WO2000047537A1 - Produit fritte tres resistant aux chocs et a la formation de crateres - Google Patents

Produit fritte tres resistant aux chocs et a la formation de crateres Download PDF

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WO2000047537A1
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boride
nitride
phase
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Satoru Kukino
Tomohiro Fukaya
Junichi Shiraishi
Tetsuo Nakai
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Sumitomo Electric Industries, Ltd.
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    • 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
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    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T407/00—Cutters, for shaping
    • Y10T407/27—Cutters, for shaping comprising tool of specific chemical composition

Definitions

  • the present invention relates to a crater-resistant high-strength sintered body.
  • it relates to a high-pressure phase-type boron nitride-based sintered body for a cutting tool having improved wear resistance and fracture resistance.
  • High-pressure phase boron represented by cubic boron nitride (hereinafter referred to as cBN) is the second highest-hardness material after diamond, and cBN-based sintered bodies are used in various cutting tools, wear-resistant parts, impact-resistant parts, etc. It is used.
  • Cutting speed V in the sintered body of the above becomes the temperature of the cutting edge as fast interrupted cutting is a high temperature in 0.99 m Zmin more baked Nyuhagane, in Chikaratsu impact is large applications development in crater, the crater portion crack Is observed, resulting in short life and loss.
  • the main object of the present invention is to provide a ⁇ body that has excellent crater resistance and exhibits a long life even under conditions where the edge temperature is high and the impact is large, such as hardened steel and rapid interrupted cutting. is there.
  • the high-crater-resistant high-strength sintered body of the present invention is a high-crater-resistant high-strength sintered body containing high-pressure phase-type boron nitride and a binder.
  • high-pressure phase boron nitride contains 50 body volume% to 78 ⁇ 0 / o, the balance being binder phase.
  • This binder phase is Ti nitride, carbide, carbonitride, boride, A1 nitride, boride, oxide, W carbide, boride, Co nitride, carbide, carbonitride, boride A small amount selected from Ni carbide, boride It consists of at least one kind or mutual solid solution.
  • this bonded phase is continuously formed in the sintered M.
  • the weight of the metal components of Al, W, Co, and Ni existing as compounds in the sintered body is 3 ⁇ 1 ⁇ 2 to 20 «1 ⁇ 2 in the sintered body. These compounds form a binder phase. It goes without saying that the sintered body of the present invention may contain unavoidable impurities.
  • FIG. 1 is a graph showing a range of a weight ratio “WZ (W + Co + Ni)” excellent in strength and heat resistance and a range of a weight ratio “Co / (Co + Ni)”.
  • the high temperature reduces the strength of the binder phase and reduces the impact on the cutting edge.
  • micro cracks generated in the binder phase and micro cracks generated at the interface between the high-pressure phase boron nitride and the binder phase occur, and these cracks are thought to grow and propagate by impact, leading to chipping of the cutting edge.
  • the amount of high-pressure phase boron nitride 50 vol to the body 0 /. 7878% by volume, for example 60-75% by volume, especially 63-72% by volume. If it is less than 50%, the hardness of the sintered body is reduced, the characteristics of the high-pressure phase-type boron nitride-based sintered body are weakened, and the life is shortened. If it is at least 78%, the amount of the binder phase will decrease, the bonding strength between the high-pressure phase-type boron nitride and the binder phase will be weak, and the strength of the sintered body will decrease.
  • the binder phase is Ti nitride, carbide, carbonitride, boride, A1 nitride, boride, oxide, W carbide, boride, Co nitride, carbide, carbonitride, boride, It is made of at least one selected from the group consisting of charcoal and boride of Ni or a mutual solid solution.
  • the binder phase is continuous in the sintered body.
  • the binder phase having such a composition has high strength in applications where severe impact is applied at high temperatures, and also has a high bonding strength with high-pressure phase-type boron nitride, and the strength of the sintered body is high.
  • an impact force is applied at a high temperature, it is considered that the binder phase is less likely to generate fine cracks, and the cracks do not easily propagate. Since the binder phase is continuous, the bonding force between the high-pressure phase boron nitride and the binder phase and the holding force of the high-pressure phase boron nitride are further increased.
