(57)【要約】【課題】  高い耐欠損性と耐摩耗性を有する切削工具に適するＴｉ基サーメットを提供する。【解決手段】  ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第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の１種以上と、Ｒｅとを含有し、主として前記炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上にて構成され、任意断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において黒色の第１硬質相２ａおよび灰白色の第２硬質相２ｂからなる硬質相２と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相３とが観察され、表面に、厚みが０．５〜５μｍで第１硬質相２ａの面積比率Ｓ１ｓが８０面積％以上の表面領域５が存在するＴｉ基サーメット１であり、Ｔｉ基サーメット１の熱膨張係数を小さくできるとともに耐熱衝撃性を高めることができる。【選択図】  図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第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の１種以上と、Ｒｅとを含有し、主として前記炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上とにて構成され、任意断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において黒色の第１硬質相および灰白色の第２硬質相からなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相とが観察され、表面に、厚みが０．５〜５μｍで前記硬質相中に占める前記第１硬質相の面積比率Ｓ１ｓが８０面積％以上の表面領域が存在することを特徴とするＴｉ基サーメット。
【請求項２】
前記Ｒｅの含有量が１〜１０質量％であることを特徴とする請求項１に記載のＴｉ基サーメット。
【請求項３】
前記結合相中に前記Ｒｅが５〜５０質量％の割合で固溶していることを特徴とする請求項１または２記載のＴｉ基サーメット。
【請求項４】
４０〜５００℃における平均線熱膨張係数が９．０×１０−６／℃以下であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか記載のＴｉ基サーメット。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＴｉ基サーメットに関し、特に切刃における耐熱衝撃性を高めた切削工具に好適なＴｉ基サーメットに関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、切削工具や耐摩部材、摺動部材といった耐摩耗性や摺動性、耐欠損性を必要とする部材としてＷＣを主成分とする超硬合金やＴｉを主成分とするＴｉ基サーメット等の焼結合金が広く使われている。これら焼結合金については、その性能改善のために新規組成開発が続けられている。
【０００３】
中でも、Ｔｉ基サーメットは、超硬合金に比べて熱伝導度が低くかつ熱膨張係数が１．３倍大きいという性質上、熱衝撃に対する抵抗が低いという問題があり、熱衝撃の厳しくなる条件下での切削では突発的な欠損が発生する等の不具合があった。
【０００４】
そこで、例えば、特許文献１では、Ｔｉ基サーメットの表面におけるＴｉ、Ｗおよび結合相の濃度分布を変化させることにより、熱衝撃の厳しい切削条件でも信頼性の高い切削が可能となることが開示されている。
【０００５】
一方、Ｔｉ基サーメットの組成についても種々検討されており、例えば、特許文献２では、原料粉末として表面にレニウム（Ｒｅ）金属を被覆した炭窒化チタン粉末を用いて超硬質合金（サーメット）を作製したことが開示され、サーメットをより高温で焼成しても焼結体組織の粒成長が抑制され、その機械的特性（硬度、強度、靭性など）が向上することが開示されている。
【特許文献１】特開平６−２２８７０２号公報
【特許文献２】特開平１０−４５４１４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１のようにＴｉ基サーメットの表面におけるＴｉ、Ｗおよび結合相の濃度分布を変化させて熱衝撃性能を改善する方法では、改善に限界があって更なる特性向上が求められていた。
【０００７】
