JP4335406B2

JP4335406B2 - Cutting tool and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4335406B2
Application number: JP2000103560A
Authority: JP
Inventors: 優松原
Original assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Current assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Priority date: 1999-04-05
Filing date: 2000-04-05
Publication date: 2009-09-30
Anticipated expiration: 2020-04-05
Also published as: JP2000354901A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化珪素をマトリックスとする切削工具及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、窒化珪素をマトリックス（母材）とする多くの焼結体が開発されている。例えば特公昭６０−４８４７５号公報には、窒化チタン、窒化タンタルから選ばれる１種又は２種を含有する窒化珪素ホットプレス焼結体が提案されている。
【０００３】
また、これとは別に、特開平９−２６８０７１号公報には、窒化珪素と炭窒化チタンを主体とする窒化珪素工具が開示されており、この種の窒化珪素工具は、鋳鉄部品の加工（切削加工）などに使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、上述した窒化珪素工具は、鋳鉄部品の切削加工以外に、超耐熱合金の切削加工にも用いられるが、超耐熱合金は熱伝導性が悪いので、工具刃先に熱がこもり易いという問題があった。
【０００５】
つまり、刃先温度が上昇すると、工具を構成する組織の各相（マトリックス相、硬質相、粒界相）のうち、粒界相の軟化が進み、工具の耐摩耗性が低下するという問題があった。
本発明は上記問題点に鑑みて提案されたものであり、耐摩耗性等に優れた切削工具及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
（１）前記目的を達成するための請求項１の発明は、
窒化珪素をマトリックスとして、窒化チタン：１０〜２０重量％、アルミナ：３〜５重量％、イットリア：１１〜１５重量％を含有する切削工具であって、前記窒化珪素からなるマトリックス相、前記窒化チタンからなる硬質相、粒界相に存在するガラス相、及び前記粒界相に存在する結晶相を備えるとともに、前記結晶相には、Ｊ相を含み、且つ、Ｘ線回折による、前記窒化珪素の最大ピークＡと、前記窒化珪素及び窒化チタン以外の前記結晶相の最大ピークＢとの比Ｒ（＝Ｂ／Ａ）が、０．４５≦Ｒ≦０．６の範囲であることを特徴とする切削工具を要旨とする。
【０００７】
本発明の切削工具は、窒化珪素をマトリックス（即ち主成分である母材）とする窒化珪素質焼結体であり、この窒化珪素以外に、窒化チタン：１０〜２０重量％、アルミナ：３〜５重量％、イットリア：１１〜１５重量％を含んでいるが、特に、窒化珪素のマトリックスに、熱伝導性に優れ且つ摩擦係数の少ない窒化チタンを含有させて複合化することにより、耐摩耗性が増加するという効果が得られる。
【０００８】
以下、各成分の数値限定の理由を説明する。
＜窒化チタン：１０〜２０重量％＞
溶融金属に対する耐摩耗性が高い窒化チタンの含有量が１０重量％を下回ると、耐摩耗性の向上が十分ではなく、一方、２０重量％を上回ると、焼結性が低下する傾向があるので、窒化チタンは、１０〜２０重量％が最も好ましい範囲である。
【０００９】
＜アルミナ：３〜５重量％＞
アルミナの含有量が３重量％を下回ると、焼結性が低下し、一方、５重量％を上回ると、硬度が低下し、耐摩耗性が劣化するので、アルミナは、３〜５重量％が最も好ましい範囲である。
【００１０】
＜イットリア：１１〜１５重量％＞
本発明では、イットリアの含有量が１１重量％以上であるので、焼結性が低下せず、１５重量％以下であるので、結晶相が多すぎることがない。
【００１１】
尚、切削工具が、実質的に、窒化珪素、窒化チタン、アルミナ、イットリアのみからなる場合には、窒化珪素の重量％は、窒化チタン、アルミナ、イットリアの合計重量％の残部となる。
また、本発明では、前記組成の構成に加えて、４種の相構造を有している。つまり、窒化珪素からなるマトリックス相（母材相）、窒化チタンからなる硬質相、粒界相に存在するガラス相、及び粒界相に存在する結晶相である。この４相の状態を、図１に模式的に示すが、マトリックス相と硬質相との間に粒界相が存在し、この粒界相がガラス相と結晶相とから構成されている。
【００１２】
本発明では、この粒界相の一部の結晶化による結晶相の存在により、粒界相におけるガラス相量が減少するので、刃先温度が上昇した場合でも、粒界相の軟化が低減されることになり、結果として、耐摩耗性が向上するという効果が得られる。
【００１３】
更に、本発明では、結晶相としてＪ相、即ちＹ ₈ Ｓｉ ₄ Ｎ ₄ Ｏ ₁₄ を含んでいる。よって、粒界相のガラス相が減少して、融点の高い結晶となるため、高温での粒界相の軟化が抑制されるという効果がある。
その上、本発明では、Ｘ線回折によって得られた、窒化珪素の最大ピークＡと、窒化珪素及び窒化チタン以外の結晶相の最大ピークＢとの比Ｒ（＝Ｂ／Ａ）が、０．４５≦Ｒ≦０．６の範囲に設定されている。尚、結晶相におけるピークとは、結晶相に含まれる、例えば、Ｙ₈Ｓｉ₄Ｎ₄Ｏ₁₄、Ｙ₁₀Ａｌ₂Ｓｉ₃Ｏ₁₈Ｎ₄、Ｙ₁₀Ｓｉ₇Ｎ₄Ｏ₂₃の様な既知の結晶や未知の結晶の量を示すものである。
【００１４】
本発明では、前記ピークの比Ｒが０．４５以上であるので、結晶相の量が少なすぎることがなく、粒界相の軟化を抑制する効果が多く、耐摩耗性が高い。また、前記ピークの比Ｒが０．６以下であるので、結晶相の量が多過ぎることがなく、靭性が低下しない。
【００１５】
つまり、本発明は、上述した４成分の組成、４種の相の構成、及びピークの比Ｒを備えているので、耐摩耗性及び靭性に優れた切削工具である。
【００１６】
（２）請求項２の発明は、
前記切削工具は、超耐熱合金の切削加工用であることを特徴とする前記請求項１に記載の切削工具を要旨とする。
【００１７】
本発明は、切削工具の用途を例示したものである。
つまり、超耐熱合金は熱伝導性が悪く、切削工具の刃先に熱がこもりやすいが、本発明では、上述した構成を備えているので、超耐熱合金を切削加工する際に刃先温度が上昇した場合でも、粒界相の軟化が抑制され、優れた耐摩耗性を発揮できる。
【００１８】
ここで、超耐熱合金とは、通常、６５０℃以上の高温での使用に耐える合金であり、具体的には、合金組成のＦｅ成分が５０重量％以下の合金とＮｉ、Ｃｏ系のものを主成分とする高温用の合金等のことである。この超耐熱合金としては、例えばＮｉ基合金のインコネル、ワスパロイなどが挙げられる。
【００１９】
尚、本発明の切削工具は、上述したＮｉ基合金（インコネル、ワスパロイ）を切削するのに特に好ましいものである。この切削条件としては、下記の範囲が好適である。
切削速度：Ｖ＝１００〜５００ｍ／ｍｉｎ
（より好ましくは、２００〜４００ｍ／ｍｉｎ）
送り量：ｆ＝０．０５〜０．４ｍｍ／ｒｅｖ
（より好ましくは、０．１〜０．３ｍｍ／ｒｅｖ）
切込み：ｄ＝０．０５ｍｍ以上
（より好ましくは、０．１ｍｍ以上）
（３）請求項３の発明は、
前記切削工具は、すくい面と逃げ面との間に切れ刃を有することを特徴とする前記請求項１又は２に記載の切削工具を要旨とする。
【００２０】
本発明は、切削工具の形状を例示したものであり、すくい面と逃げ面との間に切れ刃を備えた例えば直方体形状が挙げられる。また、それ以外にも、すくい面側がひし形の四角柱形状、すくい面側が三角形の三角柱形状、すくい面側が円形の円柱形状など、各種の形状のものが挙げられる。
【００２１】
（４）請求項４の発明は、
前記請求項１〜３のいずれかに記載の切削工具の製造方法であって、窒素雰囲気中で、常圧焼結を行うことを特徴とする切削工具の製造方法を要旨とする。
本発明は、切削工具の製造方法を例示したものであり、ここでは、前記切削工具の組成等の構成となるように調整した材料を成形し、窒素雰囲気中で常圧焼結することにより、窒化珪素質焼結体を製造することができるので、その後、例えば研磨等の後加工を施すことにより、切削工具とすることができる。
【００２２】
この常圧焼結は、例えばＨＩＰに比べて製造が容易で、製造コストが低く、そのため、低いコストで切削工具を製造できるという利点がある。
尚、常圧焼結のみで、切削工具に適した窒化珪素質焼結体を製造する場合には、その材料の組成（従って切削工具の組成）を適切に選択する必要がある。具体的には、切削工具の組成が、例えばＴｉＮ：１０重量％以下、焼結助剤：６重量％以上、残部：Ｓｉ₃Ｎ₄となる様な材料を選択することが望ましい。
【００２３】
（５）請求項５の発明は、
前記常圧焼結後に、窒素雰囲気中でガス圧焼結を行うことを特徴とする前記請求項４に記載の切削工具の製造方法を要旨とする。
特定の組成以外の場合には、通常、常圧焼結（一次焼結）のみでは、切削工具として十分に緻密化した焼結体が得られ難いので（例えば理論密度比の９５％以下）、本発明では、二次焼結として、窒素雰囲気中でガス圧焼結を行う。これにより、十分に緻密化した焼結体が得られる（例えば理論密度比９８％以上）。
【００２４】
この様に、常圧焼結とガス圧焼結とを組み合わせることにより、十分に緻密化した焼結体を低コストで製造することができる。
尚、ガス圧焼結の条件としては、窒素雰囲気が採用されるが、その窒素雰囲気の圧力は５〜１００気圧、焼成温度は１６００〜１８００℃の範囲が望ましい。
【００２５】
（６）請求項６の発明は、
前記常圧焼結後に、ＨＩＰ（Hot Isostatic Press：熱間静水圧プレス）による焼結を行うことを特徴とする前記請求項４に記載の切削工具の製造方法を要旨とする。
【００２６】
上述した様に、通常、常圧焼結（一次焼結）のみでは、切削工具として十分に緻密化した焼結体が得られ難いので、本発明では、二次焼結として、ＨＩＰによる焼結を行う。これにより、十分に緻密化した焼結体が得られる（理論密度比９５％以上）。
【００２７】
この様に、常圧焼結とＨＩＰによる焼結とを組み合わせることにより、十分に緻密化した焼結体を製造することができる。
尚、ＨＩＰによる焼結の条件としては、窒素雰囲気が採用されるが、その窒素雰囲気の圧力は１０００〜２０００気圧、焼成温度は１５００〜１８００℃の範囲が望ましい。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の切削工具及びその製造方法の実施の形態の例（実施例）を、図面を参照して説明する。
（実施例）
本実施例では、超耐熱合金の切削加工用に用いられる窒素珪素質焼結体からなる切削工具及びその製造方法を例に挙げる。
【００２９】
ａ）まず、本実施例の切削工具について説明する。
図２に示す様に、本実施例の切削工具１は、ＩＳＯ規格：ＳＮＧＮ１２０４０８形状のネガチップである。
具体的には、切削工具１は、図２の上下方向のすくい面３、側面側の四方の逃げ面５、及びすくい面３と逃げ面５の間の各辺である切れ刃７を備えており、切れ刃７の長さが各々１２．７ｍｍ、切削工具１の厚さが４．７６ｍｍの直方体のチップである。尚、切れ刃７には、面取り加工（チャンファー加工）が施されている。
【００３０】
また、本実施例の切削工具１は、窒化珪素をマトリックス（母材）とする窒化珪素質焼結体からなり、窒化チタン：１０〜２０重量％、アルミナ：３〜５重量％、イットリア：１１〜１５重量％、窒化珪素：残部の組成を有している。
更に、この切削工具１は、窒化珪素からなるマトリックス相、窒化チタンからなる硬質相、粒界相に存在するガラス相、及び粒界相に存在する結晶相を備えるとともに、結晶相には、Ｊ相を含み、且つ、Ｘ線回折による、窒化珪素の最大ピークＡと、窒化珪素及び窒化チタン以外の結晶相の最大ピークＢとの比Ｒ（＝Ｂ／Ａ）が、０．４５≦Ｒ≦０．６の範囲の工具である。
【００３１】
ｂ）次に、本実施例の切削工具１の製造方法について説明する。
平均粒径０．５μｍの主成分の窒化珪素（Ｓｉ₃Ｎ₄）粉末（α率＝９９％以上）と、平均粒径０．８μｍのイットリア（Ｙ₂Ｏ₃）粉末と、平均粒径０．４μｍのアルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）粉末とを、前記切削工具１の組成範囲となる様に、下記表１に示す配合割合（本発明例）に秤量する。
【００３２】
次に、この秤量した材料を、アルミナ製ボール、アルミナ製内壁ポットを用いて、エタノール溶媒中にて１６時間湿式混合粉砕し、スラリーとする。
次に、このスラリーを、湯煎乾燥し、エタノールに溶解したマイクロワックス系の有機バインダを固形分比で３．５重量％添加し、ライカイ機で混合する。
【００３３】
次に、得られた素地を、ＩＳＯ規格：ＳＮＧＮ１２０４０８形状になるようにプレス成形した後、１気圧に設定された窒素雰囲気中で、８００℃で６０分加熱して脱ワックスを行う。
次に、１次焼結を行う。この１次焼結は、常圧（１気圧）の窒素雰囲気中で、１７００℃で４時間加熱して、焼結を行うものである。
【００３４】
次に、ガス圧焼結により２次焼結を行う。この２次焼結は、７５気圧に設定された窒素雰囲気中で、１７５０℃で４時間加熱して、焼結を行うものであるの
尚、この２次焼結のガス圧焼結に代えて、ＨＩＰによる焼結を行ってもよい。このＨＩＰによる２次焼結は、１０００気圧に設定された窒素雰囲気中にて、１７００℃で４時間加熱して、焼結を行うものである。
【００３５】
次に、この様にして得られた窒化珪素質焼結体を、下記表１に示す様な条件（本発明例）で、窒素雰囲気中で熱処理し、粒界相の結晶化を促進する。
次に、この窒化珪素焼結体を、ＩＳＯ規格：ＳＮＧＮ１２０４０８形状に研削加工することにより、切削工具１を完成する。
【００３６】
ｃ）次に、本発明の範囲の切削工具の効果を確認するために行った実験例について説明する。
まず、実験に用いる切削工具として、下記表１に示す条件にて、本発明例（試料No.３、４）及び比較例（試料No.１、２、５〜１０）の切削工具を作製した。尚、切削工具の形状は、ＩＳＯ規格：ＳＮＧＮ１２０４０８である。
【００３７】
そして、これらの試料No.１〜１０の切削工具に対して、下記(i)物理性能評価及び(ii)切削性能評価を行った。
(i)＜物理性能評価＞
下記の様にして、焼結体の密度、マイクロポア、硬度、靭性、ピーク比Ｒ（結晶相量）、結晶相の種類を求めた。その結果を下記表１に記す。
【００３８】
（密度）
アルキメデス法で焼結体の密度を測定した。そして、その密度から、焼結体の理論密度比を求めた。
また、マイクロポアは、焼結体断面を鏡面研磨し、２００倍の顕微鏡で観察し、ＣＩＳ−００６Ｂ規格により測定した。
【００３９】
（硬度及び靭性）
焼結体の研削した面を鏡面研磨し、３０ｋｇの押し込み荷重でビッカース圧子を押し込み、圧痕の対角長さと亀裂長さを測定し、ビッカース硬度（ＪＩＳＲ１６１０に準拠）と破壊靭性値（ＪＩＳＲ１６０７（ＩＦ法）に準拠）を求めた。
【００４０】
（ピーク比Ｒ（結晶相量））
焼結体の研磨面に対するＸ線回折を行って、そのピーク比Ｒを求めた。例えば図３に示す様なＸ線回折が得られた場合には、窒化珪素の最大ピークＡ（＝Ｉ（Ｓｉ₃Ｎ₄max））と、窒化珪素及び窒化チタン以外の結晶相の最大ピークＢ（＝Ｉ（ＧＢ max））とを測定し、そのピーク比Ｒ（＝Ｂ／Ａ＝Ｉ（ＧＢ max）／Ｉ（Ｓｉ₃Ｎ₄max））を求める。
【００４１】
尚、図３は縦軸に強度［ｃｐｓ］をとり、横軸に２θ［゜］をとったＸ線回折の結果のグラフであり、図３では、ピーク比Ｒは、０．４８である。
（結晶相の種類）
また、前記Ｘ線回折によって得られた各ピークを、既知の材料のピークと対比させて調べることにより、結晶相の種類を調べた。
【００４２】
(ii)＜切削性能評価＞
図４に示す様に、下記の条件にて、回転する円柱形状の被削材の外径側の表面に対して、切削工具を矢印Ａ方向に移動させて旋削を行った。そして、その際の工具刃先の摩耗状態（１パス後のフランク摩耗量）やカケの発生状況を調べた。その結果を、下記表１に記す。
【００４３】
（切削条件）
被削材材質：インコネル７１８
被削材形状：外径φ３００ｍｍ×長さ１００ｍｍ
切削速度：Ｖ＝３００ｍ／ｍｉｎ
送り量：ｆ＝０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：ｄ＝１．０ｍｍ
乾湿：ＷＥＴ
【００４４】
【表１】

【００４５】
尚、前記表１で、焼結体の構成相において、Ｓｉ₃Ｎ₄の○はマトリックス相の存在を示し、ＴｉＮの○は硬質相の存在を示す。
また、結晶相のＪ相を示すＪはＹ₈Ｓｉ₄Ｎ₄Ｏ₁₄、Ａ相を示すＡはＹ₁₀Ａｌ₂Ｓｉ₃Ｏ₁₈Ｎ₄、Ｈ相を示すＨはＹ₁₀Ｓｉ₇Ｎ₄Ｏ₂₃、Ｕｋは未知相である。
【００４６】
更に、焼結方法の(1)は常圧焼結、(2)はガス圧焼結、(3)はＨＩＰであり、＋で示すものは、１次焼結に加えて２次焼結を行うものである。尚、試料No.７の焼結方法においては、急速冷却を行い、試料No.８の焼結方法では、１４００℃で窒素１気圧中１２時間保持の熱処理を行った。
【００４７】
また、マイクロポアのＡ２はマイクロポア０．０２体積％を示し、Ａ８はマイクロポア０．６体積％を示す。
この表１から明かな様に、本発明例である窒化チタンを所定量含み所定ピーク比Ｒの結晶相を有する試料No.３、４は、耐摩耗性に優れている。また、試料No.３、４は、適度な硬度と靭性を備えており、実験の際に、チッピングが発生せず、好適である。
【００４８】
それに対して、窒化チタンが少な過ぎると（比較例試料No.５）、摩耗量が多く、また、窒化チタンが多すぎると（比較例試料No.６）、硬くなって脆くなり、刃先がチッピングするので、好ましくない。
また、粒界相の結晶化が少なすぎると（比較例試料No.７）、摩耗が多くなり、逆に、結晶化が多すぎると（比較例試料No.８）、靭性が不足して、チッピングに到るので、好ましくない。
【００４９】
更に、焼結助剤が少ないと（比較例試料No.９）、９４％しか緻密化せず、焼結助剤が多いと（比較例試料No.１０）、耐摩耗性が悪いので、好ましくない。
尚、本発明は前記実施例になんら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施しうることはいうまでもない。
【００５０】
【発明の効果】
以上詳述した様に、本発明の切削工具は、上述した４成分の組成、４種の相の構成、Ｊ相、及びピークの比Ｒを備えているので、即ち、窒化珪素と窒化チタンの適度な複合化及び粒界相の適度な結晶化により、耐摩耗性及び靭性に優れた切削工具である。
【００５１】
また、本発明の切削工具の製造方法により、上述した優れた性能を有する切削工具を、低コストで容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】切削工具を構成する各相の状態を模式的に示す説明図である。
【図２】実施例１の切削工具の形状を示す斜視図である。
【図３】Ｘ線回折によるピークの状態を示す説明図である。
【図４】切削性能評価の方法を示す説明図である。
【符号の説明】
１…切削工具
３…すくい面
５…逃げ面
７…切れ刃[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a cutting tool using silicon nitride as a matrix and a method for manufacturing the cutting tool.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, many sintered bodies using silicon nitride as a matrix (base material) have been developed. For example, Japanese Patent Publication No. 60-48475 proposes a silicon nitride hot-press sintered body containing one or two selected from titanium nitride and tantalum nitride.
