JP2014188618A - Cutting tool and manufacturing method thereof - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、切削工具およびその製造方法に関し、特に、耐欠損性に優れた切削工具およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a cutting tool and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a cutting tool having excellent fracture resistance and a manufacturing method thereof.
近年、被削材の高硬度化が進み、切削工具は高い硬度特性が要求されている。一般に、高硬度特性が要求される切削工具は、硬質合金、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）、ダイヤモンド、立方晶サイアロン（ｃＳｉＡｌＯＮ）、立方晶窒化アルミニウム（ｃＡｌＮ）等の硬質材料を切削部材として含んでいる。 In recent years, the hardness of work materials has been increased, and cutting tools are required to have high hardness characteristics. Generally, cutting tools that require high hardness characteristics include hard materials such as hard alloys, cubic boron nitride (cBN), diamond, cubic sialon (cSiAlON), cubic aluminum nitride (cAlN) as cutting members. Yes.
切削部材は、たとえば、上記硬質材料の粒子と結合材とを焼結して得られる焼結体であり、これを所望の切削工具の刃先形状に加工することにより、切削工具とすることができる。 The cutting member is, for example, a sintered body obtained by sintering the hard material particles and the binder, and can be formed into a cutting tool by processing this into a cutting edge shape of a desired cutting tool. .
また、被削材の高硬度化に加え、加工能率を高めるため切削速度が高速化されるなど、切削工具の使用条件は過酷化しており、切削工具の耐摩耗性および耐欠損性について、さらなる改善が求められている。 In addition to increasing the hardness of the work material, cutting tools have been used more severely, such as higher cutting speeds to increase machining efficiency. There is a need for improvement.
そこで、必要に応じて、焼結体の表面に対し、砥石による部分研磨または全面研磨を行った後さらにチャンファーやホーニングとよばれる刃先処理を施したり、焼結体表面に硬質膜を被覆したり、または被覆後の表面処理を行なうことによって切削工具の作製が行われている。 Therefore, if necessary, the surface of the sintered body is partially or fully polished with a grindstone and then subjected to a cutting edge process called chamfering or honing, or a hard film is coated on the surface of the sintered body. Alternatively, a cutting tool is manufactured by performing a surface treatment after coating.
特公平５−９２０１号公報には、超硬合金工具において、耐摩耗性や耐熱性向上の観点から設けられる被覆膜の膜厚を、切刃稜近傍のすくい面や逃げ面上で薄膜化して耐欠損性を向上することが提案されている。 In Japanese Patent Publication No. 5-9201, in a cemented carbide tool, the thickness of the coating film provided from the viewpoint of improving wear resistance and heat resistance is reduced on the rake face and flank face near the cutting edge. It has been proposed to improve the fracture resistance.
特開平０８−１１００５号公報には、硬質合金母材上に形成した被覆膜のうち、切刃稜線部の被覆膜をバレル研磨等により薄膜化して酸化物被膜を除去することにより、被覆膜の耐剥離性を向上して切削工具の耐欠損性を向上することが提案されている。 In Japanese Patent Laid-Open No. 08-11005, a coating film formed on a hard alloy base material is thinned by barrel polishing or the like to remove an oxide film from the coating film on the cutting edge ridge line portion. It has been proposed to improve the peel resistance of the cutting tool by improving the peel resistance of the coating film.
一方、切削部材の材料は、被削材の種類に応じて選択されている。たとえば、被削材が鋼や鋳鉄などの鉄族金属である場合には、一般に切削部材としてダイヤモンドではなくｃＢＮが用いられている。これは、ダイヤモンド中の炭素が高温下で鉄族元素と反応し、切削部材の摩耗が進行してしまうためである。また、切削部材をｃＢＮとしても、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）などの鉄族金属とは高温下で反応する。 On the other hand, the material of the cutting member is selected according to the type of work material. For example, when the work material is an iron group metal such as steel or cast iron, cBN is generally used as a cutting member instead of diamond. This is because the carbon in the diamond reacts with the iron group element at a high temperature and wear of the cutting member proceeds. Even if the cutting member is cBN, it reacts with iron group metals such as iron (Fe), nickel (Ni), and cobalt (Co) at high temperatures.
被削材が耐熱合金等である場合には、耐反応性（耐化学摩耗性）に優れたサイアロンが切削部材として用いられている。 When the work material is a heat-resistant alloy or the like, a sialon excellent in reaction resistance (chemical wear resistance) is used as a cutting member.
しかし、特公平５−９２０１号公報や特開平０８−１１００５号公報に従って表面に被覆膜を形成したり、あるいは、切刃稜線部の被覆膜から酸化物皮膜を除去することにより得られるサイアロンは、切削部材として十分な耐欠損性を有しているとはいえない。 However, a sialon obtained by forming a coating film on the surface according to Japanese Patent Publication No. 5-9201 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 08-11005, or by removing the oxide film from the coating film of the cutting edge ridge line portion. Does not have sufficient fracture resistance as a cutting member.
また、上記焼結体に被覆膜を形成せずに切削工具を作製する場合には、切削工具が切削部材として硬質材料を含んでいたとしても、十分な耐欠損性を得ることが困難であった。これは、焼結体が均一な組織を有しているため、刃先に亀裂が生じた場合に該亀裂の伝搬を阻止することが難しく、亀裂が伝搬して欠損に至ると考えられる。 Further, when a cutting tool is produced without forming a coating film on the sintered body, it is difficult to obtain sufficient fracture resistance even if the cutting tool includes a hard material as a cutting member. there were. This is because the sintered body has a uniform structure, so that it is difficult to prevent the crack from propagating when a crack occurs in the blade edge, and the crack propagates to cause a defect.
本発明は、上記のような課題を解決するためになされたものである。本発明の主たる目的は、耐反応性および耐欠損性に優れた切削工具を提供することにある。 The present invention has been made to solve the above-described problems. A main object of the present invention is to provide a cutting tool having excellent reaction resistance and fracture resistance.
本発明の切削工具は、切削に寄与する切削部を備え、切削部は、基材部と、基材部より相対的に高い圧縮応力が加えられており、基材部中に分散配置された複数の微小領域とを含む。 The cutting tool of the present invention includes a cutting part that contributes to cutting, and the cutting part is applied with a relatively high compressive stress compared to the base material part and the base material part, and is distributed in the base material part. A plurality of minute regions.
これにより、基材部中に分散配置された微小領域には、基材部より相対的に高い圧縮応力が加えられているため、切削部の微小欠損を抑制することができる。また、切削部に微小欠損が生じた場合にも、圧縮応力によって当該微小欠損の伝搬を抑制することができる。よって、本発明の切削工具は、優れた耐欠損性を示すことができる。 Thereby, since the compressive stress relatively higher than the base material part is applied to the micro area dispersedly arranged in the base material part, the micro defect of the cutting part can be suppressed. In addition, even when a minute defect occurs in the cutting portion, the propagation of the minute defect can be suppressed by the compressive stress. Therefore, the cutting tool of the present invention can exhibit excellent fracture resistance.
本発明の切削工具の製造方法は、異なる結晶相間での相変態が可能な材料を含む焼結体を準備する工程と、焼結体に切削に寄与する切削部を設ける工程と、切削部に対し局所的にレーザを照射して相変態を起こすことにより、レーザが照射されなかった部分よりも相対的に高い圧縮応力が加えられた複数の微小領域を形成する工程とを備える。 The manufacturing method of the cutting tool of the present invention includes a step of preparing a sintered body including a material capable of phase transformation between different crystal phases, a step of providing a cutting portion contributing to cutting in the sintered body, and a cutting portion. In contrast, the method includes a step of locally irradiating a laser to cause a phase transformation to form a plurality of minute regions to which a relatively high compressive stress is applied compared to a portion not irradiated with the laser.
これにより、焼結体に設けられた切削部において、レーザが照射されなかった部分よりも相対的に高い圧縮応力が加えられた複数の微小領域を形成することができるため、切削部の微小欠損を抑制することができ、耐欠損性に優れた切削工具を製造することができる。 Thereby, in the cutting part provided in the sintered body, a plurality of minute regions to which relatively higher compressive stress is applied than in the part not irradiated with the laser can be formed. Thus, it is possible to manufacture a cutting tool having excellent fracture resistance.
