JPS60145351A - 切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明に、立方晶窒化硼素（ｃｕｂｉｃ　Ｂｏｒｏｎ
Ｎｉｔｒｉｄｅ　％以下ＯＢＮと略記する〕の含有量が
７０容量係（以下係は容量ｑｂ’に示す９以上と高い超
高圧焼結材料にして、本来ＣＢＮＶＣよってもたらされ
るすぐれた特性、すなわち、ダイヤモンドに次ぐ高硬度
、すぐれた化学的安定性、および高い熱伝導度など全最
大限に発揮せしめた状態で。

高靭性と高強度全具備せしめた超高圧焼結材料に係り、
特に苛酷な熱衝撃の加わるダイス鋼や高速度鋼の断続切
削、普通鋳鉄やチルド鋳鉄などの切削速度：　５００　
ｍ／ｍ＝ｗ越える高速切削、並びにフライス切削などの
切削に切削工具として用いた場合にすぐれた性能全発揮
するＯＢＮ基超高圧焼結材料に関するものである。

先に、同一出願人は、特願昭５６−１００９８０号（特
開昭５８−３９０３号うとして、 結合相形成成分として、炭化チタン（以下ＴｉＣで示す
）および炭窒化チタン（以下Ｔ１ＣＮで示す〕のうちの
１種または２種：ｌ〜２０係。

同じく結合相形成成分としてｓ　ＣｏＭｒ　ＮｉＭ、お
よび（Ｃｏ、Ｎ１）Ａｌ？のうちの１種または２種以上
からなる金属間化合物：ｌ〜２０係。

ＯＢＮおよび不可避不純物ニア５〜９７係。

からなる組成を有する切削工具用ＣＢＮ基超高圧焼結材
料を出願した。

確かに、この先行発明のＯＢＮ基超高圧焼結材料は、ダ
イス鋼や高速度鋼のフライス切削、並びに各種難削材の
切削に切削工具として用いた場合にはすぐれた性能を発
揮するが、反面、被削材が、例えば溝付きの高硬度鋼で
ある場合の断続切削や、切削速度の高速化に伴ない、激
しい熱衝撃が繰り返し付加される条件での切削などに際
しては、十分な靭性および耐摩耗性を示さないものであ
った。

そこで、本発明者等は、上記の先行発明のＯＢＮ基超高
圧焼結材料に比して、すぐれた靭性を有し、さらに耐摩
耗性にもすぐれたＣＢＮ基超高圧焼結材料を得べく研究
を行なった結果。

（ａ）　ＣＢＮを７０係以上含有するＯＢＮ基超高圧焼
結材料の場合、相対的に塑性変形能を有する結合相形成
成分の含有量は少なくなることから、その製造に際して
、混合工程で機械的混合を充分に行なって、結合相形成
成分全均一に混合したとしても、充分に個々のＣＢＮ粒
子の周りを結合相形成成分で覆うことができないので、
超高圧焼結時に局所的に０ＢＮ−ＯＢＮ、粒子同志がブ
リッジ全形成してしまい、この部分の局所的な実効圧力
が減じるようになり、この結果ＣＢＮの一部が低圧相で
ある六方晶窒化硼素（Ｈｅｘａｇｏｎａ／＝　Ｂｏｒｏ
ｎＮｉｔｒｉｄｅ　）に逆変換すること、並びにＣＢＮ
、−ＣＢＮ粒子ブリッジ間に生じる物理的な隙間に、結
合相形成成分が廻り込めないことに起因してマイクロポ
アが発生し、粒界強度が低下するようになること、など
が主原因となって十分満足する靭性を具備することが困
難となること。

（ｂ）シかし、原料粉末として、平均粒径：１０μｍ以
下のＣＢＮ粉末、同０．２μｍ以下の超微粒子ｉＣ粉末
、同１μｍ以下のＴ１ＣＮ粉末、およびいずれも同０．
３μｍＪ−Ｊ、上にして、ＣＢＮ粉末よ９粒径が小さく
、かつ１４００℃以上の融点金もった金属間化合物粉末
を用い、これら原料粉末全所定の配合組成に配合し、混
合し、プレス成形にて圧粉体とした後。

