JP6365228B2 - 焼結体 - Google Patents

Description

本発明は焼結体および前記焼結体を用いた切削工具に関し、より特定的には、サイアロンと立方晶型窒化ホウ素を含む焼結体および前記焼結体を用いた切削工具に関する。

サイアロン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しており、通常六方晶系に属するα型サイアロンとβ型サイアロンの２種類の結晶系が存在する。かかるサイアロンを用いたサイアロン基焼結体は金属との反応性が低いという特性を有しており、切削工具用材料として開発が進められてきた。最近になって、硬度を増大させ、切削工具として用いる際の耐摩耗性を向上する目的で、α型サイアロンや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有する焼結体が開発されている（特許文献１）。

また、硬度のさらなる増大と切削工具として用いる際のさらなる耐摩耗性向上を目的として、立方晶型サイアロンに加え、ダイヤモンドに次ぐ高い硬度を有する立方晶型窒化ホウ素（以下、ｃＢＮという。）をさらに含有する焼結体が開発されている（特許文献２）。かかるサイアロンとｃＢＮを含有する焼結体を用いた切削工具は、ニッケル基の耐熱合金であるインコネル（スペシャルメタルズ社の商標）などの難削材の加工において、優れた耐摩耗性を発揮する。

特開２０１１−１２１８２２号公報 特開２０１１−１４０４１５号公報

近年の航空機需要の高まりに伴い、ジェットエンジンに用いられるインコネルなどの耐熱合金製部品の切削加工において、加工能率を向上させる目的で切削速度の増大が求められている。旋削加工における切削速度を、ｃＢＮ工具やＳｉＣ繊維強化アルミナセラミックス工具等の従来型工具が用いられている２００ｍ／分以下の領域から、その２倍を超える５００ｍ／分に引き上げようとすると、被削材が工具の刃先と接触する部分の温度が１０００℃近くまで上昇することにより工具の摩耗が激しくなるため、前記従来型工具は短時間で寿命に達してしまう。

上記のサイアロンとｃＢＮを含有する焼結体を用いた切削工具は、インコネルなどの難削材の加工において優れた耐摩耗性を発揮する一方で、高速切削の際に切削中に刃先が突発的に欠損することがあり、耐欠損性という点では未だ十分とはいえなかった。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や自動車のエンジン部品等の切削加工において、重大な問題となる。このため、サイアロンとｃＢＮを含有する焼結体を用いた切削工具においては、耐欠損性の向上が望まれていた。

本発明は、サイアロンとｃＢＮを含有する焼結体を用いた、インコネルなどの耐熱合金やチタン合金などの難削材を高速で加工する切削工具において、耐欠損性を向上させることを目的とする。

本発明の第１の態様は、第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材を有する焼結体であって、前記第１硬質相粒子は被覆層を備えるサイアロン粒子であり、前記第２硬質相粒子はｃＢＮ粒子である焼結体である。

本発明によれば、サイアロンとｃＢＮを含有する焼結体を用いた切削工具を使って、インコネルなどの耐熱合金やチタン合金などの難削材を高速で切削加工する際に、優れた耐摩耗性を維持しつつ、工具の刃先の欠損を低減することができる。

本発明者らは上記の要請に鑑み、サイアロンとｃＢＮを含有する焼結体の組織、特に前記焼結体中のサイアロン粒子の形態に着目して、耐欠損性を向上させる方法について鋭意検討を重ねた。その結果、サイアロン粒子の表面に特定の窒化物や炭窒化物の被覆層を存在させることにより、耐摩耗性に優れるという前記焼結体の特長を生かしつつ、前記焼結体を用いた切削工具の刃先の耐欠損性を向上させ得ることを見出し、本発明を完成させたものである。

以下、本発明の第１の態様である焼結体の実施形態について説明する。

本発明の焼結体は、第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材を有する焼結体であって、前記第１硬質相粒子は被覆層を備えるサイアロン粒子であり、前記第２硬質相粒子はｃＢＮ粒子である焼結体である。

サイアロンとｃＢＮを含有する焼結体を用いた切削工具は、インコネルなどの難削材の加工において優れた耐摩耗性を発揮する。しかしながら、結合材としてＡｌやＴｉの金属あるいは金属間化合物を用いると、焼結過程でサイアロンが結合材と反応して分解し、酸化ケイ素、酸化アルミニウム、金属窒化物、金属ケイ化物等の反応生成物が生じることがある。これは結合材の金属が高温で溶融して液相となり、サイアロンの分解を促進するとともに、分解によって生じたＳｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｎの元素が前記液相を介して再結合して、前記反応生成物が晶出するためと考えられる。結合材にＣｏを用いた場合には、焼結過程で金属窒化物や金属ケイ化物が生成することはないが、サイアロンの分解が著しく、焼結体中に酸化ケイ素や酸化アルミニウムが多量に生成する。前記反応生成物は硬度が低いものや脆性であるものが多いため、焼結体の機械的特性を低下させる。

本発明者らは、サイアロンとｃＢＮを含有する焼結体工具を用いてインコネルを高速切削加工した際の刃先の損傷形態を調べた結果、工具の境界部分においてＶ字形状の損傷が生じていることを見出した。インコネルを加工する際にこのような工具損傷が発生するメカニズムを解明するために、切削時に発生する切屑と工具の刃先の損傷の関係を調べた結果、インコネルを切削すると被削材よりも硬度の高い切屑が発生し、前記切屑が工具のすくい面を連続的に擦りながら通過することによって、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ることが判明した。前記損傷が工具内部まで進展するに伴い、刃先強度が低下する。加えて、本発明者らは、前記焼結体の破壊靭性と工具損傷の関係を調べた結果、焼結体の破壊靭性が小さくなるにつれて前記損傷が大きくなることが分かった。

上記の知見を踏まえてサイアロン粒子とｃＢＮ粒子を含む焼結体の切削性能の向上策を検討した結果、焼結過程でサイアロンを分解しない物質をサイアロン粒子の表面に被覆することにより、焼結過程において結合材と反応してサイアロンが分解することを抑制できるようになった。これに伴い脆い反応生成物の生成が抑制でき、前記焼結体の破壊靭性を増大させることが可能になった。その結果、インコネルを高速切削加工した際に工具の刃先の境界部分に発生するＶ字形状の損傷を顕著に抑制することができるようになった。また、焼結過程において結合材との反応によるサイアロンの分解を抑制できたことにより、硬度の低い反応生成物の発生が減少し前記焼結体の硬度が増大したことも相まって、インコネルの高速切削加工における工具寿命を顕著に向上させることが可能になった。

前記焼結体において、前記サイアロン粒子は少なくとも立方晶型サイアロンを含むことが好ましい。立方晶型サイアロンは金属との反応性が低いというサイアロン特有の性質を備えていることに加え、α型サイアロンやβ型サイアロンに比べて硬度が高いため、立方晶型サイアロンを含む焼結体は切削工具として用いた際に耐摩耗性が向上するからである。

また、焼結の前後におけるサイアロンの相変態の挙動を調べたところ、サイアロンの分解を促進する結合材を添加して焼結すると、焼結過程で立方晶型サイアロンがβ型サイアロンに相変態することを促進する傾向があることが判明した。これに対して、焼結過程でサイアロンを分解しない物質をサイアロン粒子の表面に被覆すると、焼結の際に立方晶型サイアロンがβ型サイアロンに相変態することを抑制できることも分かった。立方晶型サイアロン粒子の表面に存在する被覆層は、焼結過程で結合材と反応して立方晶型サイアロンが分解することを抑制する働きに加え、立方晶型サイアロンがβ型サイアロンに相変態することを抑制する働きも有していることが考えられる。

前記焼結体において、前記被覆層は、Ｔｉ、Ｚｒ、ＣｒおよびＡｌからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素の、窒化物、炭窒化物のいずれか少なくとも１種の化合物を含むことが好ましい。前記化合物としては、例えばＴｉＮ、ＡｌＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＡｌＣｒＮ、ＴｉＣＮなどが好適に用いられる。前記化合物は焼結過程において結合材とサイアロンが接触することを防ぎ、結合材との反応によってサイアロンが分解することを抑制する。加えて、前記化合物は結合材およびｃＢＮ粒子との結合力にも優れるため、前記化合物を被覆したサイアロン粒子と、結合材およびｃＢＮ粒子との結合が強固になる。その結果、前記焼結体の破壊靭性が増大し、前記焼結体を用いた切削工具の耐欠損性が向上するという副次的な効果も奏する。

前記焼結体において、前記被覆層の厚みは０．０１μｍ以上かつ２μｍ以下であることが好ましい。前記被覆層の厚みが０．０１μｍ未満の場合サイアロン粒子と結合材が近接するため、被覆層がサイアロン粒子と結合材の接触を防止する効果が減少し、焼結過程におけるサイアロン粒子の分解抑制が不十分となることがある。一方、前記被覆層の厚みが２μｍを超えると、第１硬質相に占める被覆層の割合が大きくなるため、前記焼結体の硬度が低下し、高速切削用の工具として用いた場合に耐摩耗性が不足することがある。

前記被覆層の厚みは以下のようにして測定する。前記焼結体の断面をＣＰ（日本電子（株）製、クロスセクションポリッシャ）またはＦＩＢ（Ｆｉｅｌｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）を用いてビーム加工し、加工後の断面をＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、透過型電子顕微鏡）、またはＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放射型走査型電子顕微鏡）を用いて５０，０００倍を超える程度の倍率で観察することにより、前記被覆層の厚みが測定できる。被覆層と結合材の組成が類似している場合は、第１硬質相粒子のみを樹脂に埋め込み、ビーム加工して得られた断面をＴＥＭ観察することによって、前記被覆層の厚みを測定する。焼結の前後で被覆層の厚みはほとんど変化せず、前記焼結体の被覆層の厚みは第１硬質相粒子のみを樹脂に埋め込んで測定した被覆層の厚みにほぼ一致していた。

前記焼結体において、前記第１硬質相粒子の体積に対する前記第２硬質相粒子の体積の割合は、０．５以上かつ７以下であることが好ましい。前記割合が０．５未満であると、靱性および強度の高いｃＢＮ粒子が少ないために前記焼結体の破壊靭性が低下し、前記焼結体を用いた切削工具の耐欠損性が不足することがある。一方、前記割合が７を超えると、前記焼結体中にｃＢＮ粒子が過剰に存在するため、金属との反応性が低いサイアロンを添加しても耐摩耗性の向上が不十分となることがある。このとき、特に切削工具の耐摩耗性が要求されるような用途に対しては、前記割合が０．５以上かつ２以下となるようにサイアロンを比較的多く含む組成とすることがより好ましい。一方、切削工具の欠損が許されないような耐欠損性を重視する用途に対しては、前記割合が２を超えかつ７以下となるようにｃＢＮを比較的多く含む組成とすることがより好ましい。

前記第１硬質相粒子と前記第２硬質相粒子は、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。前記焼結体における前記第１硬質相粒子の体積に対する前記第２硬質相粒子の体積の割合は、ＣＰ装置等を用いて鏡面研磨した焼結体断面をＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、走査型電子顕微鏡）観察し、ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、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、第１硬質相と第２硬質相の粒子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特定することができる。

