表面被覆超硬合金制的切削工具的製作方法

2023-07-19 03:30:31 2

專利名稱：表面被覆超硬合金制的切削工具的製作方法
技術領域：
本發明涉及一種硬質被覆層具有優良的高溫特性，在各種鋼或鑄鐵等的伴隨著產生大量熱量的高速切削加工中發揮優良耐磨特性的表面被覆超硬合金制的切削工具(下文簡稱為被覆超硬工具)。
背景技術：
一般來說，切削工具包括在各種鋼或鑄鐵等被切削材料的車削加工或刨削加工中裝卸自如地安裝在車刀前端部而使用的不重磨刀刃刀頭，在上述被切削材料的開孔切削加工等中使用的鑽頭或微型鑽頭，上述被切削材料的面切削加工或槽加工、肩加工等中所使用的整體式立銑刀等。此外，自由拆卸地安裝上述不重磨刀刃刀頭且與上述整體式立銑刀同樣進行切削加工的不重磨刀頭立銑刀工具等也是公知的。
作為切削工具，將由組成式滿足(Ti1-zAlZ)N(但是用原子比表示，Z為0.45～0.65)的Ti-Al複合氮化物[下文表示為(Ti，Al)N]層組成且以平均層厚為2～15μm的硬質被覆層物理蒸鍍在由碳化鎢(以下簡稱為WC)基超硬合金或碳氮化鈦(以下簡稱為TiCN)基金屬陶瓷組成的基體(下文將它們總稱為超硬基體)表面上而形成的被覆超硬工具也是公知的，這種被覆超硬工具在各種鋼或鑄鐵等連續切削或斷續切削加工中被使用是公知的。
將上述超硬基體裝入例如由圖5概略說明圖表示的1種物理蒸鍍裝置也就是電弧離子鍍裝置內，用加熱器例如將裝置內的氣氛加熱到500℃的溫度下，裝置處於壓力為0.5Pa的真空狀態下，在陽電極和固定有具有規定組成的Ti-Al合金的陰極(蒸發源)之間，在諸如電壓35V、電流90A的條件下，產生電弧放電，同時將作為反應氣體的氮氣導入裝置內，另一方面，在上述超硬基體上施加例如-200V偏置電壓條件下，在上述超硬基體表面上，通過蒸鍍由上述(Ti，Al)N層組成的硬質被覆層，製造上述被覆超硬工具也是公知的。
另外，作為切削工具，與上述相同，將由組成式滿足(Al1-(A+B)TiASiB)N(其中所示原子比A為0.35～0.55，B為0.05～0.20)的Al-Ti-Si複合氮化物[下文表示為(Al，Ti，Si)N]層組成且以平均層厚為2～10μm的硬質被覆層物理蒸鍍在上述由WC基超硬合金或TiCN基金屬陶瓷組成的基體也就是超硬基體表面上而製成的被覆超硬工具是公知的，這種被覆超硬工具在各種鋼或鑄鐵等連續切削或斷續切削加工中被使用也是公知的。
將上述超硬基體裝入例如由圖5概略說明圖所示的1種物理蒸鍍裝置也就是電弧離子鍍裝置內，用加熱器將裝置內部加熱到例如450℃的溫度的狀態下，在陽電極和固定有具有規定組成的Al-Ti-Si合金的陰極(蒸發源)之間，在諸如電壓40V、電流130A的條件下，產生電弧放電，同時將作為反應氣體的氮氣導入裝置內作為2Pa的反應氣氛，另一方面在上述超硬基體上施加例如-50V偏置電壓條件下，在上述超硬基體表面上，通過蒸鍍由上述(Al，Ti，Si)N層組成的硬質被覆層，製造上述被覆超硬工具也是公知的。
近些年來，切削加工裝置的高性能化是非常驚人的，對於切削加工的省力化和節省能源且低成本化的要求非常強烈，隨之，切削加工有高速化的傾向，但是，上述現有被覆超硬工具，在普通切削加工條件下使用這種被覆超硬工具不存在問題，在伴隨著產生高熱量的高速切削條件下使用這種被覆超硬工具時，則促進硬質被覆層的磨損，在較短的時間內就達到使用壽命，這是現狀。
為此，本發明人等從上述觀點出發，為了開發一種在高速切削加工條件下發揮優良耐磨性的被覆超硬工具，著眼於構成上述現有被覆超硬工具的硬質被覆層，進行研究的結果是(a1)使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置對由構成上述現有被覆超硬工具的(Ti，Al)N層組成的硬質被覆層進行測量，如圖2所示，在X射線衍射圖形中，最高峰值出現在(200)面上，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ(橫軸)上是0.9度以上，將該硬質被覆層以物理蒸鍍方式形成在超硬基體表面上之前，如果預先將滿足組成式(Ti1-XAlx)(N1-YCY)但是用原子比表示為X是0.05～0.20，Y是0.01～0.15)的Ti-Al複合碳氮化物[下文表示為(Ti，Al)NC]層蒸鍍形成在超硬基體表面上，平均層厚極薄，為0.05～0.5μm，則所示的X射線衍射圖形中，上述(Ti，Al)NC層在(200)面上取向高，上述(200)面上峰值的一半寬度在2θ(橫軸)上是0.6度以下，故被物理蒸鍍在該(Ti，Al)NC層上的原來X射線衍射圖形的(200)面上峰值的一半寬度在2θ上是0.9度以上的上述(Ti，Al)N層(硬質被覆層)，如圖1所示，又由於上述(Ti，Al)NC層引起的結晶取向經歷效果，而變成表示為(200)面上峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下的結晶性優良的X射線衍射圖形。
(b1)表示在X射線衍射圖形的(200)面上峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下的結晶性優良的(Ti，Al)N層，與相同峰值的一半寬度在2θ上是0.9度以上的(Ti，Al)N層相比，高溫特性(高溫耐氧化性和高溫硬度)優良，故將由上述結晶性優良(或具有較小的一半寬度)的(Ti，Al)N層組成的硬質被覆層物理蒸鍍在超硬基體表面上而形成的被覆超硬工具，在伴隨著產生大量熱量的鋼或碳鋼等高速切削加工中發揮優良的耐磨性。
得到以上(a1)和(b1)所示的研究成果。
從其他觀點出發，為了開發在高速切削加工中發揮優良耐磨性的被覆超硬工具，特別著眼於構成上述現有被覆超硬工具的硬質被覆層而進行研究的結果是(a2)使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置對由構成上述現有被覆超硬工具的(Al，Ti，Si)N層組成的硬質被覆層進行測量，如圖4所示，在X射線衍射圖形中，最高峰值出現在(200)面上，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.9度以上，但如果將該硬質被覆層以物理蒸鍍方式形成在超硬基體表面上之前，預先將滿足組成式(Ti1-XAlx)(N1-YCY)(但是以原子比表示X是0.01～0.15，Y是0.01～0.15)的Ti基複合碳氮化物[下文表示為(Ti，Al)NC]層非常薄地蒸鍍形成在超硬基體表面上，平均層厚為0.05～0.5μm，則所示的X射線衍射圖形中，上述(Ti，Al)NC層在(200)面上取向高，上述(200)面上峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下，故被物理蒸鍍在該(Ti，Al)NC層上的原來X射線衍射圖形的(200)面上峰值的一半寬度在2θ上是0.9度以上的上述(Al，Ti，Si)N層，也因上述(Ti，Al)NC層引起的結晶取向經歷效果，上述(200)面的峰值的一半寬度如圖3所示，變成表示為在2θ上是0.6度以下的結晶性優良的X射線衍射圖形。
(b2)表示在X射線衍射圖形的(200)面上峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下的結晶性優良的(Al，Ti，Si)N層，與相同峰值的一半寬度在2θ上是0.9度以上的(Al，Ti，Si)N層相比，高溫特性(高溫耐氧化性和高溫硬度)優良，故將由上述結晶性優良(或具有較小的一半寬度)的(Al，Ti，Si)N層組成的硬質被覆層物理蒸鍍在超硬基體表面上而形成的被覆超硬工具，在伴隨著產生高熱量的鋼或碳鋼等高速切削加工中發揮優良的耐磨性。
得到以上(a2)和(b2)所示的研究成果。