本発明によれば、耐欠損性に優れた切削工具を得ることができる。 According to the present invention, a cutting tool having excellent fracture resistance can be obtained.
以下、図面を参照して、本発明の実施の形態について説明する。
図１を参照して、本実施の形態の切削工具は、切削に寄与する切削部１を備える。切削工具において、切削部１は、台金２の所定の領域にろう付け層３を介して固定されている。
Embodiments of the present invention will be described below with reference to the drawings.
With reference to FIG. 1, the cutting tool of this Embodiment is provided with the cutting part 1 which contributes to cutting. In the cutting tool, the cutting part 1 is fixed to a predetermined region of the
切削部１は、立方晶サイアロン（ｃＳｉＡｌＯＮ）と結合材とからなる焼結体により形成されている。サイアロン（ＳｉＡｌＯＮ）は、窒化ケイ素にアルミニウムと酸素が固溶した構造を有する。ｃＳｉＡｌＯＮは、高圧相であり立方晶の結晶構造を有するＳｉＡｌＯＮである。 The cutting part 1 is formed of a sintered body made of cubic sialon (cSiAlON) and a binder. Sialon (SiAlON) has a structure in which aluminum and oxygen are dissolved in silicon nitride. cSiAlON is a SiAlON that is a high-pressure phase and has a cubic crystal structure.
図２を参照して、切削部１には、すくい面５と逃げ面７とが刃先稜線６を介して繋がるように設けられている。刃先稜線６は、被削材を切削する際に中心的作用点になっている。
Referring to FIG. 2, the cutting portion 1 is provided with a
切削部１において、刃先稜線６の周囲のすくい面５と逃げ面７には、基材部１０と、基材部１０中に分散配置された複数の微小領域１１とを備えている。切削部１は、その大部分が基材部１０からなる。基材部１０を構成する材料は、切削部１と同様にｃＳｉＡｌＯＮを含む。一方、微小領域１１を構成する材料はβサイアロン（βＳｉＡｌＯＮ）を含む。βＳｉＡｌＯＮは、常圧相であり六方晶の結晶構造を有する。ｃＳｉＡｌＯＮは、βＳｉＡｌＯＮと比べて高密度（ｃＳｉＡｌＯＮの密度は４．０ｇ／ｃｍ3，βＳｉＡｌＯＮの密度は３．２ｇ／ｃｍ3）であり、高い硬度を有する。切削部１は、その大部分が基材部１０からなるため、全体として高硬度とすることができる。
In the cutting part 1, the
微小領域１１は、切削部１の表面近傍に形成され、かつ切削部１の表面において直径が５μｍ以上１００μｍ以下程度の大きさで形成されている。さらに、微小領域１１は複数形成されており、微小領域１１の中心間の間隔は５０μｍ以上３００μｍ以下程度である。好ましくは、微小領域１１は、直径が５０μｍ以上１００μｍ以下である。このようにすることにより、微小領域１１は切削部１に生じた亀裂の伝搬を防止するために必要な大きさを有するとともに、微小領域１１の直径を一般的な切削工具の切り込み量（０．１ｍｍ以上０．５ｍｍ以下程度）よりも小さくすることができる。また、好ましくは、微小領域１１の中心間の間隔が１００μｍ以上２００μｍ以下程度である。これにより、微小領域１１の中心間の間隔は微小領域１１の直径の１倍以上２倍以下程度であるため、上記亀裂が隣り合う微小領域１１に伝搬した場合にも、さらなる亀裂の伝搬を抑制することができる。また、切削部１にレーザを照射して相変態を起こす時に、該レーザ照射部に不必要な酸化膜が形成されることを抑制することができる。また、図４および５を参照して、微小領域１１は、切削部１の表面から１０μｍ以上１００μｍ以下程度の深さを有している。
The
切削部１は、上述のように、基材部１０と、基材部１０中に分散配置された複数の微小領域１１とを含んでいるが、基材部１０と微小領域１１とが均一に混在した組織ではない。つまり、ｃＳｉＡｌＯＮとβＳｉＡｌＯＮとが均一に混在した組織ではない。ｃＳｉＡｌＯＮと結合材とにより均一に形成された切削部１において、一部の領域のｃＳｉＡｌＯＮをβＳｉＡｌＯＮに相変態させることで、切削部１の組織の均一性が破られる。このとき、ｃＳｉＡｌＯＮと比べて相対的に密度の小さいβＳｉＡｌＯＮは体積膨張しようとするものの、周囲をｃＳｉＡｌＯＮに覆われているため、βＳｉＡｌＯＮには圧縮応力が加えられることになる。
As described above, the cutting unit 1 includes the
このようにして、微小領域１１には基材部１０より相対的に高い圧縮応力が加えられている。微小領域１１は、切削部１の刃先稜線６の周囲に分散配置されているため、切削部１には部分的に圧縮応力が発生している。これにより、切削部１の刃先稜線６周囲の耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。
In this manner, a relatively high compressive stress is applied to the
また、図３および４を参照して、切削部１において、すくい面５と逃げ面７とがチャンファー部８を介して繋がるように設けられていてもよい。この場合、チャンファー部８が切削における中心的作用点となる。そのため、チャンファー部８およびチャンファー部８の周囲のすくい面５と逃げ面７を構成する基材部１０基材部１０中に、分散配置されるように複数の微小領域１１が形成されていればよい。このようにしても、切削部１に設けられたチャンファー部８周囲の耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。
3 and 4, in cutting part 1, rake
また、図５を参照して、切削部１において、すくい面５と逃げ面７とがホーニング部９を介して繋がるように設けられていてもよい。この場合、ホーニング部９が切削における中心的作用点となる。そのため、ホーニング部９およびホーニング部９の周囲のすくい面５と逃げ面７を構成する基材部１０中に、分散配置されるように複数の微小領域１１が形成されていればよい。このようにしても、切削部１に設けられたホーニング部９周囲の耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。
Referring to FIG. 5, in cutting part 1, rake
また、切削部１において、すくい面５と逃げ面７とがチャンファー部およびホーニング部を介して繋がるように設けられていてもよい。この場合、チャンファー部およびホーニング部が切削における中心的作用点となる。そのため、チャンファー部およびホーニング部、ならびにチャンファー部およびホーニング部の周囲のすくい面５と逃げ面７、基材部１０と、基材部中に分散配置された複数の微小領域１１とが形成されていればよい。このようにしても、切削部１に設けられたチャンファー部およびホーニング部の周囲の耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。
Moreover, in the cutting part 1, the
また、本実施の形態に係る切削工具は刃先形状がポジ型であるが、これに限られるものではなく、刃先形状がネガ型であってもよい。このようにしても、切削部１の刃先稜線６の周囲に微小領域１１を分散配置することにより、切削部１の刃先稜線６周囲の耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。
Further, the cutting tool according to the present embodiment has a positive edge shape, but is not limited thereto, and the edge shape may be a negative type. Even in this way, by disposing the
次に、図６を参照して、本実施の形態に係る切削工具の製造方法について説明する。本実施の形態に係る切削工具の製造方法は、異なる結晶相間での相変態が可能な材料を含む焼結体を準備する工程（Ｓ１０）と、焼結体に、切削に寄与する切削部を設ける工程（Ｓ２０）と、切削部に対し局所的にレーザを照射して、相変態を起こすことにより、レーザが照射されなかった部分よりも相対的に高い圧縮応力が加えられた複数の微小領域を形成する工程（Ｓ３０）とを備える。 Next, with reference to FIG. 6, the manufacturing method of the cutting tool which concerns on this Embodiment is demonstrated. The method for manufacturing a cutting tool according to the present embodiment includes a step (S10) of preparing a sintered body containing a material capable of phase transformation between different crystal phases, and a cutting portion that contributes to cutting in the sintered body. A plurality of microregions to which a relatively high compressive stress is applied compared to the portion not irradiated with the laser by causing the phase transformation by locally irradiating the cutting portion with the laser in the providing step (S20) Forming (S30).
まず、工程（Ｓ１０）では、ｃＳｉＡｌＯＮを含む焼結体を準備する。ｃＳｉＡｌＯＮは、任意の方法で作製することができるが、たとえば、以下の方法により作製する。 First, in the step (S10), a sintered body containing cSiAlON is prepared. Although cSiAlON can be produced by any method, for example, it is produced by the following method.
工程（Ｓ１０）において、まずｃＳｉＡｌＯＮの粉末を準備する（Ｓ１１）。ｃＳｉＡｌＯＮは、たとえば、βＳｉＡｌＯＮを衝撃圧縮法で処理することにより得られたものである。この場合、βＳｉＡｌＯＮは平均粒径が０．１μｍ以上１０μｍ以下のものを用いることが好ましい。衝撃圧縮法は、２０００℃以上４０００℃以下かつ４０ＧＰａ以上５０ＧＰａ以下の雰囲気にて行われることが好ましい。この条件で処理することで、βＳｉＡｌＯＮの３０％以上５０％以下を、ｃＳｉＡｌＯＮに変換することができる。 In step (S10), first, cSiAlON powder is prepared (S11). cSiAlON is obtained, for example, by processing βSiAlON by an impact compression method. In this case, it is preferable to use βSiAlON having an average particle size of 0.1 μm to 10 μm. The impact compression method is preferably performed in an atmosphere of 2000 ° C. to 4000 ° C. and 40 GPa to 50 GPa. By processing under these conditions, 30% to 50% of βSiAlON can be converted to cSiAlON.
衝撃圧縮法で処理することにより得られたｃＳｉＡｌＯＮは、精製することが好ましい。上記のとおり、βＳｉＡｌＯＮを衝撃圧縮法で処理すると、これらのＳｉＡｌＯＮの一部はｃＳｉＡｌＯＮに変換されずに残る。したがって、衝撃圧縮処理後の粉末には、ｃＳｉＡｌＯＮとともに、βＳｉＡｌＯＮ、およびわずかな非晶質物質が含まれる。したがって、処理後の粉末からｃＳｉＡｌＯＮを精製することで、ｃＳｉＡｌＯＮの含有量が高い粉末を得ることができる。 It is preferable to refine | purify cSiAlON obtained by processing by the impact compression method. As described above, when βSiAlON is processed by the impact compression method, a part of these SiAlON remains without being converted into cSiAlON. Therefore, the powder after the impact compression treatment contains βSiAlON and a slight amount of amorphous material together with cSiAlON. Therefore, a powder having a high content of cSiAlON can be obtained by purifying cSiAlON from the treated powder.
ｃＳｉＡｌＯＮの精製は、たとえば以下の方法で行うことができる。初めに、衝撃圧縮法で処理後の粉末を、フッ酸などの酸性溶液で洗浄する。非晶質物質は酸性溶液に溶解するため、前記粉末を酸性溶液で洗浄すると、非晶質物質を除去することができる。次に、洗浄後の粉末に含まれるｃＳｉＡｌＯＮと、βＳｉＡｌＯＮとを、比重の差を利用して分離する。ｃＳｉＡｌＯＮの密度は４．０ｇ／ｃｍ3であり、βＳｉＡｌＯＮの密度は３．１４ｇ／ｃｍ3と異なるため、遠心分離することで、ｃＳｉＡｌＯＮを精製することができる。このようにして得られたｃＳｉＡｌＯＮの平均粒径は０．０１μｍ以上５μｍ以下程度である。 The purification of cSiAlON can be performed, for example, by the following method. First, the powder after the treatment by the impact compression method is washed with an acidic solution such as hydrofluoric acid. Since the amorphous substance is dissolved in the acidic solution, the amorphous substance can be removed by washing the powder with the acidic solution. Next, cSiAlON and βSiAlON contained in the washed powder are separated using a difference in specific gravity. Density of CSiAlON is 4.0 g / cm 3, the density of βSiAlON is different from the 3.14 g / cm 3, by centrifuging, can be purified CSiAlON. The average particle diameter of the cSiAlON thus obtained is about 0.01 μm or more and 5 μm or less.
工程（Ｓ１０）において、さらに、結合材を準備する（Ｓ１２）。結合材は、以下に示す第１化合物および第２化合物の少なくともいずれかからなる。 In the step (S10), a binder is further prepared (S12). The binder is composed of at least one of the following first compound and second compound.
第１化合物は、鉄、コバルト、ニッケル、周期律表の第４ａ族元素、第５ａ族元素、および第６ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素である。 The first compound is at least one element selected from the group consisting of iron, cobalt, nickel, Group 4a element, Group 5a element, and Group 6a element of the Periodic Table.
第１化合物は、特に鉄、ニッケル、コバルト、チタン、ジルコニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、タングステン、ハフニウムを用いることが好ましい。これらの第１化合物は一種類を用いても、異なる種類を組み合わせて用いてもよい。 As the first compound, iron, nickel, cobalt, titanium, zirconium, vanadium, niobium, tantalum, chromium, molybdenum, tungsten, and hafnium are particularly preferably used. These first compounds may be used alone or in combination with different kinds.
第２化合物は、第４ａ族元素、第５ａ族元素、および第６ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素および硼素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とからなる少なくとも１種の化合物であり、該化合物の固溶体も含む。 The second compound includes at least one element selected from the group consisting of Group 4a elements, Group 5a elements, and Group 6a elements, and at least one element selected from the group consisting of carbon, nitrogen, and boron. At least one compound comprising a solid solution of the compound.
第２化合物は、第４ａ族元素、第５ａ族元素、および第６ａ族元素よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素の炭化物、前記元素の窒化物、前記元素の炭窒化物、および前記元素の硼化物よりなる群から選ばれる少なくとも１種の化合物であることが好ましい。たとえば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＢ2、ＺｒＮ、ＺｒＣ、ＺｒＢ2、ＶＮ、ＶＣ、ＷＣを用いることが好ましい。これらの第２化合物は一種類を用いても、異なる種類を組み合わせて用いてもよい。 The second compound is a carbide of at least one element selected from the group consisting of a group 4a element, a group 5a element, and a group 6a element, a nitride of the element, a carbonitride of the element, and the element Preferably, the compound is at least one compound selected from the group consisting of borides. For example, TiN, TiC, TiCN, TiB 2 , ZrN, ZrC, ZrB 2 , VN, VC, WC are preferably used. These second compounds may be used alone or in combination with different types.
結合材は、焼結体中のｃＳｉＡｌＯＮの粒子間、βＳｉＡｌＯＮの粒子間およびこれらの粒子間の結合力を高め、焼結体の靭性を向上することができると考えられる。この焼結体の特性が、切削工具の耐欠損性の向上をもたらすと考えられる。 It is considered that the binder can enhance the toughness of the sintered body by increasing the bonding force between the particles of cSiAlON, the particles of βSiAlON in the sintered body, and between these particles. It is considered that the characteristics of the sintered body improve the fracture resistance of the cutting tool.
次に、工程（Ｓ１１）により準備されたｃＳｉＡｌＯＮ粉末と、工程（Ｓ１２）により準備された結合材（第１化合物および第２化合物の少なくともいずれか）とを混合して混合物を得る（Ｓ１３）。 Next, the cSiAlON powder prepared in the step (S11) and the binder (at least one of the first compound and the second compound) prepared in the step (S12) are mixed to obtain a mixture (S13).
