JPH03215363A - 高靭性を有する立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法 - Google Patents
高靭性を有する立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法Info
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- JPH03215363A JPH03215363A JP2005860A JP586090A JPH03215363A JP H03215363 A JPH03215363 A JP H03215363A JP 2005860 A JP2005860 A JP 2005860A JP 586090 A JP586090 A JP 586090A JP H03215363 A JPH03215363 A JP H03215363A
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Landscapes
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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〕
この発明は、高靭性を有し、かつ耐熱性、耐溶着性、お
よび耐摩耗性にすぐれ、さらに耐熱衝撃性にもすぐれ、
通常の条件での連続切削は勿論のこと、特に靭性が要求
される鋳鉄の連続高速切削や、ダイス鋼および高速度鋼
などの高硬度鋼などの断続切削に切削工具として用いた
場合にすぐれた切削性能を長期に亘って発揮する立方晶
窒化ほう素（以下Ｃ−ＢＮで示す）基セラミック材の製
造法に関するものである。
よび耐摩耗性にすぐれ、さらに耐熱衝撃性にもすぐれ、
通常の条件での連続切削は勿論のこと、特に靭性が要求
される鋳鉄の連続高速切削や、ダイス鋼および高速度鋼
などの高硬度鋼などの断続切削に切削工具として用いた
場合にすぐれた切削性能を長期に亘って発揮する立方晶
窒化ほう素（以下Ｃ−ＢＮで示す）基セラミック材の製
造法に関するものである。
一般に，Ｃ−ＢＮ基セラミック材は、すぐれた耐熱性、
耐溶着性、および耐摩耗性をもつことから、これが切削
工具などとして用いられ、またこのＣ−ＢＮ基セラミッ
ク材が、例えば特公昭５７−３６３１号公報に記載され
るように、原料粉末として、Ｃ−ＢＮ粉末、並びに周期
律表の４ａ． ５ａ，および６ａ族金属の炭化物粉末
、窒化物粉末、ほう化物粉末、およびけい化物粉末を用
い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合し、通常の
条件で混合し、混合粉末の状態、あるいは圧粉体に成形
した状態で、これに通常の条件、すなわち圧力：１万気
圧以上、温度： １０００℃以上の条件で超高圧高温処
理を施して理論密度比＝９８％以上の緻密な焼結体とす
ることにより製造されることも良く知られるところであ
る。
耐溶着性、および耐摩耗性をもつことから、これが切削
工具などとして用いられ、またこのＣ−ＢＮ基セラミッ
ク材が、例えば特公昭５７−３６３１号公報に記載され
るように、原料粉末として、Ｃ−ＢＮ粉末、並びに周期
律表の４ａ． ５ａ，および６ａ族金属の炭化物粉末
、窒化物粉末、ほう化物粉末、およびけい化物粉末を用
い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合し、通常の
条件で混合し、混合粉末の状態、あるいは圧粉体に成形
した状態で、これに通常の条件、すなわち圧力：１万気
圧以上、温度： １０００℃以上の条件で超高圧高温処
理を施して理論密度比＝９８％以上の緻密な焼結体とす
ることにより製造されることも良く知られるところであ
る。
しかし、上記の従来方法で製造されたＣ−ＢＮ基セラミ
ック材は、これを例えば鋳鉄の連続高速切削や、上記高
