JP6233708B2 - 表面被覆切削工具 - Google Patents
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Description
例えば、特許文献1は、被覆工具基体の表面に、0.997(0.412x+0.424173(1−x))〜1.005(0.412x+0.424173(1−x))nmの格子定数を有し、膜厚が0.01〜50μmである(Al,Ti)N膜をアークイオンプレーティング等の気相合成法で形成することによって、高硬度で耐摩耗性にすぐれた耐久性の硬質被膜を提供することが提案されている。
上記従来の被覆工具においては、ある程度の耐摩耗性の改善は図り得るものの、これをステンレス鋼、合金工具鋼などの高速ミーリング加工に用いた場合には、摩耗損傷が大きくなり、これを原因として、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
「 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、平均層厚が2〜10μmの硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
(a)前記硬質被覆層は、AlとTiの複合窒化物層からなり、かつ、該層においてAlとTiの合量に占めるAlの含有割合xは、0.40≦x≦0.75(但し、原子比)であり、
(b)前記硬質被覆層を構成するAlとTiの複合窒化物層の格子定数は、−0.057x+4.18(Å)〜−0.057x+4.24(Å)の範囲内の値をとり、
(c)X線回折による前記AlとTiの複合窒化物層の(111)面の回折ピーク強度I(111)に対する(200)面の回折ピーク強度I(200)の比の値I(200)/I(111)が20以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。」
に特徴を有するものである。
(a)硬質被覆層の種別、平均層厚:
この発明の硬質被覆層は、AlとTiの複合窒化物(以下、「(Al,Ti)N」で示す)層からなる。
上記(Al,Ti)N層は、Al成分が高温硬さと耐熱性を向上させ、Ti成分が高温靭性、高温強度を向上させる作用があることから、高温硬さ、耐熱性、高温強度にすぐれた硬質被覆層として既によく知られている。
本発明では、Tiとの合量に占めるAlの含有割合x(原子比、以下同じ)が0.75を超えると、六方晶結晶構造の割合が増加するため硬さが低下し、一方、Tiとの合量に占めるAlの含有割合(原子比)が0.40未満となると、相対的にAlの含有割合が少なくなり、耐熱性の低下を招き、その結果、偏摩耗の発生、熱塑性変形の発生等により耐摩耗性が劣化するようになることから、Tiとの合量に占めるAlの含有割合x(原子比)は、0.40〜0.75であることが必要である。
また、(Al,Ti)N層からなる硬質被覆層の平均層厚は、2μm未満では、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮することができず、工具寿命短命の原因となり、一方、その平均層厚が10μmを越えると、硬質被覆層が自己破壊し易くなることから、その平均層厚は2〜10μmとすることが必要である。
本発明では、硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層について、その格子定数が、
−0.057x+4.18(Å)〜−0.057x+4.24(Å)
の範囲内の値となるように成膜する。
本発明で、硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層の格子定数を上記の如く定めたのは、以下の理由による。
即ち、立方晶TiNの格子定数理論値は4.24(Å)であり、また、準安定相である立方晶AlNの格子定数理論値は4.12(Å)であるところ、本発明の硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層の格子定数が−0.057x+4.24(Å)を超えると、固溶体硬化による影響が少なくなり、硬質被覆層の硬さが小さくなり、その結果、すぐれた耐摩耗性を長期にわたって確保することができなくなり、一方、格子定数が−0.057x+4.18(Å)未満になると、固溶体硬化による影響で硬質被覆層の硬さが大きくなるが、その反面、刃先稜線部の鋭角な領域で切削加工時、硬質被覆層中にクラックが発生し、チッピングが発生し易くなることから、硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層の格子定数は、
−0.057x+4.18(Å)〜−0.057x+4.24(Å)
の範囲内の値となるように定めた。