前記焼結体において、前記焼結体に含まれるα型サイアロン、β型サイアロン、立方晶型サイアロンおよびＳｉＯ_２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、ＳｉＯ_２のＸ線回折のメインピークの強度の比率Ｒ_Ｓは０．３以下であることが好ましい。ＳｉＯ_２は主に焼結過程でサイアロンが分解することによって生成する。このときＳｉＯ_２は脆性材料であるため、Ｒ_Ｓが０．３を超えると焼結体の破壊靱性が減少し、前記焼結体を切削工具に用いた場合に耐欠損性が不足することがある。

Ｒ_Ｓは第１硬質相に対するＳｉＯ_２の割合に相当する指標である。前記焼結体を４００番のダイヤ砥石を用いて平面研削し、Ｃｕ−Ｋαの特性Ｘ線を用いて前記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Ｉ_{ｃ（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Ｉ_{α（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Ｉ_{β（２００）}と、ＳｉＯ_２のメインピークである（３００）面のピーク強度Ｉ_{Ｓ（３００）}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、Ｒ_Ｓは下記の（Ｉ）式から算出することができる。
Ｒ_Ｓ＝Ｉ_{Ｓ（３００）}／（Ｉ_{ｃ（３１１）}＋Ｉ_{α（２０１）}＋Ｉ_{β（２００）}＋Ｉ_{Ｓ（３００）}） ・・・（Ｉ）

前記焼結体において、前記焼結体に含まれるα型サイアロン、β型サイアロン、立方晶型サイアロンおよびＴｉＳｉ_２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、ＴｉＳｉ_２のＸ線回折のメインピークの強度の比率Ｒ_Ｔは０．３以下であることが好ましい。ＴｉＳｉ_２は焼結過程でサイアロンが分解することによって生じたＳｉ元素と、結合材の金属Ｔｉが結合することによって生成する。このときＴｉＳｉ_２は脆性材料であるため、Ｒ_Ｔが０．３を超えると焼結体の破壊靱性が減少し、前記焼結体を切削工具に用いた場合に耐欠損性が不足することがある。

Ｒ_Ｔは第１硬質相に対するＴｉＳｉ_２の割合に相当する指標である。前記焼結体を４００番のダイヤ砥石を用いて平面研削し、Ｃｕ−Ｋαの特性Ｘ線を用いて前記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Ｉ_{ｃ（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Ｉ_{α（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Ｉ_{β（２００）}と、ＴｉＳｉ_２のメインピークである（３１１）面のピーク強度Ｉ_{Ｔ（３１１）}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、Ｒ_Ｔは下記の（ＩＩ）式から算出することができる。
Ｒ_Ｔ＝Ｉ_{Ｔ（３１１）}／（Ｉ_{ｃ（３１１）}＋Ｉ_{α（２０１）}＋Ｉ_{β（２００）}＋Ｉ_{Ｔ（３１１）}） ・・・（ＩＩ）

前記焼結体において、前記サイアロン粒子に含まれる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比率Ｒ_ｃは０．２以上であることが好ましい。Ｒ_ｃは第１硬質相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。前記焼結体を４００番のダイヤ砥石を用いて平面研削し、Ｃｕ−Ｋαの特性Ｘ線を用いて前記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Ｉ_{ｃ（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Ｉ_{α（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Ｉ_{β（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、Ｒ_ｃは下記の（ＩＩＩ）式から算出することができる。Ｒ_ｃが０．２未満では、前記焼結体の硬度が低下し、切削工具として用いた場合に耐摩耗性が不足することがある。
Ｒ_ｃ＝Ｉ_{ｃ（３１１）}／（Ｉ_{ｃ（３１１）}＋Ｉ_{α（２０１）}＋Ｉ_{β（２００）}） ・・・（ＩＩＩ）

前記焼結体において、前記結合材はＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＮｉおよびＣｏからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、もしくは前記元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物およびそれらの固溶体のいずれか少なくとも１種、またはその両方を含むことが好ましい。例えば、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｏなどの金属元素、ＴｉＡｌなどの金属間化合物、ＴｉＮ、ＺｒＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、Ｔｉ_２ＡｌＮ、Ａｌ_２Ｏ_３などの化合物が、前記結合材として好適に用いられる。前記結合材を含有することにより、前記焼結体中の前記第１硬質相粒子と前記第２硬質相粒子の結合が強固になる。加えて、前記結合材自体の破壊靭性が大きい場合には前記焼結体の破壊靭性も増大するため、切削工具として用いた場合の耐欠損性が増大する。

前記焼結体において、前記焼結体中の前記第１硬質相粒子と前記第２硬質相粒子の合計含有率は、６０体積％以上かつ９０体積％以下であることが好ましい。前記合計含有率が６０体積％未満であると、焼結体の硬度が低下し、切削工具として用いた場合に耐摩耗性が不足することがある。一方、前記合計含有率が９０体積％を超えると、焼結体の破壊靭性が低下し、切削工具として用いた場合に工具の刃先が欠損し易くなることがある。

前記第１硬質相粒子、前記第２硬質相粒子および前記結合材は、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。前記焼結体をＸ線回折することによって得られた回折強度データを、リートベルト法を用いて解析することにより、前記焼結体に含まれる第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材の体積比率を特定することができる。上記のＸ線回折以外にも、ＣＰ装置等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、第１硬質相、第２硬質相および結合材の粒子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、前記焼結体に含まれる第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材の体積比率を特定することができる。

前記焼結体において、そのビッカース硬度は２２ＧＰａ以上であることが好ましい。ビッカース硬度が２２ＧＰａ未満になると、切削工具として用いた場合に耐摩耗性が不足し、摩耗によって工具寿命が短くなることがある。さらに、工具材料としての焼結体のより好ましいビッカース硬度は、２５ＧＰａ以上である。

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した。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（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。

本発明の第２の態様は、上記の焼結体を用いた切削工具である。前記切削工具は耐熱合金やチタン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Ｎｉ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、本発明の焼結体を用いた切削工具は、Ｎｉ基耐熱合金の切削加工においても、優れた耐摩耗性、耐欠損性を発揮する。とりわけ、１００ｍ／分以上の高速度の切削加工において優れた工具寿命を有している。

本発明の焼結体の製造方法の実施形態について、以下、工程順に説明する。

（第１硬質相粉末を作製する工程）
Ｓｉ_６−ＺＡｌ_ＺＯ_ＺＮ_８−Ｚ（Ｚは０を超え、４．２以下の数値）の化学式で示されるβ型サイアロンは、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３と炭素を出発原料として、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（ＩＶ）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＋０．５ＺＳｉＯ_２＋（４−０．５Ｚ）Ｎ_２
→Ｓｉ_６−ＺＡｌ_ＺＯ_ＺＮ_８−Ｚ ・・・（ＩＶ）

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）、ＳｉＯ_２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等で混合し、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（ＩＶ）式以外にも、Ａｌ成分としてＡｌＮやＡｌ_２Ｏ_３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（Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ、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、前記α型サイアロン粉末や前記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。例えば、前記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型サイアロンもしくはβ型サイアロンまたはその両方が混在したサイアロン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、第１硬質相に占める立方晶型サイアロンの割合を制御することができる

立方晶型サイアロンと、α型サイアロンもしくはβ型サイアロンまたはその両方が混在した前記サイアロン粉末の表面に、Ｔｉ、Ｚｒ、ＣｒおよびＡｌからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素の、窒化物、炭窒化物のいずれか少なくとも１種の化合物を被覆することにより、第１硬質相粉末を得ることができる。前記サイアロン粉末の表面に前記化合物を被覆するにあたっては、ＰＶＤ（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ、物理気相成長）法やボールミル法、ゾル−ゲル法などの手法を用いることができる。

ＰＶＤ法を用いて前記化合物を被覆する場合、蒸着、イオンプレーティング、スパッタリングなどの装置を用いて、前記サイアロン粉末を揺動させながら、その表面に前記化合物を被覆する。例えば、ＴｉやＴｉＡｌなどを金属源に用いて、窒素雰囲気中で前記金属のイオンと窒素ガスを反応させながらサイアロン粉末の表面に付着させることにより、ＴｉＮやＴｉＡｌＮなどの窒化物を被覆することができる。このとき、処理時間を調節することによって、被覆層の厚みを制御することができる。

ボールミル法を用いて前記化合物を被覆する場合、前記サイアロン粉末と前記化合物の粉末を準備し、遊星型ボールミル等の高加速度ボールミルを用いて１０〜１５０Ｇ程度の加速度で前記粉末を混合することによって、前記サイアロン粉末の表面に前記化合物を被覆する。このとき、最初に前記化合物粉末と粉砕ボールだけをポットに投入し、ボールミルを行って前記化合物粉末を予備粉砕した後、サイアロン粉末をポットに追加投入してさらにボールミルを行うと、サイアロン粉末の表面に前記化合物を均一に被覆することが容易になる。１０Ｇよりも小さな加速度では前記化合物が粉末のままの状態で存在することがあるため、サイアロン粉末の表面に前記化合物を均一に被覆することが難しくなる。一方、１５０Ｇよりも大きな加速度ではサイアロン粉末自体が過度に粉砕されることがあり、好ましくない。また、前記化合物粉末の投入量を調節することによって、被覆層の厚みを制御することができる。

ゾル−ゲル法を用いて前記化合物を被覆する場合、前記サイアロン粉末の表面に、アルコキシドなどを用いた溶液プロセスにより、金属成分もしくは金属成分と炭素成分をゾル状態で析出させる。その後加熱によって前記析出物をゲル化し、前記ゲルをさらに１０００℃程度の窒素雰囲気中で熱処理することにより、サイアロン粉末の表面に前記化合物を均一に被覆することができる。アルコキシド溶液の濃度、前記溶液へのサイアロン粉末の浸漬時間等を調節することによって、被覆層の厚みを制御することができる。

（第１硬質相粉末、第２硬質相粉末と結合材粉末を混合する工程）
上記のようにして作製した第１硬質相粉末と、第２硬質相粉末である平均粒径０．１〜３μｍのｃＢＮ粉末に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＮｉおよびＣｏからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、もしくは前記元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物およびそれらの固溶体のいずれか少なくとも１種、またはその両方の結合材粉末を添加して混合する。前記結合材粉末としては、例えば平均粒径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、Ｔｉ_２ＡｌＮ、Ａｌ_２Ｏ_３などの化合物粉末が好適に用いられる。前記結合材粉末は、第１硬質相粉末、第２硬質相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、切削工具として用いた場合に工具の刃先が欠損し易くなることがある。一方、前記添加量が４０体積％を超えると、焼結体の硬度が低下し、切削工具として用いた場合に耐摩耗性が不足することがある。

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、第１硬質相粉末、第２硬質相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。とりわけ、サイアロン粉末の表面に被覆層を形成した第１硬質相粉末を粉砕せず、前記表面の被覆層を維持するという観点から、メディアレス混合装置を用いることが好ましい。また、予めボールミルやビーズミルを用いて第２硬質相粉末と結合材粉末のみを十分に混合したスラリーを、第１硬質相粉末に加えて短時間のボールミル混合やメディアレス混合を行うことが効果的である。

上記のようにして得られたスラリーを、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）
前記混合粉末を油圧プレスなどを用いて成形した後、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℃の温度域で焼結する。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、パルス通電焼結（ＳＰＳ、Ｓｐａｒｋ Ｐｌａｓｍａ Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）装置を用いて、３０〜２００ＭＰａの圧力下、１２００〜１６００℃の温度域に保持することによっても焼結することができる。

（実施例１）
第１硬質相粉末を作製するため、組成がＺ＝２のβ型サイアロン粉末（Ｚｉｂｏ Ｈｅｎｇｓｈｉ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ Ｃｏ．，Ｌｔｄ製、品名：Ｚ−２）５００ｇと、ヒートシンクとして作用する銅粉末９５００ｇを混合し、前記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（リガク製ＭｉｎｉＦｌｅｘ６００、Ｃｕ−Ｋα線、２θ−θ法、電圧×電流：４５ｋＶ×１５ｍＡ、測定範囲：２θ＝２０〜１００°、スキャンステップ：０．０２°、スキャン速度：１ステップ／秒）を用いて、前記合成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。前記合成粉末の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Ｉ_{ｃ（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Ｉ_{β（２００）}を求め、（ＩＩＩ）式からＲ_ｃを算出した結果、Ｒ_ｃは０．９５であった。

上記のようにして衝撃圧縮で合成したＲ_ｃが０．９５の前記合成粉末に、それぞれ所定量のβ型サイアロン粉末を添加し、試料Ｎｏ．１−１〜１−３および１−１１〜１−１３の焼結体の作製に用いるサイアロン粉末を調製した。前記Ｘ線回折装置を用いて、試料Ｎｏ．１−１〜１−３および１−１１〜１−１３のサイアロン粉末のＲ_ｃを測定した結果を表１に示す。試料Ｎｏ．１−４〜１−１０および１−１４についてはβ型サイアロン粉末を添加せず、衝撃圧縮で合成したＲ_ｃが９５％の前記合成粉末をそのまま使用した。

第１硬質相粉末を作製するため、前記試料Ｎｏ．１−１〜１−１３のサイアロン粉末の表面にＴｉＮの被覆層を形成した。一方、前記試料Ｎｏ．１−１４のサイアロン粉末には、ＴｉＮの被覆層を形成しなかった。

試料Ｎｏ．１−１〜１−７に用いる第１硬質相粉末は、スパッタリング法を用いて被覆層を形成した。このとき、純Ｔｉ（純度９９．９％）をターゲットとして、高純度窒素ＪＩＳ１級の雰囲気中で前記サイアロン粉末１００ｇを揺動させながらスパッタし、前記ｃＢＮ粉末の表面にＴｉＮの被覆層を形成することにより、第１硬質相粉末を作製した。前記第１硬質相粉末を熱硬化性樹脂に埋め込んだ後、ＣＰ装置を用いて被覆層厚み測定用の断面サンプルを作製した。前記サンプルをＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した結果、ＴｉＮ被覆層の厚みは０．０５μｍであった。

試料Ｎｏ．１−８〜１−１３に用いる第１硬質相粉末は、ボールミル法を用いて被覆層を形成した。このとき、前記サイアロン粉末５０ｇ、粒径２０μｍ以下の純Ｔｉ粉末（東邦チタニウム（株）製、品名：ＴＣ−４５９）２５ｇ、およびＴｉＮ被覆を施したφ６ｍｍの超硬合金製ボール１００ｇを、容量２００ｃｃの超硬合金製ポットに封入し、前記ポット内部の雰囲気を高純度窒素ＪＩＳ１級に置換した後、遊星ボールミルを用いて混合した。遊星ボールミルを行う際に、遠心力１５Ｇで１０分間回転させた後、Ｔｉの窒化により減量する窒素ガスを前記ポット内に補充し、混合を再開した。この処理を１０回繰り返して第１硬質相粉末を作製した。前記第１硬質相粉末を熱硬化性樹脂に埋め込んだ後、ＣＰ装置を用いて被覆層厚み測定用の断面サンプルを作製した。前記サンプルをＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した結果、ＴｉＮ被覆層の厚みは０．４μｍであった。

第２硬質相粉末は、平均粒径２μｍのｃＢＮ粉末（昭和電工（株）製、品名：ＳＢＮ−Ｔ Ｇ１−３）を使用した。

試料Ｎｏ．１−１〜１−１３のそれぞれについて、第１硬質相粉末と第２硬質相粉末の合計量３０ｇに、結合材としてＴｉ_３Ａｌ粉末（平均粒径：２μｍ）を表１に示す割合で添加した。表１に記載する結合材粉末の添加量（体積％）は、第１硬質相粉末、第２硬質相粉末および結合材粉末の合計量に対する結合材粉末の体積割合である。このとき、試料Ｎｏ．１−１〜１−１３のそれぞれについて、第１硬質相粉末の体積に対する第２硬質相粉末の体積の割合が表１に示す値になるように、第１硬質相粉末と第２硬質相粉末を配合した。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、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。

比較のため、被覆層を形成していないサイアロン粉末と第２硬質相粉末の合計量３０ｇに、結合材として前記Ｔｉ_３Ａｌ粉末を表１に示す割合で添加した。このとき、被覆層を形成していないサイアロン粉末の体積に対する第２硬質相粉末の割合が１になるように配合した。配合後の粉末を試料Ｎｏ．１−１〜１−１３と同様にボールミル混合、自然乾燥と篩分を行い、試料Ｎｏ．１−１４の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．１−１〜１−１４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。

ＣＰ装置を用いて前記焼結体の断面を鏡面研磨した後、ＦＥ−ＳＥＭを用いて前記断面を観察することにより、被覆層の厚みを測定した。焼結の前後で被覆層の厚みはほとんど変化せず、前記焼結体の被覆層の厚みは第１硬質相粉末のみを樹脂に埋め込んで測定した被覆層の厚みにほぼ一致していた。

ＣＰ装置を用いて前記焼結体の断面を鏡面研磨した後、ＦＥ−ＳＥＭを用いて前記焼結体の組織を観察し、ＦＥ−ＳＥＭに付属のＥＤＸを用いて前記組織の結晶粒子を構成する元素を調べ、前記ＳＥＭ画像における第１硬質相、第２硬質相および結合材の粒子を特定した。前記ＳＥＭ画像を三谷商事製ＷｉｎＲＯＯＦを用いて画像処理することにより、第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材の面積比率を求め、前記面積比率を体積比率とみなすというやり方によって、前記焼結体に含まれる第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材の体積比率を特定した。その結果を表２に示す。

前記焼結体の表面を４００番のダイヤ砥石を用いて平研研削した後、前記Ｘ線回折装置を用いて前記研削面のＸ線回折を行った。前記研削面のＸ線回折の回折パターンから、立方晶型サイアロンの（３１１）面のピーク強度Ｉ_{ｃ（３１１）}とβ型サイアロンの（２００）面のピーク強度Ｉ_{β（２００）}、ＳｉＯ_２（ＪＣＰＤＳカード：０１−０７３−３４４０）の（３００）面のピーク強度Ｉ_{Ｓ（３００）}、および、ＴｉＳｉ_２（ＪＣＰＤＳカード：０３−０６５−２５２２）の（３１１）面のピーク強度Ｉ_{Ｔ（３１１）}を求め、（Ｉ）式からＲ_Ｓを算出した。また、（ＩＩ）式からＲ_Ｔを算出した。その結果を表２に示す。表２の結果から、焼結の際にＲ_ｃの減少が大きい試料ほど、焼結体のＲ_ＳやＲ_Ｔが増大する傾向があることが分かる。

前記研削面のＸ線回折の回折パターンから、立方晶型サイアロンの（３１１）面のピーク強度Ｉ_{ｃ（３１１）}とβ型サイアロンの（２００）面のピーク強度Ｉ_{β（２００）}を求め、これらの強度比Ｒ_ｃ（Ｉ_{ｃ（３１１）}／（Ｉ_{ｃ（３１１）}＋Ｉ_{β（２００）}））を算出した。その結果を表２に示す。サイアロン粉末の表面にＴｉＮを被覆した試料Ｎｏ．１−１〜１−１３の焼結体においては、焼結の前後でＲ_ｃの値の変化が小さかった。それに対して、サイアロン粉末の表面にＴｉＮを被覆しなかった試料Ｎｏ．１−１４の焼結体においては、焼結によってＲ_ｃの値が大きく減少した。

前記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、前記試料を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。前記試料の研磨面にビッカース硬度計（ＡＫＡＳＨＩ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（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２に示す。

次に、焼結体をＣＮＧＡ１２０４０８型のロウ付けチップ形状に加工し、インコネル７１８（大同スペシャルメタル社製、登録商標、二段時効硬化処理品、ロックウェル硬度ＨＲＣ＝４２）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、前記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＞
・被削材：インコネル７１８（二段時効硬化処理品、ロックウェル硬度ＨＲＣ＝４２相当品）
・工具形状：ＣＮＧＡ１２０４０８（ＩＳＯ型番）
・刃先形状：チャンファー角度−２０°×幅０．１ｍｍ
・切削速度：３００ｍ／分
・切り込み：０．３ｍｍ
・送り速度：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
・湿式条件（水溶性油剤）

試料Ｎｏ．１−１においては、焼結体を構成する第１硬質相のＲ_ｃが０．１８と小さく、第１硬質相に含まれる立方晶型サイアロンの割合が小さいため、ビッカース硬度が２１．８ＧＰａ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．１−５においては、焼結体を構成する第１硬質相粒子の体積に対する第２硬質相粒子の体積の割合が０．４と小さいため、破壊靱性が４．７ＭＰａ・ｍ^１／２に止まった。その結果、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、焼結体を構成する第１硬質相粒子の体積に対する第２硬質相粒子の体積の割合が７．５と大きく、インコネル７１８との反応性が低いサイアロンの含有量が少なくなったために、工具の刃先が摩耗することにより切削距離０．４ｋｍで工具寿命に到った。

試料Ｎｏ．１−８においては、焼結体中の第１硬質相粒子と第２硬質相粒子の合計含有率が９２．９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．１−１０においては、焼結体中の第１硬質相粒子と第２硬質相粒子の合計含有率が５２体積％と小さいため、ビッカース硬度が２０．３ＧＰａ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。

これに対して、焼結体を構成する第１硬質相のＲ_ｃ、焼結体を構成する第１硬質相粒子の体積に対する第２硬質相粒子の体積の割合、焼結体中の第１硬質相粒子と第２硬質相粒子の合計含有率を適切な範囲に制御した試料Ｎｏ．１−２〜１−４、１−６、１−９、１−１１〜１−１３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０．６ｋｍ以上に延ばすことができた。

一方、被覆層を形成していないサイアロン粉末を用いた試料Ｎｏ．１−１４は、焼結体のＲ_ｃが０．３１に減少した。また、焼結体のＲ_Ｔが０．３２に増加し、破壊靭性が４．２ＭＰａ・ｍ^１／２と低かった。その結果、切削中に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）
第１硬質相粉末を作製するため、実施例１と同様にして衝撃圧縮で合成したＲ_ｃが０．９５のサイアロン粉末を準備した。試料Ｎｏ．２−１〜２−１５について、前記サイアロン粉末の表面にそれぞれ表３に示す材料の被覆層を形成した。

試料Ｎｏ．２−１〜２−９に用いる第１硬質相粉末は、スパッタリング法を用いて被覆層を形成した。このとき、純Ｔｉ（純度９９．９％）、ＴｉＡｌ合金（純度９９．９％）、ＴｉＺｒ合金（純度９９％）、純Ａｌ（純度９９．９％）、ＡｌＣｒ合金（純度９９％）のいずれかをターゲットとして用いて、高純度窒素ＪＩＳ１級の雰囲気中で前記ｃＢＮ粉末２００ｇを揺動させながらスパッタし、前記サイアロン粉末の表面に表３に示す材料の被覆層を形成することにより、第１硬質相粉末を作製した。試料Ｎｏ．２−１〜２−５については、スパッタ時間を調整することにより、サイアロン粉末表面のＴｉＮ被覆層の厚みを変化させた。前記第１硬質相粉末を熱硬化性樹脂に埋め込んだ後、ＣＰ装置を用いて被覆層厚み測定用の断面サンプルを作製した。前記サンプルをＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した結果、試料Ｎｏ．２−１〜２−９の前記被覆層の厚み（層厚）は表３に示す通りであった。

試料Ｎｏ．２−１０〜２−１５に用いる第１硬質相粉末は、ボールミル法を用いて被覆層を形成した。まず、ＴｉＣＮ粉末（日本新金属（株）製、品名：ＴｉＮ−ＴｉＣ ５０／５０、平均粒径：１μｍ）１３ｇ、およびＴｉＮ被覆を施したφ６ｍｍの超硬合金製ボール１００ｇを、容量２００ｃｃの超硬合金製ポットに封入し、前記ポット内部の雰囲気を高純度窒素ＪＩＳ１級に置換した後、遠心力１５Ｇの遊星ボールミルを用いて６０分予備粉砕した。その後、前記ポットに前記サイアロン粉末５０ｇを追加投入し、再度前記ポット内部の雰囲気を高純度窒素ＪＩＳ１級に置換して、遠心力１５Ｇの遊星ボールミルを用いて６０分混合することにより、第１硬質相粉末を作製した。前記第１硬質相粉末を熱硬化性樹脂に埋め込んだ後、ＣＰ装置を用いて被覆層厚み測定用の断面サンプルを作製した。前記サンプルをＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した結果、ＴｉＣＮ被覆層の厚みは０．２５μｍであった。

第２硬質相粉末として実施例１と同じｃＢＮ粉末を準備し、試料Ｎｏ．２−１〜２−１５のそれぞれについて、第１硬質相粉末と第２硬質相粉末の合計量３０ｇに、第１硬質相粉末、第２硬質相粉末および結合材粉末の合計量に対する結合材粉末の体積割合が２０体積％となるように、表３に示す結合材粉末を配合した。このとき、試料Ｎｏ．２−１〜２−１５のそれぞれについて、第１硬質相粉末の体積に対する第２硬質相粉末の体積の割合が１となるように、第１硬質相粉末と第２硬質相粉末を配合した。また、結合材粉末としてＴｉ_３Ａｌ粉末（平均粒径：２μｍ）、Ｔｉ粉末（東邦チタニウム（株）製、品名：ＴＣ―４５９を湿式ボールミルにて平均粒径５μｍまで粉砕したもの）、ＴｉＮ粉末＋Ａｌ粉末（日本新金属（株）製、品名：ＴｉＮ−１、平均粒径：１μｍと、ミナルコ（株）製、品名：９００Ｆ、平均粒径：２．５μｍとを、質量比４：１の割合で配合したもの）、Ｔｉ_２ＡｌＮ粉末（平均粒径：１μｍ）、Ａｌ_２Ｏ_３粉末（大明化学工業（株）製、品名：ＴＭ−Ｄ）、Ｃｏ粉末（Ｕｍｉｃｏｒｅ製、品名：ＨＭＰ）、およびＺｒＮ粉末（日本新金属（株）製、品名：ＺｒＮ−１）を使用した。配合後の試料Ｎｏ．２−１〜２−１５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、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。

比較のため、被覆層を形成していないＲ_ｃが９５％のサイアロン粉末と第２硬質相粉末の合計量３０ｇに、結合材粉末として前記Ｃｏ粉末を配合した。このとき、第１硬質相粉末、第２硬質相粉末および結合材粉末の合計量に対する結合材粉末の体積割合が２０体積％となるようにした。また、被覆層を形成していないサイアロン粉末の体積に対する第２硬質相粉末の体積の割合が１になるように配合した。配合後の粉末を試料Ｎｏ．２−１〜２−１５と同様にボールミル混合、自然乾燥と篩分を行い、試料Ｎｏ．２−１６の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．２−１〜２−１６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。

ＣＰ装置を用いて前記焼結体の断面を鏡面研磨した後、ＦＥ−ＳＥＭを用いて前記断面を観察することにより、被覆層の厚みを測定した。焼結の前後で被覆層の厚みはほとんど変化せず、前記焼結体の被覆層の厚みは第１硬質相粉末のみを樹脂に埋め込んで測定した被覆層の厚みにほぼ一致していた。

ＣＰ装置を用いて前記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、前記焼結体に含まれる第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材の体積比率を特定した。その結果を表４に示す。

前記焼結体の表面を４００番のダイヤ砥石を用いて平研研削した後、前記Ｘ線回折装置を用いて前記研削面のＸ線回折を行った。得られたＸ線回折強度値から実施例１と同様にして焼結体のＲ_ＳとＲ_Ｔを求めた。その結果を表４に示す。試料Ｎｏ．２−１〜２−５の結果から、サイアロン粉末の表面に形成する被覆層の厚みが大きくなるに従い、焼結体のＲ_ＳとＲ_Ｔが減少することが分かる。一方、サイアロン粉末の表面に被覆を施さなかった試料Ｎｏ．２−１６の焼結体においては、焼結体のＲ_Ｓが著しく増大した。

前記研削面のＸ線回折の回折パターンから、立方晶型サイアロンの（３１１）面のピーク強度Ｉ_{Ｃ（３１１）}とβ型サイアロンの（２００）面のピーク強度Ｉ_{β（２００）}を求め、これらの強度比Ｒ_ｃ（Ｉ_{Ｃ（３１１）}／（Ｉ_{Ｃ（３１１）}＋Ｉ_{β（２００）}））を算出した。その結果を表４に示す。試料Ｎｏ．２−１〜２−５の結果から、サイアロン粉末の表面に形成する被覆層の厚みが大きくなるに従い、焼結体のＲ_ｃの値が増大することが分かる。一方、サイアロン粉末の表面に被覆を施さなかった試料Ｎｏ．２−１６の焼結体においては、焼結によってＲｃの値が大きく減少した。

前記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．２−１〜２−１６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４に示す。

次に、焼結体をＣＮＧＡ１２０４０８型のロウ付けチップ形状に加工し、インコネル７１８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、前記切削距離を工具寿命（ｋｍ）とした。その結果を表４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４に記載する。

＜切削条件＞
・被削材：インコネル７１８（二段時効硬化処理品、ロックウェル硬度ＨＲＣ＝４２相当品）
・工具形状：ＣＮＧＡ１２０４０８（ＩＳＯ型番）
・刃先形状：チャンファー角度−２０°×幅０．１ｍｍ
・切削速度：５００ｍ／分
・切り込み：０．２ｍｍ
・送り速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
・湿式条件（水溶性油剤）

試料Ｎｏ．２−１においては、焼結体の第１硬質相粒子を構成するサイアロン粒子表面のＴｉＮ被覆層の厚みが０．０１μｍと小さいため、焼結体中のＲ_ｃが０．５５に減少し、焼結体のＲ_Ｔが０．３５に増大した。その結果、破壊靱性が４．８ＭＰａ・ｍ^１／２に減少して、刃先の境界損傷が増大し、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．２−５においては、焼結体の第１硬質相粒子を構成するサイアロン粒子表面のＴｉＮ被覆層の厚みが２．３μｍと大きいため、ビッカース硬度が２１．８ＧＰａ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。

これに対して、焼結体の第１硬質相粒子を構成するサイアロン粒子表面の被覆層の厚みを適切な範囲に制御した試料Ｎｏ．２−２〜２−４、２−６〜２−１５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、被覆層を形成していないサイアロン粉末を用いた試料Ｎｏ．２−１６は、焼結体のＲ_ｃが０．２５に減少し、焼結体のＲ_Ｓが０．３６に増加した。その結果、破壊靱性が４．２ＭＰａ・ｍ^１／２に減少して、刃先の境界損傷が急激に進行し、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。

今回開示された実施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。本発明の技術的範囲は上記の説明ではなく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範囲でのすべての変更が含まれる。

上述のサイアロン粒子とｃＢＮ粒子を含有する焼結体は、立方晶型サイアロン粒子の表面に窒化物や炭窒化物を含む被覆層を形成することにより、耐熱合金などの難削材料の高速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、インコネルなどの耐熱合金以外に、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 (11)

1. 第１硬質相粒子、第２硬質相粒子および結合材を有する焼結体であって、
   前記第１硬質相粒子は被覆層を備えるサイアロン粒子であり、
   前記第２硬質相粒子は立方晶型窒化ホウ素粒子であり、
   前記被覆層は、Ｔｉ、Ｚｒ、ＣｒおよびＡｌからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素の、窒化物、炭窒化物のいずれか少なくとも１種を含む、
   焼結体。
2. 前記サイアロン粒子は少なくとも立方晶型サイアロンを含む請求項１に記載の焼結体。
3. 前記被覆層の厚みが０．０１μｍ以上かつ２μｍ以下である請求項１または請求項２に記載の焼結体。
4. 前記第１硬質相粒子の体積に対する前記第２硬質相粒子の体積の割合が、０．５以上かつ７以下である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の焼結体。
5. 前記焼結体に含まれるα型サイアロン、β型サイアロン、立方晶型サイアロンおよびＳｉＯ_２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、ＳｉＯ_２のＸ線回折のメインピークの強度の比率が０．３以下である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の焼結体。
6. 前記焼結体に含まれるα型サイアロン、β型サイアロン、立方晶型サイアロンおよびＴｉＳｉ_２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、ＴｉＳｉ_２のＸ線回折のメインピークの強度の比率が０．３以下である請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の焼結体。
7. 前記サイアロン粒子に含まれる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比率が０．２以上である請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の焼結体。
8. 前記結合材はＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ、ＮｉおよびＣｏからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、もしくは前記元素の窒化物、炭化物、酸化物、炭窒化物およびそれらの固溶体のいずれか少なくとも１種、またはその両方を含む請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の焼結体。
9. 前記焼結体中の前記第１硬質相粒子と前記第２硬質相粒子の合計含有率が、６０体積％以上かつ９０体積％以下である請求項１〜請求項８のいずれか１項に記載の焼結体。
10. 前記焼結体のビッカース硬度が２２ＧＰａ以上である請求項１〜請求項９のいずれか１項に記載の焼結体。
11. 請求項１〜請求項１０のいずれか１項に記載の焼結体を用いた切削工具。