JP7104715B2 - コーティングされた切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、基材とコーティングとを含む、金属のチップ成形加工のためのコーティングされた切削工具であって、コーティングされた旋削インサートが特に鋼材に適している切削工具に関する。

ＣＶＤコーティングが施され、ガンマ相がない結合相富化表面ゾーンを有する超硬合金基材を用いた切削工具は、旋削加工技術の分野でよく知られている。

しかし今なお、インサートなどの切削工具の性能を向上させるためのたゆまぬ努力がなされている。より長い工具寿命は、生産コストなどの削減につながる。

塑性変形は、切削作業における摩耗メカニズムの１つである。通常、塑性変形に対する耐性を向上させようとすると、基材の靭性が低下する。

本発明の目的の１つは、同じ靭性を維持しながら、塑性変形に対する向上した耐性を得ることである。

本発明のもう１つの目的は、塑性変形に対する向上した耐性を得ると同時に、靭性も向上させることである。

累積相対面積（ｙ軸）が粒子面積（ｘ軸）に対してプロットされた累積プロットを示す。

本発明は、超硬合金基材とコーティングとを含むコーティングされた切削工具に関する。超硬合金基材はＷＣ、コバルト結合相及びガンマ相を含み、超硬合金基材はガンマ相がない結合相富化表面ゾーンを含み、該表面ゾーンの厚さは１４から２６μｍであり、超硬合金は、

でＮが８０μｍ^２未満であるほどうまく分布されたガンマ相を有し、
上式中、Ｘ（μｍ^２）は、ＥＢＳＤ分析から取得される累積プロットにおける累積相対面積０．９０（ｙ軸）での粒子面積（ｘ軸）であり、ガンマ相粒子の累積相対粒子面積（ｙ軸）は粒子面積（ｘ軸）に対してプロットされている。

Ｙは補正因子

であり、上式中、面積分率はＥＢＳＤ分析から取得される。

さらに、

と定義される、ＥＢＳＤ分析から取得される異常ＷＣ粒の面積分率は０から０．０３の間である。

コーティングはα－Ａｌ_２Ｏ_３層を含み、前記基材と前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層の間に、コーティングはＴｉＣＮ層を含み、ここで前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層は、ＣｕＫα線及びθ－２θスキャンを用いるＸ線回折により測定され、且つ、以下のハリスの式：

[上式中、Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）反射の測定強度（積分面積）であり、Ｉ_０（ｈｋｌ）はＩＣＤＤのＰＤＦカード番号００－０１０－０１７３による標準強度であり、ｎは計算で使用される反射数であり、使用される（ｈｋｌ）反射は、（１ ０ ４）、（１ １ ０）、（１ １ ３）、（０２４）、（１ １ ６）、（２ １ ４）、（３ ０ ０）及び（０ ０ １２）である]によって定義される集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を示し、
ＴＣ（０ ０ １２）≧７．２であることを特徴とし、Ｉ（０ ０ １２）／Ｉ（０ １ １４）の比率は≧１である。

本発明による超硬合金の特性評価は、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）を使用して実施される。ＥＢＳＤは、ビームを指定した距離（ステップ幅）ずつ試料表面上で移動させ、試料が水平に対して７０°傾いたときに生成される回折パターンから、各ステップにおける試料の位相及び結晶方位を測定するＳＥＭ法である。この情報は、試料の微細構造マップ（粒界、相及び粒の大きさ及び相対位置を測定するための結晶学的情報を使って試料を簡便に評価することができるもの）を作成するために使用することができる。

超硬合金には、異常ＷＣ粒は可能な限り少ししか含まれていないようにするべきである。異常ＷＣ粒とは、通常、平均的なＷＣ粒径より数倍大きなＷＣ粒を意味する。本明細書における異常ＷＣ粒の量は、超硬合金材料のＥＢＳＤ分析から測定される。

異常ＷＣ粒の面積分率は、ＷＣ粒の総面積に対する、ＷＣ粒の平均面積ａＷＣ_ａｖの１０倍よりも大きいＷＣ粒の面積分率として定義される。

本発明によれば、異常粒の面積分率は、０から０．０３、好ましくは０から０．０２５、より好ましくは０から０．０２である。

立方晶炭化物及び／又は炭窒化物の固溶体であるガンマ相は、立方晶炭化物及び／又は炭窒化物とＷＣから焼結中に形成され、（Ｗ，Ｍ）Ｃ又は（Ｗ，Ｍ）（Ｃ，Ｎ）（ここで、Ｍは、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶのうちの１つ以上である）と表すことができる。

