JP2001322884A - 被覆立方晶窒化ホウ素焼結体 - Google Patents
被覆立方晶窒化ホウ素焼結体Info
- Publication number
- JP2001322884A JP2001322884A JP2001027485A JP2001027485A JP2001322884A JP 2001322884 A JP2001322884 A JP 2001322884A JP 2001027485 A JP2001027485 A JP 2001027485A JP 2001027485 A JP2001027485 A JP 2001027485A JP 2001322884 A JP2001322884 A JP 2001322884A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- boron nitride
- sintered body
- cubic boron
- nitride sintered
- cutting
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 鋼の高速切削で優れた耐摩耗性と耐熱性を有
する切削工具に最適な被覆立方晶窒化ホウ素焼結体を提
供する。 【解決手段】 99.5体積％以上の立方晶窒化ホウ素から
なる焼結体の基材と、この基材表面の少なくとも一部に
物理蒸着法によって形成された厚さ0.1〜10μmの硬質被
膜とを具える。硬質被膜はIVa族元素とAlから選択され
る1種以上の金属元素とC、NおよびOから選択される1種
以上の元素とを主成分とする1層以上の化合物膜からな
ることが望ましい。硬質被膜と基材との間には、IVa族
元素から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分
とする化合物からなる中間層を具えることが好ましい。
する切削工具に最適な被覆立方晶窒化ホウ素焼結体を提
供する。 【解決手段】 99.5体積％以上の立方晶窒化ホウ素から
なる焼結体の基材と、この基材表面の少なくとも一部に
物理蒸着法によって形成された厚さ0.1〜10μmの硬質被
膜とを具える。硬質被膜はIVa族元素とAlから選択され
る1種以上の金属元素とC、NおよびOから選択される1種
以上の元素とを主成分とする1層以上の化合物膜からな
ることが望ましい。硬質被膜と基材との間には、IVa族
元素から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分
とする化合物からなる中間層を具えることが好ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、立方晶窒化ホウ素
（以下cBNと記す）を主体とする焼結体に硬質被膜を形
成した被覆立方晶窒化ホウ素焼結体に関するものであ
る。特に、鋼の高速切削において優れた耐摩耗性と耐熱
性を有する切削工具として最適な被覆立方晶窒化ホウ素
焼結体に関するものである。
（以下cBNと記す）を主体とする焼結体に硬質被膜を形
成した被覆立方晶窒化ホウ素焼結体に関するものであ
る。特に、鋼の高速切削において優れた耐摩耗性と耐熱
性を有する切削工具として最適な被覆立方晶窒化ホウ素
焼結体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】cBNはダイヤモンドに次ぐ高硬質物質で
あり、10〜60体積％のTiN、TiC、Al、Co等の結合材を用
いて超高圧下で焼結されたcBN焼結体が切削工具用途と
して市販されている。これらの焼結体は主に焼入鋼や鋳
鉄の切削加工用工具に使用されている。
あり、10〜60体積％のTiN、TiC、Al、Co等の結合材を用
いて超高圧下で焼結されたcBN焼結体が切削工具用途と
して市販されている。これらの焼結体は主に焼入鋼や鋳
鉄の切削加工用工具に使用されている。
【０００３】一方、cBN焼結体には結合材を含まないも
のとして、ホウ窒化マグネシウムなどの触媒を用いて六
方晶窒化ホウ素（hBN）を原料として、反応焼結させた
焼結体がある。この焼結体は熱伝導率が600〜700W/m・K
と高く、ヒートシンク材やTABボンディングツールなど
に用いられている。しかし、この焼結体の中には触媒が
いくらか残留しているため、熱を加えるとこの触媒との
熱膨張差による微細クラックが入りやすく、その耐熱温
度は700℃程度と低い。また、cBNの粒径が10μm前後と
大きいため、焼結体の熱伝導率が高いものの、強度が十
分でなく、切削工具としては適用できなかった。
のとして、ホウ窒化マグネシウムなどの触媒を用いて六
方晶窒化ホウ素（hBN）を原料として、反応焼結させた
焼結体がある。この焼結体は熱伝導率が600〜700W/m・K
と高く、ヒートシンク材やTABボンディングツールなど
に用いられている。しかし、この焼結体の中には触媒が
いくらか残留しているため、熱を加えるとこの触媒との
熱膨張差による微細クラックが入りやすく、その耐熱温
度は700℃程度と低い。また、cBNの粒径が10μm前後と
大きいため、焼結体の熱伝導率が高いものの、強度が十
分でなく、切削工具としては適用できなかった。
【０００４】他方、cBNは、hBNなどの常圧型BNを超高圧
高温下で、無触媒で合成（直接変換）することが可能で
ある。このhBN→cBN変換と同時に焼結させることで、バ
インダーを含まないcBN焼結体を作製できることが知ら
れている。例えば、特開昭47-34099号公報や特開平3-15
9964号公報には、hBNを超高圧高温下でcBNに変換させ、
cBN焼結体を得る方法が示されている。また、特公昭63-
394号公報や特開平8-47801号公報には熱分解窒化ホウ素
（pBN）を原料にして、cBN焼結体を作製する方法が示さ
れており、比較的被削性の良いねずみ鋳鉄の高速切削に
用いることが提案されている。
高温下で、無触媒で合成（直接変換）することが可能で
ある。このhBN→cBN変換と同時に焼結させることで、バ
インダーを含まないcBN焼結体を作製できることが知ら
れている。例えば、特開昭47-34099号公報や特開平3-15
9964号公報には、hBNを超高圧高温下でcBNに変換させ、
cBN焼結体を得る方法が示されている。また、特公昭63-
394号公報や特開平8-47801号公報には熱分解窒化ホウ素
（pBN）を原料にして、cBN焼結体を作製する方法が示さ
れており、比較的被削性の良いねずみ鋳鉄の高速切削に
用いることが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、近年の
加工能率向上を目的とした鋼の高速切削化や環境問題に
伴う乾式高速切削化の進む中、コーティング超硬合金を
はじめとする従来工具では、切削時の刃先の高温、高負
荷化にともなう摩耗寿命の低下、基材の塑性変形や、熱
衝撃による亀裂の発生、耐熱強度の不足による損傷が問
題となっていた。
加工能率向上を目的とした鋼の高速切削化や環境問題に
伴う乾式高速切削化の進む中、コーティング超硬合金を
はじめとする従来工具では、切削時の刃先の高温、高負
荷化にともなう摩耗寿命の低下、基材の塑性変形や、熱
衝撃による亀裂の発生、耐熱強度の不足による損傷が問
題となっていた。
【０００６】これを解決するための手段として、特開昭
59-8679号公報において高温硬度に優れるcBN基焼結体に
A1203やTiC、TiN、TiBとA1203の複合層を被覆する方法
