本発明のサーメット(以下、単にサーメッ トと略す。)について、その任意箇所につい� �の透過型電子顕微鏡写真(TEM像)である図1(a)� �基に説明する。なお、図1(b)は従来のサーメ� ��トの一例についての透過型電子顕微鏡写真( TEM像)である。図2は図1(a)の要部拡大写真であ る。図3は、図2の点a、点b、点cについて、エ� ��ルギー分散型X線分析(EDS)による組成分析結� ��を示すチャートである。

 図1~3によれば、本発明のサーメット1は、 周期表第4、5および6族金属のうちの1種以上� �炭化物、窒化物および炭窒化物の1種以上の� ��質粒子2を、CoおよびNiの少なくとも1種の結� ��相3にて結合してなる。そして、0.1~3nm厚み� �結合相層5を介して硬質粒子2同士がネック部 4を形成して連結した箇所(以下、連結部6と称 す。)が存在している。

 これによって、硬質粒子2間が強固に連結 されるとともに、硬質粒子2間での衝撃吸収� �も高い。その結果、サーメット1の硬度およ� ��耐塑性変形性が高く、かつ耐欠損性を高め� ��ことができる。

 すなわち、硬質粒子2間の連結状態が悪く てネック部4を形成しない場合には、サーメ� �ト1の硬度および耐塑性変形性が低下する。� ��た、ネック部4に結合相層5が存在しないか� �存在しても結合相層5の厚みが0.1nmより薄い� �合には、ネック部4における衝撃吸収力が弱� ��。逆に、結合相層5の厚みが3nmより厚い場合 には、サーメット1の硬度が低下して耐摩耗� �が低下する。しかも、高温で力が加わると� �質粒子2間の連結状態にずれが生じてしまい� ��ーメット1の表面が塑性変形してしまうおそ れがある。

 なお、本発明におけるネック部4とは、隣接 する硬質粒子2(図1の2a、2b)のうちの小さいほ� ��の硬質粒子2(2a)において、硬質粒子2(2a)内に 引き得る最長の線分長さL _a (以後、長径と称す。L _a 、L _b はそれぞれ硬質粒子2a、2bの長径を示し、L _a ≦L _b である。)に対して、硬質粒子2同士(2a、2b)が� ��する長さL _c の比(L _c /L _a )が0.3以上である箇所を指す。また、ネック� �4に結合相層5が存在するか否かについては、 図2に示すようにネック部4の顕微鏡でネック� ��4を拡大して観察を行い、図3に示すように� �結合相層5の位置(点b)の組成を透過型電子顕� ��鏡(TEM)に付随のエネルギー分散型X線分析(EDS )にて測定する。この場合、硬質粒子2の位置( 点a、点c)の組成に比較してCoやNiの結合相の� �ーク強度が高くなるので、結合相層5が存在� ��るか否かを確認することができる。なお、� ��bでの組成分析においては、分析する領域が 狭いために結合相層5に隣接する硬質粒子2の� ��分も検出されている。

 また、図3から明らかなとおり、Ruは点a、 cの硬質粒子2よりも点bの結合相層5中に多く� �在していることがわかる。これによって、� �合相層5が強化されて高温になっても変形し� ��くく、サーメット1の耐塑性変形性に寄与し ている。

 ここで、断面組織の顕微鏡写真において観� ��される複数の硬質粒子2の外周総長さL _p に対して、ネック部4に介在している結合相� �の総長さL _ct の比(L _ct /L _p )が0.1(10%)以上、望ましくは0.3~0.5(30~50%)である ことによって、サーメット1の硬度と靭性を� �もに高く維持できる点で望ましい。なお、� �発明における測定に際しては顕微鏡写真中� �存在する任意10個の硬質粒子2について測定� �る。具体的には、硬質粒子2が10~15個ぐらい� �察される程度の倍率の顕微鏡写真を撮り、� �の顕微鏡写真中に存在する任意10個の硬質粒 子2について、10個の硬質粒子2の外周総長さL _p を算出するとともに、隣接する硬質粒子との 間でネック部4を形成している硬質粒子2につ� ��ては顕微鏡でネック部4を拡大して観察を行 い結合相層5が存在するか否かを確認する。

 また、硬質粒子2の平均粒径が0.1~0.9μmで� �ることが、サーメットの硬度を高める点で� �ましい。

 さらに、硬質粒子2の内部にTiN微粒子(図� �せず。)が存在していることによって、サー� ��ット1の靭性をさらに高めることができる。

 また、サーメット1中にはRuまたはReを0.1~5 質量%の割合で含有することで、結合相を強� �してクラックの進展を抑制できるとともに� �高温においても硬質粒子の連結状態に生じ� �ずれを小さくできる。これによって耐塑性� �形性および耐欠損性を高めることができる� �

 さらに、上記RuまたはReの一部または全部 をMnに代えて含有させても、サーメットの耐� ��性変形性および耐欠損性の向上を図ること� ��できる。このとき、Mnの含有量は、結合相� �に0.5~1質量%で、硬質相中に0.004~0.01質量%であ ることが望ましい。これによって、サーメッ トの焼結性が改善される。そして、靭性を維 持したまま硬度が向上する。その結果、例え ば切削工具として用いた場合には、切削工具 としての耐摩耗性が向上する。

