JPS62247008A - 工具用高硬度焼結体及びその製造方法 - Google Patents
工具用高硬度焼結体及びその製造方法Info
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- JPS62247008A JPS62247008A JP17067986A JP17067986A JPS62247008A JP S62247008 A JPS62247008 A JP S62247008A JP 17067986 A JP17067986 A JP 17067986A JP 17067986 A JP17067986 A JP 17067986A JP S62247008 A JPS62247008 A JP S62247008A
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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】
立方晶型窒化硼素(Cubic BN、以下CBNと
略す)はダイヤモンドに次ぐ高硬度の物質であり、超高
圧高温下で合成される。現在既に研削用砥粒として使用
されており、また切削用途には、CBNを金属Coなど
で結合した焼結体が一部に使用されている。このCBN
を金属で結合した焼結体は切削工具として使用した場合
、結合金属相の高温での軟化による耐摩耗性の低下や、
被削材金属が溶着し易い為に工具が損傷するといった欠
点がある。本発明は、このような金属で結合した焼結体
でなく、高強度で耐熱性に優れた硬質金属化合物を結合
相とした切削工具等の工具用途に適した新しいCBN焼
結体に関するものである。
略す)はダイヤモンドに次ぐ高硬度の物質であり、超高
圧高温下で合成される。現在既に研削用砥粒として使用
されており、また切削用途には、CBNを金属Coなど
で結合した焼結体が一部に使用されている。このCBN
を金属で結合した焼結体は切削工具として使用した場合
、結合金属相の高温での軟化による耐摩耗性の低下や、
被削材金属が溶着し易い為に工具が損傷するといった欠
点がある。本発明は、このような金属で結合した焼結体
でなく、高強度で耐熱性に優れた硬質金属化合物を結合
相とした切削工具等の工具用途に適した新しいCBN焼
結体に関するものである。
発明者等は、先に高硬度で且つ熱伝導率が極めて高いと
いうCBNの特徴を生かした工具用焼結体として、CB
Nを周期律表第4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化
物、硼化物、珪化物からなる化合物で結合した高硬度の
工具用焼結体を開発し特許出願している(特開昭53−
77811号、同53−139(109号)。
いうCBNの特徴を生かした工具用焼結体として、CB
Nを周期律表第4a、5a、6a族金属の炭化物、窒化
物、硼化物、珪化物からなる化合物で結合した高硬度の
工具用焼結体を開発し特許出願している(特開昭53−
77811号、同53−139(109号)。
発明者等は、更に工具用焼結体に要求される耐摩耗性、
強靭性の面から広範囲な検討を行い、特に切削工具材料
に通した本発明に到達したものである。
強靭性の面から広範囲な検討を行い、特に切削工具材料
に通した本発明に到達したものである。
CBNは前記した如く高硬度であり耐熱性、耐摩耗性に
優れた物質である。このCBNのみを焼結する試みは種
々なされているが、これには例えば特公昭39−894
8号に記されている如く、約70kb以上、1900℃
以上の超高圧、高温下で焼結する必要がある。現状の超
高圧・高温装置でもこのような高圧、高温条件を発生さ
せることはできるが、工業的規模に装置を大型化した場
合、高圧、高温発生部の耐用回数が制約され実用的でな
い。またCBNのみの焼結体は硬度は高い゛が、工具と
して使用した場合の靭性が劣る。
優れた物質である。このCBNのみを焼結する試みは種
々なされているが、これには例えば特公昭39−894
8号に記されている如く、約70kb以上、1900℃
以上の超高圧、高温下で焼結する必要がある。現状の超
高圧・高温装置でもこのような高圧、高温条件を発生さ
せることはできるが、工業的規模に装置を大型化した場
合、高圧、高温発生部の耐用回数が制約され実用的でな
い。またCBNのみの焼結体は硬度は高い゛が、工具と
して使用した場合の靭性が劣る。
発明者等は、CBNの結合材として周期律表第43.5
a、6a族の炭化物、窒化物、炭窒化物と、Alを含有
する化合物と、Cp及び鉄族金属の化合物を主体とした
ものを用い更に適切な製造条件を見出すことによって、
従来にない耐摩耗性、靭性を有するCBHの焼結体を得
ることができた。
a、6a族の炭化物、窒化物、炭窒化物と、Alを含有
する化合物と、Cp及び鉄族金属の化合物を主体とした
ものを用い更に適切な製造条件を見出すことによって、
従来にない耐摩耗性、靭性を有するCBHの焼結体を得
ることができた。
また高圧相型窒化硼素の別の形態であるウルツ鉱型窒化
硼素についても同様の検討を行い、CBNを用いた場合
と類似した結果を得た。
硼素についても同様の検討を行い、CBNを用いた場合
と類似した結果を得た。
以下、CBNを硬質耐摩耗成分として使用した焼結体に
ついて詳細を述べるが、ウルツ鉱型もしくはCBNとウ
ルツ鉱型窒化硼素の混合物を用いた場合も同様のことが
言える。
