JPH11335174A - 立方晶窒化ホウ素焼結体 - Google Patents
立方晶窒化ホウ素焼結体Info
- Publication number
- JPH11335174A JPH11335174A JP10141364A JP14136498A JPH11335174A JP H11335174 A JPH11335174 A JP H11335174A JP 10141364 A JP10141364 A JP 10141364A JP 14136498 A JP14136498 A JP 14136498A JP H11335174 A JPH11335174 A JP H11335174A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- boron nitride
- cubic boron
- sintered body
- cubic
- pressure
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 特に鉄系材料の切削工具として用いた場合
に、耐摩耗性、耐欠損性に優れた立方晶窒化ホウ素焼結
体を提供すること。 【解決手段】 立方晶窒化ホウ素と連続した結合材とか
らなる立方晶窒化ホウ素焼結体であって、該焼結体を構
成する立方晶窒化ホウ素が、平均粒径１μｍ以下の微細
な立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体であること
を特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体。
に、耐摩耗性、耐欠損性に優れた立方晶窒化ホウ素焼結
体を提供すること。 【解決手段】 立方晶窒化ホウ素と連続した結合材とか
らなる立方晶窒化ホウ素焼結体であって、該焼結体を構
成する立方晶窒化ホウ素が、平均粒径１μｍ以下の微細
な立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体であること
を特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は立方晶窒化ホウ素焼
結体に関するもので、特に鉄系材料の切削工具として用
いた場合に、耐摩耗性、耐欠損性に優れた立方晶窒化ホ
ウ素焼結体に関する。
結体に関するもので、特に鉄系材料の切削工具として用
いた場合に、耐摩耗性、耐欠損性に優れた立方晶窒化ホ
ウ素焼結体に関する。
【０００２】
【従来の技術】立方晶窒化ホウ素（以下、ｃＢＮとい
う）は、ダイヤモンドに次ぐ硬度を有し、熱的化学的安
定性の高い物質であり、従来より鉄系材料の切削工具と
して用いられている。 現在、切削工具として一般に用
いられているｃＢＮ焼結体は、ｃＢＮの粉末を、Ｔｉ
Ｎ、ＴｉＣ、Ｃｏなどの結合材を用いて超高圧下で焼結
されたもので、焼結体には１０〜６０体積％程度の結合
材が含まれる。通常、上記ｃＢＮ焼結体の原料に用いら
れるｃＢＮ粉末は、六方晶窒化ホウ素（以下、ｈＢＮと
いう）を、アルカリ金属やアルカリ土類金属の窒化物や
ホウ窒化物を触媒として、高温高圧下で変換して合成さ
れたｃＢＮの単結晶である。
う）は、ダイヤモンドに次ぐ硬度を有し、熱的化学的安
定性の高い物質であり、従来より鉄系材料の切削工具と
して用いられている。 現在、切削工具として一般に用
いられているｃＢＮ焼結体は、ｃＢＮの粉末を、Ｔｉ
Ｎ、ＴｉＣ、Ｃｏなどの結合材を用いて超高圧下で焼結
されたもので、焼結体には１０〜６０体積％程度の結合
材が含まれる。通常、上記ｃＢＮ焼結体の原料に用いら
れるｃＢＮ粉末は、六方晶窒化ホウ素（以下、ｈＢＮと
いう）を、アルカリ金属やアルカリ土類金属の窒化物や
ホウ窒化物を触媒として、高温高圧下で変換して合成さ
れたｃＢＮの単結晶である。
【０００３】従来より知られている直接変換によるｃＢ
Ｎ多結晶体は、例えば特開昭４７−３４０９９、特開平
３−１５９９６４、特公平６３−３９４、特開平８−４
７８０１号各公報に示されているように、結晶性のよい
ｈＢＮ（六方晶窒化ホウ素）やｐＢＮ（熱分解窒化ホウ
素）を用いていたので、十分なｈＢＮ→ｃＢＮ変換を行
うのに２１００℃以上の温度が必要で、その結果、多結
晶体を構成するｃＢＮ粒子の粒径が３〜５μｍと大きく
なり、粒子間の結合力も弱く、高温での強度は低い。す
なわち、従来の方法では、高温下で高い強度を有するｃ
ＢＮ多結晶体は得られない。
Ｎ多結晶体は、例えば特開昭４７−３４０９９、特開平
３−１５９９６４、特公平６３−３９４、特開平８−４
７８０１号各公報に示されているように、結晶性のよい
ｈＢＮ（六方晶窒化ホウ素）やｐＢＮ（熱分解窒化ホウ
素）を用いていたので、十分なｈＢＮ→ｃＢＮ変換を行
うのに２１００℃以上の温度が必要で、その結果、多結
晶体を構成するｃＢＮ粒子の粒径が３〜５μｍと大きく
なり、粒子間の結合力も弱く、高温での強度は低い。す
なわち、従来の方法では、高温下で高い強度を有するｃ
ＢＮ多結晶体は得られない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ｃＢＮ結晶はへき開し
やすく、また、触媒をインクルージョンとして含むた
め、強度があまり高くなく、特に高温下で強度が大きく
低下してしまう。このため、このようなｃＢＮ結晶を原
料として作製された従来のｃＢＮ焼結体を切削工具とし
て用いた場合、ｃＢＮ粒子の破壊、へき開によるマイク
ロチッピングなどにより工具刃先が摩耗したり、欠損
（チッピング）しやすいという問題がある。
やすく、また、触媒をインクルージョンとして含むた
め、強度があまり高くなく、特に高温下で強度が大きく
低下してしまう。このため、このようなｃＢＮ結晶を原
料として作製された従来のｃＢＮ焼結体を切削工具とし
て用いた場合、ｃＢＮ粒子の破壊、へき開によるマイク
ロチッピングなどにより工具刃先が摩耗したり、欠損
（チッピング）しやすいという問題がある。
【０００５】ｃＢＮ焼結体の切削性能、寿命の向上のた
めには、原料のｃＢＮ粉末をより強靱なものとする必要
がある。一部で研削用砥粒として用いられている多結晶
体砥粒は、単結晶の砥粒より強度的にやや改善される。
しかし、従来の多結晶砥粒は、構成する一次粒子の粒径
が数μｍから数十μｍと粗く不揃いで、また、粒子結合
が不十分であり、強度的に十分とはいえない。
めには、原料のｃＢＮ粉末をより強靱なものとする必要
がある。一部で研削用砥粒として用いられている多結晶
体砥粒は、単結晶の砥粒より強度的にやや改善される。
しかし、従来の多結晶砥粒は、構成する一次粒子の粒径
が数μｍから数十μｍと粗く不揃いで、また、粒子結合
