WO2005053887A1 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

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WO2005053887A1
WO2005053887A1 PCT/JP2004/017925 JP2004017925W WO2005053887A1 WO 2005053887 A1 WO2005053887 A1 WO 2005053887A1 JP 2004017925 W JP2004017925 W JP 2004017925W WO 2005053887 A1 WO2005053887 A1 WO 2005053887A1
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WO
WIPO (PCT)
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cutting tool
coated cutting
nitride
coating film
hard layer
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/017925
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Haruyo Fukui
Naoya Omori
Original Assignee
Sumitomo Electric Hardmetal Corp.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Electric Hardmetal Corp. filed Critical Sumitomo Electric Hardmetal Corp.
Priority to EP04819883.2A priority Critical patent/EP1710326B1/en
Priority to US10/560,400 priority patent/US7410707B2/en
Publication of WO2005053887A1 publication Critical patent/WO2005053887A1/ja
Priority to IL172557A priority patent/IL172557A/en

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/24—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.]
    • Y10T428/24942—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.] including components having same physical characteristic in differing degree
    • Y10T428/2495—Thickness [relative or absolute]
    • Y10T428/24967—Absolute thicknesses specified
    • Y10T428/24975—No layer or component greater than 5 mils thick

Definitions

  • the present invention relates to a cutting tool provided with a coating film on a substrate surface.
  • the present invention relates to a surface-coated cutting tool having excellent wear resistance, excellent fracture resistance and chipping resistance, and capable of improving cutting performance.
  • the work material (work material) is diverse
  • the cutting speed has been increasing in order to further improve the machining efficiency.
  • Patent Document 2 discloses that a TiN film is provided immediately above a base material, a TiAIN film is further provided thereon, and a TiSiN film is further provided thereon. Is disclosed to be good.
  • a TiAl compound film is provided as a coating film, the inward diffusion of oxygen can be suppressed by an alumina layer formed by oxidation of the film surface during the cutting process. Then, the alumina layer is easily peeled off by the porous (porous) Ti oxide layer formed immediately below the alumina layer, so that it is impossible to sufficiently prevent the progress of oxidation.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-310174
  • Patent Document 2 JP-A-2000-326108
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing the structure of a typical cutting edge portion of a cutting tool.
  • the cutting edge of the base 10 is composed of a flank 11 and a rake face 12 as shown in FIG. 1, and in many cases, the angle oc formed by the flank 11 and the rake face 12 is an acute angle or a right angle.
  • the coating film 20 is formed on the cutting edge having such a shape, the thickness c of the tip portion of the cutting edge becomes larger than the thickness a of the flank 11 and the thickness b of the easy surface 12.
  • FIGS. 2A to 2C are schematic cross-sectional views showing the progress of wear of the coating film of the cutting tool.
  • the ideal progress of wear of the cutting edge of the cutting tool provided with the coating film 20 is described below.
  • the coating film 20 is gradually worn from the coating film 20 at the tip of the cutting edge.
  • the base material 10 is worn together with the coating film 20 while being exposed, as shown in FIG. 2C.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing the state of chipping of the cutting tool.
  • a main object of the present invention is to provide a surface-coated cutting tool that is excellent in oxidation resistance and abrasion resistance, and is also excellent in cutting performance by improving the coating film's chipping resistance and chipping resistance. I decided to do it.
  • a surface-coated cutting tool having a coating film on a base material, wherein the coating film includes a metal of Group 4a, 5a, or 6a of the periodic table.
  • a hard layer composed of a compound selected from nitride, carbonitride, nitride oxide, and carbonitride of at least one element selected from the group consisting of Al, S, and The layer is provided with a surface-coated cutting tool, characterized in that:
  • the thickness of the hard layer is 0.5 m or more and 15 m or less
  • Hardness by nanoindentation method is 20 GPa or more and 80 GPa or less.
  • the hard layer is made of a compound selected from nitrides of Ti, Al, and Si, carbonitrides, nitrides, and carbonitrides.
  • the hard layer is made of a nitride of (Ti Al Si) (0 ⁇ x ⁇ 0.7, 0 ⁇ y ⁇ 0.2),
  • the first element includes one or more additional elements selected from the group consisting of B, Mg, Ca, V, Cr, Zn, and Zr, wherein the additional element is the first element Contains less than 10 atomic%
  • the hard layer is (Al Cr V Si) (0 ⁇ a ⁇ 0.4, 0 ⁇ b ⁇ 0.4, 0 ⁇ c ⁇ 0
  • the coating film further includes an intermediate layer formed between the surface of the base material and the hard layer.
  • the intermediate layer is made of any of Ti nitride, Cr nitride, Ti, and Cr.
  • the thickness of the intermediate layer is 0.005 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less.
  • the base material is a WC-based cemented carbide, cermet, high-speed steel, ceramics, cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body, silicon nitride sintered body, aluminum oxide and titanium carbide Of a sintered body containing:
  • the surface-coated cutting tool is any one of a drill, an end mill, a replaceable cutting edge for milling, a replaceable cutting edge for turning, a metal saw, a tooth cutting tool, a reamer, and a tap.
  • the coating film is coated by a physical vapor deposition method.
  • the physical vapor deposition method is an arc ion plating method or a magnetron sputter method.
  • the tool of the present invention can effectively prevent the substrate from being damaged together with the coating film at the beginning of cutting. Therefore, the tool of the present invention can improve the tool life in which the coating film is not easily peeled or chipped even in high-speed processing or dry processing without using a cutting oil.
  • the present invention is particularly suitable for cutting under high-speed, dry machining, intermittent cutting, heavy cutting, and other cutting conditions in which the cutting edge temperature is high.
  • FIG. 1 is a schematic sectional view showing a structure of a typical cutting edge portion of a cutting tool.
  • FIG. 2A is a schematic cross-sectional view showing progress of wear of a coating film of a cutting tool, showing an initial stage of cutting when ideal wear is performed.
  • FIG. 2B is a schematic cross-sectional view showing the progress of wear of the coating film of the cutting tool, showing a middle stage of cutting when ideal wear is performed.
  • FIG. 2C is a schematic cross-sectional view showing the progress of wear of the coating film of the cutting tool, showing ideal wear. Is performed! /, Indicates the latter stage of cutting.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing an initial cutting state of a conventional cutting tool.
  • FIG. 4A is a schematic diagram illustrating a state of a hardness test, and shows a hardness test by a nanoindentation method.
  • FIG. 4B is a schematic diagram illustrating a state of a hardness test, showing a micro Vickers hardness test.
  • FIG. 5 is a conceptual graph showing a relationship between an indentation load and an indentation depth when an indenter is pushed into a coating film surface using a nanoindentation method.
  • the present invention achieves the above object by defining specific properties, specifically, elastic recovery, in addition to defining the composition, thickness, and hardness of a coating film provided on a substrate. I do.
  • the present invention is a surface-coated cutting tool having a coating film on a base material, and the coating film is composed of a group 4a, 5a, or 6a metal of the periodic table, and B, Al, or S.
  • Group strength A hard layer composed of a compound selected from nitrides, carbonitrides, nitrides, and carbonitrides of one or more first elements selected, wherein the hard layer has the following requirements: (a) —It is characterized by satisfying (c).
  • the thickness of the hard layer is 0.5 m or more and 15 m or less
  • Hardness by nanoindentation method is 20 GPa or more and 80 GPa or less
  • the coating film In order to extend the life of the cutting tool, it is important to improve the chipping resistance, particularly the chipping resistance and the chipping resistance of the coating film.
  • the present inventors have studied and found that if the coating film can deform to some extent and follow the load applied to the cutting edge during cutting, chipping and chipping occurring at the beginning of cutting can be suppressed. Was obtained. That is, when the coating film has a specific elastic recovery amount, fracture resistance and chipping resistance can be improved. Therefore, in the present invention, the elastic recovery amount is particularly defined in the hard layer.
  • the coating film includes a hard layer composed of the above specific compound.
  • the coating film may be composed of only the hard layer, or may further include an intermediate layer and an outermost layer described below.
  • the hard layer may be a single layer or a plurality of layers.
  • the hard layer satisfies the requirements of (a) the regulation of the amount of elastic recovery, (b) the thickness, and (c) the hardness.
  • the total film thickness satisfies the requirement of the above (b), and the layer located at a specific depth with respect to the entire hard layer is the requirement of the above (a) and (c). Should be satisfied.
  • the indentation depth of the nanoindentation is set to a depth of about 1 Z10 of the total film thickness
  • the layer located at the same depth satisfies the requirements (a) and (c) above. Just fill it
  • the nanoindentation method is a type of hardness test (see “Tribologist”, Vol. 47, No. 3 (2002), pp. 177-183), and the conventional Knoop hardness measurement ⁇ the indenter used in Vickers hardness measurement. Unlike the method of calculating the hardness from the shape of the indentation after indentation (hereinafter referred to as method 2), this is the method of determining the hardness between the indentation load and the depth (hereinafter referred to as method 1). In Method 2, as shown in FIG. 4B, since the indentation load of the indenter 30 was large, the evaluation of the physical properties of the coating film 20 was different from that of the coating film 20 alone. V, under the influence of ten.
  • the indentation depth of the indenter 30 In order to measure the hardness of the coating film 20 alone without being affected by the base material 10 under the coating film 20, the indentation depth of the indenter 30 needs to be about 1Z10 or less of the film thickness. It is said that. For example, assuming that the film thickness of the coating film 20 is 1 ⁇ m, it is desirable that the indentation depth of the indenter 30 be 10 Onm or less. However, in Method 2, since the size W of the indentation is observed with an optical microscope, it is difficult to measure the shape of the indentation with high accuracy if the indentation is performed as described above.
  • the indentation depth of the indenter 30 is set to about 1Z10 or less of the film thickness of the coating film 20, the indentation depth h (FIG. 4A) is measured with high precision because it is mechanically measured. be able to.
  • Fig. 5 shows the indentation when the indenter is pushed into the surface of the coating film using the nanoindentation method. It is a conceptual graph which shows the relationship between indentation load P and indentation depth h.
  • the load of the indenter is gradually increased until it reaches the maximum load, and after reaching the maximum load Pmax, the indentation depth when the load is unloaded to zero is measured. That is, in Method 2, only the indentation depth M after unloading shown in FIG. 5 is measured.
  • Method 1 the maximum indentation depth hmax when the indenter is pushed only by the indentation depth hf after unloading is measured.
  • the present inventors show the elastic recovery using the fact that the elastic recovery of the coating film is obtained from the difference hmax ⁇ M between the maximum indentation depth hmax and the indentation depth M after unloading. Specify (hmax — hf) Zhmax as an index.
  • the above-mentioned elastic recovery amount is easy to be elastically deformed if it is large, but may be too soft and deteriorate abrasion resistance. If it is small, hardness is increased and excellent abrasion resistance is obtained. ⁇ Because of the impact during cutting, chipping or chipping is likely to occur. Therefore, the lower limit is set to 0.2 as the elastic recovery effective for improving the fracture resistance and chipping resistance, and the upper limit is set to 0.7 as the elastic recovery required for providing excellent wear resistance. A more preferred elastic recovery is from 0.3 to 0.65.
  • the hardness by the nanoindentation method is preferably 20 GPa or more and 80 GPa or less. Therefore, in the present invention, the hardness by the nanoindentation method is defined as described above. The hardness is more preferably 25 GPa or more and 60 GPa or less, more preferably 25 GPa or more and 50 GPa or less, and still more preferably 25 GPa or more and 40 GPa or less.
  • a film having a higher hardness is more preferable because of excellent abrasion resistance.
  • the hardness can be controlled by changing the composition under the same film forming conditions (temperature, gas pressure, bias voltage, etc.), for example.
  • the composition can be controlled by changing the film formation conditions, specifically, the temperature, gas pressure, bias voltage, and the like during film formation.
  • the bias voltage of the substrate higher than before, specifically, -250 to 450V.
  • the incident energy of ions increases, so that the number of lattice defects introduced into the film surface during film formation increases, and large distortion remains in the crystals constituting the film. . From this, it is considered that the residual stress is increased, and as a result, the hardness of the film can be increased.
  • the indentation depth is controlled so as to be 1Z10 or less of the film thickness so as not to be affected by the substrate under the coating film.
  • the indentation load shall be applied in this state.
  • the hardness by the nano-indentation method is measured by a hardness test in which the indentation load is controlled. Such control of the indentation load can be performed by a known nanoindentation device.
  • the thickness of the hard layer is 0.5 ⁇ m or more and 15 m or less. If the thickness is less than 0.5 ⁇ m, no improvement in wear resistance is observed, and if the thickness is more than 0.5 ⁇ m, the residual stress in the hard layer increases, and the adhesion strength to the substrate is undesirably reduced. More preferably, it is 1.O / zm or more and 7.O / zm or less.
  • the film thickness can be measured, for example, by cutting a cutting tool and observing the cross section using a scanning electron microscope (SEM). Further, the film thickness can be changed by changing the film formation time.
  • the hard layer having the above-described characteristics is formed of a group 4a, 5a, or 6a metal of the periodic table, and a group consisting of B, Al, and Si. It is composed of a compound selected from nitrous oxide and carbonitride. That is, a compound containing one of the first elements or a compound containing two or more of the above elements may be used. For example, a compound containing one or more elements selected from metals of the 4a, 5a, and 6a groups of the periodic table and one or more elements selected from the group consisting of B, Al, and Si may also be used.
  • a film containing at least one of Ti, Al, and Si as the first element is exemplified. That is, those composed of nitrides of Ti, Al, Si, carbonitrides of Ti, Al, Si, nitrides of Ti, Al, Si, and carbonitrides of Ti, Al, Si may be mentioned. Can be At this time, it is particularly preferable to use a nitride, carbonitride, or nitride of (Ti Al Si) (0 ⁇ x ⁇ 0.7, 0 ⁇ y ⁇ 0.2).
  • Oxide and carbonitridation compound power The compound power to be selected also becomes.
  • the subscripts 1x-y, x, and y of the above elements all indicate the atomic ratio, and indicate the atomic weight of the first element (in this case, three elements of Ti, Al, and Si) as a whole. .
  • the compound of (Ti Al Si) at least one of Ti, Al, and Si It is indispensable as a constituent element and contains at least Ti.
  • A1 is contained, it is preferable because the oxidation resistance is improved, but when it is too large, the hardness of the film is reduced, and conversely, abrasion may be promoted. Therefore, the content (atomic ratio) X of A1 is set to 0 ⁇ x ⁇ 0.7. More preferably, 0.3 ⁇ x ⁇ 0.65. It is preferable to contain Si because the hardness of the film is improved. However, if it is too much, the film becomes brittle, and conversely, abrasion may be promoted.
  • the content (atom it) y of Si is set to 0 ⁇ y ⁇ 0.2. More preferably, 0.05 ⁇ y ⁇ 0.15.
  • the contents (atomic ratios) lxy, x, and y of Ti, Al, and Si can be changed by changing the atomic ratio of a raw material for forming a film, for example, an alloy target.
  • the film has excellent toughness. Therefore, even when a stress load such as an impact is applied to the coating, self-destruction of the coating is prevented, and the occurrence of minute peeling and cracks can be suppressed. As a result, the abrasion resistance of the film is improved. Further, by containing Cr in the hard layer, the oxidation resistance of the film can be improved.
  • the hard layer made of a compound containing at least one of the above Ti, Al, and Si, particularly a compound containing Ti, is selected from the group consisting of B, Mg, Ca, V, Cr, Zn, and Zr. It preferably contains one or more additional elements. Specifically, it is preferable that the first element contains less than 10 atomic%. By including these elements, the detailed mechanism is unknown, but a film with higher hardness can be obtained. Including these elements is also preferable from the viewpoint that oxides of these elements formed by surface oxidation during cutting have a function of densifying the oxide of A1.
  • the B and V oxidized substances have a low melting point, they act as a lubricant during cutting, and the Mg, Ca, Zn and Zr oxidized substances have the effect of suppressing adhesion of the work material.
  • This hard layer is By containing Al instead of containing Ti, it is possible to improve the oxidation resistance properties only by adding Al, so that the thermal conductivity increases, and heat generated during cutting can be easily released from the tool surface. . In addition, it is considered to have the effect of improving the lubrication performance of the tool surface, and by improving the welding resistance, the cutting resistance can be reduced and the chip discharge performance can be improved. Therefore, the higher the content of A1, the better, but if it is too high, the film hardness tends to decrease.
  • the content of A1 is such that it becomes the main component of this film, specifically, the upper limit is preferably set to 75 atomic% in order to prevent a decrease in film hardness, which is preferably contained at 50 atomic% or more.
  • the range of 1a—b—c is preferably 0.50 or more and 0.75 or less. Especially preferably, it is 0.6 or more and 0.7 or less (60 at% or more and 70 at% or less). Therefore, the range of a + b + c is 0.25 or more and less than 0.50 (25 at.% Or less and less than 50 at.%), Particularly 0.3 or more and 0.45 or less (30 at.% Or more and 45 at.% Or less). preferable.
  • the subscripts 1a—b—c, a, b, and c of the above elements all indicate the atomic ratio, and the first element (in this case, the four elements of Al, Cr, V, and Si) The ratio of each element is shown with the whole being 1. Similarly, the above “atomic%” indicates the ratio of each element with the entire first element as 100%.
  • the hard layer contains at least one of Cr and V in addition to A1.
  • a cubic A1 compound which is a metastable phase can be formed at normal temperature and normal pressure.
  • A1N is usually hexagonal, but when it becomes cubic, a metastable phase, the estimated lattice constant is 4.12A.
  • the crystal structure of the film can be cubic, the film hardness can be improved, and excellent wear resistance can be obtained. Therefore, the content of Cr and V should be 0 ⁇ a ⁇ 0.4 and 0 ⁇ b ⁇ 0.4 (however, a + b ⁇ 0). If a and b exceed 0.4, on the contrary, the hardness of the film decreases, and the abrasion resistance may decrease.
  • V when V is contained, the film surface is oxidized by the high temperature environment during cutting, but since the oxide of V has a low melting point, it acts as a lubricant during cutting and welds the work material. This can be expected to have the effect of suppressing noise.
  • the fine structure of the film is reduced from a columnar structure of about 200 to 500 nm to a needle-like structure of 100 nm or less, and contributes to an improvement in film hardness.
  • the content of Si is preferably set to 0 ⁇ c ⁇ 0.2.
  • the microstructure can be examined by, for example, TEM (transmission electron microscope) observation.
  • the coating film may further include an intermediate layer between the base material surface and the hard layer.
  • the intermediate layer is composed of any of Ti nitride, Cr nitride, Ti, and Cr
  • the above element or nitride has good adhesion to both the hard layer and the base material. This is preferable because the force can be further improved to effectively prevent the hard layer from peeling off from the base material and the tool life can be further extended.
  • the thickness of the intermediate layer is preferably 0.005 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less! / ⁇ . If it is less than 0.005 ⁇ m, it is difficult to improve the adhesion strength.
  • both the hard layer and the intermediate layer may have the same composition, for example, both may be films made of TiN. At this time, the film constituting the hard layer may satisfy the above conditions (a) to (c).
  • Ti and Cr become very active due to the ion incident energy to the base material, and atoms diffuse into the base material and the film throughout the film formation.
  • the intermediate layer containing Ti and Cr can exhibit an excellent function as an adhesion layer. Therefore, the hard coating layer can be prevented from peeling off from the base material as compared with the case where there is no intermediate layer containing ⁇ or Cr, so that the wear resistance of the cutting tool is improved and the cutting life is improved. Can be extended.
  • the intermediate layer containing Ti and Cr has a lower hardness than the hard coating layer, the intermediate layer also has a role of absorbing the impact of the cutting edge at the start of cutting, and suppresses chipping of the cutting edge generated at the beginning of cutting. I will do it.
  • the coating film may include a film made of carbide or carbonitride as the outermost surface layer.
  • carbide or carbonitride examples include TiC, TiCN, TiSiCN, and TiAlCN.
  • the present inventors have investigated and found that the seizure state was evaluated by a pin-on-disk test at a sample temperature of 800 ° C using iron-based materials such as steel as the work material, and found that carbide or carbon Cutting tools with a nitride film as the outermost layer have reduced the frictional resistance with little seizure. From this, it is thought that providing a film that also has a carbide or carbonitride force as the outermost surface layer will reduce cutting resistance and contribute to prolonging tool life.
  • the coating film including the hard layer, the intermediate layer, and the outermost surface layer is suitably manufactured by a film forming process capable of forming a compound having high crystallinity.
  • a physical vapor deposition method examples include a balanced magnetron sputtering method, an unbalanced magnetron sputtering method, and an ion plating method.
  • the ionization rate of the raw material elements is high!
