WO2023188875A1 - 焼結体、及び切削工具 - Google Patents

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WO2023188875A1
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sintered body
particles
powder
cutting
volume
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健太郎 山本
恵人 小嶋
亮二 豊田
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Ｎｔｋカッティングツールズ株式会社
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    • 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
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • 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
    • 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
    • C22C1/051—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides; Preparation of the powder mixture used as the starting material therefor
    • 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 disclosure relates to a sintered body and a cutting tool.
  • Cutting tools using cemented carbide or cermet as a base material which have a hard phase mainly composed of tungsten carbide or titanium carbonitride and a binder phase mainly composed of iron group elements, are known (for example, patented (See Reference 1).
  • cutting tools based on cemented carbide or cermet generally have excellent fracture resistance, but because they use metals with relatively low melting points such as Co and Ni as the binder phase, the cutting tools may deteriorate under high-speed machining. Plastic deformation and wear can occur.
  • the binder phase in order to improve the plastic deformation resistance and fracture resistance of the cermet, the binder phase is made heat resistant, but the cutting speed remains at 250 m/min or less.
  • the present disclosure has been made in view of the above circumstances, and aims to provide a sintered body and a cutting tool that have excellent wear resistance and chipping resistance under high-speed machining.
  • the present disclosure can be realized as the following forms.
  • Hard particles mainly composed of a bonded phase containing at least one of Co and Ni; A sintered body comprising: The bonded phase further includes at least one selected from the group consisting of Re, Ru, and Mo, A sintered body having a Vickers hardness of 800 Hv or more at 1000°C.
  • a cutting tool comprising the sintered body according to [1] or [2] as a base material, and a coating layer formed on the surface of the base material.
  • the present disclosure it is possible to provide a sintered body with excellent wear resistance and chipping resistance under high-speed processing.
  • a hard phase mainly composed of a Ti compound that has excellent reaction resistance to iron (Fe) and hardness
  • the sintered body has excellent wear resistance.
  • the softening temperature of the binder phase can be increased by including at least one member selected from the group consisting of Re, Ru, and Mo, which have a higher melting point than the main component Co or Ni. Therefore, a decrease in hardness at high temperatures can be suppressed.
  • the binder phase contains Mo, the hardness increases due to the precipitation of intermetallic compounds such as Co 3 Mo.
  • the high-temperature hardness (Vickers hardness) of the sintered body can be set to 800 Hv or more, and a sintered body with excellent wear resistance and plastic deformation resistance even under high-speed processing can be obtained.
  • the Vickers hardness at 1000°C is 50% or more of the Vickers hardness at 25°C, plastic deformation of the sintered body due to temperature rise during cutting can be suppressed.
  • a cutting tool with excellent wear resistance and chipping resistance can be provided.
  • a coating layer is formed on the surface of a cutting tool, it is possible to harden the surface and suppress oxidation of the base material covered with the coating layer, so that the wear resistance of the cutting tool can be further improved.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view taken along line AA in FIG. 1.
  • Sintered body (1) Structure of sintered body
  • the sintered body is made of TiN, TiC, TiCN, or (Ti, M) (C, N) (M is an element belonging to groups 4 to 6 of the periodic table (Ti element). (excluding)); and a binder phase containing at least one of Co (cobalt) and Ni (nickel).
  • the bonded phase further contains at least one selected from the group consisting of Re (rhenium), Ru (ruthenium), and Mo (molybdenum).
  • the sintered body has a Vickers hardness of 800 Hv or more at 1000°C.
  • the hard particles are selected from TiN, TiC, TiCN, or (Ti, M) (C, N) (M is an element belonging to Groups 4 to 6 of the periodic table (excluding the Ti (titanium) element).
  • the main component is one or more types of
  • the "main component” refers to a Ti compound (TiN, TiC, TiCN, or (Ti, M) (C, N) (M is a group 4 to 6 of the periodic table) when the hard particles are 100% by volume. (one or more elements selected from the elements (excluding the Ti (titanium) element)) belonging to the group is 60% by volume or more.
  • M is at least one selected from Ta (tantalum), Nb (niobium), W (tungsten), V (vanadium), Cr (chromium), Zr (zirconium), Mo (molybdenum), and Hf (hafnium). Elements are preferred. Among these, at least one element selected from Ta (tantalum), Nb (niobium), and W (tungsten) is more preferable, and Ta and/or Nb are even more preferable. Note that the composition ratio of the elements constituting the hard particles is not particularly limited.
  • the hard particles may be particles of a single composition or may be particles containing multiple components (for example, particles with a core-rim structure).
  • the composition ratio of the elements constituting TiC, TiN, TiCN, (Ti, M) (C, N) is not particularly limited.
  • the ratio of C and N in TiCN is not limited, and the ratio of C and N may be non-stoichiometric, and only one type of hard particles or multiple types of hard particles may be present.
  • the presence of multiple types means that (Ti, M) (C, N) particles with different elements M exist together, as well as particles with the same element M but Ti constituting the particles. It also means that (Ti, M) (C, N) particles having different composition ratios of , M, C, and N exist together.
  • the carbon composition ratio XC and the nitrogen composition ratio XN are 0.10 to 0 in the ratio expressed by (XN/(XC+XN)) from the viewpoint of reaction resistance to iron contained in the work material.