發明內容
本發明是基於上述研究結果完成的，本發明提供一種在高速切削加工中硬質被覆層發揮優良耐磨性的表面被覆超硬合金制切削工具，其特徵在於，在碳化鎢基超硬合金基體或碳氮化鈦金屬陶瓷基體之類超硬基體表面上，(a)通過由複合碳氮化物層組成的結晶取向經歷層(b)物理蒸鍍由複合氮化物層組成的控制取向性和/或結晶性的硬質被覆層形成的。
在本發明更具體的第1形態中，(a1)上述複合碳氮化物層的平均層厚為0.05～0.5μm，是滿足組成式(Ti1-XAlx)(N1-YCY)(但是以原子比表示X是0.05～0.20，Y是0.01～0.15)的Ti-Al複合碳氮化物層，(b1)上述複合氮化物層的平均層厚為2～15μm，是滿足組成式(Ti1-zAlZ)N(但是以顯示原子比表示，Z為0.45～0.65)的Ti-Al複合氮化物層。
此時，上述Ti-Al複合碳氮化物層是這樣一種Ti-Al複合碳氮化物層，通過使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下，上述Ti-Al複合氮化物層若是這樣一種Ti-Al複合氮化物層則更好，即，通過利用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下。
下文介紹在本發明的上述第1形態的被覆超硬工具中如上述那樣限定構成被覆超硬工具的結晶取向經歷層和硬質被覆層的組成以及平均層厚的理由。
(a1)結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層](Ti，Al)NC層的Al成分具有使層的(200)面相對於切削刃的前傾面和後隙面大致平行方向取向的作用，但是當以原子比計算，Al的比例不足0.05時，(200)面的取向不充分，另一方面，當以原子比計算，Al的比例大於0.20時，由於結晶性下降，難以將在(200)面上出現的最高峰值的一半寬度控制成在2θ上在0.6度以下，因而，將該比例(X值)規定為0.05～0.20。
(Ti，Al)NC層的C成分具有使超硬基體表面和硬質被覆層兩者之間的密合性提高的作用，但是當以原子比計算，C成分的比例不足0.01時，不能獲得所希望的提高密合性的效果，另一方面，當以原子比計算，該比例大於0.15時，結晶取向混亂，難以實現在(200)面上高取向，故將該比例(Y值)規定為0.01～0.15。
而且，當該平均層厚不足0.05μm時，不能充分發揮將(Ti，Al)NC層本來具有的在(200)面上的高取向性轉變到硬質被覆層上的結晶取向經歷效果，而且，超硬基體表面和硬質被覆層之間的密合性也不充分，另一方面，當平均層厚達到0.5μm時，該結晶取向經歷效果和提高密合性的效果非常充分，因而，規定平均層厚為0.05～0.5μm。
(b1)硬質被覆層[(Ti，Al)N層](Ti，Al)N層的Al成分是為了提高具有高韌性的TiN層的硬度和耐熱性並提高耐磨性而含有的，但是當Al佔Al和Ti總量的比例(原子比)不足0.45時，不能獲得所希望的提高耐磨性的效果，另一方面，當該比例大於0.65時，在切削刃上容易產生卷刃(微小缺口)，因而將該比例規定為0.45～0.65。
而且，當該平均層厚不足2μm時，不能確保獲得所希望的耐磨性，另一方面，當該平均層厚大於15μm時，在切削刃上容易產生卷刃，因而，規定該平均層厚為2～15μm。
X射線衍射圖形的(200)面上出現的最高峰值的一半寬度為0.6度以下(2θ)是基於試驗結果憑經驗確定的，因此，是依據這樣的理由決定的，即，當上述一半寬度是0.6度以下時，特別在高速切削加工中，發揮優良的耐磨性，當上述一半寬度大於0.6度時，也就是(200)面的結晶性降低時，不能確保所希望的耐磨性。因此，X射線衍射圖形的(200)面上出現的最高峰值的一半寬度在0.6度以下。
本發明的第2形態(a2)上述複合碳氮化物層的平均層厚為0.05～0.5μm，是滿足組成式(Ti1-XAlx)(N1-YCY)(但是以原子比表示為X是0.01～0.15，Y是0.01～0.15)的Ti-Al複合碳氮化物層，(b2)上述複合氮化物層的平均層厚為2～10μm，也可以是滿足組成式(Al1-(A+B)TiASiB)N(但是用原子比表示，A為0.35～0.55，B為0.05～0.20)的Al-Ti-Si複合氮化物層。
此時，上述Ti-Al複合碳氮化物層是這樣一種Ti-Al複合碳氮化物層，通過利用Cu-Kα線的X射線衍射裝置進行測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下，上述Al-Ti-Si複合氮化物層若是這樣一種Al-Ti-Si複合氮化物層則更好，即，通過使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置進行測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下。
下文介紹在本發明的上述第2形態的被覆超硬工具中如上述那樣限定構成被覆超硬工具的結晶取向經歷(history)層和硬質被覆層的組成以及平均層厚的理由。
(a2)結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層](Ti，Al)NC層的Al成分具有使層的(200)面相對於切削刃的前傾面和後隙面大致平行方向取向的作用，但是以原子比計算，Al的比例也就是Al佔Ti和Al之總量的比例(原子比)不足0.01時，向(200)面的取向不充分，另一方面，當該比例大於0.15時，結晶性下降，難以將在(200)面上出現的最高峰值的一半寬度控制為在2θ上在0.6度以下，因而，將該比例(X值)規定為0.01～0.15。
(Ti，Al)NC層的C成分具有使超硬基體表面和硬質被覆層兩者之間的密合性提高的作用，但是以原子比計算，C成分的比例即在C與Ti的總量中所佔的比例(原子比)不足0.01時，不能獲得所希望的提高密合性的效果，另一方面，當該比例大於0.15時，結晶取向混亂，難以在(200)面上高取向，因而將該比例(Y值)規定在0.01～0.15。
而且，當該平均層厚不足0.05μm時，不能充分發揮將(Ti，Al)NC層本來具有的(200)面的高取向性轉變到硬質被覆層上的結晶取向經歷效果，另一方面，當平均層厚達到0.5μm時，該結晶取向經歷效果非常充分，因而，規定該平均層厚為0.05～0.5μm。
(b2)硬質被覆層[(Al，Ti，Si)N層](Al，Ti，Si)N層的Ti成分具有提高層的強度和韌性的作用，但是當Ti的比例即在Al、Ti和Si的總量中所佔的比例(原子比)不足0.35時，上述作用不能獲得所希望的提高效果，另一方面，當該比例大於0.55時，層自身的耐磨性降低，因而將該比例規定為0.35～0.55。
(Al，Ti，Si)N層的Si成分具有提高層的高溫硬度和耐熱性且提高層的耐磨性的作用，但是當Si的比例即在Al、Ti和Si的總量中所佔的比例(原子比)不足0.05時，上述作用不能獲得所希望的提高效果，另一方面，當該比例大於0.20時，強度和韌性下降，在切削刃上容易產生缺口或卷刃(微小缺口)等，因而將該比例規定為0.05～0.20。
而且，當該平均層厚不足2μm時，不能確保獲得所希望的耐磨性，另一方面，當平均層厚大於10μm時，切削刃容易產生卷刃，因而，規定該平均層厚是2～10μm。
在X射線衍射圖形的(200)面上出現的最高峰值的一半寬度在(2θ)上為0.6度以下是基於試驗結果且憑經驗確定的，因此，依據這樣的理由決定的，即當上述一半寬度在2θ上是0.6度以下時，特別在高速切削加工中，發揮優良的耐磨性，當上述一半寬度在2θ上大於0.6度時，也就是(200)面的結晶性下降時，不能確保所希望的耐磨性。


