(57)【要約】【課題】  高い耐欠損性と耐摩耗性を有するサーメット製の切削工具を提供する。【解決手段】  Ｔｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物からなる硬質相４と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相５とから構成されてなり、断面組織観察にて、６０〜９０面積％の割合で存在している平均粒径５０〜２００μｍの凝集部２と、凝集部２の周囲を包み込み１０〜４０面積％の割合で存在しているマトリックス部３とを有しており、凝集部２における硬質相４（４ａ）の平均粒径ｄ１とマトリックス部３における硬質相４（４ｂ）の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．５〜５であるサーメットからなる切削工具１である。【選択図】  図１
2010253607.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物からなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相とから構成されてなり、断面組織観察にて、６０〜９０面積％の割合で存在している平均粒径５０〜２００μｍの凝集部と、該凝集部の周囲を包み込み１０〜４０面積％の割合で存在しているマトリックス部とを有しており、前記凝集部における前記硬質相の平均粒径ｄ１と前記マトリックス部における前記硬質相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．５〜５である切削工具。
【請求項２】
前記凝集部における前記結合相の含有量が前記マトリックス部における前記結合相の含有量よりも少ない請求項１記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はサーメット製の切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、切削工具としてＴｉを主成分とするサーメットが広く使われている。サーメットの硬質相は芯部と周辺部とからなる有芯構造をとりやすいことが知られているが、例えば、特許文献１では、芯部の粒径が１μｍ以下の有芯構造からなる第１のＢ１型結晶（硬質相）および有芯構造でない第３のＢ１型結晶（硬質相）からなる平均粒径１０〜１５０μｍの凝集部の周囲を、芯部の粒径が１μｍよりも大きい有芯構造からなる第２のＢ１型結晶（硬質相）にて取り囲んだ硬質相の配置からなるサーメット製の切削工具が開示され、図１には凝集部における硬質相の粒径が周辺部における硬質相の粒径よりも小さい構成からなる組織のサーメットが記載されている。そして、湿式高速フライス切削加工において良好な耐欠損性を発揮できることが記載されている。
【０００３】
また、特許文献２では、（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮの第１硬質相と（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｚｒ）ＣＮの第２硬質相とが互いに独立した粒子として存在する組織からなるサーメット製の切削工具が開示され、互いに平均粒径０．０５〜０．５μｍと硬質相の粒径を微粒にできて、硬さ、強度および靭性に優れ、かつＺｒの含有により耐溶着性に優れたサーメットとなることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平９−１７４３０６号公報
【特許文献２】特開２００８−２５００８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１の切削工具のように、凝集部における硬質相の粒径が周辺部の粒径よりも小さい構成では、湿式高速フライス切削加工において良好な耐欠損性を発揮できるものの、例えば鋳物の高速連続切削加工等の切削条件においては耐摩耗性が低下するという問題があった。
【０００６】
また、特許文献２のように、（Ｚｒ，Ｔｉ）ＣＮの第１硬質相と（Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｚｒ）ＣＮの第２硬質相とが互いに独立した粒子として存在したサーメットにおいても、硬質相の粒径を微粒化できて、炭素鋼の乾式断続旋削切削加工では高い耐摩耗性を示すものの、鋳物の高速切削加工等の切削条件においては耐摩耗性が低下してしまうという問題があった。
【０００７】
そこで、本発明の切削工具は上記問題を解決するためのものであり、その目的はさらなる切削性能の向上であり、特に鋳物の高速切削加工の切削条件においても、高い耐摩耗性と耐欠損性を有する切削工具を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の切削工具は、Ｔｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物からなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相とから構成されてなり、断面組織観察にて、６０〜９０面積％の割合で存在している平均粒径５０〜２００μｍの凝集部と、該凝集部の周囲を包み込み１０〜４０面積％の割合で存在しているマトリックス部とを有しており、前記凝集部における前記硬質相の平均粒径ｄ１と前記マトリックス部における前記硬質相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．５〜５である。
【０００９】
ここで、上記構成において、前記凝集部における前記結合相の含有量が前記マトリックス部における前記結合相の含有量よりも少ないことが望ましい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の切削工具によれば、平均粒径５０〜２００μｍの凝集部が６０〜９０面積％の割合で存在し、その周囲をマトリックス部で包み込む組織からなり、かつ前記凝集部における前記硬質相の平均粒径ｄ１と前記マトリックス部における前記硬質相の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．５〜５であることによって、鋳物の高速切削加工等の切削条件においても耐摩耗性および耐欠損性が向上することが判明した。
