(57)【要約】【課題】従来よりも耐欠損性と耐摩耗性に優れ、切削工具の寿命を長くすることができるサーメットを提供することを目的とする。【解決手段】ＷＣからなる第１硬質相：３０〜６５体積％と、チタン化合物からなる第２硬質相：２５〜４５体積％と、鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２５体積％とから構成され、これらの合計が１００体積％であり、第２硬質相は芯部と芯部を取り囲む平均厚さ０．１〜３．０μｍの周辺部とからなる有芯構造であり、芯部はＴｉＮからなり、周辺部はＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの中から選ばれた少なくとも１種とＴｉとの複合炭窒化物からなり、サーメット全体に含有される炭素量ＣＴ（質量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣＷ（質量％）、サーメット全体に含有される窒素量ＣＮ（質量％）が、５≦（ＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ））≦７０を満足するサーメット。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣからなる第１硬質相：３０〜６５体積％と、チタン化合物からなる第２硬質相：２５〜４５体積％と、鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２５体積％とから構成され、これらの合計が１００体積％であり、第２硬質相は芯部と芯部を取り囲む平均厚さ０．１〜３．０μｍの周辺部とからなる有芯構造であり、芯部はＴｉＮからなり、周辺部はＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの中から選ばれた少なくとも１種とＴｉとの複合炭窒化物からなり、サーメット全体に含有される炭素量ＣＴ（質量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣＷ（質量％）、サーメット全体に含有される窒素量ＣＮ（質量％）が、
５≦（ＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ））≦７０
を満足するサーメット。
【請求項２】
サーメットの表面の少なくとも１部に、サーメットの表面から２〜３０μｍの深さに亘って第１硬質相：６５〜９３体積％と、結合相：７〜３５体積％とから構成され、これらの合計が１００体積％である表面領域が形成された請求項１に記載のサーメット。
【請求項３】
表面領域のビッカース硬さＨｖは１４００以上１６００未満であり、サーメットの表面を基準として３０μｍの深さから８０μｍの深さまでの間にビッカース硬さＨｖが最も高くなるところがあり、ビッカース硬さＨｖの最高値は１６００以上２０００以下であり、サーメットの表面を基準として５００μｍの深さのビッカース硬さＨｖは１４００以上１８００以下である請求項２に記載のサーメット。
【請求項４】
第１硬質相の平均粒径が０．５〜３．０μｍであり、第２硬質相の平均粒径が１．０〜５．０μｍである請求項１〜３のいずれか１項に記載のサーメット。
【請求項５】
サーメット全体に含まれるＣｒ元素量は、サーメットの全質量に対して０．２〜２．５質量％である請求項１〜４のいずれか１項に記載のサーメット。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項にサーメットの表面に被覆層が形成された被覆サーメット。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、サーメットおよび被覆サーメットに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
サーメットの従来技術として、サーメット表面部の硬度を高めて耐摩耗性を向上させたサーメットがある（例えば、特許文献１参照。）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第２６２８２００号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、上記特許文献１の発明は、耐欠損性が不十分であり、切削工具として用いると工具寿命が短いという問題があった。本発明は、上記問題を解決するためになされたもので、耐欠損性および耐摩耗性が優れ、切削工具として用いると従来よりも切削工具の寿命を長くすることができるサーメットおよび被覆サーメットを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明は上記の課題を解決するためになされ、その要旨は次のとおりである。
