(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
すくい面（作用面）及び逃げ面を有する、多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層であって、立方晶窒化ホウ素を７０体積％未満含有する前記第１の層と、前記すくい面の全体に渡って存在するか、又は前記すくい面の少なくとも部分的に存在している第２の層と、耐熱材料を含有している、工具部品であって、
前記第２の層は、前記多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層の耐クレータ形成性よりも大きい耐クレータ形成性を有していて、立方晶窒化ホウ素を、前記第１の層の中の立方晶窒化ホウ素より少ない、少なくとも１０体積％の量で含有し、
前記工具部品の主要な切削端は、前記多結晶質立方晶窒化ホウ素材料の第１の層によって提供されていて、前記すくい面と前記逃げ面との間に画定されている、
前記工具部品。
【請求項２】
前記第２の層は、鉄に対する親和力が立方晶窒化ホウ素に対する親和力よりも小さい、請求項１に記載の工具部品。
【請求項３】
前記第２の層は、４族、５族若しくは６族から選ばれた金属、アルミニウム若しくはケイ素の炭化物、ホウ化物、窒化物、炭窒化物、酸化物又はケイ化物、及び／又は、それらの混合物若しくは固溶体から選ばれた耐熱材料を含有している、請求項１に記載の工具部品。
【請求項４】
前記第２の層は、結合相を更に含有している、請求項１に記載の工具部品。
【請求項５】
前記結合相は、ケイ素、ニッケル、アルミニウム、コバルト、チタン、イットリウム及び鉄の単体、又は、ケイ素、ニッケル、アルミニウム、コバルト、チタン、イットリウム及び鉄を含有する化合物から選ばれている、請求項４に記載の工具部品。
【請求項６】
前記結合相は、前記第２の層の２０体積％未満の量で存在している、請求項４又は５に記載の工具部品。
【請求項７】
前記第２の層は、前記すくい面の全体に渡って該すくい面上の切削端まで、又は該切削端の近辺まで延びている、請求項１〜６のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項８】
前記第２の層の厚さは、３０μｍ〜３００μｍの範囲にある、請求項１〜７のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項９】
前記第２の層は、異なる組成を有する少なくとも２種類の異なる層で形成されている、請求項１〜８のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項１０】
前記第２の層の各々の層の厚さは、３０μｍ〜３００μｍの範囲にある、請求項９に記載の工具部品。
【請求項１１】
前記第１の層は、基体材料に結合されている、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項１２】
前記基体は、超硬合金、又はサーメット類材料で作製されている、請求項１１に記載の工具部品。
【請求項１３】
前記の多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層は、立方晶窒化ホウ素を３５〜６５体積％含有している、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項１４】
前記の多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層は、立方晶窒化ホウ素を４０〜６０体積％含有している、請求項１３に記載の工具部品。
【請求項１５】
前記の多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層は、もう１種類の硬質相を含有している、請求項１〜１４のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項１６】
前記の多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層は、約３００μｍ〜２０００μｍの範囲の厚さを有している、請求項１〜１５のいずれか１項に記載の工具部品。
【請求項１７】
前記の多結晶質立方晶窒化ホウ素材料で作られた第１の層は、約５００μｍ〜１０００μｍの範囲の厚さを有している、請求項１６に記載の工具部品。
【請求項１８】
請求項１〜１７のいずれか１項に記載の少なくとも１種類の工具部品を備えている切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
〔発明の背景〕
本発明は、工具部品及びそれの使用方法に関し、具体的には、耐摩耗性が改善された工具部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
窒化ホウ素は典型的には、３種類の結晶形態、即ち、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）、ｈＢＮ（六方晶窒化ホウ素）及びｗＢＮ（ウルツ鉱型窒化ホウ素）、で存在する。立方晶窒化ホウ素は、窒化ホウ素の硬質亜鉛混合物形態であって、ダイヤモンドの構造に類似する構造を有する形態である。ｃＢＮ構造体において、原子間を形成する結合は、強力な、主として共有結合の四面体結合である。ｃＢＮを調製する方法は、当該技術分野では周知である。そのような方法の１つは、特定の触媒添加材料の存在下、ｈＢＮを非常に高い圧力及び温度にさらすことである。該触媒添加材料には、アルカリ金属、アルカリ土塁金属、鉛、スズ、及び、これらの金属の窒化物が包含されることがある。温度及び圧力が減少した時、ｃＢＮを回収することができる。
