JP6144763B2

JP6144763B2 - サーメットおよびその製造方法並びに切削工具

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Publication number: JP6144763B2
Application number: JP2015524011A
Authority: JP
Inventors: 秀吉木下
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Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2013-06-28
Filing date: 2014-06-19
Publication date: 2017-06-07
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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およびその製造方法並びに切削工具に関する。

現在、切削工具や耐摩耗性部材、摺動部材等の耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材の材料として、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、主としてＴｉ等の周期表第４族元素の炭窒化物等からなる粒径が１μｍ以下の芯部の外周部を、主として周期表５または６族元素の炭窒化物等からなる周辺部が取り囲んだ第１のＢ１型結晶と、前記芯部の粒径が１μｍよりも大きい第２のＢ１型結晶と、芯部が存在しない第３のＢ１型結晶と、の３種類の硬質相が存在し、第１のＢ１型結晶および第３のＢ１型結晶とが凝集した凝集部が存在するサーメットが開示されている。

特開平１０−１６８５３７号公報

しかしながら、上記特許文献１の組織は、切削工具の耐摩耗性および耐欠損性を高める効果があるものの、耐欠損性がまだ不十分であり、耐欠損性のさらなる向上が求められていた。そこで、本発明のサーメットは、上記問題を解決するためのものであり、その目的は、耐欠損性の高いサーメットおよびその製造方法並びに切削工具を提供することである。

本発明のサーメットは、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を主とする結合相と、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相とを含むサーメットであって、前記硬質相は、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉＣＮからなる第１硬質相と、平均粒径が０．２〜２μｍで前記第１硬質相の平均粒径よりも大きくＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる第２硬質相とを含んでおり、該第２硬質相は、内部におけるＷの最大含有比率が外周部におけるＷの平均含有比率に対する質量比で１．１倍より高い第２ａ硬質相を含み、前記硬質相は、複数の前記第２ａ硬質相同士が連結され、前記第２硬質相の平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部を有し、前記サーメット中の炭素含有比率が６．００〜６．５０質量％であり、前記サーメットの断面視において、前記凝集部は前記サーメットの組織中に２０〜６０面積％の比率で存在する。

本発明のサーメットの製造方法は、ＴｉＣＮ粉末と、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、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Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種とを混合した混合粉末を成形した後、（ａ）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）真空中または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）真空または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_２にて０．５〜２時間保持した後、降温する条件にて焼成するものである。

本発明の切削工具は、上記サーメットを基体とするものである。

本発明のサーメットは、高い耐摩耗性を維持でき、かつ耐欠損性が向上する。

また、本発明のサーメットの製造方法は、上記高い耐摩耗性と耐欠損性のサーメットを作製することができる。

さらに、本発明の切削工具は、上記サーメットを基体とするものであることから、長期間の切削を可能とするものである。

本発明のサーメットの一例を示す断面についての走査型電子顕微鏡写真である。本発明のサーメットの一例についての模式図である。

本発明のサーメットの一例について、図１のサーメットの断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）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種を主とする結合相（図１の写真では白色）２と、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相４とを含み、硬質相４は、ＴｉＣＮからなる第１硬質相５（図１の写真では黒色）と、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる第２硬質相６とを含有している。

本実施態様では、第１硬質相５の平均粒径が０．０５〜１μｍであり、第２硬質相６の平均粒径が０．２〜２μｍで第１硬質相５の平均粒径よりも大きい。さらに、第２硬質相６は、第２硬質相６の平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部１０を形成し、凝集部１０はサーメット１の組織中に２０〜６０面積％の比率で存在している。凝集部１０を形成する第２硬質相６には、内部におけるＷの最大含有比率が外周部におけるＷの平均含有比率に対する質量比で１．１倍より高い（図１の写真では中心部が白色に近い灰色で外周部が灰色）第２ａ硬質相７が存在する。また、サーメット１中の炭素含有比率は６．００〜６．５０質量％からなる。

これによって、サーメット１の耐欠損性が向上する。すなわち、サーメット１は、サーメット１中の炭素含有比率が６．００〜６．５０質量％と従来に比べて低いので、硬度の高い炭化物の性質が発揮されにくくなり、サーメット１の靭性は向上する。また、第１硬質相５が平均粒径０．０５〜１μｍで存在することにより、サーメット１の硬度が低下することを抑制できる。その結果、サーメットの耐摩耗性を低下させずに耐欠損性が向上する。また、第２ａ硬質相７は、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなるとともに、内部におけるＷの最大含有比率が外周部におけるＷの含有比率に対して質量比で１．１倍よりも高く、靭性が高い。しかも、第２ａ硬質相７は所定の大きさ以上に大きい凝集部１０中に存在し、凝集部１０はサーメット１の組織中に２０〜６０面積％の比率で存在する。これによって、凝集部１０はクラックの進展を抑制する効果がある。ここで、本発明における硬質相４の内部とは、硬質相４の外周から最大径の０．１倍の厚みよりも内側の領域を指す。

