JPWO2007145071A1 - 複合焼結体 - Google Patents

Abstract

本発明の複合焼結体は、立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含み、該立方晶窒化硼素は、複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有し、また該結合材は、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面を除く領域に存在する複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有し、かつ前記骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が上記結合材粒子の連続した構造中に分散していることを特徴とする。

Description

本発明は立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含む複合焼結体に関する。さらに詳細には、切削工具等の用途において特に好適に使用できる複合焼結体に関する。

従来より、立方晶窒化硼素を主成分とする高硬度焼結体が切削工具等の用途において用いられてきた。このような焼結体は、通常、立方晶窒化硼素とそれの強度保持（耐摩耗性の向上）等を主目的とする結合材とを含んだ複合焼結体となっており、たとえば、このような結合材の連続相（海）中に立方晶窒化硼素粒子（島）を分散させた海島構造のものが知られている（特開昭５３−０７７８１１号公報（特許文献１）、特開平１０−１８２２４２号公報（特許文献２））。

このような海島構造は、立方晶窒化硼素粒子同士が物理的に接触する接触部分において生じる立方晶窒化硼素の未焼結状態を回避すべく、立方晶窒化硼素粒子同士を接触させず分離することにより、立方晶窒化硼素粒子の焼結状態を促進させ、以って靭性等の耐欠損性を向上させることを目的として採用されたものである。

しかしながら、このように立方晶窒化硼素粒子同士が接触せず分離した構造（すなわち、立方晶窒化硼素粒子が不連続状に存在する構造）を有することから、立方晶窒化硼素の固有の特性である高熱伝導率という優れた特性が十分に発揮されず、これを切削工具に用いた場合には切削加工時において刃先温度の上昇を抑制できないばかりか、焼結体内部に発生した微小亀裂が靭性の低い結合材中を進展するため欠け易くなる等といった不十分な耐熱性や靭性の低下という問題を有していた。したがって、この焼結体は、断続切削や重切削・高速切削といった高能率切削に使用される切削工具に用いられた場合、満足できる工具寿命を十分に提供することができない場合があった。

一方、上記のような焼結体の問題点を解決するために上記結合材の組成を改良する試みが種々提案されてきた（特公昭６０−０１４８２６号公報（特開昭５６−０６９３５０号公報、特許文献３）、特公昭６１−０５４８５７号公報（特開昭６１−１７９８４７号公報、特許文献４）、特公昭６１−０５４８５８号公報（特開昭６１−１７９８４８号公報、特許文献５）、特開平０５−２８７４３３号公報（特許文献６））。これらの提案は、靭性を向上させるという点においてはある程度の効果を奏するものと考えられるが、立方晶窒化硼素粒子が分離し不連続構造となっていることから耐熱性の向上を抜本的に改善することは困難であった。

これに対して、立方晶窒化硼素粒子同士を互いに結合させて連続構造とした焼結体が知られている（米国特許第５６３９２８５号明細書（特許文献７））。この焼結体においては、立方晶窒化硼素粒子が連続構造となっていることから刃先温度の上昇を抑制するという耐熱性の向上効果はある程度期待できるものの、結合材が立方晶窒化硼素粒子の連続構造物の周囲に不連続的に点在する構造となっていることから、耐欠損性や耐クレーター摩耗性が劣り、その結果として靭性に劣るものであった。

これは、焼結体に含まれる立方晶窒化硼素と結合材とが異なった熱膨張係数を有することがその主な原因と考えられる。すなわち、該焼結体を用いた切削工具が切削加工時において高温に曝された場合、その温度変化（昇温のみならずその後の冷却も含む）に起因して体積変化を生ずるが、その変化量が立方晶窒化硼素と結合材とで大きく異なり、このため立方晶窒化硼素と結合材間において結合の解離が発生し、その結果結合材等が焼結体から脱落し易くなることがその原因であると推測される。

このような問題は、焼入鋼のような高硬度材料を切削する場合に特に問題となる。なぜなら、切削工具の刃先の温度が６００℃以上という高温に曝されるケースが増加するからである。さらに近年では、切削加工操作において生産性の向上が求められるようになり、切削速度や送り量の増加に伴い、１０００℃前後にまで刃先の温度が上昇するケースも珍しくなく、上記の問題の解決が望まれていた。

加えて、複雑形状部品の切削加工の要求も高まり、形状の複雑化に伴う断続切削のような高能率切削では、切削工具の刃先と被削材間において離脱と接触（食い付き）が繰り返され、その離脱時に刃先が急冷されることとなるため、そのような刃先部に含まれる上記焼結体は急激な温度変化と応力変化に曝される。このため、近年要求されている高硬度鋼の高能率加工や高速断続切削において、特に上記で指摘した問題の解決が望まれている。

したがって、このような状況の下、立方晶窒化硼素の焼結体に対して耐熱性の向上と靭性の向上とを高度に両立させることが要求されている。そして、このような要求に応える手段の開発が種々行なわれているが、これらの開発においては、上記焼結体に含まれる立方晶窒化硼素と結合材とを互いに強固に結合させることにより高い強度を得ることを前提とする検討が重ねられてきた。このため、立方晶窒化硼素と結合材とはその接触面積が大きければ大きい程有利な結合性が得られるという考えを前提として、立方晶窒化硼素と結合材とのいずれか少なくとも一方は連続した構造ではなく不連続の構造とすることにより接触面積の増大が図られてきた。
特開昭５３−０７７８１１号公報 特開平１０−１８２２４２号公報 特公昭６０−０１４８２６号公報（特開昭５６−０６９３５０号公報） 特公昭６１−０５４８５７号公報（特開昭６１−１７９８４７号公報） 特公昭６１−０５４８５８号公報（特開昭６１−１７９８４８号公報） 特開平０５−２８７４３３号公報 米国特許第５６３９２８５号明細書

本発明は、上記の現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、耐熱性を向上させるとともに、靭性を向上させ微小亀裂の進展を抑制するとともにそのような微小亀裂自体の発生をも抑制することにより包括的な強度の向上を図り、以って耐熱性の向上と強度の向上とを高度に両立させた立方晶窒化硼素の焼結体を提供することにある。

本発明者は、立方晶窒化硼素を含む複合焼結体において立方晶窒化硼素と結合材とのいずれか少なくとも一方を不連続構造としなければならないという上記従来の前提を抜本的に再考した結果、立方晶窒化硼素粒子を互いに結合させることで連続した骨格構造を形成し、かつ結合材をも連続構造とさせた上でその結合材の連続構造中に立方晶窒化硼素粒子をさらに分散させた構造とすることにより、耐熱性と強度とを同時に向上させられるのではないかという知見が得られ、この知見に基づきさらに研究を重ねることによりついに本発明を完成するに至ったものである。

すなわち、本発明の複合焼結体は、立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含む複合焼結体であって、該立方晶窒化硼素は、複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有し、また該結合材は、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面を除く領域に存在する複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有し、かつ前記骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が上記結合材粒子の連続した構造中に分散していることを特徴としている。

ここで、上記結合材粒子の連続した構造中に分散した第２立方晶窒化硼素粒子の平均粒径をＸμｍ、上記骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子の平均粒径をＹμｍとした場合、以下の式（Ｉ）の関係を満たすことが好ましい。

０．０５≦Ｘ／Ｙ≦０．５・・・（Ｉ）
また、上記の孤立した第２立方晶窒化硼素粒子は、結合材粒子の連続した構造中に、５体積％以上５０体積％以下の割合で分散していることが好ましく、さらに１５体積％以上４０体積％以下の割合で分散していることが好ましい。

また、上記結合材は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶまたはＣｒのいずれか１または２以上の元素と、窒素、炭素、硼素または酸素のいずれか１または２以上の元素とからなる化合物または固溶体の少なくとも一種と、アルミニウム化合物とを少なくとも含むことが好ましい。

また、上記結合材は、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面において６０％以下の存在確率で存在し、上記結合材粒子の連続した構造に繋がることによりその連続した構造の一部として存在するか、または上記結合材粒子の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在することができる。

また、上記結合材は、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面において、その組成がＴｉまたはＡｌを少なくとも含むものとすることができる。

また、上記結合材は、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面において存在しないものとすることができる。

また、上記複合焼結体は、酸処理後の抗折力が１ｇｆ／ｍｍ²以上７０ｋｇｆ／ｍｍ²以下であることができる。

また、上記複合焼結体は、酸処理後のＸ線回折測定において、立方晶窒化硼素とＡｌ₂Ｏ₃以外の化合物が実質的に検出されないことが好ましい。

また、上記立方晶窒化硼素は、上記複合焼結体中に６０体積％以上８５体積％以下含まれるものとすることができ、上記第１立方晶窒化硼素粒子および第２立方晶窒化硼素粒子の両者を含む全立方晶窒化硼素粒子は、平均粒径が２μｍ以上１０μｍ以下とすることができる。

また、上記複合焼結体は、熱伝導率が６０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であることが好ましい。

また、上記アルミニウム化合物は、アルミニウム、酸素および窒素からなる化合物および／またはアルミニウム、酸素、窒素および硼素からなる化合物から構成され、その平均粒径が５０ｎｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記結合材中に占める割合が５体積％以上３０体積％以下であることが好ましい。この場合、上記複合焼結体は、熱伝導率が７０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下となり得る。

また、上記結合材は、アルミニウム化合物を除く化合物または固溶体の平均粒径が４００ｎｍ以下であることが好ましい。

また、本発明の切削工具は、上記いずれかに記載の複合焼結体を少なくとも一部に含んでなるものとすることができる。

本発明の複合焼結体は、上記の構成を有することにより、耐熱性が向上したとともに、靭性が向上し微小亀裂の進展が抑制されるとともにそのような微小亀裂自体の発生をも抑制することにより包括的な強度の向上を図り、以って耐熱性の向上と強度の向上とを高度に両立させたものである。特にこのような包括的な強度の向上に伴って耐欠損性および耐クレーター摩耗性が向上したことにより、本発明の複合焼結体を少なくとも一部に含んでなる切削工具は、高硬度鋼の高能率加工や高速断続切削および強断続切削に好適に使用することができる。

第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面において結合材が結合材粒子の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在する態様を概念的に示した複合焼結体の部分斜視図である。 第１立方晶窒化硼素粒子間の３重点において結合材が結合材粒子の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在する態様を概念的に示した複合焼結体の部分斜視図である。 抗折力の測定方法を示す概略図である。

符号の説明

１ 第１立方晶窒化硼素粒子、２ 結合材粒子、３ 孤立した結合材、４ 複合焼結体、５ 第２立方晶窒化硼素粒子、１０ 被処理体、１１ 支柱。

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。なお、以下の実施の形態の説明では、図面を用いて説明しているが、本願の図面において同一の参照符号を付したものは、同一部分または相当部分を示している。

＜複合焼結体＞
本発明の複合焼結体は、立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含むものであり、切削工具等の用途に好適に用いることができるものである。なお、本発明の複合焼結体は、立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含む限り他の成分が含まれていても差し支えなく、また不可避不純物を含んでいても差し支えない。

＜立方晶窒化硼素＞
本発明の複合焼結体に含まれる立方晶窒化硼素は、その優れた硬度と熱伝導率から切削工具等の用途において古くから用いられてきたものである。本発明の複合焼結体中においてこの立方晶窒化硼素は、２つの領域に分かれて存在する（たとえば図１参照）。すなわち、その一は、複数の第１立方晶窒化硼素粒子１が互いに結合することにより連続した骨格構造を呈する領域であり、他の一は、この骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子１とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子５が後述の結合材粒子２の連続した構造中に分散した領域である。便宜上、前者を骨格構造領域と呼び（本発明においてはその骨格構造領域を構成する立方晶窒化硼素粒子を第１立方晶窒化硼素粒子と呼ぶ）、後者を微粒分散領域と呼ぶ（本発明においてはその微粒分散領域に含まれる立方晶窒化硼素粒子を第２立方晶窒化硼素粒子と呼ぶ）ものとする。なお、上記において第２立方晶窒化硼素粒子５または孤立した第２立方晶窒化硼素粒子５とは、骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子１の連続結合体とは接触することなく別個に独立して存在する立方晶窒化硼素粒子をいう。

本発明の複合焼結体は、立方晶窒化硼素がこのような２つの領域に分かれ、しかも各領域で異なった存在形状を呈するという特異な構造を有することにより、優れた耐熱性と優れた強度とを高度に両立させたものであり、特に結合材中に微粒分散領域を形成したことにより顕著な強度の向上（微小亀裂の発生と進展の抑制効果の向上）を達成したものである。

このような立方晶窒化硼素は、比較的大きな粒径を有する第１立方晶窒化硼素粒子により骨格構造領域を構成し、比較的小さな粒径を有する第２立方晶窒化硼素粒子により微粒分散領域を構成することが好ましい。より具体的には、結合材粒子の連続した構造中に分散した第２立方晶窒化硼素粒子（すなわち微粒分散領域の立方晶窒化硼素粒子）の平均粒径をＸμｍ、骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子（すなわち骨格構造領域の立方晶窒化硼素粒子）の平均粒径をＹμｍとした場合、以下の式（Ｉ）の関係を満たすことが特に好ましい。

０．０５≦Ｘ／Ｙ≦０．５・・・（Ｉ）
上記Ｘ／Ｙが０．０５未満になると、骨格構造領域の第１立方晶窒化硼素粒子の平均粒径に対して、微粒分散領域の第２立方晶窒化硼素粒子の平均粒径が相対的に小さくなり過ぎ、第２立方晶窒化硼素粒子の添加によってもたらされる結合材の強化による複合焼結体の強度向上効果を十分に得られなくなる可能性がある。また、Ｘ／Ｙが０．５を超えると、骨格構造領域の第１立方晶窒化硼素粒子の平均粒径に対して、微粒分散領域の第２立方晶窒化硼素粒子の平均粒径が相対的に大きくなり過ぎ、結合材粒子の連続した構造が十分に保てなくなる可能性があり、強度の低下につながる可能性があるとともに、微粒分散領域の第２立方晶窒化硼素粒子が骨格構造領域の第１立方晶窒化硼素粒子に接触し結合する確率が高まるため、結合材の強化による複合焼結体の強度向上効果を十分に得られなくなる可能性がある。

上記Ｘ／Ｙは、より好ましくはその下限が０．０８以上、さらに好ましくは０．１２以上であり、その上限が０．４以下、さらに好ましくは０．３以下である。なお、ここでいう平均粒径は、骨格構造領域を構成する第１立方晶窒化硼素粒子の原料粉末と微粒分散領域を構成する第２立方晶窒化硼素粒子の原料粉末のそれぞれについて、全粒子の総体積を１００％とする粒径−累積体積相関グラフ（横軸に粒径をとり、縦軸にその粒径よりも粒径が小さい粒子によって占められる体積を累積％で表したグラフ）を作成し、その相関グラフから累積体積％が５０％になるときの粒径を求め、その粒径を平均粒径とする。この相関グラフは、各原料粉末を粒径分布測定装置（たとえば動的光散乱粒径分布測定法によるもの）により測定して作成することができる。

なお、このように定義される上記平均粒径は、複合焼結体を直接ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）ないしＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察することにより求められる上記各領域の立方晶窒化硼素粒子の平均粒径と良く相関し、通常、上記に定義される平均粒径と直接観察により求められる平均粒径とは概ね等しくなる。また、直接観察される場合、骨格構造領域の第１立方晶窒化硼素粒子の粒子径は、第１立方晶窒化硼素粒子同士が互いに結合した構造を有する故、ＳＥＭやＴＥＭで観察した二次元断面組織において、各粒子が結合する結合界面を直線で切断することにより個々の粒子に分断した場合の個々の粒子（多角形）を仮想的な粒子とし、この仮想的な粒子（多角形）の少なくとも２点の頂点を通る円のうちその直径が最大となる円の直径を粒子径とするものとする。

また、このような立方晶窒化硼素は、本発明の複合焼結体中に６０体積％以上８５体積％以下含まれることが好ましい。より好ましくは、その下限が６５体積％以上、さらに好ましくは７２体積％以上であり、その上限が８０体積％以下、さらに好ましくは７７体積％以下である。

立方晶窒化硼素の割合が、６０体積％未満になると立方晶窒化硼素粒子同士が十分に接触することができない場合があり、連続した骨格構造を十分に有し得ないことから刃先温度の上昇を十分に抑制できず以って十分な耐熱性の向上効果が得られない場合がある。一方、８５体積％を越えると後述の結合材の存在量が相対的に減少するため、耐摩耗性が著しく低下する場合がある。

なお、このような体積％は、複合焼結体の製造時において用いる立方晶窒化硼素粉末の体積％（結合材粉末との配合比）を上記の範囲（すなわち６０体積％以上８５体積％以下）のものとすることにより設定することができる。なお、このような体積％は、複合焼結体をＩＣＰ（誘導結合高周波プラズマ分光分析）による定量分析、またはＳＥＭ（走査電子顕微鏡）ないしＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察により測定することもできる。

また、上記立方晶窒化硼素粒子は、平均粒径が２μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましい（ここでいう平均粒径とは、複合焼結体に含まれる全立方晶窒化硼素粒子（骨格構造領域と微粒分散領域との両者の立方晶窒化硼素粒子を合計したもの、すなわち第１立方晶窒化硼素粒子および第２立方晶窒化硼素粒子の両者を含む全立方晶窒化硼素粒子）の平均粒径をいい、そのような全粒子（すなわち複合焼結体製造時の立方晶窒化硼素の全原料粉末）に対する粒径−累積体積相関グラフにより上記と同様に求められる累積体積％が５０％になるときの粒径をいう）。この平均粒径が２μｍ未満であれば、立方晶窒化硼素粒子の表面積が大きくなるため第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合部（ネックグロスと呼ばれることがある）が過剰に多くなり、後述の結合材が第１立方晶窒化硼素粒子の３重点や４重点などの多重点（第１立方晶窒化硼素粒子同士の接触界面ではなく第１立方晶窒化硼素粒子間の空隙をいう、以下単に３重点と記す）に入り込み、不連続で孤立状態となった結合材の存在確率が増加するとともに界面が増えることから熱伝導率が低下する場合がある。また、平均粒径が１０μｍを超えると、複合焼結体の強度が低下するため、切削工具に用いた場合過酷な切削環境では刃先にチッピングが発生する場合がある。より好ましい平均粒径は、その下限が２．５μｍ以上、さらに好ましくは２．８μｍ以上であり、その上限が６μｍ以下、さらに好ましくは３．８μｍ以下である。

なお、上記で定義される平均粒径は、ＳＥＭやＴＥＭを用いた直接観察により求められる平均粒径と概ね等しくなる。

一方、上記の微粒分散領域における孤立した第２立方晶窒化硼素粒子は、結合材粒子の連続した構造中に、５体積％以上５０体積％以下の割合で分散していることが好ましい。この割合が５体積％未満であれば、立方晶窒化硼素より強度（微小亀裂の発生と進展の抑制効果）に劣る結合材の存在領域が相対的に増大するため、断続切削のような過酷な切削環境では結合材部に亀裂が発生しやすくなる。また、その割合が５０体積％を超えると、結合材の存在領域が相対的に減少するため、耐摩耗性が著しく低下する場合がある。より好ましくは、その下限が１５体積％以上、さらに好ましくは２０体積％以上であり、その上限が４０体積％以下、さらに好ましくは３５体積％以下である。なお、このような体積％は、複合焼結体製造時の原料粉末の配合比（骨格構造領域を構成する第１立方晶窒化硼素粉末と微粒分散領域を構成する第２立方晶窒化硼素粉末との配合比、およびこれらと結合材粉末との配合比）を調整することにより設定することができる。

なお、このような体積％は、上記同様、複合焼結体をＩＣＰ（誘導結合高周波プラズマ分光分析）による定量分析、またはＳＥＭ（走査電子顕微鏡）ないしＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察により測定することもできる。

＜結合材＞
本発明の結合材は、主として上記の立方晶窒化硼素を保持するとともに耐摩耗性の向上に資する作用を奏するものであり、後述のような連続した構造を有する限りその組成は特に限定されるものではない。したがって、この種の結合材として知られる従来公知のいずれの組成のものも用いることができる。

たとえば、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶまたはＣｒのいずれか１または２以上の元素と、窒素、炭素、硼素または酸素のいずれか１または２以上の元素とからなる化合物または固溶体の少なくとも一種と、アルミニウム化合物とを少なくとも含むものを挙げることができる。これらの化合物または固溶体は、上記立方晶窒化硼素と高い結合力が得られることに加えて、化学的にも安定であることから耐摩耗性にも優れるため好ましい。

上記化合物または固溶体としては、より具体的にはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶまたはＣｒのいずれか１または２以上の元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物、酸化物およびこれらの固溶体のいずれか１以上のもの等を挙げることができるが、より好ましくは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶまたはＣｒのいずれか１または２以上の窒化物、硼化物、酸化物またはこれらの固溶体の少なくとも一種を挙げることができる。これらの化合物または固溶体は、特に立方晶窒化硼素との結合力が高いためである。

また、上記アルミニウム化合物としては、たとえばＡｌＮ、ＡｌＢ₂、Ａｌ₂Ｏ₃等を挙げることができるが、特に好ましくはアルミニウム、酸素および窒素からなる化合物および／またはアルミニウム、酸素、窒素および硼素からなる化合物から構成され、その平均粒径が５０ｎｍ以上１μｍ以下であり、かつ結合材中に占める割合（上記両者が存在する場合はその合計量）が５体積％以上３０体積％以下であることが好適である。

上記アルミニウム化合物としてＡｌＮを用いた場合、ＡｌＮはヒートシンクに使用されるように熱伝導率に優れる材料であるため、耐熱性の向上が期待できる。しかし、ＡｌＮは強度が低いため、これが複合焼結体中に多量に存在すると亀裂の起点となり、靭性を低下させることになる。一方、Ａｌ₂Ｏ₃を用いた場合、Ａｌ₂Ｏ₃はそれ単独でセラミックス工具として使用されることからも明らかなように硬度も高く高温でも安定であるが、熱伝導率に劣るためこれを多量に使用すると複合焼結体の熱伝導率の低下に繋がり耐熱性を低下させることになる。

これに対して、アルミニウム、酸素および窒素からなる化合物および／またはアルミニウム、酸素、窒素および硼素からなる化合物は、上記ＡｌＮやＡｌ₂Ｏ₃よりも強度に優れ、かつＡｌ₂Ｏ₃よりも熱伝導率に優れるため、複合焼結体に５０ｎｍ以上１μｍ以下の平均粒径で、かつ結合材中に占める割合が５体積％以上３０体積％以下とすることで、強度と熱伝導率に優れた結合材を提供することができ複合焼結体の強度と耐熱性の向上に資するものとなる。このため、特にこれらのアルミニウム化合物が上記条件を満たして存在する場合は、複合焼結体の後述の熱伝導率が７０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下の数値を示すものとすることができる。

さらに、本発明者の研究によればアルミニウム、酸素、窒素および硼素からなる化合物は立方晶窒化硼素粒子の周辺に選択的に存在することから、これらの化合物を構成する窒素や硼素は立方晶窒化硼素から供給されていると推測され、立方晶窒化硼素と結合材との結合力を強化する働きがあるものと考えられる。このため、複合焼結体の大幅な強度の向上に資するものと推測される。

上記平均粒径が５０ｎｍ未満の場合、界面の増加により熱伝導率向上の効果が少なくなる場合があり、１μｍを超えると、強度が低下する場合がある。好ましくは、その平均粒径は８０ｎｍ以上０．７μｍ以下であり、さらに好ましくは、９０ｎｍ以上０．２μｍ以下である。なお、この平均粒径は、複合焼結体をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察することにより測定することができる。

一方、上記割合が５体積％未満の場合、上記のような強度と熱伝導率の向上効果が得られないとともに立方晶窒化硼素との結合力の向上効果を十分に得られない場合があり、３０体積％を超えると、相対的に靭性に優れるアルミニウム化合物以外の結合材成分の含有量が低下し複合焼結体の靭性が低下する場合がある。好ましくは、その割合は１０体積％以上２７体積％以下である。この体積％は、ＩＣＰ（誘導結合高周波プラズマ分光分析）による定量分析や、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察によりに測定することができる。

なお、上記アルミニウム、酸素および窒素からなる化合物は、好ましくは一般式Ａｌ_XＯ_YＮ_Z（式中Ｘ＝０．５、Ｙ＋Ｚ≦０．５）で表され、上記アルミニウム、酸素、窒素および硼素からなる化合物は、好ましくは一般式Ａｌ_SＢ_TＯ_UＮ_V（式中Ｓ＋Ｔ＝０．５、Ｕ＋Ｖ≦０．５）で表される。以下、これらの化合物を単に一般式Ａｌ_XＯ_YＮ_Zおよび一般式Ａｌ_SＢ_TＯ_UＮ_Vで表す場合がある。

本発明の複合焼結体に含まれる結合材において、上記アルミニウム化合物を除く化合物または固溶体（上記で例示したもの）の平均粒径は、４００ｎｍ以下であることが好適である。これはこれらの平均粒径が４００ｎｍを超えると結合材の強度が著しく低下し、複合焼結体の耐摩耗性と耐欠損性の低下を引き起こすためである。複合焼結体中のこれらの化合物または固溶体の平均粒径はＳＥＭ（電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察することにより測定することができる。

＜複合焼結体の構造＞
本発明の複合焼結体において、立方晶窒化硼素は上記で既に述べた通り、複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有し、上記結合材は、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面を除く領域に存在する複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有し、かつ上記骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が上記の結合材粒子の連続した構造中に分散していることを特徴としている。そして、この複合焼結体は、立方晶窒化硼素と結合材とを焼結して製造されるものであり、かつこれら両者が上記のように互いに連続した構造を有することから上記立方晶窒化硼素と上記結合材とは強固に結合し、さらに孤立した微粒の第２立方晶窒化硼素粒子が結合材の連続構造中に分散した構造を有することから結合材自体の強度を飛躍的に向上させたものである。

本発明の複合焼結体は、上記のような特徴ある構造を採用したことにより、たとえ過酷な切削環境（例えば上記の高硬度鋼の高能率加工や高速断続切削や強断続切削等）に曝される切削工具に用いられる場合であっても、十分な耐欠損性と耐クレーター摩耗性を発揮することができ、優れた工具寿命を提供することができる。

すなわち、本発明の複合焼結体においては、まず断続切削のように急激な温度変化が繰り返される条件下においても結合材等が複合焼結体から脱落することがなく、以って強度を飛躍的に向上させることができる。従来におけるこのような脱落は、既に説明したように立方晶窒化硼素と結合材との熱膨張係数の相違がその主原因と考えられるが、たとえ温度変化時に立方晶窒化硼素と結合材との間で熱膨張係数の相違に基づく微小な亀裂が発生したとしても、結合材が連続した構造であるため当該脱落が有効に防止される。

また、立方晶窒化硼素と結合材の両者が上記のような連続した構造を有することから、従来のように全ての立方晶窒化硼素が不連続的に点在した構造のものや、結合材が不連続的に点在した構造のものに比し、立方晶窒化硼素と結合材間の結合力をより強固なものとすることができるようになった。これは、恐らくその連続した構造に起因するものと考えられるが、従来の常識、すなわち立方晶窒化硼素と結合材とのいずれか一方を不連続的に点在した構造とすることによりこれら両者間の接触面積を増大させ、これにより強固な結合を達成しようとする従来の技術常識を抜本的に覆す有利な効果である。

さらに、上記の骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子を、上記結合材粒子の連続した構造中に均一に分散させることにより、結合材の占める存在領域（すなわち結合材の連続構造中における結合材の厚み）を相対的に減少させるという効果を達成したものである。すなわち、結合材は、立方晶窒化硼素に比し熱安定性には優れるが強度（微小亀裂の発生と進展の抑制効果）には劣るという特性を有するため、連続構造中においてこの結合材の厚みが増大すると、断続切削等の過酷な切削環境下で結合材部が選択的に損傷し刃先のチッピングの原因となることが本発明者の研究により明らかとなった。そこで、さらに研究を重ねることにより、結合材の含有量を減少させずに結合材の厚みを減少させることが刃先のチッピングの抑制には最も効果的であるとの知見を得、その知見を具現化する手段として微粒の第２立方晶窒化硼素粒子を結合材の連続構造中に均一に分散させるという手法を採用したものである。これは、結合材中に存在する立方晶窒化硼素の含有率を同率とした場合、立方晶窒化硼素粒子を連続構造として存在させるよりも孤立した分散状態として存在させる方が、結合材の厚みを相対的に減少させることができるからである。この結果、結合材の含有量を低下させることなく結合材の厚みを減少させることが可能となり、熱安定性に優れる結合材の含有率の低下に起因する耐摩耗性の低下を防止することができる。

またさらに、骨格構造を形成する立方晶窒化硼素が連続した構造となっていることから、立方晶窒化硼素の固有の特性である高硬度および高熱伝導率という優れた特性を十分に発現することができ、以って優れた靭性と耐熱性とを示すものとなる。これは、立方晶窒化硼素の連続構造が優れた放熱効果を発揮することにより刃先温度の上昇が抑制されることから耐熱性が大幅に向上するとともに、複合焼結体内部に発生した微小亀裂の進展が立方晶窒化硼素の連続構造により阻まれるため靭性もさらに向上するのではないかと考えられる。

そして、この高熱伝導率の発現という点に関して、本発明の複合焼結体はより具体的には６０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下の熱伝導率を有したものとなる。この熱伝導率は高ければ高い程切削時の刃先の温度上昇が抑制されるため、その値は高い方が好ましい。しかし、熱伝導率が１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えると、第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合部位が過度に増加する結果、結合材が第１立方晶窒化硼素粒子の３重点に入り込み、不連続で孤立状態となった結合材の存在確率が増加する場合があるため好ましくない。なお、この熱伝導率は、レーザーフラッシュまたはキセノンフラッシュ熱拡散率測定装置によって熱拡散率を測定し、比熱および密度から算出することができる。

ここで、複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有するとは、従来のように連続した結合材相中に全ての立方晶窒化硼素粒子が分散したような海島構造（特許文献１、２）とは全く異なった構造を有していることを示している。そして、この連続骨格構造は、第１立方晶窒化硼素粒子同士が３次元的に結合した立体構造を呈するものと考えられる。

また、結合材の構造に関し、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面を除く領域に存在する複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有するとは、従来のように立方晶窒化硼素粒子が互いに結合した構造の周囲に結合材が不連続的に点在する構造（特許文献７）とは全く異なった構造を有していることを示しており、結合材粒子同士が互いに結合することにより連続構造を呈することを示している。そして、この連続構造は、結合材粒子同士が３次元的に結合した立体構造を呈するものと考えられる。

ここで、上記連続した構造を構成する結合材粒子の存在領域をこのように第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面を除く領域としたのは、本願の複合焼結体には以下のような各態様の構造が含まれることを明確にすることを意図したものである。すなわち、結合材がそのような第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面に存在する場合、その存在態様は、上記結合材粒子の連続した構造に繋がることによりその連続した構造の一部として存在する態様と、図１に示したように上記結合材粒子の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在する態様の、いずれか一方もしくは両方の態様を含むことができる。また、そのような第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面において結合材が存在しない場合には、そのように結合材が存在しない態様も本願の複合焼結体には包含され得ることを明確にしたものである。

上記図１は、第１立方晶窒化硼素粒子１が互いに結合する結合界面において結合材が結合材粒子２の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在する態様を概念的に示した複合焼結体４の部分斜視図である。すなわち、中央の矢印に対して、左側に示されている複合焼結体４から第１立方晶窒化硼素粒子１を概念的に取り除いた状態のものが右側に示されており、その右側のものにおいて該結合界面における結合材が孤立した結合材３として存在していることが表されている。

なお、上記のように結合材が第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面に存在する場合、その存在確率は６０％以下であり、上記結合材粒子の連続した構造に繋がることによりその連続した構造の一部として存在するか、または上記結合材粒子の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在することが好ましい。そして、上記第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面におけるその結合材の組成は、ＴｉまたはＡｌを少なくとも含むことが好ましい。第１立方晶窒化硼素粒子同士がその結合界面に結合材を含まず直接強固に結合できる形態が熱伝導率の観点からは最も好ましいが、第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面における結合材の存在確率が６０％以下の範囲内であれば第１立方晶窒化硼素粒子同士の連続性の確保により熱伝導率の低下を最小限に抑えることができる。しかも上記の結合材を酸素との親和性が高いＴｉまたはＡｌ元素を含む成分とすればこれらの成分が焼結過程で第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面に残留してしまった吸着酸素のゲッターとして作用するため、立方晶窒化硼素内部への酸素の固溶がその原因となる立方晶窒化硼素粒子自体の変質や第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面での酸化相の生成による熱抵抗の増加を予防することができる。なお、その存在確率が６０％を超えると立方晶窒化硼素より熱伝導率が低い結合材が多く存在することとなり、複合焼結体の全体としての熱伝導率が低下するため好ましくない。この点、上述の通り、第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面において結合材が存在しないことが特に好ましい。ここで、上記存在確率が６０％以下とは、ある１つの第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面における複数ポイントの測定点においてＡＥＳ（オージェ分光法）分析もしくはＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分光法）分析を実施した場合、全測定点のうち６０％以下の測定点において結合材が検出されることを意味する。

なお、上記において第１立方晶窒化硼素粒子または結合材粒子が互いに結合するとは、各粒子が有する結晶の方位は互いに異なっていても良いがその各粒子間の結合界面において何らかの化学結合や物理結合、あるいは第三の化合物の介在によりこれら両粒子が互いに強固に結合していることを示している。また、上記において立方晶窒化硼素と結合材とが結合しているとは、上記粒子間の結合と同様に何らかの化学結合や物理結合、あるいは第三の化合物の介在によりこれら両者が強固に結合していることを示す。

そして、第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有すること、および第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面を除く領域に存在する複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有することは、上記の複合焼結体に対して酸処理を施した後、その被処理体をＸＲＤ（Ｘ線回折）測定するとともに、その被処理体の外観を目視観察し、さらに抗折力を測定することにより確認することができる。さらに骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が上記の結合材粒子の連続した構造中に分散することは、焼結体組織をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）ないしＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察することにより確認することができる。

ここで、まず上記酸処理とは、濃硝酸（６０％）：蒸留水：濃フッ酸（４７％）＝２：２：１の体積比混合の混合酸と所定の大きさ（長さ６ｍｍ×幅３ｍｍ×厚み０.５ｍｍの四角形状）に切断した上記複合焼結体とを密閉容器に入れ、１４０℃で４８時間圧力溶解させる処理をいう。

続いて、上記酸処理を経た被処理体に対してＸＲＤ測定を行なう。この測定により、結合材成分が検出されなければ、複合焼結体から結合材が完全に除去されたことを示しており、以って上記結合材の連続した構造が確認されることになる。なぜなら、上記混合酸は結合材のみを選択的に溶解除去する作用を有するものであるが、仮に結合材が本願の構成のように連続した構造ではなく不連続構造となっている場合には、図２に示したように立方晶窒化硼素によりその周囲が取り囲まれた島状構造の孤立した結合材が存在し、このような孤立した結合材は上記酸処理により溶解除去されず被処理体中に残存すると考えられることから、結果的にＸＲＤ測定により結合材成分が検出されることになる。ただし、上記酸処理においては立方晶窒化硼素以外にＡｌ₂Ｏ₃も溶解除去されないため、結合材がＡｌ₂Ｏ₃を含む場合はそれが微量検出される場合がある。しかしこのような場合であっても、結合材がＡｌ₂Ｏ₃のみで構成されることはないから、結合材を構成する他の成分の検出の有無により判断することができる。したがって、本発明の複合焼結体においては、酸処理後のＸ線回折測定において、立方晶窒化硼素とＡｌ₂Ｏ₃以外の化合物が実質的に検出されないことが特に好ましい。

上記図２は、第１立方晶窒化硼素粒子１間の３重点において結合材が結合材粒子２の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在する態様を概念的に示した複合焼結体４の部分斜視図である。すなわち、中央の矢印に対して、左側に示されている複合焼結体４から第１立方晶窒化硼素粒子１を概念的に取り除いた状態のものが右側に示されており、その右側のものにおいて結合材粒子２が孤立した結合材３として存在していることが表されている。

なお、図１に示したように結合材が、第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面において結合材粒子の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在する場合は、上記のＸ線回折測定により結合材成分として検出される場合がある。したがって、このように結合材成分が検出される場合には、後述の酸処理後の抗折力を測定することにより、その結合材成分の由来、すなわちその結合材が第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面において不連続構造として存在するもの（図１）であるか、第１立方晶窒化硼素粒子によりその周囲が取り囲まれた島状構造の孤立した不連続構造として存在するもの（図２）であるかを判断することができる。この詳細は後述する。

次いで、被処理体の外観を目視観察する。立方晶窒化硼素が上記のような連続した骨格構造を有さず、従来のような全ての立方晶窒化硼素が不連続構造である場合は、上記酸処理後は粉体状となって崩れてしまい、処理前の焼結体とは全く異なった外観形状となる。これに対して、立方晶窒化硼素が上記のような連続した骨格構造を有する場合は、酸処理前の元の形状を維持したものとなる。ここで、元の形状を維持するとは、通常のろ過作業などの際の１ｇｆ／ｍｍ²未満の加重でのハンドリングでは元の形状が２つ以上の部分に分離しないことをいう。このようにして、酸処理後の被処理体の外観を目視観察することにより立方晶窒化硼素の連続した構造を確認することができる。

なお、立方晶窒化硼素が一見連続構造を有する場合であっても各粒子同士が結合ではなく単に接触している場合は、上記酸処理後に元の形状をある程度維持するものの各粒子間の結合力が弱いことから酸処理中に被処理体のエッジ部分が一部分離したり、１ｇｆ／ｍｍ²未満の応力下でのハンドリングで容易に崩れてしまうため、本願の連続した構造との差異を容易に区別することができる。

続いてさらに、上記被処理体の抗折力を測定する。この測定は、図３に示したように上記四角形状（長さ６ｍｍ×幅３ｍｍ×厚み０.５ｍｍ）の被処理体１０の３点を３本の支柱１１（直径２ｍｍ）で支えるとともにスパンＬを４ｍｍとする条件を採用し、そのスパンＬの中間部分に負荷Ｎを与えることにより、被処理体１０が折損する場合の負荷Ｎを測定し、これを抗折力とすることにより求めることができる。そして、本発明ではこの抗折力が１ｇｆ／ｍｍ²以上７０ｋｇｆ／ｍｍ²以下であることが好ましい。立方晶窒化硼素が上記のように連続した構造を有するためにこのように高い抗折力が示されるのであり、立方晶窒化硼素が不連続構造の場合は抗折力は１ｇｆ／ｍｍ²未満となる。この点、この抗折力は高ければ高い程好ましく、あえてその上限を規定する必要はないが、７０ｋｇｆ／ｍｍ²を超えると第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面の存在数が過剰に多くなり、結合材が第１立方晶窒化硼素粒子同士の３重点に不連続状に取り込まれることが多くなる。すなわち、前述のように結合材が第１立方晶窒化硼素粒子によりその周囲が取り囲まれた島状構造の孤立した不連続構造として存在する場合（図２）はこの抗折力が７０ｋｇｆ／ｍｍ²を超える数値を有したものとなる。これに対して、酸処理後において結合材成分が検出される場合であっても、抗折力が７０ｋｇｆ／ｍｍ²以下の数値を有する場合は、その結合材は第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面において不連続構造として存在している（図１）ことを示している。

さらに、上記の酸処理後の混合酸中に含有される立方晶窒化硼素粒子をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）により観察する。すなわち、本発明の複合焼結体は、微粒分散領域において結合材粒子の連続した構造中に第２立方晶窒化硼素粒子が分散しているため、酸処理により結合材の連続構造が溶解する際に、この分散した第２立方晶窒化硼素粒子の一部も混合酸中に含有されることになる。上記の通り、骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子は酸処理の混合酸に溶解しないため、結合材の連続構造中に分散していた立方晶窒化硼素の一部が粒子状態で混合酸中に含有され、以ってその存在が確認されることになる。ただし、結合材の連続構造中に分散する微粒の第２立方晶窒化硼素粒子の中でも比較的大きな粒子は、連続する第１立方晶窒化硼素粒子で形成された骨格構造内にトラップされる。したがって、結合材粒子の連続した構造中に分散していた第２立方晶窒化硼素粒子の全てが混合酸中に含有されるわけではないが、少なくとも混合酸中に含有される立方晶窒化硼素粒子の存在は結合材粒子の連続した構造中に第２立方晶窒化硼素粒子が分散して存在していることを示すものである。

＜複合焼結体の製造方法＞
本発明の複合焼結体は、まず原料粉末である立方晶窒化硼素粉末と結合材粉末とを混合し、立方晶窒化硼素が六方晶窒化硼素へ変換しない圧力温度条件下で焼結するか、あるいはこの立方晶窒化硼素が六方晶窒化硼素へ変換しない圧力温度条件下での焼結中に結合材成分を外部から溶浸させることにより製造することができる。

ここで、上記混合粉末を焼結するに際してその混合粉末を焼結体作製用の高融点金属製カプセル（たとえばＭｏ（モリブデン）製カプセル等）に充填する場合、該混合粉末をＴｉとＡｌとの合金で作製された金属箔で挟むようにして充填し、焼結することが好ましい。この金属箔は結合材を構成するものとなるが、焼結温度以下の融点を有するために焼結時において液状となり混合粉末間に浸透するため立方晶窒化硼素粒子と結合材とがそれぞれ連続した構造となることを達成できる。しかも、結合材成分の全てを予め立方晶窒化硼素粉末と混合しておくのではなく、焼結中に立方晶窒化硼素粉末と（比較的少量の）結合材粉末との混合粉末に外部から結合材成分をさらに溶浸させることとなり第１立方晶窒化硼素粒子同士の連続性、および結合材粒子の連続性をさらに高めた本発明の複合焼結体を製造することができる。特に、第１立方晶窒化硼素粒子間の微小な隙間にも上記合金が浸透するため、第１立方晶窒化硼素粒子の３重点に存在する結合材同士が孤立することがなく、結合材の連続構造化が促進される。

ここで、上記混合粉末の作製では、立方晶窒化硼素の原料粉末と予め準備した結合材粉末とをボールミルを用いて混合する。この際、粒径の小さい（大略０．０５μｍ〜２．０μｍ）立方晶窒化硼素粒子（結合材の連続構造中に分散させるもの）と結合材粉末とを予めボールミルにより均一混合しておき、続けて粒径の大きい（大略２．０μｍ〜６．０μｍ）立方晶窒化硼素粒子（連続骨格構造を形成するもの）を添加し再度ボールミルによる混合を実施することで、粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子が結合材粉末に取り囲まれた状態で均一に分散した混合粉末が得られる。さらにこの粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子の分散（不連続）構造を確実に達成するためには、粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子のみを予め結合材で物理蒸着（ＰＶＤ）法等により被覆しておくことが好ましい。粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子同士および粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子と粒径の大きい立方晶窒化硼素粒子との接触が避けられるからである。

また、上記焼結に際しては立方晶窒化硼素が熱力学的に安定な所定の圧力温度条件となるように圧力履歴および温度履歴等の諸条件を制御することが好ましい。ここで、本願の諸条件を具体的に説明する前に、まず一般的な立方晶窒化硼素焼結体の焼結条件について説明する。まず、上記のような立方晶窒化硼素と結合材からなる混合粉末に対して低温で圧力を負荷し緻密化を促進した後、温度を高めて焼結することが行なわれる。たとえば常温で４〜６ＧＰａまで圧力を高めた後に１３００〜１８００℃まで昇温し、この最高温度を維持したまま焼結される。

しかしながら、このような従来の焼結条件においては、圧力負荷の過程で硬度の低い結合材が主に破砕され、その破砕された微粒の結合材が立方晶窒化硼素粒子間に滑り込み、さらには結合材に比較し破砕されにくい硬度の高い立方晶窒化硼素粒子が結合材を囲うように配列し、これが３重点を形成することによりその微小領域での緻密化がそれ以上進行しないまま加熱により焼結されることになるものと考えられる。そしてその結果、立方晶窒化硼素粒子間に結合材が介入した領域や、立方晶窒化硼素粒子に囲まれた不連続構造の結合材領域が点在した焼結体組織構造になるものと推測される。

そこで、本願の焼結方法の具体的な条件としては、以下の諸条件が採用される。すなわち、まず立方晶窒化硼素粒子が熱力学的に安定な条件となる圧力２〜５ＧＰａ、温度１０００〜１５００℃まで一旦加圧昇温し（加圧と昇温とを同時に実施し）、この圧力温度条件で１〜５分間維持する。これにより、緻密化の進行と同時に粒径の大きい立方晶窒化硼素粒子同士が接触している部分でまず焼結が進行する。そして、この場合結合材がこの昇温に伴い軟化するとともに塑性変形することで流動性が高まるため、粒径の大きい立方晶窒化硼素粒子が結合材を囲うように配列する際においても結合材はその隙間に滑り込み（浸透し）、結合材の連続構造が維持されるものと考えられる。さらにこの加圧昇温過程において、粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子を取り囲む結合材は、粒径の大きい立方晶窒化硼素粒子同士の接触部分で焼結が進行する際、粒径の大きい立方晶窒化硼素粒子の隙間に滑り込み、その後はそれ以上の緻密化は抑制される。その結果、粒径の小さい立方晶窒化硼素粒子は結合材粒子の連続構造中に分散した形態を維持し、結合材の連続構造中に分散（不連続）構造が形成させると考えられる。

そして、このようにして立方晶窒化硼素および結合材がいずれも連続した構造を有するようになった後に、引き続き立方晶窒化硼素が熱力学的に安定な条件である圧力５〜８ＧＰａ、温度１４００〜２０００℃まで再度加圧昇温し（加圧と昇温とを同時に実施し）、この圧力温度条件で１〜１５分間維持する。これにより、立方晶窒化硼素粒子間、結合材粒子間、および立方晶窒化硼素粒子と結合材粒子間の結合力がさらに強化されるものと推測される。

なお、立方晶窒化硼素粒子および結合材粒子に対して表面改質を行なうことにより、第１立方晶窒化硼素粒子間、結合材粒子間、および立方晶窒化硼素粒子と結合材粒子間の結合力をより一層強化することが可能である。ここで表面改質とは、焼結前の各原料粉末に対して、たとえば水素中でのプラズマ処理やアンモニア雰囲気中での熱処理を行なうことが挙げられる。また、粒径の大きい立方晶窒化硼素粒子同士の直接的な結合性を高めるために焼結前の上記混合粉末に対して触媒作用を持ったメラミン等の炭素、水素および窒素からなる化合物を添加することも有効である。

＜切削工具＞
本発明の切削工具は、上記の複合焼結体を少なくとも一部に含んで成るものである。たとえば、切削の中心的作用を奏する刃先ノーズ部を上記の複合焼結体で構成することができる。また、刃先稜線部を該複合焼結体で構成したり、刃先稜線部を含むすくい面の全面を該複合焼結体で構成することもできる。さらに、切削工具の全体を該複合焼結体で構成することもできる。

このように、本発明の切削工具は、上記の複合焼結体を少なくとも一部に含んでいる限り、その構造が特に限定されることはない。なお、切削工具の一部を本発明の複合焼結体で構成する場合、残りの部分はこの種の切削工具の基材として用いられる従来公知のいずれの基材によっても構成することが可能である。そのような基材としては、たとえば超硬合金（たとえばＷＣ基超硬合金、ＷＣの他、Ｃｏを含み、あるいはさらにＴｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の炭窒化物等を添加したものも含む）、サーメット（ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等を主成分とするもの）、高速度鋼、セラミックス（炭化チタン、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムおよびこれらの混合体など）、ダイヤモンド焼結体、窒化珪素焼結体等を挙げることができる。

＜実施例＞
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

＜実施例１＞
まず、Ｔｉ_XＮ_Y（式中Ｘ＝１、Ｙ＝０．６）粉末（平均粒径２．０μｍ）とＡｌ粉末（平均粒径２０μｍ）とを８０：２０の質量比で均一に混合した後、真空炉を用いてこの混合粉末に対して真空中、１２００℃で３０分間の熱処理を施した。その後、超硬合金製ポットと超硬合金製ボールとからなるボールミルを用いて、上記のように熱処理を施した混合粉末を粉砕することにより、結合材用の原料粉末を得た。なお、上記粉末の平均粒径は、前述した立方晶窒化硼素粒子の平均粒径と同様に粒径−累積体積相関グラフより累積体積％が５０％になる場合の粒径を求め、それを平均粒径としたものである。

続いて、高周波スパッタリング物理蒸着（ＲＦスパッタリングＰＶＤ）装置を用いて、粒径の小さい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径１．２μｍ）に対してＴｉＮ（結合材を構成するものとなる）による被覆を施した。この被覆粉末をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察したところ、立方晶窒化硼素粉末にＴｉＮが平均層厚５０ｎｍでほぼ均一に被覆されていることが分かった。この粉末は、結合材粒子の連続した構造中に分散する第２立方晶窒化硼素粒子を提供するものである。

上記で得られたＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ、結合材による被覆は行なっていないものであって主として骨格構造を形成するもの）とを、体積比で１：６となるように準備した。次に、上記のボールミルを用いてこれらの立方晶窒化硼素粉末の配合比が７０体積％となるように、これらの立方晶窒化硼素粉末と上記の結合材用の原料粉末とを均一に混合した。この場合、結合材粒子の連続した構造中に分散する第２立方晶窒化硼素粒子の含有量は２５体積％となる。また、この際、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と結合材粉末とを事前に混合した後に、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末を添加し再混合することで均一分散させた。その後、この混合粉末を真空炉内に９００℃で２０分間保持することにより脱ガスした。

次いで、上記のように脱ガスした混合粉末を、ＴｉＡｌ合金（Ｔｉ（５０原子％）Ａｌ（５０原子％））製の金属箔で挟んでモリブデン（Ｍｏ）製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて圧力３ＧＰａ、温度５００℃まで加圧と同時に昇温し、この圧力温度条件下で２分間維持した。

続いて、同装置により、圧力６．５ＧＰａ、１６５０℃まで再度加圧と同時に昇温し、この圧力温度条件下でさらに１５分間維持することにより焼結を行ない、立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含む本発明の複合焼結体を製造した。

そして、この複合焼結体の組成をＸＲＤ測定（便宜上、当初ＸＲＤ測定と記す）により特定するとともに熱伝導率を測定した。熱伝導率の測定は、後述の酸処理前に行うものであって上記で得られた複合焼結体を頂角８０°、底辺４ｍｍ、厚さ１ｍｍの二等辺三角形状に成型した後、レーザーフラッシュ熱拡散率測定装置によって熱拡散率を測定し、比熱及び密度から熱伝導率を算出した。引き続き、この複合焼結体に対してＴＥＭ（透過電子顕微鏡）観察及びＥＤＳ分析、さらにＡＥＳ（オージェ電子分光）分析により骨格構造中の第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面における元素分析を実施し、該結合界面に存在する結合材の組成（構成元素の種類）と存在確率を算出した。これらの結果を以下の表１に示す。なお、表１において、立方晶窒化硼素（ｃＢＮと記す、以下同様）以外のＴｉＮ（上記Ｔｉ_XＮ_Yを単にＴｉＮと記す、以下同様）、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、Ａｌ₂Ｏ₃が結合材を構成する成分である。これらの成分は上記結合材用の原料粉末の組成とは異なっているが、これは焼結時において立方晶窒化硼素と化学反応したためであると考えられる。

また、結合材粒子の連続した構造中に分散した第２立方晶窒化硼素粒子の平均粒径をＸμｍ、骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子の平均粒径をＹμｍとした場合の平均粒径比Ｘ／Ｙも表１において併せて記載する。なお、この平均粒径Ｘμｍ、Ｙμｍは、この複合焼結体を直接ＳＥＭおよびＴＥＭ観察することにより求められた各平均粒径とも等しいものであった。

なお、表１における複合焼結体中の全ｃＢＮの平均粒径とは、複合焼結体に含まれる全立方晶窒化硼素粒子の平均粒径を示すものであって、上記の原料粉末の平均粒径（全原料粉末を対象として上記の通り粒径−累積体積相関グラフを用いて累積体積％が５０％になるときの粒径として算出したもの）を示すものである。また、複合焼結体中のｃＢＮ含有量は、上記のように原料粉末の配合比によって決定され、結合材中のｃＢＮの含有量は、この複合焼結体中のｃＢＮ含有量から結合材の含有量を求め、この含有量と、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末との体積比とから計算により求めることができる。

続いて、上記で製造された本発明の複合焼結体を長さ６ｍｍ×幅３ｍｍ×厚み０.５ｍｍの四角形状に成型した後、酸処理（上記で説明した通り、濃硝酸（６０％）：蒸留水：濃フッ酸（４７％）＝２：２：１の体積比混合の混合酸を用いて１４０℃で４８時間圧力溶解させる処理）を施した。そして、このように酸処理を施された被処理体についてＸＲＤ測定を行なうことにより、酸処理後の組成を特定するとともに、外観形状を目視観察した。その結果を以下の表１に示す。

続いて、上記の被処理体を用いて、上記で図３を用いて説明した方法により抗折力を測定した。その結果を以下の表１に示す。

一方、上記で製造された複合焼結体（酸処理前）を用いて切削工具を作製した。具体的には、上記で製造された複合焼結体を超硬合金製の基材にロウ付けし所定の形状（ＩＳＯ型番：ＳＮＧＡ１２０４０８）に成型することにより切削工具を作製した。そして、この切削工具を用いて下記の条件にて高速強断続切削する切削試験を実施し、欠損までの工具寿命を調べた。その結果を以下の表１に示す。

＜切削試験の条件＞
被削材：浸炭焼入鋼 ＳＣＭ４１５Ｈ、ＨＲＣ６２
（直径１００ｍｍ×長さ３００ｍｍ、被削材の軸方向に４本のＵ溝あり）
切削速度：Ｖ＝２００ｍ／ｍｉｎ．
送り：ｆ＝０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．
切込み：ｄ＝０．３ｍｍ
湿式／乾式：乾式
＜実施例２〜３＞
実施例１において、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末との配合比を変えることにより２５体積％という結合材中の第２立方晶窒化硼素粒子の含有率を、４体積％（実施例２）、または６７体積％（実施例３）に代えることを除き他は全て実施例１と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。このように立方晶窒化硼素粒子の配合比を変更したため、平均粒径（複合焼結体に含まれる全立方晶窒化硼素粒子に関するもの）も変化している。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表１に示す。

＜実施例４〜６＞
実施例１において、Ｔｉ_XＮ_Y（式中Ｘ＝１、Ｙ＝０．６）粉末に代えてＺｒ_XＮ_Y（式中Ｘ＝１、Ｙ＝０．６）粉末（実施例４）、Ｔｉ_XＣ_YＮ_Z（式中Ｘ＝１、Ｙ＝Ｚ＝０．３）粉末（実施例５）、またはＨｆ_XＮ_Y（式中Ｘ＝１、Ｙ＝０．６）粉末（実施例６）を用いることを除き他は全て実施例１と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表１に示す。

＜実施例７〜９＞
実施例１において、７０体積％という立方晶窒化硼素粉末の配合比を７５体積％（実施例７）、８０体積％（実施例８）、または６５体積％（実施例９）に代えることを除き（結合材粒子の連続した構造中の第２立方晶窒化硼素粒子の含有率を一定にしたため平均粒径の変化を伴う）、他は全て実施例１と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表２に示す。

＜実施例１０〜１５＞
実施例１において、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末の平均粒径と粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（ＴｉＮ被覆していない）の平均粒径とを、それぞれ０．５μｍ、２．５μｍ（実施例１０）、１．２μｍ、２．０μｍ（実施例１１）、０．２μｍ、６．０μｍ（実施例１２）、０．３６μｍ、６．０μｍ（実施例１３）、０．５μｍ、５．０μｍ（実施例１４）、または１．８μｍ、４．０μｍ（実施例１５）に代えることを除き、他は全て実施例１と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表２および表３に示す。

＜実施例１６〜１９＞
実施例１において、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末との配合比を変えることにより２５体積％という結合材中の第２立方晶窒化硼素粒子の含有率を、６体積％（実施例１６）、１５体積％（実施例１７）、３５体積％（実施例１８）、または４５体積％（実施例１９）に代えることを除き他は全て実施例１と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。このように立方晶窒化硼素粒子の配合比を変更したため、平均粒径（複合焼結体に含まれる全立方晶窒化硼素粒子に関するもの）も変化している。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表３に示す。

＜比較例１＞
実施例１において、混合粉末をモリブデン（Ｍｏ）製カプセルに充填する際ＴｉＡｌ合金（Ｔｉ（５０原子％）Ａｌ（５０原子％））製の金属箔を用いなかったこと、および焼結条件を実施例１の条件に代えて従来法のように常温で圧力を５ＧＰａまで高めた後に温度を１５００℃まで昇温させて１５分間焼結するという条件を採用すること、の２点を除き他は全て実施例１と同様にして比較例の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表４に示す。

＜比較例２＞
比較例１に対して、さらに７０体積％という立方晶窒化硼素粉末の配合比を、８５体積％に代えることを除き他は全て比較例１と同様にして比較例の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表４に示す。

＜比較例３＞
実施例１において、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素を使用せずに被覆していない粒径の大きい立方晶窒化硼素のみを使用することにより、２５体積％という結合材粒子の連続した構造中の立方晶窒化硼素の含有率を０体積％に代えることを除き、他は全て実施例１と同様にして比較例の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表４に示す。

＜比較例４〜５＞
立方晶窒化硼素の複合焼結体を超硬合金製の基材にロウ付けしてなる、実施例１の切削工具と同一形状（ＩＳＯ型番：ＳＮＧＡ１２０４０８）の市販の切削工具を準備し、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表４に示す。なお、複合焼結体中の立方晶窒化硼素の体積％及び平均粒径は、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）により測定した。

表１〜表３より明らかなように、実施例１〜１９の複合焼結体においては、酸処理後のＸＲＤ測定にて立方晶窒化硼素のみ（ただし、一部Ａｌ₂Ｏ₃を含む）が検出されたことから、複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を結合材が有していることを示している。またこれは、第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面において不連続構造の結合材が存在しないことを同時に示している。なお、ＴＥＭ観察およびＥＤＳ分析、さらにはＡＥＳ分析により該結合界面に結合材が存在することが確認されているため、該結合界面に存在する結合材は結合材粒子の連続した構造に繋がることによりその連続した構造の一部として存在していることを同時に示している。しかもこの事実は、酸処理後の抗折力が１ｇｆ／ｍｍ²以上７０ｋｇｆ／ｍｍ²以下となっていることからも裏付けられている。

また、実施例１〜１９の複合焼結体は、酸処理後において被処理体の外観形状を目視観察したところいずれも元の形状を完全に維持しており、かつ抗折力も１ｇｆ／ｍｍ²以上７０ｋｇｆ／ｍｍ²以下であることから、複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を立方晶窒化硼素が有していることを示している。

同時に、実施例１〜１９の複合焼結体は、立方晶窒化硼素の一部としてＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末を用いたことにより、骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が結合材粒子の連続した構造中に分散して存在することが、ＳＥＭ観察およびＴＥＭ観察により確認された。この事実は、酸処理後の混合酸中に含有される立方晶窒化硼素粒子をＳＥＭ観察した結果、いずれも原料として用いたＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末の平均粒径よりもさらに小さい平均粒径の立方晶窒化硼素粒子がその混合酸中に含有されていることを確認したことからも裏付けられている。

一方、表４より明らかなように、比較例１は酸処理後の外観観察において、形状の崩壊が確認されていることから立方晶窒化硼素粒子は連続した構造ではなく不連続構造となっていることを示している。このため、各実施例に比し熱伝導率が低く、切削試験における工具寿命も劣ったものとなっている。またこのため、立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面における結合材の組成と存在確率を測定することもできなかった（したがって、表４では「−」と表記した）。

また、比較例２は酸処理後の外観観察において、元の形状が維持されていたことから一応立方晶窒化硼素粒子は互いに結合した連続した構造となっているものと考えられる。しかし、酸処理後に微量の結合材成分（ＴｉＮ、ＴｉＢ₂、ＡｌＮ、ＡｌＢ₂、Ａｌ₂Ｏ₃）がＸＲＤ測定により検出され、また酸処理後の抗折力が７０ｋｇｆ／ｍｍ²を超えることから、結合材が立方晶窒化硼素の連続した構造に取り囲まれた、孤立した不連続構造として存在していることを示している。このため、切削試験における工具寿命が劣ったものとなっている。

また比較例３は、酸処理後の外観観察において、元の形状が維持されていたことから、立方晶窒化硼素粒子は互いに結合した連続構造となっているものと考えられる。さらに、酸処理後のＸＲＤ測定にて立方晶窒化硼素のみ（ただし、一部Ａｌ₂Ｏ₃を含む）が検出されたことから、複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を結合材が有しているものと考えられる。しかし、実施例１のようなＴｉＮ被覆の立方晶窒化硼素を使用していないため、ＳＥＭ観察およびＴＥＭ観察を行なうと、結合材粒子の連続した構造中に立方晶窒化硼素粒子は分散しておらず、このため酸処理後の混合酸中にも立方晶窒化硼素粒子は含有されていなかった。このように結合材中に立方晶窒化硼素粒子が分散していないため、刃先へ高い衝撃が負荷される高速強断続切削試験では、結合材部に微小な亀裂が発生し早期に欠損に至るため、切削試験の結果でも工具寿命に劣る結果となったものと考えられる。

また比較例４〜５は、酸処理後において被処理体を目視観察したところ、いずれも元の形状が維持されず崩壊していることが確認され、立方晶窒化硼素粒子同士の結合が不十分で不連続な構造であることを示している。またこのため、立方晶窒化硼素粒子同士の結合界面における結合材の組成と存在確率を測定することができなかった（したがって、表４では「−」と表記した）。なお、これら比較例は市販品を用いているため、結合材中の立方晶窒化硼素の含有率は不明であり、抵折力に関しても測定できなかった。

そして、実施例１〜１９の切削工具は、切削試験の結果、比較例１〜５の切削工具に比し２倍以上の工具寿命を有していた。これは、実施例の各複合焼結体が、複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有する立方晶窒化硼素と、複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有する結合材と、を有し、かつ結合材粒子の連続した構造中に骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が分散する構造を呈することにより、耐熱性の向上と、包括的な強度（微小亀裂の発生と進展の抑制効果）の向上とが高度に両立されており、以って工具寿命が大幅に延長されたことを示している。

＜実施例２０＞
実施例１で用いた粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）に対して、マイクロ波反応装置を用いて１．３３３×１０⁴Ｐａ（１００ｔｏｒｒ）の減圧水素気流中において１０００℃で３０分間マイクロ波プラズマによる水素プラズマ処理を実施した。その後、このようにして得られた粉末を再度撹拌した後、上記と同じ条件による水素プラズマ処理を７回繰り返すことによって、表面処理を施した立方晶窒化硼素粉末を得た。

そして、このようにして得られた立方晶窒化硼素粉末を実施例１で用いた粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）に代えて使用することを除き、他は全て実施例１と同じ製造条件で本発明の複合焼結体を得た。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表５に示す。

＜実施例２１＞
実施例７において、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）に対して、アンモニア雰囲気中で１２００℃の熱処理を３０分間実施することによって、表面処理を施した立方晶窒化硼素粉末を得た。

そして、このようにして得られた立方晶窒化硼素粉末を実施例７で用いた粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）に代えて使用することを除き、他は全て実施例７と同じ製造条件で本発明の複合焼結体を得た。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表５に示す。

＜実施例２２＞
実施例１において、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末（平均粒径１．２μｍ）と、結合材用の原料粉末と、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）とを、ボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末の配合比が８０体積％となるような配合比で均一に混合した（なお、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末との配合比は、結合材粒子の連続した構造中に分散する第２立方晶窒化硼素粒子の含有量が３０体積％となるように調整した）。その後、実施例１と同一条件で脱ガスし、このように脱ガスした混合粉末に対してメラミン樹脂粉末（市販品）を３質量％添加することを除き、他は実施例１と同じ製造条件で本発明の複合焼結体を得た。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表５に示す。

＜実施例２３＞
実施例９において、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）に対して、窒素雰囲気中で１６００℃の熱処理を３０分間実施することによって、表面処理を施した立方晶窒化硼素粉末を得た。

そして、このようにして得られた立方晶窒化硼素粉末を実施例９で用いた粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径４．０μｍ）に代えて使用することを除き、他は全て実施例９と同じ製造条件で本発明の複合焼結体を得た。この複合焼結体について、実施例１と同様にして測定乃至試験した各特性を以下の表５に示す。

表５の各結果より明らかなように、上記実施例２０〜２３の複合焼結体は、いずれも複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有するとともに、複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有するものであった。さらに、焼結体のＳＥＭ観察およびＴＥＭ観察に加え、酸処理後の混合酸中に原料として用いたＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素の粒径よりも小さい立方晶窒化硼素粒子が存在していたことをＳＥＭ観察により確認したことから、骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子が上記の結合材粒子の連続した構造中に分散している構造を有することを確認した。

また、実施例２０〜２３の複合焼結体を用いた切削工具は、各対応する立方晶窒化硼素の含有率を有する実施例１、７、８、９の複合焼結体を用いた切削工具よりも工具寿命がさらに向上していた。さらに、実施例２０〜２３の複合焼結体は、第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合する結合界面における結合材の存在確率が、実施例１、７、８、９の複合焼結体におけるその存在確率よりもさらに低くなっており、このため実施例２０〜２３の複合焼結体は、実施例１、７、８、９の複合焼結体よりもいずれも熱伝導率および酸処理後の抗折力に優れるものであった。このような結果は、次のような理由によるものと考えられる。

すなわち、実施例２０では、水素プラズマ処理による表面処理を施した立方晶窒化硼素粉末の表面において酸素が有効に除去されるとともに、同時に表面が水素基で終端されるものと考えられる。そして、このように表面に存在する水素基は、高温高圧下において触媒作用を示し、骨格構造における第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合力がさらに強化されたために上記のような結果が得られるものと推測される。

また、実施例２１では、アンモニア処理による表面処理を施した立方晶窒化硼素粉末の表面において酸素が有効に除去されるとともに、同時に表面がアミノ基で終端されるものと考えられる。そして、このように表面に存在するアミノ基は、高温高圧下において触媒作用を示し、骨格構造における第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合力がさらに強化されたために上記のような結果が得られるものと推測される。

また、実施例２２では、メラミン粉末を３質量％添加したことにより、立方晶窒化硼素粒子の周辺に炭素遊離基（たとえば−ＣＨ₃基）、水素遊離基（たとえば−Ｈ基）および窒素遊離基（たとえば−ＮＨ₂基）として存在しているものと考えられる。そして、この炭素遊離基は立方晶窒化硼素粒子表面に存在するＢ₂Ｏ₃等の酸素不純物と反応してこれを除去する作用を示し、水素遊離基および窒素遊離基は立方晶窒化硼素の多結晶化を促進する触媒作用を示すと考えられ、骨格構造における第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合力が強化されたために上記のような結果が得られるものと推測される。

また、実施例２３では、窒素雰囲気下での高温熱処理による表面処理を施した立方晶窒化硼素粒子の表面において酸素が有効に除去されるとともに、同時に六方晶窒化硼素に逆変換されるものと考えられる。そしてこのように表面にのみ存在する六方晶窒化硼素は、立方晶窒化硼素粒子の接触部において高圧高温化で再び立方晶窒化硼素に逆変換すると同時に強固な結合を生成すると考えられ、骨格構造における第１立方晶窒化硼素粒子同士の結合力がさらに強化されたために上記のような結果が得られるものと推測される。

＜実施例２４＞
まず、Ｔｉ_XＮ_Y（式中Ｘ＝１、Ｙ＝０．６）粉末とＡｌ粉末とを８５：１５の質量比で均一に混合した後、真空炉を用いてこの混合粉末に対して真空中、１２００℃で３０分間の熱処理を施した。その後、超硬合金製ポットと超硬合金製ボールとからなるボールミルを用いて、上記のように熱処理を施した混合粉末を粉砕することにより、結合材用の原料粉末を得た。

続いて、ＲＦスパッタリングＰＶＤ装置を用いて、粒径の小さい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径０．５μｍ）に対してＴｉＮ（結合材を構成するものとなる）による被覆を施した。この被覆粉末をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察したところ、立方晶窒化硼素粉末にＴｉＮが平均層厚５０ｎｍでほぼ均一に被覆されていることが分かった。この粉末は、結合材粒子の連続した構造中に分散する第２立方晶窒化硼素粒子を提供するものである。

上記で得られたＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径３．５μｍ、結合材による被覆は行なっていないものであって主として骨格構造を形成するもの）とを、体積比で１：４となるように準備した。次に、上記のボールミルを用いてこれらの立方晶窒化硼素粉末の配合比が７２体積％となるように、これらの立方晶窒化硼素粉末と上記の結合材用の原料粉末とを均一に混合した。この際、ＴｉＮ被覆立方晶窒化硼素粉末と結合材粉末とを事前に混合した後に、粒径の大きい立方晶窒化硼素粉末（平均粒径３．５μｍ）を添加し再混合することで均一分散させた。その後、この混合粉末を真空炉内に９００℃で２０分間保持することにより脱ガスした。

次いで、上記のように脱ガスした混合粉末を、ＴｉＡｌ合金（Ｔｉ（５０原子％）Ａｌ（５０原子％））製の金属箔で挟んでモリブデン（Ｍｏ）製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて圧力３ＧＰａ、温度５００℃まで加圧と同時に昇温し、この圧力温度条件下で２分間維持した（第１加圧昇温）。

続いて、同装置により、圧力７．０ＧＰａ、１８５０℃まで再度加圧と同時に昇温し（第２加圧昇温）、この圧力温度条件下でさらに１５分間維持することにより焼結を行ない、立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含む本発明の複合焼結体を製造した。

この複合焼結体について、実施例１と同様にして当初ＸＲＤ測定、焼結体組織のＳＥＭ、ＴＥＭ観察、熱伝導率測定（酸処理前）、酸処理後のＸＲＤ測定、酸処理後の外観観察、及び酸処理後の抗折力測定を行なった。その結果を以下の表６に示す。

＜実施例２５＞
実施例２４において、立方晶窒化硼素粉末の配合比を８０体積％となるように均一に混合することを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例２６＞
実施例２４において、立方晶窒化硼素粉末の配合比を７７体積％となるように均一に混合することを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例２７＞
実施例２４において、立方晶窒化硼素粉末の配合比を６５体積％となるように均一に混合することを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例２８＞
実施例２４において、圧力７．０ＧＰａ、１８５０℃の条件下での維持時間を６０分間とすることを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例２９＞
実施例２４において、圧力７．０ＧＰａ、１８５０℃の条件下での維持時間を４０分間とすることを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例３０＞
実施例２４において、第２加圧昇温の条件を圧力５．５ＧＰａ、１８５０℃とすることを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例３１＞
実施例２４において、第２加圧昇温の条件を圧力５．５ＧＰａ、１７００℃とすることを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜実施例３２＞
実施例２４において、第２加圧昇温の条件を圧力５．５ＧＰａ、１５５０℃とすることを除き、他は全て実施例２４と同様にして本発明の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

＜比較例６＞
実施例２４において、混合粉末をモリブデン（Ｍｏ）製カプセルに充填する際ＴｉＡｌ合金（Ｔｉ（５０原子％）Ａｌ（５０原子％））製の金属箔を用いなかったこと、及び焼結条件を実施例２４に代えて従来法のように常温で５．５Ｇｐａまで高めた後に温度を１５５０℃まで昇温させてこの条件で３０分間焼結するという条件を採用することを除き、他は全て実施例２４と同様にして比較例の複合焼結体を製造した。この複合焼結体について、実施例２４と同様にして測定した各特性を以下の表６に示す。

表６の各結果より明らかなように、上記実施例２４〜３２の複合焼結体は、いずれも立方晶窒化硼素は複数の第１立方晶窒化硼素粒子が互いに結合することにより連続した骨格構造を有するとともに、結合材は複数の結合材粒子が互いに結合することにより連続した構造を有するものであった。同時に、実施例２４〜３２の複合焼結体は、粒径の小さい立方晶窒化硼素を事前にＴｉＮ被覆することにより配合したものであることから、結合材粒子の連続した構造中に第２立方晶窒化硼素粒子（骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子とは孤立したもの）が分散していることを、ＳＥＭ観察およびＴＥＭ観察により確認した。

これに対して、比較例６の複合焼結体は、酸処理後の外観観察において形状の崩壊が確認されていることから全ての立方晶窒化硼素粒子は互いに連続した構造ではなく不連続構造となっていることを示している。このため、各実施例に比し熱伝導率が低く、後述の切削試験における工具寿命も劣ったものとなっている。

さらに、実施例２４〜３２および比較例６で得られた各複合焼結体をＴＥＭ（透過電子顕微鏡）観察することにより結合材粒子に含まれるアルミニウム化合物の平均粒径およびアルミニウム化合物を除く結合材の平均粒径を測定するとともに、ＥＤＳ分析およびＡＥＳ分析にてアルミニウム化合物の元素分析を実施することにより結合材中に占める割合を測定した。その結果を以下の表７に示す。

一方、上記で製造された各複合焼結体（酸処理前）を用いて切削工具を作製した。具体的には、上記で製造された各複合焼結体を超硬合金製の基材に各々ロウ付けし所定の形状（ＩＳＯ型番：ＳＮＧＡ１２０４０８）に成型することにより切削工具を製造した。そして、この切削工具を用いて下記の条件にて軸受け鋼を粗切削する切削試験を実施し、切削５分後の逃げ面摩耗幅および欠損までの工具寿命を調べた。その結果を以下の表７に示す。

＜切削試験の条件＞
被削材：軸受け鋼 ＳＵＪ２、ＨＲＣ６４
（直径１００ｍｍ×長さ３００ｍｍ、丸棒）
切削速度：Ｖ＝１２０ｍ／ｍｉｎ．
送り：ｆ＝０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．
切込み：ｄ＝０．４ｍｍ
湿式／乾式：乾式

ＥＤＳ分析およびＡＥＳ分析により、立方晶窒化硼素と結合材との界面にＡｌ_XＯ_YＮ_ZとＡｌ_SＢ_TＯ_UＮ_Vが検出されたとともに、結合材粒子同士の界面においてＡｌ_XＯ_YＮ_Zが検出された。結合材成分であるこれらのアルミニウム化合物のうちＡｌ_SＢ_TＯ_UＮ_Vは、恐らくアモルファスとして存在しているためＸＲＤ測定では検出されなかったと推測される。

切削試験の結果、実施例２４〜３２は比較例６に比し工具寿命が長かった。この理由は、各実施例の複合焼結体は、立方晶窒化硼素と結合材の両者がいずれも連続した構造を有し、かつ結合材粒子の連続した構造中には粒径の小さい第２立方晶窒化硼素粒子が分散した構造を有しているためと考えられる。

なお、実施例２８ではアルミニウム化合物の平均粒径が同じ立方晶窒化硼素の含有率である実施例２４および実施例２９に比し大きいことから複合焼結体の強度が実施例２４および実施例２９に比し低下したものと考えられる。さらに実施例２８は、Ａｌ_XＯ_YＮ_ZとＡｌ_SＢ_TＯ_UＮ_Vの結合材に占める割合が３０体積％を超えており、相対的に靭性に優れるアルミニウム化合物以外の結合材成分の含有量が低下しているものと考えられる。このため、実施例２８はその工具寿命が実施例２４および実施例２９に比し低下したものと推測される。

また、実施例３０〜３２では、Ａｌ_XＯ_YＮ_ZとＡｌ_SＢ_TＯ_UＮ_Vの結合材に占める割合が５体積％未満であり、アルミニウム化合物の大部分がＡｌＮとＡｌ₂Ｏ₃として存在しているため、熱伝導率が実施例２４、２８および２９に比し低下したものと考えられる。このため、実施例３０〜３２はその工具寿命が実施例２４、２８および２９に比し低下したものと推測される。

さらに、実施例３０および３１では、アルミニウム化合物を除く結合材の平均粒径が４００ｎｍを超えており、結合材の強度が大幅に低下しているものと考えられる。このため、実施例３０および３１は、切削５分後の逃げ面摩耗幅が実施例２９に比し大きく、その工具寿命も低下したものと推測される。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (17)

1. 立方晶窒化硼素と結合材とを少なくとも含む複合焼結体（４）であって、
   前記立方晶窒化硼素は、複数の第１立方晶窒化硼素粒子（１）が互いに結合することにより連続した骨格構造を有し、
   前記結合材は、前記第１立方晶窒化硼素粒子（１）が互いに結合する結合界面を除く領域に存在する複数の結合材粒子（２）が互いに結合することにより連続した構造を有し、かつ
   前記骨格構造を形成する第１立方晶窒化硼素粒子（１）とは孤立した第２立方晶窒化硼素粒子（５）が、前記結合材粒子（２）の連続した構造中に分散していることを特徴とする複合焼結体（４）。
2. 前記結合材粒子（２）の連続した構造中に分散した前記第２立方晶窒化硼素粒子（５）の平均粒径をＸμｍ、前記骨格構造を形成する前記第１立方晶窒化硼素粒子（１）の平均粒径をＹμｍとした場合、以下の式（Ｉ）の関係を満たすことを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
   ０．０５≦Ｘ／Ｙ≦０．５・・・（Ｉ）
3. 孤立した前記第２立方晶窒化硼素粒子（５）は、前記結合材粒子（２）の連続した構造中に、５体積％以上５０体積％以下の割合で分散していることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
4. 孤立した前記第２立方晶窒化硼素粒子（５）は、前記結合材粒子（２）の連続した構造中に、１５体積％以上４０体積％以下の割合で分散していることを特徴とする請求の範囲第３項に記載の複合焼結体（４）。
5. 前記結合材は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＶまたはＣｒのいずれか１または２以上の元素と、窒素、炭素、硼素または酸素のいずれか１または２以上の元素とからなる化合物または固溶体の少なくとも一種と、アルミニウム化合物とを少なくとも含むことを特徴とする請求項の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
6. 前記アルミニウム化合物は、アルミニウム、酸素および窒素からなる化合物および／またはアルミニウム、酸素、窒素および硼素からなる化合物から構成され、その平均粒径が５０ｎｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記結合材中に占める割合が５体積％以上３０体積％以下であることを特徴とする請求の範囲第５項に記載の複合焼結体（４）。
7. 前記複合焼結体（４）は、熱伝導率が７０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であることを特徴とする請求の範囲第６項に記載の複合焼結体（４）。
8. 前記結合材は、前記アルミニウム化合物を除く化合物または固溶体の平均粒径が４００ｎｍ以下であることを特徴とする請求の範囲第５項に記載の複合焼結体（４）。
9. 前記結合材は、前記第１立方晶窒化硼素粒子（１）が互いに結合する結合界面において６０％以下の存在確率で存在し、前記結合材粒子（２）の連続した構造に繋がることによりその連続した構造の一部として存在するか、または前記結合材粒子（２）の連続した構造とは孤立した不連続構造として存在することを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
10. 前記結合材は、前記第１立方晶窒化硼素粒子（１）が互いに結合する結合界面において、その組成がＴｉまたはＡｌを少なくとも含むことを特徴とする請求の範囲第９項に記載の複合焼結体（４）。
11. 前記結合材は、前記第１立方晶窒化硼素粒子（１）が互いに結合する結合界面において存在しないことを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
12. 前記複合焼結体（４）は、酸処理後の抗折力が１ｇｆ／ｍｍ²以上７０ｋｇｆ／ｍｍ²以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
13. 前記複合焼結体（４）は、酸処理後のＸ線回折測定において、立方晶窒化硼素とＡｌ₂Ｏ₃以外の化合物が実質的に検出されないことを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
14. 前記立方晶窒化硼素は、前記複合焼結体（４）中に６０体積％以上８５体積％以下含まれることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
15. 前記第１立方晶窒化硼素粒子（１）および前記第２立方晶窒化硼素粒子（５）の両者を含む全立方晶窒化硼素粒子は、平均粒径が２μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
16. 前記複合焼結体（４）は、熱伝導率が６０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）。
17. 請求の範囲第１項に記載の複合焼結体（４）を少なくとも一部に含んでなる切削工具。

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