(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくともＴｉを含む周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相と、
金属Ｃｏおよび金属Ｎｉの少なくとも１種と金属Ｗとを含有する結合相とを含み、
該結合相が、金属Ｃｏおよび金属Ｎｉの総量に対する金属Ｗの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が０．８以下の第１結合相と、金属Ｃｏおよび金属Ｎｉの総量に対する金属Ｗの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が１．２以上の第２結合相とを含むサーメット。
【請求項２】
顕微鏡写真における、前記結合相全体の総面積比に対する前記第１結合相の総面積比Ｓ１と前記第２結合相の総面積比Ｓ２との合計の比が０．９以上であり、かつ前記総面積比Ｓ２と前記総面積比Ｓ１との比（Ｓ２／Ｓ１）が０．２〜１．５である請求項１記載のサーメット。
【請求項３】
顕微鏡写真における、前記第１結合相それぞれの平均面積比ｓ１と前記第２結合相それぞれの平均面積比ｓ２との比（ｓ２／ｓ１）が１．０〜３．０である請求項１または２記載のサーメット。
【請求項４】
前記硬質相は、ＴｉＣＮ相と、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる固溶体相とを含む請求項１乃至３のいずれか記載のサーメット。
【請求項５】
前記固溶体相の一部または全部がＷを含有するとともに、Ｗを含有する前記固溶体相は、当該固溶体相中に金属元素の総量に対するＷの質量比が異なる複数の微細粒子を含んでいる請求項４記載のサーメット。
【請求項６】
さらにＭｎを含有する請求項１乃至５のいずれか記載のサーメット。
【請求項７】
前記硬質相は、ＴｉＣＮ相と、ＴｉとＷとを含有する複合炭窒化物からなる固溶体相とを含み、前記第２結合相のＷの原子比は前記固溶体相のＷの原子比よりも多く、かつ前記第１結合相のＷの原子比は前記固溶体相のＷの原子比と同じかまたは少ない請求項１乃至６のいずれか記載のサーメット。
【請求項８】
前記硬質相は、ＴｉＣＮ相と、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる固溶体相とを含み、
前記固溶体相の外周部のうち前記第２結合相と隣接する領域におけるＴｉの原子比が、該固溶体相のＴｉの原子比の平均値に比べて高い部位を有する請求項１乃至７のいずれか記載のサーメット。
【請求項９】
前記硬質相は、ＴｉＣＮ相を含み、
該ＴｉＣＮ相の外周部のうち前記第２結合相と隣接する領域におけるＴｉの原子比が、該ＴｉＣＮ相の中心におけるＴｉの原子比に比べて低い部位を有する請求項１乃至８のいずれか記載のサーメット。
【請求項１０】
炭素含有量が６．００〜８．００質量％、窒素含有量が５．００〜７．５０質量％、前記窒素含有量／（前記炭素含有量＋前記窒素含有量）比が０．９〜１．３である請求項１乃至９のいずれか記載のサーメット。
【請求項１１】
請求項１乃至１０のいずれか記載のサーメットを基体とする切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はサーメットおよび切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、切削工具や耐摩耗性部材、摺動部材等の耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材の材料として、チタンを主成分とするサーメットが広く使われている。【０００３】
例えば、特許文献１では、チタン炭窒化物等の硬質相とコバルトを主体とする金属結合相とからなり、金属結合相中に、六方晶結晶構造を有するタングステンとコバルトの複合炭化物相を存在させたサーメットが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００９−１５４２２４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、サーメットにおいては、高温での使用に耐えうる耐摩耗性および耐欠損性を兼ね備えることが求められている。例えば、上記特許文献１のサーメットを高熱が発生する高速切削に用いた場合、耐摩耗性を高める効果があるものの、その効果がまだ不十分であった。また、耐摩耗性に加えて、耐欠損性の向上も求められていた。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本実施形態のサーメットは、少なくともＴｉを含む周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相と、金属Ｃｏおよび金属Ｎｉの少なくとも１種と金属Ｗとを含有する結合相とを含み、該結合相が、金属Ｃｏおよび金属Ｎｉの総量に対する金属Ｗの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が０．８以下の第１結合相と、金属Ｃｏおよび金属Ｎｉの総量に対する金属Ｗの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が１．２以上の第２結合相とを含有する。【０００７】