本発明の一実施態様において、超硬合金は、０．５から２．５重量％、好ましくは１から１．５重量％の量でＮｂＣを含む。さらに超硬合金は、２．５から４．５重量％、好ましくは３から４重量％の量でＴａＣを含む。さらに超硬合金は、１．８から３．３重量％、好ましくは２から３重量％の量でＴｉＣを含む。

ガンマ相の量は、適切には３から２５体積％、好ましくは５から１７体積％である。これはさまざまな方法、例えば、基材の断面の光学顕微鏡（Light Optical Microscope）（ＬＯＭ）画像又は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真のいずれかの画像解析を行い、ガンマ相の平均分率を計算することによって測定可能である。超硬合金が表面ゾーンに勾配を伴う場合、本明細書で与えられるガンマ相の量はバルクで測定される。また、ガンマ相の量は、ＥＢＳＤ分析からも取得できる。

ガンマ相の分布は、可能な限り均一でなければならない。ガンマ相のＥＢＳＤ分析は、ガンマ相粒子で実施されており、すなわちガンマ相粒では実施されていない。ＥＢＳＤデータを処理することにより、粒子又は粒を測定するかどうか選択できる。粒とは、本明細書では単結晶を意味するのに対し、粒子は、互いに直接接触する２つ以上の粒を含有する。

本発明によれば、ガンマ相は、制御された粒子径でうまく分布している。

ガンマ相の分布はＥＢＳＤ分析によって測定され、下記式の値Ｎによって与えられる。

ＥＢＳＤ分析からのガンマ相粒子の累積相対粒子面積（ｙ軸）は、粒子面積（ｘ軸）に対してプロットされる。図１を参照されたい。累積プロット（０－１）から、該累積相対面積０．９０（ｙ軸）での粒子面積（ｘ軸）、すなわち値Ｘ（μｍ^２）が得られる。０．９０に正確に一致する値がない場合、０．９０の上下２つの値の平均がＸとして使われる。

値Ｙは、超硬合金中の様々な量のガンマ相に相関する補正因子である。Ｙは、立方晶炭化物と立方晶炭窒化物（ガンマ相）を炭化物と炭窒化物の合計量、すなわちＷＣ（六方晶）とガンマ相（立方晶）の両方で割った面積分率の比率である。面積分率は、ＥＢＳＤデータから取得される。

本発明によれば、ガンマ相分布Ｎは、好適には８０μｍ^２未満、好ましくは１５から７５μｍ^２、より好ましくは３５から７０μｍ^２である。

表面ゾーンの厚さは、好適には１０から３５μｍの間、好ましくは１４から２６μｍの間である。この厚さは、ガンマ相を含有するバルクとガンマ相がない表面ゾーンの境界と、基材の表面との間で測定される。ＳＥＭ又はＬＯＭ画像では、この境界は非常に明確であるため、簡単に識別できる。表面ゾーンの厚さの測定は、刃先に近すぎないように、平らな表面、好ましくは逃げ面で行われる必要がある。それは、本明細書では、測定が刃先から少なくとも０．３ｍｍのところで実施される必要があることを意味する。

結合相富化（binder enriched）とは、本明細書では、表面ゾーンの結合相含有量がバルクの結合相含有量の少なくとも１．３倍であることを意味する。表面ゾーンの結合相含有量は、好適には表面ゾーンの総厚さ／全深さの半分で測定される。バルクとは、本明細書では、表面ゾーンではない領域と定義される。バルクに対して実施されるすべての測定は、表面ゾーンに近すぎない領域で実施される必要がある。それは、本明細書では、バルクの微細構造に対して実施されるあらゆる測定が表面から少なくとも１００μｍの深さで実施される必要があることを意味する。

ガンマ相がないというのは、本明細書では、表面ゾーンがガンマ相粒子を全く含有しないか、又は非常に少量しか含有しないことを意味する。

コバルトの量は、焼結体の５から１７重量％の間、好ましくは８から１２重量％の間である。

本発明の一実施態様では、Ｃｒが超硬合金中に存在する場合、Ｃｒの一部は結合相に溶解している。

該超硬合金は、超硬合金の分野で一般的な他の構成成分も含むことができる。リサイクル材（ＰＲＺ）を使用する場合、そのＺｒ、Ｖ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｎｉ及びＡｌも少量存在し得る。

本発明によるコーティングはα－Ａｌ_２Ｏ_３層を含み、前記基材と前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層の間に、コーティングはＴｉＣＮ層をさらに含む。α－Ａｌ_２Ｏ_３は、ＣｕＫα線及びθ－２スキャンを用いるＸ線回折により測定され、且つ、以下のハリスの式：

[上式中、Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）反射の測定強度（積分面積）であり、
Ｉ_０（ｈｋｌ）はＩＣＤＤのＰＤＦカード番号００－０１０－０１７３による標準強度であり、ｎは計算で使用される反射の数であり、使用される（ｈｋｌ）反射は（１ ０ ４）、（１ １ ０）、（１ １ ３）、（０ ２ ４）、（１ １ ６）、（２ １ ４）、（３ ０ ０）及び（０ ０ １２）である]によって定義される集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を示し、ここで、

ＴＣ（０ ０ １２）≧７．２、好ましくは≧７．４、より好ましくは≧７．５、より好ましくは≧７．６、最も好ましくは≧７．７、且つ、好ましくは≦８であり；Ｉ（０ ０ １２）／Ｉ（０ １ １４）の比率は≧１、好ましくは≧１．５、より好ましくは≧１．７、最も好ましくは≧２であり、Ｉ（０ ０ １２）は、０ ０ １２反射の測定強度（積分面積）であり、Ｉ（０ １ １４）は、０ １ １４反射の測定強度（積分面積）である。Ｉ（０ １ １４）以上のＩ（０ ０ １２）と組み合わされたこのように高いＴＣ（０ ０ １２）を有するα－Ａｌ_２Ｏ_３層は、クレータ摩耗及び逃げ面摩耗に対するその予期せぬ高い耐性から、切削工具の層として有利であることが示されている。

α－Ａｌ_２Ｏ_３層は通常、熱ＣＶＤにより堆積される。本明細書において、ＨＴＣＶＤは９５０－１０５０℃、ＭＴＣＶＤは８００－９５０℃の範囲内の温度でのＣＶＤ法と定義される。

α－Ａｌ_２Ｏ_３層は、切削作業において少なくとも切削に関わる場所、少なくともクレータ摩耗及び／又は逃げ面摩耗にさらされる場所を覆っている。或いは、切削工具全体をα－Ａｌ_２Ｏ_３層及び／又は任意のさらなるコーティングの層で覆うこともできる。

本明細書において、＜０ ０ １＞の強い集合組織とは、＜０ ０ １＞結晶方位に沿った統計的に優先的な成長、すなわちα‐Ａｌ_２Ｏ_３粒が、基材表面と平行なその（０ ０ １）結晶面で、基材表面と平行なその他の結晶面でよりも、より高い頻度で成長することを意味する。＜ｈ ｋ ｌ＞結晶方位に沿った優先的な成長を表す手段は、それぞれの試料上で測定された定義済みのＸＲＤ反射セットに基づいて、ハリスの式（前述の式（１））を用いて計算される集合組織係数ＴＣ（ｈ ｋ ｌ）である。ＸＲＤ反射の強度は、同じ材料（例えばα‐Ａｌ_２Ｏ_３）であるがランダムな方位を有するもの（例えばその材料の粉末）のＸＲＤ反射の強度を示すＪＣＰＤＦカードを用いて標準化される。結晶性材料の層の、１より大きい集合組織係数ＴＣ（ｈ ｋ ｌ）は、結晶性材料の粒が、ランダム分布の場合よりも（少なくとも、集合組織係数ＴＣを決定するハリスの式で使用されるＸＲＤ反射と比べて）、より高い頻度でその（ｈ ｋ ｌ）結晶面が基材表面と平行に配向していることを示す。集合組織係数ＴＣ（０ ０ １２）は、本明細書では、＜０ ０ １＞結晶方位に沿った優先的な結晶成長を示すのに使用される。（０ ０ １）結晶面は、α‐Ａｌ_２Ｏ_３結晶系内の（０ ０ ６）及び（０ ０ １２）結晶面と平行である。

本発明の一実施態様では、α－Ａｌ_２Ｏ_３層の厚さは、２－２０μｍ、好ましくは２－１０μｍ、最も好ましくは３－７μｍである。

コーティングは、基材とα－Ａｌ_２Ｏ_３層の間に位置する、好ましくはＭＴＣＶＤでコーティングされたＴｉＣＮ層をさらに含む。ＴｉＣＮ層の粒は、円柱状である。本発明の一実施態様では、前記ＴｉＣＮ層の厚さは、４－２０μｍ、好ましくは４－１５μｍ、最も好ましくは５－１２μｍである。ＴｉＣＮとは、本明細書において、０．２≦ｘ≦８、好ましくは０．３≦ｘ≦０．７、より好ましくは０．４≦ｘ≦０．６であるＴｉ（Ｃ_ｘ，Ｎ_１－ｘ）を意味する。ＴｉＣＮのＣ／（Ｃ＋Ｎ）比率は、例えば電子マイクロプローブ分析によって測定することができる。

