WO2020179809A1 - ｃＢＮ焼結体および切削工具 - Google Patents

Abstract

焼入鋼等の難削材の高速断続切削加工において、十分な耐クラック伝播性を有し、靭性の高いｃＢＮ焼結体、および、該ｃＢＮ焼結体を工具基体とした耐欠損性や耐チッピング性を有する切削工具を提供することを目的とし、該ｃＢＮ焼結体は、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物が、前記セラミックス結合相中に１．０～１５．０体積％の割合で分散しており、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の平均粒径は５０～５００ｎｍである。

Description

ｃＢＮ焼結体および切削工具

　本発明は、立方晶窒化ほう素（以下、「ｃＢＮ」と云うことがある）基超高圧焼結体（以下、「ｃＢＮ焼結体」と云うことがある）、および、これを工具基体とする切削工具（以下、「ＣＢＮ工具」と云うことがある）に関する。

　従来から、ｃＢＮ焼結体は、靭性に優れ、さらに、鉄系材料との親和性が低いことから、これらの特性を活かし、鋼、鋳鉄等の鉄系被削材の切削工具材料として広く用いられている。

　例えば、特許文献１には、（Ｔｉ、Ｔａ／Ｎｂ）ＣＮ相からなる連続結合相と硬質分散相を構成するｃＢＮとの間に介在するＴｉ－Ａｌ化合物およびＷＣの中間密着相を有するｃＢＮ焼結体が記載されている。

　また、例えば、特許文献２には、３０～８０体積％のｃＢＮ、結合相および不可避不純物からなるｃＢＮ焼結体であって、
結合相は、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの中から少なくとも１種とＴｉとからなる、例えば、（Ｔｉ、Ｔａ）Ｎ、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）等の複合窒化物または複合炭窒化物：結合相全体の３０～８０体積％、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの中の少なくとも１種の斜方晶ホウ化物：結合相全体に対して５～４０体積％、
ＡｌＮ：結合相全体に対して５～３０体積％、
Ａｌ₂Ｏ₃：結合相全体に対して２～２０体積％、
を含有するｃＢＮ焼結体が記載されている。

特開２００３－２３６７０７号公報 特許第４８３０５７１号公報

　特許文献１、特許文献２に記載されたｃＢＮ焼結体では、Ｔａ、ＮｂをＴｉに固溶させ、あるいは、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ等の複合窒化物、複合炭化物を形成させることによって、高温強度、耐摩耗性、耐チッピング性の向上を図っている。しかし、本発明者の検討によれば、これら焼結体は、例えば、刃先が高温となる焼入鋼の高速断続切削加工において、結合相中に生じたクラックの伝播を抑制できず十分な耐クラック伝播性を有しているとはいえないことが確認された。

　したがって、本発明は、焼入鋼等の難削材の高速断続切削加工において、十分な耐クラック伝播性を有し、靭性の高いｃＢＮ焼結体、および、耐欠損性や耐チッピング性を有する切削工具を提供することを目的とする。

　本発明の一実施形態は、次の（１）～（７）である。

（１）立方晶窒化ほう素とセラミックス結合相を有するｃＢＮ焼結体は、
Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物が、前記セラミックス結合相中に１．０～１５．０体積％の割合で分散しており、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の平均粒径は５０～５００ｎｍである。

（２）前記（１）のｃＢＮ焼結体は、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク位置がブラッグ角２θにおいて３４．６６°≦２θ≦３５．０６°の範囲にある。

（３）前記（１）または（２）のｃＢＮ焼結体は、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を除いた前記セラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度（Ｉ１）と、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク強度（Ｉ２）との比（Ｉ２／Ｉ１）が０．１０～０．６０である。

（４）前記（１）のｃＢＮ焼結体は、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物のすべてを、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としている。

（５）前記（１）のｃＢＮ焼結体は、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としている。

（６）前記（４）または（５）のｃＢＮ焼結体は、前記立方晶化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク位置がブラッグ角２θにおいて３４．５３°≦２θ≦３５．０６°の範囲にある。

（７）前記（４）～（６）のいずれかのｃＢＮ焼結体は、前記立方晶化合物を除いた前記セラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度（Ｉ１’）と、前記立方晶化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク強度（Ｉ３）との比（Ｉ３／Ｉ１’）が０．０５～０．４０である。

　さらに、本発明の別の一実施形態は、
前記（１）～（７）のいずれかのｃＢＮ焼結体を工具基体とする切削工具である。

　焼入鋼等の難削材の高速断続切削加工において、前記ｃＢＮ焼結体は、十分な耐クラック伝播性を有し靭性が高く、また、前記切削工具は耐欠損性や耐チッピング性に優れる。

本発明の一実施形態におけるｃＢＮ焼結体の焼結組織に含まれるＣを含む立方晶Ｔａ化合物の分散を示す模式図である。各組織の形状、寸法は実際の組織に則したものではない。 本発明の一実施形態におけるｃＢＮ焼結体の焼結組織に含まれるＣを含む立方晶Ｔａ化合物の一部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としたときの分散を示す模式図である。各組織の形状、寸法は実際の組織に則したものではない。 実施例焼結体１のＸＲＤ（Ｘ－ｒａｙ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を示す図である。 実施例焼結体２０のＸＲＤを示す図である。