  • the arc ion plating method (force-sword arc ion plating) is most suitable.
  • the crystal grains in the hard layer may be refined. Specifically, it is preferable that the average particle size is 2 nm or more and 100 nm or less.
  • a rapid cooling treatment is performed after film formation. In film formation by a physical vapor deposition method, it is common to perform slow cooling after film formation. On the other hand, if quenching rather than slow cooling is not completely understood, fine crystal grains are obtained, and in the case of such a fine structure, it is considered that the above specific elastic recovery can be obtained.
  • the quenching treatment include, for example, using a film forming apparatus having a water-coolable substrate holder, and cooling the substrate holder with water.
  • controlling the film composition as described above, specifically, containing an appropriate amount of Si also contributes to miniaturization.
  • the base material is a WC-based cemented carbide, cermet, high-speed steel, ceramics, cubic boron nitride (cBN) sintered body, diamond sintered body, silicon nitride sintered body. And a sintered body containing aluminum oxide and titanium carbide. Good.
  • a WC-based cemented carbide comprises a hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC) and a binder phase mainly composed of an iron group metal such as cobalt (Co). It is good to use the one that has Further, a solid solution containing at least one selected from transition metal elements of Groups 4a, 5a and 6a of the periodic table and at least one selected from carbon, nitrogen, oxygen and boron may be contained. .
  • a solid solution for example, (Ta, Nb) C, VC, Cr C, N
  • the cermet may be, for example, a solid solution phase composed of at least one selected from transition metal elements of Groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table and at least one selected from carbon, nitrogen, oxygen, and boron. It is preferable to use a binder phase comprising one or more iron-based metals and unavoidable impurities, which are commonly used.
  • Examples of the high-speed steel include W-type high-speed steels such as JIS symbols SKH2, SKH5, and SKH10, and Mo-based high-speed steels such as SKH9, SKH52, and SKH56.
  • Examples of the ceramics include silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, aluminum oxide, and the like.
  • Examples of the cBN sintered body include those containing 30% by volume or more of cBN. More specifically, the following sintered bodies can be mentioned.
  • (L) A sintered body containing cBN in an amount of 30% by volume or more and 80% by volume or less, with the balance being a binder, an iron group metal, and inevitable impurities.
  • the binder contains at least one selected from the group consisting of nitrides, borides, carbides, and solid solutions of elements of Group 4a, 5a, and 6a in the periodic table, and an aluminum-palladium compound.
  • cBN particles are mainly bonded via the above-mentioned binder having a low affinity for iron, which is often used as a work material, and since the bond is strong, Improves wear resistance and strength.
  • the reason why the content of cBN is set to 30% by volume or more is that if the content is less than 30% by volume, the hardness of the cBN sintered body is liable to decrease. For example, a material having high hardness such as hardened steel is cut. Is because the hardness is insufficient.
  • the reason why the cBN content is set to 80% by volume or less is that if the content exceeds 80% by volume, it becomes difficult to bond the cBN particles with each other via the binder, and the strength of the cBN sintered body may be reduced. .
  • the binder has an A1 conjugate or a Co compound as a main component.
  • the cBN sintered body is formed by performing liquid phase sintering using a metal containing A1 or Co having a catalytic action or an intermetallic compound as a starting material, thereby connecting the cBN particles to each other and forming cBN particles. Can be increased. Abrasion resistance is apt to decrease due to the high content of cBN particles, but since cBN particles form a strong skeleton structure, they have excellent fracture resistance and enable cutting under severe conditions. . The reason why the cBN content is set to 80% by volume or more is that if the content is less than 80% by volume, it becomes difficult to form a skeleton structure by bonding between cBN particles.
  • the reason why the content of cBN is set to 90% by volume or less is that if the content exceeds 90% by volume, the above-mentioned binder having a catalytic action becomes insufficient and unsintered portions are generated, so that the strength of the cBN sintered body is reduced. Because.
  • the [0058] diamond sintered body include those containing diamond 40 volume 0/0 above.
  • the iron group metal is particularly preferably Co.
  • the binder contains an iron group metal, at least one selected from the group consisting of carbides and carbonitrides of elements of the Periodic Tables 4a, 5a and 6a, and WC. More preferred binders include Co, TiC and WC.
  • Examples of the silicon nitride sintered body include those containing 90% by volume or more of silicon nitride.
  • a sintered body containing 90% by volume or more of silicon nitride bonded by the HIP method (hot isostatic pressing) is preferable.
  • the remainder of the sintered body is composed of aluminum oxide, aluminum nitride, yttrium oxide, magnesium oxide, zirconium oxide, hafnium oxide, rare earth , TiN and TiC force It is preferable that the force be at least one selected from a binder and unavoidable impurities.
  • the sintered body containing aluminum oxide and titanium carbide includes, by volume%, aluminum oxide 20% or more and 80% or less, titanium carbide 15% or more and 75% or less, and the balance Mg and Y , Ca, Zr, Ni, Ti, TiN Sintered body which has at least one kind of binder selected and inevitable impurities and power.
  • aluminum oxide is 65% by volume or more and 70% by volume or less
  • titanium carbide is 25% by volume or more and 30% by volume or less
  • the binder is at least one selected from the group consisting of Mg, Y and Ca.
  • it is a seed.
  • the tool of the present invention may be one selected from a drill, an end mill, a replaceable insert for milling, a replaceable insert for turning, a metal saw, a gear cutting tool, a reamer, and a tapping force.
  • a cemented carbide having a grade force specification of P30 and a chip shape force specification of SPGN1 20308 were prepared and mounted on a base material holder of a known force sword arc ion plating apparatus.
  • the substrate holder used was a water-coolable one.
  • the chip-shaped substrate is heated to a temperature of 650 ° C by a heater installed in the device while rotating the substrate holder, and the pressure in the chamber is reduced to 1.0X. was the true sky evacuated to a 10- 4 Pa.
  • argon gas is introduced into the chamber, the pressure in the chamber is maintained at 3. OPa, the voltage of the substrate bias power supply is gradually increased to 1500 V, and cleaning of the substrate surface is performed. Minutes. After that, the argon gas in the chamber was exhausted.
  • an alloy target which is a metal evaporation source of the coating film component, is arranged, and while introducing a gas capable of obtaining a desired coating film among nitrogen, methane, and oxygen as a reaction gas
  • the substrate temperature was 650 ° C
  • the reaction gas pressure was 2.
  • 100A arc current was supplied to the force source electrode while maintaining the substrate temperature at 650 ° C, the reaction gas pressure at 2.0Pa, and the substrate bias voltage at -350V, while maintaining -200V.
  • metal ions were generated from the arc evaporation source to form a coating film.
  • the current supplied to the evaporation source was stopped.
  • the coating film can also be formed by a force-based method using force-sword arc ion plating, for example, a balanced magnetron sputtering method or an unbalanced magnetron nottering method.
  • Samples 114, 51, and 52 each having a coating film on the substrate were produced.
  • Table 1 shows the coating type and film thickness of each sample.
  • the composition of the conjugate shown in Table 1 was measured by XPS (X-ray Photoelectron Spectroscopy), and it was confirmed that the composition was composed of a small area EDX (Energy Dispersive X-ray) attached to the transmission electron microscope.
  • EDX Electronic Dispersive X-ray
  • -It can also be performed by ray spectroscopy (SIM) analysis or SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry).
  • SIMS ray spectroscopy
  • the hardness of the hard layer was measured by a nanoindentation method.
  • Table 2 shows the measured hardness, maximum indentation depth hmax, and amount of elastic recovery (hmax-hf) Zhmax (where M is the indentation depth).
  • the measurement of hardness by the nanoindentation method was performed by controlling the indentation load on the hard layer so that the indentation depth was 1Z10 or less of the film thickness.
  • the measurement was performed with a nano indenter (Nano Indenter XP manufactured by MTS).
  • MTS nano Indenter
  • Samples 1-34 the sample having an intermediate layer composed of any force of Ti, Cr, TiN, and CrN was particularly excellent in adhesion. Also, among Samples 134, Samples having a carbonitride strength were less likely to seize the work material than Samples 7, 12, and 23 in which the hard layer was composed of carbonitride / oxynitride. From this, it is inferred that the cutting resistance has been reduced. Further, among the samples 117, 21, and 22, the sample containing at least one of B, Mg, Ca, V, Cr, Zn, and Zr had higher hardness than the other samples. In addition, as shown in Samples 18-29 and 31-34, it can be seen that even a hard layer containing no Ti has excellent cutting performance.
  • Drills with an outer diameter of 8 mm Prepare multiple substrates of CFIS standard K10 cemented carbide), form a coating on each substrate in the same manner as in Example 1, and apply the coating. I got a new drill.
  • the coating film was the same as that of Samples 2, 11, 16, 19, 32, 51, and 52 in row f of the above Example 1. Using a drill equipped with these coating films, the drilling force of SCM440 (H C30) was
  • the cutting conditions were a cutting speed of 90 mZmin, a feed rate of 0.2 mm / rev., No cutting oil (using air blow), and a blind hole processing with a depth of 24 mm.
  • the tool life is judged when the dimensional accuracy of the work material is out of the specified range. Performed by number. Table 5 shows the results.
  • a plurality of base materials of a 6-flute end mill (hard metal of JIS standard K10) with an outer diameter of 8 mm were prepared, and a coating film was formed on each of the base materials in the same manner as in Example 1 to form a coating. An end minole with a covering was obtained.
  • the coating film was the same as that of Samples 2, 11, 16, 19, 32, 51, and 52 in row f of the above-mentioned embodiment. Using an end mill provided with these coating films, the end of SKD11 (H C60)
  • the tool life was judged when the dimensional accuracy of the work material was out of the specified range, and the evaluation was made based on the cutting length until the end of the life. Table 6 shows the results.
  • samples 3-2, 3-11, 3-16, 3-19, and 3-32 have significantly improved life compared to samples 3-51 and 3-52.
  • the service life was improved in this way because not only were the abrasion resistance excellent, but also the fracture resistance and chipping resistance were improved. It is thought that it is.
  • a cutting tip was fabricated using a cBN sintered body as a base material, and cutting was performed using this cutting tip to evaluate the tool life.
  • a cBN sintered body is prepared by mixing a binder powder consisting of 140% by mass, A1: 10% by mass, and cBN powder with an average particle size of 2.5 m: 50% by mass. It was obtained by mixing, filling in a cemented carbide container, and sintering at a pressure of 5 GPa and a temperature of 1400 ° C for 60 minutes.
  • the cBN sintered body was cut to obtain a cutting tip base material having a shape of ISO standard SNG A120408. A plurality of such chip base materials were prepared.
  • Example 2 a coating film was formed on each of these chip base materials, and a cutting tip having the coating film was obtained.
  • the coating film was the same as Samples 2, 11, 16, 19, 32, 51, and 52 of Example 1 above.
  • the outer periphery of a round bar (H C62) of SUJ2 a type of hardened steel, is cut and the flank wear is reduced.
  • the amount (Vb) was measured.
  • the cutting conditions were a cutting speed of 120mZmin, a cutting depth of 0.2mm, a feed of 0.1mm / rev., And a dry (dry) condition, and cutting was performed for 30 minutes. Table 7 shows the results.

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Abstract

　本発明は、基材上に被覆膜を具える表面被覆切削工具であって、被覆膜は、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属、及びＢ、Ａｌ、Ｓｉからなる群から選択される１種以上の第一元素の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択される化合物から構成される硬質層を具え、この硬質層は、以下を満たす：（ａ）　ナノインデンテーション法による硬さ試験において、最大押し込み深さをｈｍａｘ、荷重除荷後の押し込み深さ（圧痕深さ）をｈｆとするとき、（ｈｍａｘ−ｈｆ）／ｈｍａｘが０．２以上０．７以下、（ｂ）　硬質層の膜厚が０．５μｍ以上１５μｍ以下、（ｃ）　ナノインデンテーション法による硬さが２０ＧＰａ以上８０ＧＰａ以下。

Description

明 細 書
表面被覆切削工具
技術分野
[0001] 本発明は、基材表面に被覆膜を具える切削工具に関する。特に、優れた耐摩耗性 を有すると共に、耐欠損性、耐チッビング性に優れ、切削性能を向上することができ る表面被覆切削工具に関する。
背景技術
[0002] 従来、切削工具ゃ耐摩耗工具などとして、耐摩耗性及び表面保護機能の改善のた めに、 WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼などカゝらなる基材表面に、 AlTiSiの窒 化物や炭窒化物からなる被覆膜を具えるものが知られている（例えば、特許文献 1参 照)。
[0003] しかし、以下に示す最近の動向から、切削の際、工具の刃先温度はますます高温 になる傾向にあり、工具材料に要求される特性は厳しくなる一方である。例えば、
1.地球環境保全の観点から潤滑油剤 (切削油剤)を用いな!ヽ乾式 (ドライ)加工が 求められている、
2.被加工材 (被削材)が多様ィ匕している、
3.加工能率を一層向上させるために切削速度が高速になってきている、などが挙 げられる。
[0004] そこで、例えば、特許文献 2には、基材直上に TiN膜、その上に TiAIN膜、更にそ の上に TiSiN膜を具えることで、乾式の高速切削加工においても切削工具の性能が 良好となることが開示されている。この特許は、従来、被覆膜として TiAl化合物膜を 具えると、切削加工中、膜表面の酸化により形成されるアルミナ層により酸素の膜内 向拡散を抑制できるが、動的な切削加工を行うと、アルミナ層直下に形成されるポー ラスな（多孔質の) Ti酸化物層によってアルミナ層が容易に剥離されて、酸化の進行 防止を十分に行うことができな力つたと 、う課題を解決するもので、耐酸化性が極め て高ぐかつ緻密な TiSiィ匕合物膜を膜表面に具えることで、上記ポーラスな Ti酸ィ匕 物層が形成されず、性能の向上を図っている。 特許文献 1：特開平 7 - 310174号公報
特許文献 2 :特開 2000-326108号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0005] しかし、高速、高能率加工や完全に潤滑油剤を使わな 、ドライ加工を行うためには 、上記高温における被覆膜の安定性のみを考慮しているだけでは不十分である。即 ち、いかに特性に優れる被覆膜を剥離や欠損を発生させずに、かつ密着性よく長時 間に亘つて基材表面に維持させるかをも考慮する必要がある。
[0006] 図 1は、切削工具の典型的な刃先部分の構造を示す断面模式図である。通常、基 材 10において刃先は、図 1に示すように逃げ面 11とすくい面 12とから構成され、多く の場合、逃げ面 11とすくい面 12とがつくる角 ocは、鋭角又は直角である。このような 形状の刃先に被覆膜 20を形成すると、逃げ面 11の膜厚 aやすくい面 12の膜厚 b〖こ 比べて刃先先端部分の膜厚 cが大きくなる。
[0007] 図 2A— Cは、切削工具の被服膜の摩耗の進行を示す断面模式図である。上記被 覆膜 20を具える切削工具において、刃先の理想的な摩耗の進行を説明すると、図 2 Aに示すように、まず、刃先先端部分の被覆膜 20から徐々に摩耗され、図 2Bに示す ように基材 10に達した後、図 2Cに示すように基材 10が露出されながら被覆膜 20と 共に摩耗されて 、くことである。
[0008] しかし、本発明者らが切削工具の摩耗状態を詳細に調査した結果、上記図 2A— C のように摩耗が進行せず、切削初期において、図 3に示すように被覆膜 20だけでなく 基材 10の刃先先端部分が既になくなって基材 10が露出しており、その形態から、欠 損していることがわ力つた。また、基材 10において露出部分 13は、既に酸ィ匕している ことがゎカゝつた。これらのことから、上記特許文献 2に記載されるような耐酸化性に優 れる被覆膜を具えていても、切削初期に基材が露出されることで、工具寿命の著しい 向上は困難であると考えられる。なお、図 3は、切削工具のチッビングの状態を示す 断面模式図である。
[0009] 従って、高速加工やドライ加工などといった過酷な条件に使用される切削工具にお いて、被覆膜の耐酸ィ匕性を向上させることはもちろんであるが、切削初期に起こる刃 先の欠損ゃチッビングを抑制する、即ち、基材の露出を抑制させることが重要である
[0010] そこで、本発明の主目的は、耐酸化性、耐摩耗性に優れると共に、被覆膜の耐欠 損性、耐チッビング性を改善させて、切削性能に優れる表面被覆切削工具を提供す ることにめる。
課題を解決するための手段
[0011] 本発明の 1つの局面によれば、基材上に被覆膜を具える表面被覆切削工具であつ て、前記被覆膜は、周期律表 4a、 5a、 6a族金属、及び B、 Al、 S もなる群力も選択 される 1種以上の第一元素の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択さ れる化合物から構成される硬質層を具え、前記硬質層は、以下を満たすことを特徴と する表面被覆切削工具が提供される：
(a) ナノインデンテーション法による硬さ試験において、
最大押し込み深さを hmax、荷重除荷後の押し込み深さ (圧痕深さ）を Mとすると さ、
(hmax— M) Zhmaxが 0. 2以上 0. 7以下
(b) 硬質層の膜厚が 0. 5 m以上 15 m以下
(c) ナノインデンテーション法による硬さが 20GPa以上 80GPa以下。
[0012] 好ましくは、硬質層は、 Ti、 Al、 Siの窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物か ら選択される化合物からなる。
[0013] 好ましくは、硬質層は、（Ti Al Si ) (0≤x≤0. 7、 0≤y≤0. 2)の窒化物、炭
1— χ— y x y
窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択される化合物からなる。
[0014] 好ましくは、第一元素には、 B、 Mg、 Ca、 V、 Cr、 Zn、 Zrからなる群から選択される 1種以上の付加元素が含まれ、前記付加元素は、第一元素中に 10原子％未満含む
[0015] 好ましく ίま、硬質層 ίま、 (Al Cr V Si ) (0≤a≤0. 4、 0≤b≤0. 4、 0≤c≤0
1— a— b— c a b c
. 2、 a + b≠0、 0< a + b + c< 1)の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から 選択される化合物からなる。
[0016] 好ましくは、被覆膜には、更に、基材表面と硬質層との間に形成される中間層を具 え、前記中間層は、 Tiの窒化物、 Crの窒化物、 Ti、及び Crのいずれかから構成され る。
[0017] 好ましくは、中間層の膜厚が 0. 005 μ m以上 0. 5 μ m以下である。
[0018] 好ましくは、基材は、 WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立方晶 型窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、窒化ケィ素焼結体、及び酸化アルミニウム と炭化チタンとを含む焼結体の 、ずれカゝから構成される。
[0019] 好ましくは、表面被覆切削工具は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型 チップ、旋削用刃先交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ及びタップのいず れかである。
[0020] 好ましくは、被覆膜は、物理的蒸着法により被覆されて ヽる。
[0021] 好ましくは、物理的蒸着法がアーク式イオンプレーティング法、又はマグネトロンス パッタ法である。
発明の効果
