ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体工具
【課題】難削性遠心鋳造鋳鉄加工において、耐欠損性、及び耐摩耗性に優れるｃＢＮ焼結体を提供する。
【解決手段】本発明は、体積で５０％以上９０％以下又は４０％以上８５％以下のｃＢＮ成分からなるｃＢＮ焼結体であって、前記ｃＢＮ焼結体中に、アルミナ及びジルコニアが体積で、９％以上５０％以下を含有し、ジルコニア／アルミナの重量比が０．１以上４以下であることを特徴とするｃＢＮ焼結体である。本発明に係るｃＢＮ焼結体を切削に関与する部位に用いた工具は、ｃＢＮ焼結体の強度、硬度、靭性に優れるために、従来のｃＢＮ焼結体工具と比較し、難削性遠心鋳造鋳鉄加工において性能が向上する。
【解決手段】本発明は、体積で５０％以上９０％以下又は４０％以上８５％以下のｃＢＮ成分からなるｃＢＮ焼結体であって、前記ｃＢＮ焼結体中に、アルミナ及びジルコニアが体積で、９％以上５０％以下を含有し、ジルコニア／アルミナの重量比が０．１以上４以下であることを特徴とするｃＢＮ焼結体である。本発明に係るｃＢＮ焼結体を切削に関与する部位に用いた工具は、ｃＢＮ焼結体の強度、硬度、靭性に優れるために、従来のｃＢＮ焼結体工具と比較し、難削性遠心鋳造鋳鉄加工において性能が向上する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳鉄加工用ｃＢＮ焼結体に関し、特に難削性に優れた遠心鋳造鋳鉄加工用ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、立方晶窒化硼素は、ダイヤモンドに次ぐ高い硬度と優れた熱伝導性を持ち、ダイヤモンドに比べて鉄との親和性が低い。そのため、立方結晶窒化硼素を主に含有する工具材料が、焼入鋼や鋳鉄の仕上げ切削加工をするための工具として利用されている。
例えば、特許文献１には、立方晶窒化硼素が５０〜８０体積％と結合相が５０〜２０体積％から成り、この結合相がＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮからなる群から選択される少なくとも１種のチタン化合物とアルミニウムとから構成され、かつ該アルミニウムが結合相中に３０〜７０体積％含有されている焼結体が開示されている。この焼結体は鋳鉄の高速切削加工用として使用されている。
【０００３】
他にも、特許文献２では、立方晶窒化硼素を３０〜７０体積％、Ａｌ2Ｏ3を２０〜５０体積％、遷移金属系炭化物及び窒化物を１種以上、かつ１０〜３０体積％で形成される、Ａｌ2Ｏ3の耐酸化性、化学的安定性の特徴を利用した耐摩耗性対策の焼結体が開示されている。
また、ジルコニアを添加した焼結体としては特許文献３があり、ここで開示されている焼結体は、立方晶窒化硼素の粉粒４０〜７０体積％と、結合相の主成分となる窒化チタン１５〜４５体積％と、結合相の副成分となるＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＡｌＮ及びＳｉＣの針状結晶の混合粉粒１５〜３５体積％とからなる組成を有し、且つ上記結合相の副成分の組成がＡｌ2Ｏ3５０〜６５体積％、ＺｒＯ2１〜５体積％、ＡｌＮ２０〜４０体積％、及びＳｉＣの針状結晶５〜１５体積％の比率で形成される。この焼結体は焼入鋼や超硬合金等の高硬度材料或いは耐熱合金等の切削加工や塑性加工において、結合相の立方晶窒化硼素の粉粒の担持能力を向上させ、高温時での耐摩耗性を改善する焼結体である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０００−４４３４８号
【特許文献２】特開平７−１７２９２３号
【特許文献３】特許第２９７１２０３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特に自動車エンジンのシリンダーライナーの素材としては、機械的性質に優れ、かつ低コストであることを理由として、遠心鋳造鋳鉄の需要が伸びている。この遠心鋳造鋳鉄の組織は、砂型鋳造鋳鉄等と同様に、片状黒鉛パーライトではある。
しかし、そのパーライトが微細であることから難削な鋳鉄となっている。これは微細組織である為に、熱伝導率が低くなる傾向があると考えられる。そのため切削加工の際、刃先に熱が集中し、上記特許文献１に開示されている焼結体では、鋳鉄と刃先成分が高温によって反応するために摩耗が急速に進行する。
また、耐摩耗性対策で耐化学反応性に優れたＡｌ2Ｏ3を添加した上記特許文献２で開示されている焼結体では、難削な遠心鋳造鋳鉄加工においては、Ａｌ2Ｏ3の靭性が低く、熱伝導率が低い為、微細な組織による機械的及び熱的な刃先への衝撃で、刃先に欠けが発生しやすくなる。
【０００６】
上記特許文献３に開示されている焼結体では、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、及びＳｉＣ針状結晶を添加することで焼結性を向上させることで靭性の向上する焼結体が開示されているが、これは切削中に発生するクラックではなく、焼結体作製時に焼結体中に潜在的に存在するクラックの減少を図るものであり、遠心鋳造鋳鉄加工において十分に靭性を発揮するには至らない。
それゆえ、難削な遠心鋳造鋳鉄加工においては、従来の焼結体の耐摩耗性と耐欠損性の両方をさらに高めた材料が必要となっている。本発明は、遠心鋳造鋳鉄加工において、より長寿命のｃＢＮ複合焼結体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記目的を達成する為に、立方晶窒化硼素（ｃＢＮ成分）を５０〜９０体積％と、ＴｉＣを１〜２０体積％、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2を合わせて９〜５０体積％とから成る原料粉末、又は立方晶窒化硼素を４０〜８５体積％と、ＴｉＣＮを０．５〜１５体積％、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2を合わせて９〜５０体積％とから成る原料粉末を、圧力４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、温度１２００〜１９５０℃で焼結することにより得られる立方晶窒化硼素複合焼結体切削工具が、難削性遠心鋳造鋳鉄切削加工において良好な性能を示すことを見出した。
ここで、立方晶窒化硼素の焼結体原料中における含有量は５０〜９０体積％であり、好ましくは５５〜７０体積％である。ｃＢＮ成分が５０体積％未満では、難削な鋳鉄の切削加工において、強度が足りず、刃先に欠けが生じてしまう。また、９０体積％を超えると、立方晶窒化硼素と被削材の鉄との切削加工の際に生じる熱によって反応しやすくなり、摩耗が進行しやすくなる。
【０００８】
また結合材中にＴｉＣＮを含有する場合における立方晶窒化硼素の焼結体原料中における含有量は４０〜８５体積％である。ｃＢＮ成分を前記の範囲とすることにより難削な鋳鉄の切削加工において十分な強度が得られ、刃先の欠損を抑制することができる。また、熱的摩耗が小さくなる。
【０００９】
次に結合材について説明する。結合材中のＴｉＣの焼結体原料中における含有量は１〜２０体積％以下であり、好ましくは１〜１０体積％である。又、ＴｉＣＮは０．５〜１５体積％であり、好ましくは０．５〜８体積％である。ＴｉＣが１体積％未満若しくはＴｉＣＮが０．５体積％未満では、立方晶窒化硼素の鉄との反応を妨げる効果を持つＴｉＣ又はＴｉＣＮの特性が活かされず、工具刃先の摩耗が進行しやすくなると考えられる。
【００１０】
