JP2010005729A - 表面被覆部材 - Google Patents

Abstract

【課題】 高い耐欠損性と耐摩耗性を有する表面被覆部材を提供する。
【解決手段】 硬質相２を結合相３で結合したサーメット基体４と、その表面を被覆する被覆層５とからなり、硬質相２が第１硬質相２ａと第２硬質相２ｂとからなり、サーメット基体４の表面について、第１硬質相２ａの平均粒径をａ_ｓと第２硬質相２ｂの平均粒径をｂ_ｓとの比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２〜１０、表面における硬質相２全体に対する第１硬質相２ａが占める平均面積をＡ_ｓと第２硬質相２ｂが占める平均面積をＢ_ｓとの比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が２〜１０であり、被覆層５は、層厚が３．５〜１０μｍで、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる切削工具１等の表面被覆部材である。
【選択図】 図１

Description

本発明は切削工具や耐摩耗部材等に適する表面被覆部材に関する。

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表面被覆部材としてＴｉを主成分とするサーメットが広く使われている。

例えば、特許文献１では、ＴｉＣＮ等（周期表第５族遷移金属の炭窒化物）からなるＩ型粒子と、Ｔｉとそれ以外の周期表第４、５、６族金属を含んでＷの含有量が芯部で多くて周辺部で少ないII型粒子の２種類の硬質相を含むサーメットが開示されている。

また、特許文献２では、黒色の芯部とこれを取り囲む周辺部との有芯構造からなる第１硬質相と、周辺部のみからなる白色の第２硬質相とからなり、第１硬質相の平均粒径に比べて第２硬質相の平均粒径が２〜８倍である組織からなるサーメットが開示されている。

さらに、特許文献３には、超硬合金基体やサーメット基体の表面にＴｉ、Ａｌ、Ｓｉを含有する被覆層を形成した切削工具が開示されている。
特開平２−１９０４３８号公報 特開２００５−２９２８４２号公報 特開２００４−３５１５４１号公報

しかしながら、上記特許文献１、２のようなサーメットの構成によっても、まだ耐摩耗性および耐欠損性が不十分であり、また、特許文献３の被覆サーメットからなる表面被覆部材においてもさらなる耐欠損性の向上が望まれていた。特に、このサーメット基体を具備する表面被覆部材を切削工具として用いた場合には鋼や炭素鋼等の被削材によって切削性能が大きく変わってしまう場合があり、安定した切削性能を発揮する切削工具が求められていた。

本発明では上記問題を解決するためのものであり、その目的は、サーメット基体の表面において高い耐摩耗性と耐欠損性を有する表面被覆部材を提供することである。

本発明の表面被覆部材は、Ｔｉを主成分とする周期表４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物からなる硬質相をＣｏまたはＮｉを主成分とする結合相で結合したサーメット基体と、該サーメット基体の表面を被覆する被覆層とからなるものであって、前記サーメット基体の断面組織を観察した場合、前記硬質相が、ＴｉＣＮを主成分とする第１硬質相と、周期表第４、５および６族金属の少なくとも1種とＴｉとの複合炭窒化物固溶体の第２硬質相とからなり、前記サーメット基体の表面領域において、前記第１硬質相の平均粒径をａ_ｓとし、前記第２硬質相の平均粒径をｂ_ｓとしたとき、ａ_ｓとｂ_ｓとの比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２〜１０であり、該表面領域における前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＡ_ｓとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＢ_ｓとしたとき、Ａ_ｓとＢ_ｓとの比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が２〜１０であるとともに、前記被覆層は、層厚が３．５〜１０μｍであって、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなることを特徴とする。

ここで、上記構成において、前記第２硬質相はＷおよびＮｂの少なくとも一方を含むとともに、該第２硬質相の中心部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が多く、該第２硬質相の外周部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が少ないことが望ましい。

