JPWO2011002008A1 - サーメットおよび被覆サーメット - Google Patents

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Abstract

本発明は、ＷＣの第１硬質相と、チタン元素を含む周期表４，５および６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の少なくとも１種の第２硬質相と、鉄族金属を主成分とする結合相とからなるサーメットであって、サーメット全体に含有される炭素量ＣT（重量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣW（重量％）、サーメット全体に含有される窒素量ＣN（重量％）が、０．２５＜（ＣN／（ＣT−０．０６５３・ＣW））＜６を満足し、サーメットは、第１硬質相と結合相とからなる平均厚さ５〜１００μｍの表面領域、および表面領域よりも内部に存在する第１硬質相と第２硬質相と結合相とからなる内部領域によって形成され、サーメットの内部領域の断面組織における第２硬質相の面積率に対する第１硬質相の面積率の比が０．１５〜４であるサーメットを提供する。

Description

本発明は、切削工具などに用いられるサーメットおよび被覆サーメットに関する。
サーメットは、適度な靱性と耐摩耗性を兼ね備え、被削材を切削加工すると平滑で美しい仕上げ面が得られることから、仕上げ切削などの切削工具として用いられている。サーメットに関する従来技術として、サーメット表面部の硬度を高めて耐摩耗性を向上させたサーメットの製法がある（例えば、特許文献１参照。）。また、合金内部および表面付近で組織制御して性能を向上させたサーメットがある（例えば、特許文献２参照。）。
特許第２６２８２００号 特許第３１５２１０５号
近年、切削加工では、さらなる高能率加工が求められている。切削工具の交換回数を減らすことで、高能率加工が可能となるため、従来よりも長寿命の切削工具が求められてきた。従来のサーメットは摩耗しやすく欠損しやすいので、寿命が短いという問題があった。本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、従来よりも耐摩耗性、耐欠損性に優れたサーメットおよび被覆サーメットを提供することを目的とする。
本発明者らは、耐摩耗性に優れたサーメットの耐欠損性を向上させるための検討を種々行ってきた。本発明者らは、サーメットの炭窒化物相と炭化タングステン相が所定の比率になるように含有させ、さらに焼結炉内の圧力を変化させながら窒素雰囲気で焼結を行うことにより、耐摩耗性に優れるサーメットの表面に靭性の高い表面領域を形成させることができること、サーメット表面に靱性の高い表面領域を形成させると、それによりサーメットの強度と耐欠損性が向上すること、サーメットにＣｒやＶを添加するとサーメットの高温強度や耐欠損性が向上することを見出して、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明のサーメットは、ＷＣからなる第１硬質相と、チタンを含む周期表４（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等），５（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ等）および６（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ等）族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の少なくとも１種からなる第２硬質相と、鉄族金属を主成分とする結合相とから構成されたサーメットであって、サーメット全体に含有される炭素量ＣT（重量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣW（重量％）、サーメット全体に含有される窒素量ＣN（重量％）が、
０．２５＜（ＣN／（ＣT−０．０６５３・ＣW））＜６
を満足し、第１硬質相と結合相とからなる平均厚さ５〜１００μｍの表面領域、および表面領域よりも内部に存在する第１硬質相と第２硬質相と結合相とからなる内部領域によって形成され、サーメットの内部領域の断面組織における、第２硬質相の面積率に対する第１硬質相の面積率の比が０．１５〜４であるものである。
本発明のサーメットは、耐摩耗性と靭性が優れる内部領域とともに、内部領域よりもさらに靱性が高い表面領域を設けることで、耐摩耗性および耐欠損性に優れる。本発明のサーメットに硬質膜を被覆させた被覆サーメットはさらに耐摩耗性に優れる。
本発明のサーメットには、第１硬質相と結合相とからなる表面領域がサーメット表面から深さ方向に平均厚さ５〜１００μｍで形成されている。表面領域の平均厚さが５μｍ未満の場合には靭性を高める効果が発揮されず、表面領域の平均厚さが１００μｍを超えて厚くなる場合には、耐摩耗性が低下することから、表面領域の平均厚さを５〜１００μｍとした。その中でも表面領域の平均厚さは１０〜５０μｍであると好ましく、２０〜３５μｍであるとさらに好ましい。表面領域は第１硬質相と結合相からなり、靭性が高い。
