JPH0431013B2 - - Google Patents
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- JPH0431013B2 JPH0431013B2 JP62167691A JP16769187A JPH0431013B2 JP H0431013 B2 JPH0431013 B2 JP H0431013B2 JP 62167691 A JP62167691 A JP 62167691A JP 16769187 A JP16769187 A JP 16769187A JP H0431013 B2 JPH0431013 B2 JP H0431013B2
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- JP
- Japan
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- cbn
- boron nitride
- wbn
- volume
- sintered body
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は立方晶型窒化硼素（以下cBNと称す
る）とウルツ鉱型窒化硼素（以下WBNと称す
る）の両者と、耐熱性セラミツク組成物を主体と
した結合材とからなり、焼入鋼材や難削材の切削
加工に好適な工具用焼結体に関する。 （従来の技術） 高圧相窒化硼素には六方晶型窒化硼素（以下
hBNと称する）にアルカリ金属等の触媒を用い
て、静的超高圧下で合成して得られるcBNと、
hBNに爆薬の爆発力により数100kbの超高圧を負
荷して直接転移を生起させる衝撃合成法により得
られるwBNとがある。cBNおよびwBNはダイ
ヤモンドに次ぐ硬さを有する硬質物質として近年
脚光を浴びており、合成粉末および焼結体工具が
市販されている。 ダイヤモンドは最も硬くまた熱伝導率も最高の
物質であり、工具材料として極めて優れている
が、欠点は鉄系金属と高温で化学反応しやすく鉄
系材料の切削には有効でないことである。現在鉄
系材料の高能率切削に使用されている工具材料と
しては、TiCまたはTiN基サーメツト、Al2O3ま
たはAl2O3−TiC基セラミツク、cBNまたはcBN
−wBN基焼結体工具が用いられている。しかし
高Ni系の耐熱材料のような難削材やHRC45を超
える高硬度材に対する高速安定切削の要求に対し
ては、cBNまたはcBN−wBN基焼結体工具以外
に実用性能を出せるものが見あたらない。こうし
た状況から高圧相窒化硼素基焼結体工具が注目さ
れてきており、更に工具寿命の良いものの出現に
対する期待が強まつている。従来からcBNまた
はwBN基焼結体については多くの提案がなされ、
また焼結体工具も市販されている。例えば特開昭
48−17503号公報にはcBN−鉄属金属系焼結体、
特公昭57−49621号公報にはcBN−セラミツク系
焼結体が記載されている。また特公昭50−5680号
公報、特公昭50−39444号公報にはwBN単独ある
いはwBNとcBNとの混合焼結体が記載されてい
る。更に特公昭58−23459号公報、特公昭58−
32225号公報、特公昭58−56018号公報、特公昭59
−4501号公報にはcBNとwBNの両者を含有し、
結合相としてセラミツクまたは金属を用いた焼結
体が開示されている。一方特開昭59−64737号公
報にはcBNとwBNの両者を含有し、結合相とし
てはセラミツクスまたは金属を用いると同時に、
cBNの平均粒子径がwBNの平均粒子径の５倍以
上である焼結体が提案されている。 尚市販の焼結体工具にはcBN−金属系、cBN
−セラミツク系、cBN−wBN−セラミツク−金
属系などがある。 （発明が解決しようとする問題点） 然るにcBNは粒子形状が鋭い角や稜を有する
ので切削性は高いが、単結晶であるためにへき開
性を伴ない欠け易く、被削材面粗度も悪い。また
wBNは数10nmの微結晶からできたブロツキーな
多結晶粒子（0.1μm〜数10μm）であり、粒子表
面は細かい微構造を有しているため、切削性は低
いが、へき開性がなく靱性は他界。また被削材面
粗度も良い。 従つて前述の過去における特許出願内容および
市販焼結体においてはcBN単独系には靱性に問
題があり、wBN単独系には切削性に問題がある。
またcBN−wBN混合系については特開昭59−
64737号公報に開示されたものを除いて含有比率
だけを議論しており、粒度については何ら触れて
いない。従つて特性上極めて悪い場合も含むこと
になり適切でない。特開昭59−64737号公報に記
載されたものもcBNの平均粒子系がwBNのそれ
よりも５倍以上と規定しているだけであり、焼結
体の強化条件としては不充分である。 また結合相においても従来の焼結体は炭化物、
窒化物などのセラミツクやCo，Niなどの金属を
主体としたものであり高温での化学安定性に欠け
る点があつた。 （問題点を解決するための手段） cBNおよびwBNは前述のごとくダイヤモンド
に次ぐ高硬度を有しており極めて優秀な工具材料
である。しかしそれぞれ長短を有している。即ち
cBNについては切削性、高温での耐酸化性は高
いが、へき開性があり靱性が低い。wBNについ
ては靱性は高いが、切削性、耐熱性（700℃以上
でhBNに転換）が低い。鉄系高硬度材を高速切
削する場合には刃先は極めて高温となるため
cBN焼結体にとつて高温での化学的安定性は重
要な因子である。そのうえ断続切削の場合には強
度と靱性の双方が要求される。こうした切削環境
においては前述のように、従来提案されている
cBN焼結体またはcBNとwBNの混合焼結体から
つくられた工具では不充分であり、また市販の金
属Coを結合材としたものやTiC，TiNなどの周
期律表第ａ，ａ族遷移金属の炭化物、窒化物
を結合材としたものでは耐摩耗性、靱性共に不足
である。 現在市販されている金属AlまたはCoを結合材
とし、cBNが80〜90VOl％以上のcBN高含有タ
イプ焼結体は、硬さがH.m.V.4000と高いにもか
かわらず、切削時に刃先が高温となることによ
り、結合相金属が軟化するため一般的に高硬度焼
入鋼材に対しては靱性はあるが耐摩耗性が悪い。
これに対してTiC，TiNなどの炭化物、窒化物を
主体としたセラミツクを結合材とするものは焼入
鋼材に対して耐摩耗性、靱性共に金属を結合材と
したものに比べて良好な性能を示す。 そこでわれわれとしては焼入鋼材に対する切削
寿命が大幅に向上した焼結体を実現するために前
述のセラミツクを結合材とした焼結体を改良する
方向で検討した。周期律表第ａ，ａ族遷移金
属の炭化物、窒化物を結合材とする焼結体の焼入
鋼材に対する耐摩耗性、靱性は第１図に示すよう
にcBN含有量が増えるにつれて硬さが上昇する
と共に耐摩耗性、靱性が向上するが、高圧相窒化
硼素の体積％が50〜70％でピークとなりそれ以上
になると低下傾向となる。 基本的には高圧相窒化硼素の割合が増大して硬
さが上昇すれば耐摩耗性および破壊強度が向上す
るので耐チツピング性も向上するわけである。し
かし第４図の顕微鏡組織の模式図からわかるよう
に、cBN粒子の分離度がＣ領域になると悪くな
り、cBN粒子相互の接着部の面積が増大する。
この接着部は焼結性が悪いために工具として使用
時に脱落しやすい。このため接着部が多いほど即
ちＣ領域でcBN％が高いほど耐摩耗性、耐チツ
ピング性が悪くなる。以上の内容が、従来のセラ
ミツクを結合材とする焼結体においてcBNの最
適VOl.％を50〜70％とした理由である。しかし
cBN粒子相互の分離度さえよければ更に切削寿
命の向上が期待できる。 そこでわれわれは従来の最適cBN％のもの
（Ｂ領域）に微粒の多結晶質ウルツ鉱型BNを適
量添加することにり切削寿命の改善を試みた。そ
の結果添加するwBNの量と粒度および耐熱性の
高い結合材の組合わせを選定することにより切削
耐久性が大幅に向上する事実を見出した。これは
第４図のB1に示されるようなBN粒子の分布にな
つているものと思われる。即ちcBN粒子は相互
に接着しない範囲で最大限に含有された状態（50
〜70VOl.％）となつており且つcBN粒子間の結
合相には微粒のwBNが分離度が悪化しない範囲
で分散した状態なつている。このため切削寿命に
対する最適BN％を高含有側で選択することがで
き、従つて硬さを高くできることになり耐摩耗
性、耐チツピング性の絶対値の向上が計れる。更
に結合相中に分散した微粒wBNは分散強化因
子となりまた表面に微構造を有する強靱な粒子
であるのでクラツク伝播を阻止する作用をなし破
壊靱性向上因子となる。次に、結合相硬質成分の
効果について述べる。 cBNは前述のごとく工具材料としてはダイヤ
モンドに次ぐ高硬度を有しており、また高温での
耐酸化性、耐摩耗性も高く、鉄系に対する高速切
削用硬質成分としては最も優れたものである。こ
うした高温でのcBNの優れた特性を可及的に持
続させるためには、焼結体の結合相硬質成分もま
た同様な特性を有するものでなければならない。
高硬度材や難削材を高速切削する場合、刃先は極
めて高温（〜1000℃）となるためcBN焼結体工
具にとつて高温での化学的安定性は最も重要な因
子である。然るに結合相強化成分として添加する
wBNはcBNに比べて耐熱性がやや劣るといわれ
ている。則ち逆変態開始温度をみると、cBNは
1400℃以上であるのに対してwBNは700℃以上で
ある。この添加wBNの耐熱性を補強する意味に
おいても結合相硬質成分の耐熱性を増大する必要
がある。 そこでわれわれは炭化物系、窒化物、炭窒化物
系あるいは酸化物系といつた従来の一元系ないし
は二元系の結合相成分だけではなく、炭窒酸化物
固溶体を主成分とし、前記した従来の結合相成分
を含む混合系を用いることを考案した。この場合
に従来のセラミツクの結合材の中では比較的良好
な特性を示すが、尚高温安定性が不充分なTi
（CxNy）に着目した。Ti（CxNy）に酸化物の特
性を付与すれば、高温化学安定性の向上が期待で
きる。しかし単に酸化物を混合物として加えたの
では、粒界の影響や酸化物単体としての脆さから
靱性が悪くなるので、酸素を固溶した固溶体化合
物をつくることを企図した。この方法として
TiC，TiNと結晶構造が同一（Nacl型立方晶）
で全率固溶体を形成するTiOに注目した。TiOは
第５図のΔGｆ・−Ｔ（℃）線図で明らかなように
TiC，TiNよりも安定でAl2O3に匹敵する熱力学
的安定性を有する。そこでTiC，TiN，TiOを混
合して高温で反応させ三元固溶体を作製し所定の
組成のTi（CxNyOz）をつくり、これを結合材の
主成分とすることを考えた。従来TiC−Tin−
TiO系については、研究報告は少なくわずかに
（R.Kieffer）らの報告（Monataherte fur
Chemie，Band 103，1130〜1137，1972）があ
り、これによれば三化合物は各々任意の割合で相
互に固溶し、生成する固溶体の格子常数は第６図
に示す等格子常数線図のようになるとある。切削
工具用焼結体に関して、粉末治金業界において
は、一般的に酸素を焼結体に投入することは焼結
性を悪化させ、焼結体を劣化させるという思想が
常識であるが、われわれの実験結果によれば、第
７図に示したようにTi（CxNyOz）におけるＯの
モル分率Ｚの値が0.01〜0.2の範囲においては耐
摩耗性、靱性を維持して更に耐クレータ性が極め
て向上するという驚くべき事実が見出された。 適用分野によつては前記Ti（CxNyOz）（0.01≦
ｚ≦0.2）を主成分（結合相中の体積で50〜99％）
とし、TiC，WC，TaC，NbC，TiN，TaNの中
の１種または２種以上の混合物を加えた成分系を
用いることも可能である。 即ち耐衝撃性を特に要求される場合には、前記
Ti（CxNyOz）と炭化物（WC，TaC）、窒化物
（TiN，TaN）、窒素化物（TiN（CN），Ta（CN）
の中の１種または２種以上との混合系が有効であ
り、また耐摩耗性を特に要求される場合には前記
Ti（CxNyOz）と炭化物（TiC）との混合系が有
効であり更に耐溶着性が特に要求される場合には
前記Ti（CxNyOz）と窒化物（TiN，TaN）、炭
窒化物（Ti（CN））、窒酸化物（Ti（NO））の中の
１種または２種との混合系が有効である。 次に焼結性を高める意味でAl，Fe，Co，Niの
中の１種または２種以上の金属を添加してもよく
またこれらの金属とcBNまたはwBNもしくは前
記結合相セラミツク成分から生じると考えられる
炭素、窒素、酸素及び化学量論上過剰な金属成分
とが反応して生成する中間化合物またはそれらの
相互固溶体化学物を焼結体中に含むものであつて
もよい。 以上のように微粒wBNによる分散強化の効果
と耐熱性の高い結合相硬質成分による効果の相剰
作用により、本発明焼結体が従来のcBN焼結体
よりも大幅に耐摩耗性、耐チツピング性が向上し
ているものと考えられる。 次に限定条件を設定した理由について述べる。
高圧相窒化硼素と結合相硬質成分との配合比は適
用条件によつて広範に変えることができ、高圧相
窒化硼素を体積比で30〜80％まで選定できる。焼
結体工具としての最低限の強度を維持するために
高圧相窒化硼素の量は体積比で30％は必要であ
り、また80％以上になると靱性低下が著しいこと
が実験の結果明らかになつた。次に前記高圧相窒
化硼素はcBNとwBNとからなり、それらの粒度
と体積比は耐摩耗性と耐チツピング性のどちらを
重視するかによつて種々変えることができ、高圧
相窒化硼素に占める割合で、cBNは平均粒子径
５〜15μmで60〜95、wBNは平均粒子径5μm以下
で５〜40％の範囲で選定できる。工具として必要
な切削性を保持するために、高圧相窒化硼素に占
める割合でcBNは60％以上、wBNは40％以下で
なければならない。また従来のcBN焼結体に比
べて耐摩耗性及び耐チツピング性を良好ならしめ
