WO2020184352A1 - 表面被覆切削工具 - Google Patents

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WO2020184352A1
WO2020184352A1 PCT/JP2020/009287 JP2020009287W WO2020184352A1 WO 2020184352 A1 WO2020184352 A1 WO 2020184352A1 JP 2020009287 W JP2020009287 W JP 2020009287W WO 2020184352 A1 WO2020184352 A1 WO 2020184352A1
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layer
tool
interface layer
mass
hard coating
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PCT/JP2020/009287
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English (en)
French (fr)
Inventor
拓哉 前川
Original Assignee
三菱マテリアル株式会社
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Publication date
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • 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
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material

Definitions

  • the present invention relates to a surface-coated cutting tool (hereinafter, also referred to as a coated tool).
  • a covering tool for turning and planing of various types of work materials such as steel and cast iron, for throw-away chips that are detachably attached to the tip of a cutting tool, for drilling and cutting of the work material, etc.
  • work materials such as steel and cast iron
  • throw-away chips that are detachably attached to the tip of a cutting tool, for drilling and cutting of the work material, etc.
  • Patent Documents 1 to 3 shown below.
  • a first hard film containing at least Ti is formed on the surface of a WC-based cemented carbide via a modified phase having a bcc structure, and at least Cr is contained immediately above the first hard film.
  • a covering tool on which a second hard coating is formed is described. It is said that this covering tool has excellent adhesion of a hard film and can be used for cutting tools such as high hardness steel, stainless steel, and cast steel.
  • the reforming phase uses nitrogen gas or a mixed gas of nitrogen gas and an inert gas, the gas pressure is 0.03 to 2 Pa, and the temperature of the tool base material is 650 to 850 ° C. It is formed by performing ion bombardment treatment of an element (at least one element selected from the group consisting of Cr and V, Ni, Fe and Mn).
  • Patent Documents 2 and 3 describe an intermediate film composed of carbides containing W and Cr indexed in the crystal structure of WC having a thickness of 1 to 10 nm on the surface of a tool substrate of a WC-based cemented carbide.
  • a coating tool having a hard film formed of a nitride containing Al and Ti, a carbide, or a nitride of Al, Cr and Si, and a carbide is described.
  • This interlayer film is said to improve the adhesion of the hard film in cutting of steel, cast iron, heat-resistant alloys, high-hardness steel and the like.
  • this interlayer film applies a bias voltage of -1000 to -700 V to the tool substrate under argon gas, nitrogen gas, hydrogen gas, hydrocarbon gas, and vacuum atmosphere to target. It is formed by performing Cr bombard treatment with a current of 80 to 150 A applied to the gas.
  • Patent Documents 1 to 3 When the conventional covering tools shown in Patent Documents 1 to 3 are used for high-speed cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel and Ni-based heat-resistant alloys, welded matter is formed and peeled off from the cutting edge. When it occurs repeatedly, the hard coating layer is likely to be peeled off, and the progress of wear is promoted. That is, the conventional covering tool does not have sufficient peeling resistance and wear resistance of the hard coating layer, and the tool life is short.
  • the present invention is used for cutting such as high-speed cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel and Ni-based heat-resistant alloys, which is accompanied by high heat generation and in which a large thermal load and mechanical load act on the cutting edge. It is an object of the present invention to obtain a coating tool in which a hard coating layer has excellent peel resistance under processing conditions and exhibits excellent wear resistance over a long period of use.
  • the surface coating cutting tool has a tool substrate made of a WC-based cemented carbide containing WC particles as a hard phase component and Co as a main component of a bonding phase, and a hard coating layer provided on the surface of the tool substrate.
  • a tool substrate made of a WC-based cemented carbide containing WC particles as a hard phase component and Co as a main component of a bonding phase
  • a hard coating layer provided on the surface of the tool substrate.
  • An interface layer containing W, Cr, Co and C and having an average layer thickness of 1 to 50 nm is formed between the tool substrate and the hard coating layer.
  • W In the interface layer from directly above the WC particles to a thickness position of 1/2 of the interface layer in the layer thickness direction, W: is applied to the total amount of W, Cr, Co, and C.
  • Low Co content which is an average content ratio of 88 to 96% by mass, Cr: 2.0 to 8.0% by mass, Co: 0.1 to 2.5% by mass, and C: 0.8 to 2.0% by mass.
  • the area is formed, (C) In the interface layer from directly above the bonding phase to a thickness position of 1/2 of the interface layer in the layer thickness direction, W: is applied to the total amount of W, Cr, Co, and C.
  • a low C content region having an average content ratio of 25 to 50% by mass, Cr: 4.0 to 12.0% by mass, Co: 40 to 70% by mass, and C: 0.1 to 0.8% by mass is formed.
  • D The low Co-containing region and the low C-containing region are alternately present in a direction parallel to the surface of the tool substrate at a thickness position of 1/2 of the interface layer in the layer thickness direction.
  • the hard coating layer is a composite nitride layer of Ti and Al or Ti, Al and M (where M is 4, 5, 6 in the periodic table excluding Ti). It is preferably a composite nitride layer of one or more elements selected from Group metal elements, Si and Y).
  • the hard coating layer is peeled off in high-speed cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel and Ni-based heat-resistant alloy, which generate high heat and apply a large thermal load and mechanical load to the cutting edge. Suppresses the occurrence of, and exhibits excellent wear resistance over a long period of use.
  • FIG. 1 An example of a schematic view of the vertical cross section (cross section perpendicular to the tool substrate) of the covering tool according to the embodiment of the present invention is shown.
  • Energy dispersive X-ray analysis method (TEM-) using a transmission electron microscope in the direction perpendicular to the surface of the tool substrate (layer thickness direction) in the interface layer (low Co-containing region) directly above the WC particles of Example 8. It is a figure which showed the result of having performed EDS line analysis).
  • the result of TEM-EDS line analysis of the interface layer (low C-containing region) directly above the bonded phase (main component of Co) of Example 8 in the direction perpendicular to the surface of the tool substrate (layer thickness direction) is shown. It is a figure.
  • FIG. 3A It is a schematic plan view of an example of the arc ion plating apparatus used for forming the hard coating layer of the coating tool which concerns on one Embodiment of this invention. It is a schematic front view of the arc ion plating apparatus of FIG. 3A.
  • the present inventors perform cutting that involves high heat generation, such as high-speed cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel and Ni-based heat-resistant alloys, and that a large thermal load and mechanical load act on the cutting edge.
  • Diligent research was conducted to develop a coating tool in which the hard coating layer has excellent peel resistance under processing conditions and exhibits excellent wear resistance over a long period of use.
  • the present inventors have proceeded with research on the interface layer, that is, the modified phase referred to in Patent Document 1 or the interlayer film referred to in Patent Documents 2 and 3.
  • this interface layer does not have uniform adhesion over the entire surface of the tool substrate because the adhesion to the WC particles and the adhesion to the bonded phase (Co is the main component) are different, and therefore the adhesion is poor.
  • peeling is likely to occur from inferior parts, in other words, the peel resistance and abrasion resistance of the hard coating layer are not sufficient, and the tool life is short.
  • the metal ion bombard treatment conditions are changed to form an interface layer having a specific layer structure different from the interface layers described in Patent Documents 1 to 3, and a hard coating layer is formed through the interface layer.