コーティングは、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣＮＯ及び／若しくはＴｉＣＯ又はこれらの組み合わせ、好ましくはＴｉＣＮとＴｉＣＮＯを含む結合層であって、ＴｉＣＮ層の最も外側に位置し、且つ、α－Ａｌ_２Ｏ_３層に隣接する結合層をさらに含む。好ましくは、結合層は、ＨＴＣＶＤ堆積される。結合層は、ＴｉＣＮ層とα－Ａｌ_２Ｏ_３層の間の接着性を高めるためのものである。結合層は、α－Ａｌ_２Ｏ_３層堆積に先立って、好ましくは酸化される。前記結合層の厚さは、好ましくは０．５－２μｍ、最も好ましくは１－２μｍである。

本発明の一実施態様では、α－Ａｌ_２Ｏ_３層と基材の間に位置するＴｉＣＮ層は、ＣｕＫα線及びθ－２スキャンを用いるＸ線回折により測定され、且つ、ハリスの式（１）[式中、Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）反射の測定強度（積分面積）であり、Ｉ_０（ｈｋｌ）はＩＣＤＤのＰＤＦカード番号４２－１４８９による標準強度であり、ｎは反射の数であり、計算で使用される反射は（１ １ １）、（２ ０ ０）、（２ ２ ０）、（３ １ １）、（３ ３ １）、（４ ２ ０）、（４ ２ ２）及び（５ １ １）である]によって定義される集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を示し、ここで、ＴＣ（２ ２ ０）は≦０．５、好ましくは≦０．３、より好ましくは≦０．２、最も好ましくは≦０．１である。（２ ２ ０）の低強度は、その後のα－Ａｌ_２Ｏ_３層の強い＜０ ０ １＞集合組織を促進するようである点で有利であることが示されている。低ＴＣ（２２０）を達成する方法の１つは、ＭＴＣＶＤ ＴｉＣＮ堆積の初期部分、好ましくは開始時のＴｉＣｌ_４／ＣＨ_３ＣＮの体積比率を比較的高レベルに調整することである。

本発明の一実施態様では、ＴｉＣＮ層は、ＴＣ（４ ２ ２）≧３、好ましくは≧３．５を示す。本発明の一実施態様では、ＴｉＣＮ層は、ＴＣ（３ １ １）＋ＴＣ（４ ２ ２）≧４、好ましくは≧５、より好ましくは≧６、最も好ましくは≧７を示す。これらのＴＣ値は、ハリスの式（１）、ＩＣＤＤのＰＤＦカード番号４２－１４８９、及び反射（１ １ １）、（２ ０ ０）、（２ ２ ０）、（３ １ １）、（３ ３ １）、（４ ２ ０）、（４ ２ ２）及び（５ １ １）を用いて計算される。

本発明の一実施態様では、コーティングされた切削工具は、コーティングされた切削工具の技術分野で一般的な後処理、例えばブラストやブラッシングなどを施される。

切削工具とは、本明細書では、インサート、好ましくは旋削インサートを意味する。

コーティングされた切削工具インサートは、鋼、鋳鉄又はステンレス鋼の旋削に適した旋削インサートである。

実施例１
超硬合金基材は、エタノールと水（９重量％水）から成る粉砕液中で、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ、（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ、及びＴｉ（Ｃ，Ｎ）と共にリサイクル超硬合金材料（ＰＲＺ）を最初に予備粉砕することにより製造された。スラリーが粉砕チャンバーと保持タンクとの間を循環する水平撹拌ミルである、ＮｅｔｚｓｃｈのＬＭＺ１０と呼ばれる攪拌ミル内での粉体と粉砕液の比率は、２３２ｋｇ粉体／８０Ｌ粉砕液であった。６５０ｒｐｍで、蓄積エネルギー３０ｋＷｈまでスラリーを粉砕した。

ＰＲＺ、すなわちリサイクルされた材料の量は、総粉体重量の２０重量％である。表２に、使用したＰＲＺ（バッチｎｏ．８２８）の組成を重量％で示す。残りの原料は、表１の組成が得られるような量で加えられる。

