JP5447844B2 - 高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料と切削工具 - Google Patents

Description

この発明は、高靭性を有する立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料と切削工具に関し、特に、立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料が高靭性を有することから、これから作製した切削工具を、高硬度被削材の断続切削条件下で用いた場合であっても、すぐれた耐欠損性を示し、長期の使用に亘ってすぐれた切削性能を発揮する高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料とこれから作製した切削工具に関する。

従来、耐摩耗性が必要とされる切削工具用材料としては、高硬度であるという点から立方晶窒化ほう素（以下、ｃＢＮという）基超高圧焼結材料（以下、ｃＢＮ焼結体という）が用いられているが、例えば、特許文献１に示されるように、ｃＢＮを体積比で８０〜４０％含有し、残部が周期律表第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族遷移金属の炭化物、窒化物、硼化物、珪化物もしくはこれらの混合物または相互固溶体化合物を主体としたもの、さらにこれらにＡｌおよび／またはＳｉを添加したものからなる焼結体が知られているが、これを高硬度鋼の切削における切削工具材料として用いた場合には、耐欠損性、耐摩耗性が不十分であるという問題点があった。

このような問題を解決するため、例えば、特許文献２に示されるように、ｃＢＮを２５〜４７体積％含み、また、結合材粉末として、Ｔｉの炭化物，窒化物，炭窒化物および硼化物よりなる群から選択された１種または２種以上と、Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの窒化物，ＴｉとＡｌの窒化物，Ａｌの硼化物よりなる群から選択された１種または２種以上とを含み、かつ、Ｔｉの炭窒化物および硼化物は合計で４０〜７０体積％であり、前記Ｔｉの炭窒化物中の炭素と窒素の比が６０：４０〜３０：７０であり、Ａｌの硼化物および窒化物は合計で２〜２０体積％であり、前記ｃＢＮ粒子が結合相を介して相互に接合された切削工具用ｃＢＮ焼結体が知られている。

また、例えば、特許文献３に示すように、連続結合相、硬質分散相、連続結合相−硬質分散相の間に介在する中間密着相の３相組織を備え、かつ質量％で、上記連続結合相形成成分として、窒化チタンおよび／または炭窒化チタン：２０〜３７％、上記中間密着相形成成分として、ＴｉとＡｌの金属間化合物：３〜８％、ＴｉとＡｌとＮの複合化合物：５〜１０％、炭化タングステン：５〜１５％、上記硬質分散相形成成分として、立方晶窒化ほう素：残り（ただし、４５〜５５％含有）からなる配合組成を有する切削工具用ｃＢＮ焼結体が知られている。

特開昭５３−７７８１１号公報 特開平１０−１１４５７５号公報 特開２００３−１４５３１９号公報

近年の切削装置の高性能化および高出力化はめざましく、また切削加工の省力化および省エネ化に対する要求も強く、これに伴い、切削加工は高速化、高能率化の傾向にあるが、上記従来のｃＢＮ焼結体からなる切削工具においては、例えば高硬度焼入れ鋼などの難削材の乾式断続切削に用いると、結合相、連続結合相自体の靭性が十分でないばかりか、結合相、連続結合相を構成するＴｉＮ、ＴｉＣＮ等に対するｃＢＮ粒子の密着性が十分でないため、切刃にチッピング（微小欠け）が発生するようになることから、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、靭性の優れた切削工具用ｃＢＮ焼結体を開発すべく、研究を行った結果、以下の知見を得た。

従来のｃＢＮ焼結体の製造に際しては、原料粉末として、平均粒径が０．５〜４μｍのｃＢＮ粉末と結合材粉末とを用い、これらを所定の配合組成になるように配合した後、例えば、ボールミルで湿式混合し、乾燥後、これを成形体にプレス成形し、この成形体を予備焼結し、ついで超高圧焼結装置内で焼結することにより製造していた。
本発明者等は、原料粉末のうちの結合材粉末に着目し、まず、結合相中でＴｉとＡｌの窒化物を形成する結合材粉末について、例えば、Ｔｉの窒化物粉末粒子と、Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの酸化物およびＴｉとＡｌの窒化物のうちの１種または２種以上の粉末粒子を予めボールミルで混合後、成形し、真空雰囲気中で仮焼結を行い、仮焼結後に、粉末粒子の５０％累積粒度が０．６〜０．９μｍとなるように粉砕し、この粉砕した結合材粉末を、２〜１０μｍ、好ましくは４〜８μｍの平均粒径のｃＢＮ粉末に所定配合組成となるように配合し、ついで、従来法と同様にしてｃＢＮ焼結体を製造したところ、従来のｃＢＮ焼結体に比して、靭性の優れたｃＢＮ焼結体（以下、本発明ｃＢＮ焼結体という）が得られることを見出したのである。

さらに、本発明者等は、上記本発明ｃＢＮ焼結体について、Ｘ線回折を行った。Ｘ線源としてＣｕＫα線源を用いた。Ｘ線の波長は１．５４Åである。Ｘ線回折の結果、従来のｃＢＮ焼結体においては見られなかった回折角度２θ（但し、４０．５°≦２θ≦４１．５°）の回折角度範囲に、ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピークが新たに出現していることを確認したのである。
そして、４０．５°≦２θ≦４１．５°の回折角度範囲に出現する上記ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピーク強度をＩとし、また、ｃＢＮ焼結体の硬質分散相形成成分であるｃＢＮ粒子について行ったＸ線回折におけるｃＢＮの（１１１）面からの回折ピーク強度をＩ_０としたとき、
０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３
の関係を満足する場合に、ｃＢＮ焼結体の結合相は優れた靭性を有し、その結果として、ｃＢＮ焼結体全体としてすぐれた靭性を備えるようになり、このようなｃＢＮ焼結体によって切削工具を作製した場合には、高硬度鋼の断続切削加工に用いても、すぐれた耐チッピング性とすぐれた耐欠損性を示し、長期間の使用に亘って、すぐれた切削性能を発揮することを見出したのである。
さらに、上記の優れた靭性を有するｃＢＮ焼結体の表面に、Ｔｉの窒化物層およびＴｉとＡｌの窒化物層のうちの１層または２層以上からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより切削工具を作製した場合には、より一段と優れた耐チッピング性、耐摩耗性を示すことを見出したのである。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって、
「（１） 硬質分散相と結合相とを含有する組織を有する立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料において、
上記結合相形成成分として、少なくとも、Ｔｉの窒化物粉末粒子と、Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの酸化物およびＴｉとＡｌの窒化物のうちの１種または２種以上の粉末粒子とを含有し、また、上記硬質分散相形成成分として、少なくとも、立方晶窒化ほう素を含有する配合組成を有し、
上記結合相を形成する粉末粒子の５０％累積粒度は０．６〜０．９μｍであって、さらに、上記立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料についてＸ線回折強度を測定した場合に、４０．５°≦２θ≦４１．５°の回折角度範囲にＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピークが出現し、該ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピーク強度をＩとし、また、上記立方晶窒化ほう素の（１１１）面からの回折ピーク強度Ｉ_０とした場合に、
０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３
を満足することを特徴とする高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料。
（２） 前記（１）に記載の高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる切削工具。
（３） 前記（１）に記載の高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料の表面に、Ｔｉの窒化物層およびＴｉとＡｌの窒化物層のうちの１層または２層以上からなる硬質被覆層を蒸着形成したことを特徴とする高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具。」
に特徴を有するものである。