ｃＢＮは、工作機械等において、広い商業用途を有する。ｃＢＮは、砥石車、切削工具、等における研磨粒子として使用されるか、又は、従来の電気めっき法を使用して工具インサート（tool insert）を形成するために工具本体に結合されることがある。
【０００３】
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）は、ｃＢＮ成形体としての結合された形態で使用されることもある。ｃＢＮ成形体は、ＰＣＢＮ（多結晶質立方晶窒化ホウ素）としても知られている。ｃＢＮ成形体は、優れた耐摩損性を有する傾向があり、熱的に安定であり、高い熱伝導率と優れた耐衝撃性とを有し、且つ、鉄の被加工部材と接触するとき、低摩擦係数を有する。
ダイヤモンドは、ｃＢＮよりも硬質である唯一の既知材料である。しかし、ダイヤモンドは鉄等の幾種類かの材料と反応する傾向があるので、ダイヤモンドは、鉄含有金属と一緒に機能する場合、使用することができない。したがって、これらの場合は、ｃＢＮを使用することが好ましい。
【０００４】
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）成形体は、ｃＢＮ粒子の多結晶質焼結塊（sintered polycrystalline masses）を含有する。ｃＢＮ含有率がｃＢＮ成形体の８０体積％を超える場合、かなりの量の、ｃＢＮ−ｃＢＮの直接的な接触と結合とが存在する。ｃＢＮ含有量が、より低い場合、例えば、ｃＢＮ成形体の４０〜６０体積％の範囲である場合、ｃＢＮ−ｃＢＮの直接的な接触と結合との量はより少ない。
ｃＢＮ成形体は一般に、結合相をも含有する。該結合相は、ｃＢＮ合成用触媒と成る場合があるか、又はｃＢＮ合成用触媒を含有することがある。適切な結合相の例は、アルミニウム、アルカリ金属、コバルト、ニッケル及びタングステンである。
【０００５】
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）成形体のｃＢＮ含有率が７５体積％未満である場合、一般に、もう１つの硬質相である第３の相が存在する。この相は、本質的にセラミックであることがある。適切なセラミック硬質相の諸例は、IVＡ族又はＶＢ族遷移金属の炭窒化物、窒化物及びホウ化物、並びに、酸化アルミニウム、並びに、炭化タングステン等の炭化物、並びに、それらの混合物である。
ｃＢＮ成形体は、工具インサート又は工具を形成する場合、工具本体に直接結合させることができる。しかし、多くの用途のために、ｃＢＮ成形体は、基体（substrate）材料／支持材料に結合させて、支持された成形体構造体（supported compact structure）を形成し、次いで、その支持された成形体構造体を工具本体に結合させることが好ましい。基体材料／支持材料は典型的には、コバルト、ニッケル、鉄、又は、それらの混合物若しくは合金のような結合材と一緒に結合される超硬合金（cemented metal carbide：浸炭された金属炭化物）である。超硬合金の粒子は、タングステン炭化物、チタン炭化物若しくはタンタル炭化物の粒子、又はそれらの混合物を含有することがある。
【０００６】
多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）成形体と、支持された成形体構造体とを製造する既知の方法は、ｃＢＮ粒子の未焼結塊を高温高圧条件（即ち、ｃＢＮが結晶学的に安定である条件）に適切な時間の間さらす工程を含む。結合相を使用して、それら粒子の結合形成を促進させることができる。使用される高圧高温（ＨＰＨＴ）の典型的な条件は、２ＧＰａ以上のオーダーの圧力、及び、約１１００℃以上の温度である。これらの条件を維持するための時間は典型的には、約３〜１２０分である。
基体を備えた、又は備えていないｃＢＮ焼結体はしばしば、使用される特定の切削工具又は穿孔工具の所望の寸法及び／又は形状に切断され、次いで、ろう付け技術を用いて工具本体に取り付けられる。
【０００７】
研磨用ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）成形体は、容認し得る状態で作動するものの、より優れた工具寿命及びより低い価格に対する必要性を満たすためには、それら成形体の特性を改善し続ける必要があり、また、商業界では、そのような改善を提供するための研究開発が継続している。
研磨用ｃＢＮ成形体は、ダイス鋼、合金鋼及び表面硬化材料のような硬質鉄材料を高速機械加工するのに使用される。高速度ハードターニング（high-speed hard turning）の主な利点は、費用がかかり且つ多大な時間を必要とする、部品を仕上げるための研磨操作が排除されることである。研磨用ｃＢＮ成形体は、高速度ハードターニング操作を行うのに最も適した切削工具である。
【０００８】
硬化鋼を高速度で機械加工する場合、被加工部材の硬度が増大すれば、結果的に、切削領域における切削抵抗、切削応力及び切削温度は、通常の場合に比べて高くなる。とりわけ、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）製切削工具の摩耗挙動は、切削屑−工具の界面、及び、被加工部材−工具の界面で上昇した温度に対して非常に敏感である。切削屑−工具の界面で上昇した温度は、主として化学的摩耗によって摩耗を促進させ、該工具のすくい面（rake face）に深いクレータ（crater）が形成する原因となる。このことによって、結果的に、欠けるか又は破砕する傾向のある、鋭利化した切削端が形成される。深いクレータは、大抵の場合、切削端を連続的な摩耗によって破壊し、端（edge：刃）が欠けることによる切削工具の突発故障を引き起こす。
【０００９】
このことは、図１によって例示される。図１に関し、工具部品（tool component：工具の構成部品）は、すくい面（作用面）１２と逃げ面（flank face）１４とを有する、多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた層１０を備えている。該工具部品の切削端は、使用前は、端１６である。使用中、深いクレータ１８が形成され、逃げ面１４が摩滅して、表面２０が形成される。結果的に、鋭利化した切削端２２が生じる。
産業界では、切削速度を絶えず増大させて処理能力と生産性とを改善する動きが存在する。それ故に、深刻なクレータ摩耗が生じることは、研磨用ｃＢＮ成形体を用いた切削工具と機械加工の経済性との総合的性能に悪影響を及ぼす最大要因の１つである。従って、クレータ摩耗が少しでも減少すれば、結果的に、工具寿命がより長くなるだけでなく、工具がより大きい切削速度で使用される機会が提供されるものと期待される。
【００１０】
欧州特許第１０２８４３号明細書には、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）含有率が７０体積％を超えるＰＣＢＮ（多結晶質立方晶窒化ホウ素）製工具インサートに結合された薄い耐摩耗性耐熱層を使用することが記述されている。該耐熱層は好ましくは、窒化チタン、炭化チタン、又はそれらの混合物であり、典型的には、厚さが２０μｍ未満である。該耐熱層は、ＰＣＢＮ製工具が焼結され、次いで、ＣＶＤ（化学蒸着）のような方法を用いて加工処理された後、施用される。高含量ｃＢＮのＰＣＢＮは、高度の耐摩耗性を必要とする用途（例えば、旋削又はフライス削り）に使用される。これらの用途はより低い速度で実施され（即ち、ＰＣＢＮ製工具はあまり熱くならず）、且つ、ｃＢＮは、高温で化学的に攻撃的な系にさらされることによっては弱体化しない。それに対して、低含量ｃＢＮの工具は、クレータ摩耗に起因する破損が主な課題である、大きい工具速度の用途で使用される。高含量ｃＢＮのＰＣＢＮは、耐化学性に欠けるため、これらの、化学的に厳しい高速度の用途では、あまり良好には機能しない。高含量ｃＢＮのＰＣＢＮは、それらの標準的用途では、ある程度のクレータ摩耗を受けることがあるが、それは決して、低含量ｃＢＮ材料に関する場合のように、主な故障モード（failure mode）ではない。
【発明の開示】
【課題を解決するための手段】
【００１１】
〔発明の概要〕
本発明によると、
すくい面（作用面）及び逃げ面を有する、多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた第１の層と、
該すくい面の全体に渡って存在するか、又は該すくい面の少なくとも部分的に存在する第２の層であって、耐熱材料と任意的に結合相と任意的にｃＢＮとを含有し、しかも、該多結晶質ｃＢＮ材料で作られた該第１の層の耐クレータ形成性（resistance to crater formation）よりも大きい耐クレータ形成性を有している前記第２の層と、
を有している、工具部品が提供される。
第２の層は、すくい面の全体に渡って該すくい面上の切削端まで、又は該切削端の近辺まで延びていることが好ましい。第２の層の厚さは典型的には、３０μｍ〜３００μｍの範囲にある。また、第２の層は切削端の近辺まで延びて工具部品のすくい面を形成するが、第１の層は該工具部品の逃げ面を形成するような具合に、第２の層の厚さを調整することができる。
【００１２】
第２の層は、異なる組成を有する少なくとも２種類の異なる層で形成することができる。第２の層におけるそのような層の各々の厚さは典型的には、３０μｍ〜３００μｍの範囲にある。
第１の層及び第２の層は、高温高圧（ＨＰＨＴ）での焼結工程の間、互いに冶金的に結合させることができる。或いは、第１の層及び第２の層は、後続の焼結プロセス（典型的には、より低い圧力での焼結プロセス）［例えば、熱間等静圧圧縮成形（HIPing）プロセス、ガス圧相焼結プロセス、マイクロ波焼結プロセス、放電プラズマ焼結プロセス、レーザー焼結プロセス、又はこれらのプロセスの組合せ］によって、冶金的に互いに結合させることができる。使用される典型的な高圧高温（ＨＰＨＴ）条件は、１１００℃以上の範囲の温度、及び２ＧＰａ以上のオーダーの圧力である。これらの条件を維持する時間は典型的には、約３〜１２０分である。前記のｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）複合材料で作られた層は、基体材料（例えば、炭化タングステン基超硬合金、又はサーメット類材料）に結合させることができる。
【００１３】