【００１１】
ここで、上記構成において、前記凝集部における結合相の含有量が前記マトリックス部における結合相の含有量よりも少ない場合には、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスが良くなる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】本発明の切削工具の一例を示し、（ａ）表面付近、（ｂ）内部についての走査型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の切削工具の一例について、その断面組織観察における、図１の（ａ）５００倍、（ｂ）３０００倍についての走査型電子顕微鏡写真を基に説明する。
【００１４】
本発明の切削工具１は、図１（ｂ）に示すように、Ｔｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物からなる硬質相４と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種からなる結合相５とから構成されるサーメットからなる。また、切削工具１は、図１（ａ）に示すように、６０〜９０面積％の割合で存在している平均粒径５０〜２００μｍの凝集部２と、凝集部２の周囲を包み込み１０〜４０面積％の割合で存在しているマトリックス部３とからなるとともに、凝集部２における硬質相４（４ａ）の平均粒径ｄ１とマトリックス部３における硬質相４（４ｂ）の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．５〜５である組織で構成されている。
【００１５】
これによって、切削工具の耐摩耗性および耐欠損性、特に鋳物の高速切削加工の切削条件においては、切削工具１の耐欠損性が向上する。
【００１６】
すなわち、切削工具１に凝集部２が存在しないか、または凝集部２の平均粒径が５０μｍよりも小さい場合、および凝集部２の存在比率が６０面積％よりも少ない場合には、凝集部２の存在による靭性向上効果が得られず、耐摩耗性および耐欠損性がともに低下する。逆に、凝集部２の平均粒径が２００μｍを超えると、工具の異常摩耗が発生するおそれがあり、凝集部２の存在比率が９０面積％よりも多いと、耐欠損性が低下するという不具合がある。
【００１７】
ここで、上記構成において、凝集部２における結合相５の含有量がマトリックス部３における結合相５の含有量よりも少ない場合には、凝集部が高硬度化するため、耐摩耗性が向上する。本発明によれば、凝集部２における硬質相４（４ａ）の平均粒径ｄ１とマトリックス部３における硬質相４（４ｂ）の平均粒径ｄ２との比（ｄ１／ｄ２）が１．５〜５であること、すなわち、凝集部２の硬質相４ａの平均粒径ｄ１よりもマトリックス部３の硬質相４ｂの平均粒径ｄ２が小さいことから、毛細管効果の差によって凝集部２よりもマトリックス部３に結合相５が多く存在しやすい傾向にある。
【００１８】
ここで、図１の走査型電子顕微鏡写真から明らかなとおり、硬質相４は、黒色の粒子として観察される第１硬質相７と、灰白色の粒子、または白色の芯部の周辺に灰白色の周辺部が存在する有芯構造からなる粒子として観察される第２硬質相８とから構成されている。なお、上記灰白色とは、写真撮影の条件によって白色に近い色調に見えることもあり、灰色に近い色調に見えることもある。ここで、第１硬質相７はＴｉＣＮからなる黒色粒子であるがＣｏやＮｉを含有していても良い。また、第１硬質相７の外周には、灰白色の周辺部が存在して有芯構造をなしていてもよい。
【００１９】
なお、本発明における硬質相２の粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。この時、硬質相４が有芯構造からなる場合については、芯部と周辺部を含めた周辺部の外縁までを１つの硬質相４としてその粒径を測定する。
【００２０】
また、切削工具１に含有される硬質相をなすＴｉを主成分とする周期表第４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物の合計含有比率は７０〜９６質量％であることが望ましく、一方、結合相３の含有比率は４〜３０質量％であることによって、サーメットの硬度および靭性のバランスに優れたものとなる。凝集部２においては、耐摩耗性の向上の点で、硬質相の含有比率が８８〜９６質量％、結合相の含有比率が４〜１２質量％であることが望ましい。また、マトリックス部３においては、耐欠損性の向上の点で、硬質相の含有比率が８０〜９０質量％、結合相の含有比率が１０〜２０質量％であることが望ましい。さらに、結合相としては、鉄族金属の総量に対してＣｏを６５質量％以上含有することが切削工具の耐熱衝撃性を高めるために望ましい。なお、サーメットの焼肌面が平滑な面となるようにサーメットの良好な焼結性を維持するためには、鉄族金属としてＮｉを５〜５０質量％、特に１０〜３５質量％の割合で含有せしめることが望ましい。
（製造方法）
次に、上述した切削工具の製造方法について説明する。
【００２１】
原料として、２種類の混合原料粉末を準備する。
第１の混合原料粉末は、平均粒径１〜３μｍ、望ましくは１．５〜２．５μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍの上述した他の周期表第４、５および６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、平均粒径１．０〜３．０μｍのＣｏ粉末と平均粒径０．３〜０．８μｍのＮｉ粉末との少なくとも１種と、所望により平均粒径０．５〜１０μｍのＭｎＣＯ３粉末を混合した混合粉末とする。
【００２２】
一方、第２の原料粉末は、平均粒径０．６〜１μｍ、望ましくは０．８〜１．０μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍの上述した他の周期表第４、５および６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、平均粒径１．０〜３．０μｍのＣｏ粉末と平均粒径０．３〜０．８μｍのＮｉ粉末との少なくとも１種と、所望により平均粒径０．５〜１０μｍのＭｎＣＯ３粉末を混合した混合粉末とする。
