(57)【要約】  本発明は、優れた耐欠損性と耐摩耗性を兼ね備えた、立方晶窒化硼素の含有率が高い立方晶窒化硼素焼結体を得ることを目的とする。  本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、立方晶窒化硼素の含有率が８２体積％以上９８体積％以下の範囲にあり、かつ立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をＡ１、平行な辺長をＢ１とし、また先端から二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をＡ２、平行な辺長をＢ２とした場合、Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある結合相全体の２５％以上である立方晶窒化硼素焼結体である。
2012053507.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、
立方晶窒化硼素の含有率が８２体積％以上９８体積％以下の範囲にあり、
かつ当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、
かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をＡ１、平行な辺長をＢ１とし、また先端から二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をＡ２、平行な辺長をＢ２とした場合、Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相全体の２５％以上であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体。
【請求項２】
前記結合相がＷと、Ｃｏと、Ａlと、Ｚr、Ｎi、Ｃr、Ｍｏからなる群より少なくとも１つ選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上とを含むことを特徴とする請求項１に記載の立方晶窒化硼素焼結体。
【請求項３】
前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が１．５μｍ以上１０μｍ以下である粒子が、立方晶窒化硼素全体の５０体積％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の立方晶窒化硼素焼結体。
【請求項４】
前記Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある結合相全体の４０％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
【請求項５】
前記立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．５μｍ２を超える孤立した結合相の面積割合が、結合相全体の２０％以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
【請求項６】
前記立方晶窒化硼素の含有率が８６体積％以上９５体積％以下の範囲にあることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
【請求項７】
少なくとも刃先となる部分に請求項１〜６のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体を有することを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）を主成分とするｃＢＮ焼結体に関する。
【背景技術】
【０００２】
ｃＢＮはダイヤモンドに次ぐ高硬度物質であり、ｃＢＮ焼結体は種々の切削工具、耐摩耗部品、耐衝撃部品などに使用されている。特に鋳鉄・焼結合金の切削にはｃＢＮの含有率が高い焼結体を用いることが一般的で、加工条件によってｃＢＮ粒子の粒径、結合相の組成を最適化して用いられる。一般に含有率が一定の場合、焼結体に含まれるｃＢＮ粒子が粗粒になるほど靱性が向上する一方、結合相が厚くなることにより強度は低下する。結合相の厚みと強度の関係については特許文献１に示されている。また、ｃＢＮ粒子そのものの耐欠損性及び耐摩耗性を向上させるため、欠陥及び微視的亀裂を解消した例が特許文献２に示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００８−２０８０２７号公報
【特許文献２】特開２００８−０９４６７０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
粗加工条件では、工具に高負荷が継続的に加わるため、一定以上の靱性が必要とされるが、靱性を向上させるため粗粒のｃＢＮを使用すると耐欠損性が低下し、断続切削の際の衝撃に耐えられないという問題があった。【０００５】
本発明は、上記の問題点を解決するために従来とは発想を変え、粗粒のｃＢＮを用いた場合においても、靱性と強度を同時に高めることができ、優れた耐欠損性と耐摩耗性を兼ね備えた立方晶窒化硼素の含有率が高い立方晶窒化硼素焼結体を得ることを目的とする。更に、鋳鉄・焼結合金の粗加工条件での連続切削・断続切削に適した立方晶窒化硼素焼結体工具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】
【０００６】
