JP6882416B2 - サーメットおよび切削工具 - Google Patents

Description

本発明はサーメットおよび切削工具に関する。

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構造部材の材料として、チタンを主成分とするサーメットが広く使われている。このような用途に使用するサーメットは、相手材との反応性が低いほうが、サーメット製の部材の寿命を長くすることができる。

例えば、特許文献１では、超硬合金の表面からＣｏが拡散することを抑制するために超硬合金の表面を硼化処理することが開示されている。

特開平７−１３８７３４号公報

サーメットにおいても、被削材へＣｏが拡散することを抑制することが求められていた。

本実施形態のサーメットは、ＴｉとＷとを含有するとともに、ＣｏおよびＮｉの少なくとも一方を含有するサーメットであって、前記ＴｉとＷとを含有する周期表第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、前記ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種とＷとを含有する結合相とを含み、前記サーメットの表面に、ＦＣ２５０材を接触させて１３０ｋＰａの圧力をかけた状態で、真空度が１Ｐａの真空中、１０５０℃で６０分間保持する反応試験の後、前記ＦＣ２５０材へのＣｏの平均拡散距離が３９μｍ以下である。

本実施形態の切削工具は、上記サーメットを基体とするものである。

本実施形態のサーメットによれば、鉄系の金属部材との反応性が低く、切削工具や耐摩耗性部材、摺動部材等の相手材の溶着を抑制できるとともに、サーメットの耐摩耗性の低下を抑制できる。

本実施形態の切削工具によれば、被削材等の相手材に対する反応性が抑制できるので、切削加工等の作動中にサーメットの表面が変質しにくく、長期間使用することができる。

本実施形態のサーメットの内部の一例についての模式図である。 （ａ）は本実施形態のサーメットの一例について、反応試験後のサーメットとＦＣ２５０材との接触面付近についてのＷの分布状態を示す電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）面分析データであり、（ｂ）は従来のサーメットの一例について、反応試験後のサーメットとＦＣ２５０材との接触面付近についてのＷの分布状態を示すＥＰＭＡ面分析データであり、（ｃ）は（ａ）のＷの分布状態についての幅方向の平均値の分布を示す線分析データであり、（ｄ）は（ｃ）のＷの分布状態についての幅方向の平均値の分布を示す線分析データである。 （ａ）は図２（ａ）の反応試験後のサーメットとＦＣ２５０材との接触面付近についてのＣｏの分布状態を示すＥＰＭＡ面分析データであり、（ｂ）は図２（ｃ）の反応試験後のサーメットとＦＣ２５０材との接触面付近についてのＣｏの分布状態を示すＥＰＭＡ面分析データであり、（ｃ）は（ａ）のＣｏの分布状態についての幅方向の平均値の分布を示す線分析データであり、（ｄ）は（ｃ）のＣｏの分布状態についての幅方向の平均値の分布を示す線分析データである。 （ａ）は図２（ａ）の反応試験後のサーメットとＦＣ２５０材との接触面付近についてのＦｅの分布状態を示すＥＰＭＡ面分析データであり、（ｂ）は図２（ｃ）の反応試験後のサーメットとＦＣ２５０材との接触面付近についてのＦｅの分布状態を示すＥＰＭＡ面分析データであり、（ｃ）は（ａ）のＦｅの分布状態についての幅方向の平均値の分布を示す線分析データであり、（ｄ）は（ｃ）のＦｅの分布状態についての幅方向の平均値の分布を示す線分析データである。 （ａ）は、本実施形態のサーメットについて、反応試験後、サーメットの断面を鏡面研磨した後に、村上試薬で１分間エッチングして、金属顕微鏡で観察した金属顕微鏡写真であり、（ｂ）は、従来のサーメットについて、反応試験後、サーメットの断面を鏡面研磨した後に、村上試薬で１分間エッチングして、金属顕微鏡で観察した金属顕微鏡写真である。 本実施形態のサーメットの一例について、（ａ）は表面付近を含む研磨面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真であり、（ｂ）は（ａ）についてのＣｏの分布状態を示す電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）マッピングデータであり、（ｃ）は（ａ）についてのＷの分布状態を示すＥＰＭＡマッピングデータである。