（１）ＷＣからなる第１硬質相：３０〜６５体積％と、チタン化合物からなる第２硬質相：２５〜４５体積％と、鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２５体積％とから構成され、これらの合計が１００体積％であり、第２硬質相は芯部と芯部を取り囲む平均厚さ０．１〜３．０μｍの周辺部とからなる有芯構造であり、芯部はＴｉＮからなり、周辺部はＺｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの中から選ばれた少なくとも１種とＴｉとの複合炭窒化物からなり、サーメット全体に含有される炭素量ＣＴ（質量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣＷ（質量％）、サーメット全体に含有される窒素量ＣＮ（質量％）が、
５≦（ＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ））≦７０
を満足するサーメット。
（２）サーメットの表面の少なくとも１部に、サーメットの表面から２〜３０μｍの深さに亘って第１硬質相：６５〜９３体積％と、結合相：７〜３５体積％とから構成され、これらの合計が１００体積％である表面領域が形成された（１）のサーメット。
（３）表面領域のビッカース硬さＨｖは１４００以上１６００未満であり、サーメットの表面を基準として３０μｍの深さから８０μｍの深さまでの間にビッカース硬さＨｖが最も高くなるところがあり、ビッカース硬さＨｖの最高値は１６００以上２０００以下であり、サーメットの表面を基準として５００μｍの深さのビッカース硬さＨｖは１４００以上１８００以下である（２）のサーメット。
（４）第１硬質相の平均粒径が０．５〜３．０μｍであり、第２硬質相の平均粒径が１．０〜５．０μｍである（１）〜（３）のいずれかのサーメット。
（５）サーメット全体に含まれるＣｒ元素量は、サーメットの全質量に対して０．２〜２．５質量％である（１）〜（４）のいずれかのサーメット。
（６）（１）〜（５）のいずれかのサーメットの表面に被覆層が形成された被覆サーメット。
【０００６】
本発明のサーメットは、ＷＣからなる第１硬質相：３０〜６５体積％と、チタン化合物からなる第２硬質相：２５〜４５体積％と、鉄族金属を主成分とする結合相：５〜２５体積％とから構成される。本発明のサーメットは、表面から深さ５００μｍ未満までの組成が傾斜する場合があるので、表面を基準として深さ５００μｍ以上の組成が安定した内部で第１硬質相、第２硬質相、結合相の体積％を測定するとよい。
【０００７】
本発明の結合相は、鉄族金属を主成分とする金属である。本発明において鉄族金属とは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅを意味する。具体的には、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅの少なくとも１種の金属、または、Ｃｏ、ＮｉおよびＦｅの少なくとも１種に、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種を合計して３０質量％未満固溶させた金属である。その中でも、ＣｏおよびＮｉの１種または２種を主成分とする結合相であると、機械的強度が向上するのでさらに好ましく、その中でもＣｏを主成分とする結合相であると、サーメットと被覆層との密着性が向上するのでさらに好ましい。本発明の結合相が、サーメット全体に対して５体積％未満になると耐欠損性が低下し、サーメット全体に対して２５体積％を超えて多くなると耐摩耗性が低下するので、本発明の結合相を５〜２５体積％とした。
【０００８】
本発明の第１硬質相はＷＣからなる。ＷＣは熱伝導率が高く、サーメットにサーマルクラックを生じにくくさせる作用がある。さらにＷＣは室温でも容易に塑性変形するため、ＷＣを含むサーメットは靱性が高くなる。本発明の第１硬質相が、サーメット全体に対して３０体積％未満になると耐サーマルクラック性が低下し、サーメット全体に対して６５体積％を超えて多くなると耐摩耗性が低下するので、本発明の第１硬質相を３０〜６５体積％とした。
【０００９】
本発明のチタン化合物からなる第２硬質相は、ＴｉＮの芯部と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの中から選ばれた少なくとも１種とＴｉとの複合炭窒化物からなる周辺部とから構成された有芯構造である。具体的には、ＴｉＮの芯部と、芯部を取り囲む（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ，Ｖ）ＣＮ、（Ｔｉ，ＷＮｂ，Ｃｒ，Ｖ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ）ＣＮ、(Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｚｒ)ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｃｒ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｈｆ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｒ）ＣＮ、（Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｒ）ＣＮなどの周辺部からなる有芯構造である。