本実施形態の切削工具は、上記サーメットを基体とするものである。
【発明の効果】
【０００８】
本実施形態のサーメットによれば、高温での耐摩耗性および耐欠損性を高めることができる。【０００９】
本実施形態の切削工具によれば、高温での耐摩耗性および耐欠損性を高めることができ、長期間使用することが可能な切削工具を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】本実施形態のサーメットの一例についての模式図である。
【図２】図１のサーメットの中の固溶体相の１つを拡大した模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本実施形態のサーメットの一例について、図１のサーメットの模式図を基に説明する。
【００１２】
本実施形態のサーメット１は、少なくともＴｉを含む周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相２と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種とＷとを含有する結合相３と含有する。サーメット１の顕微鏡観察において、硬質相２の面積比は６５〜９５面積％、結合相３の面積比は５〜３５面積％である。面積比は、サーメット１の顕微鏡写真から画像解析法にて算出できる。本実施態様では、硬質相２はＴｉを主成分とする。
【００１３】
結合相３は、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が０．８以下の第１結合相４と、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が１．２以上の第２結合相５とを含有する。
第１結合相４、第２結合相５の判別は、サーメット１の顕微鏡観察にて、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で各金属元素の分布を確認し、各位置における金属元素の比率の結果に基づいておこなう。
【００１４】
ここで、第１結合相４および第２結合相５の輪郭を特定する方法について説明する。第１結合相４や第２結合相５の外形状を見たときにくびれ部がある場合、そのくびれ部の最短長さを境界として仮定し、以下のように判定する。例えば、図１のように、第２結合相５の外形状を見たときにくびれ部がある場合、このくびれ部の最短長さｄに対して、くびれ部を挟んで２つの領域に位置する第２結合層５の最長長さＬ１、Ｌ２がいずれも３倍以上あるときには、くびれ部を境界とし、この境界を挟んで２つの第２結合相５が存在すると判定する。一方、くびれ部の最細長さを挟んで隣り合う２つの領域の最長長さのどちらかが３倍未満であるときには、境界があるとはせずに２つの領域を１つと判定する。なお、図１に、第１結合相４同士、第２結合相５同士、および第１結合相４と第２結合相５との境界を点線で示している。
また、第１結合相４と第２結合相５との境界については、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））を確認して特定する。また、第１結合相４と第２結合相５との間には、いずれにも属しないその他の結合相が存在する場合がある。この場合においても第１結合相４、第２結合相５、他の結合相の境界は、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））を確認して特定する。
なお、サーメット１の顕微鏡写真は、第１結合相４と第２結合相５とが存在し、かつ第１結合相４と第２結合相５とがそれぞれ３個（３箇所）以上存在する倍率で測定する。
【００１５】
以上のような構成を有するサーメット１は放熱性が高い。そのため、このサーメット１を切削工具の基体として用いたときには、切削時に切刃の温度が高くなりにくく、切刃における耐摩耗性が向上する。また、第２結合相５は、ＷとＣｏとの複合炭窒化物に比べて弾性が高いので、サーメット１に衝撃がかかったときに第２結合相５が弾性変形して衝撃を吸収することができる。そのため、サーメット１の耐欠損性を高めることができる。また、第１結合相４は、硬質相２との濡れ性が高く、クラックの進展を抑制して、この点でもサーメット１の耐欠損性を高めることができる。
【００１６】
また、本実施態では、顕微鏡写真における、第１結合相４の面積比Ｗ１が１５〜２２面積％であり、第２結合相５の面積比Ｗ２が２〜２０面積％であり、Ｗ１とＷ２の合計が１７〜３５面積％である。測定は任意３箇所以上とし、その平均値で評価する。