  • the adhesion between the hard coating layer and the tool substrate can be significantly improved, and as a result, the hard coating layer can be peeled off in high-speed cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel and Ni-based heat-resistant alloys. They have found that a covering tool that can suppress the occurrence and exhibits excellent wear resistance over a long period of time can be obtained.
  • the present inventors control the manufacturing conditions in the manufacturing process of the coated tool, and for example, Cr ion bombard treatment for a relatively long time in a high vacuum atmosphere of 1 ⁇ 10 -3 Pa or less with respect to the surface of the tool substrate.
  • a thin layer containing W, Cr, Co, and C is formed on the surface of the tool substrate, the interface between the hard coating layer directly above the WC particles constituting the tool substrate and the WC particles is formed in this thin layer.
  • the adhesion to the WC particles is high, and the interface between the hard coating layer immediately above the bonding phase containing Co as a main component and the bonding phase has high adhesion to the bonding phase. They found that the adhesion between the tool substrate and the hard coating layer was further improved.
  • the present embodiment when the numerical range is expressed by "A to B" (both A and B are numerical values), the range includes the numerical values of the upper limit (B) and the lower limit (A). The numerical units of the upper limit (B) and the lower limit (A) are the same. All numerical values have measurement tolerances.
  • Co is the main component
  • TiC, VC, TaC, NbC which are contained in a normal WC-based cemented carbide by being dispersed in the bonded phase or solid-solved in the bonded phase. It indicates that it contains a component such as Cr 3 C 2 .
  • the high-speed cutting process means a cutting process of 80 m / min or more for Ni-based heat-resistant alloy and 100 m / min or more for stainless steel.
  • FIG. 1 shows a vertical cross-sectional view (schematic view) of the covering tool according to the present embodiment.
  • the tool base 1 contains a bonding phase 3 containing WC particles 2 and Co as main components. Further, a hard coating layer 7 is provided on the surface of the tool base 1, and an interface layer 4 is formed between the hard coating layer 7 and the tool base 1.
  • the interface layer 4 has a low Co-containing region 5 directly above the WC particles 2 and a low C region 6 directly above the bonding phase 3.
  • the hard coating layer of the coating tool according to the present embodiment may be formed by coating a conventionally known hard coating layer by a known means, and the film type and layer structure thereof are not particularly limited.
  • a composite nitride layer of Ti and Al or Ti, Al and M (where M is one or two selected from Group 4, 5 and 6 metal elements of the periodic table excluding Ti, Si and Y. It is preferably composed of a composite nitride layer of the above elements).
  • the hard coating layer can be composed of TiAlN, TiAlCrN, TiAlSiN, TiAlCrSiN, TiAlCrSiYN and the like.
  • the total average layer thickness of the hard coating layer including the interface layer described later is preferably 0.5 to 10.0 ⁇ m. The reason is that if the average layer thickness is less than 0.5 ⁇ m, excellent wear resistance cannot be exhibited over a long period of use and the tool life is short, while the total layer thickness is 10 ⁇ m. This is because if it exceeds the above value, abnormal damage such as chipping and chipping may occur.
  • the average layer thickness is calculated by observing a plurality of fields of view (for example, 5) using a scanning electron microscope to obtain the layer thickness and calculating the average.
  • an interface layer containing W, Cr, Co and C is formed between the surface of the tool substrate and the hard coating layer, and the average layer thickness thereof is preferably 1 to 50 nm.
  • the average layer thickness is less than 1 nm, the effect of improving the adhesion between the tool substrate surface and the hard coating layer is small, while when the average layer thickness exceeds 50 nm, the hard coating layer is easily peeled off due to embrittlement of the tool substrate surface. Become. From this, the average layer thickness is preferably 1 to 50 nm.
  • the interface layer is Cr.
  • the point from the point where is detected to the point where is not detected, and the average value of the distance between these two points is the average layer thickness.
  • the layer thickness of the interface layer containing W, Cr, Co, and C and its component composition can be obtained as desired by controlling the Cr ion bombard conditions during the production of the coating tool.
  • the interface layer of the present embodiment in order to improve the adhesion between the tool substrate and the hard coating layer, when the vertical cross section of the interface layer (cross section perpendicular to the surface of the tool substrate) is observed, the WC particles on the surface of the tool substrate are observed.
  • a low Co content region having an average content ratio of Co of 0.1 to 2.5% by mass is formed. Is forming.
  • the sum of W, Cr, Co, and C is from the surface of the tool substrate to the half-thickness position in the layer thickness direction of the interface layer.
  • the content ratio is preferable. The reason is as follows.
  • the W content (average content ratio) is less than 88% by mass, the effect of improving the adhesion between the WC particles and the interface layer is small, and when the W content exceeds 96% by mass, the nests of the tool substrate increase and the tool substrate itself Is inferior in wear resistance and toughness.
  • the Cr content is less than 2.0% by mass, the adhesion between the tool substrate and the hard coating layer is not sufficiently exhibited, and when the Cr content exceeds 8.0% by mass, the surface of the tool substrate is embrittled. Is generated, and the hard coating layer is easily peeled off.
  • the Co content is less than 0.1% by mass, the adhesion between the WC particles and the interface layer is not sufficiently exhibited, and when the Co content exceeds 2.5% by mass, the Co of the tool substrate decreases. Therefore, the chipping resistance and chipping resistance are reduced.
  • the C content is less than 0.8% by mass, sufficient adhesion strength between the tool substrate and the hard coating layer cannot be obtained, and if the C content exceeds 2.0% by mass, the tool substrate is brittle and detached. The coal phase is easily formed.
  • W, Cr, and Co are formed from the surface of the tool substrate to the position of 1/2 of the thickness of the interface layer in the layer thickness direction.
  • the content ratio is preferable. The reason is as follows.
  • the W content is less than 25% by mass, the adhesion between the bonding phase and the interface layer is not sufficiently exhibited, and if the W content exceeds 50% by mass, the nests of the tool substrate increase. Further, when the Cr content is less than 4.0% by mass, the adhesion between the tool substrate and the hard coating layer is not sufficiently exhibited, and when the Cr content exceeds 12.0% by mass, the surface of the tool substrate is embrittled. Is generated, and the hard coating layer is easily peeled off. Further, when the Co content is less than 40% by mass, the effect of improving the adhesion between the bonded phase and the interface layer is small, and when the Co content exceeds 70% by mass, the Co content of the tool substrate decreases and the tool substrate is resistant to fracture.
  • the interface layer in which the low C-containing region and the low Co-containing region are formed is formed in a vertical cross section at a position having a thickness of 1/2 in the layer thickness direction, in a direction parallel to the surface of the tool substrate.
  • the content of the constituent components is line-analyzed by, for example, TEM-EDS, low C-containing regions and low Co-containing regions are alternately present.
  • FIGS. 2A and 2B show an example of changes in the component composition (only those of interest in this embodiment) obtained by this line analysis, which are related to Example 8 described later.
  • the starting point of the distance on the horizontal axis is inside the tool substrate.
  • the area surrounded by the broken quadrangle corresponds to the interface layer.
  • FIG. 2A shows the component content ratio change (at%) in the interface layer directly above the WC particles existing on the surface of the WC-based cemented carbide.