硬度鋼の断続切削などに用いた場合、靭性不足が原因で
切刃に欠けやチッピングが発生し易く、十分満足する切
削寿命を示さないのが現状である。
ック材は、これを例えば鋳鉄の連続高速切削や、上記高
硬度鋼の断続切削などに用いた場合、靭性不足が原因で
切刃に欠けやチッピングが発生し易く、十分満足する切
削寿命を示さないのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、靭性の
すぐれたＣ−ＢＮ基セラミック材を製造すべく研究を行
なった結果、 使用する原料粉末を、水素化チタン（以下ＴｉＨ で
示す）粉末、Ｃ−ＢＮ粉末、炭化チＸ タン（以下ＴｆＣで示す）、および酸化アルミニウム（
以下、Ａ１２０３で示す）粉末に特定し、かつＴｉＣ粉
末およびＡｇ２ｏ３粉末は通常の粒径である１〜５１Ｂ
＠の平均粒径でよいが、ＴｉＨｘ粉末の粒径を平均粒径
で１１ｎ＠未満と微細にする一方、相対的にＣ−ＢＮ粉
末の粒径を平均粒径で１〜１０ｕ３に大きくし、望まし
くはＣ−ＢＮ粉末の表面にＴｉＨ 粉末を一様に分布
させるようにＸ ＴｉＨｘ粉末の粒径をＣ−ＢＮ粉末の１／２以下とし、 これらの原料粉末を、重量％で（以下重量％は％で示す
）、 ＴｉＨ ：０．５〜２０％、 Ｘ ＴｉＣおよびＡＩ！２ ０ｇのうちの１種または２種；
５〜４０％、 Ｃ−ＢＮ：残り、 の割合に配合し、通常の条件で混合し、圧粉体に成形し
た後、この圧粉体を轟空中、１２００−１５００℃の温
度に加熱すると、Ｃ−ＢＮ粉末の表面部でＴ ｉ Ｈｘ
粉末との間で反応が起って窒化チタン（以下ＴｉＮで示
す）とほう化チタン（以下Ｔ ｉＢ ２で示す）が生成
し、この生成ＴｉＮとＴ ｉＢ ２は著しく高い活性を
有するので、分散相形成成分であるＣ−ＢＮと、Ｔｉｃ
および／またはＡｇ２０３と強固に結合し、この結果形
成されたＣ−ＢＮ基セラミック焼結体は多孔質ではある
が、構成成分はお互いに強固に結合しており、したがっ
て、この多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体に、通常の
条件、すなわち圧力＝１万気圧以上、温度： １０００
℃以上の条件で超高圧高温処理を施して９８％以上の理
論密度比としたＣ−ＢＮ基セラミック材は、すぐれた靭
性をもつようになり、かつ従来方法で製造されたＣ−Ｂ
Ｎ基セラミック材と同等のすぐれた耐熱性、耐溶着性、
および耐摩耗性を具備し、 さらに、原料粉末としてＴｉＮ粉末を用い、原料配合時
に１〜２０％の割合で配合してやると、製造された上記
Ｃ−ＢＮ基セラミック材は、さらに一段とすぐれた耐熱
衝撃性をもつようになり、これを特に靭性が要求される
鋳鉄の連続高速切削や、高硬度鋼の断続切削などに切削
工具として用いた場合にも切刃に欠けやチッピングなど
の発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮する
という研究結果を得たのである。
すぐれたＣ−ＢＮ基セラミック材を製造すべく研究を行
なった結果、 使用する原料粉末を、水素化チタン（以下ＴｉＨ で
示す）粉末、Ｃ−ＢＮ粉末、炭化チＸ タン（以下ＴｆＣで示す）、および酸化アルミニウム（
以下、Ａ１２０３で示す）粉末に特定し、かつＴｉＣ粉
末およびＡｇ２ｏ３粉末は通常の粒径である１〜５１Ｂ
＠の平均粒径でよいが、ＴｉＨｘ粉末の粒径を平均粒径
で１１ｎ＠未満と微細にする一方、相対的にＣ−ＢＮ粉
末の粒径を平均粒径で１〜１０ｕ３に大きくし、望まし
くはＣ−ＢＮ粉末の表面にＴｉＨ 粉末を一様に分布
させるようにＸ ＴｉＨｘ粉末の粒径をＣ−ＢＮ粉末の１／２以下とし、 これらの原料粉末を、重量％で（以下重量％は％で示す
）、 ＴｉＨ ：０．５〜２０％、 Ｘ ＴｉＣおよびＡＩ！２ ０ｇのうちの１種または２種；
５〜４０％、 Ｃ−ＢＮ：残り、 の割合に配合し、通常の条件で混合し、圧粉体に成形し
た後、この圧粉体を轟空中、１２００−１５００℃の温
度に加熱すると、Ｃ−ＢＮ粉末の表面部でＴ ｉ Ｈｘ