この圧粉体金、１０　ｔｏｒｒ以上の真空中、１２００
〜１４００℃の範囲内の所定温度に５〜６０分間保持の
条件で予備焼結すると、前記金属間化合物の存在下で、
ＯＢＮ粒子の表面部と超微粒化により充分に活性化され
たＴｉＣ粉末との間で反応が起り、ＣＢＮ粒子と結合相
との中間層として、その界面に１硼化チタン（以下Ｔｉ
Ｂ２で示す〕が形成されるようになり、このＴｉＢ２中
間層の形成によってＯＢＮ　−ＯＢＮ粒子同志によるブ
リッジの発生頻度が極力抑制されると同時に、ＯＢＮ粒
子と結合相との結合が一段と強固になることから、この
後工程で通常の条件で超高圧焼結を施すと、製造された
ＯＢＮ基超高圧焼結材料は著しくすぐれた靭性と高強度
をもつようになること。

以上（ａ）および（ｂ）に示される知見を得たのである
。

この発明は、上記知見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：１０μｍ以下のＯＢＮ粉末
、同０．２μｍ以下の超微粒子ｉＣ粉末、同１μｍ以下
のＴｉ０Ｎ粉末、さらにいずれも平均粒径が０．３μｍ
以上にして、前記ＣＢＮ粉末よシ微細な、金属間化合物
としての０ｏＡ６粉末ｒ　ＮｉＭ粉宋、および（Ｃｏ、
Ｎ１）Ａｌｌ＋粉末を用意し、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、プレス成形し
て圧粉体とした後、この圧粉体を、１０　ｔｏｒｒ以上
の真空中、１２００〜１４００℃の範囲内の所定温度［
５〜６０分間保持の条件で予備焼結し、ついでこの仮焼
結体全通常の条件で超高圧焼結することによって。

結合相形成成分として、ＴｉＣ！　：　１〜２０％。

同じく結合相形成成分としてｓ　ＣｏＡ１？、　ＮｉＡ
４．および（Ｃｏ、Ｎ１）Ａ６のうちの１種または２種
以上からなる金属間化合物：１〜１０＜。

全含有し、さらに必要に応じて。

結合相形成成分として、Ｔｉ０Ｎ：１−１０係。

全含有し、残りが分散相形成成分としてのＣＢＮと中間
層形成成分としてのＴｉＢ２．並びに不可避不純物（た
だしｃＢＮニア０〜９５係含有）からなる組成金有する
と共に、ＯＢＮと結合相の中間層としてのＴｉＢ２のＯ
ＢＮに対する割合が、Ｘ線回折−９・− により測定した場合。

ＴｉＢ２の（１０１）面のピーク高さ ＯＢＮの（１１１）面のピーク高さ ＝０．１〜０．５、 全満足し、さらに直線上におけるＯＢＮ粒子同志の接触
数ヲＮ。で現わし、かつ同一直線上におけるＣＢＮの結
合相との接触数音Ｎネで現わした場合、Ｎ／）　＋　２
　Ｎｃ を満足するＣＢＮの接触頻度を有する靭性のすぐれた切
削工具用高強度ＣＢＮ基超高圧焼結材料に特徴を有する
ものである。

さらに、この発明のＯＢＮ基超高圧焼結材料の製造法に
ついて詳述すれば、原料粉末である超微粒子ｉＣの粒径
は、予備焼結時に、ＯＢＮ粒子と反応してＴｉＢ２　’
ｉｉ形成する際の形成量を左右する重要な因子であって
、十分満足なＴｉＢ２の形成量を確保するためには、平
均粒径：０．２μｍ以下、望ましくＵｏ、０５〜０．１
μｍとする必要がある。すなわち。

ＴｉＣの平均粒径が０．２μｍｆ越えると、ＯＢＮ粒子
の表面部との反応が不十分となり、ＯＢ、Ｎ−ＣＢＮ粒
子同志の接触を抑制し、かつＯＢＮ粒子と結合相の結合
全強固にする中間層としてのＴｉＢ２の形成が不十分と
なるからである。また、原料粉末として超微粒子ｉＣＣ
粉末用いることによって、通常の機械的混合によって個
々のＣＢＮ粒子の表面に。

これを被覆することが可能となり、これによってもＣＢ
Ｎ粒子同志の接触頻度全軽減することができるので、超
高圧焼結時におけるマイクロポアの発生が阻止され、か
つ局所的な実効圧力の低下に関してもフィルム状ＴＩＣ
の存在によって軽減されるなどの副次的効果が得られる
のである。なお、これに関連して、他の原料粉末の平均
粒掻音、それぞれＣＢＮ粉末＝１０μｍ以下、　Ｔｉ０
Ｎ　：　１μｍ以下。

