JP6048522B2 - 焼結体および切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、ニッケル基耐熱合金を切削加工するための焼結体およびかかる焼結体を含む切削工具に関し、特に、粒度が粗い結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工するための焼結体およびかかる焼結体を含む切削工具に関する。

ニッケル基耐熱合金は、ニッケルをベースとしてクロム、鉄、ニオブ、モリブデンなどを加えた合金であって、耐熱性、耐食性、耐酸化性、耐クリープ性などの高温特性に優れ、航空機のジェットエンジン、自動車のエンジン、産業用タービンなどの耐熱性用途に好適に用いられるが、切削が困難な材料である。

このようなニッケル基耐熱合金を切削するための切削工具として、ダイヤモンドに次ぐ高い強度を有し耐摩耗性が高い立方晶型窒化ホウ素を含有する焼結体を含む切削工具が提案されている。

上記のような切削工具に含まれるべき焼結体として、たとえば、国際公開第２０００／００４７５３７号（特許文献１）は、高圧相型窒化ホウ素が５０体積％〜７８体積％と残部が結合相からなる高耐クレータ性高強度焼結体を開示する。また、特開２０００−２２６２６２号公報（特許文献２）は、高圧型窒化ホウ素粒子を被覆層で覆った硬質粒子と、この硬質粒子を一体化する結合相とを焼結した高硬度高強度焼結体を開示する。また、特開２０１１−１４０４１５号公報（特許文献３）は、立方晶型窒化ホウ素と、第１化合物と、第２化合物とを含み、立方晶型窒化ホウ素の含有量が３５体積％以上９３体積％以下である焼結体を開示する。

国際公開第２０００／００４７５３７号 特開２０００−２２６２６２号公報 特開２０１１−１４０４１５号公報

国際公開第２０００／００４７５３７号（特許文献１）、特開２０００−２２６２６２号公報（特許文献２）および特開２０１１−１４０４１５号公報（特許文献３）に開示される焼結体は、被切削材を切削する際の耐摩耗性は高いが、耐欠損性が高くないという問題点があった。切削工具の欠損は、高い寸法精度と表面性状を要求される航空機のジェットエンジン、自動車のエンジンなどの部品の切削加工において重要な問題となる。特に、アメリカ材料試験協会規格（以下、ＡＳＴＭともいう）のＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削する際には、切削工具の切削刃部分に境界損傷と呼ばれる欠損が生じやすいという問題点があった。

そこで、上記の問題点を解決して、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える焼結体およびかかる焼結体を含む切削工具を提供することを目的とする。

本発明のある態様にかかる焼結体は、硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子を含み、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満である、アメリカ材料試験協会規格のＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工するための焼結体である。

本発明の別の態様にかかる切削工具は、上記態様の焼結体を含む切削工具である。

上記によれば、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える焼結体およびかかる焼結体を含む切削工具を提供できる。

＜本発明の実施形態の説明＞
本発明のある実施形態にかかる焼結体は、硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子を含み、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満である、アメリカ材料試験協会規格（以下、ＡＳＴＭともいう）のＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工するための焼結体である。本実施形態の焼結体は、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満であるため、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐欠損性が高くなり、立方晶型窒化ホウ素粒子に由来する高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。

本実施形態にかかる焼結体は、結合材と、硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子以外に窒化ケイ素、サイアロンおよびアルミナからなる群から選ばれる少なくとも１種を含む異種硬質相粒子と、をさらに含むことができる。かかる焼結体は、結合材と、硬質相粒子として、立方晶型窒化ホウ素粒子以外に、窒化ケイ素、サイアロンおよびアルミナからなる群から選ばれる少なくとも１種を含む異種硬質相粒子と、をさらに含むことにより、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐欠損性が高くなり、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。

本実施形態にかかる焼結体において、異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hとすることができる。かかる焼結体は、異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BN比Ｖ_BN／Ｖ_H０．５以上１．５以下とすることにより、高い耐摩耗性とともに高い耐欠損性を備える。

本実施形態にかかる焼結体において、上記サイアロンは立方晶型サイアロンを含むことができる。かかる焼結体は、金属との反応性が低くかつα型サイアロンおよびβ型サイアロンに比べて硬度が高い立方晶型サイアロンを含むことにより、より高い耐摩耗性を備える。

ここで、上記サイアロンは、さらにα型サイアロンおよびβ型サイアロンの少なくとも１種を含むことができ、α型サイアロン、β型サイアロンおよび立方晶型サイアロンのそれぞれのＸ線回折のメインピークの強度の合計に対する、立方晶型サイアロンのＸ線回折のメインピークの強度のピーク強度比率Ｒｃを２０％以上とすることができる。かかる焼結体は、立方晶型サイアロンと、α型サイアロンおよびβ型サイアロンの少なくとも１種とを含み、Ｘ線回折のメインピークの強度に関して、α型サイアロン、β型サイアロンおよび立方晶型サイアロンのそれぞれの合計に対する立方晶型サイアロンの比率を２０％以上とすることにより、高い耐摩耗性とともに高い耐欠損性とを備える。

本実施形態にかかる焼結体において、上記結合材は、チタン、ジルコニウム、アルミニウム、ニッケルおよびコバルトの少なくとも１種の元素、かかる元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、ホウ化物、およびそれらの固溶体からなる群から選ばれる少なくとも１種を含むことができる。かかる焼結体は、上記結合材により異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子との結合が強固となり、焼結体の破壊靭性が増大するため、より高い耐欠損性を備える。

本実施形態にかかる焼結体において、焼結体中の硬質相粒子の含有率を、６０体積％以上９０体積％以下とすることができる。かかる焼結体は、高い耐摩耗性と高い耐欠損性とをバランスよく備える。

本実施形態にかかる焼結体において、焼結体のビッカース硬度を２０ＧＰａ以上とすることができる。かかる焼結体は、そのビッカース硬度が２０ＧＰａ以上であるため、高い耐摩耗性を備える。

本実施形態にかかる焼結体において、上記ニッケル基耐熱合金をインコネル（登録商標）７１８とすることができる。かかる焼結体は、ニッケル基耐熱合金の代表例であるＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子のインコネル（登録商標）７１８の切削加工においても、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。

本発明の別の実施形態にかかる切削工具は、上記の実施形態にかかる焼結体を含む切削工具である。本実施形態の切削工具は、上記の実施形態にかかる焼結体を含むため、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金の切削加工において、耐欠損性が高くなり、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。

