JPWO2009017053A1 - Ｔｉ基サーメットおよび被覆サーメット並びに切削工具 - Google Patents

Abstract

高い耐欠損性と耐摩耗性を有する切削工具に適するＴｉ基サーメットの提供を課題とする。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、任意断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、内部が第１硬質相２ａおよび第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とが観察されて、第２硬質相２ｂは第１硬質相２ａよりも白く見えるとともに、表面部に第２硬質相２ｂが９０面積％以上の含有割合で観察される表面領域が形成されているＴｉ基サーメット１である。

Description

本発明はＴｉ基サーメットおよび被覆サーメット並びに切削工具に関し、特に切刃における耐摩耗性を高めた切削工具に関する。

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としてＷＣを主成分とする超硬合金やＴｉを主成分とするＴｉ基サーメット等の焼結合金が広く使われている。これら焼結合金については、その性能改善のために新規組成開発が続けられている。

例えば、特許文献１では、マイクロ波を用いた反応焼結によって超硬合金やサーメットを形成する技術について開示され、Ｃｏ等の結合金属相にＭｎやＡｌを５質量％以下の割合で添加することが記載されている。

また、特許文献２では、周期表４、５および６族金属の炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体を主成分とする硬質相と、１〜４０質量％の鉄族金属と、に加えて、Ｍｎ等の特定金属元素を０．１〜１０質量％添加した傾斜組成焼結合金について開示され、表６の試料番号１７および２０にはＭｎを添加したＴｉ基サーメットが記載されている。また、表８では、試料番号１７および２０におけるＭｎの濃度および結合相の濃度がサーメットの表面よりも内部で増加していることが記載されている。
特表２０００−５０３３４４号公報 特開２００４−２９２９０５号公報

しかしながら、上記特許文献１のようにＭｎを添加してマイクロ波焼成する方法では、サーメットの硬度と靭性の改善に限界があった。また、特許文献２のように焼結体の内部におけるＭｎ濃度および結合相の濃度を増加させた傾斜組成でも、サーメットの表面における硬度の向上効果は充分とは言えず、しかも切刃において被削材が溶着することによって被削材の仕上げ加工面が荒れ、異常摩耗や欠損が発生するという問題があった。

そこで、本発明の切削工具は上記問題を解決するためのものであり、その目的は、Ｔｉ基サーメットの耐摩耗性および耐溶着性を高めることにある。

本発明のＴｉ基サーメットは、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、任意断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、内部が第１硬質相および第２硬質相からなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相とが観察されて、前記第２硬質相は前記第１硬質相よりも白く見えるとともに、表面部に前記第２硬質相が９０面積％以上の含有割合で観察される表面領域が形成されているものである。

また、本発明のＴｉ基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１４５０〜１６００℃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０．５〜２時間保持し、（ｅ）降温する条件で焼成するものである。

さらに、本発明の被覆サーメットは、上記Ｔｉ基サーメットを基体として、該基体の表面を被覆層にて被覆した被覆サーメットであって、前記基体の表面領域における前記結合相の含有比率が３質量％以下であるとともに、前記被覆層は化学蒸着法にて形成されたものである。

また、本発明の切削工具は、上記Ｔｉ基サーメットまたは被覆サーメットからなり、すくい面と逃げ面との交差稜線部に切刃が形成されたものである。そして、前記すくい面にて２Ｄ法で測定したσ_１１方向（すくい面の中心と測定点から最も近い切刃の中心とを結ぶ方向）にかかる残留応力は、前記第２硬質相が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１≦−１５０ＭＰａ）であることが望ましい。

本発明のＴｉ基サーメットによれば、０．１〜０．５質量％のＭｎが含有するとともに、サーメットの表面に第２硬質相が９０面積％以上の含有割合で観察される表面領域が形成されていることによって、サーメット全体としての靭性が高く、サーメットの表面における硬度を高めて耐摩耗性が向上し、かつ耐溶着性を高めることができる。

