WO2016158717A1 - 被覆切削工具 - Google Patents

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coated cutting
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茂揮 田中
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株式会社タンガロイ
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Definitions

  • the present invention relates to a coated cutting tool.
  • a cutting tool having a longer tool life than before has been demanded with an increase in demand for higher efficiency of the cutting process. For this reason, as a required characteristic of the tool material, improvement in wear resistance and fracture resistance related to the life of the cutting tool are becoming more important. Therefore, in order to improve these properties, a base material made of cemented carbide, cermet, cBN, or the like, and a TiN layer covering the surface, or one or more coating layers such as a TiAlN layer are included. Coated cutting tools are widely used.
  • Patent Document 1 discloses two layers composed of one single layer or two or more multilayers of nitrides of Ti and Al, carbonitrides, carbonates, and carbonitrides.
  • a coated cutting tool is proposed in which two layers are a first layer having a maximum peak intensity on the (200) crystal plane and a second layer having a maximum peak intensity on the (111) crystal plane.
  • Patent Document 2 the orientation of the composite nitride represented by the composition formula (Ti x Al 1-x ) N (atomic ratio, x: 0.25 to 0.50) is oriented in the (200) plane. Coated cutting tools having a different coating layer have been proposed.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a coated cutting tool that can be satisfactorily processed over a long period of time, particularly when processing difficult-to-cut materials with low thermal conductivity.
  • the present inventor has conducted research on extending the tool life of the coated cutting tool.
  • the coated cutting tool has the following configuration, it becomes possible to improve its fracture resistance.
  • the tool life of the coated cutting tool is improved.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a coated cutting tool including a substrate and a coating layer formed on the surface of the substrate, wherein at least one of the coating layers has the following formula: (Al x Ti 1-x ) N [Wherein x represents the atomic ratio of the Al element to the total of the Al element and the Ti element, and satisfies 0.60 ⁇ x ⁇ 0.85. ]
  • a value of the orientation index TC (311) of the cubic (311) plane of the predetermined layer is 2.5 or more and 4.2 or less, including a predetermined layer containing a compound having a composition represented by:
  • a coated cutting tool wherein the predetermined layer has an average thickness of 1.0 ⁇ m or more and 12.0 ⁇ m or less.
  • the coated cutting tool according to (1) wherein the value of the orientation index TC (111) of the cubic (111) plane of the predetermined layer is 0.85 or more and 1.5 or less.
  • the predetermined layer has a compressive stress of 0.2 GPa or more and 6.0 GPa or less.
  • the coating layer is selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Si, and Y between the predetermined layer and the base material.
  • a lower layer containing a compound composed of at least one element and at least one element selected from the group consisting of C, N, O and B (however, the composition differs from that of the predetermined layer);
  • the coated cutting tool according to any one of (1) to (3), wherein an average thickness of the lower layer is not less than 0.1 ⁇ m and not more than 3.5 ⁇ m.
  • the coating layer is selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Si and Y on the opposite side of the predetermined layer from the base material.
  • an upper layer containing a compound consisting of at least one element selected from the group consisting of C, N, O and B (however, the composition differs from that of the predetermined layer).
  • the present invention it is possible to provide a coated cutting tool that can be satisfactorily processed over a long period of time, particularly when processing difficult-to-cut materials with low thermal conductivity.
  • the present embodiment a mode for carrying out the present invention (hereinafter simply referred to as “the present embodiment”) will be described in detail, but the present invention is not limited to the present embodiment described below.
  • the present invention can be variously modified without departing from the gist thereof.
  • the coated cutting tool of this embodiment includes a base material and a coating layer formed on the surface of the base material.
  • the base material in this embodiment is not particularly limited as long as it can be used as a base material for a coated cutting tool.
  • the substrate include cemented carbide, cermet, ceramics, cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body, and high speed steel.
  • the base material is at least one selected from the group consisting of cemented carbide, cermet, ceramics, and cubic boron nitride sintered body, since it is further excellent in wear resistance and fracture resistance. .
  • a base material is used individually by 1 type or in combination of 2 or more types.
  • the average average thickness of the coating layer when the average thickness of the entire coating layer is 1.0 ⁇ m or more, the wear resistance tends to be further improved. On the other hand, when the average thickness of the entire coating layer is 15.0 ⁇ m or less, the fracture resistance tends to be further improved. Therefore, the average average thickness of the coating layer is preferably 1.0 ⁇ m or more and 15.0 ⁇ m or less. Among these, from the same viewpoint as described above, the overall average thickness of the coating layer is more preferably 2.0 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less.
  • the coating layer of the present embodiment may be a single layer or a multilayer of two or more layers, at least one of the coating layers is referred to as a specific layer described below (hereinafter referred to as “hard layer”). )including.
  • the hard layer according to this embodiment has the following formula: (Al x Ti 1-x ) N Since the compound which has the composition represented by this is contained, it is excellent in oxidation resistance.
  • the compound having the composition represented by the above formula in the hard layer of the present embodiment preferably contains cubic crystals, or cubic crystals and hexagonal crystals.
  • x represents an atomic ratio of the Al element to the total of the Al element and the Ti element, and satisfies 0.60 ⁇ x ⁇ 0.85.
  • the atomic ratio x of the Al element is 0.60 or more, a decrease in oxidation resistance can be further suppressed by increasing the Al content, and when it is 0.85 or less, the abundance ratio of hexagonal crystals is reduced. By keeping it lower, it is possible to further suppress a decrease in wear resistance.
  • x it is preferable that x is 0.60 or more and 0.80 or less because the balance between oxidation resistance and wear resistance is excellent, and it is more preferable that x is 0.65 or more and 0.80 or less.
  • the composition of the hard layer is expressed as (Al 0.6 Ti 0.4 ) N
  • the atomic ratio of the Al element to the total of the Al element and the Ti element is 0.6
  • the Al element The atomic ratio of Ti element to the total of Ti and Ti element is 0.4. That is, it means that the amount of Al element with respect to the sum of Al element and Ti element is 60 atomic%, and the amount of Ti element with respect to the sum of Al element and Ti element is 40 atomic%.
  • the average thickness of the hard layer when the average thickness of the hard layer is 1.0 ⁇ m or more, a decrease in wear resistance can be further suppressed, and when the average thickness is 12.0 ⁇ m or less, a decrease in fracture resistance can be further suppressed. Therefore, the average thickness of the hard layer is 1.0 ⁇ m or more and 12.0 ⁇ m or less. Among these, from the same viewpoint as described above, the average thickness of the hard layer is preferably 1.0 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less, and more preferably 2.0 ⁇ m or more and 8.0 ⁇ m or less.
  • the coating layer of this embodiment may be comprised only with a hard layer, if it has a lower layer between a base material and a hard layer (namely, lower layer of a hard layer), adhesion with a base material and a hard layer will be carried out. This is preferable because the properties are further improved.
  • the lower layer is composed of at least one element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Si, and Y from the same viewpoint as above.
  • the lower layer is different in composition from the hard layer.
  • the lower layer may be a single layer or a multilayer of two or more layers.
  • the average thickness of the lower layer is 0.1 ⁇ m or more and 3.5 ⁇ m or less because the adhesion between the substrate and the coating layer tends to be further improved.
  • the average thickness of the lower layer is more preferably 0.3 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less, and further preferably 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less.
  • the coating layer of the present embodiment may have an upper layer on the side opposite to the base of the hard layer (that is, the upper layer of the hard layer), preferably on the surface of the hard layer.
