WO2018198719A1 - 切削工具 - Google Patents

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WO2018198719A1
WO2018198719A1 PCT/JP2018/014693 JP2018014693W WO2018198719A1 WO 2018198719 A1 WO2018198719 A1 WO 2018198719A1 JP 2018014693 W JP2018014693 W JP 2018014693W WO 2018198719 A1 WO2018198719 A1 WO 2018198719A1
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WO
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sintered body
cutting tool
less
phase
tool according
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/014693
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English (en)
French (fr)
Inventor
博香 青山
慶春 内海
裕明 後藤
津田　圭一
Original Assignee
住友電気工業株式会社
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 住友電気工業株式会社 filed Critical 住友電気工業株式会社
Priority to JP2019514341A priority Critical patent/JP7143844B2/ja
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    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B51/00—Tools for drilling machines
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23C—MILLING
    • B23C5/00—Milling-cutters
    • B23C5/16—Milling-cutters characterised by physical features other than shape
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a cutting tool.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2017-0868857 filed on April 26, 2017 and International Patent Application No. PCT / JP2017 / 042850 filed on November 29, 2017. The entire contents of the patent application are hereby incorporated by reference.
  • cutting tools are products that require high hardness.
  • hard materials sintered bodies
  • cemented carbide, cermet and the like are known.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 9-125229
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2014-208889 discloses a sintered body including hard particles made of WC and a metal phase represented by (Co, Ni) 3 (Al, W, V, Ti). It is disclosed.
  • Cutting tool includes a sintered body containing the first hard phase, a binder phase and Al 2 O 3.
  • the first hard phase is made of WC.
  • the binder phase includes at least one first metal selected from Co and Ni as a main component, and further includes C and at least one second metal selected from Al and W.
  • Al 2 O 3 is dispersed in the sintered body.
  • FIG. 1 is a reference diagram related to the evaluation of a cutting tool.
  • an object of the present disclosure is to provide a cutting tool with improved wear resistance at high temperatures.
  • the notation in the form of “A to B” means the upper and lower limits of the range (that is, A or more and B or less), and the unit is not described in A but only the unit B is described The unit of A and the unit of B are the same.
  • a cutting tool includes a sintered body including a first hard phase, a binder phase, and Al 2 O 3 .
  • the first hard phase is made of WC.
  • the binder phase includes at least one first metal selected from Co and Ni as a main component, and further includes C and at least one second metal selected from Al and W.
  • Al 2 O 3 is dispersed in the sintered body.
  • the sintered body has improved wear resistance at high temperatures. By improving the wear resistance of the sintered body at a high temperature, it is possible to extend the life of the cutting tool.
  • the binder phase preferably includes a compound phase represented by the following formula. (Co, Ni) x (Al, W) y C z [Wherein (Co, Ni) is at least one selected from Co and Ni, (Al, W) is at least one selected from Al and W, and x, y, and z are atomic weight ratios. It is. This makes it possible for the sintered body to maintain high hardness, particularly at high temperatures.
  • x is 0.73 or more and 0.95 or less
  • y is 0.04 or more and 0.25 or less
  • z is 0.003 or more and 0.15 or less. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • x is preferably 0.75 or more and 0.93 or less
  • y is 0.05 or more and 0.2 or less
  • z is preferably 0.005 or more and 0.1 or less. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • x is preferably 0.8 or more and 0.9 or less
  • y is 0.06 or more and 0.15 or less
  • z is preferably 0.01 or more and 0.05 or less. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • the sintered body further includes a second hard phase.
  • the second hard phase is one or more metals selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Cr, Mo and W, and one or more selected from the group consisting of nitrogen, carbon, boron and oxygen Or a solid solution of the compound (excluding WC).
  • the volume ratio of the first hard phase is larger than that of the second hard phase. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • Al 2 O 3 is preferably contained in the sintered body in an amount of 1% by volume to 15% by volume. In this case, the effect of improving the wear resistance at high temperatures can be obtained more reliably, and the effect of suppressing the decrease in the strength of the sintered body is expected.
  • Al 2 O 3 preferably has an average equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m to 2 ⁇ m, and a standard deviation of 0.05 ⁇ m to 0.25 ⁇ m. In this case, an effect of improving the hardness of the sintered body is expected. Moreover, the effect that the fall of the toughness of a sintered compact is suppressed is anticipated.
  • Al 2 O 3 preferably has an average equivalent circle diameter of 0.2 ⁇ m to 1 ⁇ m and a standard deviation of 0.05 ⁇ m to 0.15 ⁇ m. In this case, the effect of further improving the hardness of the sintered body is expected. Moreover, the effect that the fall of the toughness of a sintered compact is suppressed is anticipated.
  • Al 2 O 3 preferably has an average equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less and a standard deviation of 0.05 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ m or less. In this case, the effect of further improving the hardness of the sintered body is expected. Moreover, the effect that the fall of the toughness of a sintered compact is suppressed is anticipated.
  • Al 2 O 3 preferably has an average interparticle distance of 1 ⁇ m to 3 ⁇ m, and a standard deviation of 0.5 ⁇ m to 1.5 ⁇ m. In this case, the effect of maintaining the hardness toughness balance is expected.
  • the ratio of the mass of O to the mass of C contained in the sintered body is preferably 0.015 or more and 0.061 or less. In this case, it is expected to satisfy [8] and [11].
  • the oxygen content in the sintered body is preferably 0.1% by mass or more and 0.4% by mass or less. In this case, an effect of improving the hardness of the sintered body and an effect of suppressing defects are expected.
  • the binder phase preferably has a lattice constant of 3.65 to 4.0 mm. In this case, an effect of maintaining the high hardness of the sintered body at a higher temperature and an effect of suppressing defects of the sintered body are expected.
  • [15] WC preferably has an average particle size of 0.1 ⁇ m or more and 3 ⁇ m or less. In this case, the effect which suppresses the defect
  • the binder phase content in the sintered body is preferably 2% by mass or more and less than 10% by mass. In this case, the effect which suppresses the defect
  • the present embodiment includes any conventionally known atomic ratio, and is not necessarily limited to a stoichiometric range.
  • the cutting tool according to the present embodiment includes the following sintered body.
  • Cutting tools include drills, end mills, drill tip changeable cutting tips, end mill tip replacement cutting tips, milling tip replacement cutting tips, turning tip replacement cutting tips, metal saws, and cutting tools. , Reamers, taps and the like.
  • a coating may be provided on the surface of the sintered body. Thereby, the characteristic of a film can be provided in a cutting tool.
  • a film having a thermal expansion coefficient of 7 ⁇ 10 ⁇ 6 / K or more and 9 ⁇ 10 ⁇ 6 / K or less is preferably used.
  • Ti, Al, Cr, Si, Hf, Zr, Mo, Nb, Ta More preferably, it is made of one or more metal nitrides or carbonitrides selected from the group consisting of V and W.
  • the coating preferably has oxidation resistance of 1000 ° C. or higher.
  • “having oxidation resistance of 1000 ° C. or higher” means that the coating layer is evaluated in the atmosphere using a thermal analysis-simultaneous differential thermal / thermogravimetric measurement (TG / DTA: Thermogravimetry / Differential Thermal Analysis) apparatus. This means that the temperature at which the weight increase occurs is 1000 ° C. or higher.
  • the composition constituting the coating layer having such oxidation resistance include AlTiSiN, AlCrN, TiZrSiN, CrTaN, HfWSiN, and CrAlN.
  • the film as described above can be formed by either PVD method or CVD method, but is preferably formed by PVD method. In this case, it is possible to form a denser film that does not easily crack.
  • the cathode arc ion plating method is preferably used in that the adhesion between the coating and the sintered body is remarkably improved.
  • the sintered body according to the present embodiment includes a first hard phase, a binder phase, and Al 2 O 3 .
  • the sintered body may contain components other than these as long as these are included.
  • the first hard phase is made of WC.
  • Al 2 O 3 is dispersed in the sintered body.
  • the binder phase contains at least one first metal selected from Co and Ni as a main component, and further contains at least one second metal selected from Al and W, and C.
  • the “main component” means a component having the largest blending ratio (mass%) among the components constituting the binder phase.
  • the sintered body contains C in the binder phase. For this reason, the high temperature hardness of the binder phase is improved by solid solution strengthening, so that the wear resistance of the sintered body at a high temperature is improved.
  • the binder phase is composed of a heat-resistant alloy (Co-base superalloy, Ni-base superalloy, etc.) instead of metallic Co.
  • a heat-resistant alloy is a material used for components used at high temperatures such as jet engines and gas turbines, and is excellent in heat resistance at high temperatures.
  • the sintered body contains Al 2 O 3 having a hardness higher than that of WC. As a result, the hardness of the sintered body itself is improved.
  • the first hard phase and the binder phase are preferably contained in a state dispersed in the sintered body. This improves the wear resistance of the sintered body at a high temperature.
  • the dispersed state means that the first hard phase and the binder phase are in contact with each other and the presence of the same kind of phases in the sintered body is relatively small.
  • the binder phase preferably contains a compound phase represented by the following formula. (Co, Ni) x (Al, W) y C z [Wherein (Co, Ni) is at least one selected from Co and Ni, (Al, W) is at least one selected from Al and W, and x, y, and z are atomic weight ratios. It is. ] Note that oxygen may be contained (solid solution) in the binder phase.
  • Such a sintered body contains (Co, Ni) x (Al, in the matrix phase ( ⁇ phase) composed of the first metal (Co, Ni) and the second metal (Al, W)) in the binder phase.
  • W by including a compound phase represented by y C z, the sintered body, it is possible to particularly maintaining high hardness at elevated temperatures.
  • X is preferably 0.73 or more and 0.95 or less
  • y is 0.04 or more and 0.25 or less
  • z is preferably 0.003 or more and 0.15 or less. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • X is preferably 0.75 or more and 0.93 or less
  • y is 0.05 or more and 0.2 or less
  • z is preferably 0.005 or more and 0.1 or less. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • X is preferably 0.8 or more and 0.9 or less
  • y is 0.06 or more and 0.15 or less
  • z is 0.01 or more and 0.05 or less. This is because an improvement in wear resistance at high temperatures of the sintered body is expected.
  • the sintered body preferably further includes a second hard phase.
  • the second hard phase is one or more metals selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Cr, Mo and W, and one or more selected from the group consisting of nitrogen, carbon, boron and oxygen Or a solid solution of the compound (excluding WC).
  • the volume ratio of the first hard phase is larger than that of the second hard phase.
  • the binder phase Since the binder phase has a higher affinity for the first hard phase than the second hard phase, the volume ratio of the first hard phase is larger than that of the second hard phase. This is expected to improve the wear resistance of sintered bodies at high temperatures.
  • Al 2 O 3 is preferably contained in the sintered body in an amount of 1% by volume to 15% by volume. If the amount of Al 2 O 3 is too small, the effect of improving the wear resistance at high temperatures may not be obtained. On the other hand, if the amount of Al 2 O 3 is too large, the strength of the sintered body is likely to occur is reduced defects. For this reason, when the content ratio of Al 2 O 3 is in the above range, the effect of improving the wear resistance at high temperatures can be obtained more reliably, and the effect of suppressing the decrease in the strength of the sintered body is expected. .
  • Al 2 O 3 preferably has an average equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m to 2 ⁇ m and a standard deviation of 0.05 ⁇ m to 0.25 ⁇ m. Since Al 2 O 3 is fine, an effect of further improving the hardness of the sintered body is expected. On the other hand, if Al 2 O 3 is too fine, the toughness of the sintered body is lowered and defects are likely to occur, so that an effect of suppressing the toughness of the sintered body from being suppressed in the above range is expected.
  • Al 2 O 3 preferably has an average equivalent circle diameter of 0.2 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less, and a standard deviation of 0.05 ⁇ m or more and 0.15 ⁇ m or less. Since Al 2 O 3 is fine, an effect of further improving the hardness of the sintered body is expected. On the other hand, if Al 2 O 3 is too fine, the toughness of the sintered body is lowered and defects are likely to occur, so that an effect of suppressing the toughness of the sintered body from being suppressed in the above range is expected.
  • Al 2 O 3 preferably has an average equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less, and a standard deviation of 0.05 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ m or less. Since Al 2 O 3 is fine, an effect of further improving the hardness of the sintered body is expected. On the other hand, if Al 2 O 3 is too fine, the toughness of the sintered body is lowered and defects are likely to occur, so that an effect of suppressing the toughness of the sintered body from being suppressed in the above range is expected.
  • Al 2 O 3 preferably has an average interparticle distance of 1 ⁇ m to 3 ⁇ m and a standard deviation of 0.5 ⁇ m to 1.5 ⁇ m. Since the binder phase is uniformly dispersed, an effect of maintaining the hardness-toughness balance is expected. When the distance between the particles deviates from 1 to 3 ⁇ m, the degree of dispersion of the binder phase is biased and defects are likely to occur.
  • the interparticle distance is set to one for each Al 2 O 3 particle. "Interparticle distance" in any one of Al 2 O 3 particles, the distance between the center of gravity of the Al 2 O 3 particles, and other Al 2 O 3 particles having a center of gravity to the position nearest the heavy center point It is.
  • the “average value of interparticle distance” is an average value of all “interparticle distances”.
  • the ratio of the mass of O to the mass of C contained in the sintered body is preferably 0.015 or more and 0.061 or less. Within this range, Al 2 O 3 is expected to uniformly disperse and precipitate to satisfy [8] and [11].
  • the oxygen content in the sintered body is preferably 0.1% by mass or more and 0.4% by mass or less. If the oxygen content is 0.1% by mass or less, Al 2 O 3 may not precipitate and the hardness may not be improved. If the oxygen content is 0.4% by mass or more, Al 2 O 3 aggregates and defects may easily occur. For this reason, when the oxygen content is in the above range, an effect of improving the hardness of the sintered body and an effect of suppressing defects are expected.
  • the binder phase preferably has a lattice constant of 3.65 to 4.0 mm.
  • the lattice constant of the binder phase is 3.65% or more, C dissolves and distortion occurs, so that high hardness can be maintained at higher temperatures.
  • the lattice constant of the binder phase is larger than 4.0%, the strain becomes large, and cracks may occur in the binder phase to cause defects. For this reason, when the lattice constant of the binder phase is in the above range, an effect of maintaining a high hardness of the sintered body at a higher temperature and an effect of suppressing defects of the sintered body are expected.
  • WC preferably has an average particle size of 0.1 ⁇ m or more and 3 ⁇ m or less.
  • the average particle size is 0.1 ⁇ m or less, the toughness of the sintered body may be reduced and defects may occur.
  • the average particle diameter is 5 ⁇ m or more, the strength of the sintered body is lowered, and there is a possibility that defects are likely to occur. For this reason, when the average particle diameter of WC is said range, the effect which suppresses the defect
  • the binder phase content in the sintered body is preferably 2% by mass or more and less than 10% by mass.
  • the toughness of the sintered body may be reduced and defects may be easily generated.