本発明の第１硬質相はＷＣからなる。ＷＣは熱伝導率が高く、サーメットにサーマルクラックを生じにくくさせる作用がある。さらにＷＣは室温でも容易に塑性変形するため、ＷＣを含む合金は靱性が高くなる。本発明の第２硬質相はチタン元素を含有する周期表４，５および６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の中から選ばれた少なくとも１種からなる。第２硬質相として、Ｔｉの炭窒化物およびＴｉとＷ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ及びＨｆからなる群より選択される少なくとも１つを組み合わせたものの炭窒化物が挙げられ、例えば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）などを挙げることができる。第２硬質相はサーメットの耐摩耗性を向上させる作用がある。第２硬質相の組織構造として、例えば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物からなる単一相や、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物からなる芯部（コア）を（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物からなり芯部（コア）とは異なる組成の周辺部（リム）が取り囲む組織構造のコアリム相などを挙げることができる。
本発明のサーメットの第２硬質相に含まれる炭素量と窒素量を直接に測定することは難しいので、サーメット全体に含有される炭素量ＣT（重量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣW（重量％）を測定し、計算式：
ＣC＝ＣT−０．０６５３・ＣW
で求めたＣC（重量％）に対する、サーメット全体に含有される窒素量ＣN（重量％）の比（ＣN／ＣC）により、本発明のサーメットの特徴の一つを規定した。ここで、ＣCは以下に詳述するように、第２硬質相の炭素量とみなされる量であり、０．０６５３はＷＣに含まれる炭素量を求めるための係数である。
このことを詳しく述べると、サーメットの結合相に固溶している炭素量は非常に少なく、サーメット全体に含まれる炭素のほとんどは第１硬質相と第２硬質相に含まれている。サーメット全体に含まれるＷは、第１硬質相と第２硬質相に含まれるが、第１硬質相に含まれるＷ量は多く、第２硬質相に含まれるＷ量は非常に少ない。そこで、（１）サーメット全体に含まれるＷが第１硬質相（ＷＣ）を形成するとみなし、（２）サーメット全体の炭素量からＷＣの炭素量を差し引いた値を第２硬質相の炭素量とみなした。具体的には、（１）ＷＣは原子数１８３．８５のＷと原子数１２．０１のＣ（炭素）で構成されるため、ＷＣに含まれるＣの重量比は０．０６１３、ＷＣに含まれるＷの重量比は０．９３８７となる。サーメット全体のタングステン量をＣW（重量％）とすると、ＷＣに含まれる炭素量は、（０．０６１３／０．９３８７）・ＣW、すなわち、（０．０６５３・ＣW）により求められる。（２）サーメット全体の炭素量ＣT（重量％）からＷＣに含まれる炭素量（０．０６５３・ＣW）を差し引くと、結合相と第２硬質相に含まれる炭素量を求めることができる。結合相に固溶している炭素量は第２硬質相に含まれる炭素量に比べて非常に少ないので、第２硬質相の炭素量ＣC（重量％）は、（ＣT−０．０６５３・ＣW）とみなすことができる。
一方、窒素は第１硬質相のＷＣに固溶しない。窒素の結合相への固溶量は第２硬質相に含有される窒素量に比べると非常に少ない。窒素のほとんどが第２硬質相に含まれている。そのため、サーメット全体の窒素量は第２硬質相の窒素量に比例するとみなせる。上述のＣC（重量％）とＣN（重量％）から（ＣN／ＣC）比、すなわち、第２硬質相中における窒素量に対する炭素量の比を求めると、本発明のサーメットは、０．２５＜（ＣN／ＣC）＜６を満足する。（ＣN／ＣC）比が０．２５以下になると表面領域が生じにくくなり、（ＣN／ＣC）比が６以上になると焼結性が低下しポアが生じて耐欠損性が低下する。上記範囲は、より好ましくは、０．２８＜（ＣN／ＣC）＜５であり、更に好ましくは０．３＜（ＣN／ＣC）＜４．６である。第２硬質相に含有される炭素量ＣC（重量％）および窒素量ＣN（重量％）が、上記範囲を満足するためには、具体的には、原料粉末組成物中の第２硬質相用原料粉末の炭素量、窒素量を調整することにより達成される。より詳しくは、原料粉末組成物中の第２硬質相用原料粉末の窒素量と炭素量の重量比を１：４〜９：１とすればよく、好ましくは１：３．５７〜５：１であり、さらに好ましくは１：３．３３〜４．６：１である。
サーメット全体の炭素量ＣT（重量％）は高周波燃焼−赤外線吸収法により測定できる。サーメット全体の窒素量ＣN（重量％）を不活性ガス融解−熱伝導度法により測定した。サーメット全体のタングステン量ＣW（重量％）は蛍光Ｘ線分析装置により測定できる。
合金の断面組織における各相の面積％は各相の体積％に相当する。本発明のサーメットの内部領域の断面組織における、結合相の面積率が３〜３０面積％、第１硬質相の面積率と第２硬質相の面積率との合計が７０〜９７面積％であり、これらの合計が１００面積％であると好ましい。この理由は、結合相が３面積％未満であり、かつ、第１硬質相と第２硬質相との合計が９７面積％を超えて多い場合には、サーメットの靱性が低下し、逆に、結合相が３０面積％を超えて多く、かつ、第１硬質相と第２硬質相との合計が７０面積％未満である場合には、サーメットの耐摩耗性が低下するためである。本発明のサーメットの内部領域の断面組織における面積率は、より好ましくは、結合相の面積率が４〜２５面積％、第１硬質相の面積率と第２硬質相の面積率との合計が７５〜９６面積％であり、さらに好ましくは、結合相の面積率が５〜２０面積％、第１硬質相の面積率と第２硬質相の面積率との合計が８０〜９５面積％である。なお、本発明のサーメットの内部領域とは、表面領域以外の領域をいう。本発明のサーメットの内部領域を上記面積比率にするためには、緻密化する温度で焼結することにより達成することができる。