混合物中に、結合材（第１化合物および第２化合物）が、合計で０．５質量％以上５質量％以下の範囲で含まれることが好ましい。混合物に結合材として第１化合物のみが含まれ、第２化合物が含まれていない場合は、第１化合物が０．５質量％以上５質量％以下の範囲で含まれることが好ましい。混合物に結合材として第２化合物のみが含まれ、第１化合物が含まれていない場合は、第２化合物が０．５質量％以上５質量％以下の範囲で含まれることが好ましい。混合物に結合材として第１化合物および第２化合物の両方が含まれている場合は、これらが合計で０．５質量％以上５質量％以下の範囲で含まれることが好ましい。混合物に含まれる結合材が０．５質量％未満であれば、ｃＳｉＡｌＯＮ粒子間を十分に結合させることが難しい。また、混合物に含まれる結合材が５質量％超えであれば、結合材の硬度はｃＳｉＡｌＯＮと比べてはるかに低いため、焼結体の硬度特性を低下されるおそれがある。 It is preferable that the binder (the first compound and the second compound) is included in the mixture in the range of 0.5% by mass or more and 5% by mass or less. When the mixture contains only the first compound as a binder and does not contain the second compound, the first compound is preferably contained in the range of 0.5 mass% to 5 mass%. When the mixture contains only the second compound as a binder and does not contain the first compound, the second compound is preferably contained in the range of 0.5 mass% to 5 mass%. When both the 1st compound and the 2nd compound are contained as a binder in a mixture, it is preferable that these are contained in the range of 0.5 to 5 mass% in total. If the binder contained in the mixture is less than 0.5% by mass, it is difficult to sufficiently bond the cSiAlON particles. If the binder contained in the mixture exceeds 5% by mass, the hardness of the binder is much lower than that of cSiAlON, and the hardness characteristics of the sintered body may be reduced.
混合物は、たとえば、予めｃＳｉＡｌＯＮと、結合材（第１化合物および第２化合物の少なくともいずれか）を、エタノールなどの有機溶媒中で超音波分散するか又はボールミル中で混合し、得られたスラリーをドライヤーなどで乾燥して得ることができる。 The mixture is prepared by, for example, preliminarily dispersing cSiAlON and a binder (at least one of the first compound and the second compound) in an organic solvent such as ethanol or mixing in a ball mill. It can be obtained by drying with a dryer or the like.
次に、混合物を焼結して焼結体を得る（Ｓ１４）。焼結は、混合物を加圧成形した後に行うことができる。また、加圧成形と焼結とを同時に行うこともできる。たとえば、ホットプレスのように加圧成形しながら焼結すると、焼結が促進される。加圧成形の圧力は１ＭＰａ以上５０ＭＰａ以下が好ましく、１０ＭＰａ以上３０ＭＰａ以下がより好ましい。また、焼結温度は１４００℃以上２０００℃以下が好ましく、１４００℃以上１６００℃以下がより好ましい。 Next, the mixture is sintered to obtain a sintered body (S14). Sintering can be performed after the mixture is pressure formed. Moreover, pressure molding and sintering can be performed simultaneously. For example, when sintering is performed while being pressure-formed as in a hot press, the sintering is promoted. The pressure for pressure molding is preferably 1 MPa or more and 50 MPa or less, and more preferably 10 MPa or more and 30 MPa or less. The sintering temperature is preferably 1400 ° C. or higher and 2000 ° C. or lower, and more preferably 1400 ° C. or higher and 1600 ° C. or lower.
また、冷間静水圧加圧（ＣＩＰ）で成形した後、さらに熱間静水圧加圧（ＨＩＰ）を用いて焼結することもできる。この場合も、焼結を促進することができる。 Moreover, after shaping | molding by cold isostatic pressing (CIP), it can also sinter using hot isostatic pressing (HIP). Also in this case, sintering can be promoted.
次に、微小領域１１が形成された切削部１を備える焼結体を、台金２にろう付け層３を介して固着させる（工程Ｓ１５）。
Next, the sintered body including the cutting portion 1 in which the
このようにして、工程（Ｓ１０）において、工程（Ｓ１１）〜工程（Ｓ１５）を実施することで、ｃＳｉＡｌＯＮを含む焼結体を準備することができる。 Thus, in the step (S10), the sintered body containing cSiAlON can be prepared by performing the steps (S11) to (S15).
次に、図２を参照して、焼結体に切削に寄与する切削部１を設ける（Ｓ２０）。ここで、切削部１は、切削工具において切削に寄与する部分であり、具体的には、すくい面５、逃げ面７等をいう。すくい面５と逃げ面７との境界部（刃先稜線６）に、チャンファー部やホーニング部を設けた場合には、これらも切削部１に含む。チャンファー部やホーニング部を設けることにより、切削に寄与する切削部１の耐欠損性や耐摩耗性を向上することができる。
Next, with reference to FIG. 2, the cutting part 1 which contributes to cutting is provided in a sintered compact (S20). Here, the cutting part 1 is a part which contributes to cutting in the cutting tool, and specifically refers to a
次に、切削部１に対し局所的にレーザを照射して、ｃＳｉＡｌＯＮからｈＳｉＡｌＯＮに相変態を起こすことにより、レーザが照射されなかった部分（基材部１０）よりも相対的に高い圧縮応力が加えられた複数の微小領域１１を形成する（Ｓ３０）。切削部１におけるｃＳｉＡｌＯＮに対し、局所的にかつ分散してレーザを照射することにより、立方晶から六方晶への相変態に必要なエネルギーを供給することができる。この結果、レーザを照射された微小領域におけるｃＳｉＡｌＯＮは、βＳｉＡｌＯＮに相変態することができる。 Next, by locally irradiating the cutting part 1 with a laser and causing a phase transformation from cSiAlON to hSiAlON, a relatively higher compressive stress than that of the part not irradiated with the laser (base material part 10) is obtained. A plurality of added microregions 11 are formed (S30). By irradiating the cSiAlON in the cutting part 1 with laser locally and dispersedly, energy necessary for phase transformation from cubic to hexagonal can be supplied. As a result, cSiAlON in the minute region irradiated with the laser can be transformed into βSiAlON.
βＳｉＡｌＯＮは、ｃＳｉＡｌＯＮと比べて密度が低い。たとえば、ｃＳｉＡｌＯＮの密度は４．０ｇ／ｃｍ3であるのに対し、βＳｉＡｌＯＮの密度は３．２ｇ／ｃｍ3である。このため、ｃＳｉＡｌＯＮにおいて部分的にβＳｉＡｌＯＮに相変態させることにより、当該βＳｉＡｌＯＮに相変態した領域は体積が２割程度膨張しようとする。しかし微小領域１１としてのβＳｉＡｌＯＮは周囲を基材部１０としてのｃＳｉＡｌＯＮに囲まれているため、ｃＳｉＡｌＯＮからβＳｉＡｌＯＮに相変態した微小領域には圧縮応力が加わる。このようにすることで、切削工具の切削部１の耐欠損性を向上することができる。また、切削部１において亀裂が発生した場合にも、亀裂の伝搬を抑制することができる。
βSiAlON has a lower density than cSiAlON. For example, the density of cSiAlON is 4.0 g / cm 3 while the density of βSiAlON is 3.2 g / cm 3 . For this reason, when the phase is partially transformed into βSiAlON in cSiAlON, the region transformed into βSiAlON tends to expand in volume by about 20%. However, since βSiAlON as the
本工程（Ｓ３０）におけるレーザ照射条件は、微小領域１１の形成条件に応じて決まる。
The laser irradiation conditions in this step (S30) are determined according to the formation conditions of the
一つの微小領域１１の大きさは５μｍ以上１００μｍ以下とするのが好ましい。微小領域１１の大きさを５μｍ以上とすることで耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。また、微小領域１１の大きさを１００μｍ以下とすることで硬度低下を抑制することができる。これは、上述のように、微小領域１１に含まれるβＳｉＡｌＯＮは、基材部１０に含まれるｃＳｉＡｌＯＮと比べて硬度が低いためである。微小領域１１の大きさを５μｍ以上１００μｍ以下程度とする場合には、本工程（Ｓ３０）において、レーザ径を５μｍ以上１００μｍ以下程度とすればよい。このとき、微小領域１１は表面から深さ１０μｍ以上１００μｍ以下程度に形成されていればよい。
The size of one
隣り合う微小領域１１の間隔は、５０μｍ以上３００μｍ以下とすればよく、好ましくは１００μｍ以上２００μｍ以下程度である。本工程（Ｓ３０）において、レーザの照射間隔は、切削部１において隣り合う微小領域１１の所望の間隔に応じて決めればよく、たとえば、０.１ｍｍの間隔で微小領域１１を形成する場合には、レーザの走査速度を３０００ｍｍ／ｓとして、レーザの繰り返し周波数を３０ｋＨｚとすればよい。
The interval between
また、本工程（Ｓ３０）において、レーザの出力条件は、ｃＳｉＡｌＯＮをβＳｉＡｌＯＮへ相変態させるのに必要なエネルギーを、レーザを照射した部分のｃＳｉＡｌＯＮに供給可能な値とする。たとえば、平均出力は１０Ｗ以上５０Ｗ以下とし、レーザのパルス幅を１ｐｓ以上５００ｎｓ以下とする。これにより、ｃＳｉＡｌＯＮからβＳｉＡｌＯＮへの相変態に必要なエネルギーを供給することができる。 In this step (S30), the laser output condition is such that the energy necessary for phase transformation of cSiAlON to βSiAlON can be supplied to cSiAlON in the portion irradiated with the laser. For example, the average output is 10 W or more and 50 W or less, and the laser pulse width is 1 ps or more and 500 ns or less. Thereby, energy required for the phase transformation from cSiAlON to βSiAlON can be supplied.
以上のように、本実施の形態に係る切削工具およびその製造方法によれば、ｃＳｉＡｌＯＮと結合材とからなる焼結体を形成したのち、焼結体に設けた切削部において所定の条件（大きさ、間隔、深さ等）でｃＳｉＡｌＯＮからβＳｉＡｌＯＮに相変態させて、基材部と基材部と比べて相対的に高い圧縮応力が加えられている微小領域とを形成することができる。これにより、切削部の耐欠損性を向上することができ、かつ切削部の耐亀裂伝搬性を向上することができる。 As described above, according to the cutting tool and the manufacturing method thereof according to the present embodiment, after forming a sintered body made of cSiAlON and a binding material, a predetermined condition (large size) is obtained in a cutting portion provided in the sintered body. Then, phase transformation from cSiAlON to βSiAlON can be performed with a relatively high compressive stress compared to the base material portion. Thereby, the fracture resistance of the cutting part can be improved, and the crack propagation resistance of the cutting part can be improved.
本実施の形態において、微小領域１１にはβＳｉＡｌＯＮが含まれていたが、これに限られるものではない。αＳｉＡｌＯＮおよびβＳｉＡｌＯＮの少なくともいずれかが含まれていればよい。αＳｉＡｌＯＮも、βＳｉＡｌＯＮと同様に、ＳｉＡｌＯＮの常圧相であり六方晶の結晶構造を有する。また、αＳｉＡｌＯＮは、ｃＳｉＡｌＯＮと比べて低密度であり、かつｃＳｉＡｌＯＮから相変態可能である。そのため、ｃＳｉＡｌＯＮが含まれている基材部１０において、αＳｉＡｌＯＮが含まれている微小領域１１を形成することにより、微小領域１１には基材部１０と比べて高い圧縮応力が加えられることになる。よって、このようにしても、切削部１の耐欠損性および耐亀裂伝搬性を向上することができる。
In the present embodiment, βSiAlON is included in
本実施の形態において、切削部１を構成する材料はＳｉＡｌＯＮであったが、これに限られるものではない。本発明は、切削部１を構成する材料として、高圧相（高密度相であり、たとえばｃＡｌＮやｃＢＮ）と常圧相（低密度相であり、たとえばｈＡｌＮやｈＢＮ）を持つ材料とすることができる。このようにしても、該材料からなる高密度相の焼結体に対して外部からレーザなどによって局所的にエネルギーを供給することにより、高密度相である基材部１０中に低密度相である微小領域１１を局所的に形成することができる。その結果、該低密度相（微小領域１１）は高密度相（基材部１１）に対して体積膨張しようとするため、高密度相と比べて高い圧縮応力が加えられている低密度相（微小領域１１）を形成することができる。
In this Embodiment, the material which comprises the cutting part 1 was SiAlON, However, It is not restricted to this. In the present invention, the material constituting the cutting part 1 is a material having a high-pressure phase (a high-density phase such as cAlN or cBN) and a normal pressure phase (a low-density phase such as hAlN or hBN). it can. Even in this case, by supplying energy locally to the sintered body of the high-density phase made of the material by a laser or the like, the low-density phase is introduced into the
ここで、上述した実施の形態と一部重複する部分もあるが、本発明の特徴的な構成を列挙する。 Here, although there is a part which overlaps with embodiment mentioned above, the characteristic structure of this invention is enumerated.
この発明に従った切削工具は、切削に寄与する切削部１を備え、切削部１は、基材部１０と、基材部１０より相対的に高い圧縮応力が加えられており基材部中に分散配置された複数の微小領域１１とを含む。
The cutting tool according to the present invention includes a cutting part 1 that contributes to cutting, and the cutting part 1 is applied with a
これにより、本発明の切削工具は、切削部１において基材部１０より相対的に高い圧縮応力が加えられる微小領域１１を含むため、切削部１の耐欠損性を向上することができる。また、切削部１における亀裂の発生および伝搬を抑制することができる。
Thereby, since the cutting tool of this invention contains the micro area |
微小領域１１の結晶相は、基材部１０の結晶相と異なっていてもよい。これにより、切削部１において異なる結晶相が混在するため、切削部１において発生した亀裂を屈折させ、亀裂の伝搬を抑制することができる。
The crystal phase of the
切削部１を構成する材料は、異なる結晶相間での相変態が可能な材料を含んでもよい。これにより、ある１つの結晶相として均一な焼結体を形成したのち、微小領域１１を形成する領域のみにおいて相変態を起こすことにより、基材部１０と、基材部１０と比べて高い圧縮応力が加えられている微小領域１１とを容易に形成することができる。
The material constituting the cutting part 1 may include a material capable of phase transformation between different crystal phases. Thereby, after forming a uniform sintered body as a certain crystal phase, a phase transformation is caused only in the region where the
切削部１を構成する材料は、高密度相（たとえば立方晶）から低密度相（たとえば六方晶）への相変態が可能な材料を含み、基材部１０の主な結晶相が高密度相であり、微小領域１１の主な結晶相が低密度相としてもよい。これにより、切削部１は、高硬度の基材部１０と、密度は低いが圧縮応力が付与された微小領域１１とを含むことができ、高硬度でかつ耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れた切削工具を得ることができる。
The material constituting the cutting portion 1 includes a material capable of phase transformation from a high-density phase (for example, cubic) to a low-density phase (for example, hexagonal), and the main crystal phase of the
切削部１を構成する材料はサイアロンとしてもよい。これにより、被削材料との反応性が低く、かつ耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れた切削工具とすることができる。 The material constituting the cutting part 1 may be sialon. Thereby, it can be set as the cutting tool with low reactivity with a work material, and excellent in fracture resistance and crack propagation resistance.
微小領域１１は主にα型サイアロン（αＳｉＡｌＯＮ）およびβ型サイアロン（βＳｉＡｌＯＮ）の少なくともいずれかを含んでもよい。αＳｉＡｌＯＮおよびβＳｉＡｌＯＮはいずれもｃＳｉＡｌＯＮと比べて密度が小さい。そのため、均一な組織における一部のｃＳｉＡｌＯＮをαＳｉＡｌＯＮおよびβＳｉＡｌＯＮの少なくともいずれかに相変態させることにより、切削部１において基材部１０と比べて高い圧縮応力が加えられた微小領域１１を形成することができる。
The
切削部１はすくい面５を有し、微小領域１１がすくい面５に形成されていてもよい。これにより、耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れたすくい面５を有する切削工具とすることができる。
The cutting part 1 may have a
切削部１は逃げ面７を有し、微小領域１１が逃げ面７に形成されていてもよい。これにより、耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れた逃げ面７を有する切削工具とすることができる。
The cutting part 1 may have a
切削部１はチャンファー部８を有し、微小領域１１がチャンファー部８に形成されていてもよい。これにより、耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れたチャンファー部８を有する切削工具とすることができる。
The cutting part 1 may have a
切削部１はホーニング部９を有し、微小領域１１がホーニング部９に形成されていてもよい。これにより、耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れたホーニング部９を有する切削工具とすることができる。
The cutting part 1 may include a honing
この発明に従った切削工具の製造方法は、異なる結晶相間での相変態が可能な材料を含む焼結体を準備する工程（Ｓ１０）と、焼結体に、切削に寄与する切削部１を設ける工程（Ｓ２０）と、切削部１に対し局所的にレーザを照射して、相変態を起こすことにより、レーザが照射されなかった部分（基材部１０）よりも相対的に高い圧縮応力が加えられた複数の微小領域１１を形成する工程（Ｓ３０）とを備える。 The method for manufacturing a cutting tool according to the present invention includes a step (S10) of preparing a sintered body containing a material capable of phase transformation between different crystal phases, and a cutting portion 1 that contributes to cutting in the sintered body. The step (S20) of providing and the cutting part 1 is locally irradiated with a laser to cause a phase transformation, whereby a relatively higher compressive stress than the part not irradiated with the laser (base material part 10). Forming a plurality of added micro regions 11 (S30).