  • the content of the binder phase is more than 10% by mass, the high temperature hardness of the sintered body may be easily lowered. For this reason, when the content rate of a binder phase exists in said range, the effect which suppresses the defect
  • the sintered body contains a hard phase (first hard phase and second hard phase), a binder phase (alloy powder) and Al 2 O 3 , and a hard phase (first hard phase and second hard phase). ),
  • a sample including an arbitrary cross section of the sintered body is prepared.
  • a focused ion beam device, a cross section polisher device, or the like can be used.
  • the processed cross section is imaged at a magnification of 10,000 with an SEM (Scanning Electron Microscope) to obtain an electronic image for 10 fields of view.
  • element mapping is performed on a predetermined region (12 ⁇ m ⁇ 9 ⁇ m) in each electronic image by using attached EPMA (Electron Probe Micro-Analysis) or EDX (Energy Dispersive X-ray spectroscopy).
  • the region containing WC is the first hard phase, the region does not contain WC, and includes the first metal (Ni, Co), the second metal (Al, W), and C.
  • a region is a binder phase, and a region containing Al and O is Al 2 O 3 .
  • the sintered body is hard phase (first hard phase and the second hard phase), it is confirmed that contains a binding phase and Al 2 O 3.
  • the composition of the binder phase and the ratio (volume%) of the binder phase in the sintered body are determined. Depending on the sintering conditions, pores may exist in addition to the hard phase and the binder phase.
  • the composition of the compound constituting the hard phase (the first hard phase and the second hard phase), and the WC (first hard phase) and each ratio (mass%) of the compound, the sintered body is pulverized, and the ICP emission It can be confirmed by obtaining the content ratio of each element in the pulverized product by spectroscopic analysis and estimating the composition ratio of each component based on this.
  • the content ratio of WC in the sintered body is relatively high, and for this reason, there are many regions where WCs are adjacent to each other. Adjacent WCs can be distinguished from each other by the result of element mapping and the reflected electron image obtained from the SEM image. This is because in the reflected electron image, a color difference (shading) due to a difference in crystal orientation of each WC is observed.
  • first, the first metal (Co, Ni) and the second metal (Al, W) are used as raw materials, and a bonded phase is produced by atomization, arc melting, plasma treatment, or the like.
  • V, Ti, Nb, Ta, B, C, etc. may be added in addition to the first metal (Co, Ni) and the second metal (Al, W). .
  • the obtained binder phase is pulverized by, for example, a bead mill, a ball mill, a jet mill or the like to become a binder phase powder.
  • the average particle size of the binder phase powder is preferably 0.3 to 3 ⁇ m.
  • the beads / balls used in the bead mill / ball mill include beads / balls made of alumina, silicon nitride, and cemented carbide having a particle diameter of 0.1 to 3 mm.
  • the dispersion medium include ethanol, acetone, and liquid nitrogen. Is mentioned.
  • the processing time by the bead mill / ball mill is, for example, 30 minutes to 200 hours.
  • the slurry obtained by the bead mill / ball mill is dried, for example, in the atmosphere.
  • a binder phase powder having oxygen adsorbed can be obtained by using air as a pulverization gas source and taking a long pulverization time.
  • a sintered body in which Al 2 O 3 is dispersed can also be obtained by directly adding Al 2 O 3 powder, but it is more preferable to deposit Al 2 O 3 as in this method.
  • the particle size of Al 2 O 3 can be reduced, which is preferable.
  • the obtained binder phase powder is mixed with the separately prepared WC powder and, if necessary, the second hard phase powder with an attritor, ball mill, mortar or the like. At this time, appropriate C is added in consideration of the amount of C contained in the binder phase.
  • the mixing time is preferably 6 to 20 hours so that oxygen is sufficiently and uniformly incorporated into the mixture.
  • Examples of the balls used in the ball mill include balls made of alumina, silicon nitride, or cemented carbide and having a diameter of 3 mm.
  • Examples of the dispersion medium include ethanol, acetone, and liquid nitrogen.
  • the processing time is, for example, 3 to 20 hours.
  • the mixed powder is obtained by drying the slurry obtained by mixing, for example, in the air. Upon mixing, the Al 2 O 3 dispersed in the sintered body Al 2 O 3 may be added to the powder (0.01 ⁇ 0.5 ⁇ m).
  • the obtained mixed powder is placed in, for example, a cemented carbide mold (Ta capsule or the like) and pressed to obtain a pressure-formed body.
  • the pressure of the press is preferably 10 MPa to 16 GPa, for example, 100 MPa.
  • the pressure-molded body is sintered in a vacuum.
  • the sintering temperature is preferably 1000 to 1800 ° C.
  • the sintering time is, for example, about 1 hour.
  • the keep time at 400 ° C. is set to 30 minutes to 5 hours to desorb C contained in the molded body, and finally the mass of C contained in the sintered body. Control is performed so that the ratio of the mass of O to (C / O ratio) becomes a desired value.
  • the first hard phase (WC) and the binder phase are densely sintered, and fine Al 2 O 3 is precipitated in the sintered body, so that the sintered body has improved wear resistance at high temperatures. Can be formed.
  • the cooling rate after sintering is set to 2 to 20 ° C./min, for example.
  • the compound phase represented by the following formula precipitates.
  • (Co, Ni) x (Al, W) y C z [Wherein (Co, Ni) is the first metal, (Al, W) is the second metal, and x, y and z are atomic weight ratios. ]
  • a hot isostatic pressing (HIP) process is performed at 1400 ° C. and 1000 atm for 1 hour to obtain a sintered body (alloy).
  • the average particle diameter of WC is preferably 0.1 to 10 ⁇ m, and the content of WC in the sintered body (hard material) is preferably 50 to 99% by volume. This is because the hardness of the obtained sintered body is expected to be higher when the particle size range and the composition range are in this range.
  • the average particle diameter of WC can be measured by the method using the above element mapping and image analysis software.
  • the sintered body of the present embodiment may contain inevitable impurities (B, N, O, etc.) within a range that does not impair the effects of the present disclosure.
  • the sintered body of the present embodiment may include an abnormal layer called free carbon or ⁇ phase in the structure.
  • Examples 1 to 50 Metal powder was mixed with a composition of 42.5Co-40Ni-10W-7.5Al (atomic%), and a binder phase was prepared by an atomizing method. (All metal powders used in Examples 1 to 50 are the same.) The obtained binder phase was pulverized by a bead mill using superhard balls having a particle diameter of 1 ⁇ m. The obtained slurry was dried in the air to obtain a binder phase powder.
  • the mixture was put into an open atmosphere attritor and mixed.
  • the mixing time of the attritor is as shown in Tables 1 and 2.
  • the obtained slurry was dried in the air to obtain a mixed powder.
  • the mixed powder was filled in a cemented carbide mold and pressed at a pressure of 100 MPa to obtain a pressure-formed body.
  • This press-molded body was sintered at 1450 ° C. for 1 hour under the sintering conditions described in Tables 1 and 2. At this time, by setting the keep time at 400 ° C. in a hydrogen atmosphere as shown in Table 1 and Table 2, C contained in the molded body is desorbed, and finally the C / O ratio contained in the sintered body is set. Control was performed as shown in Tables 3 and 4. Further, the cooling rate was adjusted as described in Tables 1 and 2. Thereby, (Co, Ni) x ( Al, W) y compound phase represented by C z precipitated.
  • a sintered body (hard material) was obtained by performing hot isostatic pressing (HIP) processing at 1400 ° C. under the condition of 1000 atm for 1 hour.