（Ｔｉ基サーメット）
本発明のＴｉ基サーメットの一例について、図１のＴｉ基サーメットの表面領域を含む断面要部についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を基に説明する。

図１のＴｉ基サーメット（以下、単にサーメットと略す。）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とにて構成されている。

そして、図１に示すように、任意断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、内部が黒色の第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とが観察されるとともに、表面部に第２硬質相２ｂの含有割合が９０面積％以上観察される表面領域５が形成されている。

これによって、サーメット全体としての靭性を高めることができるとともに、サーメットの表面における硬度を高めて耐摩耗性が向上するとともに、耐溶着性を高めることができる。

ここで、図１に示すサーメット１の断面組織の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、第１硬質相２ａは黒色の粒子として観察され、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。すなわち、第１硬質相２ａが第２硬質相２ｂよりも軽元素の含有比率が多くて黒色に見える。なお、第１硬質相２ａはＴｉＣＮからなる黒色粒子であるがＣｏやＮｉを含有していても良い。また、第１硬質相２ａの外周に灰白色の第２硬質相２ｂが周辺部として存在した有芯構造をなしていてもよい。他方、結合相３は白い領域として観察され、結合相３を構成するＣｏおよびＮｉについては走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付随のエネルギー分散分光分析（ＥＭＰＡ）にて確認することができる。

ここで、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０．２〜０．５質量％である。

また、サーメット１の表面に表面領域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を高めることができずサーメット１の耐摩耗性が不十分となる。さらに、表面領域５中に存在する第２硬質相２ｂの存在割合が９０面積％より少ないと、サーメット１の表面における耐摩耗性および耐溶着性が不十分である。なお、表面領域５の望ましい厚みは０．８〜３μｍである。また、表面領域５における第２硬質相２ｂの好ましい面積比率Ｂ_ｓは被覆層１３との密着性の点で９３〜９７面積％である。

さらに、図１に示すサーメット１の表面付近の断面における走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真のように、第２硬質相２ｂの平均粒径ｄ_１ｓが０．５〜３．０μｍであること、特に
１．０〜２．０μｍであることが望ましい。また、表面領域５における結合相３の含有比率ｃ_ｓが、内部における結合相３の含有比率ｃ_ｉに対する比率（ｃ_ｓ／ｃ_ｉ）で０．０１〜０．１であることが、サーメット１の表面における耐摩耗性を高めるとともにサーメット１の表面における耐溶着性を高めることができる点で望ましい。

さらに、サーメット１の内部における断面組織を観察した場合に、第２硬質相２ｂの平均粒径が第１硬質相２ａの平均粒径よりも大きいこと、望ましくは内部における第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。ａ_ｉとｂ_ｉとの比率（ｂ_ｉ／ａ_ｉ）の望ましい範囲はサーメット１の耐欠損性を維持できる点で３．５〜７である。

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つの硬質相としてその粒径を測定する。また、本発明におけるサーメット１の内部における断面組織を観察する場合には、サーメット１の表面からの深さが１０００μｍ以上の領域において観察する。

また、サーメット１の内部についての断面組織において、第２硬質相２ｂの平均面積が第１硬質相２ａの平均面積よりも大きいこと、望ましくは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１．５〜５であることが、第２硬質相２ｂが熱伝播により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。

また、サーメット１の内部において、含有される硬質相２をなすＴｉを主成分とする周期表第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比率は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８５〜９６質量％であることが望ましい。一方、結合相３の含有比率は４〜３０質量％、特に４〜１５質量％であることが望ましく、これによって、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、鉄族金属の総量に対して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。

（被覆サーメット）
なお、上記サーメット１の表面に被覆層を形成することもできる。その一例について、（ａ）被覆サーメット１０の表面領域を含む断面要部についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、（ｂ）被覆サーメット１０の被覆層を形成する前の研磨面要部についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である図２を基に説明する。