るためには前記割合でcBNは95％以下、wBNは
５％以上とする必要がある。 次に平均粒子径についてであるが、cBN5μm
以下だと切れ味が悪くなりまた15μm以上だと単
結晶としてのへき開性が生じるので靱性が低下す
る。wBNは5μmを越えると切削性の低下が著し
い。従つてcBNは５〜15μm、wBNは０〜5μmと
する必要がある。 結合相硬質成分であるTi（CxNyOz）の酸素含
有量を示すＺについては、これは余り少ないと耐
クレータ性の向上という効果は表われず、また多
すぎると焼結性を悪くする。0.01≦Ｚ≦0.2であ
れば、最も好ましくは0.01≦Ｚ≦0.05であれば酸
素含有の効果を損なうことなく高強度の焼結体が
得られる。またｘ＋ｙについては少なすぎると耐
摩耗性が悪化する。従つてすくなくともmol.％
で50％以上は必要である。またｘについては、少
なすぎると耐摩耗性が低下し、多すぎると靱性が
悪化する。このため0.1≦ｘ≦0.4とした。ｙにつ
いては、0.6未満だと靱性向上効果がなく、0.9を
越えると脱窒による脆化や耐クレータ性の悪化に
つながる。従つて0.6≦ｙ≦0.9とした。また結合
相中に占めるTi（CxNyOz）の割合が少なすぎる
と硬さが低下し、強度不足が生じるため体積％で
50％以上含有する必要がある。 高圧相窒化硼素のhBNへの逆変態を防止する
ために、高圧相窒化硼素に対して溶解性を有する
触媒と考えられているAlを添加する必要がある。
また焼結体は工具化する便宜上超硬合金と積層し
て焼結する場合が多いわけであるが、その際熱膨
張率のミスマツチによりクラツクが入りやすい。
これを防止する意味で、熱膨張率の急激な変化を
緩和するためにFe，Co，Niの中の１種または２
種以上を添加する必要がある。Alについては、
その添加量が結合相中に占める割合で１体積％未
満では、触媒効果が不十分であり、また50体積％
を越えると焼結体の硬さ低下が著しく工具用とし
て不適当となる。 次にFe，Co，Niについては、それらの添加量
が結合相中に占める割合で１体積％未満では高圧
相窒化硼素焼結体と積相焼結する超硬基盤相との
熱膨張率のミスマツチに対する緩和作用が不十分
であり、また50体積％を越えるとAlと同様に硬
さ低下が著しく工具用焼結体としては不適当とな
る。 以上の理由により、Al，Fe，Co，Niの中の１
種又は２種以上についての含有量を結合相中に占
める割合で１〜50体積％とした。 結合相強化に及ぼすwBN粒子の粒子径と粒子
間距離の関係については次のように考えられる。
即ち高圧相窒化硼素基焼結体は一種のセラミツク
スと考えることができる。セラミツクスの強度を
改善するには材料中にエネルギー散逸源としての
不均質相を分散または析出させる方法即ち粒子分
散セラミツクスとする方法が有効であるとされて
いる。本発明焼結体はcBNの粗い粒子間の結合
相セラミツクスマトリツクス中にwBN粒子が分
散した一種の粒子分散セラミツクスといえる。粒
子分散セラミツクスの強度特性に影響を及ぼす因
子には(1)分散粒子とマトリツクスの界面の結合状
態(2)分散粒子とマトリツクスの間の性質のミスマ
ツチ(3)分散粒子の大きさ、分散粒子間の距離など
の幾何学的因子がある。(1)，(2)を一定とし(3)によ
る靱性向上について検討してみる。 Griffithの破壊基準によれば脆性材料を破壊す
るのに必要な応力σfは次式で与えられる。 ここではＣは不安定破壊が生ずる際の臨界クラ
ツクの大きさ、Γは破壊エネルギー、Ｙは無欠元
定数、E′はヤング率、KIcは臨界応力拡大係数で
破壊靱性と呼ばれる。 KIc＝√2′ ……(b) で実際上の便宜から靱性の尺度として用いられ
る。以上よりΓを大きくすればσfを大きくできる
ことがわかる。また本題の粒子分散セラミツクス
における靱性向上機構としてはLange−Evansの
“クラツクの湾曲”理論の適用が妥当と考えられ
る。その理論は脆性マトリツクス中に存在する分
散粒子によつて主クラツクの進展が一時的に阻止
され、クラツク前縁が粒子間で半だ円形に曲げら
れる時に線張力効果が生じて破壊エネルギーが増
加し強度も上昇するというものである。（第８図） Langeは分散粒子相を含む脆性材料の破壊エネ
ルギーは次のように表わされるとした。 Γ＝Γm＋τ／ｄ ……(c) ここでτはクラツク前縁の線張力、ｄは粒子間
距離であり、Γmはマトリツクスの破壊エネルギ
ーである。 EvansはこのLangeの理論を発展させ第８図に
示したような２次元モデルを用いて靱性増加の寄
与を粒径と粒子間距離の比（2ro／ｄ）の関数と
して見積もることが可能であるとした。但し分散
粒子の靱性がマトリツクスのそれに比べて大き
く、粒子はクラツクに取り囲まれる前に破壊した
りマトリツクスから離脱したりせずに有効にクラ
ツクの進行を阻止するという仮定をおくものであ
る。即ちクラツクは強靱な粒子によつて一時的に
ピン止めされるというものである。しかしクラツ
ク前縁が充分に湾曲する前に粒子が破壊したり、
マトリツクス−粒子界面の破壊が生じる場合には
靱性上昇は“強い粒子”の存在を仮定した場合ほ
どには大きくはならない。即ち線張力効果が靱性
上昇に寄与する程度は分散粒子が“強い粒子”と
して作用するか“弱い粒子として作用するかによ
つて大きく異なるわけである。本発明焼結体にお
ける分散粒子としてのwBNの場合はまさにこの
“強い粒子”に相当する。即ちwBNは硬さ、ヤン
グ率がダイヤモンドに次いで高く且つその粒子は
10ηmの微結晶の集合体からなる多結晶粒子であ
るため、へき開性がなく、物質中で最も高強度で
高靱性の粒子と考えられる。尚且つ表面に微構造
を有するので破壊エネルギーの散逸源ないしクラ
ツクに対する鈍化作用という意味で好適なもので
ある。 以上のような構想に基いてwBN粒子分散によ
るcBN焼結体の強靱化を企図したわけである。
この目的からしてwBNの粒子径はcBNの粒子径
よりも小さくなければならない。 切削性を維持するためにはcBNの粒子径は
5μm以上でなければならない。またへき開性の増
大により耐チツピング性が悪化するのを防ぐため
にはcBNの粒子径は15μm以下でなければならな
い。以上よりwBNの粒子径は０〜5μmに設定す
る必要がある。 次に種々の量、粒度のwBNを添加したcBN焼
結体を作成し耐チツピング性を調べたところ下記
に示すような驚くべき知見を得た。wBN粒子の
半径をro、平均粒子間距離をｄとすると前記
2ro／ｄと耐チツピング性は第９図のような対応
関係を有しており0.2≦2ro≦ｄ≦２において好ま
しくは2ro／ｄ＝１において良好な耐チツピング
性を示すことがわかる。ここで2ro／ｄ＜0.2にお
いては分散強化作用が著しく低下するために切削
耐久性の向上が望めない。また2ro／ｄ＞２にお
いてはwBN粒子間の分離度が悪くなり耐チツピ
ング性の低下をもたらす。従つて0.2≦2ro／ｄ≦
２が適用範囲となる。また高圧相窒化硼素の含有