粉末との間で反応が起って窒化チタン（以下ＴｉＮで示
す）とほう化チタン（以下Ｔ ｉＢ ２で示す）が生成
し、この生成ＴｉＮとＴ ｉＢ ２は著しく高い活性を
有するので、分散相形成成分であるＣ−ＢＮと、Ｔｉｃ
および／またはＡｇ２０３と強固に結合し、この結果形
成されたＣ−ＢＮ基セラミック焼結体は多孔質ではある
が、構成成分はお互いに強固に結合しており、したがっ
て、この多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体に、通常の
条件、すなわち圧力＝１万気圧以上、温度： １０００
℃以上の条件で超高圧高温処理を施して９８％以上の理
論密度比としたＣ−ＢＮ基セラミック材は、すぐれた靭
性をもつようになり、かつ従来方法で製造されたＣ−Ｂ
Ｎ基セラミック材と同等のすぐれた耐熱性、耐溶着性、
および耐摩耗性を具備し、 さらに、原料粉末としてＴｉＮ粉末を用い、原料配合時
に１〜２０％の割合で配合してやると、製造された上記
Ｃ−ＢＮ基セラミック材は、さらに一段とすぐれた耐熱
衝撃性をもつようになり、これを特に靭性が要求される
鋳鉄の連続高速切削や、高硬度鋼の断続切削などに切削
工具として用いた場合にも切刃に欠けやチッピングなど
の発生なく、すぐれた切削性能を長期に亘って発揮する
という研究結果を得たのである。
この発明は、上記の研究結果にもとづいてなされたもの
であって、 原料粉末として、平均粒径：１一未満のＴｉＨ 粉Ｘ 末、いずれも同１〜５ｔｌｎのＴｉＣ粉末、Ａ Ｉ１
２ ０ ａ粉末、およびＴｉＮ粉末、さらに同１〜ｌＯ
ｔｎａのＣ−ＢＮ粉末を用い、これらの原料粉末を、（
ａ） Ｔ ｉ Ｈ ： ０．５〜２０％、Ｘ ＴｉｃおよびＡＩ２０３のうちの１種または２種＝５〜
４０％、 Ｃ−ＢＮ：残り、 （ｂ） Ｔ ｉ Ｈ ： ０．５〜２０％、Ｘ ＴｉｃおよびＡＩ２０３のうちの１種または２種＝５〜
４０％、 ＴｉＮ： １〜２０％、 Ｃ − ＢＮ ：残り、 以上（ａ）または（ｂ）からなる配合組成に配合し、通
常の条件で混合し、圧粉体に成形した後、この圧粉体を
、真空中、■２００〜１５００℃の温度に加熱保持し、
Ｃ−ＢＮの一部とＴｉＨｘの全部を反応させてＴｉＮと
Ｔ ｔ Ｂ ２を生成させることにより、分散相形成成
分としてのＣ−ＢＮと、ＴｉＣおよび／またはＡ ｆｌ
２ ０ ｓと、必要に応じてＴｉＮが前記の生成Ｔｉ
ＣとＴ ｉＢ ２によって強固に結合された組織を有す
る多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体を形成し、 ついで、上記多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミ・ソク焼結体に、
通常の条件で超高圧高温処理を施して、９８％以上の理
論密度比に緻密化することにより高靭性を有するＣ−Ｂ
Ｎ基セラミック材を製造する方法に特徴を有するもので
ある。
であって、 原料粉末として、平均粒径：１一未満のＴｉＨ 粉Ｘ 末、いずれも同１〜５ｔｌｎのＴｉＣ粉末、Ａ Ｉ１
２ ０ ａ粉末、およびＴｉＮ粉末、さらに同１〜ｌＯ
ｔｎａのＣ−ＢＮ粉末を用い、これらの原料粉末を、（
ａ） Ｔ ｉ Ｈ ： ０．５〜２０％、Ｘ ＴｉｃおよびＡＩ２０３のうちの１種または２種＝５〜
４０％、 Ｃ−ＢＮ：残り、 （ｂ） Ｔ ｉ Ｈ ： ０．５〜２０％、Ｘ ＴｉｃおよびＡＩ２０３のうちの１種または２種＝５〜
４０％、 ＴｉＮ： １〜２０％、 Ｃ − ＢＮ ：残り、 以上（ａ）または（ｂ）からなる配合組成に配合し、通
常の条件で混合し、圧粉体に成形した後、この圧粉体を
、真空中、■２００〜１５００℃の温度に加熱保持し、
Ｃ−ＢＮの一部とＴｉＨｘの全部を反応させてＴｉＮと
Ｔ ｔ Ｂ ２を生成させることにより、分散相形成成
分としてのＣ−ＢＮと、ＴｉＣおよび／またはＡ ｆｌ
２ ０ ｓと、必要に応じてＴｉＮが前記の生成Ｔｉ
ＣとＴ ｉＢ ２によって強固に結合された組織を有す