多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた第１の層は、ｃＢＮを７０体積％未満、好ましくはｃＢＮを３５〜６５体積％、最も好ましくはｃＢＮを４０〜６０体積％含有する。第２の層は、ｃＢＮを含有する場合がある。このｃＢＮは、存在する場合、典型的には少なくとも１０体積％であり、第１の層の中のｃＢＮより少ない。
多結晶質ｃＢＮ材料で作られた第１の層は典型的には、約３００μｍ〜２０００μｍの範囲、最も好ましくは約５００μｍ〜１０００μｍの範囲の厚さを有する。
【００１４】
第２の層は典型的には、鉄に対する親和力がｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）に対する親和力よりも小さいセラミック材料（耐熱材料）を含有する。第２の層は、４族、５族若しくは６族の金属、アルミニウム、ケイ素の炭化物、ホウ化物、窒化物、炭窒化物、酸化物及び／又はケイ化物、並びに、それらの混合物及び／又は固溶体、から選ばれた少なくとも１種類の耐熱相を含有することが最も好ましい。
加えて、第２の層は典型的には、遷移金属（例えば、鉄、コバルト及びニッケル）、イットリウム、チタン、アルミニウム及びケイ素から選ばれた元素を含有する結合材マトリックス、即ち結合相を含有する。
この結合相は典型的には、第２の層の２０体積％未満を構成する。
【００１５】
本発明の工具部品において、第２の層は、すくい面の耐クレータ形成性を増大させる役目を果たす。第２の層は、使用中、当初は幾らかの切削作用又は研磨作用を果たすこともあるが、工具部品の主要な切削端は、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）で作られた第１の層によって提供される。そのような切削端とは、すくい面と第１の層の逃げ面との間に画定される端（edge）である。
【００１６】
本発明の工具部品は更に、硬質鉄材料（例えば、ダイス鋼、合金鋼、及び他の表面硬化材料）の機械加工（とりわけ、高速度機械加工）における特定用途を有する。硬質鉄材料は、４５よりも大きい（典型的には５５〜６５の）ロックウェルＣ硬度（Rockwell C Hardness）を有する。このように、本発明は、もう１つの態様によると、硬質鉄材料の機械加工（とりわけ、高速機械加工）における、上述のような工具部品の用途を提供する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
〔好ましい具体例の詳細な記述〕
本発明は、
該工具部品の逃げ面を主として形成している、多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた層と、
該工具部品の作用面（すくい面）の全体に渡って存在するか、又は該作用面（すくい面）の少なくとも部分的に存在し、且つ、耐熱材料と、典型的にはもう１つの結合相と、任意的にｃＢＮとを含有する第２の層であって、該結合相がケイ素、ニッケル、アルミニウム、コバルト、チタン、イットリウム及び鉄の単体、又は、ケイ素、ニッケル、アルミニウム、コバルト、チタン、イットリウム及び鉄を含有する化合物、並びに、それらの混合物及び固溶体から選ばれている場合がある、前記第２の層と、
を有する、工具部品に関する。
第２の層は、耐摩耗性の最上層であって、第１の層の耐クレータ形成性（resistance to crater formation：クレータ形成に対する抵抗性）よりも大きい耐クレータ形成性を有している。第２の層は、工具部品のすくい面の全体の上の層、又は該すくい面の一部分のみの上の層を形成する場合がある。
【００１８】
第２の層は、第１の層の作用面（すくい面）に、冶金的に結合することができる。
多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた第１の層は、基体材料、例えば、炭化タングステン基超硬合金（cemented tungsten carbide）又はサーメット類材料に結合させることができる。
【００１９】
本発明の工具部品は、多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた層の作用面（すくい面）の上に第２の層を配置する工程と、それらの層を該ｃＢＮが結晶学的に安定である高温高圧条件で適切な時間の間焼結する工程とによって製造することができる。或いは、第２の層は、後続の焼結プロセス、例えば、熱間等静圧圧縮成形（HIPing）プロセス、ガス圧焼結プロセス、マイクロ波焼結プロセス、放電プラズマ焼結プロセス又はレーザー焼結プロセスによって、冶金的に結合させるか又は形成することができる。
代替的に、第２の層は、ｃＢＮ材料で作られた第１の層と適切なキャニスタ材料又は封入材料とのその場での相互作用によって形成することができる。この、その場でのろう付け工程又はその場での冶金的結合工程が行われる間、ｃＢＮ材料で作られた第１の層と第２の層との間に、追加の金属層を導入することができる。金属層は、銅、銀、亜鉛、コバルト及びニッケル、並びに、これらの金属を含有する合金から成る群から選ぶことができる。
【００２０】