本発明のサーメットの表面領域の断面組織における、結合相の面積率が３〜３０面積％、第１硬質相の面積率が７０〜９７面積％であり、これらの合計が１００面積％であると好ましい。この理由は、結合相が３面積％未満であり、かつ、第１硬質相が９７面積％を超えて多い場合には、サーメットの靱性が低下し、逆に、結合相が３０面積％を超えて多く、かつ、第１硬質相が７０面積％未満である場合には、サーメットの耐摩耗性が低下するためである。なお、表面領域の第１硬質相に置換して第２硬質相が、表面領域の断面組織の０．１〜１０面積％となるように表面領域に含まれると、靭性が低下することなく耐摩耗性が向上するので好ましい。また、内部領域の結合相の面積率と、表面領域の結合相の面積率とは、同程度であると好ましい。本発明のサーメットの表面領域の断面組織における面積率は、より好ましくは、結合相の面積率が４〜２５面積％、第１硬質相の面積率が７５〜９６面積％であり、さらに好ましくは、結合相の面積率が５〜２０面積％、第１硬質相の面積率が８０〜９５面積％である。なお、本発明のサーメットの表面領域とは、サーメットの表面から深さ方向に平均厚さ５〜１００μｍの領域をいう。本発明のサーメットの表面領域を上記面積比率にするためには、焼結中に表面領域部を低窒素状態とすることにより達成することができる。
本発明のサーメットの内部領域の断面組織における、第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比が０．１５以上であると靭性が向上し、第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比が４を超えると耐摩耗性が低下することから、第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比を０．１５〜４とした。本発明のサーメットの内部領域の断面組織における、第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比は、より好ましくは０．２０〜３．８であり、さらに好ましくは０．２５〜３．５である。本発明において、第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比を上記範囲にするためには、脱窒素しない条件で焼結することにより達成することができる。
本発明サーメット全体に含まれるＣｒ元素を炭化物換算（このとき、Ｃｒ元素をＣｒ3Ｃ2に換算する。）したときに得られるＣｒ3Ｃ2量が、サーメット全体の重量を１００重量％としたとき、０．１〜１０重量％になるように、Ｃｒ元素を本発明のサーメットに添加すると、サーメットの高温強度、特に表面領域の高温強度が向上する。Ｃｒ元素を炭化物換算したときのＣｒ3Ｃ2量が０．１重量％未満では効果が認められず、１０重量％を超えて多くなると靱性が低下して耐欠損性が低下するため、Ｃｒ元素を炭化物換算したときのＣｒ3Ｃ2量は０．１〜１０重量％となるように、Ｃｒ元素を本発明のサーメットに添加すると好ましい。Ｃｒ3Ｃ2量は、より好ましくは０．１５〜８重量％であり、さらに好ましくは０．２〜６重量％である。本発明において、Ｃｒ3Ｃ2量を上記範囲にするためには、粉末配合時にＣｒ3Ｃ2の所定量を添加することにより達成することができる。
本発明サーメット全体に含まれるＶ元素を炭化物換算（このとき、Ｖ元素はＶＣに換算する。）したときのＶＣ量が、サーメット全体の重量を１００重量％としたとき、０．１〜５重量％になるようにＶ元素を本発明のサーメットに添加すると、ＷＣの粒成長が抑制されて、組織が均一化し、耐欠損性が向上する。ＶＣ量が０．１重量％未満になると組織が均一化する効果と耐欠損性が向上する効果が十分に得られず、５重量％を超えて多くなると靱性が低下するため耐欠損性が低下する。そのため、炭化物換算したときのＶＣ量が０．１〜５重量％になるように、Ｖ元素を本発明のサーメットに添加すると好ましい。ＶＣ量は、より好ましくは０．２〜４重量％であり、さらに好ましくは０．３〜３重量％である。本発明において、ＶＣ量を上記範囲にするためには、粉末配合時にＶＣの所定量を添加することにより達成することができる。