量によつて工具としての寿命は大きく変化する
が、これについては30〜80体積％が適切であるこ
とは前述の通りである。 次にwBNの含有量によつても耐チツピング性
は変化する。高圧相窒化硼素中に占める割合で
wBNが５体積％以下では分散粒子としての効果
がなくまた40体積％以上ではcBN含有量が少な
くなるために切削性が著しく低下する。従つて
wBN含有量については前記割合で５〜40体積％
が好適な範囲である。（第１０図）これに対応し
てcBNは前記割合において60〜95体積％が適切
な含有量である。 実施例 １ 平均粒子３〜8μmのcBN粉末と平均粒度０〜
3μmのwBN粉末とを合わせて70体積％と種々の
結合材組成からなる第一表に示すような混合粉末
を作成した。
る）とウルツ鉱型窒化硼素（以下WBNと称す
る）の両者と、耐熱性セラミツク組成物を主体と
した結合材とからなり、焼入鋼材や難削材の切削
加工に好適な工具用焼結体に関する。 （従来の技術） 高圧相窒化硼素には六方晶型窒化硼素（以下
hBNと称する）にアルカリ金属等の触媒を用い
て、静的超高圧下で合成して得られるcBNと、
hBNに爆薬の爆発力により数100kbの超高圧を負
荷して直接転移を生起させる衝撃合成法により得
られるwBNとがある。cBNおよびwBNはダイ
ヤモンドに次ぐ硬さを有する硬質物質として近年
脚光を浴びており、合成粉末および焼結体工具が
市販されている。 ダイヤモンドは最も硬くまた熱伝導率も最高の
物質であり、工具材料として極めて優れている
が、欠点は鉄系金属と高温で化学反応しやすく鉄
系材料の切削には有効でないことである。現在鉄
系材料の高能率切削に使用されている工具材料と
しては、TiCまたはTiN基サーメツト、Al2O3ま
たはAl2O3−TiC基セラミツク、cBNまたはcBN
−wBN基焼結体工具が用いられている。しかし
高Ni系の耐熱材料のような難削材やHRC45を超
える高硬度材に対する高速安定切削の要求に対し
ては、cBNまたはcBN−wBN基焼結体工具以外
に実用性能を出せるものが見あたらない。こうし
た状況から高圧相窒化硼素基焼結体工具が注目さ
れてきており、更に工具寿命の良いものの出現に
対する期待が強まつている。従来からcBNまた
はwBN基焼結体については多くの提案がなされ、
また焼結体工具も市販されている。例えば特開昭
48−17503号公報にはcBN−鉄属金属系焼結体、
特公昭57−49621号公報にはcBN−セラミツク系
焼結体が記載されている。また特公昭50−5680号
公報、特公昭50−39444号公報にはwBN単独ある
いはwBNとcBNとの混合焼結体が記載されてい
る。更に特公昭58−23459号公報、特公昭58−
32225号公報、特公昭58−56018号公報、特公昭59
−4501号公報にはcBNとwBNの両者を含有し、
結合相としてセラミツクまたは金属を用いた焼結
体が開示されている。一方特開昭59−64737号公
報にはcBNとwBNの両者を含有し、結合相とし
てはセラミツクスまたは金属を用いると同時に、
cBNの平均粒子径がwBNの平均粒子径の５倍以
上である焼結体が提案されている。 尚市販の焼結体工具にはcBN−金属系、cBN
−セラミツク系、cBN−wBN−セラミツク−金
属系などがある。 （発明が解決しようとする問題点） 然るにcBNは粒子形状が鋭い角や稜を有する
ので切削性は高いが、単結晶であるためにへき開
性を伴ない欠け易く、被削材面粗度も悪い。また
wBNは数10nmの微結晶からできたブロツキーな
多結晶粒子（0.1μm〜数10μm）であり、粒子表
面は細かい微構造を有しているため、切削性は低
いが、へき開性がなく靱性は他界。また被削材面
粗度も良い。 従つて前述の過去における特許出願内容および
市販焼結体においてはcBN単独系には靱性に問
題があり、wBN単独系には切削性に問題がある。
またcBN−wBN混合系については特開昭59−
64737号公報に開示されたものを除いて含有比率
だけを議論しており、粒度については何ら触れて
いない。従つて特性上極めて悪い場合も含むこと
になり適切でない。特開昭59−64737号公報に記
載されたものもcBNの平均粒子系がwBNのそれ
よりも５倍以上と規定しているだけであり、焼結
体の強化条件としては不充分である。 また結合相においても従来の焼結体は炭化物、
窒化物などのセラミツクやCo，Niなどの金属を
主体としたものであり高温での化学安定性に欠け
る点があつた。 （問題点を解決するための手段） cBNおよびwBNは前述のごとくダイヤモンド
に次ぐ高硬度を有しており極めて優秀な工具材料
である。しかしそれぞれ長短を有している。即ち
cBNについては切削性、高温での耐酸化性は高
いが、へき開性があり靱性が低い。wBNについ
ては靱性は高いが、切削性、耐熱性（700℃以上
でhBNに転換）が低い。鉄系高硬度材を高速切
削する場合には刃先は極めて高温となるため
cBN焼結体にとつて高温での化学的安定性は重
要な因子である。そのうえ断続切削の場合には強
度と靱性の双方が要求される。こうした切削環境
においては前述のように、従来提案されている
cBN焼結体またはcBNとwBNの混合焼結体から
つくられた工具では不充分であり、また市販の金
属Coを結合材としたものやTiC，TiNなどの周
期律表第ａ，ａ族遷移金属の炭化物、窒化物
を結合材としたものでは耐摩耗性、靱性共に不足
である。 現在市販されている金属AlまたはCoを結合材
とし、cBNが80〜90VOl％以上のcBN高含有タ
イプ焼結体は、硬さがH.m.V.4000と高いにもか
かわらず、切削時に刃先が高温となることによ
り、結合相金属が軟化するため一般的に高硬度焼
入鋼材に対しては靱性はあるが耐摩耗性が悪い。
これに対してTiC，TiNなどの炭化物、窒化物を
主体としたセラミツクを結合材とするものは焼入
鋼材に対して耐摩耗性、靱性共に金属を結合材と
したものに比べて良好な性能を示す。 そこでわれわれとしては焼入鋼材に対する切削
寿命が大幅に向上した焼結体を実現するために前
述のセラミツクを結合材とした焼結体を改良する
方向で検討した。周期律表第ａ，ａ族遷移金
属の炭化物、窒化物を結合材とする焼結体の焼入
鋼材に対する耐摩耗性、靱性は第１図に示すよう
にcBN含有量が増えるにつれて硬さが上昇する
と共に耐摩耗性、靱性が向上するが、高圧相窒化
硼素の体積％が50〜70％でピークとなりそれ以上
になると低下傾向となる。 基本的には高圧相窒化硼素の割合が増大して硬
さが上昇すれば耐摩耗性および破壊強度が向上す
るので耐チツピング性も向上するわけである。し
かし第４図の顕微鏡組織の模式図からわかるよう
に、cBN粒子の分離度がＣ領域になると悪くな
り、cBN粒子相互の接着部の面積が増大する。
この接着部は焼結性が悪いために工具として使用
時に脱落しやすい。このため接着部が多いほど即
ちＣ領域でcBN％が高いほど耐摩耗性、耐チツ
ピング性が悪くなる。以上の内容が、従来のセラ