第２硬質相の周辺部の平均厚さが、０．１μｍ未満になると耐欠損性が低下し、周辺部の平均厚さが３．０μｍを超えて厚くなると、耐熱衝撃性が低下するので、第２硬質相の周辺部の平均厚さを０．１〜３．０μｍとした。本発明のチタン化合物からなる第２硬質相はサーメット全体に対して２５体積％未満になると耐摩耗性が低下し、第２硬質相は４５体積％を超えて多くなると耐欠損性が低下するので、本発明の第２硬質相を２５〜４５体積％とした。本発明のサーメットの組成を上記体積比率にするためには、原料粉末の配合組成を調節することにより達成することができる。本発明の第２硬質相の周辺部の平均厚さを上記の平均厚さにするためには、圧力３ｋＰａ以上の窒素雰囲気中で焼結することにより達成することができる。
【００１０】
本発明のサーメットの第２硬質相に含まれる炭素量と窒素量を直接に測定することは難しいので、サーメット全体に含有される炭素量ＣＴ（質量％）、サーメット全体に含有されるタングステン量ＣＷ（質量％）を測定し、計算式：
ＣＣ＝ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ
で求めたＣＣ（質量％）に対する、サーメット全体に含有される窒素量ＣＮ（質量％）の比（ＣＮ／ＣＣ）により、本発明のサーメットの特徴の一つを規定した。ここで、ＣＣは以下に詳述するように、第２硬質相の炭素量とみなされる量であり、０．０６５３はＷＣに含まれる炭素量を求めるための係数である。
【００１１】
このことを詳しく述べると、サーメットの結合相に固溶している炭素量は非常に少なく、サーメット全体に含まれる炭素のほとんどは第１硬質相と第２硬質相に含まれている。サーメット全体に含まれるＷは、第１硬質相と第２硬質相に含まれるが、第１硬質相に含まれるＷ量は多く、第２硬質相に含まれるＷ量は非常に少ない。そこで、（１）サーメット全体に含まれるＷが第１硬質相（ＷＣ）を形成するとみなし、（２）サーメット全体の炭素量からＷＣの炭素量を差し引いた値を第２硬質相の炭素量とみなした。具体的には、（１）ＷＣは原子数１８３．８５のＷ（タングステン）と原子数１２．０１のＣ（炭素）で構成されるため、ＷＣに含まれるＣの質量比は０．０６１３、ＷＣに含まれるＷの質量比は０．９３８７となる。サーメット全体のタングステン量をＣＷ（質量％）とすると、ＷＣに含まれる炭素量は、（０．０６１３／０．９３８７）・ＣＷ、すなわち、（０．０６５３・ＣＷ）により求められる。（２）サーメット全体の炭素量ＣＴ（質量％）からＷＣに含まれる炭素量（０．０６５３・ＣＷ）を差し引くと、結合相と第２硬質相に含まれる炭素量を求めることができる。結合相に固溶している炭素量は第２硬質相に含まれる炭素量に比べて非常に少ないので、第２硬質相の炭素量ＣＣ（質量％）は、（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ）とみなすことができる。
【００１２】
一方、窒素は第１硬質相のＷＣに固溶しない。窒素の結合相への固溶量は第２硬質相に含有される窒素量に比べると非常に少ない。窒素のほとんどが第２硬質相に含まれている。そのため、サーメット全体の窒素量は第２硬質相の窒素量に比例するとみなせる。上述のＣＣ（質量％）とＣＮ（質量％）から（ＣＮ／ＣＣ）比、すなわち、第２硬質相中における窒素量に対する炭素量の比を求めると、本発明のサーメット全体に含有される窒素量ＣＮ（質量％）が、５≦（ＣＮ／ＣＣ）≦７０を満足する。（ＣＮ／ＣＣ）比が５未満となると、サーメットの耐熱衝撃性が低下し（ＣＮ／ＣＣ）比が７０を超えて多くなると、サーメットの焼結性が低下し、耐欠損性が低下するので、本発明の窒素量ＣＮ（質量％）を５≦（ＣＮ／ＣＣ）≦７０の範囲、すなわち、５≦（ＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ））≦７０の範囲とした。上記範囲は、より好ましくは、７≦（ＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ））≦６８であり、更に好ましくは９≦（ＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ））≦６６である。第２硬質相に含有される炭素量ＣＣ（質量％）および窒素量ＣＮ（質量％）が、上記範囲を満足するためには、具体的には、第２硬質相用原料粉末の炭素量（Ｃ）と窒素量（Ｎ）の合計に対する窒素量（Ｎ）の割合（Ｎ／（Ｃ＋Ｎ））が質量比で０．８０以上の第２硬質相用原料粉末を使用することにより達成される。
【００１３】
サーメット全体の炭素量ＣＴ（質量％）は高周波燃焼−赤外線吸収法により測定できる。サーメット全体の窒素量ＣＮ（質量％）を不活性ガス融解−熱伝導度法により測定した。サーメット全体のタングステン量ＣＷ（質量％）は蛍光Ｘ線分析装置により測定できる。
【００１４】