  • the presence of W, C, and Cr can be confirmed in the interface layer directly above the WC particles, but it can be seen that a low Co-containing region in which the Co component is hardly present is formed.
  • FIG. 2B shows the change in the component content ratio (at%) in the interface layer directly above the bonded phase (main component is Co) existing on the surface of the WC-based cemented carbide.
  • main component is Co
  • the low Co-containing region and the low C-containing region are formed so as to correspond to the respective positions of the WC particles and the bonded phase existing on the surface of the tool substrate, strong adhesion between the surface of the tool substrate and the interface layer is realized.
  • a coating tool having high adhesion between the tool substrate and the hard coating layer can be obtained. Therefore, even when this coating tool is used for high-speed cutting of difficult-to-cut materials such as stainless steel and Ni-based heat-resistant alloys, the occurrence of peeling of the hard coating layer is suppressed, and it is excellent over a long period of use. It is a covering tool that exhibits wear resistance.
  • the WC-based cemented carbide used as a tool substrate preferably has a W content of 85 to 95% by mass and a content of Co, which is the main component of the bonded phase, of 4 to 14% by mass.
  • dispersed binder phase, or, TiC contained by solid solution, VC, TaC, NbC may contain components such as Cr 3 C 2.
  • 3A and 3B are schematic plan views and schematic front views of an arc ion plating (hereinafter referred to as "AIP") device for forming the interface layer and the hard coating layer of the coating tool of the present embodiment, respectively. is there.
  • AIP arc ion plating
  • the AIP apparatus includes a heater 11, a rotary table 12, an alloy target (evaporation source) 13 for forming a hard coating layer, a metal Cr target (evaporation source) 14, an anode electrode 15, and a reaction. It has a gas introduction port 17, an exhaust gas port 18, an arc power source 19, and a bias power source 20, and forms a film on the tool substrate 16 which is an object to be processed.
  • the tool substrate is placed on the rotary table of the AIP apparatus, and Cr ion bombarding is performed under a predetermined condition for a long time in a high vacuum atmosphere.
  • a thin layer composed of W, C, Co and Cr to be an interface layer is formed on the surface of the tool substrate.
  • a predetermined hard coating layer is formed on the tool substrate on which the interface layer is formed.
  • the hard coating layer is vapor-deposited through the interface layer in which the low Co-containing region and the low C-containing region corresponding to the respective positions of the WC particles and the bonded phase existing on the surface of the tool substrate are formed. , A coated tool having a hard coating layer having excellent adhesion to a tool substrate can be produced.
  • WC powder, TiC powder, VC powder, TaC powder, NbC powder, Cr 3 C 2 powder and Co powder having an average particle size of 0.5 to 5 ⁇ m are prepared, and these raw material powders are listed in the table. It was blended to the blending composition shown in No. 1, further added with wax, mixed in a ball mill in acetone for 24 hours, dried under reduced pressure, press-molded into a green compact having a predetermined shape at a pressure of 98 MPa, and this green compact was pressed at 5 Pa. In the vacuum of 1370 to 1470 ° C., the powder was vacuum-sintered at a predetermined temperature for 1 hour and sintered.
  • the tool bases 1 and 2 made of WC-based cemented carbide having the insert shape specified in ISO / CNMG120408, and the WC having the insert shape specified in ISO / DCGT11T302.
  • Tool substrates 3 and 4 made of basic cemented carbide were manufactured. Then, the tool substrates 1 to 4 were charged into the AIP apparatus and subjected to Cr ion bombard treatment, and then a hard coating layer was formed.
  • the more specific manufacturing process is as follows. Each of the tool substrates 1 to 4 is ultrasonically cleaned in acetone, and in a dry state, the outer circumference is located at a position radially separated from the central axis on the rotary table of the AIP apparatus shown in FIGS. 3A and 3B. It was attached along the part. A target made of metal Cr (cathode electrode) was placed on one side of the AIP device, and an alloy target (cathode electrode) for forming a hard coating layer was placed on the other side.
  • the tool substrate that rotates while rotating on the rotary table is heated by a heater to a predetermined temperature shown in Table 2 and similarly.
  • the bias voltage shown in Table 2 is applied to the tool substrate, an arc current also shown in Table 2 is passed between the tool substrate and the target for metal Cr ion bombard, and the processing time and Cr ion shown in Table 2 are also shown in Table 2.
  • the interface layer shown in Table 4 was formed by applying the bombard treatment.
  • nitrogen gas is introduced as a reaction gas into the AIP apparatus to obtain the nitrogen partial pressure shown in Table 3, and the temperature of the tool substrate rotating while rotating on the rotary table is maintained at the temperature shown in Table 3.
  • the DC bias voltage shown in Table 3 is applied, and the arc current shown in Table 3 is passed between the alloy target (cathode electrode) for forming the hard coating layer and the anode electrode to generate an arc discharge, and the interface layer is generated.
  • a hard coating layer having an average layer thickness and composition shown in Table 7 was vapor-deposited on the surface of the above.
  • Example tools 1 to 12 surface-coated cutting tools 1 to 12 (hereinafter referred to as Example tools 1 to 12) of Examples shown in Tables 4 and 7 were manufactured, respectively.
  • the tools 1 to 6 have an insert shape specified in ISO / CNMG120408, and the tools 7 to 12 have an insert shape specified in ISO / DCGT11T302.
  • each of the tool substrates 1 to 4 made of WC-based cemented carbide produced in the examples was ultrasonically cleaned in acetone, and in a dry state, the rotation of the AIP apparatus shown in FIGS. 3A and 3B was performed. It was mounted along the outer peripheral portion at a position on the table at a predetermined distance in the radial direction from the central axis. Then, in the atmosphere shown in Table 5, Cr ion bombard treatment was performed under conditions for a relatively short time as compared with the examples, and a hard coating layer having an average layer thickness and composition shown in Table 7 was vapor-deposited to form the table. 6.
  • Surface-coated inserts 1 to 10 of Comparative Examples shown in Table 7 (hereinafter referred to as Comparative Examples Tools 1 to 10) were manufactured.
  • Comparative Example Tools 1 and 6 are subjected to Cr ion bombard treatment for a short time in a vacuum atmosphere
  • Comparative Example tools 2 and 7 are subjected to Cr ion bombard treatment in an Ar gas atmosphere. ..
  • Comparative Example Tools 3, 4, 8 and 9 were subjected to Cr ion bombard treatment under the conditions disclosed in Patent Document 1, and Comparative Example Tools 5 and 10 were described in Patent Document 2.
  • the Cr ion bombard treatment was performed under the conditions disclosed in 3 to 3.
  • Line analysis using the TEM-EDS method was performed on the Examples Tools 1 to 12 and Comparative Example Tools 1 to 10 produced above. That is, with respect to the interface layer formed directly above the WC particles on the surface of the tool substrate and the interface layer formed directly above the bonded phase (main component is Co), the direction perpendicular to the surface of the tool substrate (layer thickness direction of the interface layer). ), And line analysis is performed up to a thickness of 1/2 of the layer thickness of the interface layer, and the content of the components constituting the interface layer is measured, and each of the 10 randomly selected line analyzes is performed.