  • a range of .90 is preferred, a range of 0.20 to 0.80 is more preferred, and a range of 0.30 to 0.70 is even more preferred.
  • the composition ratio XTi of titanium and the composition ratio XM of the metal element M are preferably in the range of 0.40 to 0.95 in the ratio expressed by (XTi/(XTi+XM)), and 0.50 to The range of 0.95 is more preferable, and the range of 0.70 to 0.95 is even more preferable.
  • the content rate (volume %) of each substance in the sintered body can be calculated by determining the amount of each element by fluorescent X-ray analysis or the like.
  • the content of hard particles in the sintered body is not particularly limited. From the viewpoint of increasing wear resistance and plastic deformation resistance, the hard particles are 65% by volume or more and 95% by volume or less when the total of hard particles, binder phase, and dispersed particles described below are 100% by volume. It is preferable that the content of the hard particles is 75% by volume or more and 90% by volume or less, and it is even more preferable that the content of the hard particles is 80% by volume or more and 85% by volume or less.
  • the bonded phase contains at least one of Co and Ni.
  • the binder phase contains at least one of Co and Ni, the bond between particles in the hard particles and the dispersed particles described below can be strengthened. Therefore, the wear resistance and fracture resistance of the sintered body can be improved.
  • the bonded phase further includes at least two selected from the group consisting of Re, Ru, and Mo.
  • the bonded phase preferably contains Co, Re, and Mo.
  • Mo dissolves in solid solution in the hard particles, and serves as an intermediate layer between the hard particles and the binder phase to improve the fracture resistance of the sintered body. Furthermore, it is a high melting point metal.
  • Re in the binder phase, high temperature softening of the binder phase can be further suppressed. Therefore, the sintered body becomes difficult to be plastically deformed.
  • the content of Co is 70% by mass or more and 90% by mass or less, and the content of Re or Ru is 5% by mass or more and 25% by mass or less. It is preferable that the content of Mo is 5% by mass or more and 25% by mass or less. With such a configuration, the wear resistance and plastic deformation resistance of the sintered body can be improved.
  • the bonded phase may contain impurities in addition to Co and Mo.
  • the sintered body contains a binder phase of 3% by volume or more and 10% by volume or less when the total of hard particles, binder phase, and dispersed particles described below is 100% by volume.
  • the content of the binder phase is preferably 5% by volume or more and 8% by volume or less.
  • the Vickers hardness of the sintered body at 1000°C ensures high wear resistance and high plastic deformation resistance even under processing conditions where cutting speed is high, that is, processing conditions where the cutting edge temperature is high. From the viewpoint of Note that Vickers hardness is measured in accordance with Japanese Industrial Standards JIS R 1610 (indoor temperature) and JIS R 1623 (high temperature hardness). The test load shall be 98.01N.
  • the ratio of the Vickers hardness at 1000°C to the Vickers hardness at 25°C of the sintered body is preferably 50% or more from the viewpoint of suppressing plastic deformation of the tool due to temperature rise during cutting.
  • the hardness retention rate is determined by the formula: (Vickers hardness at 1000°C)/(Vickers hardness at 25°C) x 100.
  • the binder phase preferably contains an intermetallic compound. Thereby, the hardness of the binder phase can be increased.
  • the intermetallic compound is, for example, an intermetallic compound of Co and/or Ni and Mo. Specifically, the intermetallic compound is a compound of Co and Mo, a compound of Ni and Mo, and a compound of Co, Ni, and Mo.
  • the intermetallic compound is preferably Co 3 Mo.
  • the sintered body may include independent particles (dispersed particles) that do not form a solid solution with the hard particles.
  • the sintered body contains dispersed particles, which prevents the movement of hard particles in a high-temperature, high-load environment, thereby contributing to improved plastic deformation resistance.
  • Dispersed particles are preferable because they contain chemically stable Al, which improves wear resistance.
  • the dispersed particles containing Al exist dispersedly in the sintered body and suppress the grain growth of the hard particles.
  • particles containing Al will also be referred to as dispersed particles.
  • the dispersed particles include particles made of one or more of Al nitrides, oxides, and oxynitrides. For example, it is shown that the particles are composed of one or more of AlN particles (aluminum nitride particles), Al 2 O 3 particles (aluminum oxide particles), and AlON particles (aluminum oxynitride particles).
  • the dispersed particles are preferably AlN particles.
  • AlN particles can increase the thermal conductivity and reduce the coefficient of thermal expansion of a cutting tool using a sintered body. Therefore, by including AlN particles as dispersed particles, better wear resistance and chipping resistance can be exhibited under high-speed machining, and the life of the tool can be improved.
  • the content of dispersed particles is not particularly limited.
  • the content of the dispersed particles is preferably from 3% by volume to 25% by volume, more preferably from 5% by volume to 10% by volume, when the entire sintered body is 100% by volume. If the content of the dispersed particles is within this range, it is possible to suppress diffusion wear during high-speed machining, thereby increasing the wear resistance of the tool. In addition, even if the firing temperature during manufacturing increases due to the higher melting point (heat resistance) of the binder phase, the growth of hard particles can be effectively suppressed and the structure can be refined, which improves the wear resistance of tools. Fracture resistance can be improved.
  • Method for manufacturing a sintered body The method for manufacturing a sintered body is not particularly limited. An example of a method for producing a sintered body is shown below.