本発明の結合相は第１硬質相と第２硬質相とを強固に結合させてサーメットの強度を高める作用がある。本発明における鉄族金属を主成分とする結合相とは、鉄族金属または鉄族金属に周期表４、５、６族元素、Ｓｉ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅの少なくとも１種を、結合相全体の重量を１００重量％としたとき、５０重量％未満固溶させたものである。本発明において鉄族金属とはＣｏ、Ｎｉ、Ｆｅを示す。その中でも、結合相がＣｏ、Ｎｉの１種または２種からなると、機械的強度が向上するのでさらに好ましく、その中でも結合相がＣｏからなるとサーメットと硬質膜との密着性が向上するのでさらに好ましい。なお、硬質相成分の結合相への固溶または結合相の特性向上のため、結合相の鉄族金属に周期表４、５、６族元素を、結合相全体の重量を１００重量％としたとき、５０重量％未満固溶させると好ましい。結合相の鉄族金属にＳｉ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｃｕが、結合相全体の重量を１００重量％としたとき、５０重量％未満含まれると焼結性が向上するので好ましい。また、結合相の鉄族金属にＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅを、結合相全体の重量を１００重量％としたとき、３０重量％以下含有させると耐摩耗性が向上するので好ましい。本発明において、各成分の量を上記範囲にするためには、粉末配合時に各成分の所定量を添加とすることにより達成することができる。
本発明のサーメットの表面に、ＣＶＤ法またはＰＶＤ法により周期表４、５、６族元素、Ａｌ，Ｓｉの酸化物、炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体、硬質炭素膜などの硬質膜を被覆した被覆サーメットは耐摩耗性に優れる。硬質膜の具体例としては、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＳｉＮ、ＡｌＣｒＮ、Ａｌ2Ｏ3、ダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン（ＤＬＣ）などを挙げることができる。硬質膜の平均総膜厚は０．１μｍ以上になると耐摩耗性が向上し、３０μｍを超えて厚くなると耐欠損性が低下するので、０．１〜３０μｍが好ましい。硬質膜の平均総膜厚は、より好ましくは１〜２０μｍであり、さらに好ましくは２．５〜１５μｍである。硬質膜の平均総膜厚は、被覆処理時間を長くすることで厚くすることができる。
本発明のサーメットは、例えばＴｉＣＮ粉と、ＷＣ粉と、周期表４、５、６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の粉末と、鉄族金属の粉末とを所定の配合組成となるように混合した混合物を、
（Ａ）非酸化雰囲気で常温から１２００〜１４００℃の第１加熱温度まで昇温させる工程と、
（Ｂ）１２００〜１４００℃の第１加熱温度から１４２０〜１６００℃の第２加熱温度まで圧力１０Ｔｏｒｒ以上の窒素雰囲気で昇温させる工程と、
（Ｃ）１４２０〜１６００℃の第２加熱温度にて圧力１０Ｔｏｒｒ以上の窒素雰囲気で保持する工程と、
（Ｄ）１４２０〜１６００℃の第２加熱温度にて工程（Ｃ）よりも低い圧力の窒素雰囲気で保持する工程と、
（Ｅ）１４２０〜１６００℃の第２加熱温度から常温まで工程（Ｄ）よりも低い圧力の窒素雰囲気で冷却する工程と
を含むサーメットの製造方法により得ることができる。
工程（Ａ）において、混合物を非酸化雰囲気で昇温させることにより混合物の酸化を防いでいる。非酸化雰囲気として、具体的には、真空中、窒素雰囲気、不活性ガス雰囲気、水素雰囲気などを挙げることができる。工程（Ｂ）、（Ｃ）における窒素雰囲気の圧力は１０Ｔｏｒｒ以上が好ましい。なお、窒素雰囲気の圧力が１００Ｔｏｒｒを超えて高くなるとサーメットの焼結性が低下するので、窒素雰囲気の圧力は１０〜１００Ｔｏｒｒであると好ましい。
本発明のサーメットの具体的な製造方法としては、以下の方法が挙げられる。ＴｉＣＮ粉と、ＷＣ粉と、周期表４、５、６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の粉末と、鉄族金属の粉末を用意する。これらの粉末は、市販のものまたは固溶化高温熱処理により調製されたものであり、その平均粒径等は特に制限されないが、例えば、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Fisher Sub-Sieve Sizer（FSSS））により測定した平均粒径が０．１〜１０μｍであることが好ましく、更に好ましくは０．５〜８μｍである。これらの粉末を所定の重量比率に秤量し、溶媒とともに湿式ボールミルにて混合し、混合後に溶媒を蒸発させて混合物を乾燥させる。得られた混合物にパラフィン等の成形用のワックスを添加して所定の形状に成形する。なお、成形する方法としては、プレス成形、押出成形、射出成形などを挙げることができる。成形した混合物を焼結炉に入れて、真空中で３５０〜４５０℃まで昇温してワックスを除去させた後、真空中または窒素雰囲気で４５０℃から１２００〜１４００℃の第１加熱温度、好ましくは１２００〜１３５０℃まで昇温させる。昇温速度は特に限定されないが、１〜２０℃／分が好ましい。さらに、混合物を１２００〜１４００℃の第１加熱温度から１４２０〜１６００℃の第２加熱温度、好ましくは１４５０〜１５５０℃まで圧力１０Ｔｏｒｒ以上、好ましくは１０〜３００Ｔｏｒｒの窒素雰囲気で昇温させ、窒素雰囲気で１４２０〜１６００℃の第２加熱温度にて１０〜６０分間、好ましくは２０〜５０分間保持する。この際の昇温速度も特に限定されないが、０．５〜１５℃／分が好ましい。その後、前の工程よりも低い圧力の窒素雰囲気、好ましくは３〜６０Ｔｏｒｒで１０〜６０分間、好ましくは２０〜５０分間保持した後、前の工程よりもさらに低い圧力の窒素雰囲気で１４２０〜１６００℃の第２加熱温度から常温まで冷却する。冷却速度は特に限定されないが、０．１〜１００℃／分が好ましい。