が不十分であり、強度的に十分とはいえない。
【０００６】本発明は、上記の問題を解決するために開
発されたもので、高強度で、耐熱性に優れたｃＢＮ単相
の多結晶体を作製し、それを粉砕して、ｃＢＮ焼結体の
原料とし、耐摩耗性、耐欠損性に優れたｃＢＮ焼結体を
提供することを目的とする。
発されたもので、高強度で、耐熱性に優れたｃＢＮ単相
の多結晶体を作製し、それを粉砕して、ｃＢＮ焼結体の
原料とし、耐摩耗性、耐欠損性に優れたｃＢＮ焼結体を
提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち、直接変換によ
るｃＢＮ多結晶体の作製において、出発物質に高純度化
が可能な微粒もしくは低結晶性の常圧型ＢＮを用い、粒
成長の起こらない温度範囲で変換焼結して、粒子同士の
結合力、粒径および未変換ｈＢＮ（圧縮型ｈＢＮとして
焼結体内に残留）の残留量を制御した。その結果、従来
にない高強度で耐熱性に優れた焼結体が得られることを
見い出した。そして、この焼結体を粉砕したｃＢＮ多結
晶体粉末を原料として、結合材を用いて、ｃＢＮ焼結体
を作製し、切削工具として性能を評価したところ、耐摩
耗性、耐欠損性とも従来のｃＢＮ焼結体に比べ、格段に
優れた切削性能を有することがわかり、本発明に至っ
た。本発明のｃＢＮ焼結体と従来のｃＢＮ焼結体の組織
を概念的に図１（ａ），（ｂ）に示す。
るｃＢＮ多結晶体の作製において、出発物質に高純度化
が可能な微粒もしくは低結晶性の常圧型ＢＮを用い、粒
成長の起こらない温度範囲で変換焼結して、粒子同士の
結合力、粒径および未変換ｈＢＮ（圧縮型ｈＢＮとして
焼結体内に残留）の残留量を制御した。その結果、従来
にない高強度で耐熱性に優れた焼結体が得られることを
見い出した。そして、この焼結体を粉砕したｃＢＮ多結
晶体粉末を原料として、結合材を用いて、ｃＢＮ焼結体
を作製し、切削工具として性能を評価したところ、耐摩
耗性、耐欠損性とも従来のｃＢＮ焼結体に比べ、格段に
優れた切削性能を有することがわかり、本発明に至っ
た。本発明のｃＢＮ焼結体と従来のｃＢＮ焼結体の組織
を概念的に図１（ａ），（ｂ）に示す。
【０００８】すなわち、本発明は（１）立方晶窒化ホウ
素と連続した結合材とからなる立方晶窒化ホウ素焼結体
であって、該焼結体を構成する立方晶窒化ホウ素が、平
均粒径１μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下の微細な
立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体であることを
特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体、（２）前記立方晶
窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体は圧縮六方晶窒化ホ
ウ素を０．０１〜０．５体積％、好ましくは０．０１〜
０．３体積％含むことを特徴とする上記（１）に記載の
立方晶窒化ホウ素焼結体、
素と連続した結合材とからなる立方晶窒化ホウ素焼結体
であって、該焼結体を構成する立方晶窒化ホウ素が、平
均粒径１μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以下の微細な
立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体であることを
特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体、（２）前記立方晶
窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体は圧縮六方晶窒化ホ
ウ素を０．０１〜０．５体積％、好ましくは０．０１〜
０．３体積％含むことを特徴とする上記（１）に記載の
立方晶窒化ホウ素焼結体、
【０００９】（３）前記立方晶窒化ホウ素の結晶からな
る多結晶体は、ホウ素と酸素を含む化合物を、炭素と窒
素の存在下で還元窒化することにより合成された低圧相
窒化ホウ素を出発物質として、高温高圧下で立方晶窒化
ホウ素に直接変換させると同時に焼結させることで作製
した立方晶窒化ホウ素単相の焼結体を粉砕することによ
り得られる多結晶体であることを特徴とする上記（１）
又は（２）記載の立方晶窒化ホウ素焼結体立方晶窒化ホ
ウ素焼結体、（４）前記立方晶窒化ホウ素への直接変換
は、ホウ素と酸素とを含む化合物の沸点以上の温度で、
前記低圧相窒化ホウ素を非酸化性雰囲気で加熱したのち
行われることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれ
かに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体、
る多結晶体は、ホウ素と酸素を含む化合物を、炭素と窒
素の存在下で還元窒化することにより合成された低圧相
窒化ホウ素を出発物質として、高温高圧下で立方晶窒化
ホウ素に直接変換させると同時に焼結させることで作製
した立方晶窒化ホウ素単相の焼結体を粉砕することによ
り得られる多結晶体であることを特徴とする上記（１）
又は（２）記載の立方晶窒化ホウ素焼結体立方晶窒化ホ
ウ素焼結体、（４）前記立方晶窒化ホウ素への直接変換
は、ホウ素と酸素とを含む化合物の沸点以上の温度で、
前記低圧相窒化ホウ素を非酸化性雰囲気で加熱したのち
行われることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれ
かに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体、
【００１０】（５）前記立方晶窒化ホウ素の結晶からな
る多結晶体が、連続した結合相内に分散していることを
特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の立方
晶窒化ホウ素焼結体、（６）前記立方晶窒化ホウ素の結
晶からなる多結晶体の含有量が、４０〜８０体積％、好
ましくは４５〜７５体積％である上記（１）〜（５）の
いずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体、（７）前記
結合相が、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｗの炭化物、窒化物、ま
たは炭窒化物の少なくとも１種を主成分とする上記
（１）〜（６）のいずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼
結体、（８）前記結合相にＡｌを好ましくは１〜３０重
量％、特に５〜２０重量％含む上記（１）〜（７）のい
ずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
る多結晶体が、連続した結合相内に分散していることを
特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の立方
晶窒化ホウ素焼結体、（６）前記立方晶窒化ホウ素の結
晶からなる多結晶体の含有量が、４０〜８０体積％、好
ましくは４５〜７５体積％である上記（１）〜（５）の
いずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体、（７）前記
結合相が、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｗの炭化物、窒化物、ま
たは炭窒化物の少なくとも１種を主成分とする上記
（１）〜（６）のいずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼
結体、（８）前記結合相にＡｌを好ましくは１〜３０重
量％、特に５〜２０重量％含む上記（１）〜（７）のい
ずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
【００１１】（９）ホウ素と酸素を含む化合物を炭素と
窒素の存在下で還元窒化して低圧相窒化ホウ素を合成
し、得られた低圧相窒化ホウ素を出発物質として高温高
圧下で立方晶窒化ホウ素に直接変換させると同時に焼結
し、得られた立方晶窒化ホウ素単相の焼結体を粉砕し、
これを結合材と混合して超高圧・高温条件下で焼結する
ことを特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
（１０）前記立方晶窒化ホウ素への直接変換は、ホウ素
と酸素とを含む化合物の沸点以上の温度で前記低圧相窒
化ホウ素を非酸化性雰囲気で加熱した後に行うことを特
徴とする上記（９）に記載の立方晶窒化ホウ素の結晶か
らなる多結晶体の製造方法。上記（４）及び（１０）に
おける非酸化性雰囲気としては通常窒素、アルゴン、真
空等を用いるのが好ましい。
窒素の存在下で還元窒化して低圧相窒化ホウ素を合成
し、得られた低圧相窒化ホウ素を出発物質として高温高
圧下で立方晶窒化ホウ素に直接変換させると同時に焼結
し、得られた立方晶窒化ホウ素単相の焼結体を粉砕し、
これを結合材と混合して超高圧・高温条件下で焼結する
ことを特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
（１０）前記立方晶窒化ホウ素への直接変換は、ホウ素
と酸素とを含む化合物の沸点以上の温度で前記低圧相窒
化ホウ素を非酸化性雰囲気で加熱した後に行うことを特
徴とする上記（９）に記載の立方晶窒化ホウ素の結晶か
らなる多結晶体の製造方法。上記（４）及び（１０）に
おける非酸化性雰囲気としては通常窒素、アルゴン、真
空等を用いるのが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明のｃＢＮ焼結体の原料とな
るｃＢＮ多結晶体粉末は、ｈＢＮ→ｃＢＮ直接変換法
で、粒子同士の結合力、粒径および未変換ｈＢＮ（圧縮
型ｈＢＮとして焼結体内に残留）の残留量を制御するこ
とにより作製された高強度、耐熱性ｃＢＮ多結晶体を粉
砕することにより得られる。この高強度、耐熱性ｃＢＮ
多結晶体の作製は具体的には、出発原料に高純度で微粒
もしくは低結晶性の常圧相ＢＮを用い、粒成長の起こら
ない温度範囲でｃＢＮに直接変換焼結することにより行
う。
るｃＢＮ多結晶体粉末は、ｈＢＮ→ｃＢＮ直接変換法
で、粒子同士の結合力、粒径および未変換ｈＢＮ（圧縮
型ｈＢＮとして焼結体内に残留）の残留量を制御するこ
とにより作製された高強度、耐熱性ｃＢＮ多結晶体を粉
砕することにより得られる。この高強度、耐熱性ｃＢＮ
多結晶体の作製は具体的には、出発原料に高純度で微粒
もしくは低結晶性の常圧相ＢＮを用い、粒成長の起こら
ない温度範囲でｃＢＮに直接変換焼結することにより行
う。
【００１３】ここで出発原料に用いる高純度で微粒もし
くは低結晶性の常圧型ＢＮは、酸化ホウ素やホウ酸を、
炭素や有機物で還元し、窒化させて作製されたものが好
ましい。通常、常圧型ＢＮの合成方法として、酸化ホウ
素やホウ酸をアンモニアと反応させる方法が一般に工業
的に行われている。しかし、このようにして得られたＢ
Ｎは、高温で熱処理するとｈＢＮへ結晶化、もしくは粒
成長する。このため、この方法により微細で低結晶性の
常圧型ＢＮを合成しても、不純物の酸化ホウ素を除去す
るための高温精製処理（窒素ガス中２０５０℃以上、真
空中１６５０℃以上など）を行うと、ｈＢＮに結晶化、
粒成長してしまう。これに対し、酸化ホウ素やホウ酸を
炭素と窒素の存在下で還元窒化させた常圧型ＢＮは、高
温で熱処理しても結晶化しない特徴があり、したがっ
て、この方法で微粒で低結晶性の常圧型ＢＮを合成し、
窒素ガス中２０５０℃以上または真空中１６５０℃以上
などの高純度精製処理を行うことで、酸化ホウ素や吸着
ガスのない直接変換焼結に非常に適した常圧型ＢＮが得
られる。上記の還元窒化は炭素と窒素を含む化合物、例
えばメラミンを用いて行うこともできる。
くは低結晶性の常圧型ＢＮは、酸化ホウ素やホウ酸を、
炭素や有機物で還元し、窒化させて作製されたものが好
ましい。通常、常圧型ＢＮの合成方法として、酸化ホウ
素やホウ酸をアンモニアと反応させる方法が一般に工業
的に行われている。しかし、このようにして得られたＢ
Ｎは、高温で熱処理するとｈＢＮへ結晶化、もしくは粒
成長する。このため、この方法により微細で低結晶性の
常圧型ＢＮを合成しても、不純物の酸化ホウ素を除去す
るための高温精製処理（窒素ガス中２０５０℃以上、真
空中１６５０℃以上など）を行うと、ｈＢＮに結晶化、
粒成長してしまう。これに対し、酸化ホウ素やホウ酸を
炭素と窒素の存在下で還元窒化させた常圧型ＢＮは、高
温で熱処理しても結晶化しない特徴があり、したがっ
て、この方法で微粒で低結晶性の常圧型ＢＮを合成し、
窒素ガス中２０５０℃以上または真空中１６５０℃以上
などの高純度精製処理を行うことで、酸化ホウ素や吸着
ガスのない直接変換焼結に非常に適した常圧型ＢＮが得
られる。上記の還元窒化は炭素と窒素を含む化合物、例
えばメラミンを用いて行うこともできる。
【００１４】本発明におけるｃＢＮ多結晶体の合成（焼
結）条件は、圧力６〜７ＧＰａ、温度１５５０℃〜２１
００℃が好ましい。特に焼結温度が重要で、低いとｃＢ
Ｎへの変換が十分でなく、高すぎるとｃＢＮの粒成長が
進行し、ｃＢＮ同士の結合力が小さくなる。ｃＢＮの粒