  • HIP hot isostatic pressing
  • the sintered body includes a hard phase (first hard phase and second hard phase), a binder phase (alloy powder) and Al 2 O 3 , and a hard phase (first hard phase and second hard phase);
  • the volume content of the binder phase or Al 2 O 3 , the composition of the binder phase, and the like were measured in the same manner as the method described in the above embodiment.
  • the amount of oxygen and the amount of C in the sintered body were measured by ICP emission spectroscopic analysis after pulverizing the sintered body.
  • the lattice constant of the binder phase was specified by EDS analysis and an electron beam diffraction image in a limited field of view of TEM observation.
  • JEM-2100F / Cs manufactured by JEOL Ltd.
  • Cs collector CESCOR (manufactured by CEOS) was used.
  • CEOS CEOS
  • EDS machine a JED2300 Series dry SD60GV detector (manufactured by JEOL Ltd.) was used.
  • the TEM observation conditions were acceleration voltage: 200 kV and probe size: 0.13 nm.
  • Boundary wear is a portion where wear increases due to strength reduction, chipping or particle dropout.
  • the binder phase is of the formula: (Co, Ni) x (Al, W) y C z [Wherein (Co, Ni) is the first metal, (Al, W) is the second metal, and x, y and z are atomic weight ratios. ] And x is 73 atom% or more and 95 atom% or less, y is 4 atom% or more and 25 atom% or less, and z is 0.3 atom% or more and 15 atom% or less. When it is below, it turns out that the abrasion resistance in high temperature is improving more.

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Abstract

切削工具は、第１硬質相、結合相およびＡｌ２Ｏ３を含む焼結体を含む。第１硬質相はＷＣからなる。結合相は、主成分としてＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種からなる第１金属を含み、さらに、ＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種からなる第２金属と、Ｃと、を含む。Ａｌ２Ｏ３は、焼結体中に分散している。

Description

切削工具
　本発明は、切削工具に関する。本出願は、２０１７年４月２６日に出願した日本特許出願である特願２０１７－０８６８５７号および２０１７年１１月２９日に出願した国際特許出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／０４２８５０に基づく優先権を主張する。当該特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。
　高い硬度が要求される製品として、たとえば切削工具がある。このような製品に用いられる硬質材料（焼結体）としては、超硬合金、サーメットなどが知られている。
　ここで、切削工具等は高温に曝される場合が多く、高温では焼結体の摩耗が促進され、製品として所望される長さの寿命を達成できなくなる場合がある。このため、切削工具等に用いられる焼結体には、高温での耐摩耗性が求められる。
　超硬合金に高温での耐摩耗性を付与するために、たとえば、特許文献１（特開平９－１２５２２９号公報）には、超硬合金に高温での耐摩耗性に優れた被膜を形成する技術が開示されている。特許文献２（特開２０１４－２０８８８９号公報）には、ＷＣからなる硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ）3（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）で表される金属相とを含む焼結体が開示されている。
特開平９－１２５２２９号公報 特開２０１４－２０８８８９号公報
　本開示の一態様に係る切削工具は、第１硬質相、結合相およびＡｌ２Ｏ３を含む焼結体を含む。第１硬質相はＷＣからなる。結合相は、主成分としてＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種からなる第１金属を含み、さらに、ＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種からなる第２金属と、Ｃと、を含む。Ａｌ２Ｏ３は、焼結体中に分散している。
図１は、切削工具の評価に関する参考図である。
　[本開示が解決しようとする課題]
　しかし、最近は、特に耐熱合金など、難削材への加工ニーズが高まっており、切削速度の向上も求められている。このため、切削工具には、より高温での耐摩耗性が求められる。特許文献１の技術では、被膜が剥がれてしまうと、たとえば焼結体中の結合相（金属コバルト等）の軟化等により急激に耐摩耗性が低下して、すぐに超硬合金が寿命に達してしまうため、特許文献１の技術はこのようなニーズに対して十分ではない。このため、焼結体の母材自体の高温での耐摩耗性を更に向上させることが望まれる。
　したがって、本開示の目的は、高温での耐摩耗性が向上した切削工具を提供することである。
　[本開示の効果]
　上記によれば、高温での耐摩耗性が向上した切削工具を提供することができる。
　［本開示の実施形態の説明］
　最初に本開示の実施態様が列記して説明される。
　なお、本明細書において「Ａ～Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。
　〔１〕本開示の一態様に係る切削工具は、第１硬質相、結合相およびＡｌ２Ｏ３を含む焼結体を含む。第１硬質相はＷＣからなる。結合相は、主成分としてＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種からなる第１金属を含み、さらに、ＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種からなる第２金属と、Ｃと、を含む。Ａｌ２Ｏ３は、焼結体中に分散している。上記焼結体は、高温での耐摩耗性が向上している。焼結体の高温での耐摩耗性の向上により、切削工具の長寿命化が可能となる。
　〔２〕結合相は、下記式で表される化合物相を含んでいることが好ましい。
　（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘ（Ａｌ，Ｗ）ｙＣｚ
　〔式中、（Ｃｏ，Ｎｉ）はＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種であり、（Ａｌ，Ｗ）はＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種であり、ｘ、ｙおよびｚは原子量比率である。〕これにより、焼結体は、特に高温で高硬度を維持することが可能となる。
