WO2013002385A1 - 表面被覆部材 - Google Patents

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和範 石川
ヨウセン シュ
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京セラ株式会社
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    • C23C28/40—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition
    • C23C28/42—Coatings including alternating layers following a pattern, a periodic or defined repetition characterized by the composition of the alternating layers

Definitions

  • the present invention relates to a surface covering member formed by forming a coating layer on the surface of a substrate.
  • Surface coating members such as cutting tools are required to have wear resistance, welding resistance, and fracture resistance.
  • various coating layers are applied to the surface of a hard substrate such as a WC-based cemented carbide or TiCN-based cermet.
  • Surface coating members such as film-formed cutting tools are widely used.
  • As the coating layer a TiCN layer or a TiAlN layer is generally widely used, but various coating layers are being developed for the purpose of improving higher wear resistance and fracture resistance.
  • Patent Document 1 discloses a hard coating structure in which four or more Ti (C) N coating layers and TiAl (C) N coating layers are alternately adjacent to each other.
  • patent document 2 in the coating layer in which the A layer made of TiNbSiN and the B layer made of TiAlN are alternately laminated, the coating structure in which the period of the A layer and the B layer is changed in the thickness direction of the coating layer It is disclosed.
  • Patent Document 3 two types of thin layers of a hexagonal AlN layer or Ti 0.1 Al 0.9 N and a cubic TiN layer or Ti 0.5 Zr 0.5 N layer are alternately fixed. The coating layer laminated
  • Patent Document 3 when the covering layer has a configuration in which a simple cubic and hexagonal mixed first layer and cubic second layer are alternately stacked, the resistance of the covering layer is reduced. The deficiency was insufficient.
  • an object of the present invention is to provide a surface coating member provided with a coating layer that can further improve oxidation resistance and fracture resistance.
  • XRD X-ray diffraction
  • the shift amount ⁇ h to the side is increased by 0.1 to 5.0 °.
  • the coating layer represented by (Ti a Al b M d ) N in the first layer, 0.1 ⁇ a ⁇ 0.4, 0.4 ⁇ b ⁇ 0.9 and 0 ⁇ d ⁇ 0.2, If it exists as a single layer, it takes a form in which a hexagonal crystal structure having a basic structure of AlN is mixed with a cubic crystal structure having a high hardness, but this hexagonal crystal structure has a hardness higher than that of the cubic crystal structure. Is low, it is known that the wear resistance of the entire coating layer is reduced. Therefore, the hardness of the coating layer can be increased by configuring the coating layer as an alternating laminate of a first layer in which cubic and hexagonal crystals are mixed and a second layer composed of cubic crystals. The fracture resistance of the coating layer decreases.
  • the reference times of the cubic and hexagonal crystals in the X-ray diffraction peak are obtained.
  • the diffraction angle (2 ⁇ hm ) of the diffraction peak attributed to the hexagonal crystal structure is represented by the diffraction angle (2 ⁇ cm ) of the diffraction peak attributed to the cubic crystal structure.
  • the oxidation resistance and wear resistance of the coating layer can be increased, and the fracture resistance can be increased.
  • a basic structure of TiN having a high hardness when present in a single layer in the composition represented by (Ti a Al b M d ) N of the first layer, where the Al content ratio b is higher than 0.55, a basic structure of TiN having a high hardness when present in a single layer.
  • a hexagonal crystal structure having a basic structure of AlN is mixed with a cubic crystal structure, and the hexagonal crystal structure has a lower hardness than the cubic crystal structure. It is known that the higher the content ratio, the lower the wear resistance of the entire coating layer.
  • a coating layer having a ratio of (Ti a Al b M d ) N of 0.1 ⁇ a ⁇ 0.25, 0.75 ⁇ b ⁇ 0.85 and 0 ⁇ d ⁇ 0.15 is a cubic crystal.
  • the hexagonal crystal is mixed, alternating lamination with the second layer composed of cubic crystals represented by (Ti e Al f M g ) N and containing Ti at 80 atomic% or more (0.8 ⁇ e ⁇ 1) It has been found that by adopting the constitution, the oxidation resistance of the coating layer is high, and the wear resistance in a severe cutting environment is improved.
  • the X-ray diffraction (XRD) pattern as viewed from the surface of the coating layer 6, as shown in FIG. 2, a diffraction peak attributed to the diffraction peak p c and the hexagonal crystal structure attributed to a cubic crystal structure with p h is observed in the mixed state, shift to low angle side of the diffraction angle of the X-ray diffraction peaks of cubic TiN in JCPDS card (2 [Theta] cs) and the diffraction angle of the diffraction peak p c (2 ⁇ cm) against the diffraction angle of the X-ray diffraction peaks of hexagonal AlN in JCPDS card (2 [Theta] hs) and deviation 0.1 ⁇ 5.0 ° on the lower angle side to the diffraction angle of the diffraction peak p h (2 ⁇ hm) It consists of a large configuration.