さらに、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2の焼結体原料中における含有量は９〜５０体積％以下であり、好ましくは１５〜３０体積％である。Ａｌ2Ｏ3等の含有量を前記範囲とした理由は以下のとおりである。
Ａｌ2Ｏ3の耐酸化性、化学的安定性の性質を利用して、鋳鉄と刃先成分の反応による摩耗の進行を防ぐことができる。しかし、Ａｌ2Ｏ3の硬度は高いが、靭性に欠ける為、Ａｌ2Ｏ3だけでは刃先にチッピングが発生しやすくなる。
この問題を解決する為、靭性を高める目的で、ＺｒＯ2を添加する。ＺｒＯ2単体は高温側から立方晶、正方晶、単斜晶と相転移する際に伴う体積変化が大きく、焼結時の高温から室温まで冷却する間に大きな体積変化が生じるので焼結体にクラックが入ってしまう。それゆえ単体で焼結原料に使用するには適さない。そこで一般に、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＲｅＯなどの安定化材を添加した、高温安定相の立方晶や中間相の正方晶の安定領域が低温側に広がり、室温でも安定した状態で立方晶や正方晶が存在するような部分安定化ジルコニアを使用する。
【００１１】
例えば、安定化材Ｙ2Ｏ3では、３ｍｏｌ％添加で部分安定化ジルコニアの曲げ強度が最大となる事や３ｍｏｌ％以上でＫIＣが減少するなど、前記安定化材の添加量にはそれぞれ固有の適量があることが分かっているが、本発明では部分安定化ジルコニアの最も性能を発揮する適量と異なる量の安定化材添加の原料粉を使用した場合であっても、ジルコニアが他の原料粉であるｃＢＮ、ＴｉＣ又はＴｉＣＮと超高圧で焼結することにより、従来のＹ2Ｏ3等の安定化材よりも、より十分に安定化され、立方晶と正方晶のどちらか一種か、もしくは混在の状態で存在させることができることが分かった。
ここで、部分安定化ジルコニアの主な性質を挙げると、室温における曲げ強さが７５０ＭＰａ〜１８００ＭＰａであり、１０００℃においては同３００ＭＰａ、破壊靭性ＫIＣは８〜１２ＭＰａ・ｍ-1／2である。
靭性を高めることのできるＺｒＯ2のメカニズムは、室温付近で立方晶や正方晶が混在する組織になっている部分安定化ジルコニアが大きな応力を受けると、正方晶粒子が体積膨張しながら単斜晶に相転移する。この体積膨張が大きな応力場で生じたクラックを押しつぶし、結果としてクラックの進展を防止する。よって、耐欠損性を高めることができる。
【００１２】
本発明による焼結体のＸ線回折測定を行うと、焼結体中のジルコニアの結晶構造は立方晶と正方晶だけでなく単斜晶も微小であるが存在することが分かる。これは、上記で説明したとおり、焼結後の冷却時に全てのジルコニア粒子が立方晶、正方晶混在の状態で十分に部分安定化されずに、一部の粒子で冷却により単斜晶に相転移した為と考える。
しかし、単斜晶に相転移する際には約４．６％の体積膨張を伴う為、単斜晶の存在する付近にマイクロクラックが発生している可能性が高い。
【００１３】
よって、切削工具として性能を維持する為には、単斜晶の存在量を限定する必要があり、Ｘ解回折測定の結果より、単斜晶のピークが存在しないか、もしくは存在してもピーク強度比
【数１】
が０．４以下の範囲であることが望ましいと考える。
【００１４】
すなわち、本発明に係るｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体工具は、以下の構成を採用する。
ｉ）少なくとも切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、前記原料中においてｃＢＮ成分が５０体積％以上９０体積％以下であり、前記結合材が前記原料中においてＴｉＣを１体積％以上２０体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を９体積％以上４９体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体である。
ii）少なくとも切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、前記原料中においてｃＢＮ成分が４０体積％以上８５体積％以下であり、前記結合材が前記原料中においてＴｉＣＮを０．５体積％以上１５体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を９体積％以上５０体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体である。
iii）前記結合材として含有されるＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2の平均粒径が５．０μｍ以下であり、ＺｒＯ2における結晶構造が少なくとも立方晶又は正方晶のどちらか１種か、もしくは両方混在した状態で形成されていることを特徴とする上記ｉ）又はii）に記載のｃＢＮ焼結体である。
iv）前記ｃＢＮ焼結体が、Ｘ線回折測定により単斜晶のピークが存在しないか、もしくは存在してもピーク強度比
【数２】
が０.４以下となる状態で単斜晶が存在することを特徴とする上記ｉ）〜iii）に記載されたｃＢＮ焼結体である。
【００１５】
ｖ）前記原料が、圧力４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、温度１２００℃以上１９５０℃以下で焼結されたことを特徴とする上記ｉ）〜iv）のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体である。
vi）前記結合材が残部として、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ属の遷移金属の炭化物又は窒化物から選ばれる１種又は２種以上を原料粉末として含有することを特徴とする上記ｉ）〜ｖ）のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体である。
vii）上記ｉ）〜vi）のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体が、支持体と一体焼結若しくはロー材を介して接合されており、前記支持体が超硬合金、サーメット、セラミックス、若しくは鉄系材料からなることを特徴とするｃＢＮ焼結体切削工具である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明に係るｃＢＮ焼結体は、耐酸化性、化学的安定性の性質を持つＡｌ2Ｏ3の添加により耐摩耗性に優れ、さらにＺｒＯ2を添加することにより、靭性が向上し、耐欠損性に優れた材質を得ることができる。特に難削な遠心鋳造鋳鉄加工において耐摩耗性、耐欠損性の両方を向上させた工具が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】Ｎo.２のＸ線回折測定結果のピークパターンを示す図である。
【図２】Ｎo.１７のＸ線回折測定結果のピークパターンを示す図である。
【図３】Ｎo.２１のＸ線回折測定結果のピークパターンを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、実施例に基いて本発明の実施の形態の一例を説明する。以下の実施例は例示であり、本発明を限定するものではない。
【００１９】
［実施例１］
表１に示す組成の原料を混合し、原料粉末を作製した。試料Ｎo.１〜２１（６、５、１３を除く。）において、ＣＢＮ、ＴｉＣ、ＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3以外にバインダー残部としてＴｉＮ、Ａｌ等を混合している。これを圧力５．５Ｇ、温度１３５０℃で焼結した。比較の為、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2を合わせて混合していない材質として、Ａｌ2Ｏ3のみを含むＮo.１５と、ＺｒＯ2のみを含むＮo.１８を作製した。
また、Ａｌ2Ｏ3の原料粉について、試料Ｎo.１９、２０以外の試料には平均粒径が０．５μｍのＡｌ2Ｏ3粉末を使用し、試料Ｎo.１９については平均粒径が５μｍのＡｌ2Ｏ3粉末を使用し、試料Ｎo.２０については平均粒径が６μｍのＡｌ2Ｏ3粉末を使用している。
【００２０】
表１に示す組成の焼結体をＩＳＯ規格ＳＮＧＮ０９０３１２の切削加工用チップに加工し、円筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの内径φ８５ｍｍ部分を使用し、内径連続切削試験を行った。
切削条件は、切削速度９００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．３ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖ、湿式切削［クーラント：エマルジョン(製造元:日本フルードシステム、商品名：システムカット９６）２０倍希釈］である。１０ｋｍと１２ｋｍ切削後、刃先観察を行った。１０ｋｍ切削後のチッピングの有無及び逃げ面摩耗量ＶBと、１２ｋｍ切削後の摩耗形態及び欠損状況を観察し、表１にその結果を合わせて示す。
【００２１】
表１に示す結果から、本発明による工具は、切れ刃の摩耗は正常に進行し、逃げ面摩耗量ＶBは２５０μｍ以下に抑えることができる。Ｎo.１５、１８共に、ＶBが２５０μｍを越えた後、欠損に至る。切削後、ＳＥＭにて刃先摩耗部分を観察すると、ＺｒＯ2を添加していないＮo.１５では擦過痕のような筋状の摩耗の集積による摩耗となっており、一方、Ｎo.１５以外のＺｒＯ2を添加した材質では、摩耗部分の擦過痕のような筋状の摩耗が小さくなり、平滑な摩耗(正常摩耗)となっていた。この筋状の摩耗はＺｒＯ2の添加量に依存しており、Ｎo.１５、１６、１７、１８の順に平滑になっており、Ｎo.１８が最も摩耗部分が平滑であった。
【００２２】
上記の試験結果より、遠心鋳造鋳鉄の切削では熱による摩耗と機械的衝撃による摩耗では機械的な摩耗が支配的となっており、機械的衝撃により、微小なチッピングが筋状の擦過痕として現れ、摩耗が進行すると考えられる。
よって、ＺｒＯ2を添加した材質では、機械的衝撃によりマイクロクラックが発生したとしても、そのマイクロクラックの広がろうとする応力により、立方晶と正方晶のＺｒＯ2が単斜晶へ体積膨張を伴いながら、マイクロクラックを押しつぶすように、相転移を起こすので、マイクロクラックの進展が抑制され、チッピングしなかったと推測する。
また、ＺｒＯ2のみを添加したＮo.１８では、擦過痕の摩耗は生じなかったが、熱的な摩耗が大きくＶBが２５０μｍ以上に進行した。これは、ＺｒＯ2は高温用炉材やるつぼなどの用途で断熱材セラミック材料として使用されるように、熱伝導率が低い材料であり、切削時に刃先に熱が集中し、その熱が発散されにくい為刃先温度が上昇、焼結体のｃＢＮ成分が被削材の鉄成分と反応する。その結果、ＺｒＯ2の添加の多いものでは熱的摩耗が大きくなると推測される。
【００２３】
Ｎo.１９、２０の結果より、原料粉に５μｍを超える粒径のＡｌ2Ｏ3を使用した場合は、組成がＮo.１と同一の為、摩耗量はほぼ同等であるが、チッピングが発生した。これは、切れ刃に存在する粗粒のＡｌ2Ｏ3が切削の際の負荷で脱落する事により起きたと推測する。
Ｎo.３、４、５、６の結果よりｃＢＮ含有率が５０体積％未満では強度が足りず、欠損が生じ（Ｎo.３）、また、９０体積％を越えると、切削熱によりｃＢＮと被削材との熱的反応が進み、摩耗が大きい為に切削抵抗が増加、欠損に至る（Ｎo.６）。
【００２４】
Ｎo.７、８、９、１０の結果より、ＴｉＣの含有量は１体積％未満では、ｃＢＮより鉄との親和性の低いＴｉＣの特性が活かされず、熱的摩耗が進行する為、２５０μｍ以上に摩耗が進行し、切削抵抗の増加により欠損に至った（Ｎo.７）。また、ＴｉＣの含有量が２０体積％超の焼結体では、ＴｉＣの脆さにより刃先にチッピングが発生する結果となった（Ｎo.１０）。
Ｎo.１１、１２、１３、１４の結果よりＡｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の含有率合計が９体積％未満では、ＺｒＯ2の添加量が減る為筋状の擦過痕状態の摩耗形態となり２５０μｍ以上の摩耗量に進展した（Ｎo.１１）。５０体積％を超えるとｃＢＮの含有量が減る為、強度不足になり欠損が生じる結果となった（Ｎo.１４)。
以上の試験結果より、本発明による焼結体の切削工具は、従来の材質であるＮo.1５と比較して耐欠損性の向上、Ｎo.1８と比較して耐摩耗性の向上が確認でき、難削な遠心鋳造鋳鉄加工における長寿命の工具となる。
【００２５】
表１に示す組成の焼結体をＸ線回折装置（Ｘ線管球にＣｕを使用）で測定したところ、Ｎo.１５以外の焼結体では共通して、ｃＢＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、α−Ａｌ2Ｏ3、ｃ−ＺｒＯ2（立方晶）、ｔ−ＺｒＯ2（正方晶）のピークが確認できた。Ｎo.２、Ｎo.１７とＮo.２１の組成である焼結体のＸ線回折測定結果のピークパターンをそれぞれ図１、図２及び図３に、焼結体Ｎo.２、Ｎo.１７とＮo.２１のＸ線回折測定結果として示す。
さらに単斜晶のピーク強度について調査すると、図１に示す如くＮo.２のＸ線回折ピークにはｍ−ＺｒＯ2（単斜晶）のピークが存在しない。Ｎo.１７ではピーク強度比
【数３】
となっている。Ｎo.２１の試料には表１に記載のように単斜晶のＺｒＯ2が５ｗｔ％混合しているＺｒＯ2粉末を原料粉に使用している為、図２に示す如くＮo.２１ではピーク強度比
【数４】
となっており、単斜晶のＺｒＯ2が焼結中に存在している事が分かる。また、Ｎo.２、Ｎo.１７とＮo.２１のそれぞれの焼結体を上記と同様にチップに加工し、円筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの内径連続切削試験を行った。
その結果、１０ｋｍ切削後の刃先損傷はＮo.２、Ｎo.１７の組成のものは表１に示すように、逃げ面摩耗量がそれぞれＶB＝１７５μｍ、１９８μｍで正常摩耗であったのに対し、Ｎo.２１の組成のものは１０ｋｍ切削時にＶB＝１８７μｍ、微小チッピングが発生した。
このことより、単斜晶であるＺｒＯ2の存在量が多くなると、応力変態による体積膨張が小さく、マイクロクラックの進展を抑制することができず、チッピングの発生に至ったと考えられる。
【００２６】
【表１】
【００２７】
［実施例２］
表２に示す組成の原料を混合し、原料粉末を作製した。試料Ｎo.１〜９において、ＣＢＮ、ＴｉＣ、ＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3以外にバインダー残部としてＴｉＮ、Ａｌ等を混合している。これをそれぞれ表２に示す焼結条件で焼結した。得られた焼結体をＩＳＯ規格ＳＮＧＮ０９０３１２の切削加工用チップに加工し、外径Φ９５ｍｍの円筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの黒皮厚さ約０．５ｍｍずつ削りだしたものを被削材とし、外径連続切削試験を行った。
切削条件は、切削速度９００ｍ／ｍｉｎ、切り込み１．０ｍｍ、送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ、湿式切削［クーラント：エマルジョン（製造元:日本フルードシステム、商品名:システムカット９６）２０倍希釈］である。１０ｋｍと１２ｋｍ切削後、刃先観察を行った。１０ｋｍ切削後のチッピングの有無と切削後の逃げ面摩耗量ＶBと、１２ｋｍ切削後の摩耗形態及び欠損状況を観察し、表２にその結果を合わせて示す。
