JP5273987B2

JP5273987B2 - サーメットの製造方法

Info

Publication number: JP5273987B2
Application number: JP2007278416A
Authority: JP
Inventors: 隆司徳永
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2007-10-26
Filing date: 2007-10-26
Publication date: 2013-08-28
Anticipated expiration: 2027-10-26
Also published as: JP2009108338A

Description

本発明は切削工具や耐摩耗部材等に適するサーメットの製造方法に関する。

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、サーメットの表面に結合金属相量が内部に比べて少ない表面被覆層を形成して工具の耐摩耗性を向上できることが開示されている。

また、特許文献２では、第２硬質相と結合金属とからなる表面部と、第２硬質相の比率が減少するにつれて第１硬質相の比率が増加する遷移部と、第１硬質相と結合金属とを主とする中心部とからなり、表面における結合金属濃度が内部よりも少ないサーメットが開示され、内部においては靭性が高く、かつ表面においては硬度が高いサーメットとなることが開示されている。

さらに、特許文献３では、平均粒径０．５〜１μｍの炭窒化チタン粉末と他の炭化物粉末等と鉄族金属粉末を混合・成形して、窒素ガスおよび一酸化炭素雰囲気にて特定の昇温パターンで焼成することにより、炭窒化チタンからなる微粒の第１硬質相と複合炭窒化固溶体からなる粗粒の第２硬質相と鉄族金属からなる結合相とで構成されたサーメットが作製できることが記載され、耐摩耗性、耐欠損性、耐熱衝撃性に優れることが開示されている。

また、特許文献４では、原料としてＭｎ等の特定の金属元素粉末を添加して、特定の金属元素の蒸気圧以上の不活性雰囲気中で昇温して保持することにより焼結させた後、高真空雰囲気下にて降温することによって、特定の金属元素の濃度が内部で多く表面で少ない傾斜組成となり、表面領域も含めたサーメット全体が高硬度、高靭性とできることが開示されている。
特許第２９４８８０３号公報特開平９−２３９６０５号公報特開２００５−２００６６８号公報特開２００４−２９２９０５号公報

しかしながら、上記特許文献１および特許文献２のような表面における結合相濃度が低いサーメットの構成によれば、表面の硬度が高いために耐摩耗性は向上するものの、耐衝撃性は低くてチッピングやそれに続く欠損が発生しやすいという問題があった。また、特許文献３や特許文献４においても、表面における耐衝撃性が充分とは言えず、特に切刃に大きな衝撃がかかるような条件で切削加工を行う切削工具として用いた場合に、切刃となるサーメット表面における耐衝撃性を改善することが望まれていた。

そこで、本発明のサーメットの製造方法は、上記問題を解決するためのものであり、その目的は、サーメットの表面において高い耐衝撃性を有するサーメットを提供することである。

本発明のサーメットの製造方法は、ＴｉＣＮ粉末と、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｖ、ＺｒおよびＮｂのうちの１種以上を含有する炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の粉末と、金属Ｍｎ粉末もしくはＭｎ化合物粉末をＭｎ換算による総量で０．２〜３．０質量％とを混合した混合粉末を成形した後、（ａ）真空中にて室温から１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１２００℃から１３３０
〜１３８０℃の焼成温度Ｔ_１まで０．１〜２℃／分の昇温速度で昇温し、（ｃ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_１から１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔ_２まで４〜１５℃／分の昇温速度で昇温し、（ｄ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて前記焼成温度Ｔ_２にて０．５〜１時間保持した後、（ｅ）前記焼成温度Ｔ_２に対して０〜１００℃高い温度Ｔ_３に昇温して真空中にて０．５〜１時間保持し、（ｆ）０．０８ＭＰａ〜０．６ＭＰａの不活性ガス雰囲気中にて降温する条件で焼成することを特徴とする。

本発明のサーメットの上記製造方法によって、原料として添加したＭｎ元素成分が焼成の昇温中に揮発し、焼成中に窒素が急激かつ過剰に分解して焼結が過度に進行しサーメット１中の硬質相が粗大化することを防止するとともに、サーメット１の表面にボイドや結合相溜りが発生するのを抑制する効果がある。また、サーメット１に残存したＭｎはサーメット１の靭性向上に寄与する。さらに、本発明の上記製造方法によって、特定の表面領域、および望ましくは特定の中間領域を形成できる。

本発明のサーメットの一例について、図１の（ａ）表面付近の断面、（ｂ）内部断面についての走査型電子顕微鏡写真を基に説明する。

本発明のサーメット１は、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上と、０．１〜０．５質量％のＭｎとから構成されている。そして、図１（ｂ）のように、内部の任意断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、黒色の第１硬質相２ａおよび灰白色の第２硬質相２ｂからなる硬質相２と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相３とが観察される。また、表面付近の任意断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である図１（ａ）に示すように、表面から０．５〜５μｍの厚みに、前記内部に比べて第１硬質相２ａの存在比率が第２硬質相２ｂの存在比率よりも多いとともに、結合相３の含有量ｃ_ｓが内部の結合相３の含有量ｃ_ｉに比べて（ｃ_ｓ／ｃ_ｉ）１．２〜２．５倍の表面領域５が観察されることが大きな特徴である。これによって、表面領域５においては衝撃が加わってもクラックの発生自体を抑制することができ、また、例えクラックが発生した場合でもクラックの進展を抑制する効果が高くて耐欠損性に優れる。

すなわち、表面領域５が存在しないと、サーメット１の表面から加わった衝撃によってチッピングが発生しやすく、これが引き金となって欠損や異常摩耗に発展するおそれがある。また、表面領域５において前記内部に比べて第１硬質相２ａの存在比率が第２硬質相２ｂの存在比率以下であると、表面領域５の耐摩耗性が著しく低下してしまう。さらに、表面領域５における結合相３の含有量ｃ_ｓが内部における結合相の含有量ｃ_ｉに比べて１．２倍より少ないと、表面領域５の衝撃吸収効果が発揮できずチッピングが発生しやすくなる。逆に、表面領域５における結合相３の含有量ｃ_ｓが内部における結合相の含有量ｃ_ｉに比べて２．５倍より多いと、表面領域５の耐摩耗性および耐溶着性が著しく低下してしまう。ｃ_ｓ／ｃ_ｉの望ましい範囲は１．２〜２である。

なお、サーメット１中にＭｎを０．１質量％以上含有しないとサーメット１の靭性が低下してしまい、逆にサーメット１中にＭｎを０．５質量％より多く含有するとサーメット１の硬度が顕著に低下する。Ｍｎの望ましい含有量は０．１５〜０．３質量％である。

また、サーメット１の表面に上記表面領域５が存在しない場合には、サーメット１の表面における硬度および靭性を高めることができずサーメット１の耐摩耗性および耐欠損性が不十分となる。なお、表面領域５の厚みが０．５μｍより薄いと衝撃吸収効果が充分でなく、表面領域５の厚みが５μｍより厚くなるとサーメット１の表面における摩耗の進行が早くなってしまう。表面領域５の厚みの望ましい範囲は０．８〜３μｍである。

ここで、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、この構成において、前記内部の任意断面についての組織写真において、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３〜６であることが、第２硬質相２ｂが熱伝播に有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。

さらに、前記内部の任意断面についての顕微鏡写真において、内部における硬質相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１．５〜２．８であることによっても、第２硬質相２ｂが熱伝播に有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する。

また、前記表面付近の顕微鏡写真において、前記表面領域５における第１硬質相２ａの平均粒径をａ_ｓとしたとき、内部における第１硬質相２ａの平均粒径ａ_ｉと平均粒径ａ_ｓとの比率（ａ_ｓ／ａ_ｉ）が０．３〜０．６であることによって、耐摩耗性が向上するという効果がある。

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２として測定する。

また、表面領域５の直下の０．５〜１００μｍの厚みの領域に、硬質相２全体に対する第２硬質相２ｂが占める平均面積をＢ_ｍとしたとき、Ｂ_ｉとＢ_ｍとの比率（Ｂ_ｍ／Ｂ_ｉ）が１．１〜１．４である中間領域６が存在することによって、サーメット１の表面における靭性を向上できるとともに、熱伝導特性を改善して耐熱衝撃性を向上できる。特に、中間領域６が、第２硬質相２ｂからなるマトリックス中に第１硬質相２ａが点在する海島構造になっていることが耐熱衝撃性の向上の点で望ましい。なお、中間領域６におけるＢ_ｍの望ましい範囲は６０〜８９面積％である。

さらに、中間領域６におけるＴｉ含有量および結合相３の含有量が前記内部に比べて少ないことによって、サーメット１の耐摩耗性を向上できる。中間領域６における結合相３の含有量をｃ_ｍとしたとき、ｃ_ｍ／ｃ_ｉの望ましい範囲は０．５〜０．８である。

一方、サーメット１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、サーメット１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１の焼肌面が平滑な面となるようにサーメット１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。

（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０．３〜０．９μｍ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、金属Ｍｎ粉末もしくはＭｎ化合物粉末をＭｎ換算による総量で０．２〜３．０質量％と、所定量のＣｏ粉末やＮｉ粉末とを混合した混合粉末を調整する。ここで、Ｍｎ成分として、焼成中に容易に制御しながらＭｎ成分を揮発させることができる点でＭｎＣｏ_３粉末を用いることが望ましい。

本発明によれば、鉄族金属粉末、すなわちＣｏ粉末やＮｉ粉末の平均粒径は３μｍ以下であることが、サーメットの焼結性を高めるために望ましい。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）真空中にて室温から１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１２００℃から１３３０〜１３８０℃の焼成温度Ｔ_１まで０．１〜２℃／分の昇温速度ａで昇温し、（ｃ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_１から１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔ_２まで４〜１５℃／分の昇温速度ｂで昇温し、（ｄ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_２にて０．５〜１時間保持した後、（ｅ）前記焼成温度Ｔ_２に対して０〜１００℃高い温度Ｔ_３に昇温して真空中にて０．５〜１時間保持し、（ｆ）０．０８ＭＰａ〜０．６ＭＰａの不活性ガス雰囲気中にて降温する条件で焼成する。