  • FIG. 2A shows the components constituting the interface layer directly above the WC particles existing on the surface of the tool substrate in the tool of Example 8 in which the Al 67 Ti 33 N layer as a hard coating layer is formed on the surface of the tool substrate via the interface layer. Shows the change in content.
  • Ti and Al are present in the interface layer in addition to W, Cr and C, and Co (main) which is a constituent component of the WC-based cemented carbide. It can be seen that a low Co-containing region is formed in which the bound phase component) is hardly detected.
  • Ti and Al are elements measured by diffusing into the interface layer because the component elements constituting the hard coating layer were Ti, Al, and N. Note that N is not described in FIG. 2A.
  • FIG. 2B shows the change in the content of the components constituting the interface layer immediately above the bonding phase (main component is Co) existing on the surface of the tool substrate in the same Example 8 tool as shown in FIG. 2A. It is a thing. Immediately above the bonded phase (main component is Co) existing on the surface of the tool substrate, Ti and Al are present in the interface layer in addition to W, Cr and Co, which are constituents of the WC-based cemented carbide. It can be seen that a low C-containing region in which C is hardly detected is formed.
  • Ti and Al are elements measured by diffusing the component elements constituting the hard coating layer into the interface layer, as in the case of FIG. 2A. Further, N is not shown in FIG. 2B.
  • the vertical cross section of the interface layer is observed and line analysis is performed in a direction parallel to the surface of the tool substrate of Examples Tools 1 to 12 and at a thickness position of 1/2 of the layer thickness of the interface layer, and directly above the WC particles. It was observed whether or not the low Co-containing region and the low C-containing region immediately above the binding phase (main component is Co) were alternately formed.
  • the alternating existence of the low Co-containing region and the low C-containing region can be determined by TEM-EDS mapping, and it can be confirmed whether or not they are formed alternately.
  • the portion where the element mappings of Cr and W overlap, and in the case of directly above the bonding phase (main component is Co) the portion where the element mappings of Cr and Co overlap is extracted by each image analysis. By the analysis, it can be determined whether or not the boundary between the low Co-containing region and the low C-containing region is formed alternately.
  • the observation results are shown in Tables 4 and 6.
  • the Ni-based heat-resistant alloy according to the following cutting condition 1 in a state of being screwed to the tip of the tool steel cutting tool with a fixing jig.
  • a wet continuous high-speed cutting test was carried out, and the flank wear width of the cutting edge was measured.
  • the wet continuous high speed of the stainless steel under the following cutting condition 2 is performed in a state where the tip of the tool steel cutting tool is screwed with a fixing jig. A cutting test was carried out and the flank wear width of the cutting edge was measured.
  • the tools 1 to 12 of Examples are high-speed Ni-based heat-resistant alloys and stainless steels that generate high heat and are subject to a large thermal load and mechanical load on the cutting edge. It can be seen that in the cutting process, the hard coating layer is not peeled off, and abnormal damage such as welding, chipping, and chipping does not occur, and excellent wear resistance is exhibited over a long period of use. On the other hand, Comparative Example Tools 1 to 10 cause abnormal damage such as peeling of the hard coating layer due to the thermal load and mechanical load during cutting that act on the cutting edge, and reach the end of their life in a short time. Not only that, the wear resistance was also inferior.