  • Raw materials The following raw material powders are used as raw materials.
  • Ti carbonitride-based raw material powder ⁇ One or more raw material powders selected from TaC powder (tantalum carbide powder), NbC powder (niobium carbide powder), and WC powder (tungsten carbide powder), or a solid solution powder thereof.
  • Raw material powders such as AlN powder (aluminum nitride powder), Al2O3 powder (aluminum oxide powder), raw material powders such as Co powder, Ni powder, Re powder, Ru powder, Mo powder, W powder, etc.
  • Raw material powders are weighed to a predetermined mixing ratio.
  • a raw material powder, a coccule (eg, Al 2 O tricoccite ), and a solvent (eg, acetone) are placed in a container (eg, a resin pot, etc.) and mixed and pulverized.
  • the obtained slurry is dried in a hot water bath to obtain a dry mixed powder.
  • the sintered body 2 is produced by firing in an atmosphere. Atmosphere firing is performed under an Ar or N2 atmosphere.
  • a cutting tool 1 is formed using the sintered body 2 described above.
  • the shape of the cutting tool 1 is not particularly limited.
  • the sintered body 2 can be made into the cutting tool 1 by finishing its shape and surface by at least one processing method of cutting, grinding, and polishing. Of course, if these finishes are not required, the sintered body 2 may be used as the cutting tool 1 as it is.
  • the cutting tool 1 may have a sintered body 2 as a base material, and a coating layer 7 may be formed on the surface of the base material.
  • the coating layer 7 is made of at least one material selected from carbides, nitrides, oxides, carbonitrides, carbonates, oxynitrides, and carbonitrides of titanium, zirconium, chromium, and aluminum, although not particularly limited thereto. Preferably, it consists of a species of compound.
  • At least one compound selected from carbides, nitrides, oxides, carbonitrides, carbonates, oxynitrides, and carbonitrides of titanium, zirconium, chromium, and aluminum is not particularly limited, but TiN , TiAlN, TiCrAlN, and CrAlN are suitable examples. From the viewpoint of wear resistance, Ti-based materials (eg, TiCAlN, TiAlN) are more preferred.
  • the form of the covering layer 7 may be a single layer film or a laminated film in which a plurality of films are laminated.
  • the thickness of the covering layer 7 is not particularly limited.
  • the thickness of the coating layer 7 is preferably 0.02 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less from the viewpoint of wear resistance.
  • Experimental Examples 3 to 13 are examples, and Experimental Examples 1 and 2 are comparative examples.
  • experimental examples are indicated using “No.”.
  • “*” is attached, such as "*1" it indicates that it is a comparative example.
  • Experimental examples 1 to 13 Each of the sintered bodies of Experimental Examples 1 to 13 was produced, and each of these sintered bodies was processed to obtain each of the cutting tools of Experimental Examples 1 to 12. In the formulation shown in Table 1, the total amount of contained components is 100% by volume. In Table 1, the blending composition of Experimental Example 1 "(Ti, Nb) (C, N)-9% AlN-8% Co" has 83% of each of (Ti, Nb) (C, N), AlN, and Co. This means that it contains 9% by volume, 8% by volume.
  • Raw material powder The raw material powder shown below was used.
  • Ti carbonitride-based raw material powder Average particle size 1.5 ⁇ m or less
  • TaC powder Average particle size 1.5 ⁇ m or less
  • NbC powder Average particle size 1.5 ⁇ m or less
  • WC powder Average particle size 1.5 ⁇ m or less
  • Al 2 O 3 powder Average particle size 0.7 ⁇ m or less
  • Co powder Average particle size 5.0 ⁇ m or less
  • Ni powder Average particle size 5.0 ⁇ m or less
  • Re powder Average particle size 5.0 ⁇ m or less
  • Ru powder Average particle size 5.0 ⁇ m or less
  • Mo powder Average particle size 5.0 ⁇ m or less
  • W powder Average particle size 5.0 ⁇ m or less
  • Experimental Examples 1 to 13 will be compared and studied.
  • Experimental Example 1 which contained Co in the binder phase and had a high-temperature hardness (Vickers hardness at 1000° C.) of 685 Hv, had a cutting distance of 0.5 km at the end of its life, and was rejected.
  • Experimental Example 2 which contained Co and Re in the binder phase and had a high-temperature hardness (Vickers hardness at 1000° C.) of 790 Hv, had a cutting distance of 0.9 km at the end of its life, and was rejected.
  • Experimental Examples 3 to 12 in which the binder phase contains at least one member selected from the group consisting of Re, Ru, and Mo, and have high-temperature hardness (Vickers hardness at 1000°C) of 800 Hv to 897 Hv, meet the following requirements (a) ( b) was satisfied, and the cutting distance at the end of the service life was 1.5 km to 4.0 km, so it was passed.
  • Experimental Examples 3 to 13 are as follows: By satisfying the above requirements (a) and (b), wear resistance and plastic deformation resistance were improved.
  • Hardness retention rate is the ratio of Vickers hardness at 1000°C to Vickers hardness at 25°C. That is, the hardness retention rate is determined by the formula: (Vickers hardness at 1000° C.)/(Vickers hardness at 25° C.) ⁇ 100.
  • the cutting distance at the end of life is 1. The distance was 5km to 4.0km, and the wear resistance and plastic deformation resistance were improved.
  • the cutting distance until the end of the service life was 4.0 km, and the wear resistance and plastic deformation resistance were significantly improved.
  • Experimental Examples 4 and 5 to 10 will be compared and studied.
  • Experimental Example 7 which did not contain dispersed particles (particles containing Al), had a cutting distance of 1.5 km at the end of its life.
  • Experimental Examples 4 and 8 to 10 containing dispersed particles the cutting distances at the end of life were 4.0 km, 2.9 km, 1.8 km, and 3.0 km, respectively. Since the sintered body contained dispersed particles containing Al, the amount of tool wear was reduced.
  • the dispersed particles were AlN particles
  • the cutting distance at the end of life was 4.0 km.
  • Experimental Example 10 in which the dispersed particles were Al 2 O 3 particles, the cutting distance at the end of life was 3.0 km.
  • the abrasion resistance was improved by including AlN particles as dispersed particles rather than Al 2 O 3 particles.
  • Experimental Examples 4, 8, and 10 in which the content of dispersed particles is 9% by volume, 3% by volume, and 9% by volume, respectively, when the entire sintered body is 100% by volume, the cutting distance at the end of life is 4. They were 0km, 2.9km, and 3.0km. High wear resistance was exhibited by setting the content of dispersed particles to 3% by volume or more and 9% by volume or less.
  • the sintered bodies and cutting tools had excellent wear resistance and chipping resistance under high-speed machining. According to such a cutting tool, the cutting speed of steel material machining can be improved, and the efficiency of cutting can be improved.

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Abstract

高速加工下において耐摩耗性及び耐欠損性に優れた焼結体及び切削工具を提供する。　焼結体（２）は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、又は（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）（Ｍは周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ元素を除く）からなる群より選択される少なくとも１種）を主成分とする硬質粒子と、Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種を含む結合相と、を含む。結合相は、さらにＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含む。焼結体（２）は、１０００℃におけるビッカース硬度が８００Ｈｖ以上である。

Description

焼結体、及び切削工具
　本開示は、焼結体、及び切削工具に関する。
　炭化タングステンやチタン炭窒化物を主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える超硬合金やサーメットを基材として用いた切削工具が知られている（例えば特許文献１参照）。
国際公開第２００８／１４６８５６号
　ところで、超硬合金やサーメットを基材とする切削工具は一般的に耐欠損性に優れるが、結合相にＣｏやＮｉ等の比較的低融点な金属を用いるため、高速加工下では、工具の塑性変形が生じたり、摩耗が生じ得る。特許文献１の発明では、サーメットの耐塑性変形性および耐欠損性を向上させるために、結合相の耐熱化を図っているが、切削速度が２５０ｍ／ｍｉｎ以下にとどまっている。一方で、鋼材などをより高速で加工する技術が求められている。
　本開示は、上記実情を鑑みてなされたものであり、高速加工下において耐摩耗性及び耐欠損性に優れた焼結体及び切削工具を提供することを目的とする。本開示は、以下の形態として実現することが可能である。
