WO2015097856A1 - サイアロン焼結体及び切削インサート - Google Patents

サイアロン焼結体及び切削インサート Download PDF

Info

Publication number
WO2015097856A1
WO2015097856A1 PCT/JP2013/085085 JP2013085085W WO2015097856A1 WO 2015097856 A1 WO2015097856 A1 WO 2015097856A1 JP 2013085085 W JP2013085085 W JP 2013085085W WO 2015097856 A1 WO2015097856 A1 WO 2015097856A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sialon
sintered body
earth element
rare earth
value
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/085085
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
亮二 豊田
文博 吉川
Original Assignee
日本特殊陶業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本特殊陶業株式会社 filed Critical 日本特殊陶業株式会社
Priority to JP2014513604A priority Critical patent/JP5629843B1/ja
Priority to ES13879251T priority patent/ES2773129T3/es
Priority to PCT/JP2013/085085 priority patent/WO2015097856A1/ja
Priority to US14/389,436 priority patent/US9695087B2/en
Priority to KR1020147027635A priority patent/KR101609090B1/ko
Priority to EP13879251.0A priority patent/EP3088375B1/en
Priority to MX2016005467A priority patent/MX2016005467A/es
Priority to CA2868293A priority patent/CA2868293C/en
Priority to CN201380018267.7A priority patent/CN104884410B/zh
Publication of WO2015097856A1 publication Critical patent/WO2015097856A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/597—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon oxynitride, e.g. SIALONS
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/584—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride
    • C04B35/591—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride obtained by reaction sintering
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B24—GRINDING; POLISHING
    • B24D—TOOLS FOR GRINDING, BUFFING OR SHARPENING
    • B24D18/00—Manufacture of grinding tools or other grinding devices, e.g. wheels, not otherwise provided for
    • B24D18/0009—Manufacture of grinding tools or other grinding devices, e.g. wheels, not otherwise provided for using moulds or presses
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3227—Lanthanum oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3229—Cerium oxides or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3865—Aluminium nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3873—Silicon nitrides, e.g. silicon carbonitride, silicon oxynitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
    • C04B2235/767—Hexagonal symmetry, e.g. beta-Si3N4, beta-Sialon, alpha-SiC or hexa-ferrites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases

Definitions

  • This invention relates to a sialon sintered body and a cutting insert.
  • the sialon sintered body is recognized as a material having excellent hardness compared to silicon nitride and high strength in a temperature range from room temperature to high temperature and high chemical stability. Accordingly, the sialon sintered body is expected to be used in a wide range of applications such as machine parts, heat-resistant parts, and wear-resistant parts.
  • One application of the sialon sintered body is a cutting insert attached to a cutting tool (for example, Patent Documents 1 to 5).
  • the cutting insert is a cutting edge that is detachably attached to the tip of the main body of the cutting tool, and is a tool component that is also referred to as a throw-away tip, a cutting edge replacement tip, or the like.
  • JP 2008-162882 A JP 2013-224240 A WO2010 / 103839A1 JP 60-239365 A Special table 2008-529948
  • An object of the present invention is to provide a sialon sintered body and a cutting insert having fracture resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance.
  • a sialon sintered body comprising ⁇ -sialon and at least one polytype sialon selected from the group consisting of 12H-sialon, 15R-sialon, and 21R-sialon, Z value of ⁇ -sialon represented by Si 6-Z Al Z O Z N 8-Z is 0.4 or more and 1.0 or less, Percentage of the total I p of the peak intensity of each polytype sialon calculated from the peak intensity of the polytype sialon to the total I A of the peak intensity of each sialon calculated from the peak strength of the obtained sialon by X-ray diffraction analysis [ (I p / I A ) ⁇ 100] is 10% or more and 50% or less, At least one rare earth element B selected from the group consisting of La and Ce, and at least one rare earth element C selected from the group consisting of Y, Nd, Sm, Eu, Gd, Dy, Er, Yb, and Lu; Including
  • the ratio [(I ⁇ / I A ) ⁇ 100] of the peak intensity I ⁇ of ⁇ -sialon to the total I A of the peak intensity of each sialon obtained by X-ray diffraction analysis is less than 10%
  • M is a metal element containing the rare earth element B and the rare earth element C
  • the ratio A ⁇ / A S of the atomic ratio A ⁇ of the rare earth element B to the rare earth element C in the ⁇ -sialon to the atomic ratio A S of the rare earth element B to the rare earth element C in the sialon sintered body is 70% or less.
  • the sialon sintered body according to [1] or [2].
  • the sialon sintered body according to the present invention has fracture resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance. Moreover, since the cutting insert according to the present invention is made of a sialon sintered body having fracture resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance, rough machining is performed when cutting a work material such as a heat resistant alloy. It is possible to exhibit sufficient cutting performance over a long period of time in both the intermediate finishing and the intermediate finishing. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide a long-life cutting insert that can be used for both roughing and intermediate finishing when a work material such as a heat-resistant alloy is cut.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing an embodiment of the cutting insert of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory view showing an embodiment of a cutting tool provided with the cutting insert shown in FIG.
  • the sintered sialon of the present invention contains ⁇ -sialon and at least one polytype sialon selected from the group consisting of 12H-sialon, 15R-sialon, and 21R-sialon.
  • ⁇ -sialon usually has a needle-like form. Therefore, when a large amount of ⁇ -sialon is present in the sialon sintered body, a structure in which needle-like crystal grains are intertwined in a complex manner is formed, and the progress of cracks in the sialon sintered body due to external stress is suppressed. Is done. That is, as the proportion of ⁇ -sialon in the sialon sintered body increases, the fracture resistance of the sialon sintered body improves.
  • the sialon sintered body only needs to have at least one of these.
  • 12H-sialon is preferred in terms of a good balance between fracture resistance and wear resistance.
  • the sialon sintered body of the present invention preferably contains ⁇ -sialon and polytype sialon in a total of 70 area% or more and 98 area% or less, and 85 area% or more and 97 area% or less with respect to the sialon sintered body. Is more preferable. If ⁇ -sialon and polytype sialon are contained in the sialon sintered body at the above ratio, the characteristics of ⁇ -sialon and polytype sialon are easily reflected as the characteristics of the sialon sintered body. Thus, the phase which determines the characteristic of a sialon sintered compact may be called a main phase. Therefore, if ⁇ -sialon and polytype sialon are contained in the above ratio, desired performance can be obtained.
  • hard carbonitrides such as SiC, TiN, TiCN, TiC, and WC may be included in addition to the main phase.
  • ⁇ -sialon and polytype sialon contained in the sialon sintered body at the above ratio are crystal grains having a minor axis diameter of submicron to several microns and an aspect ratio of about 1 to 20 in the sialon sintered body. Often exists.
  • a grain boundary phase that is amorphous or partially crystalline exists between the crystal grains. The grain boundary phase exists as a liquid phase during the sintering of the sialon sintered body and contributes to the improvement of the sinterability of the sialon sintered body.
  • the total amount of ⁇ -sialon and polytype sialon with respect to the sialon sintered body can be obtained as follows.
  • the sialon sintered body is cut at an arbitrary plane, and the mirror-cut cut surface is photographed with a scanning electron microscope at a magnification of 2000 to 5000 times.
  • the obtained microstructure photograph is subjected to image analysis to classify ⁇ -sialon and polytype sialon and phases other than these and measure the respective areas.
  • the total amount can be obtained by calculating the ratio of the area of ⁇ -sialon and polytype sialon to the area of the entire photograph.
  • the sintered sialon of the present invention not only contains ⁇ -sialon and polytype sialon, but also contains specific ⁇ -sialon and polytype sialon in a specific ratio, as will be described below. Since the rare earth element is contained in a specific ratio, it has chipping resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance. That is, when the sialon sintered body of the present invention is used to cut a work material such as a heat-resistant alloy using the sialon sintered body as a cutting insert, the cutting performance of both roughing and intermediate finishing is long. Can be demonstrated over a period of time.
  • the VB wear resistance is a characteristic with respect to wear deterioration mainly due to chemical factors
  • the boundary wear resistance is a characteristic with respect to wear deterioration mainly due to physical factors.
  • ⁇ -sialon is represented by a general formula of Si 6-Z Al Z O Z N 8-Z , and the Z value is 0.4 or more and 1.0 or less, and 0.6 or more and 0.9 or less. Is preferred.
  • a sialon sintered body having all of chipping resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance by having a Z value of 0.4 or more and 1.0 or less, preferably 0.6 or more and 0.9 or less. can be provided.
  • the Z value increases, that is, as the amount of Al dissolved in ⁇ -sialon increases, the chemical reaction with the work material such as a heat-resistant alloy is less likely to occur. As a result, chemical wear of the sialon sintered body is suppressed and VB wear resistance is improved.
  • the Z value exceeds 1.0, the fracture resistance necessary for roughing the heat-resistant alloy cannot be obtained when the sialon sintered body is used as a cutting insert.
  • the Z value is less than 0.4, when the sialon sintered body is used as a cutting insert, the reactivity with a work material such as a heat-resistant alloy is increased and the VB wear resistance is inferior. Therefore, if the Z value is less than 0.4, the VB wear resistance necessary for intermediate finishing cannot be obtained.
  • the Z value (Z) can be obtained as follows.
  • the a-axis lattice constant of ⁇ -sialon inside 1 mm or more from the burned skin of the sialon sintered body is measured by X-ray diffraction analysis, and the measured value a and the a-axis lattice constant of ⁇ -silicon nitride (7.60442 ⁇ ) are obtained. And can be obtained by the following equation (1).
  • Z (a-7.604442) /0.0297 (1)
  • each polytype sialon calculated from the peak intensity of the polytype sialon to the total I A of the peak intensity of each sialon calculated from the peak intensity of Sialon obtained by X-ray diffraction analysis The ratio [(I p / I A ) ⁇ 100] of the peak intensity total I p is 10% or more and 50% or less, preferably 10% or more and 40% or less, and preferably 10% or more and 30% or less. Is more preferable.
  • a sialon sintered body having all of VB wear resistance and boundary wear resistance can be provided.
  • the ratio [(I p / I A ) ⁇ 100] is an index of the content ratio of polytype sialon in the sialon sintered body.
  • the ratio [(I p / I A ) ⁇ 100] is less than 10%, the content of polytype sialon in the sialon sintered body is small, so that the effect of improving the VB wear resistance of polytype sialon is improved. Not enough.
  • the sialon sintered body has poor VB wear resistance.
  • the ratio [(I p / I A ) ⁇ 100] exceeds 50%, the content ratio of polytype sialon in the sialon sintered body is large, and the content ratio of ⁇ -sialon is relatively small. Therefore, it is difficult to form a complex entangled structure of acicular crystal grains, and the sialon sintered body has poor fracture resistance.
  • the ratio [(I p / I A ) ⁇ 100] can be obtained as follows. First, X-ray diffraction analysis (XRD) is performed on a sample of a sialon sintered body. As the peak intensity of each sialon obtained by X-ray diffraction analysis, the peak height at the following 2 ⁇ value is used. The following sialons excluding 21R-sialon use the maximum peak in the JCPDS card as peak intensity, whereas 21R-sialon uses peaks other than the maximum peak in the JCPDS card as peak intensity.
  • XRD X-ray diffraction analysis
  • a value obtained by multiplying the peak intensity obtained by the X-ray diffraction analysis by 2.5 is set as a peak intensity I 21R used for calculation so that it can be compared with the peak height of other sialon.
  • the X-ray diffraction chart is compared with the JCPDS card, and a peak that is not easily affected by peaks derived from other sialon is selected.
  • the peak intensity I x is multiplied by an appropriate numerical value.
  • the sialon sintered body of the present invention is selected from the group consisting of at least one rare earth element B selected from the group consisting of La and Ce, and Y, Nd, Sm, Eu, Gd, Dy, Er, Yb, and Lu. And at least one rare earth element C.
  • the sialon sintered body contains the rare earth element B and the rare earth element C
  • the raw material powder of the sialon sintered body usually contains the rare earth element B and the rare earth element C.
  • a sialon sintered body is produced under the condition that the raw material powder of the sialon sintered body contains only rare earth element C and a Z value of 0.4 to 1.0 is generated, ⁇ -sialon is produced. It is easy to generate.
  • the sialon sintered body preferably contains La in the rare earth element B. La is easier to form ⁇ -sialon than Ce and to form a structure in which needle-like crystal grains are intertwined in a complicated manner.
  • the sialon sintered body preferably contains at least one selected from the group consisting of Y, Dy, and Er among the rare earth elements C. These rare earth elements C can improve sinterability by adding a small amount.
  • the molar ratio M C / M B of the rare earth element B and rare earth elements C is 0.06 to 3.5, preferably 0.1 to 3.0.
  • the molar ratio M B : M C is 1.0: 0.06 to 1.0: 3.5, preferably 1.0: 0.1 to 1.0: 3.0 in terms of oxide.
  • sialon sintered body having ⁇ -sialon and polytype sialon as the main phases cannot be obtained, resulting in poor VB wear resistance.
  • polytype sialon when the molar ratio M C / M B exceeds 3.5, the crystal is liable to precipitate having a garnet-type crystal structure in the grain boundary phase. Therefore, the formed sialon sintered body tends to be brittle, and when used as a cutting insert, it is inferior in fracture resistance and boundary wear resistance, and its life is reduced.
  • the total content of rare earth element B and rare earth element C in the sialon sintered body is 0.8 mol% or more and 4.0 mol% or less in terms of oxide, and 1.0 mol% or more and 3.0 mol% or less. Is preferred.
  • the content is 0.8 mol% or more and 4.0 mol% or less, preferably 1.0 mol% or more and 3.0 mol% or less, in terms of oxide, ⁇ -sialon and poly Type sialon is easily produced in a desired content ratio. As a result, it is possible to provide a dense sialon sintered body having excellent fracture resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance.
  • the sinterability is lowered and it is difficult to obtain a dense sialon sintered body. Even if sintered, the form of ⁇ -sialon does not easily become needle-like, and it is difficult to obtain a structure in which needle-like crystal grains are intertwined in a complicated manner. Therefore, the formed sialon sintered body is inferior in fracture resistance.
  • the content is larger than 4.0 mol% in terms of oxide, the grain boundary phase is easily segregated, and as a result, the strength of the sialon sintered body is lowered.
  • the formed sialon sintered body is inferior in boundary wear resistance.
  • the solid solution rate of Al in ⁇ -sialon is preferably 30% or more and 60% or less. If the solid solution rate of Al in ⁇ -sialon is 30% or more and 60% or less, the balance between the solid solution rate of Al in ⁇ -sialon and the solid solution rate of Al in polytype sialon and grain boundary phase Is good. That is, when the solid solution ratio of Al in ⁇ -sialon is less than 30%, the amount of the grain boundary phase increases and the Al concentration of the grain boundary phase increases. As a result, heat resistance may be reduced.
  • the solid solution ratio of Al in ⁇ -sialon is less than 30%, crystals having a garnet-type crystal structure are likely to be precipitated in the grain boundary phase, which makes the sialon sintered body brittle, and has fracture resistance and Boundary wear resistance may be reduced.
  • the solid solution ratio of Al is larger than 60%, the amount of the grain boundary phase is reduced, and the Al concentration of the grain boundary phase is lowered. As a result, degranulation is likely to occur, and the VB wear resistance and boundary wear resistance of the sialon sintered body may be reduced.
  • the solid solution ratio of Al to ⁇ -sialon is the Z value calculated from the composition of the sialon sintered body assuming that the same amount of Al as that contained in the sialon sintered body is contained in the ⁇ -sialon.
  • the theoretical Z value is used, it is represented by the ratio of the Z value to the theoretical Z value [(Z value / theoretical Z value) ⁇ 100].
  • the ratio [(Z value / theoretical Z value) ⁇ 100] can be obtained as follows.
  • the Z value (Z) is obtained by the X-ray diffraction analysis of the sialon sintered body and the equation (1).
  • the theoretical Z value (TZ) is obtained by measuring the content (mass%) of Si and Al contained in the sialon sintered body by fluorescent X-ray analysis or chemical analysis, and measuring the measured Si content as the atomic weight of Si.
  • the value obtained by dividing the value by MSi and the value obtained by dividing the measured Al content by the atomic weight of Al is determined by the following formula (2).
  • TZ 6MAl / (MSi + MAl) (2)
  • the ratio [(Z value / theoretical Z value) ⁇ 100] is calculated from the obtained Z value and the theoretical Z value.
  • the sialon sintered body of the present invention preferably does not contain ⁇ -sialon.
  • ⁇ -sialon usually has a spherical shape. Therefore, when the sialon sintered body contains ⁇ -sialon, it becomes brittle and the fracture resistance and boundary wear resistance are lowered. On the other hand, when the sialon sintered body contains ⁇ -sialon, the hardness is increased, so that the VB wear resistance is improved. In the case where the sialon sintered body is used as a cutting insert only for the intermediate finishing process, it is preferable to improve the VB wear resistance. Therefore, the sialon sintered body preferably contains ⁇ -sialon.
  • the sialon sintered body when used as a cutting insert for general purposes from roughing to semi-finishing, it is necessary to have excellent fracture resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance.
  • the sialon sintered body preferably has a low ⁇ -sialon content, and more preferably does not contain it.
  • the sialon sintered body of the present invention contains ⁇ -sialon
  • fracture resistance VB wear resistance
  • a sialon sintered body having boundary wear resistance can be provided.
  • M represents the rare earth element B and the rare earth element C.
  • the ratio of the atomic ratio a alpha of the rare earth element B with respect to the rare earth element C in sialon sintered body against the rare earth element C in ⁇ - sialon against atomic ratio a S of the rare earth element B a alpha / AS is 70% or less.
  • the ⁇ -sialon content in the sialon sintered body is preferably small.
  • the sialon sintered body containing ⁇ -sialon that satisfies the condition (1) has a defect resistance, a VB wear resistance, and a boundary wear resistance. All performance can be maintained. It is known that rare earth element B has a large ionic radius and does not penetrate into ⁇ -sialon and dissolve in a single substance.
  • the rare earth element B and the rare earth element C are added to the raw material powder of the sialon sintered body, there are some sites where the rare earth element can enter when the rare earth element C enters the ⁇ -sialon and dissolves. Since it spreads, the rare earth element B can enter and dissolve in ⁇ -sialon.
  • the ⁇ -sialon in which both the rare earth element B and the rare earth element C are penetrating and forming a solid solution is less likely to cause grain separation than the ⁇ -sialon in which the rare earth element C is penetrating and forming a solid solution alone. Therefore, ⁇ -sialon in which both rare earth element B and rare earth element C enter and dissolves is excellent in boundary wear resistance.
  • the ratio A ⁇ / AS is 70% or less, that is, the atomic ratio of the rare earth element B to the rare earth element C is less in the ⁇ -sialon than in the entire sialon sintered body, and is 70% or less.
  • the penetration solid solution ratio of the rare earth element B into the glass is small, the interface bonding force between the grain boundary phase and ⁇ -sialon is further increased. As a result, degranulation is less likely to occur, and therefore the boundary wear resistance and fracture resistance are excellent.
  • a powder containing an element constituting sialon such as ⁇ -Si 3 N 4 powder, Al 2 O 3 powder, AlN powder, and the like, at least of La 2 O 3 powder and CeO 2 powder which are oxide powders of rare earth element
  • At least one of O 3 powder, Yb 2 O 3 powder, and Lu 2 O 3 powder is mixed to obtain a raw material powder.
  • 21R-sialon powder may be used instead of AlN.
  • a hydroxide may be used instead of the oxide.
  • a powder having an average particle size of 5 ⁇ m or less, preferably 3 ⁇ m or less, more preferably 1 ⁇ m or less is preferably used. These raw material powders may be blended in proportion to the composition of the sintered sialon sintered body.
  • a raw material powder prepared, an organic binder and ethanol micro wax dissolved in ethanol was added to Si 3 N 4 made pot, with a Si 3 N 4 balls made of raw material powder to wet Mix.
  • the obtained slurry is sufficiently dried and press-molded into a desired shape.
  • the obtained molded body is degreased for 60 to 120 minutes at 400 to 800 ° C. in a nitrogen atmosphere of 1 atm in a heating apparatus.
  • a sialon sintered body can be obtained by placing the degreased compact in a container made of Si 3 N 4 and heating it at 1700-1900 ° C. for 120-360 minutes in a nitrogen atmosphere.
  • the theoretical density of the obtained sialon sintered body is less than 99%, it is further subjected to HIP treatment at 1500 to 1700 ° C. for 120 to 240 minutes in a nitrogen atmosphere of 1000 atm, and a dense body having a theoretical density of 99% or more.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing an embodiment of the cutting insert of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory view showing an embodiment of a cutting tool provided with the cutting insert shown in FIG.
  • the cutting insert 1 of this embodiment has a substantially cylindrical shape and is used by being attached to a cutting tool 10.
  • the cutting tool 10 is used for cutting heat-resistant alloys and the like, and includes a mounting portion 12 at the distal end portion of the main body portion 11.
  • the cutting insert 1 is detachably attached to the attachment portion 12.
  • the cutting insert 1 of this embodiment is formed of the sialon sintered body of the present invention. Since this cutting insert 1 is formed of the sialon sintered body described above, it has fracture resistance, VB wear resistance, and boundary wear resistance. In other words, the cutting insert 1 has a chipping resistance that can withstand rough machining of a heat-resistant alloy, a VB wear resistance that is required to obtain a beautiful machined surface by a mid-finishing process, a cutting process of a work material such as Waspaloy, and the like. It has boundary wear resistance that suppresses tooth-like wear that tends to occur at work-hardened locations, and can be used universally from roughing to semi-finishing.
  • This cutting insert 1 is suitably used for cutting using a heat-resistant alloy containing Ni as a main component, such as Inconel 718, and a heat-resistant alloy containing Ni as a main component, such as Waspaloy, and containing 10% by mass or more of Co. It is done.
  • a heat-resistant alloy containing Ni as a main component such as Inconel 718
  • a heat-resistant alloy containing Ni as a main component such as Waspaloy
  • the cutting insert of the present invention includes TiN, Ti (C, N), TiC, Al 2 provided on the sialon sintered body and at least a part of the outer peripheral surface of the sialon sintered body.
  • O 3 Ti, Al) N, and (Ti, Si) may be formed by a coating film made of various hard carbon nitride represented by N.
  • the coating has low reactivity with the work material and high hardness, so the wear resistance is further improved. To do.
  • the sialon sintered body of the present invention is not limited to cutting inserts, and can be used as other cutting tools, machine parts, heat resistant parts, wear resistant parts, and the like.
  • the degreased compact was placed in a Si 3 N 4 container and heated at 1850 ° C. for 240 minutes in a nitrogen atmosphere to obtain a sialon sintered body.
  • the theoretical density of the obtained sialon sintered body was less than 99%, it was further subjected to HIP treatment at 1600 ° C. for 180 minutes in a nitrogen atmosphere of 1000 atm to obtain a dense body having a theoretical density of 99% or more.
  • HIP treatment 1600 ° C. for 180 minutes in a nitrogen atmosphere of 1000 atm to obtain a dense body having a theoretical density of 99% or more.
  • Table 2 shows the results of analyzing the obtained sialon sintered body.
  • the type of sialon contained in the sialon sintered body was identified by X-ray diffraction analysis of the obtained sialon sintered body.
  • an amorphous grain boundary phase partially containing crystals was observed between the crystal grains in any of the sialon sintered bodies.
  • the Z value of ⁇ -sialon was determined by X-ray diffraction analysis of the obtained sialon sintered body and using equation (1) as described above.
  • the solid solution ratio of Al in ⁇ -sialon was determined by subjecting the obtained sialon sintered body to fluorescent X-ray analysis, obtaining the theoretical Z value using equation (2) as described above, and the obtained Z value and The theoretical Z value was determined by substituting it into Z value / theoretical Z value ⁇ 100.
  • the content of polytype sialon is obtained a sialon sintered body X-ray diffraction analysis, the proportion of total I p of the peak intensity of each polytype sialon to the total I A of the peak intensity of each sialon as described above [ (I p / I A ) ⁇ 100] was calculated.
  • the content of alpha-sialon similarly to the content of polytype sialon, a percentage of the total I A alpha-sialon peak intensity I alpha for the peak intensity of each sialon [(I ⁇ / I A) ⁇ 100] was calculated.
  • the contents of rare earth element B and rare earth element C contained in the obtained sialon sintered body were determined by fluorescent X-ray analysis.
  • the contents of rare earth element B and rare earth element C contained in ⁇ -sialon are obtained by conducting an EDS analysis of five or more ⁇ -sialon particles using a transmission electron microscope and calculating the average value of the obtained values. It was.
  • the cutting insert within the scope of the present invention has a long working distance until reaching any of VB wear, lateral flank boundary wear, chipping, and flaking in cutting, and is resistant to VB. It can be seen that it has wear resistance, boundary wear resistance, and fracture resistance. Therefore, the cutting insert within the scope of the present invention can be used for both roughing and semi-finishing using heat-resistant alloys such as Inconel 718 and Waspaloy as work materials.
  • a cutting insert outside the scope of the present invention has a shorter working distance than the cutting insert of the present invention by reaching any one of VB wear, lateral flank boundary wear, chipping, and flaking during cutting. It can be seen that it is inferior to at least one of VB wear resistance, boundary wear resistance, and fracture resistance.
  • the cutting insert of test number 25 with a ⁇ -sialon Z value of less than 0.4 has a shorter working distance than cutting inserts within the scope of the present invention.
  • the cutting insert of test number 25 has a life factor of VB wear, and it can be seen that when the Z value of ⁇ -sialon is less than 0.4, the VB wear resistance tends to be inferior.
  • the cutting inserts with test numbers 20 and 21 having a ⁇ -sialon Z value greater than 1.0 have a shorter working distance than cutting inserts within the scope of the present invention. Moreover, the cutting inserts of test numbers 20 and 21 both include flaking as a life factor. Therefore, it can be seen that if the Z value of ⁇ -sialon is greater than 1.0, flaking is likely to occur and the chipping resistance tends to be inferior.
  • the cutting inserts with test numbers 20, 22, 25, and 28 having a polytype sialon content of less than 10% have a shorter working distance than cutting inserts within the scope of the present invention. Since the cutting inserts with test numbers 20 to 22, 25, and 26 do not contain rare earth element B, polytype sialon is hardly generated. Further, the cutting inserts of Test Nos. 22 and 25 containing no polytype sialon have a life factor of VB wear. Therefore, when the polytype sialon content is less than 10%, VB wear resistance tends to be inferior. You can see that
  • the cutting inserts with test numbers 18 and 19 having a polytype sialon content of more than 50% have a shorter working distance than cutting inserts within the scope of the present invention.
  • the cutting inserts of Test Nos. 18 and 19 often have defects in the lifespan. Therefore, it can be seen that if the content of polytype sialon is larger than 50%, the chipping resistance tends to be inferior.
  • the cutting insert of Test No. 24 in which the total content of rare earth element B and rare earth element C is less than 0.8 mol% is inferior in sinterability, and a dense sialon sintered body cannot be obtained. I understand.
  • the cutting insert with the test number 23 in which the total content of the rare earth element B and the rare earth element C is greater than 4.0 mol% has a shorter processing distance than the cutting insert within the scope of the present invention.
  • the cutting insert of test No. 23 has a life factor of lateral flank boundary wear, and therefore the content of rare earth elements B and C tends to be inferior in boundary wear resistance when the content of the rare earth elements B and C is larger than 4.0 mol%. I understand.
  • the cutting insert of Test No. 27 the molar ratio M C / M B is less than 0.06, as compared to the cutting insert within the scope of the present invention, the machining distance short. Further, the cutting insert of Test No. 27, since the include flaking life factors, the molar ratio M C / M B is seen that there is a tendency that poor chipping resistance is less than 0.06.
  • the cutting insert molar ratio M C / M B is greater than 3.5 Test No. 28, in comparison with the cutting insert within the scope of the present invention, a short working distance . It can be seen that the cutting insert of test number 28 tends to be inferior in resistance to boundary wear because the life factor is side flank boundary wear. Since the cutting insert of test number 28 contains rare earth element B, ⁇ -sialon can be easily needled, compared to cutting inserts of test numbers 20-22, 25, and 26 that do not contain rare earth element B. It is considered that the fracture resistance is improved.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)

Abstract

　この発明は、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有するサイアロン焼結体及び切削インサートを提供することを課題とする。β－サイアロン（Ｓｉ６－ＺＡｌＺＯＺＮ８－Ｚ）と、１２Ｈ－サイアロン、１５Ｒ－サイアロン、及び２１Ｒ－サイアロンの少なくとも一種のポリタイプサイアロンとを含み、Ｚ値が０．４以上１．０以下であり、Ｘ線回折分析による各サイアロンのピーク強度の合計に対するポリタイプサイアロンのピーク強度の合計の割合が１０％以上５０％以下であり、Ｌａ及びＣｅの少なくとも一種の希土類Ｂと、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、及びＬｕの少なくとも一種の希土類Ｃとを含み、希土類Ｂと希土類Ｃとのモル比は酸化物換算で１．０：０．０６～１．０：３．５であり、希土類Ｂ及び希土類Ｃの含有量は酸化物換算で０．８モル％以上４．０モル％以下であるサイアロン焼結体及び切削インサート。

Description

サイアロン焼結体及び切削インサート
　この発明は、サイアロン焼結体及び切削インサートに関する。
　サイアロン焼結体は、窒化珪素と比較して優れた硬度と、室温から高温に至るまでの温度範囲における高い強度とを有し、化学的安定性が高い素材であると認識されている。したがって、サイアロン焼結体は、機械用部品、耐熱部品、及び耐摩耗部品等の幅広い用途が期待されている。サイアロン焼結体の用途の一つとして、切削工具に取り付けられる切削インサートがある（例えば、特許文献１～５）。切削インサートは、切削工具の本体部の先端に着脱可能に取り付けられる刃先であり、スローアウェイチップ及び刃先交換チップ等とも称される工具部品である。
特開２００８－１６２８８２号公報 特開２０１３－２２４２４０号公報 ＷＯ２０１０／１０３８３９Ａ１ 特開昭６０－２３９３６５号公報 特表２００８－５２９９４８号公報
　ところで、切削インサートで耐熱合金等の被削材を切削する際、通常、粗加工と中仕上げ加工とで異なる種類の切削インサートが使用される。粗加工では、強度及び靱性に優れ、すなわち耐欠損性に優れる材料からなる切削インサートが使用されることが多い。中仕上げ加工では、ＶＢ摩耗及び境界摩耗等が生じ難い、すなわち耐摩耗性に優れる材料からなる切削インサートが使用されることが多い。
　このように加工段階に応じて特性の異なる切削インサートを使い分けることが一般的に行われている。しかしながら、切削インサートを使い分けることは、作業者の負担になる。同一の切削インサートで粗加工から中仕上げ加工まで行うことができれば、切削工具を切削の途中で取替える必要がなく、時間削減及び作業の簡略化に繋がり、かつ、間違った工具が使用されるリスクが減る。
　この発明の課題は、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有するサイアロン焼結体及び切削インサートを提供することである。
　前記課題を解決するための手段は、
［１］　β－サイアロンと、１２Ｈ－サイアロン、１５Ｒ－サイアロン、及び２１Ｒ－サイアロンからなる群より選択される少なくとも一種のポリタイプサイアロンとを含むサイアロン焼結体であって、
　Ｓｉ６－ＺＡｌＺＯＺＮ８－Ｚで表されるβ－サイアロンのＺ値が０．４以上１．０以下であり、
　Ｘ線回折分析により得られるサイアロンのピーク強度から算出される各サイアロンのピーク強度の合計ＩＡに対する前記ポリタイプサイアロンのピーク強度から算出される各ポリタイプサイアロンのピーク強度の合計Ｉｐの割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]が１０％以上５０％以下であり、
　Ｌａ及びＣｅからなる群より選択される少なくとも一種の希土類元素Ｂと、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群より選択される少なくとも一種の希土類元素Ｃとを含み、
　前記希土類元素Ｂと前記希土類元素Ｃとのモル比ＭＢ：ＭＣは、酸化物換算で１．０：０．０６～１．０：３．５であり、
　前記サイアロン焼結体中における前記希土類元素Ｂ及び前記希土類元素Ｃの合計含有量は、酸化物換算で０．８モル％以上４．０モル％以下であることを特徴とするサイアロン焼結体である。
　前記［１］の好ましい態様は、以下の通りである。
［２］　サイアロン焼結体に含まれるＡｌと同量のＡｌがβ－サイアロンに含まれていると仮定してサイアロン焼結体の組成から算出したＺ値を理論Ｚ値としたときに、前記理論Ｚ値に対する前記Ｚ値の割合［（Ｚ値／理論Ｚ値）×１００］で表されるＡｌのβ－サイアロンへの固溶率が３０％以上６０％以下であることを特徴とする［１］に記載のサイアロン焼結体である。
［３］　α－サイアロンを含まないことを特徴とする［１］又は［２］に記載のサイアロン焼結体である。
［４］　Ｘ線回折分析により得られる各サイアロンの前記ピーク強度の合計ＩＡに対するα－サイアロンのピーク強度Ｉαの割合[（Ｉα／ＩＡ）×１００]が１０％未満であり、
　Ｍｘ（Ｓｉ，Ａｌ）１２（Ｏ，Ｎ）１６（０＜ｘ≦２）で表されるα－サイアロンにおいて、Ｍは前記希土類元素Ｂと前記希土類元素Ｃとを含む金属元素であり、
　サイアロン焼結体における希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比ＡＳに対するα－サイアロンにおける希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比Ａαの割合Ａα／ＡＳが７０％以下であることを特徴とする［１］又は［２］に記載のサイアロン焼結体である。
［５］　［１］～［４］のいずれか一つに記載のサイアロン焼結体からなる切削インサートである。
　本発明に係るサイアロン焼結体は、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有する。また、本発明に係る切削インサートは、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有するサイアロン焼結体からなるので、耐熱合金等の被削材を切削加工する際に、粗加工と中仕上げ加工との両方で十分な切削性能を長期間にわたって発揮することができる。したがって、本発明によると、耐熱合金等の被削材を切削加工する際に、粗加工及び中仕上げ加工の両方に使用することのできる長寿命の切削インサートを提供することができる。
図１は、この発明の切削インサートの一実施例を示す概略説明図である。 図２は、図１に示す切削インサートを備えた切削工具の一実施例を示す概略説明図である。
　本発明のサイアロン焼結体は、β－サイアロンと、１２Ｈ－サイアロン、１５Ｒ－サイアロン、及び２１Ｒ－サイアロンからなる群より選択される少なくとも一種のポリタイプサイアロンとを含む。
　β－サイアロンは、通常針状の形態を有している。そのため、サイアロン焼結体中にβ－サイアロンが多く存在している場合には、針状の結晶粒同士が複雑に絡み合った組織を形成し、外部応力によるサイアロン焼結体の亀裂の進行が抑制される。すなわち、サイアロン焼結体におけるβ－サイアロンの割合が多いほど、サイアロン焼結体の耐欠損性が向上する。
　１２Ｈ－サイアロン、１５Ｒ－サイアロン、及び２１Ｒ－サイアロンはいずれも、通常柱状の形態を有している。したがって、β－サイアロンのような針状結晶粒が複雑に絡み合った組織が形成されないので、β－サイアロンに比べると耐欠損性に対する効果が低い。一方、これらのポリタイプサイアロンは、いずれも耐熱合金等の被削材との耐化学反応性に優れるので、被削材が溶着及び拡散し難い。したがって、サイアロン焼結体にポリタイプサイアロンが含まれていると耐ＶＢ摩耗性が向上する。１２Ｈ－サイアロンと１５Ｒ－サイアロンと２１Ｒ－サイアロンとは、同様の特性を有しているため、サイアロン焼結体はこれらのうちの少なくとも一種を有していればよい。ポリタイプサイアロンの中で１２Ｈ－サイアロンは、耐欠損性と耐摩耗性とのバランスがよい点で好ましい。
　本発明のサイアロン焼結体は、サイアロン焼結体に対してβ－サイアロンとポリタイプサイアロンとを合計で７０面積％以上９８面積％以下含むのが好ましく、８５面積％以上９７面積％以下含むのがより好ましい。サイアロン焼結体に前記割合でβ－サイアロンとポリタイプサイアロンとが含まれていると、β－サイアロン及びポリタイプサイアロンの特性がサイアロン焼結体の特性として反映され易い。このようにサイアロン焼結体の特性を決定付けている相を主相と称することもある。従って、前記割合でβ－サイアロンとポリタイプサイアロンとが含まれていれば、所望の性能が得られる。そのため、上記主相以外に例えばＳｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＣ、ＷＣなどの硬質炭窒化物が含まれていてもよい。前記割合でサイアロン焼結体中に含まれるβ－サイアロン及びポリタイプサイアロンは、サイアロン焼結体中でサブミクロンから数ミクロン程度の短軸径で、１～２０程度のアスペクト比を有する結晶粒として存在することが多い。この結晶粒同士の間には非晶質又は部分的に結晶質である粒界相が存在する。粒界相は、サイアロン焼結体の焼結時に液相として存在してサイアロン焼結体の焼結性の向上に寄与する。
　β－サイアロンとポリタイプサイアロンとのサイアロン焼結体に対する合計量は、次のようにして求めることができる。サイアロン焼結体を任意の平面で切断し、鏡面加工した切断面を走査型電子顕微鏡により２０００～５０００倍の倍率で撮影する。得られた微構造写真を画像分析して、β－サイアロン及びポリタイプサイアロンとこれら以外の相とを分類し、それぞれの面積を測定する。前記合計量は、写真全体の面積に対するβ－サイアロン及びポリタイプサイアロンの面積の割合を算出することにより求めることができる。
　本発明のサイアロン焼結体は、β－サイアロンとポリタイプサイアロンとを含むだけでなく、以下に説明するように、特定のβ－サイアロンとポリタイプサイアロンとを特定の割合で含有し、特定の希土類元素を特定の割合で含有するので、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有する。すなわち、本発明のサイアロン焼結体はサイアロン焼結体を切削インサートとして使用して耐熱合金等の被削材を切削加工する場合に、粗加工及び中仕上げ加工の両方で十分な切削性能を長期間にわたって発揮することができる。なお、耐ＶＢ摩耗性は、主に化学的な要因による摩耗劣化に対する特性であり、耐境界摩耗性は、主に物理的な要因による摩耗劣化に対する特性である。
　β－サイアロンは、Ｓｉ６－ＺＡｌＺＯＺＮ８－Ｚの一般式で表され、このＺ値が０．４以上１．０以下であり、０．６以上０．９以下であるのが好ましい。少なくともＺ値が０．４以上１．０以下、好ましくは０．６以上０．９以下であることにより、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性のすべてを有するサイアロン焼結体を提供することができる。Ｚ値が大きくなるほど、すなわちβ－サイアロンへのＡｌの固溶量が多くなるほど、耐熱合金等の被削材との化学反応が起こりにくくなる。その結果、サイアロン焼結体の化学的摩耗が抑制されて耐ＶＢ摩耗性が向上する。一方、β－サイアロンにＡｌが固溶することによりイオン結合性が高まり、原子間の結合距離が広がる。そのため、β－サイアロンへのＡｌの固溶量が多くなるほどβ－サイアロンの粒子が脆弱となり、耐欠損性が低下する。また、β－サイアロンへのＡｌの固溶量が多くなるほど、β－サイアロンの形態が針状から柱状へと変化してアスペクト比が低下する。その結果、針状結晶粒の複雑に絡み合った組織が形成され難くなり、耐欠損性が低下する。したがって、Ｚ値が１．０を超えると、サイアロン焼結体を切削インサートとして使用した場合に、耐熱合金の粗加工に必要な耐欠損性が得られない。Ｚ値が０．４未満であると、サイアロン焼結体を切削インサートとして使用した場合に、耐熱合金等の被削材との反応性が高まり、耐ＶＢ摩耗性に劣る。したがって、Ｚ値が０．４未満であると、中仕上げ加工に必要な耐ＶＢ摩耗性が得られない。
　前記Ｚ値（Ｚ）は、次のようにして求めることができる。Ｘ線回折分析によりサイアロン焼結体の焼肌から１ｍｍ以上内部のβ－サイアロンのａ軸格子定数を測定し、この測定値ａとβ－窒化珪素のａ軸格子定数（７．６０４４２Å）とを用いて、以下の式（１）により求めることができる。
　Ｚ＝（ａ－７．６０４４２）／０．０２９７　　・・・（１）
　本発明のサイアロン焼結体は、Ｘ線回折分析により得られるサイアロンのピーク強度から算出される各サイアロンのピーク強度の合計ＩＡに対する前記ポリタイプサイアロンのピーク強度から算出される各ポリタイプサイアロンのピーク強度の合計Ｉｐの割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]が１０％以上５０％以下であり、１０％以上４０％以下であるのが好ましく、１０％以上３０％以下であるのがより好ましい。少なくとも前記割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]が１０％以上５０％以下、好ましくは１０％以上４０％以下、より好ましくは１０％以上３０％以下であることにより、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性のすべてを有するサイアロン焼結体を提供することができる。前記割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]はサイアロン焼結体中におけるポリタイプサイアロンの含有割合の指標となる。前記割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]が１０％未満であると、サイアロン焼結体中のポリタイプサイアロンの含有割合が少ないことから、ポリタイプサイアロンの耐ＶＢ摩耗性の向上効果が十分に得られない。その結果、サイアロン焼結体の耐ＶＢ摩耗性が劣る。前記割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]が５０％を超えると、サイアロン焼結体中のポリタイプサイアロンの含有割合が多く、相対的にβ－サイアロンの含有割合が少なくなる。そのため、針状結晶粒の複雑に絡み合った組織が形成され難く、サイアロン焼結体の耐欠損性が劣る。