  • the total amount of metal components of Al, W, Co and Oi present as compounds in the sintered body is 3% to 20% by weight, for example, 5 to 15% by weight, based on the sintered body. / 0 , especially 5 ⁇ 1 double Quantity 0 /. It is.
  • These compounds of Al, W, Co, and Ni are formed by reacting the metal component contained in the joint forest with the high-pressure phase-type boron nitride during the body manufacturing process, or are originally contained in the binder. is there. These compounds have the effect of improving the strength of the interface between the high-pressure phase-type boron nitride and the binder phase and the effect of improving the strength of the binder phase.
  • the amount of Al, W, Co, Ni metal components in these compounds is 3% by weight. / Less becomes the above effects is less than 0, the strength of the sintered body decreases. However, if the content is 20% by weight or more, the heat resistance of the sintered body is reduced, which is not preferable.
  • the weight of the A1 metal component present as a compound in the sintered body is preferably 2% by weight to 10% by weight, for example, 4 to 8% by weight, based on the sintered body.
  • A1 has particularly high reactivity with high-pressure phase-type boron nitride, and has a high effect of improving the bonding strength.
  • A1 Ease especially oxidized les, because an element, sometimes in the sintered body A1 2 0 3 of the product is observed.
  • the total amount of metal components of W, Co and Ni present as a compound in the sintered body is 1% by weight to 10% by weight, for example, 5 to 7% by weight based on the sintered body.
  • W, Co and mii are thought to react with high-pressure phase-type boron nitride and other substances to improve the bonding strength and to form a solid solution in nitrides, carbides and carbonitrides of Ti to strengthen the bonding phase.
  • the force is preferably 0.6 or more and 0.95 or less, for example, 0.75 to 0.95. It is presumed that the W, Co, and Ni compounds formed in the sintered body change depending on the weight ratio of W, Co, and Ni, and that the strength and heat resistance change. When the amounts of W, Co, and Ni are within the range shown by the diagonal lines in FIG. 1, the strength and heat resistance of the body are more excellent.
  • W, Co, Ni, WC, etc. include those mixed in from the cemented carbide balls in the mixing and pulverizing steps. Therefore, since the mixing and pulverizing time is proportional to the amount of the above-mentioned metal or the like mixed therein, the amount of the mixed metal is estimated in advance.
  • the body of the present invention can be obtained by adding the amount of the metal, which is insufficient to the target amount, using a powder.
  • High-pressure phase boron nitride; ⁇ Coating material may be covered with an inorganic substance. It is preferable that this coating material is made of at least one selected from nitrides, borides, nitrides of A1, and borides of Ti or a mutual solid solution.
  • the coating thickness is 1 ⁇ ⁇ 500 ⁇ , for example
  • CVD chemical vapor synthesis
  • PVD physical Vapor phase synthesis
  • electroless plating etc.
  • the coating material has the effect of increasing the bonding force between the high-pressure phase-type silicon nitride and the binder phase.
  • the ratio of the number of high-pressure phase boron nitride particles in which the high-pressure phase boron nitride particles are in direct contact with each other is 0.1. / 0-20. / ⁇ , for example 0.2 to 10. It is preferable that the sintered body has a ratio of / 0 .
  • the sintered body is prepared by mixing the binder powder and the cBN powder using an ultra-high pressure device, at a pressure of 3 to 10 GPa, and at a temperature of 700 to 2000. 10 to: Obtained by sintering under pressure for I 20 minutes.
  • the powder of Ti carbide, nitride or carbonitride shown in Table 1 and A1 powder were mixed, and the mixture was kept at 1000 ° C for 30 minutes in a vacuum furnace. This was pulverized by a ball mill to obtain a binder powder.
  • This binder was mixed with C BN3 ⁇ 4 & powder with an average particle size of 4.3 // m, W powder, WC powder, Co powder, and Ni powder at various compounding ratios, and kept in lOOOOt for 20 minutes in a vacuum furnace. Degassed. Further, this powder was sintered under the conditions of a pressure of 4.5 GPa, 100 ° C., and 30 minutes.
  • the sintered body thus obtained was examined by XRD (X-ray diffraction), and the compounds detected are shown in Table 1.
  • the atomic emission spectrometry shows the weight of the metal components of Al, W, Co, and Ni existing as compounds in the sintered body. /.
  • the volume of cBN in the sintered body shows / o.
  • Observation of the structure of these sintered bodies revealed that the binder phase was continuous.
  • “j in which the binder phase is continuous means that the cBN particles are retained by the binder phase.
  • the binder phase is sealed using hydrofluoric nitric acid so that the acid does not evaporate. When removed in a container, it means that the original shape of the sintered body can no longer be maintained.
  • a tool ISO model number: SNGN160408 was formed from this sintered body, and the tool life up to fracture in high-speed interrupted cutting of hardened steel was examined under the following conditions. The results are shown in Table 1.
  • the weight of A1 in the sintered body was 2% to 10%.
  • the total weight percent of W, Co, and Ni in the sintered body is 1% to 10. / 0 . Also, the weight ratio of W to W, Co, Ni
  • Binder powder The composition of the powder was the same as that of the charged powder.
  • This binder is mixed with cB Nen powder having an average particle size of 2.8 ⁇ and WC-Co eutectic powder, Co powder and Ni powder in various mixing ratios so that the cBN volume% is 60% in ⁇ And kept in a vacuum oven at 962 ° for 26 minutes to degas. Further, this powder was sintered under the conditions of a pressure of 4.7 GPa, 1420 and 10 minutes.
  • Table 3 shows the results of the atomic emission spectroscopy measurement of the weight percent of the metal component of A1 existing as a compound in the sintered body.
  • the weight of the metal components A1, W, Co, and Ni is 3% to 20 in the sintered body. /. Met.
  • the total weight percent of W, Co, and Ni in the sintered body was 1% to 10%.
  • the weight percent of # 1 in the sintered body was 2% to 10%.
  • the weight of the metal components of Al, W, Co, and Ni was 3% to 20% in the sintered body.
  • the weight ratio “W (W + Co + Ni)” force is 0.2 to 0.6.
  • the weight ratio “CoZ (Co + Ni)” force is 50.6 ⁇ 0.95, V and deviation have longer defect life.
  • This binder powder was coated with Ti nitride boride, A1 nitride and boride listed in Table 5, cBN powder having an average particle size of 4.3 ⁇ m coated with these mutual solid solutions, and 3 ⁇ 4 ⁇ Of cBN
  • the mixture was mixed to a content of 63% by volume, kept in a vacuum furnace at 1000 DC for 20 minutes, and degassed.
  • the coating was performed using an RF sputtering VD apparatus, and the thickness of each coating layer was from lOnm to lOOnra. Further, the powder was subjected to a pressure of 4.5 GPa and 140 (TC under the conditions of TC).
  • the obtained powder was analyzed by AES (Auger Electron Spectroscopy) to measure the contact ratio between cBN particles.
  • the calculation was performed by calculating the ratio of the number of particles in contact with other cBN particles in an arbitrary region containing at least 100 particles.
  • the weight percentage of A1 in the sintered body was 2% to 10%. Also, W and Co in sintered body, the weight percent of the total of Ni was 1 0/0 10%.
  • the weight ratio “WZ (W + Co + Ni)” of W to W, Co, Ni is 0.2 or more and 0.6 or less, and the weight ratio of Co to Co, Ni is “Co ⁇ (Co
  • Table 5 shows the results of commercially available sintered bodies that were not coated.
  • the sintered body of the present invention even when the cutting edge temperature is high and the impact is large, such as in the case of high-speed interrupted cutting of hardened steel in which the cutting 3 ⁇ 43 ⁇ 4 ⁇ is 150 mZinin or more, the crater resistance is improved. Excellent, long life can be achieved.

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Description

明 細 書 高耐クレ一タ性高強度^体 技術分野
本発明は、 高耐クレータ性高強度焼結体に関するものである。 特に、 耐摩耗性 および耐欠損性が改良された切削工具用の高圧相型窒化硼素基焼結体に関するも のである。
関連技術
立方晶窒化硼素 （以下、 cBNという） に代表される高圧相型硼素は、 ダイヤモ ンドに次ぐ高硬度物質であり、 cBN基焼結体は種々の切削工具、 耐摩耗部品、 耐 衝撃部品などに使用されている。
この種の焼結体では硬度と強度の両立が難しく、 この両立を目的とした技術と して、 例えば特公昭 62-25630号公報、 特公昭 62-25631号公報、 特開平 5-186272 · 公報に記載のものが挙げられる。 これらの公報に記載の焼結体は、 耐欠損性に優 れ、 焼入鋼の断続切削で優れた性能を示すとある力 s、 その切削条件は切削 ¾¾V が lOOm/min程度である。
上記の焼結体でも切削速度 Vが 150mZmin以上の焼入鋼における高速断続切削の ように刃先の温度が高温になり、 力つ衝撃が大きい用途では、 クレーターでの 発達、 クレータ部の亀裂の発生がみられ、 短寿命で欠損に至る。
発明の概要
従って、 本発明の主目的は、 焼入鋼卨速断続切削のように、 刃先温度が高温と なり衝撃が大きい条件でも、 耐クレーター性に優れ、 長寿命を発揮する^^体を することにある。
本発明の高耐クレータ性高強度焼結体は、 高圧相型窒化硼素と結合材とを含む 高耐クレータ性高強度焼結体である。 体において、 高圧相型窒化硼素は 50体 積％〜78雜0 /o含まれ、 残部が結合相からなる。 この結合相は Tiの窒化物、 炭化 物、 炭窒化物、 硼化物、 A1の窒化物、 硼化物、 酸化物、 Wの炭化物、 硼化物、 Co の窒化物、 炭化物、 炭窒化物、 硼化物、 Niの炭化物、 硼化物から選択された少な くとも 1種もしくは相互固溶体からなる。 また、 この結合相は焼結^ M中で連 続してレヽる。 そして、 焼結体中に化合物として存在する Al、 W、 Co、 Niの金属成 分の重量が焼結体中で 3<½〜20«½である。 これらのィ匕合物は、 結合相を構成する。 なお、 本発明焼結体に不可避不純物が含まれても良いことは言うまでもない。 図面の簡単な説明
図 1は、 強度および耐熱性にすぐれる重量比 「WZ (W+Co+Ni) 」 と重量比 「Co/ (Co+Ni) 」 との範囲を示したグラフである。
発明の詳細な説明
焼入鋼の高速断続切削のように、 刃先温度が高温となり、 クレーター m½の発 達、 クレーター部の亀 生から欠損に至る用途では、 高温により結合相の強度 が低下し、 刃先への衝撃のために、 結合相に発生する微細な亀裂や、 高圧相型窒 化硼素と結合相の界面に生じる微細な亀裂等が生じ、 この亀裂が衝撃により成長、 進展して刃先が欠損に至ると考えられる。
高圧相型窒化硼素の量は、 体に対して 50体積0/。〜 78体積％、 例えば 6 0〜 7 5体積％、 特に 6 3〜 7 2体積％である。 50%より少ないと焼結体の硬度が低 下し、 高圧相型窒化硼素基焼結体の特徵が弱くなり、 短寿命となる。 78%以上で は結合相の量が少なくなり、 高圧相型窒化硼素と結合相の結合強度が弱く、' 焼結 体の強度が低下する。
結合相は、 Tiの窒化物、 炭化物、 炭窒化物、 硼化物、 A1の窒化物、 硼化物、 酸 化物、 Wの炭化物、 硼化物、 Coの窒化物、 炭化物、 炭窒化物、 硼化物、 Niの炭ィ匕 物、 硼化物から選択された少なくとも 1種もしくは相互固溶体からなる。 結合相 は焼結体 中で連続している。
このような組成の結合相は、 高温で厳しい衝撃が負荷される用途で強度が高い ことに加え、 高圧相型窒化硼素との結合力が高く、 焼結体の強度が高い。 高温で 衝撃力負荷された際に、 結合相は、 微細な亀裂の発生が少なく、 また亀裂も進展 しにくいと考えられる。 結合相が連続していることにより、 高圧相型窒化硼素と 結合相の結合力、 高圧相型窒化硼素を保持する力はさらに高くなる。
焼結体中に化合物として存在する Al、 W、 Coおよ O¾iの金属成分の合計量は焼 結体に対して、 3重量％~20重量％、 例えば 5〜1 5重量。 /0、 特に 5 ~ 1 2重 量0 /。である。 これら Al、 W、 Co, Niの化合物は、 体を製造する 工程で結 合林中に含まれる金属成分が高圧相型窒化硼素と反応して生成するか、 もしくは 結合材にもともと含まれるものである。 これら化合物には、 高圧相型窒化硼素と 結合相の界面の強度を向上させる効果や、 結合相の強度を向上させる効果がある。 これら化合物の Al、 W、 Co、 Ni金属成分の量が、 3重量。 /0より少なくなると上記 の効果が少なく、 焼結体の強度が低下する。 しカ し、 20重量％以上となると、 焼 結体の耐熱性が低下し、 好ましくない。
焼結体中に化合物として存在する A1金属成分の重量は、 焼結体に対して 2重 量％〜10重量％、 例えば 4〜 8重量％であることが好ましい。 A1は特に高圧相型 窒化硼素との反応性が高く、 結合強度向上の効果が高い。 A1は特に酸化されやす レ、元素であるため、 焼結体中に A1203の生成が観察されることがある。
焼結体中に化合物として存在する W、 Coおよび Niの金属成分の合計量が焼結体 に対して 1重量％〜10重量％、 例えば 5〜 7重量％であることが好ましい。 W， Co およ miiは高圧相型窒化硼素やその他の物質と反応し、 結合強度を向上するとと もに、 Tiの窒化物、 炭化物、 炭窒化物に固溶し、 結合相を強化すると考えられる。
W、 Co、 Niの重量の比 「W/ (W+Co+Ni) 」 力 . 2以上 0. 6以下、 例えば 0 . 2〜0 . 4で、 および Zまたは 「Co (Co+Ni) 」 力 ;0. 6以上 0. 95以下、 例えば 0 . 7 5— 0 . 9 5の範囲であることが好ましい。 W、 Co、 Niの重量の比により、 焼結体中に生成する W、 Co, Niの化合物が変化し、 その強度や耐熱性が変化する と推定される。 W、 Co、 Niの量が図 1に斜線で示された範囲内にある場合に、 体のの強度およぴ耐熱性が、 より優れている。
W、 Co、 Ni、 WC等は、 混合、 粉砕工程において超硬合金製ボール等から混入し てくるものを含む。 従つて、 混合、 粉砕の時間と上記金属等の混入量とは比例す るので、 その混入量を予め予測する。 目標量に不足する上記金属の量を、 粉末を 用いて添 することによって、 本発明の 体を得ることができる。
高圧相型窒化硼素; ^被覆材、 特に無機物質で覆われていてよい。 この被覆材が Tiの窒化物、 硼化物、 A1の窒化物、 硼化物から選択される少なくとも 1種もしく は相互固溶体からなることが好ましい。 被覆の膜厚は、 1ηιη〜500ηπι、 例えば
10mn〜100ninであってよレ、。 被覆を形成するには、 化学気相合成法 （CVD) 、 物理 気相合成法 （PVD) 、 無電解めつきなどを利用することができる。 被覆材は高圧 相型窒化硎素と結合相の結合力を高める効果があると考えられる。
高圧相型窒化硼素粒子を少なくとも 100個以上含有しているどの領域において も、 高圧相型窒化硼素粒子同士が直接接触している高圧相型窒化硼素粒子の数の 比率が 0. 1。/0〜20。/ο、 例えば 0 . 2〜 1 0。/0であるような を焼結体が有する ことが好ましい。
焼 体は、 超高圧装置を用いて、 結合材粉末と c B N粉末を混合し、 圧力 3〜 1 0 G P a、 温度 7 0 0〜 2 0 0 0。 で 1 0〜： I 2 0分加圧して焼結して得られ る。
発明の好ましい態様
以下、 実施例を示し、 本発明を具体的に説明する。
実施例 1
表 1に記載の Tiの炭化物や窒化物、 炭窒化物の粉末と A1粉末を混合し、 これを 真空炉中で 1000°Cで 30分問保持した。 これをボールミルにより粉砕し、 結合材粉 末を得た。
結合材粉末を X D (X ray diffraction) により調べたところ、 Tiの炭化物や 窒化物、 Ti2AlN、 TiAl3、 TiAlが検出された。 また、 結合材粉末の組成は、 仕込 み粉末の組成と同様であつた。
この結合材に、 平均粒径 4. 3 // mの CBN¾&末と W粉末、 WC粉末、 Co粉末、 Ni粉末 を種々の配合比で混合し、 真空炉中で lOOOtに 20分間保持し、 脱ガスした。 さら に、 この粉末を圧力 4. 5GPa、 1 00¾、 3 0分間の条件で焼結した。
このようにして得られた焼結体を XRD (X - ray diffraction) で調べ、 検出さ れた化合物を表 1に示す。 さらに原子発光分析で、 化合物として存在している Al、 W、 Co、 Niの金属成分の焼結体中での重量。/。の測定結果と、 cBNの焼結体中での体 積。 /oを表 1に示す。 これら焼結体の組織を観察すると、 結合相が連続していた。 本明細書において、 「結合相が連続する j とは、 c B N粒子が結合相によって保 持されていることを意味する。 言い換えると、 結合相を、 弗硝酸を用いて酸が蒸 発しない密閉容器中で除去すると、 焼結体の元の形状が保てなぐなることを意味 する。 次に、 この焼結体から工具 （ISO型番： SNGN160408) を形成し、 下記の条件に て焼入鋼高速断続切削における欠損までの工具寿命を調べた。 その結果を表 1に 示す。
被削材：浸炭焼入鋼 S01415、 HRC61
0 120 X280レ 被削材の軸方向に 6本の V溝があり
切削条件：切削速度： V=205mZmin、 切込み： d=0. 295讓
送り ： f =0. 115醒 Zrev、 DRY
Figure imgf000007_0001
表 1から明らかなように、 Al、 W、 Co、 Niの金属成分の含有量が 3 %未満の試 料 No. 1- 8および 20%超の試; |S No. 1-9は欠損寿命が非常に短い。
実施例 2
Tiの窒化物粉末 8 0重量％と A1粉末 1 0重量％、 WC— Co共晶粉末 6重量％、 Co 粉末 2重量％、 Ni粉末 2重量％を混合し、 これを真空炉中において 1020¾で 32分 間保持した。 これをボールミルにより粉砕し、 結合材粉末を得た。 この結合材に、 平均粒径 3. 9 μ mの cBN粉末を表 2に記載の体積％になるように種々の配合比で混 合し、 真空炉中で 980°Cに 21分間保持し、 脱ガスした。 さらに、 この粉末を圧力 4. 8GPa、 1380¾：、 1 5分間の条件で焼結した。
これらの焼結体で、 焼結体中の A1の重量は 2%〜10%であった。 焼結体中で Wと Co、 Niの合計の重量％は1%〜10。/0であった。 また、 Wと W， Co, Niの重量比 「W/
(W+Co+Ni) 」 は 0. 2以上 0. 6以下であり、 Coと Co， Niの重量比 「Coノ (Co+ Ni) 」 は 0. 6以上 0. 95以下であった。
次に、 この焼結体を工具 （I SO型番： CNMA160412) にし、 下記の条件で焼入鋼 高速断続切削での欠損までの工具寿命を調べた。 その結果を表 2に示す。
被削材：浸炭焼入鋼 SCr420、 HRC60
φ 110 X 290し、 被削材の軸方向に 4本の U溝があり
切削条件：切削速度： V= 195m/min, 切込み： d=0. 198nm
送り ： f =0. 106mm rev、 DRY 表 2
Figure imgf000008_0001
表 2から明らかなように、 cBNの含有量が少ない No. 2-1および同量が多い No. 2 - 9は、 レ、ずれも欠損寿命が非常に短い。
実施例 3
表 3に記載の Tiの窒化物粉末と A1粉末を混合し、 これを真空炉中にて 9761Cで 34分間保持した。 これをボールミルにより粉砕し、 結合材粉末を得た。 結合材粉 末の組成は、 仕込み粉末と同様であった。
この結合材に、 平均粒径 2. 8 μ ιηの cB嫩末と WC— Co共晶粉末、 Co粉末、 Ni粉末 を cBN体積％が^ ^体中で 60%となるように種々の配合比で混合し、 真空炉中に て 962¾で 26分間保持し、 脱ガスした。 さらに、 この粉末を圧力 4. 7GPa、 1420 、 1 0分間の条件で焼結した。
原子発光分析で、 化合物として存在している A1の金属成分の焼結体中での重 量％の測定結果を表 3に示す。 なお、 A 1、 W、 C o、 N iの金属成分の重量は 焼結体中で 3 %〜 2 0。/。であった。
焼結体中で Wと Co、 Niの合計の重量％は 1%〜10%であった。 また、 Wと W、 Co、 Niの重量比 「WZ (W+Co+Ni) 」 は 0. 2以上 0. 6以下であり、 Coと Co， Niの重量比 「CoZ (Co+Ni) 」 は 0. 6以上 0. 95以下であった。
次に、 この焼結体を工具 （ISO型番： TNMA120408) にし、 下記の条件にて焼入 銅高速断続切削での欠損までの工具寿命を調べた。 その結果を表 3に記載する。 被削材：浸炭焼入鋼 SNCM420, HRC59
Φ 115 X315レ 被肖 li材の軸方向に 8本の V溝があり
切削条件：切削速度：
Figure imgf000009_0001
235ran
送り ： f =0. 123議 Zrev、 DRY
表 3
Figure imgf000009_0002
表 3から明らかなように、 A1の重量。 /0が 2〜1 0重量％の範囲にある場合に欠 損寿命がより長い。
実施例 4
Tiの窒化物の粉末 8 0重量％と A1粉末 2 0重量％を混合し、 これを真空炉中で 1012°Cで 30分間保持した。 これをポ一ルミルにより粉砕し、 結合材粉末を得た。 結合材粉末を XRD (X - ray diffraction) により調べたところ、 Tiの炭化物ゃ窒 化物、 Ti2AlN、 TiAl3、 TiAlが検出された。
焼結体中の cBNの含有量が 6 2体積％となるように、 結合材に、 平均粒径 4. 6 μ τηの cBN粉末と Wや WC粉末、 Co粉末、 Ni粉末を種々の配合比で混合し、 真空炉中で 987°Cに 29分間保持し、 脱ガスした。 さらに、 この粉末を圧力 4. 6GPa、 1390°C、 3 0分間の条件で焼結した。
原子発光分析で、 ィ匕合物として存在している W、 Co、 Niの金属成分の焼結体中 での重量。 /0 (各元素とその合計） の測^^果と、 Wと W， Co, Niの重量比 r / (W +Co +Ni) 」 、 Coと Co、 Niの重量比 「Co, (Co +Ni) J を表 4に示す。
焼結体中で Λ1の重量％は2%〜10%であった。 なお、 A l、 W、 C o、 N iの 金属成分の重量は焼結体中で 3 %~ 2 0 %であった。
次に、 この焼結体を工具 （ISO型番： SNGN160408) にし、 下記の条件にて焼入 銅高速断続切削における欠損までの工具寿命を調べた。 その結果を表 4に示す。
被削材：浸炭焼入鋼 SC 415, HRC61
95 X 185L, 被削材の軸方向に 4本の V溝があり
切削条件：切削速度： V = 194ra/min, 切込み： d= 0. 268mm
送り ： f =0. 097匪 rev、 DRY
表 4
Figure imgf000011_0001
表 4に示すように、 W+Co+Niの合計含有量が 1〜 1 0重量％である場合、 重量 比 「W (W+Co+Ni) 」 力 ;0. 2〜0. 6である場合、 重量比 「CoZ (Co+Ni) 」 力 5 0. 6~0. 95である場合、 V、ずれも欠損寿命がより長い。
実施例 5
Tiの窒化物を 7 5重量％と、 A I粉末 1 5重量。 /0、 WC粉末 3重量％、 C o粉 末 5重量 <½、 N i粉末 2重量％を混合し、 これを真空炉中で 1000 で 30分問保持 した。 これをボールミルにより粉枠し、 結合材粉末を得た。
この結合材粉末に、 表 5に記載の Tiの窒化物ゃ硼化物、 A1の窒化物、 硼化物、 これらの相互固溶体を被覆した平均粒径 4. 3 μ mの cBN粉末と、 ¾ ^体中の cBNの 含有量が 6 3体積％となるように、 混合し、 真空炉中で 1000DCに 20分間保持し、 脱ガスした。 被覆は RFスパッタリング VD装置を用い、 各被覆層の膜厚は lOnmか ら lOOnraであった。 さらに、 この粉末を圧力 4. 5GPa、 140(TCの条件で^^した。 得られた ¾¾¾体を AES (Auger Electron Spectroscopy) により分析を行い、 cBN粒子同士の接触率を測定した。 測定は cBN^子を少なくとも 100傾以上含有し ている任意の領域において、 他の cBN¾子と接触している粒子数の比率を算出す ることで行った。
これらの焼結体で、 焼結体中の A1の重量％は2%〜10%であった。 また、 焼結 体中で Wと Co、 Niの合計の重量％は10/0〜10%であった。 Wと W， Co, Niの重量比 「WZ (W+Co+Ni) 」 は 0. 2以上 0. 6以下であり、 Coと Co, Niの重量比 「Coノ （Co
+Ni) 」 は 0. 6以上 0. 95以下であった。
次に、 この焼結体を工具 （ISO型番： SNGN160408) にし、 下記の条件にて焼入 鋼高速断続切削における欠損までの工具寿命を調べた。 その結果を表 5に記載す る。
被削材：浸炭焼入鋼 SCM440, HRC62
φ 135 265L, 被削材の軸方向に 6本の U溝があり
切削条件：切削速度： V= 186mZrain、 切込み： d=0. 195mm,
送り ： f =0. 105瞧ノ rev、 DRY
このとき、 比較として、 被覆せずに^されている市販の焼結体の結果をあわ せて表 5に示す。 表 5
Figure imgf000012_0001
表 5に示すように、 被覆がなく cBN粒子の接触率が 20<½を超える市販の焼結体は 欠損寿命が短い。
発明の効果
以上説明したように、 本発明焼結体によれば、 切削 ¾¾νが 150mZinin以上とな る焼入鋼高速断続切削のように、 刃先温度が高温となり衝撃が大きい条件でも、 耐クレ—ター性に優れ、 長寿命を実現できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 高圧相型窒化硼素が 50体積％〜78#¾%と残部が結合相からなり、 前 合相は Tiの窒化物、 炭化物、 炭窒化物、 硼化物、 A1の窒化物、 硼化物、 酸化物、 Wの炭化物、 硼化物、 Coの窒化物、 炭化物、 炭窒化物、 硼化物、 Niの炭 化物おょ«化物から選択された少なくとも 1種もしくは相互固溶体からなり、 前記結合相は焼結体組織中で連続し、
焼結体中に化合物として存在する Al、 W、 Coおよ！ iの金属成分の合計重量が 焼結体に対して 3重量％〜20重量 <½であることを特徴とする高耐クレーター性高 強度焼結体。
2 . i ^体中に化合物として存在する A1金属成分の重量が 体中で 2重 量％〜10重量％であることを特徴とする請求項 1に記載の高耐クレーター性高強 度焼結体。
3 . ^^体中に化合物として存在する W、 Co、 Niの金属成分の重量が焼結 体中で 1重量％〜10重量0/。であり、 W、 Co、 Niの重量の比 「WZ (W+Co+Ni) J が
0. 2以上 0. 6以下で、 力、つ 「Co/ (Co+Ni) J カ 0. 6以上 0. 95以下の範囲であるこ とを特徴とする請求項 2に記載の高耐クレーター性高強度焼結体。
4 . 高圧相型窒化硼素粒子が被覆材で被覆され、
この被覆材が Tiの窒化物、 硼化物、 A1の窒化物、 硼化物から選択される少なく とも 1種もしくは相互固溶体からなることを特徴とする請求項！ _〜3のいずれかに 記載の高耐クレ一タ—性高強度焼結体。
5 . 高圧相型窒化硼素粒子を少なくとも 100個以上含有している任意の領 域において、
高圧相型窒化硼素粒子同士が直接接触している高圧相型窒化硼素粒子の数の比 率が 0. 1%〜20%である糸纖からなることを特徴とする請求項 1〜4のいずれかに 記載の高耐クレ一タ Η·生高強度^ 体。
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