なお、上記第１および第２の原料中にＴｉＣ粉末やＴｉＮ粉末を添加することもあるが、これらの原料粉末は焼成後のサーメットにおいてＴｉＣＮを構成する。
【００２３】
次に、第１の原料粉末にバインダを添加して、平均粒径５０〜３００μｍの顆粒に造粒し、真空雰囲気中にて、８００〜１３００℃で０．２〜１時間熱処理する。このとき、熱処理温度が８００℃よりも低いと成形過程中に破壊されるため、所定サイズの凝集部２を形成することができず、逆に、熱処理温度が１３００℃を超えると、焼成後のサーメット中に凝集部２とマトリックス部３における収縮差によってボイド、もしくはクラックが発生して切削工具１の耐欠損性が低下する。
【００２４】
そして、この熱処理した第１の原料粉末と、熱処理していない第２の原料粉末とを振動ミル、回転ミル等の湿式条件にて混合し、プレス成形、押出成形、射出成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形する。
【００２５】
その後、本発明によれば、上記成形体を下記の条件にて焼成することにより、上述した所定組織のサーメットを作製することができる。焼成条件としては、
（ａ）１０５０〜１２５０℃まで昇温し、
（ｂ）窒素（Ｎ２）等の不活性ガスを３０〜２０００Ｐａ充填した雰囲気で０．１〜２℃／分の昇温速度で１３００〜１４５０℃まで昇温し、
（ｃ）真空雰囲気で３〜１５℃／分の昇温速度で１５００〜１６００℃まで昇温するとともに、真空雰囲気のまま、または不活性ガスを充填した雰囲気で０．５〜２時間維持し、
（ｄ）６〜１５℃／分の冷却速度で冷却する工程にて焼成する。
【００２６】
そして、所望により、サーメットの表面に被覆層を成膜する。被覆層の成膜方法として、イオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法が好適に適応可能である。
【実施例】
【００２７】
マイクロトラック法による測定で平均粒径（ｄ５０値）が２．０μｍのＴｉＣＮ粉末、平均粒径１．１μｍで表１のＣ量のＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉末、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末を用いて、表１に示す割合で調整した第１の混合粉末をステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）を添加して湿式混合し、パラフィンを３質量％添加、混合した後、スプレードライヤにて表１に示す平均粒径の顆粒とし、表１に示す条件にて熱処理を行った。
【００２８】
同様に、上記原料粉末を用いて表１に示す第２の混合原料粉末を調整し、上記熱処理を行った第１の混合原料粉末と振動ミルにて湿式条件で混合し、さらにバインダを混合して、成形用の混合粉末とした。
【００２９】
そして、この成形用の混合粉末を用いて、２００ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８の工具形状にプレス成形した。そして、（ａ）１０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、（ｂ）窒素（Ｎ２）を１０００Ｐａ充填した雰囲気で０．５℃／分の昇温速度で１４００℃まで昇温し、（ｃ）真空雰囲気で７℃／分の昇温速度で１５７５℃まで昇温するとともに、その状態で１時間維持し、（ｄ）１０℃／分の冷却速度で冷却する工程にて焼成する焼成条件で焼成した。
【００３０】
【表１】
2010253607.tif 000003
【００３１】
得られたサーメットについて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、１００００倍の写真にて、表面および内部のそれぞれ任意５箇所について市販の画像解析ソフトを用いて８μｍ×８μｍの領域で画像解析を行い、硬質相の存在状態、表面領域の存在を確認するとともにこれらの平均粒径を測定し、これらの比率を算出した。結果は表２に示した。
【００３２】
【表２】
2010253607.tif 000004
【００３３】
次に、得られたサーメット製の切削工具を用いて以下の切削条件にて切削試験（耐摩耗性評価試験、耐欠損性評価試験）を行った。結果は表２に併記した。
（耐摩耗性評価）
被削材：ＦＣ２５０
切削速度：３５０ｍ／分
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．０ｍｍ
切削状態：湿式（水溶性切削液使用）
評価方法：摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間
（耐欠損性評価）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１００ｍ／分
送り：０．０５〜０．５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：各送りについて１０秒ずつ加工する条件で加工し欠損するまでの時間（秒）
表１〜２より、凝集部の平均粒径が２００μｍを超える試料Ｎｏ．７では異常摩耗が発生した。また、凝集部の平均粒径が５０μｍより小さい試料Ｎｏ．８、９では、耐欠損性が低下した。さらに、第１原料混合粉末の熱処理温度が１３００℃を超える試料Ｎｏ．１０では、サーメットのマトリックス部にクラックが発生して、耐摩耗性、耐欠損性とも低下した。また、ｄ１／ｄ２の比率が１．５よりも小さい試料Ｎｏ．１１、１２でも耐摩耗性が低いものであった。
【００３４】
これに対し、本発明の範囲内の組織となったサーメットからなる試料Ｎｏ．１〜６では、優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐欠損性も良好であり、工具寿命が長いものであった。
【符号の説明】
【００３５】
１      切削工具
２      凝集部
３      マトリックス部
４      硬質相
４ａ    凝集部中の硬質相
４ｂ    マトリックス部中の硬質相
５      結合相
７      第１硬質相
８      第２硬質相
【図１】
2010253607.tif 000005