(57)【要約】  立方晶窒化ホウ素、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、ＣｏまたはＮｉを主成分とし、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１種類の元素を含有する金属結合相と、その金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３を含むことを特徴とする焼結体。【特許請求の範囲】
【請求項１】
立方晶窒化ホウ素、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、ＣｏまたはＮｉを主成分とし、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１種類の元素を含有する金属結合相と、その金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３を含むことを特徴とする焼結体。
【請求項２】
前記硬質粒子と前記金属結合相とが、焼結体中に分散された状態で含まれる、請求項１に記載の焼結体。
【請求項３】
前記金属結合相中において、Ｃｏの含有率が０〜９０質量％であり、Ｎｉの含有率が０〜９０質量％であり、Ａｌの含有率が０．１〜４０質量％であり、Ｗの含有率が０〜４５質量％であり、Ｖの含有量が０〜２５質量％であり、Ｔｉの含有率が０〜２５質量％であり、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉの合計量の比率が５０質量％以下である、請求項１または請求項２に記載の焼結体。
【請求項４】
前記金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３の平均析出粒径が０．５μｍ以下である、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の焼結体。
【請求項５】
前記金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３の平均析出粒径が０．０５μｍ以下である、請求項４に記載の焼結体。
【請求項６】
前記金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３の平均析出粒径が０．０１μｍ以下である、請求項５に記載の焼結体。
【請求項７】
前記硬質粒子の平均粒径が０．１〜１０μｍであり、焼結体中の前記硬質粒子の含有率が５０〜９９体積％である、請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の焼結体。
【請求項８】
前記硬質粒子に立方晶窒化ホウ素を含む場合に、前記金属結合相中のＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒのそれぞれの含有量は１０質量％以下である、請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の焼結体。
【請求項９】
前記金属結合相が、ＣｏおよびＮｉからなるマトリックス相であるγ相と、（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相である金属間化合物相とを含む、請求項１〜請求項８のいずれか１項に記載の焼結体。
【請求項１０】
Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉを含む金属結合相を合成する工程と、
前記金属結合相を大気中で粉砕するか、前記金属結合相の粉砕後、大気中で乾燥させることにより、酸素が吸着した金属結合相粉末を得る工程と、
前記金属結合相粉末と前記硬質粒子の粉末とを混合して、混合粉末を得る工程と、
前記混合粉末を１０ＭＰａ〜１６ＧＰａ、１０００〜１８００℃の条件で焼結する工程と、
焼結後に５００〜１８００℃で時効処理を行う工程とを含む、
請求項１に記載の焼結体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、焼結体およびその製造方法に関する。
本出願は、２０１５年１０月３０日出願の日本出願第２０１５−２１４６８１号に基づく優先権を主張し、前記日本出願に記載されたすべての記載内容を援用するものである。
【背景技術】
【０００２】
窒化ホウ素（ｃＢＮ）やサーメットなどの焼結体の切削性能を改善するために、ＴｉＮやＡｌ２Ｏ３などのコーティングが行われてきた（特許文献１：特開昭５９−８６７９号公報）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開昭５９−８６７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかし、耐熱性、耐摩耗性および耐欠損性を十分に維持することは困難であった。特に近年は、耐熱合金など、難削材に対する切削工具性能の向上の要求が強まっている。【０００５】
上記の事情に鑑みて、本発明は、工具材料として用いた場合に、優れた耐熱性、耐摩耗性および耐欠損性とを有する焼結体およびその製造方法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】
本願１の発明は、
（１）立方晶窒化ホウ素、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、ＣｏまたはＮｉを主成分とし、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１種類の元素を含有する金属結合相と、その金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３を含むことを特徴とする焼結体である。
【発明の効果】
【０００７】
本発明によれば、工具材料として用いた場合に、優れた耐熱性、耐摩耗性および耐欠損性を有する焼結体を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