本発明のサーメットの表面の少なくとも１部に、表面から内部に向って２〜３０μｍの厚さがあり、結合相：表面領域全体に対して７〜３５体積％と、第１硬質相：表面領域全体に対して６５〜９３体積％とからなる表面領域が形成されると、サーメットの耐欠損性が向上するので好ましい。表面領域の結合相が表面領域全体に対して７体積％が未満になると、耐欠損性が低下し、表面領域の結合相が表面領域全体に対して３５体積％を超えて多くなると、耐摩耗性が低下するので、表面領域の結合相は、表面領域全体に対して７〜３５体積％であると好ましい。表面領域の第１硬質相が表面領域全体に対して６５体積％未満になると、耐熱衝撃性が低下し、表面領域の第１硬質相が表面領域全体に対して９３体積％を超えて多くなると、耐摩耗性が低下するので、表面領域の第１硬質相は、６５〜９３体積％であると好ましい。
【００１５】
本発明のサーメットの表面の少なくとも１部に表面領域が形成されていることとは、サーメットの表面の１部またはサーメットの表面全部に表面領域が形成されていることを意味している。本発明のサーメットの表面に表面領域があると耐欠損性がさらに向上する。例えば、本発明のサーメットを切削工具として用いる場合、切削工具の刃先など、高い耐欠損性が要求される箇所に表面領域が設けられると好ましい。
【００１６】
本発明の表面領域の厚さが２μｍ未満になると、サーメットの耐欠損性を向上させる効果が十分に得られず、本発明の表面領域の厚さが３０μｍを超えて厚くなるとサーメットの耐摩耗性が低下する傾向が見られるので、本発明の表面領域の厚さを２〜３０μｍの範囲にすると好ましい。本発明のサーメットの表面領域の組成と厚さを上記体積比率と上記厚さにするためには、圧力３ｋＰａ以上の窒素雰囲気中で昇温した後、昇温工程よりも低い圧力の窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中または圧力５０Ｐａ以下の真空中で焼結することにより達成することができる。
【００１７】
本発明の表面領域におけるビッカース硬さＨｖは、１４００以上１６００未満の範囲からなると好ましい。本発明の表面領域におけるビッカース硬さＨｖが１４００未満になると、サーメットの耐摩耗性が低下する傾向が見られ、本発明の表面領域におけるビッカース硬さＨｖが１６００以上となると、サーメットの耐欠損性が低下する傾向が見られるので、本発明の表面領域におけるビッカース硬さＨｖは１４００以上１６００未満であると好ましい。
【００１８】
本発明のサーメットの表面を基準として、３０μｍの深さから８０μｍの深さまでの間にビッカース硬さＨｖが最も高くなるところがあり、そのときのビッカース硬さＨｖの最高値は１６００以上２０００以下であると好ましい。本発明のサーメットのビッカース硬さの最高値が１６００未満になると、サーメットの耐摩耗性を高める効果が十分に得られず、本発明のサーメットのビッカース硬さの最高値が２０００を超えて高くなると、耐欠損性が低下する傾向が見られるので、本発明のサーメットのビッカース硬さＨｖの最高値は１６００以上２０００以下が好ましい。
【００１９】
本発明のサーメットのビッカース硬さＨｖが最も高くなるところから内部に向かって本発明のサーメットの表面を基準として５００μｍの深さまでの間に、ビッカース硬さＨｖは徐々に減少した後に一定となり、本発明のサーメットの表面を基準として５００μｍの深さのビッカース硬さＨｖは１４００以上１８００以下となると好ましい。本発明のサーメットの表面を基準として５００μｍの深さにおけるビッカース硬さＨｖが１４００未満となると、サーメットの耐摩耗性が低下する傾向が見られ、１８００を超えて高くなると、サーメットの耐欠損性が低下する傾向が見られるので、本発明のサーメットの表面を基準として５００μｍの深さにおけるビッカース硬さＨｖが１４００以上１８００以下であると好ましい。本発明において、ビッカース硬さＨｖを上記範囲にするためには、圧力３ｋＰａ以上の窒素雰囲気中で昇温した後、昇温工程よりも低い圧力の窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中または圧力５０Ｐａ以下の真空中で焼結することにより達成することができる。
【００２０】
本発明の第２硬質相の平均粒径が１．０〜５．０μｍであると好ましい。本発明の第２硬質相の平均粒径が１．０μｍ未満になると、サーメット全体の硬さが上昇し、熱伝導率が低下するためサーメットの耐熱衝撃性が低下する傾向が見られ、本発明の第２硬質相の平均粒径が５．０μｍを超えて大きくなると、サーメット全体の硬さが低下し、熱伝導率が上昇するためサーメットの耐熱衝撃性が低下する傾向が見られるので、本発明の第２硬質相の平均粒径を１．０〜５．０μｍの範囲にすると好ましい。本発明において、第１硬質相の平均粒径を上記範囲にするためには、上記範囲内の平均粒径の原料粉末を使用することにより達成することができる。本発明の第２硬質相の平均粒径は、サーメットの断面組織を走査電子顕微鏡（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第２硬質相の数、ＮＳは任意の単位面積内に含まれる第２硬質相の数である。）。