  • the oxidation resistance and wear resistance of the coating layer 6 are high, and the fracture resistance can be increased.
  • a desirable range of the difference in deviation is 0.5 to 3.0 °.
  • FIG. 2 the above 2 ⁇ cs , 2 ⁇ cm , 2 ⁇ hs and 2 ⁇ hm are schematically shown.
  • the average value t 1 of the thicknesses of the first layer 7 and the average value t 2 of the thicknesses of the second layer 8 are 1 to 100 nm, respectively. Excellent balance between wear and fracture resistance.
  • the average value of each thickness of the 1st layer 7 refers to the value which measured the thickness of each layer of the 1st layer 7, and divided
  • the ratio t 1 / t 2 between the average value t 1 of each thickness of the first layer 7 and the average value t 2 of each thickness of the second layer 8 is 0.3 to 0.8, and The internal stress can be relaxed and the coating layer 6 can be thickened without peeling or chipping, and wear resistance and fracture resistance are improved.
  • a is smaller than 0.1, hardness characteristics cannot be obtained, and conversely, a is 0.4 or more If b is smaller than 0.4, a hexagonal crystal structure does not appear. Moreover, when b exceeds 0.9, the hardness of the coating layer 6 will fall.
  • the metal M is composed of at least one selected from Group 4, 5 and 6 metals in the periodic table excluding Ti, Si and Y, and among them, contains at least one of Nb, Si, Cr and W. This is desirable for enhancing the oxidation resistance of the coating layer 6.
  • the second layer 8 may not contain the metal M, and that the second layer 8 is made of TiN, the internal stress of the second layer 8 is low and the internal stress of the coating layer 6 is relaxed. It is desirable in that it can be thickened without peeling or chipping due to self-destruction, and the wear resistance and fracture resistance are improved. When d exceeds 0.2, the hardness of the coating layer 6 decreases.
  • FIG. 3 shows the change in the flank wear width with respect to the change in the Al content ratio b in the composition formula (Ti a Al b M d ) N of the first layer 7 when the second layer 8 is made of TiN.
  • the content ratio of each element in the coating layer 6 can be measured using an energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) analyzer provided in the electron microscope measurement device, and the Ti content ratio in the coating layer 6 Is calculated by the ratio of the sum of the peak intensities of each element to the peak intensity of the Ti element.
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the peak of the L ⁇ ray of Ti (energy around 0.4 keV) in the energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) analysis method cannot be accurately measured because it overlaps with the K ⁇ ray peak of the N element.
  • this peak is removed from the peak used for the calculation, and the Ti content of the Ti K ⁇ ray (energy around 4.5 keV) is used to determine the Ti content, and from that amount other metals
  • the content ratio of each element is calculated. Further, according to the present invention, when measuring a metal element, the average value is obtained based on measured values at five or more arbitrary locations of the coating layer.
  • a plurality of droplets are present on the surface of the coating layer 6, and the number of droplets present in a predetermined field of view observed with a microscope for an arbitrary region is 50% or more.
  • tungsten carbide, a cemented carbide or cermet composed of a hard phase mainly composed of titanium carbonitride and a binder phase mainly composed of an iron group metal such as cobalt and nickel, silicon nitride, ,
  • Hard materials such as ceramics mainly composed of aluminum oxide, hard phases made of polycrystalline diamond or cubic boron nitride, and bonded phases such as ceramics and iron group metals under super high pressure, etc.
  • steel, alloy steel, and the like can be used.
  • a tool-shaped substrate is prepared using a conventionally known method.
  • a coating layer is formed on the surface of the substrate.
  • a physical vapor deposition (PVD) method such as an ion plating method or a sputtering method can be suitably applied as the coating layer forming method.
  • PVD physical vapor deposition
  • the details of an example of the film forming method will be described.
  • metal M where M is a periodic table other than Ti.
  • One or more selected from Group 4, 5, 6 elements, Si and Y) are used independently for a metal target or a composite alloy target.
  • the target 1 constituting the first layer and the target 2 constituting the second layer are arranged at positions preferably facing each other on the side wall surface of the chamber, and film formation is performed while rotating the sample.
  • a metal source is evaporated and ionized by arc discharge or glow discharge, and at the same time, nitrogen (N 2 ) gas as a nitrogen source or methane (CH 4 ) / acetylene (C 2 H 2 ) gas as a carbon source
  • N 2 nitrogen
  • CH 4 methane
  • C 2 H 2 acetylene
  • Ar gas is supplied in the vicinity of the target 1 on which the first layer is mainly formed, and preferably the first layer in the coating layer to be formed is formed in a state where plasma is generated.