［本願発明の実施形態の説明］
最初に本願発明の実施形態の内容を列記して説明する。
【０００９】
本願の実施形態に係る発明は、（１）立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、炭化タングステン（ＷＣ）およびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、ＣｏまたはＮｉを主成分とし、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１種類の元素を含有する金属結合相と、その金属結合相に分散したＡｌ２Ｏ３を含むことを特徴とする焼結体である。このような焼結体は、工具材料として用いた場合に、優れた耐熱性、耐摩耗性および耐欠損性を有する。ここで、金属結合相には（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）で表される金属間化合物相を含むこともできる。
【００１０】
（２）前記硬質粒子と前記金属結合相とが、焼結体中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより、焼結体の耐熱性が向上し、高温での耐摩耗性が向上する。
【００１１】
（３）前記金属結合相中において、Ｃｏの含有率が０〜９０質量％であり、Ｎｉの含有率が０〜９０質量％であり、Ａｌの含有率が０．１〜４０質量％であり、Ｗの含有率が０〜４５質量％であり、Ｖの含有量が０〜２５質量％であり、Ｔｉの含有率が０〜２５質量％であり、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉの合計量の比率が５０質量％以下であることが好ましい。これにより、時効処理後に高温硬度の高い金属間化合物相（（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相）が析出し、焼結体の高温硬度を上げることができる。
【００１２】
（４）前記金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３の平均結晶粒径は、０．５μｍ以下であることが好ましい。これにより耐熱性に加えて焼結体の硬度、強度が向上する。
【００１３】
（５）前記金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３の平均結晶粒径は、０．０５μｍ以下であることが好ましい。これにより耐熱性に加えて焼結体の硬度、強度がさら向上する。
【００１４】
（６）前記金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３の平均結晶粒径は、０．０１μｍ以下であることが好ましい。これにより耐熱性に加えて焼結体の硬度、強度がまたさらに向上する。
【００１５】
（７）前記硬質粒子の平均粒径が０．１〜１０μｍであり、焼結体中の前記硬質粒子の含有率が５０〜９９体積％であることが好ましい。このような粒径範囲と組成範囲である場合、得られる焼結体の硬度がより高くなるからである。
【００１６】
（８）前記硬質粒子にｃＢＮを含む場合に、前記金属結合相中のＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒのそれぞれの含有量は１０質量％以下であることが好ましい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒのいずれかの添加量が１０質量％を超えると、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒの触媒反応により、焼結もしくは時効処理の際にｃＢＮが柔らかい六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変化してしまう畏れがあるためである。
【００１７】
（９）前記金属結合相が、ＣｏおよびＮｉを主成分とするマトリックス相であるγ相と、（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属間化合物相を含むことが好ましい。これにより、焼結体の高温硬度を上げることができる。ここで金属間化合物相とは、Ｎｉ３Ａｌなどに代表されるＬ１２構造（γ’相）、Ｎｉ３Ｖなどに代表されるＤ０２２相（γ”相）、Ｎｉ３Ｔｉなどに代表されるＤ０２４構造など、優れた高温強度特性を持つ析出相のことである。
【００１８】
（１０）本発明は、上記の焼結体の製造方法であって、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉを含む金属結合相を合成する工程と、前記金属結合相を大気中で粉砕するか、前記金属結合相の粉砕後、大気中で乾燥させることにより、酸素が吸着した金属結合相粉末を得る工程と、前記金属結合相粉末と前記硬質粒子の粉末とを混合して、混合粉末を得る工程と、前記混合粉末を１０ＭＰａ〜１６ＧＰａ、１０００〜１８００℃の条件で焼結する工程と、焼結後に５００〜１１００℃で時効処理を行う工程とを含む、製造方法にも関する。１０ＭＰａ〜１６ＧＰａの圧力と、１０００〜１８００℃の温度で焼結することにより、硬質粒子と金属結合相の緻密な焼結体を形成でき、さらに金属結合相に吸着した酸素と金属結合相中のＡｌが反応して微細なＡｌ２Ｏ３が析出し、耐熱性の高い焼結体を形成することが出来る。また、時効化処理を行うことにより、γ相（主に高靭性のＣｏおよびＮｉからなるマトリクス相）中に高温硬度の高い金属間化合物相（（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相）が形成され、高温硬度の高い焼結体を形成することができる。
【００１９】
［本願発明の実施形態の詳細］