また、前記第２硬質相の外周部における（ＷとＮｂとの合計質量）／（金属元素全体の合計質量）の比率が２〜２０％であることが望ましい。

さらに、前記サーメット基体の内部における前記第１硬質相の平均粒径をａ_ｉとし、該第２硬質相の平均粒径をｂ_ｉとしたとき、ａ_ｉとｂ_ｉとの比率（ｂ_ｉ／ａ_ｉ）が２〜８であって、前記ｂ_ｓがｂ_ｉより大きく、前記サーメット基体の内部における前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＡ_ｉとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＢ_ｉとしたとき、Ａ_ｉとＢ_ｉとの比率（Ｂ_ｉ／Ａ_ｉ）が１．５〜５であって、前記Ｂ_ｓがＢ_ｉよりも大きいことが望ましい。

また、前記ｂ_ｓが前記ｂ_ｉより大きい表面領域が前記サーメット基体の表面から３０〜３００μｍの厚さの範囲で存在することが望ましい。

本発明の表面被覆部材によれば、表面領域における第１硬質相の平均粒径ａ_ｓと第２硬質相の平均粒径をｂ_ｓとの比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２〜１０であり、かつ第１硬質相が占める平均面積をＡ_ｓと第２硬質相が占める平均面積をＢ_ｓとの比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が２〜１０であるサーメット基体の表面に、層厚が３．５〜１０μｍで、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる被覆層を形成したことを特徴とする。これによって、耐摩耗性に優れるとともに表面領域においては厚くても内部応力が高くならず、耐摩耗性および耐欠損性に優れる。

ここで、上記構成において、前記第２硬質相はＷおよびＮｂの少なくとも一方を含むとともに、該第２硬質相の中心部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が多く、該第２硬質相の外周部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が少ないことが、第２硬質相の中心部では靭性が向上して耐衝撃性が高くなるとともに、第２硬質相の外周部では硬度が向上して塑性変形性が向上する点で望ましい。

また、前記第２硬質相の外周部における（ＷとＮｂとの合計質量）／（金属元素全体の合計質量）が２〜２０％であることが、サーメットの熱伝導性が向上して耐熱衝撃性が向上するため望ましい。

さらに、内部における前記第１硬質相の平均粒径をａ_ｉとし、該第２硬質相の平均粒径をｂ_ｉとしたとき、ａ_ｉとｂ_ｉとの比率（ｂ_ｉ／ａ_ｉ）が２〜８であって、ｂ_ｓがｂ_ｉより大きく、内部における前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＡ_ｉとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＢ_ｉとしたとき、Ａ_ｉとＢ_ｉとの比率（Ｂ_ｉ／Ａ_ｉ）が１．５〜５であって、前記Ｂ_ｓがＢ_ｉよりも大きいことが、第２硬質相が熱伝播に有効に寄与してサーメットの熱伝導率が向上し、サーメットの耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。

また、前記ｂ_ｓが前記ｂ_ｉより大きい表面領域が前記サーメット基体の表面から３０〜３００μｍの厚さの範囲で存在することが、サーメット表面近傍における熱伝導性を高めてサーメットの耐熱衝撃性を向上させるために望ましい。

本発明の表面被覆部材の好適例である切削工具の一例について、図１の被覆層とサーメット基体とを含む断面についての走査型電子顕微鏡写真、および図２のサーメット基体について（ａ）表面付近、（ｂ）内部についての走査型電子顕微鏡写真を基に説明する。

図１、２のように、本発明の切削工具１は、硬質相２を結合相３で結合したサーメット基体４と、サーメット基体４の表面を被覆する被覆層５とからなる。また、サーメット基体４の断面組織写真である図２から明らかなように、硬質相２は、黒色の第１硬質相２ａと、灰白色の第２硬質相２ｂとからなり、サーメット基体４の表面領域について、第１硬質相２ａの平均粒径をａ_ｓとし、第２硬質相２ｂの平均粒径をｂ_ｓとしたとき、ａ_ｓとｂ_ｓとの比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２〜１０であり、表面領域における硬質相２全体に対する第１硬質相２ａが占める平均面積をＡ_ｓとし、第２硬質相２ｂが占める平均面積をＢ_ｓとしたとき、Ａ_ｓとＢ_ｓとの比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が２〜１０となっている。

一方、被覆層５は、層厚が３〜１０μｍであって、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなる。

この組み合わせによって、切削工具１の耐摩耗性および耐欠損性が向上する。特に、切削工具１として用いた場合、鋼のみならず炭素鋼を切削する場合であっても優れた耐摩耗性と耐欠損性を発揮する。

すなわち、比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２より小さいかまたは比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が２より小さいと切削工具１の耐摩耗性が低下する。逆に、比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が１０より大きいかまたは比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が１０を超えると被覆層５が剥離しやすくなって耐摩耗性が悪くなる。また、被覆層５の組成が上記範囲から外れると、高温での耐酸化性が悪くなって切削工具１の耐摩耗性が低下したり、内部応力が高くなって切削工具１の耐欠損性が悪くなる。さらに、被覆層５の厚みが３．５μｍより薄いと切削工具１の耐摩耗性が悪く、逆に被覆層５の厚みが１０μｍを超えると被覆層５がチッピングしやすくなって耐欠損性が低下する。

ここで、本発明における被覆層５の厚みは切刃稜線部における被覆層５の厚みを規定する。また、被覆層５の望ましい組成は、０．４５≦ａ≦０．５０、０．０２≦ｂ≦０．０６、０．０１≦ｃ≦０．０３、０．０３≦ｄ≦０．０８、ｘ＝０である。

なお、硬質相２は、Ｔｉを主成分とする周期表４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物からなり、結合相３はＣｏまたはＮｉを主成分とする組成からなる。また、第１硬質相２ａはＴｉＣＮを主成分としてその他の成分の含有比率は１０質量％以下であり、第２硬質相２ｂは周期表第４、５および６族金属の少なくとも1種とＴｉとの複合炭窒化物固溶体からなる。

ここで、上記構成において、第２硬質相２ｂはＷおよびＮｂの少なくとも一方を含むとともに、第２硬質相２ｂの中心部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が多く、第２硬質相２ｂの外周部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が少ないことが、第２硬質相２ｂの中心部では靭性が向上して耐衝撃性が高くなるとともに、第２硬質相２ｂの外周部では硬度が向上して塑性変形性が向上する点で望ましい。

また、第２硬質相２ｂの外周部における（ＷとＮｂとの合計質量）／（金属元素全体の合計質量）の比率が２〜２０％であることが、サーメット基体４の熱伝導性が向上して耐熱衝撃性が向上するため望ましい。

さらに、サーメット基体４の内部６における第１硬質相２ａの平均粒径をａ_ｉとし、第２硬質相２ｂの平均粒径をｂ_ｉとしたとき、ａ_ｉとｂ_ｉとの比率（ｂ_ｉ／ａ_ｉ）が２〜８であり、ｂ_ｓがｂ_ｉより大きく、かつ、内部６における硬質相２全体に対する第１硬質相２ａが占める平均面積をＡ_ｉとし、第２硬質相２ｂが占める平均面積をＢ_ｉとしたとき、Ａ_ｉとＢ_ｉとの比率（Ｂ_ｉ／Ａ_ｉ）が１．５〜５であって、前記Ｂ_ｓがＢ_ｉよりも大きいこと、すなわち、サーメット基体４の表面には硬質相の平均粒径が大きい表面領域７が存在することが、第２硬質相２ｂが熱伝播に有効に寄与してサーメット基体４の熱伝導率が向上し、サーメット基体４の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。

また、表面領域７はサーメット基体４の表面から３０〜３００μｍの厚さの範囲で存在することが、サーメット基体４の表面近傍における熱伝導性を高めてサーメット基体４の耐熱衝撃性を向上させるために望ましい。

なお、断面組織を走査型電子顕微鏡にて観察した場合に、第１硬質相２ａは黒色の粒子、または黒色の芯部の周辺に灰白色の周辺部が存在する有芯構造からなる粒子として観察される。一方、第２硬質相２ｂは灰白色の粒子、または白色の芯部の周辺に灰白色の周辺部が存在する有芯構造からなる粒子として観察される。なお、上記灰白色とは、写真撮影の条件によって白色に近い色調に見えることもあり、灰色に近い色調に見えることもある。

また、他の実施態様についてのサーメット基体の（ａ）表面付近、（ｂ）内部における走査型電子顕微鏡写真である図３に示すように、表面領域７のさらに表面に、硬質相２の中の第１硬質相２ａの含有比率が高い極表面領域８が存在することもある。しかしながら、本発明においては極表面領域８が存在しないほうが、被覆層５の密着性を強固にする点で望ましい。

ここで、サーメット基体４に含有される硬質相２をなすＴｉを主成分とする周期表４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物の合計含有量は７０〜９６質量％であることが望ましく、特に耐摩耗性の向上の点で８５〜９５質量％であることが望ましい。一方、結合相３の含有量は４〜１４質量％であることによって、基体の硬度および靭性のバランスに優れたものとなる。また、結合相３としては、鉄族金属の総量に対してＣｏを６５質量％以上含有することが切削工具の耐熱衝撃性を高めるために望ましい。なお、サーメット基体４の焼肌面が平滑な面となるようにサーメット基体４の良好な焼結性を維持するためには、鉄族金属としてＮｉを５〜５０質量％、特に１０〜３５質量％の割合で含有せしめることが望ましい。

なお、本発明における硬質相２の粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。この時、硬質相２が有芯構造からなる場合については、芯部と周辺部を含めた周辺部の外縁までを１つの硬質相として測定する。
（製造方法）
次に、上述した工具の製造方法について説明する。

まず、平均粒径０．１〜１．２μｍ、特に０．２〜０．９μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍのＴｉＮ粉末、上述した他の金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、Ｃｏ粉末やＮｉ粉末とを混合した混合粉末を調整する。

さらに、鉄族金属粉末、すなわちＣｏ粉末やＮｉ粉末の平均粒径は２μｍ以下、特に０．０５〜１．５μｍであることが、サーメット基体の焼結性を高めるために望ましい。さらには、結合金属原料粉末として、ＣｏおよびＮｉを所定の比率で含有する固溶体粉末を用いることが、さらに焼結性を高める点で望ましい。なお、他の原料粉末の平均粒径は０．０５〜３μｍであることが望ましい。

そして、この混合粉末にバインダを添加して、プレス成形、押出成形、射出成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形する。

次に、本発明によれば、下記の条件にて焼成することにより、上述した所定組織の超硬合金を作製することができる。焼成条件としては、（ａ）１０５０〜１２５０℃の焼成温度Ａまで５〜１５℃／分で昇温した後、焼成温度Ａから１２７５〜１３７５℃の焼成温度Ｂまでを０．１〜３℃／分で昇温し、（ｂ）ついで窒素分圧３０〜２０００Ｐａの雰囲気下にて焼成温度Ｂから１５００〜１６００℃の焼成温度Ｃまで４〜１５℃／分で昇温して、焼成温度Ｃにて窒素分圧３０〜２５００Ｐａの雰囲気下で、０．５〜２時間焼成した後、（ｄ）１１００℃までを真空で、その後の降温は窒素分圧３０〜２５００Ｐａの不活性ガス雰囲気下で降温する。

本発明によれば、上記焼成時の昇温パターン、および所定量の不活性ガスを導入するタイミングを制御することによって上述した組織のサーメット基体４を作製することができる。

そして、サーメット基体４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。

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）、金属タングステン（Ｗ）、金属シリコン（Ｓｉ）、金属Ｍ（ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種）をそれぞれ独立に含有する金属ターゲットまたは複合化した合金ターゲットに用い、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（Ｎ_２）ガスや炭素源のメタン（ＣＨ_４）／アセチレン（Ｃ_２Ｈ_２）ガスと反応させて成膜する。

また、成膜雰囲気として窒素（Ｎ_２）ガスとアルゴン（Ａｒ）ガスを１〜１０Ｐａの割合で導入することによって、被覆層の基体に対する密着力と硬度が向上する。なお、イオンプレーティング法やスパッタリング法で被覆層を成膜する際には、被覆層の結晶構造および配向性を制御して高硬度な被覆層を作製できるとともに、厚膜化が可能であり、かつ基体との密着性を高めるために３０〜７０Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。

マイクロトラック法による測定にて平均粒径０．６μｍのＴｉＣＮ粉末、平均粒径１．１μｍで表１の炭素量のＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉末、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末を表１に示す割合で調整した混合粉末をステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）にて湿式混合し、パラフィンを３質量％添加、混合した後、２００ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８の工具形状にプレス成形した。

この成形体を用いて、真空雰囲気下で、１２００℃の焼成温度Ａまで１０℃／分で昇温した後、１２００℃の焼成温度Ａから１３５０℃の焼成温度Ｂまでを０．７℃／分で昇温し、ついで窒素分圧１５０Ｐａの雰囲気下にて１３５０℃の焼成温度Ｂから表２に示す焼成温度Ｃまで８℃／分で昇温して、焼成温度Ｃにて窒素分圧１５０Ｐａの雰囲気下で１時間焼成した後、１１００℃までを表１に示す条件で降温し、その後の降温は窒素分圧５００Ｐａの不活性ガス雰囲気下で降温して、サーメット基体を作製した。

この基体（焼結体）に対して、この基体にブラシ加工にて刃先処理（ホーニングＲ）を施した。上記基体をアークイオンプレーティング装置にセットし５００℃に加熱した後、表１に示す被覆層を成膜した。なお、成膜条件は窒素ガスを圧力４Ｐａの雰囲気中、アーク電流１５０Ａ、バイアス電圧３５Ｖ、加熱温度５００℃とした。

得られた切削工具について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、５０００倍の写真にて、表面および内部のそれぞれ任意５箇所について市販の画像解析ソフトを用いて１５μｍ×１５μｍの領域で画像解析を行い、硬質相の存在状態、表面領域、中間領域の存在を確認するとともにこれらの平均粒径を測定し、これらの比率を算出した。結果は表２に示した。なお、表２のｄ_ｉはサーメット基体内部における硬質相全体の平均粒径である。

また、オージェ電子分光分析法（ＡＥＳ）の線分析によってサーメット内部の第２硬質相の中心部と外周部の組成について定量した。なお、オージェ電子分光分析法（ＡＥＳ）の測定条件は、加速電圧は２０ＫｅＶ、試料電流１０ｎＡ、試料傾斜角３０度として測定を行った。そして、周期表４、５および６族金属の総量に対するＷとＮｂの合計含有量の比率を算出した。なお、比率の算出については任意の第２硬質相５個についての平均値をとった。結果は表３に示した。また、被覆層の組成はキーエンス社製走査型電子顕微鏡（VE8800）を用いて倍率５００倍にて観察を行い、同装置に付随のＥＤＡＸアナライザ（AMETEK EDAX-VE9800）を用いて加速電圧１５ｋＶにてエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＸ）法の一種であるＺＡＦ法により組成の定量分析を行った。また、この方法で測定できなかった元素については、ＰＨＩ社製X線光電子分光分析装置（Quantum2000）を用い、X線源はモノクロＡｌＫ（２００μｍ、３５Ｗ、１５ｋＶ）を測定領域約２００μｍに照射して測定を行った。さらに、被覆層の厚みは切刃稜線部における厚みを測定した。結果は表３に示した。

次に、得られた切削工具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に合わせて併記した。
（耐摩耗性試験）
被削材：Ｓ４５Ｃ（炭素鋼）
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間（分）
（耐欠損性試験）
被削材：Ｓ４５Ｃ（炭素鋼）
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまでの衝撃回数（回）

表１〜３より、上記工程のうちの（ｄ）工程の１１５０℃までの降温をガス雰囲気中で行った試料Ｎｏ．８では、表面領域が形成されずに、比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２未満で比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）も２よりも小さくなり、耐摩耗性が低くなった。また、上記工程のうちの焼成温度Ｃでの焼成を１６５０℃で真空中とした試料Ｎｏ．９では、比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が１０を超えるとともに比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）も１０よりも大きくなり、刃先硬度の低下により耐摩耗性が低くなった。さらに、被覆層の組成が本発明の範囲から外れる試料Ｎｏ．１０〜１７では、耐摩耗性および耐欠損性とも低下した。さらには、被覆層の厚みが３．５μｍよりも薄い試料Ｎｏ．１８では耐摩耗性が悪く、被覆層の厚みが１０μｍよりも厚い試料Ｎｏ．１９では被覆層のチッピングによって摩耗が進行してしまった。

これに対し、本発明の範囲内の組織となったサーメットである試料Ｎｏ．１〜７では、優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性も良好であり、その結果、工具寿命も長いものであった。

本発明の表面被覆部材の一例を示し、サーメット基体および被覆層を含む断面における研磨面についての走査型電子顕微鏡写真である。 図１の表面被覆部材のサーメット基体について、（ａ）表面付近、（ｂ）内部についての走査型電子顕微鏡写真である。 本発明の表面被覆部材についてサーメット基体の他の一例を示し、（ａ）表面付近、（ｂ）内部についての走査型電子顕微鏡写真である。

符号の説明

１ 切削工具
２ 硬質相
２ａ 第１硬質相
２ｂ 第２硬質相
３ 結合相
４ サーメット基体
５ 被覆層
６ 内部
７ 表面領域
８ 極表面領域

Claims (5)

1. Ｔｉを主成分とする周期表４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物からなる硬質相をＣｏまたはＮｉを主成分とする結合相で結合したサーメット基体と、該サーメット基体の表面を被覆する被覆層とからなる表面被覆部材であって、
   前記サーメット基体の断面組織を観察した場合、前記硬質相が、ＴｉＣＮを主成分とする第１硬質相と、周期表第４、５および６族金属の少なくとも1種とＴｉとの複合炭窒化物固溶体の第２硬質相とからなり、
   前記サーメット基体の表面領域において、前記第１硬質相の平均粒径をａ_ｓとし、前記第２硬質相の平均粒径をｂ_ｓとしたとき、ａ_ｓとｂ_ｓとの比率（ｂ_ｓ／ａ_ｓ）が２〜１０であり、該表面領域における前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＡ_ｓとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＢ_ｓとしたとき、Ａ_ｓとＢ_ｓとの比率（Ｂ_ｓ／Ａ_ｓ）が２〜１０であるとともに、
   前記被覆層は、層厚が３．５〜１０μｍであって、Ｔｉ_{１−ａ−ｂ−ｃ−ｄ}Ａｌ_ａＷ_ｂＳｉ_ｃＭ_ｄ（Ｃ_ｘＮ_１−ｘ）（ただし、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｙから選ばれる少なくとも１種、０．４５≦ａ≦０．５５、０．０１≦ｂ≦０．１、０．０１≦ｃ≦０．０５、０≦ｄ≦０．１、０≦ｘ≦１）からなることを特徴とする表面被覆部材。
2. 前記第２硬質相はＷおよびＮｂの少なくとも一方を含むとともに、該第２硬質相の中心部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が多く、該第２硬質相の外周部ではＷおよびＮｂの少なくとも一方の含有量が少ないことを特徴とする請求項１記載の表面被覆部材。
3. 前記第２硬質相の外周部における（ＷとＮｂとの合計質量）／（金属元素全体の合計質量）の比率が２〜２０％であることを特徴とする請求項２記載の表面被覆部材。
4. 前記サーメット基体の内部における前記第１硬質相の平均粒径をａ_ｉとし、前記第２硬質相の平均粒径をｂ_ｉとしたとき、ａ_ｉとｂ_ｉとの比率（ｂ_ｉ／ａ_ｉ）が２〜８であって、前記ｂ_ｓがｂ_ｉより大きく、前記サーメット基体の内部における前記硬質相全体に対する前記第１硬質相が占める平均面積をＡ_ｉとし、前記第２硬質相が占める平均面積をＢ_ｉとしたとき、Ａ_ｉとＢ_ｉとの比率（Ｂ_ｉ／Ａ_ｉ）が１．５〜５であって、前記Ｂ_ｓがＢ_ｉよりも大きいことを特徴とする請求項２または３記載の表面被覆部材。
5. 前記ｂ_ｓが前記ｂ_ｉより大きい表面領域が前記サーメット基体の表面から３０〜３００μｍの厚さの範囲で存在することを特徴とする請求項４記載の表面被覆部材。