本発明のこの態様において、第２の層は、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた第１の層と、焼結工程の間に使用される封入材料又はキャニスタ材料との間の相互作用によって作り出される。キャニスタは典型的には、チタン等の金属である。ｃＢＮ材料と１種類以上のキャニスタ材料との間の反応によって、第１の層単独の場合の耐クレータ形成性よりも高い耐クレータ形成性を提供する耐熱材料が形成される。その反応層は、ｃＢＮ材料と１種類以上のキャニスタ材料との間の界面領域から約２０〜５０μｍの厚さまでの短距離拡散（short range diffusion）によって形成される。研磨して未反応のキャニスタ材料の大部分を除去した後、第２の層が残り、前述のような保護性領域（protective region）が提供される。チタン等のキャニスタ材料の場合、第２の層は、耐熱性のチタン化合物（例えば、ホウ化チタン及び窒化チタン）を含有する。キャニスタ材料は、耐熱材料のための適切な結合相が形成されるのを容易にすることのできる、１種類以上の更なる合金化元素を含有するように選定することができる。適切な元素の諸例は、ニッケル及びコバルトである。これらの元素は、最終焼結製品の内部に金属形態で存続し得る。
第２の層の厚さは、該第２の層が概して工具部品の逃げ面まで延びないで、すくい面を形成するような具合に制御する。
【００２１】
本発明のもう１つの態様によると、工具部品は、
該工具部品の逃げ面を主に形成している、多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた第１の層と、
該工具部品の作用面（すくい面）の全体に渡って存在するか、又は該すくい面の少なくとも部分的に存在し、且つ、耐熱材料と、もう１つの結合相と、任意的にｃＢＮとの異なる組成を有する少なくとも２種類の層を含有する第２の層であって、該結合相が、ケイ素、ニッケル、アルミニウム、コバルト、チタン及び鉄の１種類以上の単体、並びに、ケイ素、ニッケル、アルミニウム、コバルト、チタン及び鉄の１種類以上を含有する化合物、並びに、それらの混合物又は固溶体から選ばれている場合がある、前記第２の層と、を有している。第２の層は、異なる組成を有する少なくとも２種類の薄層であって、焼結工程の間、冶金的に一緒に結合される該薄層を連続的に作り出すことによって形成する。第２の層は、第１の層に冶金的に一緒に結合させることができ、主として、工具部品のすくい面を形成する。第１の層は、主として、工具部品の逃げ面を形成する。
【００２２】
第２の層は、耐摩耗性の最上層であって、第１の層の耐クレータ形成性よりも大きい耐クレータ形成性を有している該最上層を形成する。第２の層の内部で連続的に形成されている複数層が、熱的不整合（thermal mismatch）を減少させることによって、第１の層に対する最適な冶金的結合を提供し、且つ、耐クレータ摩耗性をも提供するような具合に、該複数層を配列させることができる。
第２の層は、工具部品のすくい面を形成することができる。多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた第１の層は、基体材料（例えば、炭化タングステン基超硬合金又はサーメット類材料）に結合させることができる。
【００２３】
本発明の工具部品は、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）が結晶学的に安定である高温高圧条件で適切な時間の間焼結する工程の間、異なる化学組成の様々な薄層を互いの表面の上に配置して、第２の層を形成することによって製造することができる。或いは、第２の層は、後続の焼結プロセス、例えば、熱間等静圧圧縮成形（HIPing）プロセス、ガス圧焼結プロセス、マイクロ波焼結プロセス、放電プラズマ焼結プロセス若しくはレーザー焼結プロセス、又はこれらのプロセスの組合せによって、冶金的に結合させるか又は形成することができる。
代替的に、第２の層は、ｃＢＮ材料で作られた第１の層と適切な金属キャニスタ又は金属層とのその場でのろう付け工程又はその場での冶金的結合工程によって形成することができる。少なくとも２種類の異なる層によって構成される第２の層の厚さは、該第２の層が概して工具部品の逃げ面まで延びないで、すくい面を形成するような具合に制御する。
【００２４】
使用中、クレータ摩耗は、主として第２の層に形成され、また、逃げ面摩耗（flank wear）は、多結晶質ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）で作られた第１の層に形成される。第２の層は、耐クレータ摩耗性（crater wear resistance）が第１の層よりも大きい（例えば、硬化鋼が機械加工される間、そうである）。その結果として、切削工具の寿命は引き伸ばされる。第２の層は耐クレータ摩耗性が第１の層に比べて相対的に大きいので、形成されるクレータの摩耗の量は減少し、その結果、高速度ハードターニング用途における切削工具の寿命は引き伸ばされる。最終結果によると、ｃＢＮ複合材料で作られた本工具部品は、第２の層を含有しない同等のｃＢＮ複合材料で作られた工具部品に比べて、切削工具の寿命がより長いか、又は硬化鋼の仕上げ削りをより大きい切削速度で操作することができる。
【００２５】
本発明の工具部品は典型的には、ダイス鋼、合金鋼及び表面硬化材料のような硬質鉄材料の高速精密削り（high speed finish cutting）を行うのに使用される。
次に、下記の非制限的実施例を参照し、本発明をより詳細に記述する。
【実施例１】
【００２６】