本発明の焼結体は、立方晶窒化ホウ素、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、ＣｏもしくはＮｉを主成分とし、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉからなる群より選ばれる少なくとも１種類の元素を含有する金属結合相、または、前記金属結合相および（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）で表される金属間化合物相とを含み、その金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３を含むことを特徴とする。
【００２０】
（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属間化合物相とは、ＣｏおよびＮｉの合計と、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉの合計との比が３：１となるような元素比率組成を主として構成される、金属間化合物相を意味する。ここで、（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）と表現しているが、最適な金属間化合物相を示しているのであり、このうちＣｏ、Ｗ、ＶおよびＴｉについては含有しなくても良い。
【００２１】
前記硬質粒子と前記金属結合相とは、焼結体中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより耐熱性が向上し、切削中など高温での耐摩耗性が向上する。また、前記硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属間化合物相との両者は、ＣｏおよびＮｉからなるマトリックス相であるγ相と共に焼結体中に分散された状態で含まれることが好ましい。これにより、高温硬度と耐欠損性を両立させた焼結体を得ることができる。両者は、焼結体中に均一に分散された状態で含まれていることが、より好ましい。ここで、分散された状態とは該当する相と相が接することなく、焼結体中に存在することを言う。
【００２２】
本発明の一実施の形態においては、まず、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉを原料として使用し、アトマイズ、アーク溶解、またはプラズマ処理などにより、金属結合相を作製する。
【００２３】
前記金属結合相の全量に対して、Ｃｏの含有率が０〜９０質量％であり、Ｎｉの含有率が０〜９０質量％であり、Ａｌの含有率が０．１〜４０質量％であり、Ｗの含有率が０〜４５質量％であり、Ｖの含有量が０〜２５質量％であり、Ｔｉの含有率が０〜２５質量％であり、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉの合計量の比率が５０質量％以下であることが好ましい。これにより、時効処理後に高温硬度の高い金属間化合物相（（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相）が析出し、焼結体の高温硬度を上げることができる。より好ましくは、Ｃｏの含有率が１〜５０質量％、Ｎｉの含有率が１〜５０質量％、Ａｌの含有率が０．１〜１５質量％、Ｗの含有率が３〜４５質量％の組成である。
【００２４】
なお、金属結合相粉末を作製する際には、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉ以外に、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｃなどを添加しても良い。ただし、硬質粒子にｃＢＮを用いる場合、金属結合相の全量に対するＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒのそれぞれの添加量は１０質量％以下とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒのいずれかの添加量が１０質量％を超えると、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒの触媒反応により、焼結もしくは時効処理の際にｃＢＮが柔らかい六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変化してしまう畏れがあるためである。ここで、時効処理（時効硬化処理、析出熱処理）とは、硬さ、強さ又は耐食性などを増進させるために適切な温度、又はある種類の合金や質別に対しては室温で、溶体化処理（固溶化熱処理）した製品を均熱保持する処理（ＪＩＳ  Ｗ  １１０３  参照）を意味する。
【００２５】
また、前記硬質粒子にｃＢＮを用いる場合には、前記金属結合相が硬質粒子周辺において高いＢ濃度を含有することが好ましい。
【００２６】
また、前記硬質粒子にＡｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮまたはＳｉＡｌＯＮを用いる場合には、前記金属結合相が硬質粒子周辺においてその他の領域より高いＡｌ濃度を含有することが好ましい。
【００２７】
また、前記硬質粒子にＴｉＣ、ＴｉＣＮまたはＴｉＮを用いる場合には、前記金属結合相が硬質粒子周辺においてその他の領域より高いＴｉ濃度を含有することが好ましい。
【００２８】
また、前記硬質粒子にＷＣを用いる場合には、前記金属結合相が硬質粒子周辺においてその他の領域より高いＷ濃度を含有することが好ましい。
【００２９】
また、硬質粒子として上記以外に、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮなどを用いても良い。ＴｉＡｌＮの場合は、前記金属結合相が硬質粒子周辺において他の領域より高いＡｌ、Ｔｉ濃度を含有することが好ましい。ＡｌＣｒＮの場合は、前記金属結合相が硬質粒子周辺において他の領域より高いＡｌ、Ｃｒ濃度を含有し、（Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）を形成することが好ましい。
【００３０】