【００２１】
本発明の第１硬質相の平均粒径が０．５〜３．０μｍであると好ましい。本発明の第１硬質相の平均粒径が０．５μｍ未満になると、サーメット全体の硬さが上昇し、サーメットの耐欠損性が低下する傾向が見られ、本発明の第１硬質相の平均粒径が３．０μｍを超えて大きくなると、サーメット全体の硬さが低下し、サーメットの耐摩耗性が低下する傾向が見られるので、本発明の第１硬質相の平均粒径を０．５〜３．０μｍの範囲にすると好ましい。本発明において、第２硬質相の平均粒径を上記範囲にするためには、上記範囲内の平均粒径の原料粉末を使用することにより達成することができる。本発明の第１硬質相の平均粒径は、第２硬質相の平均粒径と同様にフルマンの式（１）を用いて求めることができる。
【００２２】
本発明のサーメット全体に含まれるＣｒ元素量は、サーメットの全質量に対して０．２〜２．５質量％であると好ましい。本発明のサーメット全体に含まれるＣｒ元素量が０．２質量％未満となると、表面部における第１硬質相の粒径が粗大化するため耐摩耗性が低下し、２．５質量％以上となると、サーメット全体にＣｒ有害相が晶出してサーメットの強度が低下するので、Ｃｒ元素量は、サーメットの全質量に対して０．２〜２．５質量％の範囲であると好ましい。本発明において、Ｃｒ量を上記範囲にするためには、原料粉末の配合時に所定量のＣｒ化合物を添加することにより達成することができる。
【００２３】
本発明の被覆層は、被覆工具の被覆層として使用されるものであれば特に限定されないが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＡｌおよびＳｉから選択される少なくとも１種と炭素、窒素、酸素および硼素から選択される非金属元素の少なくとも１種とからなる化合物、硬質炭素からなる群より選ばれた少なくとも１種の単層または積層からなる被覆層を被覆した被覆サーメットは耐摩耗性に優れる。被覆層の具体例としては、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ、（Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎ、（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎ、Ａｌ２Ｏ３、ダイヤモンド、ダイヤモンドライクカーボン（ＤＬＣ）などを挙げることができる。被覆層は単層または２層以上の積層のいずれでも好ましく、組成が異なる平均層厚５〜５００ｎｍの層を交互に２層以上積層した交互積層構造を有しても好ましい。被覆層全体の総層厚は平均層厚で０．１μｍ以上になると耐摩耗性が向上し、３０μｍを超えて厚くなると耐欠損性が低下するので、被覆層全体の総層厚は平均層厚で、０．１μｍ未満であると耐摩耗性が低下し、３０μｍを超えて厚くなると耐欠損性が低下することから、０．１〜３０μｍが好ましい。被覆層全体の総層厚は平均層厚で、より好ましくは１〜２０μｍであり、さらに好ましくは２．５〜１５μｍである。被覆層の各層の平均層厚は、被覆処理時間を調節することで調節することができる。
【００２４】
本発明のサーメットを製造する方法としては、
（Ａ）ＷＣからなる第１硬質相用原料粉末：３０〜６５体積％と、少なくともＴｉＮを含むＴｉ，Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種の第２硬質相用原料粉末：２５〜４５体積％と、鉄族金属を主成分とする結合相用原料粉末：１０〜２５体積％とから構成され、これらの合計が１００体積％となる混合物を準備する混合工程と、
（Ｂ）混合物を非酸化雰囲気中で常温から１１８０〜１３３０℃の第１加熱温度まで昇温させる第１昇温工程と、
（Ｃ）混合物を窒素雰囲気中で１１８０〜１３３０℃の第１加熱温度から１３５０〜１６００℃の第２加熱温度まで圧力３ｋＰａ以上の窒素雰囲気中で昇温させる第２昇温工程と、
（Ｄ）混合物を１３５０〜１６００℃の第２加熱温度にて第２昇温工程よりも低い圧力の窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中または圧力５０Ｐａ以下の真空中で保持する保持工程と、
（Ｅ）混合物を１３５０〜１６００℃の第２加熱温度から１０００〜１３００℃の第１冷却温度まで保持工程よりも低い圧力の窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中または圧力５０Ｐａ以下の真空中で冷却する第１冷却工程と、
（Ｆ）混合物を１０００〜１３００℃の第１冷却温度から常温に冷却する第２冷却工程と
を含むサーメットの製造方法により得ることができる。
【００２５】
第１昇温工程において、混合物を非酸化雰囲気中で昇温させることにより混合物の酸化を防いでいる。非酸化雰囲気として具体的には、窒素雰囲気、不活性雰囲気、水素雰囲気、圧力５０Ｐａ以下の真空などを挙げることができる。
【００２６】
第２昇温工程における窒素雰囲気の圧力は３ｋＰａ以上であるが、窒素雰囲気の圧力が１００ｋＰａを超えて高くなるとサーメットの焼結性が低下する傾向を示すので、第２昇温工程における窒素雰囲気の圧力は３〜１００ｋＰａであると好ましい。
【００２７】
サーメットおよび被覆サーメットの用途や形状によっては、機械的研磨や化学的研磨などによりサーメットの表面領域を除去しても良い。
【００２８】
本発明のサーメットの製造方法として、具体的には、以下の方法が挙げられる。第２硬質相用原料粉末として、少なくともＴｉＮを含むＴｉ，Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの相互固溶体の中の少なくとも１種の粉末と、第１硬質相用原料粉末としてＷＣ粉末と、結合相用原料粉末として鉄族金属の粉末を用意する。なお、焼結する過程で、第１硬質相用原料粉末（ＷＣ粉末）の一部は第２硬質相用原料粉末の一部と固溶して第２硬質相の周辺部を形成し、第１硬質相用原料粉末（ＷＣ粉末）の一部と第２硬質相用原料粉末の一部は結合相に固溶する。これらの粉末は、市販のものまたは固溶化高温熱処理により調製されたものでもよく、その平均粒径等は特に制限されないが、例えば、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Fisher Sub-Sieve Sizer（FSSS））により測定した平均粒径が０．１〜１０μｍであることが好ましく、さらに好ましくは０．２〜５μｍである。これらの粉末を所定比率に秤量し、溶媒とともに湿式ボールミルにて混合し、混合後に溶媒を蒸発させて混合物を得る。得られた混合物にパラフィン等の成形用ワックスを添加して所定の形状に成形する。なお、所定の形状に成形する方法としては、プレス成形、押出成形、射出成形などを挙げることができる。成形した混合物を焼結炉に入れて、窒素雰囲気中で３５０〜５００℃の所定温度まで昇温してワックスを除去させた後、圧力５０Ｐａ以下の真空中または窒素雰囲気中で３５０〜５００℃の所定温度から１１８０〜１３３０℃の第１加熱温度まで昇温させる。さらに、混合物を１１８０〜１３３０℃の第１加熱温度から１３５０〜１６００℃の第２加熱温度まで圧力３ｋＰａ以上の窒素雰囲気中で昇温させ、１３５０〜１６００℃の第２加熱温度にて、第２加熱温度まで昇温させる昇温工程よりも低い圧力の窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中または圧力５０Ｐａ以下の真空中で１０〜１２０分間保持する。その後、第２加熱温度まで昇温させる工程よりも低い圧力の窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中または圧力５０Ｐａ以下の真空中で１０００〜１３００℃の第１冷却温度まで冷却し、その後、常温まで冷却すると本発明のサーメットを製造することができる。
【００２９】
本発明のサーメットの表面に、従来のＣＶＤ法やＰＶＤ法により被覆層を被覆することにより本発明の被覆サーメットを得ることができる。
【発明の効果】
【００３０】
本発明のサーメットおよび被覆サーメットは耐摩耗性および耐欠損性に優れる。本発明のサーメットおよび被覆サーメットは、切削工具として用いると切削工具の寿命を長くするという効果を奏する。
【実施例１】
【００３１】
サーメットの原料粉末として、平均粒径１．５μｍのＴｉ（Ｃ０．５Ｎ０．５）粉（Ｔｉ（Ｃ０．５Ｎ０．５）に含有されるＣとＮの割合は原子比でＣ：Ｎ＝５：５）、平均粒径１．４μｍのＴｉＮ粉、平均粒径１．０μｍおよび４．５μｍのＷＣ粉、平均粒径１．５μｍのＴａＣ粉、平均粒径１．１μｍのＮｂＣ粉、平均粒径３．１μｍのＺｒＣ粉、平均粒径６．２μｍのＣｒ２Ｎ粉、平均粒径１．０μｍのＣｏ粉、平均粒径２．０μｍのＮｉ粉を用意した。これらを用いて表１に示す配合組成に秤量した。なお、比較品６は平均粒径４．５μｍのＷＣ粉を用い、発明品１〜８と比較品１〜５、７は平均粒径１．０μｍのＷＣ粉を用いた。
【００３２】
【表１】
2014077178.tif 000002
【００３３】
秤量した原料粉末を溶媒とともに湿式ボールミルにより混合した。なお、スラリー状の混合物の総質量に対して１〜２質量％のパラフィンを混合時に入れた。湿式ボールミル後に溶媒を蒸発させた混合物を、焼結後の大きさがＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８のインサート形状になるようにプレス成形した。
【００３４】
発明品１〜８および比較品１〜５については、プレス成形した混合物を焼結炉に入れて、窒素雰囲気中で常温から５５０℃まで徐々に昇温してパラフィンを蒸発させた後、圧力５０Ｐａ以下の真空中で５５０℃から１２５０℃の第１加熱温度まで昇温させた。さらに、混合物を１２５０℃の第１加熱温度から１４５０℃の第２加熱温度まで圧力１３ｋＰａの窒素雰囲気中にて昇温させ、さらに１４５０℃の第２加熱温度にて圧力６．０ｋＰａのアルゴン雰囲気中で６０分間保持した後、１４５０℃の第２加熱温度から１２００℃の第１冷却温度まで圧力６．０ｋＰａのアルゴン雰囲気中にて冷却させ、さらに１２００℃の第１冷却温度から常温まで圧力２５０ｋＰａのアルゴン雰囲気中にて冷却した。