【００２８】
表２に示した結果より、焼結圧力が４ＧＰａ未満の条件で作製したＮo.２では、焼結体の組織が十分に緻密化しなかったと考えられ、その為、焼結体の強度が低下し、１２ｋｍ切削後には欠損している状態になった。また、焼結圧力が７ＧＰａを超えた条件で作製したＮo.５では高圧力によりＺｒＯ2やＴｉＣが異常粒成長し、その為焼結体の強度が低下し欠損に至ったと考えられる。４〜７ＧＰａの焼結圧力条件で得られた焼結体では１２ｋｍ切削後の損傷形態も正常摩耗であった。
【００２９】
焼結温度が１２００℃未満、及び１９５０℃を超えた焼結条件で作製したＮo.６、９では、Ｎo.７、８と比較して逃げ面摩耗量が大きく、更に、チッピングが発生した。これは、焼結温度が１２００℃以下であるＮo.６では、焼結体の組織が緻密化せず、ｃＢＮ粒子間の強度が低くなり、機械的衝撃に弱くなる為と考える。
また、安定化されたジルコニアは１４００℃以上で粒成長、特に立方晶の粒成長が急速に進むことが分かっている。焼結条件１７００℃以上で粒径が約３０μｍまで粒成長する事が分かっており、その為、１９５０℃を超えるＮo.９では、ＺｒＯ2が巨大に粒成長した分、ｃＢＮ焼結体の強度が低下し欠損に至ったと推測できる。
以上のことより、本発明による焼結体の切削工具は、焼結圧力が４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、焼結温度１２００℃以上１９５０℃以下である焼結条件であれば、難削な遠心鋳造鋳鉄加工において、より長寿命の工具となる。
【００３０】
【表２】
【００３１】
［実施例３］
表３に示す組成の原料である、ｃＢＮ，Ａl2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＴｉＣＮ、Ａｌ及びＴｉ2ＡｌＮを混合し、５．５Ｇ、１３５０℃で焼結した。表１は配合組成ではなく焼結体分析により測定される各化合物の体積％を示す。
表３に示す組成の焼結体をＩＳＯ規格ＳＮＧＮ０９０３１２の切削加工用チップに加工し、筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの内径Φ８５ｍｍ部分を使用し、内径連続切削試験を行った。
切削条件は、切削速度９００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．３ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖ、湿式切削［クーラント：エマルジョン（製造元:日本フルードシステム、商品名:システムカット９６）２０倍希釈］である。１０ｋｍと１２ｋｍ切削後、刃先観察を行った。１０ｋｍ切削後のチッピングの有無と切削後の逃げ面摩耗量ＶBと、１２ｋｍ切削後の摩耗形態及び欠損状況を観察し、表３にその結果を合わせて示す。
【００３２】
表３に示した結果より、本発明に係るｃＢＮ焼結体工具は、切れ刃の摩耗が正常に進行し、逃げ面摩耗量ＶBを２５０μｍ以下に抑えることができた。Ｎo.２はＮo.１９に対して混合原料中のＴｉＣをＴｉＣＮに置換することにより強度が向上し、欠損が抑制され正常摩耗となっている。
【００３３】
Ｎo.１，２，３，４は、実施例１におけるＮo.３，４，５，６の結果と同様にｃＢＮの含有率が３０体積％未満では強度が足りず、欠損が生じ、また９０体積％を超えると切削熱によるｃＢＮとの熱的は反応により、摩耗が進行し切削抵抗が増加、欠損に至った。
Ｎo.５，６，７，８の結果より、ＴｉＣＮは１体積％未満では逃げ面摩耗の進行により欠損に至る。これは、ＴｉＣＮがｃＢＮとＡｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の反応を促進させるためと考えられる。一方、ＴｉＣＮの含有率が１５体積％以上の焼結体では、ＴｉＣＮの脆さにより欠損に至った。
Ｎo.９，１０，１１，１２は、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の含有率合計が９体積％未満では、ＺｒＯ2の添加が減るため、強度が低下、チッピングが発生した。Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の含有率合計が５０体積％以上では、ｃＢＮの含有率が減るため、強度不測となり欠損が生じるという実施例１におけるＮo.１１，１２，１３，１４と同様の結果が得られた。
【００３４】
表３に示す組成の焼結体をＸ線回折装置（Ｘ線管球にＣｕを使用）で測定したところ、Ｎo.１７以外の焼結体は共通して、ｃＢＮ、ＴｉＣＮ、α−Ａｌ2Ｏ3、ｃ−ＺｒＯ2（立方晶）、ｔ−ＺｒＯ2（正方晶）、ＴｉＢ2、ＡｌＢ2、ＡｌＮのピークが確認できた。
【表３】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳鉄加工用ｃＢＮ焼結体に関し、特に難削性に優れた遠心鋳造鋳鉄加工用ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、立方晶窒化硼素は、ダイヤモンドに次ぐ高い硬度と優れた熱伝導性を持ち、ダイヤモンドに比べて鉄との親和性が低い。そのため、立方結晶窒化硼素を主に含有する工具材料が、焼入鋼や鋳鉄の仕上げ切削加工をするための工具として利用されている。
例えば、特許文献１には、立方晶窒化硼素が５０〜８０体積％と結合相が５０〜２０体積％から成り、この結合相がＴｉＣ、ＴｉＮ及びＴｉＣＮからなる群から選択される少なくとも１種のチタン化合物とアルミニウムとから構成され、かつ該アルミニウムが結合相中に３０〜７０体積％含有されている焼結体が開示されている。この焼結体は鋳鉄の高速切削加工用として使用されている。
【０００３】
他にも、特許文献２では、立方晶窒化硼素を３０〜７０体積％、Ａｌ2Ｏ3を２０〜５０体積％、遷移金属系炭化物及び窒化物を１種以上、かつ１０〜３０体積％で形成される、Ａｌ2Ｏ3の耐酸化性、化学的安定性の特徴を利用した耐摩耗性対策の焼結体が開示されている。
また、ジルコニアを添加した焼結体としては特許文献３があり、ここで開示されている焼結体は、立方晶窒化硼素の粉粒４０〜７０体積％と、結合相の主成分となる窒化チタン１５〜４５体積％と、結合相の副成分となるＡｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＡｌＮ及びＳｉＣの針状結晶の混合粉粒１５〜３５体積％とからなる組成を有し、且つ上記結合相の副成分の組成がＡｌ2Ｏ3５０〜６５体積％、ＺｒＯ2１〜５体積％、ＡｌＮ２０〜４０体積％、及びＳｉＣの針状結晶５〜１５体積％の比率で形成される。この焼結体は焼入鋼や超硬合金等の高硬度材料或いは耐熱合金等の切削加工や塑性加工において、結合相の立方晶窒化硼素の粉粒の担持能力を向上させ、高温時での耐摩耗性を改善する焼結体である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０００−４４３４８号
【特許文献２】特開平７−１７２９２３号
【特許文献３】特許第２９７１２０３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特に自動車エンジンのシリンダーライナーの素材としては、機械的性質に優れ、かつ低コストであることを理由として、遠心鋳造鋳鉄の需要が伸びている。この遠心鋳造鋳鉄の組織は、砂型鋳造鋳鉄等と同様に、片状黒鉛パーライトではある。