本発明のサーメットの表面に、従来のＣＶＤ法やＰＶＤ法により硬質膜を被覆することにより本発明の被覆サーメットを得ることができる。
本発明のサーメットおよび被覆サーメットは、耐摩耗性および耐欠損性に優れるため、切削工具として用いると優れた切削性能を発揮する。そのため、本発明のサーメットおよび被覆サーメットを切削工具として用いると、従来よりも工具寿命を向上させることができる。
実施例１
サーメットの原料粉末として、平均粒径１．５μｍのＴｉ（Ｃ0.7Ｎ0.3）粉、平均粒径１．４μｍのＴｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉、平均粒径１．５μｍのＴｉ（Ｃ0.3Ｎ0.7）粉、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉、平均粒径１．７μｍの（Ｔｉ0.92Ｎｂ0.03Ｗ0.05）（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉、平均粒径１．６μｍの（Ｔｉ0.89Ｎｂ0.03Ｔａ0.03Ｗ0.05）（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉、平均粒径１．５μｍの（Ｔｉ0.8Ｎｂ0.1Ｗ0.1）（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉、平均粒径１．５μｍのＴｉＣ粉、平均粒径１．５μｍのＴａＣ粉、 平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉、平均粒径１．５μｍのＺｒＣ粉、 平均粒径１．５μｍのＷＣ粉、平均粒径１．６μｍのＭｏ2Ｃ粉、平均粒径１．１μｍのＣｒ3Ｃ2粉、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉、平均粒径１．３μｍのＣｏ粉、平均粒径１．６μｍのＮｉ粉を用意した。これらを用いて、表１に示す配合組成に秤量した。
Figure 2011002008
秤量した混合粉末を湿式ボールミルにて混合・粉砕した後、溶媒を蒸発させて、混合物を乾燥させた。乾燥させた混合物にパラフィンを添加して、プレス成形した。ここで、発明品１〜８については、プレス成形した混合物を焼結炉に入れて、真空中で常温から４５０℃まで徐々に昇温してパラフィンを蒸発させた後、真空中で４５０℃から１２２０℃の第１加熱温度まで昇温速度１０〜１２℃／分で昇温させた。さらに、混合物を１２２０℃の第１加熱温度から１５４０℃の第２加熱温度まで圧力５０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気にて昇温速度２．０℃／分で昇温させ、圧力５０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気で１５４０℃の第２加熱温度にて３０分間保持し、さらに同温度にて圧力２０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気で３０分間保持した後、１５４０℃の第２加熱温度から常温まで窒素雰囲気の圧力２０Ｔｏｒｒから徐々に圧力を低下させながら冷却速度１０℃／分で冷却した。一方、比較品１〜５については、プレス成形した混合物を焼結炉に入れて、真空中で常温から４５０℃まで徐々に昇温してパラフィンを蒸発させた後、真空中で４５０℃から１２８０℃まで昇温速度１０℃／分で昇温させた。さらに、真空中で１２８０℃から１５４０℃まで昇温速度５℃／分で昇温させ、１５４０℃にて真空中で５０分間保持した。その後、真空中で１５４０℃から常温まで冷却速度１００℃／分で冷却した。
得られたサーメットの表面領域と内部領域の断面組織を走査電子顕微鏡にて観察し、走査電子顕微鏡付属のＥＤＳを用いて結合相、第１硬質相、第２硬質相の組成、Ｃｒ量とＶ量を測定した。なお、Ｃｒ量（重量％）はＣｒ３Ｃ２（重量％）に換算し、Ｖ量（重量％）はＶＣ（重量％）に換算した。Ｃｒ３Ｃ２量とＶＣ量は表面領域と内部領域とで同じ値を示すので、サーメット全体に含まれる量とした。これらの結果は表２に示した。なお、結合相に含まれる元素のうち、結合相全体に対して５０重量％以上の元素を主成分とし、結合相全体に対して５０重量％未満の元素を微量成分とした。また、結合相に鉄族元素が２種以上含まれている場合、鉄族元素の合計が結合相全体に対して５０重量％以上であれば、その鉄族元素を主成分とした。
Figure 2011002008
走査電子顕微鏡を用いてサーメットの断面組織から表面領域の平均厚さを測定した。走査電子顕微鏡を用いてサーメットの表面領域と内部領域の断面組織を撮影した写真から、表面領域と内部領域における、結合相の面積率Ｓb、第１硬質相の面積率Ｓ1、第２硬質相の面積率Ｓ2を測定した。またＳ1とＳ2からＳ1／Ｓ2比を求めた。これらの値は表３に示した。なお、比較品５は焼結性の低下によりポアが多数存在するため、ＳbとＳ1とＳ2の面積率の合計が１００面積％にならなかった。
Figure 2011002008
サーメット全体の窒素量ＣN（重量％）は不活性ガス融解−熱伝導度法により測定した。サーメット全体の炭素量ＣT（重量％）は高周波燃焼−赤外線吸収法により測定した。サーメット全体のタングステン量ＣW（重量％）は蛍光Ｘ線分析装置により測定した。これらの値からＣN／（ＣT−０．０６５３・ＣW）を計算し、その結果を表３に併記した。