  • the upper layer is composed of at least one element selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, Si and Y, and a group consisting of C, N, O and B It is more preferable to include a compound composed of at least one element selected from the above, since the wear resistance is further improved. From the same viewpoint as described above, the upper layer is selected from at least one element selected from the group consisting of Ti, Hf, V, Ta, Cr and Al, and from the group consisting of C, N, O and B.
  • the upper layer includes a compound composed of at least one element, and further preferably includes a compound composed of N and at least one element selected from the group consisting of Ti, Hf, V, Ta, Cr, and Al.
  • the composition of the upper layer is different from that of the hard layer.
  • the upper layer may be a single layer or a multilayer of two or more layers.
  • the average thickness of the upper layer is 0.1 ⁇ m or more and 3.5 ⁇ m or less because it tends to be excellent in wear resistance. From the same viewpoint, the average thickness of the upper layer is more preferably 0.2 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less, and further preferably 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less.
  • the value of the orientation index TC (311) of the cubic (311) plane is 2.5 or more and 4.2 or less, the mechanical strength of the hard layer is increased.
  • the coated cutting tool has excellent fracture resistance.
  • the value of the orientation index TC (311) is preferably 2.5 or more and 4.0 or less, more preferably 2.5 or more and 3.8 or less, and 2.6 or more and 3. More preferably, it is 6 or less.
  • the value of the orientation index TC (111) of the cubic (111) plane in the hard layer is preferably 0.85 or more and 1.5 or less, and 0.85 or more and 1.3 or less. More preferably.
  • the cubic crystal (311) plane orientation index TC (311) and the cubic crystal (111) plane orientation index TC (111) referred to in this embodiment are hard layers ((Al, Ti) N layers).
  • the X-ray diffraction peak intensity value obtained from the (hkl) plane when X-ray diffraction is performed for Id is I (hkl), and the ICDD card No.
  • I (hkl) is the standard diffraction intensity of the (hkl) plane described in 00-046-1200
  • I 0 (hkl) each is defined by the following equation.
  • (hkl) is the five surfaces (111), (200), (220), (311), and (222).
  • the peak intensity of each plane index in the hard layer of the present embodiment can be measured by using a commercially available X-ray diffractometer.
  • a commercially available X-ray diffractometer For example, when the X-ray diffraction of a 2 ⁇ / ⁇ concentration method optical system using Cu-K ⁇ rays is measured under the following conditions using an X-ray diffractometer RINT TTRIII (product name) manufactured by Rigaku Corporation, The peak intensity of the plane index can be measured.
  • measurement conditions are: output: 50 kV, 250 mA, incident side solar slit: 5 °, divergence longitudinal slit: 2/3 °, divergence longitudinal restriction slit: 5 mm, scattering slit 2/3 °, light receiving side solar slit: 5 ° , Receiving slit: 0.3 mm, BENT monochromator, receiving monochrome slit: 0.8 mm, sampling width: 0.01 °, scan speed: 4 ° / min, 2 ⁇ measurement range: 20 to 140 °.
  • analysis software attached to the X-ray diffraction apparatus may be used.
  • the analysis software can perform background processing and K ⁇ 2 peak removal using cubic approximation, and profile fitting using the Pearson-VII function to obtain each peak intensity.
  • strength can be measured with a thin film X-ray-diffraction method so that it may not receive to the influence of a lower layer.
  • the hard layer of the present embodiment has a compressive stress because the mechanical strength is improved and the fracture resistance of the coated cutting tool is improved.
  • the compressive stress of the hard layer is 0.2 GPa or more, the fracture resistance tends to be improved, and if it is 6.0 GPa or less, peeling of the coating layer itself tends to be further suppressed. Therefore, the compressive stress of the hard layer is preferably 0.2 GPa or more and 6.0 GPa or less, more preferably 1.0 GPa or more and 5.5 GPa or less, and further preferably 2.0 GPa or more and 5.0 GPa or less.
  • the compressive stress can be measured by the sin 2 ⁇ method using an X-ray diffractometer. Such compressive stress is selected from 10 arbitrary points included in the part involved in cutting (each of these points is selected at a distance of 0.5 mm or more from each other so that the stress of the part can be represented). Is preferably measured by the sin 2 ⁇ method, and an average value thereof is obtained.
  • the section (no distortion angle) is the ICDD card No. 00-006-0642 and No. Using the diffraction angles described in 00-046-1200 (cubic TiN and cubic AlN, respectively), a numerical value corresponding to the composition ratio is calculated and used.
  • the unstrained angle (2 ⁇ ) of the cubic (111) plane can be calculated by the following equation.
  • Unstrained angle (2 ⁇ ) T 2 ⁇ + (Aa) ⁇ (A 2 ⁇ ⁇ T 2 ⁇ )
  • T 2 ⁇ is the diffraction angle of the (111) plane of cubic TiN (36.81 degrees)
  • a 2 ⁇ is the diffraction angle of the (111) plane of cubic AlN (38.53 degrees)
  • Aa is It is the atomic ratio (a) of the Al element with respect to the sum of the Al element and the Ti element. Therefore, when the composition of the hard layer is (Al 0.7 Ti 0.3 ) N, the unstrained angle (2 ⁇ ) of the cubic (111) plane is 38.01 degrees.
  • the manufacturing method of the coating layer in the coated cutting tool of the present embodiment is not particularly limited, but for example, physical vapor deposition methods such as ion plating method, arc ion plating method, sputtering method, and ion mixing method Is mentioned. It is preferable to form a coating layer using physical vapor deposition because a sharp edge can be formed. Among these, the arc ion plating method is more preferable because it is more excellent in the adhesion between the coating layer and the substrate.
  • the manufacturing method of the coated cutting tool of this embodiment will be described using a specific example.
  • the manufacturing method of the coated cutting tool of this embodiment is not specifically limited as long as the configuration of the coated cutting tool can be achieved.
  • the base material processed into a tool shape is accommodated in a reaction container of a physical vapor deposition apparatus, and a metal evaporation source is installed in the reaction container. Thereafter, the inside of the reaction vessel is evacuated until the pressure becomes 1.0 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa or less, and the substrate is heated by the heater in the reaction vessel until the temperature becomes 600 ° C. to 700 ° C. After heating, Ar gas is introduced into the reaction vessel, and the pressure in the reaction vessel is set to 0.5 Pa to 5.0 Pa.
  • the substrate is heated until the temperature reaches 400 ° C. to 700 ° C., nitrogen gas (N 2 ) is introduced into the reaction vessel, and the pressure in the reaction vessel is brought to 0.5 to 5.0 Pa. Thereafter, a bias voltage of ⁇ 10 V to ⁇ 80 V is applied to the substrate, and the metal evaporation source corresponding to the metal component of each layer is evaporated by arc discharge to 100 A to 150 A, to the surface of the substrate or the surface of the lower layer The formation of particles of the hard layer is started. After starting the formation of the particles, the particles are formed while changing the temperature of the substrate to a low temperature (particle formation step). When particles are formed while changing the temperature of the substrate to a low temperature, the rate at which the particles are formed becomes slow.
  • N 2 nitrogen gas
  • the cooling rate of the temperature of the substrate is 80 ° C./hour or more.
  • the substrate is heated until the temperature reaches 400 ° C. to 700 ° C., a bias voltage of ⁇ 50 V to ⁇ 150 V is applied to the substrate, and a metal evaporation source corresponding to the metal component of each layer is applied.
  • the hard layer is formed by evaporating with an arc discharge of 100 to 150A.
  • a hard layer is formed while changing the temperature of the base material to a low temperature (film formation step). If the hard layer is formed while the temperature is changed to a low temperature, the speed at which the hard layer is formed becomes slow.
  • the cooling rate of the temperature of the substrate is set to 20 ° C./hour or more, it becomes easier to obtain desired orientation.
