JP2020131293A - 立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐チッピング性と耐クレータ摩耗性にすぐれたｃＢＮ工具を提供する。【解決手段】硬質相としてｃＢＮ粒子を含有し、結合相としてＴｉ化合物粒子を含有するｃＢＮ焼結体によって少なくとも刃先が形成されているｃＢＮ工具において、前記Ｔｉ化合物粒子の平均粒径は２５０ｎｍ以下であり、前記Ｔｉ化合物粒子の界面には、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分が共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、ｃＢＮ粒子相互間に途切れることなく存在することで熱伝達路を構成しており、ｃＢＮ焼結体の断面をＳＥＭで元素マッピングした場合、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して相互に繋がっているｃＢＮ粒子の個数割合は、観察視野のｃＢＮ粒子の総個数の２０％以上である。【選択図】 図３

Description

本発明は、立方晶窒化ほう素（以下、「ｃＢＮ」で示す）基焼結体（以下、「ｃＢＮ焼結体」で示す）からなるすぐれた耐チッピング性と耐クレータ摩耗性を兼ね備えたｃＢＮ焼結体製切削工具（以下、「ｃＢＮ工具」で示す）に関する。

ｃＢＮ焼結体は、ダイヤモンドに次ぐ高硬度、熱伝導性を有し、さらに、鉄系材料との親和性が低いという点から、鋼、鋳鉄等の鉄系被削材の切削加工用の工具として、従来から広く利用されている。
しかし、ｃＢＮ焼結体からなるｃＢＮ工具に求められる性能は、被削材の種類、加工条件等に応じて異なるので、必要とされる性能に対応させるべく、従来からいくつかの提案がなされている。

例えば、特許文献１には、焼入れ鋼やＦＣＤ鋳鉄、及びＡＤＩ鋳鉄などの鉄系難削材切削加工用のｃＢＮ焼結体として、「体積％で、８７％以上９９％以下のｃＢＮ成分を有し、かつ熱伝導率が１００Ｗ／ｍ・Ｋ以上のｃＢＮ焼結体であり、ｃＢＮ焼結体を構成しているｃＢＮ成分中のＮに対するＢのモル比が１．１０以上１．１７以下であり、さらに結合材成分として、Ｃｏ化合物、Ａｌ化合物、Ｗ化合物及び酸素化合物から選択される少なくとも１種及び炭素とを含有するｃＢＮ焼結体の最表面が、４ａ，５ａ，６ａ族元素及びＡｌの中から選択される少なくとも１種以上の元素と、Ｃ，Ｎ，Ｏの中から選択される少なくとも１種以上の元素の化合物からなる０．５μｍ〜１２μｍの厚みを有する耐熱膜で被覆された高品位表面性状加工用ｃＢＮ焼結体」が提案されている。

また、特許文献２には、「体積％で、６０％以上９５％以下のｃＢＮ成分を有するｃＢＮ焼結体であって、該ｃＢＮ焼結体の熱伝導率が７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、結合材成分として４ａ，５ａ，６ａ族元素の窒化物、炭化物、炭窒化物から選択される少なくとも１種と、前記結合材中の割合が重量％で２０％以下のＡｌ化合物を有し、前記ｃＢＮ成分以外の成分においてＣとＮのモル数の和に対する４ａ，５ａ，６ａ族元素のモル数の和Ｍとの比が１．３以上１．６以下のｃＢＮ焼結体の最表面が、４ａ，５ａ，６ａ族元素、及びＡｌの中から選択される少なくとも１種以上の元素と、Ｃ，Ｎ，Ｏの中から選択される少なくとも１種以上の元素の化合物からなる０．５μｍ〜１２μｍの厚みを有する耐熱膜で被覆されている高品位表面性状加工用ｃＢＮ焼結体」が提案されている。

また、特許文献３には、「ｃＢＮと結合材とを含む複合焼結体であって、前記ｃＢＮは、前記複合焼結体中に２５体積％以上８０体積％以下含まれ、前記結合材は、Ｔｉ系化合物群を含み、前記Ｔｉ系化合物群は、少なくともＴｉを含む化合物を１種以上含むものであって、かつ、少なくとも第１成分と第２成分とを含む２つ以上の成分により構成され、前記複合焼結体の少なくとも一断面における前記Ｔｉ系化合物群の粒度分布を、横軸を所定の粒径範囲で区分し、縦軸を前記各粒径範囲の粒子が占める割合とする粒度分布曲線で示す場合において、前記粒度分布曲線は、極大値を２つ以上有する形状を有し、その極大値のうち最大の極大値を示す場合の粒径をｄ_１とし、２番目に大きい極大値を示す場合の粒径をｄ_２とすると、前記第１成分は、平均粒径を前記ｄ_１とし、前記ｄ_１は、０．０５μｍ以上０．１５μｍ以下であり、前記第２成分は、平均粒径を前記ｄ_２とし、前記ｄ_２は、０．１５μｍ以上０．５μｍ以下である複合焼結体」が提案されている。

そして、前記複合焼結体中において、結合材を構成する相対的に微粒の第１成分は、耐クレータ摩耗性と靭性を低下させるものの、耐衝撃チッピング性を向上すること、一方、結合材を構成する相対的に粗粒の第２成分は、耐衝撃チッピング性を低下させるものの、耐クレータ摩耗性および靭性を向上することから、結合材が前記第１成分と第２成分の組合せからなる複合焼結体は、耐衝撃チッピング性と耐クレータ摩耗性との両者が向上するとされている。

また、特許文献４には、「ｃＢＮと結合材とを含む複合焼結体であって、前記ｃＢＮは、前記複合焼結体中に２５体積％以上８０体積％以下含まれ、前記結合材は、Ｔｉ系化合物群を含み、前記Ｔｉ系化合物群は、少なくともＴｉを含む化合物を１種以上含むものであって、かつ粒径が０．１μｍ以下の粒子で構成される第１微粒成分を含み、また、前記第１微粒成分とともに第２微粒成分を含み、前記第２微粒成分は、粒径が０．１μｍより大きく０．２５μｍ以下の粒子で構成され、前記第１微粒成分および前記第２微粒成分は、これら両者を合わせて、前記複合焼結体の少なくとも一断面において、前記結合材が占める面積の９０％以上を占める複合焼結体。」が提案されている。