[0022] 以上説明したように本発明表面被覆切削工具によれば、高硬度で耐摩耗性に優れ るだけでなぐ特定の弾性回復量を有することで、耐欠損性や耐チッビング性に優れ るという特有の効果を奏し得る。そのため、本発明工具は、切削初期に被覆膜と共に 基材が欠損することを効果的に抑制することができる。従って、本発明工具は、高速 加工や切削油剤を用いないドライ加工などであっても、被覆膜が剥離したりチッピン グしたりしにくぐ工具寿命を向上することができる。本発明は特に、高速、ドライ加工 、断続切削、重切削などといった刃先温度が高温となるような切削条件での切削加 ェに適する。
図面の簡単な説明
[0023] [図 1]切削工具の典型的な刃先部分の構造を示す断面模式図である。
[図 2A]切削工具の被服膜の摩耗の進行を示す断面模式図であって、理想的な摩耗 が行われて 、る場合の切削初期を示す。
[図 2B]切削工具の被服膜の摩耗の進行を示す断面模式図であって、理想的な摩耗 が行われて 、る場合の切削中期を示す。
[図 2C]切削工具の被服膜の摩耗の進行を示す断面模式図であって、理想的な摩耗 が行われて!/、る場合の切削後期を示す。
[図 3]従来の切削工具における切削初期の状態を示す断面模式図である。
[図 4A]硬度試験の様子を説明する模式図であって、ナノインデンテーション法による 硬度試験を示す。
[図 4B]硬度試験の様子を説明する模式図であって、マイクロビッカース硬度試験を 示す。
[図 5]ナノインデンテーション法を用い、圧子を被覆膜表面に押し込んだ際の押し込 み荷重と押し込み深さとの関係を示す概念グラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0024] 本発明は、基材に設ける被覆膜の組成、膜厚、硬度を規定することに加えて、特定 の性状、具体的には、弾性回復性を規定することで上記目的を達成する。
[0025] 即ち、本発明は、基材上に被覆膜を具える表面被覆切削工具であって、この被覆 膜は、周期律表 4a、 5a、 6a族金属、及び B、 Al、 S なる群力 選択される 1種以 上の第一元素の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択される化合物 から構成される硬質層を具え、この硬質層が以下の要件 (a)— (c)を満たすことを特 徴とする。
(a) ナノインデンテーション法による硬さ試験において、
最大押し込み深さを hmax、荷重除荷後の押し込み深さ (圧痕深さ）を Mとすると さ、
(hmax— M) Zhmaxが 0. 2以上 0. 7以下
(b) 硬質層の膜厚が 0. 5 m以上 15 m以下
(c) ナノインデンテーション法による硬さが 20GPa以上 80GPa以下
[0026] 切削工具の寿命の延長を図るには、刃先、特に、被覆膜の耐欠損性、耐チッピン グ性を向上させることが重要である。本発明者らが検討した結果、切削時に刃先に加 わる負荷に対して、被覆膜がある程度変形して追随することができれば、切削初期に 発生する欠損ゃチッビングを抑制することができる、との知見を得た。即ち、被覆膜が 特定の弾性回復量を有する場合、耐欠損性、耐チッビング性を向上させることができ る。そこで、本発明では、硬質層において、特に、弾性回復量を規定する。そして、 弾性回復量として、ナノインデンテーション法による硬さ試験において最大押し込み 深さを hmax、荷重除荷後の押し込み深さ（圧痕深さ）を Mとするとき、 (hmax-hf) / hmaxを利用する。以下、本発明を詳細に説明する。
[0027] 本発明において、被覆膜には、上記特定の化合物から構成される硬質層を具える 。被覆膜は、この硬質層のみカゝら構成されてもよいし、後述する中間層ゃ最表面層を 更に具えていてもよい。また、硬質層は、単層でもよいし、複数層でもよい。そして、 硬質層は、上記 (a)弾性回復量の規定、（b)膜厚、（c)硬度の要件を満たすものとす る。硬質層が複数層の場合、合計膜厚が上記 (b)の要件を満たせばよぐまた、硬質 層全体に対して特定の深さに位置する層が上記 (a)、（c)の要件を満たせばよい。具 体的には、例えば、ナノインデンテーションの圧子の押し込み深さを合計膜厚の約 1 Z10の深さとする場合、同深さに位置する層が上記 (a)、（c)の要件を満たせばよい
[0028] まず、
Figure imgf000008_0001
、て説明する。ナノインデンテーション法は、硬 さ試験の一種であり（「トライボロジスト」 第 47卷 第 3号 （2002) 177— 183ぺー ジ参照）、従来のヌープ硬度測定ゃビッカース硬度測定で行われている圧子押し込 み後の圧痕形状から硬度を求める手法 (以下、手法 2と呼ぶ）と異なり、圧子の押し込 み荷重と深さとの関係力 硬度を求める手法 (以下、手法 1と呼ぶ)である。手法 2で は、図 4Bに示すように圧子 30の押し込み荷重が大きかったことから、被覆膜 20の物 性評価が被覆膜 20のみのものでなぐ被覆膜 20の下にある基材 10の影響を受けて V、た。被覆膜 20下の基材 10の影響を受けな 、ように被覆膜 20のみの硬度測定を行 うには、圧子 30の押し込み深さを膜厚の約 1Z10以下とすることが必要であると言わ れている。例えば、被覆膜 20の膜厚を 1 μ mとすると、圧子 30の押し込み深さは、 10 Onm以下とすることが望まれる。ところが、手法 2では、圧痕の大きさ Wを光学顕微鏡 で観察するため、上記のような押し込みを行うと、圧痕形状を高精度に測定すること が困難である。これに対し、手法 1では、圧子 30の押し込み深さを被覆膜 20の膜厚 の約 1Z10以下としても、押し込み深さ h (図 4A)を機械的に測定するため、高精度 に測定することができる。
[0029] 図 5は、ナノインデンテーション法を用い、圧子を被覆膜表面に押し込んだ際の押 し込み荷重 Pと押し込み深さ hとの関係を示す概念グラフである。手法 2では、通常、 圧子の荷重を最大荷重となるまで徐々に増加させ、最大荷重 Pmaxとなった後、荷 重ゼロまで除荷させた際の押し込み深さを測定する。即ち、手法 2では、図 5に示す 除荷後の圧痕深さ Mのみを測定する。これに対し、手法 1では、除荷後の圧痕深さ h fだけでなぐ圧子を押し込んだ際の最大押し込み深さ hmaxをも測定する。本発明 者らは、これら最大押し込み深さ hmaxと除荷後の圧痕深さ Mとの差 hmax— Mから、 被覆膜の弾性回復量が求められることを利用して、弾性回復量を示す指標として、 ( hmax— hf) Zhmaxを規疋する。
[0030] 上記弾性回復量は、大きければ弾性変形し易 、がその反面軟らか過ぎて耐摩耗 性が劣化する恐れがあり、小さければ硬度が高くなり耐摩耗性に優れるが、弾性変 形しに《なり切削時の衝撃により欠損ゃチッビングが生じ易くなる。そこで、耐欠損 性、耐チッビング性の向上に有効な弾性回復量として下限を 0. 2、優れた耐摩耗性 を具えるために必要な弾性回復量として、上限を 0. 7とする。より好ましい弾性回復 量は、 0. 3以上 0. 65以下である。
[0031] また、上記のように弾性回復量は、硬度にも影響されるため、耐摩耗性と耐チッピン グ性 (耐欠損性)の双方に優れた切削工具とするには、硬質層のナノインデンテーシ ヨン法による硬さが 20GPa以上 80GPa以下であることが好ましい。そこで、本発明で は、ナノインデンテーション法による硬さを上記のように規定する。より好ましい硬さは 、 25GPa以上 60GPa以下、より好ましくは 25GPa以上 50GPa以下、更に好ましくは 25GPa以上 40GPa以下である。特に、連続旋削などの繰り返しの衝撃が少ないカロ ェにおいては、高硬度な膜ほど、耐摩耗性に優れて好ましい。硬度は、例えば、同じ 成膜条件 (温度、ガス圧力、バイアス電圧など）とする場合、組成を変化させることで 制御することができる。組成を同じくする場合は、成膜条件、具体的には、成膜時の 温度、ガス圧力、バイアス電圧などを変化させることで、制御することができる。特に、 50GPa以上の高硬度とするには、例えば、基板のバイアス電圧を従来よりも高くする 、具体的には、 -250一一 450Vにすることが好適である。このように基板のバイアス 電圧を高く設定することで、イオンの入射エネルギーが高くなるため、膜形成時に膜 表面に導入される格子欠陥数が多くなつて、膜を構成する結晶に大きな歪みが残る 。このことから、残留応力が高くなり、結果として膜の硬度を高めることができると考え られる。
[0032] 本発明においてナノインデンテーション法による硬さ試験は、被覆膜の下にある基 材の影響を受けないように、圧子の押し込み深さを膜厚の 1Z10以下となるように制 御した状態で押し込み荷重を負荷するものとする。また、本発明においてナノインデ ンテーシヨン法による硬さは、上記押し込み荷重を制御した硬さ試験にて測定したも のとする。このような押し込み荷重の制御は、公知のナノインデンテーション装置で行 うことができる。
[0033] 硬質層の膜厚は、 0. 5 μ m以上 15 m以下とする。厚みが 0. 5 μ m未満では、耐 摩耗性の向上が見られず、 超では、硬質層中の残留応力が大きくなり、基材 との密着強度が低下するので好ましくない。より好ましくは、 1. O /z m以上 7. O /z m以 下である。膜厚の測定は、例えば、切削工具を切断し、その断面を SEM (走査型電 子顕微鏡)を用いて観察することで求めることができる。また、膜厚は、成膜時間を変 化させることで変化させることができる。
[0034] 上記特性を有する硬質層は、周期律表 4a、 5a、 6a族金属、及び B、 Al、 Siからなる 群力 選択される 1種以上の第一元素の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物 から選択される化合物から構成する。即ち、上記第一元素を一つ含む化合物でもよ いし、上記元素を二つ以上含む化合物でもよい。例えば、周期律表 4a、 5a、 6a族金 属から選択される 1種以上の元素と、 B、 Al、 Siからなる群力も選択される 1種以上の 元素とを含む化合物としてもよ 、。
[0035] 好ましい硬質層としては、例えば、第一元素として、 Ti、 Al、 Siの少なくとも 1種を含 む膜が挙げられる。即ち、 Ti、 Al、 Siの窒化物、 Ti、 Al、 Siの炭窒化物、 Ti、 Al、 Si の窒酸化物、 Ti、 Al、 Siの炭窒酸ィ匕物から構成されるものが挙げられる。このとき、特 に好ましくは、（Ti Al Si ) (0≤x≤0. 7、 0≤y≤0. 2)の窒化物、炭窒化物、窒
Ι
酸化物、炭窒酸ィ匕物力 選択される化合物力もなることである。なお、上記元素の添 え字 1 x—y、 x、 yはいずれも、原子比を示しており、第一元素（この場合、 Ti、 Al、 Si の三つの元素）の原子量を全体として示す。
[0036] 上記（Ti Al Si )の化合物において、 Ti、 Al、 Siの少なくとも 1種は、硬質層の 構成元素として不可欠であり、少なくとも Tiを含有するものとする。 A1を含有すると、 耐酸ィ匕特性が向上するため好ましいが、多過ぎると、膜の硬度が低下するため、逆 に摩耗が促進される恐れがある。そこで、 A1の含有量 (原子比) Xを 0≤x≤0. 7とす る。より好ましくは、 0. 3≤x≤0. 65である。 Siを含有すると、膜の硬度が向上するた め好ましいが、多過ぎると、膜が脆くなり、逆に摩耗が促進される恐れがある。また、 膜を形成する原料となる合金ターゲットを熱間静水圧加圧処理で作製する場合、 yを 0. 2超として Siを含有させると、合金ターゲットが作製中に割れることがあり、膜の成 形 (コーティング）に使用可能な材料強度が得られない恐れがある。そこで、 Siの含 有量 (原子 it)yを 0≤y≤0. 2とする。より好ましくは、 0. 05≤y≤0. 15である。 Ti、 Al、 Siの含有量 (原子比） l-x-y、 x、 yは、膜を形成する原料、例えば、合金ターゲ ットの原子比を変化させることで変化させることができる。
[0037] また、硬質層において、 Tiを含有することにより、当該膜が優れた靭性を有するよう になる。したがって、被膜に衝撃等の応力負荷が印加された場合にも、当該膜の自 己破壊が防止され、微小な剥離やクラックの発生を抑制することができる。その結果 、膜の耐摩耗性が向上する。また、硬質層において、 Crを含有することにより、膜の 耐酸ィ匕性を良好にすることができる。
[0038] 上記 Ti、 Al、 Siの少なくとも 1種を含む化合物、特に Tiを含む化合物からなる硬質 層中には、 B、 Mg、 Ca、 V、 Cr、 Zn、 Zrからなる群から選択される 1種以上の付加元 素を含むことが好ましい。具体的には、第一元素中に 10原子％未満含むことが好ま しい。これらの元素を含むことで、詳しいメカニズムはわかっていないが、より高硬度 な膜とすることができる。また、これらの元素を含むことは、切削中の表面酸ィ匕によつ て形成されるこれらの元素の酸化物が A1の酸化物を緻密化する作用を有している点 からも好ましい。その他、 B、 Vの酸ィ匕物は低融点であるため、切削時の潤滑剤として 作用したり、 Mg、 Ca、 Zn、 Zrの酸ィ匕物は被削材の凝着を抑える効果がある、などと いった利点がある。
[0039] その他の好ましい硬質層としては、（Al Cr V Si ) (0≤a≤0. 4、 0≤b≤0. 4
1— a— b— c a b c
、 0≤c≤0. 2、 a + b≠0、 0< a + b + c< 1)の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒 酸化物から選択される化合物からなるものが挙げられる。この硬質層は、金属成分と して Tiを含むのではなぐ Alを含有させることで耐酸ィ匕特性を向上することができる だけでなぐ熱伝導率が高くなり、切削加工時の発熱を工具表面から逃し易くするこ とができる。また、工具表面の潤滑性能を高める作用があると考えられ、耐溶着性を 向上させることで、切削抵抗を減少させ、切屑の排出性をもよくすることができる。従 つて、 A1の含有量は多いほど好ましいが、多過ぎると膜硬度が低下する傾向にある。 そこで、 A1の含有量は、この膜の主成分となる程度、具体的には、 50原子％以上含 むことが好ましぐ膜硬度低下防止のため、上限は 75原子％とすることが好ましい。 即ち、 1 a— b— cの範囲は、 0. 50以上 0. 75以下が好ましい。特に好ましくは、 0. 6 以上 0. 7以下（60原子％以上 70原子％以下）である。従って、 a+b + cの範囲は、 0 . 25以上 0. 50未満（25原子％以上 50原子％未満）、特に 0. 3以上 0. 45以下（30 原子％以上 45原子％以下）が好ましい。なお、上記元素の添え字 1 a— b— c、 a、 b、 cはいずれも、原子比を示しており、第一元素（この場合、 Al、 Cr、 V、 Siの四つの元 素)全体を 1として、各元素の割合を示す。また、上記「原子％」も同様に第一元素全 体を 100%として各元素の割合を示す。
また、この硬質層は、 A1以外に Cr及び Vの少なくとも一方を含む。 Cr及び Vの少な くとも一方を含んだ場合、常温常圧で準安定相である立方晶の A1化合物を形成でき る。例えば、窒化物を例に採ると、 A1Nは、通常、六方晶であるが、準安定相である 立方晶となった場合、推定格子定数は、 4. 12Aである。これに対し、常温常圧で立 方晶が安定相である CrNや VNの格子定数は、 4. 14Aであり、上記立方晶の A1N の格子定数と非常に近い。そのため、いわゆる引き込み効果により、 A1Nは六方晶か ら立方晶となり、高硬度化する。即ち、 Crや Vを含有させることで、膜の結晶構造を立 方晶として、膜硬度を向上し、優れた耐摩耗性を有することができる。従って、 Cr、 V の含有量は、 0≤a≤0. 4、 0≤b≤0. 4 (但し、 a + b≠0)とすること力 子まし!/ヽ。 a及 び bが 0. 4を超えると、逆に膜硬度が低下して、耐摩耗性の低下を引き起こす恐れが ある。その他、 Vを含んだ場合、切削時の高温環境により膜表面が酸化されるが、 V の酸ィ匕物が低融点であるため、切削時の潤滑材として作用して、被削材の溶着を抑 える効果が期待できる。 Crを含んだ場合、切削中の表面酸化によって形成される Cr の酸ィ匕物が A1の酸ィ匕物を緻密化して、膜硬度を高める効果が期待できる。従って、 耐摩耗性の更なる向上には、 Crを添加させること及び過度に入れすぎないことが好 ましく、 0≤a≤0. 4、 0<b≤0. 4、 0< a+b≤0. 4とすること力 ^より好まし!/、。
[0041] また、 Siを含有させた場合、膜の微細組織が 200— 500nm程度の柱状組織から、 lOOnm以下の針状組織へと微細化すると共に、膜硬度の向上に寄与する。一方、 多過ぎると膜が脆ィ匕し易ぐ合金ターゲットが作製中に割れて、膜成形の使用に耐え 得る材料強度が有しない恐れがある。そこで、 Siの含有量は、 0≤c≤0. 2とすること が好ましい。なお、微細組織は、例えば、 TEM (透過型電子顕微鏡)観察にて調べ ることがでさる。
[0042] 上記硬質層と基材との密着性を向上するために、被覆膜には、更に、基材表面と 硬質層との間に中間層を具えていてもよい。特に、中間層を Tiの窒化物、 Crの窒化 物、 Ti、及び Crのいずれ力から構成する場合、上記元素又は窒化物は、硬質層と基 材との双方に密着性がよいため、密着力を一層向上させて硬質層が基材から剥離 するのを効果的に防止し、工具寿命を更に長くすることができて好ましい。また、中間 層の膜厚 ίま、 0. 005 μ m以上 0. 5 μ m以下力好まし!/ヽ。 0. 005 μ m未満で ίま、密 着強度の向上が得られにくぐ 0. 5 mを超えても更なる密着力の向上は見られない 。なお、硬質層及び中間層の双方が同じ組成、例えば、いずれも TiNカゝらなる膜であ つてもよい。このとき、硬質層を構成する膜が上記 (a)— (c)の条件を満たせばよい。
[0043] 特に、 PVD法で成膜した場合、基材へのイオン入射エネルギによって、 Ti, Crは 非常に活性な状態となり、成膜中を通して基材中および被膜中に原子の拡散が生じ て Ti, Crを含む中間層は、密着層として優れた機能を発揮することができる。したが つて、 Ήまたは Crを含まない中間層のない場合に比べて、硬質被膜層が基材から剥 がれることを抑制することができるので、切削工具の耐摩耗性が向上し、切削寿命を 延長することができる。
[0044] また、 Ti, Crを含む中間層は、硬質被膜層に比べて硬度が低 、ため、切削開始時 の刃先の衝撃を吸収する役目もあり、切削初期に発生する刃先の欠損を抑制するこ とちでさる。
[0045] その他、被覆膜には、最表面層として、炭化物又は炭窒化物からなる膜を具えてい てもよい。具体的には、 TiC、 TiCN、 TiSiCN、 TiAlCNが挙げられる。詳しいメカ- ズムはわかっていないが、本発明者らが調べたところ、鋼などの鉄系材料を被削材と して、試料温度 800°Cのピンオンディスク試験で焼き付き状態を評価すると、炭化物 又は炭窒化物力もなる膜を最表面層として具えた切削工具では、焼き付きがほとんど なぐ摩擦抵抗が小さくなつた。このことから、最表面層として、炭化物又は炭窒化物 力もなる膜を具えると、切削抵抗を小さくして、工具寿命の延長に貢献すると考えられ る。
[0046] 上記硬質層や中間層、最表面層を具える被覆膜は、結晶性が高い化合物を形成 できる成膜プロセスにて作製されることが適する。そこで、種々の成膜方法を検討し た結果、物理的蒸着法を用いることが好ましいとの知見を得た。物理的蒸着法として は、例えば、バランスドマグネトロンスパッタリング法、アンバランスドマグネトロンスパ ッタリング法、イオンプレーティング法などが挙げられる。特に、原料元素のイオン化 率が高!、アーク式イオンプレーティング法 (力ソードアークイオンプレーティング）が最 適である。力ソードアークイオンプレーティングを用いた場合、被覆膜を形成する前に 基材表面に対して金属のイオンボンバードメント処理が可能であるため、被覆膜の密 着性を格段に向上させることができ、密着性の観点からも好ましいプロセスである。
[0047] そして、上記特定の弾性回復量を有する硬質層を形成するために、硬質層中の結 晶粒を微細化することが挙げられる。具体的には、平均粒径を 2nm以上 lOOnm以 下とすることが好ましい。結晶粒を微細化する方法として、例えば、上記成膜方法に おいて、成膜後に急冷処理を施すことが挙げられる。物理的蒸着法による成膜では 、成膜後、徐冷を行うことが一般的である。これに対し、徐冷ではなく急冷処理を行う と、完全には理解されていないが、微細な結晶粒子が得られ、このような微細組織の 場合、上記特定の弾性回復量が得られると考えられる。急冷処理としては、例えば、 水冷可能な基材ホルダを具える成膜装置を用い、基材ホルダを水冷することが挙げ られる。また、上記のように膜組成を制御する、具体的には Siを適量含有させることも 微細化に寄与する。
[0048] 本発明にお 、て基材は、 WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立 方晶型窒化硼素 (cBN)焼結体、ダイヤモンド焼結体、窒化ケィ素焼結体、及び酸化 アルミニウムと炭化チタンとを含む焼結体力 選択される 1種力 形成されることが好 ましい。
[0049] WC基超硬合金は、炭化タングステン (WC)を主成分とする硬質相と、コバルト (Co )などの鉄族金属を主成分とする結合相とからなるもので、通常よく用いられているも のを用いるとよい。更に、周期律表 4a、 5a、 6a族の遷移金属元素から選ばれる少な くとも 1種と、炭素、窒素、酸素及び硼素力 選ばれる少なくとも 1種とからなる固溶体 が含まれているものでもよい。固溶体としては、例えば、（Ta, Nb) C、 VC、 Cr C、 N
2 2 bCなどが挙げられる。
[0050] サーメットとしては、例えば、周期律表 4a、 5a、 6a族の遷移金属元素から選ばれる 少なくとも 1種と炭素、窒素、酸素及び硼素から選ばれる少なくとも 1種とからなる固溶 体相と、 1種以上の鉄系金属からなる結合相と、不可避的不純物とからなるもので、 通常よく用いられるものを用いるとよ 、。
[0051] 高速度鋼としては、例えば、 JIS記号 SKH2、 SKH5、 SKH10などの W系高速度 鋼、 SKH9、 SKH52、 SKH56などの Mo系高速度鋼などが挙げられる。
[0052] セラミックスは、例えば、炭化ケィ素、窒化ケィ素、窒化アルミニウム、酸化アルミ- ゥムなどが挙げられる。
[0053] cBN焼結体としては、 cBNを 30体積％以上含むものが挙げられる。より具体的に は、以下の焼結体が挙げられる。
[0054] (l) cBNを 30体積％以上 80体積％以下含み、残部が結合材と鉄族金属と不可避 的不純物とからなる焼結体。結合材は、周期律表 4a、 5a、 6a族元素の窒化物、硼化 物、炭化物並びにこれらの固溶体からなる群から選択される少なくとも 1種と、アルミ -ゥム化合物とを含むものである。
[0055] 上記 cBN焼結体において cBN粒子は、被削材としてよく用いられる鉄との親和性 が低い上記結合材を介して主に結合され、この結合が強固であることから、基材の耐 摩耗性と強度とを向上させる。 cBN含有量を 30体積％以上とするのは、 30体積％ 未満となると、 cBN焼結体の硬度が低下し易くなり、例えば、焼入鋼のような高い硬 度の被削材を切削するには、硬度が不足するからである。 cBN含有量を 80体積％ 以下とするのは、 80体積％を超える場合、結合材を介して cBN粒子同士の結合が 困難になり、 cBN焼結体の強度が低下する恐れがあるからである。 [0056] (2) cBNを 80体積％以上 90体積％以下含み、 cBN粒子同士が結合しており、残 部が結合材と不可避的不純物とからなる焼結体。結合材は、 A1ィ匕合物又は Co化合 物を主成分とするものである。
[0057] この cBN焼結体は、触媒作用を有する A1又は Coを含有する金属、或いは金属間 化合物を出発原料として液相焼結を行うことで、 cBN粒子同士を結合させ、かつ cB N粒子の含有率を高めることができる。 cBN粒子の含有率が高いことから、耐摩耗性 が低下し易いものの、 cBN粒子同士が強固な骨格構造を形成しているため、耐欠損 性に優れ、過酷な条件での切削が可能となる。 cBN含有量を 80体積％以上とする のは、 80体積％未満となると、 cBN粒子同士の結合による骨格構造を形成すること が難しくなるからである。 cBN含有量を 90体積％以下とするのは、 90体積％を超え ると、触媒作用を有する上記結合材が不足して、未焼結部分を生ずるため、 cBN焼 結体の強度が低下するからである。
[0058] ダイヤモンド焼結体としては、ダイヤモンドを 40体積0 /0以上含むものが挙げられる。
より具体的には、以下の焼結体が挙げられる。
(1)ダイヤモンドを 50— 98体積％含み、残部が鉄族金属、 WC及び不可避的不純 物からなる焼結体。鉄族金属は、特に、 Coが好ましい。
(2)ダイヤモンドを 85— 99体積％含み、残部が空孔、 WC及び不可避的不純物から なる焼結体。
(3)ダイヤモンドを 60— 95体積％含み、残部が結合材及び不可避的不純物からな る焼結体。結合材は、鉄族金属と、周期律表 4a、 5a、 6a族元素の炭化物及び炭窒 化物からなる群から選択される 1種以上と、 WCとを含むものである。より好ましい結合 材は、 Coと TiCと WCとを含むものである。
(4)ダイヤモンドを 60— 98体積％含み、残部がケィ素及び炭化ケィ素の少なくとも 1 種、 WC及び不可避的不純物力 なる焼結体。
[0059] 窒化ケィ素焼結体としては、窒化ケィ素を 90体積％以上含むものが挙げられる。特 に、 HIP法 (熱間静水圧焼結法)を用いて結合した窒化ケィ素を 90体積％以上含む 焼結体が好ましい。この焼結体において残部は、酸ィ匕アルミニウム、窒化アルミニゥ ム、酸化イットリウム、酸化マグネシウム、酸ィ匕ジルコニウム、酸ィ匕ハフニウム、希土類 、TiN及び TiC力 選ばれる少なくとも 1種力 なる結合材と不可避的不純物と力 な ることが好ましい。
[0060] 酸ィ匕アルミニウムと炭化チタンとを含む焼結体としては、体積％で酸ィ匕アルミニウム を 20%以上 80%以下、炭化チタンを 15%以上 75%以下含み、残部が Mg、 Y、 Ca 、 Zr、 Ni、 Ti、 TiNの酸ィ匕物力 選ばれる少なくとも 1種の結合材と不可避的不純物 と力もなる焼結体が挙げられる。特に、酸ィ匕アルミニウムは、 65体積％以上 70体積 %以下、炭化チタンは、 25体積％以上 30体積％以下で、結合材は、 Mg、 Y、 Caの 酸ィ匕物から選ばれる少なくとも 1種であることが好ましい。
[0061] 本発明工具は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型チップ、旋削用刃先 交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ及びタップ力 選択された 1種とすること が挙げられる。
[0062] 以下、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明はこれに限定されることを 意図しない。
[0063] (実施例 1)
以下に示す表面被覆切削工具を作製し、耐摩耗性を調べてみた。
(1) サンプルの作製
基材として、グレード力 規格 P30の超硬合金、チップ形状力 規格の SPGN1 20308のものを用意し、公知の力ソードアークイオンプレーティング装置の基材ホル ダに装着した。基材ホルダは、水冷可能なものを用いた。まず、チャンバ内の圧力を 減圧すると共に、基材ホルダを回転させながら装置内に設置されたヒータにてチップ 形状の基材を温度 650°Cに加熱し、チャンバ内の圧力が 1. 0 X 10— 4Paとなるまで真 空引きをした。次に、チャンバ内にアルゴンガスを導入して、チャンバ内の圧力を 3. OPa〖こ保持し、基材バイアス用電源の電圧を徐々に上げていって 1500Vとし、基材 表面のクリーニングを 15分間行った。その後、チャンバ内のアルゴンガスを排気した
[0064] 次に、被覆膜成分の金属蒸発源である合金製ターゲットを配置して、及び反応ガス として、窒素、メタン、酸素のうち、所望の被覆膜が得られるガスを導入させながら、試 料 1一 29、 51、 52では、基材温度 650°C、反応ガス圧 2. OPa、基材バイアス電圧を —200Vに維持したまま、試料 30— 32では、基材温度 650°C、反応ガス圧 2. 0Pa、 基材バイアス電圧を- 350Vに維持したまま、力ソード電極に 100Aのアーク電流を供 給して、アーク式蒸発源から金属イオンを発生させて被覆膜を形成した。そして、所 定の膜厚になったところで蒸発源に供給する電流をストップさせた。そして、通常はこ のまま徐冷するところを試料 1一 32では、上記電流をストップさせてコーティングを終 了させると同時に Heガスをチャンバ内に導入して充満させると共〖こ、基材ホルダを水 冷することで試料の急冷を行った。また、試料 51、 52では、通常通り徐冷を行った。 なお、膜厚は、成膜時間を変化させることで変化させた。本例では各被覆層の成膜 条件を同様としており、硬度は、組成を変化させることで変化させた。また、中間層と して T ゝらなる膜を具える試料は、成膜時にアルゴンガスを導入させながら形成した 。本例では、被覆膜の形成を力ソードアークイオンプレーティングで行っている力 別 の手法、例えばバランスドマグネトロンスパッタリング法やアンバランスドマグネトロンス ノ ッタリング法によっても可能である。
[0065] 上記工程により、基材上に被覆膜を具える試料 1一 34、 51、 52を作製した。表 1に 各試料の被覆膜の膜種、膜厚を示す。本例において表 1に示すィ匕合物の組成は、 X PS (X-ray Photoelectron Spectroscopy)にて行ったが、糸且成の確認は、透過 電子顕微鏡に併設の微小領域 EDX (Energy Dispersive X - ray Spectroscop y)分析や、 SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry)によってもできる。ま た、硬質層においてナノインデンテーション法による硬度を測定した。測定した硬度、 最大押し込み深さ hmax、弾性回復量 (hmax - hf) Zhmax (但し、 Mは圧痕深さ）を 表 2に示す。なお、ナノインデンテーション法による硬度の測定は、硬質層に対して、 圧子の押し込み深さが膜厚の 1Z10以下となるように押し込み荷重を制御して行つ た。また、測定は、ナノインデンター（MTS社製 Nano Indenter XP)にて行った 。更に、試料 1一 32の結晶粒径を TEM観察により調べたところ、いずれも平均粒径 カ^ー lOOnmでの微細な組織であつたのに対し、試料 51、 52では、 200— 500nm であった。特に、 Siを含有した硬質層は、上記平均粒径のうちでも小さい方であり、 微細な針状組織を有して!/、た。
[0066] [表 1]
Figure imgf000019_0001
ナパンテ'ンテ -ジョン法
試料 No. 硬度 hmax
(GPa) Cnm) (hmax- f) /hmax
1 26 220 0.45
2 30 250 0.50
3 28 400 0.67
4 30 120 0.55
5 31 45 0.62
6 38 250 0.30
7 33 280 0.44
8 34 350 0.65
9 39 100 0.41
10 40 too 0.49
11 48 250 0.38
12 36 200 0.54
13 24 350 0.25
14 28 350 0.21
15 29 350 0.47
16 37 200 0.56
17 36 200 0.43
18 35 280 0.55
19 38 280 0.48
20 33 280 0.54
21 34 280 0.58
22 32 280 0.61
23 35 280 0.28
24 38 200 0.31
25 33 300 0.37
26 34 500 0.55
27 32 400 0.45
28 32 300 0.40
29 36 300 0.38
30 78 250 0.50
31 69 250 0.38
32 55 250 0.44
33 57 250 0.46
34 37 250 0.40
51 29 200 0.15
52 26 250 0.10
(2) 耐摩耗性の評価
得られた試料 1一 34、 51、 52のそれぞれについて、表 3に示す条件で乾式の連続 切削試験及び断続切削試験を行い、刃先の逃げ面摩耗幅を測定した。その結果を 表 4に示す。
[0069] [表 3]
Figure imgf000021_0001
[0070] [表 4]
逃げ面摩耗幅（mm)
試料 No.
連続切削 断続切削
1 0.077 0.071
2 0.069 0.069
3 0.084 0.081
4 0.071 0.073
5 0.062 0.061
6 0.052 0.049
7 0.061 0.055
8 0.058 0.057
9 0.059 0.055
10 0.061 0.052
11 0, 051 0.044
12 0.063 0.05
13 0.102 0.111
14 0.091 0.098
15 0.074 0.071
16 0.069 0.067
17 0.071 0.072
18 0.074 0.072
19 0.075 0.077
20 0.081 0, 079
21 0.079 0, 081
22 0.082 0.085
23 0.058 0.059
24 0.052 0.051
25 0.045 0.044
26 0.057 0.057
27 0.049 0.047
28 0.055 0.056
29 0.050 0.052
30 0.045 0.081
31 0.049 0.072
32 0.042 0.056
33 0.038 0.049
34 0.036 0.041
51 0.234 欠け
52 欠け 欠け 試験の結果、特定組成で特定の弾性回復量 (hmax— M) Zhmaxを有する被覆膜 を具える試料 1一 34は、いずれも欠損ゃチッビングが生じることなぐ正常摩耗であつ た。特に、高速のドライ加工や断続切削といった過酷な条件であっても、優れた耐摩 耗性を有することがわかる。また、試料 1一 34は、切削中に被覆膜が剥離することが なぐ密着性にも優れていた。これらのことから、試料 1一 34は、切削初期に被覆膜 のみが摩耗し、次第に被覆膜と基材とが共に摩耗することができたと推測される。こ れに対し、弾性回復量 (hmax— M) Zhmaxが 0. 2未満である試料 51、 52は、切削 初期にお 1、て欠損が生じてしまった。
[0072] 試料 1一 34のうち、 Ti、 Cr、 TiN、 CrNのいずれ力からなる中間層を具える試料は 、特に密着性に優れていた。また、試料 1一 34のうち、硬質層が炭窒酸化物ゃ窒酸 化物からなる試料 7、 12、 23よりも炭窒化物力 なる試料の方が被削材に焼き付きが 生じにくかった。このことから、切削抵抗が小さくなつたと推測される。更に、試料 1一 17、 21、 22のうち、 B、 Mg、 Ca、 V、 Cr、 Zn、 Zrの少なくとも一つを含む試料は、そ の他の試料と比較して高硬度であった。その他、試料 18— 29、 31— 34に示すよう に Tiを含まない硬質層であっても、切削性能に優れることがわかる。
[0073] 上記試料 1一 34と同様にして中間層や硬質層の被覆を行った後、最表面層として 、 TiC、 TiCN、 TiSiCN、 TiAlCNのうちのいずれかを形成した試料を作製し、表 3 に示す条件で乾式の連続切削試験及び断続切削試験を行ってみた。最表面層は、 上記と同様に力ソードアークイオンプレーティング装置にて形成した (膜厚: 0. 5 m )。すると、いずれの試料においても焼き付きがほとんど生じな力つた。このことから、 最表面層として、上記のような炭化物や炭窒化物からなる膜を具えると、切削抵抗を より小さくして、工具の長寿命化を改善できることがわ力つた。
[0074] (実施例 2)
外径 8mmのドリル CFIS規格 K10の超硬合金）の基材を複数用意し、実施例 1と同 様の方法により、各基材上にそれぞれ被覆膜を形成して、被覆膜を具えるドリルを得 た。被覆膜は、上記実施 f列 1の試料 2、 11、 16、 19、 32、 51、 52と同様のものとした 。これら被覆膜を具えるドリルを用いて、 SCM440 (H C30)の穴開け力卩ェを行い、
R
工具寿命を評価してみた。
[0075] 切削条件は、切削速度 90mZmin、送り量 0. 2mm/rev.、切削油剤を用いず（ エアブローを使用）、深さ 24mmの止まり穴加工とした。また、工具寿命の判定は、被 削材の寸法精度が規定の範囲を外れた時点とし、評価は、寿命となるまでの穴開け 個数で行った。その結果を表 5に示す。
[0076] [表 5]
Figure imgf000024_0001
[0077] 表 5に示すように、試料 2— 2、 2—11、 2—16、 2—19、 2— 32ίま、試料 2— 51、 2—52 と比較して、寿命を大きく向上していることが確認された。このように寿命を向上するこ とができたのは、耐摩耗性に優れると共に、耐欠損性、耐チッビング性を向上したた めであると考えられる。
[0078] (実施例 3)
外径 8mmの 6枚刃エンドミル (JIS規格 K10の超硬合金）の基材を複数用意し、実 施例 1と同様の方法により、各基材上にそれぞれ被覆膜を形成して、被覆膜を具える エンドミノレを得た。被覆膜は、上記実施 f列 1の試料 2、 11、 16、 19、 32、 51、 52と同 様のものとした。これら被覆膜を具えるエンドミルを用いて、 SKD11 (H C60)のェン
R
ドミル側面削り加工を行 ヽ、工具寿命を評価してみた。
[0079] 切削条件は、切削速度 200mZmin、送り 0. 03mmZ刃、切り込み量 Ad= 12m m、 Rd=0. 2mm,切削油剤を用いず (エアブローを使用）とした。また、工具寿命の 判定は、被削材の寸法精度が規定の範囲を外れた時点を寿命とし、評価は、寿命と なるまでの切削長さで行った。その結果を表 6に示す。
[0080] [表 6]
Figure imgf000024_0002
表 6に示すように、試料 3— 2、 3—11、 3—16、 3—19、 3— 32ίま、試料 3— 51、 3—52 と比較して、寿命を大きく向上していることが確認された。このように寿命を向上するこ とができたのは、耐摩耗性に優れると共に、耐欠損性、耐チッビング性を向上したた めであると考えられる。
[0082] (実施例 4)
基材に cBN焼結体を用いた切削チップを作製し、この切削チップを用いて切削加 ェを行い、工具寿命を評価してみた。 cBN焼結体は、超硬合金製ポット及びボール を用いて、 1 40質量％、 A1: 10質量％カもなる結合材粉末と平均粒径 2. 5 m の cBN粉末： 50質量％とを混ぜ合わせ、超硬合金製容器に充填し、圧力 5GPa、温 度 1400°Cで 60分焼結することで得た。この cBN焼結体をカ卩ェして、 ISO規格 SNG A120408の形状の切削チップ基材を得た。このようなチップ基材を複数用意した。 そして、実施例 1と同様の方法により、これら各チップ基材上にそれぞれ被覆膜を形 成して、被覆膜を具える切削チップを得た。被覆膜は、上記実施例 1の試料 2、 11、 16、 19、 32、 51、 52と同様のものとした。これら被覆膜を具える切削チップを用いて 、焼入鋼の一種である SUJ2の丸棒 (H C62)の外周切削加工を行い、逃げ面摩耗
R
量 (Vb)を測定してみた。
[0083] 切削条件は、切削速度 120mZmin、切り込み 0. 2mm、送り 0. 1 mm/rev.、ド ライ (乾式)条件とし、 30分間の切削を行った。その結果を表 7に示す。
[0084] [表 7]
Figure imgf000025_0001
表 7【こ示すよう【こ、試料 4 2、 4 11、 4 16、 4 19、 4 32ίま、試料 4 51、 4 52 と比較して、耐摩耗性に優れると共に、耐欠損性、耐チッビング性にも優れることが確 pilj( れ/こ。

Claims

請求の範囲
[1] 基材上に被覆膜を具える表面被覆切削工具であって、
前記被覆膜は、周期律表 4a、 5a、 6a族金属、及び B、 Al、 S もなる群力も選択さ れる 1種以上の第一元素の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択され る化合物から構成される硬質層を具え、
前記硬質層は、以下を満たすことを特徴とする表面被覆切削工具。
(a) ナノインデンテーション法による硬さ試験において、
最大押し込み深さを hmax、荷重除荷後の押し込み深さ (圧痕深さ）を Mとすると さ、
(hmax— M) Zhmaxが 0. 2以上 0. 7以下
(b) 硬質層の膜厚が 0. 5 m以上 15 m以下
(c) ナノインデンテーション法による硬さが 20GPa以上 80GPa以下
[2] 硬質層は、 Ti、 Al、 Siの窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択される 化合物からなることを特徴とする請求項 1に記載の表面被覆切削工具。
[3] 硬質層は、（Ti Al Si ) (0≤x≤0. 7、 0≤y≤0. 2)の窒化物、炭窒化物、窒
1—
酸化物、炭窒酸化物から選択される化合物からなることを特徴とする請求項 1に記載 の表面被覆切削工具。
[4] 第一元素には、 B、 Mg、 Ca、 V、 Cr、 Zn、 Zrからなる群から選択される 1種以上の 付加元素が含まれ、
前記付加元素は、第一元素中に 10原子％未満含むことを特徴とする請求項 1に記 載の表面被覆切削工具。
[5] 硬質層は、（Al Cr V Si ) (0≤a≤0. 4, 0≤b≤0. 4, 0≤c≤0. 2, a+b≠
1— a— b— c a b c
0、 0< a + b + c< l)の窒化物、炭窒化物、窒酸化物、炭窒酸化物から選択される化 合物からなることを特徴とする請求項 1に記載の表面被覆切削工具。
[6] 被覆膜には、更に、基材表面と硬質層との間に形成される中間層を具え、
前記中間層は、 Tiの窒化物、 Crの窒化物、 Ti、及び Crのいずれかから構成される ことを特徴とする請求項 1に記載の表面被覆切削工具。
[7] 中間層の膜厚が 0. 005 μ m以上 0. 5 μ m以下であることを特徴とする請求項 6に 記載の表面被覆切削工具。
[8] 基材は、 WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立方晶型窒化硼素 焼結体、ダイヤモンド焼結体、窒化ケィ素焼結体、及び酸化アルミニウムと炭化チタ ンとを含む焼結体の ヽずれかから構成されることを特徴とする請求項 1に記載の表面 被覆切削工具。
[9] 表面被覆切削工具は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型チップ、旋削 用刃先交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ及びタップのいずれかであること を特徴とする請求項 1に記載の表面被覆切削工具。
[10] 被覆膜は、物理的蒸着法により被覆されたことを特徴とする請求項 1に記載の表面 被覆切削工具。
[11] 物理的蒸着法がアーク式イオンプレーティング法、又はマグネトロンスパッタ法であ ることを特徴とする請求項 10に記載の表面被覆切削工具。
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