サーメットに研削とホーニングを施し、ＩＳＯ規格ＴＮＭＧ１６０４０８形状に加工した。さらに膜構成が（基材側）平均膜厚１．０μｍＴｉＮ−平均膜厚８．０μｍＴｉ（Ｃ，Ｎ）−平均膜厚０．５μｍＴｉ（Ｃ，Ｎ，Ｏ）−平均膜厚１．５μｍＡｌ2Ｏ3−平均膜厚０．２μｍＴｉＮ（最表面側）（平均総膜厚１１．２μｍ）である硬質膜をＣＶＤ法により被覆した。ＣＶＤ被覆して得られた被覆サーメットを用いて切削試験１〜３を行った。
［切削試験１］
耐欠損性評価試験
試料形状：ＴＮＭＧ１６０４０８
被削材：Ｓ４０Ｃ（形状：円柱に４本の溝を入れた略円柱状）
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
雰囲気：湿式切削
試験回数：３回
寿命の判定基準：欠損するまでの衝撃回数を寿命とする。なお、衝撃回数が２５０００回になるまでに欠損しない場合は、その時点で試験を終了する。
表４に切削試験１の結果を示した。
Figure 2011002008
［切削試験２］
耐摩耗性評価試験
試料形状：ＴＮＭＧ１６０４０８
被削材：Ｓ４０Ｃ（形状：円柱）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
雰囲気：湿式切削
寿命の判定基準：欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗量ＶBmaxが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
表５に切削試験２の結果を示した。
Figure 2011002008
［切削試験３］
耐摩耗性評価試験
試料形状：ＴＮＭＧ１６０４０８
被削材：ＳＣＭ４４０（形状：円柱）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
雰囲気：湿式切削
寿命の判定基準：欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗量ＶBmaxが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
表６に切削試験３の結果を示した。
Figure 2011002008
表５に示されるように、発明品は加工長が４．２ｋｍ以上であり比較品よりも切削性能が優れる。比較品は加工長が３．１ｋｍ以下であった。その中でも比較品３はＷＣが多いため、熱伝導率が高く、サーマルクラックが生じない。しかしながら、比較品３は被削材と反応しやすく耐摩耗性に劣り短寿命であった。
表６も同様に、発明品は加工長が３．８ｋｍ以上であり比較品よりも切削性能が優れる。比較品は２．８ｋｍ以下であった。
切削試験１〜３の結果を点数化した。すなわち、切削試験１の衝撃回数について、２５０００回以上を３点、２００００回以上２５０００回未満を２点、１５０００回以上２００００回未満を１点、１５０００回未満を０点とし、１回目から３回目までの結果を平均した。また、切削試験２の加工長について、４．５ｋｍ以上を３点、３．０ｋｍ以上４．５ｋｍ未満を２点、１．５ｋｍ以上３．０ｋｍ未満を１点、１．５ｋｍ未満を０点とし、切削試験３の加工長について、４．０ｋｍ以上を３点、２．５ｋｍ以上４．０ｋｍ未満を２点、１．０ｋｍ以上２．５ｋｍ未満を１点、１．０ｋｍ未満を０点とした。切削試験１の点数の平均値と切削試験２および切削試験３の点数を合計し、その値を総合評価の結果とした。点数が大きいほど切削性能に優れる。得られた総合評価の結果は表７に示した。
Figure 2011002008
表７に示されるように発明品の切削試験１の平均値は１．７〜３点であり耐欠損性に優れることが分かる。発明品の切削試験２および切削試験３の結果は２〜３点であり耐摩耗性に優れることが分かる。耐欠損性と耐摩耗性がバランスよく優れる発明品は総合評価において７〜９点と高い点数になった。比較品は発明品よりも総合評価の点数が低い。このことは総合的な切削性能が発明品よりも劣ることを示している。例えば、比較品２については、切削試験２および切削試験３においてそれぞれ２点であり優れた耐摩耗性を示すが、切削試験１の平均値は１点であり、総合評価は５点になった。比較品３については、切削試験１において３点であり優れた耐欠損性を示すが、切削試験２および切削試験３においてそれぞれ１点であるため、総合評価では５点になった。
発明品３、６のサーメットと比較品１、２のサーメットに研削とホーニングを施してＩＳＯ規格ＶＮＭＧ１６０４０８形状に加工した。表８に示すように、ＰＶＤ法によりその表面に平均膜厚２．５μｍのＴｉＡｌＮ膜を被覆して、それぞれ発明品９、１０、比較品５、６とした。これらを用いて切削試験４を行った。
Figure 2011002008
［切削試験４］
耐摩耗性評価試験
試料形状：ＶＮＭＧ１６０４０８
被削材：Ｓ４０Ｃ（形状：円柱状）
切削速度：１４０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
雰囲気：乾式切削
寿命の判定基準：１０コーナを最大１５分間切削して、欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗量ＶBmaxが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
表９に切削試験４の結果を示した。
Figure 2011002008
