JP4185402B2

JP4185402B2 - Surface coated cutting tool

Info

Publication number: JP4185402B2
Application number: JP2003147041A
Authority: JP
Inventors: 治世福井
Original assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Current assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Priority date: 2003-05-23
Filing date: 2003-05-23
Publication date: 2008-11-26
Anticipated expiration: 2023-05-23
Also published as: JP2004345059A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、基材表面に被覆膜を具える切削工具に関する。特に、耐摩耗性に優れると共に、潤滑性を向上することができる表面被覆切削工具に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、切削工具や耐摩耗工具などでは、耐摩耗性や表面保護機能の改善のために、WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼、その他の硬質材料などからなる基材表面に、AlTiの窒化物や炭窒化物からなる被覆膜を1層以上形成することが知られている(例えば、特許文献1参照)。
【０００３】
しかし、以下に示す最近の動向から、切削の際、工具の刃先温度はますます高温になる傾向にあり、工具材料に要求される特性は厳しくなる一方である。例えば、
▲１▼地球環境保全の観点から潤滑油剤(切削油剤)を用いない乾式(ドライ)加工が求められている、
▲２▼被加工材(被削材)が多様化している、
▲３▼加工能率を一層向上させるために切削速度が高速になってきている、などが挙げられる。
【０００４】
特に、工具材料の要求特性として、高温での被覆膜の安定性(耐酸化特性や基材に対する密着性)はもちろんのこと、工具寿命に関係する耐摩耗性、即ち、高温における被覆膜の硬度の向上が一段と重要となっている。
【０００５】
そこで、特許文献2では、AlTiSi系の被覆膜を提案しており、Siの含有により、高温時に起こるTiの酸化を抑制したり、Alの酸化物からなる保護膜を緻密化して、耐摩耗性を向上することが開示されている。また、特許文献3では、TiSi系の被覆膜を具えることで、高速連続切削において耐摩耗性に優れることが開示されている。その他、特許文献4では、基材上にTiN、TiCN、TiAlNを被覆し、更にその上にダイヤモンドライクカーボンを被覆することで、安定した耐久性が得られることが開示されている。
【０００６】
【特許文献１】
特公平5-67705号公報
【特許文献２】
特許第2793773号公報
【特許文献３】
特開平8-118106号公報
【特許文献４】
特許第3372493号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記従来の技術では、耐摩耗性の向上を主に考慮しており、潤滑性について十分な検討がされていない。切削過程において完全に潤滑油剤を使わない乾式加工を行うには、上記高温での被覆膜の安定性や高温における被覆膜の硬度の向上だけでは不十分である。特に、特許文献4に開示されるダイヤモンドライクカーボンは、耐酸化特性が悪く、400℃を越える切削加工では、優れた耐酸化特性の効果が得られにくい。
【０００８】
従って、潤滑油剤に替わり被覆膜の表面の潤滑性能を向上させることが一段と必要となってきている。被覆膜の潤滑性能が向上すれば、工具と被加工材との界面の温度が低下すると共に、擦過距離も小さくなるため切り屑の排出性をも向上させることができるので、乾式加工が可能となる。
【０００９】
そこで、本発明は、耐摩耗性に優れると共に、潤滑性にも優れる被覆膜を具える表面被覆切削工具を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明は、基材に特定の被覆膜、具体的には、SやFの化合物を含む膜を設けることで上記目的を達成する。
【００１１】
即ち、本発明は、基材表面に被覆膜を具える表面被覆切削工具であって、前記被覆膜には、(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)(M)_zの窒化物、炭窒化物、窒酸化物及び炭窒酸化物から選択される化合物層を具える。前記Mは、CaS、MnS、CaF₂及びBaF₂より選択される少なくとも1種とし、0≦x≦0.6、0≦y≦0.4、0.01≦z≦0.2、1-x-y-z≠0とする。
【００１２】
発明者が種々検討した結果、AlTiSi系やTiSi系などの被覆膜中にCaSやMnSといった硫化物、CaF₂やBaF₂といったフッ化物が存在すると、工具表面での潤滑性能が向上し、結果として切削性能が向上するという知見を得た。即ち、優れた耐摩耗性を実現すると共に、潤滑性を向上させるためには、上記硫化物やフッ化物が必要であるとの知見に基づき、本発明を規定するものである。以下、本発明を詳細に説明する。
【００１３】
本発明において基材上に形成する(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)(M)_zの窒化物、炭窒化物、窒酸化物及び炭窒酸化物から選択される化合物層(以下、単に化合物層と呼ぶ)が、SやFの化合物を含まない従来のAlTiSi系、TiSi系の被覆膜よりも優れた耐摩耗性を示す理由は十分に解明されている訳ではない。しかし、(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)膜中にCaS、MnS、CaF₂、及びBaF₂の少なくとも1種を含有すると、切削時、切削加工に伴って被覆膜表面に種々の酸化物が生成されることが影響していると考えられる。本発明の場合、上記酸化物としては、CaO、Al₂O₃、SiO₂、MnOなどが挙げられる。そして、これらの酸化物は、切削加工中に工具表面にベラーグと呼ばれる付着層を形成し、この付着層が工具表面を保護すると共に、工具表面の潤滑性を向上させると考えられる。また、CaF₂やBaF₂は、それ自身でも、500〜950℃の範囲において摩擦係数が低いことから、これらが(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)膜中に分散していると、被覆膜表面の摩擦係数を低下させることができると考えられる。そのため、本発明は、切削の際に生成される上記酸化物の表面保護により、優れた耐摩耗性を発揮すると共に、同酸化物により潤滑性が向上されることで、潤滑油剤を用いない乾式加工であっても、工具寿命を著しく向上できる。
【００１４】
上記化合物層中において、Ti、Al、Siの少なくとも1種は、膜構成元素として不可欠である。本発明では、少なくともTiを含有するものとし、Tiの含有量(原子比)を後述するAl、Si、及び化合物Mの原子比x、y、zにより規定する。具体的には、1-x-y-z＝0となる場合を除く。Alを含有すると、耐酸化特性が向上するため好ましいが、多過ぎると、膜の硬度が低下するため、逆に摩耗が促進される恐れがある。そこで、本発明では、Alの含有量(原子比)xを0≦x≦0.6と規定する。より好ましくは、0.45≦x≦0.55である。Siを含有すると、膜の硬度が向上するため好ましいが、多過ぎると、膜が脆くなり、逆に摩耗が促進される恐れがある。また、膜を形成する原料となる合金ターゲットを熱間静水圧加圧処理で作製する場合、yを0.4超としてSiを含有させると、合金ターゲットが作製中に割れることがあり、膜の成形(コーティング)に使用可能な材料強度が得られない恐れがある。そこで、本発明では、Siの含有量(原子比)yを0≦y≦0.4と規定する。より好ましくは、0.05≦y≦0.15である。
【００１５】
上記化合物層中において化合物Mは、膜構成元素として不可欠である。化合物Mは、CaS、MnS、CaF₂、及びBaF₂より選択される少なくとも1種とする。(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)膜中に化合物Mを含有すると、切削加工中に工具表面にベラーグが形成されて工具表面の保護、及び工具表面の潤滑性を向上できるため好ましいが、多過ぎると、膜の硬度が低下して、逆に摩耗が促進される恐れがある。そこで、本発明では、化合物Mの含有量(原子比)zを0.01≦z≦0.2に規定する。より好ましくは、0.05≦z≦0.15である。化合物Mは、単一種でもよいし、複数種でもよい。従って、硫化物CaS、MnSから少なくとも1種としてもよいし、フッ化物CaF₂、BaF₂から少なくとも1種としてもよいし、硫化物とフッ化物の双方を含む、即ち、硫化物CaS、MnSから少なくとも1種及びフッ化物CaF₂、BaF₂から少なくとも1種としてもよい。複数種選択する場合、各化合物の原子比を合算したものをzとする。
【００１６】
上記化合物層において、Ti、Al、Siや化合物Mの含有量(原子比)x、y、zは、膜を形成する原料、例えば、合金ターゲットの原子比を変化させることで変化させることができる。
【００１７】
上記化合物層の厚みは、0.5μm以上10μm以下であることが好ましい。厚みが0.5μm未満では、上記化合物層を設ける効果が少なく、耐摩耗性や潤滑性の向上が十分に得られない。逆に10μmを越えると、膜中の残留応力が大きくなり基材との密着強度が低下して剥離し易くなる恐れがある。また、上記化合物層は、被覆膜中に少なくとも1層具えていればよく、複数層具えていてもよい。化合物層を複数具える場合、化合物層の総厚みは、0.5μm以上10μm以下とすることが好ましい。なお、膜厚は、成膜時間を変化させることで変化させることができる。
【００１８】
上記化合物層は、結晶性が高い化合物を形成できる成膜プロセスにて作製されることが適する。そこで、種々の成膜方法を検討した結果、物理的蒸着法を用いることが好ましいとの知見を得た。また、物理的蒸着法には、スパッタリング法、イオンプレーティング法などがあるが、特に、原料元素のイオン化率が高いアーク式イオンプレーティング法(カソードアークイオンプレーティング)が最適である。カソードアークイオンプレーティングを用いた場合、化合物層を形成する前に基材表面に対して金属のイオンボンバードメント処理が可能であるため、化合物層の密着性を格段に向上させることができ、密着性の観点からも好ましいプロセスである。
【００１９】
本発明において基材表面に設ける被覆膜は、上記化合物層のみで構成してもよいが、その他の膜を具えていてもよい。例えば、基材表面と上記化合物層との間に中間層を具えることが挙げられる。中間層としては、Ti、Cr、Tiの窒化物及びCrの窒化物より選択される1種からなる膜が好ましい。これらTiやCrなどの膜は、基材と上記化合物層との双方に対して密着性がよい。従って、このような中間層を具えると、基材と上記化合物層との密着性を一層向上させることができ、化合物層が基材から剥がれることを抑制し、工具寿命を更に延長させることができる。この中間層の厚みは、0.05μm以上1.0μm以下であることが好ましい。0.05μm未満では、密着強度の向上が得られにくく、逆に1.0μmを越えても密着強度の更なる向上が見られない。
【００２０】
本発明において基材は、WC基超硬合金、サーメット、高速度鋼、セラミックス、立方晶型窒化硼素(cBN)焼結体、ダイヤモンド焼結体、窒化ケイ素焼結体、及び酸化アルミニウムと炭化チタンとを含む焼結体から選択される1種から形成されることが好ましい。
【００２１】
WC基超硬合金は、炭化タングステン(WC)を主成分とする硬質相と、コバルト(Co)などの鉄族金属を主成分とする結合相とからなるもので、通常よく用いられているものを用いるとよい。更に、周期律表4a、5a、6a族の遷移金属元素から選ばれる少なくとも1種と、炭素、窒素、酸素及び硼素から選ばれる少なくとも1種とからなる固溶体が含まれているものでもよい。固溶体としては、例えば、(Ta，Nb)C、VC、Cr₂C₂、NbCなどが挙げられる。
【００２２】
サーメットとしては、例えば、周期律表4a、5a、6a族の遷移金属元素から選ばれる少なくとも1種と炭素、窒素、酸素及び硼素から選ばれる少なくとも1種とからなる固溶体相と、1種以上の鉄系金属からなる結合相と、不可避的不純物とからなるもので、通常よく用いられるものを用いるとよい。
【００２３】
高速度鋼としては、例えば、JIS記号SKH2、SKH5、SKH10などのW系高速度鋼、SKH9、SKH52、SKH56などのMo系高速度鋼などが挙げられる。
【００２４】
セラミックスは、例えば、炭化ケイ素、窒化ケイ素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムなどが挙げられる。
【００２５】
cBN焼結体としては、cBNを30体積％以上含むものが挙げられる。より具体的には、以下の焼結体が挙げられる。
【００２６】
(1)cBNを30体積％以上80体積％以下含み、残部が結合材と鉄族金属と不可避的不純物とからなる焼結体。結合材は、周期律表4a、5a、6a族元素の窒化物、硼化物、炭化物並びにこれらの固溶体からなる群から選択される少なくとも1種と、アルミニウム化合物とを含むものである。
【００２７】
上記cBN焼結体においてcBN粒子は、被加工材としてよく用いられる鉄との親和性が低い上記結合材を介して主に結合され、この結合が強固であることから、基材の耐摩耗性と強度とを向上させる。
【００２８】
cBN含有量を30体積％以上とするのは、30体積％未満となると、cBN焼結体の硬度が低下し易くなり、例えば、焼入鋼のような高い硬度の被加工材を切削するには、硬度が不足するからである。cBN含有量を80体積％以下とするのは、80体積％を超える場合、結合材を介してcBN粒子同士の結合が困難になり、cBN焼結体の強度が低下する恐れがあるからである。
【００２９】
(2)cBNを80体積％以上90体積％以下含み、cBN粒子同士が結合しており、残部が結合材と不可避的不純物とからなる焼結体。結合材は、Al化合物又はCo化合物を主成分とするものである。
【００３０】
このcBN焼結体は、触媒作用を有するAl又はCoを含有する金属、或いは金属間化合物を出発原料として液相焼結を行うことで、cBN粒子同士を結合させ、かつcBN粒子の含有率を高めることができる。cBN粒子の含有率が高いことから、耐摩耗性が低下し易いものの、cBN粒子同士が強固な骨格構造を形成しているため、耐欠損性に優れ、過酷な条件での切削が可能となる。
【００３１】
cBN含有量を80体積％以上とするのは、80体積％未満となると、cBN粒子同士の結合による骨格構造を形成することが難しくなるからである。cBN含有量を90体積％以下とするのは、90体積％を超えると、触媒作用を有する上記結合材が不足して、未焼結部分を生ずるため、cBN焼結体の強度が低下するからである。
【００３２】
ダイヤモンド焼結体としては、ダイヤモンドを40体積％以上含むものが挙げられる。より具体的には、以下の焼結体が挙げられる。
(1)ダイヤモンドを50〜98体積％含み、残部が鉄族金属、WC及び不可避的不純物からなる焼結体。鉄族金属は、特に、Coが好ましい。
(2)ダイヤモンドを85〜99体積％含み、残部が空孔、WC及び不可避的不純物からなる焼結体。
(3)ダイヤモンドを60〜95体積％含み、残部が結合材及び不可避的不純物からなる焼結体。結合材は、鉄族金属と、周期律表4a、5a、6a族元素の炭化物及び炭窒化物からなる群から選択される1種以上と、WCとを含むものである。より好ましい結合材は、CoとTiCとWCとを含むものである。
(4)ダイヤモンドを60〜98体積％含み、残部がケイ素及び炭化ケイ素の少なくとも1種、WC及び不可避的不純物からなる焼結体。
【００３３】
窒化ケイ素焼結体としては、窒化ケイ素を90体積％以上含むものが挙げられる。特に、HIP法(熱間静水圧焼結法)を用いて結合した窒化ケイ素を90体積％以上含む焼結体が好ましい。この焼結体において残部は、酸化アルミニウム、窒化アルミニウム、酸化イットリウム、酸化マグネシウム、酸化ジルコニウム、酸化ハフニウム、希土類、TiN及びTiCから選ばれる少なくとも1種からなる結合材と不可避的不純物とからなることが好ましい。
【００３４】
酸化アルミニウムと炭化チタンとを含む焼結体としては、体積％で酸化アルミニウムを20％以上80％以下、炭化チタンを15％以上75％以下含み、残部がMg、Y、Ca、Zr、Ni、Ti、TiNの酸化物から選ばれる少なくとも1種の結合材と不可避的不純物とからなる焼結体が挙げられる。特に、酸化アルミニウムは、65体積％以上70体積％以下、炭化チタンは、25体積％以上30体積％以下で、結合材は、Mg、Y、Caの酸化物から選ばれる少なくとも1種であることが好ましい。
【００３５】
本発明工具は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型チップ、旋削用刃先交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ及びタップから選択された1種に使用されるとよい。
【００３６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
(実施例1)
以下に示す表面被覆切削工具を作製し、耐摩耗性を調べてみた。
(1) サンプルの作製
(i)サンプルNo.1〜24の作製
まず、本例で用いた成膜装置について説明する。図1は、本例で用いた成膜装置の模式図である。成膜装置は、基材5が搭載される基材ホルダー4と、チャンバー1の側壁に配置されるアーク式蒸発源(ターゲット)6、7と、各蒸発源6、7に接続される可変電源としての直流電源8、9と、基材ホルダー4に接続される基材バイアス用の直流電源10と、ガスを供給するガス導入口2と、ガスを排気するガス排気口3とを具える。
【００３７】
チャンバー1は、真空ポンプ(図示せず)と連結されており、ガス排気口3を通して、チャンバー1内の圧力を変化させることが可能である。基材ホルダー4は、直流電源10の負極と電気的に接続され、直流電源10の正極は、アースされている。基板ホルダー4は、回転可能である。アーク式蒸発源6、7は、それぞれ直流電源8、9の負極と電気的に接続され、直流電源8、9の正極は、アースされると共にチャンバー1と電気的に接続されている。
【００３８】
そして、アーク式蒸発源6、7とチャンバー1との間のアーク放電によって、蒸発源6、7を部分的に容解させてカソード物質を基材5に対して前方方向に蒸発させ、基材5表面に被覆膜を形成する。このとき、チャンバー1には、ガス導入口2からマスフローコントローラー(図示せず)を介して様々なガスを導入する。ガスは、例えば、アルゴンや窒素ガスなどの不活性ガス、メタン、アセチレン、ベンゼンなどの炭化水素ガスなどが挙げられる。また、放電の際、アーク式蒸発源6、7とチャンバー1との間には、数十から数百V程度の電圧が印加される。
【００３９】
以下、被覆膜の成膜方法を説明する。基材には、グレードがJIS規格P30の超硬合金、チップ形状がJIS規格のSPGN120308のものを用意した。そして、図1で示す成膜装置を用いて、基材ホルダー4を回転させながらヒーター(図示せず)にてチップ形状の基材5を温度450℃に加熱すると共に、真空ポンプにて真空引きを行って、チャンバー1内の圧力が1.0×10^-3Paとなるまで減圧する。次に、ガス導入口2からアルゴンガスを導入してチャンバー1内の圧力を3.0Paに保持し、基板バイアス用の直流電源10の電圧を徐々に上げていって-1000Vとし、基材5表面のクリーニングを15分間行う。その後、ガス排気口3からアルゴンガスを排気する。
【００４０】
次に、基板バイアス用の直流電源10の電圧を-1000Vに維持したまま、チャンバー1内にガス導入口2を通して100SCCMのアルゴンと、窒素との混合ガスを導入する。そして、直流電源8から100Aのアーク電流を供給し、アーク式蒸発源6から金属イオンを2分間発生させる。アーク式蒸発源6には、TiやCrといった金属、又はTiやCrの化合物を用いた。この工程により、アーク式蒸発源6からの金属イオンが基材5の表面をスパッタクリーニングし、基材5表面に存在する強固な汚れや酸化膜などを除去する。アルゴンと共に窒素も同時に導入しているのは、アルゴンのみの場合に比べて被覆膜の面粗度が格段に良好になるからである。これは、窒素を導入することで、アーク式蒸発源の表面が窒化され、金属のみの状態に比べて融点が高くなるので、発生する溶融粒子が減少するためであると考えられる。
【００４１】
その後、チャンバー1内の圧力が2.7Paになるようにガス導入口2から窒素ガスを導入し、基板バイアス用の直流電源10の電圧を-75Vにする。すると、基材5表面において、金属窒化膜の形成が始まる。金属窒化膜(本例ではTiN、CrN)が所定の厚みに達するまでこの状態を維持する。この工程により、中間層としてTiN膜、CrN膜を形成した。また、この工程において、窒素ガスを導入しなければ、中間層として金属膜(本例ではTi膜、Cr膜)が得られる。
【００４２】
上記中間層の形成が終了した後、このままの状態(チャンバー内の圧力：2.7Pa、直流電源10の電圧：-75V)で直流電源8の供給を止めて、炭素ガス、窒素ガス、及び酸素ガスの少なくとも一種のガス雰囲気中で、続けて直流電源9に100Aの電流を供給する。すると、アーク式蒸発源7から金属イオンが基材5に向かって前方方向に蒸発して、基材5表面に所定の厚みの化合物層を形成する。アーク式蒸発源7には、金属化合物(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)M_z(0≦x≦0.6、0≦y≦0.4、0.01≦ｚ≦0.2、MはCaS、MnS、CaSとMnS、CaF₂、BaF₂、CaF₂とBaF₂、CaSとBaF₂、CaSとCaF₂、MnSとCaF₂、MnSとBaF₂、のいずれか)を用いた。
【００４３】
中間層を具えていないサンプルは、基材表面のクリーニングの後、アルゴンガスを排気し、窒素ガスを導入して、圧力：2.7Pa、基板バイアス用の直流電源10の電圧：-75Vとして、上記と同様に化合物層を形成した。また、更に最表層を具えるサンプルは、化合物層を形成した後、続けてアーク式蒸発源6にTiやAlの化合物を用いてTiやAlの化合物層を形成した。各膜は、成膜時間を変化させることで、膜厚を変化させた。
【００４４】
上記工程により、特定の化合物層を具えるサンプルNo.1〜24を作製した。表1に各サンプルの被覆膜の膜種、膜厚を示す。表1において、サンプルNo.1〜24に示す化合物の組成は、XPS(X-ray Photoelectron Spectroscopy)にて行った。後述の表5においても同様である。組成の確認は、透過電子顕微鏡に併設の微小領域EDX(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)分析や、SIMS(Secondary Ion Mass Spectrometry)によってもできる。なお、本例では、化合物層を含めて被覆膜の形成をカソードアークイオンプレーティング法で行っているが、別の手法、例えばスパッタリング法によっても可能である。
【００４５】
【表１】