圖1是表示本發明第1形態的被覆超硬刀頭的硬質被覆層的X射線衍射圖形；圖2是表示現有被覆超硬刀頭的硬質被覆層的X射線衍射圖形；圖3是表示本發明第2形態的被覆超硬刀頭的硬質被覆層的X射線衍射圖形；圖4是表示現有被覆超硬刀頭其他示例的硬質被覆層的X射線衍射圖形；圖5是電弧離子鍍裝置概略說明圖；圖6A是被覆超硬刀頭的概略立體圖，圖6B是被覆超硬刀頭的概略縱剖面圖；圖7A是被覆超硬立銑刀的概略正視圖，圖7B是被覆超硬立銑刀切削刃部的概略橫截面圖；圖8A是被覆超硬鑽頭的概略正視圖，圖8B是被覆超硬鑽頭槽形成部的概略橫截面圖。
具體實施例方式
下文通過實施形式具體介紹本發明第1形態的被覆超硬工具。
(實施形式1)
作為原料粉末，準備平均粒徑為1～3μm的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN粉末和Co粉末。將這些原料粉末按照表1所示配合組成配合，用球磨機進行溼式混合72小時，乾燥後，在100MPa壓力下壓力成形為壓粉體，在6Pa真空中在溫度140℃下保持1小時條件下對該壓粉體進行燒結，燒結後，對切削刃部分實施R為0.05的珩磨加工，形成具有ISO標準·CNMG120408刀頭形狀的WC基超硬合金制的超硬基體A1～A10。
此外，作為原料粉末，準備平均粒徑均為0.5～2μm的TiCN(重量比TiC/TiN＝50/50)粉末、MO2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。將這些原料粉末按照表2所示配合組成配合，用球磨機進行溼式混合24小時，乾燥後，在100MPa壓力下壓力成形為壓粉體，在2kPa氮氣氛中在溫度1500℃下保持1小時條件下對該壓粉體進行燒結，燒結後，在切削刃部分實施R為0.03的珩磨加工，形成具有ISO標準·CNMG120408刀頭形狀的TiCN系金屬陶瓷製的超硬基體B1～B6。
然後，將上述超硬基體A1～A10和B1～B6在丙酮中進行超音波洗淨，乾燥後，將它們裝入圖5所示的普通電弧離子鍍裝置內，另外作為陰極(蒸發源)，安裝具有各種成分組成的結晶取向經歷層形成用的Ti-Al合金和硬質被覆層形成用Ti-Al合金，對裝置內進行排氣，保持0.5Pa真空，用加熱器將該裝置內部加熱到500℃後，將氬氣導入該裝置內，形成10Pa的氬氣氣氛，在此狀態下，向超硬基體施加-800V的偏置電壓，用氬氣衝擊對該超硬基體表面進行清洗，然後，將按照規定比例配合的氮氣和甲烷的混合氣體作為反應氣體導入該裝置內，形成3.5Pa反應氣氛，同時，將施加在上述超硬基體上的偏置電壓降低到-70V，使上述陰極(形成結晶取向經歷層用的Ti-Al合金)和陽極之間產生電弧放電，因而，分別在上述超硬基體A1～A10和B1～B6的表面上，形成表3和表4所示目標組成以及目標層厚的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]，接著，將氮氣作為反應氣體導入裝置內，成為4Pa的反應氣氛，同時，將施加到上述超硬基體上的偏置電壓降低到-20V，使上述陰極(形成硬質被覆層用Ti-Al合金)和陽極之間產生電弧放電，通過蒸鍍表3和4所示目標組成以及目標層厚的硬質被覆層[(Ti，Al)N層]，分別製造作為具有圖6A概略立體圖、圖6B概略縱斷面圖所示形狀的本發明被覆超硬工具的本發明表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀頭(下文簡稱為本發明被覆超硬刀頭)1～20。
此外為了進行比較，如表5和6所示，除了不形成上述結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]之外，在相同條件下，分別製造作為現有被覆超硬工具的現有表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀頭(下文簡稱為現有被覆超硬刀頭)1～20。
對於上述本發明被覆超硬刀頭1～20和現有被覆超硬刀頭1～20，在將它用固定夾具以螺釘固定在工具鋼製造的車刀前端部上的狀態下，在被切削材為JIS·SCM440圓棒、切削速度為250米/分鐘、進刀量為1.5毫米、進給量為0.2毫米/轉、切削時間為10分鐘的條件下進行合金鋼的乾式高速連續車削加工試驗；在被切削材為JIS(日本工業標準)·S45C的長度方向上有等間隔的4個縱槽的圓棒、切削速度為280米/分鐘、進刀量為2.0毫米、進給量為0.3毫米/轉、切削時間為5分鐘的條件下進行碳素鋼的乾式高速斷續車削加工試驗；在被切削材為JIS·FC300的長度方向上有等間隔的4個縱槽的圓棒、切削速度為180米/分鐘、進刀量為1.5毫米、進給量為0.3毫米/轉、切削時間為5分鐘的條件下進行鑄鐵的乾式高速斷續車削加工試驗，在任一種車削加工試驗中，測量切削刃後隙面磨損寬度。測量結果在表7和8中顯示。
表1