【００３５】
比較品６については、プレス成形した混合物を焼結炉に入れて、窒素雰囲気中で常温から４５０℃まで徐々に昇温してパラフィンを蒸発させた後、圧力５０Ｐａ以下の真空中で４５０℃から１３００℃の第１加熱温度まで昇温させた。さらに、混合物を１３００℃の第１加熱温度から１４５０℃の第２加熱温度まで圧力１０ｋＰａのアルゴン雰囲気中で昇温させ、さらに１４５０℃の第２加熱温度にて圧力１０ｋＰａのアルゴン雰囲気中で６０分間保持した。その後、圧力５０Ｐａ以下の真空中で１４５０℃の第２加熱温度から常温まで冷却した。
【００３６】
比較品７については、プレス成形した混合物を焼結炉に入れて、窒素雰囲気中で常温から５００℃まで徐々に昇温してパラフィンを蒸発させた後、圧力５０Ｐａ以下の真空中で５００℃から１２００℃の第１加熱温度まで昇温させた。さらに、混合物を１２００℃の第１加熱温度から１５３０℃の第２加熱温度まで圧力０．１ｋＰａの窒素雰囲気中で昇温させ、さらに１５３０℃の第２加熱温度にて圧力０．１ｋＰａの窒素雰囲気中で６０分間保持した後、１５３０℃の第２加熱温度から１２００℃の第１冷却温度まで圧力０．１ｋＰａの窒素雰囲気中にて冷却させ、さらに圧力５０Ｐａ以下の真空中で１２００℃の第１冷却温度から常温まで冷却した。
【００３７】
得られたサーメットについて、表面領域の断面組織と、硬さが一定になる表面を基準として５００μｍの深さの内部の断面組織を、それぞれＳＥＭにて観察し、ＳＥＭ付属のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いて、結合相、第１硬質相、第２硬質相、Ｗ化合物、Ｔｉ化合物の組成およびＣｒ量を測定した。Ｃｒ量は表面領域と内部とで同じ値を示すので、サーメット全体に含まれるＣｒ量とした。また、表面を基準として５００μｍの深さの内部の断面組織をＳＥＭで５０００倍に拡大して第２硬質相とＴｉ化合物の周辺部の平均厚さを測定した。これらの結果は表２、３に示した。なお、結合相に含まれる元素のうち、結合相全体に対して７０質量％を超えて含まれる元素を主成分とし、結合相全体に対して３０質量％未満の元素を微量成分とした。また、結合相に鉄族元素が２種以上含まれていて、それらの鉄族元素の合計が結合相全体に対して７０質量％を超えて多く含まれている場合は、それらの鉄族元素を主成分とした。
【００３８】
【表２】
2014077178.tif 000003
【００３９】
【表３】
2014077178.tif 000004
【００４０】
得られたサーメットの表面から内部までの硬さを測定する為に、試料を試料表面に対して１０°傾けて研磨し、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。表面領域におけるビッカース硬さ、ビッカース硬さの最高値、ビッカース硬さが最高値を示すところの深さ、表面を基準として５００μｍの深さの内部におけるビッカース硬さを測定した。これらの結果は表４、５に示した。なお、発明品１〜８、比較品１〜６については、ビッカース硬さが最高値を示すところから表面を基準として５００μｍの深さの内部までの間に、ビッカース硬さは徐々に減少して一定になっていた。一方、表面領域がない比較品７については、ビッカース硬さは表面を基準として５μｍの深さで最高値を示し、ビッカース硬さは最高値を示すところから表面を基準として５００μｍの深さの内部までの間に徐々に減少して一定になっていた。
【００４１】
表面領域の断面組織をＳＥＭで２０００倍に拡大して表面領域の厚さを測定した。また、表面領域の断面組織をＳＥＭで５０００倍に拡大して、表面領域における第１硬質相、Ｗ化合物の平均粒径をフルマンの式を用いて測定した。表面を基準として５００μｍの深さの内部の断面組織をＳＥＭで５０００倍に拡大して、５００μｍの深さの内部における第１硬質相、第２硬質相、Ｗ化合物、Ｔｉ化合物の平均粒径をフルマンの式を用いて測定した。これらの結果は表４、５に示した。
【００４２】
サーメット全体の窒素量ＣＮ（質量％）は不活性ガス融解−熱伝導度法により測定した。サーメット全体の炭素量ＣＴ（質量％）は高周波燃焼−赤外線吸収法により測定した。サーメット全体のタングステン量ＣＷ（質量％）は蛍光Ｘ線分析装置により測定した。これらの値からＣＮ／（ＣＴ−０．０６５３・ＣＷ）を計算し、その結果を表４、５に併記した。
【００４３】
【表４】
2014077178.tif 000005
【００４４】
【表５】
2014077178.tif 000006
【００４５】
ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８インサート形状の発明品１〜８、比較品１〜７のサーメットの拘束面を研削し、刃先にホーニングを施した。さらに平均層厚２．０μｍの（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層をＰＶＤ法により被覆した。ＰＶＤ被覆して得られた被覆サーメット工具を用いて切削試験１、２を行った。
