JPH04322903A - 硬質相密着性のすぐれた超高圧焼結材料製切削工具 - Google Patents
硬質相密着性のすぐれた超高圧焼結材料製切削工具Info
- Publication number
- JPH04322903A JPH04322903A JP11942291A JP11942291A JPH04322903A JP H04322903 A JPH04322903 A JP H04322903A JP 11942291 A JP11942291 A JP 11942291A JP 11942291 A JP11942291 A JP 11942291A JP H04322903 A JPH04322903 A JP H04322903A
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- Japan
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- hard phase
- ultra
- high pressure
- sintered material
- pressure sintered
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、連続切削は勿論のこ
と、特に複合材料の断続切削に使用した場合にも、硬質
相の結合相に対する密着性がすぐれているので、硬質相
の剥離による摩耗がきわめて小さく、長期に亘ってすぐ
れた切削性能を発揮する超高圧焼結材料製切削工具に関
するものである。
と、特に複合材料の断続切削に使用した場合にも、硬質
相の結合相に対する密着性がすぐれているので、硬質相
の剥離による摩耗がきわめて小さく、長期に亘ってすぐ
れた切削性能を発揮する超高圧焼結材料製切削工具に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、例えば特公昭６２−１９３９４号
公報に記載されるように、容量％で（以下、％は容量％
を示す）、主体がＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化
物（以下、それぞれＴｉＣ，ＴｉＮ，およびＴｉＣＮで
示す）のうちの１種以上からなり、さらに必要に応じて
ほう化チタン、炭化タングステン、ほう化タングステン
、窒化アルミニウム、および酸化アルミニウム（以下、
それぞれＴｉＢ２ ，ＷＣ，ＷＢ，ＡｌＮおよびＡｌ２
Ｏ３ で示す）などのうちの１種以上を含有するＴｉ
化合物系結合相および不可避不純物：１０〜６０％、立
方晶窒化ほう素（以下、ｃ−ＢＮで示す）硬質相：１０
〜６０％、ダイヤモンド硬質相：１０〜６０％、の組成
を有する超高圧焼結材料で構成された切削工具が知られ
ており、かつこの超高圧焼結材料製切削工具が、鋳鉄な
どの連続切削に用いられていることも知られている。
公報に記載されるように、容量％で（以下、％は容量％
を示す）、主体がＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化
物（以下、それぞれＴｉＣ，ＴｉＮ，およびＴｉＣＮで
示す）のうちの１種以上からなり、さらに必要に応じて
ほう化チタン、炭化タングステン、ほう化タングステン
、窒化アルミニウム、および酸化アルミニウム（以下、
それぞれＴｉＢ２ ，ＷＣ，ＷＢ，ＡｌＮおよびＡｌ２
Ｏ３ で示す）などのうちの１種以上を含有するＴｉ
化合物系結合相および不可避不純物：１０〜６０％、立
方晶窒化ほう素（以下、ｃ−ＢＮで示す）硬質相：１０
〜６０％、ダイヤモンド硬質相：１０〜６０％、の組成
を有する超高圧焼結材料で構成された切削工具が知られ
ており、かつこの超高圧焼結材料製切削工具が、鋳鉄な
どの連続切削に用いられていることも知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、近年、切削加工
が多様化し、例えば自動車エンジンの軽量化を目的とし
て、複数本の鋳鉄製ライナーをＡｌ−Ｓｉ合金で鋳込ん
だエンジンブロックが開発されるに及んで、これの製造
には複合材料の断続切削が不可欠となるが、これに上記
の従来超高圧焼結材料製切削工具を用いた場合、硬質相
の上記Ｔｉ化合物系結合相に対する密着性が十分でない
ために、硬質相が剥離し易く、この結果摩耗進行が速く
なり、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
が多様化し、例えば自動車エンジンの軽量化を目的とし
て、複数本の鋳鉄製ライナーをＡｌ−Ｓｉ合金で鋳込ん
だエンジンブロックが開発されるに及んで、これの製造
には複合材料の断続切削が不可欠となるが、これに上記
の従来超高圧焼結材料製切削工具を用いた場合、硬質相
の上記Ｔｉ化合物系結合相に対する密着性が十分でない
ために、硬質相が剥離し易く、この結果摩耗進行が速く
なり、比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、各種複合材料の断続切削に用い
た場合にもすぐれた耐摩耗性を発揮する超高圧焼結材料
製切削工具を開発すべく研究を行なった結果、（ａ）一
般に、Ｔｉ化合物系結合相は、ｃ−ＢＮ硬質相との結合
強度は高いものの、ダイヤモンド単味の硬質相との結合
強度が低く、したがって、これを各種複合材料の断続切
削に使用すると、ダイヤモンド単味の硬質相が脱落する
ために耐摩耗性が不十分であること。 （ｂ）しかし、上記のｃ−ＢＮ硬質相とダイヤモンド硬
質相が共存する超高圧焼結材料製切削工具の製造に際し
て、ダイヤモンド粉末の表面に通常の物理蒸着法などを
用い、ｃ−ＢＮ蒸着層を被覆したｃ−ＢＮ蒸着被覆層形
成のダイヤモンド粉末を原料粉末として用いると、ｃ−
ＢＮ硬質相は勿論のこと、ダイヤモンド硬質相もｃ−Ｂ
Ｎ蒸着被覆層を介してＴｉ化合物系結合相に強固に密着
し、したがってこれを苛酷な切削条件となる複合材料の
断続切削に用いても、硬質相のＴｉ化合物系結合相から
の剥離が著しく抑制されるようになることから、すぐれ
た耐摩耗性を示し、使用寿命の延命化が可能となるとい
う研究結果を得たのである。
上述のような観点から、各種複合材料の断続切削に用い
た場合にもすぐれた耐摩耗性を発揮する超高圧焼結材料
製切削工具を開発すべく研究を行なった結果、（ａ）一
般に、Ｔｉ化合物系結合相は、ｃ−ＢＮ硬質相との結合
強度は高いものの、ダイヤモンド単味の硬質相との結合
強度が低く、したがって、これを各種複合材料の断続切
削に使用すると、ダイヤモンド単味の硬質相が脱落する
ために耐摩耗性が不十分であること。 （ｂ）しかし、上記のｃ−ＢＮ硬質相とダイヤモンド硬
質相が共存する超高圧焼結材料製切削工具の製造に際し
て、ダイヤモンド粉末の表面に通常の物理蒸着法などを
用い、ｃ−ＢＮ蒸着層を被覆したｃ−ＢＮ蒸着被覆層形
成のダイヤモンド粉末を原料粉末として用いると、ｃ−
ＢＮ硬質相は勿論のこと、ダイヤモンド硬質相もｃ−Ｂ
Ｎ蒸着被覆層を介してＴｉ化合物系結合相に強固に密着
し、したがってこれを苛酷な切削条件となる複合材料の
断続切削に用いても、硬質相のＴｉ化合物系結合相から
の剥離が著しく抑制されるようになることから、すぐれ
た耐摩耗性を示し、使用寿命の延命化が可能となるとい
う研究結果を得たのである。
【０００５】この発明は、上記の研究結果にもとづいて
なされたものであって、ＴｉＣ，ＴｉＮ，およびＴｉＣ
Ｎのうちの１種以上を主体とするＴｉ化合物系結合相お
よび不可避不純物：１０〜６０％、平均層厚：０．０１
〜５μｍのｃ−ＢＮ蒸着層で被覆されたダイヤモンド硬
質相：１０〜６０％、ｃ−ＢＮ硬質層：１０〜６０％、
の組成を有する超高圧焼結材料で構成してなる切削工具
に特徴を有するものである。
なされたものであって、ＴｉＣ，ＴｉＮ，およびＴｉＣ
Ｎのうちの１種以上を主体とするＴｉ化合物系結合相お
よび不可避不純物：１０〜６０％、平均層厚：０．０１
〜５μｍのｃ−ＢＮ蒸着層で被覆されたダイヤモンド硬
質相：１０〜６０％、ｃ−ＢＮ硬質層：１０〜６０％、
の組成を有する超高圧焼結材料で構成してなる切削工具
に特徴を有するものである。
【０００６】つぎに、この発明の切削工具を構成する超
高圧焼結材料の組成を上記の通りに限定した理由を説明
する。
高圧焼結材料の組成を上記の通りに限定した理由を説明
する。
【０００７】（ａ）Ｔｉ化合物系結合相その割合が１０
％未満では、焼結性が低下し、所望の強度を確保するこ
とができず、一方その含有割合が６０％を越えると耐摩
耗性の低下が著しくなることから、その含有割合を１０
〜６０％と定めた。
％未満では、焼結性が低下し、所望の強度を確保するこ
とができず、一方その含有割合が６０％を越えると耐摩
耗性の低下が著しくなることから、その含有割合を１０
〜６０％と定めた。
【０００８】（ｂ）ｃ−ＢＮ蒸着層の平均層厚その平均
層厚が０．０１μｍ未満ではダイヤモンド硬質相のＴｉ
化合物系結合相に対する密着性が十分でなく、一方５μ
ｍを越えた平均層厚は、製造工程で原料粉末であるダイ
ヤモンド粉末表面に、その分だけ厚く蒸着しなければな
らず、コスト高の原因となることから、その平均層厚を
０．０１〜５μｍと定めた。
層厚が０．０１μｍ未満ではダイヤモンド硬質相のＴｉ
化合物系結合相に対する密着性が十分でなく、一方５μ
ｍを越えた平均層厚は、製造工程で原料粉末であるダイ
ヤモンド粉末表面に、その分だけ厚く蒸着しなければな
らず、コスト高の原因となることから、その平均層厚を
０．０１〜５μｍと定めた。
【０００９】（ｃ）ｃ−ＢＮ蒸着層で被覆されたダイヤ
モンド硬質相 ダイヤモンド硬質相の割合が、ｃ−ＢＮ蒸着層を含めた
割合で１０％未満では所望の高硬度を確保することがで
きず、一方その割合が同じく６０％を越えると、相対的
にＴｉ化合物系結合相およびｃ−ＢＮ硬質相の割合が低
くなり、強度や高温硬さが低下するようになることから
、ｃ−ＢＮ蒸着被覆層とダイヤモンド硬質相を合せた割
合を１０〜６０％と定めた。
モンド硬質相 ダイヤモンド硬質相の割合が、ｃ−ＢＮ蒸着層を含めた
割合で１０％未満では所望の高硬度を確保することがで
きず、一方その割合が同じく６０％を越えると、相対的
にＴｉ化合物系結合相およびｃ−ＢＮ硬質相の割合が低
くなり、強度や高温硬さが低下するようになることから
、ｃ−ＢＮ蒸着被覆層とダイヤモンド硬質相を合せた割
合を１０〜６０％と定めた。
【００１０】（ｄ）ｃ−ＢＮ硬質相
その割合が１０％未満では高温硬さが安定せず、一方そ
の割合が６０％を越えると、同様に強度と硬さの低下を
きたすようになることから、その割合を１０〜６０％と
定めた。
の割合が６０％を越えると、同様に強度と硬さの低下を
きたすようになることから、その割合を１０〜６０％と
定めた。
【００１１】また、この発明の超高圧焼結材料製切削工
具は、まず、原料粉末である、望ましくは０．１〜１０
０μｍの平均粒径を有するダイヤモンド粉末の表面に、
例えばターゲットとして六方晶窒化ほう素（以下、ｈ−
ＢＮという）を用いて行なうスパッタリング法（この場
合ターゲットのｈ−ＢＮは蒸着過程でｃ−ＢＮに変化す
るが、一部ｈ−ＢＮ相や非晶質ＢＮ相が残存してもよい
）などの物理蒸着法を用い、ｃ−ＢＮ蒸着被覆層を、０
．０１〜５μｍの平均層厚で蒸着形成し、このｃ−ＢＮ
蒸着被覆層形成のダイヤモンド粉末に、所定割合のｃ−
ＢＮ粉末と、ＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、およびＴｉＣＮ
粉末のうちの１種以上、さらに必要に応じてＴｉＢ２
粉末、ＷＣ粉末、ＷＢ粉末、ＡｌＮ粉末、およびＡｌ２
Ｏ３ 粉末のうちの１種以上などを配合し、混合し、
以下いずれも通常の条件で、所定形状の圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を、圧力：５ＧＰａ 以上、温度：
１３００℃以上の条件で超高圧焼結することにより製造
される。
具は、まず、原料粉末である、望ましくは０．１〜１０
０μｍの平均粒径を有するダイヤモンド粉末の表面に、
例えばターゲットとして六方晶窒化ほう素（以下、ｈ−
ＢＮという）を用いて行なうスパッタリング法（この場
合ターゲットのｈ−ＢＮは蒸着過程でｃ−ＢＮに変化す
るが、一部ｈ−ＢＮ相や非晶質ＢＮ相が残存してもよい
）などの物理蒸着法を用い、ｃ−ＢＮ蒸着被覆層を、０
．０１〜５μｍの平均層厚で蒸着形成し、このｃ−ＢＮ
蒸着被覆層形成のダイヤモンド粉末に、所定割合のｃ−
ＢＮ粉末と、ＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、およびＴｉＣＮ
粉末のうちの１種以上、さらに必要に応じてＴｉＢ２
粉末、ＷＣ粉末、ＷＢ粉末、ＡｌＮ粉末、およびＡｌ２
Ｏ３ 粉末のうちの１種以上などを配合し、混合し、
以下いずれも通常の条件で、所定形状の圧粉体にプレス
成形し、この圧粉体を、圧力：５ＧＰａ 以上、温度：
１３００℃以上の条件で超高圧焼結することにより製造
される。
【００１２】
【実施例】つぎに、この発明の超高圧焼結材料製切削工
具を実施例により具体的に説明する。
具を実施例により具体的に説明する。
【００１３】硬質相形成成分として表１に示される各種
の平均粒径のダイヤモンド粉末を用意し、これらのダイ
ヤモンド粉末の表面に、通常のスパッタリング法にて同
じく表１に示される平均層厚のｃ−ＢＮ蒸着被覆層を形
成し、ついでこれらのｃ−ＢＮ被覆ダイヤモンド粉末に
、同じく硬質相形成成分として表１に示される平均粒径
のｃ−ＢＮ粉末と、結合相形成成分として、０．３〜２
μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＴｉＣ粉末、Ｔ
ｉＮ粉末およびＴｉＣＮ粉末、さらにＴｉＢ２ 粉末、
ＷＣ粉末、Ｗ２ Ｂ粉末、ＡｌＮ粉末、およびＡｌ２
Ｏ３ 粉末を同じく表１に示される割合に配合し、溶媒
としてアセトンを用いて湿式混合し、乾燥した後、２０
０ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体
をＷＣ−６重量％Ｃｏの組成並びに直径：７ｍｍ×厚さ
：２ｍｍの寸法をもった支持チップ上に載置して通常の
ベルト型超高圧焼結装置に装入し、圧力：６ＧＰａ 、
温度：１３５０℃の条件で超高圧焼結して、実質的に配
合組成と同一の成分組成をもち、ＷＣ基超硬合金で裏打
ちされた直径：７ｍｍ×厚さ：１ｍｍ（ＷＣ基超硬合金
厚みは１．５ｍｍ）の焼結体とし、この焼結体を四等分
し、これをＷＣ−６重量％ＣｏのＷＣ基超硬合金基体に
ろう付して研摩することにより、ＳＰＧＮ４３２の形状
をもった本発明超高圧焼結材料製切削工具（以下、本発
明切削工具という）１〜５をそれぞれ製造した。
の平均粒径のダイヤモンド粉末を用意し、これらのダイ
ヤモンド粉末の表面に、通常のスパッタリング法にて同
じく表１に示される平均層厚のｃ−ＢＮ蒸着被覆層を形
成し、ついでこれらのｃ−ＢＮ被覆ダイヤモンド粉末に
、同じく硬質相形成成分として表１に示される平均粒径
のｃ−ＢＮ粉末と、結合相形成成分として、０．３〜２
μｍの範囲内の所定の平均粒径を有するＴｉＣ粉末、Ｔ
ｉＮ粉末およびＴｉＣＮ粉末、さらにＴｉＢ２ 粉末、
ＷＣ粉末、Ｗ２ Ｂ粉末、ＡｌＮ粉末、およびＡｌ２
Ｏ３ 粉末を同じく表１に示される割合に配合し、溶媒
としてアセトンを用いて湿式混合し、乾燥した後、２０
０ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体
をＷＣ−６重量％Ｃｏの組成並びに直径：７ｍｍ×厚さ
：２ｍｍの寸法をもった支持チップ上に載置して通常の
ベルト型超高圧焼結装置に装入し、圧力：６ＧＰａ 、
温度：１３５０℃の条件で超高圧焼結して、実質的に配
合組成と同一の成分組成をもち、ＷＣ基超硬合金で裏打
ちされた直径：７ｍｍ×厚さ：１ｍｍ（ＷＣ基超硬合金
厚みは１．５ｍｍ）の焼結体とし、この焼結体を四等分
し、これをＷＣ−６重量％ＣｏのＷＣ基超硬合金基体に