  • Tool substrate 2 Tool substrate 2: WC particles 3: Bonding phase containing Co as the main component 4: Interface layer 5: Low Co-containing region (region directly above WC particles) 6: Low C-containing region (region directly above the bound phase) 7: Hard coating layer 11: Heater 12: Rotating table 13: Alloy target for forming a hard coating layer (evaporation source) 14: Metal Cr target (evaporation source) 15: Anode electrode 16: Tool substrate (object to be processed) 17: Reaction gas inlet 18: Exhaust gas port 19: Arc power supply 20: Bias power supply

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Abstract

ＷＣ粒子を硬質相成分とし、Ｃｏを結合相の主成分とするＷＣ基超硬合金からなる工具基体の表面に硬質被覆層が設けられ、前記工具基体と硬質被覆層との間には、ＷとＣｒとＣｏとＣを含有する界面層が形成され、前記ＷＣ粒子の直上から、前記界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置までの前記界面層には、Ｃｏ含有量が０．１～２．５質量％の低Ｃｏ含有領域が形成され、前記結合相の直上から、前記界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置までの前記界面層には、Ｃ含有量が０．１～０．８質量％の低Ｃ含有領域が形成され、前記低Ｃｏ含有領域と前記低Ｃ含有領域は、工具基体表面と平行な方向に交互に形成されている表面被覆切削工具である。

Description

表面被覆切削工具
　この発明は、表面被覆切削工具（以下、被覆工具ということもある）に関する。
　被覆工具として、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の旋削加工や平削り加工のためにバイトの先端部に着脱自在に取り付けて用いられるスローアウエイチップ、前記被削材の穴あけ切削加工などに用いられるドリルやミニチュアドリル、前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるエンドミル、前記被削材の歯形の歯切加工などに用いられるソリッドホブ、ピニオンカッタなどが知られている。
　そして、被覆工具の切削性能改善を目的として、従来から、数多くの提案がなされている。その中には、工具基体と硬質被覆層の密着性を改善する提案があり、この提案は、例えば、以下に示す特許文献１～３に記載されている。
　特許文献１には、ＷＣ基超硬合金の表面にｂｃｃ構造を有する改質相を介して少なくともＴｉを含有する第一硬質皮膜を形成し、さらに前記第一硬質皮膜の直上に少なくともＣｒを含有する第二硬質皮膜を形成した被覆工具が記載されている。この被覆工具は、硬質皮膜の密着性にすぐれ、高硬度鋼、ステンレス鋼、鋳鋼等の切削工具に用いることができるとされている。また、前記改質相は、窒素ガス又は窒素ガスと不活性ガスとの混合ガスを用い、ガス圧力を０．０３～２Ｐａとし、工具基材の温度を６５０～８５０℃とした条件で、Ｍ元素（Ｃｒと、Ｖ、Ｎｉ、ＦｅおよびＭｎからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素）のイオンボンバード処理を行うことにより形成されている。
　また、特許文献２、３には、ＷＣ基超硬合金の工具基体表面に、１～１０ｎｍの膜厚のＷＣの結晶構造に指数付けされたＷとＣｒを含有する炭化物からなる中間皮膜と、この上に、ＡｌとＴｉを含有する窒化物、炭窒化物、あるいは、ＡｌとＣｒとＳｉの窒化物、炭窒化物からなる硬質皮膜を形成した被覆工具が記載されている。この中間皮膜は、鋼や鋳鉄、耐熱合金、高硬度鋼等の切削加工における硬質皮膜の密着性を改善するとされている。また、この中間皮膜は、アルゴンボンバードによる基材のクリーニング後に、アルゴンガス、窒素ガス、水素ガス、炭化水素系ガス、真空雰囲気下で工具基体に－１０００～－７００Ｖのバイアス電圧を印加し、ターゲットに８０～１５０Ａの電流を投入した状態でＣｒボンバード処理することにより形成されている。
特開２０１４－１５２３４５号公報 特開２０１６－６４４８７号公報 特開２０１６－７８１３１号公報
　近年の切削加工装置のＦＡ化はめざましく、一方で切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強い。これにより、切削加工はますます高速化・高能率化する傾向にあるとともに、できるだけ多くの材種の被削材に対して切削加工が可能となるような汎用性のある被覆工具が求められている。
　前記特許文献１～３として示した従来の被覆工具を、例えば、ステンレス鋼、Ｎｉ基耐熱合金等の難削材の高速切削加工に供した場合には、切刃へ溶着物の形成と剥離が繰返し生じることによって、硬質被覆層の剥離が生じやすくなり、また、摩耗進行も促進されてしまう。すなわち、前記従来の被覆工具は、硬質被覆層の耐剥離性、耐摩耗性が十分とはいえず、工具寿命が短命であった。
　したがって、本発明は、ステンレス鋼、Ｎｉ基耐熱合金等の難削材の高速切削加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用する切削加工条件下で、硬質被覆層がすぐれた耐剥離性を有し、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を得ることを目的とする。
　本発明の一実施形態に係る表面被覆切削工具では、
　ＷＣ粒子を硬質相成分とし、Ｃｏを結合相の主成分とするＷＣ基超硬合金からなる工具基体と該工具基体の表面に設けられた硬質被覆層を有し、
（ａ）前記工具基体と前記硬質被覆層との間には、ＷとＣｒとＣｏとＣを含有し、平均層厚が１～５０ｎｍの界面層が形成され、
（ｂ）前記ＷＣ粒子の直上から、前記界面層の層厚方向へその１／２の厚さ位置までの前記界面層には、ＷとＣｒとＣｏとＣの合計量に対して、Ｗ：８８～９６質量％、Ｃｒ：２．０～８．０質量％、Ｃｏ：０．１～２．５質量％、Ｃ：０．８～２．０質量％の平均含有比率である低Ｃｏ含有領域が形成され、
（ｃ）前記結合相の直上から、前記界面層の層厚方向へその１／２の厚さ位置までの前記界面層には、ＷとＣｒとＣｏとＣの合計量に対して、Ｗ：２５～５０質量％、Ｃｒ：４．０～１２．０質量％、Ｃｏ：４０～７０質量％、Ｃ：０．１～０．８質量％の平均含有比率である低Ｃ含有領域が形成され、
（ｄ）前記界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置について、前記工具基体表面と平行な方向に、前記低Ｃｏ含有領域と前記低Ｃ含有領域が交互に存在する。
　さらに、前記実施態様に係る表面被覆切削工具は、前記硬質被覆層が、ＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌとＭ（但し、Ｍは、Ｔｉを除く周期表の４、５、６族の金属元素、Ｓｉ、Ｙから選択される１種または２種以上の元素）の複合窒化物層であることが、好ましい。
　前記によれば、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかるステンレス鋼、Ｎｉ基耐熱合金等の難削材の高速切削加工において、硬質被覆層の剥離の発生が抑制され、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する。