ミツクを結合材とする焼結体においてcBNの最
適VOl.％を50〜70％とした理由である。しかし
cBN粒子相互の分離度さえよければ更に切削寿
命の向上が期待できる。 そこでわれわれは従来の最適cBN％のもの
（Ｂ領域）に微粒の多結晶質ウルツ鉱型BNを適
量添加することにり切削寿命の改善を試みた。そ
の結果添加するwBNの量と粒度および耐熱性の
高い結合材の組合わせを選定することにより切削
耐久性が大幅に向上する事実を見出した。これは
第４図のB1に示されるようなBN粒子の分布にな
つているものと思われる。即ちcBN粒子は相互
に接着しない範囲で最大限に含有された状態（50
〜70VOl.％）となつており且つcBN粒子間の結
合相には微粒のwBNが分離度が悪化しない範囲
で分散した状態なつている。このため切削寿命に
対する最適BN％を高含有側で選択することがで
き、従つて硬さを高くできることになり耐摩耗
性、耐チツピング性の絶対値の向上が計れる。更
に結合相中に分散した微粒wBNは分散強化因
子となりまた表面に微構造を有する強靱な粒子
であるのでクラツク伝播を阻止する作用をなし破
壊靱性向上因子となる。次に、結合相硬質成分の
効果について述べる。 cBNは前述のごとく工具材料としてはダイヤ
モンドに次ぐ高硬度を有しており、また高温での
耐酸化性、耐摩耗性も高く、鉄系に対する高速切
削用硬質成分としては最も優れたものである。こ
うした高温でのcBNの優れた特性を可及的に持
続させるためには、焼結体の結合相硬質成分もま
た同様な特性を有するものでなければならない。
高硬度材や難削材を高速切削する場合、刃先は極
めて高温（〜1000℃）となるためcBN焼結体工
具にとつて高温での化学的安定性は最も重要な因
子である。然るに結合相強化成分として添加する
wBNはcBNに比べて耐熱性がやや劣るといわれ
ている。則ち逆変態開始温度をみると、cBNは
1400℃以上であるのに対してwBNは700℃以上で
ある。この添加wBNの耐熱性を補強する意味に
おいても結合相硬質成分の耐熱性を増大する必要
がある。 そこでわれわれは炭化物系、窒化物、炭窒化物
系あるいは酸化物系といつた従来の一元系ないし
は二元系の結合相成分だけではなく、炭窒酸化物
固溶体を主成分とし、前記した従来の結合相成分
を含む混合系を用いることを考案した。この場合
に従来のセラミツクの結合材の中では比較的良好
な特性を示すが、尚高温安定性が不充分なTi
（CxNy）に着目した。Ti（CxNy）に酸化物の特
性を付与すれば、高温化学安定性の向上が期待で
きる。しかし単に酸化物を混合物として加えたの
では、粒界の影響や酸化物単体としての脆さから
靱性が悪くなるので、酸素を固溶した固溶体化合
物をつくることを企図した。この方法として
TiC，TiNと結晶構造が同一（Nacl型立方晶）
で全率固溶体を形成するTiOに注目した。TiOは
第５図のΔGｆ・−Ｔ（℃）線図で明らかなように
TiC，TiNよりも安定でAl2O3に匹敵する熱力学
的安定性を有する。そこでTiC，TiN，TiOを混
合して高温で反応させ三元固溶体を作製し所定の
組成のTi（CxNyOz）をつくり、これを結合材の
主成分とすることを考えた。従来TiC−Tin−
TiO系については、研究報告は少なくわずかに
（R.Kieffer）らの報告（Monataherte fur
Chemie，Band 103，1130〜1137，1972）があ
り、これによれば三化合物は各々任意の割合で相
互に固溶し、生成する固溶体の格子常数は第６図
に示す等格子常数線図のようになるとある。切削
工具用焼結体に関して、粉末治金業界において
は、一般的に酸素を焼結体に投入することは焼結
性を悪化させ、焼結体を劣化させるという思想が
常識であるが、われわれの実験結果によれば、第
７図に示したようにTi（CxNyOz）におけるＯの
モル分率Ｚの値が0.01〜0.2の範囲においては耐
摩耗性、靱性を維持して更に耐クレータ性が極め
て向上するという驚くべき事実が見出された。 適用分野によつては前記Ti（CxNyOz）（0.01≦
ｚ≦0.2）を主成分（結合相中の体積で50〜99％）
とし、TiC，WC，TaC，NbC，TiN，TaNの中
の１種または２種以上の混合物を加えた成分系を
用いることも可能である。 即ち耐衝撃性を特に要求される場合には、前記
Ti（CxNyOz）と炭化物（WC，TaC）、窒化物
（TiN，TaN）、窒素化物（TiN（CN），Ta（CN）
の中の１種または２種以上との混合系が有効であ
り、また耐摩耗性を特に要求される場合には前記
Ti（CxNyOz）と炭化物（TiC）との混合系が有
効であり更に耐溶着性が特に要求される場合には
前記Ti（CxNyOz）と窒化物（TiN，TaN）、炭
窒化物（Ti（CN））、窒酸化物（Ti（NO））の中の
１種または２種との混合系が有効である。 次に焼結性を高める意味でAl，Fe，Co，Niの
中の１種または２種以上の金属を添加してもよく
またこれらの金属とcBNまたはwBNもしくは前
記結合相セラミツク成分から生じると考えられる
炭素、窒素、酸素及び化学量論上過剰な金属成分
とが反応して生成する中間化合物またはそれらの
相互固溶体化学物を焼結体中に含むものであつて
もよい。 以上のように微粒wBNによる分散強化の効果
と耐熱性の高い結合相硬質成分による効果の相剰
作用により、本発明焼結体が従来のcBN焼結体
よりも大幅に耐摩耗性、耐チツピング性が向上し
ているものと考えられる。 次に限定条件を設定した理由について述べる。
高圧相窒化硼素と結合相硬質成分との配合比は適
用条件によつて広範に変えることができ、高圧相
窒化硼素を体積比で30〜80％まで選定できる。焼
結体工具としての最低限の強度を維持するために
高圧相窒化硼素の量は体積比で30％は必要であ
り、また80％以上になると靱性低下が著しいこと
が実験の結果明らかになつた。次に前記高圧相窒
化硼素はcBNとwBNとからなり、それらの粒度
と体積比は耐摩耗性と耐チツピング性のどちらを
重視するかによつて種々変えることができ、高圧
相窒化硼素に占める割合で、cBNは平均粒子径
５〜15μmで60〜95、wBNは平均粒子径5μm以下
で５〜40％の範囲で選定できる。工具として必要
な切削性を保持するために、高圧相窒化硼素に占
める割合でcBNは60％以上、wBNは40％以下で
なければならない。また従来のcBN焼結体に比
べて耐摩耗性及び耐チツピング性を良好ならしめ
るためには前記割合でcBNは95％以下、wBNは
５％以上とする必要がある。 次に平均粒子径についてであるが、cBN5μm
以下だと切れ味が悪くなりまた15μm以上だと単
結晶としてのへき開性が生じるので靱性が低下す
る。wBNは5μmを越えると切削性の低下が著し
い。従つてcBNは５〜15μm、wBNは０〜5μmと
する必要がある。 結合相硬質成分であるTi（CxNyOz）の酸素含
有量を示すＺについては、これは余り少ないと耐