および金属間化合物粉末＝０．３μｍ以上とする必要が
あるのであって、いずれの粒径でも前記粒径を越えると
所望の高強度および高靭性を確保することができなくな
るからである。すなわち、構成必須成分であるＴｉＣ粉
末が平均粒径：０．２μｍ以下の超微粉末であるため、
他の結合相形成成分であるＴ１ＣＮ　粉末や金属間化合
物粉末の粒度が、それぞれ上記の上限値を越えて粗くな
ると、粉末混合時に活性化したＴｉＣ粉末が、それ自体
で凝集してしまって、均一組織の焼結材料を得ることが
できなくなるのである。また、金属間化合物粉末は、Ｃ
ＢＮ粒子の表面部を反応させる助剤的役割を担うもので
あり、したがってＣＢＮ粒子に対する付きまわシラ良く
するために、少なくともＯＢＮ粉末の粒径より細かくす
る必要がある。ところが、前記金属間化合物粉末を１機
械的粉砕などで平均粒径：０．３μｍ未満に微粉砕化す
ると、粉砕容器の構成成分が粉砕粉末中に混入するよう
になって、焼結材料が汚染されるようになるので好まし
くないのである。

さらに、この発明のＣＢＮ基超高圧焼結材料の製造法に
おいて、原料粉末として、　Ｃｏ粉末、　Ｎｉ粉末、お
よびＭ粉末を用い、これらを適当量配合し、予備焼結お
よび超高圧焼結を経てＯＯＭ＋　Ｎ　ｉ　Ｍ＋　あるい
は（Ｃ！Ｏ，Ｎ１）Ａｌｉｌとするのは望ましくなく、
あくまでも原料粉末として、１４００℃以上の融点を有
するＯｏＡｇ、　ＮｉＡ１？、および（０＋）、Ｎｉ）
Ｍのうちの１種または２種以上からなる金属間化合物粉
末を用いる必要がある。

その第１の理由は、個々の元素形態の金属粉末の形で配
合すると、１２００〜１４００℃の温度で行なわれる予
備焼結に際して、低融点を有し、かつ反応性の大きいＭ
がすばやく溶融し、直ちにＣＢＮ粒子と液相反応を起し
てＡＩＩＮやＭＢ２１形成してしまい、超微粒子ｉＣ粉
末ｄｃＢＮ粒子との反応にあずかることができず、しか
もこの結果形成されたＭＮは硬さがマイクロビッカース
硬さくＭＨｖ）で１２００程度と低く、またＭＢ２は硬
さがＭＨｖ　：２４００程度と高いものの、非常に脆く
、耐熱性に劣るものであるため、高硬度および高靭性を
有する超高圧焼結材料を得ることができなくなることに
ある。ことに７ｖｌＮは、蒸気圧が高く、かつ安定な化
合物であるために、後工程の超高圧焼結において焼結性
阻害因子として働くことと合まって、これらの化合物の
形成に望壕しくないのである。

また、第２の理由は、Ｃ！ｏ　−ＭおよびＮｉ　−Ｍ　
２元合金状態図に見られるように、例えば重量割合で−
Ｃｏ／Ｍ＝６８／３２の金属間化合物：　Ｃｏ１Ｕｎ　
１６４５℃、同じくＮＬ　／Ｍ　＝　６８　／　３２の
金属間化合物：　ＮｉＡｇは１６３６℃の高融点を有す
るので、切削工具の刃先温度が１０００℃を越えるよう
な高温条件下で使用されても容易に軟化することはなく
、これら金属間化合物のもつすぐれた靭性と合１って、
超高圧焼結材料はすぐれた高温耐摩耗性と耐溶着性をも
つようになることにある。

さらに、第３の理由は、個々の元素形態の金属粉末の形
で配合した場合、これを平均粒径：０．２μｍ以下を有
する超微粒子ｉＣ粉末とボールミルなどの機械的混合に
よって充分均一に混合することは不可能であり、したが
って、これらの元素が焼結材料中に偏析され易くなるが
、金属間化合物の形で配合すると、粉砕が容易となるば
か９でなく、均一混合が可能となシ、焼結性向上に寄与
するようになることにある。