そして、粒径が０．１μｍ以下の前記第１微粒成分は、耐欠損性を向上させ、一方、粒径が０．１μｍより大きく０．２５μｍ以下の第２微粒成分は耐摩耗性を向上させることから、前記複合焼結体の耐欠損性と耐摩耗性が向上するとされている。

特許第４５２８７８６号公報 特許第４７０４３６０号公報 特許第５５０４５１９号公報 特開２０１１−２０７６８９号公報

前記特許文献１、２で提案されるｃＢＮ焼結体から作製されたｃＢＮ工具によれば、ｃＢＮ焼結体の熱伝導性が高いことから、切削加工時に発生する高熱が、刃先から他の部位へ効率的に放熱され、切削中の刃先温度の上昇を抑制することができるため、耐クレータ摩耗性は向上するが、その反面、例えば、高硬度鋼（例えば、ＨＲＣ５８−６２）の断続切削加工においては、チッピングを発生しやすく、これを原因として工具寿命が短命となるという問題があった。

また、前記特許文献３、４で提案される複合焼結体では、複合焼結体の結合相を構成する粒子の粒径を調整することで、耐衝撃チッピング性と耐クレータ摩耗性、あるいは、耐欠損性と耐摩耗性の両立を図っているが、この複合焼結体から作製した切削工具を、高硬度鋼の断続切削に供した場合、複合焼結体の結合相を構成する粒径の小さな粒子（特許文献３の第１成分、また、特許文献４の第１微粒成分）の存在が、複合焼結体の熱伝導性を低下させ、耐クレータ摩耗性を低下させるために、耐チッピング性と耐クレータ摩耗性の両立は未だ十分であるとはいえない。
そこで、高硬度鋼の断続切削加工に供した場合であっても、すぐれた耐クレータ摩耗性と耐チッピング性を発揮するｃＢＮ工具の開発が望まれている。

本発明者等は、前記課題を解決するため、すぐれた耐クレータ摩耗性と耐チッピング性とを兼ね備えたｃＢＮ焼結体について鋭意研究を進めたところ、以下の知見を得た。

ｃＢＮ焼結体は、主として、硬質相成分であるｃＢＮ粒子と、結合相成分（例えば、ＴｉＮ粒子、ＴｉＣ粒子、ＴｉＣＮ粒子等のＴｉ化合物粒子）からなるが、結合相粒子を微細化した場合には、結合相粒子間の界面が増加するため、前述のとおり、熱伝導性は低下し、耐クレータ摩耗性が低下することになり、一方、仮に、熱伝導性の低下を補い、耐クレータ摩耗性を高めるためにｃＢＮ含有量を増加させた場合には、前記特許文献１、２について述べたと同様に、耐チッピング性が低下する。

そこで、本発明者らは、ｃＢＮ工具の耐クレータ摩耗性と耐チッピング性の両者を高めるためのｃＢＮ焼結体の結合相組織に着目して研究を進め、次のような知見を得た。
即ち、ｃＢＮ焼結体の結合相を構成するＴｉ化合物粒子の粒径を微細化した場合には、前述のとおり、耐チッピング性と耐クレータ摩耗性の両立を図ることは困難であるが、ｃＢＮ焼結体の結合相組織として、結合相中にＷ成分とＣｏ成分とＦｅ成分が共存する熱伝導性にすぐれたＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を形成し、さらに、このＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が、Ｔｉ化合物粒子の界面に存在し、ｃＢＮ粒子間を前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して熱的に繋ぐ結合相組織を形成した場合には、ｃＢＮ焼結体の熱伝導性の低下を抑制することができ、その結果、ｃＢＮ工具の耐クレータ摩耗性が向上することを見出したのである。

つまり、本発明者らは、ｃＢＮ焼結体において、微細なＴｉ化合物粒子の界面に、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分が共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が形成され、かつ、このＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が、ｃＢＮ粒子間の熱伝導路を形成するようにｃＢＮ粒子相互を熱的に繋ぐ結合相組織を形成した場合には、このｃＢＮ焼結体からなるｃＢＮ工具は、高熱発生を伴い、刃先に高負荷が作用する高硬度鋼の断続切削条件に供した場合でも、すぐれた耐チッピング性を発揮すると同時にすぐれた耐クレータ摩耗性をも兼ね備えるため、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮し、また、工具の長寿命化が図られることを見出したのである。

ここで、結合相を構成するＴｉ化合物粒子の界面に、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分が共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、かつ、このＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相がｃＢＮ粒子相互を熱的に繋ぐ熱伝導路の機能を備える結合相組織を有するｃＢＮ工具は、例えば、次のようにして作製することができる。

まず、Ｔｉ化合物からなる結合相形成用粉末を、粒径が３０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下になるように粉砕して微細化し、この微細粉砕粉に、ナノＷ粉末とナノＣｏ粉末とナノＦｅ粉末と、ｃＢＮ焼結体の硬質成分であるｃＢＮ粒子粉末の混合粉末を投入したのち混合し、圧粉成形体を作製し、次いで、この圧粉成形体を超高圧焼結条件下で焼結することによって、Ｔｉ化合物粒子からなる結合相粒子の界面に、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、かつ、このＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相がｃＢＮ粒子相互を熱的に繋ぐ熱伝導路の作用を果たす結合相組織を有するｃＢＮ焼結体を作製することができる。
次いで、前記で作製したｃＢＮ焼結体を、ＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）にろう付けし、必要に応じ、研磨加工、ホーニング加工等を施すことにより、少なくとも刃先が前記ｃＢＮ焼結体で構成された所望のインサート形状をもったｃＢＮ工具を作製することができる。

そして、前記で作製したｃＢＮ工具は、所定の結合相組織を備えることから、高熱発生を伴い、刃先に高負荷が作用する高硬度鋼の断続切削条件等に供した場合、すぐれた耐チッピング性と耐クレータ摩耗性を兼ね備え、長期の使用にわたって、すぐれた切削性能を発揮し、工具の長寿命化が図られる。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）硬質相として立方晶窒化ほう素粒子を含有し、結合相としてＴｉ化合物粒子を含有する立方晶窒化ほう素基焼結体によって少なくとも刃先が形成されている立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具において、
前記Ｔｉ化合物粒子の平均粒径は２５０ｎｍ以下であり、
前記Ｔｉ化合物粒子の界面には、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分が共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、
前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、立方晶窒化ほう素粒子相互間を繋いで途切れることなく存在することで熱伝達路を構成していることを特徴とする立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
（２）前記立方晶窒化ほう素基焼結体の断面を走査型電子顕微鏡による元素マッピングで観察した場合、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が途切れずに、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して相互に繋がっている立方晶窒化ほう素粒子の個数は、観察視野に存在する立方晶窒化ほう素粒子の総個数の２０％以上であることを特徴とする前記（１）に記載の立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
（３）前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を構成するＷとＣｏとＦｅが、前記立方晶窒化ほう素基焼結体に占める合計含有量は、２質量％以上１０質量％以下であり、かつ、Ｆｅの含有量は０．０３質量％以上１．０質量％以下であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
（４）前記Ｔｉ化合物粒子は、ＴｉＮ粒子、ＴｉＣＮ粒子およびＴｉＣ粒子の内から選ばれる何れか一種または二種以上であることを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。」
を特徴とする。

本発明のｃＢＮ工具は、ｃＢＮ焼結体の結合相を構成するＴｉ化合物粒子の界面に、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分とが共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、このＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相がｃＢＮ粒子相互間を繋いで途切れることなく存在することで、ｃＢＮ粒子間の熱伝導路の作用を果たす結合相組織を有することから、ｃＢＮ含有量を増加させなくてもｃＢＮ焼結体の熱伝導性を向上させることができ、その結果、ｃＢＮ含有量を増加させずにｃＢＮ工具の耐クレータ摩耗性を向上させることができる。

また、本発明のｃＢＮ工具は、ｃＢＮ焼結体の結合相を構成するＴｉ化合物粒子の界面に形成された前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が、Ｔｉ化合物粒子の粒成長抑制作用を有し、結合相粒子の粗大化を抑制することから、ｃＢＮ焼結体における結合相粒子の粒径を、例えば、平均粒径２５０ｎｍ以下に微細化することができ、これによって、ｃＢＮ工具の耐チッピング性を向上させることができ、しかも、結合相粒子が微細であっても、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相がｃＢＮ粒子間の熱伝導路を形成していることで、ｃＢＮ焼結体の熱伝導性が低下することはなく、その結果、ｃＢＮ工具の耐クレータ摩耗性を低下させることもない。
よって、本発明のｃＢＮ工具は、高熱発生を伴い、刃先に高負荷が作用する断続切削条件に供した場合でも、耐チッピング性、耐摩耗性ともにすぐれ、工具寿命の延命化が図られる。

本発明のｃＢＮ焼結体断面を、走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」で表す。倍率：５０，０００倍）−エネルギー分散Ｘ線分光法（以下、「ＥＤＳ」で表す）によって取得した画像を２値化処理した元素マッピング図の一例を示し、（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、Ｗ，Ｃｏ，Ｆｅの元素マッピング図であり、（ｄ）、（ｅ）は、それぞれ、Ｂ，Ｎの元素マッピング図である。前記各画像において、元素が存在する領域が白い領域である。 （ａ）は、Ｂ及びＮの元素マッピング図を重ね合わせて得られるｃＢＮ粒子の組織状態を示す概略模式図であり、（ｂ）は、Ｗ，Ｃｏ及びＦｅの元素マッピング図を重ね合わせて得られるＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相の組織状態を示す概略模式図である。 図２（ａ）と図２（ｂ）を重ね合わせることによって作成したｃＢＮ焼結体の組織状態を示す概略模式図である。 図３に示される組織状態のｃＢＮ焼結体において、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して、ｃＢＮ粒子が繋がっているか否かを判断するための概略説明図であって、（ａ）は、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して、ｃＢＮ粒子が繋がっている状態を示し、（ｂ）は、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して、図中、右上のｃＢＮ粒子が繋がっていない状態を示す概略説明図である。なお、前記の図２〜４は、本発明の理解をわかりやすくするための模式図であって、図１の元素マッピング図とは直接には対応していないことに留意されたい。

本発明のｃＢＮ工具について、以下に説明する。

本発明のｃＢＮ工具の少なくとも刃先を構成するｃＢＮ焼結体は、硬質相成分としてｃＢＮ粒子を含有し、また、主たる結合相成分としてＴｉＣ粒子、ＴｉＮ粒子あるいはＴｉＣＮ粒子等のＴｉ化合物粒子を含有する。
主たる結合相成分はＴｉ化合物粒子であるが、これに加えて、製造工程で不可避的に混入する不純物成分、あるいは、焼結時の反応生成物であるＡｌ_２Ｏ_３、ＡｌＮ、ＴｉＡｌＮ等のＡｌ化合物等が結合相中に含有されることは許容される。

ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合：
本発明のｃＢＮ焼結体において、ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合が４０体積％未満となった場合には、ｃＢＮ粒子同士が接触し結合相と十分に反応できない未焼結部分の形成は少なくなるが、その反面、ｃＢＮ焼結体の硬さが低下し、工具としての寿命も低下してしまうため、ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合は、４０体積％以上とすることが好ましい。
一方、ｃＢＮ粒子の含有割合が８５体積％を超えるようになると、ｃＢＮ粒子同士が直接接する部分が多くなることで高熱伝導性を有するものの、切削加工用工具として使用した場合に、焼結体中にクラックの起点となる空隙が生成しやすくなり、耐欠損性が低下するので、ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合は、８５体積％以下とすることが好ましい。
したがって、ｃＢＮ粒子の含有割合は、４０〜８５体積％とすることが好ましく、より好ましくは、４５〜８０体積％である。
また、ｃＢＮ粒子の含有割合を少なくして、しかも、ｃＢＮ工具としての最高の特性を発揮するのに適したｃＢＮ粒子の含有割合は、好ましくは５０〜７５体積％、より好ましくは、６０体積％以上７０体積％以下の範囲である。

ｃＢＮ粒子の含有割合の測定・算出：
ｃＢＮ焼結体に占めるｃＢＮ粒子の含有割合は、ｃＢＮ焼結体の断面をＳＥＭによって観察して得た二次電子像内のｃＢＮ粒子に相当する部分を画像処理によって抜き出し、画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、その値を画像総面積で除することでｃＢＮ粒子の面積比率を算出する。そして、この面積比率を体積％とみなすことで、ｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）を測定することができる。
また、本発明では、ＳＥＭで得られた倍率５、０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）としている。
なお、画像処理に用いる観察領域は、ｃＢＮ粒子の平均粒径の５倍の長さの一辺をもつ正方形の領域とすることが望ましく、例えば、ｃＢＮ粒子の平均粒径が３μｍの場合、１５μｍ×１５μｍ程度、また、ｃＢＮ粒子の平均粒径が６μｍの場合、３０μｍ×３０μｍ程度の観察領域が望ましい。