ろう付して研摩することにより、ＳＰＧＮ４３２の形状
をもった本発明超高圧焼結材料製切削工具（以下、本発
明切削工具という）１〜５をそれぞれ製造した。
【００１４】また、比較の目的で、ダイヤモンド粉末表
面へのｃ−ＢＮ被覆層の形成を行なわず、これに代って
上記のｃ−ＢＮ蒸着被覆ダイヤモンド粉末の粒径と同じ
粒径のダイヤモンド粉末を用い、かつ焼結温度を１５０
０℃とする以外は同一の条件で従来超高圧焼結材料製切
削工具（以下、従来切削工具という）１〜５をそれぞれ
製造した。
面へのｃ−ＢＮ被覆層の形成を行なわず、これに代って
上記のｃ−ＢＮ蒸着被覆ダイヤモンド粉末の粒径と同じ
粒径のダイヤモンド粉末を用い、かつ焼結温度を１５０
０℃とする以外は同一の条件で従来超高圧焼結材料製切
削工具（以下、従来切削工具という）１〜５をそれぞれ
製造した。
【００１５】ついで、この結果得られた各種の切削工具
について、被削材：直径６５ｍｍ×厚さ１５ｍｍ×高さ
１３０ｍｍの寸法を持つネヅミ鋳鉄製ライナーを４本鋳
包んで並列配置とした、幅１４０ｍｍ×長さ３７５ｍｍ
×高さ１３０ｍｍの寸法、並びにＡｌ−８重量％Ｓｉの
組成をもった複合材料製ブロック材、切削速度：４００
ｍ／ｍｉｎ 、送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、切込み：
０．５ｍｍ、切削時間：ブロック材の長さ方向上面（ラ
イナー露出面）を１００パス、の条件で複合材料の湿式
断続切削（単刃フライス切削）試験を行ない、切刃の逃
げ面摩耗幅を測定した。この結果も表１に示した。
について、被削材：直径６５ｍｍ×厚さ１５ｍｍ×高さ
１３０ｍｍの寸法を持つネヅミ鋳鉄製ライナーを４本鋳
包んで並列配置とした、幅１４０ｍｍ×長さ３７５ｍｍ
×高さ１３０ｍｍの寸法、並びにＡｌ−８重量％Ｓｉの
組成をもった複合材料製ブロック材、切削速度：４００
ｍ／ｍｉｎ 、送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ．、切込み：
０．５ｍｍ、切削時間：ブロック材の長さ方向上面（ラ
イナー露出面）を１００パス、の条件で複合材料の湿式
断続切削（単刃フライス切削）試験を行ない、切刃の逃
げ面摩耗幅を測定した。この結果も表１に示した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【発明の効果】表１に示される結果から、本発明切削工
具１〜５は、いずれもこれを構成する超高圧焼結材料に
おけるダイヤモンド硬質相の密着性がｃ−ＢＮ蒸着被覆
層の存在によってすぐれたものになっているので、ｃ−
ＢＮ蒸着被覆層が存在しない従来切削工具１〜５に比し
て一段とすぐれた耐摩耗性を示すことが明らかである。
具１〜５は、いずれもこれを構成する超高圧焼結材料に
おけるダイヤモンド硬質相の密着性がｃ−ＢＮ蒸着被覆
層の存在によってすぐれたものになっているので、ｃ−
ＢＮ蒸着被覆層が存在しない従来切削工具１〜５に比し
て一段とすぐれた耐摩耗性を示すことが明らかである。
【００１８】上述のように、この発明の超高圧焼結材料
製切削工具は、これを構成する超高圧焼結材料における
ダイヤモンド硬質相が高い密着性をもつので、連続切削
は勿論のこと、これより一段と苛酷な条件での切削とな
る複合材料の断続切削においても特にダイヤモンド硬質
相の欠け落ちが著しく抑制され、この結果すぐれた耐摩
耗性を示すようになり、長期に亘っての切削が可能とな
るなど工業上有用な特性を有するのである。
製切削工具は、これを構成する超高圧焼結材料における
ダイヤモンド硬質相が高い密着性をもつので、連続切削
は勿論のこと、これより一段と苛酷な条件での切削とな
る複合材料の断続切削においても特にダイヤモンド硬質
相の欠け落ちが著しく抑制され、この結果すぐれた耐摩
耗性を示すようになり、長期に亘っての切削が可能とな
るなど工業上有用な特性を有するのである。
Claims (1)
- 【請求項１】 容量％で、主体がＴｉの炭化物、窒化