材料１Ａ
チューブミキサー（tubular mixer）を使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の（sub-stoichiometric）炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間オトリションミルで粉砕し（attrition mill）、次いで、平均粒度１．４μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、炭化タングステン基超硬合金によって支持された圧粉体に成形した。そのユニット（unit）は、容器封入（encapsulation）を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００２７】
材料１Ｂ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間の間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度１．４μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、圧粉体に成形した。
【００２８】
ＴｉＣ０．８約８９体積％と同一体積％のＡｌ及びＮｉとを含有する粉末混合物を、粉砕機にかけ、次いで、アトライター粉砕機（attritor mill）で混合し、次いで、乾燥させた。同一体積％の結合剤、ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）、可塑剤及びＤＢＰ（ジブチルフタレート）を、メチルエチルケトン７０体積％とエタノール３０体積％とを含有する総容量５０体積％の溶媒物質と一緒に、容器に添加した。その混合物は高速度で撹拌し、次いで、ＴｉＣ０．８、Ａｌ及びＮｉを含有する粉末混合物を、前記液体混合物に徐々に添加して、テープ成形（tape casting）を行うのに適する安定粘度（consistent viscosity）を達成した。その混合スラリーは、ドクターブレード装置（Dr. Blade set up）の中に注ぎ、次いで、セラミック製テープの（厚さが約１００μｍの）薄層を成形し乾燥させた。セラミック製テープの複数層は、乾燥の後、既に形成された圧粉体の表面に配置した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００２９】
材料１Ｃ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度１．４μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、圧粉体に成形した。
【００３０】
ＴｉＣ０．８約６３．５体積％、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）３０体積％、Ａｌ  ２．６体積％及びＮｉ  ３．９体積％を含有する粉末混合物を、粉砕機にかけ、次いで、アトライター粉砕機で混合し、次いで、乾燥させた。同一体積％の結合剤、ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）、可塑剤及びＤＢＰ（ジブチルフタレート）を、メチルエチルケトン７０体積％とエタノール３０体積％とを含有する総容量５０体積％の溶媒物質と一緒に、容器に添加した。その混合物は高速度で撹拌し、次いで、ＴｉＣ０．８、ｃＢＮ、Ａｌ及びＮｉを含有する粉末混合物を、前記液体混合物に徐々に添加して、テープ成形を行うのに適する安定粘度を達成した。その混合スラリーは、ドクターブレード装置の中に注ぎ、次いで、セラミック製テープの（厚さが約１００μｍの）薄層を成形し乾燥させた。セラミック製テープの複数層は、乾燥の後、既に形成された圧粉体の表面に配置した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００３１】
材料１Ｄ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度１．４μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、圧粉体に成形した。
【００３２】
ＴｉＮ０．８約４６．９体積％、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）４６体積％、Ｎｉ  ３．１体積％及びＡｌ  ４体積％を含有する粉末混合物を、粉砕機にかけ、次いで、アトライター粉砕機で混合し、次いで、乾燥させた。同一体積％の結合剤、ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）、可塑剤及びＤＢＰ（ジブチルフタレート）を、メチルエチルケトン７０体積％とエタノール３０体積％とを含有する総容量５０体積％の溶媒物質と一緒に、容器に添加した。その混合物は高速度で撹拌し、次いで、ＴｉＮ０．８、ｃＢＮ、Ａｌ及びＮｉを含有する粉末混合物を、前記液体混合物に徐々に添加して、テープ成形を行うのに適する安定粘度を達成した。その混合スラリーは、ドクターブレード装置の中に注ぎ、次いで、セラミック製テープの（厚さが約１００μｍの）薄層を成形し乾燥させた。セラミック製テープの複数層は、乾燥の後、既に形成された圧粉体の表面に配置した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００３３】
材料１Ｅ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間の間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度１．４μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、圧粉体に成形した。
【００３４】
Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８約９０．７体積％、Ｎｉ  ４．６体積％及びＡｌ  ４．７体積％を含有する粉末混合物を、粉砕機にかけ、次いで、アトライター粉砕機で混合し、次いで、乾燥させた。同一体積％の結合剤、ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）、可塑剤及びＤＢＰ（ジブチルフタレート）を、メチルエチルケトン７０体積％とエタノール３０体積％とを含有する総体積５０体積％の溶媒物質と一緒に、容器に添加した。その混合物は高速度で撹拌し、次いで、Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８、Ｎｉ及びＡｌを含有する粉末混合物を、前記液体混合物に徐々に添加して、テープ成形を行うのに適する安定粘度を達成した。その混合スラリーは、ドクターブレード装置の中に注ぎ、次いで、セラミック製テープの（厚さが約１００μｍの）薄層を成形し乾燥させた。セラミック製テープの複数層は、乾燥の後、既に形成された圧粉体の表面に配置した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００３５】
材料１Ｆ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間の間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度１．４μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、圧粉体に成形した。
【００３６】
ＴｉＮ０．８約３１．５体積％、ＺｒＯ２  ６１．７体積％、Ａｌ２Ｏ３  １．４体積％及びＹ２Ｏ３  ５．５体積％を含有する粉末混合物を、粉砕機にかけ、次いで、アトライター粉砕機で混合し、次いで、乾燥させた。同一体積％の結合剤、ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）、可塑剤及びＤＢＰ（ジブチルフタレート）を、メチルエチルケトン７０体積％とエタノール３０体積％とを含有する総体積５０体積％の溶媒物質と一緒に、容器に添加した。その混合物は高速度で撹拌し、次いで、ＴｉＮ０．８、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３及びＹ２Ｏ３を含有する粉末混合物を、前記液体混合物に徐々に添加して、テープ成形を行うのに適する安定粘度を達成した。その混合スラリーは、ドクターブレード装置の中に注ぎ、次いで、セラミック製テープの（厚さが約１００μｍの）薄層を成形し乾燥させた。セラミック製テープの複数層は、乾燥の後、既に形成された圧粉体の表面に配置した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００３７】
焼結材料、材料１Ａ〜材料１Ｆは、従来の研削技術、ラッピング技術、及びＥＤＭ（放電加工）切削法を用いて、加工処理した。材料１Ａ〜材料１Ｆからの切削工具インサートは、ＳＮＭＮ０９０３０８  Ｓ０２２０のＩＳＯ標準インサート幾何学的条件（ISO standard insert geometry）に従って作製した。材料１Ｂ〜材料１Ｆからの切削工具は、セラミック材料で作られた厚さ約８０μｍの第２の層と、炭化タングステン基超硬合金によって支持され、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた厚さ約０．８ｍｍの第１の層とを有した。材料１Ｂ〜材料１Ｆにおける第２の層は、第１の層のすくい面に結合させた。材料１Ａのすくい面の上にセラミック材料の第２の層は存在せず、該すくい面は、専らｃＢＮ材料の層から成った。
機械加工試験は、上述のように作製された複数個の工具部品について実施した。２５０ｍ／分の切削速度、０．２ｍｍの切削深さ、及び０．１ｍｍ／回転の送り量を使用して、被加工部材であるＳＡＥ４３４０鋼を連続的に機械加工した。
【００３８】
切削端がエッジチッピング（edge chipping）によって破損し、且つ、全切削距離が切削工具の性能の表示値として測定されるまで、切削試験を継続した。全ての工具は、切削端のチッピングを引き起こす深いクレータの形成の結果として破損し、いずれの工具も、極度の逃げ面摩耗の結果としては破損しなかった。従って、本発明による、より高い耐クレータ形成性（resistance to cratering）を有する材料は、より長い工具寿命又はより高い性能を有するものと期待される。それらの結果は、表１にまとめる。工具寿命の測定値は通常、３個以上の測定値の平均によるものである。
【００３９】
【表１】
0005462622.tif 000002
【００４０】
セラミックで作られた第２の層の存在により、全体的なクレータ摩耗が減少することによって、工具寿命が意外にも改善されることは、明白である。材料１Ｅの場合の工具寿命は、従来技術による材料である材料１Ａの性能の２倍を超えており、また、材料１Ｆの場合の工具寿命は、材料１Ａの性能に対して約２５％改善されている。
【実施例２】
【００４１】
材料２Ａ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間の間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度２μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、炭化タングステン基超硬合金によって支持された圧粉体に成形した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００４２】
材料２Ｂ
チューブミキサーを使用して、１．４μｍの平均粒度を有する不足当量の炭窒化チタン粉末［Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８］を、５μｍの平均粒度を有するＡｌ粉末と混合した。Ｔｉ（Ｃ０．７Ｎ０．３）０．８とＡｌとの間の質量比は、９０：１０であった。その粉末混合物は、チタン製カップに圧入して圧粉体を成形し、次いで、真空下で１０２５℃まで３０分間加熱し、次いで、破砕し粉砕した。次いで、その粉末混合物は４時間の間オトリションミルで粉砕し、次いで、平均粒度２μｍのｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）を添加して、ヘキサン中で１時間の間オトリションミルで粉砕した。そのｃＢＮは、該混合物中のｃＢＮの理論総体積％が約６０％になるような量で添加した。そのスラリーは、真空下で乾燥させ、次いで、圧粉体に成形した。
【００４３】
ＴｉＮ０．８約４５体積％、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）５０体積％、Ａｌ  ２．５体積％及びＮｉ  ２．５体積％を含有する粉末混合物を、粉砕機にかけ、次いで、アトライター粉砕機で混合し、次いで、乾燥させた。同一体積％の結合剤、ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）、可塑剤及びＤＢＰ（ジブチルフタレート）を、メチルエチルケトン７０体積％とエタノール３０体積％とを含有する総容量５０体積％の溶媒物質と一緒に、容器に添加した。その混合物は高速度で撹拌し、次いで、ＴｉＮ０．８、ｃＢＮ、Ａｌ及びＮｉを含有する粉末混合物を、前記液体混合物に徐々に添加して、テープ成形を行うのに適する安定粘度を達成した。その混合スラリーは、ドクターブレード装置（Dr. Blade set up）の中に注ぎ、次いで、セラミック製テープの（厚さが約１００μｍの）薄層を成形し乾燥させた。セラミック製テープの複数層は、乾燥の後、既に形成された圧粉体の表面に配置した。そのユニットは、容器封入を行った後、５５キロバール（５．５ＧＰａ）及び約１３００℃の温度で焼結した。
【００４４】
焼結材料、材料２Ａ及び材料２Ｂは、従来の研削技術、ラッピング技術、及びＥＤＭ（放電加工）切削法を用いて、加工処理した。材料２Ａ及び材料２Ｂからの切削工具インサートは、ＳＮＭＮ０９０３０８  Ｓ０２２０のＩＳＯ標準インサート幾何学的条件に従って作製した。材料２Ｂからの切削工具は、セラミック材料で作られた厚さ約８０μｍの第２の層と、炭化タングステン基超硬合金によって支持され、ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）材料で作られた厚さ約０．８ｍｍの第１の層とを有した。材料２Ｂにおける第２の層は、第１の層のすくい面に結合させた。材料２Ａのすくい面の上にセラミック材料の第２の層は存在せず、且つ、該すくい面は、専らｃＢＮ材料の層から成った。
機械加工試験は、上述のように作製された複数個の工具部品について実施した。２５０ｍ／分の切削速度、０．２ｍｍの切削深さ、及び０．１ｍｍ／回転の送り量を使用して、被加工部材であるＳＡＥ４３４０鋼を連続的に機械加工した。
【００４５】
切削端がエッジチッピングによって破損し、且つ、全切削距離が切削工具の性能の表示値として測定されるまで、切削試験を継続した。全ての工具は、切削端のチッピングを引き起こす深いクレータの形成の結果として破損し、いずれの工具も、極度の逃げ面摩耗の結果としては破損しなかった。従って、本発明による、より高い耐クレータ形成性を有する材料は、より長い工具寿命又はより高い性能を有するものと期待される。それらの結果は、表２にまとめる。工具寿命の測定値は通常、３個以上の測定値の平均によるものである。
【００４６】
【表２】
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【００４７】
セラミックで作られた第２の層の存在により、全体的なクレータ摩耗が減少することによって、工具寿命が顕著に改善されることは、明白である。材料２Ｅの場合の工具寿命は、従来技術による材料である材料２Ａの性能よりも著しく大きい。
【図１】
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