  • the cooling rate of the temperature of the base material is 50 ° C./hour or less, the time for substantially forming the film becomes longer, and the hard layer can be made thicker. Therefore, it is preferable that the cooling rate of the temperature of the substrate is 20 ° C./hour or more and 50 ° C./hour.
  • the atomic ratio of the Al element to the total of the Al element and Ti element of the metal evaporation source is set to 0. It is preferable to go through a particle forming step of forming particles made of nitride of 60 or more and 0.85 or less and a film forming step of forming a hard layer on the surface of the particles.
  • the value of TC (311) can be increased by gradually decreasing the film formation rate of the hard layer. The temperature of the base material has a great influence on the deposition rate of the hard layer.
  • the hard layer of this embodiment can be easily obtained.
  • the slower the film formation rate per hour the higher the value of TC (311).
  • the value of the orientation index TC (311) of the cubic (311) plane is set to 2.5 or more and 4.2 or less, and the orientation index TC (111) of the cubic (111) plane is set.
  • the film formation rate per hour is preferably set to 1.0 ⁇ m or more and 1.7 ⁇ m or less.
  • the film formation rate per hour is 1.0 ⁇ m or more, excessively high orientation in the cubic (311) plane can be further suppressed.
  • the film formation rate per hour is 1.7 ⁇ m or less, it is possible to further suppress an increase in the ratio of orientation to the (200) plane or the (220) plane, so the value of TC (111) is further increased. Can be maintained.
  • the absolute value of the bias voltage applied to the substrate in the film forming process described above it is preferable to increase the absolute value of the bias voltage applied to the substrate in the film forming process described above. More specifically, comparing the case where the bias voltage is ⁇ 50 V and the case where the bias voltage is ⁇ 100 V, the absolute value of the bias voltage is larger at ⁇ 100 V, so that the compressive stress applied to the hard layer becomes larger. Further, when a metal evaporation source having a small atomic ratio of Al element to the total of Al element and Ti element is used, the compressive stress of the hard layer tends to increase. Therefore, the compressive stress can be controlled by adjusting the bias voltage and the composition of the metal evaporation source.
  • each layer constituting the coating layer in the coated cutting tool of the present embodiment is measured from the cross-sectional structure of the coated cutting tool using an optical microscope, a scanning electron microscope (SEM), a transmission electron microscope (TEM), or the like. can do.
  • the average thickness of each layer in the coated cutting tool of the present embodiment is from three or more cross sections in the vicinity of the position of 50 ⁇ m from the edge of the edge of the surface facing the metal evaporation source toward the center of the surface. It can be obtained by measuring the thickness of each layer and calculating the average value (arithmetic average value).
  • composition of each layer constituting the coating layer in the coated cutting tool of the present embodiment is determined from the cross-sectional structure of the coated cutting tool of the present embodiment by using an energy dispersive X-ray analyzer (EDS) or a wavelength dispersive X-ray analyzer. (WDS) or the like can be used for measurement.
  • EDS energy dispersive X-ray analyzer
  • WDS wavelength dispersive X-ray analyzer
  • the coated cutting tool of this embodiment is considered to have an effect that the tool life can be extended as compared with the conventional one mainly due to its excellent oxidation resistance and mechanical strength (however, the tool life is reduced). Factors that can be extended are not limited to the above). Specific examples of the coated cutting tool of the present embodiment include milling or turning cutting edge exchangeable cutting inserts, drills, and end mills.
  • a cemented carbide having a composition of 93.2WC-6.5Co-0.3Cr 3 C 2 (mass%) was prepared by processing into an ISO standard CNMG120408-shaped insert.
  • a metal evaporation source was arranged in the reaction vessel of the arc ion plating apparatus so as to have the composition of each layer shown in Table 1 and Table 2.
  • the prepared base material was fixed to the fixture of the turntable in the reaction vessel.
  • the inside of the reaction vessel was evacuated until the pressure became a vacuum of 5.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa or less.
  • the substrate was heated with a heater in the reaction vessel until the temperature reached 600 ° C. After heating, Ar gas was introduced into the reaction vessel so that the pressure was 5.0 Pa.
  • Ion bombardment treatment with Ar gas on the surface of the substrate by applying a bias voltage of -400 V to the substrate in an Ar gas atmosphere at a pressure of 5.0 Pa, causing a 40 A current to flow through the tungsten filament in the reaction vessel. For 30 minutes. After completion of the ion bombardment treatment, the reaction vessel was evacuated until the pressure became 5.0 ⁇ 10 ⁇ 3 Pa or less.
  • the substrate After evacuation, the substrate is heated until the temperature reaches the temperature shown in Table 3 (the temperature at the start of the process), nitrogen (N 2 ) gas is introduced into the reaction vessel, and the pressure inside the reaction vessel is 2.7 Pa. The nitrogen gas atmosphere was adjusted.
  • the bias voltage shown in Table 3 was applied to the base material and evaporated by arc discharge at an arc current of 120 A, and the hard layer particles were formed on the surface of the base material. (Particle forming step). After starting the formation of the particles, the particles were formed while changing the temperature of the substrate to a low temperature at the cooling rate shown in Table 3.
  • a hard layer was formed on the products 1 to 7 under the conditions shown in Table 3 (film forming step).
  • the inside of the reaction vessel was adjusted to a nitrogen gas atmosphere having a pressure of 2.7 Pa.
  • the arc current was adjusted to 120A.
  • the bias voltage shown in Table 3 was applied to the base material, the metal evaporation source was evaporated by arc discharge shown in Table 3, and the hard layer was formed on the surface of the base material. Particles were formed (particle formation step). After starting the formation of the particles, the particles were formed while changing the temperature of the substrate to a low temperature at the cooling rate shown in Table 3.
  • a hard layer was formed on the inventive products 8 to 15 under the conditions shown in Table 3 (film forming step).
  • the inside of the reaction vessel was adjusted to a nitrogen gas atmosphere having a pressure of 2.7 Pa.
  • the arc current was adjusted to 120A.
  • each layer was formed by evaporating the metal evaporation source shown in Table 2 under the conditions shown in Table 5 on the base material.
  • the inside of the reaction vessel was adjusted to a nitrogen gas atmosphere having a pressure of 2.7 Pa.
  • the arc current was adjusted to 120A.
  • the bias voltage shown in Table 3 was applied to the base material and evaporated by arc discharge with an arc current of 120A to form the first layer of particles on the surface of the base material (particle forming step) ). After starting the formation of the particles, the particles were formed while changing the temperature of the substrate to a low temperature at the cooling rate shown in Table 3.
  • the first layer was formed on the comparative products 3 and 4 under the conditions shown in Table 3 (film forming step).
  • the first layer was formed under the conditions shown in Table 3 without going through the particle forming step (film forming step).
  • a hard layer was formed at a constant temperature without cooling.
  • the inside of the reaction vessel was adjusted to a nitrogen gas atmosphere having a pressure of 2.7 Pa.
  • the arc current was adjusted to 120A.
  • the bias voltage shown in Table 3 was applied to the base material, the metal evaporation source was evaporated by arc discharge shown in Table 3, and the second layer was formed on the surface of the base material. Particles were formed (particle formation step). After starting the formation of the particles, the particles were formed while changing the temperature of the substrate to a low temperature at the cooling rate shown in Table 3.
  • the second layer was formed on the comparative products 7 and 8 under the conditions shown in Table 3 (film formation step).
  • the inside of the reaction vessel was adjusted to a nitrogen gas atmosphere having a pressure of 2.7 Pa.
  • the arc current was adjusted to 120A.