クレータ性の向上という効果は表われず、また多
すぎると焼結性を悪くする。0.01≦Ｚ≦0.2であ
れば、最も好ましくは0.01≦Ｚ≦0.05であれば酸
素含有の効果を損なうことなく高強度の焼結体が
得られる。またｘ＋ｙについては少なすぎると耐
摩耗性が悪化する。従つてすくなくともmol.％
で50％以上は必要である。またｘについては、少
なすぎると耐摩耗性が低下し、多すぎると靱性が
悪化する。このため0.1≦ｘ≦0.4とした。ｙにつ
いては、0.6未満だと靱性向上効果がなく、0.9を
越えると脱窒による脆化や耐クレータ性の悪化に
つながる。従つて0.6≦ｙ≦0.9とした。また結合
相中に占めるTi（CxNyOz）の割合が少なすぎる
と硬さが低下し、強度不足が生じるため体積％で
50％以上含有する必要がある。 高圧相窒化硼素のhBNへの逆変態を防止する
ために、高圧相窒化硼素に対して溶解性を有する
触媒と考えられているAlを添加する必要がある。
また焼結体は工具化する便宜上超硬合金と積層し
て焼結する場合が多いわけであるが、その際熱膨
張率のミスマツチによりクラツクが入りやすい。
これを防止する意味で、熱膨張率の急激な変化を
緩和するためにFe，Co，Niの中の１種または２
種以上を添加する必要がある。Alについては、
その添加量が結合相中に占める割合で１体積％未
満では、触媒効果が不十分であり、また50体積％
を越えると焼結体の硬さ低下が著しく工具用とし
て不適当となる。 次にFe，Co，Niについては、それらの添加量
が結合相中に占める割合で１体積％未満では高圧
相窒化硼素焼結体と積相焼結する超硬基盤相との
熱膨張率のミスマツチに対する緩和作用が不十分
であり、また50体積％を越えるとAlと同様に硬
さ低下が著しく工具用焼結体としては不適当とな
る。 以上の理由により、Al，Fe，Co，Niの中の１
種又は２種以上についての含有量を結合相中に占
める割合で１〜50体積％とした。 結合相強化に及ぼすwBN粒子の粒子径と粒子
間距離の関係については次のように考えられる。
即ち高圧相窒化硼素基焼結体は一種のセラミツク
スと考えることができる。セラミツクスの強度を
改善するには材料中にエネルギー散逸源としての
不均質相を分散または析出させる方法即ち粒子分
散セラミツクスとする方法が有効であるとされて
いる。本発明焼結体はcBNの粗い粒子間の結合
相セラミツクスマトリツクス中にwBN粒子が分
散した一種の粒子分散セラミツクスといえる。粒
子分散セラミツクスの強度特性に影響を及ぼす因
子には(1)分散粒子とマトリツクスの界面の結合状
態(2)分散粒子とマトリツクスの間の性質のミスマ
ツチ(3)分散粒子の大きさ、分散粒子間の距離など
の幾何学的因子がある。(1)，(2)を一定とし(3)によ
る靱性向上について検討してみる。 Griffithの破壊基準によれば脆性材料を破壊す
るのに必要な応力σfは次式で与えられる。 ここではＣは不安定破壊が生ずる際の臨界クラ
ツクの大きさ、Γは破壊エネルギー、Ｙは無欠元
定数、E′はヤング率、KIcは臨界応力拡大係数で
破壊靱性と呼ばれる。 KIc＝√2′ ……(b) で実際上の便宜から靱性の尺度として用いられ
る。以上よりΓを大きくすればσfを大きくできる
ことがわかる。また本題の粒子分散セラミツクス
における靱性向上機構としてはLange−Evansの
“クラツクの湾曲”理論の適用が妥当と考えられ
る。その理論は脆性マトリツクス中に存在する分
散粒子によつて主クラツクの進展が一時的に阻止
され、クラツク前縁が粒子間で半だ円形に曲げら
れる時に線張力効果が生じて破壊エネルギーが増
加し強度も上昇するというものである。（第８図） Langeは分散粒子相を含む脆性材料の破壊エネ
ルギーは次のように表わされるとした。 Γ＝Γm＋τ／ｄ ……(c) ここでτはクラツク前縁の線張力、ｄは粒子間
距離であり、Γmはマトリツクスの破壊エネルギ
ーである。 EvansはこのLangeの理論を発展させ第８図に
示したような２次元モデルを用いて靱性増加の寄
与を粒径と粒子間距離の比（2ro／ｄ）の関数と
して見積もることが可能であるとした。但し分散
粒子の靱性がマトリツクスのそれに比べて大き
く、粒子はクラツクに取り囲まれる前に破壊した
りマトリツクスから離脱したりせずに有効にクラ
ツクの進行を阻止するという仮定をおくものであ
る。即ちクラツクは強靱な粒子によつて一時的に
ピン止めされるというものである。しかしクラツ
ク前縁が充分に湾曲する前に粒子が破壊したり、
マトリツクス−粒子界面の破壊が生じる場合には
靱性上昇は“強い粒子”の存在を仮定した場合ほ
どには大きくはならない。即ち線張力効果が靱性
上昇に寄与する程度は分散粒子が“強い粒子”と
して作用するか“弱い粒子として作用するかによ
つて大きく異なるわけである。本発明焼結体にお
ける分散粒子としてのwBNの場合はまさにこの
“強い粒子”に相当する。即ちwBNは硬さ、ヤン
グ率がダイヤモンドに次いで高く且つその粒子は
10ηmの微結晶の集合体からなる多結晶粒子であ
るため、へき開性がなく、物質中で最も高強度で
高靱性の粒子と考えられる。尚且つ表面に微構造
を有するので破壊エネルギーの散逸源ないしクラ
ツクに対する鈍化作用という意味で好適なもので
ある。 以上のような構想に基いてwBN粒子分散によ
るcBN焼結体の強靱化を企図したわけである。
この目的からしてwBNの粒子径はcBNの粒子径
よりも小さくなければならない。 切削性を維持するためにはcBNの粒子径は
5μm以上でなければならない。またへき開性の増
大により耐チツピング性が悪化するのを防ぐため
にはcBNの粒子径は15μm以下でなければならな
い。以上よりwBNの粒子径は０〜5μmに設定す
る必要がある。 次に種々の量、粒度のwBNを添加したcBN焼
結体を作成し耐チツピング性を調べたところ下記
に示すような驚くべき知見を得た。wBN粒子の
半径をro、平均粒子間距離をｄとすると前記
2ro／ｄと耐チツピング性は第９図のような対応
関係を有しており0.2≦2ro≦ｄ≦２において好ま
しくは2ro／ｄ＝１において良好な耐チツピング
性を示すことがわかる。ここで2ro／ｄ＜0.2にお
いては分散強化作用が著しく低下するために切削
耐久性の向上が望めない。また2ro／ｄ＞２にお
いてはwBN粒子間の分離度が悪くなり耐チツピ
ング性の低下をもたらす。従つて0.2≦2ro／ｄ≦
２が適用範囲となる。また高圧相窒化硼素の含有
量によつて工具としての寿命は大きく変化する
が、これについては30〜80体積％が適切であるこ
とは前述の通りである。 次にwBNの含有量によつても耐チツピング性
は変化する。高圧相窒化硼素中に占める割合で
wBNが５体積％以下では分散粒子としての効果
がなくまた40体積％以上ではcBN含有量が少な
くなるために切削性が著しく低下する。従つて
wBN含有量については前記割合で５〜40体積％
が好適な範囲である。（第１０図）これに対応し
てcBNは前記割合において60〜95体積％が適切