本発明の一実施形態に係る被覆工具の縦断面（工具基体に垂直な断面）の模式図の一例を示す。 実施例８のＷＣ粒子直上の界面層（低Ｃｏ含有領域）を、工具基体表面に対して垂直な方向（層厚方向）に透過型電子顕微鏡を用いたエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＴＥＭ－ＥＤＳライン分析）を行った結果を示した図である。 実施例８の結合相（Ｃｏが主成分）直上の界面層（低Ｃ含有領域）を、工具基体表面に対して垂直な方向（層厚方向）にＴＥＭ－ＥＤＳライン分析を行った結果を示した図である。 本発明の一実施形態に係る被覆工具の硬質被覆層を形成するのに用いたアークイオンプレーティング装置の一例の概略平面図である。 図３Ａのアークイオンプレーティング装置の概略正面図である。
　本発明者らは、ステンレス鋼、Ｎｉ基耐熱合金等の難削材の高速切削加工のような、高熱発生を伴い、しかも、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷が作用する切削加工条件下で、硬質被覆層がすぐれた耐剥離性を有し、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具を開発すべく、鋭意研究を行った。
　すなわち、本発明者らは、界面層、すなわち、前記特許文献１でいう改質相あるいは前記特許文献２、３でいう中間皮膜について研究を進めた。その結果、この界面層は、ＷＣ粒子に対する密着性と、結合相（Ｃｏが主成分）に対する密着性が異なるため、工具基体表面全体にわたって、均一な密着性を備えていないこと、そのため密着性が劣る箇所から剥離が発生しやすいこと、言い換えると、硬質被覆層の耐剥離性と耐摩耗性が十分でなく、工具寿命が短いことを知見した。
　そこで、金属イオンボンバード処理条件を変更し、前記特許文献１～３に記載される界面層とは異なる特定の層構造を有する界面層を形成し、該界面層を介して硬質被覆層を形成すれば、硬質被覆層と工具基体との間の密着性を格段に向上させることができること、その結果、ステンレス鋼、Ｎｉ基耐熱合金等の難削材の高速切削加工において、硬質被覆層の剥離の発生を抑制することができ、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具が得られることを見出したのである。
　すなわち、本発明者らは、被覆工具の製造工程における製造条件を制御し、例えば、工具基体表面に対して1×１０－３Ｐａ以下の高真空雰囲気下で比較的長時間のＣｒイオンボンバード処理を施すことにより、工具基体表面にＷとＣｒとＣｏとＣを含有する薄層を形成すると、この薄層において、工具基体を構成するＷＣ粒子の直上の硬質被覆層とＷＣ粒子との界面は、ＷＣ粒子との密着性の高いものとなり、また、Ｃｏを主成分とする結合相の直上の硬質被覆層と結合相との界面は、この結合相との密着性の高いものとなって、工具基体と硬質被覆層との密着性が、一段と向上することを見出したのである。
　以下では、この発明の一実施形態（以下、「本実施形態」ということがある）について、詳細に説明する。
　なお、本明細書、特許請求の範囲において、数値範囲を「Ａ～Ｂ」（Ａ、Ｂは共に数値である）で表現するとき、その範囲は上限（Ｂ）および下限（Ａ）の数値を含んでおり、上限（Ｂ）および下限（Ａ）の数値の単位は同じである。なお、数値はすべて測定上の公差を有するものである。
　また、「Ｃｏが主成分」とは、通常のＷＣ基超硬合金において、結合相中に分散して、あるいは、結合相中に固溶することで含有されるＴｉＣ、ＶＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ３Ｃ２等の成分を含有していることを表す。
　また、本実施形態では、高速切削加工とは、Ｎｉ基耐熱合金では、８０ｍ／分以上、ステンレス鋼では、１００ｍ／分以上の切削加工を云う。
　図１に、本実施形態に係る被覆工具の縦断面図（模式図）を示す。工具基体１は、ＷＣ粒子２とＣｏが主成分の結合相３を含む。また、工具基体１の表面には硬質被覆層７が設けられ、該硬質被覆層７の工具基体１との間には界面層４が形成されている。この界面層４は、前記ＷＣ粒子２の直上に低Ｃｏ含有領域５と前記結合相３の直上には低Ｃ領域６を有している。以下、順にこれらを説明する。
＜硬質被覆層＞
　本実施形態に係る被覆工具の硬質被覆層は、従来から知られている硬質被覆層を公知の手段により被覆形成すればよく、その膜種別、層構造を特に制限するものではない。特に、ＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌとＭ（但し、Ｍは、Ｔｉを除く周期表の４、５、６族の金属元素、Ｓｉ、Ｙから選択される１種または２種以上の元素）の複合窒化物層で構成することが好ましい。例えば、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＡｌＳｉＮ、ＴｉＡｌＣｒＳｉＮ、ＴｉＡｌＣｒＳｉＹＮ等で硬質被覆層を構成することができる。
　また、後述する界面層を含めた硬質被覆層の合計の平均層厚は、０．５～１０．０μｍとすることが好ましい。その理由は、平均層厚が０．５μｍ未満であると、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することができず、工具寿命が短命となるからであり、一方、合計層厚が１０μｍを超えると、チッピング、欠損等の異常損傷を発生する恐れがあるからである。
　なお、平均層厚は、走査型電子顕微鏡を用いて複数視野（例えば５個）を観察して層厚を求め、平均を算出したものである。
＜界面層＞
　本実施形態に係る被覆工具は、工具基体表面と硬質被覆層との間に、ＷとＣｒとＣｏとＣを含有した界面層が介在形成され、その平均層厚は１～５０ｎｍが好ましい。
　平均層厚が１ｎｍ未満では、工具基体表面と硬質被覆層との密着性改善効果が少なく、一方、その平均層厚が５０ｎｍを超えると、工具基体表面の脆化によって硬質被覆層が剥離しやすくなる。このことから、平均層厚は１～５０ｎｍが好ましい。
　ここで、界面層は、後述するＴＥＭ－ＥＤＳ分析によって、工具基体の内部から工具基体表面に垂直な方向（硬質皮膜の層厚方向）に、被覆工具表面へ向かってＣｒを検出したとき、Ｃｒが検出される点から検出されなくなる点までをいい、この２点間の距離の平均値が平均層厚である。
　ＷとＣｒとＣｏとＣを含有する界面層の層厚、その成分組成は、被覆工具の製造に際して、Ｃｒイオンボンバード条件を制御することによって所望のものを得ることができる。
　特に、本実施形態の界面層は、工具基体と硬質被覆層の密着性を向上させるため、界面層の縦断面（工具基体の表面に垂直な断面）を観察したとき、工具基体表面のＷＣ粒子の直上の界面層では、工具基体の表面から界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置までは、Ｃｏが０．１～２．５質量％の平均含有比率の低Ｃｏ含有領域を形成している。
　ここで、ＷＣ粒子の直上の界面層（低Ｃｏ含有領域）おいて、工具基体の表面から界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置までは、ＷとＣｒとＣｏとＣの合計量に対して、Ｗが８８～９６質量％、Ｃｒが２．０～８．０質量％、Ｃｏが０．１～２．５質量％、Ｃが０．８～２．０質量％の平均含有比率であることが好ましい。その理由は以下のとおりである。
　Ｗ含有量（平均含有比率）が８８質量％未満では、ＷＣ粒子と界面層の密着性向上効果が少なく、そのＷ含有量が９６質量％を超えると、工具基体の巣が多くなり工具基体自体の耐摩耗性・靱性が劣る。また、Ｃｒ含有量が２．０質量％未満では、工具基体と硬質被覆層との密着性が充分に発揮されず、Ｃｒ含有量が８．０質量％を超えると、工具基体表面の脆化が生じ、硬質被覆層が剥離しやすくなる。さらに、Ｃｏ含有量が０．１質量％未満では、ＷＣ粒子と界面層との密着性が充分に発揮されず、Ｃｏ含有量が２．５質量％を超えると、工具基体のＣｏが減少するため耐欠損性・耐チッピング性が低下する。加えて、Ｃ含有量が０．８質量％未満では、工具基体と硬質被覆層との十分な密着強度が得られず、Ｃ含有量が２．０質量％を超えると、工具基体に脆い脱炭相が形成されやすくなる。
　また、結合相（Ｃｏが主成分）の直上の界面層（低Ｃ含有領域）において、工具基体の表面から界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置までは、ＷとＣｒとＣｏとＣの合計量に対して、Ｗが２５～５０質量％、Ｃｒが４．０～１２．０質量％、Ｃｏが４０～７０質量％、Ｃが０．１～０．８質量％の平均含有比率であることが好ましい。その理由は以下のとおりである。
