JPH01172270A - 高強度立方晶窒化ホウ素焼結体 - Google Patents
高強度立方晶窒化ホウ素焼結体Info
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- JPH01172270A JPH01172270A JP62329327A JP32932787A JPH01172270A JP H01172270 A JPH01172270 A JP H01172270A JP 62329327 A JP62329327 A JP 62329327A JP 32932787 A JP32932787 A JP 32932787A JP H01172270 A JPH01172270 A JP H01172270A
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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
- C04B35/583—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 boron nitride
- C04B35/5831—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 boron nitride based on cubic boron nitrides or Wurtzitic boron nitrides, including crystal structure transformation of powder
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、立方晶窒化ホウ素焼結体に関し、具体的には
、例えば焼入れ鋼、高硬度鋳鉄又は耐熱合金などの難削
材料を加工するためのドリル。
、例えば焼入れ鋼、高硬度鋳鉄又は耐熱合金などの難削
材料を加工するためのドリル。
フライス工具もしくは旋削工具などに用いる切削工具用
材料、及びスリッター、ダイスなどの耐摩耗工具用材料
として適する高強度立方晶窒化ホウ素焼結体に関するも
のである。
材料、及びスリッター、ダイスなどの耐摩耗工具用材料
として適する高強度立方晶窒化ホウ素焼結体に関するも
のである。
（従来の技ｇ）
立方晶窒化ホウ素は、ダイヤモンドに次いで高硬度であ
り、しかもダイヤモンドは鉄との親和性が高いという短
所を有するのに対し、鉄との親和性が低いという長所を
有している。このことから立方晶窒化ホウ素に結合相を
加えてなる立方晶窒化ホウ索鎖焼結体が主として鉄系材
料を加工する工具材料の１つとして実用化されている。
り、しかもダイヤモンドは鉄との親和性が高いという短
所を有するのに対し、鉄との親和性が低いという長所を
有している。このことから立方晶窒化ホウ素に結合相を
加えてなる立方晶窒化ホウ索鎖焼結体が主として鉄系材
料を加工する工具材料の１つとして実用化されている。
立方晶窒化ホウ索鎖焼結体を結合相成分で大別すると、
第１に結合相が金属又は合金からなる、所謂金属系結合
相と、第２に結合相がセラミックスと金属又は合金とか
らなる、所謂サーメット系結合相と、第３に結合相がセ
ラミックスのみからなる、所謂セラミックス系結合相と
がある。この内、第１の金属系結合相でなる立方晶窒化
ホウ索鎖焼結体は、高温にさらされるような条件下では
結合相の軟化が生じて耐摩耗性を著しく低下させるとい
う問題がある。この金属系結合相における問題点を解決
したものに第３のセラミックス系結合相でなる立方晶窒
化ホウ索鎖焼結体がある。この第３の立方晶窒化ホウ索
鎖焼結体は、高温における結合相の耐軟化性に対しては
著しくすぐれるようになったけれども、衝撃の加わるよ
うな用途に用いるとチッピング又は欠損して短寿命にな
るという問題がある。この第１の結合相と第３の結合相
との両者の長所を有する結合相を目的としたものに第２
のサーメット系結合相でなる立方晶窒化ホウ索鎖焼結体
がある。
第１に結合相が金属又は合金からなる、所謂金属系結合
相と、第２に結合相がセラミックスと金属又は合金とか
らなる、所謂サーメット系結合相と、第３に結合相がセ
ラミックスのみからなる、所謂セラミックス系結合相と
がある。この内、第１の金属系結合相でなる立方晶窒化
ホウ索鎖焼結体は、高温にさらされるような条件下では
結合相の軟化が生じて耐摩耗性を著しく低下させるとい
う問題がある。この金属系結合相における問題点を解決
したものに第３のセラミックス系結合相でなる立方晶窒
化ホウ索鎖焼結体がある。この第３の立方晶窒化ホウ索
鎖焼結体は、高温における結合相の耐軟化性に対しては
