋳鉄の湿式高速断続切削試験を実施し、いずれも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
切削条件１：
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４３５の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２２０ｍ／ｍｉｎ）、
切削条件２：
被削材：ＪＩＳ・ＦＣＤ４５０の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み：１．２ｍｍ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間：５分、
（通常の切削速度は、２００ｍ／ｍｉｎ）、
表１５に、前記切削試験の結果を示す。
Next, in the state where each of the various coated tools is screwed to the tip of the tool steel tool with a fixing jig, the present coated tools 16 to 30, comparative coated tools 16 to 28, and reference coated tools 29, About 30, the dry high speed intermittent cutting test of the carbon steel and the wet high speed intermittent cutting test of cast iron which were shown below were implemented, and all measured the flank wear width of the cutting edge.
Cutting condition 1:
Work material: JIS · SCM435 lengthwise equally spaced four round grooved round bars,
Cutting speed: 360 m / min,
Cutting depth: 1.2mm,
Feed: 0.2mm / rev,
Cutting time: 5 minutes
(Normal cutting speed is 220 m / min),
Cutting condition 2:
Work material: JIS / FCD450 lengthwise equidistant round bars with 4 vertical grooves,
Cutting speed: 350 m / min,
Cutting depth: 1.2mm,
Feed: 0.2mm / rev,
Cutting time: 5 minutes
(Normal cutting speed is 200 m / min),
Table 15 shows the results of the cutting test.
原料粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の平均粒径を有するｃＢＮ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末、Ａｌ粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末を用意し、これら原料粉末を表１６に示される配合組成に配合し、ボールミルで８０時間湿式混合し、乾燥した後、１２０ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、９００〜１３００℃の範囲内の所定温度に６０分間保持の条件で焼結して切刃片用予備焼結体とし、この予備焼結体を、別途用意した、Ｃｏ：８質量％、ＷＣ：残りの組成、並びに直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもったＷＣ基超硬合金製支持片と重ね合わせた状態で、通常の超高圧焼結装置に装入し、通常の条件である圧力：４ＧＰａ、温度：１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に保持時間：０．８時間の条件で超高圧焼結し、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて所定の寸法に分割し、さらにＣｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２の形状（厚さ：４．７６mm×内接円直径：１２．７mmの８０°菱形）をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｚｒ：３７．５％、Ｃｕ：２５％、Ｔｉ：残りからなる組成を有するＴｉ−Ｚｒ−Ｃｕ合金のろう材を用いてろう付けし、所定寸法に外周加工した後、切刃部に幅：０．１３ｍｍ、角度：２５°のホーニング加工を施し、さらに仕上げ研摩を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４１２のインサート形状を有する工具基体イ、ロをそれぞれ製造した。 As the raw material powder, cBN powder, TiN powder, TiCN powder, TiC powder, Al powder, and Al 2 O 3 powder each having an average particle diameter in the range of 0.5 to 4 μm are prepared. The mixture is blended in the composition shown in FIG. 1, wet mixed with a ball mill for 80 hours, dried, and then pressed into a green compact having a diameter of 50 mm × thickness: 1.5 mm under a pressure of 120 MPa. The green compact is sintered in a vacuum atmosphere at a pressure of 1 Pa at a predetermined temperature within a range of 900 to 1300 ° C. for 60 minutes to obtain a presintered body for a cutting edge piece. In addition, Co: 8% by mass, WC: remaining composition, and diameter: 50 mm × thickness: 2 mm, superposed on a WC-based cemented carbide support piece with a normal super-high pressure Insert into the sintering machine, normal conditions A certain pressure: 4 GPa, temperature: 1200 ° C. to 1400 ° C. within a predetermined temperature, holding time: 0.8 hour sintering, and after sintering, the upper and lower surfaces are polished with a diamond grindstone, and wire discharge It is divided into predetermined dimensions by a processing device, and further Co: 5 mass%, TaC: 5 mass%, WC: remaining composition and ISO standard CNGA1204112 shape (thickness: 4.76 mm × inscribed circle diameter: 12. The brazing part (corner part) of the WC-based cemented carbide insert body having a 7 mm 80 ° rhombus) has a composition consisting of Zr: 37.5%, Cu: 25%, Ti: the rest in mass%. After brazing using a brazing material of Ti-Zr-Cu alloy and having a predetermined dimension, the cutting edge is subjected to honing with a width of 0.13 mm and an angle of 25 °, followed by finishing polishing. ISO regulations Tool substrate b having an insert shape CNGA120412, were prepared, respectively b.