以上の結果から、この発明の超高圧焼結材料を製造する
に際しては、原料粉末として金属間化合物粉末を使゛用
することが不可欠の要件となるのである。

捷た、この発明のＯＢＮ基超高圧焼結材料全製造するに
際して、ＴｉＢｚｔ予備焼結によシ形成しないで、原料
粉末として最初から配合使用することも考えられるが、
ＴｉＢ２粉末を配合した場合。

（ａ）　Ｔ　ｉ　Ｂ　２粉末が超微粒子ｉＣと共に均一
に分散してしまい、ＣＢＮ粒子に対する結合相の結合効
果が低減する。

（ｂ）　超微粒のＴｉＢ２粉末を得ることはきわめて難
かしく、したがって比較的粗粒のＴｉＢ２粉床を使用す
ること［なるが、　ＴｉＢ２粉末自体きわめて硬質であ
るために、微粉化が困難であることから、緻密な焼結材
料全製造することができず、さらに粒度の細かい混合粉
末を得るため、長時間粉砕を施した場合、ＴｉＢ２粉末
が硬いことに原因して、粉砕容器全構成する成分によっ
て焼結材料が汚染されるようになり、脆化全きたすよう
になる。

などの問題点の発生を避けることができないので原料粉
末としてＴ　ｉ　Ｂ　２粉末を配合するのは望ましくな
ぐ、あくまで、ＯＢＮ粒子と超微粒子ｉｅ粉粉末の反応
によって、ＣＢＮ粒子と結合相との中間層としてＴｉＢ
２を形成し、０ＢＮ−ＯＢＮ粒子同志の接触を抑制し、
かつＯＢＮ粒子と結合相との結合強度を向上させるよう
にする必要がある。

つぎに、この発明のＯＢＮ基超高圧焼結材料に関して、
予備焼結条件および成分組成全上記の通りに限定した理
由全説明する。

Ａ、予備焼結条件 ＣＢＮ粒子の一部を分解して＼ＢとＮｉ生成させ、かつ
超微粒子ｉＣｆ活性化し、もってＣＢＮ粒子と結合相の
中間層を構成するＴｉＢ２　’ｉ効率よく形成するため
には、予備焼結雰囲気の真空度ｉｉｏ”ｔｏｒｒ以上、
望ましくＦｌ　１０　ｔｏｒｒ以上の高真空にする必要
があるのであって、ｌ　Ｑ　ｔｏｒｒ未満の低真空では
ＴｉＢ２の効率的形成ができないものであり、このこと
は予備焼結温度にも云えることで、１２００℃未満の温
度では十分なＴｉＢ２の形成は望めない。

一方予備焼結温度が１４００℃を越えると、ＣＢＮが六
方晶系に逆変換し、ＯＢＮ粒子のもつすぐれた特性を発
揮することができなくなるのである。

また、予備焼結時間についても、その保持時間が５分未
満ではＴｉＢ２の形成量が十分でなく、一方６０分を越
えた長時間保持すると、ＴｉＢ２の形成量が多くなりす
ぎて焼結材料の靭性、特に耐欠損性が劣化するようにな
ることから、その保持時間を５〜６０分と定めた。

Ｂ、成分組成 （ａ）　０ＢＮ ＣＢＮｉｊ分散相を形成し、これ自体のもつ高硬度、す
ぐれた化学的安定性、および高い熱伝導度によって、焼
結材料がこれらのすぐれた特性を具備するようになるが
、その含有量が７０係未満では焼結材料に前記の特性を
十分に付与せしめることができず、一方９５係を越えて
含有させると、焼結性が著しく劣化し、ＣＢＮ粒子が脱
落し易くなり、耐摩耗性の著しい劣化を招くようになる
ことから、その含有量を７０〜９５係と定めた。

（ｂ）　Ｔ：ＬＣ ＴｉＣ！［、それ自体高融点および高硬度を有し、焼結
材料の耐摩耗性および耐熱性全向上させる作用があるほ
か、上記のように予備焼結時にＣＢＮ粒子と反応して、
靭性劣化の原因となるＣＢＮ−ＣＢＮ粒子同志のブリッ
ジ形成を抑制し、かつＯＢＮ粒子と結合相との結合を向
上させるＴｉＢ２１形成する作用があるが、その含有量
が１係未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
２０係を越えて含有させると、焼結材料の硬さが低下す
るようになると共に、脆化傾向が現われるようになるこ
とから、その含有量を１〜２０ｑ６と定めた。

（ｃ）　金属間化合物 これらの成分には、予備焼結時におけるＯＢＮ粒子と超
微粒子ｉＯ粉末との反応を促進する作用があるほか、こ
れ自体のもつ高靭性、並びにすぐれた高温耐摩耗性およ
び耐溶着性によって、焼結材料にこれらの特性を付与す
る作用があるが、その含有量が１係未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方１０係を越えて含有させる
と、焼結材料に硬さ低下傾向が現われるようになり、実
用に際して耐摩耗性が低下するようになることから、そ
の含有量を１〜１０係と定めた。

（ｄ）　Ｔ　ｉ　ＣＮ ’ｌ’１ＣＮｖｃは焼結材料の耐熱性を著しく向上させ
る作用があり、したがって特に高温加熱を伴う切削条件
下で使用される場合に、必要に応じて含有されるが、そ
の含有量が１係未満では所望の耐熱性向上効果が得られ
ず、一方１０係を越えて含有させると、ＴｉＣの場合と
同様に焼結材料の硬さが低下し、かつ脆化するようにな
ることから、その含有量を１〜１０係と定めた。

（ｅ）　ＴｉＢ２ ＴｌＢ２１１−ｊ：％上記の通り予備焼結時にＯＢＮ粒
子と結合相の中間層として形成されるものであって。

０ＢＮ−ＣＢＮ粒子同志のブリッジ形成に帰因するＣＢ
Ｎの六方晶系への逆変換およびマイクロポアの発生を抑
制して焼結材料の靭性を向上させ、かつＯＢＮ粒子と結
合相との結合強度を高める作用がある。しかし、このＴ
ｉＢ２の形成量はきわめて微量であって、定量的分析お
よび顕微鏡観察では測定不能であるので、その形成量’
ｌＸ線回折によ力測定した。すなわち、Ｘ線回折におい
て、ＯＢＮの（１１１）面に現われるピーク高さく以下
Ｘｃで示す）とＴｉＢ２の（１０１）面に現われるピー
ク高さく以下Ｘｔで示す〕全測定し、Ｘ　ｔ　／　Ｘ　
ｃの割合をもって現わした。したがってＸ　ｔ　／　Ｘ
　Ｃの比が０．１未満ではＴｉＢ２の形成量が少なすぎ
て前記作用に所望の効果が得られず、一方その比が０．
５ヲ越えると、　ＴｉＢ２の形成量が多くなりすぎて靭
性、特に耐欠損性が低下するようになるので、ＴｉＢ２
の含有量を、Ｘ’ｊ／ＸＯの比で０．１〜０．５と定め
た。

（ｆ）ＯＢＮの接触頻度 上記のようＥＣ！ＢＮ粒子同志の接触が抑制されなけれ
ば高靭性と高強度をもった焼結材料を得ることができな
いので、ＷＣ！−Ｃｏ系超硬合金などにおいて用いられ
ている粒子の接触頻度を用いて、ＣＢＮ粒子の接触頻度
を限定した。すなわち、第１図に示されるように、直線
上におけるＯＢＮ粒子同志の接触点（・印）の数二ＮＣ
と、同一直線上におけるＣＢＮ粒子の結合相との接触点
（○印）の数二Ｎ、８とを測定し、式： ％式％ によって算出される値’ｉｃ！ＢＮ粒子の接触頻度とし
た。したがって、この値が０．２を越えると％ＣＢＮ粒
子同志の接触が多くなシすぎて、所望の高靭性および高
強度を有する焼結材料を得ることができず、一方その値
が０．０５未満では、過剰な予備焼結が行なわれ、Ｔｉ
Ｂ２の形成量が実質的に多くなり過ぎ、反面ＯＢＮ粒子
自体が細くやせてしまうことになり、この結果ＯＢＮ粒
子によってもたらされる特性に劣化傾向が現われるよう
になることから、その値、すなわちＣＢＮの接触頻度全
０．０５〜０．２と定めた。

なお、この発明のＣＢＮ基超高圧焼結材料全製造するに
際して採用される超高圧焼結条件は、圧力ニ　７　Ｑ　
ｔｏｎ／ｃ４、温度：１２００〜１５００℃、保持時間
：１０〜６０分の通常の条件である。

つぎに、この発明の焼結材料を実施例によシ具体的に説
明する。

実施例 原料粉末として、平均粒径：３μｍのＯＢＮ粉末。

同０．０８μｍの化学気相蒸着法に１９形成されたＴｉ
ｅ粉末、同０．８ｐｍのＴｉ０Ｎ粉末、同ｌｌｔｍの０
ｏＡｉ＋粉末（Ｃｏ／Ｍ＝７０／３０．重量比、以下同
じ〕、同１μｍのＮｉＡ１？粉宋（Ｎｉ／Ａｌｉ！＝　
７０／３０　）　、同１　ｐｍの（Ｃ！ｏ、Ｎｉ）Ｍ粉
末（Ｃｏ／Ｎｉ／Ｍ＝３５／３５／３０　）を用意し、
これら原料粉末を第１表に示される配合組成に配合し、
ボールミルにて混合した後、２　ｔｏｎ　／　ｃＪの圧
力にて、直径：１０諭φ×厚さ２１ｍの寸法をもった円
板状圧粉体に成形し、ついで、この圧粉体の一部を同じ
く第１表に示される条件で真空炉内で予備焼結して仮焼
結体とし、引続いてこの仮焼結体並びに予備焼結を施さ
ない圧粉体を、同一寸法の炭化タングステン基超硬焼結
合金（Ｃｏ：１２重量％、ｗＣ：残り〕チップに重ね合
わせた状態で超高圧容器内に挿入し、圧力ニ′５０　ｔ
ｏｎ　／ｃｔｌ　＋温度：１３００℃、保持時間＝１５
分の条件で超高圧焼結することによって、本発明焼結拐
料１〜２０および比較焼結材料１〜２０をそれぞれ製造
した。なお、比較焼結材料１〜２〇は、いずれも予備焼
結を行なわずに、圧粉体から直接高圧焼結により製造さ
れたものである。

ついで、この結果得られた本発明焼結材料１〜２０およ
び比較焼結材料１〜２０から切削チップを切出し、炭化
タングステン基超硬焼結合金製ホルダにろう付けし、研
磨仕上げした後、被削材：ダイス鋼（５ＫＤ−１１，硬
さ：ＨＲＣ！６３）、カッター径＝１６０調、 チップ形状：Ｊ工Ｓ−８ＮＰ４３２、 切削速度：　２００　ｍ１ｍｍ。

切込み：０．５ｗｎ。

１刃当りの送り：０，２咽、 切削幅：１００諭、 の条件での高硬度鋼フライス切削試験。

被削材：ダイス鋼（ＳＫＤ−１１，硬さ：　ＨＲＯ６０
）、切込み二０．５閣、 送り二０．１調。

切削速度：　６０　ｍ　１ｍ１ｎ。

の条件での乾式高硬度旋削試験、および、被削材：長さ
方向対称位置［２本の断面口型溝を有するダイス鋼（Ｓ
ＫＤ−６１，硬さ：　ＨＲＯ５１）の丸棒。

切込み：０．３ｔｒｒｍ。

送り二０．１擺／　ｒｅｖ、、 切削速度：　７０　ｍ　１ｍ１ｎ。

切削時間：３ｍ１ｎ、 の条件での高硬度鋼断続切削試験を行ない、上記フライ
ス切削試験では切刃の逃げ面摩耗幅が０．３閣に至るま
での切削時間、また上記旋削試験では切刃の逃げ面摩耗
幅が０．２．ｍに至るまでの切削時間、さらに上記断続
切削試験では６本の試験切刃のうちの欠損発生数を測定
した。これらの測定結果を第１表に示した。また、第１
表にはビッカース硬さく荷重：　ｌ　Ｋｇ）、　ＴｉＢ
２／　ＯＢ　ＮのＸ線高さ比、およびＣＢＮの接触頻度
の測定結果も示した。

第１表に示される結果から、本発明焼結材料１〜２０は
、いずれも予備焼結を行なわず、したがってＴｉＢ２の
形成がない比較焼結材料１〜２０に比して、高硬度鋼の
高速切削および断続切削に際して、すぐれた耐摩耗性お
よび耐衝撃性（靭性）を示すことが明らかである。

上述のように、この発明のＯＢＮ基超高圧焼結材料にお
いてｕ、ｃＢＮ粒子と結合相の中間層としてのＴｉＢ２
の存在によって、高硬度、高靭性、および高強度を有す
るようになシ、したがって、こｎをダイス鋼や高速度鋼
などの高硬度鋼のフライス切削は勿論のこと、苛酷な熱
衝撃の加わる前記高硬度鋼の断続切削、さらに普通鋳鉄
やチルド鋳鉄などの切削速度：　５０　ｏ　ｍ／ｍｉｘ
＠越える高速切削などに切削工具として用いた場合に著
しく長期に亘ってすぐれた性能全発揮するのである。

【図面の簡単な説明】

第１図ｉＪ：ＯＢＮの接触頻度の説明図である。 出願人　三菱金属株式会社 代理人　富　１）和　夫　外１名 第１図

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）結合相形成成分として、炭化チタン：１〜２０係
   。 同じく結合相形成成分として、Ｃａｋｅ、　ＮｉＡｌ？
   、および（Ｃｏ、Ｎ１）Ａ４１１のうちの１種または２
   種以上からなる金属間化合物：１〜１０係。 を含有し、残りが分散相形成成分としての立方晶窒化硼
   素と中間層形成成分としての二硫化チタン、並びに不可
   避不純物（ただし立方晶窒化硼素＝７０〜９５係含有）
   からなる組成（以上容量係〕を有すると共に、立方晶窒
   化硼素と結合相の中間層としての二硫化チタンの立方晶
   窒化硼素に対する割合が、Ｘ線回折により測定した場合
   、二硫化チタンの（１０１）面のピーク高さ立方晶窒化
   硼素の（１１１）面のピーク高さ＝０．１〜０．５　、 を満足し、さらに直線上における立方晶窒化硼素粒子同
   志の接触数ヲＮＣで現わし、かつ同一直線上における立
   方晶窒化硼素の結合相との接触数をＮＡで現わした場合
   。 し＋２Ｎｃ 全満足する立方晶窒化硼素の接触頻度を有することを特
   徴とする靭性のすぐれた切削工具用立方晶窒化硼素基超
   高圧焼結材料。
2. （２）結合相形成成分として、炭化チタン：１〜２０　
   係。 同じく結合相形成成分として、ＯｏＭ、ＮｉＭ、および
   （Ｃｏ、Ｎ１）Ａｌｌ！のうちの１種または２種以上か
   らなる金属間化合物：１〜１０％。 さらに同しく結合相形成成分として、炭窒化チタン＝１
   〜１０係。 を含有し、残りが分散相形成成分としての立方晶窒化硼
   素と中間層形成成分としての二層化チタン、並びに不可
   避不純物（ただし立方晶窒化硼素ニア０〜９５係含有〕
   からなる組成（以上容量係）を有すると共に、立方晶窒
   化硼素と結合相の中間層としての二層化チタンの立方晶
   窒化硼素に対する割合が、Ｘ線回折により測定した場合
   、立方晶窒化硼素の（１１１）面のピーク高さ＝０．１
   〜０．５、 全満足し、さらに直線上における立方晶窒化硼素粒子同
   志の接触数ヲＮ。で現わし、かつ同一直線上における立
   方晶窒化硼素の結合相との接触数をｉで現わした場合、 ＮＪ＋２Ｎｃ 全満足する立方晶窒化硼素の接触頻度を有することを特
   徴とする靭性のすぐれた切削工具用立方晶窒化硼素基超
   高圧焼結材料。
3. （３）原料粉末として、平均粒径：１０μｍ以下の立方
   晶窒化硼素粉宋、同０．２μｍ以下の超微粒炭化チタン
   粉末、同１μｍ以下の炭窒化チタン粉末、さらにいずれ
   も平均粒径が０．３μｍ以上にして、前記立方晶窒化硼
   素粉末より微細な金属間化合物粉末であるＣｏＭ粉末＊
   　ＮｉＭ粉末、および（Ｃｏ、Ｎｉ）Ｍ粉末を用意し、
   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、プレス成形した後、この結果得られた圧粉体
   を％１０−２ｔｏｒｒ以上の真空中、１２００〜１４０
   ０’Ｃの温度範囲内の所定温度に５〜６０分の範囲内の
   時間保持の条件で予備焼結することによって、前記金属
   間化合物の存在下で、立方晶窒化硼素と超微粒炭化チタ
   ンとを充分に反応させて、立方晶窒化硼素と結合相の中
   間層を構成する二層化チタンを形成し、ついで、この仮
   焼結体を、超高圧装置を用い、通常の条件で超高圧焼結
   することを特徴とする靭性のすぐれた切削工具用立方晶
   窒化硼素基超高圧焼結材料の製造法。