著しくすぐれるようになったけれども、衝撃の加わるよ
うな用途に用いるとチッピング又は欠損して短寿命にな
るという問題がある。この第１の結合相と第３の結合相
との両者の長所を有する結合相を目的としたものに第２
のサーメット系結合相でなる立方晶窒化ホウ索鎖焼結体
がある。
この第２の立方晶窒化ホウ索鎖焼結体の代表的なものと
しては、特公昭５２−４３８４６号公報及び特公昭！ｌ
＋？−４９６２１号公報がある。
しては、特公昭５２−４３８４６号公報及び特公昭！ｌ
＋？−４９６２１号公報がある。
（発明が解決しようとする問題点）
特公昭５２− ４３８４６号公報及び特公昭５７−４９
６２１号公報に代表される従来のサーメット系結合相で
なる立方晶窒化ホウ索鎖焼結体は、周期律表４ａ、 ５
ａ、 ６ａ族金属の化合物でなるセラミックスとＡｌ２
．Ｓｉを主体とする合金又は金属間化合物とでなる結合
相を含有していて、耐摩耗性及び耐溶着性にすぐれてい
るけれども断続切削領域又は重切削領域で用いるとチッ
ピングもしくは欠損が発生して、極端に短寿命になると
いう問題がある。
６２１号公報に代表される従来のサーメット系結合相で
なる立方晶窒化ホウ索鎖焼結体は、周期律表４ａ、 ５
ａ、 ６ａ族金属の化合物でなるセラミックスとＡｌ２
．Ｓｉを主体とする合金又は金属間化合物とでなる結合
相を含有していて、耐摩耗性及び耐溶着性にすぐれてい
るけれども断続切削領域又は重切削領域で用いるとチッ
ピングもしくは欠損が発生して、極端に短寿命になると
いう問題がある。
本発明は、上述のような問題点を解決したもので、具体
的にはセラミックス成分と金属成分との中にウィスカー
を均一に分散させてなる結合相を含有した立方晶窒化ホ
ウ素焼結体で、耐摩耗性。
的にはセラミックス成分と金属成分との中にウィスカー
を均一に分散させてなる結合相を含有した立方晶窒化ホ
ウ素焼結体で、耐摩耗性。
耐溶着性及び強度の著しくすぐれた立方晶窒化ホウ素焼
結体の提供を目的とするものである。
結体の提供を目的とするものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明者らは、立方晶窒化ホウ索鎖焼結体の耐摩耗性及
び強度の両方を高めることについて検討していた所、従
来のサーメット系結合相では。
び強度の両方を高めることについて検討していた所、従
来のサーメット系結合相では。
強度を高めることを重要視すると耐摩耗性の低下が生じ
、逆に耐摩耗性を高めることを重要視すると強度の低下
が生じる傾向にあり、これを解決するためにはウィスカ
ーを均一に分散させることにより達成できるという第１
の知見を得たものである。また、結合相中に分散させる
ウィスカーの材質及び形状とウィスカーを除いた他の結
合相成分の組合せ、並びに結合相中のウィスカーの含有
比率が焼結体の破壊靭性や耐欠損に対する強度及び耐摩
耗性に著しい影響を及ぼすという第２の知見を得たもの
である。この第１の知見と第２の知見に基づいて本発明
を完成するに至ったものである。
、逆に耐摩耗性を高めることを重要視すると強度の低下
が生じる傾向にあり、これを解決するためにはウィスカ
ーを均一に分散させることにより達成できるという第１
の知見を得たものである。また、結合相中に分散させる
ウィスカーの材質及び形状とウィスカーを除いた他の結
合相成分の組合せ、並びに結合相中のウィスカーの含有
比率が焼結体の破壊靭性や耐欠損に対する強度及び耐摩
耗性に著しい影響を及ぼすという第２の知見を得たもの
である。この第１の知見と第２の知見に基づいて本発明
を完成するに至ったものである。
すなわち、本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体は、
立方晶窒化ホウ素２０〜９０体積％と、残り結合相とか
らなり、該結合相が周期律表の４ａ、 ５ａ。
立方晶窒化ホウ素２０〜９０体積％と、残り結合相とか
らなり、該結合相が周期律表の４ａ、 ５ａ。
６ａ族金属の炭化物、窒化物、ホウ化物、ｌの酸化物、
窒化物、ホウ化物及びこれらの相互固溶体の中の少なく
とも１種でなるセラミックス成分と、／Ｖ１． Ｓｉ、
Ｃｏ、 Ｎｉ、 Ｔｉ及びこれらの金属間化合物の中
の少なくとも１種を主成分とする金属成分とウィスカー
とからなり、かつ該ウィスカーが前記結合相中のｌＯ〜
７５体積％含有していることを特徴とするものである。
窒化物、ホウ化物及びこれらの相互固溶体の中の少なく
とも１種でなるセラミックス成分と、／Ｖ１． Ｓｉ、
Ｃｏ、 Ｎｉ、 Ｔｉ及びこれらの金属間化合物の中
の少なくとも１種を主成分とする金属成分とウィスカー
とからなり、かつ該ウィスカーが前記結合相中のｌＯ〜