　〔１〕ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、又は（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）（Ｍは周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ元素を除く）からなる群より選択される少なくとも１種）を主成分とする硬質粒子と、
　Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種を含む結合相と、
を含む焼結体であって、
　前記結合相は、さらにＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含み、
　１０００℃におけるビッカース硬度が８００Ｈｖ以上である焼結体。
　〔２〕２５℃におけるビッカース硬度に対して１０００℃におけるビッカース硬度が５０％以上である〔１〕に記載の焼結体。
　〔３〕〔１〕または〔２〕に記載の焼結体を用いた切削工具。
　〔４〕〔１〕または〔２〕に記載の焼結体を基材とし、前記基材の表面に被覆層が形成された切削工具。
　本開示によれば、高速加工下において耐摩耗性及び耐欠損性に優れた焼結体を提供できる。
　鉄（Ｆｅ）に対する耐反応性と硬度に優れるＴｉ化合物を主成分とした硬質相を含むことで、耐摩耗性に優れる焼結体となる。また、結合相は、主成分のＣｏ又はＮｉに対して融点の高いＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含むことで、結合相の軟化温度を高められる。そのため、高温下における硬度の低下を抑制できる。加えて、結合相は、Ｍｏを含むと、Ｃｏ３Ｍｏに代表される金属間化合物の析出により高硬度化する。これらの結果、焼結体の高温硬度（ビッカース硬度）を８００Ｈｖ以上とすることができ、高速加工下においても耐摩耗性と耐塑性変形性に優れた焼結体が得られる。
　２５℃におけるビッカース硬度に対して１０００℃におけるビッカース硬度が５０％以上である場合には、切削加工時の温度上昇に伴う焼結体の塑性変形を抑制できる。
　本開示の焼結体を切削工具に供することで、耐摩耗性及び耐欠損性に優れた切削工具を提供できる。
　切削工具の表面に被覆層が形成されている場合には、表面を硬質化するとともに被覆層に覆われた基材の酸化を抑制できるため、切削工具の耐摩耗性をより一層向上できる。
焼結体（切削工具）の一例の斜視図である。 図１のＡ－Ａ線断面図である。
　以下、本開示を詳しく説明する。なお、本明細書において、数値範囲について「～」を用いた記載では、特に断りがない限り、下限値及び上限値を含むものとする。例えば、「１０～２０」という記載では、下限値である「１０」、上限値である「２０」のいずれも含むものとする。すなわち、「１０～２０」は、「１０以上２０以下」と同じ意味である。
１．焼結体
（１）焼結体の構成
　焼結体は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、又は（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）（Ｍは周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ元素を除く）から選ばれる１種以上）を主成分とする硬質粒子と、Ｃｏ（コバルト）及びＮｉ（ニッケル）の少なくとも１種を含む結合相と、を含む。結合相は、さらにＲｅ（レニウム）、Ｒｕ（ルテニウム）、Ｍｏ（モリブデン）からなる群より選択される少なくとも１種を含む。焼結体は、１０００℃におけるビッカース硬度が８００Ｈｖ以上である。
（２）硬質粒子
　硬質粒子は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、又は（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）（Ｍは周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ（チタン）元素を除く）から選ばれる１種以上）を主成分とする。ここで「主成分」とは、硬質粒子を１００体積％とした場合に、Ｔｉ化合物（ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、又は（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）（Ｍは周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ（チタン）元素を除く）から選ばれる１種以上））が６０体積％以上であることを意味する。Ｍは、Ｔａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｗ（タングステン）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｈｆ（ハフニウム）から選択される少なくとも１種の元素が好ましい。中でも、Ｔａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｗ（タングステン）から選択される少なくとも１種の元素がより好ましく、Ｔａ及び／又はＮｂであることがさらに好ましい。なお、硬質粒子を構成する元素の組成比は、特に限定されない。
　硬質粒子は、単一組成の粒子であっても良いし、複数成分を含む粒子（例えばコアリム構造の粒子）であってもよい。ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）を構成する元素の組成比は、特に限定されない。例えば、ＴｉＣＮにおけるＣ、Ｎの比率は限定されず、ＣやＮは非化学量比でもよく、硬質粒子は、１種のみ存在してもよく、複数種存在していてもよい。複数種存在しているとは、元素Ｍが異なる（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）粒子が一緒に存在していることを意味するほか、元素Ｍは同一であるが、粒子を構成するＴｉ，Ｍ，Ｃ，Ｎの組成比が異なる（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）粒子が一緒に存在していることも意味する。
　なお、炭素の組成比ＸＣと窒素の組成比ＸＮとは、被削材に含まれる鉄に対する耐反応性の観点から、（ＸＮ／（ＸＣ＋ＸＮ））で表される比率において、０．１０～０．９０の範囲が好ましく、０．２０～０．８０の範囲がより好ましく、０．３０～０．７０の範囲が更に好ましい。
　チタンの組成比ＸＴｉと金属元素Ｍの組成比ＸＭとは、硬度の観点から、（ＸＴｉ／（ＸＴｉ＋ＸＭ））で表される比率において０．４０～０．９５の範囲が好ましく、０．５０～０．９５の範囲がより好ましく、０．７０～０．９５の範囲が更に好ましい。
　焼結体における各物質の含有率（体積％）は、蛍光Ｘ線分析法等により各元素の量を求めることで算出できる。
　焼結体における硬質粒子の含有率は、特に限定されない。硬質粒子は、耐摩耗性及び耐塑性変形性を高める観点から、硬質粒子、結合相、及び後述する分散粒子の合計を１００体積％としたとき、硬質粒子が６５体積％以上９５体積％以下であることが好ましく、硬質粒子が７５体積％以上９０体積％以下であることがより好ましく、硬質粒子が８０体積％以上８５体積％以下であることが更に好ましい。
（３）結合相
　結合相は、Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種を含む。結合相がＣｏ及びＮｉの少なくとも１種を含むことで、硬質粒子及び後述する分散粒子における粒子間の結合を強化することができる。そのため、焼結体の耐摩耗性及び耐欠損性を高めることができる。
　結合相は、さらにＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも２種を含む。これにより、結合相自体の耐熱性を高めることができる。その結果、高温下における硬度の低下を抑制できる。
（４）結合相に関する要件
　結合相は、Ｃｏ、Ｒｅ、及びＭｏを含むことが好ましい。Ｍｏは、硬質粒子中に固溶し、これが硬質粒子と結合相の中間層として焼結体の耐欠損性を高めることができる。さらに、高融点金属である。結合相中に更にＲｅ含むことで、結合相の高温軟化をより一層抑制できる。そのため、焼結体が塑性変形し難くなる。
　Ｃｏ、Ｒｅ、及びＭｏの合計の含有率を１００質量％としたとき、Ｃｏの含有率が７０質量％以上９０質量％以下であり、ＲｅまたはＲｕの含有率が５質量％以上２５質量％以下であり、Ｍｏの含有率が５質量％以上２５質量％以下であることが好ましい。このような構成によって、焼結体の耐摩耗性及び耐塑性変形性を高めることができる。なお、結合相には、Ｃｏ及びＭｏの他に別途不純物が含まれていてもよい。
　焼結体は、耐摩耗性及び耐塑性変形性を高める観点から、硬質粒子、結合相、及び後述する分散粒子の合計を１００体積％としたとき、結合相が３体積％以上１０体積％以下であることが好ましく、結合相が５体積％以上８体積％以下であることが更に好ましい。
（５）硬度に関する要件
　焼結体の１０００℃におけるビッカース硬度は、切削速度が速い加工条件、すなわち、刃先温度が高くなる加工条件であっても、高い耐摩耗性及び高い耐塑性変形性を確保する観点から、８００Ｈｖ以上であるとよい。
　なお、ビッカース硬度は、日本工業規格ＪＩＳ　Ｒ　１６１０（室内温度）及びＪＩＳ Ｒ １６２３（高温硬度）に準拠して測定される。試験荷重は、９８．０１Ｎとする。
　焼結体の２５℃におけるビッカース硬度に対する１０００℃におけるビッカース硬度の割合（硬度維持率）は、切削加工時の温度上昇に伴う工具の塑性変形を抑制する観点から、５０％以上であるとよい。硬度維持率は、（１０００℃におけるビッカース硬度）／（２５℃におけるビッカース硬度）×１００の計算式で求められる。
（６）金属間化合物
　結合相は、金属間化合物を含むことが好ましい。これにより、結合相の硬度を高めることができる。金属間化合物は、例えばＣｏ及び／又はＮｉと、Ｍｏとの金属間化合物である。金属間化合物は、具体的には、ＣｏとＭｏとの化合物、ＮｉとＭｏとの化合物、ＣｏとＮｉとＭｏとの化合物である。金属間化合物は、Ｃｏ３Ｍｏが好ましい。
（７）分散粒子
　焼結体は、上記硬質粒子の他に、硬質粒子と固溶体を形成しない独立の粒子（分散粒子）を含んでもよい。焼結体は、分散粒子を含むことで、高温・高負荷環境下における硬質粒子の移動が妨げられるため、耐塑性変形性の向上に寄与できる。分散粒子は、化学的に安定なＡｌを含むことで、耐摩耗性向上が図れるため、好ましい。Ａｌを含む分散粒子は、焼結体中に分散して存在し、硬質粒子の粒成長を抑制する。以下、Ａｌを含む粒子を分散粒子とも称する。
　分散粒子は、Ａｌの窒化物、酸化物、及び酸窒化物のうちの１種以上からなる粒子が例示される。例えば、ＡｌＮ粒子（窒化アルミニウム粒子）、Ａｌ２Ｏ３粒子（酸化アルミニウム粒子）、及びＡｌＯＮ粒子（酸窒化アルミニウム粒子）のうちの１種以上からなることが示される。
　分散粒子は、ＡｌＮ粒子であることが好ましい。ＡｌＮ粒子は、焼結体を用いてなる切削工具の熱伝導率を増加させ、熱膨張率を低下できる。よって、分散粒子としてＡｌＮ粒子を含むことで、高速加工下においてより優れた耐摩耗性と耐欠損性を発揮でき、工具の寿命が向上する。
　分散粒子の含有率は、特には限定されない。分散粒子の含有量は、焼結体全体を１００体積％とした場合に、３体積％以上２５体積％以下が好ましく、５体積％以上１０体積％以下が更に好ましい。分散粒子の含有率がこのような範囲であれば、高速加工下における拡散摩耗を抑制できるため、工具の耐摩耗性を高めることができる。また、結合相の高融点化（耐熱化）に伴い製造時の焼成温度が高温化しても、硬質粒子の粒成長を効果的に抑制でき、組織細分化が図れるため、工具の耐摩耗性と耐欠損性を高めることができる。
２．焼結体の製造方法
　焼結体の製造方法は特に限定されない。焼結体の製造方法の一例を以下に示す。
（１）原料
　原料として次の原料粉末を使用する。
・Ｔｉ炭窒化物系原料粉末
