WO2015141757A1 - サーメット工具 - Google Patents

サーメット工具 Download PDF

Info

Publication number
WO2015141757A1
WO2015141757A1 PCT/JP2015/058154 JP2015058154W WO2015141757A1 WO 2015141757 A1 WO2015141757 A1 WO 2015141757A1 JP 2015058154 W JP2015058154 W JP 2015058154W WO 2015141757 A1 WO2015141757 A1 WO 2015141757A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cermet tool
hard phase
phase
less
area
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/058154
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
大輔 竹澤
Original Assignee
株式会社タンガロイ
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社タンガロイ filed Critical 株式会社タンガロイ
Priority to EP15764910.4A priority Critical patent/EP3120956B1/en
Priority to JP2016508776A priority patent/JP6172382B2/ja
Priority to CA2943181A priority patent/CA2943181C/en
Priority to BR112016019984-7A priority patent/BR112016019984B1/pt
Priority to US15/126,465 priority patent/US10208365B2/en
Priority to CN201580012706.2A priority patent/CN106068167B/zh
Priority to RU2016140848A priority patent/RU2643752C1/ru
Priority to KR1020167024608A priority patent/KR101807629B1/ko
Publication of WO2015141757A1 publication Critical patent/WO2015141757A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
    • B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • B22F2009/042—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling using a particular milling fluid
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • B22F2009/043—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling by ball milling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/15—Nickel or cobalt
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2302/00—Metal Compound, non-Metallic compound or non-metal composition of the powder or its coating
    • B22F2302/10—Carbide
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2302/00—Metal Compound, non-Metallic compound or non-metal composition of the powder or its coating
    • B22F2302/15—Carbonitride
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B2222/00—Materials of tools or workpieces composed of metals, alloys or metal matrices
    • B23B2222/16—Cermet
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B2222/00—Materials of tools or workpieces composed of metals, alloys or metal matrices
    • B23B2222/44—Iron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/04—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbonitrides

Definitions

  • the present invention relates to a cermet tool.
  • Patent Document 1 discloses a composite carbonitride phase of Ti, Nb, and Zr in the core part, and a composite carbonitride phase of Ti, Nb, Zr, W, and Ta in the peripheral part.
  • a cermet tool having a cored second hard phase consisting of is described.
  • the present invention has been made to solve the above problems.
  • the present invention provides a cermet tool having a long tool life, having excellent chipping resistance and chipping resistance without reducing the finished surface roughness of the work material and reducing wear resistance. Objective.
  • the present inventor conducted various studies on the cermet tool. As a result, the present inventor has improved chipping resistance and excellent chipping resistance without degrading the wear resistance by devising the composition of the hard phase of the cermet tool. It has been clarified that a cermet tool can be obtained that reduces the roughness of the finished surface, and the present invention has been achieved.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) 75% to 95% by volume of the hard phase; A cermet tool comprising a binder phase of 5% by volume to 25% by volume,
  • the hard phase is (A)
  • the core is a composite carbonitride phase of Ti, Nb, and Mo
  • the peripheral part is a composite carbonitride of Ti, Nb, Mo, W, and Zr [hereinafter, (Ti, Nb, Mo, W, Zr ) (Denoted by (C, N)] or a cored carbonitride of Ti, Nb, Mo and W [hereinafter denoted by (Ti, Nb, Mo, W) (C, N)]
  • the first hard phase of the structure (B) A cored structure in which both the core part and the peripheral part are composed of (Ti, Nb, Mo, W, Zr) (C, N) phase or (Ti, Nb, Mo, W) (C, N) phase.
  • the second hard phase of (C) a third hard phase comprising a composite carbonitride phase of Ti, Nb and Mo, (A), (b) and (c),
  • the binder phase is composed of an element mainly composed of at least one selected from the group consisting of Co, Ni and Fe,
  • Nbs the maximum content of the Nb element concentration in the surface region in the range from the surface of the cermet tool to a depth of 300 ⁇ m
  • Nbs / Nbi is 0.8 or more and 1.2 or less
  • Ws / Wi is 1.0 or more and 1.5 or less
  • the area ratio of the first hard phase is A1
  • the area ratio of the second hard phase is A2
  • the area ratio of the third hard phase is A3
  • ds / di is 1.0 or more and 2.0 or less ( The cermet tool according to any one of 1) to (3).
  • cermet tool Specific examples of the cermet tool of the present invention include milling or turning cutting edge exchangeable cutting inserts, drills, and end mills.
  • the cermet tool of the present invention is a cermet tool composed of a hard phase and a binder phase mainly composed of at least one selected from the group consisting of Co, Ni and Fe.
  • the ratio of the hard phase to the whole cermet tool (100% by volume) is 75 to 95% by volume, and the binder phase occupies the balance.
  • the wear resistance of the cermet tool decreases. Further, in the cermet tool of the present invention, when the proportion of the hard phase exceeds 95% by volume, the fracture resistance of the cermet tool is lowered and the remaining binder phase is relatively reduced. The sinterability of the raw material decreases. Therefore, the ratio of the hard phase was determined to be 75 to 95% by volume, and the ratio of the binder phase was determined as the balance. From the above viewpoint, it is more preferable that the ratio of the hard phase is 80 to 90% by volume and the ratio of the binder phase is the balance.
  • the ratio of the hard phase and the binder phase in the cermet tool of the present invention is determined as follows.
  • the cross-sectional structure from the surface of the cermet tool to the depth of 500 ⁇ m in the depth direction is observed with a scanning electron microscope (SEM) with an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS), and the cross-sectional structure is etched using aqua regia.
  • the etched cross-sectional structure is observed with a SEM with EDS.
  • the area ratio of the hard phase that was not etched from these two types of cross-sectional structures and the area ratio of the etched binder phase were measured. From the results, the volume percentage of the hard phase of the cermet tool and the binder phase The ratio with volume% is calculated
  • the binder phase of the cermet tool of the present invention is a metal containing at least one selected from Co, Ni and Fe as a main component.
  • the metal having at least one selected from Co, Ni and Fe as a main component means that the total mass of at least one metal selected from Co, Ni and Fe in the binder phase is that of the binder phase.
  • the metal which is 50 mass% or more with respect to the total mass is meant.
  • the binder phase of the present invention may contain a hard phase component in addition to Co, Ni and Fe. Usually, the total content of the hard phase components contained in the binder phase of the present invention is 20% by mass or less based on the total mass of the binder phase.
  • the binder phase of the cermet tool of the present invention is a metal mainly composed of one or two of Co and Ni. In that case, a cermet tool excellent in wettability, heat resistance and corrosion resistance between the binder phase and the hard phase can be obtained.
  • the core portion is a composite carbonitride of Ti, Nb, and Mo (hereinafter referred to as (Ti, Nb, Mo) (C, N)) phase
  • the peripheral portion is Ti and Nb.
  • Mo, W, and Zr composite carbonitride hereinafter referred to as (Ti, Nb, Mo, W, Zr) (C, N)] phase
  • Ti, Nb, Mo, and W composite carbonitride hereinafter, it is represented by (Ti, Nb, Mo, W) (C, N)] and has a core-structured first hard phase.
  • the core portion and the peripheral portion have different compositions.
  • Nb has excellent high-temperature hardness and oxidation resistance, reactive wear is suppressed in high-speed machining, so that the cermet tool has excellent wear resistance.
  • Mo is excellent in wettability with the binder phase during sintering and excellent in wettability between hard phases. Therefore, when the first hard phase contains Mo, the strength of the cermet tool is improved, so that the fracture resistance and the chipping resistance are improved.
  • W is excellent in hardness. Therefore, when the first hard phase contains W, the wear resistance of the cermet tool is excellent. Further, since Zr in the hard phase has excellent high-temperature strength, the plastic deformation resistance of the cermet tool is excellent when the first hard phase contains Zr.
  • the hard phase of the cermet tool of the present invention has a (Ti, Nb, Mo, W, Zr) (C, N) phase or a (Ti, Nb, Mo, W) (C, N) in both the core part and the peripheral part. ) Having a second hard phase with a core structure composed of phases. W is excellent in hardness. Therefore, the wear resistance of the cermet tool is excellent because the second hard phase contains W. Moreover, since Zr in the hard phase has excellent high-temperature strength, the plastic deformation resistance of the cermet tool is excellent when the second hard phase contains Zr.
  • the hard phase of the cermet tool of the present invention is a third single-phase particle structure composed of a composite carbonitride of Ti, Nb, and Mo (hereinafter referred to as (Ti, Nb, Mo) (C, N)).
  • the cermet tool of the present invention contains Nb and Mo in all the hard phases of the first hard phase, the second hard phase, and the third hard phase, it has excellent wear resistance at high temperatures and also has good fracture resistance. Excellent. Further, Ta is excellent in high temperature hardness like Nb. Therefore, in the cermet tool of the present invention, in at least one kind of hard phase composed of the first hard phase, the second hard phase, and the third hard phase, a part of Nb contained in the hard phase is Ta. Substitution is also preferred.
  • the maximum content of the Nb element concentration in the surface region in the range from the surface of the cermet tool to a depth of 300 ⁇ m is Nbs
  • the internal content of the Nb element concentration in the internal region inside the surface region is Nbi.
  • Nbs / Nbi is 0.8 or more and 1.2 or less.
  • Nbs / Nbi is within this range, the Nb element concentration in the surface region and the internal region of the cermet tool is almost uniform, and the high temperature strength of the cermet tool is excellent.
  • Nbs / Nbi is less than 0.8, the wear resistance of the cermet tool decreases, and when Nbs / Nbi exceeds 1.2, the fracture resistance of the cermet tool decreases.
  • the maximum content of the W element concentration in the surface region in the range from the surface of the cermet tool to a depth of 300 ⁇ m is Ws
  • the internal content of the W element concentration in the internal region inside the surface region is Wi.
  • Ws / Wi is 1.0 or more and 1.5 or less.
  • Ws / Wi is within this range, the hardness of the surface region of the cermet tool is excellent, and the toughness of the internal region is excellent, so that the wear resistance, chipping resistance and fracture resistance of the cermet tool are improved.
  • Ws / Wi is less than 1.0, the wear resistance of the cermet tool is lowered, and when Ws / Wi is more than 1.5, the chipping resistance and fracture resistance of the cermet tool are lowered.
  • the cermet tool of the present invention has a cutting performance such as wear resistance, chipping resistance and fracture resistance by making the Nb element concentration uniform in the surface region and the internal region and increasing the W element concentration in the surface region. improves. That is, in high-speed cutting conditions involving high-temperature heat generation, Nb having excellent high-temperature hardness contributes to cutting performance, and in conventional cutting conditions, W contributes to cutting performance. Can be processed without any problems.
  • the area ratio of the first hard phase is A1
  • the area ratio of the second hard phase is A2
  • the cross section in the internal region rather than the surface region in the range from the surface of the cermet tool to a depth of 300 ⁇ m
  • the area ratio of the third hard phase is A3 and the total area of the hard phase is 100 area%
  • A1 is 75 area% to 95 area%
  • A2 is 4 area% to 24 area%
  • A3 is 1 area. % Or more and 24 area% or less. If A1 is less than 75% by area, the fracture resistance of the cermet tool is lowered due to insufficient toughness.
  • A1 exceeds 95 area%
  • the area of A2 or A3 becomes relatively small, and thus the hardness or thermal conductivity decreases, so the wear resistance or thermal shock resistance of the cermet tool decreases.
  • A2 is less than 4 area%, the hardness is insufficient, so the wear resistance of the cermet tool is lowered.
  • A2 exceeds 24 area%
  • the area of A1 or A3 becomes relatively small, and the toughness and thermal conductivity are lowered, so the fracture resistance or thermal shock resistance of the cermet tool is lowered.
  • A3 is less than 1 area%
  • the thermal conductivity is insufficient, so the thermal shock resistance of the cermet tool decreases.
  • A3 exceeds 24 area%, the area of A1 or A2 becomes relatively small, and the toughness is lowered, so that the fracture resistance of the cermet tool is lowered.
  • Hs / Hi is It is preferable that it is 1.1 or more and 1.3 or less.
  • Hs / Hi of the cermet tool of the present invention is less than 1.1, the wear resistance tends to be inferior, and when it exceeds 1.3, the chipping resistance and fracture resistance tend to be inferior.
  • the area ratio of the core portion of the first hard phase in the surface region in the range from the surface of the cermet tool to a depth of 300 ⁇ m is C1s, and the core portion of the first hard phase in the internal region inside the surface region.
  • C1s / C1i is preferably 0.3 or more and 0.9 or less.
  • C1s / C1i of the cermet tool of the present invention is less than 0.3, the fracture resistance tends to decrease, and when it exceeds 0.9, the wear resistance tends to decrease.
  • Ds / di is preferably 1.1 or more and 2.0 or less.
  • the average particle size of the hard phase is preferably 1.0 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the hard phase of the cermet tool of the present invention is less than 1.0 ⁇ m, the chipping resistance tends to decrease, and when it exceeds 3.0 ⁇ m, the hardness decreases and the wear resistance tends to decrease. It is done.
  • the Nb element concentration and W element concentration of the cermet tool of the present invention can be determined as follows.
  • the cermet tool can be polished at an angle of 10 ° with respect to the surface of the cermet tool, the cross-sectional structure of the polished surface can be observed with an SEM, and can be determined using an EDS attached to the SEM.
  • the average value was defined as Nbi and Wi.
  • the Vickers hardness Hs in the surface region and the Vickers hardness Hi in the inner region of the cermet tool of the present invention can be obtained as follows.