以下に、本発明について詳細に説明する。
この発明では、原料粉末として、ｃＢＮ粉末と結合材粉末を用いるが、特に、結合材粉末の調製が重要である。
即ち、ｃＢＮ粉末と結合材粉末とを所定配合組成になるように混合するに先立って、結合材粉末を以下のようにして作製しておくことが必要であり、また、結合相中に存在するＴｉとＮの含有比率が所定の割合となるように結合材粉末の配合を調製することが必要である。
本発明のｃＢＮ焼結体においては、結合相の主成分は、Ｔｉの窒化物，ＴｉとＡｌの化合物，Ａｌの酸化物等であるが、これらの結合相形成成分であるＴｉの窒化物粉末粒子と、Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの酸化物およびＴｉとＡｌの窒化物のうちの１種または２種以上の粉末粒子とを、結合相中に存在するＴｉとＮの含有比率が所定割合となるように配合（後記するように、ＴｉとＮの含有比率を組成式：ＴｉＮ_Ｘ（但し、Ｘは、原子比によるＴｉに対するＮの含有割合）で表した場合、Ｘの値が０．９０〜０．９２となるように配合）し、予めボールミルにて混合し、これを成形し、成形体を真空雰囲気中で仮焼結し、仮焼結後の成形体を、５０％累積粒度が０．６〜０．９μｍの粉末粒子となるように粉砕し、この粉砕して得た結合材粉末を、ｃＢＮ粉末とをボールミルにて混合し、結合材粉末とｃＢＮ粉末とから混合粉末を得て、この混合粉末を原料粉末として、以下は、通常と同じ工程（例えば、原料粉末の成形、９００〜１３００℃の範囲内の所定の温度で真空中での予備焼結、超高圧焼結装置内での１２００〜１４００℃の温度×５ＧＰａの圧力下での焼結）を経て、本発明のｃＢＮ焼結体を作製する。

上記粉砕して得た結合材粉末の５０％累積粒度が０．６μｍ未満では、結合材粉末が過粉砕され、結合相の表面積が大きくなり超高圧焼結時に結合材粉末とｃＢＮ粉末からなる反応生成物（ＴｉＢ_２，ＡｌＮ）が多量に発生し、その反応生成物の過度の発生はｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ工具の靭性を低下させる要因となる。一方、５０％累積粒度が０．９μｍを超えると、結合材粉末の粉砕が不十分なため結合相の表面積が小さくなり、超高圧焼結時に結合材粉末とｃＢＮ粉末からなる反応生成物（ＴｉＢ_２，ＡｌＮ）が少量しか発生せず、そのため、結合相・ｃＢＮの界面の結合力が弱くなり、また、粉砕が不十分なためにｃＢＮ−ｃＢＮ間に結合材が充填されず、結果として、ｃＢＮ焼結体及びｃＢＮ工具の靭性を低下させる要因となる
したがって、本発明では、粉砕して得た結合材粉末の５０％累積粒度を０．６〜０．９μｍとすることが必要である。
なお、５０％累積粒度とは、レーザ回折／散乱式粒度径分布測定装置を用いて測定した粒度分布測定結果において、粉体をある粒子径から２つに分けたとき、その粒子径を境にして、粒度が大きい側の体積と粒度が小さい側の体積とが等量となる粒子径のことである。

そして、上記で作製した本発明のｃＢＮ焼結体について、Ｘ線回折を行った。参考のため、従来方法により製造した従来ｃＢＮ焼結体（例えば、特許文献２記載のもの）についても、Ｘ線回折を行った。Ｘ線源としてＣｕＫα線源を用いた。Ｘ線の波長は１．５４Åである。
図１に示すように、本発明のｃＢＮ焼結体については、２θ＝３５°〜４５°の回折角度範囲では、Ｔｉの炭窒化物の回折ピーク（約４２．２°，４２．６°）およびｃＢＮの（１１１）面の回折ピーク（約４３．２°）に加えて、２θ＝４０．５°〜４１．５°の範囲において、ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピークが出現していた。
しかも、本発明のいずれのｃＢＮ焼結体においても、２θ＝４０．５°〜４１．５°の範囲におけるＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピーク強度をＩ、また、２θ＝４３．２°におけるｃＢＮの（１１１）面の回折ピーク強度をＩ_０とした時、Ｉ／Ｉ_０の値は、常に０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３を満足するものであった。
これに対して、上記従来ｃＢＮ焼結体については、図２に示すように、２θ＝３５°〜４５°の回折角度範囲では、Ｔｉの炭窒化物の回折ピーク（約４２．２°，４２．６°）、ｃＢＮの（１１１）面の回折ピーク（約４３．２°）は本発明ｃＢＮ焼結体と同様に観察されるものの、２θ＝４０．５°〜４１．５°の範囲において、ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピークは観察されなかった。

そして、本発明のｃＢＮ焼結体と従来ｃＢＮ焼結体について、切削工具を作製し、高硬度鋼の乾式断続切削試験を行い、その衝撃回数による欠損の有無を調査し、靭性評価を行ったところ、後記する表４に示すように、従来ｃＢＮ焼結体においては、１８０秒の切削時間ですべて欠損を発生し工具寿命に至ったが、本発明のｃＢＮ焼結体においては、１８０秒以上（本発明被覆チップ７では３００秒以上）の切削が可能であり、本発明のｃＢＮ焼結体が、従来ｃＢＮ焼結体に比して靭性に優れることは明らかである。

また、表４の乾式断続切削試験結果からも分かるように、本発明のｃＢＮ焼結体は、結合相中のＴｉとＮの含有割合によっても衝撃特性（靭性）が変化するが、ｃＢＮ焼結体の結合相中のＴｉとＮの含有割合を、
組成式：ＴｉＮ_Ｘ（但し、Ｘは、原子比によるＴｉに対するＮの含有割合）
で表した場合、Ｘ＝０．９０〜０．９２の範囲で、極めて優れた衝撃特性（靭性）を示す。
そして、Ｘ＝０．９０〜０．９２の範囲である場合に、ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピーク強度Ｉと、ｃＢＮの（１１１）面の回折ピーク強度Ｉ_０は、２θ＝４０．５°〜４１．５°において０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３の関係を満足する。

なお、本発明のｃＢＮ焼結体に含有される個々の成分の作用効果を述べれば、以下のとおりである。
Ｔｉの窒化物は、焼結性を向上させると共に、結合相の強度を向上させる作用があるが、その配合割合が１６体積％未満では所望の強度を確保することが困難となり、一方その配合割合が２６体積％を越えると耐摩耗性が低下傾向を示すようになることから、その配合割合は１６〜２６体積％とすることが望ましい。

Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの酸化物およびＴｉとＡｌの窒化物のうちの１種または２種以上の成分は、焼結時に優先的に反応して、結合相中にＴｉとＡｌとＮの複合化合物を形成するとともに、ＴｉＢ_２、ＡｌＮを形成し、硬質分散相であるｃＢＮ表面に凝集することから、焼結後のｃＢＮ焼結体は、Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの酸化物およびＴｉとＡｌの窒化物のうちの１種または２種以上の成分とＴｉとＡｌとＮの複合化合物と、硬質分散相のｃＢＮの間に、ＴｉＢ_２、ＡｌＮが介在し、結合相の靭性を向上させる。しかもこのＴｉとＡｌとＮの複合化合物相は、Ｔｉの窒化物、ＴｉＢ_２、ＡｌＮおよびｃＢＮのいずれとも強固に密着接合する性質をもつことから、結合相と硬質分散相の密着性が著しく向上し、この結果、靭性、耐チッピング性の向上に寄与する。

ｃＢＮ硬質分散相を構成するｃＢＮは、その配合割合が６５体積％未満では所望のすぐれた耐欠損性を確保することができず、一方その配合割合が７５体積％を越えると、相対的に結合材の体積が減少することで、ｃＢＮ粒子−ｃＢＮ粒子間に隙間が生じ、その結果、チッピングが発生し易くなることから、その割合は６５〜７５体積％とすることが望ましい。

本発明の高靭性ｃＢＮ焼結体を切削工具として用いる場合には、ｃＢＮ焼結体を予備焼結（例えば、真空中、９００〜１３００℃で１時間保持）した後、例えば、超硬合金チップと重ね合わせた状態で、超高圧焼結装置内で高温高圧条件下（例えば、１２００〜１４００℃×５ＧＰａ）で焼結することによって作製することができる。
また、切削工具の耐熱性、耐チッピング性、耐摩耗性をより向上させるためには、ｃＢＮ焼結体表面に、例えば、Ｔｉの窒化物層およびＴｉとＡｌの窒化物層のうちの１層または２層以上を蒸着し、表面が硬質被覆層で被覆形成された切削工具を作製すればよい。

本発明のｃＢＮ焼結体は、結合相中に、０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３の回折ピーク強度比を満足するＴｉとＡｌとＮの複合化合物相が形成されていることによって、結合相の靭性が向上し、その結果として、すぐれた靭性を有するｃＢＮ焼結体を得ることができ、また、このｃＢＮ焼結体を切削工具として用いた場合には、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を示すため、長期の使用に亘って、すぐれた切削性能を発揮する切削工具を得ることができる。

本発明のｃＢＮ焼結体のＸ線回折チャートを示す。 従来のｃＢＮ焼結体のＸ線回折チャートを示す。

発明の実施の形態

以下、本発明について、実施例により具体的に説明する。

原料粉末のうちの結合材粉末として、いずれも０．５〜４μｍの範囲内の所定の平均粒径を有する表１に示されるＴｉの窒化物粉末、Ａｌ粉末、ＡｌとＴｉの合金粉末、Ａｌの酸化物粉末およびＴｉとＡｌの窒化物粉末を用意し、表１に示される配合割合に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後プレス成形し、この成形体を真空中、９００〜１３００℃の範囲内の温度で仮焼結し、仮焼結後の成形体を、表１に示すように５０％累積粒度が０．６〜０．９μｍの粉末粒子となるように粉砕した。
ついで、硬質分散相形成成分であるもう一つの原料粉末である表２に示す平均粒径２〜１０μｍ（好ましくは、４〜８μｍ）のｃＢＮ粉末を、上記粉砕した結合材粉末と、表２に示す所定配合割合になるように配合して本発明原料粉末を作製した後、表２に示す条件でボールミルで混合し、１００ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった成形体にプレス成形し、この成形体を真空中、９００〜１３００℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で予備焼結した。
ついでこれを別途用意した直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもった超硬合金チップ（組成：ＷＣ−８％Ｃｏ）と重ね合わせた状態で超高圧焼結装置に装入し、１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に５ＧＰａの圧力下で３０分保持の条件で焼結して本発明ｃＢＮ焼結体１〜８を作製するとともに、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研削し、アーク放電によるワイヤカットを施すことにより前記超硬合金で裏打された本発明のｃＢＮ焼結体製切削チップ（以下、本発明チップという）１〜８を作製した。

比較のために、表１に示される配合組成の結合材粉末に対して、表１に示す所定配合割合になるように平均粒径０．５〜８μｍのｃＢＮ粉末と混合して比較例原料粉末を作製し、表２に示す条件でボールミルで混合し、１００ＭＰａの圧力で直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法をもった成形体にプレス成形し、この成形体を真空中、９００〜１３００℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で予備焼結し、ついでこれを別途用意した直径：５０ｍｍ×厚さ：２ｍｍの寸法をもった超硬合金チップ（組成：ＷＣ−８％Ｃｏ）と重ね合わせた状態で超高圧焼結装置に装入し、１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度に５ＧＰａの圧力下で３０分保持の条件で焼結して比較例ｃＢＮ焼結体１〜８を作製するとともに、焼結後上下面をダイヤモンド砥石を用いて研削し、アーク放電によるワイヤカットを施すことにより前記超硬合金で裏打された比較例のｃＢＮ焼結体製切削チップ（以下、比較例チップという）１〜８をそれぞれ製造した。

上記の本発明チップ１〜８および比較例チップ１〜８のｃＢＮ焼結体についてＸ線回折を行い、４０．５°≦２θ≦４１．５°の回折角度範囲で出現するＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピーク強度Ｉを測定するとともに、４３．２°の回折角度に出現するｃＢＮの（１１１）面からの回折ピーク強度Ｉ_０を測定し、Ｉ／Ｉ_０の値を求めた。Ｘ線源としてＣｕＫα線源を用いた。Ｘ線の波長は１．５４Åである。
、図１に、本発明チップ（本発明ｃＢＮ焼結体）１のＸ線回折チャートを示し、図２には、比較例チップ（比較例ｃＢＮ焼結体）１のＸ線回折チャートを示す。
また、表３にＩ，Ｉ_０，Ｉ／Ｉ_０の値を示す。

上記の各チップを、超硬合金本体（組成：ＷＣ−１０重量％Ｃｏ）の切刃先端部に形成した切り込み段部にろう付けすることによりＪＩＳ・ＴＮＭＡ１６０４０８に規定する形状をもったスローアウエイ型切削工具を作製した。
また、本発明チップ１，３，４，５，７および比較例チップ２，４，５，７については、これをアセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、通常のアークイオンプレーティング装置内に装着し、カソード電極（蒸発源）として金属Ｔｉを装着し、まず装置内を排気して０．５Ｐａ以下の真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、前記工具に−１０００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、一方カソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間には１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記チップ表面をＴｉボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガスを導入して５Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記工具に−１００Ｖの直流バイアス電圧を印加し、一方カソード電極とアノード電極との間には１００Ａの電流を流してアーク放電を発生させ、もって前記本発明チップ１，３，４，５，７および比較例チップ２，４，５，７の表面に、所望の平均層厚のＴｉの窒化物層およびＴｉとＡｌの窒化物層のうちの１層または２層以上からなる硬質被覆層を蒸着形成することにより、本発明被覆チップ１，３，４，５，７および比較例被覆チップ２，４，５，７を作製した。

上記の各チップ、各被覆チップを用いて、被削材：浸炭焼き入れ鋼（ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５、硬さ：ＨＲＣ６２）の長さ方向等間隔４本縦溝入り丸棒、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み：０．２ｍｍ、送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖの条件で難削材の乾式断続切削試験を行い、切刃が欠損するまでの切削時間を測定した。
この測定結果を表４に示した。

表３，４に示される結果から、本発明ｃＢＮ焼結体は、結合相中に、０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３の回折ピーク強度比を満足するＴｉとＡｌとＮの複合化合物相が形成されていることによって、結合相の靭性が向上し、その結果として、すぐれた靭性を有するｃＢＮ焼結体を得ることができ、また、このｃＢＮ焼結体から作製した本発明チップ、本発明被覆チップを切削工具として用いた場合には、高硬度鋼の乾式断続切削加工において、すぐれた耐チッピング性、耐欠損性を示すため、長期の使用に亘って、すぐれた切削性能を発揮する切削工具が得られることがわかる。
一方、結合相中に、０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３の回折ピーク強度比を満足するＴｉとＡｌとＮの複合化合物相が形成されていない比較例ｃＢＮ焼結体は、その靭性が十分でないため、比較例ｃＢＮ焼結体から作製した比較例チップ、比較例被覆チップにあっては、いずれも刃先のチッピング、欠損の発生により工具寿命が短命であることが明らかである。

この発明のｃＢＮ焼結体は、靭性に優れかつ高硬度であることから、フライス工具、バイト、エンドミル、カッター、ドリル等の各種切削工具として用いることが可能である。

Claims (3)

1. 硬質分散相と結合相とを含有する組織を有する立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料において、
   上記結合相形成成分として、少なくとも、Ｔｉの窒化物粉末粒子と、Ａｌ，ＡｌとＴｉの合金，Ａｌの酸化物およびＴｉとＡｌの窒化物のうちの１種または２種以上の粉末粒子とを含有し、また、上記硬質分散相形成成分として、少なくとも、立方晶窒化ほう素を含有する配合組成を有し、
   上記結合相を形成する粉末粒子の５０％累積粒度は０．６〜０．９μｍであって、さらに、上記立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料についてＸ線回折強度を測定した場合に、４０．５°≦２θ≦４１．５°の回折角度範囲にＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピークが出現し、該ＴｉとＡｌとＮの複合化合物の回折ピーク強度をＩとし、また、上記立方晶窒化ほう素の（１１１）面からの回折ピーク強度Ｉ_０とした場合に、
   ０．１５≦Ｉ／Ｉ_０≦０．３
   を満足することを特徴とする高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料。
2. 請求項１に記載の高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料からなる切削工具。
3. 請求項１に記載の高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料の表面に、Ｔｉの窒化物層およびＴｉとＡｌの窒化物層のうちの１層または２層以上からなる硬質被覆層を蒸着形成したことを特徴とする高靭性立方晶窒化ほう素基超高圧焼結材料製切削工具。

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