  • the heater was turned off and the sample temperature was 100 ° C. or lower, and then the sample was taken out from the reaction vessel.
  • the average thickness of each layer of the obtained sample is SEM observation of three cross-sections in the vicinity of a position of 50 ⁇ m from the edge of the edge of the surface facing the metal evaporation source of the coated cutting tool toward the center of the surface. Then, the thickness of each layer was measured, and the average value (arithmetic average value) was calculated.
  • the composition of each layer of the obtained sample was measured using EDS in a cross section in the vicinity of the position from the edge of the edge of the surface of the coated cutting tool facing the metal evaporation source to the center part up to 50 ⁇ m. The results are also shown in Table 1 and Table 2.
  • the composition ratio of the metal element of each layer of Table 1 and Table 2 shows the atomic ratio of each metal element with respect to the whole metal element in the metal compound which comprises each layer.
  • X-ray diffraction of a 2 ⁇ / ⁇ concentrated optical system using Cu—K ⁇ ray is output: 50 kV, 250 mA, incident side solar slit: 5 °, divergence longitudinal slit: 2/3 °, divergence.
  • the apparatus used was a Rigaku Corporation X-ray diffraction apparatus RINT TTRIII (product name).
  • the peak intensity of each plane index of the hard layer was determined from the X-ray diffraction pattern.
  • TC (111) and TC (311) were determined from the obtained peak intensity of each surface index. The results are shown in Table 6.
  • each peak intensity was measured by the thin film X-ray diffraction method so that it might not be influenced by the lower layer.
  • the upper layer is formed on the surface side (opposite side of the base material) from the hard layer, the upper layer is removed by polishing treatment so as not to be affected by the upper layer, and then X Line diffraction was measured.
  • TC (111) and TC (311) of the (Al, Ti) N layer having the largest average thickness were obtained.
  • the compressive stress of the hard layer was measured by the sin 2 ⁇ method using an X-ray diffractometer. The compressive stress was measured at 10 arbitrary points included in the part involved in cutting, and the average value (arithmetic mean value) was taken as the compressive stress of the hard layer.
  • the compressive stress of the (Al, Ti) N layer having the largest average thickness was determined. The results are shown in Table 7.
  • Comparative products 1 and 6 had a short processing time until failure because the mechanical strength of the cutting edge was reduced due to the progress of oxidation. Comparative products 4, 7 and 8 had a large flank wear width at an early stage due to the large proportion of hexagonal crystals. Comparative products 2, 3 and 5 had a smaller TC (311) value and a mechanical strength lower than that of the inventive product, so that the tool life was shorter than that of the inventive product.
  • the processing time of the invention products is all longer than the processing time of the comparative products. Therefore, it can be considered that the inventive product is excellent in oxidation resistance and mechanical strength, but the tool life is long.
  • the coated cutting tool of the present invention can extend the tool life as compared with the prior art, the industrial applicability is high.

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Abstract

　特に熱伝導率が低い難削材の加工において、長期間にわたって良好に加工できる被覆切削工具を提供する。本発明の被覆切削工具は、基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具であって、前記被覆層の少なくとも１層は、下記式：　（ＡｌｘＴｉ１－ｘ）Ｎ ［式中、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５を満足する。］ で表される組成を有する化合物を含有する所定の層を含み、　前記所定の層の立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）の値が、２．５以上４．２以下であり、前記所定の層の平均厚さが、１．０μｍ以上１２．０μｍ以下である。

Description

被覆切削工具
　本発明は、被覆切削工具に関するものである。
　近年、切削加工の高能率化に対する需要の高まりに伴い、従来よりも工具寿命の長い切削工具が求められている。このため、工具材料の要求特性として、切削工具の寿命に関係する耐摩耗性の向上および耐欠損性の向上が一段と重要になっている。そこで、これらの特性を向上させるため、超硬合金、サーメット、またはｃＢＮなどからなる基材と、その表面を被覆するＴｉＮ層、またはＴｉＡｌＮ層などの１層または２層以上の被覆層とを含む被覆切削工具が広く用いられている。
　このような被覆層の特性を改善するための様々な技術が提案されている。たとえば特許文献１には、ＴｉとＡｌとの窒化物、炭窒化物、炭酸化物および炭窒酸化物の中の１種の単層または２種以上の多層からなる２つの層であって、当該２つの層が（２００）結晶面に最大ピーク強度を有する第１層と、（１１１）結晶面に最大ピーク強度を有する第２層である被覆切削工具が提案されている。
　特許文献２には、（ＴｉｘＡｌ１－ｘ）Ｎ（原子比で、ｘ：０．２５～０．５０）の組成式で示される複合窒化物の配向性を（２００）面に配向させた被覆層を有する被覆切削工具が提案されている。
　上記特許文献１および２のように、ＴｉとＡｌの化合物層において、Ｘ線回折における回折強度を制御して被覆層の特性を制御することが知られている。特に、（１１１）面に配向性を制御することにより、耐剥離性および耐酸化性が向上し、（２００）面に配向性を制御することにより、耐摩耗性が向上することが知られている。
特開平１０－３３０９１４号公報 特開２００９－９０４５２号公報
　加工能率を高めるため、従来よりも切削条件が厳しくなる傾向の中で、これまでよりも工具寿命を長くすることが求められてきた。しかしながら、ニッケル基耐熱合金やコバルト基耐熱合金等の熱伝導率が低い難削材の加工においては、切削加工時の発熱によって切れ刃における被膜が分解および酸化しやすい。そのため、被膜の硬度が低下し、かつ脆化することにより、工具の欠損が生じやすくなる傾向にある。
　このような背景から、上記の従来の被覆切削工具においては、被膜の耐酸化性および機械的強度を更に改善して、工具の寿命を一層長期化させることが求められる。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、特に熱伝導率が低い難削材の加工において、長期間にわたって良好に加工できる被覆切削工具を提供することを目的とする。