が提案されている。また、特開昭61-183187号公報には
上記cBN焼結体上にPVD法（物理蒸着法）によってTiN、T
iC、TiCN等を被覆し、鋳鉄や鋼の切削において耐摩耗性
を改善する方法が示されている。
59-8679号公報において高温硬度に優れるcBN基焼結体に
A1203やTiC、TiN、TiBとA1203の複合層を被覆する方法
が提案されている。また、特開昭61-183187号公報には
上記cBN焼結体上にPVD法（物理蒸着法）によってTiN、T
iC、TiCN等を被覆し、鋳鉄や鋼の切削において耐摩耗性
を改善する方法が示されている。
【０００７】しかし、これらは基材のcBN基焼結体の耐
熱性や高温強度が低いために、鋼の高速切削において
は、切削温度の上昇により膜が剥離し、急激な摩耗の進
行が起こる。特に、高速断続切削では基材の熱伝導率が
低く、熱膨張係数が高いために激しい熱衝撃によって基
材に熱亀裂が発生するなど、顕著な耐摩耗性および耐欠
損性の向上がみられていなかった。
熱性や高温強度が低いために、鋼の高速切削において
は、切削温度の上昇により膜が剥離し、急激な摩耗の進
行が起こる。特に、高速断続切削では基材の熱伝導率が
低く、熱膨張係数が高いために激しい熱衝撃によって基
材に熱亀裂が発生するなど、顕著な耐摩耗性および耐欠
損性の向上がみられていなかった。
【０００８】また、結合材を含まないcBN焼結体は鋳鉄
の高速切削では優れた耐熱性と耐摩耗性を示すが、鋼の
切削においてはcBNと鋼との反応によって刃先の摩耗の
進行が速く工具寿命が著しく低下する。
の高速切削では優れた耐熱性と耐摩耗性を示すが、鋼の
切削においてはcBNと鋼との反応によって刃先の摩耗の
進行が速く工具寿命が著しく低下する。
【０００９】従って、本発明の主目的は、特に鋼の高速
切削で優れた耐摩耗性と耐熱性を有する切削工具に最適
な被覆立方晶窒化ホウ素焼結体を提供することにある。
切削で優れた耐摩耗性と耐熱性を有する切削工具に最適
な被覆立方晶窒化ホウ素焼結体を提供することにある。
【００１０】また、本発明の他の目的は、優れた耐熱亀
裂性を有するcBN焼結体基材上に優れた耐摩耗性と耐熱
性を有する硬質被膜を強固に密着させ、長寿命化を可能
にする切削工具用被覆立方晶窒化ホウ素焼結体を提供す
ることにある。
裂性を有するcBN焼結体基材上に優れた耐摩耗性と耐熱
性を有する硬質被膜を強固に密着させ、長寿命化を可能
にする切削工具用被覆立方晶窒化ホウ素焼結体を提供す
ることにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明者らは、基材である
cBN焼結体に必要な耐熱性と耐熱衝撃性を検討した結
果、従来のcBN焼結体は、特に硬度の低い鋼を切削する
と、cBN粒子と鉄系材料との反応による摩耗進行によ
り、逃げ面摩耗やすくい面摩耗が発達しやすく、摩耗寿
命や欠損に至るとの知見を得た。さらに、高速切削にお
いては、切削温度の上昇による結合材の急激な軟化や劣
化によって耐熱性や耐熱衝撃性が低下するために工具寿
命は著しく低下することが判明した。そこで、本発明で
は、実質的にcBNのみからなる焼結体基材の少なくとも
一部に耐摩耗性を改善する硬質被膜を設け、この被膜の
厚みを特定することで上記の目的を達成する。
cBN焼結体に必要な耐熱性と耐熱衝撃性を検討した結
果、従来のcBN焼結体は、特に硬度の低い鋼を切削する
と、cBN粒子と鉄系材料との反応による摩耗進行によ
り、逃げ面摩耗やすくい面摩耗が発達しやすく、摩耗寿
命や欠損に至るとの知見を得た。さらに、高速切削にお
いては、切削温度の上昇による結合材の急激な軟化や劣
化によって耐熱性や耐熱衝撃性が低下するために工具寿
命は著しく低下することが判明した。そこで、本発明で
は、実質的にcBNのみからなる焼結体基材の少なくとも
一部に耐摩耗性を改善する硬質被膜を設け、この被膜の
厚みを特定することで上記の目的を達成する。
【００１２】すなわち、本発明の被覆立方晶窒化ホウ素
焼結体は、99.5体積％以上の立方晶窒化ホウ素からなる
焼結体の基材と、この基材表面に物理蒸着法によって形
成された厚さ0.1〜10μmの硬質被膜とを具えることを特
徴とする。さらに、基材と硬質被膜との間に所定の中間
層を介在させることで、硬質被膜の密着性を改善するこ
とができる。以下、本発明の構成要件についてより詳し
く説明する。
焼結体は、99.5体積％以上の立方晶窒化ホウ素からなる
焼結体の基材と、この基材表面に物理蒸着法によって形
成された厚さ0.1〜10μmの硬質被膜とを具えることを特
徴とする。さらに、基材と硬質被膜との間に所定の中間
層を介在させることで、硬質被膜の密着性を改善するこ
とができる。以下、本発明の構成要件についてより詳し
く説明する。
【００１３】（基材）基材におけるcBNの含有率は99.5
体積％以上とする。99.5体積％未満であると、不純物な
どcBN以外の構成物質はcBNに比べて耐熱性が低いことが
多く、切削温度が高温となる条件においてcBN粒子以外
の構成物質が劣化し、高温強度が低下するためである。
cBNの含有率が99.5体積％以上であれば高温条件下でも
硬度低下が少なく、硬質被膜の高硬度を維持させる効果
も発揮するため、工具の耐摩耗性を著しく向上させる。
さらにcBN本来優れた耐熱性を得るため、cBNの含有率は
99.9体積％以上が一層望ましい。
体積％以上とする。99.5体積％未満であると、不純物な
どcBN以外の構成物質はcBNに比べて耐熱性が低いことが
多く、切削温度が高温となる条件においてcBN粒子以外
の構成物質が劣化し、高温強度が低下するためである。
cBNの含有率が99.5体積％以上であれば高温条件下でも
硬度低下が少なく、硬質被膜の高硬度を維持させる効果
も発揮するため、工具の耐摩耗性を著しく向上させる。
さらにcBN本来優れた耐熱性を得るため、cBNの含有率は
99.9体積％以上が一層望ましい。
【００１４】基材におけるcBNの平均粒径は１μm以下で
あることが好ましい。cBNの結晶粒径をこのように微細
にすることで、より一層焼結体の強度を向上させること
ができる。平均粒径が１μmを超えると、cBN粒子の粒界
面積が減少し、亀裂の伝播が速くなるために強度が低下
する。
あることが好ましい。cBNの結晶粒径をこのように微細
にすることで、より一層焼結体の強度を向上させること
ができる。平均粒径が１μmを超えると、cBN粒子の粒界
面積が減少し、亀裂の伝播が速くなるために強度が低下
する。
【００１５】また、基材の任意方向のＸ線回折線におい
て、cBNの（220）面のＸ線回折強度I(220)とcBNの（11
1）面のＸ線回折強度I(111)との比I(220)/I(111)が0.05
以上であることが好ましい。それによりへき開による欠
損を抑制して、切削工具としての強度を維持することが
できる。
て、cBNの（220）面のＸ線回折強度I(220)とcBNの（11
1）面のＸ線回折強度I(111)との比I(220)/I(111)が0.05
以上であることが好ましい。それによりへき開による欠
損を抑制して、切削工具としての強度を維持することが
できる。
【００１６】さらに、基材の熱伝導率を250〜1000W/m・
Kとしたり、基材の20〜600℃の温度範囲における熱膨張
係数を3.0〜4.0×10−６/Kの範囲とすることが好適であ
る。このような高い熱伝導率と低い熱膨張係数により、
熱衝撃による亀裂の発生を抑制することができる。
Kとしたり、基材の20〜600℃の温度範囲における熱膨張
係数を3.0〜4.0×10−６/Kの範囲とすることが好適であ
る。このような高い熱伝導率と低い熱膨張係数により、
熱衝撃による亀裂の発生を抑制することができる。
【００１７】そして、20〜1000℃の間の温度で３点曲げ
測定における上記基材の抗折力を800MPa以上としたり、
基材の室温でのビッカース硬度を40000MPa以上とするこ
とが望ましい。これにより、高温下での基材の機械的強
度を改善し、刃先温度が上昇する高速断続切削時の欠損
を低減することができる。
測定における上記基材の抗折力を800MPa以上としたり、
基材の室温でのビッカース硬度を40000MPa以上とするこ
とが望ましい。これにより、高温下での基材の機械的強
度を改善し、刃先温度が上昇する高速断続切削時の欠損
を低減することができる。
【００１８】上述の基材の製造方法としては、低結晶性
もしくは微粒の高純度な常圧型BNを出発原料として、高
圧・高温下で直接変換することが挙げられる。常圧型BN
とは、熱力学的に常圧で安定な窒化ホウ素で、六方晶BN
（hBN）、菱面体BN(rBN)、乱層構造のBN(tBN)、および
非晶質のBN(aBN)が含まれる。ただし、もともと配向性
の高いpBNを原料に用いると、(111)方向に配向したcBN
焼結体となり易い。この配向性のため、切削工具として
使用した場合、層状亀裂、剥離などの不具合が生じるこ
とがある。また、結晶粒度の大きいhBNを原料に用いる
とcBNへの変換率が低くなり、高純度化の為には、より
高圧・高温のより厳しい温度圧力条件が必要となり、粒
度のコントロールも困難となる。低結晶性もしくは微粒
の高純度な常圧型BNを出発原料とすれば、比較的マイル
ドな温度圧力条件で得られるcBN焼結体は配向し難く、
かつ結晶粒子も大きくならない。なお、cBNの平均結晶
粒径を微細にするには、焼結温度を2200℃未満、特に18
00〜2000℃程度とすることが好適である。
もしくは微粒の高純度な常圧型BNを出発原料として、高
圧・高温下で直接変換することが挙げられる。常圧型BN
とは、熱力学的に常圧で安定な窒化ホウ素で、六方晶BN
（hBN）、菱面体BN(rBN)、乱層構造のBN(tBN)、および
非晶質のBN(aBN)が含まれる。ただし、もともと配向性
の高いpBNを原料に用いると、(111)方向に配向したcBN
焼結体となり易い。この配向性のため、切削工具として
使用した場合、層状亀裂、剥離などの不具合が生じるこ
とがある。また、結晶粒度の大きいhBNを原料に用いる
とcBNへの変換率が低くなり、高純度化の為には、より
高圧・高温のより厳しい温度圧力条件が必要となり、粒
度のコントロールも困難となる。低結晶性もしくは微粒
の高純度な常圧型BNを出発原料とすれば、比較的マイル
ドな温度圧力条件で得られるcBN焼結体は配向し難く、
かつ結晶粒子も大きくならない。なお、cBNの平均結晶
粒径を微細にするには、焼結温度を2200℃未満、特に18
00〜2000℃程度とすることが好適である。
【００１９】低結晶性で高純度の常圧型BNは、ホウ素と
酸素を含む化合物を、炭素と窒素とを含む化合物で還元
することにより得られる。さらに、このような常圧型BN
からcBNへの直接変換は、前記ホウ素と酸素とを含む化
合物の沸点以上の温度で、常圧型BNを非酸化性雰囲気で
加熱した後に行うことが好適である。
酸素を含む化合物を、炭素と窒素とを含む化合物で還元
することにより得られる。さらに、このような常圧型BN
からcBNへの直接変換は、前記ホウ素と酸素とを含む化
合物の沸点以上の温度で、常圧型BNを非酸化性雰囲気で
加熱した後に行うことが好適である。
【００２０】（硬質被膜）硬質被膜の材料としては、鋼
や鋳鉄切削で耐摩耗性に優れるTiN、TiC、TiCN、TiAlN
およびAl２O３よりなる群から選択される一層以上の化
合物膜が好ましい。各化合物層を複数積層しても良いこ
とはもちろんである。
や鋳鉄切削で耐摩耗性に優れるTiN、TiC、TiCN、TiAlN
およびAl２O３よりなる群から選択される一層以上の化
合物膜が好ましい。各化合物層を複数積層しても良いこ
とはもちろんである。
【００２１】硬質被膜の厚さは0.1〜10μmとする。下限
値未満では被覆による耐摩耗性向上効果が少なく、上限
値を超えると硬質被膜の剥離や欠損を生じ易くなるため
である。
値未満では被覆による耐摩耗性向上効果が少なく、上限
値を超えると硬質被膜の剥離や欠損を生じ易くなるため
である。
【００２２】硬質被膜表面の中心線平均粗さは、0.1μm
以下であることが好ましい。これにより、切削加工時の
被削材の加工面粗さを向上することができ、加工精度の
向上を図ることができる。硬質被膜表面の粗さを向上す
る主な手段としては、基材表面を被覆前に研摩しておく
ことや、被覆後の硬質被膜表面を研摩することが挙げら
れる。
以下であることが好ましい。これにより、切削加工時の
被削材の加工面粗さを向上することができ、加工精度の
向上を図ることができる。硬質被膜表面の粗さを向上す
る主な手段としては、基材表面を被覆前に研摩しておく
ことや、被覆後の硬質被膜表面を研摩することが挙げら
れる。
【００２３】硬質被膜の形成個所は、切削工具の少なく
ともすくい面とすることが望ましい。特に、切削に作用
するすくい面から逃げ面にかけての範囲に被覆を形成す
ると最も効果的である。ただし、すくい面のみに被覆し
た場合でも、特にクレータ摩耗の発達が著しく抑制でき
る。
ともすくい面とすることが望ましい。特に、切削に作用
するすくい面から逃げ面にかけての範囲に被覆を形成す
ると最も効果的である。ただし、すくい面のみに被覆し
た場合でも、特にクレータ摩耗の発達が著しく抑制でき
る。
【００２４】硬質被膜の形成手段は、公知の物理蒸着法
（PVD法）を利用する。特に、イオンプレーティング法
やスパッタリング法を用いて基材との密着性に優れた被
覆を形成すれば、切削時における硬質被膜の弾塑性変形
が基材との界面で拘束され、硬質被膜の高硬度をさらに
向上すると共に、剥離のない密着強度の高い膜を作るこ
とができる。
（PVD法）を利用する。特に、イオンプレーティング法
やスパッタリング法を用いて基材との密着性に優れた被
覆を形成すれば、切削時における硬質被膜の弾塑性変形
が基材との界面で拘束され、硬質被膜の高硬度をさらに
向上すると共に、剥離のない密着強度の高い膜を作るこ
とができる。
【００２５】（中間層）硬質被膜と基材との間にIVa族
元素から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分
とする化合物からなる中間層を具えることが好ましい。
cBN焼結体と硬質被膜の間に、両者を強固に密着させる
ための中間層があることで工具の長寿命化を可能とす
る。より具体的には、IVa族元素の硼化物、硼窒化物あ
るいは硼化物と窒化物の混合組織が中間層の材質として
望ましい。特に、IVa族元素の硼化物、とりわけTiB2が
好適である。
元素から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分
とする化合物からなる中間層を具えることが好ましい。
cBN焼結体と硬質被膜の間に、両者を強固に密着させる
ための中間層があることで工具の長寿命化を可能とす
る。より具体的には、IVa族元素の硼化物、硼窒化物あ
るいは硼化物と窒化物の混合組織が中間層の材質として
望ましい。特に、IVa族元素の硼化物、とりわけTiB2が
好適である。
【００２６】中間層の厚みは0.05〜3μmが望ましい。0.