【００１７】
さらに、本実施形態では、結合相３全体の総面積比に対する第１結合相４の総面積比Ｓ１（以下、Ｓ１とだけ示すことがある。）と第２結合相５の総面積比Ｓ２（以下、Ｓ２とだけ示すことがある。）との合計の比が０．９以上である。すなわち、結合相３の大部分は、第１結合相４と第２結合相５とからなり、その他の結合相は結合相３全体に対する面積比が０．１未満で存在してもよい。第１結合相４または第２結合相５でないその他の結合相は、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの質量比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が、０．８＜（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））＜１．２であるが、第１結合相４と第２結合相５との間や、結合相３（第１結合相４または第２結合相５）の硬質相２との界面付近に存在する場合がある。なお、図１では、その他の結合相が存在しない組織を示している。
【００１８】
また、Ｓ２とＳ１との比（Ｓ２／Ｓ１）は０．２〜１．５である。これによって、サーメット１の耐摩耗性および耐欠損性をともに高めることができる。Ｓ２とＳ１との比（Ｓ２／Ｓ１）の特に望ましい範囲は、０．３〜１．２である。
【００１９】
なお、第１結合相４の総面積比Ｓ１とは、顕微鏡写真における各第１結合相４の面積比の総和である。第２結合相５の総面積比Ｓ２も同様に各第２結合相５の面積比の総和である。結合相３全体の総面積比も同様に結合相３を構成する全ての結合相の面積比の総和である。
【００２０】
またさらに、本実施態様では、第１結合相の平均面積比ｓ１と第２結合相の平均面積比ｓ２との比（ｓ２／ｓ１）が、１．０〜３．０である。これによって、サーメット１の放熱性が高く、かつサーメット１に圧縮応力が生じて、サーメット１の耐摩耗性を高めることができる。比（ｓ２／ｓ１）の特に望ましい範囲は、１．２〜１．７である。
【００２１】
平均面積比ｓ１は顕微鏡写真中に存在する各第１結合相４の面積比の平均値であり、平均面積比ｓ２は顕微鏡写真中に存在する各第２結合相５の面積比の平均値であるが、画像解析法によって測定される。
【００２２】
硬質相２は、ＴｉＣＮ相２ａと、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる固溶体相２ｂとを含有する。この構造によって、硬質相２の靭性が向上して、耐摩耗性を低下させずに耐欠損性を向上させることができる。また、その一部は、ＴｉＣＮ相２ａからなる芯部を固溶体相２ｂからなる周辺部で取り囲んだ有芯構造をなしていてもよい。また、図１に見られる硬質相２以外の硬質相として、例えば、Ｔｉを含有しない硬質相や、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物や窒化物からなる硬質相等のその他の硬質相が存在してもよいが、顕微鏡写真において、硬質相全体の面積比に対するその他の硬質相の面積比は、合計で１０面積％以下である。本実施形態では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察における電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）分析にて、周期表第４、５および６族金属の分布を確認し、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属が観察されたものを複合炭窒化物からなる固溶体相２ｂと認定する。
【００２３】
本実施形態では、硬質相２は、ＴｉＣＮ相２ａと、ＴｉとＷとを含有する複合炭窒化物からなる固溶体相２ｂとを含むが、第２結合相５のＷの原子比は固溶体相２ｂのＷの原子比よりも多く、かつ第１結合相４のＷの原子比は固溶体相２ｂのＷの原子比と同じかまたは少ない。
【００２４】
ここで、固溶体相２ｂおよび第２結合相５のＷの原子比は、サーメット１の顕微鏡観察にて、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で各金属元素の分布を確認し、固溶体相２ｂおよび第２結合相５の組成をそれぞれ求めた上で、金属元素総量に対するＷ元素の原子比を算出することによって測定することができる。測定は任意３箇所以上とし、その平均値で評価する。
【００２５】
上記構成によって、第２結合相５の高温硬度が高いので、サーメット１を切削工具の基体として用いた時には、切削時に高温となる切刃における耐摩耗性が向上する。また、第２結合相５は、ＷとＣｏとの複合炭窒化物に比べて弾性が高いので、サーメット１に衝撃がかかったときに第２結合相５が弾性変形して衝撃を吸収することができる。そのため、サーメット１の耐欠損性を高めることができる。また、第１結合相４は、硬質相２との濡れ性が高く、クラックの進展を抑制して、この点でもサーメット１の耐欠損性を高めることができる。
