JP2020169117A - 切削工具、及びセラミックス焼結体 - Google Patents
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- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
Abstract
【課題】アルミナ系工具、窒化珪素系工具よりも耐摩耗性・耐欠損に優れることに加えて、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷に抑制することで、寿命を向上できる切削工具を提供する。【解決手段】切削工具１は、硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体２から構成される。硬質相には、すくい面３に沿った方向に圧縮応力が残留し、かつ、圧縮応力の方向と垂直な方向に引張応力が残留している。引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする。【選択図】図１
Description
本発明は、切削工具、及びセラミックス焼結体に関する。
セラミックス材料は、鋳鉄高速加工用の切削工具として応用されている。この高速加工に用いられる切削工具として、アルミナ系工具、窒化珪素系工具が用いられており、耐摩耗性能及び耐欠損性能の向上に対し、下記の取り組みがなされている。
まず、アルミナ系工具について説明する。アルミナの粒成長抑制成分として添加される炭化チタン等の硬質分散粒子を添加した黒セラミック系工具は、硬度・強度に優れ、白セラミック系工具よりも耐摩耗性に優れた工具となっている（特許文献１参照）。また、アルミナに炭化タングステン、ジルコニアを添加した工具は、高強度・高硬度なことに加えて、熱伝導率に優れ、難削材である耐熱合金加工への応用が提案されている（特許文献２参照）。
次に、窒化珪素系工具について説明する。窒化珪素系工具は、靱性が高く、かつ熱膨張係数が小さいため、耐欠損性に優れ、鋳鉄の仕上げから粗加工用途に使用されている。（特許文献３参照）
まず、アルミナ系工具について説明する。アルミナの粒成長抑制成分として添加される炭化チタン等の硬質分散粒子を添加した黒セラミック系工具は、硬度・強度に優れ、白セラミック系工具よりも耐摩耗性に優れた工具となっている（特許文献１参照）。また、アルミナに炭化タングステン、ジルコニアを添加した工具は、高強度・高硬度なことに加えて、熱伝導率に優れ、難削材である耐熱合金加工への応用が提案されている（特許文献２参照）。
次に、窒化珪素系工具について説明する。窒化珪素系工具は、靱性が高く、かつ熱膨張係数が小さいため、耐欠損性に優れ、鋳鉄の仕上げから粗加工用途に使用されている。（特許文献３参照）
しかし、アルミナ系工具については、以下の課題がある。すなわち、アルミナ系工具は、耐摩耗性に優れた工具であるが、靱性が低く耐欠損性に劣る。このため、アルミナ系工具の使用用途は仕上げ加工等、負荷の少ない加工用途に限られる。特許文献１の技術においては、炭化チタンの粒成長抑制効果によってアルミナの高強度化がなされているものの、依然として耐欠損性に課題があり、加工領域は仕上げ加工領域に限られる。
窒化珪素系工具については、以下の課題がある。すなわち、窒化珪素系工具は、耐欠損性に優れた工具であるが、被削材との反応性が高く、耐摩耗性に劣る。窒化珪素系工具は、仕上げ加工用途では、アルミナ系工具やＣＢＮ工具よりも耐摩耗性に劣るため、加工用途は粗加工や断続加工に限られている。
これらセラミック系の既存工具は、上記の様な課題に加えて、脆性材料であるために工具の刃先脱落による欠損が生じやすい。このような欠損形態では、再研磨による工具の再利用は不可能である。
本発明は上記の課題を鑑みてなされたものであり、アルミナ系工具、窒化珪素系工具よりも耐摩耗性・耐欠損性に優れることに加えて、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷に抑制することで、寿命を向上できる切削工具を提供するものである。本発明は、以下の形態として実現することが可能である。
窒化珪素系工具については、以下の課題がある。すなわち、窒化珪素系工具は、耐欠損性に優れた工具であるが、被削材との反応性が高く、耐摩耗性に劣る。窒化珪素系工具は、仕上げ加工用途では、アルミナ系工具やＣＢＮ工具よりも耐摩耗性に劣るため、加工用途は粗加工や断続加工に限られている。
これらセラミック系の既存工具は、上記の様な課題に加えて、脆性材料であるために工具の刃先脱落による欠損が生じやすい。このような欠損形態では、再研磨による工具の再利用は不可能である。
本発明は上記の課題を鑑みてなされたものであり、アルミナ系工具、窒化珪素系工具よりも耐摩耗性・耐欠損性に優れることに加えて、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷に抑制することで、寿命を向上できる切削工具を提供するものである。本発明は、以下の形態として実現することが可能である。
〔１〕硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体から構成される切削工具であって、
前記硬質相には、すくい面に沿った方向に圧縮応力が残留し、かつ、前記圧縮応力の方向と垂直な方向に引張応力が残留しており、
前記引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする切削工具。
前記硬質相には、すくい面に沿った方向に圧縮応力が残留し、かつ、前記圧縮応力の方向と垂直な方向に引張応力が残留しており、
前記引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする切削工具。
〔２〕前記セラミックス焼結体の表面には、Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物、Ｔｉの炭窒化物、Ｔｉの炭酸化物、Ｔｉの窒酸化物、及びＴｉの炭窒酸化物からなる少なくとも１種の表面被覆層が形成されていることを特徴とする、〔１〕に記載の切削工具。
〔３〕前記硬質相は、炭化タングステンまたは炭窒化チタンを主成分とする、〔１〕または〔２〕に記載の切削工具。
〔４〕硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体であって、
前記硬質相には、圧縮応力が残留し、かつ、前記硬質相には、前記圧縮応力の方向と垂直な方向に、引張応力が残留しており、
前記引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とするセラミックス焼結体。