表９から発明品９、１０は比較品６、７よりも耐欠損性および耐摩耗性に優れることが分かる。
実施例２
サーメットの原料粉末として、平均粒径１．４μｍのＴｉ（Ｃ0.5Ｎ0.5）粉、平均粒径１．５μｍのＴａＣ粉、 平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉、平均粒径１．６μｍのＨｆＣ粉、 平均粒径１．５μｍのＷＣ粉、平均粒径１．１μｍのＣｒ3Ｃ2粉、平均粒径１．３μｍのＣｏ粉を用意した。これらを用いて、表１０に示す配合組成に秤量した。
Figure 2011002008
これを実施例１と同様の方法で混合粉末を作製して、プレス成形した。プレス成形した混合物を焼結炉に入れて、真空中で４５０℃まで徐々に昇温してパラフィンを蒸発させた後、真空中で１２４０℃の第１加熱温度まで昇温速度１０〜１２℃／分で昇温させた。さらに、１２４０℃の第１加熱温度から１５２０℃の第２加熱温度までを圧力３０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気にて昇温速度２．０℃／分で昇温させ、圧力３０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気で１５２０℃の第２加熱温度にて３０分間保持し、さらに同温度にて圧力２０Ｔｏｒｒの窒素雰囲気で３０分間保持した後、１５２０℃の第２加熱温度から常温まで窒素雰囲気の圧力を徐々に低下させながら冷却速度１０℃／分で冷却した。
サーメットの表面領域と内部領域の断面組織を走査電子顕微鏡にて観察し、走査電子顕微鏡付属のＥＤＳを用いて結合相、第１硬質相、第２硬質相の組成を測定した。これらの結果は表１１に示した。なお、結合相に含まれる元素のうち、結合相全体に対して５０重量％以上の元素を主成分とし、結合相全体に対して５０重量％未満の元素を微量成分とした。
Figure 2011002008
走査電子顕微鏡を用いてサーメットの断面組織から表面領域の平均厚さを測定した。走査電子顕微鏡を用いてサーメットの表面領域と内部領域の断面組織を撮影した写真から、表面領域と内部領域における、結合相の面積率Ｓb、第１硬質相の面積率Ｓ1、第２硬質相の面積率Ｓ2を測定した。またＳ1とＳ2からＳ1／Ｓ2比を求めた。これらの値は表１２に示した。
Figure 2011002008
得られたサーメットに研削とホーニングを施しＩＳＯ規格ＴＮＭＧ１６０４０８形状に加工した。さらに膜構成が（基材側）平均膜厚１．０μｍＴｉＮ−平均膜厚８．０μｍＴｉ（Ｃ，Ｎ）−平均膜厚０．５μｍＴｉ（Ｃ，Ｎ，Ｏ）−平均膜厚１．５μｍＡｌ2Ｏ3−平均膜厚０．２μｍＴｉＮ（最表面側）（平均総膜厚１１．２μｍ）である硬質膜をＣＶＤ法により被覆した。ＣＶＤ被覆して得られた発明品１１、１２の被覆サーメットと実施例１の比較品３、４の被覆サーメットを用いて切削試験５を行った。
［切削試験５］
耐摩耗性評価試験
試料形状：ＴＮＭＧ１６０４０８
被削材：Ｓ４０Ｃ（形状：円柱）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
雰囲気：湿式切削
寿命の判定基準：欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗量ＶBmaxが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
表１３に切削試験５の結果を示した。
Figure 2011002008
表１３から発明品１１，１２は、比較品３，４に比べて加工長が長く、長寿命であることが分かる。

Claims (21)

  1. ＷＣからなる第１硬質相と、チタン元素を含む周期表４，５および６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の少なくとも１種からなる第２硬質相と、鉄族金属を主成分とする結合相とから構成されたサーメットであって、サーメット全体に含有される炭素量ＣT（重量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣW（重量％）、サーメット全体に含有される窒素量ＣN（重量％）が、
    ０．２５＜（ＣN／（ＣT−０．０６５３・ＣW））＜６
    を満足し、
    サーメットは、第１硬質相と結合相とからなる平均厚さ５〜１００μｍの表面領域、および表面領域よりも内部に存在する第１硬質相と第２硬質相と結合相とからなる内部領域によって形成され、
    サーメットの内部領域の断面組織における、第２硬質相の面積率に対する第１硬質相の面積率の比が０．１５〜４であることを特徴とするサーメット。
  2. サーメットの内部領域の断面組織における、結合相の面積率が３〜３０面積％、第１硬質相の面積率と第２硬質相の面積率との合計が７０〜９７面積％であり、これらの合計が１００面積％である請求項１に記載のサーメット。
  3. サーメットの表面領域の断面組織における、結合相の面積率が３〜３０面積％、第１硬質相の面積率が７０〜９７面積％であり、これらの合計が１００面積％である請求項１または２に記載のサーメット。
  4. サーメット全体に含まれるＣｒ元素をＣｒ3Ｃ2に換算したときのＣｒ3Ｃ2量が０．１〜１０重量％である請求項１〜３のいずれか１項に記載のサーメット。
  5. サーメット全体に含まれるＶ元素をＶＣに換算したときのＶＣ量が０．１〜５重量％である請求項１〜４のいずれか１項に記載のサーメット。