【００２６】
サーメット１は、高温における強度が高く、例えば、８００℃における３点曲げ強度が１７００ＭＰａ以上である場合には、切削工具の基体として用いた時には、切削時に高温となる切刃における耐摩耗性が向上する。
【００２７】
また、８００℃における３点曲げ強度が、室温（２５℃）における３点曲げ強度に対して６５％以上である場合にも、切削工具の基体として用いた時には、切削時に高温となる切刃における耐摩耗性が向上する。
【００２８】
ここで、室温および８００℃における３点曲げ強度は、ＩＳＯ１４７０４（ＪＩＳＲ１６０１）およびＩＳＯ１７５６５（ＪＩＳＲ１６０４）に準じて測定する。なお、試料の形状が、所定の試験片のサイズを作製するのに満たない場合には、試験片の寸法比は維持した状態で、試験片のサイズを小さくして測定する。このとき、試験片のサイズが小さくなると３点曲げ強度が高くなる傾向がある。そのために、サーメット１と類似する材料で、ＩＳＯ１４７０４およびＩＳＯ１７５６５に準じたサイズの試験片と、サーメット１のサイズの試験片の両方を作製し、両方の試験片で３点曲げ強度を測定し、両方の試験片の３点曲げ強度の比から、サーメット１のＩＳＯ１４７０４およびＩＳＯ１７５６５に準じたサイズでの３点曲げ強度の絶対値を見積もることができる。
【００２９】
また、固溶体相２ｂの外周部のうち第２結合相５と隣接する領域におけるＴｉの原子比が、当該固溶体相２ｂのＴｉの原子比の平均値に比べて高い部位が存在する。これによって、固溶体相２ｂに圧縮応力を付与することができ、サーメット１の靭性がさらに向上する。
【００３０】
ここで、固溶体相２ｂの外周部のうち第２結合相５と隣接する領域におけるＴｉの原子比は、固溶体相２ｂの外周端のうちの第２結合相５と隣接する任意の位置から固溶体相２ｂ内に引ける最も長い直線を引き、前記任意の位置から前記直線の長さの１０％の長さ位置（深さ）におけるＴｉの原子比と定義する。なお、固溶体相２ｂは、外周部のうちの第２結合相５と隣接するすべての領域で、固溶体相２ｂのＴｉの原子比の平均値よりもＴｉの原子比が高くなる必要はない。また、外周部のうち第２結合相５と隣接する領域におけるＴｉの原子比が、当該固溶体相２ｂのＴｉの原子比の平均値に比べて高い部位が存在する固溶体相２ｂは、任意の５０μｍ四方における領域内に少なくとも１つあればよい。
【００３１】
なお、固溶体相２ｂの外周部のうち第１結合相４と隣接する部位におけるＴｉの原子比も、当該固溶体相２ｂのＴｉの原子比の平均値に比べて高くなっていてもよい。
【００３２】
さらに、ＴｉＣＮ相２ａの外周部のうちの第２結合相５と隣接する領域におけるＴｉの原子比が、当該ＴｉＣＮ相２ａの中心におけるＴｉの原子比に比べて低くなる部位が存在する。これによって、第２結合相５とＴｉＣＮ相２ａとの密着性が向上し、サーメット１の強度がさらに向上する。
【００３３】
ここで、ＴｉＣＮ相２ａの外周部のうち第２結合相５と隣接する領域におけるＴｉの原子比は、ＴｉＣＮ相２ａの外周端のうちの第２結合相５と隣接する任意の位置からＴｉＣＮ相２ａ内に引ける最も長い直線を引き、前記任意の位置から前記直線の長さの１０％の長さ位置（深さ）におけるＴｉの原子比と定義する。なお、ＴｉＣＮ相２ａは、の外周部のうちの第２結合相５と隣接するすべての領域で、ＴｉＣＮ相２ａの中心よりもＴｉの原子比が低くなる必要はない。また、外周部のうちの第２結合相５と隣接する領域におけるＴｉの原子比が、当該ＴｉＣＮ相２ａの中心におけるＴｉの原子比に比べて低くなる部位が存在するＴｉＣＮ相２ａは、任意の５０μｍ四方における領域内に少なくとも１つのＴｉＣＮ相２ａは上記組成であればよい。
【００３４】
なお、第２結合相５と隣接するＴｉＣＮ相２ａのＴｉの原子比が、外周部に向かって低くなっており、第１結合相４と隣接するＴｉＣＮ相２ａのＴｉの原子比も、外周部に向かって低くなっていてもよい。
【００３５】
固溶体相２ｂ中の各元素の原子比の平均値は、以下の方法で測定する。まず、固溶体相２ｂの中心を決める。固溶体相２ｂの中心は、固溶体相２ｂ中に引ける最も長い線分の中間位置とする。この固溶体相２ｂの中心を通って、固溶体相２ｂの両外周端まで達する直線を引き、この直線上のＷおよびＴｉの分布状態をＥＰＭＡによって測定する。この直線上のＷおよびＴｉの原子比の平均値を、固溶体相２ｂのＷおよびＴｉの原子比の平均値とする。
本実施態では、ＴｉＣＮ相２ａの平均粒径ｄａは０．０５〜０．５μｍであり、固溶体相２ｂの平均粒径ｄｂが０．５〜２μｍでＴｉＣＮ相２ａの平均粒径ｄａよりも大きい。粒径比（ｄｂ／ｄａ）は３．０〜１０である。これによって、サーメットの耐摩耗性を低下させずに耐欠損性を向上させることができる。顕微鏡写真におけるＴｉＣＮ相２ａの面積比Ｓａは、視野全体に対する面積比で２０〜３５面積％であり、固溶体相２ｂの面積比Ｓｂは、視野全体に対する面積比で３５〜５０面積％である。この範囲であれば、サーメット１の耐摩耗性を低下させることなく、耐欠損性を高めることができる。