  • the cermet tool is polished at an angle of 10 ° with respect to the surface of the cermet tool, and the micro Vickers hardness is set so that the interval is 10 ⁇ m in the vertical direction from the surface of the cermet tool A Vickers hardness with an applied load of 4.9 N was measured using a gauge.
  • the maximum hardness in the range from the surface of the cermet tool to 300 ⁇ m was defined as Hs
  • the five Vickers hardnesses were measured at a position of 500 ⁇ m from the surface of the cermet tool
  • the maximum hardness among the five locations was defined as Hi.
  • the average particle diameter ds in the surface region of the hard phase and the average particle diameter di in the internal region of the cermet tool of the present invention can be determined as follows.
  • the cermet tool can be polished by tilting by 10 ° with respect to the surface of the cermet tool, and the cross-sectional structure of the polished surface can be obtained by using SEM to enlarge 2000 to 10000 times using the Fullman equation (1).
  • dm (4 / ⁇ ) ⁇ (NL / NS) (1)
  • dm is the average particle diameter
  • ⁇ is the circumferential ratio
  • NL is the number of hard phases per unit length hit by an arbitrary straight line on the cross-sectional structure
  • NS is a hard included in an arbitrary unit area.
  • the number of phases. The average particle size of the hard phase was a value obtained by calculating the average of the average particle size ds in the surface region and the average particle size di in the internal region.
  • the area ratios A1, A2 and A3 of each hard phase in the internal region of the cermet tool of the present invention can be determined from a SEM image of a cross-sectional structure by a method using commercially available image analysis software or a method using the above-mentioned Fullman equation. .
  • a specific measurement method when using the Fullman formula is shown below. It can be obtained from the image obtained by polishing the cermet tool and enlarging the cross-sectional structure of the polished surface in the internal region of the cermet tool by 2000 to 10,000 times using the Fullman equation (1).
  • the average particle diameters of the first hard phase, the second hard phase, and the third hard phase are determined using the above-described Fullman equation (1).
  • the area ratio C1s of the core portion of the first hard phase in the surface region of the cermet tool of the present invention and the area ratio C1i of the core portion of the first hard phase in the inner region can be obtained as follows.
  • the cermet tool was polished at an angle of 10 ° with respect to the surface of the cermet tool, and a photograph in which the cross-section polished surface was magnified 2000 to 10,000 times with SEM was taken. C1i can be calculated.
  • the finished surface roughness of the work material can be reduced by the cermet tool of the present invention. Moreover, since the cermet tool of this invention has the outstanding fracture resistance and the outstanding chipping resistance, without reducing abrasion resistance, there exists an effect that a tool life can be extended rather than before.
  • the manufacturing method of the cermet tool of this invention is not restrict
  • the manufacturing method of the cermet tool of the present invention is: Step (A): Titanium niobium carbonitride or titanium niobium tantalum molybdenum powder having an average particle size of 0.5 to 4.0 ⁇ m, titanium niobium carbonitride and titanium niobium tantalum molybdenum powder A group consisting of carbide, nitride, and carbonitride of at least one metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, Nb, Mo and W, having an average particle size of 0.5 to 4.0 ⁇ m excluding 5 to 40% by mass of at least one selected powder and 5 to 30% by mass of at least one selected from the group consisting of Co, Ni and Fe having an average particle size of 0.5 to 3.0 ⁇ m And a blending step (however, the total of these is 100% by mass); Step (B): mixing raw material powder and mixing with a wet ball mill for 5 to 35 hours to prepare a mixture; Step (C): a molding step
  • the average particle diameter of the raw material powder used in the step (A) is measured by the Fisher method (Fisher Sub-Sieve Sizer (FSSS)) described in the American Society for Testing and Materials (ASTM) standard B330.
  • each process of the manufacturing method of the cermet tool of this invention has the following significance.
  • a carbide, a nitride of titanium niobium carbonitride powder or titanium niobium tantalum molybdenum powder and at least one metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, Nb, Mo and W, And at least one powder selected from the group consisting of carbonitrides can be used to form the first hard phase, the second hard phase, and the third hard phase.
  • step (B) the average particle size of the hard phase can be adjusted, or a mixed powder having a predetermined composition can be mixed uniformly.
  • the cermet tool of the present invention comprising a hard phase and a binder phase having a specific composition can be obtained.
  • step (C) the obtained mixture is formed into a predetermined tool shape.
  • the obtained molded body is sintered in the following sintering process.
  • step (D) the molded body is heated at a vacuum of 67 Pa or less to promote degassing before and immediately after the appearance of the liquid phase, and improve the sinterability in the following sintering step.
  • step (E) the W element concentration in the surface region of the cermet tool can be increased by sintering at a temperature in the range of 1400 to 1600 ° C. Further, in steps (E) and (F), a nitrogen atmosphere is used to prevent denitrification from the surface of the molded body, thereby reducing the smoothness of the surface of the burned surface due to denitrification and ( Reduction of hard phase such as Ti, Nb, Mo) (C, N) is suppressed.
  • a nitrogen atmosphere is used to prevent denitrification from the surface of the molded body, thereby reducing the smoothness of the surface of the burned surface due to denitrification and ( Reduction of hard phase such as Ti, Nb, Mo) (C, N) is suppressed.
  • step (G) by cooling at a nitrogen pressure of 1 to 50 Pa lower than those in the steps (E) and (F) and at a cooling rate of 1 to 50 ° C./min, Movement can be suppressed.
  • step (H) the area ratio of the first to third hard phases is made arbitrary by holding at a lower temperature than in step (F).
  • step (I) the sintered compact is cooled to room temperature to obtain the cermet tool of the present invention.
  • the cermet tool obtained through the steps from step (A) to step (I) may be subjected to grinding or honing of the cutting edge.
  • the average particle diameter of the raw material powder is measured by the Fisher method (Fisher Sub-Sieve Sizer (FSSS)) described in American Society for Testing and Materials (ASTM) standard B330.
  • FSSS Fisher Sub-Sieve Sizer
  • Ti, Nb, Mo Ti, Nb, and Mo
  • Ti, Nb, Ta, Mo Ti and Nb.
  • a composite carbonitride of Ta and Mo Ti and Mo.
  • the prepared raw material powder was weighed so as to have the composition shown in Table 1 below, and the weighed raw material powder was placed in a stainless steel pot together with an acetone solvent and a cemented carbide ball and mixed and pulverized by a wet ball mill.
  • Table 2 shows the mixing and pulverizing time by the wet ball mill. After mixing and pulverizing with a wet ball mill, the mixture obtained by evaporating the acetone solvent was press-molded at a pressure of 196 MPa with a mold having an insert shape SDKN1203 breaker with a sintered shape of JIS B 4120. A molded body was obtained.
  • the temperature was raised from room temperature to a nitrogen introduction temperature T1 (° C.) described in Table 3 (a) below in a vacuum of 67 Pa or less.
  • T1 nitrogen introduction temperature
  • P1 furnace pressure
  • the temperature was raised from a nitrogen introduction temperature T1 (° C.) to a sintering temperature T2 (° C.) shown in Table 3 (c) in a nitrogen atmosphere at a furnace pressure P1 (Pa).
  • the cermet tool obtained by sintering was subjected to honing treatment on the cutting edge of the cermet tool by a wet brush honing machine.
  • the manufactured inventive cermet tool and comparative cermet tool were polished at an angle of 10 ° with respect to the surface of the cermet tool.
  • the cross-sectional structure of the polished surface was observed with an SEM, and each composition of Nbs and Ws in the surface region and Nbi and Wi in the inner region was measured using EDS attached to the SEM.
  • Nbs / Nbi and Ws / Wi were determined from the measured composition. The results are shown in Table 4.
  • An image obtained by polishing the cross-sectional structure of the polished surface with a SEM at a magnification of 5000 times with a SEM was polished by tilting by 10 ° with respect to the surface of the cermet tool, and from the captured image, using Fullman's formula (1)
  • the average particle size ds in the surface region of the hard phase and the average particle size di in the internal region were measured to determine ds / di.
  • the average particle size of the hard phase was the average value of the average particle size ds in the surface region and the average particle size di in the internal region. Table 5 shows ds / di and the average particle size of the hard phase.
  • a Vickers hardness of 4.9 N applied load was applied to the polished surface, which was polished at an angle of 10 ° with respect to the surface of the cermet tool, at intervals of 10 ⁇ m from the surface of the cermet tool. It was measured.
  • the maximum hardness in the range from the surface of the cermet tool to 300 ⁇ m was defined as Hs
  • the five Vickers hardnesses were measured at a position of 500 ⁇ m from the surface of the cermet tool
  • Hi The results are shown in Table 6.
  • the invention and comparative cermet tools were polished perpendicularly to the surface of the cermet tool, and the cross-sectional structure of the polished surface was identified by SEM with EDS to identify the composition of each hard phase. Furthermore, the image which expanded the cross-sectional structure
  • the cross-sectional structure is etched using aqua regia, and the etched cross-sectional structure is observed with a SEM with EDS. Then, the area ratio of the hard phase that was not etched from these two types of cross-sectional structures and the area ratio of the etched binder phase were measured. From the results, the volume percentage of the hard phase of the cermet tool and the binder phase The ratio with volume% was calculated
  • Cutting test 1 cutting test 2 and cutting test 3 were performed using the obtained samples.
  • the cutting test 1 evaluates fracture resistance
  • the cutting test 2 evaluates wear resistance
  • the cutting test 3 evaluates the finished surface of the work material.
  • the results of the cutting test are shown in Table 9.
  • the arithmetic average roughness Ra of the work surface of the work material in the cutting test 3 is less than 0.15 ⁇ m, ⁇ is 0.15 ⁇ m or more and less than 0.25 ⁇ m, 0.25 ⁇ m or more and less than 0.35 ⁇ m is ⁇ , 0 Evaluation was made with x of 35 ⁇ m or more. In this evaluation, the order is (excellent) ⁇ > ⁇ > ⁇ > ⁇ (inferior), and the better the cutting performance, the better the ⁇ or ⁇ . The obtained evaluation results are shown in Table 10.
  • All the evaluations of the invention products have ⁇ or ⁇ , and it can be seen that the wear resistance and fracture resistance are excellent, and the finished surface roughness can be reduced.
  • the evaluation of the comparative product has ⁇ or ⁇ , and it can be seen that any performance of wear resistance, chipping resistance and finished surface roughness is not satisfied.
  • the surface of invention products 1 to 10 of Example 1 was coated using a PVD apparatus.
  • Inventive products 1 to 10 and comparative products 1 to 6 are coated with a TiAlN layer having an average layer thickness of 2.5 ⁇ m on the surface of the inventive products 11 to 20 and comparative products 7 to 12, and the cermet tool of the inventive product 1
  • Inventive product 21 was coated with a Ti (C, N) layer having an average layer thickness of 2.5 ⁇ m on the surface of the substrate.
  • Inventive product 22 was obtained by coating the surface of the cermet tool of Invention product 1 with 500 layers of alternately laminated layers of 2 nm TiAlN and 3 nm TiAlNbWN per layer.
  • Inventive products 11 to 22 and comparative products 7 to 12 were subjected to the same cutting tests 1, 2, and 3 as in Example 1. The results are shown in Table 11.
  • the arithmetic average roughness Ra of the work surface of the work material in the cutting test 3 is less than 0.15 ⁇ m, ⁇ is 0.15 ⁇ m or more and less than 0.25 ⁇ m, 0.25 ⁇ m or more and less than 0.35 ⁇ m is ⁇ , 0 Evaluation was made with x of 35 ⁇ m or more. In this evaluation, the order is (excellent) ⁇ > ⁇ > ⁇ > ⁇ (inferior), and the better the cutting performance, the better the ⁇ or ⁇ . The results of the evaluation obtained are shown in Table 12.
  • the coated cutting tool of the present invention can reduce the finished surface roughness of the work material, and has excellent tooling resistance and chipping resistance without reducing wear resistance. Since it can be extended, industrial applicability is high.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Drilling Tools (AREA)

Abstract

　被削材の仕上げ面粗さを小さくし、耐摩耗性、耐欠損性および耐チッピング性に優れ、工具寿命を延長できるサーメット工具を提供する。　７５～９５体積％の硬質相と５～２５体積％の結合相からなり、硬質相は芯部が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）、周辺部が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）の第１硬質相と、芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）の第２硬質相と、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）の第３硬質相で構成され、表面領域の最大Ｎｂ量Ｎｂｓと内部領域の内部Ｎｂ量Ｎｂｉの関係、Ｎｂｓ／Ｎｂｉは０．８～１．２、表面領域の最大Ｗ量Ｗｓと内部領域の内部Ｗ量Ｗｉの関係Ｗｓ／Ｗｉは１．０～１．５、各硬質相の面積率Ａ１、Ａ２およびＡ３は、Ａ１が７５～９５面積％、Ａ２が４～２４面積％、Ａ３が１～２４面積％であるサーメット工具。

Description

サーメット工具
　本発明はサーメット工具に関するものである。
　サーメット工具は、超硬合金工具に比べて鉄との耐反応性や高温強度に優れており、その特性を生かして仕上げ加工に用いられている。例えば、特許文献１には、芯部がＴｉとＮｂとＺｒの複合炭窒化物相、周辺部がＴｉとＮｂとＺｒとＷ、またはＴｉとＮｂとＺｒとＷとＴａの複合炭窒化物相からなる有芯構造の第１硬質相と、芯部および周辺部の両方がＴｉとＮｂとＺｒとＷの複合炭窒化物相、またはＴｉとＮｂとＺｒとＷとＴａの複合炭窒化物相からなる有芯構造の第２硬質相とを有するサーメット工具が記載されている。
特開２００７－６９３１１号公報
　しかしながら、近年の切削加工では高速化、高送り化および深切込み化が顕著に行われている。このような、高温発熱を伴う高速切削条件においては、従来よりも工具寿命が低下する傾向がみられる。すなわち、上記従来のサーメット工具では、硬質相の粒子間の強度が不十分であるため、高温発熱を伴う高速切削条件において、硬質相粒子が脱落することにより、被削材の仕上げ面粗さが粗くなるという問題があった。また、硬質相の硬さが優れるが、耐チッピング性および耐欠損性が劣るという問題があった。
　本発明は、上記の問題を解決するためになされたものである。本発明は、被削材の仕上げ面粗さを小さくし、耐摩耗性を低下させることなく、優れた耐欠損性と優れた耐チッピング性とを有し、工具寿命の長いサーメット工具の提供を目的とする。
　本発明者は、サーメット工具について種々の検討を行った。その結果、本発明者は、サーメット工具の硬質相の組成を工夫することによって、耐摩耗性を低下させることなく、優れた耐欠損性と優れた耐チッピング性とを有し、被削材の仕上げ面粗さを小さくするサーメット工具を得ることができることを明らかにし、本発明に至った。
　すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）硬質相を７５体積％以上９５体積％以下と、
　結合相を５体積％以上２５体積％以下とからなるサーメット工具であって、
　前記硬質相は、
（ａ）芯部がＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物相、周辺部がＴｉとＮｂとＭｏとＷとＺｒとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相、またはＴｉとＮｂとＭｏとＷとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相からなる有芯構造の第１硬質相、
（ｂ）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）相、または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）相からなる有芯構造の第２硬質相、
（ｃ）ＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物相からなる第３硬質相、
の以上（ａ）、（ｂ）および（ｃ）で構成され、
　前記結合相は、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅからなる群より選択された少なくとも１種を主成分とする元素で構成され、
　前記サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域における前記Ｎｂ元素濃度の最大含有量をＮｂｓ、前記表面領域よりも内部の内部領域における前記Ｎｂ元素濃度の内部含有量をＮｂｉとしたとき、Ｎｂｓ／Ｎｂｉは、０．８以上１．２以下であり、
　前記表面領域における前記Ｗ元素濃度の最大含有量をＷｓ、前記内部領域における前記Ｗ元素濃度の内部含有量をＷｉとしたとき、Ｗｓ／Ｗｉは、１．０以上１．５以下であり、
　サーメット工具の前記内部領域における断面において、前記第１硬質相の面積率をＡ１、前記第２硬質相の面積率をＡ２、前記第３硬質相の面積率をＡ３とし、前記硬質相全体の面積を１００面積％としたとき、前記Ａ１が７５面積％以上９５面積％以下、前記Ａ２が４面積％以上２４面積％以下、前記Ａ３が１面積％以上２４面積％以下であるサーメット工具。
（２）前記表面領域におけるビッカース硬さをＨｓ、前記内部領域におけるビッカース硬さをＨｉとしたとき、Ｈｓ／Ｈｉは、１．１以上１．３以下である（１）のサーメット工具。
（３）前記表面領域における前記第１硬質相の芯部の面積率をＣ１ｓ、前記内部領域における前記第１硬質相の芯部の面積率をＣ１ｉとしたとき、Ｃ１ｓ／Ｃ１ｉは、０．３以上０．９以下である（１）または（２）のいずれかのサーメット工具。
（４）前記表面領域における前記硬質相の平均粒径をｄｓ、前記内部領域における前記硬質相の平均粒径をｄｉとしたとき、ｄｓ／ｄｉは、１．０以上２．０以下である（１）～（３）のいずれかのサーメット工具。
（５）前記硬質相の平均粒径が１．０μｍ以上３．０μｍ以下である（１）～（４）のいずれかのサーメット工具。
（６）前記硬質相に含まれるＮｂの一部をＴａで置換したことを特徴とする（１）～（５）のいずれかのサーメット工具。
（７）（１）～（６）のいずれかに記載のサーメット工具の表面に被覆層が形成された被覆サーメット工具。
＜サーメット工具＞
本発明のサーメット工具の種類として具体的には、フライス加工用または旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、およびエンドミルなどを挙げることができる。
　本発明のサーメット工具は、硬質相と、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅからなる群より選択された少なくとも１種を主成分とする結合相とからなるサーメット工具である。前記硬質相のサーメット工具全体（１００体積％）に対する割合は７５～９５体積％であり、前記結合相が残部を占める。
　本発明のサーメット工具は、硬質相の割合が７５体積％未満であると、サーメット工具の耐摩耗性が低下する。また、本発明のサーメット工具は、硬質相の割合が９５体積％を超えるとサーメット工具の耐欠損性が低下すると共に、相対的に残部の結合相量が減少するため、サーメット工具の製造の際の原料の焼結性が低下する。そこで、硬質相の割合を７５～９５体積％、結合相の割合を残部と定めた。前記の観点から、硬質相の割合が８０～９０体積％、結合相の割合が残部であると、さらに好ましい。
　なお、本発明のサーメット工具における硬質相および結合相の割合は、以下のようにして求める。サーメット工具の表面から深さ方向に５００μｍ内部までの断面組織をエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察し、さらに王水を用いて断面組織を食刻し、食刻された断面組織をＥＤＳ付きＳＥＭにて観察する。そして、これら二種類の断面組織から食刻されなかった硬質相の面積率と、食刻された結合相の面積率とを測定し、その結果からサーメット工具の硬質相の体積％と結合相の体積％との割合を求める。
　本発明のサーメット工具の結合相は、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅの中から選ばれた少なくとも１種を主成分とする金属である。Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅの中から選ばれた少なくとも１種を主成分とする金属とは、結合相のＣｏ、ＮｉおよびＦｅの中から選ばれた少なくとも１種の金属の合計質量が、結合相の全質量に対して５０質量％以上である金属を意味する。本発明の結合相には、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅ以外に、硬質相成分が含まれていてもよい。通常、本発明の結合相に含まれる硬質相成分の合計含有量は、結合相の全質量に対して２０質量％以下である。その中でも、本発明のサーメット工具の結合相が、ＣｏおよびＮｉの１種または２種を主成分とした金属であることがより好ましい。その場合には、結合相と硬質相との濡れ性、耐熱性および耐食性に優れたサーメット工具を得ることができる。
　本発明のサーメット工具の硬質相は、芯部がＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相、周辺部がＴｉとＮｂとＭｏとＷとＺｒとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相、またはＴｉとＮｂとＭｏとＷとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相からなる有芯構造の第１硬質相を有する。なお、芯部と周辺部とは異なる組成を有する。Ｎｂは、高温硬さおよび耐酸化性が優れるため、高速の加工において、反応摩耗が抑制されるので、サーメット工具の耐摩耗性が優れる。Ｍｏは、焼結時における結合相との濡れ性に優れ、硬質相同士の濡れ性にも優れる。そのため、第１硬質相がＭｏを含むことでサーメット工具の強度が向上することにより、耐欠損性および耐チッピング性が向上する。さらに、Ｗは、硬さが優れる。そのため、第１硬質相がＷを含むことでサーメット工具の耐摩耗性が優れる。また、硬質相中のＺｒは、高温強度が優れるため、第１硬質相がＺｒを含むことにより、サーメット工具の耐塑性変形性が優れる。
　本発明のサーメット工具の硬質相は、芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）相、または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）相からなる有芯構造の第２硬質相を有する。Ｗは、硬さが優れる。そのため、第２硬質相がＷを含むことでサーメット工具の耐摩耗性が優れる。また、硬質相中のＺｒは、高温強度が優れるため、第２硬質相がＺｒを含むことにより、サーメット工具の耐塑性変形性が優れる。
　本発明のサーメット工具の硬質相は、ＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相からなる単一相粒子構造の第３硬質相を有する。第３硬質相は熱伝導率が高いため、耐熱衝撃性が優れるので、サーマルクラックの発生を抑制することができる。そのため、サーメット工具中に第３硬質相が分散して存在することにより、耐欠損性が向上する。
　特に、本発明のサーメット工具は、第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相の全ての硬質相において、ＮｂおよびＭｏを含むため、高温における耐摩耗性に優れ、耐欠損性にも優れる。また、ＴａはＮｂと同様に高温硬さが優れる。そのため、本発明のサーメット工具は、第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相から構成される硬質相の少なくとも１種の硬質相において、硬質相に含まれるＮｂの一部をＴａで置換しても好ましい。
　本発明のサーメット工具において、サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域におけるＮｂ元素濃度の最大含有量をＮｂｓ、表面領域よりも内部の内部領域におけるＮｂ元素濃度の内部含有量をＮｂｉとしたとき、Ｎｂｓ／Ｎｂｉは、０．８以上１．２以下である。Ｎｂｓ／Ｎｂｉがこの範囲であると、サーメット工具の表面領域と内部領域とにおけるＮｂ元素濃度がほぼ均一であることにより、サーメット工具の高温強度が優れる。Ｎｂｓ／Ｎｂｉが０．８未満であると、サーメット工具の耐摩耗性が低下し、Ｎｂｓ／Ｎｂｉが１．２を超えるとサーメット工具の耐欠損性が低下する。
　本発明のサーメット工具において、サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域におけるＷ元素濃度の最大含有量をＷｓ、表面領域よりも内部の内部領域におけるＷ元素濃度の内部含有量をＷｉとしたとき、Ｗｓ／Ｗｉは、１．０以上１．５以下である。Ｗｓ／Ｗｉがこの範囲であると、サーメット工具の表面領域の硬さが優れ、内部領域の靱性が優れることにより、サーメット工具の耐摩耗性、耐チッピング性および耐欠損性が向上する。Ｗｓ／Ｗｉが１．０未満であると、サーメット工具の耐摩耗性が低下し、Ｗｓ／Ｗｉが１．５を超えるとサーメット工具の耐チッピング性および耐欠損性が低下する。
　本発明のサーメット工具は、表面領域と内部領域とにおける、Ｎｂ元素濃度を均一にし、表面領域のＷ元素濃度を高くすることで、耐摩耗性、耐チッピング性および耐欠損性などの切削性能が向上する。すなわち、高温発熱を伴う高速切削条件においては、高温硬さに優れるＮｂが切削性能に寄与し、従来の切削条件においては、Ｗが切削性能に寄与するため、あらゆる加工条件において切削性能を低下させることなく加工することができる。
　本発明のサーメット工具は、サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域よりも内部の内部領域における断面において、第１硬質相の面積率をＡ１、第２硬質相の面積率をＡ２、第３硬質相の面積率をＡ３とし、硬質相全体の面積を１００面積％としたとき、Ａ１が７５面積％以上９５面積％以下、Ａ２が４面積％以上２４面積％以下、Ａ３が１面積％以上２４面積％以下である。Ａ１が７５面積％未満であると、靭性が不十分なため、サーメット工具の耐欠損性が低下する。Ａ１が９５面積％を超えると、相対的にＡ２またはＡ３の面積が小さくなるため、硬さまたは熱伝導率が低下するので、サーメット工具の耐摩耗性または耐熱衝撃性が低下する。Ａ２が４面積％未満であると、硬さが不十分なため、サーメット工具の耐摩耗性が低下する。Ａ２が２４面積％を超えると、相対的にＡ１またはＡ３の面積が小さくなるため、靭性および熱伝導率が低下するので、サーメット工具の耐欠損性または耐熱衝撃性が低下する。Ａ３が１面積％未満であると、熱伝導率が不十分なため、サーメット工具の耐熱衝撃性が低下する。Ａ３が２４面積％を超えると、相対的にＡ１またはＡ２の面積が小さくなるため、靭性が低下するので、サーメット工具の耐欠損性が低下する。
　本発明のサーメット工具は、サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域におけるビッカース硬さをＨｓ、表面領域よりも内部の内部領域におけるビッカース硬さをＨｉとしたとき、Ｈｓ／Ｈｉは、１．１以上１．３以下であることが好ましい。本発明のサーメット工具のＨｓ／Ｈｉが１．１未満では耐摩耗性が劣る傾向がみられ、１．３を超えると、耐チッピング性および耐欠損性が劣る傾向がみられる。
　本発明のサーメット工具は、サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域における第１硬質相の芯部の面積率をＣ１ｓ、表面領域よりも内部の内部領域における第１硬質相の芯部の面積率をＣ１ｉとしたとき、Ｃ１ｓ／Ｃ１ｉは、０．３以上０．９以下であることが好ましい。本発明のサーメット工具のＣ１ｓ／Ｃ１ｉが０．３未満では耐欠損性が低下する傾向がみられ、０．９を超えると、耐摩耗性が低下する傾向がみられる。
　本発明のサーメット工具は、サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域における硬質相の平均粒径をｄｓ、表面領域よりも内部の内部領域における硬質相の平均粒径をｄｉとしたとき、ｄｓ／ｄｉは、１．１以上２．０以下であることが好ましい。本発明のサーメット工具のｄｓ／ｄｉが１．１未満では耐欠損性が低下する傾向がみられ、２．０を超えると、耐摩耗性が低下する傾向がみられる。
　本発明のサーメット工具は、硬質相の平均粒径が１．０μｍ以上３．０μｍ以下であることが好ましい。本発明のサーメット工具の硬質相の平均粒径が１．０μｍ未満では耐欠損性が低下する傾向がみられ、３．０μｍを超えると、硬さが低下し耐摩耗性が低下する傾向がみられる。
　本発明のサーメット工具のＮｂ元素濃度およびＷ元素濃度は、以下のようにして求めることができる。サーメット工具をサーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨し、その研磨面の断面組織をＳＥＭにて観察し、ＳＥＭに付属するＥＤＳを用いて求めることができる。サーメット工具の表面から垂直方向に１０μｍ間隔となるように１０箇所の濃度を測定し、それらのうちの最大含有量をＮｂｓおよびＷｓとし、表面から５００μｍの位置について任意の１０箇所の濃度を測定し、その平均値をＮｂｉおよびＷｉとした。
　本発明のサーメット工具の表面領域におけるビッカース硬さＨｓおよび内部領域におけるビッカース硬さＨｉは、以下のようにして求めることができる。サーメット工具の表面から内部までの硬さを測定するために、サーメット工具をサーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨し、サーメット工具の表面から垂直方向に１０μｍ間隔となるようにマイクロビッカース硬さ計を用いて印加荷重４．９Ｎのビッカース硬さを測定した。サーメット工具の表面から３００μｍまでの範囲の最大硬さをＨｓとし、サーメット工具の表面から５００μｍの位置について５箇所のビッカース硬さを測定し、その５箇所のうちの最大硬さをＨｉとした。
　本発明のサーメット工具の硬質相の表面領域における平均粒径ｄｓおよび内部領域における平均粒径ｄｉは、以下のようにして求めることができる。サーメット工具をサーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨し、その研磨面の断面組織をＳＥＭで２０００～１００００倍に拡大した画像から、フルマンの式（１）を用いて求めることができる。
　ｄｍ＝（４／π）・（ＮＬ／ＮＳ）　　　　（１）
（式中、ｄｍは平均粒径、πは円周率、ＮＬは断面組織上の任意の直線によってヒットされる単位長さあたりの硬質相の数、ＮＳは任意の単位面積内に含まれる硬質相の数である。）
また、硬質相の平均粒径は、表面領域における平均粒径ｄｓと内部領域における平均粒径ｄｉとの平均を求めた値とした。
　本発明のサーメット工具の内部領域における各硬質相の面積率Ａ１、Ａ２およびＡ３は、断面組織のＳＥＭ画像から、市販の画像解析ソフトを用いる方法や前記フルマンの式を用いる方法によって求めることができる。フルマンの式を用いる場合の具体的な測定方法を以下に示す。サーメット工具を研磨し、サーメット工具の内部領域におけるその研磨面の断面組織をＳＥＭで２０００～１００００倍に拡大した画像から、前記フルマンの式（１）を用いて求めることができる。上述のフルマンの式（１）を用いて第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相の平均粒径をそれぞれ求める。各硬質相の平均粒径と単位面積内に含まれる各硬質相の数とを用いて、単位面積内に含まれる各硬質相の面積を求めることにより、各硬質相の面積率Ａ１、Ａ２およびＡ３を求めることができる。
　本発明のサーメット工具の表面領域における第１硬質相の芯部の面積率Ｃ１ｓおよび内部領域における第１硬質相の芯部の面積率Ｃ１ｉは、以下のようにして求めることができる。サーメット工具をサーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨し、その断面研磨面をＳＥＭで２０００～１００００倍に拡大した写真を撮影し、その写真を市販の画像解析ソフトを用いて、Ｃ１ｓおよびＣ１ｉを算出することができる。
　本発明のサーメット工具により、被削材の仕上げ面粗さを小さくすることができる。また、本発明のサーメット工具は、耐摩耗性を低下させることなく、優れた耐欠損性と優れた耐チッピング性とを有するため、従来よりも工具寿命を延長することができるという効果を奏する。
　次に、本発明のサーメット工具の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本発明のサーメット工具の製造方法は、当該サーメット工具の構成（硬質相および結合相）を達成し得る限り特に制限されるものではない。
　例えば、本発明のサーメット工具の製造方法は、
　工程（Ａ）：平均粒径０．５～４．０μｍの炭窒化チタンニオブモリブデン粉末または炭窒化チタンニオブタンタルモリブデン粉末３０～９０質量％と、炭窒化チタンニオブモリブデンおよび炭窒化チタンニオブタンタルモリブデン粉末を除く平均粒径０．５～４．０μｍの、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷから成る群より選択された少なくとも１種の金属元素の、炭化物、窒化物、および炭窒化物から成る群より選択された少なくとも１種の粉末５～４０質量％と、平均粒径０．５～３．０μｍの、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅから成る群より選択された少なくとも１種の粉末５～３０質量％とを配合（ただし、これらの合計は１００質量％である）する工程と、
　工程（Ｂ）：原料粉を配合して５～３５時間の湿式ボールミルにより混合し、混合物を準備する混合工程と、
　工程（Ｃ）：得られた混合物を所定の工具の形状に成形して成形体を得る成形工程と、
　工程（Ｄ）：前記工程（Ｃ）で得られた成形体を６７Ｐａ以下の真空にて１２００～１４００℃の範囲の所定の温度まで昇温する第１昇温工程と、
　工程（Ｅ）：前記工程（Ｄ）を経た成形体を５０～１３３０Ｐａの窒素雰囲気にて１２００～１４００℃の範囲の所定の温度から該温度よりも高い１４００～１６００℃の範囲の焼結温度まで昇温する第２昇温工程と、
　工程（Ｆ）：前記工程（Ｅ）を経た成形体を工程（Ｅ）と同じ圧力の窒素雰囲気にて１４００～１６００℃の範囲の焼結温度で所定の時間保持して焼結する第１焼結工程と、
　工程（Ｇ）：前記工程（Ｆ）を経た成形体を１４００～１６００℃の範囲から１～５０℃／ｍｉｎの速度で、前記工程（Ｆ）よりも低い１～５０Ｐａの窒素圧力にて１０００～１２００℃の範囲の温度まで冷却する第１冷却工程と、
　工程（Ｈ）：前記工程（Ｇ）を経た成形体を工程（Ｇ）と同じ圧力の窒素雰囲気にて１０００～１２００℃の範囲の焼結温度で所定の時間保持して焼結する第２焼結工程と、
　工程（Ｉ）：前記工程（Ｈ）を経た成形体を１０００～１２００℃の範囲の所定の温度から常温まで冷却する第２冷却工程とを含む。
　なお、工程（Ａ）において使用される原料粉末の平均粒径は、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））により測定されたものである。
　本発明のサーメット工具の製造方法の各工程は、以下の意義を有する。
工程（Ａ）では炭窒化チタンニオブモリブデン粉末または炭窒化チタンニオブタンタルモリブデン粉末と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＭｏおよびＷから成る群より選択された少なくとも１種の金属元素の、炭化物、窒化物、および炭窒化物から成る群より選択された少なくとも１種の粉末を用いることにより、第１硬質相、第２硬質相および第３硬質相を構成することができる。
　工程（Ｂ）では硬質相の平均粒径を調整したり、所定の配合組成の混合粉末を均一に混合させることができる。これを以下の工程で成形・焼結・冷却することによって、特定の組成の硬質相および結合相からなる本発明のサーメット工具が得られる。
　工程（Ｃ）では得られた混合物を所定の工具の形状に成形する。得られた成形体を以下の焼結工程で焼結する。
　工程（Ｄ）では成形体を６７Ｐａ以下の真空で昇温することで、液相出現前および液相出現直後での脱ガスを促進させ、以下の焼結工程における焼結性を向上させる。
　工程（Ｅ）では１４００～１６００℃の範囲の温度で焼結することにより、サーメット工具の表面領域のＷ元素濃度を高くすることができる。また、工程（Ｅ）および（Ｆ）では窒素雰囲気とすることで、成形体の表面からの脱窒を防ぎ、これにより脱窒に伴う焼き肌面の平滑性の低下および焼き肌面近傍の（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）などの硬質相の減少を抑制する。
　工程（Ｇ）では工程（Ｅ）および（Ｆ）よりも低い１～５０Ｐａの窒素圧力で、かつ１～５０℃／ｍｉｎの冷却速度にて冷却することにより、成形体の表面へのＮｂ元素の移動を抑制することができる。
　工程（Ｈ）では工程（Ｆ）よりも低い温度で保持することにより、第１～第３硬質相の面積率を任意なものとする。
　そして工程（Ｉ）では、焼結された成形体を常温まで冷却し、本発明のサーメット工具が得られる。
　工程（Ａ）から工程（Ｉ）までの工程を経て得られたサーメット工具に対して、必要に応じて研削加工や刃先のホーニング加工を行ってもよい。
　［サーメット工具の製造］
　原料粉末として、市販されている、平均粒径２．０μｍの（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）粉末（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）、平均粒径２．０μｍの（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）粉末（質量比でＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０／５０）、平均粒径１．５μｍのＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径１．０μｍのＣｏ粉末、平均粒径１．０μｍのＮｉ粉末を用意した。なお、原料粉末の平均粒径は、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））により測定されたものである。また、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）は、ＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物を意味し、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）は、ＴｉとＮｂとＴａとＭｏとの複合炭窒化物を意味する。
　用意した原料粉末を下記表１の配合組成になるように秤量して、秤量した原料粉末をアセトン溶媒と超硬合金製ボールと共にステンレス製ポットに入れて湿式ボールミルで混合および粉砕を行った。湿式ボールミルによる混合および粉砕時間を表２に示す。湿式ボールミルによる混合・粉砕後、アセトン溶媒を蒸発して得られた混合物を、焼結後の形状がＪＩＳ　Ｂ　４１２０のインサート形状ＳＤＫＮ１２０３ブレーカー付きになる金型により圧力１９６ＭＰａでプレス成形して、混合物の成形体を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　混合物の成形体を焼結炉内に入れた後、６７Ｐａ以下の真空にて室温から下記表３（ａ）に記載の窒素導入温度Ｔ１（℃）まで昇温した。炉内温度が窒素導入温度Ｔ１（℃）になったとき、炉内圧力が表３（ｂ）に記載の炉内圧力Ｐ１（Ｐａ）になるまで窒素ガスを焼結炉内に導入した。炉内圧力Ｐ１（Ｐａ）の窒素雰囲気にて窒素導入温度Ｔ１（℃）から表３（ｃ）に記載の焼結温度Ｔ２（℃）まで昇温した。炉内温度が焼結温度Ｔ２（℃）になったとき、炉内圧力Ｐ１（Ｐａ）の窒素雰囲気にて焼結温度Ｔ２（℃）で６０分間保持して焼結した。その後、炉内圧力Ｐ１（Ｐａ）から表３（ｄ）に記載の炉内圧力Ｐ２（Ｐａ）になるまで窒素ガスを排気し、その後、表３（ｅ）に記載の冷却速度Ｒ１（℃／ｍｉｎ）で、焼結温度Ｔ２（℃）から表３（ｆ）に記載の焼結温度Ｔ３（℃）まで冷却した。炉内温度が焼結温度Ｔ３（℃）になったとき、炉内圧力Ｐ２（Ｐａ）の窒素雰囲気にて焼結温度Ｔ３（℃）で６０分間保持して焼結した。その後、窒素を排気してアルゴン雰囲気に置換した。焼結温度がＴ３（℃）から室温までアルゴン雰囲気で冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　焼結して得られたサーメット工具は、湿式ブラシホーニング機により、サーメット工具の刃先にホーニング処理を施した。
　作製した発明品および比較品のサーメット工具をサーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨した。その研磨面の断面組織をＳＥＭにて観察し、ＳＥＭに付属するＥＤＳを用いて表面領域のＮｂｓおよびＷｓ、内部領域のＮｂｉおよびＷｉの各組成をそれぞれ測定した。測定した組成からＮｂｓ／ＮｂｉおよびＷｓ／Ｗｉを求めた。その結果を表４に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　サーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨した、研磨面について、その研磨面の断面組織をＳＥＭで５０００倍に拡大した画像を撮影し、撮影した画像からフルマンの式（１）を用いて硬質相の表面領域における平均粒径ｄｓおよび内部領域における平均粒径ｄｉを測定し、ｄｓ／ｄｉを求めた。また、硬質相の平均粒径は、表面領域における平均粒径ｄｓと内部領域における平均粒径ｄｉとの平均値とした。ｄｓ／ｄｉおよび硬質相の平均粒径を表５に示す。さらに、撮影した画像からフルマンの式（１）を用いて表面領域における第１硬質相の芯部の面積率Ｃ１ｓ、内部領域における第１硬質相の芯部の面積率Ｃ１ｉを測定した。測定したＣ１ｓおよびＣ１ｉからＣ１ｓ／Ｃ１ｉを求め、その結果を表５に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　サーメット工具の表面に対して１０°傾けて研磨した、研磨面について、サーメット工具の表面から垂直方向に１０μｍ間隔となるようにマイクロビッカース硬さ計を用いて印加荷重４．９Ｎのビッカース硬さを測定した。サーメット工具の表面から３００μｍまでの範囲の最大硬さをＨｓとし、サーメット工具の表面から５００μｍの位置について５箇所のビッカース硬さを測定し、その５箇所のうちの最大硬さをＨｉとした。その結果を表６に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　発明品および比較品のサーメット工具をサーメット工具の表面に対して垂直に研磨し、その研磨面の断面組織をＥＤＳ付きＳＥＭにて各硬質相の組成を同定した。さらにＳＥＭにてサーメット工具の内部領域における断面組織を１００００倍に拡大した画像を撮影し、撮影した画像を市販の画像解析ソフトを用いて各硬質相の面積率Ａ１、Ａ２およびＡ３を求めた。その結果を表７に示した。その後、サーメット工具の表面から深さ方向に５００μｍ内部までの断面組織をＥＤＳ付きＳＥＭにて観察し、結合相の組成を同定した。さらに王水を用いて断面組織を食刻し、食刻された断面組織をＥＤＳ付きＳＥＭにて観察する。そして、これら二種類の断面組織から食刻されなかった硬質相の面積率と、食刻された結合相の面積率とを測定し、その結果からサーメット工具の硬質相の体積％と結合相の体積％との割合を求めた。その結果を表８に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　得られた試料を用いて、切削試験１、切削試験２および切削試験３を行った。切削試験１は耐欠損性を評価し、切削試験２は耐摩耗性を評価し、切削試験３は被削材の仕上げ面を評価する試験である。切削試験の結果を表９に示した。
［切削試験１］
加工形態：転削、
工具形状：ＳＤＫＮ１２０３、
被削材：ＳＣＭ４４０、
被削材形状：２００ｍｍ×８０ｍｍ×２００ｍｍ（形状：板材にφ３０ｍｍの穴が６個）、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．２５ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切り込み：２．０ｍｍ、
クーラント：無し、
評価項目：試料が欠損に至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの加工長を測定した。
［切削試験２］
加工形態：転削、
工具形状：ＳＤＫＮ１２０３、
被削材：ＳＣＭ４４０、
被削材形状：２００ｍｍ×８０ｍｍ×２００ｍｍ、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１５ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切り込み：２．０ｍｍ、
クーラント：無し、
評価項目：試料が欠損に至ったときまたは試料の最大逃げ面摩耗幅がもしくはコーナー摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの加工長を測定した。
［切削試験３］
加工形態：転削、
工具形状：ＳＤＫＮ１２０３、
被削材：ＳＳ４００、
被削材形状：１５０ｍｍ×７０ｍｍ×１５０ｍｍ、
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１５ｍｍ／ｔｏｏｔｈ、
切り込み：０．３ｍｍ、
クーラント：無し、
評価項目：加工長が５．０ｍにおける被削材の加工面の算術平均粗さＲａを評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　なお、切削試験１の加工長について、３ｍ以上を◎、２ｍ以上３ｍ未満を○、１ｍ以上２ｍ未満を△、１ｍ未満を×として評価した。また、切削試験２の加工長について、１０ｍ以上を◎、７ｍ以上１０ｍ未満を○、３ｍ以上７ｍ未満を△、３ｍ未満を×として評価した。また、切削試験３の被削材の加工面の算術平均粗さＲａについて、０．１５μｍ未満を◎、０．１５μｍ以上０．２５μｍ未満を○、０．２５μｍ以上０．３５μｍ未満を△、０．３５μｍ以上を×として評価した。この評価では、（優）◎＞○＞△＞×（劣）という順位になり、◎または○を有するほど切削性能が優れる。得られた評価の結果を表１０に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　発明品の評価はすべて◎または○を有し、耐摩耗性および耐欠損性に優れ、仕上げ面粗さを小さくできることが分かる。一方、比較品の評価は△または×を有し、耐摩耗性、耐欠損性および仕上げ面粗さのいずれかの性能を満足していないことが分かる。
　実施例１の発明品１～１０の表面にＰＶＤ装置を用いて被覆処理を行った。発明品１～１０および比較品１～６のサーメット工具の表面に平均層厚２．５μｍのＴｉＡｌＮ層を被覆したものを発明品１１～２０、比較品７～１２とし、発明品１のサーメット工具の表面に平均層厚２．５μｍのＴｉ（Ｃ，Ｎ）層を被覆したものを発明品２１とした。また、発明品１のサーメット工具の表面に、１層あたり２ｎｍのＴｉＡｌＮと、１層あたり３ｎｍのＴｉＡｌＮｂＷＮとを交互に５００層ずつ積層した交互積層を被覆したものを発明品２２とした。発明品１１～２２および比較品７～１２について実施例１と同じ切削試験１、２および３を行った。その結果を表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　なお、切削試験１の加工長について、３ｍ以上を◎、２ｍ以上３ｍ未満を○、１ｍ以上２ｍ未満を△、１ｍ未満を×として評価した。また、切削試験２の加工長について、１０ｍ以上を◎、７ｍ以上１０ｍ未満を○、３ｍ以上７ｍ未満を△、３ｍ未満を×として評価した。また、切削試験３の被削材の加工面の算術平均粗さＲａについて、０．１５μｍ未満を◎、０．１５μｍ以上０．２５μｍ未満を○、０．２５μｍ以上０．３５μｍ未満を△、０．３５μｍ以上を×として評価した。この評価では、（優）◎＞○＞△＞×（劣）という順位になり、◎または○を有するほど切削性能が優れる。得られた評価の結果を表１２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　発明品の評価はすべて◎または○を有し、耐摩耗性および耐欠損性に優れ、仕上げ面粗さを小さくできることが分かる。一方、比較品の評価は△または×を有し、耐摩耗性、耐欠損性および仕上げ面粗さのいずれかの性能を満足していないことが分かる。また、耐摩耗性試験において、被覆層を被覆していない発明品の工具寿命は９．５ｍ以上であるのに対し、被覆層を被覆した発明品の工具寿命は１０．８ｍ以上になり、工具寿命が長くなっていることが分かる。被覆層を被覆した発明品１１～２２は、比較品７～１２よりも被削材の加工面の仕上げ面粗さが小さく、被覆層を被覆していない発明品１～１０のいずれよりも、耐摩耗性における工具寿命をさらに長くすることができた。
　本発明の被覆切削工具は、被削材の仕上げ面粗さを小さくすることができ、耐摩耗性を低下させることなく、耐欠損性と耐チッピング性に優れることにより、従来よりも工具寿命を延長できるので、産業上の利用可能性が高い。

Claims (7)

  1. 　硬質相を７５体積％以上９５体積％以下と、
    　結合相を５体積％以上２５体積％以下とからなるサーメット工具であって、
    　前記硬質相は、
    （ａ）芯部がＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物相、周辺部がＴｉとＮｂとＭｏとＷとＺｒとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相、またはＴｉとＮｂとＭｏとＷとの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）で示す］相からなる有芯構造の第１硬質相、
    （ｂ）芯部および周辺部の両方が（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）相、または（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）相からなる有芯構造の第２硬質相、
    （ｃ）ＴｉとＮｂとＭｏとの複合炭窒化物相からなる第３硬質相、
    の以上（ａ）、（ｂ）および（ｃ）で構成され、
    　前記結合相は、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅからなる群より選択された少なくとも１種を主成分とする元素で構成され、
    　前記サーメット工具の表面から３００μｍ深さまでの範囲の表面領域における前記Ｎｂ元素濃度の最大含有量をＮｂｓ、前記表面領域よりも内部の内部領域における前記Ｎｂ元素濃度の内部含有量をＮｂｉとしたとき、Ｎｂｓ／Ｎｂｉは、０．８以上１．２以下であり、
    　前記表面領域における前記Ｗ元素濃度の最大含有量をＷｓ、前記内部領域における前記Ｗ元素濃度の内部含有量をＷｉとしたとき、Ｗｓ／Ｗｉは、１．０以上１．５以下であり、
    　サーメット工具の前記内部領域における断面において、前記第１硬質相の面積率をＡ１、前記第２硬質相の面積率をＡ２、前記第３硬質相の面積率をＡ３とし、前記硬質相全体の面積を１００面積％としたとき、前記Ａ１が７５面積％以上９５面積％以下、前記Ａ２が４面積％以上２４面積％以下、前記Ａ３が１面積％以上２４面積％以下であるサーメット工具。
  2. 　前記表面領域におけるビッカース硬さをＨｓ、前記内部領域におけるビッカース硬さをＨｉとしたとき、Ｈｓ／Ｈｉは、１．１以上１．３以下である請求項１に記載のサーメット工具。
  3. 　前記表面領域における前記第１硬質相の芯部の面積率をＣ１ｓ、前記内部領域における前記第１硬質相の芯部の面積率をＣ１ｉとしたとき、Ｃ１ｓ／Ｃ１ｉは、０．３以上０．９以下である請求項１または２に記載のサーメット工具。
  4. 　前記表面領域における前記硬質相の平均粒径をｄｓ、前記内部領域における前記硬質相の平均粒径をｄｉとしたとき、ｄｓ／ｄｉは、１．０以上２．０以下である請求項１～３のいずれか１項に記載のサーメット工具。
  5. 　前記硬質相の平均粒径が１．０μｍ以上３．０μｍ以下である請求項１～４のいずれか１項に記載のサーメット工具。
  6. 　前記硬質相に含まれるＮｂの一部をＴａで置換したことを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載のサーメット工具。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のサーメット工具の表面に被覆層が形成された被覆サーメット工具。
PCT/JP2015/058154 2014-03-19 2015-03-19 サーメット工具 WO2015141757A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP15764910.4A EP3120956B1 (en) 2014-03-19 2015-03-19 Cermet tool
JP2016508776A JP6172382B2 (ja) 2014-03-19 2015-03-19 サーメット工具
CA2943181A CA2943181C (en) 2014-03-19 2015-03-19 Cermet tool
BR112016019984-7A BR112016019984B1 (pt) 2014-03-19 2015-03-19 ferramenta de cermet, e ferramenta de cermet revestida
US15/126,465 US10208365B2 (en) 2014-03-19 2015-03-19 Cermet tool
CN201580012706.2A CN106068167B (zh) 2014-03-19 2015-03-19 金属陶瓷工具
RU2016140848A RU2643752C1 (ru) 2014-03-19 2015-03-19 Металлокерамический инструмент
KR1020167024608A KR101807629B1 (ko) 2014-03-19 2015-03-19 서멧 공구