すなわち、上記焼成条件のうち、（ｂ）工程における焼成雰囲気を真空中でなく不活性ガス雰囲気とするとＭｎの揮発が抑制されて、焼成後のサーメット中のＭｎ含有量を制御できないとともに上記表面領域５が形成されない。また、（ｂ）工程における昇温速度ａを２℃／分よりも速くした場合にも表面領域５が形成されない。さらに、（ｃ）工程における雰囲気を真空もしくは３０Ｐａ未満の不活性ガス雰囲気とした場合にも、上記表面領域５を形成することができない。逆に２０００Ｐａを超える高い不活性ガス雰囲気とした場合にも上記表面領域５は形成されない。また、（ｄ）工程における焼成温度Ｔ_２が１５００℃未満の場合には焼結しない。焼成温度Ｔ_２が１６００℃を超えるとサーメット中のＭｎ含有量が０．１質量％より少なくなってしまう。

そして、焼成温度Ｔ_２で真空雰囲気にて保持する（ｅ）工程と不活性ガス雰囲気にて降温する（ｆ）工程がないと、上記表面領域５は形成されない。なお、（ｅ）工程において、焼成温度Ｔ_２よりも０〜１００℃、望ましくは１０〜８０℃高い温度Ｔ_３で保持することによって、本発明の表面領域５および中間領域６の構成を確実に制御することができる。

つまり、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１を作製することができる。

そして、所望により、サーメット１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。

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２．０μｍのＭｏＣ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５．０μｍのＭｎＣＯ_３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の切削工具（スローアウェイチップ）形状にプレス成形し、表２に示す焼成条件で焼成した。なお、工程（ｅ）において焼成温度Ｔ_２よりも高い温度Ｔ_３に昇温する際には昇温速度を１３℃／分とした。

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、表面付近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８μｍ×８μｍ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３、４に示した。なお、試料Ｎｏ．１〜４、６、７については中間領域が、第２硬質相からなるマトリックス中に第１硬質相が点在する海島構造になっていた。

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４に合わせて併記した。

（耐摩耗性試験）
被削材：ＳＮＣＭ４３９
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの切削時間（分）
（耐欠損性試験）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１〜０．５ｍｍ／ｒｅｖ（＋０．０５ｍｍ/ｒｅｖ各送り１０秒）
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまでの切削時間（秒）

表１〜４より、Ｍｎを添加しない試料Ｎｏ．８では、表面領域が形成されず早期に摩耗した。また、焼成温度Ｔ_２が１６００℃よりも高くＭｎの含有量が０．１質量％より少ない試料Ｎｏ．１０ではチッピングの発生により耐摩耗性が悪くなった。さらに、Ｍｎの含有量が０．５質量％を超える試料Ｎｏ．９でも表面層が形成されずかつ耐摩耗性が悪いものであった。また、焼成条件が合わずに表面領域が形成されなかった試料Ｎｏ．１１および試料Ｎｏ．１２は耐摩耗性が低下した。

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、いずれも優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐摩耗性も良好であり、その結果、工具寿命も長いものであった。

実施例１で作製した試料Ｎｏ．４の切削工具形状のサーメットをアークイオンプレーティング法にて被覆層の成膜を行った。具体的には、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℃に加熱した後にＴｉ_０．３Ａｌ_０．５Ｎｂ_０．２Ｎの被覆層を成膜した。なお、成膜条件は窒素ガスとアルゴンガスの混合ガスを総圧力２．５Ｐａの雰囲気中、アーク電流１００Ａ、バイアス電圧５０Ｖ、加熱温度５００℃とした。なお、被覆層の層厚は１．０μｍとした。

得られた切削工具を用いて実施例１と同様の切削条件にて切削試験を行った。

その結果、切削開始後の摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間は８０分と良好な切削性能を示した。

本発明のサーメットの一例を示し、（ａ）表面付近の断面、（ｂ）内部断面についての走査型電子顕微鏡写真である。

符号の説明

１サーメット
２硬質相
２ａ第１硬質相
２ｂ第２硬質相
３結合相
５表面領域
６中間領域

Claims

ＴｉＣＮ粉末と、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｖ、ＺｒおよびＮｂのうちの１種以上を含有する炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の粉末と、金属Ｍｎ粉末もしくはＭｎ化合物粉末をＭｎ換算による総量で０．２〜３．０質量％とを混合した混合粉末を成形した後、（ａ）真空中にて室温から１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１２００℃から１３３０〜１３８０℃の焼成温度Ｔ_１まで０．１〜２℃／分の昇温速度で昇温し、（ｃ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_１から１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔ_２まで４〜１５℃／分の昇温速度で昇温し、（ｄ）３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて前記焼成温度Ｔ_２にて０．５〜１時間保持した後、（ｅ）前記焼成温度Ｔ_２に対して０〜１００℃高い温度Ｔ_３に昇温して真空中にて０．５〜１時間保持し、（ｆ）０．０８ＭＰａ〜０．６ＭＰａの不活性ガス雰囲気中にて降温する条件で焼成することを特徴とするサーメットの製造方法。