  6. 第２硬質相が、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）及び（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）から選択される少なくとも１種からなる請求項１〜５のいずれか１項に記載のサーメット。
  7. 第２硬質相が、
    Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物の少なくとも１種からなる単一相、及び、
    Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）及び（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物の少なくとも１種からなる芯部（コア）を（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）及び（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物の少なくとも１種からなり芯部（コア）とは異なる組成の周辺部（リム）が取り囲む組織構造のコアリム相、
    から選択される少なくとも１種からなる請求項１〜６のいずれか１項に記載のサーメット。
  8. ＣT、ＣW及びＣNが、０．２８＜（ＣN／ＣC）＜５
    ここで、ＣC＝ＣT−０．０６５３・ＣWである
    を満足する請求項１〜７のいずれか１項に記載のサーメット。
  9. ＣT、ＣW及びＣNが、０．３＜（ＣN／ＣC）＜４．６
    ここで、ＣC＝ＣT−０．０６５３・ＣWである
    を満足する請求項１〜７のいずれか１項に記載のサーメット。
  10. サーメットの内部領域の断面組織における、結合相の面積率が４〜２５面積％、第１硬質相の面積率と第２硬質相の面積率との合計が７５〜９６面積％であり、これらの合計が１００面積％である請求項１〜９のいずれか１項に記載のサーメット。
  11. サーメットの内部領域の断面組織における、結合相の面積率が５〜２０面積％、第１硬質相の面積率と第２硬質相の面積率との合計が８０〜９５面積％であり、これらの合計が１００面積％である請求項１〜９のいずれか１項に記載のサーメット。
  12. サーメットの表面領域の断面組織における、結合相の面積率が４〜２５面積％、第１硬質相の面積率が７５〜９６面積％であり、これらの合計が１００面積％である請求項１〜１１のいずれか１項に記載のサーメット。
  13. サーメットの表面領域の断面組織における、結合相の面積率が５〜２０面積％、第１硬質相の面積率が８０〜９５面積％であり、これらの合計が１００面積％である請求項１〜１１のいずれか１項に記載のサーメット。
  14. 第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比が、０．２０〜３．８である請求項１〜１３のいずれか１項に記載のサーメット。
  15. 第２硬質相の面積％に対する第１硬質相の面積％の比が、０．２５〜３．５である請求項１〜１３のいずれか１項に記載のサーメット。
  16. サーメット全体に含まれるＣｒ元素をＣｒ3Ｃ2に換算したときのＣｒ3Ｃ2量が、０．１５〜８重量％である請求項１〜１５のいずれか１項に記載のサーメット。
  17. サーメット全体に含まれるＶ元素をＶＣに換算したときのＶＣ量が、０．２〜４重量％である請求項１〜１６のいずれか１項に記載のサーメット。
  18. ＴｉＣＮ粉と、ＷＣ粉と、周期表４、５、６族元素の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の粉末と、鉄族金属の粉末とを所定の配合組成となるように混合した混合物を、
    （Ａ）非酸化雰囲気で常温から１２００〜１４００℃の第１加熱温度まで昇温させる工程と、
    （Ｂ）１２００〜１４００℃の第１加熱温度から１４２０〜１６００℃の第２加熱温度まで圧力１０Ｔｏｒｒ以上の窒素雰囲気で昇温させる工程と、
    （Ｃ）１４２０〜１６００℃の第２加熱温度にて圧力１０Ｔｏｒｒ以上の窒素雰囲気で保持する工程と、
    （Ｄ）１４２０〜１６００℃の第２加熱温度にて工程（Ｃ）よりも低い圧力の窒素雰囲気で保持する工程と、
    （Ｅ）１４２０〜１６００℃の第２加熱温度から常温まで工程（Ｄ）よりも低い圧力の窒素雰囲気で冷却する工程と
    からなる工程により製造される請求項１〜１７のいずれか１項に記載のサーメット。
  19. 請求項１〜１８のいずれか１項に記載のサーメットの表面に硬質膜を被覆した被覆サーメット。
  20. 硬質膜が、周期表４、５、６族元素、Ａｌ，Ｓｉの酸化物、炭化物、窒化物およびこれらの相互固溶体、及び硬質炭素膜からなる群より選択される少なくとも１種の硬質膜からなる請求項１９に記載の被覆サーメット。
  21. 硬質膜が、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＳｉＮ、ＡｌＣｒＮ、Ａｌ2Ｏ3、ダイヤモンド及びダイヤモンドライクカーボン（ＤＬＣ）からなる群より選択される少なくとも１種の硬質膜からなる請求項１９又は２０に記載の被覆サーメット。
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