【００４６】
(ii)従来品(サンプルNo.25〜28)の作製
サンプルNo.25〜28は、以下のように作製した。まず、上記サンプルNo.1〜24と同じ基材を準備した。この基材を図1に示す成膜装置の基材ホルダー4にセットする。アーク式蒸発源6にはTiを用いた。成膜装置の構成については、上記サンプルNo.1〜24の作製の際と同様にした。
【００４７】
上記成膜装置を用いて、上記と同様の手法で、基材5表面をアルゴンでスパッタクリーニングした後、チタンイオンでスパッタクリーニングした。そして、上記と同様にして、基材5表面に中間層として、厚さ0.3μmのTiN膜を形成した。
【００４８】
TiN膜の形成が終了した後、直流電源9からアーク式蒸発源7に100Aの電流を供給して、蒸発源7から金属イオンを発生させると共に、ガス導入口2から窒素ガスを導入する。発生した金属イオンと窒素ガスが基材5上で反応して、中間層のTiN膜上に膜厚3μmの膜を形成して、サンプルNo.25〜28を得た。
【００４９】
サンプルNo.25では、アーク式蒸発源7に、TiとAlの化合物(Ti_0.5Al_0.5)を用い、チタンイオン、アルミニウムイオンを発生させて、(Ti_0.5Al_0.5)N膜を形成した。以上から、従来製法によるTiAlN膜を具えるサンプルを得た。なお、(Ti_0.5Al_0.5)とは、TiとAlの原子比(原子％)が0.5：0.5(50：50)の化合物をいい、(Ti_0.5Al_0.5)Nとは、TiとAlとNとの原子比が0.5:0.5：1の化合物をいう。
【００５０】
サンプルNo.26では、アーク式蒸発源7にTiとSiの化合物(Ti_0.7Si_0.3)を用い、チタンイオン、シリコンイオンを発生させて、(Ti_0.7Si_0.3)N膜を形成した。以上から、従来製法によるTiSiN膜を具えるサンプルを得た。なお、(Ti_0.7Si_0.3)とは、TiとSiの原子比が0.7：0.3の化合物をいい、(Ti_0.7Si_0.3)Nとは、TiとSiとNとの原子比が0.7:0.3：1の化合物をいう。
【００５１】
サンプルNo.27では、アーク式蒸発源7に、Tiを用い、窒素ガスと共にメタンガスを導入し、チタンイオンを発生させて、TiC_0.5N_0.5膜を形成した。以上から、従来製法によるTiCN膜を具えるサンプルを得た。なお、TiC_0.5N_0.5とは、TiとCとNとの原子比が1：0.5:0.5の化合物をいう。
【００５２】
サンプルNo.28では、アーク式蒸発源7にTiとAlの化合物(Ti_0.5Al_0.5)を用い、窒素ガスと共にメタンガスを導入し、チタンイオン、アルミニウムイオンを発生させて、(Ti_0.5Al_0.5)C_0.5N_0.5膜を形成した。以上から、従来製法によるTiAlCN膜を具えるサンプルを得た。なお、(Ti_0.5Al_0.5)C_0.5N_0.5とは、TiとSiとCとNとの原子比が0.5:0.5：0.5:0.5の化合物をいう。
【００５３】
【表２】

【００５４】
(2) 工具寿命の評価
得られたサンプルNo.1〜28のそれぞれについて、表3に示す条件で乾式の連続切削試験及び断続切削試験を行い、刃先の逃げ面摩耗幅を測定した。その結果を表4に示す。また、各サンプルにおいて、被覆膜のヌープ硬度(GPa)、及び被覆膜の残留応力(GPa)の測定を行った。ヌープ硬度は、荷重を10gとした。残留応力の測定は、「PVD・CVD被膜の基礎と応用」、編者：(社)表面技術協会、槇書店、1994年9月25日初版発行、p156に記載の方法により、X線回折を用いて行った。その結果を表4に示す。
【００５５】
【表３】

【００５６】
【表４】

【００５７】
表4から明らかなように、(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)膜中にCaS、MnS、CaF₂、及びBaF₂の少なくとも1種を含むサンプルNo.1〜24は、潤滑油剤を用いないドライ加工であっても、サンプルNo.25〜28と比較して摩耗量が非常に少ないことがわかる。特に、条件の厳しい断続切削においても、摩耗量が少ないことがわかる。従って、本発明工具は、工具寿命を大きく向上できることが確認された。
【００５８】
また、サンプルNo.8及び18において、原子比が異なるターゲットを用い、化合物層の原子比を変化させたサンプル(サンプルNo.8-1〜8-3、18-1〜18-3)を作製した。サンプルNo.4及び14において、成膜時間を変化させて化合物層の厚みを変化させたサンプル(サンプルNo.4-1'、4-2'、14-1、14-2)を作製した。そして、サンプルNo.4、8及び14、18と同様の切削条件(表3参照)で、連続切削試験及び断続切削試験を行い、刃先の逃げ面摩耗幅を測定した。また、同様にヌープ硬度、残留応力も測定した。その結果を表5に示す。
【００５９】
【表５】

【００６０】
表5に示すように、(Ti_1-x-y-zAl_xSi_y)膜中にCaS、MnS、CaF₂、及びBaF₂の少なくとも1種を含んでいても、原子比が特定の範囲外、即ち、x＞0.6、y＞0.4、z＞0.2であると、摩耗量が多いことがわかる。また、原子比が特定の範囲内にある化合物層を具えていても、膜厚が薄過ぎると、耐摩耗性の向上が十分に得られず、厚過ぎると、残留応力が大きく、膜が剥がれる恐れがあることがわかる。
【００６１】
(実施例2)
実施例1と同様の製造方法により、リーマ(JISK10超硬合金)の基材上にそれぞれにコーティングを行い、サンプルNo.2-1〜2-10を得た。サンプルNo.2-1は、上記サンプルNo.1と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。サンプルNo.2-2は、従来の製法で基材表面にTiSiN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.1と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.2-3は、従来の製法で基材表面にTiAlN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.1と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.2-4は、上記サンプルNo.11と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。サンプルNo.2-5は、従来の製法で基材表面にTiSiN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.11と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.2-6は、従来の製法で基材表面にTiAlN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.11と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.2-7〜2-10は、それぞれ基材上に上記サンプルNo.25〜28と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。
【００６２】
これらサンプルNo.2-1〜2-10のそれぞれについて、ねずみ鋳鉄(FC250)の穴開け加工を行い、その寿命評価を行った。切削条件は、リーマ径20mm、切削速度5m/min、送り0.4mm/刃、切り込み0.15mm、ウエット(湿式)条件とした。寿命評価は、被加工材(鋳鉄)に開けた穴の寸法精度が規定の範囲を外れた時点を寿命とし、寿命となるまでの穴の個数を評価した。結果を表6に示す。
【００６３】
【表６】

【００６４】
表6に示すように、サンプルNo.2-1〜2-6は、サンプルNo.2-7〜2-10と比較して、寿命を大きく向上していることが確認された。このように寿命を向上することができたのは、耐摩耗性に優れると共に、潤滑性を向上したためであると考えられる。
【００６５】
(実施例3)
実施例1と同様の製造方法により、エンドミル(JISK10超硬合金)の基材上にそれぞれにコーティングを行い、サンプルNo.3-1〜3-10を得た。サンプルNo.3-1は、上記サンプルNo.1と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。サンプルNo.3-2は、従来の製法で基材表面にTiSiN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.1と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.3-3は、従来の製法で基材表面にTiAlN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.1と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.3-4は、上記サンプルNo.11と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。サンプルNo.3-5は、従来の製法で基材表面にTiSiN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.11と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.3-6は、従来の製法で基材表面にTiAlN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.11と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.3-7〜3-10は、それぞれ基材上に上記サンプルNo.25〜28と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。
【００６６】
これらサンプルNo.3-1〜3-10のそれぞれについて、球状黒鉛鋳鉄(FCD450)のエンドミル側面削り(切削幅15mm)加工を行い、その寿命評価を行った。切削条件は、切削速度75m/min、送り0.03mm/刃、切り込み2mm、ウエット(湿式)条件とした。寿命評価は、被加工材(鋳鉄)に行った側面削りの寸法精度が規定の範囲を外れた時点を寿命とし、寿命となるまでの切削長さを評価した。その結果を表7に示す。
【００６７】
【表７】

【００６８】
表7に示すように、サンプルNo.3-1〜3-6は、サンプルNo.3-7〜3-10と比較して、寿命を大きく向上していることが確認された。このように寿命を向上することができたのは、耐摩耗性に優れると共に、潤滑性を向上したためであると考えられる。
【００６９】
(実施例4)
実施例1と同様の製造方法により、旋削用刃先交換型チップ(JISP10超硬合金、刃先形状はスクイ角8°、逃げ角6°)の基材上にそれぞれにコーティングを行い、サンプルNo.4-1〜4-10を得た。サンプルNo.4-1は、上記サンプルNo.1と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。サンプルNo.4-2は、従来の製法で基材表面にTiSiN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.1と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.4-3は、従来の製法で基材表面にTiAlN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.1と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.4-4は、上記サンプルNo.11と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。サンプルNo.4-5は、従来の製法で基材表面にTiSiN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.11と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.4-6は、従来の製法で基材表面にTiAlN膜を1μmコーティングし、この膜の上に上記サンプルNo.11と同様の被覆膜を具える。サンプルNo.4-7〜4-10は、それぞれ基材上に上記サンプルNo.25〜28と同様の被覆膜(中間層、化合物層)を具える。
【００７０】
これらサンプルNo.4-1〜4-10のそれぞれについて、クロムモリブデン鋼(SCM435)の中仕上げ旋削加工を行い、その寿命評価を行った。切削条件は、切削速度100m/min、送り0.08mm/刃、ドライ(乾式)条件とした。寿命評価は、被加工材(鋼)の中仕上げの寸法精度が規定の範囲を外れた時点を寿命とし、寿命となるまでの時間を評価とした。その結果を表8に示す。
【００７１】
【表８】

【００７２】
表8に示すように、サンプルNo.4-1〜4-6は、サンプルNo.4-7〜4-10と比較して、寿命を大きく向上していることが確認された。また、サンプルNo.4-1〜4-6は、ドライ条件においても、耐摩耗性に優れ、潤滑性を向上していることが分かる。
【００７３】
(実施例5)
基材にcBN焼結体を用いた切削用チップを作製し、摩耗量を調べてみた。cBN焼結体は、超硬合金製ポット及びボールを用いて、TiN：40重量％、Al：10重量％からなる結合材粉末と平均粒径2.5μmのcBN粉末：50重量％とを混ぜ合わせ、超硬合金製容器に充填し、圧力5GPa、温度1400℃で60分焼結することで得た。このcBN焼結体を加工して、ISO規格SNGA120408の形状の切削用チップを得た。このチップの基材上に、実施例1と同様にして上記サンプルNo.1、11と同様の中間層、被覆膜を形成したサンプルを得た(サンプルNo.5-1、5-2)。また、比較例として、このチップの基材上に、実施例1と同様にして上記サンプルNo.25と同様の中間層、被覆膜を形成したサンプルNo.5-3を用意した。
【００７４】
これらサンプルNo.5-1〜5-3のそれぞれについて、焼入鋼の1種であるSUJ2の丸棒(HRC62)の外周切削を行い、逃げ面摩耗量を調べた。切削条件は、切削速度100m/min、切り込み0.2mm、送り0.1mm/rev.、ドライ(乾式)条件とし、30分間の切削を行った。
【００７５】
その結果、サンプルNo.5-1の逃げ面摩耗量は、0.085mm、サンプルNo.5-2の逃げ面摩耗量は、0.076mmであったのに対し、サンプルNo.5-3の逃げ面摩耗量は0.265mmであった。このようにサンプルNo.5-1、5-2は、ドライ条件においても逃げ面摩耗量が少なく、耐摩耗性に優れることが分かる。
【００７６】
【発明の効果】
以上説明したように本発明表面被覆切削工具によれば、被覆膜に特定の化合物層を具えることで、高硬度で耐摩耗性に優れると共に、潤滑性を向上することができるという効果を奏し得る。そのため、本発明工具は、特に、切削油剤を用いないドライ加工であっても、工具寿命を向上することができる。従って、本発明は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型チップ、旋削用刃先交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなど工具において耐摩耗性の向上が図れ、工具寿命を向上することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】成膜装置の一例を示す模式図である。
【符号の説明】
1 チャンバー 2 ガス導入口 3 ガス排気口 4 基材ホルダー 5 基材
6、7 アーク式蒸発源 8、9、10 直流電源[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a cutting tool having a coating film on a substrate surface. In particular, the present invention relates to a surface-coated cutting tool that has excellent wear resistance and can improve lubricity.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, in cutting tools and wear-resistant tools, in order to improve wear resistance and surface protection functions, AlTi has been applied to the surface of base materials made of WC-based cemented carbide, cermet, high-speed steel, and other hard materials. It is known to form one or more coating films made of nitride or carbonitride (see, for example, Patent Document 1).
[0003]
However, due to the recent trend shown below, the cutting edge temperature of a tool tends to become higher at the time of cutting, and the characteristics required for the tool material are becoming stricter. For example,
(1) From the viewpoint of protecting the global environment, dry processing without using a lubricant (cutting fluid) is required.
(2) Work materials (work materials) are diversified.
(3) The cutting speed has been increased in order to further improve the machining efficiency.
[0004]
In particular, the required properties of the tool material are not only the stability of the coating film at high temperatures (oxidation resistance and adhesion to the substrate), but also the wear resistance related to the tool life, that is, the coating film at high temperatures. Improvement of the hardness is becoming more important.
[0005]
Therefore, Patent Document 2 proposes an AlTiSi-based coating film. By containing Si, the oxidation of Ti that occurs at high temperatures is suppressed, or the protective film made of Al oxide is densified to provide wear resistance. It is disclosed to improve the performance. Patent Document 3 discloses that by providing a TiSi-based coating film, it has excellent wear resistance in high-speed continuous cutting. In addition, Patent Document 4 discloses that stable durability can be obtained by coating TiN, TiCN, and TiAlN on a base material and further coating diamond-like carbon thereon.
[0006]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 5-67705
[Patent Document 2]
Japanese Patent No. 2793773
[Patent Document 3]
JP-A-8-118106
[Patent Document 4]
Japanese Patent No. 3337493
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the above conventional technique, improvement of wear resistance is mainly considered, and sufficient study has not been made on lubricity. In order to perform dry processing that does not use a lubricant completely in the cutting process, it is not sufficient to improve the stability of the coating film at high temperatures and the hardness of the coating film at high temperatures. In particular, the diamond-like carbon disclosed in Patent Document 4 has poor oxidation resistance, and it is difficult to obtain an excellent oxidation resistance effect when cutting at a temperature exceeding 400 ° C.
[0008]
Therefore, it has become necessary to improve the lubricating performance of the surface of the coating film instead of the lubricant. If the lubrication performance of the coating film is improved, the temperature at the interface between the tool and the workpiece will be lowered, and the scraping distance will be reduced, so that the chip discharge property can be improved and dry machining is possible. It becomes.
[0009]
Then, this invention is providing the surface coating cutting tool which provides the coating film which is excellent in abrasion resistance and excellent in lubricity.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The present invention achieves the above object by providing a specific coating film on the substrate, specifically, a film containing a compound of S or F.
[0011]
That is, the present invention is a surface-coated cutting tool comprising a coating film on a substrate surface, the coating film includes (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) (M) _z A compound layer selected from nitrides, carbonitrides, nitrides and carbonitrides. Said M is CaS, MnS, CaF ₂ And BaF ₂ At least one selected from 0 ≦ x ≦ 0.6, 0 ≦ y ≦ 0.4, 0.01 ≦ z ≦ 0.2, and 1−xyz ≠ 0.
[0012]
As a result of various studies by the inventor, sulfides such as CaS and MnS, CaF in coating films such as AlTiSi and TiSi ₂ Or BaF ₂ The present inventors have found that the presence of fluoride such as this improves the lubrication performance on the tool surface, resulting in improved cutting performance. That is, the present invention is defined based on the knowledge that the above-mentioned sulfides and fluorides are necessary to achieve excellent wear resistance and improve lubricity. Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[0013]
In the present invention, it is formed on a substrate (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) (M) _z A compound layer selected from nitrides, carbonitrides, nitride oxides and carbonitrides (hereinafter simply referred to as compound layers) of conventional AlTiSi-based and TiSi-based coatings containing no S or F compounds. The reason why the wear resistance is superior to that of the coating is not fully understood. However, (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) CaS, MnS, CaF in the film ₂ And BaF ₂ When at least one of these is contained, it is considered that various oxides are generated on the surface of the coating film along with the cutting during cutting. In the case of the present invention, as the oxide, CaO, Al ₂ O _Three , SiO ₂ , MnO and the like. These oxides are considered to form an adhesion layer called belag on the tool surface during cutting, and this adhesion layer protects the tool surface and improves the lubricity of the tool surface. CaF ₂ Or BaF ₂ Itself has a low coefficient of friction in the range of 500 to 950 ° C. _1-xyz Al _x Si _y ) If dispersed in the film, it is considered that the coefficient of friction of the coating film surface can be reduced. Therefore, the present invention exhibits excellent wear resistance due to the surface protection of the oxide generated during cutting, and improves the lubricity due to the oxide, so that a dry type that does not use a lubricant is used. Even in machining, the tool life can be remarkably improved.
[0014]
In the compound layer, at least one of Ti, Al, and Si is indispensable as a film constituent element. In the present invention, at least Ti is contained, and the Ti content (atomic ratio) is defined by atomic ratios x, y, and z of Al, Si, and Compound M described later. Specifically, the case where 1-xyz = 0 is excluded. When Al is contained, it is preferable because the oxidation resistance is improved. However, when it is too much, the hardness of the film is lowered, so that wear may be accelerated. Therefore, in the present invention, the Al content (atomic ratio) x is defined as 0 ≦ x ≦ 0.6. More preferably, 0.45 ≦ x ≦ 0.55. When Si is contained, it is preferable because the hardness of the film is improved. However, when it is too much, the film becomes brittle and, conversely, wear may be accelerated. In addition, when producing an alloy target as a raw material for forming a film by hot isostatic pressing, if y is more than 0.4 and Si is contained, the alloy target may be cracked during production, There is a risk that the material strength that can be used for coating is not obtained. Therefore, in the present invention, the Si content (atomic ratio) y is defined as 0 ≦ y ≦ 0.4. More preferably, 0.05 ≦ y ≦ 0.15.
[0015]
In the compound layer, compound M is indispensable as a film constituent element. Compound M is CaS, MnS, CaF ₂ And BaF ₂ At least one selected from the above. (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) When compound M is contained in the film, it is preferable because a belag is formed on the tool surface during the cutting process, and the protection of the tool surface and the lubricity of the tool surface can be improved, but if too much, the film hardness decreases. On the contrary, there is a possibility that wear is promoted. Therefore, in the present invention, the content (atomic ratio) z of the compound M is defined as 0.01 ≦ z ≦ 0.2. More preferably, 0.05 ≦ z ≦ 0.15. Compound M may be a single species or a plurality of species. Therefore, it may be at least one of sulfide CaS, MnS, or fluoride CaF. ₂ , BaF ₂ May contain at least one of sulfide and fluoride, that is, at least one of sulfide CaS and MnS and fluoride CaF. ₂ , BaF ₂ It is good also as at least 1 sort from. When multiple types are selected, z is the sum of the atomic ratios of each compound.
[0016]
In the above compound layer, the content (atomic ratio) x, y, z of Ti, Al, Si and compound M can be changed by changing the atomic ratio of the raw material for forming the film, for example, the alloy target. .
[0017]
The thickness of the compound layer is preferably 0.5 μm or more and 10 μm or less. When the thickness is less than 0.5 μm, the effect of providing the compound layer is small, and sufficient improvement in wear resistance and lubricity cannot be obtained. On the other hand, if the thickness exceeds 10 μm, the residual stress in the film increases, and the adhesion strength with the substrate may be reduced, and the film may be easily peeled off. Further, the compound layer may be provided in at least one layer in the coating film, and may be provided in a plurality of layers. When a plurality of compound layers are provided, the total thickness of the compound layers is preferably 0.5 μm or more and 10 μm or less. Note that the film thickness can be changed by changing the film formation time.
[0018]
The compound layer is suitably manufactured by a film forming process capable of forming a compound having high crystallinity. Therefore, as a result of examining various film forming methods, it was found that it is preferable to use a physical vapor deposition method. Further, the physical vapor deposition method includes a sputtering method, an ion plating method, and the like. In particular, an arc type ion plating method (cathode arc ion plating) having a high ionization rate of a raw material element is optimal. When cathode arc ion plating is used, metal ion bombardment treatment can be performed on the surface of the substrate before forming the compound layer, so that the adhesion of the compound layer can be greatly improved. This is a preferable process from the viewpoint of sex.
[0019]
In the present invention, the coating film provided on the surface of the substrate may be composed of only the above compound layer, but may include other films. For example, providing an intermediate | middle layer between the base-material surface and the said compound layer is mentioned. The intermediate layer is preferably a film made of one kind selected from Ti, Cr, Ti nitride and Cr nitride. These films such as Ti and Cr have good adhesion to both the base material and the compound layer. Accordingly, when such an intermediate layer is provided, the adhesion between the base material and the compound layer can be further improved, the compound layer can be prevented from peeling off the base material, and the tool life can be further extended. it can. The thickness of the intermediate layer is preferably 0.05 μm or more and 1.0 μm or less. If the thickness is less than 0.05 μm, it is difficult to improve the adhesion strength. Conversely, if the thickness exceeds 1.0 μm, no further improvement in adhesion strength is observed.
[0020]
In the present invention, the base material is a WC-based cemented carbide, cermet, high-speed steel, ceramics, cubic boron nitride (cBN) sintered body, diamond sintered body, silicon nitride sintered body, and aluminum oxide and titanium carbide. It is preferably formed from one kind selected from sintered bodies containing:
[0021]
WC-based cemented carbide is composed of a hard phase mainly composed of tungsten carbide (WC) and a binder phase mainly composed of an iron group metal such as cobalt (Co). Should be used. Further, it may contain a solid solution composed of at least one selected from transition metal elements of groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table and at least one selected from carbon, nitrogen, oxygen, and boron. Examples of solid solutions include (Ta, Nb) C, VC, Cr ₂ C ₂ , NbC and the like.
[0022]
As the cermet, for example, a solid solution phase composed of at least one selected from transition metal elements of groups 4a, 5a and 6a of the periodic table and at least one selected from carbon, nitrogen, oxygen and boron, and one or more types It is good to use what is usually used by what consists of a binder phase which consists of an iron-type metal, and an unavoidable impurity.
[0023]
Examples of the high speed steel include W series high speed steels such as JIS symbols SKH2, SKH5, and SKH10, and Mo series high speed steels such as SKH9, SKH52, and SKH56.
[0024]
Examples of the ceramic include silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, and aluminum oxide.
[0025]
Examples of the cBN sintered body include those containing 30% by volume or more of cBN. More specifically, the following sintered bodies are mentioned.
[0026]
(1) A sintered body containing 30% by volume or more and 80% by volume or less of cBN, with the balance being a binder, an iron group metal, and inevitable impurities. The binder includes at least one selected from the group consisting of nitrides, borides, carbides, and solid solutions of the periodic table 4a, 5a, and 6a group elements, and an aluminum compound.
[0027]
In the cBN sintered body, the cBN particles are mainly bonded through the above-mentioned binder having a low affinity with iron, which is often used as a workpiece, and since this bond is strong, the wear resistance of the substrate And improve strength.
[0028]
The cBN content is set to 30% by volume or more. If the cBN content is less than 30% by volume, the hardness of the cBN sintered body is likely to decrease. For example, to cut a work material with high hardness such as hardened steel. This is because the hardness is insufficient. The reason why the cBN content is 80% by volume or less is that when it exceeds 80% by volume, it becomes difficult to bond the cBN particles through the binder, and the strength of the cBN sintered body may be reduced. .
[0029]
(2) A sintered body containing cBN in an amount of 80% by volume or more and 90% by volume or less, in which cBN particles are bonded to each other, and the balance is composed of a binder and inevitable impurities. The binder is mainly composed of an Al compound or a Co compound.
[0030]
This cBN sintered body is a liquid phase sintering process using a metal containing Al or Co having a catalytic action or an intermetallic compound as a starting material, thereby binding the cBN particles and increasing the content of the cBN particles. Can be increased. Although the wear resistance tends to decrease due to the high content of cBN particles, the cBN particles form a strong skeletal structure, so they have excellent fracture resistance and can be cut under harsh conditions. .
[0031]
The reason why the cBN content is 80% by volume or more is that when the content is less than 80% by volume, it becomes difficult to form a skeleton structure by bonding of cBN particles. The reason why the cBN content is 90% by volume or less is that when the content exceeds 90% by volume, the above-mentioned binder having a catalytic action is insufficient and an unsintered portion is formed, and the strength of the cBN sintered body is reduced. It is.
[0032]
Examples of the diamond sintered body include those containing 40% by volume or more of diamond. More specifically, the following sintered bodies are mentioned.
(1) A sintered body containing 50 to 98% by volume of diamond, with the balance being iron group metal, WC and inevitable impurities. The iron group metal is particularly preferably Co.
(2) A sintered body containing 85 to 99% by volume of diamond, and the balance consisting of vacancies, WC and inevitable impurities.
(3) A sintered body containing 60 to 95% by volume of diamond, the balance being a binder and inevitable impurities. The binder includes an iron group metal, one or more selected from the group consisting of carbides and carbonitrides of the periodic table 4a, 5a, and 6a elements, and WC. More preferable binders include Co, TiC, and WC.
(4) A sintered body containing 60 to 98% by volume of diamond, the balance being at least one of silicon and silicon carbide, WC and inevitable impurities.
[0033]
Examples of the silicon nitride sintered body include those containing 90% by volume or more of silicon nitride. In particular, a sintered body containing 90% by volume or more of silicon nitride bonded using the HIP method (hot isostatic pressing) is preferable. The balance of the sintered body may be composed of at least one binder selected from aluminum oxide, aluminum nitride, yttrium oxide, magnesium oxide, zirconium oxide, hafnium oxide, rare earth, TiN and TiC, and unavoidable impurities. preferable.
[0034]
The sintered body containing aluminum oxide and titanium carbide contains 20% to 80% aluminum oxide by volume and 15% to 75% titanium carbide with the balance being Mg, Y, Ca, Zr, Ni, Examples thereof include a sintered body made of at least one binder selected from oxides of Ti and TiN and unavoidable impurities. In particular, aluminum oxide is 65 volume% or more and 70 volume% or less, titanium carbide is 25 volume% or more and 30 volume% or less, and the binder is at least one selected from oxides of Mg, Y, and Ca. Is preferred.
[0035]
The tool of the present invention may be used for one type selected from a drill, an end mill, a cutting edge replacement type tip for milling, a cutting edge replacement type tip for turning, a metal saw, a gear cutting tool, a reamer, and a tap.
[0036]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Embodiments of the present invention will be described below.
(Example 1)
The following surface-coated cutting tools were produced and examined for wear resistance.
(1) Sample preparation
(i) Preparation of sample Nos. 1-24
First, the film forming apparatus used in this example will be described. FIG. 1 is a schematic diagram of a film forming apparatus used in this example. The film forming apparatus includes a substrate holder 4 on which the substrate 5 is mounted, arc evaporation sources (targets) 6 and 7 disposed on the side walls of the chamber 1, and variable power sources connected to the evaporation sources 6 and 7. DC power supplies 8 and 9, a substrate bias DC power supply 10 connected to the substrate holder 4, a gas introduction port 2 for supplying gas, and a gas exhaust port 3 for exhausting gas.
[0037]
The chamber 1 is connected to a vacuum pump (not shown), and the pressure in the chamber 1 can be changed through the gas exhaust port 3. The substrate holder 4 is electrically connected to the negative electrode of the DC power supply 10, and the positive electrode of the DC power supply 10 is grounded. The substrate holder 4 is rotatable. The arc evaporation sources 6 and 7 are electrically connected to the negative electrodes of the DC power supplies 8 and 9, respectively. The positive electrodes of the DC power supplies 8 and 9 are grounded and electrically connected to the chamber 1.
[0038]
The arc sources between the arc evaporation sources 6 and 7 and the chamber 1 partially evaporate the evaporation sources 6 and 7 to evaporate the cathode material forward with respect to the substrate 5. 5 A coating film is formed on the surface. At this time, various gases are introduced into the chamber 1 from the gas inlet 2 via a mass flow controller (not shown). Examples of the gas include an inert gas such as argon and nitrogen gas, and a hydrocarbon gas such as methane, acetylene and benzene. Further, during discharge, a voltage of about several tens to several hundreds of volts is applied between the arc evaporation sources 6 and 7 and the chamber 1.
[0039]
Hereinafter, a method for forming the coating film will be described. As the base material, a cemented carbide alloy with a grade of JIS standard P30 and a chip shape with SPGN120308 of a JIS standard were prepared. Then, using the film forming apparatus shown in FIG. 1, the chip-shaped substrate 5 is heated to a temperature of 450 ° C. with a heater (not shown) while rotating the substrate holder 4, and evacuated with a vacuum pump. And the pressure in the chamber 1 is 1.0 × 10 ^-3 Depressurize until Pa. Next, argon gas is introduced from the gas introduction port 2 to maintain the pressure in the chamber 1 at 3.0 Pa, and the voltage of the DC power source 10 for substrate bias is gradually increased to −1000 V to obtain the surface of the substrate 5 Clean for 15 minutes. Thereafter, argon gas is exhausted from the gas exhaust port 3.
[0040]
Next, 100 SCCM of mixed gas of nitrogen and nitrogen is introduced into the chamber 1 through the gas inlet 2 while maintaining the voltage of the DC power supply 10 for substrate bias at −1000V. Then, an arc current of 100 A is supplied from the DC power source 8, and metal ions are generated from the arc evaporation source 6 for 2 minutes. For the arc evaporation source 6, a metal such as Ti or Cr or a compound of Ti or Cr was used. Through this step, the metal ions from the arc evaporation source 6 sputter-clean the surface of the base material 5 and remove strong dirt, oxide film, etc. present on the surface of the base material 5. The reason why nitrogen is simultaneously introduced together with argon is that the surface roughness of the coating film is remarkably improved as compared with the case of argon alone. This is presumably because the introduction of nitrogen causes the surface of the arc evaporation source to be nitrided, and the melting point becomes higher than that of the metal alone, so that the generated molten particles are reduced.
[0041]
Thereafter, nitrogen gas is introduced from the gas inlet 2 so that the pressure in the chamber 1 becomes 2.7 Pa, and the voltage of the DC power supply 10 for substrate bias is set to −75V. Then, formation of a metal nitride film starts on the surface of the substrate 5. This state is maintained until the metal nitride film (TiN, CrN in this example) reaches a predetermined thickness. By this process, a TiN film and a CrN film were formed as intermediate layers. In this step, if nitrogen gas is not introduced, a metal film (Ti film, Cr film in this example) is obtained as an intermediate layer.
[0042]
After the formation of the intermediate layer is completed, the DC power supply 8 is stopped in this state (the pressure in the chamber: 2.7 Pa, the voltage of the DC power supply 10: -75 V), and the carbon gas, the nitrogen gas, and the oxygen gas Then, a current of 100 A is supplied to the DC power supply 9 in at least one kind of gas atmosphere. Then, metal ions evaporate from the arc evaporation source 7 toward the substrate 5 in the forward direction, and a compound layer having a predetermined thickness is formed on the surface of the substrate 5. The arc evaporation source 7 includes a metal compound (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) M _z (0 ≦ x ≦ 0.6, 0 ≦ y ≦ 0.4, 0.01 ≦ z ≦ 0.2, M is CaS, MnS, CaS and MnS, CaF ₂ , BaF ₂ , CaF ₂ And BaF ₂ , CaS and BaF ₂ , CaS and CaF ₂ , MnS and CaF ₂ , MnS and BaF ₂ Or any of these) was used.
[0043]
For the sample without an intermediate layer, after cleaning the substrate surface, the argon gas was exhausted, the nitrogen gas was introduced, the pressure: 2.7 Pa, the voltage of the DC power supply 10 for substrate bias: -75 V, the above A compound layer was formed in the same manner as described above. Further, in the sample having the outermost layer, after the compound layer was formed, a Ti or Al compound layer was formed in the arc evaporation source 6 using a Ti or Al compound. The thickness of each film was changed by changing the film formation time.
[0044]
Sample Nos. 1 to 24 having a specific compound layer were produced by the above-described steps. Table 1 shows the film type and film thickness of the coating film of each sample. In Table 1, the compositions of the compounds shown in Sample Nos. 1 to 24 were measured by XPS (X-ray Photoelectron Spectroscopy). The same applies to Table 5 described later. The composition can also be confirmed by micro area EDX (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) analysis attached to the transmission electron microscope or SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry). In this example, the coating film including the compound layer is formed by the cathode arc ion plating method. However, another method, for example, a sputtering method may be used.
[0045]
[Table 1]

[0046]
(ii) Production of conventional products (Sample Nos. 25-28)
Samples Nos. 25 to 28 were produced as follows. First, the same base material as the above sample Nos. 1 to 24 was prepared. This substrate is set in the substrate holder 4 of the film forming apparatus shown in FIG. Ti was used for the arc evaporation source 6. About the structure of the film-forming apparatus, it was the same as that of the time of preparation of the said sample No. 1-24.
[0047]
Using the film forming apparatus, the surface of the substrate 5 was sputter-cleaned with argon and sputter-cleaned with titanium ions in the same manner as described above. Then, in the same manner as described above, a TiN film having a thickness of 0.3 μm was formed as an intermediate layer on the surface of the substrate 5.
[0048]
After the formation of the TiN film is completed, a current of 100 A is supplied from the DC power source 9 to the arc evaporation source 7 to generate metal ions from the evaporation source 7 and to introduce nitrogen gas from the gas inlet 2. The generated metal ions and nitrogen gas reacted on the base material 5 to form a film having a thickness of 3 μm on the TiN film of the intermediate layer, and sample Nos. 25 to 28 were obtained.
[0049]
In sample No. 25, a compound of Ti and Al (Ti _0.5 Al _0.5 ) To generate titanium ions and aluminum ions, and (Ti _0.5 Al _0.5 ) N film was formed. From the above, a sample having a TiAlN film by a conventional manufacturing method was obtained. (Ti _0.5 Al _0.5 ) Is a compound with an atomic ratio (atomic%) of Ti and Al of 0.5: 0.5 (50:50). _0.5 Al _0.5 N) refers to a compound in which the atomic ratio of Ti, Al, and N is 0.5: 0.5: 1.
[0050]
In sample No. 26, a compound of Ti and Si (Ti _0.7 Si _0.3 ) To generate titanium ions and silicon ions, and (Ti _0.7 Si _0.3 ) N film was formed. From the above, a sample having a TiSiN film by a conventional manufacturing method was obtained. (Ti _0.7 Si _0.3 ) Is a compound with an atomic ratio of Ti and Si of 0.7: 0.3, and (Ti _0.7 Si _0.3 N) refers to a compound having an atomic ratio of Ti: Si: N of 0.7: 0.3: 1.
[0051]
In sample No.27, Ti was used for the arc evaporation source 7 and methane gas was introduced together with nitrogen gas to generate titanium ions. _0.5 N _0.5 A film was formed. From the above, a sample having a TiCN film by a conventional manufacturing method was obtained. TiC _0.5 N _0.5 Refers to a compound having an atomic ratio of Ti, C, and N of 1: 0.5: 0.5.
[0052]
In sample No. 28, a compound of Ti and Al (Ti _0.5 Al _0.5 ), Nitrogen gas and methane gas are introduced to generate titanium ions and aluminum ions. _0.5 Al _0.5 ) C _0.5 N _0.5 A film was formed. From the above, a sample having a TiAlCN film by a conventional manufacturing method was obtained. (Ti _0.5 Al _0.5 ) C _0.5 N _0.5 Refers to a compound in which the atomic ratio of Ti, Si, C and N is 0.5: 0.5: 0.5: 0.5.
[0053]
[Table 2]