・ＴａＣ粉末（炭化タンタル粉末）、ＮｂＣ粉末（炭化ニオブ粉末）、及びＷＣ粉末（炭化タングステン粉末）から選択される１種以上の原料粉末、またはこれらの固溶体粉末
・ＡｌＮ粉末（窒化アルミニウム粉末）、Ａｌ２Ｏ３粉末（酸化アルミニウム粉末）等の原料粉末
・Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、Ｒｅ粉末、Ｒｕ粉末、Ｍｏ粉末、Ｗ粉末等の原料粉末
（２）焼成用粉末の準備
　原料粉末を所定の配合割合になる様に秤量する。容器（例えば樹脂ポット等）の中に、原料粉末、球石（例えばＡｌ２Ｏ３球石）、及び溶媒（例えばアセトン）を入れて混合粉砕する。得られたスラリーは湯煎乾燥にて処理し、乾燥混合粉末を得る。
（３）焼成
　乾燥混合粉をプレス成型後、雰囲気焼成を行って焼結体２を作製する。雰囲気焼成は、Ａｒ又はＮ２雰囲気下で行う。
３．切削工具
　図１及び図２に示すように、切削工具１は、上記焼結体２を用いてなる。切削工具１の形状は、特に限定されない。
　焼結体２は、切削、研削、及び研磨の少なくとも１つの加工法によって形状や表面の仕上げを行って、切削工具１とすることができる。もちろん、これらの仕上げが不要であれば、焼結体２をそのまま切削工具１として用いてもよい。
　切削工具１は、焼結体２を基材として、基材の表面に被覆層７が形成されていてもよい。被覆層７は、特に限定されないが、例えば、チタン、ジルコニウム、クロム及びアルミニウムの炭化物、窒化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物、及び炭窒酸化物より選択される少なくとも１種の化合物からなることが好ましい。被覆層７が形成されると、切削工具１の表面硬度が増加すると共に、被覆層７に覆われた基材の酸化を抑制できるため、切削工具１の耐摩耗性を向上できる。
　チタン、ジルコニウム、クロム及びアルミニウムの炭化物、窒化物、酸化物、炭窒化物、炭酸化物、酸窒化物、及び炭窒酸化物より選択される少なくとも１種の化合物としては、特に限定されないが、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＣｒＡｌＮ、ＣｒＡｌＮが好適な例として挙げられる。耐摩耗性の観点から、Ｔｉ系（例えばＴｉＣＡｌＮ、ＴｉＡｌＮ）が、より好ましい。
　被覆層７の形態は、単層膜であっても、複数の膜が積層した積層膜であってもよい。
　被覆層７の厚みは、特に限定されない。被覆層７の厚みは、耐摩耗性の観点から、０．０２μｍ以上３０μｍ以下が好ましい。
　なお、明細書に記載の種々の数値範囲は、それぞれそれらの上限値と下限値を任意に組み合わせることができ、それら全ての組み合わせが好ましい数値範囲として本明細書に記載されているものとする。
　以下、実施例により本開示を更に具体的に説明する。
　なお、実験例３～１３は実施例であり、実験例１，２は比較例である。
　表において、実験例を「Ｎｏ．」を用いて示す。また、表において「※１」のように、「※」が付されている場合には、比較例であることを示している。
１．実験例１～１３
　実験例１～１３の各焼結体を作製し、これらの各焼結体を加工して、実験例１～１２の各切削工具とした。表１に示す配合組成では、含まれる成分の合計が１００体積％となっている。表１中、実験例１の配合組成の「（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）－９％ＡｌＮ－８％Ｃｏ」は、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ、Ｃｏがそれぞれ８３体積％、９体積％、８体積％含まれていることを意味している。
（１）原料粉末
　以下に示す原料粉末を用いた。
　Ｔｉ炭窒化物系原料粉末：平均粒径１．５μｍ以下
　ＴａＣ粉末：平均粒径１．５μｍ以下
　ＮｂＣ粉末：平均粒径１．５μｍ以下
　ＷＣ粉末：平均粒径１．５μｍ以下
　Ａｌ２Ｏ３粉末：平均粒径０．７μｍ以下
　ＡｌＮ粉末：平均粒径０．７μｍ以下
　Ｃｏ粉末：平均粒径５．０μｍ以下
　Ｎｉ粉末：平均粒径５．０μｍ以下
　Ｒｅ粉末：平均粒径５．０μｍ以下
　Ｒｕ粉末：平均粒径５．０μｍ以下
　Ｍｏ粉末：平均粒径５．０μｍ以下
　Ｗ粉末：平均粒径５．０μｍ以下
（２）焼結体（実験例１～１３）の作製
　原料粉末を用いて混合粉末を調製し、混合粉末にアセトンを入れて、７２ｈｒ粉砕・混合した。粉砕・混合後、得られたスラリーを湯煎乾燥することで、アセトンの抜気を行い、乾燥混合粉末を調製した。得られた乾燥混合粉末を用いて、プレス成型後、雰囲気焼成（一次焼成）を行って焼結体を作製した。雰囲気焼成の条件は、焼成温度１５５０℃～１７５０℃、２時間、Ａｒ雰囲気下であった。なお、緻密化し難いもの（実験例１０）に関しては、適宜ＨＩＰ処理を施した。ＨＩＰ処理の条件は、１５５０℃、４時間、１５０ＭＰａ、Ａｒ雰囲気下であった。各実験例の配合組成（体積％）、焼成温度を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001


（３）切削工具の作製
　実験例１～１３の焼結体を、所定の寸法となるように研磨加工し、切削工具を作製した。
（４）炭素鋼に対する耐摩耗性能評価試験
（４．１）試験条件
　各切削工具を用いて、切削試験を行った。試験条件は下記の通りである。
・チップ形状：ＣＮＭＮ１２０４０８Ｔ００５２０
・被削材：Ｓ４５Ｃ（ＪＩＳ）
・切削速度：８００ｍ／ｍｉｎ
・切込み量：０．５ｍｍ
・送り量：０．３ｍｍ／ｒｅｖ．
・切削環境：乾式施削試験
（４．２）評価
　評価結果を表１に併記する。下記項目を寿命判定基準として寿命に至るまでの切削距離にて評価を行った。切削距離１ｋｍの加工時までに寿命に至らなかった場合に、合格とした。寿命要因は、「塑性変形」、「摩耗」、「欠損」である。逃げ面を基準面として刃先の変形量が０．１０ｍｍを超過した場合に、「塑性変形」が生じたと判定した。ＶＢ摩耗が０．１ｍｍ以上生じた場合に、「摩耗」が生じたと判定した。
　寿命に至るまでの切削距離を評価した。
（５）評価結果
（５．１）硬度について
　実験例１～１３を比較検討する。結合相にＣｏを含み、高温硬度（１０００℃におけるビッカース硬度）が６８５Ｈｖである実験例１は、寿命時の切削距離が０．５ｋｍであり、不合格であった。結合相にＣｏ、Ｒｅを含み、高温硬度（１０００℃におけるビッカース硬度）が７９０Ｈｖである実験例２は、寿命時の切削距離が０．９ｋｍであり、不合格であった。結合相にＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含み、高温硬度（１０００℃におけるビッカース硬度）が８００Ｈｖ～８９７Ｈｖである実験例３～１２は、以下の要件（ａ）（ｂ）を満たし、寿命時の切削距離が１．５ｋｍ～４．０ｋｍであり、合格であった。
・要件（ａ）：結合相は、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含む
・要件（ｂ）：１０００℃におけるビッカース硬度が８００Ｈｖ以上である
　実験例３～１３は、上記要件（ａ）（ｂ）を満たすことで、耐摩耗性と耐塑性変形性が向上した。
（５．２）硬度維持率について
　硬度維持率は、２５℃におけるビッカース硬度に対する１０００℃におけるビッカース硬度の割合である。すなわち、硬度維持率は、（１０００℃におけるビッカース硬度）／（２５℃におけるビッカース硬度）×１００の計算式で求められる。結合相にＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含む実験例４～１３は、以下の要件（ｃ）を満たし、硬度維持率が５０％以上であった。
・要件（ｃ）：２５℃におけるビッカース硬度に対して１０００℃におけるビッカース硬度が５０％以上である
　実験例４～１３は、上記要件（ｃ）を満たすことで、寿命時の切削距離が１．５ｋｍ～４．０ｋｍとなり、耐摩耗性と耐塑性変形性が向上した。特に、実験例４は、寿命に至るまでの切削距離が４．０ｋｍであり、耐摩耗性と耐塑性変形性が大幅に向上した。
（５．３）硬質粒子の成分について
　実験例４，６を比較検討する。硬質粒子にＮｂを含む実験例４は、寿命時の切削距離が４．０ｋｍであった。硬質粒子にＴａ，Ｗを含む実験例６は、寿命時の切削距離が３．４ｋｍであった。硬質粒子が周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ元素を除く）からなる群より選択される少なくとも１種を含む複合炭窒化物固溶体から構成される構成でも、１０００℃におけるビッカース硬度が８００Ｈｖ以上となり、切削性能が満足できた。
（５．４）分散粒子の有無について
　実験例４，５～１０を比較検討する。分散粒子（Ａｌを含む粒子）を含まない実験例７は寿命時の切削距離が１．５ｋｍであった。分散粒子を含む実験例４，８～１０は寿命時の切削距離が、それぞれ４．０ｋｍ、２．９ｋｍ、１．８ｋｍ、３．０ｋｍであった。焼結体は、Ａｌを含む分散粒子を含むことで工具の摩耗量が低減した。
　分散粒子がＡｌＮ粒子である実験例４は寿命時の切削距離が４．０ｋｍであった。分散粒子がＡｌ２Ｏ３粒子である実験例１０は寿命時の切削距離が３．０ｋｍであった。分散粒子としてＡｌ２Ｏ３粒子よりもＡｌＮ粒子を含む方が、耐摩耗性を向上できた。
　焼結体全体を１００体積％とした場合の分散粒子の含有量がそれぞれ９体積％、３体積％、９体積％である実験例４，８，１０は、寿命時の切削距離がそれぞれ４．０ｋｍ、２．９ｋｍ、３．０ｋｍであった。分散粒子の含有量が３体積％以上９体積％以下とすることで、高い耐摩耗性を示した。
（５．５）結合相の量について
　硬質粒子、結合相、及び分散粒子の合計を１００体積％としたとき、結合相がそれぞれ８体積％、３体積％、５体積％、１０体積％である実験例４，１１～１３は、寿命時の切削距離がそれぞれ４．０ｋｍ、２．２ｋｍ、３．６ｋｍ、２．１ｋｍであった。結合相が３体積％以上１０体積％以下であることで、十分な工具性能（高い耐摩耗性）を示した。
　実験例４～１３では、高速加工下において耐摩耗性及び耐欠損性に優れた焼結体及び切削工具となった。このような切削工具によれば、鋼材加工の切削速度を向上でき、切削加工の高能率化を図ることができる。
　本開示は上記で詳述した実施形態に限定されず、本開示の請求項に示した範囲で様々な変形又は変更が可能である。
１　…切削工具
２　…焼結体
７　…被覆層

Claims (4)

  1. 　ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、又は（Ｔｉ、Ｍ）（Ｃ、Ｎ）（Ｍは周期表の４～６族に属する元素（Ｔｉ元素を除く）からなる群より選択される少なくとも１種）を主成分とする硬質粒子と、
    　Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種を含む結合相と、
    を含む焼結体であって、
    　前記結合相は、さらにＲｅ、Ｒｕ、Ｍｏからなる群より選択される少なくとも１種を含み、
    　１０００℃におけるビッカース硬度が８００Ｈｖ以上である焼結体。
  2. 　２５℃におけるビッカース硬度に対して１０００℃におけるビッカース硬度が５０％以上である請求項１に記載の焼結体。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の焼結体を用いた切削工具。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の焼結体を基材とし、前記基材の表面に被覆層が形成された切削工具。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS51103914A (en) * 1975-03-12 1976-09-14 Mitsubishi Metal Corp Kyojinsaametsuto
CN1609052A (zh) * 2004-10-29 2005-04-27 华中科技大学 亚微米晶粒Ti(C,N)基金属陶瓷及其制备方法

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