成長の起こらない焼結温度は、出発原料の結晶性、粒径
により変化する。得られた焼結体は通常２〜４μｍの範
囲に粉砕するのが好ましい。
結）条件は、圧力６〜７ＧＰａ、温度１５５０℃〜２１
００℃が好ましい。特に焼結温度が重要で、低いとｃＢ
Ｎへの変換が十分でなく、高すぎるとｃＢＮの粒成長が
進行し、ｃＢＮ同士の結合力が小さくなる。ｃＢＮの粒
成長の起こらない焼結温度は、出発原料の結晶性、粒径
により変化する。得られた焼結体は通常２〜４μｍの範
囲に粉砕するのが好ましい。
【００１５】上記の適切な焼結温度範囲で焼結したｃＢ
Ｎ多結晶体は、平均粒径１μｍ以下のｃＢＮからなる緻
密な組織を有し、曲げ強度が高い。この多結晶体の破面
を見ると、粒内破壊が支配的で、粒子同士の結合力が強
いことを示している。１０００℃の高温でも強度が低下
せず、むしろ室温より向上する傾向がある。高温下で、
粒子内の転位の移動による塑性変形が起こり、それによ
り亀裂先端での応力集中が緩和され、破壊強度が向上す
ると考えられる。
Ｎ多結晶体は、平均粒径１μｍ以下のｃＢＮからなる緻
密な組織を有し、曲げ強度が高い。この多結晶体の破面
を見ると、粒内破壊が支配的で、粒子同士の結合力が強
いことを示している。１０００℃の高温でも強度が低下
せず、むしろ室温より向上する傾向がある。高温下で、
粒子内の転位の移動による塑性変形が起こり、それによ
り亀裂先端での応力集中が緩和され、破壊強度が向上す
ると考えられる。
【００１６】一方、これより高い温度で焼結した多結晶
体は、平均粒径が１μｍを越え、破面を見ると主に粒界
で破壊し、粒間結合が弱いことを示した。高温下ではさ
らに強度が低下、１０００℃では室温の約半分程度の強
度となる。高温下では弱い粒界が更に弱化し、粒界で不
均一な変形がおこるため、高温での強度が低下すると考
えられる。ここで、ｃＢＮ粒径のコントロールは直接変
換焼結時の温度で行う。すなわち、１μｍ以下、好まし
くは０．５μｍ以下の微粒状態をコントロールするため
に、出発原料として微粒で低結晶性の常圧型のＢＮを用
いそして低温域で直接変換焼結する必要がある。通常の
ｈＢＮやｐＢＮでは２１００℃以上にしなければｃＢＮ
に変換しないので１μｍ以下にコントロールできない。
体は、平均粒径が１μｍを越え、破面を見ると主に粒界
で破壊し、粒間結合が弱いことを示した。高温下ではさ
らに強度が低下、１０００℃では室温の約半分程度の強
度となる。高温下では弱い粒界が更に弱化し、粒界で不
均一な変形がおこるため、高温での強度が低下すると考
えられる。ここで、ｃＢＮ粒径のコントロールは直接変
換焼結時の温度で行う。すなわち、１μｍ以下、好まし
くは０．５μｍ以下の微粒状態をコントロールするため
に、出発原料として微粒で低結晶性の常圧型のＢＮを用
いそして低温域で直接変換焼結する必要がある。通常の
ｈＢＮやｐＢＮでは２１００℃以上にしなければｃＢＮ
に変換しないので１μｍ以下にコントロールできない。
【００１７】また、本発明のｃＢＮ多結晶体は０．０１
〜０．５体積％の圧縮型ｈＢＮを含むのが特徴である。
この程度の圧縮型ｈＢＮは多結晶体の強度に影響を及ぼ
さない。むしろ亀裂の進展を阻止し、靱性を向上させる
効果がある。圧縮型ｈＢＮが０．０１体積％より少ない
多結晶体は靱性が低下し、０．５体積％を越えると、圧
縮型ｈＢＮでの応力集中が大きくなり、強度が低下す
る。
〜０．５体積％の圧縮型ｈＢＮを含むのが特徴である。
この程度の圧縮型ｈＢＮは多結晶体の強度に影響を及ぼ
さない。むしろ亀裂の進展を阻止し、靱性を向上させる
効果がある。圧縮型ｈＢＮが０．０１体積％より少ない
多結晶体は靱性が低下し、０．５体積％を越えると、圧
縮型ｈＢＮでの応力集中が大きくなり、強度が低下す
る。
【００１８】こうして得られたｃＢＮ多結晶体は、微粒
で、ｃＢＮ粒子同士が強固に結合した緻密な組織を有す
るため、高強度で、高温下でもその強度が低下すること
がない。１０００℃を越える温度では強度が向上すると
いう従来のｃＢＮ焼結体に見られない特徴を有す。１０
００℃以上の強度は、従来のｃＢＮ焼結体の強度の２倍
以上となる。
で、ｃＢＮ粒子同士が強固に結合した緻密な組織を有す
るため、高強度で、高温下でもその強度が低下すること
がない。１０００℃を越える温度では強度が向上すると
いう従来のｃＢＮ焼結体に見られない特徴を有す。１０
００℃以上の強度は、従来のｃＢＮ焼結体の強度の２倍
以上となる。
【００１９】この多結晶体を粉砕することで、従来のｃ
ＢＮ結晶粒にない高強度で耐熱性の高いｃＢＮ多結晶粒
が得られる。このｃＢＮ結晶粒を切削工具用ｃＢＮ焼結
体の原料とすることで、本発明の耐摩耗性、耐欠損性に
優れたｃＢＮ焼結体が得られる。本発明の焼結体組織は
ｃＢＮ多結晶体粉末の粒度、結合材の粒度及びそれ等の
混合比率に応じて図１（ａ）に示されるように結合材の
連続した相に多結晶体が分散した相を形成している。こ
のような焼結体は強度や靱性が高いので切削工具として
用いると耐摩耗性、耐欠損性に優れた切削性能が得られ
る。
ＢＮ結晶粒にない高強度で耐熱性の高いｃＢＮ多結晶粒
が得られる。このｃＢＮ結晶粒を切削工具用ｃＢＮ焼結
体の原料とすることで、本発明の耐摩耗性、耐欠損性に
優れたｃＢＮ焼結体が得られる。本発明の焼結体組織は
ｃＢＮ多結晶体粉末の粒度、結合材の粒度及びそれ等の
混合比率に応じて図１（ａ）に示されるように結合材の
連続した相に多結晶体が分散した相を形成している。こ
のような焼結体は強度や靱性が高いので切削工具として
用いると耐摩耗性、耐欠損性に優れた切削性能が得られ
る。
【００２０】
【実施例】（実施例１）窒素雰囲気中で、酸化ホウ素
（Ｂ2 Ｏ3 ）とメラミン（Ｃ3 Ｎ6 Ｈ6 ）と反応させて
微細なｈＢＮの粉末を合成し、さらに、窒素雰囲気中、
２１００℃で２時間処理した。得られたｈＢＮ粉末は、
平均粒度０．１μｍで、酸素含有量は０．１重量％であ
った。このｈＢＮ粉末を６ｔｏｎ／ｃｍ2 で型押し成
形、この成形体を再度、高周波炉で、Ｎ2 ガス中、２１
００℃で２時間処理した。
（Ｂ2 Ｏ3 ）とメラミン（Ｃ3 Ｎ6 Ｈ6 ）と反応させて
微細なｈＢＮの粉末を合成し、さらに、窒素雰囲気中、
２１００℃で２時間処理した。得られたｈＢＮ粉末は、
平均粒度０．１μｍで、酸素含有量は０．１重量％であ
った。このｈＢＮ粉末を６ｔｏｎ／ｃｍ2 で型押し成
形、この成形体を再度、高周波炉で、Ｎ2 ガス中、２１
００℃で２時間処理した。
【００２１】次にこの高純度化処理した試料をＭｏカプ
セルに入れ、ベルト型高圧発生装置で圧力６．５ＧＰａ
で、１７００℃〜２１００℃の温度条件で１５分処理
し、ｃＢＮに変換焼結した。得られたｃＢＮ焼結体は表
１に示す結晶粒子の大きさと圧縮型ｈＢＮを含む緻密な
焼結体で、粒子同士が強固に結合した構造を有してい
た。これらの焼結体を振動ミルで粉砕し、分級して、粒
径２〜４μｍのｃＢＮ多結晶体粉末を得た。
セルに入れ、ベルト型高圧発生装置で圧力６．５ＧＰａ
で、１７００℃〜２１００℃の温度条件で１５分処理
し、ｃＢＮに変換焼結した。得られたｃＢＮ焼結体は表
１に示す結晶粒子の大きさと圧縮型ｈＢＮを含む緻密な
焼結体で、粒子同士が強固に結合した構造を有してい
た。これらの焼結体を振動ミルで粉砕し、分級して、粒
径２〜４μｍのｃＢＮ多結晶体粉末を得た。
【００２２】
【表１】
【００２３】次にＴｉＮ0.6 粉末を７８重量％とＡｌ粉
末を７重量％とＷＣ粉末を１０重量％を混合し、これを
超硬合金製ポットおよびボールを用いて平均粒度１μｍ
以下の結合材粉末を作製した。これらのｃＢＮ多結晶体
粉末と結合材粉末を体積比で６０対４０にとなるように
混合し、混合粉末を作製した。次に、Ｍｏ製の容器にＷ
Ｃ−１０重量％Ｃｏ組成の超硬合金からなる円盤を挿入
した後、これらの混合粉末を充填し、真空炉にて１０
-14 Ｔｏｒｒ、１０００℃で１０分間加熱して脱気し
た。次にこの容器を超高圧・高温装置に入れ、圧力５３
ｋｂ、温度１３５０℃で３０分間保持して焼結体を得
た。
末を７重量％とＷＣ粉末を１０重量％を混合し、これを
超硬合金製ポットおよびボールを用いて平均粒度１μｍ
以下の結合材粉末を作製した。これらのｃＢＮ多結晶体
粉末と結合材粉末を体積比で６０対４０にとなるように
混合し、混合粉末を作製した。次に、Ｍｏ製の容器にＷ
Ｃ−１０重量％Ｃｏ組成の超硬合金からなる円盤を挿入
した後、これらの混合粉末を充填し、真空炉にて１０
-14 Ｔｏｒｒ、１０００℃で１０分間加熱して脱気し
た。次にこの容器を超高圧・高温装置に入れ、圧力５３
ｋｂ、温度１３５０℃で３０分間保持して焼結体を得
た。
【００２４】得られた焼結体のＸ線回折結果を表２に示
す。すべての焼結体においてｃＢＮとＴｉを含む窒化物
のピークが確認された。上記の物質以外にＴｉの炭窒化
物、ＴｉＢ2 、ＡｌＢ2 、ＡｌＮ、Ｗの硼化物、炭化物
もしくはＷと思われるピークが観察された。次に、これ
らの焼結体の組織を走査型電子顕微鏡が観察したとこ
ろ、ｃＢＮ粒子は結合相を介して相互に接合しているこ
とが認められた。
す。すべての焼結体においてｃＢＮとＴｉを含む窒化物
のピークが確認された。上記の物質以外にＴｉの炭窒化
物、ＴｉＢ2 、ＡｌＢ2 、ＡｌＮ、Ｗの硼化物、炭化物
もしくはＷと思われるピークが観察された。次に、これ
らの焼結体の組織を走査型電子顕微鏡が観察したとこ
ろ、ｃＢＮ粒子は結合相を介して相互に接合しているこ
とが認められた。
【００２５】上記各焼結体を切削加工用チップに加工し
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１００
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、外周面に軸方向に垂直な
６本の溝が等間隔に形成された、ＨＲＣ６０〜６２のＳ
ＫＤ１１種からなる丸棒を切削した。切削条件は、切削
速度１００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．１ｍｍ、送り０．
１ｍｍ／ｒｅｖ．、乾式である。溝で分割された外周面
を１パスとし、刃先が欠損するまでの切削時間を表２に
示す。
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１００
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、外周面に軸方向に垂直な
６本の溝が等間隔に形成された、ＨＲＣ６０〜６２のＳ
ＫＤ１１種からなる丸棒を切削した。切削条件は、切削
速度１００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．１ｍｍ、送り０．
１ｍｍ／ｒｅｖ．、乾式である。溝で分割された外周面
を１パスとし、刃先が欠損するまでの切削時間を表２に
示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】（実施例２）実施例１の焼結体で試料番号
２の粒径０．５μｍ以下の結晶からなる焼結体を振動ミ
ルで粉砕、分級して、粒径２〜４μｍのｃＢＮ多結晶体
粉末を得た。次にＴｉＮ0.6 粉末を７８重量％とＡｌ粉
末を７重量％とＷＣ粉末を１０重量％を混合し、これを
超硬合金製ポットおよびボールを用いて平均粒度１μｍ
以下の結合材粉末を作製した。これらのｃＢＮ多結晶粉
末と結合材粉末を表３に示す体積比で混合し、混合粉末
を作製した。Ｍｏ製の容器にＷＣ−１０重量％Ｃｏ組成
の超硬合金からなる円盤を挿入した後、これらの混合粉
末を充填し、真空炉にて１０-4Ｔｏｒｒ、１０００℃で
１０分間加熱して脱気した。次にこの容器を超高圧・高
温装置に入れ、圧力５３ｋｂ、温度１３５０℃で３０分
間保持して焼結体を得た。
２の粒径０．５μｍ以下の結晶からなる焼結体を振動ミ
ルで粉砕、分級して、粒径２〜４μｍのｃＢＮ多結晶体
粉末を得た。次にＴｉＮ0.6 粉末を７８重量％とＡｌ粉
末を７重量％とＷＣ粉末を１０重量％を混合し、これを
超硬合金製ポットおよびボールを用いて平均粒度１μｍ
以下の結合材粉末を作製した。これらのｃＢＮ多結晶粉
末と結合材粉末を表３に示す体積比で混合し、混合粉末
を作製した。Ｍｏ製の容器にＷＣ−１０重量％Ｃｏ組成
の超硬合金からなる円盤を挿入した後、これらの混合粉
末を充填し、真空炉にて１０-4Ｔｏｒｒ、１０００℃で
１０分間加熱して脱気した。次にこの容器を超高圧・高
温装置に入れ、圧力５３ｋｂ、温度１３５０℃で３０分
間保持して焼結体を得た。
【００２８】上記各焼結体を切削加工用チップに加工し
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１００
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、ＨＲＣ６０〜６２のＳＵ
Ｊ２種からなる丸棒を切削した。切削条件は、切削速度
１００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．１ｍｍ、送り０．１ｍ
ｍ／ｒｅｖ．、乾式である。外周面を２０分切削した後
の逃げ面摩耗幅の測定結果を表３に示す。
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１００
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、ＨＲＣ６０〜６２のＳＵ