る多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体を形成し、 ついで、上記多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミ・ソク焼結体に、
通常の条件で超高圧高温処理を施して、９８％以上の理
論密度比に緻密化することにより高靭性を有するＣ−Ｂ
Ｎ基セラミック材を製造する方法に特徴を有するもので
ある。
つぎに、この発明の方法において、製造条件を上記の通
りに限定した理由を説明する。
りに限定した理由を説明する。
Ａ．配合組成および粉末平均粒径
（ａ）ＴｉＨ 粉末
Ｘ
ＴｉＨ 粉末には、上記の通りＣ−ＢＮ粉末とＸ
反応して活性なＴｉＮとＴ ｓ Ｂ ２を形成し、これ
が結合相形成成分として作用して構成成分相互が強固に
結合した焼結体を形成する作用があるが、その割合が０
．５％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
その割合が２０％を越えると、これと反応するＣ−ＢＮ
粉末の割合が多くなり、セラミック材中のＣ−ＢＮの割
合が相対的に減少して硬さが低下し、切削工具として用
いた場合に耐摩耗性の低下を招くようになることから、
その割合を０．５〜２０％と定めた。
が結合相形成成分として作用して構成成分相互が強固に
結合した焼結体を形成する作用があるが、その割合が０
．５％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
その割合が２０％を越えると、これと反応するＣ−ＢＮ
粉末の割合が多くなり、セラミック材中のＣ−ＢＮの割
合が相対的に減少して硬さが低下し、切削工具として用
いた場合に耐摩耗性の低下を招くようになることから、
その割合を０．５〜２０％と定めた。
また、ＴｉＨ 粉末は、Ｃ−ＢＮ粉末との反応Ｘ
を均一に行なわしめて高靭性を確保するためには、その
まわりに一様に分布させるのが望ましく、したがってそ
の平均粒径が１一以上になるとＣ−ＢＮ粉末の粒径との
関係で均一分布が困難になることから、その平均粒径を
１虜未満とした。
まわりに一様に分布させるのが望ましく、したがってそ
の平均粒径が１一以上になるとＣ−ＢＮ粉末の粒径との
関係で均一分布が困難になることから、その平均粒径を
１虜未満とした。
さらに、この場合ＴｉＨ 粉末の粒径をＣ一Ｘ
ＢＮ粉末の粒径の１／２以下にして、ＴｉＨ 粉Ｘ
末がＣ−ＢＮ粉末の周囲に均一に分布するようにしてや
るとよい。
るとよい。
（ｂ）Ｔｉｃ粉末およびＡｊ！２０３粉末これらの粉末
には、セラミック材中に分散相形成成分として含有して
、セラミック材の耐熱性および耐溶着性を向上させる作
用があるが、その割合が５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方その割合が４０％を越えると、相
対的にＣ−ＢＮの割合が減少し、Ｃ−ＢＮによってもた
らされるすぐれた耐摩耗性に低下傾向が現われるように
なることから、その割合を５〜４０％と定めた。
には、セラミック材中に分散相形成成分として含有して
、セラミック材の耐熱性および耐溶着性を向上させる作
用があるが、その割合が５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方その割合が４０％を越えると、相
対的にＣ−ＢＮの割合が減少し、Ｃ−ＢＮによってもた
らされるすぐれた耐摩耗性に低下傾向が現われるように
なることから、その割合を５〜４０％と定めた。
また、これら粉末のもつ平均粒径は、この種の原料粉末
のもつ通常の粒径であり、その平均粒径を１ｕｍ未満に
するには微粉砕化に時間がががり、一方平均粒径が５一
を越えると、局部的に材質不均一が発生するようになる
ことがら、その平均粒径を１〜５−と定めた。
のもつ通常の粒径であり、その平均粒径を１ｕｍ未満に
するには微粉砕化に時間がががり、一方平均粒径が５一
