(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
平均粒径０．１〜１．２μｍのＴｉＣＮ粉末と、Ｔｉ以外の周期律表ＩＶａ、ＶａおよびＶＩａ族の金属の中から選択される少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の粉末と、Ｃｏおよび／またはＮｉとを、ＴｉＣＮを４０−５２質量％、ＴｉＮを１２−２０質量％、ＷＣを９−１５質量％、ＮｂＣ又はＴａＣの一種以上を２−５質量％、Ｃｏ及び／またはＮｉの結合相１−３０質量％からなる成分組成に調合して所定形状に加工した後、０．７〜２℃／ｍｉｎの昇温速度で１１５０〜１２５０℃まで昇温し、次いで５〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で１４００〜１５００℃まで昇温し、さらに４〜１４℃／ｍｉｎの昇温速度で１５００〜１６００℃まで昇温して所定時間維持し、不活性ガスを１０〜１５０Ｐａ充填した状態で降温するＴｉＣＮ基サーメットの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削工具部材、耐摩耗性工具部材等に適する靱性と硬度をともに備えたＴｉＣＮ基サーメットとその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、耐摩耗性工具や切削工具用合金としてＴｉＣ基サーメットやＴｉＣＮ基サーメットが開発されており、特に靭性を改善したＴｉＣＮ基サーメットが広く用いられている。
【０００３】
かかるＴｉＣＮ基サーメットにおいては、特に耐欠損性を向上させることが求められており、例えば、特開平８−１９９２８３号公報（特許文献１）では、硬質相の固溶状態、具体的には芯部が黒色の有芯構造をなす硬質相と芯部が白色の有芯構造をなす硬質相との存在割合、およびその粒度を最適化することによって高速切削等にて発生する熱衝撃に対して優れた耐久性を改善できることが開示されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開平８−１９９２８３号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特開平８−１９９２８３号公報にて開示されたサーメットにおいても熱衝撃に対する耐久性は未だ不十分で切削性能の改良に限界があり、更なる耐熱衝撃性の改善および耐欠損性、耐摩耗性の向上が求められていた。
【０００６】
本発明は、上記課題を解決するためのもので、その目的はＴｉＣＮ基サーメットの硬質相の固溶状態を場所毎に適正化して組織の最適化を図ることにより更なる耐欠損性の向上および耐欠損性、耐摩耗性の向上を図ることにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明においては、原料粉末の粒径、焼成条件の適正化によって、上記硬質相の固溶状態を各部分に合わせてそれぞれ最適化し、サーメット内部において硬質相の微粒化による強度、硬度向上と、サーメット表面における耐熱衝撃性向上とをともに満足させることができる結果、サーメット全体としての耐欠損性および耐摩耗性がともに向上することを知見した。
【００１１】
本発明のＴｉＣＮ基サーメットの製造方法は、平均粒径０．１〜１．２μｍのＴｉＣＮ粉末と、Ｔｉ以外の周期律表ＩＶａ、ＶａおよびＶＩａ族の金属の中から選択される少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の粉末と、Ｃｏおよび／またはＮｉとを、ＴｉＣＮを４０−５２質量％、ＴｉＮを１２−２０質量％、ＷＣを９−１５質量％、ＮｂＣ又はＴａＣの一種以上を２−５質量％、Ｃｏ及び／またはＮｉの結合相１−３０質量％からなる成分組成に調合して所定形状に加工した後、０．７〜２℃／ｍｉｎの昇温速度で１１５０〜１２５０℃まで昇温し、次いで５〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で１４００〜１５００℃まで昇温し、さらに４〜１４℃／ｍｉｎの昇温速度で１５００〜１６００℃まで昇温して所定時間維持し、不活性ガスを１０〜１５０Ｐａ充填した状態で降温することを特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明のＴｉＣＮ基サーメット（以下、単にサーメットと略す。）について、その内部の任意断面についての走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）である図１および表面を含む任意断面についてのＳＥＭ写真である図２を基に説明する。
【００１３】
図１、２によれば、本発明のＴｉＣＮ基サーメット（以下、単にサーメットと略す。）１は、ＴｉＣＮとＴｉ以外の周期律表ＩＶａ、ＶａおよびＶＩａ族の金属の中から選択される少なくとも１種の金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の少なくとも一部とが固溶してなる硬質相２を、１〜３０重量％のＣｏおよび／またはＮｉの結合相３で硬質相２を結合した構成からなり、図１、２によれば、硬質相２は、黒色の第１硬質相２ａと灰白色の第２硬質相２ｂとからなる。
【００１４】
本発明によれば、サーメット１内部（図１）における第１硬質相２ａの平均粒径ｄ1inが０．０５〜０．５μｍで、サーメット１内部の全体に占める第１硬質相２ａの面積比率Ｓ1inが４０〜８０面積％からなり、かつサーメット１内部における第２硬質相２ｂの平均粒径ｄ2inが０．６〜２μｍで、サーメット１内部の全体に占める第２硬質相２ｂの面積比率Ｓ2inが５〜４０面積％からなるとともに、サーメット１表面（図２）における第１硬質相２ａの平均粒径ｄ1sfが０．３〜１μｍで、サーメット１表面部の全体に占める第１硬質相２ａの面積比率Ｓ1sfが５〜４０面積％からなり、かつサーメット１表面における第２硬質相２ｂの平均粒径ｄ2sfが１〜３μｍで、サーメット１表面部の全体に占める第２硬質相２ｂの面積比率Ｓ2sfが５０〜８０面積％からなることが大きな特徴であり、これによって、サーメット１の強度を高めることができるとともに、サーメット１表面における熱伝導率、ヤング率を高めてサーメット１の表面における耐熱衝撃性を向上できることによって、特に高速切削、高送り切削や湿式切削等過酷な熱衝撃が発生するような条件においてもサーメット１の耐摩耗性および耐欠損性を向上させることができる。
【００１５】
なお、上記平均粒径（ｄ1、ｄ2）および面積比率（Ｓ1、Ｓ2）は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真に対して市販の画像解析装置を用いることによって測定することができる。
【００１６】
ここで、上記サーメット１内部における第１硬質相２ａの平均粒径ｄ1inが０．０５μｍより小さいと、硬質相同士の凝集によって組織が不均質となり強度低下を招くとともに、サーメット１内部の熱伝導率が低下する。逆に、ｄ1inが０．５μｍを超えると、サーメット１の強度、硬度が低下していずれも耐欠損性、耐摩耗性が低下する。ｄ1inの望ましい範囲は０．１〜０．３μｍである。また、第１硬質相２ａの面積比率Ｓ1inが４０面積％より少ないかまたは８０面積％より多いと、サーメット１の強度、硬度が低下する。Ｓ1inの望ましい範囲は５０〜７０面積％である。
【００１７】
さらに、サーメット１内部における第２硬質相２ｂの平均粒径ｄ2inが０．６μｍより小さいと硬質相２が凝集して不均一な組織となり、ｄ2inが２μｍを超えると第２硬質相２ｂの分散状態が悪くなり強度が低下する。ｄ2inの望ましい範囲は０．８〜１．５μｍである。また、サーメット１内部における第２硬質相２ｂの面積比率Ｓ2inが５面積％より少ないとサーメット１が焼結不良状態となって強度が低下し、Ｓ2inが４０面積％より多いとサーメット１が硬質相２全体の平均粒径が大きくなって強度が低下する。Ｓ2inの望ましい範囲は１０〜３０面積％である。
【００１８】
一方、サーメット１表面領域においては、第１硬質相２ａの平均粒径ｄ1sfが０．３μｍより小さいと、熱伝導率および耐塑性変形性が低下し、逆に、ｄ1sfが１μｍを超えると、サーメット１表面の耐欠損性が低下する。ｄ1sfの望ましい範囲は０．３〜０．７μｍである。また、サーメット１表面部における第１硬質相２ａの面積比率Ｓ1sfが５面積％より少ないと、サーメット１の耐塑性変形性が低下し、逆に４０面積％より多いとサーメット１表面の熱伝導性が損なわれて耐熱衝撃性が低下する。Ｓ1sfの望ましい範囲は７〜２５面積％である。
【００１９】
さらに、サーメット１表面領域における第２硬質相２ｂの平均粒径ｄ2sfが１μｍより小さいと熱伝導率および耐塑性変形性が低下し、ｄ2sfが３μｍを超えるとサーメット１表面の耐欠損性が低下する。ｄ2sfの望ましい範囲は１．２〜２μｍである。また、サーメット１表面部における第２硬質相２ｂの面積比率Ｓ2sfが５０面積％より少ないとサーメット１の熱伝導率および耐塑性変形性が低下し、Ｓ2sfが８０面積％より多いと第１硬質相および結合相不足によってサーメット１表面の耐欠損性が低下する。Ｓ2sfの望ましい範囲は６０〜７５面積％である。
【００２０】
また、本発明によれば、灰白色の第２硬質相２ｂの中心には白色部３ｃが存在するとともに、サーメット１内部（図１）における白色部３ｃの存在割合がサーメット１表面（図２）における白色部３ｃの存在割合よりも多いことが、サーメット１内部の硬質相２（３ａ、３ｂ）を微粒化してサーメット１の強度を高めるとともにサーメット１表面における硬質相２（３ａ、３ｂ）の固溶状態を最適化してサーメット１の耐熱衝撃性を高める点で望ましい。
【００２１】
また、第１硬質相２ａとしては、金属成分としてＴｉを８０重量％以上含有することが望ましく、特に、Ｔｉが８０〜９８重量％、Ｔｉ以外の周期律表ＩＶａ、ＶａおよびＶＩａ族の金属の中から選択される少なくとも１種の金属、特にＷ、Ｍｏ、Ｃｒ、ＮｂおよびＶの一種以上、さらにＷ（本発明では固溶体金属と称す。）の総量が１〜１５重量％、Ｃｏおよび／またはＮｉの結合相金属の総量が０〜３重量％の割合からなることが望ましい。
【００２２】
さらに、前記灰白色の第２硬質相２ｂとしては、第１硬質相２ａに対して固溶体金属を多く含有することが望ましく、特に、Ｔｉが３０〜７０重量％、固溶体金属の総量が７０〜３０重量％、Ｃｏおよび／またはＮｉの結合相金属の総量が０〜３重量％の割合からなることが望ましい。なお、上記硬質相中の金属成分の含有比率は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）のエネルギー分散分光分析（ＥＤＳ）にて測定可能である。
【００２３】
また、本発明によれば、硬質相２は、第１硬質相２ａを芯部とし、第２硬質相２ｂを周辺部とする２重有芯構造をなしていることが、粒成長抑制効果を有しサーメット１が微細で均一な組織となるとともに、結合相３との濡れ性に優れるためにサーメット１の高強度化に寄与する点で望ましいが、全ての硬質相２が有芯構造をなしていなくてもよい。有芯構造の場合、第２硬質相２ｂの面積は、中心部の第１硬質相２ａの面積を除いた環状部の面積である。
【００２４】
また、本発明によれば、サーメット１の強度、硬度、耐熱衝撃性のバランスを最適化する上で、ｄ1sf／ｄ1in＝１〜６、ｄ2sf／ｄ2in＝１．５〜１．７、Ｓ1sf／Ｓ1in＝０．３〜０．５、Ｓ2sf／Ｓ2in＝１．５〜４であることが望ましい。
【００２５】
さらに、サーメット１の耐欠損性および耐摩耗性の両立を図るために前記表面領域の厚みは２０〜１００μｍ、特に３０〜５０μｍとすることが望ましい。
【００２６】
なお、サーメット１におけるビッカース硬度は表面領域内で最大値をとり、内部に向かって次第にビッカース硬度が低下していくことが望ましい。これにより、高い耐摩耗性と耐欠損性の両方を有することができる。
【００２７】
（製造方法）  次に、本発明のＴｉＣＮ基サーメットの製造方法について説明する。
【００２８】
まず、平均粒径０．１〜１．２μｍ、特に０．２〜０．９μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍのＴｉＮ粉末、上述した固溶体金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、Ｃｏ粉末および／またはＮｉ粉末とを、ＴｉＣＮを４０−５２質量％、ＴｉＮを１２−２０質量％、ＷＣを９−１５質量％、ＮｂＣ又はＴａＣの一種以上を２−５質量％、Ｃｏ及び／またはＮｉの結合相１−３０質量％からなる成分組成に混合した混合粉末を調整する。
【００２９】
本発明によれば、上記ＴｉＣＮ原料粉末の平均粒径を０．１〜１．２μｍの範囲に制御することが重要であり、この平均粒径が０．１μｍより小さいと原料が凝集してサーメットが不均質な組織となり、逆に１．２μｍを超えるとサーメットを上述した組織とすることができない。
【００３０】
そして、この混合粉末にバインダーを添加して、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。
【００３１】
次に、上記成形体を、０．７℃／ｍｉｎ〜２℃／ｍｉｎの昇温速度Ａで室温から１１５０〜１２５０℃の焼成温度Ａまで昇温し、１１５０〜１２５０℃から１４００〜１５００℃の焼成温度Ｂまで５℃／ｍｉｎ〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度Ｂで昇温し、さらに、１５００〜１６００℃の焼成温度Ｃまで４℃／ｍｉｎ〜１４℃／ｍｉｎの昇温速度Ｂよりも遅い昇温速度Ｃで昇温して所定時間保持した後、不活性ガスを１０〜１５０Ｐａ充填した状態で降温する。
【００３２】
本発明によれば、上記焼成時の昇温速度、および降温時に所定量の不活性ガスを充填した状態で降温することが重要であり、以上の製造方法によって上述した組織のサーメットを作製することができる。
【００３３】
【実施例】
平均粒径０．７μｍ、または２μｍのＴｉＣＮ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１．１μｍのＷＣ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粉末を表１に示す割合で調整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、ＩＰＡにて湿式混合し、パラフィンを３重量％添加、混合した後、２００ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８にプレス成形し、表１に示す焼成条件で焼成した。なお、降温時にはＨｅガスを表１に示す量だけ注入した。
【００３４】
得られたサーメットをダイヤモンド砥石によって加工し、下記条件にて切削性能を評価した。また、各試料について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、７０００倍の写真任意５箇所について市販の画像解析ソフトを用いて７ｍｍ×７ｍｍの領域で画像解析を行い、硬質相（第１硬質相、第２硬質相）の存在状態を確認した。結果は表２に示した。
（切削条件）
切削評価１
切削方法：旋削  連続切削（耐摩耗性評価）
切削速度：２３０ｍ／ｍｉｎ
送り    ：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み  ：２．０ｍｍ
被削材  ：ＳＣＭ４３５
切削状態：湿式（エマルジョン）
切削時間：１０分
評価項目：逃げ面摩耗幅（ｍｍ）
切削評価２
切削方法：旋削  断続切削（耐欠損性評価）
被削材：Ｓ４５Ｃ
被削材：４本溝入り丸棒、
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ、
送りおよび切削時間：０．１ｍｍ／ｒｅｖで１０秒間切削後、送りを０．０５ｍｍ／ｒｅｖずつ上げて各１０秒間ずつ切削（最大送り０．５ｍｍ／ｒｅｖまで）
切込み：２ｍｍ、
評価項目：欠損するまでの総切削時間
切削状態：湿式（エマルジョン）
【００３５】
【表１】
0004280048.tif 000002
【００３６】
【表２】
0004280048.tif 000003
【００３７】
表１、２より、本発明品である試料Ｎｏ．１〜１２では、耐摩耗性と耐欠損性のともに優れた結果を示した。これに対して、単純な焼成パターンで焼成した試料Ｎｏ．１３では、表面に所定の表面領域が形成されず、耐摩耗性および耐欠損性がともに低下した。また、焼成温度Ｃが１６００℃を超え、降温時に不活性ガスを大量に導入した試料Ｎｏ．１４、およびＴｉＣＮ原料粒径が１．２μｍを超える試料Ｎｏ．１５では第１または第２硬質相の平均粒径が内部および表面領域ともに所定の範囲を超えてしまい耐欠損性が低下した。さらに、昇温速度Ｂが４℃／ｍｉｎより遅く、焼成温度Ｃが１６００℃を超え、降温時に不活性ガスを導入しなかった試料Ｎｏ．１６では第１硬質相の面積比率が内部において少なくなり、耐欠損性が低下した。また、昇温速度が１４℃／ｍｉｎよりも速く、焼成温度Ｃが１５００℃よりも低い試料Ｎｏ．１７では表面部の第２硬質相の粒径が小さく、かつ表面部の第１硬質相の占める割合が多く、耐摩耗性が低下した。また、焼成温度Ａまで５℃／ｍｉｎで昇温した試料Ｎｏ．１８では内部と表面における第１硬質相の面積比率が多すぎて耐摩耗性が低下した。さらにまた、昇温速度Ａが０．７℃／ｍｉｎより遅く、焼成温度Ｃが１６００℃より高い試料Ｎｏ．１９では表面における第１硬質相の粒径が大きく、かつ第２硬質相の粒径が小さいため、耐摩耗性が低下した。
【００３９】
【発明の効果】
本発明のＴｉＣＮ基サーメットの製造方法によれば、原料粉末の粒径、焼成条件の適正化によって、硬質相の固溶状態を各部分に合わせてそれぞれ最適化し、サーメット内部において硬質相の微粒化による強度、硬度向上と、サーメット表面における耐熱衝撃性向上とをともに満足させることができる結果、サーメット全体としての耐欠損性および耐摩耗性がともに向上する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のＴｉＣＮ基サーメットの内部についての走査型電子顕微鏡写真の模写図である。
【図２】本発明のＴｉＣＮ基サーメットの表面付近についての走査型電子顕微鏡写真の模写図である。
【符号の説明】
１：ＴｉＣＮ基サーメット
２：硬質相
３：硬質相
４：芯部
５：周辺部
【図１】
0004280048.tif 000004
【図２】
0004280048.tif 000005