より好ましくは、−0.057x+4.20(Å)〜−0.057x+4.23(Å)の範囲内の値である。
なお、上記の格子定数を定める数式における「x」は、Tiとの合量に占めるAlの含有割合x(原子比、以下同じ)である。
より具体的に言えば、ターゲット表面の最大磁束密度を大にすることによって格子定数が小さくなり、また、バイアス電圧の絶対値を大きくすることによって格子定数が小さくなる。
本発明では、硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層について、(111)面の回折ピーク強度I(111)に対する(200)面の回折ピーク強度I(200)の比の値I(200)/I(111)を20以上としているが、その理由は以下のとおりである。
本発明の硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層は立方晶構造を有するが、立方晶結晶格子の(111)面はすべり面であるため、強い配向を示す場合には、例えば、切削加工時せん断方向の外力が加わることで硬質被覆層の強度を保てないため、耐摩耗性を確保することができない。
一方、立方晶結晶格子の(200)面は、最密面であるために硬質被覆層の硬さ向上における効果が大きい。
つまり、回折ピーク強度比I(200)/I(111)が3未満である場合には、すべり面である(111)面の配向度が、硬さの大きい(200)面に比して相対的に高いため、すべりが発生し易く、しかも、硬さが十分とはいえないことから、切削加工時における耐摩耗性が十分であるとはいえない。
したがって、上記結晶格子面が備える特徴の観点から、本発明の硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層について、耐摩耗性の向上を図るため、(111)面の回折ピーク強度I(111)に対する(200)面の回折ピーク強度I(200)の比の値I(200)/I(111)を3以上とするが、好ましくは20以上であることから、本発明では、I(200)/I(111)を20以上と定めた。
例えば、AIP装置における成膜時のバイアス電圧、雰囲気ガス中のN2分圧を制御することによって、回折ピーク強度比I(200)/I(111)を3以上とした(Al,Ti)N層を形成することができる。
より具体的に言えば、バイアス電圧の絶対値を小さくすることによって、また、雰囲気ガス中のN2分圧を高めることによって、回折ピーク強度比I(200)/I(111)の値が小さくなる。
図1(a)、(b)に、本発明の硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層を成膜するに好適なAIP装置を示す。
本発明の硬質被覆層は、例えば、図1(a)、(b)に示すAIP装置において、工具基体の温度を370〜450℃に維持しつつ、工具基体をAIP装置内で自公転させ、ターゲット表面に所定の最大磁束密度に制御しながら蒸着することによって形成することができる。
例えば、AIP装置の一方には基体洗浄用のTi電極からなるカソード電極、他方には所定組成のAl−Ti合金からなるターゲット(カソード電極)を設け、
まず、炭化タングステン(WC)基超硬合金からなる工具基体を洗浄・乾燥し、AIP装置内の回転テーブル上に装着し、真空中で基体洗浄用のTi電極とアノード電極との間に100Aのアーク放電を発生させて、工具基体に−1000Vのバイアス電圧を印加しつつ工具基体表面をボンバード洗浄し、
ついで、Al−Ti合金ターゲットの表面に最大磁束密度2.5〜15mT(ミリテスラ)に制御し、
ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入し4〜8Paの雰囲気圧力とし、工具基体の温度を370〜450℃に維持し、工具基体に―25〜−100Vのバイアス電圧を印加しつつ、Al−Ti合金ターゲット(カソード電極)とアノード電極との間に100Aのアーク放電を発生させ、工具基体を自公転させつつ蒸着することによって、本発明で定めた格子定数及び回折ピーク強度比を有する(Al,Ti)N層からなる硬質被覆層を蒸着形成することができる。
なお、上記のAl−Ti合金ターゲット表面の最大磁束密度の制御方法は、例えば、カソード周辺に磁場発生源である電磁コイル又は永久磁石を設置する等、任意の手段で制御することができる。
(b)まず、装置内を排気して真空に保持しながら、ヒータで工具基体を400℃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カソード電極とアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって工具基体表面をボンバード洗浄し、
(c)ついで、上記Al−Ti合金ターゲットの表面に表2に示す種々の最大磁束密度に制御し、
(d)ついで、装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して表2に示す窒素分圧とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を370〜450℃の範囲内に維持するとともに表2に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ前記Al−Ti合金ターゲットとアノード電極との間に100Aの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記工具基体の表面に、表2に示される組成および目標平均層厚の(Al,Ti)N層からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、
表2に示す本発明被覆工具としての表面被覆エンドミル1〜9(以下、本発明1〜9という)をそれぞれ製造した。
なお、図1に示すAIP装置では、工具基体がAl−Ti合金ターゲットに最接近する際に、逃げ面の一部又は全部とAl−Ti合金ターゲットの上記工具基体側の面が水平となるように装着支持されている。
比較の目的で、上記実施例における(c)の工程を表3に示す条件(即ち、Al−Ti合金ターゲットの表面の最大磁束密度を変更)で行い、また、(d)の工程を同じく表3に示す条件(即ち、窒素分圧、直流バイアス電圧の変更)で行い、その他は実施例と同一の条件で、表3に示す比較例被覆工具としての表面被覆エンドミル1〜10(以下、比較例1〜10という)をそれぞれ製造した。
さらに、上記で作製した本発明1〜9および比較例1〜10の硬質被覆層について、その組成を走査型電子顕微鏡(SEM)を用いてのエネルギー分散型X線分析法(EDS)により測定した。また、その平均層厚を走査型電子顕微鏡を用いて断面測定し、5ヶ所の平均値より算出した。
表2、表3に、測定・算出したしたそれぞれの値を示す。
なお、X線回折は、測定条件:Cu管球、測定範囲(2θ):30〜80度、スキャンステップ:0.013度、1ステップ辺り測定時間:0.48sec/stepという条件で測定した。
ブラッグの式:2d=λ/sinθ,
a2=d2×(h2+k2+l2)
を用い、上記で測定した(111)面,(200)面及び(220)面についてそれぞれ算出し、その平均値を求め、これを格子定数とした。
なお、上記ブラッグの式におけるd:面間隔、λ:測定波長、θ:測定角度、a:格子定数、h,k,l:面指数を表す。
表2、表3に、上記で測定・算出したそれぞれの値を示す。
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・SKD61(52HRC)の板材、
回転速度: 17000 min.−1、
縦方向切り込み: 2 mm、
横方向切り込み: 0.3 mm
送り速度(1刃当り): 0.05 mm/tooth、
切削長:340m、
さらに、下記の条件(切削条件Bという)でのステンレス鋼の側面切削加工試験を実施した。
被削材−平面寸法:100mm×250mm、厚さ:50mmのJIS・SUS304 (35HRC)の板材、
回転速度: 5600 min.−1、
縦方向切り込み: 2 mm、
横方向切り込み: 0.3 mm
送り速度(1刃当り): 0.06 mm/tooth、
切削長:140 m、
いずれの側面切削加工試験でも切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
この測定結果を表4に示した。
これに対して、硬質被覆層を構成する(Al,Ti)N層の組成、格子定数、X線回折ピーク強度比、平均層厚が本発明で規定する範囲を外れる比較例被覆工具では、耐摩耗性の低下によって、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金で構成された工具基体の表面に、平均層厚が2〜10μmの硬質被覆層を蒸着形成した表面被覆切削工具において、
(a)前記硬質被覆層は、AlとTiの複合窒化物層からなり、かつ、該層においてAlとTiの合量に占めるAlの含有割合xは、0.40≦x≦0.75(但し、原子比)であり、
(b)前記硬質被覆層を構成するAlとTiの複合窒化物層の格子定数は、−0.057x+4.18(Å)〜−0.057x+4.24(Å)の範囲内の値をとり、
(c)X線回折による前記AlとTiの複合窒化物層の(111)面の回折ピーク強度I(111)に対する(200)面の回折ピーク強度I(200)の比の値I(200)/I(111)が20以上であることを特徴とする表面被覆切削工具。
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