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014057041 2014-03-19
JP2014-057041 2014-03-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015141757A1 true WO2015141757A1 (ja) 2015-09-24

Family

ID=54144719

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/058154 WO2015141757A1 (ja) 2014-03-19 2015-03-19 サーメット工具

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10208365B2 (ja)
EP (1) EP3120956B1 (ja)
JP (1) JP6172382B2 (ja)
KR (1) KR101807629B1 (ja)
CN (1) CN106068167B (ja)
BR (1) BR112016019984B1 (ja)
CA (1) CA2943181C (ja)
RU (1) RU2643752C1 (ja)
WO (1) WO2015141757A1 (ja)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016199686A1 (ja) * 2015-06-12 2016-12-15 株式会社タンガロイ 超硬合金および被覆超硬合金
CN109457162B (zh) * 2018-12-29 2020-03-06 重庆文理学院 一种Ti(C,N)基超硬金属复合材料及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63286550A (ja) * 1987-05-19 1988-11-24 Toshiba Tungaloy Co Ltd 耐熱変形性にすぐれた窒素含有炭化チタン基焼結合金
JP2005194573A (ja) * 2004-01-07 2005-07-21 Tungaloy Corp サーメットおよび被覆サーメット並びにそれらの製造方法
JP2010222650A (ja) * 2009-03-24 2010-10-07 Sumitomo Electric Ind Ltd サーメット
JP2012041595A (ja) * 2010-08-18 2012-03-01 Sumitomo Electric Ind Ltd サーメット
JP2013010997A (ja) * 2011-06-29 2013-01-17 Sumitomo Electric Hardmetal Corp サーメット及びその製造方法、並びに切削工具

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004292842A (ja) 2003-03-25 2004-10-21 Tungaloy Corp サーメット
JP4569767B2 (ja) * 2005-06-14 2010-10-27 三菱マテリアル株式会社 高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する炭窒化チタン基サーメット製スローアウエイチップ
EP1892051A4 (en) * 2005-06-14 2014-10-01 Ngk Spark Plug Co CERMET INSERT AND CUTTING TOOL
JP4553382B2 (ja) * 2005-09-07 2010-09-29 三菱マテリアル株式会社 高熱発生を伴なう高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する炭窒化チタン基サーメット製スローアウエイチップ
DE102007046380B9 (de) * 2006-09-27 2012-12-06 Kyocera Corporation Schneidwerkzeug
US8129040B2 (en) * 2007-05-16 2012-03-06 Oerlikon Trading Ag, Truebbach Cutting tool
KR20120023179A (ko) * 2009-06-30 2012-03-12 가부시키가이샤 탕가로이 서멧 및 피복 서멧
RU89112U1 (ru) * 2009-07-22 2009-11-27 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Ульяновская государственная сельскохозяйственная академия" Режущий инструмент с многослойным покрытием
CN102574223B (zh) * 2009-11-26 2014-01-29 京瓷株式会社 旋转工具
JP5454678B2 (ja) * 2010-04-26 2014-03-26 株式会社タンガロイ サーメットおよび被覆サーメット
WO2014208447A1 (ja) * 2013-06-28 2014-12-31 京セラ株式会社 サーメットおよびその製造方法並びに切削工具

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63286550A (ja) * 1987-05-19 1988-11-24 Toshiba Tungaloy Co Ltd 耐熱変形性にすぐれた窒素含有炭化チタン基焼結合金
JP2005194573A (ja) * 2004-01-07 2005-07-21 Tungaloy Corp サーメットおよび被覆サーメット並びにそれらの製造方法
JP2010222650A (ja) * 2009-03-24 2010-10-07 Sumitomo Electric Ind Ltd サーメット
JP2012041595A (ja) * 2010-08-18 2012-03-01 Sumitomo Electric Ind Ltd サーメット
JP2013010997A (ja) * 2011-06-29 2013-01-17 Sumitomo Electric Hardmetal Corp サーメット及びその製造方法、並びに切削工具

Also Published As

Publication number Publication date
EP3120956B1 (en) 2018-10-03
CA2943181A1 (en) 2015-09-24
EP3120956A4 (en) 2017-11-22
KR20160117602A (ko) 2016-10-10
BR112016019984B1 (pt) 2021-01-26
KR101807629B1 (ko) 2017-12-11
US10208365B2 (en) 2019-02-19
CN106068167A (zh) 2016-11-02
CN106068167B (zh) 2017-09-19
CA2943181C (en) 2018-03-27
EP3120956A1 (en) 2017-01-25
JPWO2015141757A1 (ja) 2017-04-13
RU2643752C1 (ru) 2018-02-05
US20170088921A1 (en) 2017-03-30
JP6172382B2 (ja) 2017-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111566241B (zh) 硬质合金和切削工具
JP5454678B2 (ja) サーメットおよび被覆サーメット
WO2011002008A1 (ja) サーメットおよび被覆サーメット
CN105283570B (zh) 金属陶瓷和切削工具
JP5559575B2 (ja) サーメットおよび被覆サーメット
CN110168121B (zh) 硬质合金和切削工具
JP6172382B2 (ja) サーメット工具
JP5381616B2 (ja) サーメットおよび被覆サーメット
JP6380016B2 (ja) サーメット工具および被覆サーメット工具
JP6819018B2 (ja) ＴｉＣＮ基サーメット製切削工具
JP6770692B2 (ja) 超硬合金及び被覆超硬合金
JP5644388B2 (ja) サーメットおよび被覆サーメット
WO2022172729A1 (ja) 超硬合金及びそれを基材として含む切削工具
JP7170965B2 (ja) 超硬合金及び被覆超硬合金
JP6819017B2 (ja) ＴｉＣＮ基サーメット製切削工具
JP2014077178A (ja) サーメットおよび被覆サーメット
JP2023134938A (ja) 切削工具用超硬合金および該合金を用いた切削工具基体
JP2023134936A (ja) 切削工具用超硬合金および該合金を用いた切削工具基体
JP5888428B2 (ja) サーメット工具
JP2022133540A (ja) 切削工具
JPWO2019116614A1 (ja) 超硬合金及び切削工具
JP2023134937A (ja) 切削工具用超硬合金および該合金を用いた切削工具基体
JP2023134939A (ja) 切削工具用超硬合金および該合金を用いた切削工具基体

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15764910

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016508776

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167024608

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15126465

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2943181

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015764910

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015764910

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016140848

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112016019984

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112016019984

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20160830