さらに、焼結プロセスもしくは時効化処理プロセスによって、焼結体中にＮｉ２０Ａｌ３Ｂ６などに代表される金属のアルミホウ化物を生成しても良い。このようなアルミホウ化物を形成することにより、金属結合相とｃＢＮとの結合力が強化され、耐欠損性の優れた焼結体が得られる。
【００３１】
得られた金属結合相は、例えばビーズミルやボールミル、ジェットミルなどによって粉砕されて、金属結合相粉末となる。金属結合相粉末の平均粒径は、０．３〜３μｍであることが好ましい。ビーズミル／ボールミルに用いるビーズ／ボールとしては、例えば粒径０．１〜３ｍｍのアルミナ製、窒化ケイ素製、超硬合金製ビーズ／ボールが挙げられ、分散媒としては、例えばエタノールやアセトン、液体窒素が挙げられる。ビーズミル／ボールミルによる処理時間は、例えば３０分〜１００時間である。ビーズミル／ボールミルにより得られたスラリーは、例えば大気中で乾燥させる。時間をかけて粉砕し、かつ大気中で乾燥させることにより空気中の酸素が吸着し焼結時、吸着酸素と金属結合相中のＡｌが反応し、Ａｌ２Ｏ３を析出させることができる。また、他の方法として、ジェットミルで粉砕する場合、粉砕ガス源として空気を用い、粉砕時間を長くとることによっても酸素が吸着した金属結合相粉末を得ることができる。後述するように、Ａｌ２Ｏ３粉末を直接添加することによってもＡｌ２Ｏ３が分散した金属結合相を得ることができるが、本手法のようにＡｌ２Ｏ３を析出させる方が、よりＡｌ２Ｏ３の粒径を微細にすることができ好ましい。さらに、金属結合相に含まれる酸素量は、６質量％以上であることがより好ましい。
【００３２】
次に、得られた金属結合相粉末と硬質粒子粉末を、ボールミルや乳鉢等によって混合する。ｃＢＮは極めて硬度が高く、工具として高い切削性能を示す。また、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮおよびＡｌＣｒＮはＦｅに対して反応摩耗しにくい物性を持っているため、Ｆｅを含む鋳鉄、鋼、焼入鋼などの被削材に好適である。また、ＳｉＡｌＯＮ（α、β、立方晶のいずれの結晶構造も含む）はＮｉに対して反応摩耗しにくい物性を持っているため、インコネルなど耐熱合金に好適である。またこれらの硬質粒子に加えて、Ｍｏ２Ｃ、Ｃｒ３Ｃ２、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＶＣ、ＨｆＣ、ＺｒＣ、ＡｌＮ、ＣｒＮ、ＴａＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＨｆＮ、ＺｒＮなどの硬質粒子を添加しても良い。なお、ＴｉＣ、ＴｉＣＮまたはＴｉＮを硬質粒子として用いる場合は、ＣｏよりＮｉが多い方が硬質粒子と金属結合材との結合力が強くなり、耐欠損性が増加するため望ましい。ボールミルに用いるボールとしては、例えばアルミナ製、窒化ケイ素製もしくは超硬合金製の直径３ｍｍのボールが挙げられ、分散媒としては例えばエタノールやアセトン、液体窒素が挙げられる。処理時間は、例えば３〜２０時間である。混合により得られたスラリーを、例えば大気中で乾燥させることにより混合粉末が得られる。混合の際、金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３としてＡｌ２Ｏ３微粉末（０．０１〜０．５μｍ）を添加しても良い。
【００３３】
得られた混合粉末を、Ｔａカプセルに入れ、プレスによって焼結体を形成する。圧力は１０ＭＰａ〜１６ＧＰａ、温度は１０００〜１８００℃で焼結することが好ましい。これにより硬質粒子と金属結合相が緻密に焼結され、且つ微細Ａｌ２Ｏ３が金属結合相中に析出することで耐熱性が向上した焼結体を形成できる。
【００３４】
焼結後に、５００〜１１００℃で１〜２４時間で時効化処理を行ってもよい。これにより、γ相（主に高靭性のＣｏおよびＮｉからなるマトリクス相）中に高温硬度の高い金属間化合物相（（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相）が形成され、高温硬度の高い焼結体を形成することができる。金属間化合物相単体では、粒界脆性を起こしやすい欠点を持っている。
【００３５】
しかしながら本発明により、例えばｃＢＮと焼結した状態で時効処理することにより、粒界へのホウ素添加効果が表れ、従来工具と比べてｃＢＮとの焼結体は特に粒界破壊が起こりにくいため、高温硬度と耐欠損性を両立させた焼結体を得ることができる。
【００３６】
また、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＯＮまたはＳｉＡｌＯＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属結合相との間に他の場所より高濃度Ａｌ領域が形成された（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相が多数形成されるため、硬質粒子と金属結合相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることができる。
【００３７】
また、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属結合相との間に高濃度Ｔｉ領域が形成された（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相が形成され、硬質粒子と金属結合相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることができる。
【００３８】
また、ＷＣを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属結合相との間に他の場所より高濃度Ｗ領域が形成された（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相が多数形成されるため、硬質粒子と金属結合相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることができる。
【００３９】
また、ＴｉＡｌＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属結合相との間に他の場所より高いＡｌ、Ｔｉ濃度を含有し、（Ｃｏ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）を形成されるため、硬質粒子と金属結合相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることができる。
【００４０】
また、ＡｌＣｒＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属結合相との間に他の場所より高いＡｌ、Ｃｒ濃度を含有し、（Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）を形成されるため、硬質粒子と金属結合相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることができる。
【００４１】
また、ダイヤモンドを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属結合相との間において、Ｃ濃度が他の場所より高く、（ＣＯ，Ｎｉ）３（Ａｌ，Ｗ，Ｃ）が形成されるため、硬質粒子と金属結合相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることができる。
【００４２】
金属間化合物相の平均結晶粒径は０．０３〜１．０μｍであることが好ましい。この範囲である場合、得られる焼結体の高温硬度がより高くなるからである。
【００４３】
硬質粒子の平均粒径は０．１〜１０μｍであることが好ましく、焼結体中の硬質粒子の含有率は５０〜９９体積％であることが好ましい。このような粒径範囲と組成範囲である場合、得られる焼結体の硬度がより高くなるからである。なお、硬質粒子の平均粒径は、マイクロトラックなどの粒度分布測定機により測定することができる。
【００４４】
なお、本発明の焼結体は、不可避不純物としてＢ、Ｎ、Ｏ等を本発明の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。
【実施例】
【００４５】
以下に、本発明を実施例を用いて詳細に説明するが、これらの実施例は例示的なものであり、本発明の範囲はこれらに限定されるものではない。【００４６】
［実施例１〜３９、比較例１〜４］
（粉末の作製）
表１および２の「金属結合相組成（質量％）」欄に記載の割合となるようにＣｏ、Ｎｉ、ＡｌおよびＷ（実施例２６〜２９についてはＶ、Ｎｂ、ＣｒまたはＺｒも）を混合し、アトマイズ法により金属結合相を作製した。これを粒径０．５ｍｍのアルミナビーズを用い、ビーズミルによって粉砕した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、金属結合相粉末を得た。【００４７】
次に、該金属結合相粉末と表１および２に記載の硬質粒子粉末とを超硬合金製の直径３ｍｍのボールとエタノールと共にボールミルに投入し、５時間混合した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、混合粉末を得た。ただし、実施例２０および２１は前記粉砕を実施せず、前記と同様の方法で混合する際、Ａｌ２Ｏ３微粉末（平均粒径は、実施例２０では０．５μｍ、実施例２１では０．１μｍ）を添加した。また、比較例１〜４では、前記粉砕は実施しなかった。【００４８】
（焼結体の作製）
次に、得られた混合粉末及びをタンタル製のカプセルに充填し、プレス機を用いて、表１および２の「焼結条件」欄に記載の圧力および温度で焼結処理を行い、焼結体を作製した。【００４９】
（時効処理）
実施例５〜７、１１〜１３、１７、１８、３７、３９については、得られた焼結体をアルゴン雰囲気炉で表１および２の「時効熱処理」欄に記載の温度と時間で時効処理を行い、金属間化合物相を析出させた。【００５０】
（焼結体の測定）
金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３および金属間化合物相の平均結晶粒径は、焼結体を研磨した後、ＳＥＭによる撮影像を基にして測定した。具体的には、ＳＥＭ撮影像の測定範囲内にある結晶粒数Ｎを数え、測定範囲の全面積ＡＭを結晶粒数Ｎで除して結晶粒１個あたりの面積Ａｇを求めた。結晶粒の形状を円と仮定して，Ａｇから半径を算出して、その値を平均結晶粒径ｄＡＶＥとした。【００５１】
また、硬質粒子にｃＢＮを用いた試料については、ＸＲＤ強度を測定することにより、ｃＢＮが低硬度の六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変換されていないことを確認した。【００５２】
（切削工具の作製）
得られた焼結体を、ワイヤー放電加工により切断して仕上げ加工し、先端ノーズＲ０．８ｍｍの切削工具を作製した。【００５３】
比較例１として８０体積％のｃＢＮと２０体積％の未粉砕の金属結合相粉末を用い、比較例２として、８０体積％のＴｉＣ（炭化チタン）および２０体積％のＮｉからなるサーメットを用いて、上記と同様の切削工具を作製した。また、表２に示すように、比較例３〜４として、９０体積％のダイヤモンドおよび１０体積％のＣｏからなるダイヤモンド焼結体を用いて、上記と同様の切削工具を作製した。【００５４】
（切削試験１）
得られた切削工具を用いて、実施例１〜２９と比較例１については以下の切削条件でインコネル（登録商標）７１８（商品名、インコネル社製）を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、０．７ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。【００５５】
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり
結果を表１および２に示す。【００５６】
【表１】
2017073712.tif 000002
【００５７】
【表２】
2017073712.tif 000003
【００５８】
（評価結果１）
実施例１〜２９の焼結体および切削工具は、比較例１の焼結体および切削工具よりも、耐熱合金に対する耐摩耗性が優れていた。Ａｌ２Ｏ３の原料としてＡｌ２Ｏ３を直接添加した実施例２０，２１よりも、Ａｌ２Ｏ３を添加しなかった実施例１６の方が、Ａｌ２Ｏ３粒径がさらに微細になり優れた性能を示した。【００５９】
（切削試験２）
得られた切削工具を用いて、実施例３０〜３５と比較例２については以下の切削条件で焼入鋼ＳＣＭ４１５を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、３．０ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。【００６０】
切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．１ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり
結果を表２に示す。【００６１】
（評価結果２）
実施例３０〜３５の焼結体および切削工具は、比較例２の焼結体および切削工具よりも、焼入鋼に対する耐摩耗性が優れていた。【００６２】
（切削試験３）
得られた切削工具を用いて、実施例３６〜３９と比較例３〜４については以下の切削条件でアルミニウム合金Ａ３９０（１７％Ｓｉ−Ａｌ合金）を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、５．０ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。【００６３】
切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．５ｍｍ
送り量：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり
結果を表２に示す。【００６４】
（評価結果３）
実施例３６〜３９の焼結体および切削工具は、比較例３〜４の焼結体および切削工具よりも、アルミニウム合金に対する耐摩耗性が優れていた。【００６５】
［実施例４０〜４１、比較例５〜６］
表３の「金属結合相組成（質量％）」欄に記載の割合となるようにＣｏ、Ｎｉ、ＡｌおよびＷを混合し、アトマイズ法により金属結合相を作製した。これを粒径０．５ｍｍのアルミナビーズを用い、ビーズミルによって粉砕した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、金属結合相粉末を得た。【００６６】
次に、該金属結合相粉末と表３に記載の硬質粒子粉末とを超硬合金製の直径３ｍｍのボールとエタノールと共にボールミルに投入し、５時間混合した。得られたスラリーを大気中で乾燥させ、混合粉末を得た。ただし、比較例５および６では、前記粉砕は実施しなかった。【００６７】
（焼結体の作製）
次に、得られた混合粉末及びをタンタル製のカプセルに充填し、プレス機を用いて、表３の「焼結条件」欄に記載の圧力および温度で焼結処理を行い、焼結体を作製した。【００６８】
（焼結体の測定）
金属結合相中に分散したＡｌ２Ｏ３の平均結晶粒径は、焼結体を研磨した後、ＳＥＭによる撮影像を基にして測定した。具体的には、ＳＥＭ撮影像の測定範囲内にある結晶粒数Ｎを数え、測定範囲の全面積ＡＭを結晶粒数Ｎで除して結晶粒１個あたりの面積Ａｇを求めた。結晶粒の形状を円と仮定して，Ａｇから半径を算出して、その値を平均結晶粒径ｄＡＶＥとした。【００６９】
また、硬質粒子にｃＢＮを用いた試料については、ＸＲＤ強度を測定することにより、ｃＢＮが低硬度の六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変換されていないことを確認した。【００７０】
（切削工具の作製）
得られた焼結体を、ワイヤー放電加工により切断して仕上げ加工し、先端ノーズＲ０．８ｍｍの切削工具を作製した。【００７１】
（切削試験４）
得られた切削工具を用いて、実施例４０〜４１と比較例５〜６について以下の切削条件でインコネル（登録商標）７１８（商品名、インコネル社製）を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、０．１２ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。【００７２】
切削速度：４０ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：１．０ｍｍ
送り量：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり
結果を表３に示す。【００７３】
（評価結果４）
実施例４０〜４１の焼結体および切削工具は、比較例５〜６の焼結体および切削工具よりも、耐熱合金に対する耐摩耗性が優れていた。【００７４】
【表３】
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【００７５】
今回開示された実施の形態およ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ではなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味およ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。
【産業上の利用可能性】
【００７６】
本発明による焼結体は、切削工具に広く利用することができ、長距離にわたって、被削材の表面に平滑な切削表面を形成することができる。特に、高温での硬度の高い被削材、耐熱合金からなる被削材、鉄系材料を含む被削材を切削するための切削工具に好適に利用することができる。
【国際調査報告】
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