前記硬質相には、圧縮応力が残留し、かつ、前記硬質相には、前記圧縮応力の方向と垂直な方向に、引張応力が残留しており、
前記引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とするセラミックス焼結体。
〔５〕前記硬質相は、炭化タングステンまたは炭窒化チタンを主成分とする、〔４〕に記載のセラミックス焼結体。
〔１〕の効果
切削工具が、特定割合の硬質相を含み、かつ、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体から構成されることで、切削工具の機械特性が向上して、切削工具の耐摩耗性能及び耐欠損性能が向上する。
硬質相には、すくい面に沿った方向に圧縮応力が残留している。これにより、硬質相を構成する粒子（特に、逃げ面を構成する粒子）の脱粒を抑制できるため、切削工具の耐摩耗性能が向上する。
加えて、圧縮応力の垂直方向に引張応力が働くことで、すくい面の近傍にて生じやすいクラックの進展方向をすくい面に沿った方向に誘導できる。
これにより、工具欠損時の損傷形態をフレーキング損傷に抑制することができる。このように、工具欠損時の損傷形態がフレーキング損傷に抑制されると、切削工具は再研磨によって再利用可能となる。つまり、切削工具を長寿命化できる。
引張応力が、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下の範囲内にあることで、耐欠損性能を維持したまま、欠損方向の誘導効果が極めて良好に得られる。
〔２〕の効果
表面に、特定の表面被覆層が形成されていることで、表面の硬質化、及び表面における硬質相を構成する粒子の酸化を抑制でき、切削工具の耐摩耗性能を向上できる。
〔３〕の効果
硬質相の主成分を、特に硬度に優れる炭化タングステンまたは炭窒化チタンとすることで、切削工具の耐摩耗性を向上できる。
〔４〕の効果
上記セラミックス焼結体は、機械的特性に優れ、切削工具に好適に利用できる。
〔５〕の効果
硬質相の主成分を、特に硬度に優れる炭化タングステンまたは炭窒化チタンとすることで、上記セラミックス焼結体の耐摩耗性を向上できる。
切削工具が、特定割合の硬質相を含み、かつ、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体から構成されることで、切削工具の機械特性が向上して、切削工具の耐摩耗性能及び耐欠損性能が向上する。
硬質相には、すくい面に沿った方向に圧縮応力が残留している。これにより、硬質相を構成する粒子（特に、逃げ面を構成する粒子）の脱粒を抑制できるため、切削工具の耐摩耗性能が向上する。
加えて、圧縮応力の垂直方向に引張応力が働くことで、すくい面の近傍にて生じやすいクラックの進展方向をすくい面に沿った方向に誘導できる。
これにより、工具欠損時の損傷形態をフレーキング損傷に抑制することができる。このように、工具欠損時の損傷形態がフレーキング損傷に抑制されると、切削工具は再研磨によって再利用可能となる。つまり、切削工具を長寿命化できる。
引張応力が、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下の範囲内にあることで、耐欠損性能を維持したまま、欠損方向の誘導効果が極めて良好に得られる。
〔２〕の効果
表面に、特定の表面被覆層が形成されていることで、表面の硬質化、及び表面における硬質相を構成する粒子の酸化を抑制でき、切削工具の耐摩耗性能を向上できる。
〔３〕の効果
硬質相の主成分を、特に硬度に優れる炭化タングステンまたは炭窒化チタンとすることで、切削工具の耐摩耗性を向上できる。
〔４〕の効果
上記セラミックス焼結体は、機械的特性に優れ、切削工具に好適に利用できる。
〔５〕の効果
硬質相の主成分を、特に硬度に優れる炭化タングステンまたは炭窒化チタンとすることで、上記セラミックス焼結体の耐摩耗性を向上できる。
以下、本発明を詳しく説明する。なお、本明細書において、数値範囲について「〜」を用いた記載では、特に断りがない限り、下限値及び上限値を含むものとする。
１．切削工具１
切削工具１は、硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体２から構成される（図１参照）。切削工具１は、すくい面３と、逃げ面５とを有する。硬質相には、すくい面３に沿った方向に圧縮応力２１が残留し、かつ、圧縮応力２１の方向と垂直な方向に引張応力２３が残留している。引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする。
なお、切削工具１の形状は特に限定されない。
切削工具１は、硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体２から構成される（図１参照）。切削工具１は、すくい面３と、逃げ面５とを有する。硬質相には、すくい面３に沿った方向に圧縮応力２１が残留し、かつ、圧縮応力２１の方向と垂直な方向に引張応力２３が残留している。引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする。
なお、切削工具１の形状は特に限定されない。
（１）硬質相
セラミックス焼結体２における硬質相の含有割合は、耐摩耗性能及び耐欠損性能の観点から、セラミックス焼結体全体を１００体積％とした場合に、１５体積％以上９７体積％以下であり、４５体積％以上７５体積％以下が好ましい。
硬質相は、炭化タングステン（ＷＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）及びこれらの相互固溶体を主成分とする。これらの中でも、炭化タングステンまたは炭窒化チタンを主成分とすることが好ましい。ここで「主成分」とは、硬質相を１００体積％とした場合に、上記成分が８０体積％以上であることを意味する。硬質相に、周期律表の４〜６族の元素が固溶していてもよい。例えば、硬質相に、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）が含まれていてもよい。硬質相の主成分以外の好適な成分として、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化ニオブ（ＮｂＣ）が例示される。
セラミックス焼結体２における硬質相の含有割合は、耐摩耗性能及び耐欠損性能の観点から、セラミックス焼結体全体を１００体積％とした場合に、１５体積％以上９７体積％以下であり、４５体積％以上７５体積％以下が好ましい。
硬質相は、炭化タングステン（ＷＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）及びこれらの相互固溶体を主成分とする。これらの中でも、炭化タングステンまたは炭窒化チタンを主成分とすることが好ましい。ここで「主成分」とは、硬質相を１００体積％とした場合に、上記成分が８０体積％以上であることを意味する。硬質相に、周期律表の４〜６族の元素が固溶していてもよい。例えば、硬質相に、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）が含まれていてもよい。硬質相の主成分以外の好適な成分として、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化ニオブ（ＮｂＣ）が例示される。
（２）アルミナ
アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）は、アルミニウム（Ａｌ）、酸素（Ｏ）よりなるセラミックスの結晶粒子であり、硬度が高いことに加えて化学的に安定であることが特徴である。アルミナの結晶相として、α相、β相、γ相が存在するが、これらの結晶相種及び相比率については、特に限定されない。
アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）は、アルミニウム（Ａｌ）、酸素（Ｏ）よりなるセラミックスの結晶粒子であり、硬度が高いことに加えて化学的に安定であることが特徴である。アルミナの結晶相として、α相、β相、γ相が存在するが、これらの結晶相種及び相比率については、特に限定されない。
（３）窒化アルミニウム
窒化アルミニウム（ＡｌＮ)はアルミニウム（Ａｌ）、窒素（Ｎ）よりなるセラミックスの結晶粒子であり、Ｆｅに対する耐反応性が高く、熱伝導性に優れることが特徴である。
窒化アルミニウム（ＡｌＮ)はアルミニウム（Ａｌ）、窒素（Ｎ）よりなるセラミックスの結晶粒子であり、Ｆｅに対する耐反応性が高く、熱伝導性に優れることが特徴である。
（４）窒化ケイ素
窒化ケイ素（Ｓｉ３Ｎ４）は、ケイ素（Ｓｉ）、窒素（Ｎ）よりなるセラミックスの結晶粒子であり、原料となる窒化珪素に焼結助剤等を加えて焼結される。窒化ケイ素は、等軸状の粒子形状を有したα相と針状の粒子形状を有したβ相が存在し、これらの構成比率によって靱性や硬度の特性を制御できる。β−窒化珪素は針状組織が絡み合った組織となるため、高靭性であり、α−窒化珪素は等軸状の粒子形状であるため、β−窒化珪素と比較して低靭性ではあるが、硬度が高い特徴を有する。セラミックス焼結体２に含まれる窒化ケイ素において、これらの結晶相種及び構成比率は、特に限定されない。
窒化ケイ素（Ｓｉ３Ｎ４）は、ケイ素（Ｓｉ）、窒素（Ｎ）よりなるセラミックスの結晶粒子であり、原料となる窒化珪素に焼結助剤等を加えて焼結される。窒化ケイ素は、等軸状の粒子形状を有したα相と針状の粒子形状を有したβ相が存在し、これらの構成比率によって靱性や硬度の特性を制御できる。β−窒化珪素は針状組織が絡み合った組織となるため、高靭性であり、α−窒化珪素は等軸状の粒子形状であるため、β−窒化珪素と比較して低靭性ではあるが、硬度が高い特徴を有する。セラミックス焼結体２に含まれる窒化ケイ素において、これらの結晶相種及び構成比率は、特に限定されない。
（５）サイアロン
サイアロン（ＳｉＡｌＯＮ）は、ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）よりなるセラミックスの結晶粒子である。サイアロンは原料となる窒化珪素、アルミナ、窒化アルミニウム、シリカ等のＳｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｎといった構成元素を含む原料粉末に焼結助剤等を加えて焼結して成る。サイアロン粒子には組成式Ｓｉ６−ＺＡｌＺＯＺＮ８−Ｚ（０＜Ｚ≦４．２）で表されるβ−サイアロンと、組成式Ｍｘ（Ｓｉ，Ａｌ）１２（Ｏ，Ｎ）１６（０＜Ｘ≦２、ＭはＭｇ，Ｃａ，Ｓｃ，Ｙ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｙｂ，Ｌｕ等の、侵入型となって固溶する元素を示す。）で示されるα−サイアロン等が存在している。β−サイアロンは窒化珪素と同様に針状組織が絡み合った組織となるため、高靭性であり、α−サイアロンは等軸状の粒子形状であるため、β−サイアロンと比較して低靭性ではあるが、硬度が高い特徴を有する。サイアロンにおいて、α−サイアロンとβ−サイアロンとの比率は、特に限定されない。
サイアロン（ＳｉＡｌＯＮ）は、ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）よりなるセラミックスの結晶粒子である。サイアロンは原料となる窒化珪素、アルミナ、窒化アルミニウム、シリカ等のＳｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｎといった構成元素を含む原料粉末に焼結助剤等を加えて焼結して成る。サイアロン粒子には組成式Ｓｉ６−ＺＡｌＺＯＺＮ８−Ｚ（０＜Ｚ≦４．２）で表されるβ−サイアロンと、組成式Ｍｘ（Ｓｉ，Ａｌ）１２（Ｏ，Ｎ）１６（０＜Ｘ≦２、ＭはＭｇ，Ｃａ，Ｓｃ，Ｙ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｙｂ，Ｌｕ等の、侵入型となって固溶する元素を示す。）で示されるα−サイアロン等が存在している。β−サイアロンは窒化珪素と同様に針状組織が絡み合った組織となるため、高靭性であり、α−サイアロンは等軸状の粒子形状であるため、β−サイアロンと比較して低靭性ではあるが、硬度が高い特徴を有する。サイアロンにおいて、α−サイアロンとβ−サイアロンとの比率は、特に限定されない。
（６）硬質相の応力
硬質相には、すくい面３に沿った方向に圧縮応力２１が残留し、かつ、圧縮応力２１の方向と垂直な方向に引張応力２３が残留している。この引張応力２３は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下である。
上記圧縮応力２１を残留させることで、硬質相を構成する粒子（特に、逃げ面を構成する粒子）の脱粒を抑制できるため、切削工具の耐摩耗性能が向上する。
上記引張応力２３を３０ＭＰａ以上にすることで、欠損方向を所望方向へ誘導する誘導効果が十分に得られる。なお、所望方向とは、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷にする方向である。所望方向にクラック２５が入ることで、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷にできる。
また、上記引張応力を３００ＭＰａ以下にすることで、引張応力２３による切削工具１の強度の低下を抑制して、切削工具１全体の耐欠損性能が維持できる。
なお、硬質相の残留応力（圧縮応力２１、引張応力２３）は、ｓｉｎ２Ψ法を用いて測定する。具体的には、残留応力は、Ｃｕ−Ｋαを用いたＸ線回折装置で測定する。
硬質相には、すくい面３に沿った方向に圧縮応力２１が残留し、かつ、圧縮応力２１の方向と垂直な方向に引張応力２３が残留している。この引張応力２３は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下である。
上記圧縮応力２１を残留させることで、硬質相を構成する粒子（特に、逃げ面を構成する粒子）の脱粒を抑制できるため、切削工具の耐摩耗性能が向上する。
上記引張応力２３を３０ＭＰａ以上にすることで、欠損方向を所望方向へ誘導する誘導効果が十分に得られる。なお、所望方向とは、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷にする方向である。所望方向にクラック２５が入ることで、欠損時の損傷形態をフレーキング損傷にできる。
また、上記引張応力を３００ＭＰａ以下にすることで、引張応力２３による切削工具１の強度の低下を抑制して、切削工具１全体の耐欠損性能が維持できる。
なお、硬質相の残留応力（圧縮応力２１、引張応力２３）は、ｓｉｎ２Ψ法を用いて測定する。具体的には、残留応力は、Ｃｕ−Ｋαを用いたＸ線回折装置で測定する。
（７）表面被覆層６
切削工具１では、セラミックス焼結体２の表面には、Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物、Ｔｉの炭窒化物、Ｔｉの炭酸化物、Ｔｉの窒酸化物、及びＴｉの炭窒酸化物からなる少なくとも１種の表面被覆層６が形成されていることが好ましい（図７参照）。表面に、表面被覆層６が形成されていることで、表面の硬質化、及び表面における硬質相を構成する粒子の酸化を抑制でき、切削工具１の耐摩耗性能を向上できる。
Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物、Ｔｉの炭窒化物、Ｔｉの炭酸化物、Ｔｉの窒酸化物、Ｔｉの炭窒酸化物は、特に限定されないが、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮを好適な例として挙げることができる。
表面被覆層６の厚みは、特に限定されない。表面被覆層６の厚みは、耐摩耗性の観点から、０．０２μｍ以上３０．０μｍ以下が好ましく、０．０５μｍ以上１５．０μｍ以下がより好ましく、０．１μｍ以上１０．０μｍ以下が更に好ましい。
切削工具１では、セラミックス焼結体２の表面には、Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物、Ｔｉの炭窒化物、Ｔｉの炭酸化物、Ｔｉの窒酸化物、及びＴｉの炭窒酸化物からなる少なくとも１種の表面被覆層６が形成されていることが好ましい（図７参照）。表面に、表面被覆層６が形成されていることで、表面の硬質化、及び表面における硬質相を構成する粒子の酸化を抑制でき、切削工具１の耐摩耗性能を向上できる。
Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物、Ｔｉの炭窒化物、Ｔｉの炭酸化物、Ｔｉの窒酸化物、Ｔｉの炭窒酸化物は、特に限定されないが、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮを好適な例として挙げることができる。
表面被覆層６の厚みは、特に限定されない。表面被覆層６の厚みは、耐摩耗性の観点から、０．０２μｍ以上３０．０μｍ以下が好ましく、０．０５μｍ以上１５．０μｍ以下がより好ましく、０．１μｍ以上１０．０μｍ以下が更に好ましい。
２．セラミックス焼結体２
セラミックス焼結体２は、硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含む。硬質相には、圧縮応力２１が残留し、かつ、硬質相には、圧縮応力２１の方向と垂直な方向に、引張応力２３が残留している。引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする。
セラミックス焼結体２における「硬質相」「アルミナ」「窒化アルミニウム」「窒化ケイ素」「サイアロン」「硬質相の応力」については、上述の「１．切削工具１」における「硬質相」「アルミナ」「窒化アルミニウム」「窒化ケイ素」「サイアロン」「硬質相の応力」の記載がそのまま適用される。
セラミックス焼結体２は、硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含む。硬質相には、圧縮応力２１が残留し、かつ、硬質相には、圧縮応力２１の方向と垂直な方向に、引張応力２３が残留している。引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする。
セラミックス焼結体２における「硬質相」「アルミナ」「窒化アルミニウム」「窒化ケイ素」「サイアロン」「硬質相の応力」については、上述の「１．切削工具１」における「硬質相」「アルミナ」「窒化アルミニウム」「窒化ケイ素」「サイアロン」「硬質相の応力」の記載がそのまま適用される。
３．切削工具１及びセラミックス焼結体２の製造方法
切削工具１及びセラミックス焼結体２の好ましい製造方法について、以下に説明する。
ＷＣ原料、Ａｌ２Ｏ３原料、ＡｌＮ原料、Ｓｉ３Ｎ４原料、ランタノイドの酸化物原料等の原料を、所定の配合比になるように秤量して、溶媒を加えてから、例えば１０ｈｒ〜２５ｈｒ予備粉砕・混合を行う。次に、このように調製した混合物に、分散剤を加えて、更に粉砕・混合を例えば４０ｈｒ〜６０ｈｒ行ってスラリーを得る。
スラリーを乾燥させて原料粉末を作製する。原料粉末をＡｒ又はＮ２雰囲気下でホットプレス（例えば、１４００℃〜１９００℃、１０ＭＰａ〜４０ＭＰａの条件でのホットプレス）をしてセラミックス焼結体２が製造される。
そして、セラミックス焼結体２を研磨加工して、切削工具１が製造される。
なお、硬質相に生じる残留応力（圧縮応力２１、引張応力２３）の絶対値、及び種類（圧縮応力２１又引張応力２３）は、ホットプレス時の脱圧を制御することによって、すなわち加圧状態からの圧力の抜き方を制御することによって、調整できる。
例えば、硬質相に圧縮応力２１のみを残留させるには、ホットプレス時のプレス加圧を炉内温度が十分低温（５００℃以下）になるまで保持すればよい（図２のＡ参照）。
硬質相に圧縮応力２１及び引張応力２３を残留させるには、ホットプレス時のプレス加圧を焼成温度で、所定時間維持した後に、所定の速度で脱圧すればよい（図２のＢ，Ｃ，Ｄ参照）。
引張応力の値は、ホットプレス時の脱圧速度を０．５ＭＰａ/ｍｉｎ〜１０ＭＰａ/ｍｉｎの間で変化させることでコントロールできる。