　以下に、本発明の一実施形態および他の実施形態を詳細に説明する。なお、本明細書において、数値範囲を「Ａ～Ｂ」（Ａ、Ｂは共に数値）を用いて表現する場合、その範囲は上限（Ｂ）および下限（Ａ）の数値を含むものである。また、上限（Ｂ）および下限（Ａ）の単位は同じである。また、数値は測定上の公差を含んでいる。

　本明細書で云う高速断続切削加工とは、切削速度が１５０ｍ／ｍｉｎ以上であり、かつ、切削加工中に切削工具の刃先が被削材と接触しない空転部分を含み、空転部分から再度被削材と接触する際に切削工具の刃先と被削材が衝突するような加工である。

　本発明の一実施形態に係るｃＢＮ焼結体は、図１に模式的に示すようにＣを含む立方晶Ｔａ化合物が分散し、また、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としたときの分散は、図２に模式的に示される。そして、別の実施形態は、このｃＢＮ焼結体を工具基体とする切削工具である。以下、これらについて順に説明する。

立方晶窒化ほう素（ｃＢＮ）粒子の平均粒径：
　本実施形態で用いるｃＢＮ粒子の平均粒径は、特に限定されるものではないが、０．２～８．０μｍの範囲であることが好ましい。
　焼結体内の硬質なｃＢＮ粒子により耐欠損性を高めることができる。このとき、ｃＢＮ粒子の平均粒径が０．２～８．０μｍであれば、切削工具としての使用中に工具表面のｃＢＮ粒子が脱落して生じる刃先の凹凸形状を起点とする欠損、チッピングを抑制し、さらに、切削工具としての使用中に刃先に加わる応力により生じるｃＢＮ粒子とセラミックス結合相との界面から進展するクラックの伝播、あるいはｃＢＮ粒子が割れて進展するクラックの伝播を抑制し、より優れた耐欠損性を有することができる。

　ここで、ｃＢＮ粒子の平均粒径は、以下のとおりにして求めることができる。
　ｃＢＮ焼結体の断面を鏡面加工し、前記鏡面加工面に対して走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：以下、「ＳＥＭ」と云う）による組織観察を実施し、二次電子画像を得る。次に、得られた画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出し、画像解析より求めた各粒子の最大長を基に平均粒径を算出する。

　画像内のｃＢＮ粒子の部分を画像処理にて抜き出すに当たり、ｃＢＮ粒子と結合相とを明確に判断するため、画像は０を黒、２５５を白の２５６階調のモノクロで表示し、ｃＢＮ粒子部分の画素値と結合相部分の画素値の比が２以上となる画素値の像を用いてｃＢＮ粒子が黒となるように２値化処理を行う。

　ここで、ｃＢＮ粒子部分や結合相部分の画素値を求めるための領域として、０．５μｍ×０．５μｍ程度の領域を選択し、少なくとも同一画像領域内から異なる３箇所より求めた平均の値をそれぞれのコントラストとすることが望ましい。

　なお、２値化処理後はｃＢＮ粒同士が接触していると考えられる部分を切り離すような処理、例えば、ウォーターシェッドを用いて接触していると思われるｃＢＮ粒同士を分離する。続いて、画像解析を行う。

　２値化処理後に得られた画像内のｃＢＮ粒子にあたる部分（黒の部分）を粒子解析し、求めた最大長を各粒子の最大長とし、それを各粒子の直径とする。最大長を求める粒子解析としては、１つのｃＢＮ粒子に対してフェレ径を算出することより得られる２つの長さから大きい長さの値を最大長とし、その値を各粒子の直径とする。各粒子をこの直径を有する理想球体と仮定して、計算より求めた体積を各粒子の体積として累積体積を求める。

　この累積体積を基に縦軸を体積百分率［％］、横軸を直径［μｍ］としてグラフを描画させ、体積百分率が５０％のときの直径を当該領域のｃＢＮ粒子の平均粒径とした。これを３観察領域（３画像）に対して行い、その平均値をｃＢＮの平均粒径［μｍ］とする。

　この粒子解析を行う際には、あらかじめＳＥＭにより分かっているスケールの値を用いて、１ピクセル当たりの長さ（μｍ）を設定しておく。画像処理に用いる観察領域として、ｃＢＮ粒子の平均粒径が３μｍ程度の場合、１５.０μｍ×１５.０μｍ程度の視野領域が望ましい。

セラミックス結合相：
　本実施形態のセラミックス結合相の主要部は、セラミックス結合相として公知の原料粉末、例えば、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ａｌ_２Ｏ_３粉末、ＴｉＡｌ_３粉末を用いて作製することができる。

（１）セラミックス結合相中に分散するＣを含む立方晶化合物粒子：
　所定粒径のＣを含む立方晶化合物がセラミックス結合相中に所定量分散して存在するとき、セラミックス結合相中に生じたクラックの伝播が抑制できると推察している。

（ａ）Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物
　本実施形態でいうＣを含む立方晶Ｔａ化合物とは、結晶構造として立方晶系のＮａＣｌ型構造（以下、立方晶と云うことがある）をとり、ＴａとＣが結合しているものであって、その原子比は、従来公知のあらゆるものを含み、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。さらに、ＴａとＣが原子比１：１で結合し、他の元素が固溶していないことが好ましいが、ＴａとＣ以外の他の元素がある程度固溶していてもよい。他の元素が固溶している例として、Ｔａ（Ｃ、Ｎ）で表されるＴａの炭窒化物を挙げることができる。なお、ここで云う、「ある程度」とは、Ｘ線回折におけるＣを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面の回折ピーク位置が、次に述べるブラッグ角２θの範囲を満足することを云う。

　Ｘ線回折におけるＣを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面の回折ピーク位置は、ブラッグ角２θにおいて３４．６６°≦２θ≦３５．０６°の範囲にあることがより好ましい。この範囲がより好ましいとした理由は、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面の回折ピーク位置がブラッグ角２θにおいて２θ＜３４．６６°、または３５．０６°＜２θの範囲にあると、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物に固溶するＣとＴａ以外の元素が多くなり、その結果、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の高温靭性が低下して、切削工具基体として用いたときのｃＢＮ焼結体の耐クラック伝播性が低下することがあるためである。

　同｛１１１｝面の回折ピーク位置は、ブラッグ角２θにおいて３４．７６°≦２θ≦３４．９６°の範囲にあることがより一層好ましい。

　また、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度（Ｉ１）と、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク強度（Ｉ２）との比（Ｉ２／Ｉ１）が０．１０～０．６０を満足することがより好ましい。前記比をこの範囲とした理由は、０．１０未満であると、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物によるクラック伝播抑制効果が十分に得られないことがあり、一方、０．６０を超える場合には結合相中にＣを含む立方晶Ｔａ化合物が過剰に存在し、ｃＢＮ焼結体としての十分な硬さが得られず、切削工具基体として用いたときのｃＢＮ焼結体の耐欠損性を損なうことがあるためである。

　ここで、例えば、前記公知の原料粉末を用いてｃＢＮ焼結体を作製した場合、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピークは、ＴｉＮの｛２００｝面、ＴｉＣの｛２００｝面、ＴｉＣＮの｛２００｝面、Ａｌ_２Ｏ_３の｛１０４｝面等に由来する。

　なお、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク位置と回折ピーク強度、また、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度は、Ｃｕ－Ｋα線を用いた２θ／θ法のＸ線回折測定において、ブラッグ角２θの測定範囲を２０～８０°とすることで測定することができる。

（ｂ）Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の全部がＣを含む立方晶Ｎｂ化合物
　Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の全部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としてもよい。
　ここで、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物とは、立方晶系のＮａＣｌ型構造（以下、立方晶と云うことがある）をとり、ＮｂとＣが結合しているものであって、その原子比は、従来公知のあらゆるものを含み、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。さらに、ＮｂとＣが原子比１：１で結合し、他の元素が固溶していないことが好ましいが、ＮｂとＣ以外の他の元素がある程度固溶していてもよい。他の元素が固溶している例として、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）で表されるＮｂの炭窒化物を挙げることができる。なお、ここで云う、「ある程度」とは、Ｘ線回折におけるＣを含む立方晶Ｎｂ化合物の｛１１１｝面の回折ピーク位置が、後述するブラッグ角２θの範囲を満足することを云う。

（ｃ）Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部がＣを含む立方晶Ｎｂ化合物
　Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としてもよい。Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物とした場合、セラミックス結合相中には、
・Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物、および、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物、
・Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物、および、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物、
・Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物、および、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物、
・Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物、および、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物、
・Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物、
のいずれかが必ず含まれる。

　Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物、および、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物を総称して、本実施形態の（６）～（７）では、立方晶化合物とよんでいる。
　ここで、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物およびＣを含む立方晶Ｎｂ化合物は、それぞれ、前述のとおりのものである。

　さらに、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物とは、立方晶系のＮａＣｌ型構造（以下、立方晶と云うことがある）をとり、（Ｔａ、Ｎｂ）とＣが結合しているものであって、その原子比は、従来公知のあらゆるものを含み、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。さらに、ＴａとＮｂとＣが、それぞれ、原子比ｍ：ｎ：１（ただし、ｍ＞０、ｎ＞０、ｍ＋ｎ＝１）で結合し、他の元素が固溶していないことが好ましいが、Ｔａ、Ｎｂ、Ｃ以外の他の元素がある程度固溶していてもよい。他の元素が固溶している例として、Ｃの占める位置にＣ以外のＮが存在する、すなわち、（Ｃ、Ｎ）で表される炭窒化物を挙げることができる。

　以下、前記（ｂ）のＣを含む立方晶Ｔａ化合物の全部がＣを含む立方晶Ｎｂ化合物である場合、および、前記（ｃ）のＣを含む立方晶Ｔａ化合物の一部がＣを含む立方晶Ｎｂ化合物である場合を、総称して（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃと表記することがある。なお、この表記では、前述のとおり、表記中のＣの位置にある元素が、例えば、（Ｃ、Ｎ）である場合を含むし、また、前述のように、Ｔａ、Ｎｂ以外の金属元素をある程度固溶している場合を含む。なお、ここで云う、「ある程度」とは、Ｘ線回折における（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの｛１１１｝面の回折ピーク位置が、次に述べるブラッグ角２θの範囲を満足することを云う。

