JP7748024B2

JP7748024B2 - サーメット焼結体

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Publication number: JP7748024B2
Application number: JP2021210657A
Authority: JP
Inventors: 伸哉大理
Original assignee: Tungaloy Corp
Current assignee: Tungaloy Corp
Priority date: 2021-12-24
Filing date: 2021-12-24
Publication date: 2025-10-02
Anticipated expiration: 2041-12-24
Also published as: JP2023095013A

Description

本発明は、サーメット焼結体に関する。

サーメット製工具は、超硬合金製工具に比べて鉄との耐反応性や高温強度に優れている。そのため、サーメット製工具は、このような特性を生かして鉄系材料などの仕上げ加工に多く使用されている。

これまで様々なサーメット製工具が提案されており、例えば、特許文献１には、工具本体への取り付け用貫通穴を有する炭窒化チタン基サーメット製切削インサートにおいて、上記貫通穴内面の表面粗さは、カットオフ値０．０８ｍｍにおける算術平均粗さＲａで０．２μｍを超えており、一方、上記インサートの逃げ面およびチップブレーカの表面粗さは、カットオフ値０．０８ｍｍにおける算術平均粗さＲａで０．２μｍ以下であり、さらに、上記インサート表面部の硬質相の残留応力が、圧縮で４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする炭窒化チタン基サーメット製切削インサートが提案されている。

特開２０１１－０８８２３９号

近年の切削加工の高速化及び省力化に対する要求が一層厳しくなり、これに伴い、高速切削や、高送り及び高切り込みなどの重切削が望まれる傾向にある。このような過酷な高速切削条件においては、従来よりも工具寿命が低下する傾向が見られるようになってきている。

特許文献１では、サーメット製工具の表面にウエットブラスト処理を施し、工具の表面を平滑化すると同時に、インサート表面に所定の圧縮残留応力を付与することによって、ある程度、工具の耐欠損性を向上させているが、未だ十分な性能であるとは言えない。また、特許文献１に記載のサーメット製切削インサートは、耐摩耗性及び耐塑性変形性の改善はなされていないため、高速切削では工具寿命を長くし難い。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性にも優れ、工具寿命を延長することができるサーメット焼結体を提供することを目的とする。

本発明者は、サーメット焼結体の工具寿命の延長について研究を重ねたところ、サーメット焼結体を特定の構成にすると、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性を向上させることが可能となり、その結果、サーメット焼結体の工具寿命を延長することができることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］
硬質相及び結合相を含むサーメット焼結体であって、
前記硬質相が、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物を含む相であり、
前記結合相が、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅからなる群より選択される少なくとも１種を含む相であり、
前記硬質相の含有割合が８２質量％以上９３質量％以下であり、
前記結合相の含有割合が７質量％以上１８質量％以下であり、
前記硬質相は、
（ｉ）Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定において、１２３．５°以上１２５．０°以下の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第１硬質相と、
（ｉｉ）Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定において、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第２硬質相と、
を含み、
前記第２硬質相の残留応力が、－１０００ＭＰａ以上－６００ＭＰａ以下であり、
前記結合相の残留応力が、－６００ＭＰａ以上－２００ＭＰａ以下であり、
第１硬質相富化領域の厚みが、０μｍ以上１．０μｍ以下であり、
表面結合相割合が、０．８０以上０．９５以下である、サーメット焼結体。
［２］
表面窒素割合が、０．４２以上０．５０以下である、［１］に記載のサーメット焼結体。

本発明のサーメット焼結体は、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性にも優れ、工具寿命を延長することができる。

サーメット焼結体の内部の断面組織の反射電子（ＢＳＥ）観察像の一例である。

以下、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。なお、図面中、同一要素には同一符号を付すこととし、重複する説明は省略する。また、上下左右等の位置関係は、特に断らない限り、図面に示す位置関係に基づくものとする。更に、図面の寸法比率は図示の比率に限られるものではない。

本実施形態のサーメット焼結体は、硬質相及び結合相を含み、硬質相が、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物を含む相であり、結合相が、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅからなる群より選択される少なくとも１種を含む相であり、硬質相の含有割合が８２質量％以上９３質量％以下であり、結合相の含有割合が７質量％以上１８質量％以下であり、硬質相は、（ｉ）Ｘ線回折（以下「ＸＲＤ」とも記す。）測定において、１２３．５°以上１２５．０°以下の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第１硬質相と、（ｉｉ）ＸＲＤ測定において、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第２硬質相と、を含み、第２硬質相の残留応力が、－１０００ＭＰａ以上－６００ＭＰａ以下であり、結合相の残留応力が、－６００ＭＰａ以上－２００ＭＰａ以下であり、下記の方法で算出する第１硬質相富化領域の厚み（以下、単に「第１硬質相富化領域の厚み」とも記す。）が、０μｍ以上１．０μｍ以下であり、下記の方法で算出する表面結合相割合（以下、単に「表面結合相割合」とも記す。）が、０．８０以上０．９５以下である。
（第１硬質相富化領域の厚みの算出方法）
サーメット焼結体表面に垂直な断面の反射電子（以下「ＢＳＥ」とも記す。）観察像において、サーメット焼結体表面から順に内側に向けて０．５μｍ間隔で、サーメット焼結体表面に平行な線分を引く。当該線分の長さを１００％としたとき、第１硬質相を横断する線分の割合が３０％を下回る線分と、サーメット焼結体表面との最短距離を、第１硬質相富化領域の厚みとする。このとき、線分の長さは２０μｍ以上とした。
（表面結合相割合の算出方法）
サーメット焼結体表面に垂直な断面において、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（以下「ＥＤＳ」とも記す。）付き走査型電子顕微鏡（以下「ＳＥＭ」とも記す。）を用いて、サーメット焼結体表面より内側に向かって１０μｍの位置（表面部）、及びサーメット焼結体表面より５００μｍ以上内側の位置（内部）において、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％を分析する。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行う。表面部におけるＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％の和を、内部におけるＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％の和で除した値を、表面結合相割合とする。

このようなサーメット焼結体が、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性を向上させ、工具寿命を延長することができる要因は、詳細には明らかではないが、本発明者はその要因を下記のように考えている。ただし、要因はこれに限定されない。すなわち、硬質相の含有割合が８２質量％以上であると、サーメット焼結体は、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れる。一方、硬質相の含有割合が９３質量％以下であると、相対的に結合相の含有割合が増加するため、サーメット焼結体は、靭性が向上し、耐欠損性に優れる。また、結合相の含有割合が７質量％以上であると、サーメット焼結体は、靭性が向上し、耐欠損性に優れる。一方、結合相の含有割合が１８質量％以下であると、相対的に硬質相の含有割合が増加するため、サーメット焼結体は、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れる。また、第２硬質相の残留応力が、－１０００ＭＰａ以上であると、硬質相の脆化が抑制され、サーメット焼結体は、耐欠損性が向上する。一方、第２硬質相の残留応力が、－６００ＭＰａ以下であると、硬質相の靭性が向上し、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる。また、結合相の残留応力が、－６００ＭＰａ以上であると、結合相の脆化が抑制され、サーメット焼結体は、耐欠損性が向上する。一方、結合相の残留応力が、－２００ＭＰａ以下であると、結合相の靭性が向上し、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる。さらに、結合相の残留応力が、－２００ＭＰａ以下であると、結合相が硬化して、サーメット焼結体は、耐摩耗性が向上する。また、第１硬質相富化領域の厚みが、１．０μｍ以下であると、サーメット焼結体は、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。また、表面結合相割合が、０．８０以上であると、相対的に結合相の割合が増加するため、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる。一方、表面結合相割合が、０．９５以下であると、相対的に硬質相の割合が増加するため、サーメット焼結体は、耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れる。これらの効果が相俟って、本実施形態のサーメット焼結体は、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性を向上させ、工具寿命を延長することができる。

本実施形態のサーメット焼結体において、硬質相は、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物を含む相であり、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物を含む相であることが好ましく、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物を含む相であることがより好ましい。

硬質相を構成する具体的な組成としては、特に限定されないが、例えば、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＷＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｍｏ₂Ｃ、Ｃｒ₃Ｃ₂、ＶＣ、ＨｆＣ等が挙げられる。中でも、ＴｉＣＮ、ＷＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｍｏ₂Ｃ、Ｃｒ₃Ｃ₂が好ましく、ＴｉＣＮ、ＷＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｍｏ₂Ｃがより好ましい。

本実施形態のサーメット焼結体において、結合相は、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅからなる群より選択される少なくとも１種を含む相であり、Ｃｏ及びＮｉからなる群より選択される少なくとも１種を含む相であることが好ましく、Ｃｏ及びＮｉからなる相であることがより好ましい。

本実施形態のサーメット焼結体において、硬質相の含有割合は、８２質量％以上９３質量％以下である。硬質相の含有割合が８２質量％以上であると、サーメット焼結体は、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れる。一方、硬質相の含有割合が９３質量％以下であると、相対的に結合相の含有割合が増加するため、サーメット焼結体は、靭性が向上し、耐欠損性に優れる。同様の観点から、硬質相の含有割合は、８４質量％以上９０質量％以下であることが好ましく、８５質量％以上８８質量％以下であることがより好ましい。

本実施形態のサーメット焼結体において、結合相の含有割合が７質量％以上１８質量％以下である。結合相の含有割合が７質量％以上であると、サーメット焼結体は、靭性が向上し、耐欠損性に優れる。一方、結合相の含有割合が１８質量％以下であると、相対的に硬質相の含有割合が増加するため、サーメット焼結体は、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れる。同様の観点から、結合相の含有割合は、１０質量％以上１６質量％以下であることが好ましく１２質量％以上１５質量％以下であることがより好ましい。

なお、本実施形態において、硬質相及び結合相の含有割合の値（質量％）は、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物と、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅからなる群より選択される少なくとも１種との合計１００質量％に対する含有割合の値（質量％）となる。
また、本実施形態において、硬質相及び結合相の含有割合（質量％）は、サーメット焼結体表面より内側に向かって５００μｍ以上の位置において、ＥＤＳを用いて分析することにより測定することができる。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行う。このとき、Ｔｉは炭窒化物、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ及びＺｒは炭化物として換算した値を、各相の含有割合（質量％）として算出した。具体的には、硬質相及び結合相の含有割合（質量％）は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。

本実施形態のサーメット焼結体において、硬質相は、（ｉ）ＸＲＤ測定において、１２３．５°以上１２５．０°以下の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第１硬質相と、（ｉｉ）ＸＲＤ測定において、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第２硬質相と、を含む。

本実施形態において、第１硬質相及び第２硬質相は、サーメット焼結体の内部の断面組織のＢＳＥ観察像により特定することができる。図１は、サーメット焼結体の内部の断面組織のＢＳＥ観察像の一例である。当該ＢＳＥ観察像において、黒色のコントラストを有する部分が、第１硬質相（１）であり、灰色～白色のコントラストを有する部分が、第２硬質相（６）（第２硬質相ａ（２）、別の第２硬質相ｂ（３）、さらに別の第２硬質相ｃ（４））であり、これらの硬質相間の細長い白色の部分が、結合相（５）である。

本実施形態のサーメット焼結体において、第１硬質相と第２硬質相との比率は、以下のように評価する。硬質相についての上述のＸＲＤ測定で特定した各々の硬質相に由来する２つの回折ピークについて、積分強度を算出する。第１硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークの積分強度と、第２硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークの積分強度との比率（第１硬質相：第２硬質相）は、１．０：１．５～１．０：３．５であることが好ましく、１．０：２．０～１．０：３．０であることがより好ましい。

第１硬質相は、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物を含む相であり、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物を含む相であることが好ましく、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物を含む相であることがより好ましい。

第２硬質相は、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物を含む相であり、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物を含む相であることが好ましく、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物を含む相であることがより好ましい。

本実施形態のサーメット焼結体において、第２硬質相の残留応力は、－１０００ＭＰａ以上－６００ＭＰａ以下である。第２硬質相の残留応力が、－１０００ＭＰａ以上であると、硬質相の脆化が抑制され、サーメット焼結体は、耐欠損性が向上する。一方、第２硬質相の残留応力が、－６００ＭＰａ以下であると、硬質相の靭性が向上し、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる。同様の観点から、第２硬質相の残留応力は、－９５０ＭＰａ以上－６５０ＭＰａ以下であることが好ましく、－９００ＭＰａ以上－７００ＭＰａ以下であることがより好ましい。

残留応力とは、硬質相及び結合相中に残留する内部応力（固有ひずみ）であって、一般に「－」（マイナス）の数値で表される応力を圧縮応力といい、「＋」（プラス）の数値で表される応力を引張応力という。本実施形態においては、残留応力の大小を表現する場合、「＋」（プラス）の数値が大きくなる程、残留応力が大きいと表現し、また「－」（マイナス）の数値が大きくなる程、残留応力が小さいと表現するものとする。

なお、本実施形態において、第２硬質相の残留応力は、ＸＲＤを用いたｓｉｎ²ψ法により測定することができる。立方晶結晶構造を有する第２硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークを用いて評価する。当該ピークは、２θ－θ測定において、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に存在する。具体的には、第２硬質相の残留応力は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。

本実施形態のサーメット焼結体において、結合相の残留応力は、－６００ＭＰａ以上－２００ＭＰａ以下である。結合相の残留応力が、－６００ＭＰａ以上であると、結合相の脆化が抑制され、サーメット焼結体は、耐欠損性が向上する。一方、結合相の残留応力が、－２００ＭＰａ以下であると、結合相の靭性が向上し、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる。さらに、結合相の残留応力が、－２００ＭＰａ以下であると、結合相が硬化して、サーメット焼結体は、耐摩耗性が向上する。同様の観点から、結合相の残留応力は、－５５０ＭＰａ以上－２５０ＭＰａ以下であることが好ましく、－５００ＭＰａ以上－３００ＭＰａ以下であることがより好ましい。

なお、本実施形態において、結合相の残留応力は、ＸＲＤを用いたｓｉｎ²ψ法により測定することができる。立方晶結晶構造を有する結合相に由来する回折ピークのうち、（３１１）面に由来する回折ピークを用いて評価する。当該ピークは、２θ－θ測定において、８９．５°～９３．０°の位置に存在する。具体的には、結合相の残留応力は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。

本実施形態のサーメット焼結体において、第１硬質相富化領域の厚みは、０μｍ以上１．０μｍ以下である。第１硬質相富化領域の厚みが、１．０μｍ以下であると、サーメット焼結体は、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。同様の観点から、第１硬質相富化領域の厚みは、０．５μｍ以下であることが好ましく、０μｍであることがより好ましい。

なお、本実施形態において、第１硬質相富化領域の厚みは、以下の方法で算出する。まず、サーメット焼結体表面に垂直な断面のＢＳＥ観察像において、サーメット焼結体表面から順に内側に向けて０．５μｍ間隔で、サーメット焼結体表面に平行な線分を引く。当該線分の長さを１００％としたとき、第１硬質相を横断する線分の割合が３０％を下回る線分と、サーメット焼結体表面との最短距離を、第１硬質相富化領域の厚みとする。このとき、線分の長さは２０μｍ以上とした。

本実施形態のサーメット焼結体において、表面結合相割合は、０．８０以上０．９５以下である。表面結合相割合が、０．８０以上であると、相対的に結合相の割合が増加するため、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる。一方、表面結合相割合が、０．９５以下であると、相対的に硬質相の割合が増加するため、サーメット焼結体は、耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れる。同様の観点から、表面結合相割合は、０．８１以上０．９１以下であることが好ましく、０．８３以上０．８８以下であることがより好ましい。

なお、本実施形態において、表面結合相割合は、以下の方法で算出する。まず、ＥＤＳを用いて、サーメット焼結体表面より内側に向かって１０μｍの位置（表面部）、及びサーメット焼結体表面より５００μｍ以上内側の位置（内部）において、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％を分析する。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行う。表面部におけるＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％の和を、内部におけるＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％の和で除した値を、表面結合相割合とする。

本実施形態のサーメット焼結体において、下記の方法で算出する表面窒素割合（以下、単に「表面窒素割合」とも記す。）は、０．４２以上０．５０以下であることが好ましい。
（表面窒素割合の算出方法）
ＥＤＳを用いて、サーメット焼結体表面より内側に向かって１０μｍの位置において、Ｎ元素及びＣ元素の質量％を分析する。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行う。Ｎ元素及びＣ元素の合計に対するＮ元素の比を、表面窒素割合とする。

本実施形態のサーメット焼結体において、表面窒素割合が０．４２以上であると、Ｎ元素を一定量含むことを示し、切削加工時の、硬質粒子が被削材と反応し難くなり、反応摩耗の進展が抑制され、耐摩耗性が向上する傾向にある。また、表面窒素割合が０．４２以上であると、被削材の加工面も優れる傾向にある。一方、表面窒素割合が０．５０以下であると、焼結時、脱窒による空孔発生が抑制され、サーメット焼結体は、耐欠損性に優れる傾向にある。同様の観点から、表面窒素割合は、０．４３以上０．４８以下であることがより好ましく、０．４４以上０．４６以下であることがさらに好ましい。

次に、本実施形態のサーメット焼結体の製造方法の一例について説明する。なお、本実施形態のサーメット焼結体の製造方法は、上述した構成を達成し得る限り特に制限されるものではない。

本実施形態のサーメット焼結体の製造方法は、例えば、以下の工程１～１１を含む。

工程１は、各原料粉末を配合する工程（配合工程）である。具体的には、特に限定されないが、例えば、平均粒径０．５～４．０μｍの、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物からなる群より選択される少なくとも１種の粉末８２～９３質量％と、平均粒径０．５～３．０μｍの、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅからなる群より選択される少なくとも１種の粉末７～１８質量％とを配合（ただし、これらの合計は１００質量％である）する工程が挙げられる。原料粉末の具体例としては、特に限定されないが、例えば、ＴｉＣ_0.5Ｎ_0.5、ＴｉＣ_0.3Ｎ_0.7、ＷＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｍｏ₂Ｃ、Ｃｒ₃Ｃ₂、ＶＣ、ＨｆＣ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅ等の粉末が挙げられる。

工程２は、工程１で配合した各原料粉末を、溶媒とともに湿式ボールミルにより、混合する工程（混合工程）である。ここで、各原料粉末の混合時間は、１０～４０時間とすることが好ましい。

工程３は、工程２で混合した粉末を、乾燥させる工程（乾燥工程）である。ここで、乾燥温度は、１００℃以下とすることが好ましい。

工程４は、工程３で乾燥させた混合粉末を所定の形状に成形する工程（成形工程）である。成形工程において、具体的には、例えば、所定の工具形状となる金型を用いて、混合粉末をプレス、成形することが好ましい。さらに、成形工程において、例えば、パラフィンを添加することにより、成形性が向上する傾向がある。

工程５は、工程４で得られた成形体を、真空雰囲気において、室温から所定の温度（到達温度）まで昇温する工程（第１昇温工程）である。第１昇温工程の到達温度は、第２昇温工程の開始温度であり、例えば、１３００～１４４０℃とすることが好ましい。第１昇温工程において、圧力は、７０Ｐａ以下とすることが好ましい。

工程６は、工程５の後、成形体を、Ｎ₂ガス雰囲気において、所定の温度（到達温度）まで昇温する工程（第２昇温工程）である。第２昇温工程の開始温度は、例えば、１３００～１４４０℃とすることが好ましい。第２昇温工程の到達温度は、焼結工程の温度であり、１４５０～１５５０℃とすることが好ましい。第２昇温工程において、圧力は、１３３～６６５０Ｐａとすることが好ましい。

工程７は、工程６の後、成形体を、Ｎ₂ガス雰囲気において、所定の温度で保持して焼結する工程（焼結工程）である。ここで、焼結温度は、１４５０～１５５０℃とすることが好ましく、１４８０～１５５０℃とすることがより好ましい。焼結工程において、圧力は、７０～６００Ｐａとすることが好ましい。焼結時間は、３０～１２０分間とすることが好ましい。

工程８：工程７で得られたサーメット焼結体を、真空雰囲気において、所定の温度まで冷却する工程（第１冷却工程）。ここで、第１冷却開始温度は、焼結温度であり、例えば、１４５０～１５５０℃とすることが好ましい。第１冷却到達温度は、例えば、１３００～１３５０℃とすることが好ましい。第１冷却工程において、冷却速度は、２０℃／分以下とすることが好ましく、３～１５℃／分とすることがより好ましい。第１冷却工程において、圧力は、１３３Pa以下とすることが好ましい。

工程９は、工程８の後、サーメット焼結体を、不活性ガス雰囲気において、室温まで冷却する工程（第２冷却工程）である。ここで、第２冷却開始温度は、第１冷却到達温度であり、例えば、１３００～１３５０℃とすることが好ましい。第２冷却到達温度は、室温である。第２冷却工程において、圧力は、１３３～３０００００Ｐａとすることが好ましい。第２冷却工程において、不活性ガス雰囲気の具体例としては、特に限定されないが、例えば、Ｈｅ、Ｎｅ及びＡｒガス雰囲気が挙げられる。

工程１０は、工程９の後、サーメット焼結体の刃先にホーニング処理を施す工程（ホーニング工程）である。ここで、所望のホーニング形状に調整する。

工程１１は、工程１０の後、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）等の投射材の粒子をサーメット焼結体表面に衝突させる工程（ブラスト工程）である。ここで、ブラスト工程の方式は、乾式とすることが好ましい。ブラスト工程において、投射材の粒子の平均粒径は、１００～１５０μｍとすることが好ましい。ブラスト工程において、投射角度（工具の形状に成形した場合、工具のすくい面の法線からの傾斜角度）は、３０～６０度とすることが好ましい。ブラスト工程において、投射速度は、７０～１５０ｍ／ｓｅｃとすることが好ましく、７０～１３０ｍ／ｓｅｃとすることがより好ましい。

なお、工程１において使用される原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（ＦｉｓｈｅｒＳｕｂ－ＳｉｅｖｅＳｉｚｅｒ（ＦＳＳＳ））により測定することができる。

本実施形態のサーメット焼結体の製造方法の各工程は、以下の意義を有する。

工程１（配合工程）では、各原料粉末の配合比を調整することで、所望のサーメット焼結体の組成となるように調整することができる。

工程２（混合工程）では、所定の配合組成の原料粉末を均一に混合した、混合物を得ることができる。また、原料粉末の粒径を調整し、焼結体における組織及び粒度を調整することができる。

工程３（乾燥工程）では、混合物から溶媒を蒸発させた混合粉末を得ることができる。

工程４（成形工程）では、混合粉末から所定の工具形状の成形体が得られる。パラフィンを添加することにより、成形性が向上する。

工程５（第１昇温工程）では、液相出現前及び液相出現直後での脱ガスを促進するとともに、以下の工程７（焼結工程）における焼結性を向上させることができる。

工程６（第２昇温工程）では、成形体からの脱窒素を抑制しつつ、焼結温度まで昇温することができる。この工程６（第２昇温工程）と以下の工程７（焼結工程）とを組み合わせることで、表面結合相割合を小さくすることができる。

工程７（焼結工程）では、成形体を所定の温度で保持して焼結することによりサーメット焼結体を得るとともに、表面結合相割合を小さくすることができる。

工程８（第１冷却工程）では、第１硬質相富化領域を形成させることができる。また、表面窒素割合を調整することができる。

工程９（第２冷却工程）では、サーメット焼結体を室温まで冷却することができる。

工程１０（ホーニング工程）では、工具形状のサーメット焼結体の刃先に所定のホーニング形状を備えさせることができる。

工程１１（ブラスト工程）では、第２硬質相及び結合相に圧縮の残留応力を付与することができる。ブラスト工程の方式として、乾式ブラストは湿式ブラストに比して、高い圧縮の残留応力を付与することができる。一方、湿式ブラストは乾式ブラストに比して、焼結体表面を研削する力が強い傾向がある。

本実施形態のサーメット焼結体において、第１硬質相及び第２硬質相の２種の硬質相を形成させる方法としては、特に限定されないが、例えば、炭窒化物、炭化物又は窒化物からなる原料粉末として、Ｔｉの炭窒化物、炭化物又は窒化物の粉末と、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ及びＺｒからなる群より選択される少なくとも１種を含む炭窒化物、炭化物又は窒化物の粉末を用いることで、上述の製造方法において、第１硬質相及び第２硬質相を得ることができる。また、配合するＴｉの炭窒化物、炭化物又は窒化物の粉末の配合比を高くすると、ＸＲＤ測定で特定した第１硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークの積分強度が高くなる傾向にある。

第１硬質相富化領域の厚みを所望の範囲に制御する方法としては、上述の製造方法において、第２昇温工程の開始温度（第１昇温工程の到達温度）を調整する方法が挙げられる。具体的には、上述した第２昇温工程の開始温度の範囲（１３００～１４４０℃）内で、第２昇温工程の開始温度を高くすると、第１硬質相富化領域の厚みが小さくなる傾向にある。

表面結合相割合を所望の範囲に制御する方法としては、上述の製造方法において、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、第２昇温工程の開始温度（第１昇温工程の到達温度）を調整したり、第１冷却工程の冷却速度を調整したり、焼結工程の焼結温度を調整する方法が挙げられる。具体的には、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、第２昇温工程の開始温度を低くしたり、第１冷却工程の冷却速度を遅くしたり、焼結工程の焼結温度を高くすると、表面結合相割合が小さくなる傾向にある。

第２硬質相の残留応力を所望の範囲に制御する方法としては、上述の製造方法において、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、ブラスト工程の投射速度を調整する方法が挙げられる。具体的には、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、ブラスト工程の投射速度を速くすると、第２硬質相の残留応力が小さくなる傾向にある。

結合相の残留応力を所望の範囲に制御する方法としては、上述の製造方法において、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、ブラスト工程の投射速度を調整する方法が挙げられる。具体的には、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、ブラスト工程の投射速度を速くすると、第２硬質相の残留応力が小さくなる傾向にある。

表面窒素割合を所望の範囲に制御する方法としては、上述の製造方法において、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、第２昇温工程の開始温度（第１昇温工程の到達温度）を調整したり、第１冷却工程の冷却速度を調整したり、焼結工程の焼結温度を調整する方法が挙げられる。具体的には、ブラスト工程の方式として、湿式ではなく乾式を採用して、第２昇温工程の開始温度を低くしたり、第１冷却工程の冷却速度を遅くしたり、焼結工程の焼結温度を高くすると、表面窒素割合が小さくなる傾向にある。

本実施形態のサーメット焼結体は、さらに表面に従来からある物理蒸着法又は化学蒸着法により硬質膜を被覆してもよい。

本実施形態のサーメット焼結体は、特に限定されないが、例えば、フライス加工用又は旋削加工用刃先交換型切削インサート、ドリル、エンドミルなどに利用することができる。

以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
［サーメット焼結体の製造］
原料粉末として、市販されている、平均粒径２．０μｍのＴｉＣ_0.5Ｎ_0.5粉末、平均粒径２．０μｍのＴｉＣ_0.3Ｎ_0.7粉末、平均粒径１．５μｍのＷＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＴａＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＺｒＣ粉末、平均粒径１．５μｍのＭｏ₂Ｃ粉末、平均粒径１．５μｍのＣｒ₃Ｃ₂粉末、平均粒径１．０μｍのＣｏ粉末、平均粒径１．０μｍのＮｉ粉末を用意した。なお、原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（ＦｉｓｈｅｒＳｕｂ－ＳｉｅｖｅＳｉｚｅｒ（ＦＳＳＳ））により測定した。

用意した原料粉末を下記表１の配合組成になるように秤量して、秤量した各原料粉末をアセトン溶媒と超硬合金製ボールと共にステンレス製ポットに入れて湿式ボールミルで混合及び粉砕を行った。湿式ボールミルによる混合及び粉砕時間は１５時間とした。

湿式ボールミルによる混合及び粉砕後、混合物を６０℃で乾燥することにより、アセトン溶媒を蒸発して混合粉末を得た。

得られた混合粉末にパラフィンを３．０質量％添加した後、焼結後の形状がインサート形状ＴＮＭＧ１６０４０４になる金型でもって圧力１００ＭＰａでプレス成形して、混合粉体の成形体を得た。

得られた成形体を、真空雰囲気において、室温から表２に示す第２昇温工程の開始温度まで昇温した（第１昇温工程）。また、第１昇温工程において、圧力は５０Ｐａとした。

その後、成形体を、Ｎ₂ガス雰囲気において、表２に示す第２昇温工程の開始温度から、表２に示す焼結工程の温度まで昇温した（第２昇温工程）。第２昇温工程において、圧力は６００Ｐａとした。

その後、成形体を、Ｎ₂ガス雰囲気において、表２に示す焼結工程の温度で保持して焼結した（焼結工程）。焼結工程において、圧力は２７０Ｐａとし、焼結時間は６０分とした。

得られたサーメット焼結体を、真空雰囲気において、表２に示す焼結工程の温度から、１３５０℃まで冷却した（第１冷却工程）。また。第１冷却工程において、冷却速度は、表２示すとおりとし、圧力は９０Ｐａとした。

その後、サーメット焼結体を、Ａｒガス雰囲気において、第１冷却到達温度１３５０℃から室温まで冷却した（第２冷却工程）。また、第２冷却工程において圧力は１０００００Ｐａとした。

その後、サーメット焼結体の刃先にＳｉＣブラシにより丸ホーニング処理を施した（ホーニング工程）。

その後、投射材として、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）粒子をサーメット焼結体表面に衝突させるブラスト工程を行った。ブラスト工程の方式は、表２に示すとおりとした。ブラスト工程において、投射材の粒子の平均粒径は、１２０μｍとし、投射角度は、４５度とした。また、投射速度は、表２に示すとおりとした。

以上のようにして発明品１～１６及び比較品１～１３を作製した。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、サーメット焼結体表面に垂直な断面の、サーメット焼結体表面より内側に向かって５００μｍの位置において、ＥＤＳ付きＳＥＭにて観察し、硬質相及び結合相の組成を同定した。
また、発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体における硬質相及び結合相の含有割合（質量％）は、ＥＤＳを用いて、サーメット焼結体表面に垂直な断面の、サーメット焼結体表面より内側に向かって５００μｍの位置において、ＥＤＳを用いて分析することにより測定した。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行った。このとき、Ｔｉは炭窒化物、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｎｂ及びＺｒは炭化物として、換算した値を各相の含有割合（質量％）として算出した。結果を表３に示す。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、ＸＲＤ測定を行い、１２３．５°以上１２５．０°以下の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第１硬質相と、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第２硬質相と、を含むことを確認した。発明品１～１６において、第１硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークの積分強度と、第２硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークの積分強度との比率（第１硬質相：第２硬質相）は、１．０：２．０～１．０：２．７の範囲内であった。上記のＸＲＤ測定は、具体的には以下のような方法で行った。株式会社リガク製のＸ線回折装置ＲＩＮＴＴＴＲIII（製品名）を用いて、Ｃｕ－Ｋα線を用いた２θ／θ集中法光学系のＸ線回折を、下記条件で行い、上記の各面指数のピーク強度を測定した。ここで測定条件は、出力：５０ｋＶ、２５０ｍＡ、入射側ソーラースリット：５°、発散縦スリット：２／３°、発散縦制限スリット：５ｍｍ、散乱スリット２／３°、受光側ソーラースリット：５°、受光スリット：０．３ｍｍ、ＢＥＮＴモノクロメータ、受光モノクロスリット：０．８ｍｍ、サンプリング幅：０．０１°、スキャンスピード：４°／ｍｉｎ、２θ測定範囲：２０°～１４０°とした。

なお、第１硬質相及び第２硬質相は、サーメット焼結体の内部の断面組織のＢＳＥ観察像により特定した。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、第２硬質相の残留応力は、ＸＲＤを用いたｓｉｎ²ψ法により測定した。立方晶結晶構造を有する第２硬質相の（４２２）面に由来する回折ピークを用いて評価した。当該ピークは、２θ－θ測定において、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に存在した。結果を表４に示す。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、結合相の残留応力は、ＸＲＤを用いたｓｉｎ²ψ法により測定した。立方晶結晶構造を有する結合相に由来する回折ピークのうち、（３１１）面に由来する回折ピークを用いて評価した。当該ピークは、２θ－θ測定において、８９．５°～９３．０°の位置に存在した。結果を表４に示す。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、第１硬質相富化領域の厚みは、以下の方法で算出した。まず、サーメット焼結体表面に垂直な断面のＢＳＥ観察像において、サーメット焼結体表面から順に内側に向けて０．５μｍ間隔で、サーメット焼結体表面に平行な線分を引いた。当該線分の長さを１００％としたとき、第１硬質相を横断する線分の割合が３０％を下回る線分と、サーメット焼結体表面との最短距離を、第１硬質相富化領域の厚みとした。このとき、線分の長さは２０μｍとした。結果を表４に示す。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、表面結合相割合は、以下の方法で算出した。まず、ＥＤＳを用いて、サーメット焼結体表面より内側に向かって１０μｍの位置（表面部）、及びサーメット焼結体表面より５００μｍ以上内側の位置（内部）において、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％を分析した。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行った。表面部におけるＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％の和を、内部におけるＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの質量％の和で除した値を、表面結合相割合とした。結果を表４に示す。

発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体について、表面窒素割合は、以下の方法で算出した。ＥＤＳを用いて、サーメット焼結体表面より内側に向かって１０μｍの位置において、Ｎ元素及びＣ元素の質量％を分析した。ＥＤＳによる分析は上記の分析位置を中心とし、１０μｍ×１０μｍの領域の面分析で行った。Ｎ元素及びＣ元素の合計に対するＮ元素の比を、表面窒素割合とした。結果を表４に示す。

