JPS6225631B2 - - Google Patents
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- JPS6225631B2 JPS6225631B2 JP56157332A JP15733281A JPS6225631B2 JP S6225631 B2 JPS6225631 B2 JP S6225631B2 JP 56157332 A JP56157332 A JP 56157332A JP 15733281 A JP15733281 A JP 15733281A JP S6225631 B2 JPS6225631 B2 JP S6225631B2
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- Ceramic Products (AREA)
Description
この発明は、特にすぐれた靭性と耐摩耗性を有
し、かつ高硬度と、すぐれた耐熱性および高温強
度を備え、これらの特性が要求される高速度鋼
や、Ni基あるいはCo基スーパーアロイなどの被
削材の切削工具として、さらに軸受や線引きダイ
スなどの耐摩耗工具として使用するのに適した窒
化硼素基超高圧焼結材料に関するものである。 近年、炭化タングステン基焼結材料に比して、
きわめてすぐれた耐摩耗性を有する立方晶窒化硼
素基超高圧焼結材料（以下CBN基焼結材料とい
う）を切削工具や耐摩耗工具として使用すること
が提案されている。 このCBN基焼結材料は、分散相を形成する
CBN粒子の結合相によつて２種類に大別するこ
とができ、その１つが結合相を鉄族金属あるいは
Ａなどを主成分とする金属で構成したものであ
り、もう１つが窒化チタン、炭化チタン、窒化ア
ルミニウム、または酸化アルミニウムなどを主成
分としたセラミツク系化合物で結合相を構成した
ものである。しかし、前者においては、前記のよ
うに結合相が金属であるために高温で軟化しやす
く、したがつて、これを例えば切削工具として使
用した場合には多大の熱発生を伴う苛酷な切削条
件下では耐摩耗性不足をきたして十分なる切削性
能の発揮は期待できず、熱発生の少ない条件、す
なわち負荷の少ない条件でしか使用することがで
きないものである。また、後者においては、上記
のように結合相がセラミツク系化合物で構成され
ているために、耐熱性および耐摩耗性のすぐれた
ものになつているが、反面靭性不足を避けること
ができず、例えば高速度鋼のフライス切削などの
刃先に大きな衝撃力の加わる切削条件下ではチツ
ピングや欠損を起し易いものである。 また、上記の２種類の従来CBN基焼結材料の
もつそれぞれの問題点を解消する目的で、結合相
を金属とセラミツクス系化合物で構成したCBN
基焼結材料も提案されたが、このCBN基焼結材
料においても十分満足する靭性を示さず、同様に
例えば高速度鋼のフライス切削のような刃先に大
きな衝撃力の加わる切削条件下で切削工具として
使用した場合刃先に欠損が発生し易いものであ
る。これは、上記CBN基焼結材料におけるCBN
粒子と結合相（金属＋セラミツクス系化合物）と
の境界部を走査型電子顕微鏡により詳細に観察し
た結果明らかになつたものであるが、超高圧焼結
時にCBN粒子の表面における微小な凹部への前
記結合相のまわり込みが十分に行なわれないこと
に原因する微小な未結合部（ボイド）が前記境界
部に形成され、さらにCBN粒子と結合相との密
着性は、結合相の構成成分によつて異なるが、特
に炭化物系のセラミツクスの場合著しく低く、こ
のためCBN粒子と結合相との間に部分的に結合
強度の弱い部分が形成されることに原因するもの
と解される。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、特にすぐれた靭性と耐摩耗性とを兼ね備えた
CBN基焼結材料を得べく研究を行なつた結果、
CBN基焼結材料を、Ti，Hf，およびSiの１種ま
たは２種以上の窒化物からなる結合強化窒化物：
５〜40重量％，Ａ，Zr，およびＹの１種または
２種以上の酸化物：５〜35重量％を含有し、残り
がCBN（立方晶窒化硼素）と不可避不純物から
なる組成を有し、かつCBNが体積割合で40〜90
％を占めると共に、上記結合強化窒化物がCBN
を0.1〜２μｍの平均層厚で包囲した組織を有す
るものとすると、分散相を構成したCBN粒子を
包囲した結合強化窒化物は、CBN粒子、並びに
結合相を構成する上記酸化物との結合強度が高い
ので、これら両者と強固に結合し、かつ上記結合
強化窒化物は原料調製時に予めCBN粒子表面に
化学蒸着法（CVD法）、プラズマ化学蒸着法
（PCVD法）、および物理蒸着法（PVD法）などに
より強固にして緻密に被覆されているので、
CBN粒子と結合強化窒化物包囲層との境界部に
未結合物（ボイド）は全く存在せず、この結果靭
性の高いものとなるばかりでなく、耐摩耗性のす
ぐれたものとなり、さらに、このCBN基焼結材
料に、Ni，Ａ，Co，およびSiのうちの１種ま
たは２種以上を0.5〜15重量％の範囲で含有させ
ると、これらの成分には脱酸作用および結合相同
志の結合力強化作用があることから、材料がより
緻密となり、また、さらにCBN基焼結材料にお
けるCBNの一部を、CBNより多くならない範
囲、すなわち、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／ＣＢＮ（容量
％）＜１ を満足する範囲でウルツ鉱型窒化硼素（以下
WBNという）で置換すると、材料の靭性が一段
と増加するようになるという知見を得たのであ
る。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に成分組成、CBNおよびWBN
の体積割合、並びに結合強化窒化物包囲層の平均
層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。 Ａ 成分組成 (a) 窒化物 Ti，Hf，およびSiの窒化物（以下TiN，
HfN，およびSi3N4で示す）には、CBN粒子
および結合相を形成する酸化物と強化に結合
し、かつ原料調製時にCBN粒子の表面に被
覆しておくことによつて、その境界部に靭性
劣化の原因となる未結合部の全く存在しない
包囲層を形成し、もつて材料の靭性を著しく
向上させる作用があるが、その含有量が５重
量％未満では、CBN粒子の表面を完全に包
囲することができず、したがつて前記作用に
所望の効果が得られず、一方40重量％を越え
て含有させると耐摩耗性が低化するようにな
ることから、その含有量を５〜40重量％と定
めた。 (b) 酸化物 Ａ，Zr，およびＹの酸化物（以下Ａ
2O3，ZrO2，およびY2O3で示す）には、実用
時における材料の化学的安定性を向上させる
作用があるが、その含有量が５重量％未満で
は化学的安定性に所望の向上効果が見られ
ず、一方15重量％を越えて含有させると材料
の靭性が低下するようになることから、その
含有量を５〜15重量％と定めた。 (c) 金属成分 Ni，Ａ，Co，およびSiの金属成分に
は、脱酸および結合相同志の結合力強化作用
があり、これら金属成分の含有によつて材料
は一段と緻密化されるようになることから必
要に応じて含有されるが、その含有量が0.5
重量％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方15重量％を越えて含有させると耐
摩耗性が劣化するようになることから、その
含有量を0.5〜15重量％と定めた。 Ｂ CBNの体積割合 CBNの結合相に対する割合が40容量％未満で
は、相対的に硬質のCBNの割合が少なすぎて所
望の耐摩耗性を確保することができず、一方
CBNの割合が90容量％を越えると、相対的に結
合相の割合が少なくなりすぎて靭性低下をきたす
ようになることから、その体積割合を40〜90容量
％と定めた。 Ｃ WBNの置換割合 WBNには材料の靭性を一段と向上させる作用
があるので、特に高靭性が要求される場合に必要
に応じてCBNの一部を置換した形で含有させる
が、その置換割合、すなわちWBN（容量％）／
CBN（容量％）が0.05未満では所望の高靭性を確
保することができず、一方１を越えた置換割合、
すなわち相対的にCBNに比してWBNの方が多い
状態にすると、材料の硬さが低下し、耐摩耗性が
劣化するようになることから、CBNの一部を
WBNで置換する場合には、 0.05＜ＷＢＮ／ＣＢＮ＜１ の条件を満足させなければならない。 Ｄ 結合強化窒化物の平均層厚 その平均層厚が0.1μｍ未満ではCBN粒子、あ
るいはCBN粒子およびWBN粒子と、結合相との
間に十分な結合強化をはかることができず、一方
その平均層厚が２μｍを越えると、相対的に窒化
物の量が多くなりすぎることになり、この結果材
料の耐摩耗性が低下するようになることから、そ
の平均層厚を0.1〜２μｍと定めた。 なお、この発明の超高圧焼結材料は、まず、
CBN粉末、および必要に応じてWBN粉末の表面
にCVD法、PCVD法、およびPVD法などを用いて
TiN，HfN，およびSi3N4のうちの１種または２
種以上を0.1〜２μｍの層厚で被覆し、さらに必
要に応じてこの上にＡ2O3，ZrO2，およびY2O3
のうちの１種または２種以上を複層蒸着し、この
ように調製した窒化物被覆のCBN粉末および
WBN粉末，並びに窒化物および酸化物被覆の
CBN粉末およびWBN粉末，Ａ2O3粉末，ZrO2
粉末，Y2O3粉末，Ni粉末，Ａ粉末，Co粉末，
およびSi粉末，さらにこれら金属の２種以上の合
金粉末を原料粉末として用意し、これら原料粉末
のうちから適宜選択して所定の配合組成に配合
し、この配合粉末を通常の条件で混合した後、粉
末状態あるいは成形状態で必要に応じて超硬合金
製プレートなどと一諸に金属容器に入れ、これを
800〜1200℃の温度に加熱して真空脱ガスを行な
つて封入し、ついでこの封入容器を、例えば特公
昭36−23463号公報に記載されるような超高圧高
温発生装置に装着し、圧力および温度を上げ、圧
力：40〜70Kb，温度：1200〜1600℃の範囲内の
圧力および温度に数分〜数10分保持した後、冷却
し、最終的に圧力を解放することからなる基本的
工程によつて製造することができる。 つぎに、この発明の超高圧焼結材料を実施例に
より具体的に説明する。 実施例 １ 原料粉末として、公知のCVD法あるいはPCVD
法を用いてそれぞれ第１表に示される状態に調製
した被覆CBN粉末並びに被覆WBN粉末，平均粒
径：２μｍを有するＡ2O3粉末，同２μｍの
ZrO2粉末，同２μｍのY2O3粉末，さらにいずれ
も平均粒径：２μｍを有するＡ粉末，Ni粉
末，Co粉末，およびSi粉末を用意し、これら原
料粉末をそれぞれ第１表に示される配合組成に配
合し、これら配合粉末をボールミル中で２〜10時
間湿式混合し、ついでこの混合粉末を外径：12mm
φの軟鋼製容器に詰め、温度：800℃にて真空脱
ガスして密封した後、公知の超高圧高温発生装置
に装着し、圧力：50〜60Kb，温度：1300〜1400
℃，保持時間：15〜20分の条件で焼結し、最終的
に冷却して圧力を徐々に下げることからなる基本
的工程によつて実質的に配合組成と同一の最終成
分組成をもつた本発明超高圧焼結材料１〜18をそ
れぞれ製造した。 つぎに、この結果得られた本発明超高圧焼結材
料１〜18について、被削材：ダイス鋼（SKD−
11，硬さ：ＨRC60），切削速度：110ｍ／min，送
り：0.1mm／rev.，切込み：0.3mm，切削油：なし
の条件での切削に際して、刃先の逃げ面摩耗が
0.2mmに至るまでの寿命時間を測定する切削試験
（切削試験Ａという），並びに被削材：長手方向に
そつて巾40mm×深さ40mmの溝を相互対称位置に
２本有する外径130mmφのダイス鋼丸棒（SKD−
61，硬さ：ＨRC55），切削速度：100ｍ／min，切
込み：0.5mm，送り：0.05，0.1，0.15，0.2，0.3，
および0.4mm／rev.，各送りの切削時間：２分，
切削油：なしの条件での切削に際して、刃先に欠
け発生が見られた送り量をチエツクする切削試験
（切削試験Ｂという）をそれぞれ行なつた。これ
らの切削試験結果を第２表に示した。なお、第２
表には、いずれも分散相がCBNで構成され、結
合相がTiCNで構成された市販の超高圧焼結材料
（従来超高圧焼結材料１という）、および結合相が
Coで構成された市販
し、かつ高硬度と、すぐれた耐熱性および高温強
度を備え、これらの特性が要求される高速度鋼
や、Ni基あるいはCo基スーパーアロイなどの被
削材の切削工具として、さらに軸受や線引きダイ
スなどの耐摩耗工具として使用するのに適した窒
化硼素基超高圧焼結材料に関するものである。 近年、炭化タングステン基焼結材料に比して、
きわめてすぐれた耐摩耗性を有する立方晶窒化硼
素基超高圧焼結材料（以下CBN基焼結材料とい
う）を切削工具や耐摩耗工具として使用すること
が提案されている。 このCBN基焼結材料は、分散相を形成する
CBN粒子の結合相によつて２種類に大別するこ
とができ、その１つが結合相を鉄族金属あるいは
Ａなどを主成分とする金属で構成したものであ
り、もう１つが窒化チタン、炭化チタン、窒化ア
ルミニウム、または酸化アルミニウムなどを主成
分としたセラミツク系化合物で結合相を構成した
ものである。しかし、前者においては、前記のよ
うに結合相が金属であるために高温で軟化しやす
く、したがつて、これを例えば切削工具として使
用した場合には多大の熱発生を伴う苛酷な切削条
件下では耐摩耗性不足をきたして十分なる切削性
能の発揮は期待できず、熱発生の少ない条件、す
なわち負荷の少ない条件でしか使用することがで
きないものである。また、後者においては、上記
のように結合相がセラミツク系化合物で構成され
ているために、耐熱性および耐摩耗性のすぐれた
ものになつているが、反面靭性不足を避けること
ができず、例えば高速度鋼のフライス切削などの
刃先に大きな衝撃力の加わる切削条件下ではチツ
ピングや欠損を起し易いものである。 また、上記の２種類の従来CBN基焼結材料の
もつそれぞれの問題点を解消する目的で、結合相
を金属とセラミツクス系化合物で構成したCBN
基焼結材料も提案されたが、このCBN基焼結材
料においても十分満足する靭性を示さず、同様に
例えば高速度鋼のフライス切削のような刃先に大
きな衝撃力の加わる切削条件下で切削工具として
使用した場合刃先に欠損が発生し易いものであ
る。これは、上記CBN基焼結材料におけるCBN
粒子と結合相（金属＋セラミツクス系化合物）と
の境界部を走査型電子顕微鏡により詳細に観察し
た結果明らかになつたものであるが、超高圧焼結
時にCBN粒子の表面における微小な凹部への前
記結合相のまわり込みが十分に行なわれないこと
に原因する微小な未結合部（ボイド）が前記境界
部に形成され、さらにCBN粒子と結合相との密
着性は、結合相の構成成分によつて異なるが、特
に炭化物系のセラミツクスの場合著しく低く、こ
のためCBN粒子と結合相との間に部分的に結合
強度の弱い部分が形成されることに原因するもの
と解される。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、特にすぐれた靭性と耐摩耗性とを兼ね備えた
CBN基焼結材料を得べく研究を行なつた結果、
CBN基焼結材料を、Ti，Hf，およびSiの１種ま
たは２種以上の窒化物からなる結合強化窒化物：
５〜40重量％，Ａ，Zr，およびＹの１種または
２種以上の酸化物：５〜35重量％を含有し、残り
がCBN（立方晶窒化硼素）と不可避不純物から
なる組成を有し、かつCBNが体積割合で40〜90
％を占めると共に、上記結合強化窒化物がCBN
を0.1〜２μｍの平均層厚で包囲した組織を有す
るものとすると、分散相を構成したCBN粒子を
包囲した結合強化窒化物は、CBN粒子、並びに
結合相を構成する上記酸化物との結合強度が高い
ので、これら両者と強固に結合し、かつ上記結合
強化窒化物は原料調製時に予めCBN粒子表面に
化学蒸着法（CVD法）、プラズマ化学蒸着法
（PCVD法）、および物理蒸着法（PVD法）などに
より強固にして緻密に被覆されているので、
CBN粒子と結合強化窒化物包囲層との境界部に
未結合物（ボイド）は全く存在せず、この結果靭
性の高いものとなるばかりでなく、耐摩耗性のす
ぐれたものとなり、さらに、このCBN基焼結材
料に、Ni，Ａ，Co，およびSiのうちの１種ま
たは２種以上を0.5〜15重量％の範囲で含有させ
ると、これらの成分には脱酸作用および結合相同
志の結合力強化作用があることから、材料がより
緻密となり、また、さらにCBN基焼結材料にお
けるCBNの一部を、CBNより多くならない範
囲、すなわち、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／ＣＢＮ（容量
％）＜１ を満足する範囲でウルツ鉱型窒化硼素（以下
WBNという）で置換すると、材料の靭性が一段
と増加するようになるという知見を得たのであ
る。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に成分組成、CBNおよびWBN
の体積割合、並びに結合強化窒化物包囲層の平均
層厚を上記の通りに限定した理由を説明する。 Ａ 成分組成 (a) 窒化物 Ti，Hf，およびSiの窒化物（以下TiN，
HfN，およびSi3N4で示す）には、CBN粒子
および結合相を形成する酸化物と強化に結合
し、かつ原料調製時にCBN粒子の表面に被
覆しておくことによつて、その境界部に靭性
劣化の原因となる未結合部の全く存在しない
包囲層を形成し、もつて材料の靭性を著しく
向上させる作用があるが、その含有量が５重
量％未満では、CBN粒子の表面を完全に包
囲することができず、したがつて前記作用に
所望の効果が得られず、一方40重量％を越え
て含有させると耐摩耗性が低化するようにな
ることから、その含有量を５〜40重量％と定
めた。 (b) 酸化物 Ａ，Zr，およびＹの酸化物（以下Ａ
2O3，ZrO2，およびY2O3で示す）には、実用
時における材料の化学的安定性を向上させる
作用があるが、その含有量が５重量％未満で
は化学的安定性に所望の向上効果が見られ
ず、一方15重量％を越えて含有させると材料
の靭性が低下するようになることから、その
含有量を５〜15重量％と定めた。 (c) 金属成分 Ni，Ａ，Co，およびSiの金属成分に
は、脱酸および結合相同志の結合力強化作用
があり、これら金属成分の含有によつて材料
は一段と緻密化されるようになることから必
要に応じて含有されるが、その含有量が0.5
重量％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方15重量％を越えて含有させると耐
摩耗性が劣化するようになることから、その
含有量を0.5〜15重量％と定めた。 Ｂ CBNの体積割合 CBNの結合相に対する割合が40容量％未満で
は、相対的に硬質のCBNの割合が少なすぎて所
望の耐摩耗性を確保することができず、一方
CBNの割合が90容量％を越えると、相対的に結
合相の割合が少なくなりすぎて靭性低下をきたす
ようになることから、その体積割合を40〜90容量
％と定めた。 Ｃ WBNの置換割合 WBNには材料の靭性を一段と向上させる作用
があるので、特に高靭性が要求される場合に必要
に応じてCBNの一部を置換した形で含有させる
が、その置換割合、すなわちWBN（容量％）／
CBN（容量％）が0.05未満では所望の高靭性を確
保することができず、一方１を越えた置換割合、
すなわち相対的にCBNに比してWBNの方が多い
状態にすると、材料の硬さが低下し、耐摩耗性が
劣化するようになることから、CBNの一部を
WBNで置換する場合には、 0.05＜ＷＢＮ／ＣＢＮ＜１ の条件を満足させなければならない。 Ｄ 結合強化窒化物の平均層厚 その平均層厚が0.1μｍ未満ではCBN粒子、あ
るいはCBN粒子およびWBN粒子と、結合相との
間に十分な結合強化をはかることができず、一方
その平均層厚が２μｍを越えると、相対的に窒化
物の量が多くなりすぎることになり、この結果材
料の耐摩耗性が低下するようになることから、そ
の平均層厚を0.1〜２μｍと定めた。 なお、この発明の超高圧焼結材料は、まず、
CBN粉末、および必要に応じてWBN粉末の表面
にCVD法、PCVD法、およびPVD法などを用いて
TiN，HfN，およびSi3N4のうちの１種または２
種以上を0.1〜２μｍの層厚で被覆し、さらに必
要に応じてこの上にＡ2O3，ZrO2，およびY2O3
のうちの１種または２種以上を複層蒸着し、この
ように調製した窒化物被覆のCBN粉末および
WBN粉末，並びに窒化物および酸化物被覆の
CBN粉末およびWBN粉末，Ａ2O3粉末，ZrO2
粉末，Y2O3粉末，Ni粉末，Ａ粉末，Co粉末，
およびSi粉末，さらにこれら金属の２種以上の合
金粉末を原料粉末として用意し、これら原料粉末
のうちから適宜選択して所定の配合組成に配合
し、この配合粉末を通常の条件で混合した後、粉
末状態あるいは成形状態で必要に応じて超硬合金
製プレートなどと一諸に金属容器に入れ、これを
800〜1200℃の温度に加熱して真空脱ガスを行な
つて封入し、ついでこの封入容器を、例えば特公
昭36−23463号公報に記載されるような超高圧高
温発生装置に装着し、圧力および温度を上げ、圧
力：40〜70Kb，温度：1200〜1600℃の範囲内の
圧力および温度に数分〜数10分保持した後、冷却
し、最終的に圧力を解放することからなる基本的
工程によつて製造することができる。 つぎに、この発明の超高圧焼結材料を実施例に
より具体的に説明する。 実施例 １ 原料粉末として、公知のCVD法あるいはPCVD
法を用いてそれぞれ第１表に示される状態に調製
した被覆CBN粉末並びに被覆WBN粉末，平均粒
径：２μｍを有するＡ2O3粉末，同２μｍの
ZrO2粉末，同２μｍのY2O3粉末，さらにいずれ
も平均粒径：２μｍを有するＡ粉末，Ni粉
末，Co粉末，およびSi粉末を用意し、これら原
料粉末をそれぞれ第１表に示される配合組成に配
合し、これら配合粉末をボールミル中で２〜10時
間湿式混合し、ついでこの混合粉末を外径：12mm
φの軟鋼製容器に詰め、温度：800℃にて真空脱
ガスして密封した後、公知の超高圧高温発生装置
に装着し、圧力：50〜60Kb，温度：1300〜1400
℃，保持時間：15〜20分の条件で焼結し、最終的
に冷却して圧力を徐々に下げることからなる基本
的工程によつて実質的に配合組成と同一の最終成
分組成をもつた本発明超高圧焼結材料１〜18をそ
れぞれ製造した。 つぎに、この結果得られた本発明超高圧焼結材
料１〜18について、被削材：ダイス鋼（SKD−
11，硬さ：ＨRC60），切削速度：110ｍ／min，送
り：0.1mm／rev.，切込み：0.3mm，切削油：なし
の条件での切削に際して、刃先の逃げ面摩耗が
0.2mmに至るまでの寿命時間を測定する切削試験
（切削試験Ａという），並びに被削材：長手方向に
そつて巾40mm×深さ40mmの溝を相互対称位置に
２本有する外径130mmφのダイス鋼丸棒（SKD−
61，硬さ：ＨRC55），切削速度：100ｍ／min，切
込み：0.5mm，送り：0.05，0.1，0.15，0.2，0.3，
および0.4mm／rev.，各送りの切削時間：２分，
切削油：なしの条件での切削に際して、刃先に欠
け発生が見られた送り量をチエツクする切削試験
（切削試験Ｂという）をそれぞれ行なつた。これ
らの切削試験結果を第２表に示した。なお、第２
表には、いずれも分散相がCBNで構成され、結
合相がTiCNで構成された市販の超高圧焼結材料
（従来超高圧焼結材料１という）、および結合相が
Coで構成された市販
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
の超高圧焼結材料（従来超高圧焼結材料２とい
う）の同一条件での切削試験結果を示した。 第２表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料１〜１８は、いずれもすぐれた耐摩耗性および
靭性を兼ね備えているので、これら両特性のうち
のいずれかに劣る従来超高圧焼結材料１，２に比
して、切削試験ＡおよびＢのいずれにおいてもす
ぐれた切削性能を示すことが明らかである。 実施例 ２ 被覆CBN粉末および被覆WBN粉末としてそれ
ぞれ第３表に示されるものを使用し、かつ混合粉
末または圧粉体を、Co：12重量％，WCおよび不
可避不純物：残りからなる組成を有する直径：
11.5mmφの超硬合金プレートと一諸に外径：12mm
φのMo製容器に詰め、真空脱ガス処理前に前記
容器をH2ガス中、温度：900℃に加熱して洗浄処
理を行なう以外は、実施例１におけると同一の条
件にて実質的に第３表に示される配合組成と同一
の最終成分組成をもつた本発明超高圧焼結材料１
９〜２６をそれぞれ製造した。
う）の同一条件での切削試験結果を示した。 第２表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料１〜１８は、いずれもすぐれた耐摩耗性および
靭性を兼ね備えているので、これら両特性のうち
のいずれかに劣る従来超高圧焼結材料１，２に比
して、切削試験ＡおよびＢのいずれにおいてもす
ぐれた切削性能を示すことが明らかである。 実施例 ２ 被覆CBN粉末および被覆WBN粉末としてそれ
ぞれ第３表に示されるものを使用し、かつ混合粉
末または圧粉体を、Co：12重量％，WCおよび不
可避不純物：残りからなる組成を有する直径：
11.5mmφの超硬合金プレートと一諸に外径：12mm
φのMo製容器に詰め、真空脱ガス処理前に前記
容器をH2ガス中、温度：900℃に加熱して洗浄処
理を行なう以外は、実施例１におけると同一の条
件にて実質的に第３表に示される配合組成と同一
の最終成分組成をもつた本発明超高圧焼結材料１
９〜２６をそれぞれ製造した。
【表】
【表】
上記本発明超高圧焼結材料１９〜２６につい
て、上記の切削条件ＡおよびＢにて切削試験を行
なつた結果を第４表にビツカース硬さと共に示し
た。 第４表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料１９〜２６においても、実施例１の場合と同様
に従来超高圧焼結材料に比して一段とすぐれた切
削性能を示すことが明らかである。
て、上記の切削条件ＡおよびＢにて切削試験を行
なつた結果を第４表にビツカース硬さと共に示し
た。 第４表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料１９〜２６においても、実施例１の場合と同様
に従来超高圧焼結材料に比して一段とすぐれた切
削性能を示すことが明らかである。
【表】
【表】
上述のように、この発明の超高圧焼結材料は、
すぐれた耐摩耗性および靭性を兼ね備え、かつ高
硬度と、すぐれた耐熱性および高温強度をも備え
ているので、これらの特性が要求される切削工具
は勿論のこと、軸受や線引ダイスなどの耐摩耗工
具として使用してもすぐれた性能を発揮するので
ある。
すぐれた耐摩耗性および靭性を兼ね備え、かつ高
硬度と、すぐれた耐熱性および高温強度をも備え
ているので、これらの特性が要求される切削工具
は勿論のこと、軸受や線引ダイスなどの耐摩耗工
具として使用してもすぐれた性能を発揮するので
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ti，Hf，およびSiの１種または２種以上の
窒化物：５〜40重量％、Ａ，Zr、およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜35重量％を含有
し、残りが立方晶窒化硼素と不可避不純物からな
る組成を有し、かつ立方晶窒化硼素が体積割合で
40〜90％を占めると共に、上記窒化物が立方晶窒
化硼素を0.1〜２μｍの平均層厚で包囲した組織
を有することを特徴とする切削および耐摩耗工具
用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料。 ２ Ti，Hf，およびSiの１種または２種以上の
窒化物：５〜40重量％、Ａ，Zr，およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜35重量％を含有
し、さらにNi，Ａ，Co，およびSiの１種また
は２種以上：0.5〜15重量％を含有し、残りが立
方晶窒化硼素と不可避不純物からなる組成を有
し、かつ立方晶窒化硼素が体積割合で40〜90％を
占めると共に、上記窒化物が立方晶窒化硼素を
0.1〜２μｍの平均層厚で包囲した組織を有する
ことを特徴とする切削および耐摩耗工具用高靭性
窒化硼素基超高圧焼結材料。 ３ Ti，Hf，およびSiの１種または２種以上の
窒化物：５〜40重量％、Ａ，Zr，およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜35重量％を含有
し、残りが立方晶窒化硼素およびウルツ鉱型窒化
硼素と不可避不純物からなる組成を有し、かつ立
方晶窒化硼素とウルツ鉱型窒化硼素が体積割合で
40〜90％を占めると共に、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／立方晶窒化硼
素（容量％）＜１ を満足し、さらに上記窒化物が立方晶窒化硼素お
よびウルツ鉱型窒化硼素を0.1〜２μｍの平均層
厚で包囲した組織を有することを特徴とする切削
および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結
材料。 ４ Ti，Hf，およびSiの１種または２種以上の
窒化物：５〜40重量％、Ａ，Zr，およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜35重量％を含有
し、さらにNi，Ａ，Co，およびSiの１種また
は２種以上：0.5〜15重量％を含有し、残りが立
方晶窒化硼素およびウルツ鉱型窒化硼素と不可避
不純物からなる組成を有し、かつ立方晶窒化硼素
とウルツ鉱型窒化硼素が体積割合で40〜90％を占
めると共に、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／立方晶窒化硼
素（容量％）＜１ を満足し、さらに上記窒化物が立方晶窒化硼素お
よびウルツ鉱型窒化硼素を0.1〜２μｍの平均層
厚で包囲した組織を有することを特徴とする切削
および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結
材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56157332A JPS5860679A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56157332A JPS5860679A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5860679A JPS5860679A (ja) | 1983-04-11 |
| JPS6225631B2 true JPS6225631B2 (ja) | 1987-06-04 |
Family
ID=15647372
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56157332A Granted JPS5860679A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5860679A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0647165U (ja) * | 1992-12-02 | 1994-06-28 | 積水化学工業株式会社 | 柱状機器の梱包構造 |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4904625A (en) * | 1986-10-03 | 1990-02-27 | Union Carbide Corporation | Refractory composites of alumina and boron nitride |
| JP2826585B2 (ja) * | 1989-05-17 | 1998-11-18 | 工業技術院長 | 立方晶窒化硼素含有無機複合焼結体の製造法 |
| CA2242891C (en) * | 1996-12-03 | 2004-02-10 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | High-pressure phase boron nitride-based sintered body |
| RU2220929C2 (ru) * | 1998-07-22 | 2004-01-10 | Сумитомо Электрик Индастриз, Лтд. | Спеченная заготовка из нитрида бора с кубической решеткой (варианты) |
| JP4787387B2 (ja) * | 1998-07-22 | 2011-10-05 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 耐クレータ性および強度に優れた切削工具とその製造方法 |
| US6645612B2 (en) | 2001-08-07 | 2003-11-11 | Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. | High solids hBN slurry, hBN paste, spherical hBN powder, and methods of making and using them |
| US7494635B2 (en) | 2003-08-21 | 2009-02-24 | Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. | Boron nitride agglomerated powder |
| WO2008072180A2 (en) | 2006-12-11 | 2008-06-19 | Element Six (Production) (Pty) Ltd | Cubic boron nitride compacts |
| WO2010032137A1 (en) * | 2008-09-17 | 2010-03-25 | Diamond Innovations, Inc. | Cubic boron nitride ceramic composites and methods of making thereof |
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| JPS5562859A (en) * | 1978-11-06 | 1980-05-12 | Mitsubishi Metal Corp | Sintering material with tenacity and abrasion resistance |
| JPS5597448A (en) * | 1978-12-28 | 1980-07-24 | Nippon Oil & Fats Co Ltd | Sintered body containing high density phase boron nitride and preparation of the same |
| JPS55130859A (en) * | 1979-04-02 | 1980-10-11 | Sumitomo Electric Industries | Sintered body with high hardness for cuttinggworking cast iron and its preparation |
| JPS55158175A (en) * | 1979-05-28 | 1980-12-09 | Kuratomi Tatsuro | Cubic boron nitride solidified body and its manufacture |
| JPS56112438A (en) * | 1980-02-04 | 1981-09-04 | Daijietsuto Kogyo Kk | Cubic system boron nitride sintered body |
-
1981
- 1981-10-02 JP JP56157332A patent/JPS5860679A/ja active Granted
Patent Citations (7)
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|---|---|---|---|---|
| JPH0647165U (ja) * | 1992-12-02 | 1994-06-28 | 積水化学工業株式会社 | 柱状機器の梱包構造 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5860679A (ja) | 1983-04-11 |
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