な含有量である。 実施例 １ 平均粒子３〜8μmのcBN粉末と平均粒度０〜
3μmのwBN粉末とを合わせて70体積％と種々の
結合材組成からなる第一表に示すような混合粉末
を作成した。
【表】
この混合粉末を外径17mm、厚さ1.5mmに型押し
成型し、Mo製の容器に入れた。この容器を真空
炉中で10-4torr以下の真空下で1100℃に60min保
持して脱ガスした。これをNacl製スリーブに装
入し、更にこれを黒鉛製のヒーター及びNacl製
の圧力媒体に組み込んだ。この圧力媒体をベルト
型超高圧焼結装置を用いて第２表で示した条件で
焼結した。得られた焼結体は外径15.8mm、厚さ
1.1mmであつた。
成型し、Mo製の容器に入れた。この容器を真空
炉中で10-4torr以下の真空下で1100℃に60min保
持して脱ガスした。これをNacl製スリーブに装
入し、更にこれを黒鉛製のヒーター及びNacl製
の圧力媒体に組み込んだ。この圧力媒体をベルト
型超高圧焼結装置を用いて第２表で示した条件で
焼結した。得られた焼結体は外径15.8mm、厚さ
1.1mmであつた。
【表】
これをダイヤモンド砥石で研削し、Ｘ線回析法
により同定したところ、配合成分以外にＡは
TiB2，TC3Al、ＢはTaB、ＣはAlCo、ＤはNib
が同定された。また硬さ、2r／ｄを測定したとこ
ろ第二表のようになつた。更にこれを超硬台金に
ろう付しSNG432の形状のチツプとして切削テス
トに供したところ第２表のような工具寿命となり
市販の焼結体工具よりも優位であつた。 尚切削テストはSKD11（HRC62〜63）に対す
るフライス切削テスト（第１１図）と浸炭焼入鋼
（SCM415，HRC62〜63）に対する連続切削テス
ト（第２図、第３図）と断続切削テスト（第３
図）の３とおりについて行つた。 実施例 ２ Ti（C0.2N0.75O0.005），TiN，TiC，TiCN，
WC，Al，Fe，Coの中から選択した成分を第３
表に示すような種々の割合に配合、混合し、1200
℃で１時間の加熱処理を行ない半焼結体を作成し
た。これをボールミルで48時間粉砕し結合材とし
た。種々の粒度のcBN粉末及びwBN粉末と上記
結合材とを各種割合に混合し、この混合粉末から
実施例１と同様の方法により焼結体チツプを作成
し、切削テストを行なつたとっころ第４表のよう
な結果となり市販の焼結体工具よりも優位であつ
た。
により同定したところ、配合成分以外にＡは
TiB2，TC3Al、ＢはTaB、ＣはAlCo、ＤはNib
が同定された。また硬さ、2r／ｄを測定したとこ
ろ第二表のようになつた。更にこれを超硬台金に
ろう付しSNG432の形状のチツプとして切削テス
トに供したところ第２表のような工具寿命となり
市販の焼結体工具よりも優位であつた。 尚切削テストはSKD11（HRC62〜63）に対す
るフライス切削テスト（第１１図）と浸炭焼入鋼
（SCM415，HRC62〜63）に対する連続切削テス
ト（第２図、第３図）と断続切削テスト（第３
図）の３とおりについて行つた。 実施例 ２ Ti（C0.2N0.75O0.005），TiN，TiC，TiCN，
WC，Al，Fe，Coの中から選択した成分を第３
表に示すような種々の割合に配合、混合し、1200
℃で１時間の加熱処理を行ない半焼結体を作成し
た。これをボールミルで48時間粉砕し結合材とし
た。種々の粒度のcBN粉末及びwBN粉末と上記
結合材とを各種割合に混合し、この混合粉末から
実施例１と同様の方法により焼結体チツプを作成
し、切削テストを行なつたとっころ第４表のよう
な結果となり市販の焼結体工具よりも優位であつ
た。
【表】
【表】
【表】
実施例 ３
第５表に示すような配合割合で各種粉末を混合
し、実施例２と同様の方法により、焼結体チツプ
を作成し、切削テストを行つたところ、第６表の
ような結果となり、市販の焼結体工具よりも優位
となつた。
し、実施例２と同様の方法により、焼結体チツプ
を作成し、切削テストを行つたところ、第６表の
ような結果となり、市販の焼結体工具よりも優位
となつた。
【表】
【表】
実施例 ４
第７表に示すような配合割合で各種粉末を混合
し、実施例２と同様の方法により、焼結体チツプ
を作成し、切削テストを行つたところ、第８表の
ような結果となり、市販品の焼結体工具よりも優
位なものが得られた。
し、実施例２と同様の方法により、焼結体チツプ
を作成し、切削テストを行つたところ、第８表の
ような結果となり、市販品の焼結体工具よりも優
位なものが得られた。
【表】
【表】
（発明の効果）
前記したように本発明の工具用焼結体は(1)第１
の硬質相であるcBNと第２の硬質相である微粒
wBNの混合系を用い且つそれらの粒度分布を最
適化することにより、耐チツピング製を損なわず
に耐摩耗性の向上を計つた。(2)結合相として酸素
を含有した炭窒化物（Ti（CxNyOz）η）を用い
ることにより耐熱性の向上を計つた。以上の２点
を主たる特長としており、従来の工具用焼結体に
比べて高温下での靱性、耐摩耗性に優れている。
即ち切削時に刃先が極めて高温となると同時に、
きびしい断続を伴なう切削用途例えば金型材料
（SKD11など）を焼入後フライス切削する場合あ
るいは複雑形状の浸炭焼入部品を断続切削する場
合において格段に優れた性能を発揮するものであ
り、更に結合金属として、4a，5a，6a族の炭化
物、窒化物例えばWCを用いた場合には耐衝撃製
が向上し、またTiNを添加した場合は耐溶着性
が向上する。 従つて靱性と耐摩耗性の双方が高度に要求され
る浸炭歯車の仕上加工用工具として好適な焼結体
となる。
の硬質相であるcBNと第２の硬質相である微粒
wBNの混合系を用い且つそれらの粒度分布を最
適化することにより、耐チツピング製を損なわず
に耐摩耗性の向上を計つた。(2)結合相として酸素
を含有した炭窒化物（Ti（CxNyOz）η）を用い
ることにより耐熱性の向上を計つた。以上の２点
を主たる特長としており、従来の工具用焼結体に
比べて高温下での靱性、耐摩耗性に優れている。
即ち切削時に刃先が極めて高温となると同時に、
きびしい断続を伴なう切削用途例えば金型材料
（SKD11など）を焼入後フライス切削する場合あ
るいは複雑形状の浸炭焼入部品を断続切削する場
合において格段に優れた性能を発揮するものであ
り、更に結合金属として、4a，5a，6a族の炭化
物、窒化物例えばWCを用いた場合には耐衝撃製
が向上し、またTiNを添加した場合は耐溶着性
が向上する。 従つて靱性と耐摩耗性の双方が高度に要求され
る浸炭歯車の仕上加工用工具として好適な焼結体
となる。
第１図は周期律表第ａ，ａ族遷移金属の炭
化物、窒化物等を結合材とするcBN焼結体にお
けるcBN含有量と耐摩耗性、耐チツピング性の
関係を示す図、第２図は焼入鋼材に対する耐摩耗
性テストのための旋削方法を示す概略図、第３図
は断続切削テスト方法を示す概略図、第４図は
cBN含有量と耐摩耗性との関係において、wBN
を添加した場合の耐摩耗性の変化の説明図、第５
図はTiC，Fe2O3，TiO，Al2O3，ΔGｆ・−Ｔ線
図、第６図はR.Kiefferらの報告によるTi
（CxNyOz）の等格子常数線図、第７図はTi
（CxNyOz）のｚを変化させた場合のクレータ深
さと逃げ面摩耗量の比較図、第８図はLange−
Evansの“クラツクの湾曲”理論を示す模式図、
第９図はwBN粒子の半径と平均粒子間距離の比
と耐チツピング性の関係図、第１０図は高圧相窒
化硼素中に占めるwBNの割合と耐チツピング性
の関係図、第１１図イはSKD11（HRC62〜63）
に対するフライス切削テストの概略図、ロは摩耗
判決基準の説明図である。
化物、窒化物等を結合材とするcBN焼結体にお
けるcBN含有量と耐摩耗性、耐チツピング性の
関係を示す図、第２図は焼入鋼材に対する耐摩耗
性テストのための旋削方法を示す概略図、第３図
は断続切削テスト方法を示す概略図、第４図は
cBN含有量と耐摩耗性との関係において、wBN
を添加した場合の耐摩耗性の変化の説明図、第５
図はTiC，Fe2O3，TiO，Al2O3，ΔGｆ・−Ｔ線
図、第６図はR.Kiefferらの報告によるTi
（CxNyOz）の等格子常数線図、第７図はTi
（CxNyOz）のｚを変化させた場合のクレータ深
さと逃げ面摩耗量の比較図、第８図はLange−
Evansの“クラツクの湾曲”理論を示す模式図、
第９図はwBN粒子の半径と平均粒子間距離の比
と耐チツピング性の関係図、第１０図は高圧相窒
化硼素中に占めるwBNの割合と耐チツピング性
の関係図、第１１図イはSKD11（HRC62〜63）
に対するフライス切削テストの概略図、ロは摩耗
判決基準の説明図である。
Claims (1)
- １ 構成成分が、主硬質相として高圧相窒化硼素
を30〜80体積％、残部は結合相として、Ti（CxNy
Oz）（但し0.1≦ｘ≦0.4，0.6≦ｙ≦0.9，0.01≦ｚ
≦0.2，ｘ＋ｙ＋ｚ＝１でｘ，ｙ，ｙは原子容量
比率またはモル分率を示す）とTiC，WC，
TaC，NbC，TiN，TaNの中の１種または２種
以上およびAl，Fe，Co，Niの中の１種または２
種以上の金属もしくはこれらの金属と高圧相窒化
硼素または前記結合相成分との反応生成物、並び
に不可避不純物からなる焼結体であつて、前記高
圧相窒化硼素は高圧相窒化硼素中に占める体積割
合で、平均粒子径15μm以下の立方晶窒化硼素60
〜90体積％と平均粒子径5μm以下のウルツ鉱型窒
化硼素10〜40体積％とからなるものであるり、ま
た前記結合相成分におけるTi（CXNYOZ）は結合
相中に占める割合で50〜99体積％であり、更に結
合相中に分散するウルツ鉱型窒化硼素多結晶粒子
について、平均粒子間隔に対する平均粒子径の比
が0.2以上２以下であることを特徴とするウルツ
鉱型窒化硼素含有高硬度工具用焼結体。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62167691A JPS6411939A (en) | 1987-07-07 | 1987-07-07 | High hard sintered body for tool containing wurtzite type boron nitride |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62167691A JPS6411939A (en) | 1987-07-07 | 1987-07-07 | High hard sintered body for tool containing wurtzite type boron nitride |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6411939A JPS6411939A (en) | 1989-01-17 |
| JPH0431013B2 true JPH0431013B2 (ja) | 1992-05-25 |
Family
ID=15854445
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62167691A Granted JPS6411939A (en) | 1987-07-07 | 1987-07-07 | High hard sintered body for tool containing wurtzite type boron nitride |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6411939A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20150110663A1 (en) * | 2012-05-31 | 2015-04-23 | Sandvik Intellectual Property Ab | Method of making a cbn material |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60169533A (ja) * | 1985-01-21 | 1985-09-03 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 高硬度焼結体の製造方法 |
| JPS61179847A (ja) * | 1986-02-17 | 1986-08-12 | Toshiba Tungaloy Co Ltd | 切削用高硬度焼結体 |
| JPS6372843A (ja) * | 1987-08-28 | 1988-04-02 | Nippon Oil & Fats Co Ltd | 切削工具用高密度相窒化ホウ素含有焼結体の製造法 |
-
1987
- 1987-07-07 JP JP62167691A patent/JPS6411939A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20150110663A1 (en) * | 2012-05-31 | 2015-04-23 | Sandvik Intellectual Property Ab | Method of making a cbn material |
| US10252947B2 (en) | 2012-05-31 | 2019-04-09 | Hyperion Materials & Technologies (Sweden) Ab | Method of making a cBN material |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6411939A (en) | 1989-01-17 |
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