残存残留が調整されるメカニズムの詳細は明らかでないが、次のように推定される。但し、本発明は、この推定メカニズムによって何ら限定解釈されるものではない。推定メカニズムを図３〜６を参照して説明する。ホットプレス時に、被焼成体１１は図３に示されるように、上下型１３，１３からプレス圧１５,１５と、側壁１７，１７から側圧１９を受ける。この状態から、脱圧していくと、図４に示すようにプレス圧１５，１５が弱まっていく。そして、最終的には、図５に示すようにプレス圧１５，１５が無くなる。この図５の場合においても、側圧１９，１９は残っており、この側圧１９，１９を受けて、図６のように、セラミックス焼結体２に圧縮応力２１と引張応力２３とが残留するものと推測される。
切削工具１及びセラミックス焼結体２の好ましい製造方法について、以下に説明する。
ＷＣ原料、Ａｌ２Ｏ３原料、ＡｌＮ原料、Ｓｉ３Ｎ４原料、ランタノイドの酸化物原料等の原料を、所定の配合比になるように秤量して、溶媒を加えてから、例えば１０ｈｒ〜２５ｈｒ予備粉砕・混合を行う。次に、このように調製した混合物に、分散剤を加えて、更に粉砕・混合を例えば４０ｈｒ〜６０ｈｒ行ってスラリーを得る。
スラリーを乾燥させて原料粉末を作製する。原料粉末をＡｒ又はＮ２雰囲気下でホットプレス（例えば、１４００℃〜１９００℃、１０ＭＰａ〜４０ＭＰａの条件でのホットプレス）をしてセラミックス焼結体２が製造される。
そして、セラミックス焼結体２を研磨加工して、切削工具１が製造される。
なお、硬質相に生じる残留応力（圧縮応力２１、引張応力２３）の絶対値、及び種類（圧縮応力２１又引張応力２３）は、ホットプレス時の脱圧を制御することによって、すなわち加圧状態からの圧力の抜き方を制御することによって、調整できる。
例えば、硬質相に圧縮応力２１のみを残留させるには、ホットプレス時のプレス加圧を炉内温度が十分低温（５００℃以下）になるまで保持すればよい（図２のＡ参照）。
硬質相に圧縮応力２１及び引張応力２３を残留させるには、ホットプレス時のプレス加圧を焼成温度で、所定時間維持した後に、所定の速度で脱圧すればよい（図２のＢ，Ｃ，Ｄ参照）。
引張応力の値は、ホットプレス時の脱圧速度を０．５ＭＰａ/ｍｉｎ〜１０ＭＰａ/ｍｉｎの間で変化させることでコントロールできる。
残存残留が調整されるメカニズムの詳細は明らかでないが、次のように推定される。但し、本発明は、この推定メカニズムによって何ら限定解釈されるものではない。推定メカニズムを図３〜６を参照して説明する。ホットプレス時に、被焼成体１１は図３に示されるように、上下型１３，１３からプレス圧１５,１５と、側壁１７，１７から側圧１９を受ける。この状態から、脱圧していくと、図４に示すようにプレス圧１５，１５が弱まっていく。そして、最終的には、図５に示すようにプレス圧１５，１５が無くなる。この図５の場合においても、側圧１９，１９は残っており、この側圧１９，１９を受けて、図６のように、セラミックス焼結体２に圧縮応力２１と引張応力２３とが残留するものと推測される。
以下、実施例により本発明を更に具体的に説明する。
なお、実験例２，４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９，２２，２３，２４，２５，２６，２７は実施例であり、その他の実験例は比較例である。
表において、実験例を「Ｎｏ」を用いて示す。また、表において「１＊」のように、「＊」が付されている場合には、比較例であることを示している。
なお、実験例２，４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９，２２，２３，２４，２５，２６，２７は実施例であり、その他の実験例は比較例である。
表において、実験例を「Ｎｏ」を用いて示す。また、表において「１＊」のように、「＊」が付されている場合には、比較例であることを示している。
１．実験Ａ
（１）セラミックス焼結体の作製
市販の平均粒径０．５μｍ以下のＷＣ原料、平均粒径１．０μｍ以下のＴｉＣ原料、ＴｉＣＮ原料、平均粒径０．７μｍ以下のＡｌ２Ｏ３原料、平均粒径１．０μｍ以下のＡｌＮ原料、平均粒径０．２μｍ以下のＳｉ３Ｎ４原料、平均粒径１．０μｍ以下のランタノイドの酸化物原料、平均粒径１．０μｍ以下のＮｂＣ原料、ＴａＣ原料を用いて、表１の配合比となるように、各種混合粉末を作製した。これらの混合粉末にアセトンを加えて、２０ｈｒ予備粉砕・混合を行った。その後、分散剤（全粉末量に対して２ｗｔ％）を入れて、５２ｈｒ粉砕・混合した。粉砕・混合後、得られたスラリーを湯煎乾燥にて、アセトンの抜気を行い、粉末を作製した。得られた粉末を、実験例１〜１７はＡｒ雰囲気下（実験例１〜１７）で、実験例１８〜１９はＮ２雰囲気下（実験例１８〜１９）で、それぞれホットプレス（１４００℃〜１９００℃、１０〜４０ＭＰａの条件でのホットプレス）を行うことでセラミックス焼結体を作製した。実験例２０〜２１は、まず室温、１００ＭＰａで一軸成形した後、得られた成形体を次のように焼成することでセラミックス焼結体を作製した。実験例２０は、無加圧のアルゴン雰囲気下で、１７５０℃で２時間保持して焼成（一次焼成）した後、１５０ＭＰａのアルゴン雰囲気下で、１７００℃で２時間保持してＨＩＰ焼成（熱間等方圧加圧法による焼成）した。実験例２１は、０．２ＭＰａの窒素雰囲気下で、１７５０℃で２時間保持して焼成（一次焼成）した後、１５０ＭＰａのアルゴン雰囲気下で、１７００℃で２時間保持してＨＩＰ焼成した（熱間等方圧加圧法による焼成）。
（１）セラミックス焼結体の作製
市販の平均粒径０．５μｍ以下のＷＣ原料、平均粒径１．０μｍ以下のＴｉＣ原料、ＴｉＣＮ原料、平均粒径０．７μｍ以下のＡｌ２Ｏ３原料、平均粒径１．０μｍ以下のＡｌＮ原料、平均粒径０．２μｍ以下のＳｉ３Ｎ４原料、平均粒径１．０μｍ以下のランタノイドの酸化物原料、平均粒径１．０μｍ以下のＮｂＣ原料、ＴａＣ原料を用いて、表１の配合比となるように、各種混合粉末を作製した。これらの混合粉末にアセトンを加えて、２０ｈｒ予備粉砕・混合を行った。その後、分散剤（全粉末量に対して２ｗｔ％）を入れて、５２ｈｒ粉砕・混合した。粉砕・混合後、得られたスラリーを湯煎乾燥にて、アセトンの抜気を行い、粉末を作製した。得られた粉末を、実験例１〜１７はＡｒ雰囲気下（実験例１〜１７）で、実験例１８〜１９はＮ２雰囲気下（実験例１８〜１９）で、それぞれホットプレス（１４００℃〜１９００℃、１０〜４０ＭＰａの条件でのホットプレス）を行うことでセラミックス焼結体を作製した。実験例２０〜２１は、まず室温、１００ＭＰａで一軸成形した後、得られた成形体を次のように焼成することでセラミックス焼結体を作製した。実験例２０は、無加圧のアルゴン雰囲気下で、１７５０℃で２時間保持して焼成（一次焼成）した後、１５０ＭＰａのアルゴン雰囲気下で、１７００℃で２時間保持してＨＩＰ焼成（熱間等方圧加圧法による焼成）した。実験例２１は、０．２ＭＰａの窒素雰囲気下で、１７５０℃で２時間保持して焼成（一次焼成）した後、１５０ＭＰａのアルゴン雰囲気下で、１７００℃で２時間保持してＨＩＰ焼成した（熱間等方圧加圧法による焼成）。