 このとき、結合相3の含有量が5質量%以上� ��あると靱性がよくて耐欠損性が高い。また� ��結合相3の含有量が15質量%以下であるとサー メット1の耐摩耗性および耐塑性変形性が高� �。よって、結合相3の含有比率は5~15質量%で� �ることが望ましい。

 なお、顕微鏡にて断面組織観察した場合� ��硬質粒子2の少なくとも一部が芯部と周辺部 の有芯構造粒子になっていることが望ましい 。かかる有芯構造粒子をなす硬質粒子2は、� �成長制御効果を有し、サーメット1が微細で� ��一な組織となる。また、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� �与する。

 また、サーメット1中の炭素量は、硬度お よび耐熱衝撃性を高めるとともに、良好な表 面状態を達成する点で、6~9質量%、特に6.5~7.5� ��量%であることが望ましい。

 なお、本発明のサーメットによれば、切� ��工具、掘削工具、刃物等の工具等の各種用� ��へ応用可能である。とりわけ、すくい面と� ��げ面との交差稜線部に形成された切刃を被� ��削物に当てて切削加工する切削工具として� ��いた場合には上述した優れた効果を発揮す� ��ことができる。もちろん、他の用途に用い� ��場合であっても優れた機械的信頼性を有す� ��ものである。

 (製造方法)
 次に、本発明のサーメットの製造方法につ� ��て説明する。

  まず、原料粉末を調合し混合する。

  原料粉末として、TiCN粉末と、TiN粉末、W 、Mo、Ta、VおよびNbのうちの1種以上の金属元� ��を含有する炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒� ��物粉末の少なくとも1種の原料粉末と、Co粉� ��およびNi粉末の少なくとも一方とを混合し� �混合粉末を調整する。

 この時、各原料粉末のマイクロトラック� ��による平均粒径について、TiCN粉末が2μm以� �、特に0.05~1.5μmであり、Co粉末および/または Ni粉末の平均粒径は2μm以下、特に0.05~1.5μmで� ��ることが望ましい。これによって、サーメ� ��トの焼結性を高めることができる。さらに� ��、結合金属原料粉末として、CoおよびNiを所 定の比率で含有する固溶体粉末を用いること が、さらに焼結性を高める点で望ましい。な お、他の原料粉末の平均粒径は0.05~3μmである ことが望ましい。

 そして、この混合粉末にバインダーを添� ��して、プレス成形、押出成形、射出成形等� ��公知の成形方法によって所定形状に成形す� ��。

 次に、本発明によれば、下記の条件にて� ��成することにより、上述した所定の形状、� ��イズ、密度のTiN微粒子を硬質粒子中に析出� ��分散させることができる。

 焼成条件としては、Mnを添加しない場合� �は、(a)窒素分圧200~900kPaの雰囲気下にて、1100 ~1200℃の第1の焼成温度から1300℃~1400℃の第2� �焼成温度までを0.1℃/分~3℃/分昇温し、(b)次� ��で、前記第2の焼成温度に到達した時点で、 焼成炉内の雰囲気ガスを真空引きして真空雰 囲気を維持するか、または真空引きした後に 焼成炉へのガスの出入りを遮断した自生雰囲 気(窒素分圧2kPa以下とする。)とした中で、前 記第2の焼成温度から1450~1600℃の第3の焼成温� ��まで5℃/分~15℃/分で昇温して、(c)(b)の雰囲� ��を維持した状態で焼成温度にて1~2時間保持� ��、(d)窒素分圧0.01~100kPaの雰囲気下にて降温� �る、(a)~(d)の条件にて行うことが、上述した� ��造のサーメットを作製できる点で望ましい� ��

 一方、Mnを添加する場合の焼成条件は、(a’ )真空中にて室温から1200℃まで昇温する工程� ��(b’)真空中にて1200℃から1330~1380℃の焼成温 度(温度T ₁ と称す)まで0.1~2℃/分の昇温速度r ₁ で昇温する工程、(c’)温度T ₁ にて焼成炉内の雰囲気を30~2000Paの不活性ガス 雰囲気に切り替えて温度T ₁ から1450~1600℃の焼成温度(温度T ₂ と称す)まで4~15℃/分の昇温速度r ₂ で昇温する工程、(d’)30~2000Paの不活性ガス雰 囲気中のまま温度T ₂ にて0.5~2時間保持する工程、(e’)この焼成温� ��に保ったまま炉内の雰囲気を真空に変えて� ��らに30~60分間保持する工程、(f’)温度T ₂ から1100℃まで冷却速度5~15℃/分で真空冷却す る工程、(g’)1100℃に下がった時点で不活性� �スを0.1MPa~0.9MPaのガス圧で導入して急速冷却� ��る工程の(a’)~(g’)の工程を順に行う焼成パ ターンにて焼成する。