　〔３〕ｘは０．７３以上０．９５以下であり、ｙは０．０４以上０．２５以下であり、ｚは０．００３以上０．１５以下であることが好ましい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　〔４〕ｘは０．７５以上０．９３以下であり、ｙは０．０５以上０．２以下であり、ｚは０．００５以上０．１以下であることが好ましい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　〔５〕ｘは０．８以上０．９以下、ｙは０．０６以上０．１５以下、ｚは０．０１以上０．０５以下であることが好ましい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　〔６〕焼結体は、さらに第２硬質相を含んでいることが好ましい。第２硬質相は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷからなる群より選ばれる１種以上の金属と、窒素、炭素、硼素および酸素からなる群より選ばれる１種以上の元素と、からなる化合物、または、該化合物の固溶体（ただし、ＷＣを除く）からなる。ここで、第１硬質相は、第２硬質相より体積比率が大きい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　〔７〕Ａｌ２Ｏ３は、焼結体中に１体積％以上１５体積％以下含まれることが好ましい。この場合、高温での耐摩耗性の向上効果がより確実に得られ、焼結体の強度の低下を抑制する効果が期待される。
　〔８〕Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．１μｍ以上２μｍ以下であり、かつその標準偏差が０．０５μｍ以上０．２５μｍ以下であることが好ましい。この場合、焼結体の硬度が向上する効果が期待される。また、焼結体の靭性の低下が抑制される効果が期待される。
　〔９〕Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．２μｍ以上１μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．０５μｍ以上０．１５μｍ以下であることが好ましい。この場合、更に焼結体の硬度が向上する効果が期待される。また、焼結体の靭性の低下が抑制される効果が期待される。
　〔１０〕Ａｌ２Ｏ３は円相当径の平均値が０．３μｍ以上０．５μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．０５μｍ以上０．１μｍ以下であることが好ましい。この場合、更に焼結体の硬度が向上する効果が期待される。また、焼結体の靭性の低下が抑制される効果が期待される。
　〔１１〕Ａｌ２Ｏ３は、粒子間距離の平均値が１μｍ以上３μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．５μｍ以上１．５μｍ以下であることが好ましい。この場合、硬度靱性バランスが保たれる効果が期待される。
　〔１２〕焼結体中に含まれるＣの質量に対するＯの質量の比（Ｏ／Ｃ比）が０．０１５以上０．０６１以下であることが好ましい。ここの場合、〔８〕と〔１１〕を満たすことが期待される。
　〔１３〕焼結体中の酸素の含有量が０．１質量％以上０．４質量％以下であることが好ましい。この場合、焼結体の硬度の向上効果と欠損の抑制効果が期待される。
　〔１４〕結合相は、格子定数が３．６５Å以上４．０Å以下であることが好ましい。この場合、より高温で焼結体の高い硬度を維持する効果と、焼結体の欠損を抑制する効果と、が期待される。
　〔１５〕ＷＣは、平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下であることが好ましい。この場合、焼結体の欠損を抑制する効果が期待される。
　〔１６〕焼結体中の結合相の含有率が２質量％以上１０質量％未満であることが好ましい。この場合、焼結体の欠損を抑制する効果と、焼結体の高温硬度の低下を抑制する効果が期待される。
　［本開示の実施形態の詳細］
　以下、本開示の実施形態（以下「本実施形態」と記される）が説明される。ただし、以下の説明は、本開示を限定するものではない。また、本明細書において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のものに限定されるものではない。
　＜切削工具＞
　本実施形態に係る切削工具は、下記の焼結体を含む。なお、切削工具としては、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどを例示することができる。
　また、焼結体の表面には被膜を備えてもよい。これにより、切削工具において被膜の特性を付与させることができる。
　被膜としては、７×１０-6／Ｋ以上９×１０-6／Ｋ以下の熱膨張係数を有する被膜を用いることが好ましく、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、ＶおよびＷからなる群より選ばれた一種以上の金属の窒化物または炭窒化物からなることがより好ましい。
　さらに被膜は、１０００℃以上の耐酸化性を有することが好ましい。ここで、「１０００℃以上の耐酸化性を有する」とは、被覆層を熱分析－示差熱・熱重量同時測定（ＴＧ／ＤＴＡ：Thermogravimetry／Differential　Thermal　Analysis）装置により、大気中で評価を行ない、重量増加が生じた温度が１０００℃以上であることを意味する。このような耐酸化性を有する被覆層を構成する組成の好適な例としては、ＡｌＴｉＳｉＮ、ＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＳｉＮ、ＣｒＴａＮ、ＨｆＷＳｉＮ、ＣｒＡｌＮ等を挙げることができる。
　上記のような被膜は、ＰＶＤ法およびＣＶＤ法のいずれによっても形成することができるが、ＰＶＤ法により形成されることが好ましい。この場合、より緻密で、亀裂が生じ難い被膜を形成することができる。特に、被膜と焼結体との密着性が格段に向上する点で、カソードアークイオンプレーティング法を用いることが好ましい。
　＜焼結体＞
　本実施形態に係る焼結体は、第１硬質相、結合相およびＡｌ２Ｏ３を含む。焼結体は、これらを含む限り、これら以外の成分を含んでいてもよい。第１硬質相はＷＣからなる。Ａｌ２Ｏ３は、焼結体中に分散している。
　結合相は、主成分としてＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種からなる第１金属を含み、さらに、ＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種からなる第２金属と、Ｃと、を含む。なお、「主成分」とは、結合相を構成する成分のうち、最も配合割合（質量％）の大きな成分を意味する。このように、上記焼結体は、結合相中にＣを含有する。このため、固溶強化によって結合相の高温硬度が向上することで、焼結体の高温での耐摩耗性が向上する。
　また、硬質相と結合相から成る超硬合金において、結合相が金属Ｃｏではなく耐熱合金（Ｃｏ基超合金、Ｎｉ基超合金など）から構成される。耐熱合金はジェットエンジン、ガスタービン等、高温で使用される部品に用いられている材料であり高温での耐熱性に優れている。さらに、上記焼結体は、ＷＣよりも硬度の高いＡｌ２Ｏ３を含んでいる。これらによって、焼結体そのものの硬度が向上している。
　第１硬質相と結合相とは、焼結体中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより焼結体の高温での耐摩耗性が向上する。ここで、分散された状態とは、第１硬質相と結合相とが接しており、同種の相同士の接触が比較的少ない状態で、焼結体中に存在することを言う。
　結合相は、下記式で表される化合物相を含んでいることが好ましい。
　（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘ（Ａｌ，Ｗ）ｙＣｚ
　〔式中、（Ｃｏ，Ｎｉ）はＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種であり、（Ａｌ，Ｗ）はＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種であり、ｘ、ｙおよびｚは原子量比率である。〕
　なお、結合相中には、酸素が含まれて（固溶して）いてもよい。
　このような焼結体は、結合相中〔第１金属（Ｃｏ，Ｎｉ）および第２金属（Ａｌ，Ｗ）からなるマトリックス相（γ相）中〕に、（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘ（Ａｌ，Ｗ）ｙＣｚで表される化合物相を含むことで、焼結体は、特に高温で高硬度を維持することが可能となる。
　ｘは０．７３以上０．９５以下であり、ｙは０．０４以上０．２５以下であり、ｚは０．００３以上０．１５以下であることが好ましい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　ｘは０．７５以上０．９３以下であり、ｙは０．０５以上０．２以下であり、ｚは０．００５以上０．１以下であることが好ましい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　ｘは０．８以上０．９以下、ｙは０．０６以上０．１５以下、ｚは０．０１以上０．０５以下であることが好ましい。焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待されるためである。
　焼結体は、さらに第２硬質相を含んでいることが好ましい。第２硬質相は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷからなる群より選ばれる１種以上の金属と、窒素、炭素、硼素および酸素からなる群より選ばれる１種以上の元素と、からなる化合物、または、該化合物の固溶体（ただし、ＷＣを除く）からなる。ここで、第１硬質相は、第２硬質相より体積比率が大きい。
　結合相は、第２硬質相よりも第１硬質相との方が親和性が高いため、第１硬質相の体積比率が第２硬質相より大きいことで、焼結体の耐摩耗性等が向上し、焼結体の高温での耐摩耗性の向上が期待される。
　Ａｌ２Ｏ３は、焼結体中に１体積％以上１５体積％以下含まれることが好ましい。Ａｌ２Ｏ３の量が少なすぎると、高温での耐摩耗性の向上効果が得られない可能性がある。一方、Ａｌ２Ｏ３の量が多すぎると、焼結体の強度が低下し欠損が生じやすくなる。このため、Ａｌ２Ｏ３の含有率が上記の範囲である場合に、高温での耐摩耗性の向上効果がより確実に得られ、焼結体の強度の低下を抑制する効果が期待される。
　Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．１μｍ以上２μｍ以下であり、かつその標準偏差が０．０５μｍ以上０．２５μｍ以下であることが好ましい。Ａｌ２Ｏ３が微細であることにより、更に焼結体の硬度が向上する効果が期待される。一方、Ａｌ２Ｏ３が微細すぎると、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなるため、上記の範囲において焼結体の靭性の低下が抑制される効果が期待される。
　Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．２μｍ以上１μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．０５μｍ以上０．１５μｍ以下であることが好ましい。Ａｌ２Ｏ３が微細であることにより、更に焼結体の硬度が向上する効果が期待される。一方、Ａｌ２Ｏ３が微細すぎると、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなるため、上記の範囲において焼結体の靭性の低下が抑制される効果が期待される。
　Ａｌ２Ｏ３は円相当径の平均値が０．３μｍ以上０．５μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．０５μｍ以上０．１μｍ以下であることが好ましい。Ａｌ２Ｏ３が微細であることにより、更に焼結体の硬度が向上する効果が期待される。一方、Ａｌ２Ｏ３が微細すぎると、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなるため、上記の範囲において焼結体の靭性の低下が抑制される効果が期待される。
　Ａｌ２Ｏ３は、粒子間距離の平均値が１μｍ以上３μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．５μｍ以上１．５μｍ以下であることが好ましい。結合相が均一に分散されていることで、硬度靱性バランスが保たれる効果が期待される。粒子間距離が１～３μｍから外れると、結合相の分散度合が偏り、欠損が生じやすくなる。なお、粒子間距離とは、Ａｌ２Ｏ３粒子のそれぞれに対して１つずつ設定されるものである。任意の一のＡｌ２Ｏ３粒子における「粒子間距離」は、該Ａｌ２Ｏ３粒子の重心点と、該重心点から最も近い位置に重心点を有する他のＡｌ２Ｏ３粒子との距離である。そして「粒子間距離の平均値」とは、全ての「粒子間距離」の平均値である。
　焼結体中に含まれるＣの質量に対するＯの質量の比（Ｏ／Ｃ比）が０．０１５以上０．０６１以下であることが好ましい。この範囲においてＡｌ２Ｏ３が均一に分散析出し、〔８〕と〔１１〕を満たすことが期待される。
　焼結体中の酸素の含有量が０．１質量％以上０．４質量％以下であることが好ましい。酸素の含有量が０．１質量％以下だとＡｌ２Ｏ３が析出せず硬度が向上しない可能性がある。酸素の含有量が０．４質量％以上だと、Ａｌ２Ｏ３が凝集して、欠損が生じやすくなる可能性がある。このため、酸素の含有量が上記の範囲である場合に、焼結体の硬度の向上効果と欠損の抑制効果が期待される。
　結合相は、格子定数が３．６５Å以上４．０Å以下であることが好ましい。結合相の格子定数が３．６５Å以上である場合、Ｃが固溶し、歪が生じることで、より高温において高い硬度の維持が可能となる。結合相の格子定数が４．０Åより大きい場合、歪が大きくなり、結合相内に亀裂が生じて欠損が生じる可能性がある。このため、結合相の格子定数が上記の範囲である場合、より高温で焼結体の高い硬度を維持する効果と、焼結体の欠損を抑制する効果と、が期待される。
　ＷＣは、平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下であることが好ましい。平均粒子径が０．１μｍ以下である場合、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じる可能性がある。一方、平均粒子径が５μｍ以上である場合、焼結体の強度が低下して、欠損が生じやすくなる可能性がある。このため、ＷＣの平均粒子径が上記の範囲である場合に、焼結体の欠損を抑制する効果が期待される。
　焼結体中の結合相の含有率が２質量％以上１０質量％未満であることが好ましい。結合相の含有率が２質量％より少ない場合、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなる可能性がある。結合相の含有率が１０質量％より多い場合、焼結体の高温硬度が低下しやすくなる可能性がある。このため、結合相の含有率が上記の範囲にある場合、焼結体の欠損を抑制する効果と、焼結体の高温硬度の低下を抑制する効果が期待される。
　なお、焼結体が、硬質相（第１硬質相および第２硬質相）、結合相（合金粉末）およびＡｌ２Ｏ３を含むこと、並びに、硬質相（第１硬質相および第２硬質相）、結合相またはＡｌ２Ｏ３の体積含有率、ＷＣ（第１硬質相）の平均粒子径、Ａｌ２Ｏ３の円相当径または粒子間距離、および、結合相の組成等は、次のようにして確認することができる。
　まず、焼結体の任意の断面を含む試料を作製する。断面の作製には、集束イオンビーム装置、クロスセクションポリッシャ装置等を用いることができる。次に、加工された断面をＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて１００００倍で撮像して、１０視野分の電子画像を得る。次に、付属のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ－Ａｎａｌｙｓｉｓ）またはＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、各電子画像中の所定領域（１２μｍ×９μｍ）について、元素マッピングを行う。
　得られた元素マッピングに基づいて、ＷＣを含む領域を第１硬質相とし、ＷＣを含まない領域であり、かつ第１金属（Ｎｉ，Ｃｏ）および第２金属（Ａｌ，Ｗ）およびＣを含む領域を結合相とし、ＡｌおよびＯを含む領域をＡｌ２Ｏ３とする。これにより、焼結体が硬質相（第１硬質相および第２硬質相）、結合相およびＡｌ２Ｏ３を含むことが確認される。また元素マッピングから、結合相の組成および焼結体における結合相の割合（体積％）が決定される。なお、焼結条件によっては、硬質相および結合相以外に、空孔が存在する場合がある。
　さらに画像解析ソフト（「Ｍａｃ－Ｖｉｅｗ　Ｉ」、株式会社マウンテック製）により、焼結体中に点在するＡｌ２Ｏ３の円相当径（粒子の面積と同一の面積を持つ仮想円の直径）の平均値とその標準偏差、またＷＣの平均粒子径が算出される。なお各値は、１０視野にて分析された結果の平均値である。
　また硬質相（第１硬質相および第２硬質相）を構成する化合物の組成、および、ＷＣ（第１硬質相）および化合物の各割合（質量％）は、焼結体を粉砕し、ＩＣＰ発光分光分析法により、粉砕物における各元素の含有割合を求め、これに基づいて各成分の組成比を試算することにより確認することができる。
　なお、焼結体におけるＷＣの含有割合は比較的高く、このため、ＷＣ同士が隣接する領域が多く存在する。隣接するＷＣ同士は、元素マッピングの結果とＳＥＭ画像から得られる反射電子像によって、区別することができる。反射電子像において、各ＷＣの結晶方位の違いに起因した色の相違（濃淡）が観察されるためである。
　＜焼結体の製造＞
　本開示の一実施形態においては、まず、第１金属（Ｃｏ，Ｎｉ）および第２金属（Ａｌ，Ｗ）を原料として使用し、アトマイズ、アーク溶解、プラズマ処理などにより、結合相を作製する。
　なお、結合相粉末を作製する際には、第１金属（Ｃｏ，Ｎｉ）および第２金属（Ａｌ，Ｗ）以外に、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｃなどを添加しても良い。
　得られた結合相は、例えばビーズミルやボールミル、ジェットミルなどによって粉砕されて、結合相粉末となる。結合相粉末の平均粒子径は、０．３～３μｍであることが好ましい。ビーズミル／ボールミルに用いるビーズ／ボールとしては、例えば粒径０．１～３ｍｍのアルミナ製、窒化ケイ素製、超硬合金製ビーズ／ボールが挙げられ、分散媒としては、例えばエタノールやアセトン、液体窒素が挙げられる。ビーズミル／ボールミルによる処理時間は、例えば３０分～２００時間である。ビーズミル／ボールミルにより得られたスラリーは、例えば大気中で乾燥させる。時間をかけて粉砕し、かつ大気中で乾燥させることにより空気中の酸素が吸着し焼結時、吸着酸素と結合相中のＡｌが反応し、Ａｌ２Ｏ３を析出させることができる。また、他の方法として、ジェットミルで粉砕する場合、粉砕ガス源として空気を用い、粉砕時間を長くとることによっても酸素が吸着した結合相粉末を得ることができる。後述するように、Ａｌ２Ｏ３粉末を直接添加することによってもＡｌ２Ｏ３が分散した焼結体を得ることができるが、本手法のようにＡｌ２Ｏ３を析出させる方が、よりＡｌ２Ｏ３の粒径を微細にすることができ好ましい。
　次に、得られた結合相粉末を、別途準備したＷＣ粉末、および、必要に応じて第２硬質相粉末と、アトライター、ボールミル、乳鉢等によって混合する。この時、結合相中に含まれるＣ量を考慮して、適切なＣを添加する。
　混合は、大気に開放した状態で行われる。これにより、混合物中に酸素が取り込まれる。焼結体（硬質材料）中にアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）を均一に分散させる目的で、酸素が十分かつ均一に混合物中に取り込まれるように、混合時間は、好ましくは６～２０時間である。
　ボールミルに用いるボールとしては、例えばアルミナ製、窒化ケイ素製もしくは超硬合金製の直径３ｍｍのボールが挙げられ、分散媒としては例えばエタノールやアセトン、液体窒素が挙げられる。処理時間は、例えば３～２０時間である。混合により得られたスラリーを、例えば大気中で乾燥させることにより混合粉末が得られる。混合の際、焼結体中に分散したＡｌ２Ｏ３としてＡｌ２Ｏ３微粉末（０．０１～０．５μｍ）を添加しても良い。
　得られた混合粉末を、例えば、超硬合金製の金型（Ｔａカプセルなど）に入れ、プレスすることにより加圧成形体を得る。プレスの圧力は好ましくは１０ＭＰａ～１６ＧＰａであり、例えば、１００ＭＰａである。次に、加圧成形体を真空中で焼結する。焼結の温度は好ましくは１０００～１８００℃である。焼結時間は、例えば、１時間程度である。ここで、例えば、焼結時、４００℃でのキープ時間を３０分～５時間にすることで、成形体に含まれるＣを脱離させ、最終的に焼結体中に含まれるＣの質量に対するＯの質量の比（Ｃ／Ｏ比）が所望の値になるように制御する。これにより、第１硬質相（ＷＣ）と結合相とが緻密に焼結され、且つ微細Ａｌ２Ｏ３が焼結体中に析出することで、高温での耐摩耗性が向上した焼結体を形成することができる。
　更に、焼結後の冷却速度を、例えば、２～２０℃／分にする。それにより、下式で表される化合物相が析出する。
（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘ（Ａｌ，Ｗ）ｙＣｚ
〔式中、（Ｃｏ，Ｎｉ）は第１金属であり、（Ａｌ，Ｗ）は第２金属であり、ｘ、ｙおよびｚは原子量比率である。〕
　その後、例えば、１４００℃で１０００ａｔｍの条件で１時間の熱間静水圧成形（ＨＩＰ：Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）処理を行なうことにより、焼結体（合金）を得ることができる。
　なお、ＷＣの平均粒子径は０．１～１０μｍであることが好ましく、焼結体（硬質材料）中のＷＣの含有率は５０～９９体積％であることが好ましい。このような粒径範囲と組成範囲である場合、得られる焼結体の硬度がより高くなることが期待されるからである。なお、ＷＣの平均粒子径は、上述の元素マッピングおよび画像解析ソフトを用いた方法により測定することができる。
　また、本実施形態の焼結体は、不可避不純物（Ｂ、Ｎ、Ｏ等）を本開示の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。また、本実施形態の焼結体は、その組織中に遊離炭素やη相と呼ばれる異常層を含んでいてもよい。
　以下、実施例を挙げて本開示をより詳細に説明するが、本開示はこれらに限定されるものではない。
　＜実施例１～５０＞
　４２．５Ｃｏ－４０Ｎｉ－１０Ｗ－７．５Ａｌ（原子％）の組成で金属粉を混合し、アトマイズ法により、結合相を作製した。（実施例１～５０で使用した金属粉は全て同じである。）
　得られた結合相を、粒径１μｍの超硬ボールを用いてビーズミルにより粉砕した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、結合相粉末を得た。
　得られた結合相粉末と、表１および表２に記載された組成の硬質粒子（第１硬質相および第２硬質相）およびカーボン粉末とを、直径３．５ｍｍの超硬合金製のボールとエタノールと共に、大気開放型のアトライターに投入し混合した。アトライターの混合時間は、表１および表２に記載のとおりである。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、混合粉末を得た。
　混合粉末を超硬合金製の金型に充填して、１００ＭＰａの圧力でプレスすることにより、加圧成形体を得た。
　この加圧成形体を表１および表２に記載の焼結条件で、１４５０℃で１時間焼結した。この時、水素雰囲気で４００℃のキープ時間を表１および表２のように設定することで、成形体に含まれるＣを脱離させ、最終的に焼結体に含まれるＣ／Ｏ比を表３および表４になるようにコントロールした。更に、冷却速度を表１および表２に記載のように調整した。それにより、（Ｃｏ、Ｎｉ）ｘ（Ａｌ、Ｗ）ｙＣｚで表される化合物相が析出した。
　その後、１４００℃で１０００ａｔｍの条件で１時間の熱間静水圧成形（ＨＩＰ：Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）処理を行なうことにより、焼結体（硬質材料）を得た。
　＜比較例１＞
　アトライターによる混合時に、密閉式のアトライターを用いることで、混合物の酸化を抑制させた。また、その混合後に得られたスラリーは、窒素雰囲気中で乾燥させた。また、焼結条件は、真空で、１４５０℃、１時間とした。また、結合相の配合比および作成の条件は、表２に示すとおりとした。それ以外の点は実施例と同様にして、焼結体を得た。
　＜比較例２～３＞
　焼結条件は真空で１４５０℃１時間焼結した。また、結合相の配合比および作成の条件は、表２に示すとおりとした。それ以外の点は実施例と同様にして、焼結体を得た。
　＜比較例４＞
　４２．５Ｃｏ－４０Ｎｉ－１０Ｗ－７．５Ａｌ（原子％）の金属粉の代わりに、粒子径が１．２μｍの金属Ｃｏ粉を用いた。また、結合相の配合比および作成の条件は、表２に示すとおりとした。それ以外の点は、比較例１と同様にして、焼結体を得た。
　（切削工具の作製）
　上記の各実施例および各比較例で得られた焼結体（硬質材料）を、ワイヤー放電加工により切断して仕上げ加工し、先端ノーズＲ０．８ｍｍの切削工具を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜切削工具の評価＞
　上記で作製した各実施例および各比較例の切削工具のそれぞれについて、下記の切削条件でインコネル（登録商標）７１８（商品名、インコネル社製）を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、０．２ｋｍ切削後の切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）と境界摩耗量（μｍ）を測定した（図１参照）。
切削速度：５０ｍ／分
切り込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり
　＜焼結体の物性評価＞
　焼結体が、硬質相（第１硬質相および第２硬質相）、結合相（合金粉末）およびＡｌ２Ｏ３を含むこと、並びに、硬質相（第１硬質相および第２硬質相）、結合相またはＡｌ２Ｏ３の体積含有率、および、結合相の組成等は、上述の実施形態で説明した方法と同様にして測定された。
　焼結体中の酸素量およびＣ量は、焼結体を粉砕し、ＩＣＰ発光分光分析法により測定された。
　結合相の格子定数は、ＴＥＭ観察の制限視野におけるＥＤＳ分析および電子線回折像により特定した。なお、ＴＥＭとして、ＪＥＭ－２１００Ｆ／Ｃｓ（日本電子（株）製）を用いた。Ｃｓコレクタとして、ＣＥＳＣＯＲ（ＣＥＯＳ社製）を用いた。ＥＤＳ機として、ＪＥＤ２３００　Ｓｅｒｉｅｓ　ドライＳＤ６０ＧＶ検出器（日本電子（株）製）を用いた。ＴＥＭ観察条件は、加速電圧：２００ｋＶ、プローブサイズ：０．１３ｎｍとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　※１　境界摩耗は、強度低下や欠損、粒子脱落により摩耗が大になる部分。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　※２　刃先が欠損していたため測定不可。
　※３　刃先が欠損していたため測定不可。
　※４　刃先が欠損していたため測定不可。
　※５　０．１ｋｍ切削した時点で刃先が欠損していたため、試験を中止した。
　表３および表４に示される結果から、本開示の切削工具である実施例１～５０は、高温での耐摩耗性が向上していることが分かる。
　実施例１～１０の結果から、結合相が、式：
　（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘ（Ａｌ，Ｗ）ｙＣｚ
　〔式中、（Ｃｏ，Ｎｉ）は第１金属であり、（Ａｌ，Ｗ）は第２金属であり、ｘ、ｙおよびｚは原子量比率である。〕
で表される化合物相を含んでいる場合において、ｘは７３原子％以上９５原子％以下であり、ｙは４原子％以上２５原子％以下であり、ｚは０．３原子％以上１５原子％以下であるときに、高温での耐摩耗性がより向上していることが分かる。また、ｘは７５原子％以上９３原子％以下であり、ｙは５原子％以上２０原子％以下であり、ｚは０．５原子％以上１０原子％以下であるときに、高温での耐摩耗性がさらに向上していることが分かる。また、ｘは８０原子％以上９０原子％以下、ｙは６原子％以上１５原子％以下、ｚは１原子％以上５原子％以下であるときに、高温での耐摩耗性が最も向上していることが分かる。
　実施例１１および１２の結果から、焼結体が、第２硬質相を含んでいる場合でも、第１硬質相が第２硬質相より体積比率が大きい場合は、高温での耐摩耗性が向上することが分かる。実施例５０の結果から、第２硬質相を含んでいる方が、第２硬質相を含んでいない場合より高温での耐摩耗性が向上することが分かる。
　実施例１３および１４の結果から、焼結体中のＡｌ２Ｏ３の含有率が少なすぎると、高温での耐摩耗性の向上効果が得られない可能性があると考えられる。一方、実施例４８および４９の結果から、焼結体中のＡｌ２Ｏ３の含有率が多すぎると、焼結体の強度が低下して、欠損が生じやすくなると考えられる。
　実施例１５～１７の結果から、Ａｌ２Ｏ３が微細であることにより、更に焼結体の硬度が向上する効果が期待されるが、一方で、Ａｌ２Ｏ３が微細すぎると、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなると考えられる。一方、実施例４３～４７の結果から、Ａｌ２Ｏ３の径が大きすぎると、焼結体の強度が低下して欠損が生じやすくなると考えられる。
　実施例１８および１９の結果から、焼結体中に含まれるＡｌ２Ｏ３の粒子間距離が小さすぎると、結合相の分散度合が偏り、欠損が生じやすくなると考えられる。一方、実施例４１および４２の結果から、焼結体中に含まれるＡｌ２Ｏ３の粒子間距離が大きすぎると、焼結体の強度が低下し、欠損が生じやすくなると考えられる。
　実施例２０および２１の結果、並びに、実施例２２および２３の結果から、焼結体中に含まれるＣの質量に対するＯの質量の比（Ｏ／Ｃ比）が小さ過ぎる場合、焼結体中の酸素の含有量（合金酸素量）が少な過ぎる場合は、Ａｌ２Ｏ３が少ないため、高温での耐摩耗性が低下すると考えられる。一方、実施例３７および３８の結果、並びに、実施例３９および４０の結果から、焼結体中の酸素の含有量（合金酸素量）が多すぎる場合、および、焼結体中に含まれるＣの質量に対するＯの質量の比（Ｏ／Ｃ比）が大きすぎる場合は、Ａｌ２Ｏ３が凝集し、欠損が生じやすくなると考えられる。
　実施例２４および２５の結果から、結合相の格子定数が小さいと高温での耐摩耗性が低下すると考えられる。一方、実施例３５および３６の結果から、結合相の格子定数が大きすぎると、Ｃの固溶による歪が大きくなり、結合相内に亀裂が生じて欠損が生じやすくなると考えられる。
　実施例２６および２７の結果から、ＷＣの平均粒子径が小さいと、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなると考えられる。一方、実施例３３および３４の結果から、ＷＣの平均粒子径が大きすぎると、焼結体の強度が低下して、欠損が生じやすくなると考えられる。
　実施例２８～３２の結果から、結合相の含有率が少なすぎると、焼結体の靱性が低下して、欠損が生じやすくなり、一方で、結合相の含有率が多すぎると、焼結体の高温硬度が低下しやすくなると考えられる。
　今回開示された実施形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本開示の範囲は上記した実施形態ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (16)

  1. 　第１硬質相、結合相およびＡｌ２Ｏ３を含む焼結体を含む切削工具であって、
    　前記第１硬質相はＷＣからなり、
    　前記結合相は、主成分としてＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種からなる第１金属を含み、さらに、ＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種からなる第２金属と、Ｃと、を含み、
    　前記Ａｌ２Ｏ３は、前記焼結体中に分散している、切削工具。
  2. 　前記結合相は、下記式で表される化合物相を含む、請求項１に記載の切削工具。
    　（Ｃｏ，Ｎｉ）ｘ（Ａｌ，Ｗ）ｙＣｚ
    　〔式中、（Ｃｏ，Ｎｉ）はＣｏおよびＮｉから選択される少なくとも１種であり、（Ａｌ，Ｗ）はＡｌおよびＷから選択される少なくとも１種であり、ｘ、ｙおよびｚは原子量比率である。〕
  3. 　前記ｘは０．７３以上０．９５以下であり、前記ｙは０．０４以上０．２５以下であり、前記ｚは０．００３以上０．１５以下である、請求項２に記載の切削工具。
  4. 　前記ｘは０．７５以上０．９３以下であり、前記ｙは０．０５以上０．２以下であり、前記ｚは０．００５以上０．１以下である、請求項３に記載の切削工具。
  5. 　前記ｘは０．８以上０．９以下、前記ｙは０．０６以上０．１５以下、前記ｚは０．０１以上０．０５以下である、請求項４に記載の切削工具。
  6. 　前記焼結体は、さらに第２硬質相を含み、
    　前記第２硬質相は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷからなる群より選ばれる１種以上の金属と、窒素、炭素、硼素および酸素からなる群より選ばれる１種以上の元素と、からなる化合物、または、該化合物の固溶体（ただし、ＷＣを除く）からなり、
    　前記第１硬質相は、前記第２硬質相より体積比率が大きい、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の切削工具。
  7. 　前記Ａｌ２Ｏ３は、前記焼結体中に１体積％以上１５体積％以下含まれる、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の切削工具。
  8. 　前記Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．１μｍ以上２μｍ以下であり、かつその標準偏差が０．０５μｍ以上０．２５μｍ以下である、請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の切削工具。
  9. 　前記Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．２μｍ以上１μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．０５μｍ以上０．１５μｍ以下である、請求項８に記載の切削工具。
  10. 　前記Ａｌ２Ｏ３は、円相当径の平均値が０．３μｍ以上０．５μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．０５μｍ以上０．１μｍ以下である、請求項９に記載の切削工具。
  11. 　前記Ａｌ２Ｏ３は、粒子間距離の平均値が１μｍ以上３μｍ以下であり、かつ、その標準偏差が０．５μｍ以上１．５μｍ以下である、請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載の切削工具。
  12. 　前記焼結体中に含まれるＣの質量に対するＯの質量の比が０．０１５以上０．０６１以下である、請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の切削工具。
  13. 　前記焼結体中の酸素の含有量が０．１質量％以上０．４質量％以下である、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載の切削工具。
  14. 　前記結合相は、格子定数が３．６５Å以上４．０Å以下である、請求項１から請求項１３のいずれか１項に記載の切削工具。
  15. 　前記ＷＣは、平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下である、請求項１から請求項１４のいずれか１項に記載の切削工具。
  16. 　前記焼結体中の前記結合相の含有率が２質量％以上１０質量％未満である、請求項１から請求項１５のいずれか１項に記載の切削工具。
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