ｃＢＮ粒子の平均粒径：
本発明のｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮ粒子の平均粒径は、特に限定するものではないが、０．２〜８μｍの範囲とすることが好ましい。
これは次の理由による。
ｃＢＮ焼結体を切削加工工具の刃先として使用する場合、平均粒径が０．２〜８μｍのｃＢＮ粒子が焼結体内に分散することにより、工具使用中に工具表面のｃＢＮ粒子が脱落して生じる刃先の凹凸形状を起点とするチッピングの発生を抑制することができる。それに加え、工具使用中に刃先に加わる応力により生じるｃＢＮ粒子と結合相との界面から進展するクラック、あるいはｃＢＮ粒子を貫通して進展するクラックの伝播を、焼結体中に分散したｃＢＮ粒子により抑制することができる。そのため、このような切削加工工具は優れた耐欠損性を有する。
したがって、本発明のｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮ粒子の平均粒径は、０．２〜８μｍの範囲とすることが好ましく、より好ましい範囲は、０．５〜６μｍである。

ｃＢＮ粒子の平均粒径の測定・算出：
ｃＢＮ粒子の平均粒径の測定・算出は、以下のようにして求めることができる。
ｃＢＮ焼結体の断面の所定の領域（例えば、ｃＢＮ粒子の平均粒径３μｍの場合、１５μｍ×１５μｍ（ｃＢＮ粒子の平均粒径の５倍角）の領域）をＳＥＭで観察し二次電子像を得る。得られた画像を２値化処理してｃＢＮ粒子に相当する部分を画像処理にて抜き出し、画像解析により抜き出した各粒子に相当する部分の最大長を各粒子の直径として求める。この直径から、各粒子を球として各粒子の体積を計算する。求めた各粒子の体積を基に、粒子径の積算分布を求める。つまり、各粒子について、その体積とその粒子の直径以下の直径を有する粒子の体積の総和を積算値として求める。各粒子について、全粒子の体積の総和に対する各粒子の上記積算値との割合である体積百分率（％）を縦軸とし、横軸を各粒子の直径（μｍ）としてグラフを描画し、体積百分率が５０％となる粒子の直径（メディアン径）の値を１画像におけるｃＢＮ粒子の平均粒径とする。そして、少なくとも３画像に対し上記の処理を行って求めた平均粒径の値の平均値を、ｃＢＮ焼結体のｃＢＮ粒子の平均粒径（μｍ）とする。

結合相組織：
結合相としてＴｉ化合物粒子を含有する本発明のｃＢＮ焼結体は、ｃＢＮ焼結体の断面を、ＳＥＭ−ＥＤＳにより元素分析すると、例えば、図１に示されるような元素マッピング図が得られる。
図１（ａ）〜（ｅ）は、倍率５０，０００倍のＳＥＭ−ＥＤＳによって取得した本発明のｃＢＮ焼結体の断面についての元素マッピング図の一例を示すが、（ａ）はＷ、（ｂ）はＣｏ、（ｃ）はＦｅ、（ｄ）はＢ、（ｅ）はＮについての元素マッピング図である。

図１（ａ）〜（ｅ）に示されるような元素マッピング図を用い、Ｂ成分とＮ成分のマッピング図（図１（ｄ）と（ｅ）参照）を重ね合せることによって、図２（ａ）の模式図として示されるように、本発明のｃＢＮ焼結体におけるｃＢＮ粒子の組織状態を確認することができ、また、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分のマッピング図（図１（ａ）と（ｂ）と（ｃ）参照）を重ね合せることによって、図２（ｂ）の模式図として示されるように、本発明のｃＢＮ焼結体の結合相中のＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相の存在を確認することができる。

また、図２（ａ）と（ｂ）に示される元素マッピング図をさらに重ね合せることによって、図３の模式図に示されるように、本発明のｃＢＮ焼結体の組織を確認することができる。
なお、前記の図２、図３は、結合相中のＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相の存在と、ｃＢＮ焼結体の組織状態をわかりやすく理解するための模式図であって、図１の元素マッピング図とは直接には対応していないことに注意が必要である。

図２と図３から、本発明のｃＢＮ焼結体においては、は、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分とが共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が、結合相を構成するＴｉ化合物粒子の界面に、ｃＢＮ粒子相互間を繋いで途切れなく存在しているが、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、ｃＢＮ粒子の周囲を覆う（取り囲む）ようには形成されていない（存在していない）ことが理解される。

そして、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、Ｔｉ化合物粒子よりも熱伝導率が高く、ｃＢＮ粒子相互間に途切れなく存在し、ｃＢＮ粒子相互間を繋ぐ熱伝達路としての機能を備えるため、ｃＢＮ焼結体の熱伝導性の向上が図られる。
さらに、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、高温・高圧の焼結条件下での結合相粒子の粗大化を抑制することから、ｃＢＮ焼結体の微細な結合相組織の維持に貢献する。

ｃＢＮ焼結体の熱伝導性を向上させるためには、ｃＢＮ焼結体の断面をＳＥＭで観察し、元素マッピングを求めた場合、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して相互に繋がっているｃＢＮ粒子の個数は、観察視野に存在するｃＢＮ粒子の総個数の２０％以上、より好ましくは５５％以上である。２０％未満である場合には、ｃＢＮ焼結体の熱伝導性の大きな向上効果を期待できない。