つぎに、これらの工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表４に示される条件で、本発明の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１８に示される本発明被覆工具３１〜４０を製造した。
なお、本発明被覆工具３４〜３８については、表３に示される条件で、表１７および表１８に示される構成および目標平均層厚の下部層および／または上部層を形成した。
Next, on the surface of these tool bases (a) and (b), using a normal chemical vapor deposition apparatus, under the conditions shown in Table 4, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1 ) of the present invention. The present invention coated tools 31-40 shown in Table 18 were manufactured by vapor-depositing the -Z ) layer with a target layer thickness.
In addition, about this invention coated tools 34-38, the structure and target average layer thickness which are shown in Table 17 and Table 18 on the conditions shown in Table 3, and formed the lower layer and / or the upper layer.
また、比較の目的で、同じく工具基体イ、ロの表面に、通常の化学蒸着装置を用い、表５に示される条件で、比較例の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）層を目標層厚で蒸着形成することにより、表１９に示される比較例被覆工具３１〜３８を製造した。
なお、比較例被覆工具３４〜３８については、表３に示される条件で、表１７および表１９に示される構成および目標平均層厚の下部層および／または上部層を形成した。
For comparison purposes, a conventional chemical vapor deposition apparatus was similarly used on the surfaces of the tool bases (a) and (b), and under the conditions shown in Table 5, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Comparative example coated tools 31 to 38 shown in Table 19 were manufactured by vapor-depositing a Z N 1-Z ) layer with a target layer thickness.
In addition, about the comparative example coating tools 34-38, the conditions shown in Table 3, and the structure shown in Table 17 and Table 19, and the lower layer and / or upper layer of target average layer thickness were formed.
参考のため、工具基体イおよび工具基体ロの表面に、従来の物理蒸着装置を用いて、アークイオンプレーティングにより、参考例の（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）を目標層厚で蒸着形成することにより、表１９に示される参考例被覆工具３９、４０を製造した。
なお、アークイオンプレーティングの条件は、実施例１に示される条件と同様の条件を用いた。
For reference, (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1 ) of the reference example is applied to the surfaces of the tool base A and the tool base B by arc ion plating using a conventional physical vapor deposition apparatus. Reference example coated tools 39 and 40 shown in Table 19 were manufactured by depositing -Z ) with a target layer thickness.
In addition, the conditions similar to the conditions shown in Example 1 were used for the conditions of arc ion plating.
ついで、前記本発明被覆工具３１〜４０の硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層について、平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｓｉ含有割合Ｙ、平均Ｃ含有割合Ｚ、平均塩素含有量、工具基体側の界面近傍の位置Ｌにおける平均Ａｌ含有割合ＸＬ，平均Ｓｉ含有割合ＹＬ，平均塩素含有量ＣＬ，平均粒径ＤＬおよび表層近傍の位置Ｈにおける平均Ａｌ含有割合ＸＨ，平均Ｓｉ含有割合ＹＨ，平均塩素含有量ＣＨ，平均均粒径ＤＨならびに結晶構造を実施例１に示される方法と同様の方法を用い測定した。
表１８に、その結果を示す。
Next, with respect to the composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al and Si constituting the hard coating layer of the inventive coated tool 31 to 40, average Al content ratio X, average Si content ratio Y, average C content ratio Z, average chlorine content, the average Al content X L at position L near the interface of the tool base side, the average Si content Y L, average chlorine content C L, in the average particle diameter D L and the surface vicinity H The average Al content ratio X H , the average Si content ratio Y H , the average chlorine content C H , the average uniform particle diameter DH, and the crystal structure were measured using the same method as shown in Example 1.
Table 18 shows the results.
ついで、比較例被覆工具３１〜３８および参考例被覆工具３９、４０のそれぞれについても、本発明被覆工具３１〜４０と同様にして、硬質被覆層を構成するＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層について、平均Ａｌ含有割合Ｘ、平均Ｓｉ含有割合Ｙ、平均Ｃ含有割合Ｚ、平均塩素含有量、工具基体側の界面近傍の位置Ｌにおける平均Ａｌ含有割合ＸＬ，平均Ｓｉ含有割合ＹＬ，平均塩素含有量ＣＬ，平均粒径ＤＬおよび表層近傍の位置Ｈにおける平均Ａｌ含有割合ＸＨ，平均Ｓｉ含有割合ＹＨ，平均塩素含有量ＣＨ，平均均粒径ＤＨならびに結晶構造について測定した。
表１９に、その結果を示す。
Next, for each of the comparative coated tools 31 to 38 and the reference coated tools 39 and 40, similarly to the coated tools 31 to 40 of the present invention, the composite nitride of Ti, Al, and Si constituting the hard coating layer or For composite carbonitride layers, average Al content ratio X, average Si content ratio Y, average C content ratio Z, average chlorine content, average Al content ratio X L at position L near the interface on the tool substrate side, average Si content The ratio Y L , the average chlorine content C L , the average particle diameter D L and the average Al content ratio X H at the position H near the surface layer, the average Si content ratio Y H , the average chlorine content C H , and the average particle diameter D H In addition, the crystal structure was measured.
Table 19 shows the results.
つぎに、各種の被覆工具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、本発明被覆工具３１〜４０、比較被覆工具３１〜３８および参考被覆工具３９，４０について、以下に示す、浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
工具基体：立方晶窒化ホウ素基超高圧焼結体、
切削試験： 浸炭焼入れ合金鋼の乾式高速断続切削加工、
被削材： ＪＩＳ・ＳＣｒ４２０（硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、
切削速度： ２３０ ｍ／ｍｉｎ、
切り込み： ０．１ｍｍ、
送り： ０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切削時間： ４分、
表２０に、前記切削試験の結果を示す。
Next, the present coated tools 31 to 40, the comparative coated tools 31 to 38, and the reference coated tools 39 and 40 in a state where all the various coated tools are screwed to the tip of the tool steel tool with a fixing jig. The dry high-speed intermittent cutting test of carburized and quenched alloy steel shown below was performed, and the flank wear width of the cutting edge was measured.
Tool substrate: Cubic boron nitride-based ultra-high pressure sintered body,
Cutting test: Dry high-speed intermittent cutting of carburized and quenched alloy steel,
Work material: JIS · SCr420 (Hardness: HRC62) lengthwise equidistant four round bars with vertical grooves,
Cutting speed: 230 m / min,
Cutting depth: 0.1mm,
Feed: 0.1mm / rev,
Cutting time: 4 minutes
Table 20 shows the results of the cutting test.
前述した結果から、本発明被覆工具は、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層が蒸着形成され該複合窒化物または複合炭窒化物層は、工具基体側の界面から表層に向かうにしたがって、Ａｌ含有割合およびＳｉ含有割合が漸次増加する組成傾斜構造を有し、また、平均粒径が漸次増加する粒径分布が形成され、さらに、平均塩素含有量が漸次減少する組成傾斜構造を有することによって、合金鋼や炭素鋼等を高速フライス切削加工や高速断続切削加工ですぐれた密着性、潤滑性、耐チッピング性、耐摩耗性を発揮する。
これに対して、比較例被覆工具および参考例被覆工具については、いずれも、硬質被覆層にチッピング、欠損、剥離等の異常損傷が発生するばかりか、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
From the results described above, in the coated tool of the present invention, a composite nitride or composite carbonitride layer of cubic structure Ti, Al, and Si is deposited, and the composite nitride or composite carbonitride layer is formed on the tool base side. A composition gradient structure in which the Al content ratio and the Si content ratio gradually increase from the interface toward the surface layer is formed, and a particle size distribution in which the average particle diameter gradually increases is formed, and the average chlorine content gradually increases By having a decreasing composition gradient structure, it exhibits excellent adhesion, lubricity, chipping resistance, and wear resistance of alloy steel, carbon steel and the like by high-speed milling and high-speed intermittent cutting.
On the other hand, both the comparative example coated tool and the reference example coated tool not only cause abnormal damage such as chipping, chipping, peeling, etc. in the hard coating layer, but also reach the service life in a relatively short time. it is obvious.
前述のように、本発明の被覆工具は、合金鋼や炭素鋼等を高速フライス切削加工や高速断続切削加工においてすぐれた切削性能を示すことはもとより、各種の被削材の被覆工具として用いることができ、しかも、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、切削装置の高性能化なら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。 As described above, the coated tool of the present invention can be used as a coated tool for various work materials as well as exhibiting excellent cutting performance in high-speed milling and high-speed intermittent machining of alloy steel, carbon steel, and the like. In addition, since it exhibits excellent wear resistance over a long period of use, it can sufficiently satisfy the high performance of cutting equipment, labor saving and energy saving of cutting, and cost reduction. Is.