を越えると、局部的に材質不均一が発生するようになる
ことがら、その平均粒径を１〜５−と定めた。
（ｃ）ＴｉＮ粉末
ＴｉＮ粉末には、セラミック材の耐熱衝撃性を一段と向
上させる作用があるので、必要に応じて配合されるが、
その割合が１％未満では所望の耐熱衝撃性向上効果が得
られず、一方その割合が２０％を越えると、相対的にＣ
−ＢＮの割合が低くなって耐摩耗性が低下するようにな
ることから、その割合を１〜２０％と定めた。
上させる作用があるので、必要に応じて配合されるが、
その割合が１％未満では所望の耐熱衝撃性向上効果が得
られず、一方その割合が２０％を越えると、相対的にＣ
−ＢＮの割合が低くなって耐摩耗性が低下するようにな
ることから、その割合を１〜２０％と定めた。
また、ＴｉＮ粉末の平均粒径：１〜５−もＴｉＣ粉末お
よびＡＩＩ２０３粉末と同様の理由で定めたものである
。
よびＡＩＩ２０３粉末と同様の理由で定めたものである
。
（ｄ）Ｃ−ＢＮ粉末の平均粒径
Ｃ−ＢＮ粉末の平均粒径がＩＩＩｍ未満になると、セラ
ミック材の硬さが低下するようになって所望の耐摩耗性
を確保することができないばかりでなく、ＴｉＨ 粉
末と粒径的に近似し、相対的にＸ Ｃ−ＢＮ粉末の配合割合が高く、ＴｉＨ 粉末のＸ それは低いので、Ｃ−ＢＮ粉末同志が隣接する部分が生
じ、この部分ではＣ − ＢＮ＋Ｔ ｉ Ｈ 反応Ｘ が起らず、したがって前記反応は局部的反応にとどまる
ようになり、この結果強固な粒子間結合を全体に亘って
はかることができなくなり、このためセラミック材に高
靭性を確保することができず、一方その平均粒径がＩＯ
μｓを越えると、セラミック材に局部的に硬さむらが生
じるようになることから、その平均粒径を１〜ｌＯｘと
定めた。
ミック材の硬さが低下するようになって所望の耐摩耗性
を確保することができないばかりでなく、ＴｉＨ 粉
末と粒径的に近似し、相対的にＸ Ｃ−ＢＮ粉末の配合割合が高く、ＴｉＨ 粉末のＸ それは低いので、Ｃ−ＢＮ粉末同志が隣接する部分が生
じ、この部分ではＣ − ＢＮ＋Ｔ ｉ Ｈ 反応Ｘ が起らず、したがって前記反応は局部的反応にとどまる
ようになり、この結果強固な粒子間結合を全体に亘って
はかることができなくなり、このためセラミック材に高
靭性を確保することができず、一方その平均粒径がＩＯ
μｓを越えると、セラミック材に局部的に硬さむらが生
じるようになることから、その平均粒径を１〜ｌＯｘと
定めた。
Ｂ．焼結温度
その温度が１２００℃未満では、Ｃ−ＢＮ＋ＴｉＨ
反Ｘ 応を適当な速さで、すなわち生成したＴｉＮとＴ ｉＢ
２に高い活性を付与せしめた状態で十分に行なうこと
ができず、一方その温度が１５００℃を越えるとＣ−β
Ｎが不安定となり、材質的にバラッキのないセラミック
材を製造することができなくなることから、その温度を
１２００〜１５００”ｃと定めた。
反Ｘ 応を適当な速さで、すなわち生成したＴｉＮとＴ ｉＢ
２に高い活性を付与せしめた状態で十分に行なうこと
ができず、一方その温度が１５００℃を越えるとＣ−β
Ｎが不安定となり、材質的にバラッキのないセラミック
材を製造することができなくなることから、その温度を
１２００〜１５００”ｃと定めた。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
原料粉゛末として、それぞれ第１表に示される平均粒径
を有す６ＴｉＨ 扮末、Ｔｉｃ粉末、ＡＩ２ｏ３Ｘ 粉末、ＴＬＮ粉末、Ｔ ｉＢ ２粉末、およびＣ−ｓＮ
粉末を用意し、これら原料粉末を、同じく第１表に示さ
れる配合組成に配合し、溶媒としてアセトンを用いて湿
式混合し、乾燥した後、ｌ．５ｔｏｎ／ｃｄの圧力で直
径： １２ｍｌ×厚さ：２ｍ■の寸法をもった圧粉体に
成形し、この圧粉体を、０．０５ｔｏｒｒの真空中、同
じく第１表に示される温度に３０分間保持の条件で焼結
して多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体を形成し、つい
で、この多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体に、通常の
ベルト型超高圧高温装置を用い、圧力：３万気圧、温度
： １２００℃、保持時間：３０分の条件で超高圧高温
処理を施すことにより本発明法１〜２１をそれぞれ実施
し、Ｃ−ＢＮ基セラミック材を製造した。
を有す６ＴｉＨ 扮末、Ｔｉｃ粉末、ＡＩ２ｏ３Ｘ 粉末、ＴＬＮ粉末、Ｔ ｉＢ ２粉末、およびＣ−ｓＮ
粉末を用意し、これら原料粉末を、同じく第１表に示さ
れる配合組成に配合し、溶媒としてアセトンを用いて湿
式混合し、乾燥した後、ｌ．５ｔｏｎ／ｃｄの圧力で直
径： １２ｍｌ×厚さ：２ｍ■の寸法をもった圧粉体に
成形し、この圧粉体を、０．０５ｔｏｒｒの真空中、同
じく第１表に示される温度に３０分間保持の条件で焼結
して多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体を形成し、つい
で、この多孔質Ｃ−ＢＮ基セラミック焼結体に、通常の
ベルト型超高圧高温装置を用い、圧力：３万気圧、温度
： １２００℃、保持時間：３０分の条件で超高圧高温
処理を施すことにより本発明法１〜２１をそれぞれ実施
し、Ｃ−ＢＮ基セラミック材を製造した。
また、比較の目的で、ＴｉＨ 粉末の代りに、Ｘ
原料粉末としてＴ ｉＢ ２粉末とＴｉＮ粉末を用い、
圧粉体を直接上記条件で超高圧高温処理する以外は、本
発明法１〜５と同一の条件で比較法１〜５を行ない、Ｃ
−ＢＮ基セラミック材を製造した。
圧粉体を直接上記条件で超高圧高温処理する以外は、本
発明法１〜５と同一の条件で比較法１〜５を行ない、Ｃ
−ＢＮ基セラミック材を製造した。
つぎに、この結果得られた各種のＣ−ＢＮ基セラミック
材について、理論密度比、マイクロビッカース硬さ、お
よび破壊靭性値を測定し、さらにＴｉＮおよびＴ ｉＢ
２の含有量を測定し、これらの結果を第２表に示した
。なお、これらＣ−ＢＮ基セラミック材のＸ線回折では
、いずれの場合もＴｉＨ や金属ＴＩは全く存在しな
いものであっＸ た。
材について、理論密度比、マイクロビッカース硬さ、お
よび破壊靭性値を測定し、さらにＴｉＮおよびＴ ｉＢ
２の含有量を測定し、これらの結果を第２表に示した
。なお、これらＣ−ＢＮ基セラミック材のＸ線回折では
、いずれの場合もＴｉＨ や金属ＴＩは全く存在しな
いものであっＸ た。
さらに、これらの各種Ｃ−ＢＮ基セラミック材を、切断
および研磨により切削工具切刃に仕上げ、被削材：ＳＫ
Ｄｌ１（ロックウェル硬さＣスケール：５５）からなり
、外周部に１４０＠間隔で２本の長さ方向溝のある丸棒
材、 切削速度： １００ｍ／ｓ１ｎ， 切込み：０．２ｍ＋， 送 り： ０．１ｍｍ／ｒｅｖｓ の条件で高速度鋼の旋削断続切削を行ない、切刃にチッ
ピングが発生するまでの切削時間を測定し、また、 被削材： ＳＫＤＩＩ （ロックウエル硬さＣスケール
＝６０）からなり、上面に直径： ６０ｍｍの縦穴を２
個形成した縦：３００＋ｓｍＸ横：１００ｍｍの寸法を
もったブロック材、 切削態様：ブロック材の上面を往復動切削（往復動１回
を１パスという）、 切削速度： １５０ｍ／ｍｊｎ， 切込み：０．３ｍｍｓ 送 り： ０．３ｍｍ／刃、 の条件で同じく高硬度鋼として代表される高速度鋼の平
面断続切削を行ない、切刃にチッピングが発生するまで
のパス回数を測定した。これらの測定結果を５個の切刃
の平均値として第１表に示した。
および研磨により切削工具切刃に仕上げ、被削材：ＳＫ
Ｄｌ１（ロックウェル硬さＣスケール：５５）からなり
、外周部に１４０＠間隔で２本の長さ方向溝のある丸棒
材、 切削速度： １００ｍ／ｓ１ｎ， 切込み：０．２ｍ＋， 送 り： ０．１ｍｍ／ｒｅｖｓ の条件で高速度鋼の旋削断続切削を行ない、切刃にチッ
ピングが発生するまでの切削時間を測定し、また、 被削材： ＳＫＤＩＩ （ロックウエル硬さＣスケール
＝６０）からなり、上面に直径： ６０ｍｍの縦穴を２
個形成した縦：３００＋ｓｍＸ横：１００ｍｍの寸法を
もったブロック材、 切削態様：ブロック材の上面を往復動切削（往復動１回
を１パスという）、 切削速度： １５０ｍ／ｍｊｎ， 切込み：０．３ｍｍｓ 送 り： ０．３ｍｍ／刃、 の条件で同じく高硬度鋼として代表される高速度鋼の平
面断続切削を行ない、切刃にチッピングが発生するまで
のパス回数を測定した。これらの測定結果を５個の切刃
の平均値として第１表に示した。
第１．２表に示される結果から、本発明法１〜２１で製
造されたＣ−ＢＮ基セラミック材は、いずれも高靭性お
よび高硬度を有し、ＴｉＨ およびＸ ＴＩの含有もなく、これを高硬度鋼の断続切削に使用し
た場合に、すぐれた靭性を発揮し、著しく長い使用寿命
を示すのに対して、比較法１〜５で製造されたＣ−ＢＮ
基セラミック材に見られるように、原料粉末としてＴｉ
Ｈ 粉末を使用しないＸ 場合には、十分な靭性が得られず、高硬度鋼の断続切削
では短かい使用寿命しか示さないことが明らかである。
造されたＣ−ＢＮ基セラミック材は、いずれも高靭性お
よび高硬度を有し、ＴｉＨ およびＸ ＴＩの含有もなく、これを高硬度鋼の断続切削に使用し
た場合に、すぐれた靭性を発揮し、著しく長い使用寿命
を示すのに対して、比較法１〜５で製造されたＣ−ＢＮ
基セラミック材に見られるように、原料粉末としてＴｉ
Ｈ 粉末を使用しないＸ 場合には、十分な靭性が得られず、高硬度鋼の断続切削
では短かい使用寿命しか示さないことが明らかである。
上述のように、この発明の方法によれば、従来Ｃ−ＢＮ
基セラミック材では得ることのできない高靭性を有し、
かつこれと同等のすぐれた耐熱性、耐溶着性、および耐
摩耗性を有し、さらに耐熱衝撃性にもすぐれたＣ−ＢＮ
基セラミック材を製造することができ、したがって、こ
れをこれらの特性が要求される鋳鉄の高速連続切削や、
高硬度鋼の断続切削などに切削工具として用いた場合に
切刃に欠けやチッピングの発生なく、すぐれた切削性能
を著しく長期に亘って発揮するなど工業上有用な効果が
もたらされるのである。
基セラミック材では得ることのできない高靭性を有し、
かつこれと同等のすぐれた耐熱性、耐溶着性、および耐
摩耗性を有し、さらに耐熱衝撃性にもすぐれたＣ−ＢＮ
基セラミック材を製造することができ、したがって、こ
れをこれらの特性が要求される鋳鉄の高速連続切削や、
高硬度鋼の断続切削などに切削工具として用いた場合に
切刃に欠けやチッピングの発生なく、すぐれた切削性能
を著しく長期に亘って発揮するなど工業上有用な効果が
もたらされるのである。
Claims (2)
- （１）原料粉末として、平均粒径：１μｍ未満の水素化
チタン粉末、同１〜５μｍの炭化チタン粉末および酸化
アルミニウム粉末、さらに同１〜１０μｍの立方晶窒化
ほう素粉末を用い、これら原料粉末を、 水素化チタン：０．５〜２０％、 炭化チタンおよび酸化アルミニウムのうちの１種または
２種：５〜４０％、 立方晶窒化ほう素：残り、 からなる配合組成（以上重量％）に配合し、通常の条件
で混合し、圧粉体に成形した後、 この圧粉体を、真空中、１２００〜１５００℃の温度に
加熱保持し、立方晶窒化ほう素の一部と水素化チタンの
全部を反応させて窒化チタンとほう化チタンを生成させ
ることにより、分散相形成成分としての立方晶窒化ほう
素と、炭化チタンおよび／または酸化アルミニウムが前
記の生成窒化チタンおよびほう化チタンによって結合さ
れた組織を有する多孔質立方晶窒化ほう素基セラミック
焼結体を形成し、 ついで、上記多孔質立方晶窒化ほう素基セラミック焼結
体に、通常の条件で超高圧高温処理を施して、９８％以
上の理論密度比とすることを特徴とする高靭性を有する
立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法。 - （２）原料粉末として、平均粒径：１μｍ未満の水素化
チタン粉末、同１〜５μｍの炭化チタン粉末、酸化アル
ミニウム粉末、および窒化チタン粉末、さらに同１〜１
０μｍの立方晶窒化ほう素粉末を用い、これら原料粉末
を、 水素化チタン：０．５〜２．０％、 炭化チタンおよび酸化アルミニウムのうちの１種または
２種：５〜４０％、 窒化チタン：１〜２０％、 立方晶窒化ほう素：残り、 からなる配合組成（以上重量％）に配合し、通常の条件
で混合し、圧粉体に成形した後、 この圧粉体を真空中、１２００〜１５００℃の温度に加
熱保持し、立方晶窒化ほう素の一部と水素化チタンの全
部とを反応させて窒化チタンとほう化チタンを生成させ
ることにより、分散相形成成分としての立方晶窒化ほう
素と、炭化チタンおよび／または酸化アルミニウムと、
窒化チタンが前記の生成窒化チタンおよびほう化チタン
によって結合された組織を有する多孔質立方晶窒化ほう
素基セラミック焼結体を形成し、 ついで、上記多孔質立方晶窒化ほう素基セラミック焼結
体に、通常の条件で超高圧高温処理を施して、９８％以
上の理論密度比とすることを特徴とする高靭性を有する
立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005860A JPH03215363A (ja) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | 高靭性を有する立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005860A JPH03215363A (ja) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | 高靭性を有する立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03215363A true JPH03215363A (ja) | 1991-09-20 |
Family
ID=11622723
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005860A Pending JPH03215363A (ja) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | 高靭性を有する立方晶窒化ほう素基セラミック材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03215363A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108862301A (zh) * | 2018-08-23 | 2018-11-23 | 河南理工大学 | 高纯度Ti3B2N材料的新型制备方法 |
| CN109160520A (zh) * | 2018-09-01 | 2019-01-08 | 河南理工大学 | 一种球磨处理原料合成高纯度Ti3B2N材料的方法 |
-
1990
- 1990-01-12 JP JP2005860A patent/JPH03215363A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108862301A (zh) * | 2018-08-23 | 2018-11-23 | 河南理工大学 | 高纯度Ti3B2N材料的新型制备方法 |
| CN108862301B (zh) * | 2018-08-23 | 2020-04-10 | 河南理工大学 | 高纯度Ti3B2N材料的制备方法 |
| CN109160520A (zh) * | 2018-09-01 | 2019-01-08 | 河南理工大学 | 一种球磨处理原料合成高纯度Ti3B2N材料的方法 |
| CN109160520B (zh) * | 2018-09-01 | 2021-04-27 | 河南理工大学 | 一种球磨处理原料合成高纯度Ti3B2N材料的方法 |
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