すなわち、凝集部１０は、特許文献１に示されるような、ＴｉＣＮからなる黒色の芯部とＴｉとＷ等との複合炭窒化物からなる灰色の周辺部との有芯構造粒子のように、芯部と周辺部との界面が存在してこの界面をクラックが進展するものではなく、複数の硬質相４が連結しているので、クラックを偏向させる効果が高い。それゆえ、凝集部１０は、単純な均一組織からなる硬質相に比べて、クラックが複雑に進展してクラックの進展エネルギーを弱める効果が高い。しかも、第２ａ硬質相７は靭性に優れるので、サーメットの耐欠損性をさらに高めることができる。なお、第２ａ硬質相７は凝集部１０外に存在していてもよい。

本実施態様では、サーメット１中の第１硬質相５が占める面積比率をＳＡとし、第２ａ硬質相７が占める面積比率をＳＢとしたとき、ＳＡとＳＢとの比率（ＳＢ／ＳＡ）が１．０〜２．５である。この範囲であれば、サーメット１の耐摩耗性を低下させることなく、耐欠損性を高めることができる。

なお、第２硬質相６は、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなるが、内部におけるＷの最大含有比率が外周部におけるＷの平均含有比率に対する質量比で１．１倍より高い第２ａ硬質相７と、内部におけるＷの最大含有比率が外周部におけるＷの平均含有比率に対する質量比で１．１倍以内の第２ｂ硬質相８とが存在する。凝集部１０中に、第２ａ硬質相７とともに第２ｂ硬質相８が存在していてもよい。サーメット１中に存在する第２ｂ硬質相８の面積比率（ＳＣ）は、サーメット１の組織全体に対して０〜４０面積％である。

また、硬質相４として、ＴｉＣＮからなる芯部と、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる外周部とからなる第３硬質相９が存在していてもよい。凝集部１０中に、第２ａ硬質相７とともに第３硬質相９が存在していてもよい。サーメット１中に存在する第３硬質相９の面積比率（ＳＤ）は、サーメット１の組織全体に対して０〜３０面積％である。

硬質相４（第１硬質相５、第２ａ硬質相７、第２ｂ硬質相８、第３硬質相９）の判定は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）またはオージェ分析にて硬質相内のＷ元素の分布状態を確認することができる。具体的には、サーメット１の断面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にてサーメット１の組織を観察し、観察領域についてＥＰＭＡの面分析を行って、各位置における各金属の含有比率を確認する。そして、ＳＥＭ写真とＥＰＭＡ面分析結果とを照らし合わせて、硬質相４（第１硬質相５、第２硬質相６、第３硬質相）を特定する。第２硬質相６については、相内のＷの濃度分布を確認して、第２硬質相６の外周から第２硬質相６の最大径の０．１倍の厚みの範囲を外周部として、外周部の５点についてのＷの含有比率の平均値を算出する。第２硬質相６の外周部の内側である第２硬質相６の内部におけるＷの含有比率を確認し、外周部の平均値に対して、Ｗ濃度が１．１倍以上の位置の有無を確認して、第２ａ硬質相７と第２ｂ硬質相８とを判別する。第２硬質相６の粒径が小さくてＥＰＭＡの分解能が不十分な場合には、オージェ分析にて金属元素のマッピングを行う。

硬質相４（第１硬質相５、第２ａ硬質相７、第２ｂ硬質相８、第３硬質相９）の平均粒径の測定は以下方法によって行う。まず、走査型電子顕微鏡観察にて６μｍ以上×６μｍ以上の任意領域を３箇所以上観察して写真を撮影する。撮影された写真について各硬質相４を特定し、第１硬質相５および第２硬質相６の平均粒径を算出する。硬質相４を特定する際、くびれがあればくびれを境界として別の硬質相として輪郭を特定する。輪郭内に第１硬質相５が存在する場合には、次のように判定する。第１硬質相５の周囲が完全に第２硬質相６で囲まれていれば、第１硬質相５を輪郭の枠内に入れて、第３硬質相９として特定する。第１硬質相５の周囲が完全に第２硬質相６で囲まれておらず、第２硬質相の外周を外挿した位置に第１硬質相５が存在する場合には、第１硬質相５を輪郭の枠外に外すようにして輪郭を特定する。そして、各輪郭内の面積を求めて、３箇所以上の写真における各輪郭内の平均値を算出し、この平均面積を円に換算して各硬質相４の平均粒径を算出する。

また、凝集部１０の特定は、以下の方法によって行う。まず、走査型電子顕微鏡観察にて１０μｍ以上×１０μｍ以上の任意領域を３箇所以上観察して写真を撮影する。撮影された写真について、第２硬質相６同士が連結した領域を特定する。連結領域の特定において、第２硬質相６間にくびれがある部分については、次のように判例する。くびれの幅が平均粒径以上の場合には、同じ連結領域とみなす。くびれの幅が平均粒径未満の場合には、異なる連結領域とみなす。凝集部の中に、結合相２、第１硬質相５が取り込まれている場合もある。第１硬質相５の周囲が完全に第２硬質相で囲まれていれば、第２硬質相内に第１硬質相が取り込まれているとみなして輪郭の枠内に入れるように連結部を特定する。第１硬質相５の周囲が完全に第２硬質相６で囲まれておらず、第１硬質相５が外側にある場合、第１硬質相５は輪郭の外側に外すように連結部を特定する。特定された連結領域についてそれぞれの最長長さを特定する。そして、最長長さが第２硬質相６の平均粒子の３倍以上の長さである連結領域を凝集部１０として特定する。すなわち、第２硬質相６の平均粒径に対して３倍未満の粒径からなる連結領域が存在する場合もあるが、これは、本発明の凝集部１０には相当しない。３箇所以上の写真における凝集部１０の面積比率の平均値を、凝集部１０の面積比率とする。図１に凝集部１０を特定した輪郭を記載している。

ここで、第１硬質相５の平均粒径が０．０５μｍよりも小さいと、第１硬質相５が凝集してサーメット１中に分散状態が悪くなり、サーメット１の硬度が低下する傾向にある。また、第１硬質相５の平均粒径が１μｍよりも大きいと、サーメット１の硬度が低下する。第１硬質相５の平均粒径の望ましい範囲は、０．３〜０．７μｍである。さらに、第２硬質相６の平均粒径が０．２μｍよりも小さいか、または第１硬質相５の平均粒径よりも小さいと、サーメット１の靭性が低下し、第２硬質相６の平均粒径が２μｍよりも大きいとサーメット１の硬度が低下する。さらに、上記凝集部１０がサーメット１の組織中に２０〜６０面積％の比率で存在していないと、サーメット１の耐欠損性が低下する。凝集部１０の面積比率の望ましい範囲は３０〜５０面積％である。なお、第２硬質相６は凝集部１０外で存在する場合もある。

また、本実施態様では、サーメット１中の第１硬質相５の平均粒径をｄ_Ａ、第２ａ硬質相７の平均粒径をｄ_Ｂとしたとき、比率（ｄ_Ｂ／ａ_Ａ）が３．０〜１０である。これによって、サーメット１の耐摩耗性が向上するという効果がある。

また、サーメット１中の炭素含有比率が６．００質量％よりも少ないと、サーメット１の硬度が低下し、サーメット１中の炭素含有比率が６．５０質量％よりも多いと、サーメット１の耐欠損性が低下する。

さらに、本実施態様によれば、Ｘ線回折測定を用いた２θ−ｓｉｎ２ψ法によってサーメット１の表面における残留応力を測定した際、ＴｉＣＮの残留応力が−５００ＭＰａ〜−１２００ＭＰａ、複合炭窒化物の残留応力が−１０００ＭＰａ〜−１５００ＭＰａ、結合相２の残留応力が−４００ＭＰａ〜−８００ＭＰａである。ただし、マイナス表示は圧縮応力であることを示す。すなわち、サーメット１の表面においては、硬質相４であるＴｉＣＮと複合炭窒化物、および結合相とも圧縮応力が生じている。このようにサーメット１の表面に圧縮応力が生じることによって、サーメット１の表面に発生したクラックの進展をより抑制でき、サーメット１の耐欠損性を低減することができる。なお、ＴｉＣＮの残留応力は、第１硬質相５、および第３硬質相９の芯部のＴｉＣＮの残留応力の総和であり、複合炭窒化物の残留応力は、第２硬質相６、および第３硬質相９の周辺部の残留応力の総和である。ＴｉＣＮに起因するＸ線回折ピークと複合炭窒化物に起因するＸ線回折ピークとは別のピークとして検出される。結合相２を構成するＣｏおよびＮｉは全率固溶体であるために、１本のピークとして検出され、含有比率の多いほうのピークにて特定する。

ここで、本実施態様では、サーメット１に含有される硬質相４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７０〜９０質量％であり、特に、耐摩耗性の向上の点で８０〜９０質量％である。一方、結合相２の含有量は１０〜３０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。結合相の望ましい範囲は１０〜２５質量％である。本実施態様において、サーメット１の金属元素の総量に対する各金属元素の比率は、Ｔｉが４０〜７０質量％、Ｗが１０〜３０質量％、Ｎｂが０〜２０質量％、Ｍｏが０〜１０質量％、Ｔａが０〜１０質量％、Ｖが０〜５質量％、Ｚｒが０〜５質量％、Ｃｏが５〜２０質量％、Ｎｉが３〜１５質量％の比率からなる。この組成範囲であれば、サーメット１は耐摩耗性および耐欠損性の高いものとなる。サーメット１の金属元素の総量に対する各金属元素の比率は、ＩＣＰ分析で測定できる。

上述した本発明のサーメットは、耐摩耗性および耐欠損性が高いことから、切削工具、掘削工具、耐摩耗部材として好適に使用でき、特に切削工具として好適に使用可能である。
（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０．３〜０．９μｍのＴｉＣＮ粉末と、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種と、平均粒径０．２〜５μｍの所定量の金属Ｃｏ粉末や金属Ｎｉ粉末と、平均粒径２〜１０μｍの金属Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種と、所望により炭素粉末を添加して混合し混合粉末を調整する。

本実施態様においては、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種として、平均粒径０．１〜３μｍのＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＭｏＣ、ＴａＣ粉末、ＶＣ粉末、ＺｒＣ粉末が適用可能である。

混合粉末の調整は、上記秤量した原料粉末にバインダや溶媒等を添加して、ボールミル、振動ミル、ジェットミル、アトライタミル等の公知の混合方法で混合する。本実施態様ではアトライタミルを採用する。アトライタミルによる粉末混合によって、原料粉末は粉砕されて粒径が小さくなるが、金属Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種、金属Ｃｏ粉末および金属Ｎｉ粉末は、延性が高いので、粉砕によってかえって凝集してしまう傾向にある。そして、この混合粉末にプレス成形、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、上記成形体を、真空または不活性ガス雰囲気中にて焼成する。本実施態様によれば、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サーメットを作製することができる。具体的な焼成条件としては、（ａ）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）真空中または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）真空または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_２にて０．５〜２時間保持した後、降温する条件で焼成する。

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、混合粉末中で凝集した金属Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種は、他の４、５、６族元素が固溶しながら炭化および窒化されることによって、凝集部を形成する。また、Ｃｏ粉末やＮｉ粉末は互いに固溶しながら溶解して、硬質相の周囲に回り込み、硬質相間を結合する。その結果、上述した組織のサーメット１を作製することができる。

すなわち、（ｂ）工程における昇温速度が０．１℃／分より遅いと、焼成時間が長すぎて現実的ではなく、（ｂ）工程における昇温速度が２℃／分より速いと、凝集した金属Ｃｏ粉末および金属Ｎｉ粉末の焼結が十分に進まず、かつ金属Ｗ粉末の焼結性が劣るため、凝集部１０が形成されにくい。また、（ｃ）工程における昇温速度が４℃／分より遅いと、内部におけるＷの最大含有比率が高い第２硬質相が形成されにくい。（ｃ）工程における昇温速度が１５℃／分より速いと、金属Ｗ粉末の焼結性が高くなりすぎて凝集部１０が形成されにくい。焼成温度Ｔ_２が１５００℃未満では、第２硬質相が形成されにくく、焼成温度Ｔ_２が１６００℃より高いと、凝集部１０における焼結性が活性になって、凝集部１０が１つの均一な硬質相になってしまう。

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６μｍのＷ粉末、平均粒径６μｍのＷＣ_０．５粉末（Ｗ粉末およびＷＣ_０．５粉末を、表中、Ｗ・ＷＣ_１−ｘと記載）、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に示す比率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％添加して、アトライタミルで混合した。その後、スプレードライで造粒した造粒粉を用いて、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た。

そして、（ａ）室温から１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１２００℃から１３５０℃まで表１に示す昇温速度ａ（表中、速度ａと記載）で昇温し、（ｃ）１０００ＰａのＮ_２ガス雰囲気中にて焼成温度１３５０℃から表１に示す焼成温度Ｔ_２まで表１に示す昇温速度ｂ（表中、速度ｂと記載）で昇温し、（ｄ）１０００ＰａのＮ_２ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ_２にて１時間保持した後、降温する焼成条件で焼成した。

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、サーメットの断面の任意５箇所について観察し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）にて各硬質相のタイプを特定し、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、硬質相内の各金属濃度分布を確認して、第１硬質相、第２ａ硬質相、第２ｂ硬質相、第３硬質相、および凝集部の存在の有無を確認した。そして、第１硬質相および第２硬質相の平均粒径（ｄ_Ａ、ｄ_Ｂ）と視野内での面積比率（第１硬質相（ＳＡ）、第２ａ硬質相（ＳＢ）、第２ｂ硬質相（ＳＣ）、第３硬質相（ＳＤ）および結合相）を測定し、比率（ＳＢ／ＳＡ）を算出した。また、炭素分析法を用い、炭素含有量が既知の超硬合金を標準試料として、サーメット中の炭素量を測定した。結果は表２に示した。

また、ＩＣＰ分析によって、サーメット中の金属含有比率を算出した。さらにＸ線回折測定を用いた２θ−ｓｉｎ２ψ法によって、ＴｉＣＮ（４２２）の高角度側ピークから第１硬質相の残留応力、ＴｉＣＮ（４２２）の低角度側ピークから第２硬質相の残留応力、Ｃｏ（３１１）ピークから結合相の残留応力を測定した。なお、表３の残留応力がマイナス表示は圧縮応力であることを示している。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１〜３より、原料中に金属Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末のいずれも添加しなかった試料Ｎｏ．８では、サーメット中の炭素含有比率が６．５０質量％よりも高くなり、かつ凝集部が形成されず、サーメットの耐欠損性が低下して、切削試験において早期に欠損した。また、昇温速度ａが２℃／分よりも速い試料Ｎｏ．９、昇温速度ｂが１５℃／分よりも速い試料Ｎｏ．１１、焼成温度Ｔ_２が１５００〜１６００℃から外れる試料Ｎｏ．１２、１３では、凝集部が形成されず、サーメットの耐欠損性が低下して、切削試験において早期に欠損した。また、試料Ｎｏ．１２、１３では、第２硬質相も形成されなかった。さらに、昇温速度ｂが４℃／分よりも遅い試料Ｎｏ．１０でも、第２硬質相が形成されず、第３硬質相のみの凝集部は形成されたものの、サーメットの耐欠損性は低くなった。

これに対し、本発明の組織を有するサーメットからなる切削工具である試料Ｎｏ．１〜７では、いずれも優れた耐欠損性を発揮し、欠損するまでの切削時間が長いものであった。

１サーメット
２結合相
４硬質相
５第１硬質相
６第２硬質相
７第２ａ硬質相
８第２ｂ硬質相
９第３硬質相
１０凝集部

Claims

ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を主とする結合相と、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相とを含むサーメットであって、
前記硬質相は、平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉＣＮからなる第１硬質相と、平均粒径が０．２〜２μｍで前記第１硬質相の平均粒径よりも大きくＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる第２硬質相とを含んでおり、
該第２硬質相は、内部におけるＷの最大含有比率が外周部におけるＷの平均含有比率に対する質量比で１．１倍より高い第２ａ硬質相を含み、
前記硬質相は、複数の前記第２ａ硬質相同士が連結され、前記第２硬質相の平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部を有し、
前記サーメット中の炭素含有比率が６．００〜６．５０質量％であり、
前記サーメットの断面視において、前記凝集部は前記サーメットの組織中に２０〜６０面積％の比率で存在するサーメット。
前記第２硬質相は、前記第２ａ硬質相と、内部におけるＷの最大含有比率が、外周部におけるＷの平均含有比率に対する質量比で１.１倍以内の第２ｂ硬質相とを含む請求項１
記載のサーメット。
前記硬質相は、さらに、ＴｉＣＮからなる芯部とＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる外周部とからなる第３硬質相が含まれる請求項１または２記載のサーメット。
前記ＴｉＣＮの残留応力が−５００ＭＰａ〜−１２００ＭＰａ、前記複合炭窒化物の残留応力が−１０００ＭＰａ〜−１５００ＭＰａ、前記結合相の残留応力が−４００ＭＰａ〜−８００ＭＰａである請求項１乃至３のいずれかに記載のサーメット。
ＴｉＣＮ粉末と、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、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Ｗ粉末およびＷＣ１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種とを混合した混合粉末を成形した後、（ａ）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Ｔ１まで０．１〜２℃／分の昇温速度ａで昇温し、（ｃ）真空中または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ１から１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔ２まで４〜１５℃／分の昇温速度ｂで昇温し、（ｄ）真空または３０〜
２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ２にて０．５〜２時間保持した後、降温する条件にて焼成するサーメットの製造方法。
請求項１乃至４のいずれかに記載のサーメットを基体とする切削工具。