予備粉砕工程の後、ＷＣ、Ｃｏ粉体及びＰＥＧ（ポリエチレングリコール）をスラリーに加え、８００ｋｇ粉体／１６０Ｌ粉砕液になるようにスラリーに粉砕液を加え、その後６５０ｒｐｍで蓄積エネルギー９０ｋＷｈまで全ての粉体を一緒に粉砕した。

ＰＥＧの量は、乾燥粉体の総重量の２重量％であった（ＰＥＧは、乾燥粉体の総重量に含まれない）。

ＷＣ粉体は、Ｗｏｌｆｒａｍ Ｂｅｒｇｂａｕ ｕｎｄ Ｈｕｔｔｅｎ社から購入したＨＴＷＣ０４０と呼ばれる高温浸炭ＷＣであった。ＡＳＴＭ粉砕後の平均粒径（ＦＳＳＳ）は、３．９μｍであった。

その後、スラリーを噴霧乾燥させて凝集体にし、その後Ｆｅｔｔｅの液圧プレスで圧縮工程に供し、グリーン体を形成した。

その後、最初にＨ_２中で４５０℃まで脱脂し、１３５０℃以下で減圧加熱することにより、このグリーン体を焼結した。その後、２０ｍｂａｒ Ａｒと２０ｍｂａｒ ＣＯを流す保護雰囲気を導入し、その後１４５０℃の温度で１時間維持する。

得られた超硬合金を、以下、本発明１とする。

比較のために、基材を、全ての原材料粉体を一般的なボールミルで１１時間粉砕することによって（すなわち予備粉砕を行わずに）まず超硬合金基材を製造することによって、製造した。

原料は本発明３と同じだが、ＰＲＺの別のバッチの総粉体重量の１５重量％を使用したこと（バッチ７５７、表２参照）と、ＡＳＴＭ粉砕後の平均粒径（ＦＳＳＳ）７．０μｍを有する従来の（高温浸炭されたものではない）ＷＣを使用したことが相違点である。他の原料の量は、表１の組成が達成されるようにした。

得られた超硬合金を、以下、比較例１とする。

ＰＲＺ－粉体（最大１００％）の残りは、微量のＦｅ、Ｎｉ及びＡｌである。

その後、スラリーを噴霧乾燥させて凝集体にし、その後Ｆｅｔｔｅの液圧プレスで圧縮工程に供し、グリーン体を形成した。

得られた材料である本発明１及び比較例１はいずれも、それぞれ厚さが２２μｍと２２．３μｍの、ガンマ相がない結合相富化表面ゾーンを有する。

その後、超硬合金基材にコーティングが施された。この基材を、８８５℃でＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、Ｎ_２、ＨＣｌ及びＨ_２を使用する周知のＭＴＣＶＤ法を用いて、最初に約０．４μｍの薄いＴｉＮ層でコーティングし、その後約７μｍのＴｉＣＮ層でコーティングした。ＴｉＣＮ層のＭＴＣＶＤ堆積の初期部分におけるＴｉＣｌ_４／ＣＨ_３ＣＮの体積比率は６．６であった。その後、使用するＴｉＣｌ_４／ＣＨ_３ＣＮ．の比率が３．７である期間が続いた。ＴｉＮ及びＴｉＣＮ堆積の詳細を表３に示した。

ＭＴＣＶＤ ＴｉＣＮ層の上部には、４つの別々の反応工程から成る方法によって１０００℃で堆積した厚さ１－２μｍの結合層があった。最初は４００ｍｂａｒでＴｉＣｌ_４、ＣＨ_４、Ｎ_２、ＨＣｌ及びＨ_２を使用するＨＴＣＶＤ ＴｉＣＮ工程、その後７０ｍｂａｒでＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮＣＯ、Ｎ_２及びＨ_２を使用する第２の工程（ＴｉＣＮＯ－１）、その後７０ｍｂａｒでＴｉＣｌ_４、ＣＨ_３ＣＮ、ＣＯ、Ｎ_２及びＨ_２を使用する第３の工程（ＴｉＣＮＯ－２）、並びに最後に７０ｍｂａｒでＴｉＣｌ_４、ＣＯ、Ｎ_２及びＨ_２を使用する第４の工程（ＴｉＣＮＯ－３）。第３及び第４の堆積工程中、表４に示す最初の開始レベルと第２の停止レベルで示されるように、一部のガスが連続的に変化した。その後のＡｌ_２Ｏ_３核形成の開始前に、ＣＯ_２、ＣＯ、Ｎ_２及びＨ_２の混合物中で結合層を４分間酸化した。結合層体積の詳細を表４に示す。