  • the specific XRD peak shift amount of the second layer can be controlled within a predetermined range.
  • the rotation speed of the sample is desirably 2 to 10 rpm.
  • a specific high hardness coating layer can be produced by applying an arc current in consideration of the crystal structure of the coating layer. It is preferable to apply a bias voltage of 30 to 200 V in order to improve the adhesion to the substrate.
  • the substrate is set in an arc ion plating apparatus to which the target 1 and the target 2 are mounted, the substrate is heated to 500 ° C., and the coating layer shown in Table 1 is formed at a sample rotation speed of 3 rpm and an arc current of 150 A.
  • a film was formed.
  • the film forming conditions were N 2 gas in an atmosphere with a total pressure of 4 Pa, a bias voltage of 100 V, and the coating on the rake face while supplying Ar gas at the position and pressure shown in Table 1 separately from N 2 gas during film forming. Films were formed until the thickness of the layer was 2 ⁇ m.
  • the resulting insert performs structure observation using a Keyence scanning electron microscope (VE8800) and transmission electron microscope, it was confirmed crystal and the thickness constituting the coating layer (t 1, t 2).
  • VE8800 Keyence scanning electron microscope
  • t 1, t 2 transmission electron microscope
  • EDAX analyzer AMETEK EDAX-VE9800
  • the composition of the coating layer is quantitatively analyzed by the ZAF method, which is a type of energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) analysis method, at an acceleration voltage of 15 kV.
  • the composition of the layers was calculated.
  • the number ratio of droplets was determined (denoted as specific Dr ratio number% in the table). The results are shown in Tables 1 and 2.
  • the thicknesses (t 1 , t 2 ) of the first layer and the second layer can be observed at magnifications that can be observed, respectively. Thicknesses (t 1 , t 2 ) were measured, and the observation visual field was measured for observation points of three or more arbitrary visual fields, and these were averaged to calculate respective thicknesses t 1 , t 2 .
  • Cutting test was done on the following cutting conditions using the obtained insert. The results are shown in Table 2.
  • Cutting method Shoulder (milling) Work material: SKD11
  • Cutting speed 150 m / minute feed: 0.12 mm / blade cutting: lateral cutting 10 mm, depth cutting 3 mm
  • Cutting state Dry evaluation method: The chipping state was measured at the time of cutting for 10 minutes, and the number of cuts that could be continuously cut was evaluated.
  • sample No. 1 is composed of a first layer and a second layer in a predetermined range, and the hexagonal peak of the X-ray diffraction pattern is shifted to the low angle side in the range of 0.1 to 5.0 °.
  • I-1 to 6 in addition to oxidation resistance and wear resistance, the fracture resistance was high and the cutting performance was excellent.
  • a cutting insert base was prepared in the same manner as in Example 1, and a coating layer composed of the composition of the first layer and the second layer shown in Table 3 was formed by arc ion plating as in Example 1.
  • sample No. 1 in which the composition of the first layer is out of the predetermined range. In II-2 to 5, 9, and 11, oxidation resistance decreased and crater wear progressed from an early stage. Sample No. 2 in which the composition of the second layer deviates from the predetermined range. In II-12, the hardness of the hexagonal crystal structure was affected, the wear resistance was lowered, and crater wear progressed. On the other hand, the sample No. consisting of the first layer and the second layer in a predetermined range. II-1, 6-8, and 10 had high chipping resistance and excellent cutting performance in addition to oxidation resistance and wear resistance.