物、および炭窒化物のうちの１種以上からなるＴｉ化合
物系結合相および不可避不純物：１０〜６０％、平均層
厚：０．０１〜５μｍの立方晶窒化ほう素蒸着層で被覆
されたダイヤモンド硬質相：１０〜６０％、立方晶窒化
ほう素硬質層：１０〜６０％、の組成を有する超高圧焼
結材料で構成したことを特徴とする硬質相密着性のすぐ
れた超高圧焼結材料製切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11942291A JPH04322903A (ja) | 1991-04-23 | 1991-04-23 | 硬質相密着性のすぐれた超高圧焼結材料製切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11942291A JPH04322903A (ja) | 1991-04-23 | 1991-04-23 | 硬質相密着性のすぐれた超高圧焼結材料製切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04322903A true JPH04322903A (ja) | 1992-11-12 |
Family
ID=14761067
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11942291A Withdrawn JPH04322903A (ja) | 1991-04-23 | 1991-04-23 | 硬質相密着性のすぐれた超高圧焼結材料製切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04322903A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006046753A1 (en) * | 2004-10-28 | 2006-05-04 | Kyocera Corporation | Cubic boron nitride sintered material and cutting tool using the same |
| JP2008105105A (ja) * | 2006-10-23 | 2008-05-08 | Mitsubishi Materials Corp | シリンダヘッドの製造方法 |
-
1991
- 1991-04-23 JP JP11942291A patent/JPH04322903A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006046753A1 (en) * | 2004-10-28 | 2006-05-04 | Kyocera Corporation | Cubic boron nitride sintered material and cutting tool using the same |
| JP2008517860A (ja) * | 2004-10-28 | 2008-05-29 | 京セラ株式会社 | 立方晶窒化硼素質焼結体およびそれを用いた切削工具 |
| US7902098B2 (en) | 2004-10-28 | 2011-03-08 | Kyocera Corporation | Cubic boron nitride sintered material and cutting tool using the same |
| JP4927559B2 (ja) * | 2004-10-28 | 2012-05-09 | 京セラ株式会社 | 立方晶窒化硼素質焼結体およびそれを用いた切削工具 |
| JP2008105105A (ja) * | 2006-10-23 | 2008-05-08 | Mitsubishi Materials Corp | シリンダヘッドの製造方法 |
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