なお、表１の配合組成において、「％」は、全体を１００体積％とした場合の体積％（ｖｏｌ％）を意味している。ここで、より具体的に、配合組成を説明する。２成分以上の配合組成が示され、成分が％表示されている場合には、当該成分がその％であり、残部の成分割合は１００％から各成分の合計割合を引いて求められる。例えば、実験例１の「Ａｌ２Ｏ３−７５％ＷＣ」は、７５ｖｏｌ％ＷＣと、２５ｖｏｌ％Ａｌ２Ｏ３とからなる。また、実験例１４の「Ａｌ２Ｏ３−７０％ＷＣ−５％ＴｉＣ」は、７０ｖｏｌ％ＷＣと、５ｖｏｌ％ＴｉＣと、２５ｖｏｌ％Ａｌ２Ｏ３とからなる。実験例２０の「Ａｌ２Ｏ３−ＴｉＣ」は、７５ｖｏｌ％Ａｌ２Ｏ３と、２５ｖｏｌ％ＴｉＣとからなるいわゆる黒セラミックである。
表１には、上述のように原料粉末の組成（配合）が示されているが、この組成は焼成後にも変化しないから、各セラミックス焼結体の組成と同等である。そして、焼成後の各セラミックス焼結体を機械加工して、切削工具としているのであるから、結局、原料粉末の組成は切削工具の組成と同等である。
表１には、上述のように原料粉末の組成（配合）が示されているが、この組成は焼成後にも変化しないから、各セラミックス焼結体の組成と同等である。そして、焼成後の各セラミックス焼結体を機械加工して、切削工具としているのであるから、結局、原料粉末の組成は切削工具の組成と同等である。
硬質相に生じる残留応力（圧縮応力、引張応力）の絶対値、及び種類（圧縮応力又引張応力）は、ホットプレス時の脱圧速度を制御することによって、すなわち加圧状態からの圧力の抜き方を制御することによって調整した。表１の残留応力の欄において、「−」（マイナス）の符号が付いた数値は圧縮応力を示し、無印（プラス）の数値は引張応力を示している。
硬質相に圧縮応力のみを残留させた実験例１（Ｎｏ．１）には、ホットプレス時のプレス加圧を炉内温度が十分低温（５００℃以下）になるまで保持して作製した。すなわち、実験例１では、焼成温度から温度を下げる降温時においても、焼成温度時と同じプレス加圧を引き続き維持した（図２のＡ参照）。
実験例２〜１９では、硬質相に圧縮応力及び引張応力が残留している。実験例２〜１９は、焼成温度の保持完了後に、プレス加圧の圧力を所定の速度で低下する、すなわち脱圧することで作製した（図２のＢ，Ｃ，Ｄ参照）。
引張応力の値は、ホットプレス時（焼成温度から温度を下げる降温時）の脱圧速度を０．５ＭＰａ/ｍｉｎ〜１０ＭＰａ/ｍｉｎの間で変化させることでコントロールした。
具体的には、焼成温度での保持完了後、降温時に脱圧速度を小さくすることで、引張応力を小さくし、他方、焼成温度の保持完了後、降温時に脱圧速度を大きくすることで、引張応力を大きくした。
セラミックス焼結体の室温強度、室温硬度を評価した。
硬質相に圧縮応力のみを残留させた実験例１（Ｎｏ．１）には、ホットプレス時のプレス加圧を炉内温度が十分低温（５００℃以下）になるまで保持して作製した。すなわち、実験例１では、焼成温度から温度を下げる降温時においても、焼成温度時と同じプレス加圧を引き続き維持した（図２のＡ参照）。
実験例２〜１９では、硬質相に圧縮応力及び引張応力が残留している。実験例２〜１９は、焼成温度の保持完了後に、プレス加圧の圧力を所定の速度で低下する、すなわち脱圧することで作製した（図２のＢ，Ｃ，Ｄ参照）。
引張応力の値は、ホットプレス時（焼成温度から温度を下げる降温時）の脱圧速度を０．５ＭＰａ/ｍｉｎ〜１０ＭＰａ/ｍｉｎの間で変化させることでコントロールした。
具体的には、焼成温度での保持完了後、降温時に脱圧速度を小さくすることで、引張応力を小さくし、他方、焼成温度の保持完了後、降温時に脱圧速度を大きくすることで、引張応力を大きくした。
セラミックス焼結体の室温強度、室温硬度を評価した。
（２）切削工具の作製
上記の方法で作製したセラミックス焼結体を研磨加工することでＩＳＯ ＳＮＧＮ４３２型の寸法となるように加工し、切削工具を作製した。
上記の方法で作製したセラミックス焼結体を研磨加工することでＩＳＯ ＳＮＧＮ４３２型の寸法となるように加工し、切削工具を作製した。
（３）評価試験方法
（３．１）室温強度
セラミックス焼結体の室温強度は、ＪＩＳ Ｒ １６０１によって測定した。
（３．１）室温強度
セラミックス焼結体の室温強度は、ＪＩＳ Ｒ １６０１によって測定した。
（３．２）室温硬度
セラミックス焼結体の室温硬度は、ＪＩＳ Ｒ １６１０によって測定した。
セラミックス焼結体の室温硬度は、ＪＩＳ Ｒ １６１０によって測定した。
（３．３）硬質相の残留応力
Ｘ線回折法により、セラミックス焼結体の硬質相の応力状態を次の条件で評価した。即ち、Ｘ線回折装置を用いたｓｉｎ２Ψ法により、セラミックス焼結体におけるホットプレスの加圧軸と平行な方向の残留応力を並傾法で測定し、ホットプレスの加圧軸に垂直な方向の残留応力を、側傾法で測定した。Ｘ線は、励起条件：４０ｋＶ、コリメーター径：Φ２ｍｍとした。
なお、実験例２０，２１は、製造方法の性質上、引張応力と圧縮応力とが共に残留することは考えられないので、残留応力は測定していない。したがって、表において「−」と記載されている。
Ｘ線回折法により、セラミックス焼結体の硬質相の応力状態を次の条件で評価した。即ち、Ｘ線回折装置を用いたｓｉｎ２Ψ法により、セラミックス焼結体におけるホットプレスの加圧軸と平行な方向の残留応力を並傾法で測定し、ホットプレスの加圧軸に垂直な方向の残留応力を、側傾法で測定した。Ｘ線は、励起条件：４０ｋＶ、コリメーター径：Φ２ｍｍとした。
なお、実験例２０，２１は、製造方法の性質上、引張応力と圧縮応力とが共に残留することは考えられないので、残留応力は測定していない。したがって、表において「−」と記載されている。
（３．４）耐摩耗性試験
切削工具について、普通鋳鉄耐摩耗性評価試験を行った。試験条件は下記の通りである。切削加工後の切削工具の逃げ面を、デジタルマイクロスコープを用いて拡大観察し、摩耗幅を逃げ面摩耗量として評価した。逃げ面摩耗量を単に摩耗量ともいう。
・チップ形状：ＳＮＧＮ４３２−ＴＮ
・チップ方向：圧縮残留応力がすくい面と平行、かつ引張残留応力がすくい面に垂直な方向。（図１参照）
・被削材：ＦＣ２００（鋳肌付）
・切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ
・切込み量：１．５ｍｍ
・送り量：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．
・切削環境：乾式施削試験
・評価：〔１〕０．１ｋｍ加工後の逃げ面摩耗量
〔２〕工具欠損まで加工した場合の損傷形態確認
・判定基準：
耐摩耗性能：
「Ａ」 摩耗量≦０．５０ｍｍ
「Ｂ」 ０．５０ｍｍ＜摩耗量≦１．００ｍｍ
「Ｃ」 １．００ｍｍ＜摩耗量
耐欠損性能（欠損時の損傷形態）：
「Ｂ」フレーキング損傷
「Ｃ」欠損（刃先脱落）
切削工具について、普通鋳鉄耐摩耗性評価試験を行った。試験条件は下記の通りである。切削加工後の切削工具の逃げ面を、デジタルマイクロスコープを用いて拡大観察し、摩耗幅を逃げ面摩耗量として評価した。逃げ面摩耗量を単に摩耗量ともいう。
・チップ形状：ＳＮＧＮ４３２−ＴＮ
・チップ方向：圧縮残留応力がすくい面と平行、かつ引張残留応力がすくい面に垂直な方向。（図１参照）
・被削材：ＦＣ２００（鋳肌付）
・切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ
・切込み量：１．５ｍｍ
・送り量：０．５ｍｍ／ｒｅｖ．
・切削環境：乾式施削試験
・評価：〔１〕０．１ｋｍ加工後の逃げ面摩耗量
〔２〕工具欠損まで加工した場合の損傷形態確認
・判定基準：
耐摩耗性能：
「Ａ」 摩耗量≦０．５０ｍｍ
「Ｂ」 ０．５０ｍｍ＜摩耗量≦１．００ｍｍ
「Ｃ」 １．００ｍｍ＜摩耗量
耐欠損性能（欠損時の損傷形態）：
「Ｂ」フレーキング損傷
「Ｃ」欠損（刃先脱落）
（４）評価結果
評価結果を表１に併記する。
実験例２，４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９は、下記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を全て満たしている。
・要件（ａ）：硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含む。
・要件（ｂ）：アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含む。
・要件（ｃ）：すくい面の平行方向に圧縮応力が残留している。
・要件（ｄ）：すくい面の垂直方向（圧縮応力の方向と垂直な方向）に引張応力が残留している。
・要件（ｅ）：要件（ｄ）の引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下である。
評価結果を表１に併記する。
実験例２，４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９は、下記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を全て満たしている。
・要件（ａ）：硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含む。
・要件（ｂ）：アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含む。
・要件（ｃ）：すくい面の平行方向に圧縮応力が残留している。
・要件（ｄ）：すくい面の垂直方向（圧縮応力の方向と垂直な方向）に引張応力が残留している。
・要件（ｅ）：要件（ｄ）の引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下である。
実験例２，４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９は、いずれも耐摩耗性能の評価が「Ａ」又は「Ｂ」であり、しかも、欠損時の損傷形態がフレーキング損傷であった。
その他の実験例では、耐摩耗性能の評価が「Ｃ」又は欠損時の損傷形態が「Ｃ」（刃先脱落）であった。
以下、詳細に説明する。
まず、切削工具における残留応力の制御について検討する。実験例１と実験例２の結果を比較すると、切削工具のすくい面に対して垂直な方向に対して、引張応力が残留することで、破壊損傷の形態をフレーキングに抑制できることが分かる。これは、引張応力がその方向に粒子間の結合を解くように作用することによって、クラックの進展方向がすくい面に沿った方向に誘導されたためだと考えられる。
次に、硬質相量、硬質相成分、引張応力値について検討する。実験例３，４，５，６，８，９，１１，１２，１３の比較から、硬質相量を１５体積％以上とすることにより、硬度と強度の向上が図れるため、耐欠損性と耐摩耗性に優れた切削工具が得られることが分かる。但し、硬質相量が９７体積％以上となると硬質相の酸化摩耗によって耐摩耗性能が低下することが分かる。
また、実験例２〜１３の実験結果を考慮すると、硬質相量を４５体積％〜７５体積％とすると、耐摩耗性能の評価が「Ａ」となり、耐摩耗性能が向上するため、より好ましいことが分かる。
また、実験例４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９のいずれにおいても引張応力の残留により、フレーキング損傷に抑制できることが分かる。引張応力値が要件（ｅ）を満たさない、すなわち、引張応力が３０ＭＰａ未満である実験例７については、引張応力による欠損の誘導効果が不十分となるため、フレーキング損傷とならない。また、引張応力値が要件（ｅ）を満たさない、すなわち、引張応力が３００ＭＰａより大きい実験例１０では、引張応力が過剰となるため、強度低下により欠損することが分かる。
また、実験例１４〜１７の結果より、硬質相中にＮｂＣやＴａＣを固溶体として含んでいても、同様の効果が得られることが分かる。
次に、残部（ここでは、硬質相以外の相を指す）の種類について検討する。実験例１６〜１９の結果より、Ａｌ２Ｏ３相以外にも、ＡｌＮ相、Ｓｉ３Ｎ４相及びＳｉＡｌＯＮ相を複合化させた場合でも、耐摩耗性能の評価が「Ａ」であり、しかも、欠損時の損傷形態がフレーキング損傷であった。
以上の結果から、上記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を満たすことで、耐摩耗性・耐欠損性に優れ、かつ欠損時の損傷をフレーキング損傷に抑制できることが分かった。
その他の実験例では、耐摩耗性能の評価が「Ｃ」又は欠損時の損傷形態が「Ｃ」（刃先脱落）であった。
以下、詳細に説明する。
まず、切削工具における残留応力の制御について検討する。実験例１と実験例２の結果を比較すると、切削工具のすくい面に対して垂直な方向に対して、引張応力が残留することで、破壊損傷の形態をフレーキングに抑制できることが分かる。これは、引張応力がその方向に粒子間の結合を解くように作用することによって、クラックの進展方向がすくい面に沿った方向に誘導されたためだと考えられる。
次に、硬質相量、硬質相成分、引張応力値について検討する。実験例３，４，５，６，８，９，１１，１２，１３の比較から、硬質相量を１５体積％以上とすることにより、硬度と強度の向上が図れるため、耐欠損性と耐摩耗性に優れた切削工具が得られることが分かる。但し、硬質相量が９７体積％以上となると硬質相の酸化摩耗によって耐摩耗性能が低下することが分かる。
また、実験例２〜１３の実験結果を考慮すると、硬質相量を４５体積％〜７５体積％とすると、耐摩耗性能の評価が「Ａ」となり、耐摩耗性能が向上するため、より好ましいことが分かる。
また、実験例４，５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１６，１７，１８，１９のいずれにおいても引張応力の残留により、フレーキング損傷に抑制できることが分かる。引張応力値が要件（ｅ）を満たさない、すなわち、引張応力が３０ＭＰａ未満である実験例７については、引張応力による欠損の誘導効果が不十分となるため、フレーキング損傷とならない。また、引張応力値が要件（ｅ）を満たさない、すなわち、引張応力が３００ＭＰａより大きい実験例１０では、引張応力が過剰となるため、強度低下により欠損することが分かる。
また、実験例１４〜１７の結果より、硬質相中にＮｂＣやＴａＣを固溶体として含んでいても、同様の効果が得られることが分かる。
次に、残部（ここでは、硬質相以外の相を指す）の種類について検討する。実験例１６〜１９の結果より、Ａｌ２Ｏ３相以外にも、ＡｌＮ相、Ｓｉ３Ｎ４相及びＳｉＡｌＯＮ相を複合化させた場合でも、耐摩耗性能の評価が「Ａ」であり、しかも、欠損時の損傷形態がフレーキング損傷であった。
以上の結果から、上記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を満たすことで、耐摩耗性・耐欠損性に優れ、かつ欠損時の損傷をフレーキング損傷に抑制できることが分かった。
２．実験Ｂ
実験Ｂでは、実験例２２〜２７が実施例に該当し、実験例２８は参考例に該当する。
実験Ａと同様な方法で得た実験例２，４，１２，１４，１９，２１のセラミックス焼結体（基体）の表面に、表２に示すように、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮを被覆して切削工具を作製し、耐摩耗性試験を行った。耐摩耗性試験は、実験Ａの場合と同様な方法で行った。
試験結果を表２に示す。
実験Ｂでは、実験例２２〜２７が実施例に該当し、実験例２８は参考例に該当する。
実験Ａと同様な方法で得た実験例２，４，１２，１４，１９，２１のセラミックス焼結体（基体）の表面に、表２に示すように、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮを被覆して切削工具を作製し、耐摩耗性試験を行った。耐摩耗性試験は、実験Ａの場合と同様な方法で行った。
試験結果を表２に示す。
実験例２２〜２７では、いずれも摩耗量を更に低減できることが確認できた。すなわち、上記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を満たし、かつ、切削工具の表面にＴｉ化合物系の表面被覆層を形成させることで、更に耐摩耗性に優れる切削工具となることが確認された。
なお、従来品（実験例２１）に表面被覆層を形成した実験例２８では、表面被覆層が無い実験例２１よりも摩耗量は低下したが、基準値（１．００ｍｍ）以下とはならなかった。
以上の結果から、上記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を満たし、かつ、表面にＴｉ化合物系の表面被覆層を形成させることで、従来品（窒化珪素系工具）よりも、耐摩耗性及び耐欠損性に優れた切削工具となることが確認された。
なお、従来品（実験例２１）に表面被覆層を形成した実験例２８では、表面被覆層が無い実験例２１よりも摩耗量は低下したが、基準値（１．００ｍｍ）以下とはならなかった。
以上の結果から、上記要件（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）を満たし、かつ、表面にＴｉ化合物系の表面被覆層を形成させることで、従来品（窒化珪素系工具）よりも、耐摩耗性及び耐欠損性に優れた切削工具となることが確認された。
本発明は上記で詳述した実施形態に限定されず、本発明の請求項に示した範囲で様々な変形又は変更が可能である。
１ …切削工具
２ …セラミックス焼結体
３ …すくい面
５ …逃げ面
６ …表面被覆層
１１…被焼成体
１３…上下型
１５…プレス圧
１７…側壁
１９…側圧
２１…圧縮応力
２３…引張応力
２５…クラック
２ …セラミックス焼結体
３ …すくい面
５ …逃げ面
６ …表面被覆層
１１…被焼成体
１３…上下型
１５…プレス圧
１７…側壁
１９…側圧
２１…圧縮応力
２３…引張応力
２５…クラック
Claims (5)
- 硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体から構成される切削工具であって、
前記硬質相には、すくい面に沿った方向に圧縮応力が残留し、かつ、前記圧縮応力の方向と垂直な方向に引張応力が残留しており、
前記引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とする切削工具。 - 前記セラミックス焼結体の表面には、Ｔｉの炭化物、Ｔｉの窒化物、Ｔｉの炭窒化物、Ｔｉの炭酸化物、Ｔｉの窒酸化物、及びＴｉの炭窒酸化物からなる少なくとも１種の表面被覆層が形成されていることを特徴とする、請求項１に記載の切削工具。
- 前記硬質相は、炭化タングステンまたは炭窒化チタンを主成分とする、請求項１または２に記載の切削工具。
- 硬質相を１５体積％以上９７体積％以下含むとともに、アルミナ、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、及びサイアロンからなる群より選択される少なくとも１種を含むセラミックス焼結体であって、
前記硬質相には、圧縮応力が残留し、かつ、前記硬質相には、前記圧縮応力の方向と垂直な方向に、引張応力が残留しており、
前記引張応力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを特徴とするセラミックス焼結体。 - 前記硬質相は、炭化タングステンまたは炭窒化チタンを主成分とする、請求項４に記載のセラミックス焼結体。
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|---|---|---|---|
| JP2020067218A Pending JP2020169117A (ja) | 2019-04-04 | 2020-04-03 | 切削工具、及びセラミックス焼結体 |
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2020
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