ついて詳細を述べるが、ウルツ鉱型もしくはCBNとウ
ルツ鉱型窒化硼素の混合物を用いた場合も同様のことが
言える。
CBNtA結体の切削工具としての用途は、鋼や鋳鉄の
高硬度材(例えば焼入れ鋼や高硬度のロール等)の切削
加工やスーパーアロイ等の難削材の加工等が考えられる
。一般の鋼や鋳鉄等を切削する場合も同様であるが、特
にこのような用途に対しては工具材料が高硬度で耐摩耗
性に優れているのみでなく強靭性にも優れていることが
要求される。
高硬度材(例えば焼入れ鋼や高硬度のロール等)の切削
加工やスーパーアロイ等の難削材の加工等が考えられる
。一般の鋼や鋳鉄等を切削する場合も同様であるが、特
にこのような用途に対しては工具材料が高硬度で耐摩耗
性に優れているのみでなく強靭性にも優れていることが
要求される。
前述したCBNを金属Coで結合した焼結体では、耐F
F!!耗性や耐熱性の点でも実用的に充分な性能を有し
ているとは言えないが、特に断続的に衝撃が加わるよう
な切削加工用途に対しては強靭性が不足しており、殆ん
ど使用できなかった。発明者等の先願(特願昭52〜1
13987号)に述べたように、結合材として周期律表
第48.5a、6a金属の炭化物、窒化物、炭窒化物を
用い、CBNの粒度及び組成と結合相の分布状態等を適
切に制御すれば、このような断続切削等の用途にも適用
できる高性能の焼結体が得られる。
F!!耗性や耐熱性の点でも実用的に充分な性能を有し
ているとは言えないが、特に断続的に衝撃が加わるよう
な切削加工用途に対しては強靭性が不足しており、殆ん
ど使用できなかった。発明者等の先願(特願昭52〜1
13987号)に述べたように、結合材として周期律表
第48.5a、6a金属の炭化物、窒化物、炭窒化物を
用い、CBNの粒度及び組成と結合相の分布状態等を適
切に制御すれば、このような断続切削等の用途にも適用
できる高性能の焼結体が得られる。
しかしながら、例えば複雑な形状の高硬度の焼入れ鋼を
フライス切削するといったような場合には、やはり工具
刃先の欠損が生じ問題であった。
フライス切削するといったような場合には、やはり工具
刃先の欠損が生じ問題であった。
本発明者等は、焼結体の靭性を向上させるためにはCB
N−CBN及びCBN−結合材の接合強度を高める必要
があると考え鋭意研究を重ねた。
N−CBN及びCBN−結合材の接合強度を高める必要
があると考え鋭意研究を重ねた。
その結果、CBHの結合相が周期律表第43.5a、5
a族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物にAlの化合物と
、Cu及び鉄族金属の化合物より成るものを用いればC
BHの低含有領域(30容積%)のみならず高CBN含
有領域(80容積%)の焼結体の靭性をも向上させるこ
とが可能であることを発見した。
a族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物にAlの化合物と
、Cu及び鉄族金属の化合物より成るものを用いればC
BHの低含有領域(30容積%)のみならず高CBN含
有領域(80容積%)の焼結体の靭性をも向上させるこ
とが可能であることを発見した。
さらに発明者等は、上記結合材を主成分とするCBN焼
結体について性能を改良する方法を種々検討した。その
結果、焼結体製造時に使用する周期律表第43.5a、
6a族の炭化物、窒化物炭窒化物をそれぞれMCx、M
Nx、M (C,N)Xと表わしたとき、0.5≦X≦
0,95のものを用いると焼結性が改善されることがわ
かった。即ち、CBN粒子との反応に寄与する余剰金属
の存在が望ましいが、Xの値が0.5未満であると、遊
離金属が過剰に存在するため、焼結耐の硬度が低下する
一方、0.95を越えると、遊離貴金属が少なすぎるた
め、焼結性の改善が見られないからである。
結体について性能を改良する方法を種々検討した。その
結果、焼結体製造時に使用する周期律表第43.5a、
6a族の炭化物、窒化物炭窒化物をそれぞれMCx、M
Nx、M (C,N)Xと表わしたとき、0.5≦X≦
0,95のものを用いると焼結性が改善されることがわ
かった。即ち、CBN粒子との反応に寄与する余剰金属
の存在が望ましいが、Xの値が0.5未満であると、遊
離金属が過剰に存在するため、焼結耐の硬度が低下する
一方、0.95を越えると、遊離貴金属が少なすぎるた
め、焼結性の改善が見られないからである。
特に周期律表第4a族の炭化物、窒化物を用いた場合焼
結性の改善は著しいものであった。本発明においてはC
u及び鉄族金属を焼結体中に含有させることにより優れ
た工具性能を持った焼結体を得ることが可能になった。
結性の改善は著しいものであった。本発明においてはC
u及び鉄族金属を焼結体中に含有させることにより優れ
た工具性能を持った焼結体を得ることが可能になった。
この理由を調べるためにCu及び鉄族金属を含有してい
ない焼結体のX線回折像を副べたところ、結合材中のM
C,MN、M (C,N)とCBNの界面にMB、MB
2等のポライドが多量に形成されていた。さらにこの焼
結体の破面を観察したところ、特にCBH含を髄が多い
場合などCBN粒子力< Jlli落したりしている箇
所が認められた。一方、このCBS焼結体の組成にCu
及び微量の鉄族金属を添加した焼結体を作成し生成物と
破面を調べた結果、MB、MB2等のポライドの生成は
抑制されており、破面では、CBN粒子の大部分が粒内
破壊し、CBN粒子の脱落は認められなかった。通常M
B、MI32等のポライドは硬度は高いが、脆い材料で
あるため、多量にCBN粒子や結合材界面に存在すると
破壊の起源になり易いものと考えられる。したがって本
発明焼結体は、Cu及び鉄族金属を含有させて、ポライ
ドの発生を抑制することによりCBNや結合材の界面で
の接合強度を向上させることができたのであろう。また
Mとして周期律表第43族の遷移金属を用いた場合、さ
らに良好な性能になるが、これは、次の如く推測される
。Cu及び鉄族金属は、焼結体中M CX 、M N
x 、M(C,N)xの余剰の第42族遷移金属のMと
反応して低融点の液相が生じCBNとMCSMN、M
(C,N)等の結合材との界面に均一に侵入する。この
界面に侵入したM−Cu及びM−鉄族金属はCBNや結
合相であるMC,MN、M (C。
ない焼結体のX線回折像を副べたところ、結合材中のM
C,MN、M (C,N)とCBNの界面にMB、MB
2等のポライドが多量に形成されていた。さらにこの焼
結体の破面を観察したところ、特にCBH含を髄が多い
場合などCBN粒子力< Jlli落したりしている箇
所が認められた。一方、このCBS焼結体の組成にCu
及び微量の鉄族金属を添加した焼結体を作成し生成物と
破面を調べた結果、MB、MB2等のポライドの生成は
抑制されており、破面では、CBN粒子の大部分が粒内
破壊し、CBN粒子の脱落は認められなかった。通常M
B、MI32等のポライドは硬度は高いが、脆い材料で
あるため、多量にCBN粒子や結合材界面に存在すると
破壊の起源になり易いものと考えられる。したがって本
発明焼結体は、Cu及び鉄族金属を含有させて、ポライ
ドの発生を抑制することによりCBNや結合材の界面で
の接合強度を向上させることができたのであろう。また
Mとして周期律表第43族の遷移金属を用いた場合、さ
らに良好な性能になるが、これは、次の如く推測される
。Cu及び鉄族金属は、焼結体中M CX 、M N
x 、M(C,N)xの余剰の第42族遷移金属のMと
反応して低融点の液相が生じCBNとMCSMN、M
(C,N)等の結合材との界面に均一に侵入する。この
界面に侵入したM−Cu及びM−鉄族金属はCBNや結
合相であるMC,MN、M (C。
N)との親和性が良好なためCBN−CBNあるいはC
BN−MC,MN、M (C,N)との接合強度を高め
るためと考えられる。また本発明焼結体は前述した如く
焼結時に低融点の液相が出現するため低温度焼結が可能
である。
BN−MC,MN、M (C,N)との接合強度を高め
るためと考えられる。また本発明焼結体は前述した如く
焼結時に低融点の液相が出現するため低温度焼結が可能
である。
本発明焼結体においてはこれらのCu及び鉄族金属は純
金属として存在するものでなく、MClMN、M (C
,N)等の結合相中に固溶したりあるいはMCx、MN
x、M (C,N)xの余剰のMやAj+と反応し金属
間化合物の形で存在するため高温での強度低下は生しな
い。しかしCu及び鉄族金属の含有量が結合材中の重■
で20%を越えると、Cu及び鉄族金属がI4C,MN
、M (C1N)の結合相中に固ン容したり余剰のMや
Alと反応して金属間化合物を形成したりしきれず、純
金属の状態で焼結体中に存在するため焼結体の硬度は低
下し工具性能は悪くなる。一方、Cu及び鉄族金属の含
有量が1%未満であると、前述したポライド生成を抑制
する効果が見られない。また、Cuと鉄族金属の比率は
、1〜5の範囲が適当である。2未満であると、Cuの
含有率が少なすぎて、ポライドの発生を抑制することが
できず、一方5を越えると、Cuが多すぎて焼結体の硬
度が低下するからである。
金属として存在するものでなく、MClMN、M (C
,N)等の結合相中に固溶したりあるいはMCx、MN
x、M (C,N)xの余剰のMやAj+と反応し金属
間化合物の形で存在するため高温での強度低下は生しな
い。しかしCu及び鉄族金属の含有量が結合材中の重■
で20%を越えると、Cu及び鉄族金属がI4C,MN
、M (C1N)の結合相中に固ン容したり余剰のMや
Alと反応して金属間化合物を形成したりしきれず、純
金属の状態で焼結体中に存在するため焼結体の硬度は低
下し工具性能は悪くなる。一方、Cu及び鉄族金属の含
有量が1%未満であると、前述したポライド生成を抑制
する効果が見られない。また、Cuと鉄族金属の比率は
、1〜5の範囲が適当である。2未満であると、Cuの
含有率が少なすぎて、ポライドの発生を抑制することが
できず、一方5を越えると、Cuが多すぎて焼結体の硬
度が低下するからである。
また、本発明焼結体の性能を向上させている他の要因と
しては、結合材中にAA化合物を用いていることが考え
られる9例えばW C−Co Aft硬合金の液相焼結
の如く硬質粒子の結合相への溶解と再析出現像があれば
結合相と硬質粒子、又は硬質粒子相互の結合強度の高い
ものが得られよう。本発明焼結体では、結合材中にAl
化合物を存在させることによって、これと類似した現象
が生じることを見出したものである。結合材としてM(
C.Nx、M (C,N)xにAl化合物を添加してい
くと、その量が増すに従って焼結性が改善され、低温で
焼結しても高硬度の焼結体が得られる。
しては、結合材中にAA化合物を用いていることが考え
られる9例えばW C−Co Aft硬合金の液相焼結
の如く硬質粒子の結合相への溶解と再析出現像があれば
結合相と硬質粒子、又は硬質粒子相互の結合強度の高い
ものが得られよう。本発明焼結体では、結合材中にAl
化合物を存在させることによって、これと類似した現象
が生じることを見出したものである。結合材としてM(
C.Nx、M (C,N)xにAl化合物を添加してい
くと、その量が増すに従って焼結性が改善され、低温で
焼結しても高硬度の焼結体が得られる。
Al含存の効果が充分表われるのは、添加Al2量が結
合材中の重量で5%以上の場合である。またAlの含有
量が結合材中の重量で30%を越えると結合材の強度が
低下するため好ましくなく最適合金存置は5%〜30%
である。
合材中の重量で5%以上の場合である。またAlの含有
量が結合材中の重量で30%を越えると結合材の強度が
低下するため好ましくなく最適合金存置は5%〜30%
である。
また本発明焼結体のCBNの含有量は、体積で30〜8
0%である。CBNの含有量が体積で30%以下である
と、焼結体の硬度は低くC:BN含有の効果があまりな
い。ざらにCBNの含有量が体積で80%以下特に70
%以下の場合、靭性のある結合相が相違した相をなして
いるため焼結体の靭性は非常に優れている。特にこの焼
結体はダイス鋼、一般焼入鋼などの高硬度被削材の加工
に適している。
0%である。CBNの含有量が体積で30%以下である
と、焼結体の硬度は低くC:BN含有の効果があまりな
い。ざらにCBNの含有量が体積で80%以下特に70
%以下の場合、靭性のある結合相が相違した相をなして
いるため焼結体の靭性は非常に優れている。特にこの焼
結体はダイス鋼、一般焼入鋼などの高硬度被削材の加工
に適している。
Al2あるいはCu及び鉄族金属を添加する方法は種々
考えられる。焼結前のCBNとの混合粉末中にAlある
いはCu及び鉄族金属を添加する方法は最も簡単である
が、これらの金属の1μ以下の微粉末は得難く、粗い粒
子では焼結体の組織が不均一になり易い。最も好ましい
方法はAfの場合結合材のMCx、MNx、M (C,
N)xの過剰なMと予め金属・Alを反応せしめておき
、M−AAの金属間化合物を形成させて、これを粉砕使
用する方法である。この場合は結合材MCx、MNx、
M (C,N)XとA/の金属間化合物からなる極めて
微細な1μ以下の結合材粉末が容易に得られる。この他
、予め金ff、Mと金属Alを反応せしめて合成したM
−Al金属間化合物の粉砕し易い粉末を用いても良い。
考えられる。焼結前のCBNとの混合粉末中にAlある
いはCu及び鉄族金属を添加する方法は最も簡単である
が、これらの金属の1μ以下の微粉末は得難く、粗い粒
子では焼結体の組織が不均一になり易い。最も好ましい
方法はAfの場合結合材のMCx、MNx、M (C,
N)xの過剰なMと予め金属・Alを反応せしめておき
、M−AAの金属間化合物を形成させて、これを粉砕使
用する方法である。この場合は結合材MCx、MNx、
M (C,N)XとA/の金属間化合物からなる極めて
微細な1μ以下の結合材粉末が容易に得られる。この他
、予め金ff、Mと金属Alを反応せしめて合成したM
−Al金属間化合物の粉砕し易い粉末を用いても良い。
また別の形のAl化合物であるA RN、 T i:+
A I N 、、 Z r zΔIN等の窒素を含む
化合物の形で加えても良い。
A I N 、、 Z r zΔIN等の窒素を含む
化合物の形で加えても良い。
またCu及び鉄族金属の場合、最も好ましい方法は、焼
結時に、焼結体外部から拡散により侵入させたりあるい
は、上記APを添加する場合と同様に結合材と反応させ
て添加することである。
結時に、焼結体外部から拡散により侵入させたりあるい
は、上記APを添加する場合と同様に結合材と反応させ
て添加することである。
本発明で用いるCBN結晶の粒度は、焼結体の工具とし
ての性能から見て10μ以下とする必要がある。結晶粒
子が粗いと焼結体の強度が低下し、また特に切削工具と
して使用する場合は結晶粒子の細かいものが良い加工面
が得られる。
ての性能から見て10μ以下とする必要がある。結晶粒
子が粗いと焼結体の強度が低下し、また特に切削工具と
して使用する場合は結晶粒子の細かいものが良い加工面
が得られる。
本発明のもう一つの特徴である結合相の粒度は1μ以下
の極めて微細な結晶粒子からなる。このことにより焼結
体は、結合相が均一にCBN粒子間に分散したm織とな
り高強度の焼結体が得られる。
の極めて微細な結晶粒子からなる。このことにより焼結
体は、結合相が均一にCBN粒子間に分散したm織とな
り高強度の焼結体が得られる。
焼結体の製造に当ってはダイヤモンド合成に用いられる
超高圧高温装置を使用して圧力20kb以上、温度90
0℃以上で行なう6特に好ましい焼結圧力、温度条件は
圧力3Qkb〜70kb、温度1100℃〜1500℃
である。この圧力、温度条件の上限は、いずれも工業的
規模の超高圧、高温装置の実用的な運転条件の範囲内で
ある。更に圧力、温度条件は、第1図に示した高圧相型
窒化硼素の安定域内で行なう必要がある。このような優
れた焼結体を切削工具として使用する場合、高硬度焼結
体は切れ刃となる部分のみあれば良く、この高硬度焼結
体を強度、靭性、熱伝導に優れた超硬合金に接合して使
用すればその性能を十分発揮することができる。しかし
超硬合金に直接接合すればCBNの含有量が多い場合な
どは接合強度が弱く断続切削などには使用できないこと
もある。
超高圧高温装置を使用して圧力20kb以上、温度90
0℃以上で行なう6特に好ましい焼結圧力、温度条件は
圧力3Qkb〜70kb、温度1100℃〜1500℃
である。この圧力、温度条件の上限は、いずれも工業的
規模の超高圧、高温装置の実用的な運転条件の範囲内で
ある。更に圧力、温度条件は、第1図に示した高圧相型
窒化硼素の安定域内で行なう必要がある。このような優
れた焼結体を切削工具として使用する場合、高硬度焼結
体は切れ刃となる部分のみあれば良く、この高硬度焼結
体を強度、靭性、熱伝導に優れた超硬合金に接合して使
用すればその性能を十分発揮することができる。しかし
超硬合金に直接接合すればCBNの含有量が多い場合な
どは接合強度が弱く断続切削などには使用できないこと
もある。
十分な接合強度を得るにはCBNを容積で70%未満含
有し、残部がTi、Zr、I(fの炭化物、窒化物、炭
窒化物の1種もしくはこれらの混合物や相互固体化合物
からなる中間接合層を用いて接合すればよい、また、こ
れに0.1重量%以上のA2またはStを含をせしめる
と、さらに接合強度が向上する。
有し、残部がTi、Zr、I(fの炭化物、窒化物、炭
窒化物の1種もしくはこれらの混合物や相互固体化合物
からなる中間接合層を用いて接合すればよい、また、こ
れに0.1重量%以上のA2またはStを含をせしめる
と、さらに接合強度が向上する。
以下実施例により更に具体的に説明する。
〔実施例1〕
平均粒度3μのCBN粒子を体積%で65%と結合材粉
末からなる混合粉末を作成した。結合材粉末はT i
N o、 ms粉末とAj!粉末を重量%で各々80%
、20%の割合に混合したものを真空炉中で1000℃
、30分間加熱后粉砕して平均粒度043μの微粉末と
したものである。この結合材粉末をX線回折によって調
べたところT i N以外にTizAi’N、TiAl
5 、TtA/2等のTiNとAlの反応によって生じ
た化合物が検出され、金[Afiは検出されなかった。
末からなる混合粉末を作成した。結合材粉末はT i
N o、 ms粉末とAj!粉末を重量%で各々80%
、20%の割合に混合したものを真空炉中で1000℃
、30分間加熱后粉砕して平均粒度043μの微粉末と
したものである。この結合材粉末をX線回折によって調
べたところT i N以外にTizAi’N、TiAl
5 、TtA/2等のTiNとAlの反応によって生じ
た化合物が検出され、金[Afiは検出されなかった。
これはT t N o、 asのNに対して相対的に過
剰なTiが加えたAlと反応して生じたものである。
剰なTiが加えたAlと反応して生じたものである。
このCBNと結合材の混合粉末を、外径14龍、内径1
0mのMo製の容器にCBNを容積で60%含有し残部
がTiNとAlを重量で3:1含む混合粉末を塗布した
WC−6%Co組成の超硬合金(外径10龍、高さ2龍
)を置いた後、0.30g充填した。この上に厚さ2μ
の9Cu−IN+合金を蒸着した超硬合金(外径IQ+
u、高さ21m)を置き、Mo製の栓をしてこの容器全
体をダイヤモンド合成に用いる超高圧装置に入れた。圧
力50kbに加圧し次いで温度1250℃まで加熱し2
0分間保持した。取り出した焼結体をダイヤモンド砥石
を用いてCu−Niを蒸着した超硬合金を高硬度焼結体
が現われるまで研削加工し更にダイヤモンドペーストを
用いて研摩した。光学顕微鏡で観察したところ気孔もな
く緻密な焼結体であった。この焼結体はCBN含有の接
合層を介して超硬合金に強固に接合していた。ビッカー
ス硬度計を用いて荷!!t 5 kgで硬度を測定した
結果約3200の値を示した。またX線マイクロアナラ
イザを用いて焼結体中の含有元素を調べたところ、Cu
、Niが均一に含まれており、その量はCu、Ni合計
で結合材中の重量の約3%であった。さらにこの焼結体
の生成物をX線回折により調査した結果CBN、TiN
、AffN等があったがTi82等のポライドはごくわ
ずかしか検出されなかった。なおCu及び鉄族金属を含
有しない焼結体を同様にして製造し、生成物をX線回折
により調べたがこの生成物はCBN、T i N、Af
Nの他に多量のT i B tが存在していた。これら
2種類の焼結体を用いて切削り加工用のチップを作成し
た。被削材としてはHRc60の5KDIIダイス鋼丸
棒を用いた。切削条件は速度100 m/min、切り
込み0.21m、送り0.15mm/rev、で逃げ面
摩耗[1]が0.2鰭になるまで切削したところ、本発
明焼結体は30分切削りできたのに対し、Cu及びNi
を含有しない焼結体は23分であった。比較の為市販の
体積%で約90%のCBNをGoを主成分とする金属で
結合した焼結体で作成したチップを用いて同一条件でテ
ストした。その結果切削可能時間は15分であった。
0mのMo製の容器にCBNを容積で60%含有し残部
がTiNとAlを重量で3:1含む混合粉末を塗布した
WC−6%Co組成の超硬合金(外径10龍、高さ2龍
)を置いた後、0.30g充填した。この上に厚さ2μ
の9Cu−IN+合金を蒸着した超硬合金(外径IQ+
u、高さ21m)を置き、Mo製の栓をしてこの容器全
体をダイヤモンド合成に用いる超高圧装置に入れた。圧
力50kbに加圧し次いで温度1250℃まで加熱し2
0分間保持した。取り出した焼結体をダイヤモンド砥石
を用いてCu−Niを蒸着した超硬合金を高硬度焼結体
が現われるまで研削加工し更にダイヤモンドペーストを
用いて研摩した。光学顕微鏡で観察したところ気孔もな
く緻密な焼結体であった。この焼結体はCBN含有の接
合層を介して超硬合金に強固に接合していた。ビッカー
ス硬度計を用いて荷!!t 5 kgで硬度を測定した
結果約3200の値を示した。またX線マイクロアナラ
イザを用いて焼結体中の含有元素を調べたところ、Cu
、Niが均一に含まれており、その量はCu、Ni合計
で結合材中の重量の約3%であった。さらにこの焼結体
の生成物をX線回折により調査した結果CBN、TiN
、AffN等があったがTi82等のポライドはごくわ
ずかしか検出されなかった。なおCu及び鉄族金属を含
有しない焼結体を同様にして製造し、生成物をX線回折
により調べたがこの生成物はCBN、T i N、Af
Nの他に多量のT i B tが存在していた。これら
2種類の焼結体を用いて切削り加工用のチップを作成し
た。被削材としてはHRc60の5KDIIダイス鋼丸
棒を用いた。切削条件は速度100 m/min、切り
込み0.21m、送り0.15mm/rev、で逃げ面
摩耗[1]が0.2鰭になるまで切削したところ、本発
明焼結体は30分切削りできたのに対し、Cu及びNi
を含有しない焼結体は23分であった。比較の為市販の
体積%で約90%のCBNをGoを主成分とする金属で
結合した焼結体で作成したチップを用いて同一条件でテ
ストした。その結果切削可能時間は15分であった。
〔実施例2〕
第1表に示した結合材粉末を作成した。
第 1 表
これらの組成の結合材粉末を実施例1と同様にして加熱
処理を施し粉砕した。この結合材粉末と平均粒度3μの
CBS粉末とを混合して第2表の組成の混合粉末を作成
した。
処理を施し粉砕した。この結合材粉末と平均粒度3μの
CBS粉末とを混合して第2表の組成の混合粉末を作成
した。
第2表
実施例1と同様にしてMo製容器にCBNを容積で50
%含有し残部がTi(C,N)とAPをff1tで5:
1含む混合粉末を塗布したWC−10%Co組成の超硬
合金を置きその上に完扮と8cu 2Nt合金を種々
の膜厚で蒸着した超硬合金を置いてMo栓をし超高圧高
温装置を用いて50kb、1280℃で20分間保持し
た。各々の硬度測定結果を第2表に示す。またこれらの
焼結体はCBNを含有する中間接合層を介して超硬合金
母材に強固に接合していた。CBHの含有量の増加に伴
って硬度は上昇するが、同じCBN含有足でもCu−N
jの量が26%であるEはBよりかなり硬度が低い。こ
れは焼結体中に純CuやNiとして残存している部分が
あるためである。また本発明焼結体であるABCDEF
GHIの破面を観察したところこれらの焼結体は全てC
BNが粒内破壊をしているのが観察された。次にこれら
の焼結体を切断し超硬合金のスローアウェイチップの一
角にロウ付は后、加工して切削チップを作成した。切削
性能を評価する為に、先ず正面フライス盤を用いて1枚
刃で断続切削を行った。被削材は熱処理されたHRc6
2の5KDIIダイス鋼である。
%含有し残部がTi(C,N)とAPをff1tで5:
1含む混合粉末を塗布したWC−10%Co組成の超硬
合金を置きその上に完扮と8cu 2Nt合金を種々
の膜厚で蒸着した超硬合金を置いてMo栓をし超高圧高
温装置を用いて50kb、1280℃で20分間保持し
た。各々の硬度測定結果を第2表に示す。またこれらの
焼結体はCBNを含有する中間接合層を介して超硬合金
母材に強固に接合していた。CBHの含有量の増加に伴
って硬度は上昇するが、同じCBN含有足でもCu−N
jの量が26%であるEはBよりかなり硬度が低い。こ
れは焼結体中に純CuやNiとして残存している部分が
あるためである。また本発明焼結体であるABCDEF
GHIの破面を観察したところこれらの焼結体は全てC
BNが粒内破壊をしているのが観察された。次にこれら
の焼結体を切断し超硬合金のスローアウェイチップの一
角にロウ付は后、加工して切削チップを作成した。切削
性能を評価する為に、先ず正面フライス盤を用いて1枚
刃で断続切削を行った。被削材は熱処理されたHRc6
2の5KDIIダイス鋼である。
切削速度は200m/分、切込み0.5mmとし、送り
速度を0.07龍/刃、0,12龍/刃、0.19朋/
刃と順次厳しい条件に上げて行き、焼結体の欠損状態を
調べた。
速度を0.07龍/刃、0,12龍/刃、0.19朋/
刃と順次厳しい条件に上げて行き、焼結体の欠損状態を
調べた。
なお比較のために市販の体積%で約90%のCBNを含
有しCoを主成分とする金属で結合した焼結体と、焼結
体Bと同じ組成でCu及びNiの含有しない焼結体の切
削チップも作成し、テストした。本発明焼結体のABC
DEFGHIは0,19龍/刃の送り速度でも欠損しな
かった。一方市販のCoを結合材とした焼結体とCu及
びNiを含有しない焼結体は0.19ui/刃の送り速
度になると欠損してしまった。
有しCoを主成分とする金属で結合した焼結体と、焼結
体Bと同じ組成でCu及びNiの含有しない焼結体の切
削チップも作成し、テストした。本発明焼結体のABC
DEFGHIは0,19龍/刃の送り速度でも欠損しな
かった。一方市販のCoを結合材とした焼結体とCu及
びNiを含有しない焼結体は0.19ui/刃の送り速
度になると欠損してしまった。
またBCE焼結体の切削用チップを作成した。
被削材としては熱処理後のSNCM9種の鋼(HRC5
4)を用い、切削り速度120 m/min、切込み0
.2龍、送り0.15mm/rev、で切削試験した。
4)を用い、切削り速度120 m/min、切込み0
.2龍、送り0.15mm/rev、で切削試験した。
なお比較のため市販の金属Coで結合した焼結体もテス
トシた。本発明による焼結体B、Cは工具逃げ面の摩耗
中が0.21mに達するまでにそれぞれ30分、40分
間切削可能であったのに対し、巳は10分、CO結合の
焼結体は5分で同一摩耗rl+に達した。
トシた。本発明による焼結体B、Cは工具逃げ面の摩耗
中が0.21mに達するまでにそれぞれ30分、40分
間切削可能であったのに対し、巳は10分、CO結合の
焼結体は5分で同一摩耗rl+に達した。
〔実施例3〕
第3表の組成の結合材粉末を作成し、加熱処理を施した
。これらの結合材粉末と平均粒度3μのCBS粉末を体
積でそれぞれ第4表に示したように配合、混合した。次
に、Mo製容器に上記完粉を充填しその上にCBNを容
積で50%含有し残部がTiNとHf NとAAを重量
で51=1含む混合粉末を塗布したWC−10%Co組
成の超硬合金を置き、Mo製の栓をして、この容器全体
を超高圧装置に入れ焼結した。X線回折によりこれらの
焼結体の生成物を調べたがほとんどポライドは認められ
なかった。さらにこれらの焼結体の硬度を測定した結果
を第4表に示す。
。これらの結合材粉末と平均粒度3μのCBS粉末を体
積でそれぞれ第4表に示したように配合、混合した。次
に、Mo製容器に上記完粉を充填しその上にCBNを容
積で50%含有し残部がTiNとHf NとAAを重量
で51=1含む混合粉末を塗布したWC−10%Co組
成の超硬合金を置き、Mo製の栓をして、この容器全体
を超高圧装置に入れ焼結した。X線回折によりこれらの
焼結体の生成物を調べたがほとんどポライドは認められ
なかった。さらにこれらの焼結体の硬度を測定した結果
を第4表に示す。
またこれらの焼結体はCBNを含有する中間接合層を介
して超硬合金母材に強固に接合していた。
して超硬合金母材に強固に接合していた。
これらの焼結体を用いてチップを作成し、チルド鋳鉄を
用いて切削速度60 m/min、切込み0.5−@送
り0.20m5 / rev、の条件で30分間切削し
た。止較のため市販の体積%で約90%のCBNをC。
用いて切削速度60 m/min、切込み0.5−@送
り0.20m5 / rev、の条件で30分間切削し
た。止較のため市販の体積%で約90%のCBNをC。
を主成分とする金属で結合した焼結体で作成したチップ
を用いて同一条件でテストした6切削後のチップの摩耗
を観察した結果も第4表に示す。
を用いて同一条件でテストした6切削後のチップの摩耗
を観察した結果も第4表に示す。
第 4 表
〔実施例4〕
第5表に示す結合材粉末を作成し、加熱処理を施した。
これらの結合材粉末に平均粒度1μのCBN粉末を体積
でそれぞれ第6表に示したように配合、混合した。次に
Mo製容器に上記宛粉を充填し、その上にWC−6%C
o組成の超硬合金を置き、Mo製の栓をして超高圧装置
に入れ、焼結した。X線回折によりこれらの焼結体の生
成物を調べたがポライドはほとんど認められなかった。
でそれぞれ第6表に示したように配合、混合した。次に
Mo製容器に上記宛粉を充填し、その上にWC−6%C
o組成の超硬合金を置き、Mo製の栓をして超高圧装置
に入れ、焼結した。X線回折によりこれらの焼結体の生
成物を調べたがポライドはほとんど認められなかった。
またこれらの焼結体の破面を観察したところ、どの焼結
体ともCBS粒子内で破壊しており粒界破壊している個
所は認められなかった。さらにこれらの焼結体の硬度測
定結果を第6表に示す。
体ともCBS粒子内で破壊しており粒界破壊している個
所は認められなかった。さらにこれらの焼結体の硬度測
定結果を第6表に示す。
第 5 表
第 6 表
〔実施例5〕
粒度1μ以下の衝撃波法によって合成されたウルツ鉱型
窒化硼素粉末を用い、実施例3で使用した結合材粉末へ
とウルツ鉱型窒化硼素粉末75体積%、結合材粉末25
体積%の割合に混合した。
窒化硼素粉末を用い、実施例3で使用した結合材粉末へ
とウルツ鉱型窒化硼素粉末75体積%、結合材粉末25
体積%の割合に混合した。
Mo製の容器に、この粉末を実施例Iと同じ構成で充填
した後、超高圧、高温装置を用いて焼結した。焼結体の
硬度はビッカース硬度で3600であった。
した後、超高圧、高温装置を用いて焼結した。焼結体の
硬度はビッカース硬度で3600であった。
図は本発明焼結体の製造条件を説明する為のもので高圧
相型窒化硼素の圧力一温度相図上における熱力学的な安
定領域を示したものである。
相型窒化硼素の圧力一温度相図上における熱力学的な安
定領域を示したものである。
Claims (8)
- (1)平均粒度が10μ以下の高圧相型窒化硼素を体積
%で30%以上80%以下含有し残部の結合相が周期律
表4a、5a、6a遷移金属の炭化物、窒化物、炭窒化
物の1種もしくはこれらの混合物、または相互液体化合
物、及びAlの化合物より成り、結合相中のAlの含有
量が5〜30重量%で、結合材の結合粒子の大部分が1
μ以下の微細粒子より成り、さらに該結合相中にCu及
び鉄族金属元素を1〜20重量%、かつ両者の比率が1
〜5の範囲で含有することを特徴とする高硬度焼結体を
、高圧相型窒化硼素の含有率が70容積%未満で残部が
周期律表第4a族のTi、、Zr、Hfの炭化物、窒化
物、炭窒化物の1種もしくはこれらの混合物または相互
固溶体を主体としたものとこれにAlまたはSiを0.
1重量%以上含有する中間接合層を介して、超硬合金母
材に接合した工具用高硬度焼結体。 - (2)前記高圧相型窒化硼素が立方晶型窒化硼素である
ことを特徴とする特許請求の範囲第(1)項記載の工具
用高硬度焼結体。 - (3)超硬合金母材上に高圧相型窒化硼素の含有律が7
0容積%未満で残部が周期律表第4a族のTi、Zr、
Hfの炭化物、窒化物、炭窒化物の1種もしくはこれら
の混合物または相互固溶体を主体としたものと、これに
AlまたはSiを0.1重量%以上含有する中間接合層
としての粉末を型押成型して、もしくは粉末状で載置す
るか、または該超硬合金母材上に予め塗布しておき、さ
らにその粉末の上に平均粒度が10μ以下の高圧相型窒
化硼素粉末と周期律表4a、5a、6a族の遷移金属の
炭化物、窒化物、炭窒化物をそれぞれMCx、MNx、
M(C.N)xで表わしたとき、xの値が0.5〜0.
95の化合物粉末とAl又はAlを含む合金又は化合物
粉末を結合材中にAlで5〜30重量%混合し、これを
粉末状もしくは型押成型して載置したのち、超高圧高温
装置を用いて圧力20kb以上、温度900℃以上にし
て、焼結体外部よりCu及び鉄族金属あるいはこれらを
含む合金または化合物を結合材中にCuおよび鉄族金属
の重量で1〜20%、両者の比率が1/2〜5になるご
とく硬質層内に浸入させて焼結するとともに該硬質層と
中間接合層と母材との接合を行わせることを特徴とする
高圧相型窒化硼素の含有量が焼結体中の体積で30%以
上80%以下である工具用高硬度焼結体の製造方法。 - (4)上記遷移金属であるMがTi、Zr、Hfである
特許請求の範囲第(3)項記載の工具用高硬度焼結体の
製造方法。 - (5)上記高圧相型窒化硼素粉末として立方晶型窒化硼
素粉末を用いることを特徴とする特許請求の範囲第(3
)項記載の工具用高硬度焼結体の製造方法。 - (6)超硬合金母材上に高圧相型窒化硼素の含有率が7
0容積%未満で残部が周期律表第4a族のTi、Zr、
Hfの炭化物、窒化物、炭窒化物の1種もしくはこれら
の混合物または相互固溶体を主体としたものと、これに
AlまたはSiを0.1重量%以上含有する中間接合層
としての粉末を型押成型して、もしくは粉末状で載置す
るか、または該超硬合金母材上に予め塗布しておき、さ
らにその粉末上に平均粒度が10μ以下の高圧相型窒化
硼素粉末と周期律表4a、5a、6a族の遷移金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物をそれぞれMCx、MNx、M
(C.N)xで表わしたとき、xの値が0.5〜0.9
5の化合物粉末とAl又はAlを含む合金粉末を結合材
中にAlの重量で5〜30%とCu及び鉄族金属又はこ
れらを含む合金又は化合物粉末を結合材中にCu及び鉄
族金属の重量で1〜20%、両者の比率で1/2〜5混
合し、これを粉末状もしくは型押成型して載置したのち
、超高圧装置を用いて圧力20kb以上、温度900℃
以上で硬質層を焼結するとともに該硬質層と中間接合層
と母材との接合を行わせるを特徴とする高圧相型窒化硼
素の含有量が焼結体中の体積で30%以上80%以下で
ある工具用高硬度焼結体の製造方法。 - (7)遷移金属であるMが、Ti、Zr、Hfである特
許請求の範囲第(6)項記載の工具用高硬度焼結体の製
造方法。 - (8)高圧相型窒化硼素粉末として立方晶型窒化硼素粉
末を用いることを特徴とする特許請求の範囲第(6)項
記載の工具用高硬度焼結体の製造方法。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17067986A JPS62247008A (ja) | 1986-07-18 | 1986-07-18 | 工具用高硬度焼結体及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17067986A JPS62247008A (ja) | 1986-07-18 | 1986-07-18 | 工具用高硬度焼結体及びその製造方法 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17151179A Division JPS5696050A (en) | 1979-12-29 | 1979-12-29 | High hardness sintered body for tool and its manufacture |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62247008A true JPS62247008A (ja) | 1987-10-28 |
Family
ID=15909382
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17067986A Pending JPS62247008A (ja) | 1986-07-18 | 1986-07-18 | 工具用高硬度焼結体及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62247008A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0788771A (ja) * | 1993-09-21 | 1995-04-04 | Tatsuro Kuratomi | cBN砥粒結合砥石およびその製造法 |
-
1986
- 1986-07-18 JP JP17067986A patent/JPS62247008A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0788771A (ja) * | 1993-09-21 | 1995-04-04 | Tatsuro Kuratomi | cBN砥粒結合砥石およびその製造法 |
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