【００３６】
ここで、図１の模式図のうち、固溶体相２ｂの１つを拡大した模式図を図２に示す。本実施態では、固溶体相２ｂがＷを含有するとともに、Ｗを含有する固溶体相２ｂは、当該固溶体相２ｂ中に金属元素の総量に対するＷの質量比が異なる複数の微細粒子を含んでいる構造であってもよい。この微細粒子を内部に含有する固溶体相２ｂは、顕微鏡観察において、固溶体相２ｂを構成する金属元素の分布状態を確認することによって確認できる。この構成によって、サーメット１中により大きな圧縮応力を付与することができて、サーメット１の耐欠損性を高めることができる。固溶体相２ｂ全体に対し、微細粒子の集合体からなる固溶体相２ｂの面積比の望ましい範囲は、５０〜１００面積％である。
【００３７】
なお、硬質相２、結合相３の特定は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）またはオージェ分析にて各元素の分布状態および含有比を確認することによって判別できる。また、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、有芯構造をなす固溶体相２ｂの粒径は、芯部を構成するＴｉＣＮ相２ａの存在を無視して算出する。
【００３８】
本実施態様では、サーメット１中の炭素含有量が６．００質量％〜８．００質量％である。この範囲であれば、サーメット１の耐摩耗性および耐欠損性がともに高い。サーメット１中の炭素含有量は、サーメット１の表面にサーメット１の内部とは異なる組成の変質相が存在する可能性もあるので、サーメット１の表面から５００μｍ以上研磨除去した組織の一部を粉末にして炭素分析によって測定できる。炭素含有量の特に好適な範囲は６．００質量％〜７．５０質量％であり、特に望ましい範囲は６．５０質量％〜７．００質量％である。この範囲であれば、サーメット１の耐摩耗性をさらに高くできる。また、サーメット１中の窒素含有量は５．０質量％〜７．５質量％である。窒素含有量の望ましい範囲は、６．２質量％〜７．２質量％である。サーメット１中の窒素含有量は、炭素含有量の分析法と同じ方法で分析できる。窒素含有量／（炭素含有量＋窒素含有量）の比であるＣＮ比の望ましい範囲は、０．４２〜０．５３である。この範囲であれば、サーメット１の耐欠損性と耐摩耗性のバランスがよい。
【００３９】
また、本実施形態では、サーメット１に含有される金属元素の総量に対する各金属元素の含有量は、Ｔｉが３０〜５５質量％、Ｗが１０〜３０質量％、Ｎｂが０〜２０質量％、Ｍｏが０〜１０質量％、Ｔａが０〜１０質量％、Ｖが０〜５質量％、Ｚｒが０〜５質量％、Ｃｏが５〜２５質量％、Ｎｉが０〜１５質量％の比率からなる。この組成範囲であれば、サーメット１は耐摩耗性および耐欠損性の高いものとなる。
サーメット１は、さらにＭｎ成分を含有するものであってもよい。これによって、硬質相２の粒成長を抑制する効果があり、サーメット１の硬度および強度が向上する。原料として添加されるＭｎ成分の一部は焼成中に揮発してもよく、サーメット１中に含有されるＭｎ含有量は原料中に添加されるＭｎ成分の含有量よりも少ない。サーメット１に含有される金属元素の総量に対するＭｎ含有量は０．０１質量％〜０．５質量％である。
Ｍｎ成分は、サーメット１において、硬質相２よりも第２結合相５中に多く含有される場合には、硬質相２の粒成長を抑制する効果がある。また、硬質相２中に含有されるＭｎ含有量と第１結合相４中に含有されるＭｎ含有量との比は０．７〜１．５である。
【００４０】
固溶体相２ｂ、第１結合相４および第２結合相５中のＭｎの原子比は、サーメット１の顕微鏡観察にて、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で各金属元素の分布を確認し、固溶体相２ｂおよび第２結合相５の平均の組成をそれぞれ求めた上で、金属元素総量に対するＭｎ元素の原子比を算出することによって測定することができる。
【００４１】
本実施形態の切削工具は、上記サーメットを基体とするものであり、サーメットの放熱性が高く、耐衝撃性が高く、かつ耐欠損性が高いものであることから、切削工具として耐摩耗性および耐欠損性の高いものとなる。なお、切削工具は、上述したサーメットを基体とし、その表面に、ＴｉＮ層やＴｉＡｌＮ層等の被覆層を設けたものであってもよい。
（製造方法）
次に、上述したサーメットおよび切削工具の製造方法について説明する。