[0003]
Separately, Japanese Patent Laid-Open No. 9-268071 discloses a silicon nitride tool mainly composed of silicon nitride and titanium carbonitride, and this type of silicon nitride tool is used for machining cast iron parts (cutting). Processing).
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
By the way, the silicon nitride tool described above is used not only for cutting cast iron parts but also for cutting super heat resistant alloys. However, since the super heat resistant alloys have poor thermal conductivity, there is a problem that heat tends to be trapped in the tool edge. there were.
[0005]
In other words, when the cutting edge temperature rises, among the phases of the structure constituting the tool (matrix phase, hard phase, grain boundary phase), the grain boundary phase softens, and the wear resistance of the tool decreases. It was.
The present invention has been proposed in view of the above-described problems, and an object thereof is to provide a cutting tool excellent in wear resistance and the like and a manufacturing method thereof.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
(1) The invention of claim 1 for achieving the object is as follows:
A cutting tool containing silicon nitride as a matrix, titanium nitride: 10 to 20% by weight, alumina: 3 to 5% by weight, yttria: 11 to 15% by weight, the matrix phase comprising the silicon nitride, the titanium nitride A hard phase comprising a glass phase present in a grain boundary phase, and a crystal phase present in the grain boundary phase. The crystal phase includes a J phase, and the X-ray diffraction of the silicon nitride The ratio R (= B / A) between the maximum peak A and the maximum peak B of the crystal phase other than silicon nitride and titanium nitride is 0. The gist of the present invention is a cutting tool having a range of 45 ≦ R ≦ 0.6.
[0007]
The cutting tool of the present invention is a silicon nitride-based sintered body having silicon nitride as a matrix (that is, a base material which is a main component). In addition to this silicon nitride, titanium nitride: 10 to 20% by weight, alumina: 3 to 3 5% by weight, yttria: 11 to 15% by weight, especially wear resistance by incorporating titanium nitride with excellent thermal conductivity and low friction coefficient into a silicon nitride matrix. The effect of increasing is obtained.
[0008]
Hereinafter, the reason for the numerical limitation of each component will be described.
<Titanium nitride: 10 to 20% by weight>
If the content of titanium nitride with high wear resistance against molten metal is less than 10% by weight, the improvement in wear resistance is not sufficient, whereas if it exceeds 20% by weight, the sinterability tends to decrease. Titanium nitride is most preferably in the range of 10 to 20% by weight.
[0009]
<Alumina: 3 to 5% by weight>
When the content of alumina is less than 3% by weight, the sinterability is lowered. On the other hand, when the content is more than 5% by weight, the hardness is lowered and the wear resistance is deteriorated. This is the most preferable range.
[0010]
<Yttria: 11 to 15% by weight>
In the present invention, since the yttria content is 11% by weight or more, the sinterability does not deteriorate, and since it is 15% by weight or less, the crystal phase is not too much.
[0011]
When the cutting tool is substantially made of only silicon nitride, titanium nitride, alumina, and yttria, the weight percent of silicon nitride is the balance of the total weight percent of titanium nitride, alumina, and yttria.
Also, in the present invention, in addition to the above composition, it has a four phase structure. That is, a matrix phase (base material phase) made of silicon nitride, a hard phase made of titanium nitride, a glass phase present in the grain boundary phase, and a crystal phase present in the grain boundary phase. The state of these four phases is schematically shown in FIG. 1. A grain boundary phase exists between the matrix phase and the hard phase, and this grain boundary phase is composed of a glass phase and a crystal phase.
[0012]
In the present invention, since the amount of the glass phase in the grain boundary phase decreases due to the presence of the crystal phase due to the crystallization of a part of the grain boundary phase, the softening of the grain boundary phase is reduced even when the cutting edge temperature is increased. As a result, the effect of improving the wear resistance is obtained.
[0013]
Furthermore, in the present invention, a J phase, that is, Y ₈ Si ₄ N ₄ O ₁₄ is included as a crystal phase . Therefore, the glass phase of the grain boundary phase is reduced to form a crystal having a high melting point, so that there is an effect that softening of the grain boundary phase at high temperature is suppressed.
Moreover , in the present invention, the ratio R (= B / A) between the maximum peak A of silicon nitride and the maximum peak B of the crystal phase other than silicon nitride and titanium nitride obtained by X-ray diffraction is 0.00. It is set in the range of 45 ≦ R ≦ 0.6. Incidentally, the peak in the crystal phase is a known one such as Y ₈ Si ₄ N ₄ O ₁₄ , Y ₁₀ Al ₂ Si ₃ O ₁₈ N ₄ or Y ₁₀ Si ₇ N ₄ O ₂₃ contained in the crystal phase. This indicates the amount of crystals or unknown crystals.
[0014]
In the present invention, since the peak ratio R is 0.45 or more, the amount of the crystal phase is not too small, the effect of suppressing the softening of the grain boundary phase is large, and the wear resistance is high. Moreover, since the peak ratio R is 0.6 or less, the amount of the crystal phase is not too much, and the toughness is not lowered.
[0015]
That is, the present invention is a composition of 4 components described above, the configuration of the four phases, and is provided with the ratio R of the peak, Ru excellent cutting tool der wear resistance and toughness.
[0016]
(2 ) The invention of claim 2
The gist of the cutting tool according to claim 1, wherein the cutting tool is for cutting a super heat resistant alloy.
[0017]
The present invention exemplifies the use of a cutting tool.
In other words, the super heat-resistant alloy has poor thermal conductivity, and heat tends to be trapped in the cutting edge of the cutting tool. However, in the present invention, since the above-described configuration is provided, the cutting edge temperature increases when cutting the super heat-resistant alloy. Even in this case, softening of the grain boundary phase is suppressed, and excellent wear resistance can be exhibited.
[0018]
Here, the super heat-resistant alloy is usually an alloy that can withstand use at a high temperature of 650 ° C. or more, and specifically, an alloy having an Fe component of 50% by weight or less and a Ni or Co-based alloy. It is a high-temperature alloy or the like as a main component. Examples of the super heat resistant alloy include Ni-based alloy Inconel, Waspaloy and the like.
[0019]
The cutting tool of the present invention is particularly preferable for cutting the above-mentioned Ni-based alloy (Inconel, Waspaloy). As the cutting conditions, the following ranges are suitable.
Cutting speed: V = 100 to 500 m / min
(More preferably, 200 to 400 m / min)
Feed amount: f = 0.05 to 0.4 mm / rev
(More preferably, 0.1 to 0.3 mm / rev)
Cutting depth: d = 0.05mm or more
(More preferably, 0.1 mm or more)
( 3 ) The invention of claim 3
The gist of the cutting tool according to claim 1 or 2 , wherein the cutting tool has a cutting edge between a rake face and a flank face.
[0020]
The present invention exemplifies the shape of a cutting tool, and includes, for example, a rectangular parallelepiped shape provided with a cutting edge between a rake face and a flank face. In addition, there are various shapes such as a rectangular prism shape having a diamond shape on the rake face side, a triangular prism shape having a triangular shape on the rake face side, and a circular cylinder shape having a circular side on the rake face side.
[0021]
( 4 ) The invention of claim 4
It is a manufacturing method of the cutting tool according to any one of claims 1 to 3 , wherein the cutting tool manufacturing method is characterized in that atmospheric pressure sintering is performed in a nitrogen atmosphere.
The present invention exemplifies a method for manufacturing a cutting tool, in which a material adjusted to have a composition such as the composition of the cutting tool is formed and sintered at atmospheric pressure in a nitrogen atmosphere. Since a silicon nitride sintered body can be manufactured, a cutting tool can be obtained by performing post-processing such as polishing.
[0022]
This normal pressure sintering is easy to manufacture and has a low manufacturing cost as compared with, for example, HIP, and therefore has an advantage that a cutting tool can be manufactured at a low cost.
In addition, when manufacturing the silicon nitride sintered compact suitable for a cutting tool only by normal pressure sintering, it is necessary to select the composition of the material (hence, the composition of a cutting tool) appropriately. Specifically, it is desirable to select a material in which the composition of the cutting tool is, for example, TiN: 10% by weight or less, sintering aid: 6% by weight or more, and the balance: Si ₃ N ₄ .
[0023]
( 5 ) The invention of claim 5
The gist of the method for manufacturing a cutting tool according to claim 4 , wherein gas pressure sintering is performed in a nitrogen atmosphere after the atmospheric pressure sintering.
In the case of other than a specific composition, normally, it is difficult to obtain a sintered body sufficiently dense as a cutting tool only by atmospheric pressure sintering (primary sintering) (for example, 95% or less of the theoretical density ratio). In the present invention, gas pressure sintering is performed in a nitrogen atmosphere as secondary sintering. Thereby, a sufficiently densified sintered body is obtained (for example, a theoretical density ratio of 98% or more).
[0024]
In this way, by combining atmospheric pressure sintering and gas pressure sintering, a sufficiently dense sintered body can be manufactured at low cost.
In addition, although nitrogen atmosphere is employ | adopted as conditions of gas pressure sintering, the pressure of the nitrogen atmosphere is desirable in the range of 5 to 100 atmospheres and the firing temperature in the range of 1600 to 1800 ° C.
[0025]
( 6 ) The invention of claim 6
The gist of the manufacturing method of the cutting tool according to claim 4 , wherein sintering is performed by HIP (Hot Isostatic Press) after the atmospheric pressure sintering.
[0026]
As described above, normally, only atmospheric pressure sintering (primary sintering) makes it difficult to obtain a sufficiently dense sintered body as a cutting tool. Therefore, in the present invention, sintering by HIP is performed as secondary sintering. I do. Thereby, a sufficiently densified sintered body is obtained (theoretical density ratio is 95% or more).
[0027]
In this way, a sufficiently dense sintered body can be manufactured by combining atmospheric pressure sintering and sintering by HIP.
As a sintering condition by HIP, a nitrogen atmosphere is adopted. The pressure of the nitrogen atmosphere is preferably 1000 to 2000 atm, and the firing temperature is preferably 1500 to 1800 ° C.
[0028]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, examples (examples) of embodiments of the cutting tool and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described with reference to the drawings.
(Example)
In the present embodiment, a cutting tool made of a silicon nitride sintered material used for cutting a super heat resistant alloy and a manufacturing method thereof will be described as an example.
[0029]
a) First, the cutting tool of the present embodiment will be described.
As shown in FIG. 2, the cutting tool 1 of a present Example is a negative chip | tip of the ISO standard: SNGN120408 shape.
Specifically, the cutting tool 1 includes a rake face 3 in the vertical direction in FIG. 2, four flank faces 5 on the side face side, and a cutting edge 7 that is each side between the rake face 3 and the flank face 5. Each of the cutting edges 7 is a rectangular parallelepiped chip having a length of 12.7 mm and a cutting tool 1 having a thickness of 4.76 mm. The cutting edge 7 is chamfered (chambered).
[0030]
Moreover, the cutting tool 1 of a present Example consists of a silicon nitride-type sintered compact which uses silicon nitride as a matrix (base material), Titanium nitride: 10-20 weight%, Alumina: 3-5 weight%, Yttria: 11 ˜15% by weight, silicon nitride: balance of composition.
In addition, the cutting tool 1, the matrix phase made of silicon nitride, hard phase comprising titanium nitride, glass phase present in the grain boundary phase, and provided with a crystal phase present in the grain boundary phase, the crystalline phase, J includes a phase, and, by X-ray diffraction, and the maximum peak a of silicon nitride, the ratio R between the maximum peak B of crystalline phases other than silicon nitride and titanium nitride (= B / a) is 0. It is a tool in the range of 45 ≦ R ≦ 0.6.
[0031]
b) Next, the manufacturing method of the cutting tool 1 of a present Example is demonstrated.
Main component silicon nitride (Si ₃ N ₄ ) powder (α ratio = 99% or more) having an average particle size of 0.5 μm, yttria (Y ₂ O ₃ ) powder having an average particle size of 0.8 μm, and an average particle size of 0 .4 μm of alumina (Al ₂ O ₃ ) powder is weighed to a blending ratio (invention example) shown in Table 1 below so that the composition range of the cutting tool 1 is obtained.
[0032]
Next, the weighed material is wet-mixed and pulverized in an ethanol solvent for 16 hours using an alumina ball and an alumina inner wall pot to obtain a slurry.
Next, the slurry is dried in a hot water bath, and a microwax organic binder dissolved in ethanol is added at a solid content ratio of 3.5% by weight, and mixed with a laika machine.
[0033]
Next, the obtained substrate is press-molded so as to have an ISO standard: SNGN120408 shape, and then dewaxed by heating at 800 ° C. for 60 minutes in a nitrogen atmosphere set at 1 atm.
Next, primary sintering is performed. This primary sintering is performed by heating at 1700 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere at normal pressure (1 atm).
[0034]
Next, secondary sintering is performed by gas pressure sintering. This secondary sintering is performed by heating at 1750 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere set at 75 atm. In place of this secondary sintering gas pressure sintering, Sintering by HIP may be performed. The secondary sintering by HIP is performed by heating at 1700 ° C. for 4 hours in a nitrogen atmosphere set at 1000 atm.
[0035]
Next, the silicon nitride-based sintered body thus obtained is heat-treated in a nitrogen atmosphere under the conditions shown in Table 1 below (Example of the present invention) to promote crystallization of the grain boundary phase.
Next, the silicon nitride sintered body is ground into an ISO standard: SNGN120408 shape, thereby completing the cutting tool 1.
[0036]
c) Next, an experimental example performed to confirm the effect of the cutting tool within the scope of the present invention will be described.
First, as cutting tools used in the experiment, cutting tools of the present invention examples (Sample Nos. 3, 4) and comparative examples (Sample Nos. 1, 2, 5-10) were produced under the conditions shown in Table 1 below. . The shape of the cutting tool is ISO standard: SNGN120408.
[0037]
Then, the following (i) physical performance evaluation and (ii) cutting performance evaluation were performed on the cutting tools of Sample Nos. 1 to 10.
(i) <Physical performance evaluation>
The density, micropore, hardness, toughness, peak ratio R (crystal phase amount), and crystal phase type of the sintered body were determined as follows. The results are shown in Table 1 below.
[0038]
( Density)
The density of the sintered body was measured by the Archimedes method. And the theoretical density ratio of the sintered compact was calculated | required from the density.
The micropore was obtained by mirror-polishing the cross section of the sintered body, observing with a 200 × microscope, and measuring according to the CIS-006B standard.
[0039]
( Hardness and toughness)
The ground surface of the sintered body is mirror-polished, a Vickers indenter is pushed in with an indentation load of 30 kg, the diagonal length and crack length of the indentation are measured, and the Vickers hardness (according to JIS R1610) and fracture toughness value (JIS R1607). (Conforms to IF method).
[0040]
( Peak ratio R (crystal phase amount))
X-ray diffraction was performed on the polished surface of the sintered body, and the peak ratio R was determined. For example, when X-ray diffraction as shown in FIG. 3 is obtained, the maximum peak A of silicon nitride (= I (Si ₃ N ₄ max)) and the maximum peak B of a crystal phase other than silicon nitride and titanium nitride are obtained. (= I (GB max)) is measured, and the peak ratio R (= B / A = I (GB max) / I (Si ₃ N ₄ max)) is obtained.
[0041]
3 is a graph showing the result of X-ray diffraction in which the vertical axis represents intensity [cps] and the horizontal axis represents 2θ [°]. In FIG. 3, the peak ratio R is 0.48.