　本発明者は被覆切削工具の工具寿命の延長について研究を重ねたところ、被覆切削工具を以下の構成にすると、その耐欠損性を向上させることが可能となり、その結果、被覆切削工具の工具寿命を延長することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具であって、前記被覆層の少なくとも１層は、下記式：
　（ＡｌｘＴｉ１－ｘ）Ｎ
［式中、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５を満足する。］
で表される組成を有する化合物を含有する所定の層を含み、前記所定の層の立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）の値が、２．５以上４．２以下であり、前記所定の層の平均厚さが、１．０μｍ以上１２．０μｍ以下である被覆切削工具。
（２）前記所定の層の立方晶（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の値が、０．８５以上１．５以下である、（１）の被覆切削工具。
（３）前記所定の層は、０．２ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下の圧縮応力を有する、（１）または（２）の被覆切削工具。
（４）前記被覆層は、前記所定の層と前記基材との間に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含む下部層（ただし、前記所定の層と組成が異なる。）を有し、前記下部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、（１）～（３）のいずれかの被覆切削工具。
（５）前記被覆層は、前記所定の層の前記基材とは反対側に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含む上部層（ただし、前記所定の層と組成が異なる。）を有し、前記上部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、（１）～（４）のいずれかの被覆切削工具。
（６）前記被覆層の全体の平均厚さが、１．０μｍ以上１５．０μｍ以下である、（１）～（５）のいずれかの被覆切削工具。
（７）前記被覆層は、物理蒸着法により形成されたものである、（１）～（６）のいずれかの被覆切削工具。
（８）前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体からなる、（１）～（７）のいずれかの被覆切削工具。
　本発明によると、特に熱伝導率が低い難削材の加工において、長期間にわたって良好に加工できる被覆切削工具を提供することができる。
　以下、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。
　本実施形態の被覆切削工具は、基材とその基材の表面に形成された被覆層とを含む。本実施形態における基材は、被覆切削工具の基材として用いられ得るものであれば、特に限定はされない。基材の例として、超硬合金、サーメット、セラミックス、立方晶窒化硼素焼結体、ダイヤモンド焼結体、および高速度鋼を挙げることができる。それらの中でも、基材が、超硬合金、サーメット、セラミックスおよび立方晶窒化硼素焼結体からなる群より選ばれる１種以上であると、耐摩耗性および耐欠損性に一層優れるので、さらに好ましい。基材は、１種を単独で又は２種以上を組み合わせて用いられる。
　本実施形態の被覆切削工具において、被覆層の全体の平均厚さが１．０μｍ以上であると、耐摩耗性が更に向上する傾向がみられる。一方、被覆層の全体の平均厚さが１５．０μｍ以下であると、耐欠損性が更に向上する傾向がみられる。そのため、被覆層の全体の平均厚さは、１．０μｍ以上１５．０μｍ以下であることが好ましい。その中でも、上記と同様の観点から、被覆層の全体の平均厚さは２．０μｍ以上１０．０μｍ以下であるとより好ましい。
　本実施形態の被覆層は１層であってもよく、２層以上の多層であってもよいが、被覆層の少なくとも１層は以下に説明する特定の層（以下、「硬質層」という。）を含む。本実施形態に係る硬質層は、下記式：
　（ＡｌｘＴｉ１－ｘ）Ｎ
で表される組成を有する化合物を含有するため、耐酸化性に優れる。本実施形態の硬質層において上記式で表される組成を有する化合物は、立方晶、または立方晶と六方晶とを含むと好ましい。なお、上記式において、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５を満足する。Ａｌ元素の原子比ｘは、０．６０以上であると、Ａｌの含有量が多くなることにより、耐酸化性の低下をさらに抑制でき、０．８５以下であると、六方晶の存在比率をより低く抑えることにより、耐摩耗性の低下をさらに抑制できる。その中でも、ｘが０．６０以上０．８０以下であると、耐酸化性と耐摩耗性とのバランスにより優れるため、好ましく、０．６５以上０．８０以下であるとより好ましい。
　なお、本実施形態において、硬質層の組成を（Ａｌ０．６Ｔｉ０．４）Ｎと表記する場合は、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比が０．６、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＴｉ元素の原子比が０．４であることを表す。すなわち、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の量が６０原子％、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＴｉ元素の量が４０原子％であることを意味する。
　本実施形態において、硬質層の平均厚さが１．０μｍ以上であると耐摩耗性の低下をより抑制でき、１２．０μｍ以下であると耐欠損性の低下をさらに抑制できる。そのため、硬質層の平均厚さは１．０μｍ以上１２．０μｍ以下である。その中でも、上記と同様の観点から、硬質層の平均厚さは、１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であると好ましく、２．０μｍ以上８．０μｍ以下であるとより好ましい。
　本実施形態の被覆層は、硬質層だけで構成されてもよいが、基材と硬質層との間（すなわち、硬質層の下層）に下部層を有すると、基材と硬質層との密着性が更に向上するため、好ましい。その中でも、下部層は、上記と同様の観点から、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むと好ましく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むとより好ましく、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物を含むとさらに好ましい。ただし、下部層は、硬質層と組成が異なる。また、下部層は単層であってもよく２層以上の多層であってもよい。
　本実施形態において、下部層の平均厚さが０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると、基材と被覆層との密着性が更に向上する傾向を示すため、好ましい。同様の観点から、下部層の平均厚さは、０．３μｍ以上３．０μｍ以下であるとより好ましく、０．５μｍ以上３．０μｍ以下であるとさらに好ましい。
　本実施形態の被覆層は、硬質層の基材とは反対側（すなわち、硬質層の上層）、好ましくは硬質層の表面、に上部層を有してもよい。上部層は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むと、耐摩耗性に一層優れるので、さらに好ましい。また、上記と同様の観点から、上部層は、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、ＣｒおよびＡｌからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含むとより好ましく、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、ＣｒおよびＡｌからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｎとからなる化合物を含むとさらに好ましい。ただし、上部層は、硬質層と組成が異なる。また、上部層は単層であってもよく２層以上の多層であってもよい。
　本実施形態において、上部層の平均厚さが０．１μｍ以上３．５μｍ以下であると、耐摩耗性に優れる傾向を示すため好ましい。同様の観点から、上部層の平均厚さは、０．２μｍ以上２．０μｍ以下であるとより好ましく、０．３μｍ以上１．０μｍ以下であるとさらに好ましい。
　本実施形態の被覆切削工具の硬質層において、立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）の値が２．５以上４．２以下であると、硬質層の機械的強度が高くなり、被覆切削工具は耐欠損性に優れるものとなる。同様の観点から、上記配向性指数ＴＣ（３１１）の値は、２．５以上４．０以下であると好ましく、２．５以上３．８以下であるとより好ましく、２．６以上３．６以下であるとさらに好ましい。
　本実施形態の被覆切削工具の硬質層において、立方晶（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の値が０．８５以上であると、硬質層の組織が微細化するのを抑制できるため、耐摩耗性を高く維持することが可能となる傾向がある。一方、ＴＣ（１１１）の値が１．５以下であると、相対的にＴＣ（３１１）が大きくなるため、機械的強度の低下をさらに抑制できる傾向にある。したがって、本実施形態では、硬質層における立方晶（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の値を０．８５以上１．５以下にすることが好ましく、０．８５以上１．３以下にすることがより好ましい。
　なお、本実施形態でいう立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）、および立方晶（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）は、硬質層（（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層）についてＸ線回折を行った際に（ｈｋｌ）面から得られるＸ線回折のピーク強度値をＩ（ｈｋｌ）とし、ＩＣＤＤカードＮｏ．００－０４６－１２００記載の（ｈｋｌ）面の標準回折強度をＩ０（ｈｋｌ）とした場合、それぞれ以下の数式で定義される。ここで、（ｈｋｌ）は（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、および（２２２）の５面である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　本実施形態の硬質層における各面指数のピーク強度については、市販のＸ線回折装置を用いることにより、測定することができる。例えば、株式会社リガク製のＸ線回折装置ＲＩＮＴ　ＴＴＲIII（製品名）を用いて、Ｃｕ－Ｋα線を用いた２θ／θ集中法光学系のＸ線回折を、下記条件で測定すると、上記の各面指数のピーク強度を測定することができる。ここで測定条件は、出力：５０ｋＶ、２５０ｍＡ、入射側ソーラースリット：５°、発散縦スリット：２／３°、発散縦制限スリット：５ｍｍ、散乱スリット２／３°、受光側ソーラースリット：５°、受光スリット：０．３ｍｍ、ＢＥＮＴモノクロメータ、受光モノクロスリット：０．８ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°、スキャンスピード：４°／ｍｉｎ、２θ測定範囲：２０～１４０°である。Ｘ線回折図形から上記の各面指数のピーク強度を求めるときに、Ｘ線回折装置に付属の解析ソフトウェアを用いてもよい。解析ソフトウェアでは、三次式近似を用いてバックグラウンド処理およびＫα２ピーク除去を行い、Ｐｅａｒｓｏｎ－VII関数を用いてプロファイルフィッティングを行い、各ピーク強度を求めることができる。なお、硬質層よりも基材側に下部層が形成されている場合には、下部層の影響を受けないように、薄膜Ｘ線回折法により、各ピーク強度を測定することができる。