　Ｘ線回折における（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの｛１１１｝面の回折ピーク位置は、ブラッグ角２θにおいて３４．５３°≦２θ≦３５．０６°の範囲にあることがより好ましい。この範囲がより好ましいとした理由は、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの｛１１１｝面の回折ピーク位置がブラッグ角２θにおいて２θ＜３４．５３°、または３５．０６°＜２θの範囲にあると、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃに固溶するＣ、ＴａとＮｂ以外の元素が多くなり、その結果（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの高温靭性が低下して、切削工具基体として用いたときのｃＢＮ焼結体の耐クラック伝播性が低下することがあるためである。

　同｛１１１｝面の回折ピーク位置は、ブラッグ角２θにおいて３４．６６°≦２θ≦３４．９３°の範囲にあることがより一層好ましい。ただし、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃに由来する｛１１１｝面の回折ピークが複数確認できる場合は、すべてのピークがブラッグ角２θにおける所定の範囲（３４．５３°≦２θ≦３５．０６°、３４．６６°≦２θ≦３４．９３°）にあることがさらに好ましい。

　また、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃを除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度（Ｉ１’）と、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの｛１１１｝面のＸ線回折ピーク強度（Ｉ３）との比（Ｉ３／Ｉ１’）が０．０５～０．４０を満足することがより好ましい。この範囲が好ましいとした理由は、０．０５未満であると、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃよるクラック伝播抑制効果が十分に得られないことがあり、一方、０．４０を超える場合には結合相中に（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃが過剰に存在し、ｃＢＮ焼結体としての十分な硬さが得られず、切削工具基体として用いたときのｃＢＮ焼結体の耐欠損性を損なうことがあるためである。

　ただし、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃに由来する｛１１１｝面の回折ピークが複数確認できる場合は、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの｛１１１｝面のＸ線回折ピークすべての強度の合計値がＩ３となる。

　ここで、例えば、前記公知の原料を用いてｃＢＮ焼結体を作製した場合、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃを除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピークは、ＴｉＮの｛２００｝面、ＴｉＣの｛２００｝面、ＴｉＣＮの｛２００｝面、Ａｌ_２Ｏ_３の｛１０４｝面等に由来する。

　なお、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの｛１１１｝面のＸ線回折ピーク位置と回折ピーク強度、また、Ｃ（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃを除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度は、Ｃｕ－Ｋα線を用いた２θ／θ法のＸ線回折測定において、ブラッグ角２θの測定範囲を２０～８０°とすることで測定することができる。

（２）平均粒径
　Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの平均粒径は、５０～５００ｎｍが好ましい。この範囲が好ましい理由は、平均粒径５０ｎｍ未満であると、クラックがＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃを迂回し易くなり、その伝播を抑制することが十分にできず、一方、平均粒径が５００ｎｍを超えると、耐摩耗性が低下し、切削工具基体として用いたときのｃＢＮ焼結体の寿命が低下するためである。Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの平均粒径は、２００～４５０ｎｍがより好ましい。

（３）含有割合
　Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃは、セラミックス結合相中に１．０～１５．０体積％の含有割合で分散して存在することが好ましい。含有範囲をこの範囲とした理由は、１．０体積％未満であるとクラックがＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃに到達する頻度が減り、その伝播を抑制することが十分にできずｃＢＮ焼結体の靭性を向上させるには十分な量ではなく、一方、１５．０体積％を超えるとセラミックス結合相の硬さが低下し、セラミックス結合相の摩耗が進行し易くなることでｃＢＮ粒子が脱落し易くなり、その結果、切削工具基体として用いたときのｃＢＮ焼結体の耐摩耗性、耐欠損性が低下してしまうためである。Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃのセラミックス結合相中含有割合は２．０～１０．０体積％がより好ましい。

（５）平均粒径と含有割合の測定方法
　Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの平均粒径は、例えば、以下のように行う。ｃＢＮ焼結体の断面組織をオージェ電子分光法（Ａｕｇｅｒ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：以下、「ＡＥＳ」と云う）を用いて、１観察領域（１画像）において、Ｔａ元素、Ｎｂ原子、Ｃ元素のマッピング像を基にＴａ元素とＣ元素、Ｎｂ元素とＣ元素、Ｔａ元素とＮｂ元素とＣ元素が重なる部分に対し、それぞれ、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物粒子、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物粒子、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物粒子と認識して各粒子のフェレ径を求め、各粒子の直径とする。

　各粒子をこの直径（フェレ径）を有する理想球体と仮定して、計算し求めた各粒子の体積を基に累積体積を前記ｃＢＮ粒子の場合と同様に求め、この累積体積より縦軸を体積百分率［％］、横軸を直径［μｍ］としてグラフを描画させ、体積百分率が５０％のときの直径を測定に用いた１画像内のＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの平均粒径とする。

　これを少なくとも３観察領域（３画像）に対して行い、その平均値を、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの平均粒径［μｍ］とする。粒子解析を行う際には、あらかじめＡＥＳにより分かっているスケールの値を用いて、１ピクセル当たりの長さ（μｍ）を設定しておく。画像解析に用いる観察領域としては、５.０μｍ×３.０μｍ程度の視野領域が好ましい。

　セラミックス結合相に占めるＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの含有割合は、例えば、以下のように行う。前記と同様にＡＥＳを用いて、１観察領域（１画像）において、Ｔａ元素とＣ元素、Ｎｂ元素とＣ元素、Ｔａ元素とＮｂ元素とＣ元素がそれぞれ重なる部分を、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物粒子、Ｃ含む立方晶Ｎｂ化合物粒子、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物粒子として、各粒子が占める面積を算出する。

　また、１観察領域（１画像）において、Ｂ元素とＮ元素が重なり、かつ、セラミックス結合相に由来する金属元素、例えば、Ｔｉ元素、および／または、Ａｌ元素が重ならない部分をｃＢＮ粒子として、ｃＢＮ粒子が占める面積を算出し、残りの部分を結合相の面積とする。こうして算出したＣを含む立方晶Ｔａ化合物粒子、Ｃ含む立方晶Ｎｂ化合物粒子、Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物粒子の面積の合計値と、結合相の面積から、１観察領域におけるセラミックス結合相に占めるＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの含有割合を算出する。

　これを少なくとも３観察領域（３画像）に対して行い、画像毎に算出したＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの各粒子の総含有割合の平均値をセラミックス結合相に占めるＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの含有割合（体積％）として求める。画像解析に用いる観察領域として、５．０μｍ×３．０μｍ程度の視野領域が好ましい。

製造方法：
　本発明の靭性に優れたｃＢＮ焼結体を作製するための手順の一例を次の（１）～（３）に示す。

（１）結合相を構成する成分の原料粉末の準備
　結合相を構成する原料粉末として、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および必要により（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料、さらに、結合相の主要部となる原料（例えば、後述するように表１に示すもので、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＣＮ粉末、ＴｉＡｌ_３粉末）とを用意する。ここで、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料は、例えば、次の（ａ）、（ｂ）の方法で用意することが好ましい。

（ａ）ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法
　所定平均粒径のＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末を準備する。このＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末は、所望の粒径に粉砕したＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末とするため、例えば、超硬合金で内張りされたボールミル容器内に超硬合金製ボールとアセトンと共に充填し、蓋をし、ボールミルによる粉砕を行った後、混合したスラリーを乾燥させて超硬合金製ボールと粉砕後の粉末を分離し、遠心分離装置を用いて粉砕後の粉末を分級する。このボールミルによる粉砕後の分級により、平均粒径（メディアン径Ｄ５０）が５０～５００ｎｍであるＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末を得る。

（ｂ）ＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法
　それぞれ所定平均粒径のＴａＮ粉末、ＴａＢ_２粉末、ＴａＳｉ_２粉末、Ｔａ_２Ｏ_５粉末等のＴａＣ以外のＴａ化合物粉末、また、ＮｂＮ粉末、ＮｂＢ_２粉末、ＮｂＳｉ_２粉末、Ｎｂ_２Ｏ_５粉末等のＮｂＣ以外のＮｂ化合物粉末を１種以上準備し、これらを所定平均粒径のＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末（前記（ａ）で準備したものと同じもの）と混合し、所定圧力で成形して成形体を作製し、この成形体を、真空雰囲気中、１１００～１３００℃の範囲内の所定の温度で熱処理した後、摩砕と圧縮による粉砕を行い、目開き４５μｍの篩で篩分し、篩を通過したもの（以下「混合熱処理済化合物粉末」と云う）を作製する。

　この混合熱処理済化合物粉末は、所望の粒径に粉砕したＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末とするため、例えば、前記ボールミルによる粉砕を行った後、遠心分離装置を用いて粉砕後の粉末を分級する。このボールミルによる粉砕後の分級により、平均粒径（メディアン径Ｄ５０）が５０～５００ｎｍであるＣを含む立方晶Ｔａ化合物および（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末を得る。

（２）粉砕・混合
　前記（１）で用意した前記（ａ）および（ｂ）の原料粉末を、それぞれ、前記結合相の主要部となる原料と共に、例えば、超硬合金で内張りされたボールミル容器内に超硬合金製ボールとアセトンと共に充填し、蓋をし、ボールミルによる粉砕および混合を行う。その後、硬質相として機能させる、平均粒径が、例えば、０．２～８．０μｍのｃＢＮ粉末を添加して、ボールミル混合を行い、混合したスラリーを乾燥させて超硬合金製ボールと混合後の粉末を分離することで、前記（ａ）および（ｂ）それぞれに由来する焼結体原料粉末を得る。

（３）成形、焼結
　次いで、前記（２）で得られた前記（ａ）および（ｂ）それぞれに由来する焼結体原料粉末を、所定圧力で成形して成形体を作製し、この成形体を、真空雰囲気中、９００～１０００℃の範囲内の温度で仮焼結し、その後、例えば、圧力：５．５ＧＰａ、温度：１２００～１６００℃の範囲内の温度で焼結することにより、本発明の一実施形態の前記（ａ）および（ｂ）それぞれに由来するｃＢＮ焼結体を作製する。

　なお、前記焼結に至るまでの各工程では、原料粉末の酸化を防止することが好ましく、具体的には非酸化性の保護雰囲気中での取り扱いを実施することが好ましい。

　以下に、実施例について説明する。

＜実施例Ａ＞
　実施例ＡのｃＢＮ焼結体の製造のために、前述の（ａ）ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法と、前述の（ｂ）ＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法を用いた。
具体的には次のとおりである。

　前記（ａ）のＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法によるもの
　後述する実施例焼結体３、８、９、１０および１５がこの方法によるものであり、その原料粉末として、平均粒径が１．５μｍのＴａＣ粉末を準備し、前述のようにボールミルによる粉砕を行った後、遠心分離装置を用いて粉末の分級をすることにより、表２に示した平均粒径（メディアン径Ｄ５０）であるＣを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末を得た。

　前記（ｂ）のＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法によるもの
　後述する実施例焼結体１、２、４～７、１１～１４および１６～１９がこの方法によるものであり、その原料粉末として、平均粒径が１．５μｍのＴａＣ粉末と、それぞれ平均粒径が０．５～５．５μｍのＴａＮ粉末、ＴａＢ_２粉末、ＴａＳｉ_２粉末、Ｔａ_２Ｏ_５粉末を準備し、表２に示めした所定の割合で混合し、成形圧：１ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：３．０ｍｍの寸法にプレス成形し、圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、１２００℃に保持して熱処理し、摩砕と圧縮による粉砕を行い、目開き４５μｍの篩で篩分し、篩を通過した混合熱処理済化合物粉末を得た。

　この混合熱処理済化合物粉末を、前述のようにボールミルによる粉砕を行った後、遠心分離装置を用いて粉末の分級をすることにより、表２に示した平均粒径（メディアン径Ｄ５０）であるＣを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末を得た。

　前述の２通りの方法で得たＣを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末と、それぞれの平均粒径が０．３μｍ～０．９μｍの表１に示す結合相の主要部となる原料とを、超硬合金で内張りされたボールミル容器内に超硬合金製ボールとアセトンと共に充填し、蓋をしてボールミルによる粉砕と混合を行い、その後、焼結後のｃＢＮ粒子の含有割合が４０～８０体積％となるようにｃＢＮ粉末を添加し、さらにボールミルによる混合を行い、スラリーを乾燥させ、焼結体原料粉末を得た。

　次に、得られた焼結体原料粉末を、成形圧：１ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し成形体を得た。この成形体を圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００℃に保持して仮焼結した。その後、圧力：５．５ＧＰａ、温度：１４００℃で焼結することにより、表３に示す実施例のｃＢＮ焼結体１～１９（実施例焼結体１～１９と云う）を作製した。
　なお、成形体に施す仮焼結は、湿式混合時の溶媒を除去することが主な目的である。

　実施例焼結体１のＸＲＤを図３に示す。図３より、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピークと、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピークとして、ＴｉＣＮの｛２００｝面のＸ線回折ピークを得た。なお、ＴｉＣＮと表記したが、ここでいうＴｉＣＮは、ＴｉとＣとＮが結合しているものであって、従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではなく、前述のように他の元素が固溶していてもよいものである。

　比較のため、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を含まない場合や、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を含む場合において、様々な平均粒径、セラミックス結合相中の含有割合、｛１１１｝面の回折ピーク位置、および、回折ピーク強度比を検討すべく、次のようにした。

　すなわち、実施例Ａと同様に、前述の（ａ）ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法により、平均粒径が１．５μｍのＴａＣ粉末を準備し、後述する比較例焼結体１、２および９のＣを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末を作製し、前述の（ｂ）ＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法により、平均粒径が１．５μｍのＴａＣ粉末と、それぞれ平均粒径が０．５～５．５μｍのＴａＮ粉末、ＴａＢ_２粉末、ＴａＳｉ_２粉末、Ｔａ_２Ｏ_５粉末を準備し、表４に示した所定の割合で混合して、後述する比較例焼結体３～８および１０のＣを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末を作製した。これらの平均粒径（メディアン径Ｄ５０）は表４に示されたとおりであった。

　なお、後述する比較例焼結体１１については、ＴａＣの代わりに、平均粒径が３．０μｍのＴａ_２Ｃ粉末を使用し、前述の（ａ）と同様の方法で、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末の代わりとなる粉末を作製した。

　さらに、この分級した各原料粉末の所定のものと、それぞれの平均粒径が０．３μｍ～０．９μｍの表１に示す結合相の主要部となる原料とを、実施例Ａと同様に、ボールミルにより粉砕・混合し、その後、焼結後のｃＢＮ粒子の含有割合が４０～８０体積％となるようにｃＢＮ粉末を添加し、ボールミル混合し、スラリーを乾燥させ、焼結体原料粉末を得た。なお、後述する比較例焼結体１２については、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物原料粉末を準備せず、結合相の主要部となる原料を粉砕・混合した後にｃＢＮを加えてさらに混合し、乾燥させ、焼結体原料粉末を得た。

　その後、実施例焼結体１～１９と同様な条件により、この焼結体原料粉末から成形体を作製し、それを仮焼結し、実施例焼結体１～１９と同様な条件で超高圧高温焼結することにより、表５に示す比較例のｃＢＮ焼結体（以下、比較例焼結体と云う）１～１２を作製した。

　次に、前記で作製した実施例焼結体１～１９、比較例焼結体１～１２を、ワイヤー放電加工機で所定寸法に切断した。そして、ＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもったＷＣ基超硬合金（組成は、Ｃｏ：５質量％、ＴａＣ：５質量％、ＷＣ：残り）製インサート本体のろう付け部（コーナー部）にろう材（Ｃｕ：２６質量％、Ｔｉ：５質量％、Ａｇ：残りからなる組成を有するＡｇ合金）を用いてろう付けし、上下面および外周研磨、ホーニング処理を施すことにより、ＩＳＯ規格ＣＮＧＡ１２０４０８のインサート形状をもつ実施例のｃＢＮ基超高圧焼結体切削工具（実施例工具と云う）１～１９、および、比較例のｃＢＮ基超高圧焼結体切削工具（比較例工具と云う）１～１２を製造した。

　次いで、実施例工具１～１９と比較例工具１～１２に対して、以下の切削条件で切削加工を実施し、工具寿命に至るまでの断続回数を測定した。

　＜切削条件１＞
被削材：浸炭焼入鋼（ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５、硬さ：ＨＲＣ５８～６２）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
切り込み：０．１ｍｍ
送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
で、高硬度鋼の乾式切削加工試験を実施した。

　各工具の刃先がチッピングあるいは欠損に至るまで、または刃先逃げ面部分の最大摩耗量が１５０μｍに至るまでの断続回数を工具寿命とし、断続回数５００回毎に刃先を観察し、刃先の欠損やチッピングの有無と摩耗量を確認した。
　表６に、上記切削加工試験の結果を示す。

＜実施例Ｂ＞
　実施例Ｂは、Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部または全部を、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物としたセラミックス結合相を有するｃＢＮ焼結体を作製した。

　実施例ＢのｃＢＮ焼結体の製造のために、実施例Ａと同様に、前述の（ａ）ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法と、前述の（ｂ）ＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法を用いた。

　前記（ａ）のＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法によるもの
　後述する実施例焼結体２０および２８がこの方法によるものであり、その原料粉末として、平均粒径が１．５μｍのＮｂＣ粉末を準備し、前述のようにボールミルによる粉砕を行った後、遠心分離装置を用いて粉末の分級をすることにより、表７に示した平均粒径（メディアン径Ｄ５０）であるＣを含む立方晶Ｎｂ化合物原料粉末（以下、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末と云う）を得た。

　前記（ｂ）のＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法によるもの
　後述する実施例焼結体２１～２７および２９～３７がこの方法によるものであり、その原料粉末として、実施例Ａで準備したものと同じＴａＣ粉末、ＴａＮ粉末、ＴａＢ_２粉末、ＴａＳｉ_２粉末、Ｔａ_２Ｏ_５粉末に加え、平均粒径が１．５μｍのＮｂＣ粉末と、それぞれ平均粒径が１．０～６．０μｍのＮｂＮ粉末、ＮｂＢ_２粉末、ＮｂＳｉ_２粉末、Ｎｂ_２Ｏ_５粉末を準備し、表７に示した所定の割合で混合し、成形圧：１ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：３．０ｍｍの寸法にプレス成形し、圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、１２００℃に保持して熱処理し、その後、摩砕と圧縮による粉砕を行い、目開き４５μｍの篩で篩分し、篩を通過した混合熱処理済化合物粉末を得た。

　この混合熱処理済化合物粉末を、前述のようにボールミルによる粉砕を行った後、遠心分離装置を用いて粉末の分級をすることにより、表７に示した平均粒径（メディアン径Ｄ５０）である（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末を得た。

　前述の２通りの方法で得た（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末と、それぞれの平均粒径が０．３μｍ～０．９μｍの表１に示す結合相の主要部となる原料とを、超硬合金で内張りされたボールミル容器内に超硬合金製ボールとアセトンと共に充填し、蓋をしてボールミルによる粉砕と混合を行い、その後、焼結後のｃＢＮ粒子の含有割合が４０～８０体積％となるようにｃＢＮ粒子を添加し、さらにボールミルによる混合を行い、スラリーを乾燥させ、焼結体原料粉末を得た。

　次に、得られた焼結体原料粉末を、成形圧：１ＭＰａで直径：５０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍの寸法にプレス成形し成形体を得た。この成形体を圧力：１Ｐａ以下の真空雰囲気中、９００℃に保持して仮焼結した。その後、圧力：５．５ＧＰａ、温度：１４００℃で焼結することにより、表８に示す実施例のｃＢＮ焼結体２０～３７（実施例焼結体２０～３７と云う）を作製した。
　なお、成形体に施す仮焼結は、湿式混合時の溶媒を除去することが主な目的である。

　実施例焼結体２０のＸＲＤを図４に示す。図４より、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピークと、Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物を除いたセラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピークとして、ＴｉＣの｛２００｝面のＸ線回折ピークを得た。

　比較のため、（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃについて、様々な平均粒径、セラミックス結合相中の含有割合、｛１１１｝面の回折ピーク位置、および、回折ピーク強度比を検討すべく、次のようにした。

　すなわち、実施例Ｂと同様に、前述の（ａ）ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末のみを用意する方法により、平均粒径が１．５μｍのＮｂＣ粉末を準備し、後述する比較例焼結体２１、２２および２５の（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末を作製し、前述の（ｂ）ＴａＣおよびＮｂＣ以外の粉末をも用意する方法により、平均粒径が１．５μｍのＴａＣ粉末と、平均粒径が１．５μｍのＮｂＣ粉末と、それぞれ平均粒径が０．５～６．０μｍのＴａＮ粉末、ＴａＢ_２粉末、ＮｂＮ粉末、ＮｂＢ_２粉末、ＮｂＳｉ_２粉末、Ｎｂ_２Ｏ_５粉末を準備し、表９に示した所定の割合で混合して、後述する比較例焼結体２０、２３、２４および２６～２９の（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末を作製した。これらの平均粒径（メディアン径Ｄ５０）は表９に示されたとおりであった。

　さらに、この分級した各原料粉末の所定のものと、それぞれの平均粒径が０．３μｍ～０．９μｍの表１に示す結合相の主要部となる原料とを、実施例Ｂと同様に、ボールミルにより粉砕・混合し、その後、焼結後のｃＢＮ粒子の含有割合が４０～８０体積％となるようにｃＢＮ粉末を添加し、ボールミル混合し、スラリーを乾燥させ、焼結体原料粉末を得た。なお、比較例３０については（Ｔａ、Ｎｂ）Ｃの原料粉末を準備せず、結合相の主要部となる原料を粉砕・混合した後にｃＢＮを加えてさらに混合し、乾燥させ、焼結体原料粉末を得た。

　その後、実施例焼結体２０～３７と同様な条件により、この焼結体原料粉末から成形体を作製し、それを仮焼結し、実施例焼結体２０～３７と同様な条件で超高圧高温焼結することにより、表１０に示す比較例のｃＢＮ焼結体（以下、比較例焼結体と云う）２０～３０（１３～１９は欠番）を作製した。

　次に、前記で作成した実施例焼結体２０～３７、比較例焼結体２０～３０を、実施例Ａと同様に処理して、実施例工具２０～３７、および、比較例工具２０～３０を製造した。

　次いで、実施例工具２０～３７と比較例工具２０～３０に対して、以下の切削条件で切削加工を実施し、工具寿命に至るまでの断続回数を測定した。

　＜切削条件２＞
被削材：浸炭焼入鋼（ＪＩＳ・ＳＣＭ４１５、硬さ：ＨＲＣ５８～６２）の長さ方向等間隔８本縦溝入り丸棒
切削速度：１８０ｍ／ｍｉｎ
切り込み：０．１ｍｍ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
で、高硬度鋼の乾式切削加工試験を実施した。

　各工具の刃先がチッピングあるいは欠損に至るまで、または刃先逃げ面部分の最大摩耗量が１５０μｍに至るまでの断続回数を工具寿命とし、断続回数５００回毎に刃先を観察し、刃先の欠損やチッピングの有無と摩耗量を確認した。
　表１１に、前記切削加工試験の結果を示す。

　表６、１１に示される結果から、実施例工具は、いずれも、比較例工具に比して、耐摩耗性の低下なく、また、突発的な刃先の欠損や早期のチッピングが発生することなく、工具寿命が延命化されており、焼入鋼の断続切削加工においても、耐欠損性や耐チッピング性に優れていることがわかる。

　前記開示した実施の形態はすべての点で例示にすぎず、制限的なものではない。本発明の範囲は前記した実施の形態ではなく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。

１：ｃＢＮ
２：Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物
３：Ｃを含む立方晶Ｎｂ化合物
４：Ｃを含む立方晶（Ｔａ、Ｎｂ）複合化合物

Claims (8)

1. 　立方晶窒化ほう素とセラミックス結合相を有するｃＢＮ焼結体であって
   Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物が、前記セラミックス結合相中に１．０～１５．０体積％の割合で分散しており、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の平均粒径は５０～５００ｎｍであることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
2. 　前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク位置がブラッグ角２θにおいて３４．６６°≦２θ≦３５．０６°の範囲にあることを特徴とする請求項１に記載のｃＢＮ焼結体。
3. 　前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物を除いた前記セラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度（Ｉ１）と、前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク強度（Ｉ２）との比（Ｉ２／Ｉ１）が０．１０～０．６０であることを特徴とする請求項１または２に記載のｃＢＮ焼結体。
4. 　前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物のすべてがＣを含む立方晶Ｎｂ化合物であることを特徴とする請求項１に記載のｃＢＮ焼結体。
5. 　前記Ｃを含む立方晶Ｔａ化合物の一部がＣを含む立方晶Ｎｂ化合物であることを特徴とする請求項１に記載のｃＢＮ焼結体。
6. 　請求項４または５のｃＢＮ焼結体であって、前記立方晶化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク位置がブラッグ角２θにおいて３４．５３°≦２θ≦３５．０６°の範囲にあることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
7. 　請求項４～６のいずれかのｃＢＮ焼結体であって、前記立方晶化合物を除いた前記セラミックス結合相を構成する成分の最大のＸ線回折ピーク強度（Ｉ１’）と、前記立方晶化合物の｛１１１｝面のＸ線回折ピーク強度（Ｉ３）との比（Ｉ３／Ｉ１’）が０．０５～０．４０であることを特徴とするｃＢＮ焼結体。
8. 　請求項１～７のいずれかのｃＢＮ焼結体を工具基体とすることを特徴する切削工具。
    

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