また、特許文献２のようにサーメット中に単純にＲｅ金属を添加して、サーメット組織の微粒化を図る方法では、硬度や強度等の材料自体の機械的特性は向上するものの、サーメットの熱的特性は改善されず、熱衝撃に弱いという弱点は残ったままであった。
【０００８】
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、耐熱衝撃性の悪いＴｉ基サーメットの耐熱衝撃性を高めることにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明のＴｉ基サーメットは、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第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の１種以上と、Ｒｅとを含有し、主として前記炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上とにて構成され、任意断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において黒色の第１硬質相および灰白色の第２硬質相からなる硬質相と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相とが観察され、表面に、厚みが０．５〜５μｍで前記硬質相中に占める前記第１硬質相の面積比率Ｓ１ｓが８０面積％以上の表面領域が存在するものである。
【００１０】
ここで、上記構成において、前記Ｒｅの含有量が１〜１０質量％であることが望ましく、前記結合相中に前記Ｒｅが５〜５０質量％の割合で固溶していることが望ましい。
【００１１】
また、４０〜５００℃における平均線熱膨張係数が９．０×１０−６／℃以下であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明のＴｉ基サーメットによれば、Ｒｅを含有するとともに、サーメット表面の厚みが１〜５μｍの領域に硬質相中に占める黒色の第１硬質相の面積比率が８０面積％以上の表面領域が存在することによって、Ｔｉ基サーメットの熱膨張係数を小さくできるとともにサーメットの表面に圧縮応力を発生させることができる結果、Ｔｉ基サーメットの熱衝撃特性を飛躍的に改善することができる。
【００１３】
ここで、前記Ｒｅの含有量が１〜１０質量％であることが、熱膨張係数を小さくしつつ耐摩耗性を向上できる点で望ましく、特に、前記Ｒｅは前記結合相中に５〜５０質量％の割合で固溶していることが熱膨張係数を小さくできる点で望ましい。
【００１４】
なお、Ｔｉ基サーメットの４０〜５００℃における平均線熱膨張係数を９．０×１０−６／℃以下に制御することが、Ｔｉ基サーメットの耐熱衝撃性を高めるために望ましい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明のＴｉ基サーメットの一例について、図１のサーメット１の表面領域を含む断面要部についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を基に説明する。
【００１６】
図１のＴｉ基サーメット（以下、単にサーメットと略す。）１は、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種と、Ｔｉを主とした周期表第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の１種以上と、Ｒｅとを含有している。
【００１７】
そして、図１に示すように、サーメット１は黒色の第１硬質相２ａおよび灰白色の第２硬質相２ｂからなる硬質相２と、主としてＣｏおよびＮｉの少なくとも１種の結合相３とからなり、サーメット１の表面に、厚みが０．５〜５μｍで第１硬質相２ａの面積比率Ｓ１ｓが８０面積％以上の表面領域５が存在することが大きな特徴であり、これによって、サーメット１の熱膨張係数が小さくなるとともにサーメット１の表面において衝撃に対する抵抗力が増す結果、サーメット１の耐熱衝撃性が高くなる。
【００１８】
すなわち、サーメット１中にＲｅを含有しないと、サーメット１中の熱膨張係数を小さくすることができず、例えば、サーメット１を切削工具等に用いた場合にはサーメット１の切刃部が切削熱によって高温になるとサーメット１の熱伝導率が悪いので切刃部とそれ以外の部分との温度差が大きくなる。その結果、切刃部のみが著しく熱膨張するために切刃近傍で応力集中が大きくなって、サーメット１の熱衝撃性能が悪化する。また、サーメット１の表面に上記表面領域が存在しない場合には、サーメット１の表面における耐衝撃性を高めることができずサーメット１の熱衝撃性が不十分となる。逆に、表面領域５の厚みが５μｍを超える場合には、サーメット１の表面における応力集中の影響によって耐熱衝撃性が低下する。表面領域５の望ましい厚みは０．８〜３μｍである。また、表面領域５における第１硬質相２ａの面積比率Ａｓは８５〜９７面積％であることがサーメット１の表面における最適な応力付与の点で望ましい。