＜本発明の実施形態の詳細＞
［実施形態１：焼結体］
｛焼結体｝
本発明のある実施形態にかかる焼結体は、硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子を含み、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満である、アメリカ材料試験協会規格（ＡＳＴＭ）のＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工するための焼結体である。なお、かかる粒度番号が小さくなるにつれて、その結晶粒子は粗大になる。本実施形態の焼結体による切削加工の対象となるニッケル基耐熱合金について、上記粒度番号が５以下とは、その結晶粒子径が約５０μｍ以上に相当する。本実施形態の焼結体は、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満であるため、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐欠損性が高くなり、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。

本発明者らは、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐欠損性が高い焼結体を開発するため、まず、高い耐摩耗性を有する立方晶型窒化ホウ素粒子を含む焼結体を含む切削工具について、ニッケル基耐熱合金を切削するときに切削刃が受ける切削抵抗と切削刃の損傷との関係を調べた。その結果、ニッケル基耐熱合金を切削する際に、同じく難削材料である焼入鋼などと比べてもはるかに切削抵抗が高い状態で切削が行われることで、硬度の高い切屑との接触により、工具の逃げ面側から観察するとＶ字形状を呈する深い境界損傷が生じていることを見出した。また、この境界損傷が切削刃の内部に進展することにより、刃先の強度が低下することを見出した。

本発明者らは、上記のような境界損傷の発生原因は、切削刃を形成する立方晶型窒化ホウ素粒子の熱伝導率が高いため、切削時の刃先温度が低くなることにある、と考えた。

ダイヤモンド粒子に次いで高い熱伝導率を有する立方晶型窒化ホウ素粒子を多く含む焼結体は、その中に含まれる立方晶型窒化ホウ素粒子同士が焼結体中でネッキングを起こして連なり３次元網目状構造が形成されていることから、かかる３次元網目状構造を経由して熱伝導が増大する。特に、焼結体中に、立方晶型窒化ホウ素粒子の結合材としてコバルト（Ｃｏ）やアルミニウム（Ａｌ）などの金属結合材が含まれる場合、金属結合材自体の高い熱伝導性と相まって、焼結体の熱伝導率は７０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1となる。

本発明者らは、切削工具の切削刃を形成する立方晶型ホウ素粒子を含有する焼結体の熱伝導率と切削抵抗の関係を調べた結果、焼結体の熱伝導率が高くなるにつれて、インコネル（登録商標）などのＮｉ基耐熱合金を切削したときの切削抵抗が増大することを見出した。Ｎｉ基耐熱合金を切削する場合においては、被削材（ワーク）と切削工具の刃先との接触部分の温度が７００℃程度まで上昇することによって、接触部分の被削材が軟化して変形応力の低下が生じ、これに伴って切削抵抗が減少する。しかしながら、立方晶型ホウ素粒子を多く含みそれらの３次元網目状構造が形成された焼結体で形成されている冷却能の高い切削工具を用いて切削加工を行うと、切削時の刃先温度が低温に維持されるため、被削材が軟化せずに切削抵抗が増大すると考えられる。

上記のように、本発明者らは、切削工具の切削刃を形成する立方晶型ホウ素粒子を含有する焼結体の熱伝導率と切削抵抗の関係を調べた結果、切削工具の切削刃を形成する焼結体の熱伝導率が高いほど、切削抵抗が高く、切削刃の損傷が大きくなることを見出した。

さらに、本発明者らは、結晶粒子の粒度が異なる複数のニッケル基耐熱合金を被削材として網羅的に切削加工を行った結果、ニッケル基耐熱合金の結晶粒子の粒度が粗くなるにしたがって、切削加工の際の切削抵抗が高くなることが分かった。特に、アメリカ材料試験協会規格のＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されているニッケル基耐熱合金の切削においては、極めて短期で、摩耗が進む前に欠損により、寿命に達することを見出した。このようにニッケル基耐熱合金は切削時に軟化しにくい材料であり、上述のように、切削工具の切削刃を形成する焼結体の熱伝導率が高くなるにつれて切削抵抗が増大するため、刃先が欠損することが考えられる。

一般的に切削工具の材料については、切削工具自体の塑性変形（熱変形）や熱亀裂を防止する目的で、高い熱伝導率が求められることが多い。しかしながら、本発明者らは、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３の規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金の切削加工においては、上記のように、切削工具の材料の熱伝導率の増大に伴って切削刃の刃先の境界損傷が大きくなり、切削抵抗が増大することと相まって、切削刃の刃先が欠損し易くなることを見出したことから、従来の発想とは逆に、立方晶型窒化ホウ素粒子を含む焼結体の熱伝導率を低下させることを検討した。

上記の検討の結果、原料として用いる立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の粒子径をより細かく、かつ結合材としてＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＡｌＮ、または、ＡｌＢ₂などの無機化合物を用いることにより、焼結体の熱伝導率を低下できることが分かった。ここで、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の平均粒子径は、１．５μｍ以下が好ましい。

または、焼結体中に立方晶型窒化ホウ素粒子より熱伝導率が低い結晶粒子を添加することにより、焼結体中での立方晶型窒化ホウ素粒子同士のネッキング形成を抑制し、焼結体の熱伝導率を低下させることに成功した。これに伴い、ニッケル基耐熱合金の切削加工において切削時の工具の刃先温度を高温に保つことができ、被削材を軟化させることにより切削抵抗が低下し、切削刃の刃先の境界損傷も低減することと相まって、切削工具の切削刃の刃先の欠損を抑制することが可能になり、本発明を完成させたものである。

本実施形態にかかる焼結体は、立方晶窒化ホウ素粒子を含みつつも熱伝導率が低いことにより、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐欠損性が高くする観点から、焼結体熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満であり、１５Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満が好ましい。また、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐摩耗性および耐欠損性をバランスよく高くする観点から、５Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1以上２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満が好ましく、１０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1以上２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満がより好ましく、１０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1以上１５Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満がさらに好ましい。

ここで、焼結体の熱伝導率は以下のようにして求める。焼結体から直径１８ｍｍ、厚み１ｍｍの熱伝導率測定用試料を切り出し、レーザフラッシュ法熱定数測定装置を用いて比熱と熱拡散率を測定する。熱拡散率に比熱と焼結体の密度を乗じて熱伝導率を算出する。

本実施形態にかかる焼結体は、結合材と、硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子以外に窒化ケイ素、サイアロンおよびアルミナからなる群から選ばれる少なくとも１種を含む異種硬質相粒子と、をさらに含むことが好ましい。かかる焼結体は、窒化ケイ素、サイアロンおよびアルミナからなる群から選ばれる少なくとも１種の粒子である異種硬質相粒子と、立方晶型窒化ホウ素粒子と、結合材と、を含むことにより、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工する際の耐欠損性が高くなり、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。かかる焼結体は、立方晶型窒化ホウ素粒子に加えて、立方晶型窒化ホウ素粒子より熱伝導率が低い異種の結晶粒子である窒化ケイ素、サイアロンおよびアルミナからなる群から選ばれる少なくとも１種を含む異種硬質相粒子が焼結体中に添加されているため、焼結体中での立方晶型窒化ホウ素粒子同士のネッキング形成が抑制され、焼結体の熱伝導率が低下する。

本実施形態にかかる焼結体において、異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hを、０．５以上１．５以下とすることが好ましい。かかる焼結体は、異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hを、０．５以上１．５以下とすることにより、高い耐摩耗性とともに高い耐欠損性を備える。比Ｖ_BN／Ｖ_Hが０．５未満であると、硬度の高い立方晶型窒化ホウ素粒子が少ないために焼結体の硬度が低下し、焼結体を用いた切削工具の耐摩耗性が低下する場合がある。一方、比Ｖ_BN／Ｖ_Hが１．５を超えると、焼結体中に熱伝導率の高い立方晶型窒化ホウ素粒子が過剰に存在するため、熱伝導率を２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満に抑えることができない場合がある。

本実施形態にかかる焼結体において、異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子とは、焼結する前にそれぞれ粉末の状態で所定量を添加し、混合する。焼結の前後でＸ線回折を行うと、異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子のピーク強度比に大きな変化はなく、粉末の状態で添加した異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の体積比率が、焼結体においてもほぼそのまま維持されていることが確認された。したがって、焼結体のＸ線回折を行ない、異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子のＸ線回折ピーク強度比から、異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hを算出することができる。上記のＸ線回折以外にも、ＣＰ（クロスセクションポリッシャー）装置（日本電子社製）などを用いて鏡面研磨した焼結体断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察し、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）を用いて結晶粒子を構成する元素を調べ、異種硬質相粒子および立方晶型窒化ホウ素粒子を特定することによってそれらの面積比率を求め、体積比率とみなすというやり方によっても、異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hを算出することができる。

本実施形態にかかる焼結体において、上記サイアロンは立方晶型サイアロンを含むことが好ましい。かかる焼結体は、金属との反応性が低くかつα型サイアロンおよびβ型サイアロンに比べて硬度が高い立方晶型サイアロンを含むことにより、より高い耐摩耗性を備える。

ここで、上記サイアロンは、さらにα型サイアロンおよびβ型サイアロンの少なくとも１種を含み、α型サイアロン、β型サイアロンおよび立方晶型サイアロンのそれぞれのＸ線回折のメインピークの強度の合計に対する、立方晶型サイアロンのＸ線回折のメインピークの強度のピーク強度比率Ｒｃ（以下、立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃともいう。）が２０％以上とすることが好ましい。かかる焼結体は、立方晶型サイアロンと、α型サイアロンおよびβ型サイアロンの少なくとも１種とを含み、Ｘ線回折のメインピークの強度に関して、α型サイアロン、β型サイアロンおよび立方晶型サイアロンのそれぞれの合計に対する立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃを２０％以上とすることにより、高い耐摩耗性とともに高い耐欠損性とを備える。

上記の立方晶型サイアロンの強度比率Ｒｃは、異種硬質相粒子に占める立方晶型サイアロンの割合に相当する指標である。かかる立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃは、焼結体を４００番（篩の目の間隔が３８μｍ）の篩を通過するダイヤモンド砥粒で成形されたダイヤモンド砥石（以下、４００番のダイヤモンド砥石という。）を用いて平面研削し、Ｃｕ−Ｋαの特性Ｘ線を用いて平面研削面を測定したＸ線回折パターンから、立方晶型サイアロンのメインピークである（３１１）面のピーク強度Ｉｃ₍₃₁₁₎と、α型サイアロンのメインピークである（２０１）面のピーク強度Ｉα₍₂₀₁₎と、β型サイアロンのメインピークである（２００）面のピーク強度Ｉβ₍₂₀₀₎を求めることができる。これらのピーク強度の値を用いて、立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃは下記の（Ｉ）式により算出できる。立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃが２０％未満では、焼結体の硬度が低下し、耐摩耗性が低下する場合がある。

Ｒｃ＝Ｉｃ₍₃₁₁₎／（Ｉｃ₍₃₁₁₎＋Ｉα₍₂₀₁₎＋Ｉβ₍₂₀₀₎)）×１００ … （Ｉ）

本実施形態にかかる焼結体において、上記結合材は、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）およびコバルト（Ｃｏ）の少なくとも１種の元素、元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、ホウ化物、およびそれらの固溶体からなる群から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましい。かかる焼結体は、上記結合材により異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子との結合が強固となり、焼結体の破壊靭性が増大するため、高い耐欠損性を備える。

ここで、上記結合材は、たとえば、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏなどの金属元素、ＴｉＡｌなどの金属間化合物、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、Ｔｉ₂ＡｌＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＢ₂などの化合物などが、好適に用いられる。かかる結合材を含有することにより、焼結体中の異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子との結合が強固になる。加えて、結合材自体の破壊靭性が大きい場合には焼結体の破壊靭性も増大するため、耐欠損性が増大する。

本実施形態にかかる焼結体において、焼結体中の硬質相粒子の含有率（これは、硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子を含む場合は立方晶型ホウ素粒子の含有率を意味し、硬質相粒子として異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子とを含む場合は異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率を意味する。したがって、硬質相粒子の含有率は、硬質相粒子が異種硬質相粒子を含まない場合に異種硬質相粒子の含有率が０体積％と考えると、異種硬質相粒子の有無を問わず、異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率と定義できる。）は、６０体積％以上９０体積％以下であることが好ましい。かかる焼結体は、高い耐摩耗性と高い耐欠損性とをバランスよく備える。硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）が６０体積％未満であると、焼結体の硬度が低下し、耐摩耗性が低下する場合がある。硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）が９０体積％を超えると、焼結体の破壊靭性が低下し、耐欠損性が低下する場合がある。

本実施形態にかかる焼結体において、異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材は、焼結する前にそれぞれ粉末の状態で所定量を添加し、混合する。焼結の前後でＸ線回折を行うと、異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材のピーク強度比に大きな変化はなく、粉末の状態で添加した異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材の体積比率が、焼結体においてもほぼそのまま維持されていることが確認された。上記のＸ線回折以外にも、ＣＰ装置などを用いて鏡面研磨した焼結体断面をＳＥＭ観察し、ＥＤＸを用いて結晶粒子を構成する元素を調べ、異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材を特定することによってその面積比率を求め、体積比率とみなすというやり方によっても、焼結体に含まれる異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材の体積比率を特定することができる。

本実施形態にかかる焼結体において、焼結体のビッカース硬度は２０ＧＰａ以上であることが好ましく、２２ＧＰａ以上であることがより好ましい。かかる焼結体は、そのビッカース硬度が２０ＧＰａ以上であるため、高い耐摩耗性を備える。ビッカース硬度が２０ＧＰａ未満になると、耐摩耗性が低下する場合がある。

本実施形態の焼結体のビッカース硬度は、ベークライト樹脂に埋め込んだ焼結体を９μｍと３μｍのダイヤモンド砥粒を用いてそれぞれ３０分間研磨した後、焼結体の研磨面にビッカース硬度計を用いて、１０ｋｇｆの荷重でダイヤモンド圧子を押し込むことにより測定できる。ダイヤモンド圧子を押し込むことによって生じた圧痕からビッカース硬度Ｈ_ＶH0を求める。さらに、圧痕から伝播している亀裂長さを測定し、ＪＩＳ Ｒ １６０７：２０１０（ファインセラミックスの室温破壊じん（靱）性試験方法）に準拠したＩＦ（Ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ Ｆｒａｃｔｕｒｅ；圧子圧入）法により破壊靭性値を求める。

本実施形態にかかる焼結体において、上記ニッケル基耐熱合金はインコネル（登録商標）７１８であることが好ましい。かかる焼結体は、ニッケル基耐熱合金の代表例であるＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるインコネル（登録商標）７１８の切削加工においても、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。

ここで、インコネル（登録商標）７１８は、主に、５０〜５５質量％のニッケル（Ｎｉ）、１７〜２１質量％のクロム（Ｃｒ）、４．７５〜５．５０質量％のニオブ（Ｎｂ）、２．８０〜３．３０質量％のモリブデン（Ｍｏ）および約１２〜２４質量％の鉄（Ｆｅ）などを含む合金であり、時効硬化処理により生じるＮｂ化合物によって高温強度に優れ、航空機ジェットエンジン、各種高温構造部材に使用されている。一方で、切削加工の観点では、工具材料との親和性が高いために工具の摩耗が促進さえ、被削材の高温強度が強いために欠損が生じやすい難削材料である。

｛焼結体の製造方法｝
本実施形態にかかる焼結体の製造方法は、特に制限はないが、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える焼結体を効率よく製造する観点から、異種硬質相粒子粉末を作製する工程と、異種硬質相粒子粉末と立方晶型窒化ホウ素粒子粉末と結合材粉末とを混合する工程と、焼結工程と、を備える。以下、工程順に説明する。

（異種硬質相粒子粉末を作製する工程）
異種硬質相粒子粉末として、平均粒径が５μｍ以下の窒化ケイ素粉末およびアルミナ粉末に加えて、以下の方法に示して合成されるβ型サイアロン粉末とｃ型サイアロン粉末を用いることができる。

Ｓｉ_6-ZＡｌ_ZＯ_ZＮ_8-Z（Ｚは０より大きく４．２以下）の化学式で示されるβ型サイアロンは、シリカ（ＳｉＯ₂）、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）と炭素（Ｃ）を出発原料として、一般的な大気圧の窒素雰囲気下での炭素還元窒化法を用いて合成することができる。

また、下記の（ＩＩ）式で示される、大気圧以上の窒素雰囲気下での金属シリコンの窒化反応を応用した高温窒化合成法を用いることによっても、β型サイアロンの粉末を得ることができる。

３（２−０．５Ｚ）Ｓｉ＋ＺＡｌ＋０．５ＺＳｉＯ₂ ＋（４−０．５Ｚ）Ｎ₂
→ Ｓｉ_6-ZＡｌ_ZＯ_ZＮ_8-Z ・・・ （ＩＩ）

Ｓｉ粉末（平均粒径０．５〜４５μｍ、純度９６％以上、より好ましくは純度９９％以上）、ＳｉＯ₂粉末（平均粒径０．１〜２０μｍ）およびＡｌ粉末（平均粒径１〜７５μｍ）を所望のＺ値に応じて秤量した後、ボールミルやシェイカーミキサーなどで混合し、β型サイアロン合成用の原料粉末を準備する。このとき上記の（ＩＩ）式以外にも、Ａｌ成分として窒化アルミニウム（ＡｌＮ）やアルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）を適宜組み合わせて用いることも可能である。β型サイアロン粉末を合成する温度としては、２３００〜２７００℃が好ましい。また、β型サイアロン粉末を合成する容器に充填する窒素ガスの圧力は１．５ＭＰａ以上であることが好ましい。このようなガス圧に耐え得る合成装置としては、燃焼合成装置、あるいはＨＩＰ（熱間静水圧プレス）装置が適している。また、市販のα型サイアロン粉末やβ型サイアロン粉末を用いてもよい。

次に、α型サイアロン粉末やβ型サイアロン粉末を１８００〜２０００℃の温度かつ４０〜６０ＧＰａの圧力で処理することにより、その一部を立方晶型サイアロンに相変態させることができる。たとえば、相変態のための処理に衝撃圧縮プロセスを用いる場合には、衝撃圧力を４０ＧＰａ程度とし、温度を１８００〜２０００℃とすることによって、立方晶型サイアロンとα型サイアロンおよび／またはβ型サイアロンが混在した異種硬質相粒子粉末を得ることができる。このとき、衝撃圧力と温度を変化させることにより、異種硬質相粒子に占める立方晶型サイアロンの比率を制御することができる。

（異種硬質相粒子粉末と立方晶型窒化ホウ素粒子粉末と結合材粉末とを混合する工程）
上記のようにして作製された異種硬質相粒子粉末および平均粒径０．１〜３μｍの立方晶型窒化ホウ素粒子粉末に、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）およびコバルト（Ｃｏ）からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、ホウ化物、およびそれらの固溶体からなる群から選ばれる少なくとも１種の結合材粉末を添加して混合する。結合材粉末としては、たとえば平均粒径０．０１〜１μｍのＡｌ、Ｎｉ、Ｃｏなどの金属元素粉末、平均粒径０．１〜２０μｍのＴｉＡｌなどの金属間化合物粉末、平均粒径０．０５〜２μｍのＴｉＮ、ＺｒＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、Ｔｉ₂ＡｌＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＢ₂などの化合物粉末が好適に用いられる。結合材粉末は、異種硬質相粒子粉末、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末および結合材粉末の合計に対して１０〜４０体積％添加することが好ましい。結合材粉末の添加量が１０体積％未満であると、焼結体の破壊靭性が低下して耐欠損性が低下する場合があり、添加量が４０体積％を超えると、焼結体の硬度が低下して耐摩耗性が低下する場合がある。

混合に際しては、メディアとしてφ３〜１０ｍｍ程度の窒化ケイ素製またはアルミナ製のボールを用いて、エタノールなどの溶媒中で１２時間以内の短時間のボールミル混合を行うか、超音波ホモジナイザーや湿式ジェットミルなどのメディアレス混合装置を用いて混合することにより、異種硬質相粒子粉末、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末および結合材粉末が均一分散された混合スラリーを得ることができる。
上記のようにして得られた混合スラリーを、自然乾燥、スプレードライヤーあるいはスラリードライヤーなどにより乾燥させて、混合粉末を得る。

（焼結工程）
油圧プレスなどを用いて混合粉末を成形した後、ベルト型超高圧プレス装置などの高圧発生装置を用いて、３〜７ＧＰａの圧力下、１２００〜１８００℃の温度で焼結する。焼結に先立って混合粉末の成形体を予備焼結し、ある程度緻密化させたものを焼結することも可能である。また、ＳＰＳ（放電プラズマ焼結）装置を用いて、３０〜２００ＭＰａの圧力下、１２００〜１６００℃の温度に保持することによっても焼結することができる。

［実施形態２：切削工具］
本発明の別の実施形態にかかる切削工具は、上記の実施形態１にかかる焼結体を含む切削工具である。本実施形態の切削工具は、実施形態１にかかる焼結体を含むため、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金の切削加工において、耐欠損性が高くなり、高い耐摩耗性に加えて高い耐欠損性を備える。本実施形態の切削工具は、耐熱合金などの難加工性材料を、高速度で切削加工するのに好適に用いることができる。航空機や自動車のエンジン部品に使用されるニッケル基耐熱合金は、高い高温強度を有しているために切削抵抗が高く、切削工具が摩耗、欠損しやすい難加工性材料であるが、本実施形態の切削工具は、ニッケル基耐熱合金の切削加工においても、優れた耐摩耗性および耐欠損性を発揮する。とりわけ、航空機エンジン部品に用いられるインコネル（登録商標）７１８の切削加工において、切削速度を１００ｍ／ｍｉｎ以上とすることで優れた工具寿命を発揮する。

（実施例１）
異種硬質相粒子として、β型窒化ケイ素粒子粉末(電気化学工業社製ＳＮ−Ｆ１、平均粒径２μｍ)、β型サイアロン粒子粉末（Ｚｉｂｏ Ｈｅｎｇｓｈｉ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ Ｃｏ．，Ｌｔｄ製Ｚ−２、平均粒径２μｍ）、およびα型アルミナ粒子粉末（大明化学社製ＴＭ−Ｄ、平均粒径０．１μｍ）に加えて、以下に示される方法によって合成されるｃ型サイアロン粒子粉末を用いた。

ｃ型サイアロン粒子粉末を作製するため、β型サイアロン粒子粉末５００ｇと、ヒートシンクとして作用する銅粉末９５００ｇと、を混合して得られた混合物を鋼管に封入した後、温度１９００℃、衝撃圧力４０ＧＰａとなるように設定した量の爆薬を用いて衝撃圧縮することにより、立方晶型サイアロン粒子粉末を合成した。衝撃圧縮後鋼管内の混合粉末を取り出し、酸洗浄により銅粉を除去して合成粉末を得た。Ｘ線回折装置（パナリティカル社製Ｘ’Ｐｅｒｔ Ｐｏｗｄｅｒ、Ｃｕ−Ｋα線、２θ−θ法、電圧×電流：４５ｋＶ×４０Ａ、測定範囲：２θ＝１０〜８０°、スキャンステップ：０．０３°、スキャン速度：１ステップ／秒）を用いて、合成粒子粉末を分析したところ、立方晶型サイアロン（ＪＣＰＤＳカード：０１−０７４−３４９４）とβ型サイアロン（ＪＣＰＤＳカード：０１−０７７−０７５５）が同定された。合成粒子粉末のＸ線回折パターンから、立方晶型サイアロンのメインピークである（３１１）面のピーク強度Ｉｃ₍₃₁₁₎と、β型サイアロンのメインピークである（２００）面のピーク強度Ｉβ₍₂₀₀₎を求め、上記の（Ｉ）式から算出した立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃは９５％であった。

試料Ｎｏ．１−１〜１−１３のそれぞれについて、異種硬質相粒子粉末と立方晶型窒化ホウ素粒子粉末(昭和電工社製ＳＢＮ−Ｆ Ｇ１−３、平均粒径２μｍ）の合計量３０ｇに、結合材としてＴｉＮ粉末（日本新金属社製ＴｉＮ−０１、平均粒径１μｍ）を表１に示す割合で添加した。試料Ｎｏ．１−３および１−４は、β型サイアロン粒子粉末とｃ型サイアロン粒子粉末をともに添加し、焼結体に含まれるサイアロン中のｃ型サイアロン粒子の比率を変化させた。ここで、試料Ｎｏ．１−１〜１−１５のそれぞれについて、結合材粉末の添加量（体積％）は、表１に示す焼結体中の異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材の合計量に対する結合材の体積比率（体積％）と同じとした。また、試料Ｎｏ．１−１〜１−１３のそれぞれについて、異種硬質相粒子粉末および立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の配合は、表１に示す焼結体中の異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hと同じ体積比になるようにした。配合後の試料Ｎｏ．１−１〜１−１３の粉末をそれぞれ、６０ミリリットルのエタノールおよびφ６ｍｍの窒化ケイ素ボール２００ｇと共に、容量１５０ミリリットルのポリスチレン製ポットに投入し、１２時間のボールミル混合を行い、混合スラリーを調整した。ポットから取り出した混合スラリーを自然乾燥させた後、目開き４５μｍの篩を通して焼結用粉末を作製した。

また、異種硬質相粒子粉末を添加せず、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末と結合材のＴｉＮ粉末のみを混合した試料Ｎｏ．１−１４を作製した。試料Ｎｏ．１−１４においては、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末として、微細な立方晶型窒化ホウ素粒子粉末（昭和電工社製ＳＢＮ−Ｆ Ｇ−１、平均粒径１μｍ）を用いた。

また、異種硬質相粒子粉末を添加せず、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末と結合材のＣｏ粉末（Ｕｍｉｃｏｒｅ社製ＨＭＰ）のみを混合した試料Ｎｏ．１−１５を作製した。試料Ｎｏ．１−１５においては、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末として、Ｎｏ．１−１〜１−１３と同じものを用いた。

上述のようにして作製した試料Ｎｏ．１−１〜１−１５の焼結用粉末を、直径φ２０ｍｍの高融点金属カプセルに真空封入した後、ベルト型超高圧プレス装置を用いて圧力５ＧＰａに加圧しながら、温度１５００℃に通電加熱して焼結体を作製した。

焼結体の表面を４００番のダイヤモンド砥石を用いて平研研削した後、上記Ｘ線回折装置を用いて上記研削面のＸ線回折を行った。得られた回折パターンから、立方晶型サイアロンの（３１１）面のピーク強度Ｉｃ₍₃₁₁₎とβ型サイアロンの（２００）面のピーク強度Ｉβ₍₂₀₀₎を求め、立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃ（Ｒｃ＝Ｉｃ₍₃₁₁₎／（Ｉｃ₍₃₁₁₎＋Ｉβ₍₂₀₀₎）×１００）を算出した。その結果、立方晶型サイアロンを加えた試料Ｎｏ．１−３〜１−７のいずれの焼結体においても、立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃの値は焼結の前後でほとんど変化がなかった。

焼結体の断面をＣＰ装置を用いて鏡面研磨した後、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡）を用いて焼結体の組織を観察し、ＦＥ−ＳＥＭに付属のＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）を用いて焼結体の組織の結晶粒子を構成する元素を調べ、上記のＳＥＭ画像における異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材を特定した。このＳＥＭ画像を三谷商事社製ＷｉｎＲＯＯＦを用いて画像処理することにより、異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材の面積比率を求め、この面積比率を体積比率とみなすというやり方によって、焼結体に含まれる異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材の体積比率を特定した。その結果、試料Ｎｏ．１−１〜１−１３のいずれの焼結体においても、焼結体中の異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hは、粉末配合時の異種硬質相粒子粉末の体積に対する立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の体積の比にほぼ一致していた。また、試料Ｎｏ．１−１〜１−１５のいずれの焼結体においても、焼結体中の硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）（体積％）は、硬質相粒子粉末の配合比率（異種硬質相粒子粉末と立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の合計配合比率）（体積％）にほぼ一致していた。

焼結体から直径１８ｍｍ、厚み１ｍｍの熱伝導率測定用試料を切り出し、レーザフラッシュ法熱定数測定装置（ＮＥＴＺＣＨ社製ＬＦＡ４４７）を用いて比熱と熱拡散率を測定した。熱拡散率に比熱と焼結体の密度を乗じて熱伝導率を算出した。その結果を表１に示す。

焼結体から硬度測定用の試料を切り出し、ベークライト樹脂に埋め込んだ後、試料を９μｍと３μｍのダイヤモンド砥粒を用いてそれぞれ３０分間研磨した。試料の研磨面にビッカース硬度計（ＡＫＡＳＨＩ社製ＨＶ−１１２）を用いて、１０ｋｇｆの荷重でダイヤモンド圧子を押し込み、ダイヤモンド圧子を押し込むことによって生じた圧痕からビッカース硬度Ｈ_V10を求めた。さらに、圧痕から伝播している亀裂長さを測定し、ＪＩＳ Ｒ １６０７：２０１０（ファインセラミックスの室温破壊じん（靱）性試験方法）に準拠したＩＦ法により破壊靭性値を求めた。その結果を表１に示す。

次に、焼結体をＤＮＧＡ１５０４１２型（ＩＳＯ型番）のロウ付けチップ形状に加工し、アメリカ材料試験協会規格（ＡＳＴＭ）のＥ１１２−１３に規定する粒度番号５の粗い粒度の結晶粒子のインコネル（登録商標）７１８（大同スペシャルメタル社製）の旋削加工における工具寿命を評価した。下記の条件で外径円筒旋削試験を行い、工具刃先の逃げ面摩耗量または欠損量のいずれかが、先に０．２ｍｍに達する切削距離を求め、かかる切削距離を工具寿命（ｋｍ）とした。その結果を表１に示す。工具寿命に到った原因が摩耗によるものか、あるいは欠損によるものかという寿命要因についても表１に記載する。

＜切削条件＞
本実施例における切削条件は以下のとおりである。
・被削材：インコネル（登録商標）７１８（溶態化・時効硬化処理材、ロックウェル硬度ＨＲＣ（先端半径０．２ｍｍかつ先端角１２０°のダイヤモンド円錐を使い１５０ｋｇｆの負荷をかけたもの）が４１相当品、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号５の粒度）
・工具形状：ＤＮＧＡ１５０４１２型（ＩＳＯ型番）
・刃先形状：チャンファー角度−２０°×幅０．１ｍｍ
・切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
・切り込み：０．３ｍｍ
・送り速度：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
・湿式条件（水溶性油剤）

表１を参照して、熱伝導率が２２Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1である試料Ｎｏ．１−７の焼結体は切削距離が０．２ｋｍで工具寿命に到り、また、熱伝導率が３５Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1である試料Ｎｏ．１−１５の焼結体は切削距離が０．１ｋｍで工具寿命に到った。熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満である試料Ｎｏ．１−１〜１−６および１−８〜１−１４の焼結体は、切削距離が０．３〜１．０ｋｍで工具寿命に到り、試料Ｎｏ．１−７または１−１５の焼結体に比べて工具寿命が１．５〜１０倍に大きく延びた。

試料Ｎｏ．１−１においては、焼結体を構成する異種硬質相粒子がβ型窒化ケイ素粒子であり、ビッカース硬度が２１．０ＧＰａに止まった。その結果、切削距離０．４ｋｍで摩耗により工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−２においては、焼結体を構成する異種硬質相粒子がβ型サイアロン粒子であり、ビッカース硬度が２１．２ＧＰａに止まった。その結果、切削距離０．４ｋｍで摩耗により工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−３においては、焼結体を構成する異種硬質相粒子に立方晶型サイアロン粒子が含まれるが、立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃが１５％と充分ではなく、ビッカース硬度が２２．４ＧＰａに止まった。その結果、切削距離０．４ｋｍで摩耗により工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−５においては、焼結体を構成する異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hが０．４と小さいため破壊靱性が低く、切削距離０．３ｋｍで欠損により工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−７においては、熱伝導率が２２Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1と大きく、焼結体を構成する異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hが１．６と大きいため、熱伝導率が２２Ｗ／ｍ・Ｋとなった。その結果、切削時の工具の刃先温度の低下に伴い切削抵抗が増大し、刃先の境界損傷の増大と相まって、工具の刃先が欠損することにより切削距離０．２ｋｍで工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−８においては、焼結体中の硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）が９５体積％と大きいため、破壊靭性が４．８ＭＰａ・ｍ^1/2となった。その結果、工具の刃先が欠損することにより切削距離０．３ｋｍで工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−１２においては、焼結体中の硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）が５５体積％と小さいため、ビッカース硬度が１９．６ＧＰａに止まった。その結果、切削距離０．３ｋｍで摩耗により工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−１３においては、焼結体を構成する異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hが０．４と小さいため熱伝導率が極めて低く、切削距離０．３ｋｍで摩耗により工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−１４においては、微粒な立方晶窒化ホウ素粒子と、結合材としてＴｉＮ粉末と、を用いたため、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満となり、試料Ｎｏ．１−１５よりも長い工具寿命を示した。しかし、焼結体に異種硬質相粒子を含まないため破壊靱性が低く、切削距離０．３ｋｍで欠損により工具寿命に到った。

これに対して、焼結体を構成する異種硬質相粒子の立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃ、焼結体を構成する異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の比Ｖ_BN／Ｖ_H、および／または焼結体中の硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）を適切な範囲に制御した試料Ｎｏ．１−４、１−６、および１−９〜１−１１では、ビッカース硬度と破壊靭性をうまくバランスさせることができ、結果として、摩耗もしくは欠損により工具寿命に到る切削距離を０．５ｋｍ以上に延ばすことができた。

一方、異種硬質相粒子を含まない試料Ｎｏ．１−１５は、熱伝導率が３５Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1となった。その結果、切削時の工具の刃先温度の低下に伴い切削抵抗が増大し、刃先の境界損傷の増大と相まって、工具の刃先が欠損することにより切削距離０．１ｋｍで工具寿命に到った。

（実施例２）
実施例１と同様にして衝撃圧縮で合成した立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃが９５％のｃ型サイアロン粒子粉末を、試料Ｎｏ．２−１〜２−１０の焼結体の作製に用いる異種硬質相粒子粉末とした。立方晶型窒化ホウ素粒子粉末には、実施例１の試料Ｎｏ．１−１〜１−１３で用いたものと同じ立方晶型窒化ホウ素粒子粉末（昭和電工社製ＳＢＮ−Ｆ Ｇ１−３）を用いた。

試料Ｎｏ．２−１〜２−１０のそれぞれについて、異種硬質相粒子粉末と立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の合計量３０ｇに、異種硬質相粒子粉末、立方晶型窒化ホウ素粒子粉末および結合材粉末の合計量に対する結合材粉末の含有率が２０体積％となるように、表２に示す結合材粉末を配合した。このとき、試料Ｎｏ．２−１〜２−１０のそれぞれについて、異種硬質相粒子粉末および立方晶型窒化ホウ素粒子粉末の配合は、焼結体中の異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hである１と同じ体積比になるようにした。また、結合材粉末としてＴｉＣＮ粉末（日本新金属社製ＴｉＮ−ＴｉＣ ５０／５０、平均粒径１μｍ）、ＴｉＮ粉末（日本新金属社製ＴｉＮ−０１、平均粒径１μｍ) 、ＴｉＡｌ粉末（共立マテリアル社製ＴｉＡｌ）、Ａｌ粉末（ミナルコ社製３００Ｆ）、Ｃｏ粉末（Ｕｍｉｃｏｒｅ社製ＨＭＰ）、ＺｒＮ粉末（日本新金属社製ＺｒＮ−１）、およびＴｉ₂ＡｌＮ粉末（平均粒径１μｍ）を使用した。試料２−８〜２−１０においては、セラミックス成分のＴｉＮ、ＴｉＣＮ、Ｔｉ₂ＡｌＮを質量比で２に対し、金属成分であるＣｏもしくはＡｌを１とした配合比で併用した。

上記の配合後の試料Ｎｏ．２−１〜２−１０の粉末をそれぞれ、６０ミリリットルのエタノールおよびφ６ｍｍの窒化ケイ素ボール２００ｇとともに、容量１５０ミリリットルのポリスチレン製ポットに投入し、１２時間のボールミル混合を行い、スラリーを調整した。ポットから取り出したスラリーを自然乾燥させた後、目開き４５μｍの篩を通して焼結用粉末を作製した。

上述のようにして作製した試料Ｎｏ．２−１〜２−１０の焼結用粉末を、直径φ２０ｍｍの高融点金属カプセルに真空封入した後、ベルト型超高圧プレス装置を用いて圧力５ＧＰａに加圧しながら、温度１５００℃に通電加熱して焼結体を作製した。

焼結体の表面を４００番のダイヤモンド砥石を用いて平研研削した後、Ｘ線回折装置を用いて研削面のＸ線回折を行った。得られた回折パターンから、立方晶型サイアロンの（３１１）面のピーク強度Ｉｃ₍₃₁₁₎とβ型サイアロンの（２００）面のピーク強度Ｉβ₍₂₀₀₎を求め、立方晶型サイアロンのピーク強度比率Ｒｃ（Ｉｃ₍₃₁₁₎／（Ｉｃ₍₃₁₁₎＋Ｉβ₍₂₀₀₎）×１００）を算出した。その結果を、表２に示す。

ＣＰ装置を用いて焼結体の断面を鏡面研磨した後、実施例１と同様のやり方によって、焼結体に含まれる異種硬質相粒子、立方晶型窒化ホウ素粒子および結合材の体積比率を特定した。その結果、試料Ｎｏ．２−１〜２−１０のいずれの焼結体においても、焼結体中の異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hはほぼ１であった。また、焼結体中の硬質相粒子の含有率（異種硬質相粒子と立方晶型窒化ホウ素粒子の合計含有率）は、ほぼ８０体積％であった。

焼結体から直径１８ｍｍ、厚み１ｍｍの熱伝導率測定用試料を切り出し、実施例１と同様にして、試料Ｎｏ．２−１〜２−１０のそれぞれの焼結体の熱伝導率を算出した。その結果を表２に示す。

焼結体から硬度測定用の試料を切り出し、実施例１と同様にして、試料Ｎｏ．２−１〜２−１０のそれぞれの焼結体のビッカース硬度Ｈ_V10と破壊靭性値を求めた。その結果を表２に示す。

次に、焼結体をＤＮＧＡ１５０４１２型（ＩＳＯ型番）のロウ付けチップ形状に加工し、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号２の粗い粒度の結晶粒子のインコネル（登録商標）７１３Ｃの旋削加工における工具寿命を評価した。下記の条件で外径円筒旋削試験を行い、工具刃先の逃げ面摩耗量または欠損量のいずれかが、先に０．２ｍｍに達する切削距離を求め、かかる切削距離を工具寿命（ｋｍ）とした。その結果を表２に示す。工具寿命に到った原因が摩耗によるものか、あるいは欠損によるものかという寿命要因についても表２に記載する。

＜切削条件＞
本実施例における切削条件は以下のとおりである。
・被削材：インコネル（登録商標）７１３Ｃ（溶態化・時効硬化処理材、ロックウェル硬度ＨＲＣが４０相当品、ＡＳＴＭのＥ１１２−１３に規定する粒度番号２の粒度）
・工具形状：ＤＮＧＡ１５０４１２型（ＩＳＯ型番）
・刃先形状：チャンファー角度−２０°×幅０．１ｍｍ
・切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
・切り込み：０．２ｍｍ
・送り速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
・湿式条件（水溶性油剤）

表２を参照して、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満、特に１０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1以上２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満である試料Ｎｏ．２−１〜２−１０の焼結体は、切削距離が０．５〜１．２ｋｍの長い工具寿命を有していた。

結合材に金属成分を用いた試料Ｎｏ．２−４および２−５では、焼結体の破壊靱性が高いものの、熱伝導率が比較的高いため、欠損により工具寿命が切削距離０．５ｋｍであった。

これに対して、結合材がセラミックスもしくは金属間結合材である試料Ｎｏ．２−１〜２−３、２−６および２−７では、熱伝導率とビッカース硬度をうまくバランスさせることができ、結果として、摩耗もしくは欠損により工具寿命に到る切削距離を０．７ｋｍ以上に延ばすことができた。

また、これに対して、結合材にセラミックスと金属成分を併用した試料Ｎｏ．２−８〜２−１０では、ビッカース硬度と破壊靱性に優れるため、工具寿命に到る切削距離が１．０ｋｍ以上となった。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて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が含まれることが意図される。

上述のように、立方晶型窒化ホウ素粒子を含有する焼結体は、硬度と靱性に優れる立方晶型窒化ホウ素粒子と、熱伝導率の低いセラミックス粒子を共存させることにより、切削抵抗が高く、軟化しにくいニッケル基耐熱合金などの難削材料の切削加工において耐摩耗性に優れるという特長に加え、切削工具の刃先の耐欠損性を向上させる工具材料を提供するものである。実施例においてはインコネル（登録商標）の切削における効果を開示したが、本焼結体は、インコネル（登録商標）などの耐熱合金以外に、チタン（Ｔｉ）などの難削材料の切削加工においても、優れた耐摩耗性と耐欠損性を発揮し、特に高速切削加工への適用が可能である。

Claims (10)

1. 硬質相粒子として立方晶型窒化ホウ素粒子を含み、熱伝導率が２０Ｗ・ｍ^-1・Ｋ^-1未満である、アメリカ材料試験協会規格のＥ１１２−１３に規定する粒度番号が５以下の粗い粒度の結晶粒子で形成されるニッケル基耐熱合金を切削加工するための焼結体。
2. 前記焼結体は、結合材と、前記硬質相粒子として前記立方晶型窒化ホウ素粒子以外に窒化ケイ素、サイアロンおよびアルミナからなる群から選ばれる少なくとも１種を含む異種硬質相粒子と、をさらに含む請求項１に記載の焼結体。
3. 前記異種硬質相粒子の体積Ｖ_Hに対する前記立方晶型窒化ホウ素粒子の体積Ｖ_BNの比Ｖ_BN／Ｖ_Hが、０．５以上１．５以下である請求項２に記載の焼結体。
4. 前記サイアロンは立方晶型サイアロンを含む請求項２または請求項３に記載の焼結体。
5. 前記サイアロンは、さらにα型サイアロンおよびβ型サイアロンの少なくとも１種を含み、前記α型サイアロン、前記β型サイアロンおよび前記立方晶型サイアロンのそれぞれのＸ線回折のメインピークの強度の合計に対する、前記立方晶型サイアロンのＸ線回折のメインピークの強度のピーク強度比率Ｒｃが２０％以上である請求項４に記載の焼結体。
6. 前記結合材は、チタン、ジルコニウム、アルミニウム、ニッケルおよびコバルトの少なくとも１種の元素、前記元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物、ホウ化物、およびそれらの固溶体からなる群から選ばれる少なくとも１種を含む請求項２から請求項５のいずれか１項に記載の焼結体。
7. 前記焼結体中の前記硬質相粒子の含有率が、６０体積％以上９０体積％以下である請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の焼結体。
8. 前記焼結体のビッカース硬度が２０ＧＰａ以上である請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の焼結体。
9. 前記ニッケル基耐熱合金がインコネル（登録商標）７１８である請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の焼結体。
10. 請求項１から請求項９のいずれか１項に記載の焼結体を含む切削工具。