図２（ａ）の被覆サーメット１０は、上記サーメット１からなる基体１２の表面を被覆層１３にて被覆した構成からなる。

本発明においては、図２に示すように、化学蒸着（ＣＶＤ）法により形成された被覆層１３を形成することもできる。すなわち、従来の被覆サーメットについては、基体を５００℃程度に加熱した状態で行われる物理蒸着（ＰＶＤ）法が一般的に用いられている。その理由は、基体を７００℃以上の高温に加熱した状態で行われるＣＶＤ法を用いると、Ｔｉ基サーメットの結合相として用いるＮｉやＦｅによって、被覆層が部分的に異常な粒成長を起こして針状化してしまい、被覆層の強度が低下してチッピングや欠損が発生してしまう場合があるからである。しかしながら、本発明の基体１２であるサーメット１には、基体１２の表面にＮｉが存在するのを抑制しているので、被覆層１３が異常粒成長することなく、かつ被覆層１３中に結合相３が多量に拡散して被覆層１３の硬度が低下することを防止できる。その結果、被覆層１３は高硬度で高強度な特性となる。また、基体１２の表面領域５と被覆層１３との構成成分および結晶構造が類似する場合には、熱膨張係数差が小さいので基体１２と被覆層１３との界面において熱応力による剥離が発生することもない。

そして、図２（ｂ）の基体１２は、表面から０．１〜５μｍまでの領域に結合相３の含有比率が３質量％以下の表面領域５が存在している。また、被覆層１３はＣＶＤ法により形成されたものからなる。これによって、被覆層１３の硬度を低下させることなく被覆層１３の基体１２との密着性を高めることができるので、被覆サーメット１０の表面における耐欠損性を高めることができる。

すなわち、基体１２の表面に表面領域５が存在しない場合には、基体１２の表面にＮｉが存在して、この表面に形成される被覆層１３が異常粒成長して硬度、靭性ともに低下する。

ここで、基体１２において、表面領域５の望ましい厚みは０．８〜３μｍであることが被覆サーメット１０の耐衝撃性を維持するために望ましい。また、表面領域５における第２硬質相２ｂの面積比率Ｂｓは硬質相２の全体に対する比率で７０〜１００面積％であることが、被覆層１３との密着性を高めるために望ましい。

また、表面領域５の直下から１〜１０μｍまでの領域には、結合相３の含有比率Ａが基体１２の内部における結合相３の含有比率Ｂに対する比率（Ａ／Ｂ）で１．１〜２．０の結合相富化領域８が存在していることが望ましい。これによって、被覆層１３に衝撃がかかった際でも結合相富化領域８が衝撃を緩和して被覆層１３がチッピングや欠損することを抑制する。

なお、被覆層１３において、基体１２の表面から０．１〜５μｍまでの領域における結合相３の含有量が３質量％より多くなると被覆層１３中に結合相３成分が拡散して被覆層１３の硬度が低下する。

また、結合相３としては、基体１２の焼肌面が平滑な面となるような良好な焼結性を維持するとともに基体１２の耐熱衝撃性を高めるために、基体１２の内部におけるＮｉの含有比率がＮｉ／（Ｎｉ＋Ｃｏ）の比率で０．１〜０．５であることが望ましい。

さらに、表面領域５におけるＮの含有割合が焼結体内部に比べて大きい場合には、表面領域５が靭性に優れた特性を有する。そのために、表面領域５の直上に表面領域５よりも硬度が高い被覆層１３を形成すると、切削時等の衝撃によっても高硬度で脆い被覆層１３がチッピングや剥離することがなく良好な耐摩耗性、耐欠損性を実現できる。なお、Ｎの含有割合の分布はサーメット１の表面から内部への深さ方向にＸ線光電子分光分析することによって比較することができる。

一方、被覆層１３は、基体１２の表面に対して垂直方向に伸びる柱状結晶からなり、該柱状結晶の平均結晶幅が０．１〜１μｍである柱状結晶被覆層を含むことが、被覆層１３の耐欠損性が高くかつ耐摩耗性にも優れる点で望ましい。なお、前記柱状結晶被覆層としてはＴｉＣＮ層が上記組織を容易に作製可能な点で望ましい。また、この場合、被覆層は柱状結晶被覆層の単層であってもよく、１層以上の柱状結晶被覆層とそれ以外の層との多層構成であっても上記効果を発揮することができる。さらに、被覆層１３のうちのこのＴｉＣＮ柱状結晶からなるＴｉＣＮ層はＸ線回折測定において（４２２）面が最強ピークであることが、被覆層１３の耐摩耗性が高いとともに基体１２との密着性に優れる点で望ましい。

（切削工具）
本発明の切削工具の一例についてその概略斜視図である図３を用いて説明する。

図３によれば、本発明の切削工具２０は、主面にすくい面２１、側面に逃げ面２２、すくい面２１と逃げ面２２との交差稜線に切刃２３（２３ａ〜２３ｄ）を有した構成となっている。また、図３によれば、すくい面２１にはブレーカ２４を含む凹部２５が形成されている。なお、すくい面２１の中央には切削工具２０をホルダ（図示せず）に取り付けるためのネジ穴２６が形成されている。

そして、被切削物の加工方法は次の３つの工程によって構成される。最初の工程では、サーメット１または被覆サーメット１０からなり切刃２３を有する切削工具２０を準備する。次の工程では、切削工具２０の切刃２３を被切削物に接触させる。最後の工程では、被切削物を切削工具２０により切削加工する。

本発明によれば、すくい面２１の凹部以外の部分Ｐにて２Ｄ法で測定したσ_１１方向（すくい面の中心と測定点から最も近い切刃２３ａとを結ぶ方向）にかかる残留応力は、第２硬質相２ｂが圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１≦−１５０ＭＰａ）となっていることが望ましい。このようにして切刃２３における耐欠損性が向上する。

（製造方法）
次に、上述したサーメットの製造方法の一例について説明する。

まず、平均粒径０．１〜２μｍ、望ましくは０．２〜１．２μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍの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、平均粒径０．５〜１０μｍの金属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調整する。

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サーメット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ｒ_１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１４５０〜１６００℃の焼成温度Ｔ_２まで４〜１５℃／分の昇温速度ｒ_２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０．５〜２時間保持し、（ｅ）降温する焼成パターンにて焼成する。

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が形成されない。また、（ｂ）工程における昇温速度を２℃／分よりも速くした場合にも表面領域が形成されない。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は、サーメット１内部にＭｎが０．５質量％より多く残存してしまうとともに上記表面領域が形成されない。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は形成されない。また、（ｄ）工程における焼成温度Ｔ_２が１４５０℃未満の場合には、上記表面領域は形成されず、焼成温度Ｔ_２が１６００℃を超えると５μｍ以上の上記表面領域が形成されるため靭性が劣る。

また、（ｅ）降温工程を真空雰囲気中で行うことによって硬度および耐溶着性が高い表面領域５となるが、（ｅ）降温工程を不活性ガス雰囲気中で行うと、表面領域５におけるＮの含有割合がサーメット１の内部に比べて大きい構成となって靭性の高い表面領域５を形成することができる。

そして、望ましくは、このサーメットからなる基体の表面にＣＶＤ法にて８００〜１１００℃で被覆層を被覆する。具体的な成膜条件を例示すると、まず、ＣＶＤ炉内において、例えば、塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５０〜８５ｋＰａとして、窒化チタン（ＴｉＮ）層を成膜する。

次に、塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）が０．５〜５．０体積％、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）が０．３〜１．５体積％、窒素（Ｎ_２）が１０〜４０体積％、残りが水素（Ｈ_２）にて構成されるように混合したガスを導入し、反応温度８００〜９００℃の温度にて、いわゆるＭＴ−ＣＶＤ法により前記窒化チタン（ＴｉＮ）層上に炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）層を形成する。

ここで、上記成膜条件のうち、ガス中のアセトニトリルガスの割合が上記範囲内に調整することによって、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）層中の炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）粒子の組織を上述した範囲に確実に成長させることができる。また、成膜温度を８００℃〜８５０℃とするとともに、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）層の成膜前期における炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）結晶の成長過程では、アセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの割合Ｖ_Ａを０．３〜１．５体積％に制御するとともに、キャリアガスである水素（Ｈ_２）ガスの割合Ｖ_Ｈとアセトニトリル（ＣＨ_３ＣＮ）ガスの割合Ｖ_Ａとの比（Ｖ_Ａ／Ｖ_Ｈ）が０．０３以下となるように低濃度に制御することによって、平均結晶幅が０．１〜１μｍの柱状結晶からなる炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）層を形成できる。このＴｉＣＮ層は２μｍ以上の膜厚でＸＲＤ回折において（４２２）ピークが最強となる。

次に、塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜３体積％、メタン（ＣＨ_４）ガスを０．１〜１０体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．０１〜５体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを０．１〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５〜３０ｋＰａとして、炭窒酸化チタン（ＴｉＣＮＯ）層を形成する。

そして、塩化アルミニウム（ＡｌＣｌ_３）ガスを３〜２０体積％、塩化水素（ＨＣｌ）ガスを０．５〜３．５体積％、二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを０．０１〜５．０体積％、硫化水素（Ｈ_２Ｓ）ガスを０〜０．０１体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを用い、９００〜１１００℃、５〜１０ｋＰａとして、酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）層を成膜する。

さらに、引き続き、塩化チタン（ＴｉＣｌ_４）ガスを０．１〜１０体積％、窒素（Ｎ_２）ガスを１０〜６０体積％、残りが水素（Ｈ_２）ガスからなる混合ガスを調整して反応チャンバ内に導入し、チャンバ内を８００〜１１００℃、５０〜８５ｋＰａとして、窒化チタン（ＴｉＮ）層を成膜する。

その後、所望により、成膜した被覆層８の表面の所定の部分に対してブラシ、弾性砥石またはブラスト法によって機械的に研磨加工する。この研磨加工により、被覆層中に残存する成膜時に発生した残留応力が調整される。

マイクロトラック法による測定で平均粒径（ｄ_５０値）が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ＭｏＣ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、平均粒径５．０μｍのＭｎＣＯ_３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）を添加して湿式混合し、パラフィンを３質量％添加、混合した後、加圧圧力２００ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８のスローアウェイチップ工具形状にプレス成形し、（ａ）室温から１２００℃まで真空中で１０℃／分で昇温し、（ｂ）１２００℃から表２に示す焼成温度Ｔ_１までを表２に示す焼成雰囲気、昇温速度ｒ_１（℃／分）で昇温し、（ｃ）表２に示す焼成温度Ｔ_１から焼成温度Ｔ_２までを表２に示す焼成雰囲気にて昇温速度ｒ_２（℃／分）で昇温した後、（ｄ）表２に示す焼成雰囲気、焼成温度、焼成時間で焼成し、（ｅ）表２に示す焼成雰囲気にて降温して、試料Ｎｏ．１〜１１のサーメット製スローアウェイチップを得た。

得られたサーメットについて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、１００００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８μｍ×８μｍの領域で画像解析を行い、硬質相および結合相の存在状態、および内部や表面における組織状態を観察し、表面領域の存在の有無を確認した。なお、いずれの試料も、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付随のエネルギー分散分光分析（ＥＭＰＡ）にて、結合相はＣｏおよびＮｉを主として構成されていることを確認した。そして、これらの領域における硬質相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に示した。また、各試料についてＩＣＰ分析によってサーメット基体の内部における金属Ｍｎ成分の含有比率を求めた。結果は表３に示した。

次に、得られたサーメット製の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。結果は併せて表３に示した。
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／分
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間（分）

表１〜３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。

また、試料Ｎｏ．４、７、１１について、すくい面にて２Ｄ法（装置：Ｘ線回折 BrukerAXS社製 D8 DISCOVER with GADDS Super Speed、線源：CuK_α、コリメータ径：0.3mmφ、測定回折線：TiN(422)面）で残留応力を測定したところ、σ_１１方向（すくい面の中心と測定点から最も近い切刃の中心とを結ぶ方向）にかかる残留応力は、第２硬質相がそれぞれ圧縮応力で２５０ＭＰａ（σ_１１＝−２５０ＭＰａ）、１５０ＭＰａ（σ_１１＝−１５０ＭＰａ）、１００ＭＰａ（σ_１１＝−１００ＭＰａ）であった。

実施例１の試料Ｎｏ．１〜１１のサーメット製スローアウェイチップに対して、（ｅ）降温工程の雰囲気を表４の雰囲気に変える以外は同じ製造条件でサーメットを作製した。得られたサーメットに対して実施例１と同じく組織を観察し表５に示した。また、焼結体表面から内部への深さ方向にＸ線光電子分光分析することによってサーメットの内部と表面領域とのＮ含有量を比較し、表面領域のＮ含有量／内部のＮ含有量の比率を表６に記載した。そして、これに表６の被覆層を成膜して試料Ｎｏ．１２〜１８のスローアウェイチップを得た。得られたサーメット製のスローアウェイチップを用いて実施例１と同じ切削条件にて切削試験を行った。結果は併せて表６に示した。

表４〜６より、試料Ｎｏ．１２〜１８のいずれについても、Ｎの含有割合がサーメット内部に比べて高い表面領域が形成されており、これに被覆層を形成したスローアウェイチップは、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った。

表７の調合組成および表８の焼成条件以外の条件は実施例１と同じ条件で、試料Ｎｏ．１９〜３１のサーメット基体を得た。

得られたサーメット基体について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、１００００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８μｍ×８μｍの領域で画像解析を行い、硬質相の存在状態、および内部や表面における組織状態を観察し、表面領域および結合相富化領域の存在の有無を確認した。そして、これらの領域における平均粒径を測定し、これらの比率を算出した。また、各試料についてＩＣＰ分析によってサーメット基体中のＭｎ成分の含有比率を求めた。結果は表９に示した。

次に、上記サーメット基体に対して、表１０の成膜条件にて表１１の構成のＣＶＤ法による被覆層を形成した。なお、表１１のうち膜厚２μｍ以上のＴｉＣＮ層を成膜した試料Ｎｏ．１９〜２２、２４については、いずれも走査型電子顕微鏡観察において、図２の試料Ｎｏ．２４についての写真である示すように、サーメットの基体の表面に対して垂直方向に伸びる平均結晶幅が０．１〜１μｍの柱状結晶にて構成されていた。また、いずれもＸ線回折測定において（４２２）面のピークが最強ピークとなっていた。

得られたサーメット製の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１１に併せて記載した。
（耐摩耗試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／分
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間
（耐欠損試験）
被削材：ＳＣＭ４４０
切削速度：１００ｍ／分
送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ（１０秒ごとに０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ速くする。

最大 ０．５０ｍｍ／ｒｅｖ）
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：刃先が欠損するまでの時間測定（最大１００秒）

表７〜１１より、ＮｉおよびＭｎを添加せず、Ｍｎの含有量が０．１質量％より少ない試料Ｎｏ．３１では、被覆層中に結合相が多量に拡散して被覆層の硬度が低下するとともにサーメット基体の焼結性が悪くてチッピングが発生しやすいものであった。また、Ｍｎを添加せず、Ｍｎの含有量が０．１質量％より少ない試料Ｎｏ．２８では、表面領域が形成されず被覆層中に針状の異常粒が成長して摩耗、欠損とも激しいものであった。さらに、工程（ｂ）における焼成温度Ｔ_１が１３８０℃よりも高く１２００℃から１３００〜１３８０℃までの温度において昇温速度ｒ_１が２℃／分よりも速い試料Ｎｏ．２６、工程（ｄ）における焼成雰囲気を真空にて焼成した試料Ｎｏ．２９、および工程（ｅ）における焼成雰囲気を真空とした試料Ｎｏ．３０でも表面領域が形成されず、被覆層中に針状の異常粒が成長して摩耗、欠損とも低下した。また、工程（ｂ）における焼成温度Ｔ_１が１３００℃よりも低い試料Ｎｏ．２７では、焼成後のサーメット基体中に３質量％を超えるＭｎが残存して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．１９〜２５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。