【００１９】
また、図１に示すサーメット１の断面組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真において、第１硬質相２ａは黒色の粒子として観察され、第２硬質相２ｂは灰白色の粒子、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。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２ａ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２ａの外周に灰白色の第２硬質相２ｂが周辺部として存在した有芯構造をなしていてもよい。他方、結合相３は白い領域として観察される。
【００２０】
ここで、前記Ｒｅの含有量が１〜１０質量％であることが熱膨張係数を小さくしつつ耐摩耗性を高める点で望ましい。Ｒｅの含有量の特に望ましい範囲は３〜７質量％である。また、前記Ｒｅは結合相３中に５〜５０質量％の割合で固溶していることが熱膨張係数を小さくできる点で望ましい。結合相３中に固溶するＲｅの固溶量望ましい範囲は２０〜４０質量％である。
【００２１】
また、図１に示すサーメット１の表面付近の断面における走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真のように、第１硬質相２ａの平均粒径ｄ１ｓが０．０５〜１．０μｍであること、特に０．２〜０．８μｍであることが望ましい。また、表面領域５における結合相３の含有比率が、内部における結合相３の含有比率に対する比率（ｃｓ／ｃｉ）で１．５〜３．０であることが、サーメット１の表面における耐熱衝撃性を高めるとともにサーメット１の表面に適度な応力を存在させて耐熱衝撃性を高めることができる点で望ましい。これによって、サーメット１の表面における内部応力を高めて衝撃に対する抵抗力をさらに高めることができる。
【００２２】
さらに、サーメット１の内部における断面組織を観察した場合に、第２硬質相２ｂの平均粒径が第１硬質相２ａの平均粒径よりも大きいこと、望ましくは内部における第１硬質相２ａの平均粒径をａｉとし、第２硬質相２ｂの平均粒径をｂｉとしたとき、ａｉとｂｉとの比率（ｂｉ／ａｉ）が２〜８であることが、第２硬質相２ｂが熱伝播に有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。ａｉとｂｉとの比率（ｂｉ／ａｉ）の望ましい範囲はサーメット１の耐欠損性を維持できる点で３．５〜７である。
【００２３】
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２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つの硬質相としてその粒径を測定する。また、本発明におけるサーメット１の内部における断面組織を観察する場合には、サーメット１の表面からの深さが１０００μｍ以上の領域において観察する。
【００２４】
また、サーメット１の内部についての断面組織において、第２硬質相２ｂの平均面積が第１硬質相２ａの平均面積よりも大きいこと、望ましくは内部における硬質相２全体に対する第１硬質相２ａが占める平均面積をＡｉとし、第２硬質相２ｂが占める平均面積をＢｉとしたとき、ＡｉとＢｉとの比率（Ｂｉ／Ａｉ）が１．５〜５であることが、第２硬質相２ｂが熱伝播により有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。
【００２５】
さらに、図１のようにサーメット１の表面領域５の直下には、硬質相２全体に対する第１硬質相２ａが占める平均面積をＡｍとし、第２硬質相２ｂが占める平均面積をＢｍとしたとき、ＡｍとＢｍとの比率（Ｂｍ／Ａｍ）が前記ＡｉとＢｉとの比率（Ｂｉ／Ａｉ）よりも大きい中間領域６が存在することが、サーメット１の表面近傍における熱伝導性を高めてサーメット１の耐熱衝撃性を向上させるために望ましい。比率（Ｂｍ／Ａｍ）の特に望ましい範囲は３〜１０であり、比率（Ｂｍ／Ａｍ）／比率（Ｂｉ／Ａｉ）の望ましい範囲は１．２〜２．３である。
【００２６】
なお、中間領域６においては、中間領域６における第２硬質相２ｂの平均粒径をｂｍとしたとき、内部における第２硬質相２ｂの平均粒径ｂｉとの比率（ｂｍ／ｂｉ）が１．１〜２、特に１．１〜１．５であることが、表面領域５における第２硬質相２ｂが熱伝播に有効に寄与してサーメット１の熱伝導率が向上し、サーメット１の耐熱衝撃性が向上する点で望ましい。また、中間領域６は３０〜３００μｍの厚さ、さらに望ましくは５０〜１５０μｍで存在することが、サーメット１の表面近傍における熱伝導性を高めてサーメット１の耐熱衝撃性を向上させるために望ましい。さらに、中間領域６における第１硬質相２ａの平均粒径をａｍとしたとき、内部における第１硬質相２ａの平均粒径ａｉとの比率（ａｍ／ａｉ）が１．０〜１．２であることが、表面領域８における耐欠損性が向上する点で望ましい。
【００２７】
また、サーメット１に含有される硬質相２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、特に耐摩耗性の向上の点で８５〜９６質量％であることが望ましい。一方、結合相３の含有比率は４〜３０質量％、特に４〜１５質量％であることが望ましく、これによって、サーメット１の硬度および靭性のバランスに優れたものとなる。また、結合相３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１の焼肌面が平滑な面となるようにサーメット１の良好な焼結性を維持するためには、鉄族金属の総量に対して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。
【００２８】
また、サーメット１の４０〜５００℃における平均線熱膨張係数が９．０×１０−６／℃以下であることが、サーメット１の耐熱衝撃性を高めるために望ましい。そして、このような組織構成は、サーメット１を製造する際に、原料中にＲｅ成分を添加するとともに下記に示す所定の焼成条件で焼成することにより作製できる。
【００２９】
（製造方法）
次に、上述したサーメットの製造方法の一例について説明する。
【００３０】
まず、平均粒径０．１〜２μｍ、望ましくは０．２〜１．２μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径５〜５０μｍの金属Ｒｅ粉末と、上述した他の金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、Ｃｏ粉末やＮｉ粉末とを混合した混合粉末を調整する。
【００３１】
そして、この混合粉末にバインダを添加して、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。
【００３２】
次に、本発明によれば、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、例えば、（ａ）１２７５℃まで、特に１０５０〜１２７５℃の温度範囲を５〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し、次いで（ｂ）１２７５〜１３７５℃の温度範囲を０．１〜３℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温し、さらに（ｃ）１３７５℃から１４５０〜１６００℃の焼成温度までの温度範囲を４〜１５℃／ｍｉｎの昇温速度で昇温する。このとき、昇温工程（ｂ）（ｃ）においては窒素（Ｎ２）、アルゴン（Ａｒ）およびヘリウム（Ｈｅ）の１種以上の不活性ガスを３０〜２０００Ｐａ充填した焼成雰囲気とする。そして、（ｄ）前記昇温工程（ｃ）の最高温度である焼成温度にて所定時間維持した後、（ｅ）上記不活性ガス雰囲気下で冷却する焼成パターンにて焼成する。
【００３３】
そして、所望により、サーメット１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１】
【００３４】
マイクロトラック法による測定で平均粒径（ｄ５０値）が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１．５μｍ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２．４μｍのＮｉ粉末、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末、平均粒径１０μｍの金属Ｒｅ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、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、２００ＭＰａでＣＮＭＧ１２０４０８のスローアウェイチップ工具形状にプレス成形し、（ａ）室温から１２７５℃まで１０℃／分で昇温し、（ｂ）１２７５℃から１３７５℃まで０．５℃／分で昇温し、（ｃ）表１に示す焼成温度まで５℃／分で昇温した後、（ｄ）８００Ｐａの窒素中、表１に示す焼成温度、焼成保持時間で焼成し、（ｅ）冷却して、試料Ｎｏ．１〜９のサーメット製スローアウェイチップを得た。なお、上記（ｂ）（ｃ）（ｅ）工程における焼成雰囲気を表１に示した。