　本実施形態の硬質層は、圧縮応力を有すると機械的強度が向上し、被覆切削工具の耐欠損性が向上するため、好ましい。その中でも、硬質層の圧縮応力は、０．２ＧＰａ以上であると耐欠損性が向上する傾向を示し、６．０ＧＰａ以下であると被覆層自体の剥離をさらに抑制できる傾向にある。そのため、硬質層の圧縮応力は、０．２ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であると好ましく、１．０ＧＰａ以上５．５ＧＰａ以下であるとより好ましく、２．０ＧＰａ以上５．０ＧＰａ以下であるとさらに好ましい。
　なお、上記圧縮応力は、Ｘ線回折装置を用いたｓｉｎ２ψ法により測定することができる。そして、このような圧縮応力は、切削に関与する部位に含まれる任意の点１０点（これらの各点は、当該部位の応力を代表できるように、互いに０．５ｍｍ以上の距離を離して選択することが好ましい。）の応力を該ｓｉｎ２ψ法により測定し、その平均値を求めることにより測定することができる。なお、切片（無歪み角度）は、ＩＣＤＤカードＮｏ．００－００６－０６４２とＮｏ．００－０４６－１２００（それぞれ立方晶ＴｉＮと立方晶ＡｌＮ）に記載の回折角度を用いて、組成比に応じた数値を算出して使用する。
　具体的には、硬質層の組成が（ＡｌａＴｉ１－ａ）Ｎである場合、立方晶（１１１）面の無歪み角度（２θ）は、以下の式により、算出することができる。
　無歪み角度（２θ）＝Ｔ２θ＋（Ａａ）・（Ａ２θ－Ｔ２θ）
ここで、式中、Ｔ２θが立方晶ＴｉＮの（１１１）面の回折角度（３６．８１度）、Ａ２θが立方晶ＡｌＮの（１１１）面の回折角度（３８．５３度）、ＡａがＡｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比（ａ）である。
　よって、硬質層の組成が（Ａｌ０．７Ｔｉ０．３）Ｎである場合、立方晶（１１１）面の無歪み角度（２θ）は、３８．０１度になる。
　本実施形態の被覆切削工具における被覆層の製造方法は、特に限定されるものではないが、例えば、イオンプレーティング法、アークイオンプレーティング法、スパッタ法、おおびイオンミキシング法などの物理蒸着法が挙げられる。物理蒸着法を使用して、被覆層を形成すると、シャープエッジを形成することができるので好ましい。その中でも、アークイオンプレーティング法は、被覆層と基材との密着性に一層優れるので、より好ましい。
　本実施形態の被覆切削工具の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の被覆切削工具の製造方法は、当該被覆切削工具の構成を達成し得る限り、特に制限されるものではない。
　まず、工具形状に加工した基材を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、金属蒸発源を反応容器内に設置する。その後、反応容器内をその圧力が１．０×１０－２Ｐａ以下の真空になるまで真空引きし、反応容器内のヒーターにより基材をその温度が６００℃～７００℃になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ～５．０Ｐａとする。圧力０．５Ｐａ～５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に－３５０Ｖ～－５００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａ～５０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。基材の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内をその圧力が１．０×１０－２Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。
　次いで、基材をその温度が４００℃～７００℃になるまで加熱し、窒素ガス（Ｎ２）を反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５～５．０Ｐａにする。その後、基材に－１０Ｖ～－８０Ｖのバイアス電圧を印加し、各層の金属成分に応じた金属蒸発源を１００Ａ～１５０Ａとするアーク放電により蒸発させて、基材の表面または下部層の表面への硬質層の粒子の形成を開始する。粒子の形成を開始した後、基材の温度を低温に変化させながら粒子を形成する（粒子形成工程）。基材の温度を低温に変化させながら粒子を形成すると、粒子が形成される速度が遅くなる。粒子が形成される速度を急激に遅くすることにより、より均一な粒子径及び粒子形状の粒子を形成することができる。粒子径及び粒子形状を均一に形成するほどＴＣ（３１１）の値を高めることができるため、好ましい。具体的には、基材の温度の冷却速度を、８０℃／時間以上にすると、好ましい。
　粒子形成工程を経た後、基材をその温度が４００℃～７００℃になるまで加熱し、基材に－５０Ｖ～－１５０Ｖのバイアス電圧を印加し、各層の金属成分に応じた金属蒸発源を１００～１５０Ａとするアーク放電により蒸発させて、硬質層を成膜する。成膜を開始した後、基材の温度を低温に変化させながら硬質層を形成する（成膜工程）。温度を低温に変化させながら硬質層を形成すると、硬質層が形成される速度が遅くなる。基材の温度の冷却速度を、２０℃／時間以上にすると、所望の配向性をより得やすくなる。一方、基材の温度の冷却速度を、５０℃／時間以下にすると、実質的に成膜される時間がより長くなり、硬質層を一層厚くすることができる。そのため、基材の温度の冷却速度を、２０℃／時間以上５０℃／時間にすることが好ましい。
　本実施形態の硬質層における、立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）の値を高めるには、金属蒸発源のＡｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を０．６０以上０．８５以下とする窒化物からなる粒子を形成する粒子形成工程と、その粒子の表面に硬質層を形成する成膜工程とを経ることが好ましい。成膜工程において、硬質層の成膜速度を徐々に遅くすることにより、ＴＣ（３１１）の値を高めることができる。基材の温度は、硬質層の成膜速度に大きな影響を及ぼす。上述した製造条件を組み合わせ、１時間当たりの成膜速度を０．３μｍ以上２．５μｍ以下の範囲内で徐々に遅くすると、本実施形態の硬質層を得やすくなる。１時間当たりの成膜速度が遅いほど、ＴＣ（３１１）の値が高くなる。また、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比が大きい金属蒸発源を使用した場合も、ＴＣ（３１１）の値を高めることができるため、好ましい。
　本実施形態の硬質層において、立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）の値を２．５以上４．２以下にし、且つ、立方晶（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の値を高めるには、１時間当たりの成膜速度を１．０μｍ以上１．７μｍ以下にするとよい。１時間当たりの成膜速度が、１．０μｍ以上であると、立方晶（３１１）面における過剰に高い配向性をさらに抑制できる。一方、１時間当たりの成膜速度が、１．７μｍ以下であると、（２００）面や（２２０）面に配向する割合が増えるのをさらに抑制できるため、ＴＣ（１１１）の値をより高く維持することができる。
　本実施形態の硬質層に所定の圧縮応力を付与するには、上述の成膜工程において、基材に印加するバイアス電圧の絶対値を大きくするとよい。より具体的には、バイアス電圧が－５０Ｖの場合と－１００Ｖの場合とを比較すると、－１００Ｖの方がバイアス電圧の絶対値が大きいため、硬質層に付与される圧縮応力が大きくなる。また、Ａｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比が小さい金属蒸発源を使用すると、硬質層の圧縮応力は大きくなる傾向を示す。よって、バイアス電圧と、金属蒸発源の組成とを調整することにより、圧縮応力を制御することができる。
　本実施形態の被覆切削工具における被覆層を構成する各層の厚さは、被覆切削工具の断面組織から、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、本実施形態の被覆切削工具における各層の平均厚さは、金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から、当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍における３箇所以上の断面から各層の厚さを測定して、その平均値（相加平均値）を計算することで求めることができる。
　また、本実施形態の被覆切削工具における被覆層を構成する各層の組成は、本実施形態の被覆切削工具の断面組織から、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）や波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）などを用いて測定することができる。
　本実施形態の被覆切削工具は、主にその耐酸化性及び機械的強度に優れていることに起因して、従来よりも工具寿命を延長できるという効果を奏すると考えられる（ただし、工具寿命を延長できる要因は上記に限定されない）。本実施形態の被覆切削工具の種類として具体的には、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、およびエンドミルなどを挙げることができる。
　以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　基材として、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８形状のインサートに加工し、９３．２ＷＣ－６．５Ｃｏ－０．３Ｃｒ３Ｃ２（以上質量％）の組成を有する超硬合金を用意した。アークイオンプレーティング装置の反応容器内に、表１および表２に示す各層の組成になるよう金属蒸発源を配置した。用意した基材を、反応容器内の回転テーブルの固定金具に固定した。
