JPS63145726A - 切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料の製造法 - Google Patents
切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料の製造法Info
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- JPS63145726A JPS63145726A JP62280628A JP28062887A JPS63145726A JP S63145726 A JPS63145726 A JP S63145726A JP 62280628 A JP62280628 A JP 62280628A JP 28062887 A JP28062887 A JP 28062887A JP S63145726 A JPS63145726 A JP S63145726A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
- C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
- C04B35/583—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on boron nitride
- C04B35/5831—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on boron nitride based on cubic boron nitrides or Wurtzitic boron nitrides, including crystal structure transformation of powder
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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、立方晶窒化硼素（Ｃｕｂｉｃ Ｂｏｒｏｎ
ＮｉＬｒｉｄｅ 、以下ＣＢＮと略記する）の含有量が
７０容量％（以下％は容量９６を示す）以上と高い超高
圧焼結材料にして、本来ＣＢＨによってもたら、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を最大
限に発揮せしめた状態で、高靭性と高強度を具備せしめ
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／ａ＋Ｉｎを越える高速切削
、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を発揮するＣＢＮ基超高圧焼結材
料の製造法に関するものである。
ＮｉＬｒｉｄｅ 、以下ＣＢＮと略記する）の含有量が
７０容量％（以下％は容量９６を示す）以上と高い超高
圧焼結材料にして、本来ＣＢＨによってもたら、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を最大
限に発揮せしめた状態で、高靭性と高強度を具備せしめ
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／ａ＋Ｉｎを越える高速切削
、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を発揮するＣＢＮ基超高圧焼結材
料の製造法に関するものである。
先に、同一出願人は、特願昭５１３−１００９８０号（
特開昭５８−３９０３号）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Ｔｉ ＣＮで示す）のうち
のＩ Ｐｌまたは２ＦＩｉ：１〜２０％、同じく結合＋
ｎ形成成分として、ＣａＡｌ２゜Ｎ ｉ ＡＮ 、およ
び（Ｃｏ、Ｎｉ）ＡΩのうちの１種または２種以上から
なる金属間化合物二１〜２０％、ＣＢＮおよび不可避不
純物ニア５〜９７９６、から、なる組成をＨする切削工
具用ＣＢＮ基超高圧焼結材料を出願した。
特開昭５８−３９０３号）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Ｔｉ ＣＮで示す）のうち
のＩ Ｐｌまたは２ＦＩｉ：１〜２０％、同じく結合＋
ｎ形成成分として、ＣａＡｌ２゜Ｎ ｉ ＡＮ 、およ
び（Ｃｏ、Ｎｉ）ＡΩのうちの１種または２種以上から
なる金属間化合物二１〜２０％、ＣＢＮおよび不可避不
純物ニア５〜９７９６、から、なる組成をＨ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ＣＢＮＭ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。
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ＣＢＮＭ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製造すべく
研究を行なった結果、（ａ）ＣＢＳを７０％以上含有す
るＣＢＮ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、結合相形成成分を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ＣＢＮ−Ｃ
ＢＮ粒子同志がブリッジを形成してしまい、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ＦＯである六万品窒化硼Ｎ （Ｈｅｘａｇ
ｏｎａｌ ＢｏｒｏｎＮｉｔｒｉｄｅ）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充分満足する靭性を
具備することが困難となること。
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製造すべく
研究を行なった結果、（ａ）ＣＢＳを７０％以上含有す
るＣＢＮ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、結合相形成成分を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ＣＢＮ−Ｃ
ＢＮ粒子同志がブリッジを形成してしまい、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ＦＯである六万品窒化硼Ｎ （Ｈｅｘａｇ
ｏｎａｌ ＢｏｒｏｎＮｉｔｒｉｄｅ）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充分満足する靭性を
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
、回１μｍ以下のＴ１ＣＮ粉末、およびいずれも同０．
３μｍ以上にして、ＣＢＮ粉末より粒径が小さく、かつ
１４００℃以上の融点をもった金属間化合物粉末を用い
、これら原料粉末を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、この圧粉体を、１Ｏ−
２ｔｏｒｒ以上の真空中、１２００〜１４００℃の範囲
内の所定温度に５〜６Ｑ分間保持の条件でＰ備焼結する
と、前記金属間化合物の存在下で、ＣＢＮ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粒子と結合を目との中間層として
、その界面に二硼化チタン（以下Ｔ ｉＢ ２で示す）
が形成されるようになり、このＴ ｉＢ ２中間層の形
成によってＣＢＮ−ＣＢＮ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、ＣＢＮ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ＣＢＮ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。
下のＣＢＮ粉末、同０．２μｍ以下の超微粒子ｉＣ粉末
、回１μｍ以下のＴ１ＣＮ粉末、およびいずれも同０．
３μｍ以上にして、ＣＢＮ粉末より粒径が小さく、かつ
１４００℃以上の融点をもった金属間化合物粉末を用い
、これら原料粉末を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、この圧粉体を、１Ｏ−
２ｔｏｒｒ以上の真空中、１２００〜１４００℃の範囲
内の所定温度に５〜６Ｑ分間保持の条件でＰ備焼結する
と、前記金属間化合物の存在下で、ＣＢＮ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粒子と結合を目との中間層として
、その界面に二硼化チタン（以下Ｔ ｉＢ ２で示す）
が形成されるようになり、このＴ ｉＢ ２中間層の形
成によってＣＢＮ−ＣＢＮ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、ＣＢＮ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ＣＢＮ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、甲均粒径：１０μｍ以下のＣＢＮ粉末
、同０．２μｍ以下の超微粒子ｉｃ鉛粉末同１μｍ以下
のＴ１ＣＮ粉末、さらにいずれも平均粒径が０．３μｍ
以上にして、前記ＣＢＮ粉末より微細な、金属間化合物
としてのＣｏＡｇ粉末、ＮｉＡｌ扮末、および（Ｃｏ、
Ｎｉ）Ａｆｆ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、ｌｏ−２ｔｏｒｒ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し、ついでこの仮焼
結体を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、ＣｏＡΩ。
て、 原料粉末として、甲均粒径：１０μｍ以下のＣＢＮ粉末
、同０．２μｍ以下の超微粒子ｉｃ鉛粉末同１μｍ以下
のＴ１ＣＮ粉末、さらにいずれも平均粒径が０．３μｍ
以上にして、前記ＣＢＮ粉末より微細な、金属間化合物
としてのＣｏＡｇ粉末、ＮｉＡｌ扮末、および（Ｃｏ、
Ｎｉ）Ａｆｆ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、ｌｏ−２ｔｏｒｒ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し、ついでこの仮焼
結体を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、ＣｏＡΩ。
Ｎ ｉ Ａ、ｌ？ 、および（Ｃｏ、Ｎｉ）Ａ［のうち
の１種または２ｆ’１以上からなる金属間化合物：１〜
１０％、を含有し、さらに必要に応じて、 結合相形成成分として、Ｔ１ＣＮ：１〜１０％、を含有
し、残りが分散を目形成成分としてのＣＢＮと中間層形
成成分としてのＴ Ｉ Ｂ２ ｓ並びに不可避不純物（
ただしＣＢＮ：７０〜９５％含有）からなる組成を何す
ると共に、ＣＢＮと結合相の中間層としてのＴ ｉＢ
２のＣＢＮＫ対する割合が、Ｘ線回折により測定した場
合、 を満足し、さらに直線上におけるＣＢＮ粒子同志の接触
数をＮｃで現わし、かつ同一直線上におけるＣＢＮの結
合相との接触数をＮＪで現わした場合、 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基超高圧焼結材料を製造する方法
に特徴を有するものである。
の１種または２ｆ’１以上からなる金属間化合物：１〜
１０％、を含有し、さらに必要に応じて、 結合相形成成分として、Ｔ１ＣＮ：１〜１０％、を含有
し、残りが分散を目形成成分としてのＣＢＮと中間層形
成成分としてのＴ Ｉ Ｂ２ ｓ並びに不可避不純物（
ただしＣＢＮ：７０〜９５％含有）からなる組成を何す
ると共に、ＣＢＮと結合相の中間層としてのＴ ｉＢ
２のＣＢＮＫ対する割合が、Ｘ線回折により測定した場
合、 を満足し、さらに直線上におけるＣＢＮ粒子同志の接触
数をＮｃで現わし、かつ同一直線上におけるＣＢＮの結
合相との接触数をＮＪで現わした場合、 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基超高圧焼結材料を製造する方法
に特徴を有するものである。
さらに、この発明のＣＢＮ基超高圧焼結材料の製造法に
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、０８８粒子と反応してＴ ｉＢ ２
を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Ｔ ｉＢ ２の形成量を確保するためには、
平均粒径：０．２μｍ以下、望ましくは０．０５〜０．
１μｍとする必要がある。
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、０８８粒子と反応してＴ ｉＢ ２
を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Ｔ ｉＢ ２の形成量を確保するためには、
平均粒径：０．２μｍ以下、望ましくは０．０５〜０．
１μｍとする必要がある。
すなわち、ＴｉＣの平均粒径が０．２μｍを越えると、
０８８粒子の表面部との反応が不十分となり、ＣＢＮ−
ＣＢＮ粒子同志の接触を抑制し、かつ０８８粒子と結合
相の結合を強固にする中間層としてのＴ ｉＢ ２の形
成が不十分となるからである。
０８８粒子の表面部との反応が不十分となり、ＣＢＮ−
ＣＢＮ粒子同志の接触を抑制し、かつ０８８粒子と結合
相の結合を強固にする中間層としてのＴ ｉＢ ２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Ｔｉｃ粉末を用いることに
よって、通常の機械的混合によって個々の０８８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ＣＢＳ粒子同志の接触頻度を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
末の平均粒径を、それぞれＣＢＮ粉末＝１０μｍ以下、
Ｔ１ＣＮ：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、他の結合を口形酸成分であるＴ
１ＣＮ粉宋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、０８８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０８８粒子に
対する付きまわりを良くするために、少なくともＣＢＮ
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、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。
よって、通常の機械的混合によって個々の０８８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ＣＢＳ粒子同志の接触頻度を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
末の平均粒径を、それぞれＣＢＮ粉末＝１０μｍ以下、
Ｔ１ＣＮ：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、他の結合を口形酸成分であるＴ
１ＣＮ粉宋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、０８８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０８８粒子に
対する付きまわりを良くするために、少なくともＣＢＮ
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、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、Ｎｌ粉末、および
ＡＩ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ＣｏＡｆｆ、ＮｉＡＩ、あるいは（
ＣＯ，Ｎｉ）ＡＮ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ＣｏＡ
ｆＩ。
おいて、原料粉末として、Ｃｏ粉末、Ｎｌ粉末、および
ＡＩ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ＣｏＡｆｆ、ＮｉＡＩ、あるいは（
ＣＯ，Ｎｉ）ＡＮ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ＣｏＡ
ｆＩ。
Ｎ ｉ Ａｌ 、あるいは（Ｃｏ、Ｎｉ）ＡＩＩのうち
の１種または２ＰＩｉ以上からなる金属間化合物粉末を
用いる必要がある。
の１種または２ＰＩｉ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Ａ
Ｉがすばやく溶融し、直ちに０８８粒子と液相反応を起
してＡＪＩＮやＡ 、ｌ！ Ｂ ２を形成してしまい、
超微粒子ｉＣ粉末は０８８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ＡＩＮは硬さがマ
イクロビッカース硬さく Ｈｖ）で１２００程度と低
く、またｌ！Ｂ２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ＡｆＩＮ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ｂま
って、これらの化合物の形成は望ましくないのである。
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Ａ
Ｉがすばやく溶融し、直ちに０８８粒子と液相反応を起
してＡＪＩＮやＡ 、ｌ！ Ｂ ２を形成してしまい、
超微粒子ｉＣ粉末は０８８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ＡＩＮは硬さがマ
イクロビッカース硬さく Ｈｖ）で１２００程度と低
く、またｌ！Ｂ２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ＡｆＩＮ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ｂま
って、これらの化合物の形成は望ましくないのである。
また、第２の理由は、Ｃｏ−Ａｌ１およびＮｉ −Ａ
ｇ２元合金状態図に見られるように、例えば重量割合で
Ｃｏ ／ｌ −８８／３２の金属間化合物：ＣｏＡｌは
１６４５℃、同じ＜ Ｎｉ ／ＡＮ −８８／３２の金
属間化合物：ＮｉＡＪ７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まって、超
ざ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。
ｇ２元合金状態図に見られるように、例えば重量割合で
Ｃｏ ／ｌ −８８／３２の金属間化合物：ＣｏＡｌは
１６４５℃、同じ＜ Ｎｉ ／ＡＮ −８８／３２の金
属間化合物：ＮｉＡＪ７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まって、超
ざ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ＴｉＣ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
かりでなく、均一混合が可能となり、焼結性向上に寄与
するようになることにある。
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ＴｉＣ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
かりでなく、均一混合が可能となり、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
ることか不可欠の要件となるのである。
に際しては、原料粉末として金属間化合物粉末を使用す
ることか不可欠の要件となるのである。
また、この発明のＣＢＮ基超基片高圧焼結材料造するに
際して、Ｔ ｉ Ｂ ２を一］’（ｉｆ焼結により形成
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、Ｔ ｉＢ ２粉末を配合した場合、 （ａ）ＴｉＢ２粉末が超微粒Ｔｉｃと共に均一に分散し
てしまい、０８８粒子に対する結合相の結合効果が低減
する。
際して、Ｔ ｉ Ｂ ２を一］’（ｉｆ焼結により形成
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、Ｔ ｉＢ ２粉末を配合した場合、 （ａ）ＴｉＢ２粉末が超微粒Ｔｉｃと共に均一に分散し
てしまい、０８８粒子に対する結合相の結合効果が低減
する。
（ｂ） 超微粒のＴ ｉＢ ２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Ｔ Ｉ Ｂ ２
粉末を使用することになるが、Ｔ Ｉ Ｂ ２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、緻密な焼結材料を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、Ｔ ｉＢ ２粉末が硬いことに原因して、粉砕容器
を（１４成する成分によって焼結材料が汚染されるよう
になり、脆化をきたすようになる。
めて難かしく、したがって比較的粗粒のＴ Ｉ Ｂ ２
粉末を使用することになるが、Ｔ Ｉ Ｂ ２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、緻密な焼結材料を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、Ｔ ｉＢ ２粉末が硬いことに原因して、粉砕容器
を（１４成する成分によって焼結材料が汚染されるよう
になり、脆化をきたすようになる。
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 ＩＢ ２粉末を配合するのは望ましくな
く、あくまで、０８８粒子と超微粒子ｉｃ粉末との反応
によって、０８８粒子と結合相との中間層としてＴ Ｉ
Ｂ ２を形成し、ＣＢＮ−ＣＢＮ粒子同志の接触を抑制
し、かつ０８８粒子と結合を目との結合強度を向上させ
るようにする必要がある。
粉末としてＴ ＩＢ ２粉末を配合するのは望ましくな
く、あくまで、０８８粒子と超微粒子ｉｃ粉末との反応
によって、０８８粒子と結合相との中間層としてＴ Ｉ
Ｂ ２を形成し、ＣＢＮ−ＣＢＮ粒子同志の接触を抑制
し、かつ０８８粒子と結合を目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ＣＢＮ基超基片高圧焼結材料して、
予備焼結条件および成分組成を上記の通りに限定した理
由を説明する。
予備焼結条件および成分組成を上記の通りに限定した理
由を説明する。
Ａ、予備焼結条件
０８８粒子の一部を分解してＢとＮを生成させ、かつ超
微粒子ｉＣを活性化し、もって０８８粒子と結合相の中
間層を構成するＴ ｉＢ ２を効率よく形成するために
は、Ｔ′−備焼結雰囲気の真空度をｌｏ−２Ｌｏｒｒ以
上、望ましくは１０−’Ｌｏｒｒ以上の高真空にする必
要があるのであって、ＩＱ−”Ｌｏｒｒ未満の低真空で
はＴ Ｉ Ｂ ２の効率的形成がてきないものであり、
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Ｔ ｉＢ ２の形成は望めない。
微粒子ｉＣを活性化し、もって０８８粒子と結合相の中
間層を構成するＴ ｉＢ ２を効率よく形成するために
は、Ｔ′−備焼結雰囲気の真空度をｌｏ−２Ｌｏｒｒ以
上、望ましくは１０−’Ｌｏｒｒ以上の高真空にする必
要があるのであって、ＩＱ−”Ｌｏｒｒ未満の低真空で
はＴ Ｉ Ｂ ２の効率的形成がてきないものであり、
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Ｔ ｉＢ ２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、０８８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分未満てはＴ ｉＢ
２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、Ｔ ｉＢ ２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。
方晶系に逆変換し、０８８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分未満てはＴ ｉＢ
２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、Ｔ ｉＢ ２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） ＣＢＮ
ＣＢＮは分散相を形成し、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、
その金白゛瓜が７０％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％を越えて
自白°させると、焼結性が著しく劣化し、Ｃ８８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％と定めた。
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、
その金白゛瓜が７０％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％を越えて
自白°させると、焼結性が著しく劣化し、Ｃ８８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％と定めた。
（ｂ）Ｔｉｃ
ＴｉＣは、それ臼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を向上させる作用があるほか
、上記のように予備焼結時にＣ８８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Ｃ８８粒子と結合相との結合を向上
させるＴ ｉＢ ２を形成する作用があるが、その含有
量が１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方２０％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１〜２０％と定めた。
料の耐摩耗性および耐熱性を向上させる作用があるほか
、上記のように予備焼結時にＣ８８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Ｃ８８粒子と結合相との結合を向上
させるＴ ｉＢ ２を形成する作用があるが、その含有
量が１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方２０％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１〜２０％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Ｃ８８粒子と超
微粒子ｉＣ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
び耐溶岩性によって、焼結材料にこれらの特性を付グす
る作用があるが、その含有量が１％未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方１０％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Ｈ量を１〜１０％と定めた。
微粒子ｉＣ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
び耐溶岩性によって、焼結材料にこれらの特性を付グす
る作用があるが、その含有量が１％未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方１０％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Ｈ量を１〜１０％と定めた。
（ｄ）ＴｉＣＮ
ＴｉＣＮに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％未満では所望の耐熱性向上効果が得られず、一
方１０％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％と定めた。
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％未満では所望の耐熱性向上効果が得られず、一
方１０％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％と定めた。
（ｃ）ＴｉＢ２
Ｔ ｉＢ ２は、上記の通り予備焼結時にＣ８８粒子と
結゛合）口の中間層として形成されるものであって、Ｃ
ＢＳ−ＣＢＮ粒子同志のブリッジ形成に帰因するＣＢＮ
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Ｃ８８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Ｔｉ
Ｂ 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、その形成量を
Ｘ線回折によりａｌｌ定した。すなわち、Ｘ線回折にお
いて、ＣＢＮの（１１１）面に現われるピーク高さく以
下Ｘｃで示す）とＴ ｉＢ ２の（１０１）面に現われ
るピーク高さく以下Ｘｔで示す）を測定し、Ｘｔ／Ｘｃ
の割合をもって現わした。したがってＸｔ／Ｘｃの比が
０．１未満ではＴ ｉＢ ２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を
越えると、ＴｉＢ 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、Ｔ ｉＢ ２
の含６二を、ＸＬ／Ｘｃの比で０．１〜０．５と定めた
。
結゛合）口の中間層として形成されるものであって、Ｃ
ＢＳ−ＣＢＮ粒子同志のブリッジ形成に帰因するＣＢＮ
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Ｃ８８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Ｔｉ
Ｂ 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、その形成量を
Ｘ線回折によりａｌｌ定した。すなわち、Ｘ線回折にお
いて、ＣＢＮの（１１１）面に現われるピーク高さく以
下Ｘｃで示す）とＴ ｉＢ ２の（１０１）面に現われ
るピーク高さく以下Ｘｔで示す）を測定し、Ｘｔ／Ｘｃ
の割合をもって現わした。したがってＸｔ／Ｘｃの比が
０．１未満ではＴ ｉＢ ２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を
越えると、ＴｉＢ 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、Ｔ ｉＢ ２
の含６二を、ＸＬ／Ｘｃの比で０．１〜０．５と定めた
。
（１’） ＣＢＮの接触頻度
上記の様にＣＢＮ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、Ｃ８８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ＣＢＮ粒子同志の接触点（・□印）の数二ＮＣ
と、同一直線上におけるＣ８８粒子の結合相との接触点
（０印）の薮：ＮＣとを測定し、式： ％式％ によって算出される値をＣ８８粒子の接触頻度とした。
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、Ｃ８８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ＣＢＮ粒子同志の接触点（・□印）の数二ＮＣ
と、同一直線上におけるＣ８８粒子の結合相との接触点
（０印）の薮：ＮＣとを測定し、式： ％式％ によって算出される値をＣ８８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
志の接触が多くなりすぎて、所望の高靭性および高強度
を有する焼結材料を得る二とができず、一方その値が０
．０５未満では、過剰なＰ備焼結が行なわれ、Ｔ ｉＢ
２の形成量が実質的に多くなり過ぎ、反面ＣＢＮ粒子
自体が細くやせてしまうことになり、この結果ＣＢＮ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の接触頻度を
０．０５〜０．２と定めた。
志の接触が多くなりすぎて、所望の高靭性および高強度
を有する焼結材料を得る二とができず、一方その値が０
．０５未満では、過剰なＰ備焼結が行なわれ、Ｔ ｉＢ
２の形成量が実質的に多くなり過ぎ、反面ＣＢＮ粒子
自体が細くやせてしまうことになり、この結果ＣＢＮ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の接触頻度を
０．０５〜０．２と定めた。
なお、この発明のＣＢＮ基超高圧焼結材料を製造するに
際して採用される超高圧焼結条件は、圧カニ ７０ｔｏ
ｎ ／ ｃｐｓ温度： １２００〜１５００℃、保持時
間＝１０〜６０分の通常の条件である。
際して採用される超高圧焼結条件は、圧カニ ７０ｔｏ
ｎ ／ ｃｐｓ温度： １２００〜１５００℃、保持時
間＝１０〜６０分の通常の条件である。
〔実 施 例〕
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的に説明す
る。
る。
原料粉末として、平均粒径：３μｍのＣＢＮ粉末、同０
．０８μｍの化学気相蒸若法により形成されたＴｉｃ粉
末、同０．８μｍのＴ１ＣＮ粉末、同１μｍのＣｏＡ、
１７粉末（Ｃｏ／ＡＮ −７０／３０、重量比、以下同
じ）、同１μｍのＮｉＡＦ粉末（Ｎ ｉ ／ Ａｌｌ！
−ＴＯ／３０） 、同１μｍの（Ｃｏ、Ｎｉ）Ａｆｆ
粉末（Ｃｏ／Ｎｉ／Ａρ−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 ／ ｃｒ
Ｉの圧力にて、直径：１０順φＸ厚さ：１ｍｍ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ｍｍ、ＷＣ：残り）チ・ノ
ブに重ね合わせた状態で超高圧容器内に挿入し、圧カニ
５０ｔｏｎ ／ｃｄ、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、本発明法
１〜２０および比較法１〜２０を゛それぞれ実施し、実
質的に配合組成と同一の成分組成を有するＣＢＮ基超高
圧焼結材料を製造した。なお、比較法１〜２０は、いず
れも予備焼結を行なわずに、圧粉体から直接超高圧焼結
によりＣＢＮ基超高圧焼結材料を製造した場合を示すも
のである。
．０８μｍの化学気相蒸若法により形成されたＴｉｃ粉
末、同０．８μｍのＴ１ＣＮ粉末、同１μｍのＣｏＡ、
１７粉末（Ｃｏ／ＡＮ −７０／３０、重量比、以下同
じ）、同１μｍのＮｉＡＦ粉末（Ｎ ｉ ／ Ａｌｌ！
−ＴＯ／３０） 、同１μｍの（Ｃｏ、Ｎｉ）Ａｆｆ
粉末（Ｃｏ／Ｎｉ／Ａρ−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 ／ ｃｒ
Ｉの圧力にて、直径：１０順φＸ厚さ：１ｍｍ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ｍｍ、ＷＣ：残り）チ・ノ
ブに重ね合わせた状態で超高圧容器内に挿入し、圧カニ
５０ｔｏｎ ／ｃｄ、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、本発明法
１〜２０および比較法１〜２０を゛それぞれ実施し、実
質的に配合組成と同一の成分組成を有するＣＢＮ基超高
圧焼結材料を製造した。なお、比較法１〜２０は、いず
れも予備焼結を行なわずに、圧粉体から直接超高圧焼結
によりＣＢＮ基超高圧焼結材料を製造した場合を示すも
のである。
ついで、この結果得られた各種のＣＢＮ基超高圧焼結材
料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（ＳＫＤ−１１、硬さ：ＨＲＣ６
３）、 カッター径：１６０論、 チップ形状： Ｊ ｌ５−５ＮＰ４３２、切削速度：
２０Ｇ ｍ／ｆｆ１ｉｎ 。
料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（ＳＫＤ−１１、硬さ：ＨＲＣ６
３）、 カッター径：１６０論、 チップ形状： Ｊ ｌ５−５ＮＰ４３２、切削速度：
２０Ｇ ｍ／ｆｆ１ｉｎ 。
切込み： ０．５ ｍ＋ｓ。
１刃当りの送り＝０．２關、
切削幅： １００ ｍｍ、
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：ＨＲＣｅＯ）、 切込み： ０．５１１１ｍ。
イス鋼（ＳＫＤ−１１，硬さ：ＨＲＣｅＯ）、 切込み： ０．５１１１ｍ。
送 リ： ０．Ｉ ＩＩＩＩｓ。
切削速度：８Ｇｍ／ｍｉｎ
の条件での乾式高硬度旋削試験、および、被削材：
長さ方向対称位置に２本の断面口型溝を何するダイス鋼
（ＳＫＤ−６１，硬さ： ＨＲＣ５１）の丸棒、 切込み： ０．３１１１１ｑ 送 リ： ０．１ ｖａｔｓ／ｒｅｖ、、切削速
度： ７０ｍ／ｓｉｎ ％ 切削時間： ３ｖａｔｎ ｓ 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０．３ｍ＋ｓ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順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： １ ｋｇ） 、Ｔ
ｔ Ｂ ２ ／ ＣＢ 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。
（ＳＫＤ−６１，硬さ： ＨＲＣ５１）の丸棒、 切込み： ０．３１１１１ｑ 送 リ： ０．１ ｖａｔｓ／ｒｅｖ、、切削速
度： ７０ｍ／ｓｉｎ ％ 切削時間： ３ｖａｔｎ ｓ 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０．３ｍ＋ｓ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順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： １ ｋｇ） 、Ｔ
ｔ Ｂ ２ ／ ＣＢ 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、本発明法１〜２０によって
製造されたＣＢＮＩ超高圧焼結材料は、いずれも予備焼
結を行なわず、したがってＴ Ｉ Ｂ ２の形成がない
比較法１〜２０によって製造されたＣＢＮＭ超高圧焼結
材料に比して、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。
製造されたＣＢＮＩ超高圧焼結材料は、いずれも予備焼
結を行なわず、したがってＴ Ｉ Ｂ ２の形成がない
比較法１〜２０によって製造されたＣＢＮＭ超高圧焼結
材料に比して、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、この発明の方法によれば、Ｃ８８粒子と
結合相の中間層としてのＴ ｉＢ ２の存在によって、
高硬度、高靭性、および高強度を有するＣＢＮ基超高圧
焼結材料を製造することができ、したがって、これをダ
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：５００
ｍ／１Ｉｌｉｎを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を発揮す
るのである。
結合相の中間層としてのＴ ｉＢ ２の存在によって、
高硬度、高靭性、および高強度を有するＣＢＮ基超高圧
焼結材料を製造することができ、したがって、これをダ
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：５００
ｍ／１Ｉｌｉｎを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を発揮す
るのである。
第１図はＣＢＮ基超高圧焼結材料におけるＣＢＨの接触
頻度の説明図である。
頻度の説明図である。
Claims (2)
- （１）原料粉末として、平均粒径：１０μｍ以下の立方
晶窒化硼素粉末、同０．２μｍ以下の超微粒炭化チタン
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ＣｏＡｌ粉末、ＮｉＡｌ粉末、および（Ｃｏ、Ｎ
ｉ）Ａｌ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、１２００〜１４００℃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し
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硼化チタンを形成し、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によって、 結合相形成成分として、炭化チタン：１〜２０％同じく
結合相形成成分として、ＣｏＡｌ、 ＮｉＡｌ、および（Ｃｏ、Ｎｉ）Ａｌ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％、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硼化チタン、並びに不可避不純
物（ただし立方晶窒化硼素：７０〜９５％含有）からな
る組成（以上容量％）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硼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、 （硼化チタンの（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
志の接触数を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Ｎｌで現わした場合
、 ２Ｎｃ／（Ｎｌ＋２Ｎｃ）＝ ０．０５〜０．２を満足
する立方晶窒化硼素の接触頻度を有する立方晶窒化硼素
基超高圧焼結材料を製造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。 - （２）原料粉末として、平均粒径：１０μｍ以下の立方
晶窒化硼素粉末、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ＣｏＡｌ粉末
、ＮｉＡｌ粉末、および（Ｃｏ、Ｎｉ）Ａｌ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＾−＾２ｏｒｒ以上の真空中、１２００〜
１４００℃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して、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
成する二硼化チタンを形成し、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
によって、 結合相形成成分として、炭化チタン：１〜２０％、同じ
く結合相形成成分として、ＣｏＡｌ、 ＮｉＡｌ、および（Ｃｏ、Ｎｉ）Ａｌ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
同じく結合相形成成分として、炭窒化チタン：１〜１０
％、 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硼化チタン、並びに不可
避不純物（ただし立方晶窒化硼素：７０〜９５％含有）
からなる組成（以上容量％）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硼化チタンの立方晶
窒化硼素に対する割合が、Ｘ線回折により測定した場合
、 （二硼化チタンの（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
志の接触数を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Ｎｌで現わした場合
、 （２Ｎｃ）／（Ｎｌ＋２Ｎｃ）＝０．０５〜０．２を満
足する立方晶窒化硼素の接触頻度を有する立方晶窒化硼
素基超高圧焼結材料を製造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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62280628A JPS63145726A (ja) | 1987-11-06 | 1987-11-06 | 切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62280628A JPS63145726A (ja) | 1987-11-06 | 1987-11-06 | 切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料の製造法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59000221A Division JPS60145351A (ja) | 1984-01-06 | 1984-01-06 | 切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63145726A true JPS63145726A (ja) | 1988-06-17 |
| JPH0564691B2 JPH0564691B2 (ja) | 1993-09-16 |
Family
ID=17627697
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62280628A Granted JPS63145726A (ja) | 1987-11-06 | 1987-11-06 | 切削工具用立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63145726A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0816304A3 (en) * | 1996-07-03 | 1998-06-10 | General Electric Company | Ceramic bonded cubic boron nitride compact |
| WO2006046125A1 (en) * | 2004-10-29 | 2006-05-04 | Element Six (Production) (Pty) Ltd. | Cubic boron nitride compact |
| KR101328247B1 (ko) * | 2005-10-28 | 2013-11-14 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭공구 인서트 |
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| KR20160069030A (ko) * | 2014-12-05 | 2016-06-16 | 현대오트론 주식회사 | 헤드업 디스플레이 장치 |
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| US10761413B2 (en) | 2016-12-12 | 2020-09-01 | Fujifilm Corporation | Projection display device, control method for projection display device, and control program for projection display device |
| US10823957B2 (en) | 2016-09-28 | 2020-11-03 | Fujifilm Corporation | Projection display device, and operation method and operation program for projection display device |
| GB2591617A (en) * | 2020-01-31 | 2021-08-04 | Element Six Uk Ltd | Polycrystalline cubic boron nitride material |
| US11187894B2 (en) | 2016-09-28 | 2021-11-30 | Fujifilm Corporation | Projection display device, and operation method and operation program for projection display device |
-
1987
- 1987-11-06 JP JP62280628A patent/JPS63145726A/ja active Granted
Cited By (23)
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| KR101328247B1 (ko) * | 2005-10-28 | 2013-11-14 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | 절삭공구 인서트 |
| US9943911B2 (en) | 2014-04-25 | 2018-04-17 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Surface-coated boron nitride sintered body tool |
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| JP2015208807A (ja) * | 2014-04-25 | 2015-11-24 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆窒化硼素焼結体工具 |
| KR20160145474A (ko) * | 2014-04-25 | 2016-12-20 | 스미또모 덴꼬오 하드메탈 가부시끼가이샤 | 표면 피복 질화붕소 소결체 공구 |
| WO2015163059A1 (ja) * | 2014-04-25 | 2015-10-29 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 表面被覆窒化硼素焼結体工具 |
| US10556273B2 (en) | 2014-11-27 | 2020-02-11 | Mitsubishi Materials Corporation | Surface-coated cutting tool having excellent chipping resistance and wear resistance |
| WO2016084939A1 (ja) * | 2014-11-27 | 2016-06-02 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 |
| JP2016107396A (ja) * | 2014-11-27 | 2016-06-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐チッピング性、耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 |
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| US10823957B2 (en) | 2016-09-28 | 2020-11-03 | Fujifilm Corporation | Projection display device, and operation method and operation program for projection display device |
| US11187894B2 (en) | 2016-09-28 | 2021-11-30 | Fujifilm Corporation | Projection display device, and operation method and operation program for projection display device |
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| GB2591617A (en) * | 2020-01-31 | 2021-08-04 | Element Six Uk Ltd | Polycrystalline cubic boron nitride material |
| GB2591617B (en) * | 2020-01-31 | 2022-06-29 | Element Six Uk Ltd | Polycrystalline cubic boron nitride material |
| US11827571B2 (en) | 2020-01-31 | 2023-11-28 | Element Six (Uk) Limited | Polycrystalline cubic boron nitride material |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0564691B2 (ja) | 1993-09-16 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |