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WO2011122553A1 - 切削工具 - Google Patents

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WO2011122553A1
WO2011122553A1 PCT/JP2011/057627 JP2011057627W WO2011122553A1 WO 2011122553 A1 WO2011122553 A1 WO 2011122553A1 JP 2011057627 W JP2011057627 W JP 2011057627W WO 2011122553 A1 WO2011122553 A1 WO 2011122553A1
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WO
WIPO (PCT)
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coating layer
flank
rake face
face
composition
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2011/057627
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真宏 脇
充 長谷川
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kyocera Corp
Original Assignee
Kyocera Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kyocera Corp filed Critical Kyocera Corp
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Priority to CN201180016829.5A priority patent/CN102821897B/zh
Priority to EP11762777.8A priority patent/EP2554303B1/en
Priority to US13/638,574 priority patent/US8623525B2/en
Priority to KR1020127027150A priority patent/KR101635488B1/ko
Publication of WO2011122553A1 publication Critical patent/WO2011122553A1/ja
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    • C23C28/042—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings of inorganic non-metallic material including a refractory ceramic layer, e.g. refractory metal oxides, ZrO2, rare earth oxides
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T407/00—Cutters, for shaping
    • Y10T407/24—Cutters, for shaping with chip breaker, guide or deflector

Definitions

  • the present invention relates to a cutting tool having a coating layer formed on the surface of a substrate.
  • sintered alloys such as cemented carbide and cermet, diamond, and cBN (cubic boron nitride)
  • a method of improving the wear resistance, slidability, and fracture resistance by forming a coating layer on the surface of a high-hardness sintered body and a substrate made of a ceramic such as alumina or silicon nitride is used.
  • a nitride layer mainly composed of Ti or Al is actively researched using a physical vapor deposition method such as an arc ion plating method or a sputtering method. Improvements to extend life are continued.
  • the surface-coated tools provided with these coating layers have been devised in addition to the coating material elements in order to cope with changes in the cutting environment such as an increase in cutting speed and diversification of work materials. ing.
  • Patent Document 1 in a surface-coated tool in which a surface of a base is coated with a coating such as TiAlN, the ratio of Ti can be made higher at the flank than at the rake face, and the progress of welding and wear on the rake face can be suppressed It is described that the boundary damage on the flank is suppressed.
  • Patent Document 2 a TiAlN-based hard coating having a thickness of 1 to 5 ⁇ m is formed on the surface of a substrate, and coarse particles having a size larger than the thickness present in the hard coating are 5 area% or less. Further, it is described that when the surface roughness Ra is 0.1 ⁇ m or less or the surface roughness Rz is 1 ⁇ m or less, the welding resistance and the wear resistance of the hard coating are improved.
  • the present invention is to solve the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide a cutting tool having a coating layer that can locally exhibit optimum cutting performance.
  • the content ratio of Al is higher than the composition in the above, and the composition of the droplets existing on the flank face is higher than that in the flank face of the coating layer.
  • the ratio between the Al content ratio Al DR of the droplets present on the rake face and the Al content ratio Al bR of the rake face of the coating layer is 1.05 ⁇ Al DR / Al bR. ⁇ 1.25, and the ratio of the Ti content ratio Ti DF of the droplets existing on the flank face to the Ti content ratio Ti aF on the flank face of the coating layer is 1.03 ⁇ Ti DF / Ti aF It is desirable that ⁇ 1.2.
  • the coating layer formed on the surface of the substrate is present on the rake face because the composition of the droplet present on the rake face contains more Al than the composition on the rake face of the coating layer.
  • the hardness and oxidation resistance of the droplet are increased.
  • the coating layer formed on the surface of the substrate is present on the rake face because the composition of the droplet present on the rake face contains more Al than the composition on the rake face of the coating layer.
  • the composition of the droplet existing on the flank has a higher content of Ti than the composition on the flank of the coating layer, so the droplet on the surface of the flank has a high fracture toughness value,
  • the droplet on the surface of the coating layer becomes a cushioning material that absorbs the impact, and the impact can be reduced compared to the case where the impact is directly applied to the coating layer.
  • the fracture resistance of the coating layer on the flank is improved. Can do.
  • the ratio of the Al content ratio Al DR of the droplets present on the rake face to the Al content ratio Al bR of the rake face of the coating layer is 1.05 ⁇ Al DR / Al bR ⁇ 1.25
  • the ratio of the Ti content ratio Ti DF of the droplets on the flank and the Ti content ratio Ti bF on the flank of the coating layer is 1.05 ⁇ Ti DF / Ti bF ⁇ 1.2
  • the fracture resistance on the flank is further improved.
  • the calculated average roughness on the rake face of the coating layer is Ra R
  • the temperature rise of the coating layer on the rake face is suppressed and resistance is improved if it is within the range of 0.07 ⁇ m ⁇ Ra R ⁇ 0.3 ⁇ m.
  • the effect of increasing the wear resistance is high, and the welding resistance can be improved.
  • the arithmetic average roughness on the flank of the coating layer is Ra F
  • the surface roughness is within a range of 0.05 ⁇ m ⁇ Ra F ⁇ 0.15 ⁇ m
  • FIG. 1 It is a schematic perspective view which shows an example of the cutting tool of this invention. It is a cross-sectional schematic diagram which shows the 1st embodiment of the cutting tool of FIG. It is a SEM photograph about the coating layer surface of the rake face of the cutting tool of FIG. It is a SEM photograph about the coating layer surface of the flank of the cutting tool of FIG.
  • FIG. 1 is a schematic perspective view of a cutting tool which is a preferred embodiment example
  • FIG. 2 are schematic sectional views of a first embodiment of the present invention
  • 3 and 4 which are scanning electron microscope (SEM) photographs of the surface of the coating layer with respect to the rake face and flank face of the cutting tool.
  • a cutting tool (hereinafter simply referred to as a tool) 1 according to the present invention includes a rake face 3 on a main surface, a flank face 4 on a side surface, and an intersection of the rake face 3 and the flank face 4.
  • a ridge line is provided with a cutting edge 5, and a coating layer 6 is formed on the surface of the substrate 2.
  • the coating layer 6 has a particulate material called a droplet 7 on the surface.
  • the composition of the droplet 7 is such that the Al content ratio Al DR of the droplet 7 formed on the surface of the rake face 3 is compared with the Al content ratio Al bR in the coating layer 6 on the rake face 3. It is important that the Ti content ratio Ti DF of the droplet 7 formed on the surface of the flank 4 is higher than the Ti content ratio Ti bF of the coating layer 6 on the flank 4.
  • the droplets 7 are present for a long time without being worn out. It is possible to prevent the temperature of the coating layer 6 from rising without sticking to the surface of the coating layer 6 on the rake face 3. And since cutting oil can fully be hold
  • the Ti content ratio Ti DF of the droplet 7 generated on the flank 4 surface of the coating layer 6 is higher than the Ti content Ti bf contained in the coating layer 6 of the flank 4.
  • the droplet 7 existing on the surface of the coating layer 6 becomes a cushioning material, the impact applied to the coating layer 6 can be reduced, and the fracture resistance of the coating layer 6 can be improved.
  • the surface roughness can be reduced.
  • the content ratio of each metal component of the coating layer can be measured by electron beam microanalysis (EPMA) energy dispersion spectroscopy (EDS) or X-ray photoelectron spectroscopy (XPS).
  • EPMA electron beam microanalysis
  • EDS energy dispersion spectroscopy
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • the Al content ratio Al DR of the droplet 7 formed on the surface of the rake face 3 of the coating layer 6 is 1 to the Al content ratio Al bR of the coating layer 6 of the rake face 3. .05 ⁇ Al DR / Al bR ⁇ 1.25 is desirable. This is because when the ratio Al DR / Al bR is 1.05 or more, the heat resistance and oxidation resistance of the droplet 7 are improved. Further, when the ratio Al DR / Al bR is 1.25 or less, the crystal structure of the droplet 7 does not change from cubic to hexagonal, and wear resistance is high. A particularly desirable range of the ratio Al DR / Al bR is 1.06 ⁇ Al DR / Al bR ⁇ 1.15.
  • the Ti content ratio Ti DF contained in the droplets 7 formed on the flank 4 of the covering layer 6 is 1.
  • the ratio Ti DF / Ti aF is 1.05 or more, the fracture toughness value of the droplet 7 on the flank 4 is improved.
  • the work surface of the work material can be obtained without chipping or chipping of the cutting tool 1 during cutting. It becomes smooth.
  • the ratio Ti DF / Ti aF is 1.2 or less, the hardness and heat resistance of the droplet 7 on the flank 4 are not reduced, and wear of the flank is suppressed during cutting.
  • a particularly desirable range of the ratio Ti DF / Ti bF is 1.05 ⁇ Ti DF / Ti bF ⁇ 1.12.
  • the calculated average roughness of the rake face 3 of the coating layer 6 is Ra R
  • the temperature rise of the coating layer 6 on the rake face 3 is suppressed if it is within the range of 0.07 ⁇ m ⁇ Ra R ⁇ 0.3 ⁇ m.
  • the effect of increasing the wear resistance is high, and the welding resistance can be improved.
  • the arithmetic average roughness of the flank 4 of the covering layer 6 is Ra F
  • the surface of the work material after processing is finished finely within the range of 0.05 ⁇ m ⁇ Ra F ⁇ 0.15 ⁇ m. be able to.
  • the composition of the coating layer 6 on the rake face is Ti a Al b M d (C 1-x N x ) (where M is Si, W, Nb, Mo, Ta, Cr, Zr, Hf, and Y). At least one selected, 0.35 ⁇ a ⁇ 0.55, 0.3 ⁇ b ⁇ 0.6, 0.0 ⁇ d ⁇ 0.25, 0 ⁇ x ⁇ 1).
  • the coating layer 6 has a high oxidation start temperature, high oxidation resistance, and can reduce internal stress, and has high fracture resistance.
  • the coating layer 6 since the coating layer 6 has high hardness and high adhesion to the substrate 2, the coating layer 6 has high wear resistance and fracture resistance under difficult cutting conditions such as machining of difficult-to-cut materials, dry cutting, and high-speed cutting. It will be excellent.
  • a (Ti composition ratio) in the coating layer 6 is smaller than 0.35, the crystal structure of the coating layer 6 changes from a cubic crystal to a hexagonal crystal and the hardness decreases, so that the wear resistance decreases.
  • a (Ti composition ratio) is larger than 0.55, the oxidation resistance and heat resistance of the coating layer 6 are lowered.
  • a particularly desirable range for a is 0.45 ⁇ a ⁇ 0.5.
  • b (Al composition ratio) is smaller than 0.3, the oxidation resistance and heat resistance of the coating layer 6 are lowered. If b (Al composition ratio) is larger than 0.6, the crystal structure of the coating layer 6 tends to change from cubic to hexagonal and the hardness decreases.
  • a particularly desirable range of b is 0.48 ⁇ b ⁇ 0.52.
  • the thickness of the coating layer is as thin as 50 nm or less, the cubic crystal structure may be maintained even if b is larger than 0.6 depending on the structure of the layers stacked above and below.
  • d metal M composition ratio
  • a particularly desirable range of d is 0.01 ⁇ d ⁇ 0.22.
  • the metal M is at least one selected from Si, W, Nb, Mo, Ta, Hf, Cr, Zr, and Y. Among them, the inclusion of Si or W is desirable from the viewpoint of excellent hardness, and Nb or It is desirable that Mo is contained because it is most excellent in wear resistance and oxidation resistance.
  • C and N which are non-metallic components of the coating layer 6 are excellent in hardness and toughness required for a cutting tool, and a particularly desirable range of x (N composition ratio) is 0.5 ⁇ x ⁇ 1. .
  • a physical vapor deposition (PVD) method such as an ion plating method or a sputtering method can be applied as a method for forming the surface coating layer 6, and a method for forming such droplets 7 on the surface of the coating layer 6 is an arc.
  • PVD physical vapor deposition
  • An ion plating method is preferably used.
  • the substrate 2 may be a cemented carbide or cermet hard alloy composed of a hard phase mainly composed of tungsten carbide or titanium carbonitride and a binder phase mainly composed of an iron group metal such as cobalt or nickel, or silicon nitride.
  • Hard materials such as ultra-high pressure sintered bodies that fire ceramics and aluminum oxide as a main component, hard phases composed of polycrystalline diamond and cubic boron nitride and binder phases such as ceramics and iron group metals under ultra-high pressure Preferably used.
  • a tool-shaped substrate is produced using a conventionally known method.
  • a coating layer is formed on the surface of the substrate.
  • a physical vapor deposition (PVD) method such as an ion plating method or a sputtering method can be suitably applied as the coating layer forming method.
  • PVD physical vapor deposition
  • the coating layer is formed by an ion plating method, metal titanium (Ti), metal aluminum (Al), and optionally metal M (where M is Si,
  • a metal target, a composite alloy target or a sintered body target each independently containing at least one selected from W, Nb, Mo, Ta, Hf, Cr, Zr and Y) Set to.
  • a sub-target containing a larger amount of Al or Ti than the target is prepared together with the target containing the metal, and the sub-target containing a large amount of Al component is placed on the upper wall surface of the chamber.
  • the sub-target containing a large amount of components is set at the position of the side wall surface of the chamber, and the film is formed under the film-forming conditions described later, so that the composition of the formed coating layer and the composition of the droplets are configured as the present invention. Can do.
  • a method for producing the target when a sintered target obtained by mixing and solidifying metal powder is used, droplets deposited on the surface of the coating layer are used rather than using an alloy target obtained by melting and resolidifying a metal component. The amount tends to increase.
  • Film formation conditions include using these targets to evaporate and ionize the metal source by arc discharge, glow discharge, or the like, and simultaneously use nitrogen (N 2 ) gas as a nitrogen source or methane (CH 4 ) / acetylene as a carbon source (A coating layer and a droplet are formed by an ion plating method or a sputtering method in which a C 2 H 2 ) gas is reacted.
  • the base is set so that the flank face is substantially parallel to the side face of the chamber and the scoop face is substantially parallel to the upper face of the chamber.
  • an arc current of 100 to 200 A for the main target, 70 to 150 A for the sub target containing a large amount of Ti component on the side surface, and 150 to 250 A for the sub target containing a large amount of Al component on the upper surface The composition of the coating layer itself and the composition of the droplet can be controlled to be different, and the droplet present on the rake face has a higher Al content ratio than the composition of the coating layer on the rake face and exists on the flank face.
  • the composition of the droplet can be configured to have a higher Ti content ratio than the composition of the coating layer on the flank. Note that an arc current flows through a sub-target containing a large amount of the Ti component on the side surface only immediately before the film formation is completed.
  • a coating layer having a high hardness can be produced in consideration of the crystal structure of the coating layer, and at the same time, 20 to It is preferable to apply a bias voltage of 200V.
  • a target having two compositions a first target having a composition close to the composition of the first coating layer and a second target having a composition close to the composition of the second coating layer, is used.
  • the target for adjusting the droplet composition is mounted on the side surface of the film forming apparatus, and is mounted at a position close to the position of the first target or the second target on the upper wall surface of the chamber, and the sample is rotated in the apparatus. It can be formed by film formation.
  • tungsten carbide (WC) powder having an average particle diameter of 0.8 ⁇ m, 10% by mass of metallic cobalt (Co) powder having an average particle diameter of 1.2 ⁇ m, and vanadium carbide (VC) powder having an average particle diameter of 1.0 ⁇ m.
  • Chromium carbide (Cr 3 C 2 ) powder of 0.1% by mass and average particle size of 1.0 ⁇ m was added and mixed at a rate of 0.3% by mass, and formed into a throwaway tip shape of DCGT11T302MFCQ shape by press molding. Then, the binder removal process was performed, and it sintered at 1450 degreeC in the vacuum of 0.01 Pa for 1 hour, and produced the cemented carbide alloy. Further, the rake face surface of each sample was polished by blasting, brushing or the like. Further, the prepared cemented carbide was subjected to blade edge processing (honing) by brushing.
  • the film formation temperature and bias voltage shown in Table 1 are applied to the substrate thus prepared, and the arc current shown in Table 1 is passed through the main target, the side sub-target, and the top sub-target, respectively.
  • a coating layer having the composition shown in Table 2 was formed.
  • the sub-target containing a large amount of the Ti component on the side faced an arc current only immediately before the film formation was completed.
  • the composition of each of the three rake faces and flank faces on the surface of the coating layer and 10 droplets each having a diameter of 3 ⁇ m or more formed on the rake face and flank face energy It measured by the dispersion
  • EDS distribution spectroscopy analysis
  • the length of the rake face and the flank face was 2 mm and measured at three locations with a stylus type surface roughness meter (SURFCOM, manufactured by Tokyo Seimitsu Co., Ltd.) and averaged to calculate Ra r , Rz r , Ra f and Rz f .