また、ｃＢＮ焼結体の断面について電子線マイクロアナライザー（以下、「ＥＰＭＡ」で表す）を用いた定性・定量分析を行い、定性分析で検出された元素についてＺＡＦ定量分析法によりＷとＣｏとＦｅの含有量（質量％）を求めた場合、ｃＢＮ焼結体全体におけるＴｉ，Ａｌ，Ｂ，Ｎ，Ｃ，Ｏ，Ｗ，Ｃｏ，Ｆｅの合計を１００質量％としたときに占めるＷとＣｏとＦｅの合計含有量は、２質量％以上１０質量％以下であることが好ましく、さらに、Ｆｅの含有量は、０．０３質量％以上１．０質量％以下であることが好ましい。
これは、ＷとＣｏとＦｅの合計含有量が２質量％未満であると、熱伝導性向上効果が得られず、一方、１０質量％以上になると、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相の粗大凝集粒が形成され、これがチッピングの発生起点となり、耐チッピング性が低下するという理由による。
特に、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相におけるＦｅの含有量が０．０３質量％以上で熱伝導性向上効果が大きくなるが、Ｆｅの含有量が１．０質量％を超えると粗大凝集粒の形成傾向が高まり、これがチッピングの発生起点となることから、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相におけるＦｅの含有量は、０．０３質量％以上１．０質量％とすることが好ましい。

Ｔｉ化合物粒子の平均粒径：
結合相を構成するＴｉ化合物粒子の大きさは、ｃＢＮ焼結体の強度、熱伝導性に影響を与え、平均粒径が２５０ｎｍを超えると、熱伝導性が向上する反面、ｃＢＮ焼結体の強度の低下を招き、また、ｃＢＮ工具として使用した場合にチッピングを発生しやすくなることから、Ｔｉ化合物粒子の平均粒径は２５０ｎｍ以下であること、好ましくは、３０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の範囲であることが望ましい。
なお、Ｔｉ化合物粒子の平均粒径が２５０ｎｍ以下、あるいは、３０ｎｍ以上２００ｎｍ以下の範囲に微細化され、Ｔｉ化合物粒子間の界面の長さが増加した場合であっても、本発明では、Ｔｉ化合物粒子の界面に熱伝達路としての機能を備えるＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在するために、ｃＢＮ焼結体の熱伝導性の低下は防止され、その結果、耐クレータ摩耗性の低下が防止される。

Ｔｉ化合物粒子の平均粒径の測定・算出は、例えば、以下のようにして求めることができる。
まず、ｃＢＮ焼結体の断面の観察領域を、透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」で表す）に付属する結晶方位解析装置を用いて観察する。より具体的に言えば、Ｔｉ化合物粒子を観察するために結晶粒径と同程度の厚さ以下に研磨された切片をＴＥＭにセットし、２００ｋＶに加速された電子線を前記切片に照射することで、４００ｎｍ×５００ｎｍの範囲で観察を行う。
前記の範囲で結晶方位のマップデータを得る解析方法は以下の通りである。
前記の切片に、０．５〜１．０度に傾けた電子線をＰｒｅｃｅｓｓｉｏｎ照射しながら、電子線を任意のビーム径及び間隔でスキャンし、連続的に電子線回折パターンを取り込み、個々の測定点の結晶方位を解析する。なお、本測定に用いた回折パターンの取得条件は、カメラ長２０ｃｍ、ビームサイズ２．２ｎｍで、測定ステップは２．０ｎｍである。
次に、得られた電子線回折パターンから個々の結晶粒を判別するための解析方法は、以下の通りである。
まず、測定点の隣接点同士の結晶方位が５度以上離れている場合に粒界とし、粒界以外の部分を結晶粒、つまりＴｉ化合物粒子と定義した。
この画像を縦４枚×横４枚で連結させて縦１６００ｎｍ×横２０００ｎｍの画像とし、ｃＢＮ粒子の平均粒径を求めるための前述の手順と同様の手順でＴｉ化合物粒子の平均粒径を求める。
このような測定・算出を複数（３箇所以上）の観察領域で実施し、その平均値を、Ｔｉ系化合物粒子の平均粒径（ｎｍ）とする。

ｃＢＮ焼結体の熱伝導率κ：
本発明のｃＢＮ焼結体は、結合相中に前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在することによりすぐれた熱伝導性を有するが、具体的なｃＢＮ焼結体の熱伝導率κの測定法は、例えば以下のとおりである。
まず、ｃＢＮ焼結体から測定試料を切り出し、切り出した測定試料の寸法を測定し、次いでアルキメデス法によって密度ρを測定する。
ついで、Ｘｅフラッシュアナライザーを用いたレーザーフラッシュ法によって熱拡散率αと比熱容量Ｃ_Ｐを測定し、次の式を用いて熱伝導率κを算出する。
熱伝導率κ（Ｗ／ｍ・ｋ）
＝熱拡散率α（ｍｍ^２／ｓｅｃ）×密度ρ（ｇ／ｃｍ^３）×比熱容量Ｃ_Ｐ（Ｊ／（Ｋ・ｇ）

ｃＢＮ焼結体の製造：
本発明のｃＢＮ焼結体は、好ましくは、０．２〜８μｍの平均粒径のｃＢＮ粒子と、好ましくは、２５０ｎｍ以下の平均粒径のＴｉ化合物粒子を、好ましくは、ｃＢＮ粒子の体積割合が４０〜８５体積％（より好ましくは、６０体積％以上７０体積％以下）となるように配合した混合粉末を作製し、これを超高圧条件下で焼結することによって作製することができる。
まず、結合相を構成する原料粉末（ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＡｌ_３粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末など）を準備する。これらの原料粉末を、例えば、超硬合金製容器内に超硬合金製ボールとアセトンと共に充填し、ボールミルにより粉砕及び混合を行う。
その後、ｃＢＮ焼結体中でＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を形成するナノＷ粉末（粒径：８００ｎｍ以下）とナノＣｏ粉末（粒径：３０ｎｍ以下）とナノＦｅ粉末（粒径：１００ｎｍ以下）、さらに、ｃＢＮ焼結体の硬質相となる平均粒径０．２〜８μｍのｃＢＮ粒子を添加して、さらに、ボールミルによって混合し、混合粉末を得る。
次いで、この混合粉末を、例えば、５ＧＰａ以上の圧力、かつ、１２００〜１６００℃以上の温度の焼結条件で所定時間超高圧焼結することによって、結合相を構成するＴｉ化合物粒子の粒子間界面に、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在する結合相組織が形成されたｃＢＮ焼結体を作製することができる。

図１は、前記工程で作製した本発明のｃＢＮ焼結体断面をＳＥＭ観察した際に得た元素マッピングの一例である。
また、ｃＢＮ焼結体中のＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相の概略模式図を示す図２（ｂ）、さらに、ｃＢＮ焼結体組織の模式図を示す図３から、結合相を構成するＴｉ化合物粒子の界面には、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相がｃＢＮ粒子相互間を繋いで途切れることなく存在していることが観察される。
一方、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、ｃＢＮ粒子の周囲を覆う（取り囲む）ようには存在していない（形成されていない）ことは、後記する説明によって理解される。

そして、前記で作製したｃＢＮ焼結体を、ＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）にろう付けし、必要に応じ、研磨加工、ホーニング加工等を施すことにより、少なくとも刃先が前記ｃＢＮ焼結体で構成された所望のインサート形状をもった耐欠損性、耐摩耗性にすぐれるｃＢＮ工具を作製することができる。

以下に、本発明のｃＢＮ焼結体、ｃＢＮ工具について、実施例に基づいて説明する。

まず、結合相を構成する原料粉末として、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＣ粉末を準備し、これらから選んだ原料粉末の一種を結合相形成用原料粉末とする。
次いで、上記で選択した結合相形成用原料粉末を、例えば、超硬合金製容器内に超硬合金製ボールとアセトンと共に充填し、ボールミルにより９６時間〜１２０時間粉砕及び混合を行う。
次に、ｃＢＮ粒子粉末とＴｉ化合物粒子粉末の合量を１００体積％としたときのｃＢＮ粒子粉末の含有割合が５０〜７５体積％の範囲内となるように平均粒径３μｍのｃＢＮ粒子を配合し、さらにＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相となる平均粒径５００ｎｍ〜９００ｎｍのナノＷ粉末と平均粒径２０ｎｍ〜４０ｎｍのナノＣｏ粉末と平均粒径６０ｎｍ〜８０ｎｍのナノＦｅ粉末を添加した後に、１２時間〜２４時間湿式混合し、乾燥した。
その後、油圧プレスにて成形圧１ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形して成形体を得た。
次いで、この成形体を、圧力：１Ｐａの真空雰囲気中、１０００〜１３００℃の範囲内の所定温度に３０〜６０分間保持して熱処理し、次いで、通常の超高圧焼結装置に装入し、圧力：５ＧＰａ、温度：１４００℃の条件で超高圧高温焼結することにより、本発明ｃＢＮ焼結体１〜１０を作製した。

次に、前記で作製した本発明ｃＢＮ焼結体１〜１１の上下面をダイヤモンド砥石を用いて研磨し、ワイヤー放電加工装置にて分割し、さらに、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残りの組成およびＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８の形状をもったＷＣ基超硬合金製インサート本体のろう付け部（コーナー部）に、質量％で、Ｃｕ：２６％、Ｔｉ：５％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金のろう材を用いてろう付けし、さらに上下面および外周研磨、ホーニング加工を施すことによりＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった表１に示す本発明ｃＢＮ工具１〜１２を作製した。

比較のため、実施例とほぼ同様の手法を用い、比較例ｃＢＮ焼結体１〜７を作製した。
ただし、表２に示されるように、比較例ｃＢＮ焼結体１〜６については、前記実施例の製造工程における「ナノＷ粉末とナノＣｏ粉末とナノＦｅ粉末を添加する」という条件を満足していない。
また、比較例７は、ｃＢＮ焼結体のＴｉ化合物粒子の平均粒径が、本発明で規定する条件を満たしていない。
ついで、実施例と同様の手法で、ＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもった表２に示す比較例ｃＢＮ工具１〜７を作製した。

上記で作製した本発明ｃＢＮ焼結体１〜１２および比較例ｃＢＮ焼結体１〜７について、ｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）を測定・算出した。
ｃＢＮ粒子の含有割合は、ｃＢＮ焼結体の断面をＳＥＭ−ＥＤＳによって観察して得た元素マッピングのｃＢＮ粒子に相当する部分を画像処理によって抜き出し、画像解析によってｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、その値を画像総面積で除することでｃＢＮ粒子の面積比率を算出し、そして、この面積比率を体積％とみなすことで、ｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）を測定・算出した。
また、この測定では、ＳＥＭで得られた倍率５，０００の二次電子像の少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値をｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）とした。
なお、画像処理に用いた観察領域は、ｃＢＮ粒子の平均粒径の５倍の長さの一辺をもつ正方形の領域（ｃＢＮ粒子の平均粒径が３μｍの場合、１５μｍ×１５μｍ程度の観察領域）とした。
表１、表２に、ｃＢＮ粒子の含有割合（体積％）を示す。

また、上記で作製した本発明ｃＢＮ焼結体１〜１２および比較例ｃＢＮ焼結体１〜７について、１５μｍ×１５μｍの観察領域において、ＳＥＭ−ＥＤＳの５０，０００倍によってＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相の存在の有無を確認した。
例えば、図２（ｂ）の模式図に示されるように、本発明ｃＢＮ焼結体の断面を、ＳＥＭ（倍率：５０，０００倍）−ＥＤＳで観察して得た元素マッピングにより、Ｔｉ化合物粒子相互の界面にＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、かつ、ｃＢＮ粒子相互間を繋いで途切れることなく存在することを確認した。また、図２（ｂ）からも明らかなように、ｃＢＮ粒子の周囲は、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相によって覆われて（取り囲まれて）いないことを確認した。
次いで、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して途切れることなく相互に繋がっているｃＢＮ粒子の個数をカウントし、該領域に存在するｃＢＮ粒子の全個数に占める割合を求めた。
また、ｃＢＮ焼結体の断面を、ＥＰＭＡを用いた定性・定量分析を行い、定性分析で検出された元素についてＺＡＦ定量分析法により、ｃＢＮ焼結体全体に含有されるＷ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｂ，ＮさらにＴｉ，Ａｌ，Ｃ，Ｏ，の合計含有量を１００質量％としたときに、前記Ｗ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｂ，Ｎ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃ，Ｏの合計含有量に占めるＷとＣｏとＦｅの合計含有量の割合（質量％）及びＦｅの含有量の割合（質量％）を測定した。
表１、表２に、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているｃＢＮ粒子の個数割合（％）とＷとＣｏとＦｅが占める合計含有量（質量％）及びＦｅの含有量（質量％）を示す。

Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているｃＢＮ粒子の個数割合の具体的な測定・算出方法は、以下のとおりである。
ｃＢＮ焼結体の断面をＳＥＭ（倍率：５０，０００倍）−ＥＤＳでＷ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｂ、Ｎの元素マッピングを行い、各マッピング像は対象元素が存在しない部分を黒、存在する部分を白とし、黒を０、白を２５５の２５６段調のモノクロ像にて取得し、各々のモノクロ像において元素が存在する位置が白となるように、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪのＴｈｒｅｓｈｏｌｄツールのＡｕｔｏ機能を用いて閾値を決めて２値化処理を行うことで図１に示すような各元素の元素マッピング像を得る。

得られた像のＢとＮを重ね、重なった領域を抽出することでＢとＮの元素マッピング像（図２（ａ）の模式図参照）を得る。同様の手法で、ＷとＣｏとＦｅを重ね、重なった領域を抽出することでＷとＣｏとＦｅの元素マッピング像（図２（ｂ）の模式図参照）を得る。
前記ＢとＮの元素マッピング像とＷとＣｏとＦｅの元素マッピング像を重ね合わせることで、ｃＢＮ粒子とＷ-Ｃｏ−Ｆｅ相が一体化した像（図３の模式図参照）を得る。

次に、図３を１ピクセルが２ｎｍ角になるように画像編集ソフト（Ａｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ）でサイズ変更する。サイズ変更した図３をグラフ作成ソフト（ＨＵＬＩＮＫＳ ＩＧＯＲ ＰＲＯ）で数値のマトリックスに変換する。このとき白い領域のピクセルは数値２５５、黒い領域のピクセルは数値０となる。得られたマトリックスにおいて、数値２５５であるピクセルの周りを囲む８つのピクセルのうち１つでも数値２５５である場合、それら数値２５５であるピクセルは連続している、つまり元素は連続的に存在していて繋がっていると定義する。言い換えると数値２５５であるピクセルと数値２５５であるピクセルの間に数値０であるピクセルが１つでも存在する場合、不連続となり繋がっていないことを意味する。

次にＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているｃＢＮ粒子を数値のマトリックスから求める方法は以下のようになる。
図４（ａ）において、図３と同様に１ピクセルが２ｎｍ角になるようにサイズ変更し、数値のマトリックスに変換する。ここで得られたマトリックスの数値２５５であるピクセルはｃＢＮ粒子とＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相の領域であり、この数値２５５であるピクセルのうちでｃＢＮ領域内から任意に１ピクセルを選ぶ。
図３で選んだピクセルと同じ位置の図４（ａ）のピクセルの数値を例えば２５５から１６０に変更する。つまり、図４（ａ）における任意の１つのｃＢＮ領域内の１つのピクセルの数値を２５５から１６０に変更する。この変更したピクセルを囲む８つのピクセルのうち数値が２５５であるピクセルを全て１６０に置き換える。ここで１６０に置き換えられた各ピクセルを囲む８つのピクセルのうち数値が２５５であるピクセルを全て１６０に置き換える作業を繰り返す。最終的に得られた０と１６０と２５５の数値のマトリックスを画像として出力する。画像として出力すると数値１６０は灰色となるため、得られる画像は図４（ａ）、（ｂ）に示すように、白と黒と灰色の３色の画像となる。得られた画像において、灰色であるＢＮ粒子はＷ-Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているｃＢＮ粒子であるとし、その個数をカウントし、ｃＢＮ粒子の総個数から割合を算出する。ｃＢＮ粒子の総個数は図２（ａ）を画像解析して求めることができる。

例えば、Ｗ-Ｃｏ−Ｆｅ相が途切れている場合、つまり数値が２５５であるピクセルと数値が２５５であるピクセルの間に１つ以上の数値が０であるピクセルが存在し不連続になっている場合、図４（ｂ）で示すように繋がっていないｃＢＮ粒子（図４（ｂ）の右上隅のｃＢＮ粒子）は灰色に変換されない。
つまり、図４（ａ）では、３個のｃＢＮ粒子のすべてがＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているとして扱い、一方、図４（ｂ）によれば、３個のｃＢＮ粒子の内の２個はＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているが、残りの１個（図４（ｂ）中右上隅のｃＢＮ粒子）はＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がってはいないとして扱った。
前記段落００５１で行っている画像処理は、例えば、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪのＦｌｏｏｄ Ｆｉｌｌ Ｔｏｏｌを用いることで、任意の１つのｃＢＮ粒子に対してＷ-Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているｃＢＮ粒子を同様に判別することができる。
Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相によって繋がっているｃＢＮ粒子の個数割合（個数％）は倍率５０，０００倍で測定し、縦８μｍｘ横１２μｍになるように画像を連結させて１視野としたのちに画像処理および画像解析を行い、少なくとも３視野の平均値とする。
表１、表２に、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相によって繋がっているｃＢＮ粒子の個数割合（個数％）を示す。

Ｔｉ化合物粒子の平均粒径の測定・算出は、以下のようにして求めることができる。
まず、ｃＢＮ焼結体の断面の観察領域を、ＴＥＭに付属する結晶方位解析装置を用いて観察する。より具体的に言えば、Ｔｉ化合物粒子を観察するために結晶粒径と同程度の厚さ以下に研磨された切片をＴＥＭにセットし、２００ｋＶに加速された電子線を前記切片に照射することで、縦４００ｎｍ×横５００ｎｍの範囲で観察を行う。
前記の範囲で結晶方位のマップデータを得る解析方法は以下の通りである。
前記の切片に、０．５〜１．０度に傾けた電子線をＰｒｅｃｅｓｓｉｏｎ照射しながら、電子線を任意のビーム径及び間隔でスキャンし、連続的に電子線回折パターンを取り込み、個々の測定点の結晶方位を解析する。なお、本測定に用いた回折パターンの取得条件は、カメラ長２０ｃｍ、ビームサイズ２．２ｎｍで、測定ステップは２．０ｎｍである。
次に、得られた電子線回折パターンから個々の結晶粒を判別するための解析方法は、以下の通りである。
まず、測定点の隣接点同士の結晶方位が５度以上離れている場合に粒界とし、粒界以外の部分を結晶粒、つまりＴｉ化合物粒子と定義した。
この画像を縦４枚×横４枚で連結させて縦１６００ｎｍｘ横２０００ｎｍの画像とし、ｃＢＮ粒子の平均粒径を求めるための前記手順と同様の手順でＴｉ化合物粒子の平均粒径を求める。
このような測定・算出を複数の観察領域（３領域以上）で実施し、その平均値を、Ｔｉ系化合物粒子の平均粒径（ｎｍ）とする。
表１、表２に、その結果を示す。

また、上記で作製した本発明ｃＢＮ焼結体１〜１２および比較例ｃＢＮ焼結体１〜７について、以下の方法で、熱伝導率λ（Ｗ／ｍ・Ｋ）を測定した。
ｃＢＮ焼結体から測定試料を切り出し、切り出した測定試料の寸法を測定し、次いでアルキメデス法によって密度ρを測定する。
ついで、Ｘｅフラッシュアナライザーを用いたレーザーフラッシュ法によって熱拡散率αと比熱容量Ｃ_Ｐを測定し、次の式を用いて熱伝導率κを算出する。
熱伝導率κ（Ｗ／ｍ・Ｋ）
＝熱拡散率α（ｍｍ^２／ｓｅｃ）×密度ρ（ｇ／ｃｍ^３）×比熱容量Ｃ_Ｐ（Ｊ／（Ｋ・ｇ）
表１、表２に、測定値を示す。

また、本発明ｃＢＮ焼結体１〜１２および比較例ｃＢＮ焼結体１〜７の断面研磨面について、荷重５ｋｇでビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、１０箇所の測定点における測定値を平均することによって、焼結体の硬さ（ＨＶ）を求めた。
表１、表２に、これらの値を示す。

ついで、前記本発明ｃＢＮ工具１〜１２および比較例ｃＢＮ工具１〜７を、いずれも工具鋼製バイトの先端部に固定治具にてネジ止めした状態で、各工具について、以下に示す切削条件で乾式断続切削加工試験を実施し、切削工具としての耐チッピング性、耐クレータ摩耗性の良否を評価した。
《切削条件》
被削材：ＪＩＳ・ＳＣＭ４２０の（ＨＲＣ５８−６２）の丸棒
（ただし、被削材の軸方向に等間隔で５本のスリットあり）
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
切込み：０．１５ｍｍ、
の条件での、外周加工の乾式断続切削加工試験を行った。
上記の断続切削加工試験において、耐チッピング性の指標として、刃先チッピング発生までの衝撃回数を測定した。（衝撃回数が大であれば、耐チッピング性は優れると判定される。）
また、耐クレータ摩耗性の指標として、切削開始から１５０秒経過後のすくい面をレーザー顕微鏡で観察し、予め観察しておいた切削開始前のすくい面との比較からクレータ摩耗の最大深さを測定した。（最大深さが小さいほど、耐クレータ摩耗性は優れると判定される。）
表３、表４に、切削試験結果を示す。

なお、クレータ摩耗良否判定の欄中の記号は、以下を意味する。
◎：耐クレータ摩耗性は優れる（クレータ摩耗の最大深さが２０μｍ未満）
○：耐クレータ摩耗性は良い（クレータ摩耗の最大深さが２０μｍ以上３０μｍ未満）
△：耐クレータ摩耗性は劣る（クレータ摩耗の最大深さが３０μｍ以上４０μｍ未満）
×：耐クレータ摩耗性は非常に劣る（クレータ摩耗の最大深さが４０μｍ以上）

表３、表４に示される結果によれば、本発明ｃＢＮ工具１〜１２は、結合相のＴｉ化合物粒子が微粒であって、耐チッピング性にすぐれ、しかも、ｃＢＮ粒子相互が熱伝導路の機能を備えるＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して繋がっているためｃＢＮ焼結体は良熱伝導性を備えることから耐クレータ摩耗性にもすぐれる。
よって、高熱発生を伴い、刃先に高負荷が作用する切削条件下であっても、すぐれた耐チッピング性、耐クレータ摩耗性が長期の使用にわたって発揮される。
これに対して、比較例ｃＢＮ工具１〜７は、結合相を構成するＴｉ化合物粒子の平均粒径が本発明範囲外であるため、あるいは、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が形成されていない等のため、耐チッピング性、耐クレータ摩耗性に劣り、工具寿命が短命である。
なお、本発明ｃＢＮ工具１１は、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相におけるＦｅ含有量が本発明で規定する好ましい範囲を外れており、また、本発明ｃＢＮ工具１２は、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相におけるＷ＋Ｃｏ＋Ｆｅの合計含有量が本発明で規定する好ましい範囲を外れているため、本発明ｃＢＮ工具１〜１０に比べれば、刃先チッピング発生までの衝撃回数が少なく耐チッピング性の若干の低下がみられるものの、耐クレータ摩耗性には優れている。
ただし、本発明ｃＢＮ工具１１、１２と比較例ｃＢＮ工具１〜７と比べた場合には、耐チッピング性と耐クレータ摩耗性のいずれについても、本発明ｃＢＮ工具１１、１２が優れていることは明らかである。

本発明のｃＢＮ工具は、耐チッピング性、耐クレータ摩耗性にすぐれることから、切削工具の長寿命化が図られる。

Claims (4)

1. 硬質相として立方晶窒化ほう素粒子を含有し、結合相としてＴｉ化合物粒子を含有する立方晶窒化ほう素基焼結体によって少なくとも刃先が形成されている立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具において、
   前記Ｔｉ化合物粒子の平均粒径は２５０ｎｍ以下であり、
   前記Ｔｉ化合物粒子の界面には、Ｗ成分とＣｏ成分とＦｅ成分が共存するＷ−Ｃｏ−Ｆｅ相が存在し、
   前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相は、立方晶窒化ほう素粒子相互間を繋いで途切れることなく存在することで熱伝達路を構成していることを特徴とする立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
2. 前記立方晶窒化ほう素基焼結体の断面を走査型電子顕微鏡による元素マッピングで観察した場合、前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相が途切れずに、Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を介して相互に繋がっている立方晶窒化ほう素粒子の個数は、観察視野に存在する立方晶窒化ほう素粒子の総個数の２０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
3. 前記Ｗ−Ｃｏ−Ｆｅ相を構成するＷとＣｏとＦｅが、前記立方晶窒化ほう素基焼結体に占める合計含有量は、２質量％以上１０質量％以下であり、かつ、Ｆｅの含有量は０．０３質量％以上１．０質量％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
4. 前記Ｔｉ化合物粒子は、ＴｉＮ粒子、ＴｉＣＮ粒子およびＴｉＣ粒子の内から選ばれる何れか一種または二種以上であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の立方晶窒化ほう素基焼結体製切削工具。
   

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