【表１】
2009006413.tif 000003
【００３５】
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、および内部や表面における組織状態を観察し、中間領域や表面領域の存在の有無を確認した。そして、これらの領域における平均粒径を測定し、これらの比率を算出した。結果は表２または表３に示した。
【００３６】
また、各試料について結合相中の金属元素の組成を以下の方法にて測定した。まず、上記焼結体（サーメット）を超硬合金製乳鉢に入れて＃４０メッシュにてメッシュパスした状態で残渣がないように粉砕し、この粉末０．２ｇを塩酸（１＋１）２０ｍｌにて５０℃、１時間加熱溶出させた後、塩酸（１＋１）にて１００ｍｌ定容とした。この溶出溶液中に含まれる金属元素をＩＣＰ分析によってそれぞれ算出し、溶出溶液中に含まれる総金属量のうちのＲｅの含有比率を求めた。その結果を表２に示す。
【００３７】
さらに、図２に示すような４０℃から１０００℃における熱膨張曲線をとり、１００℃から１０００℃の１００℃毎の各温度で平均線熱膨張係数を算出した。なお、熱膨張係数の測定は、ＪＩＳ  Ｒ３１０２に準拠して行ったが、測定対象物としてＪＩＳ  Ｒ３１０２に定められた寸法の試験片が作成できない場合は、長さを測定する部分の寸法と定められた寸法との差が小さくなるように直方体、または円柱を測定対象物から切り出し、長さを測定する部分の両端面を研磨により平行にして試験片として用いた。なお、図２は表１〜３の試料Ｎｏ．３、６、８の熱膨張係数の変化を示している。５００℃での値（４０〜５００℃における平均熱膨張係数）を表３に示した。
【００３８】
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３に示した。
【００３９】
（耐摩耗性評価試験）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
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
（耐欠損性評価試験）
被削材：ＳＣＭ４４０Ｈ
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：１．５ｍｍ
切削状態：乾式
評価方法：欠損するまでの衝撃回数
【表２】
2009006413.tif 000004
【００４０】
【表３】
2009006413.tif 000005
【００４１】
表１〜３より、Ｒｅを含有しない試料Ｎｏ．８では、熱膨張係数が大きくなって耐熱衝撃性が悪くて早期に欠損した。また、表面領域がない試料Ｎｏ．１０および表面領域の厚みが５μｍを超える試料Ｎｏ．９でも耐熱衝撃性の低下により耐欠損性が悪いものであった。
【００４２】
これに対し、本発明の範囲内の組織となったサーメットである試料Ｎｏ．１〜７では、いずれも優れた耐摩耗性を発揮するとともに耐熱衝撃性も良好であり、その結果、工具寿命も長いものであった。
【実施例２】
【００４３】
実施例１で作製した試料Ｎｏ．３の切削工具形状のサーメットをダイヤモンド砥石によって加工し、アークイオンプレーティング法にて被覆層の成膜を行った。具体的には、上記基体をアークイオンプレーティング装置にセットし５００℃に加熱した後にＴｉ０．４Ａｌ０．５Ｎｂ０．１Ｎの被覆層を成膜した。なお、成膜条件は窒素ガスとアルゴンガスとの混合ガスを総圧力２．５Ｐａの雰囲気中、アーク電流１００Ａ、バイアス電圧５０Ｖ、加熱温度５００℃とした。なお、被覆層の層厚は１．０μｍとした。
【００４４】
得られた切削工具を用いて実施例１と同様の切削条件にて切削試験を行った。その結果、切削開始後摩耗量が０．２ｍｍに達するまでの時間は７０分、衝撃回数４９０００回と良好な切削性能を示した。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】本発明のサーメットの一例を示し、表面を含む要部についての断面組織写真である。
【図２】本発明のサーメットについて、Ｒｅ含有量に対する平均線熱膨張係数の変化を示すグラフである（実施例１の試料Ｎｏ．３、６、８）。
【符号の説明】
【００４６】
１      サーメット
２      硬質相
２ａ      第１硬質相
２ｂ      第２硬質相
３      結合相
５      表面領域
６      中間領域
【図２】
2009006413.tif 000006
【図１】
2009006413.tif 000007