Claims (6)
（ａ）前記硬質被覆層は、化学蒸着法により蒸着形成された平均層厚１〜２０μｍの立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物層を少なくとも含み、
（ｂ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層は、その平均組成を、
組成式：（Ｔｉ１−Ｘ−ＹＡｌＸＳｉＹ）（ＣＺＮ１−Ｚ）
で表した場合、Ａｌ含有割合Ｘ、Ｓｉ含有割合ＹおよびＣ含有割合Ｚ（但し、Ｘ、Ｙ、Ｚは何れも原子比）は、それぞれ、０．５５≦Ｘ≦０．９５、０．００５≦Ｙ≦０．１０、０≦Ｚ≦０．００５、Ｘ＋Ｙ≦０．９５５を満足し、
（ｃ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合を求め、その平均値を平均Ａｌ含有割合ＸＬおよび平均Ｓｉ含有割合ＹＬ（但し、原子比）とすると、前記平均Ａｌ含有割合ＸＬは、０．５５≦ＸＬ≦０．７０であり、前記平均Ｓｉ含有割合ＹＬは、０．００５≦ＹＬ≦０．０５であり、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈを中心に組成分析を行い、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物または複合炭窒化物のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合を求め、その平均値を平均Ａｌ含有割合ＸＨおよび平均Ｓｉ含有割合ＹＨ（但し、原子比）とすると、前記平均Ａｌ含有割合ＸＨは、ＸＬ＜ＸＨ≦０．９５であり、前記平均Ｓｉ含有割合ＹＨは、ＹＬ＜ＹＨ≦０．１０であり、さらに、複合窒化物または複合炭窒化物層中のＡｌ含有割合およびＳｉ含有割合は、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する組成傾斜構造を有しており、
（ｄ）前記複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｌにおける立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の工具基体表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径ＤＬとすると該平均粒径ＤＬは０．１μｍ以下であり、また、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層から、複合窒化物または複合炭窒化物層の内部に０．３μｍ入った位置Ｈにおける立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の工具基体の表面と平行な面内の粒子幅の平均値を平均粒径ＤＨとすると該平均粒径ＤＨは０．５〜２．０μｍであり、さらに、立方晶構造のＴｉとＡｌとＳｉの複合窒化物結晶粒または複合炭窒化物結晶粒の平均粒径は、複合窒化物または複合炭窒化物層の工具基体側の界面から、複合窒化物または複合炭窒化物層の表層側に向かうにしたがって漸次増加する粒径分布を形成していることを特徴とする表面被覆切削工具。 In a surface-coated cutting tool in which a hard coating layer is provided on the surface of a tool base composed of tungsten carbide-based cemented carbide, titanium carbonitride-based cermet, or cubic boron nitride-based ultrahigh-pressure sintered body,
(A) The hard coating layer includes at least a composite nitride or composite carbonitride layer of Ti, Al, and Si having a cubic structure with an average layer thickness of 1 to 20 μm formed by chemical vapor deposition,
(B) The composite nitride or composite carbonitride layer has an average composition,
Composition formula: (Ti 1-XY Al X Si Y ) (C Z N 1-Z )
In this case, the Al content ratio X, the Si content ratio Y, and the C content ratio Z (where X, Y, and Z are atomic ratios) are 0.55 ≦ X ≦ 0.95 and 0.005, respectively. ≦ Y ≦ 0.10, 0 ≦ Z ≦ 0.005, X + Y ≦ 0.955,
(C) From the interface of the composite nitride or composite carbonitride layer on the tool base side, composition analysis is performed centering on a position L that is 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer. The Al content and Si content of the composite nitride of Ti, Al, and Si or the composite carbonitride of the structure are obtained, and the average values are average Al content X L and average Si content Y L (however, atomic ratio) Then, the average Al content ratio X L is 0.55 ≦ X L ≦ 0.70, the average Si content ratio Y L is 0.005 ≦ Y L ≦ 0.05, and a composite From the surface of the nitride or composite carbonitride layer, composition analysis is performed centering on the position H entering 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer, and the composite of Ti, Al and Si having a cubic structure Al content ratio of nitride or composite carbonitride and Seeking Si content, an average mean value Al content ratio X H and the average Si content Y H (provided that the atomic ratio) When the average Al content X H is, X L <X H ≦ 0.95 The average Si content ratio Y H is Y L <Y H ≦ 0.10, and the Al content ratio and the Si content ratio in the composite nitride or composite carbonitride layer are the composite nitride or It has a composition gradient structure that gradually increases from the interface on the tool base side of the composite carbonitride layer toward the surface side of the composite nitride or composite carbonitride layer,
(D) From the interface on the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer, Ti, Al, and Si having a cubic structure at a position L of 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer the average particle diameter D L to the said mean particle diameter D L the average particle width of composite nitride crystal grains or within the tool substrate plane parallel to the surface of the composite carbonitride grains is at 0.1μm or less, Further, from the surface of the composite nitride or composite carbonitride layer, the composite nitride crystal grain of Ti, Al and Si having a cubic structure at a position H of 0.3 μm inside the composite nitride or composite carbonitride layer Or, when the average value of the particle width in the plane parallel to the surface of the tool base of the composite carbonitride crystal grains is the average particle size DH , the average particle size DH is 0.5 to 2.0 μm, Cubic Ti / Al / Si composite nitride crystal grains or composite carbonitride The average grain size of the product crystal grains forms a grain size distribution that gradually increases from the interface on the tool base side of the composite nitride or composite carbonitride layer toward the surface side of the composite nitride or composite carbonitride layer. A surface-coated cutting tool characterized by comprising:
The composite nitride or composite carbonitride layer is at least surface-coated cutting tool according to any one of claims 1 to 5, characterized in that the vapor deposited by chemical vapor deposition containing trimethyl aluminum as a reaction gas component Manufacturing method .
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