まず、平均粒径０．１〜１．２μｍ、特に０．３〜０．９μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２．５μｍのＷＣ粉末と、ＴｉＣＮおよびＷＣ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種と、平均粒径０．５〜５μｍの所定量の金属Ｃｏ粉末や金属Ｎｉ粉末と、平均粒径３〜１５μｍの金属Ｗ粉末およびＷＣ１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種を１〜２０質量％と、所望によりカーボンブラック等の炭素粉末を添加して混合し混合粉末を調整する。さらに、混合粉末には、平均粒径０．５〜５μｍの所定量のＭｎＣ粉末を添加してもよい。
【００４２】
本実施態においては、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種として、平均粒径０．１〜３μｍのＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＭｏＣ、ＴａＣ粉末、ＶＣ粉末、ＺｒＣ粉末が適用可能である。
【００４３】
混合粉末の調整は、上記原料粉末にバインダや溶媒等を添加して、ボールミル、振動ミル、ジェットミル、アトライタミル等の公知の混合方法で混合する。アトライタミルによる粉末混合を用いれば、原料粉末は粉砕されて粒径が小さくなるが、金属粉末は延性が高いので、粉砕されにくい傾向にある。そして、この混合粉末をプレス成形、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の成形体を形成する。
【００４４】
次に、本実施形態によれば、上記成形体を、真空または不活性ガス雰囲気中にて焼成する。本実施態様によれば、次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。具体的な焼成条件としては、（ａ）室温から１１００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１１００℃から１３３０〜１３８０℃の焼成温度Ｔ１まで０．１〜２℃／分の昇温速度ａで昇温し、（ｃ）真空中または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ１から１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔ２まで４〜１５℃／分の昇温速度ｂで昇温し、（ｄ）真空または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ２にて０．５〜２時間保持した後、（ｅ）５〜１５℃／分の降温速度ｅで降温する焼成条件で焼成する。
【００４５】
上記原料粉末におけるＷＣ粉末および金属Ｗ粉末の平均粒径を調整するとともに、上記焼成時の昇温パターン、および所定量の不活性ガスを導入するタイミングを制御することによって、Ｃｏ粉末およびＮｉ粉末は互いに固溶しながら溶解して、硬質相の周囲に回り込み、硬質相間を結合する。また、成形体中に他の原料粉末よりも平均粒径が大きい状態で存在する金属Ｗ粉末およびＷＣ１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種は、焼成によってその一部が硬質相内に拡散するが、一部は第２結合相を形成する。その結果、上述した組織のサーメット１を作製することができる。
【００４６】
すなわち、（ｂ）工程における昇温速度が０．１℃／分より遅いと、焼成時間が長すぎて現実的ではなく、（ｂ）工程における昇温速度が２℃／分より速いと、サーメット１の表面にボイドが生じやすい。また、（ｃ）工程における昇温速度が４℃／分より遅いと、第１結合相と第２結合相の両方が存在しにくい。（ｃ）工程における昇温速度が１５℃／分より速いと、サーメット１の表面にボイドが生じやすい。焼成温度Ｔ２が１５００℃未満では、焼結性が不十分であり、焼成温度Ｔ２が１６００℃より高いと、第１結合相と第２結合相の両方が存在しにくい。（ｅ）工程における降温速度が５℃／分より遅いと、特に（ｃ）（ｄ）工程中に不活性ガスとしてＣＨ４ガスを混合した場合には、第２結合相が形成されずＷとＣｏを含有する複合炭窒化物が形成されやすくなる。（ｅ）工程における降温速度が１５℃／分より速いと、サーメットの表面にクラックが発生しやすくなる。
【００４７】
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ことによって、切削工具を作製する。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】
【００４８】
マイクロトラック法による測定にて平均粒径０．６μｍのＴｉＣＮ粉末、平均粒径１．１μｍ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２．０μｍのＭｏＣ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３．０μｍのＭｎＣ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、表１に示す平均粒径のＷ粉末、ＷＣ０．５粉末（Ｗ粉末およびＷＣ０．５粉末を、表中、Ｗ、ＷＣ０．５と記載）を準備した。これらの原料粉末を表１に示す比率で調整するとともに焼成後のサーメット中の炭素含有量が表２の値となるようにカーボンブラックを添加した混合粉末を、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）にて湿式混合し、パラフィンを３質量％添加して、アトライタミルで混合した。その後、スプレードライで造粒した造粒粉を用いて、１５０ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８の切削工具（スローアウェイチップ）形状にプレス成形した。【００４９】
そして、（ａ）室温から１１００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１１００℃から１３５０℃まで昇温速度ａが０．７℃／分で昇温し、（ｃ）１０００ＰａのＮ２ガス雰囲気中にて焼成温度１３５０℃から表１に示す焼成温度Ｔ２まで昇温速度ｂ（表中、速度ｂと記載）で昇温し、（ｄ）１０００ＰａのＮ２ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ２にて１時間保持した後、（ｅ）表１に示す降温速度ｅ（表中、速度ｅと記載）で降温する焼成条件で焼成した。なお、試料Ｎｏ．１４、１５については、（ｃ）（ｄ）工程において、Ｎ２ガスの一部をＣＨ４ガスに置換した雰囲気中で焼成した。【００５０】
【表１】
0005989930.tif 000002
【００５１】
得られた切削工具について、ＩＣＰ分析にて、サーメット中に含有される金属元素の組成を分析し、金属元素の総量に対する各金属元素の含有量を算出した。また、炭素窒素分析装置を用い、炭素含有量および窒素含有量が既知のサーメットを標準試料として、サーメットの表面から５００μｍ以上研磨した中央部分についての炭素含有量、窒素含有量を測定し、窒素含有量／（炭素含有量＋窒素含有量）をＣＮ比として算出した。結果は表２に示した。【００５２】
また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、サーメットの組織を確認し、５００００倍の写真にて電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）にて硬質相および結合相のタイプを特定し、ＴｉＣＮ相、固溶体相、第１結合相、第２結合相の存在の有無、固溶体相は金属元素の総量に対するＷの質量比が異なる複数の微細粒子を含んでいるかどうかを確認し、表３、４に示した。試料Ｎｏ．１〜７、１６〜２７については、第１結合相と第２結合相がそれぞれ３箇所以上存在していた。さらに、第１結合相、第２結合相、ＴｉＣＮ相および固溶体相中のＷの原子比およびＴｉの原子比の平均値を求めるとともに、固溶体相およびＴｉＣＮ相の第２結合相と隣接する外周部におけるＴｉの原子比についても測定し（表中、Ｔｉ外周と記載）、固溶体相のＴｉの原子比の平均値（表中、Ｔｉ平均と記載）と比較し、表３に示した。なお、ＴｉＣＮ相の中心において組成分析をしたところ、金属元素総量に対するＴｉの原子比率は９７原子％以上であった。また、固溶体相、第１結合相、第２結合相中のＭｎ含有量を表４に示した。【００５３】
また、有芯構造相は、硬質相全体に対して１０面積％以下の割合で存在していること、Ｗの質量比が異なる複数の微細粒子を含む固溶体相がある場合、固溶体相全体に対する微細粒子を含む固溶体相の面積比が５０面積％以上であることがわかった。そして、市販の画像解析ソフトを用いて２５００ｎｍ×２０００ｎｍの領域で画像解析を行い、視野内での第１結合相の平均面積比ｓ１、第２結合相の平均面積比ｓ２、第１結合相の総面積比Ｓ１、第２結合相の総面積比Ｓ２およびその他の結合相の総面積比（表中、その他と記載）を確認し、比率ｓ２／ｓ１および比率Ｓ２／Ｓ１を表記した。また、結合相全体に対するＳ１とＳ２との合計の面積比（表中、Ｓ１＋Ｓ２比と記載）を算出した。硬質相については、ＴｉＣＮ相および固溶体相の平均粒径（ｄａ、ｄｂ）とその比率ｄｂ／ｄａ、視野内でのＴｉＣＮ相の面積比Ｓａ、固溶体相の面積比Ｓｂを測定した。さらに、ＩＳＯ１４７０４およびＩＳＯ１７５６５に準じて、室温および８００℃における３点曲げ強度を測定した。結果は表４、５に示した。【００５４】
次に、得られた切削工具を用いて以下の切削条件にて切削試験を行った。結果は表５に合わせて併記した。
（耐摩耗性試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／分
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：湿式
評価方法：切削長１０ｍ切削した時点での逃げ面摩耗幅（ｍｍ） 
（耐欠損性試験）
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：１００ｍ／分