得られた発明品１～１６及び比較品１～１３のサーメット焼結体を用いて、切削試験１及び切削試験２を行った。切削試験１は耐欠損性を評価し、切削試験２は耐摩耗性及び耐塑性変形性を評価する試験である。切削試験１及び２の結果を表５に示した。

［切削試験１］
被削材：ＳＣＭ４１５、
被削材形状：側面に、等間隔に２本の溝が入っている丸棒、
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ、
切り込み深さ：１．０ｍｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
クーラント：Ｗｅｔ、
インサート：ＴＮＭＧ１６０４０４、
評価項目：工具の刃先が欠損に至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの衝撃回数を測定した。

［切削試験２］
被削材：Ｓ４５Ｃ、
被削材形状：丸棒、
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ、
切り込み深さ：１．０ｍｍ、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ．、
クーラント：Ｗｅｔ、
インサート：ＴＮＭＧ１６０４０４、
評価項目：工具の刃先が欠損に至ったとき、又は工具の逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命までの加工時間を測定した。

なお、切削試験１の工具寿命までの衝撃回数について、２００００回以上をＡ、１５０００回以上２００００回未満をＢ、１５０００回未満をＣとして評価した。また、切削試験２の工具寿命までの加工時間について、３０分以上をＡ、２５分以上３０分未満をＢ、２５分未満をＣとして評価した。この評価では、（優）Ａ＞Ｂ＞Ｃ（劣）という順位になり、Ａを有するほど切削性能が優れる。

表５の結果より、発明品のサーメット焼結体はいずれも切削試験１及び２の両方でＢ以上の評価を有し、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性にも優れることがわかった。一方、比較品のサーメット焼結体は、切削試験１及び２の少なくとも一方がＣの評価を有し、耐欠損性、耐摩耗性及び耐塑性変形性の少なくとも一つの性能に劣ることがわかった。以上のことから、発明品のサーメット焼結体は、比較品のサーメット焼結体よりも切削性能に優れ、工具寿命が長いことがわかった。
なお、比較品１１のサーメット焼結体は、表面を多量に削り取ってしまったため、表面結合相割合が大きくなったと考えられる。そのため、比較品１１のサーメット焼結体は、切削試験２において、切削性能に劣り、工具寿命が短くなったと考えられる。
比較品１１よりも、表面結合相割合が小さくなるように第２昇温工程の温度、焼結工程の温度及び第１冷却工程の冷却速度の条件を調整すると、焼結体の変形が激しく、目的とする工具形状が得られないため、切削性能の評価ができなかった。

本発明のサーメット焼結体は、耐欠損性に優れると共に、耐摩耗性及び耐塑性変形性にも優れ、従来よりも工具寿命を延長できるので、産業上の利用可能性が高い。

１：第１硬質相、２：第２硬質相ａ、３：別の第２硬質相ｂ、４：さらに別の第２硬質相ｃ、５：結合相、６：第２硬質相

Claims

硬質相及び結合相からなるサーメット焼結体であって、
前記硬質相が、ＴｉＣＮ、ＷＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｍｏ ₂ Ｃ及びＣｒ ₃ Ｃ ₂からなる群より選択される少なくとも１種を含む相であり、
前記結合相が、Ｃｏ及びＮｉからなる相であり、
前記硬質相の含有割合が８２質量％以上９３質量％以下であり、
前記結合相の含有割合が７質量％以上１８質量％以下であり、
前記ＴｉＣＮの含有割合が４９．３質量％以上６０．０質量％以下であり、前記ＷＣの含有割合が２０．０質量％以上３０．０質量％以下であり、前記Ｃｏの含有割合が３．７質量％以上９．５質量％以下であり、前記Ｎｉの含有割合が３．３質量％以上８．５質量％以下であり、前記ＴａＣ、前記ＮｂＣ、前記ＺｒＣ、前記Ｍｏ ₂ Ｃ及び前記Ｃｒ ₃ Ｃ ₂ の合計含有割合が残部（ただし、ＴｉＣＮ、ＷＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、Ｍｏ ₂ Ｃ、Ｃｒ ₃ Ｃ ₂ 、Ｃｏ及びＮｉの合計含有割合を１００．０質量％とする。）であり、
前記硬質相は、
（ｉ）Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定において、１２３．５°以上１２５．０°以下の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第１硬質相と、
（ｉｉ）Ｘ線回折（ＸＲＤ）測定において、１２１．０°以上１２３．５°未満の位置に（４２２）面に由来する回折ピークを示す立方晶結晶構造を有する第２硬質相と、
を含み、
前記第２硬質相の残留応力が、－１０００ＭＰａ以上－６００ＭＰａ以下であり、
前記結合相の残留応力が、－６００ＭＰａ以上－２００ＭＰａ以下であり、
第１硬質相富化領域の厚みが、０μｍ以上１．０μｍ以下であり、
表面結合相割合が、０．８０以上０．９５以下である、サーメット焼結体。
表面窒素割合が、０．４２以上０．５０以下である、請求項１に記載のサーメット焼結体。