結合層の上部に、α－Ａｌ_２Ｏ_３層が堆積された。全てのα－Ａｌ_２Ｏ_３層は、１０００℃、５５ｍｂａｒで２工程で堆積された。１．２体積％のＡｌＣｌ_３、４．７体積％のＣＯ_２、１．８体積％のＨＣｌ及び残部Ｈ_２を使用した第１の工程が約０．１μｍのα－Ａｌ_２Ｏ_３を生じ、第２の工程のα－Ａｌ_２Ｏ_３層は１．２％のＡｌＣｌ_３、４．７％のＣＯ_２、２．９％のＨＣｌ、０．５８％のＨ_２Ｓ及び残部Ｈ_２を使用して堆積された。

実施例２（集合組織分析）
上記の方法に従って、ＸＲＤを使用してα－Ａｌ_２Ｏ_３及びＴｉＣＮのＴＣ値を分析した。各コーティングの断面を１０００倍の倍率で調べることにより、光学顕微鏡で層の厚さを分析した。結合層と初期ＴｉＮ層の両方が表５に示すＴｉＣＮ層の厚さに含まれている。表５には、基準品である比較例１（商用グレードのＧＣ４２３５）も含まれている。発明１と比較例１の２つの試料をそれぞれ分析した。結果を表５に示す。

本発明によるインサートは、水系アルミナスラリーを使用するウェットブラスト装置ですくい面にブラストされ、切削インサートのすくい面と噴射スラリーの方向との間の角度は約９０°であった。アルミナ砥粒はＦ２２０、ガンへのスラリーの圧力は１．８ｂａｒ、ガンへの空気の圧力は２．２ｂａｒ、面積単位あたりのブラストの平均時間は４．４秒、ガンのノズルからインサートの表面までの距離は約１４５ｍｍ．であった。ブラストの目的は、コーティングの残留応力と表面粗さに影響を与え、それにより後続の旋削試験でインサートの特性を改善することである。

実施例３（微細構造）
基材の微細構造もＥＢＳＤで分析した。６０^＊１００μｍの４つの画像を使用した。

バルク材料の断面を、ダイヤモンドスラリーを使用してダイヤモンドサイズ１μｍまで機械研磨し、次に日立製Ｅ３５００でイオン研磨ステップを行うことにより、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）特性評価用にインサートを作製した。

作製した試料を試料ホルダーに取り付け、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に挿入した。試料を、ＥＢＳＤ検出器に向かって水平面に対し７０°傾斜させた。特性評価に使用したＳＥＭは、Ｚｅｉｓｓ Ｓｕｐｒａ ５５ ＶＰで、２４０μｍの対物絞りを使用し、「高電流」モードを適用し、高真空（ＨＶ）モードで動作させた。使用したＥＢＳＤ検出器は、Ｏｘｆｏｒｄ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製Ｎｏｒｄｌｙｓ Ｄｅｔｅｃｔｏｒであり、Ｏｘｆｏｒｄ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社の「ＡＺｔｅｃ」ソフトウェア バージョン３．１を使用して動作させた。ＥＢＳＤデータの取得は、研磨された表面に集束電子ビームを当て、１０００ｘ６００μｍの測定ポイントに対して０．１μｍのステップサイズを使用してＥＢＳＤデータを連続的に取得することによって行われた。この目的でＥＢＳＤ分析を行う場合、ＥＢＳＤデータの取得元の総面積が少なくとも１２０００μｍ^２になるように画像の数を選択する必要がある。

基準相は、
ＷＣ（六方晶），５９の反射体，Ａｃｔａ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒ．，［ＡＣＣＲＡ９］，（１９６１），ｖｏｌ．１４，ｐ２００－２０１
Ｃｏ（立方晶），６８の反射体，Ｚ．Ａｎｇｅｗ．Ｐｈｙｓ．，［ＺＡＰＨＡＸ］，（１９６７），ｖｏｌ．２３，ｐ２４５－２４９
Ｃｏ（六方晶），５０の反射体，Ｆｉｚ．Ｍｅｔ．Ｍｅｔａｌｌｏｖｅｄ，［ＦＭＭＴＡＫ］，（１９６８），ｖｏｌ．２６，ｐ１４０－１４３
立方晶炭化物相，ＴｉＣ，７７の反射体，Ｊ． Ｍａｔｔｅｒ． Ｃｈｅｍ．［ＪＭＡＣＥＰ］，（２００１），ｖｏｌ．１１，ｐ２３３５－２３３９の反射体であった。

これらの超硬合金は、Ｃｏ結合相とガンマ相の２つの立方晶相を含むため、相が正しく識別されるように、つまりインデックス化が正確であるように注意する必要がある。それにはいくつか方法があるが、その一つは、同じ試料上で、ＥＤＳ又は後方散乱画像化を行うことであって、これは、相の化学組成に依存し、それによって結合相とガンマ相の違いが比較のために示される。

ＥＢＳＤデータは、ＡＺｔｅｃで収集され、Ｏｘｆｏｒｄ ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社のＨＫＬチャネル５（ＨＫＬ Ｔａｎｇｏ バージョン５．１１．２０２０１．０）で分析された。ノイズの低減は、大きなスパイクを除去し、ゼロ解外挿レベル５を実施することにより行われた。ＷＣ粒は、５度の臨界誤配向角で測定された。ガンマ相粒間の粒界が除去され、ガンマ相粒子のみが分析された。これは、チャネル５で、臨界誤配向を９０度に設定することで行われた。４ピクセル（０．０４μｍ^２）未満の粒子は、全てノイズとして除去された。

ガンマ相の分布はＥＢＳＤ分析によって測定され、下記式の値Ｎ（μｍ^２）によって与えられる。

ＥＢＳＤ分析からのガンマ相粒子の累積相対粒子面積（ｙ軸）は、粒子面積（ｘ軸）に対してプロットされる。累積プロットから、該累積相対面積０．９０（ｙ軸）での粒子面積（ｘ軸）、すなわち値Ｘ（μｍ^２）が得られる。０．９０に正確に一致する値がない場合、０．９０の上下２つの値の平均がＸとして使われる。

値Ｙは、超硬合金中の様々な量のガンマ相に相関する補正因子である。Ｙは、立方晶炭化物と立方晶炭窒化物（ガンマ相）を炭化物と炭窒化物の合計量、すなわちＷＣ（六方晶）とガンマ相（立方晶）の両方で割った面積分率の比率である。面積分率は、ＥＢＳＤデータから取得される。

異常ＷＣ粒の面積分率は、ＷＣ粒の総面積に対する、ＷＣ粒の平均面積ａＷＣ_ａｖの１０倍よりも大きいＷＣ粒の面積分率として定義される。

比較のため、鋼の旋削に適した商用グレードのＧＣ４２３５も同じ方法で分析した。ＧＣ４２３５は、本明細書において比較例１と称される。

測定結果は以下の表６で見ることができる。

表６には、保磁力（Ｈｃ）及び重量比磁気飽和磁性（weight specific magnetic saturation）も記載している。

保磁力と重量比磁気飽和磁性は、Ｆｏｅｒｓｔｅｒ社製Ｋｏｅｒｚｉｍａｔ ＣＳ１．０９６を使用して測定された。

実施例４（実動例）
実施例１、本発明１に従って作製されたインサートを、乾燥条件下での対面作業で比較例１と一緒に試験した。被削材は鋼（ＳＳ２５４１）で、条件は以下の通りであった。

工具寿命の判断基準：メイン刃先でＶｂ≧０．５ｍｍ

結果を表７に示す。

表７に見られるように、本発明によるインサートは、基準品と比較して、刃先の塑性変形に対する改善された耐性を示す。

実施例５（実際に動作する例）
実施例１、発明１に記載のインサートを、湿潤条件下での旋削作業で比較例１と一緒に試験した。被削材は、１回転につき２回の間欠回転が起こるように作製されている。被削材は炭素鋼（ＳＳ１３１２）で、条件は以下の通りであった。

工具寿命の判断基準：他に目立った摩耗のない破損

結果を以下の表８に示す。表中、工具寿命は８回の試験の平均である。

表８に見られるように、本発明によるインサートは、基準品と比較して、改善された靭性挙動を示す。

Claims (15)

1. 超硬合金基材とコーティングとを含むコーティングされた切削工具であって、前記超硬合金基材がＷＣ、コバルト結合相及びガンマ相を含み、前記超硬合金基材がガンマ相のない結合相富化表面ゾーンを含み、ここで前記表面ゾーンの厚さが１４から２６μｍの間であり、且つ、前記超硬合金が、
   

   

   でＮが８０μｍ^２未満であるガンマ相を有し、上式中、Ｘ（μｍ^２）は、ＥＢＳＤ分析から取得される累積プロットにおける累積相対面積０．９０（ｙ軸）での粒子面積（ｘ軸）であり、ガンマ相粒子の累積相対粒子面積（ｙ軸）は粒子面積（ｘ軸）に対してプロットされており、Ｙは補正因子
   

   

   であり、上式中、面積分率はＥＢＳＤ分析から取得され、
   

   

   と定義され、前記ａＷＣ _ａｖ は前記ＷＣ粒の平均面積である、異常ＷＣ粒のＥＢＳＤ分析から取得される面積分率は０から０．０３の間であり、且つ、コーティングはα－Ａｌ_２Ｏ_３層を含み、前記基材と前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層の間に、コーティングはＴｉＣＮ層を含み、ここで前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層は、ＣｕＫα線及びθ－２θスキャンを用いるＸ線回折により測定され、且つ、以下のハリスの式：
   

   

   [上式中、Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）反射の測定強度（積分面積）であり、Ｉ_０（ｈｋｌ）はＩＣＤＤのＰＤＦカード番号００－０１０－０１７３による標準強度であり、ｎは計算で使用される反射の数であり、使用される（ｈｋｌ）反射は、（１ ０ ４）、（１ １ ０）、（１ １ ３）、（０２４）、（１ １ ６）、（２ １ ４）、（３ ０ ０）及び（０ ０ １２）である]によって定義される集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を示す切削工具であり、
   ＴＣ（０ ０ １２）≧７．２であることを特徴とし、
   Ｉ（０ ０ １２）／Ｉ（０ １ １４）の比率は≧１である、切削工具。
2. ガンマ相の量が３から２５体積％の間である、請求項１に記載のコーティングされた切削工具。
3. 異常ＷＣ粒の前記面積分率が０から０．０２５の間である、請求項１又は２に記載のコーティングされた切削工具。
4. ガンマ相分布である前記Ｎが１５から７５μｍ^２の間である、請求項１から３のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
5. 前記ＴｉＣＮ層の厚さが４－２０μｍである、請求項１から４のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
6. 前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層の厚さが２－２０μｍである、請求項１から５のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
7. 前記ＴＣ（０ ０ １２）≧７．４であり、Ｉ（０ ０ １２）／Ｉ（０ １ １４）の前記比率は≧１．５である、請求項１又は２に記載のコーティングされた切削工具。
8. 前記コーティングが、ＴｉＣＮとＴｉＣＮＯを含む結合層であって、前記ＴｉＣＮ層の最も外側に位置し、且つ、前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層に隣接する結合層をさらに含む、請求項１から７のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
9. 前記結合層の厚さが０．５－２μｍである、請求項８に記載のコーティングされた切削工具。
10. 前記α－Ａｌ_２Ｏ_３層と前記基材の間に位置する前記ＴｉＣＮ層が、ＣｕＫα線及びθ－２スキャンを用いるＸ線回折により測定され、且つ、ハリスの式[式中、Ｉ（ｈｋｌ）は（ｈｋｌ）反射の測定強度（積分面積）であり、Ｉ_０（ｈｋｌ）はＩＣＤＤのＰＤＦカード番号４２－１４８９による標準強度であり、ｎは反射の数であり、計算で使用される反射は（１ １ １）、（２ ０ ０）、（２ ２ ０）、（３ １ １）、（３ ３ １）、（４ ２ ０）、（４ ２ ２）及び（５ １ １）である]によって定義される集合組織係数ＴＣ（ｈｋｌ）を示す切削工具であって、ＴＣ（２ ２ ０）が≦０．５であることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載のコーティングされた切削工具。
11. 前記ＴｉＣＮ層がＴＣ（４ ２ ２）≧３を示す、請求項１０に記載のコーティングされた切削工具。
12. 前記ＴｉＣＮ層のＴＣ（３ １ １）＋ＴＣ（４ ２ ２）が≧４である、請求項１０又は１１に記載のコーティングされた切削工具。
13. 前記ＴＣ（２ ２ ０）が≦０．３である、請求項１０に記載のコーティングされた切削工具。
14. 前記ＴＣ（４ ２ ２）が≧３．５である、請求項１１に記載のコーティングされた切削工具。
15. 前記ＴｉＣＮ層の前記ＴＣ（３ １ １）＋ＴＣ（４ ２ ２）が≧５である、請求項１２に記載のコーティングされた切削工具。
    

Images