Ｊ２種からなる丸棒を切削した。切削条件は、切削速度
１００ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．１ｍｍ、送り０．１ｍ
ｍ／ｒｅｖ．、乾式である。外周面を２０分切削した後
の逃げ面摩耗幅の測定結果を表３に示す。
【００２９】
【表３】
【００３０】（実施例３）実施例１の焼結体で粒径０．
５μｍ以下の結晶からなる焼結体を振動ミルで粉砕・分
級して、粒径０．５〜２μｍのｃＢＮ多結晶体粉末を得
た。次にＴｉを含有する窒化物または炭窒化物粉末と、
アルミニウム粉末およびＷＣ粉末を混合し、これを超硬
合金製ポットおよびボールを用いて、表４に示される組
成を有する結合材粉末を作製した。これらのｃＢＮ多結
晶粉末と結合材粉末を体積比で４０対６０となるように
混合し、混合粉末を作製した。Ｍｏ製の容器にＷＣ−１
０重量％Ｃｏ組成の超硬合金からなる円盤を挿入した
後、これらの混合粉末を充填し、真空炉にて１０-4Ｔｏ
ｒｒ、１０００℃で１０分間加熱して脱気した。次にこ
の容器を超高圧・高温装置に入れ、圧力５３ｋｂ、温度
１３５０℃で３０分間保持して焼結体を得た。
５μｍ以下の結晶からなる焼結体を振動ミルで粉砕・分
級して、粒径０．５〜２μｍのｃＢＮ多結晶体粉末を得
た。次にＴｉを含有する窒化物または炭窒化物粉末と、
アルミニウム粉末およびＷＣ粉末を混合し、これを超硬
合金製ポットおよびボールを用いて、表４に示される組
成を有する結合材粉末を作製した。これらのｃＢＮ多結
晶粉末と結合材粉末を体積比で４０対６０となるように
混合し、混合粉末を作製した。Ｍｏ製の容器にＷＣ−１
０重量％Ｃｏ組成の超硬合金からなる円盤を挿入した
後、これらの混合粉末を充填し、真空炉にて１０-4Ｔｏ
ｒｒ、１０００℃で１０分間加熱して脱気した。次にこ
の容器を超高圧・高温装置に入れ、圧力５３ｋｂ、温度
１３５０℃で３０分間保持して焼結体を得た。
【００３１】上記各焼結体を切削加工用チップに加工し
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１００
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、外周面に軸方向に垂直な
６本の溝が等間隔に形成された、浸炭焼入れされたＨＲ
Ｃ５８〜６０のＳＣＭ４１５種からなる丸棒を切削し
た。切削条件は、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み
０．１ｍｍ、送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、乾式である。
溝で分割された外周面を１パスとし、刃先が欠損するま
での切削時間を表４に示す。
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１００
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、外周面に軸方向に垂直な
６本の溝が等間隔に形成された、浸炭焼入れされたＨＲ
Ｃ５８〜６０のＳＣＭ４１５種からなる丸棒を切削し
た。切削条件は、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、切り込み
０．１ｍｍ、送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ．、乾式である。
溝で分割された外周面を１パスとし、刃先が欠損するま
での切削時間を表４に示す。
【００３２】
【表４】
【００３３】（実施例４）ＨｆまたはＴｉを含有する炭
化物あるいは炭窒化物粉末と、アルミニウム粉末を混合
し、これを超硬合金製ポットおよびボールを用いて、平
均粒径１μｍ以下の表５に示される組成を有する結合材
粉末を作製した。これら結合材粉末と実施例１で作製し
た粒径０．５μｍ以下の結晶からなる粒径２〜４μｍの
ｃＢＮ多結晶体粉末とを体積比で４０対６０となるよう
に混合し、混合粉末を作製した。Ｍｏ製の容器にＷＣ−
１０重量％Ｃｏ組成の超硬合金からなる円盤を挿入した
後、これらの混合粉末を充填し、真空炉にて１０-4Ｔｏ
ｒｒ、１０００℃で１０分間加熱して脱気した。次にこ
の容器を超高圧・高温装置に入れ、圧力５３ｋｂ、温度
１３５０℃で３０分間保持して焼結体を得た。
化物あるいは炭窒化物粉末と、アルミニウム粉末を混合
し、これを超硬合金製ポットおよびボールを用いて、平
均粒径１μｍ以下の表５に示される組成を有する結合材
粉末を作製した。これら結合材粉末と実施例１で作製し
た粒径０．５μｍ以下の結晶からなる粒径２〜４μｍの
ｃＢＮ多結晶体粉末とを体積比で４０対６０となるよう
に混合し、混合粉末を作製した。Ｍｏ製の容器にＷＣ−
１０重量％Ｃｏ組成の超硬合金からなる円盤を挿入した
後、これらの混合粉末を充填し、真空炉にて１０-4Ｔｏ
ｒｒ、１０００℃で１０分間加熱して脱気した。次にこ
の容器を超高圧・高温装置に入れ、圧力５３ｋｂ、温度
１３５０℃で３０分間保持して焼結体を得た。
【００３４】上記各焼結体を切削加工用チップに加工し
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１２０
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、ＨＢ２００の球状黒鉛鋳
鉄ＦＣＤ４５材からなる丸棒を切削した。切削条件は、
切削速度２８０ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．２５ｍｍ、送
り０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、乾式である。外周面を２０分
切削した後の逃げ面摩耗幅の測定結果を表５に示す。
た。これらの切削加工用チップを用いて、直径が１２０
ｍｍ、長さ３００ｍｍであり、ＨＢ２００の球状黒鉛鋳
鉄ＦＣＤ４５材からなる丸棒を切削した。切削条件は、
切削速度２８０ｍ／ｍｉｎ、切り込み０．２５ｍｍ、送
り０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、乾式である。外周面を２０分
切削した後の逃げ面摩耗幅の測定結果を表５に示す。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【発明の効果】本発明によると多結晶体を粉砕すること
で、従来のｃＢＮ結晶粒にない高強度で耐熱性の高いｃ
ＢＮ多結晶粒が得られ、このｃＢＮ結晶粒を切削工具用
ｃＢＮ焼結体の原料とすることにより、本発明の耐摩耗
性、耐欠損性に優れたｃＢＮ焼結体が得られる。本焼結
体は、特に鉄系材料の切削工具として用いる場合に、耐
摩耗性、耐欠損性について優れた効果を発揮する。
で、従来のｃＢＮ結晶粒にない高強度で耐熱性の高いｃ
ＢＮ多結晶粒が得られ、このｃＢＮ結晶粒を切削工具用
ｃＢＮ焼結体の原料とすることにより、本発明の耐摩耗
性、耐欠損性に優れたｃＢＮ焼結体が得られる。本焼結
体は、特に鉄系材料の切削工具として用いる場合に、耐
摩耗性、耐欠損性について優れた効果を発揮する。
【図１】図１（ａ）、（ｂ）は、それぞれ本発明のｃＢ
Ｎ焼結体と従来のｃＢＮ焼結体の組織を示す模式図であ
る。
Ｎ焼結体と従来のｃＢＮ焼結体の組織を示す模式図であ
る。
Claims (10)
- 【請求項１】 立方晶窒化ホウ素と連続した結合材とか
らなる立方晶窒化ホウ素焼結体であって、該焼結体を構
成する立方晶窒化ホウ素が、平均粒径１μｍ以下の微細
な立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多結晶体であること
を特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項２】 前記立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多
結晶体は圧縮型六方晶窒化ホウ素を０．０１〜０．５体
積％含むことを特徴とする請求項１記載の立方晶窒化ホ
ウ素焼結体。 - 【請求項３】 前記立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多
結晶体は、ホウ素と酸素を含む化合物を、炭素と窒素の
存在下で還元窒化することにより合成された低圧相窒化
ホウ素を出発物質として、高温高圧下で立方晶窒化ホウ
素に直接変換させると同時に焼結させることで作製した
立方晶窒化ホウ素単相の焼結体を粉砕することにより得
られる多結晶体であることを特徴とする請求項１又は２
に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体立方晶窒化ホウ素焼結
体。 - 【請求項４】 前記立方晶窒化ホウ素への直接変換は、
ホウ素と酸素とを含む化合物の沸点以上の温度で、前記
低圧相窒化ホウ素を非酸化性雰囲気で加熱したのち行わ
れることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の
立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項５】 前記立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多
結晶体が、連続した結合相内に分散していることを特徴
とする請求項１〜４のいずれかに記載の立方晶窒化ホウ
素焼結体。 - 【請求項６】 前記立方晶窒化ホウ素の結晶からなる多
結晶体の含有量が、４０〜８０体積％である請求項１〜
５のいずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項７】 前記結合相が、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｗの
炭化物、窒化物、または炭窒化物の少なくとも１種を主
成分とする請求項１〜６のいずれかに記載の立方晶窒化
ホウ素焼結体。 - 【請求項８】 前記結合相がＡｌを含む請求項１〜７の
いずれかに記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。 - 【請求項９】 ホウ素と酸素を含む化合物を炭素と窒素
の存在下で還元窒化して低圧相窒化ホウ素を合成し、得
られた低圧相窒化ホウ素を出発物質として高温高圧下で
立方晶窒化ホウ素に直接変換させると同時に焼結し、得
られた立方晶窒化ホウ素単相の焼結体を粉砕し、これを
結合材と混合して超高圧・高温条件下で焼結することを
特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。 - 【請求項１０】 前記立方晶窒化ホウ素への直接変換
は、ホウ素と酸素とを含む化合物の沸点以上の温度で前
記低圧相窒化ホウ素を非酸化性雰囲気で加熱した後に行
うことを特徴とする請求項９に記載の立方晶窒化ホウ素
の結晶からなる多結晶体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14136498A JP4110338B2 (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14136498A JP4110338B2 (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335174A true JPH11335174A (ja) | 1999-12-07 |
| JP4110338B2 JP4110338B2 (ja) | 2008-07-02 |
Family
ID=15290274
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14136498A Expired - Fee Related JP4110338B2 (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | 立方晶窒化ホウ素焼結体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4110338B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008094670A (ja) * | 2006-10-13 | 2008-04-24 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 立方晶窒化硼素焼結体 |
| JP2010024103A (ja) * | 2008-07-22 | 2010-02-04 | Mitsubishi Materials Corp | 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 |
| JP2015505740A (ja) * | 2011-12-05 | 2015-02-26 | ダイヤモンド イノベイションズ インコーポレーテッド | 焼結された立方晶窒化ホウ素切削工具 |