  • the cutoff value was 0.25 mm and the evaluation length was 1.25 mm.
  • Example 4 Using the cutting insert substrate of Example 1, two types of targets shown in Table 4 were mounted on the side surface and one type on the upper surface, and the coating layer shown in Table 4 was formed in the same manner as in Example 1. Note that a sintered target was used as the main target, and one set was set on the side wall surface of the chamber. In addition, the alloy target or sintered target of each metal shown in Table 4 was used as the sub-target, and one set was set on the wall surface at the set position shown in Table 4 of the chamber.

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Abstract

【課題】耐酸化性、耐摩耗性が高く、かつ耐欠損性に優れた切削工具を提供する。 【解決手段】基体２と、ＴｉａＡｌｂＭｄ（Ｃ１－ｘＮｘ）（ただし、ＭはＳｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．３５≦ａ≦０．５５、０．３≦ｂ≦０．６、０≦ｄ≦０．２５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１、０≦ｘ≦１）からなる被覆層６とからなり、すくい面３の被覆層６上のドロップレット７のＡｌ含有比率が被覆層６の組成のＡｌ含有比率より多く、かつ逃げ面４上のドロップレット７のＴｉ含有比率が被覆層６の組成のＴｉ含有比率より多い切削工具１である。

Description

切削工具
　本発明は基体の表面に被覆層が成膜されている切削工具に関する。
　現在、切削工具や耐摩部材、摺動部材といった耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材では、超硬合金やサーメット等の焼結合金、ダイヤモンドやｃＢＮ（立方晶窒化硼素）の高硬度焼結体、アルミナや窒化珪素等のセラミックスからなる基体の表面に被覆層を成膜して、耐摩耗性、摺動性、耐欠損性、を向上させる手法が使われている。
　また、上記被覆層を成膜する方法としてはアークイオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着法を用いてＴｉやＡｌを主成分とする窒化物層が盛んに研究されており、工具寿命を延命させるための改良が続けられている。これら被覆層が設けられた表面被覆工具は、切削速度の高速化を初めとする切削環境の変化、被削材の多様化に対応するため、被覆材料元素以外にも様々な工夫が施されてきている。
　例えば、特許文献１では、基体の表面にＴｉＡｌＮ等の被膜を被覆した表面被覆工具において、Ｔｉの比率をすくい面よりも逃げ面において高くして、すくい面における溶着や摩耗の進行を抑制できるとともに、逃げ面における境界損傷を抑制させることが記載されている。
　また、特許文献２では、基材の表面に、厚みが１～５μｍのＴｉＡｌＮ系の硬質被膜を形成し、硬質被膜に存在する膜厚以上の大きさを持った粗大粒子が５面積％以下で、その表面粗さＲａが０．１μｍ以下、または表面粗さＲｚが１μｍ以下とすることにより、硬質被膜の耐溶着性や耐摩耗性が向上することが記載されている。
特開２００８－２６４９７５号公報 特開２００２－３４６８１２号公報
　しかしながら、特許文献１に記載されたすくい面よりも逃げ面においてＴｉの比率を高くした構成でも、すくい面における被覆層の耐熱性と耐酸化性が不十分であり、かつ逃げ面においては耐欠損性が不十分であった。
　また、特許文献２に記載されている粗大粒子を極力減らした構成では、表面粗さが小さいことで切り屑が硬質膜に対してベタ当たりした状態となってしまい、硬質膜の温度が上昇してクレータ摩耗の進行の原因となり、耐摩耗性が低下するという問題があった。
　本発明は前記課題を解決するためのものであり、その目的は、局所的に最適な切削性能を発揮できる被覆層を備えた切削工具を提供することにある。
　本発明の切削工具は、すくい面と逃げ面との交差稜線に切刃を有して、基体の表面にＴｉａＡｌｂＭｄ（Ｃ１－ｘＮｘ）（ただし、ＭはＳｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．３５≦ａ≦０．５５、０．３≦ｂ≦０．６、０≦ｄ≦０．２５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１、０≦ｘ≦１）からなる被覆層を被覆し、該被覆層の表面にはドロップレットが存在するとともに、前記すくい面に存在するドロップレットの組成は、前記被覆層の前記すくい面における組成に比べてＡｌの含有比率が高く、かつ前記逃げ面に存在するドロップレットの組成は、前記被覆層の前記逃げ面における組成に比べてＴｉの含有比率が高いものである。
　ここで、上記構成において、前記すくい面に存在するドロップレットのＡｌの含有比率ＡｌＤＲと前記被覆層の前記すくい面におけるＡｌの含有比率ＡｌｂＲとの比が１．０５≦ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲ≦１．２５であり、前記逃げ面に存在するドロップレットのＴｉの含有比率ＴｉＤＦと前記被覆層の前記逃げ面におけるＴｉの含有比率ＴｉａＦとの比が１．０３≦ＴｉＤＦ／ＴｉａＦ≦１．２であることが望ましい。
　また、上記構成において、前記被覆層のすくい面における算術平均粗さをＲａＲとし、前記被覆層の逃げ面における算術平均粗さをＲａＦとしたとき、０．０７μｍ≦ＲａＲ≦０．３μｍおよび０．０５μｍ≦ＲａＦ≦０．１５μｍであること、さらに、前記被覆層のすくい面における最大高さをＲｚＲとし、前記被覆層の逃げ面における最大高さをＲｚＦとしたとき、０．３μｍ≦ＲｚＲ≦０．９μｍおよび０．１５μｍ≦ＲｚＦ≦０．６μｍであることが望ましい。
　さらに、前記被覆層が、Ｔｉａ１Ａｌｂ１Ｍｄ１（Ｃ１－ｘ１Ｎｘ１）（ただし、０≦ａ１≦１、０≦ｂ１≦０．８、０≦ｄ１≦０．４、ａ１＋ｂ１＋ｄ１＝１、０≦ｘ≦１）で表される第１被覆層と、Ｔｉａ２Ａｌｂ２Ｍｄ２（Ｃ１－ｘ2Ｎｘ2）（ただし、０≦ａ２≦１、０≦ｂ２≦０．８、０≦ｄ２≦０．４、ａ２＋ｂ２＋ｄ２＝１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｃ１＝ｃ２は除く。）で表される第２被覆層とが１０層以上繰り返し交互に積層された構成からなるものであってもよい。
　本発明の切削工具は、基体表面に形成される被覆層は、すくい面に存在するドロップレットの組成が被覆層のすくい面における組成に比べてＡｌを多く含有することにより、すくい面に存在するドロップレットの硬度および耐酸化性が高くなる。これによって、切り屑がドロップレットに接触してもドロップレットがすぐに摩滅することなく存在するので、切り屑とすくい面の被覆層とがベタ当たりしなくなる。また、切削油が被覆層と切り屑との隙間に入り込むので、切り屑の潤滑性がよくなる。その結果、すくい面における被覆層の温度上昇が抑制され、クレータ摩耗が小さくなる。
　また、逃げ面に存在するドロップレットの組成は、被覆層の逃げ面における組成に比べてＴｉの含有比率が多いことにより、逃げ面の表面のドロップレットは破壊靭性値が高くなり、逃げ面の被覆層表面に存在するドロップレットが衝撃を吸収するクッション材となり、直接被覆層へ衝撃がかかる場合に比べてかかる衝撃を和らげることができる結果、逃げ面における被覆層の耐欠損性を向上させることができる。
　また、前記すくい面に存在するドロップレットのＡｌの含有比率ＡｌＤＲと前記被覆層の前記すくい面におけるＡｌの含有比率ＡｌｂＲとの比が１．０５≦ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲ≦１．２５であることによって、すくい面における耐摩耗性をさらに高めることができる。また、前記逃げ面におけるドロップレットのＴｉの含有比率ＴｉＤＦと前記被覆層の前記逃げ面におけるＴｉの含有比率ＴｉｂＦとの比が１．０５≦ＴｉＤＦ／ＴｉｂＦ≦１．２であることが、逃げ面における耐欠損性を更に向上させる。
　さらに、前記被覆層のすくい面における算出平均粗さをＲａＲとしたとき、０．０７μｍ≦ＲａＲ≦０．３μｍの範囲内であれば、すくい面における被覆層の温度上昇を抑制して耐摩耗性を高める効果が高く、かつ耐溶着性を向上させることができる。また、前記被覆層の逃げ面における算術平均粗さをＲａＦとしたとき、０．０５μｍ≦ＲａＦ≦０．１５μｍの範囲内であれば、逃げ面の面粗度を小さくすることで、加工時後の被削材の面をきれいに仕上げることができる。なお、ドロップレットの存在による上記効果を高めるためには、前記被覆層のすくい面における最大高さをＲｚｒとし、前記被覆層の逃げ面における最大高さをＲｚＦとしたとき、０．３μｍ≦ＲｚＲ≦０．９μｍおよび０．１５μｍ≦ＲｚＦ≦０．６μｍであることが望ましい。
本発明の切削工具の一例を示す概略斜視図である。 図１の切削工具の第１の実施態様を示す断面模式図である。 図１の切削工具のすくい面の被覆層表面についてのＳＥＭ写真である 図１の切削工具の逃げ面の被覆層表面についてのＳＥＭ写真である。
　本発明の切削工具の一例について、好適な実施態様例である切削工具の概略斜視図である図１、本発明の第１の実施態様についての概略断面図である図２、図１、２の切削工具のすくい面および逃げ面についての被覆層の表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である図３、４を用いて説明する。
　図１～４によれば、本発明の切削工具（以下、単に工具と略す。）１は、主面にすくい面３を、側面に逃げ面４を、すくい面３と逃げ面４との交差稜線に切刃５を有し、基体２の表面に被覆層６を成膜した構成となっている。
　そして、図２、３、４に示すように、被覆層６は表面にドロップレット７と呼ばれる粒状物質が存在する。ここで、このドロップレット７の組成は、すくい面３表面上に形成されるドロップレット７のＡｌの含有比率ＡｌＤＲがすくい面３における被覆層６中のＡｌの含有比率ＡｌｂＲと比較して高いこと、および、逃げ面４表面上に形成されるドロップレット７のＴｉ含有比率ＴｉＤＦは逃げ面４における被覆層６中のＴｉの含有比率ＴｉｂＦより高いことが重要である。
　これによって、切削時に、すくい面３の被覆層６表面に存在する硬度の高いドロップレット７の上を切り屑が通過してもドロップレット７が摩滅することなく長期間存在するため、切り屑がすくい面３における被覆層６の表面にベタ当たりすることなく、被覆層６の温度が上昇することを抑制できる。しかも、切削時に切削油を被覆層６と切り屑との間に十分保持することができるので、切り屑の排出に対する潤滑性に優れる結果、被覆層６の温度上昇をさらに抑制することができて、すくい面３のクレータ摩耗の進行を抑制することができる。一方、被覆層６の逃げ面４表面に生成されるドロップレット７のＴｉの含有比率ＴｉＤＦが逃げ面４の被覆層６中に含まれるＴｉの含有比率Ｔｉｂｆより高いことにより、逃げ面４の被覆層６の表面に存在するドロップレット７がクッション材となり、被覆層６へかかる衝撃を小さくできて被覆層６の耐欠損性を向上させることができる結果、被削材の切削加工面の表面粗さを小さくできる。なお、被覆層の各金属成分の含有比率は電子線マイクロ分析（ＥＰＭＡ）のエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）、またはＸ線光電子分光分析法（ＸＰＳ）にて測定可能である。
　また、このとき、被覆層６のすくい面３表面上に形成されるドロップレット７のＡｌの含有比率ＡｌＤＲはすくい面３の被覆層６に含有されるＡｌの含有比率ＡｌｂＲに対して１．０５≦ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲ≦１．２５であることが望ましい。これは、比率ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲが１．０５以上であるとドロップレット７の耐熱性、耐酸化性が改善される。また、比率ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲが１．２５以下であるとドロップレット７の結晶構造が立方晶から六方晶へ変化することなく耐摩耗性が高いからである。比率ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲの特に望ましい範囲は１．０６≦ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲ≦１．１５である。
　さらに、被覆層６の逃げ面４上に形成されるドロップレット７に含有されるＴｉの含有比率ＴｉＤＦは逃げ面４の被覆層６に含有されるＴｉの含有比率ＴｉａＦに対して１．０３≦ＴｉＤＦ／ＴｉａＦ≦１．２であることが望ましい。比率ＴｉＤＦ／ＴｉａＦが１．０５以上のとき逃げ面４上のドロップレット７の破壊靭性値が向上する結果、切削中に切削工具１がチッピングや欠損することなく被削材の加工面が平滑になる。比率ＴｉＤＦ／ＴｉａＦが１．２以下であると、逃げ面４上のドロップレット７の硬度、耐熱性が低下することなく、切削中に逃げ面の摩耗が抑制される。比率ＴｉＤＦ／ＴｉｂＦの特に望ましい範囲は１．０５≦ＴｉＤＦ／ＴｉｂＦ≦１．１２である。
　さらに、被覆層６のすくい面３の算出平均粗さをＲａＲとしたとき、０．０７μｍ≦ＲａＲ≦０．３μｍの範囲内であれば、すくい面３における被覆層６の温度上昇を抑制して耐摩耗性を高める効果が高く、かつ耐溶着性を向上させることができる。また、被覆層６の逃げ面４の算術平均粗さをＲａＦとしたとき、０．０５μｍ≦ＲａＦ≦０．１５μｍの範囲内であれば、加工時後の被削材の面をきれいに仕上げることができる。なお、ドロップレットの存在による上記効果を高めるためには、被覆層６のすくい面３における最大高さをＲｚＲ、被覆層６の逃げ面４における最大高さをＲｚＦとした時、０．３μｍ≦ＲｚＲ≦０．９μｍおよび０．１５μｍ≦ＲｚＦ≦０．６μｍであることが望ましい。
　なお、被覆層６は、すくい面における組成が、ＴｉａＡｌｂＭｄ（Ｃ１－ｘＮｘ）（ただし、ＭはＳｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＨｆおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．３５≦ａ≦０．５５、０．３≦ｂ≦０．６、０．０≦ｄ≦０．２５、０≦ｘ≦１）から構成されている。被覆層６がこの組成範囲になることによって、被覆層６は酸化開始温度が高くなって耐酸化性が高くかつ内在する内部応力を低減することができて耐欠損性が高い。しかも、被覆層６は硬度および基体２との密着性も高いものであるので、被覆層６は難削材の加工や乾式切削、高速切削等のきつい切削条件における耐摩耗性および耐欠損性に優れたものとなる。
　すなわち、被覆層６において、ａ（Ｔｉ組成比率）が０．３５より小さいと、被覆層６の結晶構造が立法晶から六法晶へ変化し硬度が低下するため、耐磨耗性が低下する。ａ（Ｔｉ組成比率）が０．５５より大きいと、被覆層６の耐酸化性および耐熱性が低下する。ａの特に望ましい範囲は０．４５≦ａ≦０．５である。また、ｂ（Ａｌ組成比率）が０．３よりも小さいと被覆層６の耐酸化性および耐熱性が低下する。ｂ（Ａｌ組成比）が０．６よりも大きいと被覆層６の結晶構造が立方晶から六方晶に変化する傾向があり硬度が低下する。ｂの特に望ましい範囲は０．４８≦ｂ≦０．５２である。なお、被覆層の厚みが５０ｎｍ以下と薄い場合は、その上下に積層される層の構成によってはｂが０．６より大きくても立方晶の結晶構造を維持できる場合がある。また、ｄ（金属Ｍ組成比率)が０．２５よりも大きいと被覆層６の耐酸化性又は硬度低下による耐摩耗性が低下する。ｄの特に望ましい範囲は０．０１≦ｄ≦０．２２である。
　なお、金属ＭはＳｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｙから選ばれる１種以上であるが、中でもＳｉ又はＷを含有することが硬度に優れる点から望ましく、ＮｂまたはＭｏを含有することが耐摩耗性・耐酸化性に最も優れる点から望ましい。
　また、被覆層６の非金属成分であるＣ、Ｎは切削工具に必要な硬度および靭性に優れたものであり、ｘ（Ｎ組成比率）の特に望ましい範囲は０．５≦ｘ≦１である。
　また、被覆層６は、Ｔｉａ１Ａｌｂ１Ｍｄ１（Ｃ１－ｘ１Ｎｘ１）（ただし、０≦ａ１≦１、０≦ｂ１≦０．８、０≦ｄ１≦０．４、ａ１＋ｂ１＋ｄ１＝１、０≦ｘ≦１）で表される第１被覆層と、Ｔｉａ２Ａｌｂ２Ｍｄ２（Ｃ１－ｘ2Ｎｘ2）（ただし、０≦ａ２≦１、０≦ｂ２≦０．８、０≦ｄ２≦０．４、ａ２＋ｂ２＋ｄ２＝１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｃ１＝ｃ２は除く。）で表される第２被覆層とが１０層以上繰り返し交互に積層された構成からなるものであってもよい。
　表面被覆層６の成膜方法としてはイオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が適応可能であり、このようなドロップレット７を被覆層６表面上に形成する方法としてはアークイオンプレーティング法が好適に用いられる。