これにより、本発明に従った切削工具を得ることができる。また、一つの結晶相で均一に形成された焼結体に対し、レーザを照射することにより、レーザの照射領域のみを異なる結晶相に相変態させることができる。よって、レーザの照射条件（レーザのスポット径、出力、繰り返し周波数、走査速度、走査範囲等）を任意に設定することで、基材部１０と、基材部１０と比べて高い圧縮応力が加えられている微小領域１１とを所望の構成で形成することができる。
Thereby, the cutting tool according to the present invention can be obtained. Further, by irradiating a sintered body uniformly formed of one crystal phase with a laser, only the laser irradiation region can be transformed into a different crystal phase. Therefore, by arbitrarily setting the laser irradiation conditions (laser spot diameter, output, repetition frequency, scanning speed, scanning range, etc.), a high compressive stress is applied compared to the
以下、本発明の実施例について説明する。 Examples of the present invention will be described below.
（実施例１〜９）
本実施例１〜９に係る切削工具を以下の方法で作製した。まず、βＳｉＡｌＯＮ粒子をステンレス製容器に充填し、爆薬の爆発による衝撃圧縮法により、約４０ＧＰａの圧力および２０００℃以上２５００℃以下の温度で処理した。回収した粉末をＸ線回折で分析すると、ｃＳｉＡｌＯＮおよびβＳｉＡｌＯＮが含まれていた。
(Examples 1-9)
The cutting tools according to Examples 1 to 9 were produced by the following method. First, βSiAlON particles were filled in a stainless steel container and treated at a pressure of about 40 GPa and a temperature of 2000 ° C. or higher and 2500 ° C. or lower by an impact compression method using an explosive explosion. When the recovered powder was analyzed by X-ray diffraction, cSiAlON and βSiAlON were contained.
回収した粉末をフッ酸で洗浄し、洗浄後の粉末に含まれるｃＳｉＡｌＯＮとβＳｉＡｌＯＮとを比重の差を利用して分離し、ｃＳｉＡｌＯＮの粉末を回収した。 The collected powder was washed with hydrofluoric acid, and cSiAlON and βSiAlON contained in the washed powder were separated using the difference in specific gravity, and cSiAlON powder was collected.
結合材として、ＴｉＮを準備した。
次に、混合物における結合材の含有率が２質量％となるように、ｃＳｉＡｌＯＮの粉末と結合材粒子とをボールミルを用いて混合した。得られた混合粉末を超硬製容器に充填し、６．５ＧＰａの圧力を加えながら１６５０℃で１５分間焼結し、焼結体Ａを得た。
TiN was prepared as a binder.
Next, the powder of cSiAlON and the binder particles were mixed using a ball mill so that the binder content in the mixture was 2% by mass. The obtained mixed powder was filled into a cemented carbide container and sintered at 1650 ° C. for 15 minutes while applying a pressure of 6.5 GPa to obtain a sintered body A.
続いて、上記焼結体ＡをＩＳＯ型番ＳＮＧＡ１２０４１２形状の切削用チップに加工し、上記焼結体Ａに切削部を形成した。 Subsequently, the sintered body A was processed into a cutting tip having an ISO model number SNGA12041 shape, and a cutting portion was formed on the sintered body A.
さらに、焼結体Ａの上記切削部にレーザを照射して、微小領域を形成した。ここで、表１〜３を参照して、波長、平均出力、パルス幅、および繰り返し周波数の異なる２種類のレーザ光を用いて、さらにレーザの走査速度とスポット径の異なる９通りのレーザ照射条件を作成した。このようにして、同一の焼結体Ａに対してレーザ照射条件のみが異なる、実施例１〜９の切削工具を作製した。 Furthermore, a laser beam was irradiated to the cutting part of the sintered body A to form a minute region. Here, referring to Tables 1 to 3, nine types of laser irradiation conditions with different laser scanning speeds and spot diameters using two types of laser beams having different wavelengths, average outputs, pulse widths, and repetition frequencies. It was created. In this way, cutting tools of Examples 1 to 9 having different laser irradiation conditions from the same sintered body A were produced.
（比較例１）
比較例１に係る切削工具として、上記実施例１〜９と同様に作製した焼結体Ａの切削部に対し、レーザ照射を行わずに作製した切削工具を準備した。
(Comparative Example 1)
As a cutting tool according to Comparative Example 1, a cutting tool prepared without performing laser irradiation was prepared for the cutting portion of the sintered body A manufactured in the same manner as in Examples 1 to 9.
（実施例１０〜１８）
本実施例１０〜１８に係る切削工具を以下の方法で作製した。まず、βＳｉＡｌＯＮ粒子をステンレス製容器に充填し、爆薬の爆発による衝撃圧縮法により、約４０ＧＰａの圧力および２０００℃以上２５００℃以下の温度で処理した。回収した粉末をＸ線回折で分析すると、ｃＳｉＡｌＯＮおよびβＳｉＡｌＯＮが含まれていた。
(Examples 10 to 18)
Cutting tools according to Examples 10 to 18 were produced by the following method. First, βSiAlON particles were filled in a stainless steel container and treated at a pressure of about 40 GPa and a temperature of 2000 ° C. or higher and 2500 ° C. or lower by an impact compression method using an explosive explosion. When the recovered powder was analyzed by X-ray diffraction, cSiAlON and βSiAlON were contained.
回収した粉末をフッ酸で洗浄し、洗浄後の粉末に含まれるｃＳｉＡｌＯＮとβＳｉＡｌＯＮとを比重の差を利用して分離し、ｃＳｉＡｌＯＮの粉末を回収した。 The collected powder was washed with hydrofluoric acid, and cSiAlON and βSiAlON contained in the washed powder were separated using the difference in specific gravity, and cSiAlON powder was collected.
結合材として、ＴｉＮを準備した。
次に、混合物における結合材の含有率が４質量％となるように、ｃＳｉＡｌＯＮの粉末と結合材粒子とをボールミルを用いて混合した。得られた混合粉末を超硬製容器に充填し、６．５ＧＰａの圧力を加えながら１６５０℃で１５分間焼結し、焼結体Ｂを得た。
TiN was prepared as a binder.
Next, the powder of cSiAlON and the binder particles were mixed using a ball mill so that the content of the binder in the mixture was 4% by mass. The obtained mixed powder was filled into a cemented carbide container and sintered at 1650 ° C. for 15 minutes while applying a pressure of 6.5 GPa to obtain a sintered body B.
続いて、上記焼結体ＢをＩＳＯ型番ＳＮＧＡ１２０４１２形状の切削用チップに加工し、上記焼結体Ｂに切削部を形成した。 Subsequently, the sintered body B was processed into a cutting tip having an ISO model number SNGA12041 shape, and a cutting portion was formed in the sintered body B.
さらに、焼結体Ｂの上記切削部にレーザを照射して、微小領域を形成した。ここで、表１〜３を参照して、波長、平均出力、パルス幅、および繰り返し周波数の異なる２種類のレーザ光を用いて、さらにレーザの走査速度とスポット径の異なる９通りのレーザ照射条件を作成した。このようにして、同一の焼結体Ｂに対してレーザ照射条件のみが異なる、実施例１０〜１８の切削工具を作製した。 Furthermore, a laser beam was irradiated to the cutting part of the sintered body B to form a micro area. Here, referring to Tables 1 to 3, nine types of laser irradiation conditions with different laser scanning speeds and spot diameters using two types of laser beams having different wavelengths, average outputs, pulse widths, and repetition frequencies. It was created. In this way, cutting tools of Examples 10 to 18 having different laser irradiation conditions from the same sintered body B were produced.
（比較例２）
比較例２に係る切削工具は、上記実施例１０〜１８と同様の焼結体Ｂにレーザ照射を行わずに、ＩＳＯ型番ＳＮＧＡ１２０４１２形状の切削用チップに加工して形成した。
(Comparative Example 2)
The cutting tool according to Comparative Example 2 was formed by processing the same sintered body B as in Examples 10 to 18 above into a cutting tip having an ISO model number SNGA12041 shape without performing laser irradiation.
（実施例１９〜２７）
本実施例１９〜２７に係る切削工具を以下の方法で作製した。まず、βＳｉＡｌＯＮ粒子をステンレス製容器に充填し、爆薬の爆発による衝撃圧縮法により、約４０ＧＰａの圧力および２０００℃以上２５００℃以下の温度で処理した。回収した粉末をＸ線回折で分析すると、ｃＳｉＡｌＯＮおよびβＳｉＡｌＯＮが含まれていた。
(Examples 19 to 27)
Cutting tools according to Examples 19 to 27 were produced by the following method. First, βSiAlON particles were filled in a stainless steel container and treated at a pressure of about 40 GPa and a temperature of 2000 ° C. or higher and 2500 ° C. or lower by an impact compression method using an explosive explosion. When the recovered powder was analyzed by X-ray diffraction, cSiAlON and βSiAlON were contained.
回収した粉末をフッ酸で洗浄し、洗浄後の粉末に含まれるｃＳｉＡｌＯＮとβＳｉＡｌＯＮとを比重の差を利用して分離し、ｃＳｉＡｌＯＮの粉末を回収した。 The collected powder was washed with hydrofluoric acid, and cSiAlON and βSiAlON contained in the washed powder were separated using the difference in specific gravity, and cSiAlON powder was collected.
結合材として、ＴｉＮを準備した。
次に、混合物における結合材の含有率が５質量％となるように、ｃＳｉＡｌＯＮの粉末と結合材粒子とをボールミルを用いて混合した。得られた混合粉末を超硬製容器に充填し、６．５ＧＰａの圧力を加えながら１６５０℃で１５分間焼結し、焼結体Ｃを得た。
TiN was prepared as a binder.
Next, the powder of cSiAlON and the binder particles were mixed using a ball mill so that the binder content in the mixture was 5% by mass. The obtained mixed powder was filled into a cemented carbide container and sintered at 1650 ° C. for 15 minutes while applying a pressure of 6.5 GPa to obtain a sintered body C.
続いて、上記焼結体ＣをＩＳＯ型番ＳＮＧＡ１２０４１２形状の切削用チップに加工し、上記焼結体Ｃに切削部を形成した。 Subsequently, the sintered body C was processed into a cutting tip having the ISO model number SNGA120204 shape, and a cutting portion was formed in the sintered body C.
さらに、焼結体Ｃの上記切削部にレーザを照射して、微小領域を形成した。ここで、表１〜３を参照して、波長、平均出力、パルス幅、および繰り返し周波数の異なる２種類のレーザ光を用いて、さらにレーザの走査速度とスポット径の異なる９通りのレーザ照射条件を作成した。このようにして、同一の焼結体Ｃに対してレーザ照射条件のみが異なる、実施例１９〜２７の切削工具を作製した。 Furthermore, a laser beam was irradiated to the cutting part of the sintered body C to form a micro area. Here, referring to Tables 1 to 3, nine types of laser irradiation conditions with different laser scanning speeds and spot diameters using two types of laser beams having different wavelengths, average outputs, pulse widths, and repetition frequencies. It was created. In this way, cutting tools of Examples 19 to 27 were produced, in which only the laser irradiation conditions differed from the same sintered body C.
（比較例３）
比較例３に係る切削工具は、上記実施例１９〜２７と同様の焼結体Ｃにレーザ照射を行わずに、ＩＳＯ型番ＳＮＧＡ１２０４１２形状の切削用チップに加工して形成した。
(Comparative Example 3)
The cutting tool according to Comparative Example 3 was formed by processing the same sintered body C as in Examples 19 to 27 into a cutting tip having an ISO model number SNGA12041 shape without performing laser irradiation.
（評価１）
実施例の切削工具について、Ｘ線回折法により、以下の条件で応力測定を行った。Ｘ線回折装置Ｘ’ｐｅｒｔを用いて、（４４０）面に対するｓｉｎ2Ψ法（並傾法）により、焼結体の厚み方向の応力状態を測定した。Ｘ線はＣｕ−Ｋαを用い、励起条件は４５ｋＶ，２００ｍＡとした。また、コリメータを用いてＸ線の照射領域をΦ０．３ｍｍとした。なお、比較例の切削工具はレーザ照射を実施していないため焼結体は均一な結晶相を有した状態を維持しており、圧縮応力は誘起されていない。
(Evaluation 1)
About the cutting tool of an Example, stress measurement was performed on condition of the following by the X ray diffraction method. The stress state in the thickness direction of the sintered body was measured by the sin 2 Ψ method (parallel tilt method) with respect to the (440) plane using an X-ray diffractometer X′pert. The X-ray was Cu-Kα, and the excitation conditions were 45 kV and 200 mA. The X-ray irradiation area was set to Φ0.3 mm using a collimator. In addition, since the cutting tool of a comparative example is not implementing laser irradiation, the sintered compact is maintaining the state which had the uniform crystal phase, and the compressive stress is not induced.
（評価２）
実施例および比較例の切削工具について、以下の条件で切削試験を行い、それぞれ横境界部損傷幅を測定した。被削材をＮｉ基耐熱合金（スペシャルメタル社製インコネル７１８（登録商標））とし、切削速度を２００ｍ／ｍｉｎ、送り量を０．１ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを０．２ｍｍとし、切削油に水溶性油を用いて切削した。切削距離が０．５ｋｍに達したところで、切削工具の横境界部損傷幅を測定した。ここで、図７を参照して、横境界部損傷幅Ｗとは、切削により逃げ面７に生じた摩耗２０のうち、横境界部（被削材の最外径部に対応した部分）に生じた横境界部損傷３０において、刃先稜線６から最も離れた場所から刃先稜線６までの距離をいう。
(Evaluation 2)
About the cutting tool of an Example and a comparative example, the cutting test was done on condition of the following, and each lateral boundary part damage width was measured. Work material is Ni-base heat-resistant alloy (Inconel 718 (registered trademark) made by Special Metal), cutting speed is 200 m / min, feed rate is 0.1 mm / rev, cutting is 0.2 mm, water-soluble in cutting oil Cutting with oil. When the cutting distance reached 0.5 km, the lateral boundary damage width of the cutting tool was measured. Here, referring to FIG. 7, the lateral boundary portion damage width W is a lateral boundary portion (a portion corresponding to the outermost diameter portion of the work material) of
上記焼結体Ａから作製した実施例１〜９および比較例１の切削工具に対する評価１および２の結果を表１に示す。また、上記焼結体Ｂから作製した実施例１０〜１８および比較例２の切削工具に対する評価１および２の結果を表２に示す。また、上記焼結体Ｃから作製した実施例１９〜２７および比較例３の切削工具に対する評価１および２の結果を表３に示す。
Table 1 shows the results of
（評価結果）
評価結果を各試料の作製条件とともに表１〜３に示す。
(Evaluation results)
An evaluation result is shown to Tables 1-3 with the preparation conditions of each sample.
表１〜３を参照して、実施例１〜９の切削工具は、同一の焼結体Ａから作製した比較例１の切削工具と比べて横境界部損傷幅が狭かった。つまり、実施例１〜９の切削工具は、比較例１の切削工具と比べて耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れていることが確認できた。これは、実施例１〜９の切削工具が、その切削部において圧縮応力が加えられている微小領域を有するためと考えられる。同様に、実施例１０〜１８の切削工具は、同一の焼結体Ｂから作製した比較例２の切削工具と比べて横境界部損傷幅が狭かった。また、実施例１９〜２７の切削工具は、同一の焼結体Ｃから作製した比較例３の切削工具と比べて横境界部損傷幅が狭かった。つまり、実施例１０〜２７の切削工具についても、その切削部において圧縮応力が加えられている微小領域を有するため、それぞれ比較例２または３と比べて耐欠損性および耐亀裂伝搬性に優れていると考えられる。 Referring to Tables 1 to 3, the cutting tools of Examples 1 to 9 had a smaller width at the lateral boundary than the cutting tool of Comparative Example 1 manufactured from the same sintered body A. That is, it was confirmed that the cutting tools of Examples 1 to 9 were superior in fracture resistance and crack propagation resistance as compared with the cutting tool of Comparative Example 1. This is presumably because the cutting tools of Examples 1 to 9 have a minute region where compressive stress is applied to the cutting portion. Similarly, in the cutting tools of Examples 10 to 18, the lateral boundary damage width was narrower than that of the cutting tool of Comparative Example 2 manufactured from the same sintered body B. In addition, the cutting tools of Examples 19 to 27 had a smaller width at the lateral boundary than the cutting tool of Comparative Example 3 manufactured from the same sintered body C. That is, each of the cutting tools of Examples 10 to 27 has a minute region to which a compressive stress is applied in the cutting portion, and thus has excellent fracture resistance and crack propagation resistance as compared with Comparative Example 2 or 3, respectively. It is thought that there is.
また、上記実施例１〜２７の切削工具において、レーザのスポット径が相対的に小さくかつレーザの照射領域の間隔が相対的に狭い実施例５、１４、２３の切削工具は、相対的にレーザのスポット径が大きくかつレーザの照射領域の間隔が広い実施例９、１８、２７の切削工具と比較して、応力値が高くかつ横境界部損傷幅が狭かった。また、レーザのスポット径が小さく、かつレーザの照射領域の間隔が狭いほど応力値が高くかつ横境界部損傷幅が狭い傾向が確認された。よって、微小領域は、基材部においてより局所的かつ分散して設けられることにより、耐欠損性および耐亀裂伝搬性をより高めることができることが確認できた。 In the cutting tools of Examples 1 to 27 described above, the cutting tools of Examples 5, 14, and 23 in which the laser spot diameter is relatively small and the interval between the laser irradiation areas is relatively narrow are relatively lasers. Compared with the cutting tools of Examples 9, 18, and 27 where the spot diameter of the laser beam was large and the interval between the laser irradiation regions was wide, the stress value was high and the damage width at the lateral boundary was narrow. It was also confirmed that the smaller the laser spot diameter and the narrower the laser irradiation area, the higher the stress value and the narrower the width of the lateral boundary damage. Therefore, it was confirmed that the microscopic regions can be further improved in fracture resistance and crack propagation resistance by being provided more locally and dispersed in the base material portion.
以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の実施の形態および実施例を様々に変形することも可能である。また、本発明の範囲は上述の実施の形態および実施例に限定されるものではない。本発明の範囲は、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および範囲内でのすべての変更を含むことが意図される。 Although the embodiments and examples of the present invention have been described above, various modifications can be made to the above-described embodiments and examples. Further, the scope of the present invention is not limited to the above-described embodiments and examples. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
１ 切削部、２ 台金、３ ろう付け層、５ すくい面、６ 刃先稜線、７ 逃げ面、８ チャンファー部、９ ホーニング部、１０ 基材部、１１ 微小領域、２０ 摩耗、３０ 横境界部損傷。 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Cutting part, 2 base metal, 3 brazing layer, 5 rake face, 6 cutting edge ridgeline, 7 flank face, 8 chamfer part, 9 honing part, 10 base material part, 11 micro area | region, 20 abrasion, 30 horizontal boundary part damage.
Claims (12)
前記切削部は、基材部と、前記基材部より相対的に高い圧縮応力が加えられており、前記基材部中に分散配置された複数の微小領域とを含む、切削工具。 It has a cutting part that contributes to cutting,
The cutting part is a cutting tool including a base part and a plurality of minute regions to which a relatively higher compressive stress is applied than the base part and dispersedly arranged in the base part.
前記微小領域が前記すくい面に形成されている、請求項１〜７のいずれか１項に記載の切削工具。 The cutting portion has a rake face;
The cutting tool according to any one of claims 1 to 7, wherein the minute region is formed on the rake face.
前記微小領域が前記逃げ面に形成されている、請求項１〜８のいずれか１項に記載の切削工具。 The cutting portion has a flank;
The cutting tool according to claim 1, wherein the minute region is formed on the flank face.
前記微小領域が前記チャンファー部に形成されている、請求項１〜９のいずれか１項に記載の切削工具。 The cutting part has a chamfer part,
The cutting tool according to any one of claims 1 to 9, wherein the minute region is formed in the chamfer portion.
前記微小領域が前記ホーニング部に形成されている、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の切削工具。 The cutting part has a honing part,
The cutting tool according to claim 1, wherein the minute region is formed in the honing portion.
前記焼結体に、切削に寄与する切削部を設ける工程と、
前記切削部に対し局所的にレーザを照射して、相変態を起こすことにより、前記レーザが照射されなかった部分よりも相対的に高い圧縮応力が加えられた複数の微小領域を形成する工程とを備える、切削工具の製造方法。 Preparing a sintered body containing a material capable of phase transformation between different crystal phases;
Providing the sintered body with a cutting portion that contributes to cutting;
Irradiating a laser locally to the cutting portion to cause a phase transformation, thereby forming a plurality of minute regions to which a relatively higher compressive stress is applied than a portion not irradiated with the laser; and A method for manufacturing a cutting tool.
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021157716A1 (en) * | 2020-02-05 | 2021-08-12 | 三菱マテリアル株式会社 | Method for manufacturing cutting tool |
| JP2021122935A (en) * | 2020-02-05 | 2021-08-30 | 三菱マテリアル株式会社 | Manufacturing method of cutting tool |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02180759A (en) * | 1989-01-06 | 1990-07-13 | Toyota Motor Corp | Production of silicon nitride sintered body |
| JP2001019537A (en) * | 1999-06-30 | 2001-01-23 | Ngk Spark Plug Co Ltd | Ceramic member with edge |
| JP2011195395A (en) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Kubota Corp | Method for producing silicon nitride-based ceramic |
-
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Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02180759A (en) * | 1989-01-06 | 1990-07-13 | Toyota Motor Corp | Production of silicon nitride sintered body |
| JP2001019537A (en) * | 1999-06-30 | 2001-01-23 | Ngk Spark Plug Co Ltd | Ceramic member with edge |
| JP2011195395A (en) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Kubota Corp | Method for producing silicon nitride-based ceramic |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| JPN6015009287; Ｃｅｎｋ Ｋｏｃｅｒ， Ｎａｏｔｏ Ｈｉｒｏｓａｋｉ ａｎｄ Ｓｈｉｇｅｎｏｂｕ Ｏｇａｔａ: '「Ｔｈｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｏｆ ｃｕｂｉｃ ｓｐｉｎｅｌ ＳｉＡｌＯＮ」' Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ ｖｏｌ．５５, 2006, ｐ３９１-３９４, Ｅｌｓｅｖｉｅｒ * |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2021157716A1 (en) * | 2020-02-05 | 2021-08-12 | 三菱マテリアル株式会社 | Method for manufacturing cutting tool |
| JP2021122935A (en) * | 2020-02-05 | 2021-08-30 | 三菱マテリアル株式会社 | Manufacturing method of cutting tool |
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