表2

表3

表4

表5

表6

表7

表8

(實施形式2)作為原料粉末，準備平均粒徑為5.5μm的中粗粒WC粉末、平均粒徑為0.8μm的微粒WC粉末、平均粒徑為1.3μm的TaC粉末、平均粒徑為1.2μm的NbC粉末、平均粒徑為1.2μm的ZrC粉末、平均粒徑為2.3μm的Cr3C2粉末、平均粒徑為1.5μm的VC粉末、平均粒徑為1.0μm的(Ti，N)C粉末和平均粒徑為1.8μm的Co粉末，將這些原料粉末按照表9所示配合組成進行配合，再添加石蠟，在丙酮中用球磨機混合24小時，減壓乾燥後，在100Mpa壓力下壓力成形為規定形狀的各種壓粉體，將這種壓粉體在6pa真空氣氛中以7℃/分鐘升溫速度升溫到1370～1470℃範圍內的規定溫度，在該溫度下保持1小時後，在爐冷條件下進行燒結，形成直徑為8mm、13mm和26mm的3種形成超硬基體用圓棒燒結體，並且對上述3種圓棒燒結體通過磨削加工，分別製造了表9所示的組合的、切削刃部直徑×長度分別為6mm×13mm、10mm×22mm和20mm×45mm的超硬基體(立銑刀)a～h。
然後在丙酮中用超聲波對這些超硬基體(立銑刀)a～h的表面進行清洗，在乾燥後狀態下，將它們放入圖5所示的通常的電弧離子鍍裝置內，通過在與實施形式1相同的條件下蒸鍍具有表10所示目標組成和目標層厚的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]和硬質被覆層[(Ti，Al)N層]，分別製造了具有圖7A正視圖、圖7B切削刃部概略橫截面圖所示形狀的作為本發明被覆超硬工具的本發明表面被覆超硬合金制立銑刀(下文簡稱為本發明被覆超硬立銑刀)1～8。
此外，為了進行比較，如表1 1所示，除了不形成上述結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]之外，在相同條件下，分別製造了作為現有被覆超硬工具的現有表面被覆超硬合金制立銑刀(下文簡稱為現有被覆超硬立銑刀)1～8。
在上述本發明被覆超硬立銑刀1～8和現有被覆超硬立銑刀1～8中，對於本發明被覆超硬立銑刀1～3和現有被覆超硬立銑刀1～3，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·SNCM439板材、切削速度為150米/分鐘、槽深度(進刀量)為3毫米、工作檯進給量為650毫米/分鐘的條件下進行合金鋼的乾式高速槽切削加工試驗；對於本發明被覆超硬立銑刀4～6和現有被覆超硬立銑刀4～6，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·S55C板材、切削速度為160米/分鐘、槽深度(進刀量)為5毫米、工作檯進給量為600毫米/分鐘的條件下進行碳素鋼的乾式高速槽切削加工試驗；對於本發明被覆超硬立銑刀7～8和現有被覆超硬立銑刀7～8，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·FC250板材、切削速度為160米/分鐘、槽深度(進刀量)為10毫米、工作檯進給量為320毫米/分鐘的條件下進行鑄鐵的乾式高速槽切削加工試驗。在任—種槽切削加工試驗中，測量外周刃後隙面磨損量達到作為使用壽命的大致標準即0.1mm時所切削的槽的長度。測量結果分別示於表10和表11。
表9

表10

表11

(實施形式3)使用上述實施形式2中製造的直徑為8mm(形成超硬基體a～c用)、13mm(形成超硬基體d～f用)和26mm(形成超硬基體g、h用)的3種圓棒燒結體，對這3種圓棒燒結體進行磨削加工，分別製造了槽形成部直徑×長度分別為4mm×13mm(超硬基體a』～c』)、8mm×22mm(超硬基體d』～f』)和16mm×45mm(超硬基體g』、h』)的超硬基體(鑽頭)a』～h』。
然後在丙酮中用超聲波對這些超硬基體(鑽頭)a』～h』的表面進行清洗，在乾燥後狀態下，將它們放入圖5所示的通常的電弧離子鍍裝置內，通過在與實施形式1相同的條件下蒸鍍具有表12所示目標組成和目標層厚的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]和硬質被覆層[(Ti，Al)N層]，分別製造了具有圖8A概略正視圖、圖8B槽形成部概略橫截面圖所示形狀的作為本發明被覆超硬工具的本發明表面被覆超硬合金制鑽頭(下文簡稱為本發明被覆超硬鑽頭)1～8。
此外，為了進行比較，如表13所示，除了不形成上述結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]之外，在相同條件下，分別製造了作為現有被覆超硬工具的現有表面被覆超硬合金制鑽頭(下文簡稱為現有被覆超硬鑽頭)1～8。
在上述本發明被覆超硬鑽頭1～8和現有被覆超硬鑽頭1～8中，對於本發明被覆超硬鑽頭1～3和現有被覆超硬鑽頭1～3，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·SCM440板材、切削速度為100米/分鐘、進給量為0.12毫米/轉的條件下進行合金鋼的溼式高速開孔切削加工試驗；對於本發明被覆超硬鑽頭4～6和現有被覆超硬鑽頭4～6，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·S50C板材、切削速度為120米/分鐘、進給量為0.25毫米/轉的條件下進行碳素鋼的溼式高速開孔切削加工試驗；對於本發明被覆超硬鑽頭7～8和現有被覆超硬鑽頭7～8，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·FC300板材、切削速度為90米/分鐘、進給量為0.27毫米/轉的條件下通過孔深度分別為鑽頭直徑的2.5倍的盲孔加工而進行鑄鐵的溼式高速開孔切削加工試驗。在任一種溼式高速開孔切削加工試驗(使用水溶性切削油)中，測量前端切削刃後隙面磨損寬度達到0.3mm時的開孔加工的數量。測量結果分別示於表12和表13。
表12

表13

另外，對於該結果所得到的作為本發明被覆超硬工具的本發明被覆超硬刀頭1～20、本發明被覆超硬立銑刀1～8和本發明被覆超硬鑽頭1～8的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]和硬質被覆層[(Ti，Al)N層]以及作為現有被覆超硬工具的現有被覆超硬刀頭1～20、現有被覆超硬立銑刀1～8和現有被覆超硬鑽頭1～8的硬質被覆層[(Ti，Al)N層]的組成，使用俄歇分光分析裝置測量其厚度方向中央部時，分別顯示了與目標組成實質上相同的組成。
使用掃描電子顯微鏡對這些本發明被覆超硬工具和現有被覆超硬工具的上述構成層的厚度進行斷面測量，均表示了與目標層厚實際上相同的平均層厚(5點測量平均值)。
使用X射線衍射裝置觀察這些本發明被覆超硬工具和現有被覆超硬工具的上述構成層的切削刃的前傾面和/或後隙面，測量由該結果所得到的X射線衍射圖形的(200)面上顯現的峰值的一半寬度(這時，在難以進行正確測量的場合，用在上述實施時同時裝入電弧離子鍍裝置內的測量零件的X射線衍射圖形進行測量)，測量結果分別示於表3～6和表10～13。
根據表3～13所示結果可知，通過結晶取向經歷層，硬質被覆層(200)面具有小的一半寬度，因而具備優良高溫特性(高溫耐氧化性和高溫硬度)的本發明被覆超硬工具即使以伴隨著產生高熱量的高速度對鋼或鑄鐵進行切削加工，也可以與上述硬質被覆層和超硬基體表面的上述結晶取向經歷層中C成分作用引起的提高密合性的效果相結合，發揮良好的耐磨性，而硬質被覆層的(200)面結晶性低的現有被覆超硬工具，在伴隨著高溫的高速切削加工中，切削刃的磨損加速，在較短時間內就達到使用壽命。
如上所述，本發明的第1形態的被覆超硬工具特別在對各種鋼或鑄鐵等進行高速切削加工中也發揮優良耐磨性，在長時期內顯示優良的切削性能，因此可以充分滿足切削加工裝置高性能化以及切削加工省力化、節省能源和低成本化。
下文通過實施形式，對本發明的第2形態的被覆超硬工具具體地進行說明。
(實施形式4)作為原料粉末，準備平均粒徑均為1～3μm的WC粉末、TiC粉末、ZrC粉末、VC粉末、TaC粉末、NbC粉末、Cr3C2粉末、TiN粉末、TaN粉末和Co粉末。將這些原料粉末按照表14所示配合組成進行配合，在球磨機內進行溼式混合72小時，乾燥後，在100MPa壓力下壓力成形為壓粉體，將該壓粉體在6Pa真空中在溫度1400℃下保持1小時的條件下進行燒結，燒結後，在切削刃部分實施R為0.03的珩磨加工，形成具有ISO標準·CNMG120408刀頭形狀的WC基超硬合金制的超硬基體A1～A10。
此外，作為原料粉末，準備平均粒徑都為0.5～2μm的TiCN(重量比TiC/TiN＝50/50)粉末、MO2C粉末、ZrC粉末、NbC粉末、TaC粉末、WC粉末、Co粉末和Ni粉末。將這些原料粉末按照表15所示的配合組成進行配合，在球磨機內溼式混合24小時，乾燥後，在100MPa壓力下壓力成形為壓粉體，將該壓粉體在2kPa氮氣氛中在溫度1500℃下保持1小時的條件下進行燒結，燒結後，在切削刃部分實施R為0.03的珩磨加工，形成具有ISO標準·CNMG120408刀頭形狀的TiCN系金屬陶瓷製的超硬基體B1～B6。
然後，將上述超硬基體A1～A10和B1～B6進行在丙酮中用超音波洗淨，在乾燥後的狀態下，分別裝入圖5所示的普通電弧離子鍍裝置內，另一方面作為陰極(蒸發源)，安裝具有各種成分組成的形成結晶取向經歷層用的Ti-Al合金和形成硬質被覆層用Al-Ti-Si合金，邊對裝置內進行排氣，邊用加熱器將該裝置內加熱到500℃後，將氬氣導入該裝置內，形成1.3Pa的氬氣氣氛，在此狀態下，向超硬基體施加-800V的偏置電壓，且用氬氣衝擊該超硬基體表面進行清洗，然後，將按照規定比例配合的氮氣和甲烷的混合氣體作為反應氣體導入該裝置內，在形成3.5Pa反應氣氛的同時，將施加在上述超硬基體上的偏置電壓降低到-70V，使上述陰極(形成結晶取向經歷層用的Ti-Al合金)與陽極之間產生電弧放電，因而分別在上述超硬基體A1～A10和B1～B6的表面上，形成表16和表17所示的目標組成以及目標層厚的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]，接著將氮氣作為反應氣體導入裝置內，形成2.7Pa的反應氣氛，同時，將施加到上述超硬基體上的偏置電壓降低到-50V，使上述陰極(形成硬質被覆層用Al-Ti-Si合金)與陽極之間產生電弧放電，通過蒸鍍表16和表17所示的目標組成以及目標層厚的硬質被覆層[(Al，Ti，Si)N層]，分別製造了具有圖6A概略立體圖、圖6B概略縱斷面圖所示形狀的作為本發明被覆超硬工具的本發明表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀頭(下文簡稱為本發明被覆超硬刀頭)1～20。此外為了進行比較，如表18和表19所示，除了不形成上述結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]之外，在相同條件下，分別製造了作為現有被覆超硬工具的現有表面被覆超硬合金制不重磨刀刃刀頭(下文簡稱為現有被覆超硬刀頭)1～20。
對於上述本發明被覆超硬刀頭1～20和現有被覆超硬刀頭1～20，用固定夾具將所述刀頭以螺釘固定在工具鋼製造的車刀前端部上的狀態下，在被切削材為JIS·SCM440圓棒、切削速度為330米/分鐘、進刀量為1.3毫米、進給量為0.5毫米/轉、切削時間為15分鐘的條件下進行合金鋼的乾式高速連續車削加工試驗；在被切削材為JIS·S45C的長度方向上具有等間隔4個縱槽的圓棒、切削速度為300米/分鐘、進刀量為1.8毫米、進給量為0.5毫米/轉、切削時間為18分鐘的條件下進行碳素鋼的乾式高速斷續車削加工試驗；在被切削材為JIS·FC300的長度方向上具有等間隔4個縱槽的圓棒、切削速度為380米/分鐘、進刀量為1.3毫米、進給量為0.3毫米/轉、切削時間為30分鐘的條件下進行鑄鐵的乾式高速斷續車削加工試驗，在任一種車削加工試驗中，測量切削刃後隙面磨損寬度。測量結果示於表20。
表14

表15

表16

表17

表18

表19

表20

(實施形式5)作為原料粉末，準備平均粒徑為5.5μm的中粗粒WC粉末、平均粒徑為0.8μm的微粒WC粉末、平均粒徑為1.3μm的TaC粉末、平均粒徑為1.2μm的NbC粉末、平均粒徑為1.2μm的ZrC粉末、平均粒徑為2.3μm的Cr3C2粉末、平均粒徑為1.5μm的VC粉末、平均粒徑為1.0μm的(Ti，N)C粉末和平均粒徑為1.8μm的Co粉末。將這些原料粉末分別按照表21所示配合組成進行配合，並添加石蠟，用球磨機在丙酮中混合24小時，減壓乾燥後，在100Mpa壓力下壓力成形為規定形狀的各種壓粉體，將這種壓粉體在6pa真空氣氛中以7℃/分鐘的升溫速度升溫到1370～1470℃範圍內的規定溫度，在該溫度下保持1小時後，在爐冷條件下進行燒結，形成直徑為8mm、13mm和26mm的3種形成超硬基體用圓棒燒結體，再對上述3種圓棒燒結體進行磨削加工，分別製造出按表21所示的組合的切削刃部直徑×長度分別是6mm×13mm、10mm×22mm和20mm×45mm的超硬基體(立銑刀)a～h。
然後對這種超硬基體(立銑刀)a～h的表面進行珩磨加工，在丙酮中用超音波進行清洗，在乾燥後狀態下，將它們放入圖5所示的通常的電弧離子鍍裝置內，通過在與實施形式4相同的條件下蒸鍍具有表22所示目標組成和目標層厚的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]和硬質被覆層[(Al，Ti，Si)N層]，分別製造了具有圖7A概略正視圖、圖7B切削刃部概略橫截面圖所示形狀的作為本發明被覆超硬工具的本發明表面被覆超硬合金制立銑刀(下文簡稱為本發明被覆超硬立銑刀)1～8。
此外，為了進行比較，如表23所示，除了不形成上述結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]之外，在相同條件下，分別製造了作為現有被覆超硬工具的現有表面被覆超硬合金制立銑刀(下文簡稱為現有被覆超硬立銑刀)1～8。
在上述本發明被覆超硬立銑刀1～8和現有被覆超硬立銑刀1～8中，對於本發明被覆超硬立銑刀1～3和現有被覆超硬立銑刀1～3，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·SKD61(硬度是HRC40)的板材、切削速度為120米/分鐘、槽深度(進刀量)為1.3毫米、工作檯進給量為700毫米/分鐘的條件下進行合金鋼的溼式高速槽切削加工試驗(使用水溶性切削油)；對於本發明被覆超硬立銑刀4～6和現有被覆超硬立銑刀4～6，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·SUS304板材、切削速度為100米/分鐘、槽深度(進刀量)為10毫米、工作檯進給量為500毫米/分鐘的條件下進行不鏽鋼的溼式高速槽切削加工試驗；對於本發明被覆超硬立銑刀7～8和現有被覆超硬立銑刀7～8，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·S45C板材、切削速度為125米/分鐘、槽深度(進刀量)為12毫米、工作檯進給量為300毫米/分鐘的條件下進行碳素鋼的溼式高速槽切削加工試驗(在任一個試驗中均使用水溶性切削油)，在任一種槽切削加工試驗中，對切削刃部前端面的直徑達到作為使用壽命的大致標準即減少0.2mm時的切削槽長度進行了測量。測量結果示於表22和23。
表21

表22

表23

(實施形式6)使用上述實施形式5中製造的直徑為8mm(形成超硬基體a～c用)、13mm(形成超硬基體d～f用)和26mm(形成超硬基體g、h用)的3種圓棒燒結體，對這3種圓棒燒結體進行磨削加工，分別製造了槽形成部的直徑×長度分別為4mm×13mm(超硬基體a』～c』)、8mm×22mm(超硬基體d』～f』)和16mm×45mm(超硬基體g』、h』)的超硬基體(鑽頭)a』～h』。
然後對這種超硬基體(鑽頭)a』～h』的表面進行珩磨加工，在丙酮中用超音波進行清洗，在乾燥後狀態下，將它們放入圖5所示的通常的電弧離子鍍裝置內，通過在與實施形式1相同的條件下蒸鍍具有表24所示的目標組成和目標層厚的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]和硬質被覆層[(Al，Ti，Si)N層]，分別製造了具有圖8A概略正視圖、圖8B槽形成部的概略橫截面圖所示形狀的作為本發明被覆超硬工具的本發明表面被覆超硬合金制鑽頭(下文簡稱為本發明被覆超硬鑽頭)1～8。
此外，為了進行比較，如表25所示，除了不形成上述結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]之外，在相同條件下，分別製造了作為現有被覆超硬工具的現有表面被覆超硬合金制鑽頭(下文簡稱為現有被覆超硬鑽頭)1～8。
在上述本發明被覆超硬鑽頭1～8和現有被覆超硬鑽頭1～8中，對於本發明被覆超硬鑽頭1～3和現有被覆超硬鑽頭1～3，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·SCM440板材、切削速度為100米/分鐘、進給量為0.13毫米/轉的條件下進行合金鋼的溼式高速開孔切削加工試驗；對於本發明被覆超硬鑽頭4～6和現有被覆超硬鑽頭4～6，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·S50C板材、切削速度為120米/分鐘、進給量為0.16毫米/轉的條件下進行碳素鋼的溼式高速開孔切削加工試驗；對於本發明被覆超硬鑽頭7～8和現有被覆超硬鑽頭7～8，在被切削材為平面尺寸是100mm×250mm且厚度為50mm的JIS·SUS316板材、切削速度為80米/分鐘、進給量為0.15毫米/轉的條件下進行不鏽鋼的溼式高速開孔切削加工試驗，盲孔加工的孔深度分別是鑽頭直徑的2.5倍。在任一種溼式高速開孔切削加工試驗(使用水溶性切削油)中，都測量前端切削刃面的後隙面磨損寬度達到0.3mm為止時開孔加工的數量。測量結果分別示於表24和25。
表24

表25

而且，對於該結果所得到的作為本發明被覆超硬工具的本發明被覆超硬刀頭1～20、本發明被覆超硬立銑刀1～8和本發明被覆超硬鑽頭1～8的結晶取向經歷層[(Ti，Al)NC層]和硬質被覆層[(Al，Ti，Si)N層]以及作為現有被覆超硬工具的現有被覆超硬刀頭1～20、現有被覆超硬立銑刀1～8和現有被覆超硬鑽頭1～8的硬質被覆層[(Al，Ti，Si)N層]的組成，使用俄歇分光分析裝置測量其厚度方向中央部時，分別顯示出與目標組成實際上相同的組成。
使用掃描電子顯微鏡對這些本發明被覆超硬工具和現有被覆超硬工具的上述構成層的厚度進行斷面測量時，都顯示出與目標層厚實際上相同的平均層厚(測量5點的平均值)。
使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置觀察這些本發明被覆超硬工具和現有被覆超硬工具的上述構成層的切削刃的前傾面和/或後隙面，測量由該結果所得到的X射線衍射圖形的(200)面上顯現的峰值的一半寬度(這時在難以進行正確測量的場合，用在完成上述實施形式時同時裝入電弧離子鍍裝置內的測量零件的X射線衍射圖形進行測量)，測量結果分別示於表16～19和表22～25。
根據表16～25所示結果可知，通過介入結晶取向經歷層，硬質被覆層(200)面具有小的一半寬度，因而具備優良高溫特性(高溫耐氧化性和高溫硬度)的本發明被覆超硬工具即使以伴隨著產生大量熱量的高速度對鋼或鑄鐵進行切削加工，也可以發揮優良的耐磨性，而硬質被覆層的(200)面的結晶性低的現有被覆超硬工具，在伴隨著高溫的高速切削加工中，切削刃的磨損加速，在較短時間內就達到使用壽命。
如上所述，本發明第2形態的被覆超硬工具特別在對各種鋼或鑄鐵等進行高速切削加工中也發揮優良的耐磨性，在較長時期內顯示優良的切削性能，因此，可以充分滿足切削加工裝置的高性能化以及切削加工的省力化、節省能源和低成本化。
權利要求
1.一種在高速切削加工中硬質被覆層發揮優良耐磨性的表面被覆超硬合金制的切削工具，該切削工具是在碳化鎢基超硬合金基體或碳氮化鈦系金屬陶瓷基體表面上，經由由複合碳氮化物層組成的結晶取向經歷層，物理蒸鍍由複合氮化物層組成的控制取向性和/或結晶性的硬質被覆層而形成的，其特徵在於，上述複合碳氮化物層的平均層厚為0.05～0.5μm，是滿足組成式(Ti1-XAlx)(N1-YCY)的Ti-Al複合碳氮化物層，其中，用原子比表示為X是0.05～0.20，Y是0.01～0.15，上述複合氮化物層的平均層厚為2～15μm，是滿足組成式(Ti1-zAlZ)N的Ti-Al複合氮化物層，其中，用原子比表示為Z為0.45～0.65。
2.如權利要求1所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特徵在於上述Ti-Al複合氮化物層是這樣一種Ti-Al複合氮化物層，通過利用Cu-Kα線的X射線衍射裝置進行測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下。
3如權利要求1所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特徵在於上述Ti-Al複合碳氮化物層是這樣一種Ti-Al複合碳氮化物層，通過使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下，上述Ti-Al複合氮化物層是這樣一種Ti-Al複合氮化物層，通過使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下。
4.一種在高速切削加工中硬質被覆層發揮優良耐磨性的表面被覆超硬合金制的切削工具，該切削工具是在碳化鎢基超硬合金基體或碳氮化鈦系金屬陶瓷基體表面上，經由由複合碳氮化物層組成的結晶取向經歷層，物理蒸鍍由複合氮化物層組成的控制取向性和/或結晶性的硬質被覆層而形成的，其特徵在於，上述複合碳氮化物層的平均層厚為0.05～0.5μm，是滿足組成式(Ti1-XAlx)(N1-YCY)的Ti-Al複合碳氮化物層，其中，用原子比表示為X是0.01～0.15，Y是0.01～0.15，上述複合氮化物層的平均層厚是2～10μm，是滿足組成式(Al1-(A+B)TiASiB)N的Al-Ti-Si複合氮化物層，其中，用原子比表示為A為0.35～0.55，B為0.05～0.20。
5.如權利要求4所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特徵在於上述Al-Ti-Si複合氮化物層是這樣一種Al-Ti-Si複合氮化物層，通過使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下。
6.如權利要求4所述的表面被覆超硬合金制的切削工具，其特徵在於上述Ti-Al複合碳氮化物層是這樣一種Ti-Al複合碳氮化物層，通過利用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下，上述Al-Ti-Si複合氮化物層是這樣一種Al-Ti-Si複合氮化物層，通過使用Cu-Kα線的X射線衍射裝置的測量，在X射線衍射圖形中，在(200)面上出現最高峰值，而且上述最高峰值的一半寬度在2θ上是0.6度以下。
全文摘要
本發明提供一種在高速切削加工中硬質被覆層發揮優良耐磨性的表面被覆超硬合金制切削工具，該切削工具是在碳化鎢基超硬合金基體或碳氮化鈦系金屬陶瓷基體表面上，(a)通過由複合碳氮化物層組成的結晶取向經歷層，(b)物理蒸鍍由複合氮化物層組成的硬質被覆層而形成的。作為一個示例，(a1)複合碳氮化物層的平均層厚為0.05～0.5μm，是滿足組成式(Ti
文檔編號C23C14/24GK1899736SQ20061011481
公開日2007年1月24日 申請日期2002年10月28日 優先權日2001年10月30日
發明者佐藤和則, 近藤曉裕, 田中裕介, 田代安彥, 中村惠滋, 高岡秀充 申請人:三菱綜合材料神戶工具株式會社, 三菱麻鐵裡亞爾株式會社