　前記割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]は、次のようにして求めることができる。まず、サイアロン焼結体のサンプルに対してＸ線回折分析（ＸＲＤ）を行う。Ｘ線回折分析により得られる各サイアロンのピーク強度は、以下の２θ値におけるピーク高さを用いる。なお、２１Ｒ－サイアロンを除く以下に示す各サイアロンではＪＣＰＤＳカードにおける最大ピークをピーク強度として用いているのに対し、２１Ｒ－サイアロンでは、ＪＣＰＤＳカードにおける最大ピーク以外のピークをピーク強度として用いているので、他のサイアロンのピーク高さと対比できるように、Ｘ線回折分析により得られたピーク強度に２．５を乗じた値を、計算に用いるピーク強度Ｉ２１Ｒとする。また、以下に示す各サイアロンとは異なる種類のサイアロンのピークが同定された場合には、Ｘ線回折チャートとＪＣＰＤＳカードとを対比して、他のサイアロンに由来するピークの影響を受け難いピークを選択し、選択したピークが最大ピークでない場合には、適宜の数値を乗じてピーク強度Ｉｘとする。
　β－サイアロンのピーク強度Ｉβ：２θ＝３３．４°付近におけるピーク高さ（β－サイアロンの（１，０，１）面のピーク高さ）
　α－サイアロンのピーク強度Ｉα：２θ＝３０．８°付近におけるピーク高さ（α－サイアロンの（２，０，１）面のピーク高さ）
　１２Ｈ－サイアロン（一般式：ＳｉＡｌ５Ｏ２Ｎ５）のピーク強度Ｉ１２Ｈ：２θ＝３２．８°付近におけるピーク高さ（１２Ｈ－サイアロンの（０，０，１２）面のピーク高さ）
　１５Ｒ－サイアロン（一般式：ＳｉＡｌ４Ｏ２Ｎ４）のピーク強度Ｉ１５Ｒ：２θ＝３２．０°付近におけるピーク高さ（１５Ｒ－サイアロンの（０，０，１５）面のピーク高さ）
　２１Ｒ－サイアロン（一般式：ＳｉＡｌ６Ｏ２Ｎ６）のピーク強度Ｉ２１Ｒ：２θ＝３７．６°付近におけるピーク高さ×２．５（２１Ｒ－サイアロンの（１，０，１０）面のピーク高さ×２．５）
　前記割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]は、前述のようにしてＸ線回折分析により得られた各サイアロンのピーク強度の合計ＩＡ（＝Ｉβ＋Ｉα＋Ｉ１２Ｈ＋Ｉ１５Ｒ＋Ｉ２１Ｒ＋Ｉｘ）及びポリタイプサイアロンのピーク強度の合計Ｉｐ（＝Ｉ１２Ｈ＋Ｉ１５Ｒ＋Ｉ２１Ｒ）を算出し、算出された値から求めることができる。
　本発明のサイアロン焼結体は、Ｌａ及びＣｅからなる群より選択される少なくとも一種の希土類元素Ｂと、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群より選択される少なくとも一種の希土類元素Ｃとを含む。サイアロン焼結体に希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃが含まれているとき、通常、サイアロン焼結体の原料粉末に希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃが含まれている。サイアロン焼結体の原料粉末に希土類元素Ｃのみが含まれており、Ｚ値が０．４以上１．０以下のβ－サイアロンを生成させる条件でサイアロン焼結体を製造すると、α－サイアロンが生成され易くなる。すなわち、サイアロン焼結体の焼結時に、原料粉末に希土類元素Ｃのみが含まれ、希土類元素Ｂが含まれていないと、β－サイアロンとポリタイプサイアロンとが主相として存在するサイアロン焼結体を得られない。しかし、原料粉末として希土類元素Ｂと希土類元素Ｃとの両方を含有させることで、サイアロン焼結体の焼結時に、α－サイアロンの生成を抑えてポリタイプサイアロンを生成させることができることを発明者らは見出した。サイアロン焼結体は、希土類元素ＢのうちＬａを含むのが好ましい。ＬａはＣｅよりもβ－サイアロンを針状にし易く、針状結晶粒が複雑に絡み合った組織を形成し易い。サイアロン焼結体は、希土類元素ＣのうちＹ、Ｄｙ、及びＥｒからなる群より選択される少なくとも一種を含むのが好ましい。これらの希土類元素Ｃは少量の添加で焼結性を向上させることができる。
　本発明のサイアロン焼結体中における前記希土類元素Ｂと前記希土類元素Ｃとのモル比ＭＢ：ＭＣは、酸化物換算で１．０：０．０６～１．０：３．５であり、１．０：０．１～１．０：３．０であるのが好ましい。言い換えると、希土類元素Ｂと希土類元素Ｃとのモル比ＭＣ／ＭＢは、０．０６以上３．５以下であり、０．１以上３．０以下であるのが好ましい。前記モル比ＭＢ：ＭＣが、酸化物換算で１．０：０．０６～１．０：３．５であり、好ましくは１．０：０．１～１．０：３．０であると、焼結時にβ－サイアロンとポリタイプサイアロンとが所望の含有割合で生成され易く、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性に優れたサイアロン焼結体を提供することができる。前記モル比ＭＣ／ＭＢが０．０６未満である場合、焼結性が低下し、緻密なサイアロン焼結体が得られ難い。また、仮に焼結できたとしても、ポリタイプサイアロンが生成され易くなり、形成されたサイアロン焼結体は耐欠損性に劣る。前記モル比ＭＣ／ＭＢが３．５より大きい場合、焼結時にα－サイアロンが生成され易く、ポリタイプサイアロンが生成され難くなる。その結果、β－サイアロンとポリタイプサイアロンとを主相とするサイアロン焼結体が得られず、耐ＶＢ摩耗性に劣る。仮にポリタイプサイアロンが生成されたとしても、前記モル比ＭＣ／ＭＢが３．５を超えると、粒界相にガーネット型結晶構造を有する結晶が析出し易くなる。そのため、形成されたサイアロン焼結体が脆くなり易く、切削インサートとして使用した場合に耐欠損性及び耐境界摩耗性に劣り、寿命が低下する。
　サイアロン焼結体中における希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃの合計含有量は、酸化物換算で０．８モル％以上４．０モル％以下であり、１．０モル％以上３．０モル％以下であるのが好ましい。前記含有量が、酸化物換算で０．８モル％以上４．０モル％以下であり、好ましくは１．０モル％以上３．０モル％以下であると、焼結時にβ－サイアロンとポリタイプサイアロンとが所望の含有割合で生成され易い。その結果、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性に優れ、緻密なサイアロン焼結体を提供することができる。前記含有量が酸化物換算で０．８モル％未満である場合、焼結性が低下し、緻密なサイアロン焼結体が得られ難い。また、仮に焼結できたとしてもβ－サイアロンの形態が針状になり難く、針状結晶粒が複雑に絡み合った組織が得られ難い。そのため、形成されたサイアロン焼結体は耐欠損性に劣る。前記含有量が、酸化物換算で４．０モル％より大きい場合、粒界相が偏析し易くなり、その結果サイアロン焼結体の強度が低下する。また、前記含有量が、酸化物換算で４．０モル％より大きい場合、サイアロンに固溶しなかった希土類元素Ｂ及びＣが粒界相に多く残存することにより軟らかい粒界相が多く形成される。そのため、形成されたサイアロン焼結体は耐境界摩耗性に劣る。
　Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率は３０％以上６０％以下であるのが好ましい。Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率が３０％以上６０％以下であると、Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率と、Ａｌのポリタイプサイアロン及び粒界相への固溶率とのバランスがよい。すなわち、Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率が３０％未満である場合、粒界相の量が増え、粒界相のＡｌ濃度が高くなる。その結果、耐熱性が低下するおそれがある。また、Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率が３０％未満である場合、粒界相にガーネット型結晶構造を有する結晶が析出され易く、それによってサイアロン焼結体が脆くなり、耐欠損性及び耐境界摩耗性が低下するおそれがある。Ａｌの固溶率が６０％より大きい場合、粒界相の量が減り、粒界相のＡｌ濃度が低くなる。その結果、脱粒が起きやすくなり、サイアロン焼結体の耐ＶＢ摩耗性及び耐境界摩耗性が低下するおそれがある。
　Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率は、サイアロン焼結体に含まれるＡｌと同量のＡｌがβ－サイアロンに含まれていると仮定してサイアロン焼結体の組成から算出したＺ値を理論Ｚ値としたときに、前記理論Ｚ値に対する前記Ｚ値の割合［（Ｚ値／理論Ｚ値）×１００］で表される。前記割合［（Ｚ値／理論Ｚ値）×１００］は、次のようにして求めることができる。Ｚ値（Ｚ）はサイアロン焼結体をＸ線回折分析し、前記式（１）により求める。理論Ｚ値（ＴＺ）は、サイアロン焼結体に含まれるＳｉ及びＡｌの含有量（質量％）を蛍光Ｘ線分析又は化学分析等により測定し、測定されたＳｉの含有量をＳｉの原子量で除した値をＭＳｉ、測定されたＡｌの含有量をＡｌの原子量で除した値をＭＡｌとして、以下の式（２）により求める。
　ＴＺ＝６ＭＡｌ／（ＭＳｉ＋ＭＡｌ）　　・・・（２）
　得られたＺ値と理論Ｚ値から前記割合［（Ｚ値／理論Ｚ値）×１００］を算出する。
　本発明のサイアロン焼結体は、α－サイアロンを含まないのが好ましい。α－サイアロンは、通常球状の形態を有する。そのため、サイアロン焼結体がα－サイアロンを含むと、脆くなり、耐欠損性及び耐境界摩耗性が低下する。一方、サイアロン焼結体がα－サイアロンを含むと、硬度が高くなるので、耐ＶＢ摩耗性が向上する。サイアロン焼結体を切削インサートとして中仕上げ加工のみに用いる場合には、耐ＶＢ摩耗性を向上させるのが良いので、サイアロン焼結体はα－サイアロンを含有するのが好ましい。一方、サイアロン焼結体を切削インサートとして粗加工から中仕上げ加工まで汎用的に使用する場合には、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性の全てに優れている必要があるので、サイアロン焼結体はα－サイアロンの含有量が少ないのが好ましく、含まないのがより好ましい。
　本発明のサイアロン焼結体がα－サイアロンを含む場合、以下の条件（１）～（３）を満たすときには、α－サイアロンを含まないときと同程度の、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有するサイアロン焼結体を提供することができる。その条件としては、
（１）サイアロン焼結体をＸ線回折分析したときに得られる各サイアロンの前記ピーク強度の合計ＩＡに対するα－サイアロンのピーク強度Ｉαの割合[（Ｉα／ＩＡ）×１００]が１０％未満であること
（２）Ｍｘ（Ｓｉ，Ａｌ）１２（Ｏ，Ｎ）１６（０＜ｘ≦２）で表されるα－サイアロンにおいて、Ｍは前記希土類元素Ｂと前記希土類元素Ｃとを含む金属元素であること
（３）サイアロン焼結体における希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比ＡＳに対するα－サイアロンにおける希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比Ａαの割合Ａα／ＡＳが７０％以下であること
である。
　サイアロン焼結体におけるα－サイアロンの含有量が多くなるほど脆くなり、耐欠損性及び耐境界摩耗性が低下する。したがって、前述したようにサイアロン焼結体におけるα－サイアロンの含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、条件（２）及（３）を満たす場合には、条件（１）を満たす程度のα－サイアロンを含んだサイアロン焼結体は、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性すべての性能を維持することができる。希土類元素Ｂはイオン半径が大きく、単体ではα－サイアロンに侵入固溶しないことが知られている。しかし、サイアロン焼結体の原料粉末に、希土類元素Ｂと希土類元素Ｃとの両方を添加することで、希土類元素Ｃがα－サイアロンに侵入固溶するときに希土類元素が侵入可能なサイトがやや広がるため、希土類元素Ｂをα－サイアロンに侵入固溶させることができる。希土類元素Ｂと希土類元素Ｃとの両方が侵入固溶しているα－サイアロンは、希土類元素Ｃが単独で侵入固溶しているα－サイアロンに比べて脱粒が起こり難い。よって、希土類元素Ｂと希土類元素Ｃとの両方が侵入固溶しているα－サイアロンは、耐境界摩耗性に優れる。そして、前記割合Ａα／ＡＳが７０％以下、すなわち希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比がサイアロン焼結体全体よりもα－サイアロンの方が少なく、７０％以下であり、α－サイアロンへの希土類元素Ｂの侵入固溶率が小さくなっているとき、粒界相とα－サイアロンの界面結合力が一層高まる。その結果、より脱粒が起こり難くなるため耐境界摩耗性および耐欠損性に優れる。
　本発明のサイアロン焼結体の製造方法の一例を以下に説明する。α－Ｓｉ３Ｎ４粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末、ＡｌＮ粉末等のサイアロンを構成する元素を含む粉末と、希土類元素Ｂの酸化物粉末であるＬａ２Ｏ３粉末及びＣｅＯ２粉末のうちの少なくとも一種と、希土類元素Ｃの酸化物粉末であるＹ２Ｏ３粉末、Ｎｄ２Ｏ３粉末、Ｓｍ２Ｏ３粉末、Ｅｕ２Ｏ３粉末、Ｇｄ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｅｒ２Ｏ３粉末、Ｙｂ２Ｏ３粉末、及びＬｕ２Ｏ３粉末のうちの少なくとも一種とを混合し原料粉末とする。なお、ＡｌＮの代わりに２１Ｒ－サイアロン粉末を用いてもよい。また、酸化物の代わりに水酸化物を用いても良い。原料粉末は、平均粒径５μ以下、好ましくは３μ以下、さらに好ましくは１μ以下の粉末を用いるのが好ましい。これらの原料粉末は焼結後のサイアロン焼結体の組成を考慮してそれぞれの配合割合を決めればよい。
　次に、調製した原料粉末と、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とエタノールとを、Ｓｉ３Ｎ４製のポットに投入し、Ｓｉ３Ｎ４製のボールを用いて、原料粉末を湿式混合する。得られたスラリーを十分に乾燥させ所望の形状にプレス成形する。得られた成形体を加熱装置内において、１気圧の窒素雰囲気下、４００～８００℃にて、６０～１２０分間の脱脂処理を施す。さらに、脱脂した成形体をＳｉ３Ｎ４製の容器内に配置し、窒素雰囲気下、１７００～１９００℃で１２０～３６０分間にわたり加熱することにより、サイアロン焼結体を得ることができる。得られたサイアロン焼結体の理論密度が９９％未満の場合は、さらに１０００気圧の窒素雰囲気下、１５００～１７００℃で１２０～２４０分のＨＩＰ処理を行い、理論密度で９９％以上の緻密体を得る。
　本発明のサイアロン焼結体は、切削インサートとして用いることができる。図１は、本発明の切削インサートの一実施例を示す概略説明図である。図２は、図１に示す切削インサートを備えた切削工具の一実施例を示す概略説明図である。図１に示すように、この実施形態の切削インサート１は、略円筒形状であり、切削工具１０に取り付けられて使用される。切削工具１０は、耐熱合金の切削加工等に使用され、本体部１１の先端部に取付部１２を備えている。切削インサート１はこの取付部１２に着脱可能に取り付けられる。
　この実施形態の切削インサート１は、本発明のサイアロン焼結体により形成されている。この切削インサート１は前述したサイアロン焼結体により形成されているので、耐欠損性、耐ＶＢ摩耗性、及び耐境界摩耗性を有する。すなわち、この切削インサート１は、耐熱合金の粗加工に耐える耐欠損性と、中仕上げ加工で美麗な加工面を得るのに求められる耐ＶＢ摩耗性と、ワスパロイ等の被削材の切削加工及び加工硬化した箇所で発生し易い牙状の摩耗を抑制する耐境界摩耗性とを有し、粗加工から中仕上げ加工まで汎用的に使用することができる。この切削インサート１は、インコネル７１８等のＮｉを主成分として含む耐熱合金及びワスパロイ等のＮｉを主成分とし、Ｃｏを１０質量％以上含む耐熱合金等を被削材とする切削加工に好適に用いられる。
　本発明の切削インサートは、別の実施形態として、前記サイアロン焼結体と、前記サイアロン焼結体の外周面の少なくとも一部に設けられた、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＣ、Ａｌ２Ｏ３、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ、及び（Ｔｉ，Ｓｉ）Ｎに代表される各種硬質炭酸窒化物からなる被膜とにより形成されていてもよい。切削インサートがサイアロン焼結体の切れ刃の少なくとも一部に前記被膜が設けられていると、前記被膜は被削材との反応性が低く、高硬度なために、より一層耐摩耗性が向上する。
　本発明のサイアロン焼結体は、切削インサートに限定されず、他の切削工具、機械用部品、耐熱部品、耐摩耗部品等として、使用することができる。
（切削インサートの作製）
　平均粒径１．０μｍ以下のα－Ｓｉ３Ｎ４粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末、ＡｌＮ粉末と、希土類元素の酸化物粉末とを表１に示す組成となるように配合し、原料粉末とした。次に、配合した原料粉末と、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とエタノールとを、Ｓｉ３Ｎ４製のポットに投入し、Ｓｉ３Ｎ４製のボールを用いて、原料粉末を湿式混合した。得られたスラリーを十分に乾燥させ、ＩＳＯ規格でＲＮＧＮ１２０７００Ｔ０１０２０の切削インサートの形状にプレス成形した。得られた成形体を加熱装置内において、１気圧の窒素雰囲気下、約６００℃にて、６０分間の脱脂処理を施した。さらに、脱脂した成形体をＳｉ３Ｎ４製の容器内に配置し、窒素雰囲気下、１８５０℃で２４０分間にわたり加熱し、サイアロン焼結体を得た。得られたサイアロン焼結体の理論密度が９９％未満の場合は、さらに１０００気圧の窒素雰囲気下、１６００℃で１８０分間のＨＩＰ処理を行い、理論密度で９９％以上の緻密体を得た。このサイアロン焼結体をダイヤモンド砥石で研磨加工することにより、ＩＳＯ規格でＲＮＧＮ１２０７００Ｔ０１０２０の形状に整え、切削工具用の切削インサートを得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（切削インサートの分析）
　表２に得られたサイアロン焼結体を分析した結果を示す。
　サイアロン焼結体に含有されるサイアロンの種類は、得られたサイアロン焼結体をＸ線回折分析することにより同定した。
　サイアロン焼結体を走査型電子顕微鏡により観察したところ、いずれのサイアロン焼結体においても結晶粒同士の間に部分的に結晶を含む非晶質の粒界相が観察された。
　β－サイアロンのＺ値は、得られたサイアロン焼結体をＸ線回折分析し、前述したように式（１）を用いて求めた。
　Ａｌのβ－サイアロンへの固溶率は、得られたサイアロン焼結体を蛍光Ｘ線分析して、前述したように式（２）を用いて理論Ｚ値を求め、得られたＺ値と理論Ｚ値とを　Ｚ値／理論Ｚ値×１００　に代入して求めた。
　ポリタイプサイアロンの含有量は、得られたサイアロン焼結体をＸ線回折分析し、前述したように各サイアロンのピーク強度の合計ＩＡに対する各ポリタイプサイアロンのピーク強度の合計Ｉｐの割合［（Ｉｐ／ＩＡ）×１００］を算出して求めた。
　α－サイアロンの含有量は、ポリタイプサイアロンの含有量と同様にして、各サイアロンのピーク強度の合計ＩＡに対するα－サイアロンのピーク強度Ｉαの割合［（Ｉα／ＩＡ）×１００］を算出して求めた。
　得られたサイアロン焼結体に含まれる、希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃの含有量は、蛍光Ｘ線分析により求めた。
　α－サイアロンに含まれる希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃの含有量は、透過型電子顕微鏡を用い、５個以上のα－サイアロン粒子をＥＤＳ分析し、得られた値の平均値を算出して求めた。
（切削インサートの切削性能の評価）
　得られた切削インサートを用いて、以下の切削加工条件で切削加工を行った。切削加工において、次のいずれかに達したときの加工距離を表２に示した。なお、欠損とフレーキングとは、切削インサートに現れる損傷の現象としては異なるが、切削インサートの強度及び靱性等同様の特性によって生じる現象である。
（１）ＶＢ摩耗（ＶＢ）が０．５ｍｍを超えたとき
（２）横逃げ面境界摩耗（ＶＮ）が１．０ｍｍを超えたとき
（３）欠損（Ｂ）が生じたとき
（４）フレーキング（Ｆ）が生じたとき
［切削加工条件１］
被削材：インコネル７１８
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：１．２ｍｍ
切削油：あり
［切削加工条件２］
被削材：ワスパロイ
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：０．８ｍｍ
切削油：あり
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示されるように、本発明の範囲内の切削インサートは、切削加工において、ＶＢ摩耗、横逃げ面境界摩耗、欠損、及びフレーキングのいずれかに達するまでの加工距離が長く、耐ＶＢ摩耗性、耐境界摩耗性、及び耐欠損性を有することが分かる。したがって、本発明の範囲内の切削インサートは、インコネル７１８及びワスパロイ等の耐熱合金を被削材として、粗加工及び中仕上げ加工の両方に使用することができる。一方、本発明の範囲外の切削インサートは、切削加工において、ＶＢ摩耗、横逃げ面境界摩耗、欠損、及びフレーキングのいずれかに達することにより、本発明の切削インサートに比べて加工距離が短く、耐ＶＢ摩耗性、耐境界摩耗性、及び耐欠損性のうちの少なくとも一つに劣ることが分る。
　以下に、表２の試験結果についてより具体的に説明する。
　β－サイアロンのＺ値が０．４未満である試験番号２５の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。また、試験番号２５の切削インサートは、寿命要因がＶＢ摩耗であることから、β－サイアロンのＺ値が０．４未満であると、耐ＶＢ摩耗性に劣る傾向にあることが分る。
　β－サイアロンのＺ値が１．０より大きい試験番号２０、２１の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。また、試験番号２０、２１の切削インサートは、いずれも寿命要因としてフレーキングが含まれている。したがって、β－サイアロンのＺ値が１．０より大きいと、フレーキングが起きやすく、耐欠損性に劣る傾向にあることが分る。
　希土類元素Ｂが含有されていない試験番号２０～２２、２５、２６の切削インサートは、ポリタイプサイアロンが生成され難いことが分る。
　ポリタイプサイアロンの含有量が１０％未満である試験番号２０、２２、２５、２８の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。試験番号２０～２２、２５、２６の切削インサートは、希土類元素Ｂが含有されていないので、ポリタイプサイアロンが生成し難い。また、ポリタイプサイアロンが無含有である試験番号２２、２５の切削インサートは、寿命要因がＶＢ摩耗であることから、ポリタイプサイアロンの含有量が１０％未満であると耐ＶＢ摩耗性に劣る傾向にあることが分る。
　ポリタイプサイアロンの含有量が５０％より大きい試験番号１８、１９の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。また、試験番号１８、１９の切削インサートは、寿命要因が欠損であることが多いことから、ポリタイプサイアロンの含有量が５０％より大きいと耐欠損性に劣る傾向にあることが分る。
　希土類元素Ｂの含有量及び希土類元素Ｃの含有量の合計が０．８モル％未満である試験番号２４の切削インサートは、焼結性に劣り、緻密なサイアロン焼結体が得られないことが分る。
　希土類元素Ｂの含有量及び希土類元素Ｃの含有量の合計が４．０モル％より大きい試験番号２３の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。また、試験番号２３の切削インサートは寿命要因が横逃げ面境界摩耗であることから、希土類元素Ｂ及びＣの含有量が４．０モル％より大きいと耐境界摩耗性に劣る傾向にあることが分る。
　希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃを含んでおり、モル比ＭＣ／ＭＢが０．０６未満である試験番号２７の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。また、試験番号２７の切削インサートは、寿命要因にフレーキングが含まれることから、モル比ＭＣ／ＭＢが０．０６未満であると耐欠損性に劣る傾向にあることが分る。
　希土類元素Ｂ及び希土類元素Ｃを含んでおり、モル比ＭＣ／ＭＢが３．５より大きい試験番号２８の切削インサートは、本発明の範囲内にある切削インサートに比べて、加工距離が短い。試験番号２８の切削インサートは、寿命要因が横逃げ面境界摩耗であることから、試験番号２８の切削インサートは、耐境界摩耗性に劣る傾向にあることが分る。試験番号２８の切削インサートは、希土類元素Ｂが含有されているので、β－サイアロンを針状化し易く、希土類元素Ｂが含有されていない試験番号２０～２２、２５、２６の切削インサートに比べて耐欠損性が向上していると考えられる。
１　　切削インサート
１０　切削工具
１１　本体部
１２　取付部

Claims (5)

  1. 　β－サイアロンと、１２Ｈ－サイアロン、１５Ｒ－サイアロン、及び２１Ｒ－サイアロンからなる群より選択される少なくとも一種のポリタイプサイアロンとを含むサイアロン焼結体であって、
    　Ｓｉ６－ＺＡｌＺＯＺＮ８－Ｚで表されるβ－サイアロンのＺ値が０．４以上１．０以下であり、
    　Ｘ線回折分析により得られるサイアロンのピーク強度から算出される各サイアロンのピーク強度の合計ＩＡに対する前記ポリタイプサイアロンのピーク強度から算出される各ポリタイプサイアロンのピーク強度の合計Ｉｐの割合[（Ｉｐ／ＩＡ）×１００]が１０％以上５０％以下であり、
    　Ｌａ及びＣｅからなる群より選択される少なくとも一種の希土類元素Ｂと、Ｙ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群より選択される少なくとも一種の希土類元素Ｃとを含み、
    　前記希土類元素Ｂと前記希土類元素Ｃとのモル比ＭＢ：ＭＣは、酸化物換算で１．０：０．０６～１．０：３．５であり、
    　前記サイアロン焼結体中における前記希土類元素Ｂ及び前記希土類元素Ｃの合計含有量は、酸化物換算で０．８モル％以上４．０モル％以下であることを特徴とするサイアロン焼結体。
  2. 　サイアロン焼結体に含まれるＡｌと同量のＡｌがβ－サイアロンに含まれていると仮定してサイアロン焼結体の組成から算出したＺ値を理論Ｚ値としたときに、前記理論Ｚ値に対する前記Ｚ値の割合［（Ｚ値／理論Ｚ値）×１００］で表されるＡｌのβ－サイアロンへの固溶率が３０％以上６０％以下であることを特徴とする請求項１に記載のサイアロン焼結体。
  3. 　α－サイアロンを含まないことを特徴とする請求項１又は２に記載のサイアロン焼結体。
  4. 　Ｘ線回折分析により得られる各サイアロンの前記ピーク強度の合計ＩＡに対するα－サイアロンのピーク強度Ｉαの割合[（Ｉα／ＩＡ）×１００]が１０％未満であり、
    　Ｍｘ（Ｓｉ，Ａｌ）１２（Ｏ，Ｎ）１６（０＜ｘ≦２）で表されるα－サイアロンにおいて、Ｍは前記希土類元素Ｂと前記希土類元素Ｃとを含む金属元素であり、
    　サイアロン焼結体における希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比ＡＳに対するα－サイアロンにおける希土類元素Ｃに対する希土類元素Ｂの原子比Ａαの割合Ａα／ＡＳが７０％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のサイアロン焼結体。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載のサイアロン焼結体からなる切削インサート。
PCT/JP2013/085085 2013-12-27 2013-12-27 サイアロン焼結体及び切削インサート WO2015097856A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014513604A JP5629843B1 (ja) 2013-12-27 2013-12-27 サイアロン焼結体及び切削インサート
ES13879251T ES2773129T3 (es) 2013-12-27 2013-12-27 Objeto de sialón sinterizado e inserto de corte
PCT/JP2013/085085 WO2015097856A1 (ja) 2013-12-27 2013-12-27 サイアロン焼結体及び切削インサート
US14/389,436 US9695087B2 (en) 2013-12-27 2013-12-27 Sialon sintered body and cutting insert
KR1020147027635A KR101609090B1 (ko) 2013-12-27 2013-12-27 사이알론 소결체 및 절삭 인서트
EP13879251.0A EP3088375B1 (en) 2013-12-27 2013-12-27 Sintered sialon object and cutting insert
MX2016005467A MX2016005467A (es) 2013-12-27 2013-12-27 Cuerpo sinterizado de sialon e inserto de corte.
CA2868293A CA2868293C (en) 2013-12-27 2013-12-27 Sialon sintered body and cutting insert
CN201380018267.7A CN104884410B (zh) 2013-12-27 2013-12-27 赛隆烧结体和切削刀片

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2013/085085 WO2015097856A1 (ja) 2013-12-27 2013-12-27 サイアロン焼結体及び切削インサート

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015097856A1 true WO2015097856A1 (ja) 2015-07-02

Family

ID=52144963

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/085085 WO2015097856A1 (ja) 2013-12-27 2013-12-27 サイアロン焼結体及び切削インサート

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9695087B2 (ja)
EP (1) EP3088375B1 (ja)
JP (1) JP5629843B1 (ja)
KR (1) KR101609090B1 (ja)
CN (1) CN104884410B (ja)
CA (1) CA2868293C (ja)
ES (1) ES2773129T3 (ja)
MX (1) MX2016005467A (ja)
WO (1) WO2015097856A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016052468A1 (ja) * 2014-09-29 2016-04-07 日本特殊陶業株式会社 サイアロン焼結体及び切削インサート
JP2019077576A (ja) * 2017-10-23 2019-05-23 島根県 サイアロン材料の耐高温反応性改善方法、該方法を用いたサイアロン材料の製造方法、及びサイアロンセラミックス工具

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102328799B1 (ko) * 2014-11-13 2021-11-18 대구텍 유한책임회사 세라믹 재료 및 이 세라믹 재료로 만들어진 절삭 공구
JP7340622B2 (ja) * 2019-12-20 2023-09-07 Ｎｔｋカッティングツールズ株式会社 切削工具
RU2757607C1 (ru) * 2021-04-12 2021-10-19 Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук (ИМЕТ РАН) Способ получения 21R-сиалоновой керамики
EP4249451A1 (de) * 2022-03-21 2023-09-27 CeramTec GmbH Keramischer sinterformkörper aus einem sialon-werkstoff, seine rohstoffmischung und herstellung

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232972A (ja) * 1983-05-13 1984-12-27 三菱マテリアル株式会社 耐摩耗性のすぐれたサイアロン基セラミツクス
JPS60239365A (ja) 1984-04-06 1985-11-28 サントレ−ド　リミテイド 窒化物系セラミツク材料
JPS62119165A (ja) * 1985-11-15 1987-05-30 株式会社日立製作所 窒化珪素系焼結体
JP2008162882A (ja) 2006-12-27 2008-07-17 Sandvik Intellectual Property Ab セラミック材料およびセラミクス材料製切削工具インサート
JP2008529948A (ja) 2005-02-09 2008-08-07 ケンナメタル インコーポレイテッド サイアロンセラミックおよびその製造方法
WO2010103839A1 (ja) 2009-03-13 2010-09-16 日本特殊陶業株式会社 サイアロン焼結体および切削インサート
JP2013224240A (ja) 2012-04-23 2013-10-31 Ngk Spark Plug Co Ltd サイアロン焼結体および切削インサート

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2592267B2 (ja) * 1987-11-02 1997-03-19 日本特殊陶業株式会社 炭化珪素ウィスカー強化サイアロン
DE3991655T (ja) * 1989-04-28 1992-06-25
JPH092878A (ja) 1995-02-08 1997-01-07 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒化ケイ素系焼結体及びその製造方法
CN102659414B (zh) 2012-02-24 2014-01-15 中国地质大学（北京） 一种易烧结AlN多型体-Sialon复相材料及其制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232972A (ja) * 1983-05-13 1984-12-27 三菱マテリアル株式会社 耐摩耗性のすぐれたサイアロン基セラミツクス
JPS60239365A (ja) 1984-04-06 1985-11-28 サントレ−ド　リミテイド 窒化物系セラミツク材料
JPS62119165A (ja) * 1985-11-15 1987-05-30 株式会社日立製作所 窒化珪素系焼結体
JP2008529948A (ja) 2005-02-09 2008-08-07 ケンナメタル インコーポレイテッド サイアロンセラミックおよびその製造方法
JP2008162882A (ja) 2006-12-27 2008-07-17 Sandvik Intellectual Property Ab セラミック材料およびセラミクス材料製切削工具インサート
WO2010103839A1 (ja) 2009-03-13 2010-09-16 日本特殊陶業株式会社 サイアロン焼結体および切削インサート
JP2013224240A (ja) 2012-04-23 2013-10-31 Ngk Spark Plug Co Ltd サイアロン焼結体および切削インサート

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3088375A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016052468A1 (ja) * 2014-09-29 2016-04-07 日本特殊陶業株式会社 サイアロン焼結体及び切削インサート
US10058925B2 (en) 2014-09-29 2018-08-28 Ngk Spark Plug Co., Ltd. Sialon sintered body and cutting insert
JP2019077576A (ja) * 2017-10-23 2019-05-23 島根県 サイアロン材料の耐高温反応性改善方法、該方法を用いたサイアロン材料の製造方法、及びサイアロンセラミックス工具

Also Published As

Publication number Publication date
CN104884410B (zh) 2016-08-24
EP3088375B1 (en) 2020-02-05
EP3088375A1 (en) 2016-11-02
CN104884410A (zh) 2015-09-02
JPWO2015097856A1 (ja) 2017-03-23
CA2868293C (en) 2016-05-03
US20160207837A1 (en) 2016-07-21
KR20150088182A (ko) 2015-07-31
CA2868293A1 (en) 2015-06-27
KR101609090B1 (ko) 2016-04-04
ES2773129T3 (es) 2020-07-09
EP3088375A4 (en) 2017-07-26
JP5629843B1 (ja) 2014-11-26
US9695087B2 (en) 2017-07-04
MX2016005467A (es) 2016-07-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5629843B1 (ja) サイアロン焼結体及び切削インサート
JP2014506194A (ja) サイアロン系材料で作られた切削工具
WO2006068220A1 (ja) サイアロン製インサート及びこれを備えた切削工具
US7629281B2 (en) Ceramic material and cutting tools made thereof
EP1939155A2 (en) Ceramic material and cutting tools made thereof for toughness demanding operations
JP6161830B2 (ja) サイアロン焼結体及び切削インサート
JP6160986B1 (ja) セラミックス焼結体
JP2019077576A (ja) サイアロン材料の耐高温反応性改善方法、該方法を用いたサイアロン材料の製造方法、及びサイアロンセラミックス工具
JP2018500259A (ja) セラミック材料およびそれからなる切削工具
JP2006193353A (ja) アルミナ焼結体、切削インサートおよび切削工具
JP2008094684A (ja) 窒化ケイ素質焼結体、切削工具、切削インサート及び工具

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2014513604

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20147027635

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2013879251

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14389436

Country of ref document: US

Ref document number: 2013879251

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2868293

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2016/005467

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13879251

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1