( Crystal phase type)
The types of crystal phases were examined by examining each peak obtained by the X-ray diffraction in comparison with the peak of a known material.
[0042]
(ii) <Cutting performance evaluation>
As shown in FIG. 4, turning was performed by moving the cutting tool in the arrow A direction on the outer diameter side surface of the rotating cylindrical workpiece under the following conditions. Then, the state of wear of the tool edge (flank wear after one pass) and the occurrence of chipping were examined. The results are shown in Table 1 below.
[0043]
(Cutting conditions)
Work Material: Inconel 718
Work material shape: Outer diameter 300mm x Length 100mm
Cutting speed: V = 300 m / min
Feed amount: f = 0.15mm / rev
Cutting depth: d = 1.0 mm
Dry and wet: WET
[0044]
[Table 1]

[0045]
In Table 1, in the constituent phases of the sintered body, ◯ of Si ₃ N ₄ indicates the presence of a matrix phase, and ◯ of TiN indicates the presence of a hard phase.
Also, J showing a J phase of the crystalline phase _{_{_{_{Y 8 Si 4 N 4 O 14}}}} , A showing the A-phase indicates a _{_{_{_{Y 10 Al 2 Si 3 O 18}}}} N 4, H phase H is Y ₁₀ Si ₇ N ₄ O ₂₃ , Uk is an unknown phase.
[0046]
Furthermore, sintering method (1) is atmospheric pressure sintering, (2) is gas pressure sintering, (3) is HIP, and those indicated by + are secondary sintering in addition to primary sintering. Is what you do. In the sintering method of sample No. 7, rapid cooling was performed, and in the sintering method of sample No. 8, heat treatment was performed by holding at 1400 ° C. in nitrogen at 1 atmosphere for 12 hours.
[0047]
Moreover, A2 of micropores indicates 0.02% by volume of micropores, and A8 indicates 0.6% by volume of micropores.
As is apparent from Table 1, Samples Nos. 3 and 4 having a predetermined amount of titanium nitride and a crystal phase having a predetermined peak ratio R are excellent in wear resistance. Samples Nos. 3 and 4 have suitable hardness and toughness, and are suitable because no chipping occurs during the experiment.
[0048]
On the other hand, if the amount of titanium nitride is too small (Comparative Sample No. 5), the wear amount is large, and if the amount of titanium nitride is too large (Comparative Sample No. 6), it becomes hard and brittle and the cutting edge is chipped. Therefore, it is not preferable.
In addition, when the crystallization of the grain boundary phase is too small (Comparative Example Sample No. 7), wear increases, and conversely, when the crystallization is too much (Comparative Example Sample No. 8), the toughness is insufficient. Since it will lead to chipping, it is not preferable.
[0049]
Furthermore, when the sintering aid is small (Comparative Sample No. 9), only 94% is densified, and when the sintering aid is large (Comparative Sample No. 10), the wear resistance is poor, which is preferable. Absent.
In addition, this invention is not limited to the said Example at all, and it cannot be overemphasized that it can implement with a various aspect in the range which does not deviate from the summary of this invention.
[0050]
【The invention's effect】
As described in detail above, the cutting tool of the present invention has the above-described four-component composition, four-phase composition, J-phase, and peak ratio R, that is, silicon nitride and titanium nitride. It is a cutting tool with excellent wear resistance and toughness due to appropriate complexation and appropriate crystallization of the grain boundary phase.
[0051]
Moreover, the cutting tool which has the outstanding performance mentioned above can be easily manufactured at low cost by the manufacturing method of the cutting tool of this invention.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram schematically showing the state of each phase constituting a cutting tool.
FIG. 2 is a perspective view showing the shape of the cutting tool of Example 1. FIG.
FIG. 3 is an explanatory diagram showing a peak state by X-ray diffraction.
FIG. 4 is an explanatory diagram showing a method for evaluating cutting performance.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Cutting tool 3 ... Rake face 5 ... Flank 7 ... Cutting edge

Claims

A cutting tool containing silicon nitride as a matrix, titanium nitride: 10 to 20% by weight, alumina: 3 to 5% by weight, yttria: 11 to 15% by weight,
A matrix phase composed of silicon nitride, a hard phase composed of titanium nitride, a glass phase present in a grain boundary phase, and a crystal phase present in the grain boundary phase,
The crystal phase includes a J phase,
And, by X-ray diffraction, the the maximum peak A of silicon nitride, the silicon nitride and the ratio R between the maximum peak B of the crystal phase other than titanium nitride (= B / A) is 0. A cutting tool having a range of 45 ≦ R ≦ 0.6.

The cutting tool according to claim 1, wherein the cutting tool is used for cutting a super heat-resistant alloy.

The cutting tool according to claim 1 or 2 , wherein the cutting tool has a cutting edge between a rake face and a flank face.

It is a manufacturing method of the cutting tool according to any one of claims 1 to 3 ,
A method for producing a cutting tool, comprising performing atmospheric pressure sintering in a nitrogen atmosphere.

The method for producing a cutting tool according to claim 4 , wherein gas pressure sintering is performed in a nitrogen atmosphere after the atmospheric pressure sintering.

The method for manufacturing a cutting tool according to claim 4 , wherein sintering by HIP is performed after the atmospheric pressure sintering.