７５体積％含有していることを特徴とするものである。
本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体における立方晶
窒化ホウ素は、平均粒径が１０μｍ以下、好ましくは平
均粒径が３μｍ以下でなるものである。この立方晶窒化
ホウ素の焼結体中の含有量は、２０体積％未満になると
立方晶窒化ホウ素の効果が弱くなって耐摩耗性を著しく
低下すると共にウィスカーの分散による高強度化の効果
も低下する傾向にある。逆に、立方晶窒化ホウ素の焼結
体中の含有量が９０体積％を超えて多くなると立方晶窒
化ホウ素の結晶粒同志の接触割合が増加して、焼結性の
低下となること、及び相対的に結合相の含有量も少なく
なることから焼結体中に分散するウィスカー量も少なく
なるために強度の低下が著しくなる。
窒化ホウ素は、平均粒径が１０μｍ以下、好ましくは平
均粒径が３μｍ以下でなるものである。この立方晶窒化
ホウ素の焼結体中の含有量は、２０体積％未満になると
立方晶窒化ホウ素の効果が弱くなって耐摩耗性を著しく
低下すると共にウィスカーの分散による高強度化の効果
も低下する傾向にある。逆に、立方晶窒化ホウ素の焼結
体中の含有量が９０体積％を超えて多くなると立方晶窒
化ホウ素の結晶粒同志の接触割合が増加して、焼結性の
低下となること、及び相対的に結合相の含有量も少なく
なることから焼結体中に分散するウィスカー量も少なく
なるために強度の低下が著しくなる。
本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体における結合相
中のセラミックス成分は、平均粒径が２μｍ以下、好ま
しくは平均粒径が１６ｍ以下で、特にアルミニウムを含
有した化合物の場合には平均粒径０．５μｍ以下にする
と緻密な焼結体になりより高強度化が達成されるので好
ましいことである。この結合相中のセラミックス成分は
、具体的には１例えばＴｉＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣ，ＴａＣ
，ＮｂＣ，ＶＣ，’ＩＩｃ。
中のセラミックス成分は、平均粒径が２μｍ以下、好ま
しくは平均粒径が１６ｍ以下で、特にアルミニウムを含
有した化合物の場合には平均粒径０．５μｍ以下にする
と緻密な焼結体になりより高強度化が達成されるので好
ましいことである。この結合相中のセラミックス成分は
、具体的には１例えばＴｉＣ，ＺｒＣ，ＨｆＣ，ＴａＣ
，ＮｂＣ，ＶＣ，’ＩＩｃ。
ＭｏａＣ，Ｃｒ５Ｃｘ、 ＴｉＮ、 ＺｒＮ、 ＨｆＮ
、 ＴａＮ、 ＮｂＮ、 ＶＮ。
、 ＴａＮ、 ＮｂＮ、 ＶＮ。
ＣｒＮ、 ＴｉＢｘ、 ＺｒＢ１． ｌ１ｆＢ＊、 Ｔ
ａＢｔ、 ＮｂＢｚ、 ＶＢｉ。
ａＢｔ、 ＮｂＢｚ、 ＶＢｉ。
Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、 （Ｔｉ、Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）、
（Ｔｉ、Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ、Ｔａ）Ｃ。
（Ｔｉ、Ｗ）Ｃ，（Ｔｉ、Ｔａ）Ｃ。
（Ｔｉ、Ｔａ） （Ｃ，Ｎ１． （Ｔｉ、Ｗ） （Ｃ
，Ｎ）、 （Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ） （Ｃ，Ｎｌ。
，Ｎ）、 （Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ） （Ｃ，Ｎｌ。
ＡＩｌｘｏｓ、 Ａ９Ｎ、 ｍｏｗ、 ＡＱ（０，
Ｎ）、 （Ｍ、Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）。
Ｎ）、 （Ｍ、Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）。
（ＡＲ、Ｔｉ） （Ｃ，０）などを挙げることができる
。これらのセラミックス成分の他に結合相を構成してい
る金属成分は、大体溶解析出により形成されるもので、
具体的には、例えば Ａ１２． Ｓｉ、 Ｃｏ、 Ｎｉ
。
。これらのセラミックス成分の他に結合相を構成してい
る金属成分は、大体溶解析出により形成されるもので、
具体的には、例えば Ａ１２． Ｓｉ、 Ｃｏ、 Ｎｉ
。
Ｔｉの単体又は ＴｉＡｌ２． Ｔｉ３Ａｇ、 Ｔｉ
ＡＬ、 Ｎ１ａＴｉ。
ＡＬ、 Ｎ１ａＴｉ。
Ｎｉ、ＡＩｌ、 Ｎ１ＡＱ、 ＣｏＡ９． ＣｏＳｉ、
Ｃｏ５１ｓ、 Ｎ１ａＳｉ。
Ｃｏ５１ｓ、 Ｎ１ａＳｉ。
ＣｏＡ９Ｔｉ、 Ｎｉ＊ＡＯＴｉなどを挙げることが
できる。また、セラミックス成分及び金属成分の他に結
合相を構成しているウィスカーは、例えばＡβ、０．。
できる。また、セラミックス成分及び金属成分の他に結
合相を構成しているウィスカーは、例えばＡβ、０．。
ＳｉＣ，ＢＮ、 Ｓｉ、Ｎ、、 Ｂ、Ｃ，Ａ９Ｎなどを
挙げることができ、この内、特に炭化ケイ素、窒化ケイ
素又は酸化アルミニウムの中の少なくとも１種からなる
場合には他の結合相及び立方晶窒化ホウ素の両方に対す
る相互反応性が少なく、強度を高める傾向が著しいので
好ましいことである。このウィスカーは、できるだけ細
径のものを均一に分散するのがよく１例えば平均直径が
０．１〜１．０μｍで、平均アスペクト比が１０〜５０
０であるものが特に強度を高める傾向が著しいので好ま
しいことである。
挙げることができ、この内、特に炭化ケイ素、窒化ケイ
素又は酸化アルミニウムの中の少なくとも１種からなる
場合には他の結合相及び立方晶窒化ホウ素の両方に対す
る相互反応性が少なく、強度を高める傾向が著しいので
好ましいことである。このウィスカーは、できるだけ細
径のものを均一に分散するのがよく１例えば平均直径が
０．１〜１．０μｍで、平均アスペクト比が１０〜５０
０であるものが特に強度を高める傾向が著しいので好ま
しいことである。
この本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体における結
合相を構成しているセラミックス成分と金属成分とウィ
スカーとそれぞれの含有比率が耐摩耗性、耐溶着性及び
強度を高めるものである。
合相を構成しているセラミックス成分と金属成分とウィ
スカーとそれぞれの含有比率が耐摩耗性、耐溶着性及び
強度を高めるものである。
特に、この結合相中のセラミックス成分が５体積％未満
になると相対的に金属成分及びウィスカーが多くなり、
この白金属成分を多くすると高温で軟化して耐摩耗性及
び耐溶着性の低下を生じ、逆にウィスカーを多くすると
ウィスカーを保持するための強度が不足して焼結体の強
度低下となる。
になると相対的に金属成分及びウィスカーが多くなり、
この白金属成分を多くすると高温で軟化して耐摩耗性及
び耐溶着性の低下を生じ、逆にウィスカーを多くすると
ウィスカーを保持するための強度が不足して焼結体の強
度低下となる。
逆に、結合相中のセラミックス成分が８５体積％を超え
て多くなると相対的に金属成分及びウィスカーが少なく
なって強度低下が著しくなる。また、特に結合相中の金
属成分が５体積％未満になると金属成分による強度向上
が弱くなり、逆に結合相中の金属成分が２５体積％を超
えて多くなると高温で軟化して耐摩耗性及び耐溶着性の
低下となる。
て多くなると相対的に金属成分及びウィスカーが少なく
なって強度低下が著しくなる。また、特に結合相中の金
属成分が５体積％未満になると金属成分による強度向上
が弱くなり、逆に結合相中の金属成分が２５体積％を超
えて多くなると高温で軟化して耐摩耗性及び耐溶着性の
低下となる。
さらに、結合相中のウイスカーカ月０体積％未溝になる
とウィスカーによる強度向上が弱くなり、逆に結合相中
のウィスカーが７５体積％を超えて多くなると相対的に
他の結合相が少なくなってウィスカーを保持するための
強度が不足し、その結果焼結体の強度低下となる。
とウィスカーによる強度向上が弱くなり、逆に結合相中
のウィスカーが７５体積％を超えて多くなると相対的に
他の結合相が少なくなってウィスカーを保持するための
強度が不足し、その結果焼結体の強度低下となる。
本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体における結合相
と立方晶窒化ホウ素との関係で重要なこ−とは、結合相
中のウィスカー含有量と立方晶窒化ホウ素含有量とが焼
結体の耐摩耗性及び強度に大きく影響を及ぼし、特に結
合相中のウィスカーが２０〜５５体積％で、かつ立方晶
窒化ホウ素が３５〜６５体積％である場合（用途によっ
ては立方晶窒化ホウ素が６５〜９０体積％がよい）には
耐摩耗性及び強度の両方が安定してすぐれる傾向になる
。
と立方晶窒化ホウ素との関係で重要なこ−とは、結合相
中のウィスカー含有量と立方晶窒化ホウ素含有量とが焼
結体の耐摩耗性及び強度に大きく影響を及ぼし、特に結
合相中のウィスカーが２０〜５５体積％で、かつ立方晶
窒化ホウ素が３５〜６５体積％である場合（用途によっ
ては立方晶窒化ホウ素が６５〜９０体積％がよい）には
耐摩耗性及び強度の両方が安定してすぐれる傾向になる
。
本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体は、従来から行