[0054]
(2) Tool life evaluation
About each of obtained sample No. 1-28, the dry-type continuous cutting test and the intermittent cutting test were performed on the conditions shown in Table 3, and the flank wear width of the blade edge | tip was measured. The results are shown in Table 4. In each sample, the Knoop hardness (GPa) of the coating film and the residual stress (GPa) of the coating film were measured. The Knoop hardness was 10 g. Residual stress was measured using X-ray diffraction according to the method described in “Basics and Applications of PVD / CVD Coatings”, Editor: Surface Technology Association, Tsuji Shoten, first published on September 25, 1994, p156. I went. The results are shown in Table 4.
[0055]
[Table 3]

[0056]
[Table 4]

[0057]
As is clear from Table 4, (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) CaS, MnS, CaF in the film ₂ And BaF ₂ It can be seen that Sample Nos. 1 to 24 containing at least one of these materials have much less wear than Samples Nos. 25 to 28 even when dry processing without using a lubricant. In particular, it can be seen that the amount of wear is small even in severe intermittent cutting. Therefore, it was confirmed that the tool of the present invention can greatly improve the tool life.
[0058]
Samples Nos. 8-1 to 8-3 and 18-1 to 18-3 were prepared by changing the atomic ratio of the compound layer using targets with different atomic ratios in sample Nos. 8 and 18. did. Samples Nos. 4-1 ′, 4-2 ′, 14-1, and 14-2 in which the thickness of the compound layer was changed by changing the film formation time in Sample Nos. 4 and 14 were prepared. Then, a continuous cutting test and an intermittent cutting test were performed under the same cutting conditions as those of Sample Nos. 4, 8, 14, and 18 (see Table 3), and the flank wear width of the cutting edge was measured. Similarly, Knoop hardness and residual stress were also measured. The results are shown in Table 5.
[0059]
[Table 5]

[0060]
As shown in Table 5, (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) CaS, MnS, CaF in the film ₂ And BaF ₂ Even when at least one of these is included, it can be seen that the amount of wear is large when the atomic ratio is outside a specific range, that is, x> 0.6, y> 0.4, and z> 0.2. Moreover, even if a compound layer having an atomic ratio within a specific range is provided, if the film thickness is too thin, sufficient improvement in wear resistance cannot be obtained, and if it is too thick, the residual stress is large and the film peels off. I understand that there is a fear.
[0061]
(Example 2)
By the same manufacturing method as in Example 1, coating was performed on each base material of reamer (JISK10 cemented carbide) to obtain sample Nos. 2-1 to 2-10. Sample No. 2-1 includes the same coating film (intermediate layer, compound layer) as Sample No. 1 above. In Sample No. 2-2, a TiSiN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to Sample No. 1 is provided on this film. In sample No. 2-3, a TiAlN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 1 is provided on this film. Sample No. 2-4 includes the same coating film (intermediate layer, compound layer) as Sample No. 11 above. In sample No. 2-5, the surface of the substrate was coated with 1 μm of TiSiN film by a conventional manufacturing method, and the same coating film as sample No. 11 was provided on this film. In Sample No. 2-6, a TiAlN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to Sample No. 11 is provided on this film. Samples Nos. 2-7 to 2-10 are each provided with a coating film (intermediate layer, compound layer) similar to Sample Nos. 25 to 28 on the substrate.
[0062]
For each of these sample Nos. 2-1 to 2-10, drilling of gray cast iron (FC250) was performed, and the life evaluation was performed. Cutting conditions were a reamer diameter of 20 mm, a cutting speed of 5 m / min, a feed of 0.4 mm / blade, a cutting depth of 0.15 mm, and wet (wet) conditions. In the life evaluation, the time when the dimensional accuracy of the hole drilled in the workpiece (cast iron) was out of the specified range was defined as the life, and the number of holes until the end of the life was evaluated. The results are shown in Table 6.
[0063]
[Table 6]

[0064]
As shown in Table 6, it was confirmed that sample Nos. 2-1 to 2-6 greatly improved the life compared with sample Nos. 2-7 to 2-10. The reason why the life could be improved in this way is considered to be because of excellent wear resistance and improved lubricity.
[0065]
(Example 3)
By the same manufacturing method as in Example 1, coating was performed on the base material of the end mill (JISK10 cemented carbide) to obtain sample Nos. 3-1 to 3-10. Sample No. 3-1 includes the same coating film (intermediate layer, compound layer) as Sample No. 1 above. In sample No. 3-2, a TiSiN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 1 is provided on this film. In sample No. 3-3, a TiAlN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 1 is provided on this film. Sample No. 3-4 includes the same coating film (intermediate layer, compound layer) as Sample No. 11 above. In sample No. 3-5, a TiSiN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 11 is provided on this film. In sample No. 3-6, a TiAlN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 11 is provided on this film. Samples Nos. 3-7 to 3-10 are each provided with a coating film (intermediate layer, compound layer) similar to Sample Nos. 25 to 28 on the substrate.
[0066]
Each of these samples No. 3-1 to 3-10 was subjected to end mill side milling (cutting width 15 mm) of spheroidal graphite cast iron (FCD450), and the life evaluation was performed. Cutting conditions were a cutting speed of 75 m / min, a feed of 0.03 mm / tooth, a cutting depth of 2 mm, and wet (wet) conditions. In the life evaluation, the time when the dimensional accuracy of the side milling performed on the workpiece (cast iron) deviated from the specified range was defined as the life, and the cutting length until reaching the life was evaluated. The results are shown in Table 7.
[0067]
[Table 7]

[0068]
As shown in Table 7, it was confirmed that sample Nos. 3-1 to 3-6 greatly improved the life compared with sample Nos. 3-7 to 3-10. The reason why the life could be improved in this way is considered to be because of excellent wear resistance and improved lubricity.
[0069]
(Example 4)
Using the same manufacturing method as in Example 1, coating was performed on each of the base materials of the cutting edge exchangeable tip for turning (JISP10 cemented carbide, the cutting edge shape was a squeeze angle of 8 °, a clearance angle of 6 °), and sample No. 4 -1 to 4-10 were obtained. Sample No. 4-1 includes the same coating film (intermediate layer, compound layer) as Sample No. 1 above. In sample No. 4-2, a TiSiN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 1 is provided on this film. In sample No. 4-3, a TiAlN film is coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 1 is provided on this film. Sample No. 4-4 includes the same coating film (intermediate layer, compound layer) as Sample No. 11 above. In sample No. 4-5, a TiSiN film was coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional production method, and a coating film similar to sample No. 11 was provided on this film. In sample No. 4-6, a TiAlN film was coated on the surface of the substrate by 1 μm by a conventional manufacturing method, and a coating film similar to sample No. 11 was provided on this film. Samples Nos. 4-7 to 4-10 are each provided with a coating film (intermediate layer, compound layer) similar to Sample Nos. 25 to 28 on the substrate.
[0070]
About each of these sample Nos. 4-1 to 4-10, the intermediate finish turning of chromium molybdenum steel (SCM435) was performed, and the life evaluation was performed. Cutting conditions were a cutting speed of 100 m / min, a feed of 0.08 mm / tooth, and a dry (dry) condition. In the life evaluation, the time when the dimensional accuracy of the intermediate finish of the workpiece (steel) was out of the specified range was defined as the life, and the time until the life was reached was evaluated. The results are shown in Table 8.
[0071]
[Table 8]

[0072]
As shown in Table 8, it was confirmed that sample Nos. 4-1 to 4-6 greatly improved the life compared with sample Nos. 4-7 to 4-10. It can also be seen that Sample Nos. 4-1 to 4-6 have excellent wear resistance and improved lubricity even under dry conditions.
[0073]
(Example 5)
A cutting tip using a cBN sintered body as a base material was manufactured and the amount of wear was examined. cBN sintered compact is made of cemented carbide pot and ball, combined with TiN: 40 wt%, Al: 10 wt% binder powder and cBN powder with an average particle size of 2.5μm: 50 wt%. It was obtained by filling a cemented carbide container and sintering at a pressure of 5 GPa and a temperature of 1400 ° C. for 60 minutes. This cBN sintered body was processed to obtain a cutting tip having the shape of ISO standard SNGA120408. On the base material of this chip, a sample was obtained in the same manner as in Example 1 by forming an intermediate layer and a coating film similar to Sample No. 1 and 11 (Sample No. 5-1 and 5-2) . As a comparative example, Sample No. 5-3 in which the same intermediate layer and coating film as Sample No. 25 were formed on the base material of the chip in the same manner as Example 1 was prepared.
[0074]
For each of these sample Nos. 5-1 to 5-3, the peripheral cutting of SUJ2 round bar (HRC62), which is a kind of hardened steel, was performed and the flank wear amount was examined. Cutting conditions were a cutting speed of 100 m / min, a cutting depth of 0.2 mm, a feed of 0.1 mm / rev., And a dry (dry) condition, and cutting was performed for 30 minutes.
[0075]
As a result, the flank wear amount of sample No. 5-1 was 0.085 mm, and the flank wear amount of sample No. 5-2 was 0.076 mm, whereas the flank face of sample No. 5-3 The amount of wear was 0.265 mm. Thus, it can be seen that Samples Nos. 5-1 and 5-2 have a small amount of flank wear even under dry conditions and are excellent in wear resistance.
[0076]
【The invention's effect】
As described above, according to the surface-coated cutting tool of the present invention, by providing the coating film with a specific compound layer, it is possible to improve the lubricity as well as having high hardness and excellent wear resistance. Can play. Therefore, the tool of the present invention can improve the tool life even in dry processing that does not use a cutting fluid. Therefore, the present invention can improve wear resistance and improve tool life in tools such as drills, end mills, milling cutting edge replacement inserts, turning cutting edge replacement inserts, metal saws, gear cutting tools, reamers, and taps. It is possible.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of a film forming apparatus.
[Explanation of symbols]
1 Chamber 2 Gas inlet 3 Gas exhaust 4 Base material holder 5 Base material
6, 7 Arc type evaporation source 8, 9, 10 DC power supply

Claims

A surface-coated cutting tool comprising a coating film on a substrate surface,
The coating film comprises a compound layer selected from nitrides, carbonitrides, nitrides and carbonitrides of (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) (M) _z ;
The compound layer is formed by an arc ion plating method using (Ti _1-xyz Al _x Si _y ) (M) _z as an evaporation source,
The surface-coated cutting tool, wherein M is at least one selected from CaS, MnS, CaF ₂ , and BaF ₂ .
However, 0 ≦ x ≦ 0.6, 0 ≦ y ≦ 0.4, 0.01 ≦ z ≦ 0.2, and 1−x−yz ≦ 0.

The surface-coated cutting tool according to claim 1, wherein the thickness of the compound layer is 0.5 µm or more and 10 µm or less.

3. The intermediate layer comprising one kind selected from Ti, Cr, Ti nitride, and Cr nitride is provided between the substrate surface and the compound layer. The surface-coated cutting tool described.

The surface-coated cutting tool according to claim 3, wherein the thickness of the intermediate layer is 0.005 µm or more and 0.5 µm or less.

From WC-based cemented carbide, cermet, high-speed steel, ceramics, cubic boron nitride sintered body, diamond sintered body, silicon nitride sintered body, and sintered body containing aluminum oxide and titanium carbide It consists of 1 type selected, The surface-coated cutting tool in any one of Claims 1-4 characterized by the above-mentioned.

The surface-coated cutting tool is one type selected from a drill, an end mill, a milling blade tip, a turning tip, a metal saw, a cutting tool, a reamer, and a tap. The surface covering cutting tool in any one of -5.

A method for producing a surface-coated cutting tool comprising a coating film on a substrate surface,
(Ti _{１−ｘ−ｙ−ｚ1-xyz} Al _ｘx Si _ｙy ) (M) _ｚz A method for producing a surface-coated cutting tool, characterized in that a coating film is formed on the surface of a base material by an arc ion plating method using as an evaporation source.
Where M is CaS, MnS, CaF _２2 , And BaF _２2 At least one selected from 0 ≦ x ≦ 0.6, 0 ≦ y ≦ 0.4, 0.01 ≦ z ≦ 0.2, and 1−x−yz ≦ 0.