本実施形態のサーメットの一例について、図１のサーメットの内部の一例についての模式図を基に説明する。

第１実施形態のサーメット１は、ＴｉとＷとを含有するとともに、ＣｏおよびＮｉの少なくとも一方を総量で８質量％〜３０質量％含有する。また、サーメット１の組織は、少なくともＴｉとＷとを含む周期表第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２と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種とＷとを含有する結合相３と含有する。サーメット１の顕微鏡観察において、硬質相２の面積比は６５〜９５面積％、結合相３の面積比は５〜３５面積％である。面積比は、サーメット１の顕微鏡写真から画像解析法にて算出できる。本実施態様では、硬質相２はＴｉを主成分とする。

結合相３は、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が０．８以下の第１結合相４と、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が１．２以上の第２結合相５とを含有する。第１結合相４、第２結合相５の判別は、サーメット１の顕微鏡観察にて、各金属元素の分布を確認し、各位置における金属元素の比率の結果に基づいておこなう。

ここで、第１結合相４および第２結合相５の輪郭を特定する方法について説明する。第１結合相４や第２結合相５の外形状を見たときにくびれ部がある場合、そのくびれ部の最短長さを境界として仮定し、以下のように判定する。例えば、図１のように、第２結合相５の外形状を見たときにくびれ部がある場合、このくびれ部の最短長さｄに対して、くびれ部を挟んで２つの領域に位置する第２結合層５の最長長さＬ_１、Ｌ_２がいずれも３倍以
上あるときには、くびれ部を境界とし、この境界を挟んで２つの第２結合相５が存在すると判定する。一方、くびれ部の最細長さを挟んで隣り合う２つの領域の最長長さのどちらかが３倍未満であるときには、境界があるとはせずに２つの領域を１つと判定する。なお、図１に、第１結合相４同士、第２結合相５同士、および第１結合相４と第２結合相５との境界を点線で示している。

また、第１結合相４と第２結合相５との境界については、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））を確認して特定する。また、第１結合相４と第２結合相５との間には、いずれにも属しないその他の結合相が存在する場合がある。この場合においても第１結合相４、第２結合相５、他の結合相の境界は、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））を確認して特定する。なお、サーメット１の顕微鏡写真は、第１結合相４と第２結合相５とが存在し、かつ第１結合相４と第２結合相５とがそれぞれ３個（３箇所）以上存在する倍率で測定する。

第１結合相４と第２結合相５とを有するサーメット１は放熱性が高い。すなわち、第２結合相５は第１結合相４よりも熱伝導性が高いので、サーメット１中の熱伝導性が高くなって、サーメット１の放熱性が高くなる。そのため、このサーメット１を、例えば、切削工具の基体として用いたときには、切削時に切刃の温度が高くなりにくく、切刃における耐摩耗性が向上する。また、第１結合相４と第２結合相５はサーメット１中の硬質相２に対して弾性が高い。そのため、第２結合相５は、ＷとＣｏとの複合炭窒化物に比べて弾性が高いので、サーメット１に衝撃がかかったときに第２結合相５が弾性変形して衝撃を吸収することができる。そのため、サーメット１の耐欠損性を高めることができる。また、第１結合相４は、硬質相２との濡れ性が高く、クラックの進展を抑制して、この点でもサーメット１の耐欠損性を高めることができる。

本実施形態のサーメット１は、サーメット１の表面に、ＦＣ２５０材（以下ＦＣ材と略すことがある。）１５を接触させて１３０ｋＰａの圧力をかけた状態で、真空度が１Ｐａの真空中、１０５０℃で６０分間保持する反応試験の後、ＦＣ材１５へのＷの平均拡散距離が３０μｍ以下である。

これによって、サーメット１をＦＣ材１５等の鉄系の部材と接触させて使う構造部材として用いたときに、サーメット１の表面が変質することを抑制して、サーメット１を長期間に亘って使用することができる。

ここで、反応試験後のＦＣ材１５へのＷの平均拡散距離は、以下の方法で測定する。反応試験後のサーメット１とＦＣ材１５との積層体について、サーメット１とＦＣ材１５との接触面に垂直な断面を切り出す。この断面について、サーメット１とＦＣ材１５との接触面付近について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によってＷの含有量を測定する（図２（ａ）の面分析データ）。なお、サーメット１の接触面に平行な幅方向についての測定領域は１５０μｍ以上とし、この範囲内の測定点の平均値を測定して、図２（ｃ）の線分析データとする。また、図示しないが、サーメット１の接触面からの深さが２００μｍ〜２０５μｍにおけるＷの含有量を測定して平均値を求め、サーメット１の内部のＷ含有量とする。そして、ＦＣ材１５中のＷの含有量を測定して、深さ方向の２０μｍの長さ内のＷ含有量の変化率が、サーメット１の内部のＷ含有量に対して１％以下となる位置（Ｐ）を特定し、接触面からＰまでの距離をＷの平均拡散距離とする。つまり、ＦＣ材１５のサーメット１との接触面から３０μｍの深さの範囲内に存在するＰにおけるＷの含有量と、点Ｐから接触面とは逆側に２０μｍの位置におけるＷの含有量との差は、サーメット１の内部のＷ含有量の１％となる。ＦＣ材１５へのＷＣの平均拡散距離の望ましい範囲は２６μｍ以下である。

本実施形態によれば、反応試験の後に、表面部１０における、Ｗの含有比Ｗｓがサーメット１の表面から２００μｍ深さよりも内部（以下、単に内部と略すことがある。図２〜５には内部８が記載されていない。）８におけるＷの含有比Ｗｉに対する比（Ｗｓ／Ｗｉ）で０．９２以上であるのがよい。これによって、図５（ａ）に示すように、反応試験前の表面領域７にη相９が生成することを抑制する。すなわち、従来のサーメットは、反応試験中に結合相を構成する金属元素の移動が進行しやすく、表面付近において、Ｃｏ比率が高く、かつＷ比率が低くなりやすい。これによって、図５（ｂ）に示すように、η相９が析出する。これに対して、比（Ｗｓ／Ｗｉ）で０．９２以上とＷの存在比の減少量が少ない表面部１０が存在すると、反応試験中に、サーメット１の表面付近におけるＣｏ比率の増加およびＦＣ材１５への拡散を低減することができる。

ＦＣ材１５へのＣｏの平均拡散距離、およびサーメット１へのＦｅの平均拡散距離についても、同様にして測定する。図３は、図２のサーメット１とＦＣ材１５との接触面に垂直な断面についてのＣｏの含有量の分布を示し、図４は、図２のサーメット１とＦＣ材１５との接触面に垂直な断面についてのＦｅの含有量の分布を示す。ＦＣ材１５へのＣｏの平均拡散距離が４０μｍ以下である場合、およびサーメット１へのＦｅの平均拡散距離が３０μｍ以下である場合には、サーメット１の表面における耐溶着性が高い。

本実施形態によれば、反応試験の後、サーメット１の断面を鏡面研磨した後に、村上試薬で１分間エッチングして、金属顕微鏡にて観察したとき、図５（ａ）に示すように、サーメット１の表面から２００μｍ深さの範囲内に、η相９が存在しないか、またはη相９の存在比率が２面積％以下の表面部１０が存在するのがよい。これによって、Ｗ元素が反応試験中に拡散するのを抑制して、サーメット１の表面の変質の進行を抑制することができる。すなわち、従来のサーメットは、反応試験後、表面部１０にη相９の存在比率が多く存在する。η相９は硬質相２よりも硬度が低いために、η９相が５面積％より多く存在すると、表面部１０における強度が低下して、サーメット１の耐摩耗性および耐欠損性が低下する。

なお、反応試験において、例えば、サーメット１のＦＣ材１５を接触させる面は、焼き上げ面であってもよいが、焼き上げ面から５μｍ以内の厚みを研磨して表面領域７の一部が残る表面であってもよく、または表面領域７を除去した研磨面であってもよい。サーメット１のＦＣ材１５を接触させる面の表面粗さは、算術平均粗さＲａで０．５μｍ以下とする。

結合相３全体の総面積比に対する第１結合相４の総面積比Ｓ１と第２結合相５の総面積比Ｓ２との合計の比が０．９以上である。すなわち、結合相３の大部分は、第１結合相４と第２結合相５とからなり、その他の結合相は結合相３全体に対する面積比が０．１未満で存在してもよい。第１結合相４または第２結合相５でないその他の結合相は、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が、０．８＜（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））＜１．２であるが、第１結合相４と第２結合相５との間や、結合相３（第１結合相４または第２結合相５）の硬質相２との界面付近に存在する場合がある。なお、図１では、その他の結合相が存在しない組織を示している。

本実施形態においては、サーメット１の表面から２００μｍ深さの範囲内に、結合相３全体の総面積比に対する第１結合相４の総面積比Ｓ１と第２結合相５の総面積比Ｓ２との比（Ｓ２／Ｓ１）が、内部８における比（Ｓ２／Ｓ１）よりも高い表面領域７が存在する。図６に示すように、Ｃｏ含有量は減少するが、表面領域７においては、Ｗ含有量はＣｏ含有量ほど減少しないものとなる。

これによって、サーメット１を鉄系の相手材と接触させて使用する場合に、サーメット
１の表面において相手材との反応性をより抑制して、サーメット１の表面が変質することをさらに抑制できる。その結果、長期間に亘って、サーメット１を使用できる。すなわち、第２結合相５は第１結合相４よりも耐熱性が高いため、サーメット１の表面における第２結合相５の比率を高めることによって、サーメット１が高温になったときの金属元素の拡散を抑制することができる。その結果、サーメット１の表面における変質を抑制することができる。表面領域７の厚みは、反応試験後の表面部１０の厚みと同じであってもよいが、必ずしも同じ厚みである必要はない。表面領域７の厚みは１０μｍ〜３０μｍであるのがよい。

なお、内部８におけるＳ２とＳ１との比（Ｓ２／Ｓ１）は０．２〜１．５である。これによって、サーメット１の耐摩耗性および耐欠損性をともに高めることができる。内部８におけるＳ２とＳ１との比（Ｓ２／Ｓ１）の特に望ましい範囲は、０．３〜１．２である。ここで、第１結合相４の総面積比Ｓ１とは、顕微鏡写真における各第１結合相４の面積比の総和である。第２結合相５の総面積比Ｓ２も同様に各第２結合相５の面積比の総和である。結合相３全体の総面積比も同様に結合相３を構成する全ての結合相の面積比の総和である。

表面領域７における第１結合相４と第２結合相５との特定は、内部８における特定方法と同じであり、いずれも第１結合相４と第２結合相５とが共存する視野内で観察し、３つの視野で測定する。

また、本実施態様では、内部８における第１結合相の平均面積比ｓ１と第２結合相の平均面積比ｓ２との比（ｓ２／ｓ１）が、１．１〜２．０である。これによって、サーメット１の放熱性が高く、かつサーメット１に圧縮応力が生じて、サーメット１の耐摩耗性および耐欠損性を高めることができる。比（ｓ２／ｓ１）の特に望ましい範囲は、１．２〜１．７である。内部８における各第１結合相の平均面積は、０．０４μｍ^２〜０．１０μｍ^２であり、内部８における各第２結合相の平均面積は、０．０６μｍ^２〜０．１２μｍ^２である。

平均面積比ｓ１は顕微鏡写真中に存在する各第１結合相４の面積比の平均値であり、平均面積比ｓ２は顕微鏡写真中に存在する各第２結合相５の面積比の平均値であるが、画像解析法によって測定される。

さらに、本実施態では、図１に示すように、サーメット１の内部８を顕微鏡観察した際に、一視野の総面積における、第１結合相４の面積比Ｓ１が１５〜２２面積％であり、第２結合相５の面積比Ｓ２が２〜２０面積％であり、Ｓ１とＳ２の合計が１７〜３５面積％である。

硬質相２は、ＴｉＣＮ相２ａ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固溶体相２ｂとを含有する。この構造によって、硬質相２の靭性が向上して、耐摩耗性を低下させずに耐欠損性を向上させることができる。また、その一部は、ＴｉＣＮ相２ａからなる芯部を固溶体相２ｂからなる周辺部で取り囲んだ有芯構造をなしていてもよい。また、図１に見られる硬質相２以外の硬質相として、例えば、Ｔｉを含有しない硬質相や、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物や窒化物からなる硬質相等のその他の硬質相が存在してもよいが、顕微鏡写真において、硬質相全体の面積比に対するその他の硬質相の面積比は、合計で１０面積％以下である。本実施形態では、ＳＥＭ観察におけるＥＰＭＡ分析にて、周期表第４、５および６族金属の分布を確認し、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属が観察されたものを複合炭窒化物からなる固溶体相２ｂと認定する。

本実施態では、ＴｉＣＮ相２ａの平均粒径ｄａは０．０５〜０．５μｍであり、固溶体相２ｂの平均粒径ｄ_ｂが０．５〜２μｍでＴｉＣＮ相２ａの平均粒径ｄ_ａよりも大きい。粒径比（ｄ_ｂ／ｄ_ａ）は３．０〜１０である。これによって、サーメットの耐摩耗性を低下させずに耐欠損性を向上させることができる。顕微鏡写真におけるＴｉＣＮ相２ａの面積比Ｓａは、視野全体に対する面積比で２０〜３５面積％であり、固溶体相２ｂの面積比Ｓｂは、視野全体に対する面積比で３５〜５０面積％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、硬質相２、結合相３の特定は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）またはオージェ分析にて各元素の分布状態および含有比を確認することによって判別できる。また、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、有芯構造をなす固溶体相２ｂの粒径は、芯部を構成するＴｉＣＮ相２ａの存在を無視して算出する。

本実施態様では、サーメット１中の炭素含有量が６．５０質量％〜８．００質量％である。この範囲であれば、サーメット１の耐摩耗性および耐欠損性がともに高い。サーメット１中の炭素含有量は、サーメット１の表面にサーメット１の内部８とは異なる組成である可能性もあるので、サーメット１の表面から５００μｍ以上研磨除去した組織の一部を粉末にして炭素分析によって測定できる。炭素含有量の特に好適な範囲は６．５０質量％〜７．００質量％である。

サーメット１中の窒素含有量は６．２０質量％〜７．２０質量％である。この範囲であれば、サーメット１の耐摩耗性が高い。サーメット１中の窒素含有量は、炭素含有量の分析をする箇所と同じ範囲で測定できる。

また、本実施形態では、サーメット１に含有される金属元素の総量に対する各金属元素の含有量は、Ｔｉが３０質量％〜５５質量％、Ｗが１０質量％〜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質量％〜２５質量％、Ｎｉが０〜１５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。

特に、サーメット１中の金属元素総量に対するＷ元素の含有比率が１５質量％〜３０質量％の比率であると、サーメット１の靭性および耐欠損性が向上する。

サーメット１は、さらにＭｎ成分を含有するものであってもよい。これによって、硬質相２の粒成長を抑制する効果があり、サーメット１の硬度および強度が向上する。原料として添加されるＭｎ成分の一部は焼成中に揮発してもよく、サーメット１中に含有されるＭｎ含有量は原料中に添加されるＭｎ成分の含有量よりも少ない。サーメット１に含有される金属元素の総量に対するＭｎ含有量は０．０１質量％〜０．５質量％である。Ｍｎ成分は、サーメット１において、硬質相２よりも第２結合相５中に多く含有される場合には、硬質相２の粒成長を抑制する効果がある。また、硬質相２中に含有されるＭｎ含有量と第１結合相４中に含有されるＭｎ含有量との比は０．７〜１．５である。

本実施形態の切削工具は、上記サーメットを基体とするものであり、サーメットの放熱性が高く、耐衝撃性が高く、かつ耐欠損性が高いものであることから、切削工具として耐摩耗性および耐欠損性の高いものとなる。なお、切削工具は、上述したサーメットを基体とし、その表面に、ＴｉＮ層やＴｉＡｌＮ層等の被覆層を設けたものであってもよい。

（製造方法）
次に、上述したサーメットおよび切削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０．１〜２．５μｍのＷＣ粉末と、ＴｉＣＮおよびＷＣ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０．５〜５μｍの所定量の金属Ｃｏ粉末や金属Ｎｉ粉末と、平均粒径３〜１５μｍの金属Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種を１〜２０質量％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。さらに、混合粉末には、平均粒径０．５〜５μｍの所定量のＭｎＣ粉末を添加してもよい。

本実施態においては、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。アトライタミルによる粉末混合を用いれば、原料粉末は粉砕されて粒径が小さくなるが、金属粉末は延性が高いので、粉砕されにくい傾向にある。そして、この混合粉末をプレス成形、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の成形体を形成する。

次に、本実施形態によれば、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、次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１１００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１１００℃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３０〜５００Ｐａ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、（ｅ）５〜１５℃／分の降温速度ｅで降温する焼成条件で焼成する。

上記原料粉末におけるＷＣ粉末および金属Ｗ粉末の平均粒径を調整するとともに、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、Ｃｏ粉末および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。また、成形体中に他の原料粉末よりも平均粒径が大きい状態で存在する金属Ｗ粉末およびＷＣ_１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種は、焼成によってその一部が硬質相内に拡散するが、一部は第２結合相を形成する。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、サーメット１の表面にボイドが生じやすい。また、（ｃ）工程における昇温速度が４℃／分より遅いと、第１結合相と第２結合相の両方が存在しにくい。（ｃ）工程における昇温速度が１５℃／分より速いと、サーメット１の表面にボイドが生じやすい。焼成温度Ｔ_２が１５００℃未満では、焼結性が不十分であり、焼成温度Ｔ_２が１６００℃より高いと、第１結合相と第２結合相の両方が存在しにくい。（ｅ）工程における降温速度が５℃／分より遅いと、特に（ｃ）（ｄ）工程中に不活性ガスとしてＣＨ_４ガスを混合した場合には、第２結合相が形成されずＷとＣｏを含有する複合炭窒化物が形成されやすくなる。（ｅ）工程における降温速度が１５℃／分より速いと、サーメットの表面にクラックが発生しやすくなる。また、焼成時の（ｄ）工程における雰囲気を５００Ｐａ以下の不活性ガス雰囲気とすることによって、表面領域７およびＷの存在比率が高い表面部１０を容易に形成することができる。

そして、所望により、サーメットの表面に被覆層を成膜することによって、切削工具を作製する。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３．０μｍのＭｎＣ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、表１に示す平均粒径のＷ粉末、ＷＣ_０．５粉末（Ｗ粉末およびＷＣ_０．５粉末を、表中、Ｗ、ＷＣ_０．５と記載）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、１５０ＭＰａ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１１００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１１００℃から１３５０℃まで昇温速度ａが０．７℃／分で昇温し、（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まで昇温速度ｂ（表１中、速度ｂと記載）で昇温し、（ｄ）表１に示す圧力のＮ_２ガス雰囲気（表１中、ｄ雰囲気と記載）中にて焼成温度Ｔ_２にて１時間保持した後、（ｅ）表１に示す降温速度ｅ（表中、速度ｅと記載）で降温する焼成条件で焼成した。なお、試料Ｎｏ．１８、１９については、（ｃ）（ｄ）工程において、Ｎ_２ガスの一部をＣＨ_４ガスに置換した雰囲気中で焼成した。

得られた切削工具について、ＩＣＰ分析にて、サーメット中に含有される金属元素の組成を分析し、金属元素の総量に対する各金属元素の含有量を算出した。また、炭素、窒素分析装置を用い、炭素含有量が既知のサーメットを標準試料として、サーメットの表面から５００μｍ以上研磨した中央部分についての炭素含有量を測定した。結果は表２に示した。試料Ｎｏ．１〜１３における窒素含有量は、いずれも６．２０質量％〜７．２０質量％の範囲内であった。

また、サーメットの表面から２００μｍよりも深い位置においてＳＥＭ観察を行い、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、サーメットの組織を確認し、５００００倍の写真にて電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）にて硬質相および結合相のタイプを特定し、ＴｉＣＮ相、固溶体相、第１結合相、第２結合相の存在の有無を確認した。なお、第２結合相が存在する試料については、各試料とも、視野内で第１結合相と第２結合相がそれぞれ３箇所以上存在している写真にて組織を確認した。

また、有芯構造相は、硬質相全体に対して１０面積％以下の割合で存在していることがわかった。そして、市販の画像解析ソフトを用いて２５００ｎｍ×２０００ｎｍの領域で画像解析を行い、視野内での第１結合相の平均面積比ｓ１、第２結合相の平均面積比ｓ２、第１結合相の総面積比Ｓ１、第２結合相の総面積比Ｓ２およびその他の結合相の総面積比（表中、その他と記載）を確認し、比率ｓ２／ｓ１および比率Ｓ２／Ｓ１を表記した。また、結合相全体に対するＳ１とＳ２との合計の面積比（表中、Ｓ１＋Ｓ２比と記載）を算出した。硬質相については、ＴｉＣＮ相および固溶体相の平均粒径（ｄａ、ｄｂ）とその比率ｄｂ／ｄａ、視野内でのＴｉＣＮ相の面積比Ｓａ、固溶体相の面積比Ｓｂを測定した。結果は表３に示した。

さらに、サーメットの表面から２００μｍまでの深さにおいてＳＥＭ観察を行い、表面領域の存在の有無を確認し、表面領域が存在する場合には、表面領域の厚み、視野内での第１結合相の総面積比Ｓ１、第２結合相の総面積比Ｓ２およびその他の結合相の総面積比（表中、その他と記載）を確認し、比率Ｓ２／Ｓ１を表記した。また、結合相全体に対するＳ１とＳ２との合計の面積比（表中、Ｓ１＋Ｓ２比と記載）を算出した。硬質相については、ＴｉＣＮ相および固溶体相の平均粒径（ｄａ、ｄｂ）とその比率ｄｂ／ｄａ、視野内でのＴｉＣＮ相の面積比Ｓａ、固溶体相の面積比Ｓｂを測定した。結果は表４に示した。

また、得られたサーメットの表面を５μｍ厚みの範囲内で研磨して表面粗さＲａを０．５μｍとした。これに、ＦＣ材を接触させて１３０ｋＰａの圧力をかけた状態で、真空度が１Ｐａの真空中、１０５０℃で６０分間保持する反応試験を行った。反応試験後に、サーメットのＦＣ材との界面を含む断面について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によって、Ｗ、Ｃｏ、Ｆｅの分布を確認した。さらに、サーメットの表面からの深さが２００μｍから２０５μｍの領域におけるＷの含有比率を確認して平均値Ｗｉを算出するとともに、サーメットの表面から５μｍまでの深さ領域におけるＷの含有比率を確認して平均値Ｗｓを算出し、Ｗｓ／Ｗｉとして表５に示した。さらに、サーメットのＦＣ材との界面を含む断面に対して、村上試薬で１分間エッチングして、金属顕微鏡にて４００倍で観察し、サーメットの表面から２００μｍまでの表面部における異常相の有無を確認した。異常相の組成をＥＰＭＡで確認したところ、η相（Ｗ，Ｃｏ炭化物相）であることがわかった。表面部におけるη相の面積比率を表５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５に合わせて併記した。
（耐摩耗性試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／分
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：切削長１０ｍ切削した時点での逃げ面摩耗幅（ｍｍ）および切刃状態
（耐欠損性試験）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１００ｍ／分
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１〜５より、試料Ｎｏ．１４〜１９では、いずれも第２結合相が存在せず、反応試験後のＷの拡散距離が３０μｍを越えるものであり、逃げ面摩耗幅が大きく、かつ欠損するまでの時間が早いものであった。

これに対し、第１結合相と第２結合相を含有し、反応試験後のＷの拡散距離が３０μｍ以下の本実施形態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．１〜１３では、いずれも逃げ面摩耗幅が小さく、かつ欠損するまでの切削時間が長いものであった。

中でも、Ｗ元素の含有比率が１５質量％〜３０質量％である試料Ｎｏ．１〜１１、１３では、欠損に至るまでの時間が長くなった。また、反応試験後の表面部においてη相が存在しないか、または２面積％以下の比率で存在する試料Ｎｏ．１、３〜１０では、切削試験において切刃に顕著な溶着が見られなかった。また、サーメットの表面から２００μｍ深さの範囲内に、結合相全体の総面積比に対する第１結合相の総面積比Ｓ１と第２結合相の総面積比Ｓ２との比（Ｓ２／Ｓ１）が、サーメットの表面から２００μｍ深さよりも内部における、前記比（Ｓ２／Ｓ１）よりも高い表面領域が存在する試料Ｎｏ．１、３〜１０、１２では、逃げ面摩耗幅が小さくなった。

さらに、前記反応試験の後に、サーメットの断面をエッチングした面を金属顕微鏡にて観察したとき、サーメットの表面から２００μｍ深さの領域に、η相が存在しないか、またはη相の存在比率が２面積％以下の範囲で存在する表面部を有する試料Ｎｏ．１、３〜１０は、切刃における溶着が少なくなった。また、表面部におけるＷの含有比Ｗｓと、内部におけるＷの含有比Ｗｉとの比（Ｗｓ／Ｗｉ）が０．９２以上である試料Ｎｏ．１、３〜１０では、逃げ面摩耗幅がさらに小さくなった。

１ サーメット
２ 硬質相
２ａ ＴｉＣＮ相
２ｂ 固溶体相
３ 結合相
４ 第１結合相
５ 第２結合相
７ 表面領域
８ 内部
１０ 表面部
１５ ＦＣ材（ＦＣ２５０材）

Claims (8)

1. ＴｉとＷとを含有するとともに、ＣｏおよびＮｉの少なくとも一方を含有するサーメットであって、
   前記ＴｉとＷとを含有する周期表第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、前記ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種とＷとを含有する結合相とを含み、
   前記サーメットの表面に、ＦＣ２５０材を接触させて１３０ｋＰａの圧力をかけた状態で、真空度が１Ｐａの真空中、１０５０℃で６０分間保持する反応試験の後、前記ＦＣ２５０材へのＣｏの平均拡散距離が３９μｍ以下であるサーメット。
2. 前記結合相は、前記Ｃｏおよび前記Ｎｉの総量に対する前記Ｗの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が０．８以下の第１結合相と、前記比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が１．２以上の第２結合相とを含む請求項１に記載のサーメット。
3. 前記Ｃｏおよび前記Ｎｉの総量は、８質量％〜３０質量％以上である、請求項１または２に記載のサーメット。
4. 前記サーメット中の金属元素総量に対するＷ元素の含有比率が１５質量％〜３０質量％の比率である請求項１乃至３のいずれかに記載のサーメット。
5. 前記サーメットの表面から２００μｍ深さの範囲内に、前記結合相全体の総面積比に対する前記第１結合相の総面積比Ｓ１と前記第２結合相の総面積比Ｓ２との比（Ｓ２／Ｓ１）が、前記サーメットの表面から２００μｍ深さよりも内部における、前記比（Ｓ２／Ｓ１）よりも高い表面領域が存在する請求項２乃至４のいずれかに記載のサーメット。
6. 前記反応試験の後に、前記サーメットの断面をエッチングした面を金属顕微鏡にて観察したとき、前記サーメットの表面から２００μｍまでの深さの領域に、η相が存在しないか、または前記η相の存在比率が２面積％以下の範囲で存在する表面部を有する請求項１乃至５のいずれかに記載のサーメット。
7. 前記表面部におけるＷの含有比Ｗｓと、該表面部よりも内部におけるＷの含有比Ｗｉとの比（Ｗｓ／Ｗｉ）が０．９２以上である請求項６に記載のサーメット。
8. 請求項１乃至７のいずれかに記載のサーメットを基体とする切削工具。

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