05未満では密着性の向上がみられず、3μmを超えても密
着力の向上はみられない。
05未満では密着性の向上がみられず、3μmを超えても密
着力の向上はみられない。
【００２７】中間層の形成方法は、硬質被膜の形成方法
と同様に、イオンプレーティングやスパッタリングなど
の物理的蒸着法を利用することができる。物理的蒸着法
のみによって中間層を形成しても良いし、物理的蒸着法
により基材上にIVa族元素の金属膜を形成し、この金属
膜を熱処理により基材のcBNと反応させてIVa族元素の硼
化物、硼窒化物あるいは硼化物と窒化物の混合層を形成
しても良い。
と同様に、イオンプレーティングやスパッタリングなど
の物理的蒸着法を利用することができる。物理的蒸着法
のみによって中間層を形成しても良いし、物理的蒸着法
により基材上にIVa族元素の金属膜を形成し、この金属
膜を熱処理により基材のcBNと反応させてIVa族元素の硼
化物、硼窒化物あるいは硼化物と窒化物の混合層を形成
しても良い。
【００２８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。 （試験例１）酸化ホウ素（B203）とメラミン（C3N6H6）
をモル比で3：1で配合し、乳鉢で均一に混合した。これ
を、管状炉で、窒素ガス雰囲気中、合成温度850℃で２
時間処理した。得られた粉末をエタノールで洗浄して未
反応のB203を除去し、さらに、高周波炉で、窒素ガス
中、2100℃で2時間処理した。得られた窒化ホウ素粉末
の酸素含有量を、ガス分析で測定すると0.75重量％であ
った。窒素ガス中、2100℃の熱処理でB203や吸着ガスは
完全に除去されているため、この酸素はhBNに固溶した
不純物と思われる。こうして得られた窒化ホウ素のX線
回折図形は、hBNの（102）回折線がなく、hBNの（002）
回折線が非常にブロードで、結晶性がかなり低いことを
示した。hBN（002）回折線の半値幅より結晶子サイズLc
を計算すると8nmであった。
する。 （試験例１）酸化ホウ素（B203）とメラミン（C3N6H6）
をモル比で3：1で配合し、乳鉢で均一に混合した。これ
を、管状炉で、窒素ガス雰囲気中、合成温度850℃で２
時間処理した。得られた粉末をエタノールで洗浄して未
反応のB203を除去し、さらに、高周波炉で、窒素ガス
中、2100℃で2時間処理した。得られた窒化ホウ素粉末
の酸素含有量を、ガス分析で測定すると0.75重量％であ
った。窒素ガス中、2100℃の熱処理でB203や吸着ガスは
完全に除去されているため、この酸素はhBNに固溶した
不純物と思われる。こうして得られた窒化ホウ素のX線
回折図形は、hBNの（102）回折線がなく、hBNの（002）
回折線が非常にブロードで、結晶性がかなり低いことを
示した。hBN（002）回折線の半値幅より結晶子サイズLc
を計算すると8nmであった。
【００２９】この低結晶性常圧型BN粉末を6ton/cm2で型
押し成型し、この成型体を再度、高周波炉で、窒素ガス
中、2100℃で２時間処理した。次に、これをMoカプセル
に入れ、ベルト型超高圧発生装置で6.5GPa、1850℃の条
件で15分処理した。得られた焼結体はcBNが99.9体積
％、平均粒径0.3μｍ、X線回折におけるcBN（220）回折
強度のcBN（111）回折強度に対する比率は0.10であっ
た。
押し成型し、この成型体を再度、高周波炉で、窒素ガス
中、2100℃で２時間処理した。次に、これをMoカプセル
に入れ、ベルト型超高圧発生装置で6.5GPa、1850℃の条
件で15分処理した。得られた焼結体はcBNが99.9体積
％、平均粒径0.3μｍ、X線回折におけるcBN（220）回折
強度のcBN（111）回折強度に対する比率は0.10であっ
た。
【００３０】この焼結体を切削チップの形に加工し、そ
の表面である工具すくい面と逃げ面にアーク式イオンプ
レーティング法を用いて表１に示す構成と厚みの膜を被
覆して、本発明切削工具および比較例切削工具とした。
比較例は各々次の構成である。
の表面である工具すくい面と逃げ面にアーク式イオンプ
レーティング法を用いて表１に示す構成と厚みの膜を被
覆して、本発明切削工具および比較例切削工具とした。
比較例は各々次の構成である。
【００３１】比較例1-8：cBNの含有量が99.9体積％の焼
結体基材で被覆のないもの。 比較例1-9：cBNの含有量が99.9体積％の焼結体基材にTi
Nを極端に厚く被覆したもの。 比較例1-10：TiNを結合材とした焼入鋼切削用でcBN含有
率が約60体積％の市販のcBN焼結体工具にTiNを被覆した
もの。 比較例1-11：市販の超硬合金にTiN/TiCNを被覆したも
の。
結体基材で被覆のないもの。 比較例1-9：cBNの含有量が99.9体積％の焼結体基材にTi
Nを極端に厚く被覆したもの。 比較例1-10：TiNを結合材とした焼入鋼切削用でcBN含有
率が約60体積％の市販のcBN焼結体工具にTiNを被覆した
もの。 比較例1-11：市販の超硬合金にTiN/TiCNを被覆したも
の。
【００３２】これらの工具を用いて硬度がHS38に調整さ
れたSCM435の丸棒連続切削を行い、切削性能を評価し
た。切削条件はV=500m/min、d=0.5mm、f=0.15mm/rev、
乾式で行い工具の逃げ面摩耗量を測定した。結果を表１
に示す。
れたSCM435の丸棒連続切削を行い、切削性能を評価し
た。切削条件はV=500m/min、d=0.5mm、f=0.15mm/rev、
乾式で行い工具の逃げ面摩耗量を測定した。結果を表１
に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】表１に示すように、全ての本発明試料は、
20分の切削時間と少ない逃げ面摩耗幅を実現できている
ことがわかった。これに対して、硬質被膜のない比較例
1-8は極端に切削時間が短く、逃げ面摩耗幅も大きい。
また、硬質被膜の厚すぎる比較例1-9も極端に切削時間
が短く、欠損を生じている。さらに、cBN含有量の少な
い比較例1-10は硬質被膜を有するものの、基材の耐熱性
が不十分で切削時間が短く、逃げ面摩耗幅が大きい結果
となっている。
20分の切削時間と少ない逃げ面摩耗幅を実現できている
ことがわかった。これに対して、硬質被膜のない比較例
1-8は極端に切削時間が短く、逃げ面摩耗幅も大きい。
また、硬質被膜の厚すぎる比較例1-9も極端に切削時間
が短く、欠損を生じている。さらに、cBN含有量の少な
い比較例1-10は硬質被膜を有するものの、基材の耐熱性
が不十分で切削時間が短く、逃げ面摩耗幅が大きい結果
となっている。
【００３５】（試験例２）試験例１と同様に、原料とし
て高純度処理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセル
に入れ、ベルト型高圧発生装置で圧力6.5GPaで、1850℃
の温度条件で15分処理し、cBNに直接変換焼結した。
て高純度処理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセル
に入れ、ベルト型高圧発生装置で圧力6.5GPaで、1850℃
の温度条件で15分処理し、cBNに直接変換焼結した。
【００３６】さらに、この焼結体を切削チップの形に加
工し、このcBN焼結体の表面である工具すくい面と逃げ
面にアーク式イオンプレーティング法により表２に示す
構成と厚みの膜を被覆し、本発明切削工具および比較切
削工具とした。
工し、このcBN焼結体の表面である工具すくい面と逃げ
面にアーク式イオンプレーティング法により表２に示す
構成と厚みの膜を被覆し、本発明切削工具および比較切
削工具とした。
【００３７】本発明切削工具の基材は、cBNが99.9体積
％、cBNの平均粒径0.3μｍ、X線回折におけるcBN（22
0）回折強度のcBN（111）回折強度に対する比率は0.10
であった。また、各比較例は試験例1の比較例と同様で
ある。
％、cBNの平均粒径0.3μｍ、X線回折におけるcBN（22
0）回折強度のcBN（111）回折強度に対する比率は0.10
であった。また、各比較例は試験例1の比較例と同様で
ある。
【００３８】この工具を用いて硬度HB150で、直径300mm
の外周に12箇所のV字形状の溝を有するSCM415の丸棒断
続切削を行った。切削条件はV=800m/min、d=0.5mm、f=
0.15mm/rev、湿式で行い、５分切削後の工具摩耗と欠損
寿命を測定した。結果を表２に示す。
の外周に12箇所のV字形状の溝を有するSCM415の丸棒断
続切削を行った。切削条件はV=800m/min、d=0.5mm、f=
0.15mm/rev、湿式で行い、５分切削後の工具摩耗と欠損
寿命を測定した。結果を表２に示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】表２に示すように、全ての本発明工具は、
断続切削においても高い欠損寿命を有していることがわ
かる。これに対して、いずれの比較例も欠損寿命が短
く、耐摩耗性、耐欠損性におとることがわかる。
断続切削においても高い欠損寿命を有していることがわ
かる。これに対して、いずれの比較例も欠損寿命が短
く、耐摩耗性、耐欠損性におとることがわかる。
【００４１】（試験例３）
【００４２】試験例１と同様に、原料として高純度処理
をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセルに入れ、ベル
ト型超高圧発生装置で6.5GPa、1800℃〜2000℃の温度条
件で15分処理した。得られた焼結体の組成、cBNの粒
径、X線回折におけるcBNの（220）回折強度のcBN（11
1）回折強度に対する比率を表４に示す。
をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセルに入れ、ベル
ト型超高圧発生装置で6.5GPa、1800℃〜2000℃の温度条
件で15分処理した。得られた焼結体の組成、cBNの粒
径、X線回折におけるcBNの（220）回折強度のcBN（11
1）回折強度に対する比率を表４に示す。
【００４３】これらのcBN焼結体を切削チップの形に加
工し、この焼結体のすくい面と逃げ面にイオンプレーテ
ィング法によりTiNを厚み約1.5μｍ被覆した。また、比
較例として、次のものも用意した。
工し、この焼結体のすくい面と逃げ面にイオンプレーテ
ィング法によりTiNを厚み約1.5μｍ被覆した。また、比
較例として、次のものも用意した。
【００４４】比較例3-6：6.5GPaで焼結温度を高くし220
0℃で15分間処理して得たcBN焼結体を切削チップの形に
加工後、上記と同様に約1.5μｍのTiNを被覆して工具と
したもの。 比較例3-7：原料としてpBNを用いて6.5GPa、1850℃で15
分処理して得たcBN焼結体を切削チップの形に加工後、
上記と同様に約1.5μｍのTiNを被覆して工具としたも
の。 比較例3-8：TiNを結合材としたcBN含有率が約60体積％
の市販の焼入鋼切削用cBN焼結体工具に同様にTiNを被覆
したもの。
0℃で15分間処理して得たcBN焼結体を切削チップの形に
加工後、上記と同様に約1.5μｍのTiNを被覆して工具と
したもの。 比較例3-7：原料としてpBNを用いて6.5GPa、1850℃で15
分処理して得たcBN焼結体を切削チップの形に加工後、
上記と同様に約1.5μｍのTiNを被覆して工具としたも
の。 比較例3-8：TiNを結合材としたcBN含有率が約60体積％
の市販の焼入鋼切削用cBN焼結体工具に同様にTiNを被覆
したもの。
【００４５】切削試験は硬度HB180のSCM415の丸棒連続
旋削にて、V=500m/min、f=0.15mm/rev、d=0.5mm、湿式
の条件下で、10分間切削し工具の逃げ面摩耗量を測定し
た。その結果も表３に示す。
旋削にて、V=500m/min、f=0.15mm/rev、d=0.5mm、湿式
の条件下で、10分間切削し工具の逃げ面摩耗量を測定し
た。その結果も表３に示す。
【００４６】
【表３】
【００４７】表３に示すように、基材の焼結温度は1800
〜2000℃程度が好適であることがわかる。これに対し
て、比較例はいずれも欠損を生じ、工具寿命が短いこと
がわかる。
〜2000℃程度が好適であることがわかる。これに対し
て、比較例はいずれも欠損を生じ、工具寿命が短いこと
がわかる。
【００４８】さらに、上記本発明実施例3-1〜3-5および
比較例3-6〜3-8の基材について、硬度、抗折力、熱膨張
係数、熱伝導率を測定した。硬度はビッカース硬度を測
定した。また、抗折力は３点曲げ測定において、雰囲気
温度を20〜1000℃の間で変化させて計測した。試験片の
サイズは６×３×0.7mm（スパン４mm）である。さら
に、熱膨張係数は20〜600℃の間で温度を変化させて測
定した。その結果を表４に示す。
比較例3-6〜3-8の基材について、硬度、抗折力、熱膨張
係数、熱伝導率を測定した。硬度はビッカース硬度を測
定した。また、抗折力は３点曲げ測定において、雰囲気
温度を20〜1000℃の間で変化させて計測した。試験片の
サイズは６×３×0.7mm（スパン４mm）である。さら
に、熱膨張係数は20〜600℃の間で温度を変化させて測
定した。その結果を表４に示す。
【００４９】
【表４】
【００５０】表４に示すように、基材の室温でのビッ
カース硬度が40000MPa以上であるもの、20〜1000℃の
温度範囲で、３点曲げ測定における基材の抗折力が800M
Pa以上であるもの、20〜600℃の温度範囲における基
材の熱膨張係数が3.0〜4.0×10-6/Kの範囲にあるもの、
熱伝導率が250W/m・K〜1000W/m・Kであるものは、表３
の結果と併せて見ればいずれも好結果を得ていることが
わかる。
カース硬度が40000MPa以上であるもの、20〜1000℃の
温度範囲で、３点曲げ測定における基材の抗折力が800M
Pa以上であるもの、20〜600℃の温度範囲における基
材の熱膨張係数が3.0〜4.0×10-6/Kの範囲にあるもの、
熱伝導率が250W/m・K〜1000W/m・Kであるものは、表３
の結果と併せて見ればいずれも好結果を得ていることが
わかる。
【００５１】（試験例４）試験例１と同様に、原料とし
て高純度処理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセル
に入れ、ベルト型高圧発生装置によって圧力6.5GPaで、
1850℃の温度条件で15分処理し、cBNに直接変換焼結し
た。さらにこの焼結体を刃先にノーズ半径0.2mmで逃げ
角7°を有する切削チップの形に加工後、すくい面に相
当するcBN焼結体部を鏡面研磨し、逃げ面は3000番の砥
石を用いて、刃先に存在するチッピングが１μm以下と
なる様に研削仕上げした。
て高純度処理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセル
に入れ、ベルト型高圧発生装置によって圧力6.5GPaで、
1850℃の温度条件で15分処理し、cBNに直接変換焼結し
た。さらにこの焼結体を刃先にノーズ半径0.2mmで逃げ
角7°を有する切削チップの形に加工後、すくい面に相
当するcBN焼結体部を鏡面研磨し、逃げ面は3000番の砥
石を用いて、刃先に存在するチッピングが１μm以下と
なる様に研削仕上げした。
【００５２】このcBN焼結体の表面である工具すくい面
と逃げ面にアーク式イオンプレーティング法によりTiN
膜を表４に示す厚みと、硬質被膜表面の中心線平均粗さ
が0.1μm以下となるように被覆し、本発明切削工具とし
た。また、被覆表面の中心線粗さが0.1μmを超える条件
で被覆したものを比較例とした。
と逃げ面にアーク式イオンプレーティング法によりTiN
膜を表４に示す厚みと、硬質被膜表面の中心線平均粗さ
が0.1μm以下となるように被覆し、本発明切削工具とし
た。また、被覆表面の中心線粗さが0.1μmを超える条件
で被覆したものを比較例とした。
【００５３】この工具を用いて硬度HRC56で、直径80mm
の軸受け鋼SUJ2の丸棒連続切削を行った。切削条件はV=
30m/min、d=0.05mm、f＝0.01mm/rev、乾式で行い、3分
切削後の被削材の面粗度Rmaxを測定した。その結果を表
５に示す。
の軸受け鋼SUJ2の丸棒連続切削を行った。切削条件はV=
30m/min、d=0.05mm、f＝0.01mm/rev、乾式で行い、3分
切削後の被削材の面粗度Rmaxを測定した。その結果を表
５に示す。
【００５４】
【表５】
【００５５】表5に示すように、硬質被膜表面の中心線
平均粗さが0.1μm以下のものは、いずれも被削材の表面
粗さが小さく、高精度の切削が実現できている。これに
対して、比較例は硬質被膜表面の中心線平均粗さが大き
く、被削材の表面粗さも大きくなっている。また、硬質
被膜の極端に厚い比較例4-7は硬質被膜の剥離が生じ、
被削材の表面粗さが大きくなっている。
平均粗さが0.1μm以下のものは、いずれも被削材の表面
粗さが小さく、高精度の切削が実現できている。これに
対して、比較例は硬質被膜表面の中心線平均粗さが大き
く、被削材の表面粗さも大きくなっている。また、硬質
被膜の極端に厚い比較例4-7は硬質被膜の剥離が生じ、
被削材の表面粗さが大きくなっている。
【００５６】（試験例5）低結晶性常圧型BN粉末を6ton/
cm２で型押し成型し、この成型体を高周波炉で、窒素ガ
ス中、2100℃で2時間の高純度化処理をした。次に、こ
れをMoカプセルに入れ、ベルト型超高圧発生装置で6.5G
Pa、1850℃の条件で15分処理し、cBNが99.9体積％、平
均結晶粒径0.3μmの焼結体を得た。X線回析におけるcBN
の（220）回折強度のcBN（111）回折強度に対する比率
は0.10であった。
cm２で型押し成型し、この成型体を高周波炉で、窒素ガ
ス中、2100℃で2時間の高純度化処理をした。次に、こ
れをMoカプセルに入れ、ベルト型超高圧発生装置で6.5G
Pa、1850℃の条件で15分処理し、cBNが99.9体積％、平
均結晶粒径0.3μmの焼結体を得た。X線回析におけるcBN
の（220）回折強度のcBN（111）回折強度に対する比率
は0.10であった。
【００５７】このcBN焼結体を切れ刃とする切削チップ
の形に加工し、切削に関与するcBN焼結体の表面である
工具すくい面と逃げ面に中間層を形成後、アーク式イオ
ンプレーティング法または酸化物の成膜にはマグネトロ
ンスパッタリング法を用いて表1に示す構成の硬質被膜
を被覆し、実施例工具、参考例工具および比較例工具と
した。
の形に加工し、切削に関与するcBN焼結体の表面である
工具すくい面と逃げ面に中間層を形成後、アーク式イオ
ンプレーティング法または酸化物の成膜にはマグネトロ
ンスパッタリング法を用いて表1に示す構成の硬質被膜
を被覆し、実施例工具、参考例工具および比較例工具と
した。
【００５８】中間層の形成はアーク式イオンプレーティ
ング法を用いてIVa族の金属を被覆後、1.3×10−3Paの
真空雰囲気で1100℃で30分間処理し、cBNとの反応によ
りIVa族元素の硼化物あるいは硼化物と窒化物の混合層
を形成するか、アーク式イオンプレーティング法のみに
より所望の中間層を形成した。表中では、前者を「熱処
理」と記載し、後者を「PVDのみ」と記載している。
ング法を用いてIVa族の金属を被覆後、1.3×10−3Paの
真空雰囲気で1100℃で30分間処理し、cBNとの反応によ
りIVa族元素の硼化物あるいは硼化物と窒化物の混合層
を形成するか、アーク式イオンプレーティング法のみに
より所望の中間層を形成した。表中では、前者を「熱処
理」と記載し、後者を「PVDのみ」と記載している。
【００５９】また、参考例として、中間層のないもの
（参考例5-13）や中間層の厚みの大きいもの（参考例5-
14）、基材のcBN含有量が99.5％のもの（参考例5-15）
を用意した。さらに、比較例の基材には、市販のcBN焼
結体工具に被覆したものと市販の被覆超硬合金工具も加
えた。比較例5-18は市販の焼入鋼切削用cBN焼結体工具
にTiAlNを被覆したもので、このcBN焼結体はTiNを結合
材とし、cBN含有率が約60体積％である。比較例5-19はT
iAlN被覆を具える市販の超硬合金工具である。
（参考例5-13）や中間層の厚みの大きいもの（参考例5-
14）、基材のcBN含有量が99.5％のもの（参考例5-15）
を用意した。さらに、比較例の基材には、市販のcBN焼
結体工具に被覆したものと市販の被覆超硬合金工具も加
えた。比較例5-18は市販の焼入鋼切削用cBN焼結体工具
にTiAlNを被覆したもので、このcBN焼結体はTiNを結合
材とし、cBN含有率が約60体積％である。比較例5-19はT
iAlN被覆を具える市販の超硬合金工具である。
【００６０】これらの工具を用いて硬度がHS35に調整さ
れたSCM435の丸棒連続切削を行い、切削性能を評価し
た。切削条件はV＝800m/min、d＝0.5mm、f＝0.15mm/re
v、乾式である。最大15分まで切削し工具の逃げ面摩耗
量を測定した。結果を表６に示す。
れたSCM435の丸棒連続切削を行い、切削性能を評価し
た。切削条件はV＝800m/min、d＝0.5mm、f＝0.15mm/re
v、乾式である。最大15分まで切削し工具の逃げ面摩耗
量を測定した。結果を表６に示す。
【００６１】
【表６】
【００６２】この結果から明らかなように、中間層を設
けた実施例はいずれも15分の切削が可能であり、摩耗量
も小さいことがわかる。ただし、中間層が5μmと厚い参
考例は切削時間が短い。
けた実施例はいずれも15分の切削が可能であり、摩耗量
も小さいことがわかる。ただし、中間層が5μmと厚い参
考例は切削時間が短い。
【００６３】（試験例6）試験例5の実施例、参考例およ
び比較例工具を用いてSCM415の丸棒断続切削を行った。
この丸棒は、硬度HB150、直径300mmで、その外周には熱
衝撃を加えるために12箇所のV字形状の溝加工が施して
ある。切削条件はV＝800m/min、d＝0.5mm、ｆ＝0.15mm/
rev、湿式で行い、欠損寿命を測定した。結果を表7に示
す。
び比較例工具を用いてSCM415の丸棒断続切削を行った。
この丸棒は、硬度HB150、直径300mmで、その外周には熱
衝撃を加えるために12箇所のV字形状の溝加工が施して
ある。切削条件はV＝800m/min、d＝0.5mm、ｆ＝0.15mm/
rev、湿式で行い、欠損寿命を測定した。結果を表7に示
す。
【００６４】
【表7】
【００６５】表7から明らかなように、中間層を設けた
実施例は断続切削においても欠損寿命が長いことがわか
る。
実施例は断続切削においても欠損寿命が長いことがわか
る。
【００６６】（試験例7）試験例5と同様に、原料として
高純度化処理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセル
に入れ、ベルト型超高圧発生装置で6.5GPa、1800℃〜20
00℃の温度条件で15分処理した。得られた焼結体の組
成、粒度、X線回析におけるcBNの（220）回折強度のcBN
（111）回折強度に対する比率を表8に示す。
高純度化処理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセル
に入れ、ベルト型超高圧発生装置で6.5GPa、1800℃〜20
00℃の温度条件で15分処理した。得られた焼結体の組
成、粒度、X線回析におけるcBNの（220）回折強度のcBN
（111）回折強度に対する比率を表8に示す。
【００６７】これらのcBN焼結体を切削チップの形に加
工し、この焼結体のすくい面と逃げ面にイオンプレーテ
ィング法によりTiを厚み約0.5μm被覆した。これを真空
加熱炉中で、1.3×10−3Paの真空雰囲気で1100℃で30分
間処理し、中間層となるTiB ２層を形成させた。このTiB
２層の上に、イオンプレーティング法によりTiAlNを約
1.0μm被覆して実施例とした。
工し、この焼結体のすくい面と逃げ面にイオンプレーテ
ィング法によりTiを厚み約0.5μm被覆した。これを真空
加熱炉中で、1.3×10−3Paの真空雰囲気で1100℃で30分
間処理し、中間層となるTiB ２層を形成させた。このTiB
２層の上に、イオンプレーティング法によりTiAlNを約
1.0μm被覆して実施例とした。
【００６８】比較例として次の工具も用意して切削評価
に供した。 比較例7-6：6.5GPaで焼結温度を高くし2200℃で15分間
処理して得たcBN焼結体の上に約1.5μmのTiNを被覆した
工具。 比較例7-7：原料としてpBNを用いて6.5GPa、1850℃で15
分間処理して得たcBN焼結体に約1.5μmのTiNを被覆した
工具。 比較例7-8：基材を市販の焼入鋼切削用cBN焼結体切削工
具とする。この基材はTiNを結合材としてcBN含有率が約
65体積％である。基材上にイオンプレーティング法によ
りTiB２とTiAlNを被覆する。
に供した。 比較例7-6：6.5GPaで焼結温度を高くし2200℃で15分間
処理して得たcBN焼結体の上に約1.5μmのTiNを被覆した
工具。 比較例7-7：原料としてpBNを用いて6.5GPa、1850℃で15
分間処理して得たcBN焼結体に約1.5μmのTiNを被覆した
工具。 比較例7-8：基材を市販の焼入鋼切削用cBN焼結体切削工
具とする。この基材はTiNを結合材としてcBN含有率が約
65体積％である。基材上にイオンプレーティング法によ
りTiB２とTiAlNを被覆する。
【００６９】切削試験はSCM415の丸棒断続切削を行っ
た。この丸棒は、硬度HB180、直径300mmで、その外周に
は熱衝撃を加えるために12箇所のV字形状の溝加工が施
してある。切削条件はV＝500m/min、f＝0.15mm/rev、d
＝0.5mm、湿式の条件下で、10分間切削し工具の逃げ面
摩耗量を測定した。その結果を表8に示す。なお、各基
材の硬度と室温から1000℃までの抗折力と室温から600
℃までの熱膨張係数、熱伝導率の測定方法、測定結果は
前述した表４と同様であった。
た。この丸棒は、硬度HB180、直径300mmで、その外周に
は熱衝撃を加えるために12箇所のV字形状の溝加工が施
してある。切削条件はV＝500m/min、f＝0.15mm/rev、d
＝0.5mm、湿式の条件下で、10分間切削し工具の逃げ面
摩耗量を測定した。その結果を表8に示す。なお、各基
材の硬度と室温から1000℃までの抗折力と室温から600
℃までの熱膨張係数、熱伝導率の測定方法、測定結果は
前述した表４と同様であった。
【００７０】
【表8】
【００７１】表8に示すように、基材の焼結温度は1800
〜2000℃程度が好適であることがわかる。これに対し
て、比較例はいずれも欠損を生じ、工具寿命が短いこと
がわかる。
〜2000℃程度が好適であることがわかる。これに対し
て、比較例はいずれも欠損を生じ、工具寿命が短いこと
がわかる。
【００７２】また、表4の結果と併せて見れば、基材
の室温でのビッカース硬度が40000MPa以上であるもの、
20〜1000℃の温度範囲で、３点曲げ測定における基材
の抗折力が800MPa以上であるもの、20〜600℃の温度
範囲における基材の熱膨張係数が3.0〜4.0×10-6/Kの範
囲にあるもの、熱伝導率が250W/m・K〜1000W/m・Kであ
るものは、いずれも好結果を得ていることがわかる。
の室温でのビッカース硬度が40000MPa以上であるもの、
20〜1000℃の温度範囲で、３点曲げ測定における基材
の抗折力が800MPa以上であるもの、20〜600℃の温度
範囲における基材の熱膨張係数が3.0〜4.0×10-6/Kの範
囲にあるもの、熱伝導率が250W/m・K〜1000W/m・Kであ
るものは、いずれも好結果を得ていることがわかる。
【００７３】（試験例8）
【００７４】試験例5と同様に、原料として高純度化処
理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセルに入れ、ベ
ルト型高圧発生装置によって圧力6.5GPaで、1850℃の温
度条件で15分処理し、cBNに直接変換焼結した。さら
に、この焼結体を刃先にノーズ半径0.4mmで逃げ角7°を
有する切削チップの形に加工後、すくい面に相当するcB
N焼結体部を3μm以下のダイヤモンド砥粒を用いて鏡面
研磨し、逃げ面は3000番の砥石を用いて、刃先に存在す
るチッピングが1μm以下となる様に研削仕上げした。こ
のcBN焼結体の表面である工具すくい面と逃げ面にイオ
ンプレーティング法によりTiを厚みで約0.08μm被覆し
た。これを真空加熱炉で1.3×10−3Paの真空雰囲気で11
00℃、30分間処理し、中間層となるTiB２層を形成させ
た。このTiB ２層の上に、イオンプレーティング法によ
りTiAlNを表9に示す膜厚と、被覆表面の中心線平均粗さ
が0.1μm以下となるように被覆し、実施例工具とした。
理をした低結晶性常圧型BN粉末をMoカプセルに入れ、ベ
ルト型高圧発生装置によって圧力6.5GPaで、1850℃の温
度条件で15分処理し、cBNに直接変換焼結した。さら
に、この焼結体を刃先にノーズ半径0.4mmで逃げ角7°を
有する切削チップの形に加工後、すくい面に相当するcB
N焼結体部を3μm以下のダイヤモンド砥粒を用いて鏡面
研磨し、逃げ面は3000番の砥石を用いて、刃先に存在す
るチッピングが1μm以下となる様に研削仕上げした。こ
のcBN焼結体の表面である工具すくい面と逃げ面にイオ
ンプレーティング法によりTiを厚みで約0.08μm被覆し
た。これを真空加熱炉で1.3×10−3Paの真空雰囲気で11
00℃、30分間処理し、中間層となるTiB２層を形成させ
た。このTiB ２層の上に、イオンプレーティング法によ
りTiAlNを表9に示す膜厚と、被覆表面の中心線平均粗さ
が0.1μm以下となるように被覆し、実施例工具とした。
【００７５】また、被覆表面の中心線粗さが0.1μmを超
える条件で被覆したものを比較例とした。この工具を用
いて硬度HRC60で、直径20mmの軸受け鋼SUJ2の丸棒連続
切削を行った。切削条件はV＝100m/min、d＝0.05mm、f
＝0.03mm/rev、乾式で行い、3分切削後の被削材の面粗
度を測定した。その結果を表9に示す。
える条件で被覆したものを比較例とした。この工具を用
いて硬度HRC60で、直径20mmの軸受け鋼SUJ2の丸棒連続
切削を行った。切削条件はV＝100m/min、d＝0.05mm、f
＝0.03mm/rev、乾式で行い、3分切削後の被削材の面粗
度を測定した。その結果を表9に示す。
【００７６】
【表9】
【００７７】表9に示すように、硬質被膜表面の中心線
平均粗さが0.1μm以下のものは、いずれも被削材の表面
粗さが小さく、高精度の切削が実現できている。これに
対して、比較例は硬質被膜表面の中心線平均粗さが大き
く、被削材の表面粗さも大きくなっている。また、硬質
被膜の極端に厚い比較例9-7は硬質被膜の剥離が生じ、
被削材の表面粗さが大きくなっている。
平均粗さが0.1μm以下のものは、いずれも被削材の表面
粗さが小さく、高精度の切削が実現できている。これに
対して、比較例は硬質被膜表面の中心線平均粗さが大き
く、被削材の表面粗さも大きくなっている。また、硬質
被膜の極端に厚い比較例9-7は硬質被膜の剥離が生じ、
被削材の表面粗さが大きくなっている。
【００７８】尚、本発明の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体
は、上述の具体例にのみ限定されるものではなく、本発
明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得
ることは勿論である。
は、上述の具体例にのみ限定されるものではなく、本発
明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得
ることは勿論である。
【００７９】
【発明の効果】以上、説明したように本発明被覆立方晶
窒化ホウ素焼結体によれば、実質的にcBNのみからなる
基材にIVa族元素とAlから選択される1種以上の金属元素
とC、NおよびOから選択される1種以上の元素とを主成分
とする1層以上の化合物膜を形成することで、高い耐摩
耗性と耐熱性を実現することができる。特に、これらの
効果は、鋼の高速切削において顕著である。
窒化ホウ素焼結体によれば、実質的にcBNのみからなる
基材にIVa族元素とAlから選択される1種以上の金属元素
とC、NおよびOから選択される1種以上の元素とを主成分
とする1層以上の化合物膜を形成することで、高い耐摩
耗性と耐熱性を実現することができる。特に、これらの
効果は、鋼の高速切削において顕著である。
【００８０】また、基材と硬質被膜との間にIVa族元素
から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分とす
る化合物からなる中間層を具えることで、硬質被膜の基
材への密着力を向上させ、工具の長寿命化を図ることが
できる。
から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分とす
る化合物からなる中間層を具えることで、硬質被膜の基
材への密着力を向上させ、工具の長寿命化を図ることが
できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ０４Ｂ 41/89 Ｃ０４Ｂ 35/58 １０３Ｘ １０３Ｐ Ｆターム(参考） 3C046 FF02 FF10 FF11 FF13 FF19 FF25 FF35 4G001 BA02 BA76 BB34 BC03 BC31 BC41 BC54 BC55 BC61 BC72 BD03 BD05 BD12 BD14 BD18 BE01
Claims (14)
- 【請求項１】 99.5体積％以上の立方晶窒化ホウ素から
なる焼結体の基材と、この基材表面の少なくとも一部に
物理蒸着法によって形成された厚さ0.1〜10μmの硬質被
膜とを具えることを特徴とする被覆立方晶窒化ホウ素焼
結体。 - 【請求項２】 前記硬質被膜がIVa族元素とAlから選択
される1種以上の金属元素とC、NおよびOから選択される
1種以上の元素とを主成分とする1層以上の化合物膜から
なることを特徴とする請求項１に記載の被覆立方晶窒化
ホウ素焼結体。 - 【請求項３】 前記硬質被膜と基材との間にIVa族元素
から選択される１種以上の金属元素とBとを主成分とす
る化合物からなる中間層を具えることを特徴とする請求
項１に記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項４】 中間層がIVa族元素の硼化物であること
を特徴とする請求項３に記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼
結体。 - 【請求項５】 中間層がTiB2であることを特徴とする請
求項３に記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項６】 中間層の厚みが0.05〜3μmである請求項
３に記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項７】 基材を構成する立方晶窒化ホウ素が平均
粒径１μm以下の粒子からなることを特徴とする請求項
１に記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項８】 基材における任意の方向のX線回折線の
（220）回折強度（I （220））と（111）回折強度（I
（111））との比I（220）/I（111）が0.05以上であるこ
とを特徴とする請求項１に記載の被覆立方晶窒化ホウ素
焼結体。 - 【請求項９】 基材が99.9体積％以上の立方晶窒化ホウ
素からなることを特徴とする請求項１に記載の被覆立方
晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項１０】 基材の熱伝導率が250W/m・K〜1000W/m・
Kであることを特徴とする請求項１に記載の被覆立方晶
窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項１１】 20〜600℃の温度範囲における基材の
熱膨張係数が3.0〜4.0×10-6/Kの範囲にあることを特徴
とする請求項１に記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項１２】 20〜1000℃の温度範囲で、３点曲げ測
定における基材の抗折力が800MPa以上である請求項１に
記載の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項１３】 基材の室温でのビッカース硬度が4000
0MPa以上であることを特徴とする請求項１に記載の被覆
立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項１４】 硬質被膜の表面における中心線平均粗
さが0.1μm以下であることを特徴とする請求項１に記載
の被覆立方晶窒化ホウ素焼結体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001027485A JP2001322884A (ja) | 2000-03-08 | 2001-02-02 | 被覆立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000-63896 | 2000-03-08 | ||
| JP2000063896 | 2000-03-08 | ||
| JP2001027485A JP2001322884A (ja) | 2000-03-08 | 2001-02-02 | 被覆立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001322884A true JP2001322884A (ja) | 2001-11-20 |
Family
ID=26587044
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001027485A Pending JP2001322884A (ja) | 2000-03-08 | 2001-02-02 | 被覆立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001322884A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2007039955A1 (ja) * | 2005-10-04 | 2009-04-16 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 高品位表面性状加工用ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体切削工具 |
| JP2010207922A (ja) * | 2009-03-06 | 2010-09-24 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 |
| JP2010228032A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 |
| JPWO2021181518A1 (ja) * | 2020-03-10 | 2021-09-16 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS598679A (ja) * | 1982-07-07 | 1984-01-17 | 住友電気工業株式会社 | 被覆硬質焼結体 |
| JPH0333085A (ja) * | 1989-06-29 | 1991-02-13 | Res Dev Corp Of Japan | ダイヤモンド被覆複合体 |
| JP2000042823A (ja) * | 1998-05-26 | 2000-02-15 | Sumitomo Electric Ind Ltd | フライス用切削工具とその製造方法 |
-
2001
- 2001-02-02 JP JP2001027485A patent/JP2001322884A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS598679A (ja) * | 1982-07-07 | 1984-01-17 | 住友電気工業株式会社 | 被覆硬質焼結体 |
| JPH0333085A (ja) * | 1989-06-29 | 1991-02-13 | Res Dev Corp Of Japan | ダイヤモンド被覆複合体 |
| JP2000042823A (ja) * | 1998-05-26 | 2000-02-15 | Sumitomo Electric Ind Ltd | フライス用切削工具とその製造方法 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2007039955A1 (ja) * | 2005-10-04 | 2009-04-16 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 高品位表面性状加工用ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体切削工具 |
| JP4704360B2 (ja) * | 2005-10-04 | 2011-06-15 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 高品位表面性状加工用ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ焼結体切削工具 |
| JP2010207922A (ja) * | 2009-03-06 | 2010-09-24 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 |
| JP2010228032A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Mitsubishi Materials Corp | 表面被覆立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具 |
| JPWO2021181518A1 (ja) * | 2020-03-10 | 2021-09-16 | ||
| US11660691B2 (en) | 2020-03-10 | 2023-05-30 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Reamer |
| JP7388614B2 (ja) | 2020-03-10 | 2023-11-29 | 住友電工ハードメタル株式会社 | リーマ |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS6011288A (ja) | 表面被覆サイアロン基セラミツクス工具部材 | |
| JPH10182234A (ja) | 立方晶窒化硼素基焼結材及びその製造方法 | |
| JP5677638B1 (ja) | 切削工具 | |
| WO1999061391A1 (fr) | Outil coupant a corps fritte en nitrure de bore a systeme cubique | |
| JP2001322884A (ja) | 被覆立方晶窒化ホウ素焼結体 | |
| JP2004026555A (ja) | 立方晶窒化ホウ素含有焼結体およびその製造方法 | |
| WO2001066492A1 (fr) | Agglomere revetu de nitrure de bore cubique | |
| JP5407487B2 (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JPH10245287A (ja) | 切削工具用硬質層被覆高圧相窒化ほう素焼結体 | |
| JP2005212048A (ja) | セラミックスおよびこれを用いた切削工具 | |
| JP2001121311A (ja) | 被覆焼結体切削工具 | |
| JPH10226575A (ja) | 切削工具用高圧相窒化硼素焼結体 | |
| JP2001129703A (ja) | 切削工具用被覆焼結体 | |
| JP3422029B2 (ja) | 窒化ホウ素被覆硬質材料およびその製造法 | |
| JPS63210064A (ja) | 複合焼結体 | |
| JP2006137623A (ja) | 立方晶窒化硼素焼結体および被覆立方晶窒化硼素焼結体並びにそれらの製造方法 | |
| JPH04322903A (ja) | 硬質相密着性のすぐれた超高圧焼結材料製切削工具 | |
| JPH0476949B2 (ja) | ||
| JPH01225774A (ja) | 高硬度多結晶ダイヤモンド工具 | |
| JPH03257176A (ja) | 硬質窒化ホウ素被覆焼結体 | |
| JP2003145319A (ja) | 耐チッピング性のすぐれた立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削チップ | |
| JPH07126077A (ja) | ウイスカー含有セラミックス成形体の製造方法、被覆方法及びセラミックス工具の製造方法 | |
| JPH0761615B2 (ja) | 被覆高硬質粉末及びその製造方法 | |
| JPH04300248A (ja) | 機械加工用のセラミックス焼結体 | |
| JP2010024103A (ja) | 高硬度かつ高靭性を有する高純度窒化ホウ素焼結体の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080129 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20101206 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20110520 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20110929 |