| US9403215B2 (en) | 2011-04-11 | 2016-08-02 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cutting tool and method for producing same |
| JP2017132679A (ja) * | 2016-01-29 | 2017-08-03 | イルジン ダイヤモンド カンパニー リミテッド | 切削工具用複合焼結体及びこれを利用した切削工具 |
-
1998
- 1998-05-22 JP JP14136498A patent/JP4110338B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008094670A (ja) * | 2006-10-13 | 2008-04-24 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 立方晶窒化硼素焼結体 |
| JP2010024103A (ja) * | 2008-07-22 | 2010-02-04 | Mitsubishi Materials Corp | 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 |
| US9403215B2 (en) | 2011-04-11 | 2016-08-02 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Cutting tool and method for producing same |
| JP2015505740A (ja) * | 2011-12-05 | 2015-02-26 | ダイヤモンド イノベイションズ インコーポレーテッド | 焼結された立方晶窒化ホウ素切削工具 |
| JP2017132679A (ja) * | 2016-01-29 | 2017-08-03 | イルジン ダイヤモンド カンパニー リミテッド | 切削工具用複合焼結体及びこれを利用した切削工具 |
| KR20170090952A (ko) * | 2016-01-29 | 2017-08-08 | 일진다이아몬드(주) | 절삭공구용 복합 소결체 및 이를 이용한 절삭공구 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4110338B2 (ja) | 2008-07-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4106574B2 (ja) | 立方晶窒化ホウ素焼結体およびその製造方法 | |
| JP2005514300A (ja) | 低酸素立方晶窒化ホウ素及びその産物 | |
| KR102011586B1 (ko) | 다결정성 연마 구조물 | |
| JPH1087371A (ja) | 窒化珪素切削工具材 | |
| JP4110338B2 (ja) | 立方晶窒化ホウ素焼結体 | |
| JP4110339B2 (ja) | 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 | |
| JPH04223808A (ja) | 窒化珪素系焼結体工具 | |
| EP0407946B2 (en) | Cubic boron nitride sintered compact and method of preparing the same | |
| JP3472630B2 (ja) | 切削工具用立方晶窒化ほう素燒結体及び切削工具 | |
| JPS62278167A (ja) | 高い破壊じん性と硬度を有する窒化ケイ素を主成分とする多結晶焼結体 | |
| US6461990B1 (en) | Cubic boron nitride composite particle | |
| JPS6241192B2 (ja) | ||
| JPH11322310A (ja) | 立方晶窒化ホウ素多結晶砥粒およびその製造方法 | |
| JPH09142933A (ja) | ダイヤモンド焼結体及びその製造方法 | |
| JP3255750B2 (ja) | ダイヤモンド質焼結体の製造方法 | |
| JPH09142932A (ja) | ダイヤモンド焼結体及びその製造方法 | |
| JP2000042807A (ja) | 精密切削用工具 | |
| JP3472802B2 (ja) | サイアロン焼結体の製造法 | |
| JP2003267787A (ja) | β´−サイアロン基セラミックス工具およびその製造方法 | |
| JPH10226575A (ja) | 切削工具用高圧相窒化硼素焼結体 | |
| JP2003128466A (ja) | 硼化物焼結体とその製造方法 | |
| JP4048410B2 (ja) | 硼化物焼結体 | |
| JPH0537944B2 (ja) | ||
| JPH1129361A (ja) | 窒化ケイ素焼結体及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041020 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070507 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20070810 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071120 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080115 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20080115 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080312 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080325 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110418 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120418 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140418 Year of fee payment: 6 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |