JPS6310201B2 - - Google Patents
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Description
本発明は、超硬合金からなる基板上に立方晶形
の窒化硼素等からなる多結晶焼結体を超高圧高温
下で形成するようにした複合切削体に関し、特に
高硬度被削材等に対する断続、高送り、フライス
切削などに好適するようにしたものである。
従来、この種の複合切削体は、例えば特公昭52
−43846号公報、特開昭53−77811号公報等にみら
れるように多結晶焼結体が結合材によつて結合さ
れており、結合材の強度が直接切削性能に影響す
る。
このようなことから、この種の複合切削体で
は、結合材の選択が重要な問題であり、改良され
た結合材の開発が要望されている。
本発明は、上述の点に鑑みなされたもので、超
硬合金の基板上に形成される多結晶焼結体は、立
方晶形窒化硼素等が70〜95体積％（以下％とい
う）で、残り（５〜30％）の金属系成分−セラミ
ツクス系成分からなる結合材が、金属系成分とし
て、Nbからなる第１群、Ni、CoおよびFeから
なる第２群、AlおよびSiからなる第３群によつ
て構成され、それぞれの群から選択された１種ま
たは２種以上が結合材の2/3をこえて含まれ、ま
たセラミツクス系成分として、金属系成分の50％
未満換言すれば結合材の1/3未満の周期律表第
ａ、ａ、ａ族金属の炭化物、窒化物、窒炭化
物および硼化物またはAl2O3の１種または２種以
上を含むようにすることにより、高硬度被削材等
に対する断続、高送り、フライス切削等に好適す
るようにしたものである。
以下、本発明複合切削体における一実施例につ
いて、図を参照して説明する。
第１図において、１は、本発明に係る複合切削
体であり、立方晶形の窒化硼素等の多結晶焼結体
２および超硬合金の基板３からなる。
この多結晶焼結体２は、立方晶形および／また
はウルツ形の窒化硼素またはこの一部をダイヤモ
ンドで置換したものが結合材とともに超高圧高温
下の焼結により形成されたもので、前記基板３に
対しては、焼結時に固着される。この場合、基板
３は、焼結済の超硬合金が適用され、例えばWC
−Co系のものが使用される。
そして、立方晶形および／またはウルツ形の窒
化硼素は、多結晶焼結体２の全量に対し、70〜95
％で、残りが結合材となるものである。また、窒
化硼素の一部は、ダイヤモンドで置換されること
がある。置換量は、種々の切削試験結果から、15
％以下が好適した。これは、置換量が15％をこえ
ると多結晶焼結体２が熱的に弱くなり、結果的に
は、鋼切削などで不具合となるからである。
結合材は、５〜30％の範囲であるが、金属系−
セラミツクス系成分からなる。そして、金属系成
分は、セラミツクス系成分の関係から結合材の2/
３をこえて含まれており、Nbからなる第１群、
Ni、CoおよびFeからなる第２群、AlおよびSiか
らなる第３群からなり、それぞれの群から１種ま
たは２種以上が選択される。この場合、第１群の
成分は、金属系成分の全量に対し、50％以下（０
％を含まず）になつていることが必要である。こ
れは、第１群の成分は、結合材の靭性および高温
強度を高めるが、50％を超えると金属的特性のみ
が強くなりすぎ、逆に高温強度が低下するからで
ある。また、第１群の成分が存在しないときに
は、靭性および高温強度の点で低下の傾向を示す
からである。
なお、第１群の成分は、CBNおよび／または
WBN界面において高融点のNbN、NbB2などの
化合物を形成しやすく、このため結合強度が高く
なり、また被削材に対する濡れ性が悪くなる。そ
して、この濡れ性が悪くなることによつて、切屑
との圧着・分離を起こさず、このため耐すきとり
摩耗性を高め、切削寿命を向上させる。
第２群および第３群の成分は、個々の成分とし
ては、例えば特開昭53−77811号公報などにみら
れるように金属系成分の結合材として開示されて
いる。そして、第２群の成分は、第３群の成分に
対して通常、合金あるいはNiAl、CoAl、Ni3Al
などの金属間化合物を形成し、焼結体中の結合相
の高温強度を強める働きをなす。しかし、一方で
は硬もろい傾向を示すため、本発明では、第２群
および第３群につて生成される金属間化合物に第
１群の成分を固溶させるようにして、結合材の高
靭性を得るようにしたものである。そして、この
第１群の成分が、固溶すれば、CBNおよび／ま
たはWBN、セラミツクス系成分に対して一般的
に中間層と呼ばれる複炭化物などの生成が抑制さ
れ、高温強度の高い結合材として機能する。これ
は、セラミツクス系成分に対して、脱窒、脱酸、
脱硼素を防ぐことによつて、塑性変形性が大巾に
改善され、この結果、高温特性が向上したものと
考えられる。
さらに、第３群の成分は、BNの六方晶への逆
変態防止の役割をはたすとともに、前述したよう
に第２群とともに合金、金属間化合物をつくり、
高温強度を強める。
なお、第２群および第３群の成分は、金属系成
分の全量から50％以下（０％を含まず）の第１群
を除いた残りであり、いずれも０％を含まないも
のである。しかし、後述する実施例１〜４では、
第３群の成分は、結合材中の30％〜50％の範囲に
設定し、また第２群の成分は、第３群の15％〜60
％の範囲に設定した。そして、この範囲では、い
ずれも良好な結果を示した。
これに対し、セラミツクス系成分は、金属系成
分の50％未満（０％を含まず）、換言すれば結合
材の1/3未満（０％を含まず）であり、周期律表
第ａ、ａ、ａ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物および硼化物またはAl2O3の１種または２
種以上からなる。この場合、周期律表第ａ、
ａ、ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の例
としては、TiC、VC、TaC、Cr3C2、Mo2C、
WC等の炭化物、TiN、ZrN、TaN、Mo2N等の
窒化物、Ti（CN）、Ta（CN）等の炭窒化物、
TiB2、ZrB2、HfB2等の硼化物をあげることがで
きる。セラミツクス系成分は、高温強度を高め、
被削材との濡れ性を悪くして切削時の圧着物の付
着を防止する。
また、セラミツクス系成分を金属系成分の50％
未満、換言すれば結合材の1/3未満にしたのは、
多すぎると強靭な結合材が合成できず、CBN、
WBNの結合材が充分とならないからである。
そして、この複合切削体１は、例えば超硬合金
からなる支持片６の切欠段部７内でろう付けされ
ることにより、第４図でみられるようなスローア
ウエイチツプ８が構成される。なお、前記切欠段
部７は、段部壁の加工容易性から、平面が好まし
いため、複合切削体１の弧状をなす後側面は、第
２図にみられるように研削により平面とされる。
また、ろう付けは、基板３の段部９内で、底面お
よび後側面が焼結によつて固着されているため、
ろう切れ等の発生がない。
実施例 １
実施例１は、窒化硼素（BN）として、立方晶
形の窒化硼素（CBN）を選び、これに結合材を
組合せた。配合組成、製造条件、性能試験等につ
いては、第１表に示すとおりである。
切削試験は、第４図に示されるようなスローア
ウエイチツプ８を製作し、これによつて各種の条
件下で切削した。この結果本発明品は、比較品に
対し、いずれもすぐれた性能を示した。
なお、CBNの含有量については、70％未満で
あるとCBNの特性を活かせず、この結果硬度、
耐熱性が低下し、高温における靭性の低下をきた
して、断続切削に不向きとなる。また95％をこえ
た場合には、CBNを結合する結合材の量が少な
くなつて高温強度を維持できず不都合であつた。
また、結合材の金属系成分は、セラミツクス系成
分に対し、結合強度を高める役割から、セラミツ
クス系成分が金属系成分に対して、50％未満（０
％を含まず）であることが必要であつた。さら
に、第１群の成分については、金属系成分の50％
以下（０％を含まず）であることも必要であつ
た。これは、合金化または金属間化合物を形成し
やすい第２群および第３群の成分に対して、添加
により高温強度を高める作用をもつているからで
ある。しかし、多すぎると金属的性質が強くな
り、逆に高温強度が低下するため50％以下が必要
となるのである。
The present invention relates to a composite cutting body in which a polycrystalline sintered body made of cubic boron nitride or the like is formed on a substrate made of cemented carbide under ultra-high pressure and high temperature. It is suitable for high-feed, milling, etc. Conventionally, this type of composite cutting body was manufactured by, for example,
As seen in JP-A-43846 and JP-A-53-77811, polycrystalline sintered bodies are bonded by a binder, and the strength of the binder directly affects cutting performance. For this reason, in this type of composite cutting body, the selection of a bonding material is an important issue, and there is a demand for the development of an improved bonding material. The present invention was made in view of the above points, and the polycrystalline sintered body formed on the cemented carbide substrate contains 70 to 95 volume % (hereinafter referred to as %) of cubic boron nitride, etc., and the remaining (5 to 30%) of the metal component-ceramic component, the first group consists of Nb, the second group consists of Ni, Co and Fe, and the third group consists of Al and Si. One or more selected from each group is included in more than 2/3 of the binder, and as a ceramic component, 50% of the metal component is included.
In other words, less than 1/3 of the binder contains one or more of carbides, nitrides, nitrides, and borides of metals from groups a, a, and a of the periodic table, or Al 2 O 3 This makes it suitable for intermittent cutting, high-feed cutting, milling, etc. for high-hardness work materials. Hereinafter, one embodiment of the composite cutting body of the present invention will be described with reference to the drawings. In FIG. 1, reference numeral 1 denotes a composite cutting body according to the present invention, which is composed of a cubic polycrystalline sintered body 2 of boron nitride or the like and a substrate 3 of cemented carbide. This polycrystalline sintered body 2 is formed by sintering cubic and/or Wurtzian boron nitride or a part thereof replaced with diamond together with a binder under ultra-high pressure and high temperature. It is fixed during sintering. In this case, the substrate 3 is made of sintered cemented carbide, for example, WC
-Co-based materials are used. The cubic crystal type and/or Wurtz type boron nitride is 70 to 95% of the total amount of the polycrystalline sintered body 2.
%, with the remainder serving as a binding material. Also, some of the boron nitride may be replaced with diamond. The amount of replacement is 15% based on the results of various cutting tests.
% or less is suitable. This is because if the amount of substitution exceeds 15%, the polycrystalline sintered body 2 becomes thermally weak, resulting in problems when cutting steel, etc. The binder content ranges from 5 to 30%, but metal-based
Consists of ceramic components. The metal component is 2/2 of the binder due to the relationship with the ceramic component.
The first group consisting of Nb,
It consists of a second group consisting of Ni, Co and Fe, and a third group consisting of Al and Si, and one or more types are selected from each group. In this case, the components of the first group account for 50% or less (0%) of the total amount of metal components.
(excluding %). This is because the components of the first group increase the toughness and high-temperature strength of the binder, but if it exceeds 50%, only the metallic properties become too strong, and the high-temperature strength conversely decreases. Furthermore, when the first group of components is not present, the toughness and high-temperature strength tend to decrease. Note that the components of the first group are CBN and/or
Compounds such as NbN and NbB 2 with high melting points are likely to form at the WBN interface, resulting in high bond strength and poor wettability to the workpiece. This poor wettability prevents crimping and separation from chips, thereby increasing the clearance wear resistance and extending the cutting life. The components of the second group and the third group are disclosed as a binder for metal-based components as individual components, as seen in, for example, Japanese Patent Application Laid-open No. 77811/1983. The components of the second group are usually alloys or NiAl, CoAl, Ni 3 Al with respect to the components of the third group.
It forms intermetallic compounds such as, and serves to strengthen the high-temperature strength of the binder phase in the sintered body. However, on the other hand, it tends to be hard and brittle, so in the present invention, the components of the first group are dissolved in the intermetallic compounds generated in the second and third groups, thereby increasing the toughness of the binder. This is what I did to get it. If this first group of components is dissolved as a solid solution, the formation of double carbide, which is generally called an intermediate layer, with respect to CBN and/or WBN and ceramic components is suppressed, and it can be used as a binder with high high temperature strength. Function. This is effective for denitrification, deoxidation, and deoxidation of ceramic components.
It is thought that by preventing boron removal, the plastic deformability was greatly improved, and as a result, the high-temperature properties were improved. Furthermore, the components of the third group play a role in preventing the reverse transformation of BN into hexagonal crystals, and as mentioned above, together with the second group, they form alloys and intermetallic compounds.
Increases high temperature strength. In addition, the components of the second and third groups are the remainder after removing 50% or less (not including 0%) of the first group from the total amount of metal components, and neither of them contains 0%. . However, in Examples 1 to 4 described later,
The components of the third group are set in the range of 30% to 50% in the binder, and the components of the second group are set in the range of 15% to 60% of the third group.
% range. In this range, all showed good results. On the other hand, the ceramic component is less than 50% (excluding 0%) of the metal component, in other words, less than 1/3 (excluding 0%) of the binder, and is a, one or two of carbides, nitrides, carbonitrides and borides of group a metals or Al 2 O 3
Consists of more than one species. In this case, periodic table a,
Examples of carbides, nitrides, and carbonitrides of group a metals include TiC, VC, TaC, Cr 3 C 2 , Mo 2 C,
Carbides such as WC, nitrides such as TiN, ZrN, TaN, Mo 2 N, carbonitrides such as Ti (CN), Ta (CN), etc.
Borides such as TiB 2 , ZrB 2 and HfB 2 can be mentioned. Ceramic components increase high temperature strength,
Improves wettability with the workpiece material to prevent adhesion of crimped materials during cutting. In addition, ceramic components account for 50% of metal components.
In other words, less than 1/3 of the binding material is
If there is too much, a strong bonding material cannot be synthesized, and CBN,
This is because the binding material for WBN is not sufficient. Then, this composite cutting body 1 is brazed within the cutout step 7 of a support piece 6 made of, for example, cemented carbide, thereby forming a throw-away tip 8 as shown in FIG. 4. In addition, since the notch step 7 is preferably a flat surface from the viewpoint of ease of machining the step wall, the arcuate rear side surface of the composite cutting body 1 is ground into a flat surface as shown in FIG. 2.
In addition, brazing is performed because the bottom surface and the rear surface are fixed by sintering within the stepped portion 9 of the substrate 3.
There is no occurrence of wax breakage, etc. Example 1 In Example 1, cubic boron nitride (CBN) was selected as the boron nitride (BN), and a binder was combined therewith. The composition, manufacturing conditions, performance tests, etc. are shown in Table 1. For cutting tests, a throw-away tip 8 as shown in FIG. 4 was manufactured, and cutting was conducted under various conditions with this. As a result, the products of the present invention all showed superior performance compared to the comparative products. Regarding the CBN content, if it is less than 70%, the properties of CBN cannot be utilized, and as a result, the hardness,
Heat resistance decreases and toughness at high temperatures decreases, making it unsuitable for interrupted cutting. Moreover, when it exceeds 95%, the amount of binder that binds CBN decreases, making it impossible to maintain high-temperature strength, which is disadvantageous.
In addition, the metal component of the bonding material plays a role in increasing the bonding strength compared to the ceramic component, so the ceramic component is less than 50% (0%) of the metal component.
(excluding %). Furthermore, for the first group of components, 50% of the metal components
It was also necessary that the content be below (not including 0%). This is because addition has the effect of increasing high-temperature strength with respect to the second and third group components that tend to form alloys or intermetallic compounds. However, if the amount is too high, the metallic properties will become stronger and the high temperature strength will decrease, so it is required to be 50% or less.
【表】
実施例 ２
実施例２は、ウルツ形の窒化硼素（WBN）を
選択したもので、配合組成、製造条件、性能試験
等は第２表に示されるとおりである。なお、切削
試験は、実施例１と同様、スローアウエイチツプ
８を製作し、旋削したものである。
この結果、WBNも同様に適用できることが確
認された。結合材については、セラミツクス系成
分が金属系成分の50％未満であること、金属系成
分の第１群が金属系成分の50％以下であること
も、実施例１と同様であつた。これらは、前述し
たように主として結合材の高温強度の維持などに
よるからである。[Table] Example 2 In Example 2, Wurtz type boron nitride (WBN) was selected, and the compounding composition, manufacturing conditions, performance tests, etc. are as shown in Table 2. Incidentally, in the cutting test, the throw-away tip 8 was manufactured and turned in the same manner as in Example 1. As a result, it was confirmed that WBN can be applied in the same way. Regarding the binder, it was the same as in Example 1 that the ceramic component was less than 50% of the metal component, and the first group of metal components was 50% or less of the metal component. This is mainly due to the maintenance of the high temperature strength of the binder as described above.
【表】【table】
【表】
実施例 ３
実施例３は、CBNおよびWBNの両者を含むよ
うにしたもので、配合組成、製造条件、性能試験
等は、第３表に示されるとおりである。なお、切
削試験は、実施例１と同様、スローアウエイチツ
プ８により行なつたものである。
この結果、本発明品が、比較品に対し、いずれ
もすぐれていることが確認された。
なお、CBN、WBNの含有量および結合材の金
属系成分に対するセラミツクス系成分の比率、第
１群成分の金属系成分に対する比率についても実
施例１および実施例２と同じ傾向であつた。[Table] Example 3 Example 3 contains both CBN and WBN, and the blending composition, manufacturing conditions, performance tests, etc. are as shown in Table 3. Note that the cutting test was conducted using the throw-away tip 8 as in Example 1. As a result, it was confirmed that the products of the present invention were superior to the comparative products. Note that the contents of CBN and WBN, the ratio of the ceramic component to the metal component of the binder, and the ratio of the first group component to the metal component also had the same trends as in Examples 1 and 2.
【表】【table】
【表】
実施例 ４
実施例４は、BNの一部をダイヤモンドで置換
したもので、配合組成等は、第４表で示されると
おりである。
なお、切削試験は、実施例１と同様、スローア
ウエイチツプ８を製作し、これにより切削した。
この結果、本発明品は、比較品に対し、すぐれた
効果を示した。
また、別の試験によつて、ダイヤモンドの置換
量を調査したが、BNに対し15％以下が好ましい
ことも確認した。これは、15％をこえると鋼切削
などで熱的影響を受け不具合となるためである。[Table] Example 4 In Example 4, a part of BN was replaced with diamond, and the composition etc. are as shown in Table 4. In the cutting test, the throw-away tip 8 was manufactured in the same manner as in Example 1, and cutting was performed using this.
As a result, the product of the present invention showed superior effects compared to the comparative product. In addition, the amount of diamond replacement was investigated in another test, and it was confirmed that 15% or less of BN is preferable. This is because if it exceeds 15%, it will be affected by heat and cause problems when cutting steel.
【表】【table】
【表】
次に、本発明複合切削体における結合材につい
て、その範囲を特定した効果について、範囲外に
ある比較例を示して説明する。
比較例１〜比較例３は、それぞれ第５表〜第７
表に示されるとおりであるが、実験No.１、No.８、
No.21を基礎にして、結合材の範囲外にあるものの
（Ａ〜Ｆ）を対比させたものである。
すなわち、Ａは、第１群のNbが金属系成分の
50％をこえる例であり、また、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ
は、それぞれ第１群、第２群、第３群およびセラ
ミツクス系成分を含まない例であり、Ｆは、セラ
ミツクス系成分が金属系成分の50％をこえる例で
ある。[Table] Next, the effect of specifying the range of the binder in the composite cutting body of the present invention will be explained by showing a comparative example outside the range. Comparative Examples 1 to 3 are shown in Tables 5 to 7, respectively.
As shown in the table, Experiment No. 1, No. 8,
Based on No. 21, items outside the scope of binding materials (A to F) are compared. In other words, in A, the first group of Nb is a metallic component.
This is an example where the percentage exceeds 50%, and B, C, D, E
are examples in which the first group, second group, third group and ceramic components are not included, respectively, and F is an example in which the ceramic components exceed 50% of the metal components.
【表】
第５表において、第１群のNbが金属系成分の
50％をこえた１−Ａの場合、第３群成分を含まな
い１−Ｄの場合には、いずれもチツピングを生じ
た。これは、高温における靭性が低下したため、
耐欠損性が悪くなつたことからである。また、第
１群、第２群およびセラミツクス系成分をそれぞ
れ含まない１−Ｂ、１−Ｃ、１−Ｅの場合は、い
ずれも高温強度が低下して、摩耗量が大きくなる
傾向を示した。
さらに、セラミツクス系成分が金属系成分の50
％をこえる１−Ｆの場合は、多少チツピングの傾
向がみられたが、0.2mmの摩耗量に至る時間が短
かかつた。[Table] In Table 5, Nb in the first group is a metallic component.
In the case of 1-A exceeding 50% and in the case of 1-D containing no Group 3 component, chipping occurred in both cases. This is because the toughness at high temperatures has decreased.
This is because the fracture resistance deteriorated. In addition, in the case of the first group, the second group, and 1-B, 1-C, and 1-E, which do not contain ceramic components, the high-temperature strength decreased and the amount of wear tended to increase. . In addition, ceramic-based components are 50% of metal-based components.
In the case of 1-F exceeding 1%, there was a slight tendency for chipping, but the time to reach a wear amount of 0.2 mm was short.
【表】
第６表において、第３群成分を含まない８−Ｄ
の場合は、高温における靭性が低下したためチツ
ピングを起した。また、その他の８−Ａ、８−
Ｃ、８−Ｅ、８−Ｆの場合は、いずれも耐摩耗性
の低下から0.2mmのフランク摩耗に至るまでの切
削時間が短かかつた。この場合、第１群成分が金
属系成分の50％をこえる８−Ａの場合にチツピン
グを生じなかつたのは、前述した１−Ａの場合と
異なり、結合材の合計量が少なく、Nb増加によ
る影響が大きくなかつたためと思われる。[Table] In Table 6, 8-D that does not include Group 3 components
In this case, chipping occurred due to decreased toughness at high temperatures. Also, other 8-A, 8-
In the case of C, 8-E, and 8-F, the cutting time from decrease in wear resistance to flank wear of 0.2 mm was short. In this case, unlike the case of 1-A mentioned above, chipping did not occur in the case of 8-A, in which the first group component exceeds 50% of the metallic component, because the total amount of binder was small, and the Nb increased. This seems to be because the impact of this was not large.
【表】
第７表において、第１群成分が金属成分の50％
をこえる21−Ａの場合、第３群成分を含まない21
−Ｄの場合、セラミツクス系成分が金属系成分の
50％をこえる21−Ｆの場合は、いずれもチツピン
グを発生した。前二者の場合は、比較例１および
比較例２と同じ理由であるが、21−Ｆの場合にチ
ツピングを生じたのは、フエライト磁石がアブレ
ツシブ摩耗を起しやすい被削材であるためであ
る。
また、その他の21−Ｂ、21−Ｃ、21−Ｅの場合
は、耐摩耗性の低下から短寿命であつた。
本発明は、以上説明したように、立方晶形の窒
化硼素等を70〜95％にし、残りの結合材を特定さ
れた三群からなる金属系成分および特定されたセ
ラミツクス系成分から構成したことから、特に、
高硬度材、焼入れ鋼材等の断続、高送りおよびフ
ライス切削に好適するという利点を有する。[Table] In Table 7, the first group component accounts for 50% of the metal component.
In the case of 21-A exceeding 21-A, it does not include the third group component.
-D, the ceramic component is a metal component.
In all cases where 21-F exceeded 50%, chipping occurred. In the former two cases, the reason is the same as Comparative Example 1 and Comparative Example 2, but chipping occurred in the case of 21-F because the ferrite magnet is a work material that is prone to abrasive wear. be. Moreover, in the case of other 21-B, 21-C, and 21-E, the lifespan was short due to a decrease in wear resistance. As explained above, the present invention consists of 70 to 95% of cubic boron nitride, etc., and the remaining binder is composed of a metal component consisting of three specified groups and a specified ceramic component. ,especially,
It has the advantage of being suitable for interrupted, high-feed, and milling cutting of high-hardness materials, hardened steel materials, etc.
第１図は、本発明複合切削体の一実施例を示す
斜視図、第２図は、変形例を示す斜視図、第３図
は、第２図で示される複合体の出発素材を示す正
面図、第４図は、スローアウエイチツプに適用し
た斜視図である。
１……複合切削体、２……多結晶焼結体、３…
…基板、４……出発素材、８……スローアウエイ
チツプ。
FIG. 1 is a perspective view showing an embodiment of the composite cutting body of the present invention, FIG. 2 is a perspective view showing a modified example, and FIG. 3 is a front view showing the starting material of the composite body shown in FIG. 2. FIG. 4 is a perspective view of the invention applied to a throw-away tip. 1... Composite cutting body, 2... Polycrystalline sintered body, 3...
...Substrate, 4... Starting material, 8... Throwaway chip.
Claims (1)
が固着され、しかもこの多結晶焼結体は、立方晶
形および／またはウルツ形の窒化硼素が70〜95体
積％（以下％という）で、残りの５〜30％を金属
系成分−セラミツクス系成分からなる結合材とし
ている複合切削体において、 前記結合材の金属系成分は、Nbからなる第１
群、Ni、CoおよびFeからなる第２群、Alおよび
Siからなる第３群によつて構成され、それぞれの
群から選択された１種または２種以上を含み、し
かも金属系成分は、結合材の2/3をこえていると
ともに、第１群の成分が、金属系成分の全量に対
し、50％以下（０％を含まず）で、残りを第２群
および第３群の成分（いずれも０％を含まず）が
占めるようになつており、 前記セラミツクス系成分は、周期律表第ａ、
ａ、ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物お
よび硼化物またはAl2O3の１種または２種以上を
含み、前記金属系成分に対して、50％未満（０％
を含まず）で、結合材に対して、1/3未満（０を
含まず）になつていることを特徴とする複合切削
体。 ２ 超硬合金からなる基板上には、多結晶焼結体
が固着され、しかもこの多結晶焼結体は、立方晶
形および／またはウルツ形の窒化硼素およびダイ
ヤモンドが70〜95体積％（以下％という）で、残
りの５〜30％を金属系成分−セラミツクス系成分
からなる結合材としている複合切削体において、 前記ダイヤモンドは、窒化硼素に対して15％以
下（０％を含まず）になつており、 前記結合材の金属系成分は、Nbからなる第１
群、Ni、CoおよびFeからなる第２群、Alおよび
Siからなる第３群によつて構成され、それぞれの
群から選択された１種または２種以上を含み、し
かも金属系成分は、結合材の2/3をこえていると
ともに、第１群の成分が、金属系成分の全量に対
し、50％以下（０％を含まず）で、残りを第２群
および第３群の成分（いずれも０％を含まず）が
占めるようになつており、 前記セラミツクス系成分は、周期律表第ａ、
ａ、ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物お
よび硼化物またはAl2O3の１種または２種以上を
含み、前記金属系成分に対して、50％未満（０％
を含まず）で、結合材に対して、1/3未満（０を
含まず）になつていることを特徴とする複合切削
体。[Claims] 1. A polycrystalline sintered body is fixed on a substrate made of cemented carbide, and this polycrystalline sintered body contains 70 to 95 volumes of cubic and/or wurtzoid boron nitride. % (hereinafter referred to as %), and the remaining 5 to 30% is a bonding material consisting of a metal component and a ceramic component.
group, the second group consisting of Ni, Co and Fe, Al and
It is composed of the third group consisting of Si, contains one or more selected from each group, and the metal component accounts for more than 2/3 of the binder, and the metal component of the first group The components account for 50% or less (not including 0%) of the total amount of metal components, and the remainder is occupied by the components of the 2nd and 3rd groups (both not including 0%). , the ceramic component is from periodic table a,
Contains one or more of carbides, nitrides, carbonitrides, and borides of group a metals, or Al 2 O 3 , and contains less than 50% (0%) of the metal components.
(excluding 0) and less than 1/3 (excluding 0) of the bonding material. 2. A polycrystalline sintered body is fixed on a substrate made of cemented carbide, and this polycrystalline sintered body contains 70 to 95% by volume (hereinafter %) of cubic and/or wurtzian boron nitride and diamond. ), and in a composite cutting body in which the remaining 5 to 30% is a binder consisting of a metal component and a ceramic component, the diamond content is 15% or less (excluding 0%) relative to boron nitride. The metal component of the bonding material is a first component made of Nb.
group, the second group consisting of Ni, Co and Fe, Al and
It is composed of the third group consisting of Si, contains one or more selected from each group, and the metal component accounts for more than 2/3 of the binder, and the metal component of the first group The components account for 50% or less (not including 0%) of the total amount of metal components, and the remainder is occupied by the components of the 2nd and 3rd groups (both not including 0%). , the ceramic component is from periodic table a,
Contains one or more of carbides, nitrides, carbonitrides, and borides of group a metals, or Al 2 O 3 , and contains less than 50% (0%) of the metal components.
(excluding 0) and less than 1/3 (excluding 0) of the bonding material.
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP14812279A JPS5672104A (en) | 1979-11-15 | 1979-11-15 | Composite cutting body |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14812279A JPS5672104A (en) | 1979-11-15 | 1979-11-15 | Composite cutting body |
Related Child Applications (1)
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|---|---|---|---|
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| JPS5672104A JPS5672104A (en) | 1981-06-16 |
| JPS6310201B2 true JPS6310201B2 (en) | 1988-03-04 |
Family
ID=15445742
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14812279A Granted JPS5672104A (en) | 1979-11-15 | 1979-11-15 | Composite cutting body |
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| JP (1) | JPS5672104A (en) |
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| EP0788040B1 (en) * | 1995-09-28 | 2002-03-13 | The Institute of Physical and Chemical Research ( RIKEN) | Method of high speed cutting mold and ultra-high speed milling machine |
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1979
- 1979-11-15 JP JP14812279A patent/JPS5672104A/en active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JPS5672104A (en) | 1981-06-16 |
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