しかし、そのパーライトが微細であることから難削な鋳鉄となっている。これは微細組織である為に、熱伝導率が低くなる傾向があると考えられる。そのため切削加工の際、刃先に熱が集中し、上記特許文献１に開示されている焼結体では、鋳鉄と刃先成分が高温によって反応するために摩耗が急速に進行する。
また、耐摩耗性対策で耐化学反応性に優れたＡｌ2Ｏ3を添加した上記特許文献２で開示されている焼結体では、難削な遠心鋳造鋳鉄加工においては、Ａｌ2Ｏ3の靭性が低く、熱伝導率が低い為、微細な組織による機械的及び熱的な刃先への衝撃で、刃先に欠けが発生しやすくなる。
【０００６】
上記特許文献３に開示されている焼結体では、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、及びＳｉＣ針状結晶を添加することで焼結性を向上させることで靭性の向上する焼結体が開示されているが、これは切削中に発生するクラックではなく、焼結体作製時に焼結体中に潜在的に存在するクラックの減少を図るものであり、遠心鋳造鋳鉄加工において十分に靭性を発揮するには至らない。
それゆえ、難削な遠心鋳造鋳鉄加工においては、従来の焼結体の耐摩耗性と耐欠損性の両方をさらに高めた材料が必要となっている。本発明は、遠心鋳造鋳鉄加工において、より長寿命のｃＢＮ複合焼結体を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記目的を達成する為に、立方晶窒化硼素（ｃＢＮ成分）を５０〜９０体積％と、ＴｉＣを１〜２０体積％、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2を合わせて９〜５０体積％とから成る原料粉末、又は立方晶窒化硼素を４０〜８５体積％と、ＴｉＣＮを０．５〜１５体積％、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2を合わせて９〜５０体積％とから成る原料粉末を、圧力４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、温度１２００〜１９５０℃で焼結することにより得られる立方晶窒化硼素複合焼結体切削工具が、難削性遠心鋳造鋳鉄切削加工において良好な性能を示すことを見出した。
ここで、立方晶窒化硼素の焼結体原料中における含有量は５０〜９０体積％であり、好ましくは５５〜７０体積％である。ｃＢＮ成分が５０体積％未満では、難削な鋳鉄の切削加工において、強度が足りず、刃先に欠けが生じてしまう。また、９０体積％を超えると、立方晶窒化硼素と被削材の鉄との切削加工の際に生じる熱によって反応しやすくなり、摩耗が進行しやすくなる。
【０００８】
また結合材中にＴｉＣＮを含有する場合における立方晶窒化硼素の焼結体原料中における含有量は４０〜８５体積％である。ｃＢＮ成分を前記の範囲とすることにより難削な鋳鉄の切削加工において十分な強度が得られ、刃先の欠損を抑制することができる。また、熱的摩耗が小さくなる。
【０００９】
次に結合材について説明する。結合材中のＴｉＣの焼結体原料中における含有量は１〜２０体積％以下であり、好ましくは１〜１０体積％である。又、ＴｉＣＮは０．５〜１５体積％であり、好ましくは０．５〜８体積％である。ＴｉＣが１体積％未満若しくはＴｉＣＮが０．５体積％未満では、立方晶窒化硼素の鉄との反応を妨げる効果を持つＴｉＣ又はＴｉＣＮの特性が活かされず、工具刃先の摩耗が進行しやすくなると考えられる。
【００１０】
さらに、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2の焼結体原料中における含有量は９〜５０体積％以下であり、好ましくは１５〜３０体積％である。Ａｌ2Ｏ3等の含有量を前記範囲とした理由は以下のとおりである。
Ａｌ2Ｏ3の耐酸化性、化学的安定性の性質を利用して、鋳鉄と刃先成分の反応による摩耗の進行を防ぐことができる。しかし、Ａｌ2Ｏ3の硬度は高いが、靭性に欠ける為、Ａｌ2Ｏ3だけでは刃先にチッピングが発生しやすくなる。
この問題を解決する為、靭性を高める目的で、ＺｒＯ2を添加する。ＺｒＯ2単体は高温側から立方晶、正方晶、単斜晶と相転移する際に伴う体積変化が大きく、焼結時の高温から室温まで冷却する間に大きな体積変化が生じるので焼結体にクラックが入ってしまう。それゆえ単体で焼結原料に使用するには適さない。そこで一般に、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＲｅＯなどの安定化材を添加した、高温安定相の立方晶や中間相の正方晶の安定領域が低温側に広がり、室温でも安定した状態で立方晶や正方晶が存在するような部分安定化ジルコニアを使用する。
【００１１】
例えば、安定化材Ｙ2Ｏ3では、３ｍｏｌ％添加で部分安定化ジルコニアの曲げ強度が最大となる事や３ｍｏｌ％以上でＫIＣが減少するなど、前記安定化材の添加量にはそれぞれ固有の適量があることが分かっているが、本発明では部分安定化ジルコニアの最も性能を発揮する適量と異なる量の安定化材添加の原料粉を使用した場合であっても、ジルコニアが他の原料粉であるｃＢＮ、ＴｉＣ又はＴｉＣＮと超高圧で焼結することにより、従来のＹ2Ｏ3等の安定化材よりも、より十分に安定化され、立方晶と正方晶のどちらか一種か、もしくは混在の状態で存在させることができることが分かった。
ここで、部分安定化ジルコニアの主な性質を挙げると、室温における曲げ強さが７５０ＭＰａ〜１８００ＭＰａであり、１０００℃においては同３００ＭＰａ、破壊靭性ＫIＣは８〜１２ＭＰａ・ｍ-1／2である。
靭性を高めることのできるＺｒＯ2のメカニズムは、室温付近で立方晶や正方晶が混在する組織になっている部分安定化ジルコニアが大きな応力を受けると、正方晶粒子が体積膨張しながら単斜晶に相転移する。この体積膨張が大きな応力場で生じたクラックを押しつぶし、結果としてクラックの進展を防止する。よって、耐欠損性を高めることができる。
【００１２】
本発明による焼結体のＸ線回折測定を行うと、焼結体中のジルコニアの結晶構造は立方晶と正方晶だけでなく単斜晶も微小であるが存在することが分かる。これは、上記で説明したとおり、焼結後の冷却時に全てのジルコニア粒子が立方晶、正方晶混在の状態で十分に部分安定化されずに、一部の粒子で冷却により単斜晶に相転移した為と考える。
しかし、単斜晶に相転移する際には約４．６％の体積膨張を伴う為、単斜晶の存在する付近にマイクロクラックが発生している可能性が高い。
【００１３】
よって、切削工具として性能を維持する為には、単斜晶の存在量を限定する必要があり、Ｘ解回折測定の結果より、単斜晶のピークが存在しないか、もしくは存在してもピーク強度比
【数１】
が０．４以下の範囲であることが望ましいと考える。
【００１４】
すなわち、本発明に係るｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体工具は、以下の構成を採用する。
ｉ）少なくとも切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、前記原料中においてｃＢＮ成分が５０体積％以上９０体積％以下であり、前記結合材が前記原料中においてＴｉＣを１体積％以上２０体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を９体積％以上４９体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体である。