【００４６】
[切削試験１]
加工形態：旋削
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
被削材：ＳＵＳ３１６Ｌ（形状：円柱に２本の溝を入れた略円柱状）
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．１０ｍｍ／ｒｅｖ
クーラント：有り（湿式切削）
試験回数：３回
寿命の判定基準：欠損するまでの切削時間を寿命とする。
【００４７】
【表６】
2014077178.tif 000007
【００４８】
[切削試験２]
加工形態：旋削
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
被削材：ＳＵＳ３０４（形状：円柱）
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
クーラント：有り（湿式切削）
寿命の判定基準：欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗幅ＶＢｍａｘもしくはコーナー摩耗幅ＶＣが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
【００４９】
【表７】
2014077178.tif 000008
【００５０】
切削試験１、２の結果を点数化した。すなわち、切削試験１の切削時間について、１０分以上を３点、５分以上１０分未満を２点、２分以上５分未満を１点、２分未満を０点とし、１回目から３回目までの結果を平均した。また、切削試験２の切削時間について、２５分以上を３点、１５分以上２５分未満を２点、５分以上１５分未満を１点、５分未満を０点とした。切削試験１の点数の平均値と切削試験２の点数とを合計し、その値を総合評価の結果とした。点数が大きいほど切削性能に優れる。得られた総合評価の結果を表８に示した。
【００５１】
【表８】
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【００５２】
発明品の総合評価はすべて５．３点以上となり、総合評価において比較品よりも優れることが分かる。
【実施例２】
【００５３】
原料粉末の配合から焼結までを実施例１の発明品１〜８、比較品１〜７と同様な製造方法で作製したサーメットに対して、サーメットの拘束面を研削し、刃先にホーニングを施した。さらに、被覆層全体の総層厚が平均層厚で１５．０μｍであり、被覆層の構成が、（基材側）ＴｉＣＮ層−Ａｌ２Ｏ３層（表面側）である被覆層をＣＶＤ法により被覆した。なお、発明品１〜８、比較品１〜７のサーメットを基材として使用したＣＶＤ法による被覆サーメット工具を、それぞれ発明品９〜１６、比較品８〜１４とした。これらの被覆サーメットを用いて切削試験３を行った。
【００５４】
［切削試験３］
加工形態：旋削
工具形状：ＣＮＭＧ１２０４０８
被削材：ＦＣＤ６００（形状：円盤）
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．３０ｍｍ／ｒｅｖ
クーラント：有り（湿式切削）
寿命の判定基準：欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗幅ＶＢｍａｘもしくはコーナー摩耗幅ＶＣが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
【００５５】
【表９】
2014077178.tif 000010
【００５６】
発明品はいずれも比較品よりも切削時間が長く、工具寿命が長いことがわかる。
【実施例３】
【００５７】
焼結後の大きさがＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３のインサート形状になるようにプレス成形する以外は、原料粉末の配合から焼結までを実施例１の発明品１〜８、比較品１〜７と同様な製造方法でサーメットを作製した。得られたサーメットの全面を研削し、刃先にホーニングを施して、表面領域がないＩＳＯ規格ＳＥＥＮ１２０３インサート形状のサーメット工具を得た。なお、発明品１〜８、比較品１〜７のサーメットから表面領域を除去したサーメット工具を、それぞれ発明品１７〜２４、比較品１５〜２１とした。得られたサーメット工具を用いて切削試験４を行った。
【００５８】
［切削試験４］
加工形態：転削
工具形状：ＳＥＥＮ１２０３
カッター有効径：φ８０ｍｍ（１枚刃取り付け）
被削材：ＳＣＭ４４０（形状：板材）
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：２．０ｍｍ
送り量：０．２０ｍｍ／Ｔｏｏｔｈ
クーラント：無し（乾式切削）
寿命の判定基準：欠損したとき、または、最大逃げ面摩耗幅ＶＢｍａｘもしくはコーナー摩耗幅ＶＣが０．３ｍｍ以上になったときを寿命とする。
【００５９】
【表１０】
2014077178.tif 000011
【００６０】
発明品はいずれも比較品よりも加工長が長く、工具寿命が長いことがわかる。