本発明者らは上記課題を解決すべく、結合相の均一性向上と焼結条件を鋭意研究した結果、ｃＢＮ粒子と結合相の界面の形状を、脱落の抑制効果の高いくさび型である２段以上の凸部にすることができ、上記構造にすることで、粗粒のｃＢＮを用いても靱性と強度を同時に高めることができることを見出し、本発明に至った。すなわち、本発明は以下の構成からなる。【０００７】
（１）立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、
立方晶窒化硼素の含有率が８２体積％以上９８体積％以下の範囲にあり、
かつ当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、
かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をＡ１、平行な辺長をＢ１とし、また先端から二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をＡ２、平行な辺長をＢ２とした場合、Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相全体の２５％以上であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体。
（２）前記結合相がＷと、Ｃｏと、Ａlと、Ｚr、Ｎi、Ｃr、Ｍｏからなる群より少なくとも１つ選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上とを含むことを特徴とする前記（１）に記載の立方晶窒化硼素焼結体。
（３）前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が１．５μｍ以上１０μｍ以下である粒子が、立方晶窒化硼素全体の５０体積％以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の立方晶窒化硼素焼結体。
（４）前記Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある結合相全体の４０％以上であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
（５）前記立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．５μｍ２を超える孤立した結合相の面積割合が、結合相全体の２０％以下であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
（６）前記立方晶窒化硼素の含有率が８６体積％以上９５体積％以下の範囲にあることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
（７）少なくとも刃先となる部分に前記（１）〜（６）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体を有することを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体工具。
【発明の効果】
【０００８】
本発明により、上記の問題点が解決され、優れた耐欠損性と耐摩耗性を兼ね備えた立方晶窒化硼素の含有率が高い立方晶窒化硼素焼結体を得ることができる。また、本発明の立方晶窒化硼素焼結体を用いることにより、鋳鉄・焼結合金の粗加工条件での連続切削・断続切削に適した立方晶窒化硼素焼結体工具を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】図１（ａ）は本発明で着目した、結合相とｃＢＮ界面の形状の模式図である。図１（ｂ）は、本発明の範囲に含まれる焼結体組織の例であり、実施例における試料１の走査型電子顕微鏡による観察結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明は、立方晶窒化硼素及び結合相からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、立方晶窒化硼素の含有率が８２体積％以上９８体積％以下の範囲にあり、かつ当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をＡ１、平行な辺長をＢ１とし、また二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をＡ２、平行な辺長をＢ２とした場合、Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相全体の２５％以上であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体である。
【００１１】
上記のように、本発明の立方晶窒化硼素焼結体は、立方晶窒化硼素の含有率が８２体積％以上９８体積％以下であることを特徴とする。これはｃＢＮ含有率が高いほど孤立した結合相の面積の平均が小さくなり、脱落の起点となりにくい一方、ｃＢＮ含有率が高くなり過ぎると、焼結時に結合相の果たす触媒作用が不充分で、焼結できないことによる。このため、前記立方晶窒化硼素の含有率が８６体積％以上９５体積％以下の範囲にあると、より好ましい。
【００１２】
また、図１（ａ）に示すように、立方晶窒化硼素の断面において、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有することを特徴とする。これにより、立方晶窒化硼素と結合相の界面の形状がくさび型となり、立方晶窒化硼素の脱落抑制効果が発揮される。
【００１３】
更に、前記凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をＡ１、平行な辺長をＢ１とし、また二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をＡ２、平行な辺長をＢ２とした場合、Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積比率が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相全体の２５％以上であることを特徴とする。
これにより結合相のくさびによる立方晶窒化硼素粒子の脱落抑制効果がさらに強くなる。前記Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相の面積割合が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相全体の４０％以上であると、より好ましい。当該結合相の領域の面積割合が５０％以上であると更に好ましい。
【００１４】
ｃＢＮの結晶成長を補助する触媒作用を得るため、前記結合相はＷと、Ｃｏと、Ａlと、Ｚr、Ｎi、Ｃr、Ｍｏからなる群より少なくとも１つ選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上とを含むことが好ましい。
【００１５】
前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径は１．５μｍ以上１０μｍ以下である粒子が、立方晶窒化硼素全体の５０体積％以上であることが望ましい。これは粗加工条件の切削において、高い靱性を維持するためである。
【００１６】
前記立方晶窒化硼素焼結体の断面において、面積が０．５μｍ２を超える孤立した結合相の面積割合が、結合相全体の２０％以下であることが望ましい。これは脱落の起点となる面積の大きな結合相を減らすためである。
【００１７】
本発明では、結合相の均一性向上と焼結条件の鋭意研究により、結合相とｃＢＮの界面に、くさびの役割を果たす二段以上の凸部を形成することに成功した。
【００１８】
従来の製法では結合相を構成する原料粉末を一定の質量比で配合した後、熱処理を施してから超硬合金製ポット及びφ３．５ｍｍの超硬合金製ボールとからなるボールミルを用いて混合していたが、本発明では熱処理時の均一性を高めるため、熱処理前に上記ボールミルを用いた混合を行い、さらに熱処理後はジルコニア製ポット及びφ０．３ｍｍの窒化シリコン製ボールとからなる粉砕能力の高い装置を使用して粉砕・混合を行なった。
【００１９】
従来、焼結は結合相とｃＢＮを反応させるため、ｃＢＮが安定となる圧力−温度領域で行なわれていた。またｃＢＮ砥粒自体を結晶成長させる例が特許文献２で挙げられているが、本発明で挙げている「くさび」の役割を果たす二段以上の凸部を生成するようにｃＢＮ砥粒の微細な粒子の結晶成長を制御することは、特にｃＢＮ含有率が８２体積％以上の高含有率ｃＢＮ焼結体では難しかった。しかし、本発明者らの鋭意研究の結果、hＢＮが安定して出現する圧力−温度領域を通過させて、ｃＢＮを結晶成長させた後、ｃＢＮが安定となる圧力−温度領域に一度引き上げ、続けてｃＢＮが低速成長する領域で焼結することで「くさび」の役割を果たす二段以上の凸部を有するｃＢＮ焼結体を得ることが可能となった。
このとき焼結圧力範囲は６．５〜７．５ＧＰａ、焼結時の最高温度は１７００〜１９００℃とすることが好ましい。
【００２０】
本発明のｃＢＮ焼結体工具としては、超硬合金、サーメット等の基材の少なくとも刃先となる部分に本発明のｃＢＮ焼結体を有するｃＢＮ焼結体工具、又はｃＢＮ焼結体のみで構成されるｃＢＮ焼結体工具が挙げられる。これらは公知の方法に従って作製することができる。また、ｃＢＮ焼結体表面に硬質セラミックス被覆層を有していても構わない。
ｃＢＮ焼結体工具としては、具体的には切削工具等が挙げられる。
【実施例】
【００２１】
［実施例及び比較例］
≪焼結体の作製≫
（試料１〜４）
ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末及びＡl粉末と、表１に示す通りＺr、Ｎi、Ｃr、Ｍｏから１種類を選択し、６０：２５：１０：５の質量比で配合した後、超硬合金製ポット及びφ３．５ｍｍのボールとからなるボールミルを用いて混合した後、この混合粉末を真空中で１０００℃に３０分間保ち熱処理を施した。その後、ジルコニア製ポット及びφ０．３ｍｍの窒化シリコン製ボールとからなる粉砕能力の高い装置で、上記の熱処理済み混合粉末を粉砕して結合材粉末を得た。
次にこれら結合材粉末と粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の範囲にある立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が９０体積％となるような配合比で均一に混合した。その後、この混合粉末を真空炉にて１０００℃に２０分間保持し、脱ガスした。
さらに、この脱ガス済みの混合粉末をＭｏ製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて７．０ＧＰaまで加圧した後、１３００℃まで昇温してこの圧力温度条件に１０分間保持した。続いて同装置により圧力を保ったまま１８００℃まで昇温し、約５分間保持した後１５００℃で２０分間焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。【００２２】
（試料５〜９）
ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ａl粉末及びＺr粉末を６０：２５：１０：５の質量比で配合した後、試料１〜４と同様の方法で結合材粉末を製作した。
次にこれら結合材粉末と粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が表１に示す通り９８、９５、８５、８２、７８体積％となるような配合比で均一に混合し、試料１〜４と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。【００２３】
（試料１０）
ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末及びＡl粉末を６０：２５：１５の質量比で配合した後、試料１〜４と同様の方法で結合材粉末を製作した。
次にこれら結合材粉末と粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が９０体積％となるような配合比で均一に混合し、試料１〜４と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。【００２４】
（試料１１、１２）
表１に示す通りＴiＮ粉末またはＡｌ２Ｂ３粉末と粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が９０体積％となるような配合比で均一に混合し、試料１〜４と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。【００２５】
（試料１３）
ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ａl粉末及びＺr粉末を６０：２５：１０：５の質量比で配合した後、試料１〜４と同様の方法で結合材粉末を製作した。
次にこれら結合材粉末と、表１に示す通り粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が９０体積％となるような配合比で均一に混合し、焼結圧力、焼結温度を表１に示す通りにした以外は試料１〜４と同様の方法で立方晶窒化硼素焼結体を製造した。【００２６】
（試料１４）
ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ａl粉末及びＺr粉末を６０：２５：１０：５の質量比で配合した後、試料１〜４と同様の方法で結合材粉末を製作した。
次にこれら結合材粉末と粒径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下である立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素が９０体積％となるような配合比で均一に混合した。その後、この混合粉末を真空炉にて１０００℃に２０分間保持し、脱ガスした。
さらに、この脱ガス済みの混合粉末をＭｏ製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて７．０ＧＰaまで加圧した後、１３００℃まで昇温してこの圧力温度条件に１０分間保持した。続いて同装置により圧力を保ったまま１８００℃まで昇温し、約３０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。【００２７】
≪評価１≫
上記、製造方法により得られた１４種の焼結体に対して、面出し加工により平滑な観察面を作成して立方晶窒化硼素の組織を走査型電子顕微鏡（以下ＳＥＭと記す）により観察した。ＳＥＭによる組織観察は１０ｎｍの粒径が識別可能な１００００倍の視野で行った。図１（ｂ）に試料１の観察結果を示す。
得られたＳＥＭ画像から、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある孤立した結合相が、立方晶窒化硼素に対して二段以上の凸部を有し、かつ該凸部の先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長をＡ１、平行な辺長をＢ１とし、また二段目の凸部の先端方向に垂直な辺長をＡ２、平行な辺長をＢ２とした場合、Ａ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある結合相全体に占める面積割合を画像処理より求め、表１に示した。また焼結体断面において、面積が０．５μｍ２を超える孤立した結合相の結合相全体に占める面積の割合を求め、表１に示した。また、粒径が１．５μｍ以上１０μｍ以下であるｃＢＮ粒子のｃＢＮ全体に占める面積の割合を画像処理より求め、深さ方向にも同様の割合で分布していると見なし、体積％として表１に示した。
画像処理では色の濃さによる二値化を実施したが、予め元素分析により黒色がｃＢＮ、灰色がＡl及びＣｏの化合物、白色がＷの化合物であることを特定しており、これに基づいてｃＢＮ含有率、結合相の領域及び形状の判定を行なった。【００２８】
焼結体は組織にばらつきを有し、性能は平均的な組織の特徴により左右されるため、上記のような画像処理は視野数を増やし、漸近した値で議論すべきである。今回は任意の縦９μｍ横１２μｍの範囲を撮影した１００００倍のＳＥＭ画像５枚を測定し、測定値の平均を求めた。
また凸部が長方形の組み合わせでない場合、それぞれの２辺の平均値から算出を行った。例えば先端から一段目の凸部の、先端方向に垂直な辺長の一方をＡ１a、他方をＡ１ｂとしてそれらの平均値（Ａ１ａ＋Ａ１ｂ）／２をＡ１とし、同じく先端方向に平行な辺長の一方をＢ１ａ、他方をＢ１ｂとしてそれらの平均値（Ｂ１ａ＋Ｂ１ｂ）／２をＢ１としとした。【００２９】
続いて、上記焼結体を用いて切削工具を作成した。具体的には、上記の製法で製造された焼結体を超硬合金製の基材にロウ付けして所定の形状（ＩＳＯ型番：ＣＮＧＡ１２０４０８）に成型することにより切削工具を作成した。この切削工具を用いて下記条件で焼結合金の連続切削より、耐摩耗性評価を行なった。【００３０】
＜切削試験条件＞
被削材  ：０．８Ｃ−２．０Ｃu−残Ｆe
（ＪＰＭＡ記号：ＳＭＦ４０４０）
硬度ＨＲＢ７８  φ１００丸棒
切削条件：切削速度Ｖc＝２００ｍ／min.、
送り量ｆ＝０．２ｍｍ／rev.、
切り込み量ａｐ＝０．３ｍｍ、
湿式切削
寿命判定：逃げ面からの観察で刃先の稜線が、切削前の刃先稜線より２００μｍ以上摩耗した状態を寿命と定め、寿命に到達するまでの時間を計測し、表１に示した。【００３１】
【表１】
2012053507.tif 000003
【００３２】
上記の面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にありＡ１／Ｂ１がＡ２／Ｂ２の１倍以上１０倍以下である凸部を有する孤立した結合相が、面積が０．０５μｍ２以上０．５μｍ２以下の範囲にある結合相全体に占める面積割合が２５％以上の試料１〜８では耐摩耗性が高く、長寿命を達成した。
試料９は、上記結合相の領域の占める面積割合は高いが、ｃＢＮ含有率が低く、耐摩耗性が低下したため短寿命となったと考えられる。試料１０は上記結合相の領域の占める面積割合が２５％より小さく、結合相の脱落のため短寿命となったと考えられる。試料１１、１２、１３は上記結合相の領域が存在せず、特に短寿命となった。試料１４は上記結合相の領域の占める面積割合が４０％と大きいものの、ｃＢＮが微粒のため、靱性が不足して短寿命となったと考えられる。【００３３】
≪評価２≫
続いて、評価１と同様の切削工具を用いて下記条件で焼結合金の断続切削より、耐欠損性評価を行なった。
＜切削試験条件＞
被削材  ：０．８Ｃ−２．０Ｃu−残Ｆe
（ＪＰＭＡ記号：ＳＭＦ４０４０）
焼入硬度ＨＲＡ６９  φ１００焼入ギア
切削条件：切削速度Ｖc＝１２０ｍ／min.、
送り量ｆ＝０．１ｍｍ／rev.、
切り込み量ａｐ＝０．２５ｍｍ、
乾式切削
寿命判定：逃げ面からの観察で刃先の稜線が、切削前の刃先稜線より２００μｍ以上摩耗するか若しくは、刃先の急激な欠損により切削を継続できなくなった状態を寿命と定め、寿命に到達するまでの時間を計測し、表１に示した。【００３４】
断続切削では上記結合相の領域の占める割合と共に、脱落の起点となる面積の大きな結合相の占める割合が寿命に影響していると推定される。
同じｃＢＮ含有率の試料１〜４で比較した場合には、上記結合相の領域の占める面積割合の高い順に長寿命となった。ｃＢＮ含有率が異なる試料１、５〜９で比較した場合、ｃＢＮ含有率が９０体積％以上の試料１、５、６では長寿命を達成したが、含有率が８５体積％以下では欠損が発生し、寿命が低下した。
試料１０はｃＢＮ含有率が９０体積％と高いものの、上記結合相の領域の占める面積割合が２５％より小さく、結合相の脱落のため短寿命となったと考えられる。試料１１、１２、１３もｃＢＮ含有率は９０体積％と高いが、上記結合相の領域が存在せず、特に短寿命となった。試料１４は上記結合相の領域が占める面積割合が４０％と大きく、ｃＢＮが微粒のため、強度が高く、長寿命となったと考えられる。【００３５】
≪評価３≫
続いて、評価１、２と同様の切削工具を用いて下記条件で鋳鉄のフライス加工より、耐摩耗性評価を行なった。
＜切削試験条件＞
被削材  ：ＦＣ２５０
切削条件：切削速度Ｖｃ＝１７００ｍ／min.、
送り量ｆ＝０．１５ｍｍ／rev.、
切り込み量ａｐ＝０．５ｍｍ、
乾式切削
寿命判定：逃げ面からの観察で刃先の稜線が、切削前の刃先稜線より２００μｍ以上摩耗した状態を寿命と定め、寿命に到達するまでの時間を計測し、表１に示した。【００３６】
鋳鉄のフライス加工では上記結合相の領域の占める割合と共に、熱的摩耗が支配的になるため熱伝導率の高いｃＢＮを多く含む試料で長寿命となる傾向がある。
同じｃＢＮ含有率の試料１〜４で比較した場合には、上記結合相の領域の占める割合の高い順に長寿命となった。ｃＢＮ含有率が異なる試料１、５〜９で比較した場合、含有率９０体積％以上の試料１、５、６では長寿命を達成したが、含有率が８５体積％以下では熱亀裂を起点に欠損が発生し、寿命が低下した。試料１０はｃＢＮ含有率が９０体積％と高いため、長寿命を達成した。
試料１１、１２はｃＢＮ含有率が９０体積％と高いものの、結合相に熱伝導率の低いセラミックスを使用しているため、短寿命となった。試料１３はｃＢＮ含有率が９０体積％と高く、結合相に熱伝導率の高い超硬合金を使用しているため、比較的長寿命となっている。試料１４はｃＢＮが微粒のため靱性が低く、熱亀裂が進展し、欠損による短寿命となったと考えられる。【００３７】
以上のように本発明の実施の形態及び実施例について説明を行なったが、今回開示された実施の形態及び実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明だけではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味及び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【図１】
2012053507.tif 000004
【国際調査報告】
2012053507.tif 000005
2012053507.tif 000006