ii）少なくとも切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、前記原料中においてｃＢＮ成分が４０体積％以上８５体積％以下であり、前記結合材が前記原料中においてＴｉＣＮを０．５体積％以上１５体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を９体積％以上５０体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体である。
iii）前記結合材として含有されるＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2の平均粒径が５．０μｍ以下であり、ＺｒＯ2における結晶構造が少なくとも立方晶又は正方晶のどちらか１種か、もしくは両方混在した状態で形成されていることを特徴とする上記ｉ）又はii）に記載のｃＢＮ焼結体である。
iv）前記ｃＢＮ焼結体が、Ｘ線回折測定により単斜晶のピークが存在しないか、もしくは存在してもピーク強度比
【数２】
が０.４以下となる状態で単斜晶が存在することを特徴とする上記ｉ）〜iii）に記載されたｃＢＮ焼結体である。
【００１５】
ｖ）前記原料が、圧力４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、温度１２００℃以上１９５０℃以下で焼結されたことを特徴とする上記ｉ）〜iv）のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体である。
vi）前記結合材が残部として、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ属の遷移金属の炭化物又は窒化物から選ばれる１種又は２種以上を原料粉末として含有することを特徴とする上記ｉ）〜ｖ）のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体である。
vii）上記ｉ）〜vi）のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体が、支持体と一体焼結若しくはロー材を介して接合されており、前記支持体が超硬合金、サーメット、セラミックス、若しくは鉄系材料からなることを特徴とするｃＢＮ焼結体切削工具である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明に係るｃＢＮ焼結体は、耐酸化性、化学的安定性の性質を持つＡｌ2Ｏ3の添加により耐摩耗性に優れ、さらにＺｒＯ2を添加することにより、靭性が向上し、耐欠損性に優れた材質を得ることができる。特に難削な遠心鋳造鋳鉄加工において耐摩耗性、耐欠損性の両方を向上させた工具が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】Ｎo.２のＸ線回折測定結果のピークパターンを示す図である。
【図２】Ｎo.１７のＸ線回折測定結果のピークパターンを示す図である。
【図３】Ｎo.２１のＸ線回折測定結果のピークパターンを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、実施例に基いて本発明の実施の形態の一例を説明する。以下の実施例は例示であり、本発明を限定するものではない。
【００１９】
［実施例１］
表１に示す組成の原料を混合し、原料粉末を作製した。試料Ｎo.１〜２１（６、５、１３を除く。）において、ＣＢＮ、ＴｉＣ、ＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3以外にバインダー残部としてＴｉＮ、Ａｌ等を混合している。これを圧力５．５Ｇ、温度１３５０℃で焼結した。比較の為、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2を合わせて混合していない材質として、Ａｌ2Ｏ3のみを含むＮo.１５と、ＺｒＯ2のみを含むＮo.１８を作製した。
また、Ａｌ2Ｏ3の原料粉について、試料Ｎo.１９、２０以外の試料には平均粒径が０．５μｍのＡｌ2Ｏ3粉末を使用し、試料Ｎo.１９については平均粒径が５μｍのＡｌ2Ｏ3粉末を使用し、試料Ｎo.２０については平均粒径が６μｍのＡｌ2Ｏ3粉末を使用している。
【００２０】
表１に示す組成の焼結体をＩＳＯ規格ＳＮＧＮ０９０３１２の切削加工用チップに加工し、円筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの内径φ８５ｍｍ部分を使用し、内径連続切削試験を行った。
切削条件は、切削速度９００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．３ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖ、湿式切削［クーラント：エマルジョン(製造元:日本フルードシステム、商品名：システムカット９６）２０倍希釈］である。１０ｋｍと１２ｋｍ切削後、刃先観察を行った。１０ｋｍ切削後のチッピングの有無及び逃げ面摩耗量ＶBと、１２ｋｍ切削後の摩耗形態及び欠損状況を観察し、表１にその結果を合わせて示す。
【００２１】
表１に示す結果から、本発明による工具は、切れ刃の摩耗は正常に進行し、逃げ面摩耗量ＶBは２５０μｍ以下に抑えることができる。Ｎo.１５、１８共に、ＶBが２５０μｍを越えた後、欠損に至る。切削後、ＳＥＭにて刃先摩耗部分を観察すると、ＺｒＯ2を添加していないＮo.１５では擦過痕のような筋状の摩耗の集積による摩耗となっており、一方、Ｎo.１５以外のＺｒＯ2を添加した材質では、摩耗部分の擦過痕のような筋状の摩耗が小さくなり、平滑な摩耗(正常摩耗)となっていた。この筋状の摩耗はＺｒＯ2の添加量に依存しており、Ｎo.１５、１６、１７、１８の順に平滑になっており、Ｎo.１８が最も摩耗部分が平滑であった。
【００２２】
上記の試験結果より、遠心鋳造鋳鉄の切削では熱による摩耗と機械的衝撃による摩耗では機械的な摩耗が支配的となっており、機械的衝撃により、微小なチッピングが筋状の擦過痕として現れ、摩耗が進行すると考えられる。
よって、ＺｒＯ2を添加した材質では、機械的衝撃によりマイクロクラックが発生したとしても、そのマイクロクラックの広がろうとする応力により、立方晶と正方晶のＺｒＯ2が単斜晶へ体積膨張を伴いながら、マイクロクラックを押しつぶすように、相転移を起こすので、マイクロクラックの進展が抑制され、チッピングしなかったと推測する。
また、ＺｒＯ2のみを添加したＮo.１８では、擦過痕の摩耗は生じなかったが、熱的な摩耗が大きくＶBが２５０μｍ以上に進行した。これは、ＺｒＯ2は高温用炉材やるつぼなどの用途で断熱材セラミック材料として使用されるように、熱伝導率が低い材料であり、切削時に刃先に熱が集中し、その熱が発散されにくい為刃先温度が上昇、焼結体のｃＢＮ成分が被削材の鉄成分と反応する。その結果、ＺｒＯ2の添加の多いものでは熱的摩耗が大きくなると推測される。
【００２３】
Ｎo.１９、２０の結果より、原料粉に５μｍを超える粒径のＡｌ2Ｏ3を使用した場合は、組成がＮo.１と同一の為、摩耗量はほぼ同等であるが、チッピングが発生した。これは、切れ刃に存在する粗粒のＡｌ2Ｏ3が切削の際の負荷で脱落する事により起きたと推測する。
Ｎo.３、４、５、６の結果よりｃＢＮ含有率が５０体積％未満では強度が足りず、欠損が生じ（Ｎo.３）、また、９０体積％を越えると、切削熱によりｃＢＮと被削材との熱的反応が進み、摩耗が大きい為に切削抵抗が増加、欠損に至る（Ｎo.６）。
【００２４】
Ｎo.７、８、９、１０の結果より、ＴｉＣの含有量は１体積％未満では、ｃＢＮより鉄との親和性の低いＴｉＣの特性が活かされず、熱的摩耗が進行する為、２５０μｍ以上に摩耗が進行し、切削抵抗の増加により欠損に至った（Ｎo.７）。また、ＴｉＣの含有量が２０体積％超の焼結体では、ＴｉＣの脆さにより刃先にチッピングが発生する結果となった（Ｎo.１０）。
Ｎo.１１、１２、１３、１４の結果よりＡｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の含有率合計が９体積％未満では、ＺｒＯ2の添加量が減る為筋状の擦過痕状態の摩耗形態となり２５０μｍ以上の摩耗量に進展した（Ｎo.１１）。５０体積％を超えるとｃＢＮの含有量が減る為、強度不足になり欠損が生じる結果となった（Ｎo.１４)。
以上の試験結果より、本発明による焼結体の切削工具は、従来の材質であるＮo.1５と比較して耐欠損性の向上、Ｎo.1８と比較して耐摩耗性の向上が確認でき、難削な遠心鋳造鋳鉄加工における長寿命の工具となる。
【００２５】
表１に示す組成の焼結体をＸ線回折装置（Ｘ線管球にＣｕを使用）で測定したところ、Ｎo.１５以外の焼結体では共通して、ｃＢＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、α−Ａｌ2Ｏ3、ｃ−ＺｒＯ2（立方晶）、ｔ−ＺｒＯ2（正方晶）のピークが確認できた。Ｎo.２、Ｎo.１７とＮo.２１の組成である焼結体のＸ線回折測定結果のピークパターンをそれぞれ図１、図２及び図３に、焼結体Ｎo.２、Ｎo.１７とＮo.２１のＸ線回折測定結果として示す。
さらに単斜晶のピーク強度について調査すると、図１に示す如くＮo.２のＸ線回折ピークにはｍ−ＺｒＯ2（単斜晶）のピークが存在しない。Ｎo.１７ではピーク強度比
【数３】
となっている。Ｎo.２１の試料には表１に記載のように単斜晶のＺｒＯ2が５ｗｔ％混合しているＺｒＯ2粉末を原料粉に使用している為、図２に示す如くＮo.２１ではピーク強度比
【数４】
となっており、単斜晶のＺｒＯ2が焼結中に存在している事が分かる。また、Ｎo.２、Ｎo.１７とＮo.２１のそれぞれの焼結体を上記と同様にチップに加工し、円筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの内径連続切削試験を行った。
その結果、１０ｋｍ切削後の刃先損傷はＮo.２、Ｎo.１７の組成のものは表１に示すように、逃げ面摩耗量がそれぞれＶB＝１７５μｍ、１９８μｍで正常摩耗であったのに対し、Ｎo.２１の組成のものは１０ｋｍ切削時にＶB＝１８７μｍ、微小チッピングが発生した。
このことより、単斜晶であるＺｒＯ2の存在量が多くなると、応力変態による体積膨張が小さく、マイクロクラックの進展を抑制することができず、チッピングの発生に至ったと考えられる。
【００２６】
【表１】
【００２７】
［実施例２］
表２に示す組成の原料を混合し、原料粉末を作製した。試料Ｎo.１〜９において、ＣＢＮ、ＴｉＣ、ＺｒＯ2及びＡｌ2Ｏ3以外にバインダー残部としてＴｉＮ、Ａｌ等を混合している。これをそれぞれ表２に示す焼結条件で焼結した。得られた焼結体をＩＳＯ規格ＳＮＧＮ０９０３１２の切削加工用チップに加工し、外径Φ９５ｍｍの円筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの黒皮厚さ約０．５ｍｍずつ削りだしたものを被削材とし、外径連続切削試験を行った。
切削条件は、切削速度９００ｍ／ｍｉｎ、切り込み１．０ｍｍ、送り量０．５ｍｍ／ｒｅｖ、湿式切削［クーラント：エマルジョン（製造元:日本フルードシステム、商品名:システムカット９６）２０倍希釈］である。１０ｋｍと１２ｋｍ切削後、刃先観察を行った。１０ｋｍ切削後のチッピングの有無と切削後の逃げ面摩耗量ＶBと、１２ｋｍ切削後の摩耗形態及び欠損状況を観察し、表２にその結果を合わせて示す。
【００２８】
表２に示した結果より、焼結圧力が４ＧＰａ未満の条件で作製したＮo.２では、焼結体の組織が十分に緻密化しなかったと考えられ、その為、焼結体の強度が低下し、１２ｋｍ切削後には欠損している状態になった。また、焼結圧力が７ＧＰａを超えた条件で作製したＮo.５では高圧力によりＺｒＯ2やＴｉＣが異常粒成長し、その為焼結体の強度が低下し欠損に至ったと考えられる。４〜７ＧＰａの焼結圧力条件で得られた焼結体では１２ｋｍ切削後の損傷形態も正常摩耗であった。
【００２９】
焼結温度が１２００℃未満、及び１９５０℃を超えた焼結条件で作製したＮo.６、９では、Ｎo.７、８と比較して逃げ面摩耗量が大きく、更に、チッピングが発生した。これは、焼結温度が１２００℃以下であるＮo.６では、焼結体の組織が緻密化せず、ｃＢＮ粒子間の強度が低くなり、機械的衝撃に弱くなる為と考える。
また、安定化されたジルコニアは１４００℃以上で粒成長、特に立方晶の粒成長が急速に進むことが分かっている。焼結条件１７００℃以上で粒径が約３０μｍまで粒成長する事が分かっており、その為、１９５０℃を超えるＮo.９では、ＺｒＯ2が巨大に粒成長した分、ｃＢＮ焼結体の強度が低下し欠損に至ったと推測できる。
以上のことより、本発明による焼結体の切削工具は、焼結圧力が４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、焼結温度１２００℃以上１９５０℃以下である焼結条件であれば、難削な遠心鋳造鋳鉄加工において、より長寿命の工具となる。
【００３０】
【表２】
【００３１】
［実施例３］
表３に示す組成の原料である、ｃＢＮ，Ａl2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＴｉＣＮ、Ａｌ及びＴｉ2ＡｌＮを混合し、５．５Ｇ、１３５０℃で焼結した。表１は配合組成ではなく焼結体分析により測定される各化合物の体積％を示す。
表３に示す組成の焼結体をＩＳＯ規格ＳＮＧＮ０９０３１２の切削加工用チップに加工し、筒型の遠心鋳造鋳鉄ライナーの内径Φ８５ｍｍ部分を使用し、内径連続切削試験を行った。
切削条件は、切削速度９００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．３ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖ、湿式切削［クーラント：エマルジョン（製造元:日本フルードシステム、商品名:システムカット９６）２０倍希釈］である。１０ｋｍと１２ｋｍ切削後、刃先観察を行った。１０ｋｍ切削後のチッピングの有無と切削後の逃げ面摩耗量ＶBと、１２ｋｍ切削後の摩耗形態及び欠損状況を観察し、表３にその結果を合わせて示す。
【００３２】
表３に示した結果より、本発明に係るｃＢＮ焼結体工具は、切れ刃の摩耗が正常に進行し、逃げ面摩耗量ＶBを２５０μｍ以下に抑えることができた。Ｎo.２はＮo.１９に対して混合原料中のＴｉＣをＴｉＣＮに置換することにより強度が向上し、欠損が抑制され正常摩耗となっている。
【００３３】
Ｎo.１，２，３，４は、実施例１におけるＮo.３，４，５，６の結果と同様にｃＢＮの含有率が３０体積％未満では強度が足りず、欠損が生じ、また９０体積％を超えると切削熱によるｃＢＮとの熱的は反応により、摩耗が進行し切削抵抗が増加、欠損に至った。
Ｎo.５，６，７，８の結果より、ＴｉＣＮは１体積％未満では逃げ面摩耗の進行により欠損に至る。これは、ＴｉＣＮがｃＢＮとＡｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の反応を促進させるためと考えられる。一方、ＴｉＣＮの含有率が１５体積％以上の焼結体では、ＴｉＣＮの脆さにより欠損に至った。
Ｎo.９，１０，１１，１２は、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の含有率合計が９体積％未満では、ＺｒＯ2の添加が減るため、強度が低下、チッピングが発生した。Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2の含有率合計が５０体積％以上では、ｃＢＮの含有率が減るため、強度不測となり欠損が生じるという実施例１におけるＮo.１１，１２，１３，１４と同様の結果が得られた。
【００３４】
表３に示す組成の焼結体をＸ線回折装置（Ｘ線管球にＣｕを使用）で測定したところ、Ｎo.１７以外の焼結体は共通して、ｃＢＮ、ＴｉＣＮ、α−Ａｌ2Ｏ3、ｃ−ＺｒＯ2（立方晶）、ｔ−ＺｒＯ2（正方晶）、ＴｉＢ2、ＡｌＢ2、ＡｌＮのピークが確認できた。
【表３】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、
前記原料中においてｃＢＮ成分が５０体積％以上９０体積％以下であり、
前記結合材が前記原料中においてＴｉＣを３体積％以上２０体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を１５体積％以上４９体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
【請求項２】
切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、
前記原料中においてｃＢＮ成分が４０体積％以上８５体積％以下であり、
前記結合材が前記原料中においてＴｉＣＮを３体積％以上１５体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を１５体積％以上５０体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
【請求項３】
前記結合材として含有されるＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2の平均粒径が５．０μｍ以下であり、ＺｒＯ2における結晶構造が少なくとも立方晶又は正方晶のどちらか１種か、もしくは両方混在した状態で形成されていることを特徴とする請求項１又は２に記載のｃＢＮ焼結体。
【請求項４】
前記ｃＢＮ焼結体が、Ｘ線回折測定により単斜晶のピークが存在しないか、もしくは存在してもピーク強度比
【数１】
が０.４以下となる状態で単斜晶が存在することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体。
【請求項５】
前記原料が、圧力４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、温度１２００℃以上１９５０℃以下で焼結されたことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のｃＢＮ焼結体。
【請求項６】
前記結合材が残部として、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ属の遷移金属の炭化物又は窒化物から選ばれる１種又は２種以上を原料粉末として含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のｃＢＮ焼結体。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体が、支持体と一体焼結若しくはロー材を介して接合されており、前記支持体が超硬合金、サーメット、セラミックス、若しくは鉄系材料からなることを特徴とするｃＢＮ焼結体切削工具。
【請求項１】
切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、
前記原料中においてｃＢＮ成分が５０体積％以上９０体積％以下であり、
前記結合材が前記原料中においてＴｉＣを３体積％以上２０体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を１５体積％以上４９体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
【請求項２】
切削箇所がｃＢＮ成分と結合材とを原料として形成されている切削工具用ｃＢＮ焼結体であって、
前記原料中においてｃＢＮ成分が４０体積％以上８５体積％以下であり、
前記結合材が前記原料中においてＴｉＣＮを３体積％以上１５体積％以下と、Ａｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2を１５体積％以上５０体積％以下含有しており、かつＺｒＯ2／Ａｌ2Ｏ3の重量比が０．１以上４以下となる組成であることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
【請求項３】
前記結合材として含有されるＡｌ2Ｏ3及びＺｒＯ2の平均粒径が５．０μｍ以下であり、ＺｒＯ2における結晶構造が少なくとも立方晶又は正方晶のどちらか１種か、もしくは両方混在した状態で形成されていることを特徴とする請求項１又は２に記載のｃＢＮ焼結体。
【請求項４】
前記ｃＢＮ焼結体が、Ｘ線回折測定により単斜晶のピークが存在しないか、もしくは存在してもピーク強度比
【数１】
が０.４以下となる状態で単斜晶が存在することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体。
【請求項５】
前記原料が、圧力４ＧＰａ以上７ＧＰａ以下、温度１２００℃以上１９５０℃以下で焼結されたことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のｃＢＮ焼結体。
【請求項６】
前記結合材が残部として、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ属の遷移金属の炭化物又は窒化物から選ばれる１種又は２種以上を原料粉末として含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のｃＢＮ焼結体。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載されたｃＢＮ焼結体が、支持体と一体焼結若しくはロー材を介して接合されており、前記支持体が超硬合金、サーメット、セラミックス、若しくは鉄系材料からなることを特徴とするｃＢＮ焼結体切削工具。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１３−３９６６８（Ｐ２０１３−３９６６８Ａ）
【公開日】平成２５年２月２８日（２０１３．２．２８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−２４８４５９（Ｐ２０１２−２４８４５９）
【出願日】平成２４年１１月１２日（２０１２．１１．１２）
【分割の表示】特願２００８−５５４０３６（Ｐ２００８−５５４０３６）の分割
【原出願日】平成２０年１月１５日（２００８．１．１５）
【出願人】（５０３２１２６５２）住友電工ハードメタル株式会社 (390)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年２月２８日（２０１３．２．２８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年１１月１２日（２０１２．１１．１２）
【分割の表示】特願２００８−５５４０３６（Ｐ２００８−５５４０３６）の分割
【原出願日】平成２０年１月１５日（２００８．１．１５）
【出願人】（５０３２１２６５２）住友電工ハードメタル株式会社 (390)
【Ｆターム（参考）】
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