送り：０．１〜０．５ｍｍ／ｒｅｖ（＋０．０５ｍｍ/ｒｅｖ  各送り１０秒）
切込み：２．０ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまでの切削時間（秒）【００５５】
【表２】
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【００５６】
【表３】
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【００５７】
【表４】
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【００５８】
【表５】
0005989930.tif 000006
【００５９】
表１〜５より、原料中に金属Ｗ粉末およびＷＣ１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末のいずれも添加しなかった試料Ｎｏ．８、原料中の金属Ｗ粉末およびＷＣ１−ｘ（０＜ｘ≦１）粉末の添加量が１質量％より少ない試料Ｎｏ．９、原料中に添加した金属Ｗ粉末の平均粒径が３μｍより小さい試料Ｎｏ．１０、焼成時の（ｃ）工程における昇温速度が４℃／分より遅い試料Ｎｏ．１１、焼成温度Ｔ２が１６００℃より高い試料Ｎｏ．１３では、いずれも第２結合相が存在せず、逃げ面摩耗幅が大きく、かつ欠損するまでの時間が早いものであった。また、（ｃ）工程における昇温速度が１５℃／分より速い試料Ｎｏ．１２では、焼成したサーメットの表面にボイドが発生し、使用に耐えうるものではなかった。（ｅ）工程における降温速度が５℃／分より遅い試料Ｎｏ．１４では、第２結合相が形成されずＷとＣｏを含有する複合炭窒化物が形成された。（ｅ）工程における降温速度が１５℃／分より速い試料Ｎｏ．１５では、サーメットの表面にクラックが発生し、使用に耐えうるものではなかった。【００６０】
これに対し、本実施形態の組織を有するサーメットからなる切削工具である試料Ｎｏ．１〜７、１６〜２７では、いずれも逃げ面摩耗幅が小さく、かつ欠損するまでの切削時間が長いものであった。【００６１】
比（Ｓ２／Ｓ１）が、０．２〜１．５である試料Ｎｏ．１、３〜７、１６〜１８、２４〜２７では、欠損に至るまでの時間が長くなり、中でも、比（ｓ２／ｓ１）が、１．０〜３．０である試料Ｎｏ．１〜７、１６〜１８、２０〜２７では、逃げ面摩耗幅が小さくなった。さらに、固溶体相の内部に微細粒子を含有する構造が見られた試料Ｎｏ．１〜７、１６〜１８、２０〜２７では、逃げ面摩耗幅が小さく、欠損に達するまでの時間も長いものであった。なお、試料Ｎｏ．２、６については、サーメット組織中にＷＣ等のその他の硬質相が存在していた。【００６２】
また、第２結合相のＷの原子比が固溶体相のＷの原子比よりも多く、かつ第１結合相のＷの原子比が固溶体相のＷの原子比と同じかまたは少ない試料Ｎｏ．１〜７、１６〜１８、２０、２２〜２７では、いずれも逃げ面摩耗幅が小さく、かつ欠損するまでの切削時間が長いものであった。特に、第２結合相と隣接する固溶体相の外周部におけるＴｉの原子比が、この固溶体相のＴｉの原子比の平均値よりも高いＮｏ．１、３〜７、１６〜１８、２４〜２７では逃げ面摩耗幅が小さかった。さらに、第２結合相と隣接するＴｉＣＮ相のＴｉの原子比が、外周部で低くなっているＮｏ．１〜７、１６〜２７では逃げ面摩耗幅が小さかった。また、炭素含有量が６．００〜８．００質量％、窒素含有量が５．００〜７．５０質量％、ＣＮ比が０．４２〜０．５３である試料Ｎｏ．１〜７、１６〜１９、２４、２５では、いずれも逃げ面摩耗幅が小さく、かつ欠損するまでの切削時間が長いものであった。
【符号の説明】
【００６３】
１      サーメット
２      硬質相
２ａ      ＴｉＣＮ相
２ｂ      固溶体相
３      結合相
４      第１結合相
５      第２結合相
【要約】
【課題】切刃が高温となる切削形態においても、切刃における耐摩耗性および耐欠損性の高いサーメットおよび切削工具を提供する。
【解決手段】少なくともＴｉを含む周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相２と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種とＷとを含有する結合相３とを含み、結合相３が、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が０．８以下の第１結合相４と、ＣｏおよびＮｉの総量に対するＷの比（Ｗ／（Ｃｏ＋Ｎｉ））が１．２以上の第２結合相５とを含有するサーメット１である。【図１】
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【図２】
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