なわれている立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法により
作成することができる。例えば、出発物としての立方晶
窒化ホウ素は、平均粒径１５μｍ以下の粉末、好ましく
は平均粒径７μｍ以下の粉末を用い、ウィスカーを除い
た他の結合相となるものはできるだけ微細なサブミクロ
ンの粉末を用いることが好ましいことである。出発物と
してのウィスカーは、焼結体中に存在させるウイスカー
に対して長さ方向で平均１．５〜３倍長いウィスカーを
用いることが好ましいことである。
なわれている立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法により
作成することができる。例えば、出発物としての立方晶
窒化ホウ素は、平均粒径１５μｍ以下の粉末、好ましく
は平均粒径７μｍ以下の粉末を用い、ウィスカーを除い
た他の結合相となるものはできるだけ微細なサブミクロ
ンの粉末を用いることが好ましいことである。出発物と
してのウィスカーは、焼結体中に存在させるウイスカー
に対して長さ方向で平均１．５〜３倍長いウィスカーを
用いることが好ましいことである。
これらの出発物を混合する場合に重要なことは、出発物
としてのウィスカーをできるだけ粉砕せずに均一に分散
することである。この混合工程は、従来の粉末冶金にお
ける混合方法に応用することができ、例えば粉砕作用の
大きいボールを少量にして混合する方法、振動ミルの振
動のみで混合する方法、Ｖブレングーによる混合方法又
は超音波を利用する混合方法などがある。こうして得た
混合粉末を成形体にする場合は、従来の粉末冶金におけ
る成形方法、例えば金型を用いたプレス成形により得る
ことができる。この成形体を従来から用いられている４
方向加圧方式又は６方向加圧力式などの超高圧発生装置
でもって立方晶窒化ホウ素の安定な高圧高温１例えば５
０にｂａｒ以上の圧力、 １３５０℃以上の温度で焼結
体にすることができる。
としてのウィスカーをできるだけ粉砕せずに均一に分散
することである。この混合工程は、従来の粉末冶金にお
ける混合方法に応用することができ、例えば粉砕作用の
大きいボールを少量にして混合する方法、振動ミルの振
動のみで混合する方法、Ｖブレングーによる混合方法又
は超音波を利用する混合方法などがある。こうして得た
混合粉末を成形体にする場合は、従来の粉末冶金におけ
る成形方法、例えば金型を用いたプレス成形により得る
ことができる。この成形体を従来から用いられている４
方向加圧方式又は６方向加圧力式などの超高圧発生装置
でもって立方晶窒化ホウ素の安定な高圧高温１例えば５
０にｂａｒ以上の圧力、 １３５０℃以上の温度で焼結
体にすることができる。
（作用）
本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体は、主として立
方晶窒化ホウ素が耐摩耗性を高める作用をし、この立方
晶窒化ホウ素を結合相が保持して強度を高める作用をし
ているものである。この結合相の内、セラミックス成分
は、他の結合相成分である金属成分とウィスカーの相互
間の結合強化を行う作用をし、結合相内の金属成分が焼
結時に焼結の促進作用をして、焼結後には立方晶窒化ホ
ウ素、セラミックス成分及びウィスカーの結晶粒界に侵
入して薄層を形成することにより焼結体の強度を高める
作用をしているものである。この金属成分の内、非金属
元素との反応性の高い単体、例えばＡＱ、 Ｓｉ、 Ｔ
ｉなどを出発物とした場合は、焼結工程中にその１部が
ＡＱＮ、 Ａ９Ｂｇ、 ５ｉｉＮ４゜ＴｉＮ、 Ｔｉ
Ｂｘ又はこれらを含む固溶体になって焼結の強度を著し
く高める作用をしているものである。また、結合相中の
ウィスカーは、他の成分と化学的に強固な結合を形成し
ないようにしたもので、このために焼結体にクラックが
発生した場合にウィスカー界面と他成分との結合の外れ
、所謂ウィスカーの引き抜きによるクラックの進行エネ
ルギーの吸収及びクラックの進行をウィスカーで偏向さ
せる、所謂クラックの折れ曲りにより焼結体の強度を著
しく高める作用をしているものである。
方晶窒化ホウ素が耐摩耗性を高める作用をし、この立方
晶窒化ホウ素を結合相が保持して強度を高める作用をし
ているものである。この結合相の内、セラミックス成分
は、他の結合相成分である金属成分とウィスカーの相互
間の結合強化を行う作用をし、結合相内の金属成分が焼
結時に焼結の促進作用をして、焼結後には立方晶窒化ホ
ウ素、セラミックス成分及びウィスカーの結晶粒界に侵
入して薄層を形成することにより焼結体の強度を高める
作用をしているものである。この金属成分の内、非金属
元素との反応性の高い単体、例えばＡＱ、 Ｓｉ、 Ｔ
ｉなどを出発物とした場合は、焼結工程中にその１部が
ＡＱＮ、 Ａ９Ｂｇ、 ５ｉｉＮ４゜ＴｉＮ、 Ｔｉ
Ｂｘ又はこれらを含む固溶体になって焼結の強度を著し
く高める作用をしているものである。また、結合相中の
ウィスカーは、他の成分と化学的に強固な結合を形成し
ないようにしたもので、このために焼結体にクラックが
発生した場合にウィスカー界面と他成分との結合の外れ
、所謂ウィスカーの引き抜きによるクラックの進行エネ
ルギーの吸収及びクラックの進行をウィスカーで偏向さ
せる、所謂クラックの折れ曲りにより焼結体の強度を著
しく高める作用をしているものである。
実施例
実施例１
平均粒径３μｍの立方晶窒化ホウ素粉末（ＣＯＮ） と
平均粒径１μｍの各種セラミックス成分粉末と平均粒径
５μｍ以下の各種金属成分粉末と平均直径０．５μｍ、
平均アスペクト比１００のＳｉＣウィスカーをそれぞれ
出発物として用いて、第１表のような組成に配合した。
平均粒径１μｍの各種セラミックス成分粉末と平均粒径
５μｍ以下の各種金属成分粉末と平均直径０．５μｍ、
平均アスペクト比１００のＳｉＣウィスカーをそれぞれ
出発物として用いて、第１表のような組成に配合した。
この配合物と超硬合金製ボールとエタノールとを容器に
入れて３０分分間式混合した後乾燥し、次いで金型な用
いて２ｔｏｎ／ｃｎ＋”の圧力で所定の形状に成形した
。これらの成形体を圧力媒体及び黒鉛ヒーターからなる
超高圧焼結試料構成部品に組み込み、超高圧高温装置で
もって第２表に示した圧力、温度及び保持時間の条件で
焼結した。こうして得た各焼結体は。
入れて３０分分間式混合した後乾燥し、次いで金型な用
いて２ｔｏｎ／ｃｎ＋”の圧力で所定の形状に成形した
。これらの成形体を圧力媒体及び黒鉛ヒーターからなる
超高圧焼結試料構成部品に組み込み、超高圧高温装置で
もって第２表に示した圧力、温度及び保持時間の条件で
焼結した。こうして得た各焼結体は。
マイロクビッカース（荷重１ ｋｇ−１５秒保持）によ
る硬さとビッカース圧痕法による破壊靭性値と下記の
（Ａ）〜（Ｄ）の切削試験を行い、これらの結果を第２
表に併記した。
る硬さとビッカース圧痕法による破壊靭性値と下記の
（Ａ）〜（Ｄ）の切削試験を行い、これらの結果を第２
表に併記した。
（Ａ）切削試験条件
被削材 ＳＫＤ Ｉｆ （ＨＲｃ ６１）切削速度
１１０ ｍ／ｍｉｎ 切込み ０．５＋ｙｕｎ 送り ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ 評価 平均逃げ面摩耗量（ｖ８）が０．２ｍｍに達
するか又は途中欠損、チッ ピングして寿命になるまでの時 間。
１１０ ｍ／ｍｉｎ 切込み ０．５＋ｙｕｎ 送り ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ 評価 平均逃げ面摩耗量（ｖ８）が０．２ｍｍに達
するか又は途中欠損、チッ ピングして寿命になるまでの時 間。
（Ｂ）切削試験条件
被削材 ＳＫＤ Ｉｔ （ＨＲｃ ６１）１５０φの
被削材に１５ｍｍ巾ｘ ２Ｇｍｍ深さの溝４本人 切削速度 １１０ ｍ／ｍｉｎ 切込み ０．３ｍｍ 送り Ｑ、ｌ ｍｍ／ｒｅｖ 評価 チッピング又は欠損するまでの切削時間。
被削材に１５ｍｍ巾ｘ ２Ｇｍｍ深さの溝４本人 切削速度 １１０ ｍ／ｍｉｎ 切込み ０．３ｍｍ 送り Ｑ、ｌ ｍｍ／ｒｅｖ 評価 チッピング又は欠損するまでの切削時間。
（Ｃ）切削試験条件
被削材 ＳＫＤ ９ （ＨＲｃ ６４）！５０φの
被削材に１５ｍｍ巾Ｘ ２０ｍｍ深さの溝２本人 切削速度 １００ ｍ／ｗｉｎ 切込み ０．３ｍｍ 送り ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ 評価 チッピング又は欠損するまでの切削時間。
被削材に１５ｍｍ巾Ｘ ２０ｍｍ深さの溝２本人 切削速度 １００ ｍ／ｗｉｎ 切込み ０．３ｍｍ 送り ０．１ ｍｍ／ｒｅｖ 評価 チッピング又は欠損するまでの切削時間。
１０）切削試験条件
被削材 ＦＣＳ５ （ｔｌｓ Ｚａ〜３３）２００φ
の被削材に１５ｍｍ巾Ｘ ２０ｍｍ深さの満４本人 切削速度 ５００ ｍ／ｗｉｎ 切込み ０．６ｍｍ 送り ０．２ ＋ａｍ／ｒｅｖ 評価 チッピング又は欠損するまでの切削時間。
の被削材に１５ｍｍ巾Ｘ ２０ｍｍ深さの満４本人 切削速度 ５００ ｍ／ｗｉｎ 切込み ０．６ｍｍ 送り ０．２ ＋ａｍ／ｒｅｖ 評価 チッピング又は欠損するまでの切削時間。
実施例２
平均粒径７ユｍの立方晶窒化ホウ素粉末（ＣＢＮ）
と実施例１で用いたセラミックス成分粉末・金属成分粉
末及びＳｉＣウィスカーを用いて第３表のような組成に
配合した。この配合物を実施例１と同様の方法で混合、
乾燥、成形及び焼結して焼結体を得た。（ただし、焼結
条件は第４表に示す条件で行った。）こうして得た焼結
体をそれぞれ実施例１の硬さ、破壊初性値、（Ａ）切削
試験条件、（Ｂ）切削試験条件及び（０）切削試験条件
と同様の方法でもって評圃し、その結果を第４表に併記
した。
と実施例１で用いたセラミックス成分粉末・金属成分粉
末及びＳｉＣウィスカーを用いて第３表のような組成に
配合した。この配合物を実施例１と同様の方法で混合、
乾燥、成形及び焼結して焼結体を得た。（ただし、焼結
条件は第４表に示す条件で行った。）こうして得た焼結
体をそれぞれ実施例１の硬さ、破壊初性値、（Ａ）切削
試験条件、（Ｂ）切削試験条件及び（０）切削試験条件
と同様の方法でもって評圃し、その結果を第４表に併記
した。
以下余白
実施例３
実施例１で用いたＣＢＮ粉末、セラミックス成分粉末、
金属成分粉末と、平均粒径０．７μｍ、平均アスペクト
比５０内にあるＳｊＣ，肩！ ｓｒｓ 、 ５ｊｓＮａ
の各ウィスカーを出発物として第５表に示すような組成
に配合した。この配合物を実施例１と同様の方法で混合
、乾燥、成形及び焼結して焼結体を得た。（ただし、焼
結条件は第６表に示す条件で行った。）こうして得た焼
結体をそれぞれ実施例１の硬さ、破壊靭性値、（Ａ）切
削試験条件及び（Ｂ）切削試験条件と同様の方法でもっ
て評価し、その結果を第６表に併記した。
金属成分粉末と、平均粒径０．７μｍ、平均アスペクト
比５０内にあるＳｊＣ，肩！ ｓｒｓ 、 ５ｊｓＮａ
の各ウィスカーを出発物として第５表に示すような組成
に配合した。この配合物を実施例１と同様の方法で混合
、乾燥、成形及び焼結して焼結体を得た。（ただし、焼
結条件は第６表に示す条件で行った。）こうして得た焼
結体をそれぞれ実施例１の硬さ、破壊靭性値、（Ａ）切
削試験条件及び（Ｂ）切削試験条件と同様の方法でもっ
て評価し、その結果を第６表に併記した。
以下余白
（発明の効果）
以上の結果１本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体は
、ウィスカーの含有していない従来の立方晶窒化ホウ素
焼結体及び本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体の組
成から外れた比較品に比べて、破壊靭性値が約１．４〜
１．９倍向上し、耐摩耗性及び耐欠損性の両方を含めた
切削試験では約２倍〜１８倍も向上するという効果があ
る。このことから、本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼
結体は、例えばＮＣ機械用切削工具材料又は無人化工場
における自動加工機用の加工工具として適用できる産業
上有用な材料である。
、ウィスカーの含有していない従来の立方晶窒化ホウ素
焼結体及び本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体の組
成から外れた比較品に比べて、破壊靭性値が約１．４〜
１．９倍向上し、耐摩耗性及び耐欠損性の両方を含めた
切削試験では約２倍〜１８倍も向上するという効果があ
る。このことから、本発明の高強度立方晶窒化ホウ素焼
結体は、例えばＮＣ機械用切削工具材料又は無人化工場
における自動加工機用の加工工具として適用できる産業
上有用な材料である。
特許出願人 東芝タンガロイ株式会社
Claims (4)
- （１）立方晶窒化ホウ素２０〜９０体積％と、残り結合
相とからなる立方晶窒化ホウ素焼結体において、前記結
合相は周期律表の４ａ，５ａ，６ａ族金属の炭化物，窒
化物，ホウ化物，Ａｌの酸化物，窒化物，ホウ化物及び
これらの相互固溶体の中の少なくとも１種でなるセラミ
ックス成分と、Ａｌ，Ｓｉ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｔｉ及びこれ
らの金属間化合物の中の少なくとも１種を主成分とする
金属成分とウィスカーとからなり、かつ該ウィスカーが
前記結合相中の１０〜７５体積％含有していることを特
徴とする高強度立方晶窒化ホウ素焼結体。 - （２）上記セラミックス成分は、上記結合相中の５〜８
５体積％含有していることを特徴とする特許請求の範囲
第１項記載の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体。 - （３）上記金属成分は、上記結合相中の５〜２５体積％
含有していることを特徴とする特許請求の範囲第１項又
は第２項記載の高強度立方晶窒化ホウ素焼結体。 - （４）上記ウィスカーは、炭化ケイ素，窒化ケイ素又は
酸化アルミニウムの中の少なくとも１種からなり、かつ
平均直径が０．１〜１．０μｍで平均アスペクト比が１
０〜５００であることを特徴とする特許請求の範囲第１
項，第２項又は第３項記載の高強度立方晶窒化ホウ素焼
結体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62329327A JP2523452B2 (ja) | 1987-12-25 | 1987-12-25 | 高強度立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62329327A JP2523452B2 (ja) | 1987-12-25 | 1987-12-25 | 高強度立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01172270A true JPH01172270A (ja) | 1989-07-07 |
| JP2523452B2 JP2523452B2 (ja) | 1996-08-07 |
Family
ID=18220215
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62329327A Expired - Fee Related JP2523452B2 (ja) | 1987-12-25 | 1987-12-25 | 高強度立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2523452B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03164475A (ja) * | 1989-11-21 | 1991-07-16 | Tatsuro Kuratomi | ウイスカ複合立方晶窒化硼素焼結体およびその製造法 |
| JPH0524922A (ja) * | 1991-04-05 | 1993-02-02 | Agency Of Ind Science & Technol | ダイヤモンド含有高硬度高密度複合焼結体及びその製造法 |
| JPH05148021A (ja) * | 1991-04-05 | 1993-06-15 | Agency Of Ind Science & Technol | 被覆ダイヤモンド含有高硬度高密度複合焼結体及びその製造法 |
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| CN114787104A (zh) * | 2019-12-16 | 2022-07-22 | 住友电气工业株式会社 | 立方晶氮化硼烧结体 |
| CN114845973A (zh) * | 2019-12-27 | 2022-08-02 | 住友电工硬质合金株式会社 | 立方晶氮化硼烧结体及其制造方法 |
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-
1987
- 1987-12-25 JP JP62329327A patent/JP2523452B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2012502810A (ja) * | 2008-09-17 | 2012-02-02 | ダイヤモンド イノベイションズ インコーポレーテッド | 立方晶窒化ホウ素セラミック複合体およびその製造方法 |
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| US8828899B2 (en) | 2010-02-12 | 2014-09-09 | Element Six Limited | Superhard element, method of using same and method of making same |
| JP2016176322A (ja) * | 2015-03-19 | 2016-10-06 | 三菱マテリアル株式会社 | 掘削チップおよび掘削ビット |
| CN114787104A (zh) * | 2019-12-16 | 2022-07-22 | 住友电气工业株式会社 | 立方晶氮化硼烧结体 |
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| CN114867700A (zh) * | 2019-12-16 | 2022-08-05 | 住友电工硬质合金株式会社 | 立方晶氮化硼烧结体 |
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