Abstract

【課題】　被覆層の耐酸化性が高くかつ耐欠損性が高い表面被覆部材を提供する。 【解決手段】　基体２の表面に、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２）からなる第１層７と、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎ（ただし、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２）からなる第２層８を交互に繰り返し積層した被覆層６を被覆し、被覆層６のＸ線回折パターンにおいて立方晶と六方晶の回折ピークｐｃ、ｐｈが混在した状態で観察され、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの回折角（２θｃｈ）と立方晶の回折ピークｐｃの回折角（２θｃｍ）とのずれに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの回折角（２θｈｓ）と六方晶の回折ピークｐｈの回折角（２θｈｍ）とのずれが低角度側に０．１～５．０°大きい切削工具１等の表面被覆部材である。

Description

表面被覆部材
　本発明は基体の表面に被覆層を成膜してなる表面被覆部材に関する。
　切削工具等の表面被覆部材は、耐摩耗性や耐溶着性、耐欠損性が必要とされるため、例えば、ＷＣ基超硬合金やＴｉＣＮ基サーメット等の硬質基体の表面に様々な被覆層を成膜した切削工具等の表面被覆部材が広く使われている。かかる被覆層として、ＴｉＣＮ層やＴｉＡｌＮ層が一般的に広く採用されているが、より高い耐摩耗性と耐欠損性の向上を目的として種々な被覆層が開発されつつある。
　例えば、特許文献１では、Ｔｉ（Ｃ）Ｎ皮膜層とＴｉＡｌ（Ｃ）Ｎ皮膜層とが交互に隣接して４層以上形成された硬質皮膜構造が開示されている。また、特許文献２では、ＴｉＮｂＳｉＮからなるＡ層とＴｉＡｌＮからなるＢ層とがそれぞれ交互に積層された被覆層において、Ａ層とＢ層の周期を被覆層の厚み方向で変化させた皮膜構造が開示されている。さらに、特許文献３では、六方晶のＡｌＮ層またはＴｉ０．１Ａｌ０．９Ｎと立方晶のＴｉＮ層またはＴｉ０．５Ｚｒ０．５Ｎ層との２種類の薄層が交互に一定の周期で積層された被覆層が開示されている。
特開平０６－１３６５１４号公報 特開２０１０－０７６０８４号公報 特開平０８－１２７８６３号公報
　しかしながら、特許文献１、２のように異なる２つの組成を交互に積層した構成においても、立方晶の結晶構造のみからなる組成では耐酸化性と耐欠損性をさらに高める必要があり、性能が十分とは言えなかった。また、特許文献３のように、被覆層を、単純な立方晶と六方晶の混在した第１層と立方晶からなる第２層との交互積層の構成とした場合には、被覆層の耐欠損性が不十分であった。
　そこで、本発明は、耐酸化性と耐欠損性をさらに高めることができる被覆層を備えた表面被覆部材を提供することを目的とする。
　本発明の表面被覆部材は、基体の表面に、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層を交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆したものであって、前記被覆層の表面から見たＸ線回折（ＸＲＤ）パターンにおいて、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐｃと六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐｈが混在した状態で観察されるとともに、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの（２００）面の回折角（２θｃｓ）に対する前記立方晶のＸ線回折ピークｐｃの回折角（２θｃｍ）の低角度側へのずれ量△θｃに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの（００２）面の回折角（２θｈｓ）に対する前記六方晶のＸ線回折ピークｐｈの回折角（２θｈｍ）の低角度側へのずれ量△θｈが０．１～５．０°大きい構成からなる。
　本発明の他の表面被覆部材は、基体の表面に、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．２５、０．７５≦ｂ≦０．８５、０≦ｄ≦０．１５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．８≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．２、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層とを交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆したものである。
　第１層の（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎで表わされて、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９かつ０≦ｄ≦０．２の被覆層は、単層で存在すると硬度の高い立方晶の結晶構造とともにＡｌＮを基本構造とする六方晶の結晶構造が混在する形態をとるが、この六方晶の結晶構造は立方晶の結晶構造に比べて硬度が低いために、被覆層全体の耐摩耗性が低下することが知られている。そこで、被覆層を、単純に立方晶と六方晶の混在した第１層と、立方晶からなる第２層との交互積層の構成とすることによって、被覆層の硬度を高めることはできるが、被覆層の耐欠損性が低下する。
　そのため、本発明によれば、立方晶と六方晶の混在した第１層と、立方晶からなる第２層との交互積層の構成において、Ｘ線回折ピークにおける立方晶と六方晶の基準の回折角（２θｃｓ、２θｈｓ）に対して、六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークの回折角（２θｈｍ）を、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークの回折角（２θｃｍ）よりも低角度側にシフトさせる、すなわち、被覆層中の六方晶のＸ線回折ピークｐｈの回折角（２θｈｍ）の低角度側へのずれ量△θｈを０．１～５．０°大きくすることにより、被覆層の耐酸化性と耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性を高めることができる。