　その後、反応容器内をその圧力が５．０×１０－３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。真空引き後、反応容器内のヒーターにより、基材をその温度が６００℃になるまで加熱した。加熱後、反応容器内にその圧力が５．０ＰａになるようにＡｒガスを導入した。
　圧力５．０ＰａのＡｒガス雰囲気にて、基材に－４００Ｖのバイアス電圧を印加して、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、基材の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を３０分間施した。イオンボンバードメント処理終了後、反応容器内をその圧力が５．０×１０－３Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。
　真空引き後、基材をその温度が表３に示す温度（工程開始時の温度）になるまで加熱し、窒素（Ｎ２）ガスを反応容器内に導入し、反応容器内を圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気に調整した。
　発明品１～７については、下部層を形成せずに、基材に表３に示すバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により蒸発させて、基材の表面に硬質層の粒子を形成した（粒子形成工程）。粒子の形成を開始した後、基材の温度を表３に示す冷却速度で低温に変化させながら粒子を形成した。
　粒子形成工程を経た後、発明品１～７について、表３に示す条件で硬質層を成膜した（成膜工程）。このとき、反応容器内を圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気に調整した。また、アーク電流を、１２０Ａに調整した。
　発明品８～１５については、基材に－５０Ｖのバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により表１に示す金属蒸発源を蒸発させて、下部層を形成した。
　次いで、発明品８～１５については、基材に表３に示すバイアス電圧を印加して、金属蒸発源に対して、表３に示すアーク放電により蒸発させて、基材の表面に硬質層の粒子を形成した（粒子形成工程）。粒子の形成を開始した後、基材の温度を表３に示す冷却速度で低温に変化させながら粒子を形成した。
　粒子形成工程を経た後、発明品８～１５について、表３に示す条件で硬質層を成膜した（成膜工程）。このとき、反応容器内を圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気に調整した。また、アーク電流を、１２０Ａに調整した。
　比較品１、５および６については、基材に表５に示す条件で、表２に示す金属蒸発源を蒸発させて各層を形成した。このとき、反応容器内を圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気に調整した。また、アーク電流を、１２０Ａに調整した。
　比較品３、４については、基材に表３に示すバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により蒸発させて、基材の表面に第１層の粒子を形成した（粒子形成工程）。粒子の形成を開始した後、基材の温度を表３に示す冷却速度で低温に変化させながら粒子を形成した。
　粒子形成工程を経た後、比較品３、４について、表３に示す条件で第１層を成膜した（成膜工程）。比較品２については、粒子形成工程を経ずに、表３に示す条件で第１層を成膜した（成膜工程）。比較品３については、冷却せずに、一定の温度で硬質層を成膜した。このとき、反応容器内を圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気に調整した。また、アーク電流を、１２０Ａに調整した。
　比較品７、８については、基材に－５０Ｖのバイアス電圧を印加して、アーク電流１２０Ａのアーク放電により表１に示す金属蒸発源を蒸発させて、第１層を形成した。
　次いで、比較品７、８については、基材に表３に示すバイアス電圧を印加して、金属蒸発源に対して、表３に示すアーク放電により蒸発させて、基材の表面に第２層の粒子を形成した（粒子形成工程）。粒子の形成を開始した後、基材の温度を表３に示す冷却速度で低温に変化させながら粒子を形成した。
　粒子形成工程を経た後、比較品７、８について、表３に示す条件で第２層を成膜した（成膜工程）。このとき、反応容器内を圧力２．７Ｐａの窒素ガス雰囲気に調整した。また、アーク電流を、１２０Ａに調整した。
　基材の表面に表１および表２に示す所定の平均厚さまで各層を形成した後に、ヒーターの電源を切り、試料温度が１００℃以下になった後で、反応容器内から試料を取り出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　得られた試料の各層の平均厚さは、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、３箇所の断面をＳＥＭ観察し、各層の厚さを測定し、その平均値（相加平均値）を計算することで求めた。得られた試料の各層の組成は、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から中心部に向かって５０μｍまでの位置の近傍の断面において、ＥＤＳを用いて測定した。それらの結果も、表１および表２にあわせて示す。なお、表１および表２の各層の金属元素の組成比は、各層を構成する金属化合物における金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。
　得られた試料について、Ｃｕ－Ｋα線を用いた２θ／θ集中法光学系のＸ線回折を、出力：５０ｋＶ、２５０ｍＡ、入射側ソーラースリット：５°、発散縦スリット：２／３°、発散縦制限スリット：５ｍｍ、散乱スリット２／３°、受光側ソーラースリット：５°、受光スリット：０．３ｍｍ、ＢＥＮＴモノクロメータ、受光モノクロスリット：０．８ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°、スキャンスピード：４°／ｍｉｎ、２θ測定範囲：３０°～１００°とする条件で測定した。装置は、株式会社リガク製 Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ　ＴＴＲIII（製品名）を用いた。Ｘ線回折図形から硬質層の各面指数のピーク強度を求めた。得られた各面指数のピーク強度から、ＴＣ（１１１）およびＴＣ（３１１）を求めた。その結果を、表６に示した。なお、硬質層よりも基材側に下部層が形成されている場合には、下部層の影響を受けないように、薄膜Ｘ線回折法により、各ピーク強度を測定した。また、硬質層よりも表面側（基材とは反対側）に上部層が形成されている場合には、上部層の影響を受けないように、研磨処理により上部層を除去してから、Ｘ線回折を測定した。比較品については、最も平均厚さが大きい（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層のＴＣ（１１１）およびＴＣ（３１１）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　得られた試料について、Ｘ線回折装置を用いたｓｉｎ２ψ法により、硬質層の圧縮応力を測定した。圧縮応力は切削に関与する部位に含まれる任意の点１０点の応力を測定し、その平均値（相加平均値）を硬質層の圧縮応力とした。比較品については、最も平均厚さが大きい（Ａｌ，Ｔｉ）Ｎ層の圧縮応力を求めた。その結果を、表７に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　得られた試料を用いて、以下の切削試験を行い、評価した。
［切削試験］
被削材：インコネル７１８、
被削材形状：φ１５０ｍｍ×３００ｍｍの円柱、
切削速度：７０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：１．０ｍｍ、
クーラント：有り、
評価項目：試料が欠損（試料の切れ刃部に欠けが生じる）したとき、または逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工時間を測定した。
　切削試験の結果を表８に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　比較品１および６は、酸化の進行により、刃先の機械的強度が低下したため、欠損までの加工時間が短かった。比較品４、７および８は、六方晶の存在比率が大きいことにより、早期に逃げ面摩耗幅が大きくなった。比較品２、３および５は、ＴＣ（３１１）の値が小さく、発明品よりも機械的強度が小さいため、発明品よりも工具寿命が短かった。
　表８の結果より、発明品の加工時間はすべて比較品の加工時間よりも長い。したがって、発明品は、耐酸化性および機械的強度に優れるためと考えられるが、工具寿命が長くなっていることが分かる。
　本出願は、２０１５年３月２７日出願の日本特許出願（特願２０１５－０６６９７６）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の被覆切削工具は、従来よりも工具寿命を延長できるので、産業上の利用可能性が高い。

Claims (8)

  1. 　基材と前記基材の表面に形成された被覆層とを含む被覆切削工具であって、
    　前記被覆層の少なくとも１層は、下記式：
    　（ＡｌｘＴｉ１－ｘ）Ｎ
    ［式中、ｘはＡｌ元素とＴｉ元素との合計に対するＡｌ元素の原子比を表し、０．６０≦ｘ≦０．８５を満足する。］
    で表される組成を有する化合物を含有する所定の層を含み、
    　前記所定の層の立方晶（３１１）面の配向性指数ＴＣ（３１１）の値が、２．５以上４．２以下であり、
    　前記所定の層の平均厚さが、１．０μｍ以上１２．０μｍ以下である被覆切削工具。
  2. 　前記所定の層の立方晶（１１１）面の配向性指数ＴＣ（１１１）の値が、０．８５以上１．５以下である、請求項１に記載の被覆切削工具。
  3. 　前記所定の層は、０．２ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下の圧縮応力を有する、請求項１または２に記載の被覆切削工具。
  4. 　前記被覆層は、前記所定の層と前記基材との間に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含む下部層（ただし、前記所定の層と組成が異なる。）を有し、
    　前記下部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、請求項１～３のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
  5. 　前記被覆層は、前記所定の層の前記基材とは反対側に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＳｉおよびＹからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｃ、Ｎ、ＯおよびＢからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物を含む上部層（ただし、前記所定の層と組成が異なる。）を有し、
    　前記上部層の平均厚さは、０．１μｍ以上３．５μｍ以下である、請求項１～４のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
  6. 　前記被覆層の全体の平均厚さが、１．０μｍ以上１５．０μｍ以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
  7. 　前記被覆層は、物理蒸着法により形成されたものである、請求項１～６のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
  8. 　前記基材は、超硬合金、サーメット、セラミックスまたは立方晶窒化硼素焼結体からなる、請求項１～７のいずれか１項に記載の被覆切削工具。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019098130A1 (ja) * 2017-11-16 2019-05-23 三菱日立ツール株式会社 被覆切削工具ならびにその製造方法および化学蒸着装置
WO2019146710A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具
WO2019146711A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019176202A1 (ja) * 2018-03-16 2019-09-19 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具及びその製造方法
JP7069984B2 (ja) * 2018-04-03 2022-05-18 株式会社タンガロイ 被覆切削工具
RU2694857C1 (ru) * 2018-08-06 2019-07-18 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ нанесения износостойкого покрытия ионно-плазменным методом

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11140647A (ja) * 1997-11-04 1999-05-25 Sumitomo Electric Ind Ltd 被覆超硬合金
JP2002205204A (ja) * 2001-01-10 2002-07-23 Hitachi Tool Engineering Ltd 多層被覆工具
US20150030406A1 (en) * 2012-03-07 2015-01-29 Seco Tools Ab Body with a metal based nitride layer and a method for coating the body
JP2015036189A (ja) * 2013-08-16 2015-02-23 ケンナメタル インコーポレイテッドＫｅｎｎａｍｅｔａｌ Ｉｎｃ． 低応力硬質コーティングおよびその適用

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0846784B1 (en) * 1996-12-04 2004-09-08 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Coated tool and method of manufacturing the same
JP3420024B2 (ja) 1997-05-28 2003-06-23 東芝タンガロイ株式会社 結晶配向性硬質膜を含む積層被膜部材
EP1698714B1 (en) * 2000-12-28 2009-09-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Target used to form a hard film
JP3931325B2 (ja) * 2001-10-03 2007-06-13 三菱マテリアル株式会社 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具
JP3873276B2 (ja) * 2002-03-06 2007-01-24 三菱マテリアル株式会社 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具
JP2005297141A (ja) * 2004-04-13 2005-10-27 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 表面被覆スローアウェイチップ
CN100528430C (zh) * 2004-06-18 2009-08-19 三菱麻铁里亚尔株式会社 表面被覆切削刀具及其制造方法
SE531971C2 (sv) 2007-08-24 2009-09-15 Seco Tools Ab Belagt skärverktyg för allmän svarvning i varmhållfast superlegeringar (HRSA)
KR101200785B1 (ko) * 2007-10-12 2012-11-13 히타치 쓰루 가부시키가이샤 경질 피막 피복 부재, 및 그 제조 방법
WO2012032839A1 (ja) * 2010-09-07 2012-03-15 住友電工ハードメタル株式会社 表面被覆切削工具
US8409702B2 (en) * 2011-02-07 2013-04-02 Kennametal Inc. Cubic aluminum titanium nitride coating and method of making same
US9381575B2 (en) * 2012-02-27 2016-07-05 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Surface-coated cutting tool and method of manufacturing the same
DE112013003182B4 (de) * 2012-06-29 2022-05-25 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. Oberflächenbeschichtetes Schneidwerkzeug
JP6331003B2 (ja) * 2013-11-07 2018-05-30 三菱マテリアル株式会社 表面被覆切削工具

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11140647A (ja) * 1997-11-04 1999-05-25 Sumitomo Electric Ind Ltd 被覆超硬合金
JP2002205204A (ja) * 2001-01-10 2002-07-23 Hitachi Tool Engineering Ltd 多層被覆工具
US20150030406A1 (en) * 2012-03-07 2015-01-29 Seco Tools Ab Body with a metal based nitride layer and a method for coating the body
JP2015036189A (ja) * 2013-08-16 2015-02-23 ケンナメタル インコーポレイテッドＫｅｎｎａｍｅｔａｌ Ｉｎｃ． 低応力硬質コーティングおよびその適用

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3275577A4 *

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019098130A1 (ja) * 2017-11-16 2019-05-23 三菱日立ツール株式会社 被覆切削工具ならびにその製造方法および化学蒸着装置
US11541461B2 (en) 2017-11-16 2023-01-03 Moldino Tool Engineering, Ltd. Coated cutting tool, and method and system for manufacturing the same by chemical vapor deposition
EP3711883A4 (en) * 2017-11-16 2021-08-25 MOLDINO Tool Engineering, Ltd. COATED CUTTING TOOL, MANUFACTURING PROCESS AND DEVICE FOR CHEMICAL GAS PHASE SEPARATION FOR IT
JPWO2019098130A1 (ja) * 2017-11-16 2019-11-14 三菱日立ツール株式会社 被覆切削工具およびその製造方法
CN111032259A (zh) * 2017-11-16 2020-04-17 三菱日立工具株式会社 包覆切削工具及其制造方法和化学气相沉积装置
EP3744449A4 (en) * 2018-01-26 2021-06-30 Kyocera Corporation COATED TOOL AND CUTTING TOOL INCLUDING IT
JPWO2019146710A1 (ja) * 2018-01-26 2021-01-28 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具
JPWO2019146711A1 (ja) * 2018-01-26 2021-01-28 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具
CN111886094A (zh) * 2018-01-26 2020-11-03 京瓷株式会社 涂层刀具和具备它的切削刀具
WO2019146711A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具
JP6998403B2 (ja) 2018-01-26 2022-01-18 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具
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US11478860B2 (en) 2018-01-26 2022-10-25 Kyocera Corporation Coated tool, and cutting tool including same
US11478859B2 (en) 2018-01-26 2022-10-25 Kyocera Corporation Coated tool, and cutting tool including same
WO2019146710A1 (ja) * 2018-01-26 2019-08-01 京セラ株式会社 被覆工具及びこれを備えた切削工具
CN111886094B (zh) * 2018-01-26 2023-03-21 京瓷株式会社 涂层刀具和具备它的切削刀具

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