本発明のＴｉ基サーメットの一例を示し、表面領域を含む要部断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。 本発明の被覆サーメットの一例を示し、表面領域を含む要部断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。 本発明の切削工具の一例についての模式図である。

符号の説明

１ サーメット（Ｔｉ基サーメット）
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
８ 結合相富化領域
１０ 被覆サーメット
１２ 基体
１３ 被覆層
２０ 切削工具
２１ すくい面
２２ 逃げ面
２３ 切刃
２４ ブレーカ
２５ 凹部
２６ ネジ穴

Claims (13)

1. 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、任意断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、内部が第１硬質相および第２硬質相からなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相とが観察されて、前記第２硬質相は前記第１硬質相よりも白く見えるとともに、表面部に前記第２硬質相が９０面積％以上の含有割合で観察される表面領域が形成されているＴｉ基サーメット。
2. 前記表面領域の厚みが０．５〜５μｍである請求項１記載のＴｉ基サーメット。
3. 前記第２硬質相中にＮｂが固溶しており、前記表面領域における前記第２硬質相中のＮｂの固溶割合が、内部における第２硬質相中のＮｂの固溶割合に比べて多い請求項１または請求項２記載のＴｉ基サーメット。
4. 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１４５０〜１６００℃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０．５〜２時間保持し、（ｅ）降温する条件で焼成するＴｉ基サーメットの製造方法。
5. 請求項１乃至３のいずれか記載のＴｉ基サーメットを基体として、該基体の表面を被覆層にて被覆した被覆サーメットであって、前記基体の表面領域における前記結合相の含有比率が３質量％以下であるとともに、前記被覆層は化学蒸着法にて形成されたものである被覆サーメット。
6. 前記表面領域の直下から１〜１０μｍまでの領域に前記結合相の含有比率Ａが前記基体の内部における前記結合相の含有比率Ｂに対する比率（Ａ／Ｂ）で１．１〜２．０の結合相富化領域が存在している請求項５記載の被覆サーメット。
7. 前記基体の内部におけるＮｉの含有比率がＮｉ／（Ｎｉ＋Ｃｏ）の比率で０．１〜０．５である請求項５または６記載の被覆サーメット。
8. 前記表面領域におけるＮの含有割合が焼結体内部に比べて大きいことを特徴とする請求項５乃至７のいずれか記載の被覆サーメット。
9. 前記被覆層が、前記基体の表面に対して垂直方向に伸びる柱状結晶からなり、該柱状結晶の平均結晶幅が０．１〜１μｍである柱状結晶被覆層を含む請求項５乃至８のいずれか記載の被覆サーメット。
10. 前記柱状結晶がＴｉＣＮである請求項９記載の被覆サーメット。
11. 前記被覆層は、Ｘ線回折測定において（４２２）面が最強ピークである請求項１０記載の被覆サーメット。
12. 請求項１乃至３のいずれか記載のＴｉ基サーメット、または請求項５乃至１１のいずれか記載の被覆サーメットからなり、すくい面と逃げ面との交差稜線部に切刃が形成された切削工具。
13. 前記すくい面にて２Ｄ法で測定したσ_１１方向（すくい面の中心と測定点から最も近い切刃の中心とを結ぶ方向）にかかる前記第２硬質相の残留応力が圧縮応力で１５０ＭＰａ以上（σ_１１≦−１５０ＭＰａ）である請求項１２記載の切削工具。