　また、第１層の（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎで表わされて、Ａｌの含有比率であるｂが０．５５よりも高い組成では、単層で存在すると硬度の高いＴｉＮを基本構造とする立方晶の結晶構造とともにＡｌＮを基本構造とする六方晶の結晶構造が混在する形態をとるが、この六方晶の結晶構造は立方晶の結晶構造に比べて硬度が低いために、Ａｌの含有比率が高くなればなるほど被覆層全体の耐摩耗性が低下していくことが知られている。しかしながら、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎの０．１≦ａ＜０．２５、０．７５≦ｂ≦０．８５かつ０≦ｄ≦０．１５の比率からなる被覆層は、立方晶と六方晶とが混在しながらも、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎで表されてＴｉを８０原子％以上含有する（０．８≦ｅ≦１）立方晶からなる第２層との交互積層の構成とすることによって、被覆層の耐酸化性が高く、過酷な切削環境下における耐摩耗性が向上することを見出した。
本発明の表面被覆部材の好適例である切削工具の一例について、（ａ）概略斜視図であり、（ｂ）被覆層の拡大断面図である。 図１の切削工具についてのＸ線回折パターンである。 第２層がＴｉＮ層からなる実施例２の試料Ｎｏ．II－２～９において、第１層のＡｌの含有比率ｂを変化させたときの逃げ面摩耗量をプロットしたグラフである。
　本発明の切削工具の一例について、図１（ａ）の概略斜視図、（ｂ）の被覆層の拡大断面図を用いて説明する。
  本発明の表面被覆部材の好適例である切削工具１は、基体２の表面に、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層７と、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層８を交互に繰り返し積層した被覆層６を被覆した構成からなり、すくい面３と逃げ面４とを有する。
　そして、図２に示すような被覆層６の表面から見たＸ線回折（ＸＲＤ）パターンにおいて、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐｃと六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐｈが混在した状態で観察されるとともに、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの回折角（２θｃｓ）と回折ピークｐｃの回折角（２θｃｍ）との低角度側へのずれに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの回折角（２θｈｓ）と回折ピークｐｈの回折角（２θｈｍ）とのずれが低角度側に０．１～５．０°大きい構成からなる。この構成により、被覆層６の耐酸化性と耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性を高めることができる。上記ずれの差の望ましい範囲は、０．５～３．０°である。なお、図２において、上記２θｃｓ、２θｃｍ、２θｈｓ、２θｈｍを模式的に表示した。
　なお、本実施態様によれば、第１層７の各厚みの平均値ｔ１と第２層８の各厚みの平均値ｔ2とがそれぞれ１～１００ｎｍであり、この範囲であれば、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れる。なお、第１層７の各厚みの平均値とは、第１層７の各層の厚みを測定し、これら合計厚みを層の数で割った値を指す。第２層８も同様である。また、第１層７の各厚みの平均値ｔ１と第２層８の各厚みの平均値ｔ2との比率ｔ１／ｔ２は０．３～０．８であり、被覆層６の内部応力を緩和して被覆層６が剥離やチッピングすることなく厚膜化でき、耐摩耗性および耐欠損性が向上する。
　また、第１層７の（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）組成において、ａが０．１より小さいと硬度特性が得られなくなり、逆にａが０．４以上かまたはｂが０．４より小さいと六方晶の結晶構造が現れなくなる。また、ｂが０．９を超えると被覆層６の硬度が低下する。さらに、金属Ｍとしては、Ｔｉを除く周期表第４、５、６族金属、ＳｉおよびＹから選ばれる少なくとも１種からなるが、中でも、Ｎｂ、Ｓｉ、ＣｒおよびＷの１種以上を含有することが、被覆層６の耐酸化性を高める上で望ましい。なお、第２層８は金属Ｍを含まなくてもよく、第２層８がＴｉＮからなることが、第２層８の内部応力が低く被覆層６の内部応力を緩和して被覆層６が自己破壊により剥離やチッピングすることなく厚膜化でき、耐摩耗性および耐欠損性が向上する点で望ましい。ｄが０．２を超えると、被覆層６の硬度が低下する。
　さらに、第１層７の（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎの組成式において、０．１≦ａ＜０．２５、０．７５≦ｂ≦０．８５、０≦ｄ≦０．１５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１からなり、かつ第２層８の（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎの組成式において、０．８≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．２、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１からなる場合には、被覆層６の耐酸化性が高くて切刃が高温になる過酷な切削条件においても切削工具１の耐摩耗性が高い。図３に第２層８がＴｉＮからなるときの第１層７の組成式（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎにおいて、Ａｌ含有比率ｂの変化に対する逃げ面摩耗幅の変化を示すが、ｂが０．５で極小値をとった後、ｂが高くなるにつれて摩耗幅が大きくなる傾向にある。しかしながら、ｂ＝０．７５～０．８５では、逃げ面摩耗幅が再び小さくなり、他の組成よりも耐摩耗性が高くなることがわかった。ここで、ｂが０．７８～０．８２であれば、特に耐摩耗性が高い。なお、図３の逃げ面摩耗幅は後述する実施例の切削条件において９００個加工後の試料（試料Ｎｏ．II－２～９）について測定した。
　また、被覆層６中の各元素の含有比率は、電子顕微鏡測定装置に備え付けられたエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析装置を用いて測定することができ、被覆層６中のＴｉ含有比率は各元素のピーク強度の総和とＴｉ元素のピーク強度との比率で算出される。ここで、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析法におけるＴｉのＬα線のピーク（エネルギー０．４ｋｅＶ付近）についてはＮ元素のＫα線のピークと重なって正確な測定ができないために、Ｎ元素が含有される可能性がある場合にはこのピークは算出に用いるピークから外してＴｉのＫα線のピーク（エネルギー４．５ｋｅＶ付近）を用いてＴｉの含有量を求め、その量から他の金属元素の含有比率をそれぞれ算出する。また、本発明によれば、金属元素の測定に際してはそれぞれ被覆層の任意５箇所以上の測定値に基づいてその平均値として求めるものとする。
　また、本実施態様では、被覆層６の表面には複数のドロップレットが存在しており、任意の領域について顕微鏡で観察される所定の視野内に存在するドロップレットのうちの５０％以上の数が、（ＴｉｈＡｌｉＭｊ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、ｈ＝０～０．２または０．８～１、ｉ＝０～０．２または０．８～１、０≦ｇ≦０．２、ｈ＋ｉ＋ｊ＝１）からなる。この５０％以上の上記特定組成のドロップレットは硬度が低いために、被覆層６の表面を被削材が通過するような場合には、被覆層６の正常部よりも先に変形して、被覆層６の摺動性を高める働きをする。
　さらに、基体としては、炭化タングステンや、炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの他、窒化ケイ素や、酸化アルミニウムを主成分とするセラミック、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相と、セラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。その他、鋼や合金鋼等も採用可能である。
　なお、上記実施態様では切削工具として適用する場合について説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、金型等の耐摩耗部材や刃物、掘削工具への適用も可能である。
　（製造方法）
　次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。
  まず、工具形状の基体を従来公知の方法を用いて作製する。次に、基体の表面に、被覆層を成膜する。被覆層の成膜方法として、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）および金属Ｍ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表第４、５、６族元素、ＳｉおよびＹのうちから選ばれる１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲットまたは複合化した合金ターゲットに用いる。
　そして、第１層を構成するターゲット１と第２層を構成するターゲット２とをチャンバの側壁面の望ましくは対向する位置に配置して、試料を回転させながら成膜する。成膜条件としては、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ４）／アセチレン（Ｃ２Ｈ２）ガスと反応させるイオンプレーティング法またはスパッタリング法によって被覆層を成膜する。
　このとき、第１層を主として成膜するターゲット１の近傍にてＡｒガスを供給して、望ましくはプラズマを発生させた状態で成膜することにより、成膜される被覆層中の第１層と第２層の特定のＸＲＤピークのずれ量を所定の範囲に制御することができる。また、試料の回転数は２～１０ｒｐｍであることが望ましい。
　なお、イオンプレーティング法やスパッタリング法で上記被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造を考慮してアーク電流を印加することによって特定の高硬度な被覆層を作製できるとともに、基体との密着性を高めるために３０～２００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。
　平均粒径０．５μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末に対して、金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）粉末を０．５質量％の割合で添加、混合し、刃先交換式切削工具（ＣＮＭＧ０４０８）インサート形状に成型して焼成した。そして、研削工程を経た後、アルカリ、酸、蒸留水の順によって表面を洗浄して切削インサート基体を作製した。
　そして、ターゲット１とターゲット２を装着したアークイオンプレーティング装置内に上記基体をセットし、基体を５００℃に加熱して、試料の回転数３ｒｐｍ、アーク電流１５０Ａにて表１に示す被覆層を成膜した。また、成膜条件はＮ２ガスを総圧力４Ｐａの雰囲気中、バイアス電圧１００Ｖとし、成膜中、Ｎ２ガスとは別にＡｒガスを表１に示す位置、圧力で供給しながらすくい面における被覆層の厚みが２μｍとなるまで成膜した。
　得られたインサートについて、キーエンス社製走査型電子顕微鏡（VE8800）および透過型電子顕微鏡を用いて組織観察を行い、被覆層を構成する結晶や膜厚（ｔ１、ｔ２）を確認した。同装置に付随のＥＤＡＸアナライザ（AMETEK EDAX-VE9800）を用いて加速電圧１５ｋＶにてエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析法の一種であるＺＡＦ法により被覆層の組成の定量分析を行い、被覆層（第１層および第２層）の組成を算出した。同様に、被覆層の表面に存在する直径が０．２μｍ以上のドロップレットについて、それぞれの組成を分析し、１視野に存在する全ドロップレットの総数に対する（ＴｉｈＡｌｉＭｊ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、ｈ＝０～０．２または０．８～１、ｉ＝０～０．２または０．８～１、０≦ｇ≦０．２、ｈ＋ｉ＋ｊ＝１）からなるドロップレットの個数比率を求めた（表中、特定Ｄｒ比率　個数％と記載）。結果は表１、２に示した。なお、膜厚の測定においては、第１層と第２層との厚み（ｔ１、ｔ２）がそれぞれ観察できる倍率で観察される一視野内の複数層の第１層と第２層の厚み（ｔ１、ｔ２）をそれぞれ測定し、さらに観察視野を任意３視野以上の観察ポイントについて測定して、これを平均してそれぞれの厚みｔ１、ｔ２を算出した。
　また、２θ＝２０～８０°の範囲でＸ線回折測定を行い、被覆層のピークを同定した。そして、立方晶の（２００）面と六方晶の（００２）面のピークの回折角（２θｃｍ、２θｈｍ）を読み取って、立方晶ＴｉＮのＪＳＰＤＳデータの（２００）面の回折角２θｃｓ＝４２．５９°と２θｃｍとのずれ量（表中△θｃと記載）と、六方晶ＡｌＮのＪＳＰＤＳデータの（００２）面の回折角２θｈｓ＝３７．９１８°と２θｈｍとのずれ量（表中△θｈと記載）とを算出し、その差（表中△θｈ－△θｃと記載）も表２に示した。さらに、得られたインサートを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表２に記載した。
切削方法：肩削り（ミリング加工）
被削材　：ＳＫＤ１１
切削速度：１５０ｍ／分
送り　　：０．１２ｍｍ／刃
切り込み：横切り込み１０ｍｍ、深さ切り込み３ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：１０分間切削した時点でチッピング状態を測定し、続けて切削加工できた加工数を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、２より、第１層の組成が所定の範囲から外れる（ａ＞０．４）試料Ｎｏ．Ｉ－７では、耐酸化性が低下してクレータ摩耗が早期から進行した。また、第２層の組成が所定の範囲から外れる（ｅ＜０．４、ｆ＞０．６）の試料Ｎｏ．Ｉ－８では、六方晶構造の硬度の影響が出て耐摩耗性が低下し、クレータ摩耗が進行した。さらに、成膜中にＡｒガスを導入せず六方晶のＸ線回折ピークの低角度側へのずれが０．１°より小さかった試料Ｎｏ．Ｉ－９では、耐チッピング性が低下した。
　これに対し、所定範囲の第１層と第２層とからなり、Ｘ線回折パターンの六方晶ピークが低角度側へ０．１～５．０°の範囲でシフトした試料Ｎｏ．Ｉ－１～６では、耐酸化性および耐摩耗性に加えて耐欠損性が高くて切削性能に優れたものであった。
　実施例１と同様に切削インサート基体を作製し、実施例１と同様に、アークイオンプレーティング法にて表３に示す第１層と第２層の組成からなる被覆層を成膜した。
　得られたインサートについて、実施例１と同様に被覆層を構成する結晶の性状や膜厚（ｔ１、ｔ２）の確認、被覆層およびドロップレットの組成の定量分析、Ｘ線回折測定における△θｃ、△θｈ、その差を測定した。さらに、得られたインサートを用いて実施例１と同様に切削試験を行った。結果は表３、４に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、４より、第１層の組成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．II－２～５、９、１１では、耐酸化性が低下してクレータ摩耗が早期から進行した。また、第２層の組成が所定の範囲から外れる試料Ｎｏ．II－１２では、六方晶構造の硬度の影響が出て耐摩耗性が低下し、クレータ摩耗が進行した。これに対し、所定範囲の第１層と第２層とからなる試料Ｎｏ．II－１、６～８、１０では、耐酸化性および耐摩耗性に加えて耐欠損性が高くて切削性能に優れたものであった。
１　切削工具
２　基体
３　すくい面
４　逃げ面
５　切刃
６　被覆層
７　第１層
８　第２層

Claims (6)

  1. 　基体の表面に、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．１≦ａ＜０．４、０．４≦ｂ≦０．９、０≦ｄ≦０．２、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹのうちの１種以上、０．４≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．６、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層を交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆した表面被覆部材であって、前記被覆層の表面から見たＸ線回折（ＸＲＤ）パターンにおいて、立方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐｃと六方晶の結晶構造に帰属される回折ピークｐｈが混在した状態で観察されるとともに、ＪＣＰＤＳカードの立方晶ＴｉＮのＸ線回折ピークの（２００）面の回折角（２θｃｓ）に対する前記立方晶のＸ線回折ピークｐｃの回折角（２θｃｍ）の低角度側へのずれ量△θｃに対して、ＪＣＰＤＳカードの六方晶ＡｌＮのＸ線回折ピークの（００２）面の回折角（２θｈｓ）に対する前記六方晶のＸ線回折ピークｐｈの回折角（２θｈｍ）の低角度側へのずれ量△θｈが０．１～５．０°大きい表面被覆部材。
  2. 　基体の表面に、（ＴｉａＡｌｂＭｄ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．１≦ａ＜０．２５、０．７５≦ｂ≦０．８５、０≦ｄ≦０．１５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１）からなる第１層と、（ＴｉｅＡｌｆＭｇ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、０．８≦ｅ≦１、０≦ｆ≦０．２、０≦ｇ≦０．２、ｅ＋ｆ＋ｇ＝１）からなる第２層とを交互に繰り返し積層してなる被覆層を被覆した表面被覆部材。
  3. 　前記第１層の各厚みの平均値ｔ１と前記第２層の各厚みの平均値ｔ2とが１～１００ｎｍである請求項１または２記載の表面被覆部材。
  4. 　前記第１層の各厚みの平均値ｔ１と前記第２層の各厚みの平均値ｔ2との比率ｔ１／ｔ２が０．３～０．８である請求項３記載の表面被覆部材。
  5. 　前記第２層がＴｉＮからなる請求項１乃至４のいずれか記載の表面被覆部材。
  6. 　前記被覆層の表面には複数のドロップレットが存在し、任意の領域について顕微鏡で観察される所定の視野内に存在するドロップレットのうちの５０％以上の数が、（ＴｉｈＡｌｉＭｊ）Ｎ（ただし、ＭはＴｉ以外の周期表４、５、６族金属、ＳｉおよびＹの１種以上、ｈ＝０～０．２または０．８～１、ｉ＝０～０．２または０．８～１、０≦ｇ≦０．２、ｈ＋ｉ＋ｊ＝１）からなる請求項１乃至５のいずれか記載の表面被覆部材。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014142190A1 (ja) * 2013-03-12 2014-09-18 日立ツール株式会社 硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材、及びそれらの製造方法
US10384269B2 (en) * 2014-11-13 2019-08-20 Mitsubishi Materials Corporation Surface-coated cutting tool
US10669622B2 (en) * 2015-04-20 2020-06-02 Seco Tools Ab Coated cutting tool and a method for coating the cutting tool
WO2020254424A1 (en) * 2019-06-19 2020-12-24 Ab Sandvik Coromant A coated cutting tool
US11982000B2 (en) * 2021-12-10 2024-05-14 Tungaloy Corporation Coated cutting tool

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009101491A (ja) * 2007-10-25 2009-05-14 Mitsubishi Materials Corp 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた潤滑性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具
JP2010082704A (ja) * 2008-09-29 2010-04-15 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 表面被覆切削工具
JP2010111952A (ja) * 2010-02-05 2010-05-20 Kobe Steel Ltd 硬質皮膜およびその形成方法
JP2010247262A (ja) * 2009-04-15 2010-11-04 Tungaloy Corp 被覆ｃＢＮ焼結体

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009101491A (ja) * 2007-10-25 2009-05-14 Mitsubishi Materials Corp 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた潤滑性と耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具
JP2010082704A (ja) * 2008-09-29 2010-04-15 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 表面被覆切削工具
JP2010247262A (ja) * 2009-04-15 2010-11-04 Tungaloy Corp 被覆ｃＢＮ焼結体
JP2010111952A (ja) * 2010-02-05 2010-05-20 Kobe Steel Ltd 硬質皮膜およびその形成方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014142190A1 (ja) * 2013-03-12 2014-09-18 日立ツール株式会社 硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材、及びそれらの製造方法
JPWO2014142190A1 (ja) * 2013-03-12 2017-02-16 三菱日立ツール株式会社 硬質皮膜、硬質皮膜被覆部材、及びそれらの製造方法
US10384269B2 (en) * 2014-11-13 2019-08-20 Mitsubishi Materials Corporation Surface-coated cutting tool
US10669622B2 (en) * 2015-04-20 2020-06-02 Seco Tools Ab Coated cutting tool and a method for coating the cutting tool
WO2020254424A1 (en) * 2019-06-19 2020-12-24 Ab Sandvik Coromant A coated cutting tool
CN114008245A (zh) * 2019-06-19 2022-02-01 山特维克科洛曼特公司 涂布的切削工具
CN114008245B (zh) * 2019-06-19 2024-01-23 山特维克科洛曼特公司 涂布的切削工具
US11982000B2 (en) * 2021-12-10 2024-05-14 Tungaloy Corporation Coated cutting tool

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