　Ｗ含有量が２５質量％未満では、結合相と界面層との密着性が充分に発揮されず、Ｗ含有量が５０質量％を超えると、工具基体の巣が多くなる。また、Ｃｒ含有量が４．０質量％未満では、工具基体と硬質被覆層との密着性が充分に発揮されず、Ｃｒ含有量が１２．０質量％を超えると、工具基体表面の脆化が生じ、硬質被覆層が剥離しやすくなる。さらに、Ｃｏ含有量が４０質量％未満では、結合相と界面層の密着性向上効果が少なく、Ｃｏ含有量が７０質量％を超えると、工具基体のＣｏ量が減少し、工具基体の耐欠損性・耐チッピング性が低下する。加えて、Ｃ含有量が０．１質量％未満では、工具基体との密着強度を高める所望の界面層が得られず、Ｃ含有量が０．８質量％を超えると、工具基体中の炭素量が減少し、Ｗ３Ｃｏ３Ｃなどの脆化相が形成される。
　前記低Ｃ含有領域と低Ｃｏ含有領域が形成されている界面層を、その層厚方向１／２の厚さの位置の縦断面において、工具基体表面に対して平行な方向に、界面層を構成する成分の含有量を、例えば、ＴＥＭ－ＥＤＳによってライン分析した場合、低Ｃ含有領域と低Ｃｏ含有領域とが交互に存在する。
　なお、前記界面層に、低Ｃｏ含有領域と低Ｃ含有領域が交互に存在する理由については、未だ十分な解明はされていないが、高温状態でかつ長時間のＣｒボンバード処理にさらされることによって、界面層における選択的な原子の拡散が生じ、低Ｃｏ含有領域と低Ｃ含有領域が形成されるものと推測している。
　図２Ａ、図２Ｂに、このライン分析によって得られた成分組成（本実施形態で注目するもののみ）の変化の様子の一例として、後述する実施例８に関するものを示す。横軸の距離の起点は、工具基体の内部である。また、破線の四角形で囲んだ領域が界面層に相当する。
　図２Ａは、ＷＣ基超硬合金表面に存在するＷＣ粒子直上の界面層における成分含有比率変化（ａｔ％）を示す。ＷＣ粒子直上の界面層には、ＷとＣとＣｒの存在が確認できるが、Ｃｏ成分はほとんど存在していない低Ｃｏ含有領域が形成されていることが分かる。
　一方、図２Ｂは、ＷＣ基超硬合金表面に存在する結合相（主成分はＣｏ）直上の界面層における成分含有比率変化（ａｔ％）を示す。結合相直上の界面層には、ＷとＣｏとＣｒの存在が確認できるが、Ｃ成分はほとんど存在していない低Ｃ含有領域が形成されていることが分かる。
　工具基体表面に存在するＷＣ粒子および結合相のそれぞれの位置に対応するように、低Ｃｏ含有領域および低Ｃ含有領域が形成されているから工具基体表面と界面層の強固な密着性が実現される。
　そして、このような界面層を介して硬質被覆層が形成されることによって、工具基体と硬質被覆層の密着性が高い被覆工具を得る。それゆえ、この被覆工具をステンレス鋼、Ｎｉ基耐熱合金等の難削材の高速切削加工に供した場合であっても、硬質被覆層の剥離の発生が抑制され、長期の使用にわたって、すぐれた耐摩耗性を発揮する被覆工具となる。
＜工具基体＞
　工具基体として用いられるＷＣ基超硬合金では、Ｗ含有量が８５～９５質量％、結合相の主成分であるＣｏの含有量が４～１４質量％であることが好ましい。さらに、結合相中に分散、または、固溶することにより含有されるＴｉＣ、ＶＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、Ｃｒ３Ｃ２等の成分を含有してもよい。
＜製造装置＞
　図３Ａ、図３Ｂは、本実施形態の被覆工具の界面層および硬質被覆層を形成するためのアークイオンプレーティング（以下、「ＡＩＰ」という）装置の、それぞれ、概略平面図、概略正面図である。
　図３Ａ、図３Ｂから明らかなように、前記ＡＩＰ装置は、ヒータ１１、回転テーブル１２、硬質被覆層形成用合金ターゲット（蒸発源）１３、金属Ｃｒターゲット（蒸発源）１４、アノード電極１５、反応ガス導入口１７、排ガス口１８、アーク電源１９、バイアス電源２０を有し、被処理物である工具基体１６に成膜を行うものである。
　本実施形態の被覆工具の界面層および硬質被覆層を形成するために、まず、ＡＩＰ装置の回転テーブルに工具基体を配置し、高真空雰囲気下で長時間の所定条件でＣｒイオンボンバードを行って、工具基体表面にＷとＣとＣｏとＣｒとからなり界面層となる薄層を形成する。その後、界面層が形成された工具基体に、所定の硬質被覆層を形成する。
　このようにすることによって、工具基体表面に存在するＷＣ粒子および結合相のそれぞれの位置に対応する低Ｃｏ含有領域および低Ｃ含有領域が形成された界面層を介して、硬質被覆層が蒸着され、工具基体に対してすぐれた密着性を有する硬質被覆層を備えた被覆工具を作製することができる。
　以下、実施例をあげて本発明を説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
　原料粉末として、いずれも０．５～５μｍの平均粒径を有するＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末を、表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、９８ＭＰａの圧力で所定形状の圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を５Ｐａの真空中、１３７０～１４７０℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で真空焼結し、焼結した。
　ついで、切刃部にホーニング加工を施すことによりＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体１、２、および、ＩＳＯ・ＤＣＧＴ１１Ｔ３０２に規定するインサート形状をもったＷＣ基超硬合金製の工具基体３、４を製造した。そして、工具基体１～４を、ＡＩＰ装置に装入し、Ｃｒイオンボンバード処理を行い、ついで、硬質被覆層を形成した。
　より具体的な製造工程は、以下のとおりである。
　前記工具基体１～４のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図３Ａおよび図３Ｂに示すＡＩＰ装置の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部に沿って装着した。ＡＩＰ装置の一方に金属Ｃｒからなるターゲット（カソード電極）を配置し、他方には、硬質被覆層形成用の合金ターゲット（カソード電極）を配置した。
　ＡＩＰ装置内を排気して真空（１×１０－３Ｐａ以下）に保持しながら、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体を表２に示す所定の温度にまでヒータで加熱し、同じく表２に示すバイアス電圧を工具基体に印加し、工具基体と金属Ｃｒイオンボンバード用ターゲットとの間に、同じく表２に示すアーク電流を流し、同じく表２に示す処理時間、工具基体にＣｒイオンボンバード処理を施すことにより表４に示す界面層を形成した。
　ついで、ＡＩＰ装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して、表３に示す窒素分圧とすると共に、前記回転テーブル上で自転しながら回転する工具基体の温度を表３に示す温度に維持するとともに、表３に示す直流バイアス電圧を印加し、かつ硬質被覆層形成用の合金ターゲット（カソード電極）とアノード電極との間に表３に示すアーク電流を流してアーク放電を発生させ、界面層の表面に、表７に示される平均層厚および組成の硬質被覆層を蒸着形成した。
　前記製造工程により、表４、表７に示す実施例の表面被覆切削工具１～１２（以下、実施例工具１～１２という）をそれぞれ製造した。
　ここで、実施例工具１～６は、ＩＳＯ・ＣＮＭＧ１２０４０８に規定するインサート形状を有し、実施例工具７～１２は、ＩＳＯ・ＤＣＧＴ１１Ｔ３０２に規定するインサート形状を有する。
　比較の目的で、実施例で作製したＷＣ基超硬合金製の工具基体１～４のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図３Ａおよび図３Ｂに示すＡＩＰ装置の回転テーブル上の中心軸から半径方向に所定距離離れた位置に外周部にそって装着した。
　ついで、表５に示す雰囲気で、実施例に比べ、比較的短時間の条件でＣｒイオンボンバード処理を施し、表７に示される平均層厚および組成の硬質被覆層を蒸着形成することにより、表６、表７に示す比較例の表面被覆インサート１～１０（以下、比較例工具１～１０という）を製造した。
　ここで、比較例工具１、６は、真空雰囲気中で短時間のＣｒイオンボンバード処理を施しており、比較例工具２、７は、Ａｒガス雰囲気中でＣｒイオンボンバード処理を施したものである。