　なお、基体２としては、炭化タングステンや炭窒化チタンを主成分とする硬質相とコバルト、ニッケル等の鉄族金属を主成分とする結合相とからなる超硬合金やサーメットの硬質合金、窒化ケイ素や酸化アルミニウムを主成分とするセラミックス、多結晶ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素からなる硬質相とセラミックスや鉄族金属等の結合相とを超高圧下で焼成する超高圧焼結体等の硬質材料が好適に使用される。
　（製造方法）
　次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。
　まず、工具形状の基体を従来公知の方法を用いて作製する。次に、基体の表面に、被覆層を成膜する。被覆層の成膜方法として、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。成膜方法の一例についての詳細について説明すると、被覆層をイオンプレーティング法で作製する場合には、金属チタン（Ｔｉ）、金属アルミニウム（Ａｌ）、および所望により金属Ｍ（ただし、ＭはＳｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種以上）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲット、複合化した合金ターゲットまたは焼結体ターゲットを用い、チャンバの側壁面位置にセットする。
このとき、本発明によれば、上記金属を含有するターゲットとともに別途ＡｌまたはＴｉを上記ターゲットより多く含有するサブターゲットを準備し、Ａｌ成分を多く含有するサブターゲットはチャンバの上壁面位置に、Ｔｉ成分を多く含むサブターゲットはチャンバの側壁面位置にセットし、後述の成膜条件にて成膜することによって、成膜された被覆層の組成およびドロップレットの組成を本発明の構成とすることができる。なお、ターゲットの作製方法としては、金属粉末を混合して焼き固めた焼結ターゲットを用いると、金属成分を溶融させて再度固化させた合金ターゲットを用いるより、被覆層の表面に析出するドロップレットの量が多くなる傾向にある。
　成膜条件としては、これらのターゲットを用いて、アーク放電やグロー放電などにより金属源を蒸発させイオン化すると同時に、窒素源の窒素（Ｎ２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ４）／アセチレン（Ｃ２Ｈ２）ガスと反応させるイオンプレーティング法またはスパッタリング法によって被覆層およびドロップレットを成膜する。このとき、基体のセット位置は逃げ面がチャンバの側面とほぼ平行に、かつすくい面がチャンバの上面とほぼ平行な向きにセットする。この時、メインターゲットには１００～２００Ａ、側面のＴｉ成分を多く含有するサブターゲットには７０～１５０Ａ、上面のＡｌ成分を多く含有するサブターゲットには１５０～２５０Ａのアーク電流を流すことによって、被覆層自体の組成とドロップレットの組成とが異なるように制御できて、すくい面に存在するドロップレットはすくい面における被覆層の組成に比べてＡｌの含有比率が高く、かつ逃げ面に存在するドロップレットの組成は逃げ面における被覆層の組成に比べてＴｉの含有比率が高い構成にできる。なお、側面のＴｉ成分を多く含有するサブターゲットは成膜終了直前のみアーク電流を流す。
　なお、イオンプレーティング法やスパッタリング法で上記被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造を考慮して高硬度な被覆層を作製できるとともに基体との密着性を高めるために２０～２００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。
　また、上記積層構造の被覆層を成膜するには、第１被覆層の組成に近い組成の第１ターゲットと第２被覆層の組成に近い組成の第２ターゲットとの２つの組成のターゲットを成膜装置の側面に装着するとともに、ドロップレット組成を調整するためのターゲットはチャンバの上壁面の第１ターゲットまたは第２ターゲットの位置から近い位置に装着して、試料を装置内で回転させながら成膜することによって形成できる。
　平均粒径０．８μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末を主成分として、平均粒径１．２μｍの金属コバルト（Ｃｏ）粉末を１０質量％、平均粒径１．０μｍの炭化バナジウム（ＶＣ）粉末を０．１質量％、平均粒径１．０μｍの炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）粉末を０．３質量％の割合で添加し混合して、プレス成形によりＤＣＧＴ１１Ｔ３０２ＭＦＣＱ形状のスローアウェイチップ形状に成形した後、脱バインダ処理を施し、０．０１Ｐａの真空中、１４５０℃で１時間焼成して超硬合金を作製した。また、各試料のすくい面表面をブラスト加工、ブラシ加工等によって研磨加工した。さらに、作製した超硬合金にブラシ加工にて刃先処理（ホーニング）を施した。
　このようにして作製した基体に対して、表１に示す成膜温度およびバイアス電圧を印加し、メインターゲット、側面のサブターゲット、上面のサブターゲットに対して表１に示すアーク電流をそれぞれ流し、表２に示す組成の被覆層を成膜した。なお、側面のＴｉ成分を多く含有するサブターゲットは成膜終了直前のみアーク電流を流した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　得られた試料に対して、被覆層の表面のすくい面及び逃げ面の各面の任意３箇所およびすくい面および逃げ面表面上に形成された直径３μｍ以上のドロップレット各１０個の組成をエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）（アメテック社製ＥＤＡＸ）によって測定し、これらの平均値を被覆層のすくい面、逃げ面および各面表面上のドロップレットの組成として算出した。さらに、触針式表面粗さ計（東京精密社製ＳＵＲＦＣＯＭ）ですくい面および逃げ面の長さ２ｍｍ、３箇所それぞれ測定し平均してＲａｒ、Ｒｚｒ、Ｒａｆ、Ｒｚｆを算出した。なお、表面粗さの測定においてはカットオフ値を０．２５ｍｍ、評価長さを１．２５ｍｍとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　次に、得られた外径切削工具ＤＣＧＴ１１Ｔ３０２ＭＦＣＱ形状のスローアウェイチップを用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表３に示した。
切削方法：外径旋削加工
被削材　：炭素鋼（Ｓ４５Ｃ）
切削速度：１２０ｍ／分
送り　　：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．２ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：１８０分切削後のすくい面クレータ摩耗の有無、チッピングの有無を光学顕微鏡にて測定した。また、被削材の面粗度は接触式表面粗さ計（東京精密社製ＳＵＲＦＣＯＭ）にて算術平均粗さＲａを測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　表１～３に示す結果より、すくい面に存在するドロップレットのＡｌの含有比率ＡｌＤＲがすくい面における被覆層のＡｌの含有比率ＡｌｂＲ以下の試料Ｎｏ．Ｉ－１１では耐摩耗性が悪いものであった。また、逃げ面に存在するドロップレットのＴｉの含有比率が逃げ面における被覆層のＴｉの含有比率と同じ試料Ｎｏ．Ｉ－１２では、欠損の発生により早期に工具寿命となった。
　これに対して、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．Ｉ－１～１０では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。
　実施例１の切削インサート基体を用いて、表４に示す３種類のターゲットを側面に２種類と上面に１種類装着し、実施例１と同様に表４に示す被覆層を成膜した。なお、メインターゲットは焼結ターゲットを用い、チャンバの側壁面に１個ずつセットした。また、サブターゲットは表４に記載の各金属の合金ターゲットまたは焼結ターゲットを用い、チャンバの表４に示すセット位置の壁面に１個セットした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　得られたインサートについて、実施例１と同様に、被覆層およびドロップレットの組成の定量分析を行うとともに、てＲａｒ、Ｒｚｒ、Ｒａｆ、Ｒｚｆを測定した。結果は表５、表６に示した。なお、被覆層を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察したところ、厚み１０ｎｍ以下の間隔で表５の組成（詳細）に示す第１層（上段）と第２層（下段）が積層された構成となっていた。さらに、得られたインサートを用いて実施例１と同じ切削条件にて切削試験を行った。結果は表６に記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　表４～６より、すくい面に存在するドロップレットのＡｌの含有比率がすくい面における被覆層のＡｌの含有比率より多い試料Ｎｏ．II－１～４では、いずれも被覆層が耐欠損性および耐酸化性に優れて良好な切削性能を発揮した。
　１　切削工具
　２　基体
　３　すくい面
　４　逃げ面
　５　切刃
　６　被覆層
　７　ドロップレット

Claims (4)

  1. 　すくい面と逃げ面との交差稜線に切刃を有して、基体の表面にＴｉａＡｌｂＭｄ（Ｃ１－ｘＮｘ）（ただし、ＭはＳｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、ＺｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種、０．３５≦ａ≦０．５５、０．３≦ｂ≦０．６、０≦ｄ≦０．２５、ａ＋ｂ＋ｄ＝１、０≦ｘ≦１）からなる被覆層を被覆し、該被覆層の表面にはドロップレットが存在するとともに、前記すくい面に存在するドロップレットの組成は、前記すくい面における前記被覆層の組成に比べてＡｌの含有比率が高く、かつ前記逃げ面に存在するドロップレットの組成は、前記逃げ面における前記被覆層の組成に比べてＴｉの含有比率が高い切削工具。
  2. 　前記すくい面に存在するドロップレットのＡｌの含有比率ＡｌＤＲと前記被覆層の前記すくい面におけるＡｌの含有比率ＡｌｂＲとの比が１．０５≦ＡｌＤＲ／ＡｌｂＲ≦１．２５であり、前記逃げ面に存在するドロップレットのＴｉの平均含有比率ＴｉＤＦと前記被覆層の前記逃げ面におけるＴｉの含有比率ＴｉａＦとの比が１．０３≦ＴｉＤＦ／ＴｉａＦ≦１．２である請求項１項記載の切削工具。
  3. 　前記被覆層のすくい面の算術平均表面粗さおよび最大高さをそれぞれＲａＲ、ＲｚＲとし、前記被覆層の逃げ面の算術平均表面粗さおよび最大高さをそれぞれＲａＦ、ＲｚＦとしたとき、０．０７μｍ≦ＲａＲ≦０．３μｍ、０．３μｍ≦ＲｚＲ≦０．９μｍ、０．０５μｍ≦ＲａＦ≦０．１５μｍ、０．１５μｍ≦ＲｚＦ≦０．６μｍである請求項１または２項記載の切削工具。
  4. 　前記被覆層が、Ｔｉａ１Ａｌｂ１Ｍｄ１（Ｃ１－ｘ１Ｎｘ１）（ただし、０≦ａ１≦１、０≦ｂ１≦０．８、０≦ｄ１≦０．４、ａ１＋ｂ１＋ｄ１＝１、０≦ｘ≦１）で表される第１被覆層と、Ｔｉａ２Ａｌｂ２Ｍｄ２（Ｃ１－ｘ2Ｎｘ2）（ただし、０≦ａ２≦１、０≦ｂ２≦０．８、０≦ｄ２≦０．４、ａ２＋ｂ２＋ｄ２＝１、ａ１＝ａ２かつｂ１＝ｂ２かつｃ１＝ｃ２は除く。）で表される第２被覆層とが１０層以上繰り返し交互に積層された構成からなる請求項１乃至３のいずれか記載の切削工具。
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