　また、比較例工具３、４、８、９は、前記特許文献１に開示される範囲内の条件でＣｒイオンボンバード処理を行ったものであり、比較例工具５、１０は、前記特許文献２ないし３に開示される範囲内の条件でＣｒイオンボンバード処理を行ったものである。
　前記で作製した実施例工具１～１２および比較例工具１～１０について、ＴＥＭ－ＥＤＳ法を用いたライン分析を行った。すなわち、工具基体表面のＷＣ粒子直上に形成されている界面層および結合相（主成分はＣｏ）直上に形成されている界面層について、工具基体の表面に垂直な方向（界面層の層厚方向）に、かつ、界面層の層厚の１／２の厚さ位置までライン分析を行うとともに、界面層を構成する成分の含有量を測定し、それぞれ、ランダムに選んだ１０個所のライン分析の測定値を平均して、ＷＣ粒子直上の界面層および結合相（主成分はＣｏ）直上の界面層におけるＷ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃの合計量に対するそれぞれの成分の平均含有比率を算出した。表４、表６に、測定・算出結果を示す。
　図２Ａは、工具基体表面に界面層を介して硬質被覆層としてのＡｌ６７Ｔｉ３３Ｎ層を形成した実施例８工具において、工具基体表面に存在するＷＣ粒子の直上の界面層を構成する成分含有量の変化を示す。図２Ａにおいて、工具基体表面に存在するＷＣ粒子の直上では、界面層中には、ＷとＣｒとＣに加え、ＴｉおよびＡｌが存在し、ＷＣ基超硬合金の構成成分であるＣｏ（主たる結合相成分）がほとんど検出されない低Ｃｏ含有領域が形成されていることが分かる。
　なお、ＴｉおよびＡｌは、硬質被覆層を構成する成分元素が、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎであったため、界面層に拡散してきたことにより測定された元素である。なお、図２Ａ中には、Ｎについては記載していない。
　一方、図２Ｂは、図２Ａに示したものと同じ実施例８工具において、工具基体表面に存在する結合相（主成分はＣｏ）の直上の界面層を構成する成分含有量の変化を示したものである。工具基体表面に存在する結合相（主成分は、Ｃｏ）の直上では、界面層中には、ＷとＣｒとＣｏに加え、ＴｉおよびＡｌが存在し、ＷＣ基超硬合金の構成成分であるＣがほとんど検出されていない低Ｃ含有領域が形成されていることが分かる。
　なお、ＴｉおよびＡｌは、図２Ａの場合と同様に、硬質被覆層を構成する成分元素が、界面層に拡散してきたことにより測定された元素である。また、Ｎについては、図２Ｂには記載していない。
　図２Ａ、図２Ｂからも明らかなように、実施例工具の工具基体表面の界面層について、工具基体表面に垂直な方向（界面層の層厚方向）にライン分析を行った場合には、ＷＣ粒子直上の界面層であるか、結合相（主成分はＣｏ）の直上の界面層であるかによって、界面層の構成成分の含有比率が大きく異なっている。
　そして、実施例工具１～１２の工具基体表面と平行な方向、かつ、界面層の層厚の１／２の厚さ位置において、界面層の縦断面を観察しライン分析を行い、ＷＣ粒子直上の低Ｃｏ含有領域と結合相（主成分はＣｏ）直上の低Ｃ含有領域とが交互に形成されているか否かを観察した。
　また、比較例工具１～１０についても、実施例工具１～１２と同様なライン分析を行い、ＷＣ粒子直上の界面層および結合相（主成分はＣｏ）直上の界面層の平均組成を測定・算出するとともに、ＷＣ粒子直上の低Ｃｏ含有領域と結合相（主成分はＣｏ）直上の低Ｃ含有領域とが交互に形成されているか否かを観察した。
　なお、低Ｃｏ含有領域と低Ｃ含有領域の交互存在については、ＴＥＭ－ＥＤＳマッピングで決定でき、交互に形成されているか否かを確認できる。例えば、ＷＣ粒子直上の場合は、ＣｒとＷの元素マッピングが重なる部分を、結合相（主成分はＣｏ）直上の場合は、ＣｒとＣｏの元素マッピングが重なる部分を、各々の画像解析によって抜き出し解析することで、低Ｃｏ含有領域と低Ｃ含有領域の境界と交互に形成されているか否かを判定できる。
表４、表６に、観察結果を示す。
　また、実施例工具１～１２、比較例工具１～１０の界面層、硬質被覆層について、工具基体に垂直な縦断面について、走査型電子顕微鏡を用いて５点の層厚を観察し、その平均値から平均層厚を算出した。表４、表６、表７に、その値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　つぎに、実施例工具１～６および比較例工具１～５について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下の切削条件１によるＮｉ基耐熱合金の湿式連続高速切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
＜切削試験１＞
　被削材：Ｎｉ基耐熱合金（Ｃｒ１９質量％－Ｆｅ１９質量％－Ｍｏ３質量％－Ｔｉ０．９質量％－Ａｌ０．５質量％－Ｎｉ残部）の丸棒
　切削速度：１００　ｍ／ｍｉｎ．
　切り込み：０．５　ｍｍ、
　送り：０．１５　ｍｍ／ｒｅｖ．
　切削長：１０　ｍ
　切削油：水溶性クーラント
　表８に、切削試験１の結果を示す。
　また、実施例工具７～１２および比較例工具６～１０について、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、以下の切削条件２によるステンレス鋼の湿式連続高速切削加工試験を実施し、切刃の逃げ面摩耗幅を測定した。
＜切削試験２＞
　被削材：ＪＩＳ・ＳＵＳ４４０Ｃの丸棒
　切削速度：１００　ｍ／ｍｉｎ．
　切り込み：１．０　ｍｍ、
　送り：　　０．０８　ｍｍ／ｒｅｖ．
　切削長：２８００　ｍ
　切削油：油性クーラント
　表９に、切削試験２の結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表８、表９に示される結果から、実施例工具１～１２は、高熱発生を伴い、かつ、切刃に対して大きな熱的負荷、機械的負荷がかかるＮｉ基耐熱合金、ステンレス鋼の高速切削加工において、硬質被覆層の剥離の発生はなく、さらに、溶着、チッピング、欠損等の異常損傷の発生もなく、長期の使用にわたってすぐれた耐摩耗性を発揮することがわかる。
　これに対して、比較例工具１～１０は、切刃に作用する切削加工時の熱的負荷、機械的負荷により、硬質被覆層の剥離等の異常損傷を発生し、短時間で寿命に至るばかりか、耐摩耗性も劣るものであった。
　前記開示した実施の形態はすべての点で例示にすぎず、制限的なものではない。本発明の範囲は前記した実施の形態ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
１：工具基体
２：ＷＣ粒子
３：Ｃｏが主成分の結合相
４：界面層
５：低Ｃｏ含有領域（ＷＣ粒子の直上の領域）
６：低Ｃ含有領域（結合相の直上の領域）
７：硬質被覆層
１１：ヒータ
１２：回転テーブル
１３：硬質被覆層形成用合金ターゲット（蒸発源）
１４：金属Ｃｒターゲット（蒸発源）
１５：アノード電極
１６：工具基体（被処理物）
１７：反応ガス導入口
１８：排ガス口
１９：アーク電源
２０：バイアス電源
 
 
 

Claims (2)

  1. 　ＷＣ粒子を硬質相成分とし、Ｃｏを結合相の主成分とするＷＣ基超硬合金からなる工具基体と該工具基体の表面に設けられた硬質被覆層を有する表面被覆切削工具であって、
    （ａ）前記工具基体と前記硬質被覆層との間には、ＷとＣｒとＣｏとＣを含有し、平均層厚が１～５０ｎｍの界面層が形成され、
    （ｂ）前記ＷＣ粒子の直上から、前記界面層の層厚方向へその１／２の厚さ位置までの前記界面層には、ＷとＣｒとＣｏとＣの合計量に対して、Ｗ：８８～９６質量％、Ｃｒ：２．０～８．０質量％、Ｃｏ：０．１～２．５質量％、Ｃ：０．８～２．０質量％の平均含有比率である低Ｃｏ含有領域が形成され、
    （ｃ）前記結合相の直上から、前記界面層の層厚方向へその１／２の厚さ位置までの前記界面層には、ＷとＣｒとＣｏとＣの合計量に対して、Ｗ：２５～５０質量％、Ｃｒ：４．０～１２．０質量％、Ｃｏ：４０～７０質量％、Ｃ：０．１～０．８質量％の平均含有比率である低Ｃ含有領域が形成され、
    （ｄ）前記界面層の層厚方向の１／２の厚さ位置について、前記工具基体表面と平行な方向に、前記低Ｃｏ含有領域と前記低Ｃ含有領域が交互に存在することを特徴とする表面被覆切削工具。
  2. 　前記硬質被覆層は、ＴｉとＡｌの複合窒化物層あるいはＴｉとＡｌとＭ（但し、Ｍは、Ｔｉを除く周期表の４、５、６族の金属元素、Ｓｉ、Ｙから選択される１種または２種以上の元素）の複合窒化物層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。
     
     
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