JPS5989749A - クロム化合物を含有する緻密なセラミツク焼結体 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は周期律表の工Ｖａ　、Ｖａお工びＶＩａ族金属
の炭化物、硼化物、窒化物などの耐火性硬質物質から成
り、切削工具としての使用を主目的とする緻密なセラミ
ック焼結体に関するものである。

耐火性硬質物質を主材とする切削工具用焼結体として現
在使用さｎているものには、主材のタングステン炭化物
をコバルト金属で結合した超硬合金、主材のチタン炭化
物をニッケル金属で結合したサーメット、アルミナを主
材とするセラミック、および主材の立方晶窒化硼素（以
下、ＯＢＮと記す〕あるいはダイヤモンドに結合材を加
え超高圧下で緻密化した焼結体などがある。本発明の緻
密焼結体は２種以上の耐火性硬質物質から成り、実質的
に結合金属を含有しないことを特徴とするものである。

したがって上記焼結体のうち、超硬合金とサーメットは
主材の耐火性硬質物質を金属で結合した合金であるから
、本発明の焼結体とは構成相が本質的に異なる。

上記の切削工具用焼結体は、必要とする刃先強度の点か
ら、完全葦たはほぼ完全な緻密焼結体であることが要求
さ扛る。その製造方法について述べると、１ず超硬合金
とサーメットハ液相焼結合金であるから、焼結過程で発
生する液相の表面張力によって圧粉体は容易に緻密化す
る。したがって、こｎらの合金は１３５０℃乃至１５０
０℃での普通焼結によって、安価に緻密な焼結体全製造
することができる。こｎに対し、固相焼結に基ずくセラ
ミックの緻密化は液相焼結合金に較べ困難である。同相
焼結は、基本的に拡散現象に基ずくものであるから、固
相焼結における緻密化に必要な温度は、主としてその物
質の溶融温度に依存する。したがって、たとえばチタン
、ジルコン、ノ・フニウム、タンタル、ニオブなどの炭
化物のように、溶融温度が３０００℃以上の高融点物質
の固、４相焼結には、２０００℃またはそｎ以上の高温
を必要とするから、装置および技術面での困難さに加え
、高温焼結に伴なう粒成長によって、焼結体の性質が劣
化する。そのため、今日壕で高融点物質を主材とする緻
密なセラミックを普通焼結法によって製造することは不
可能視さｎており、勿論切削工具材料としても実用化さ
扛ていない。

このように耐火性硬質物質の固相焼結による緻密化が一
般に困難であるため緻密焼結体の製法として従来種々の
方策が採らｎてきた。低融点物質あるいは焼結過程にお
いて低融点物質を形成する物質を少量添加することによ
って緻密化を促進する方法は、その−例である。たとえ
は、アルミナの焼結ではしばしばＭｆＯなどの異種酸化
物を少量添加する。しかし焼結後に焼結体に残存するこ
扛らの添加物またはこｎらの添加物によって形成さｎた
物質は、一般に焼結体の特性を著しく劣化させる。その
ため耐火性硬質物質の緻密焼結体の製造には、むしろホ
ットプレスがより広範に利用さｎている。たとえば７０
Ｍ量パーセントのアルミナとａｏ重ｉパーセントのチタ
ン炭化物から成る焼結体は、最近その用途が拡大さｎつ
つある切削工具用アルミナ糸セラミックであるが、その
製造にはホットプレスが不可欠である。ホットプレス法
は普通焼結法に較べ生産性が著しく劣り、かつダイスな
どの消耗に、Ｊ：、！ｌ）製造コストは高価となる。

さらに別の手段として、普通焼結後、熱間静水圧プレス
によって完全に緻密化する方法も行なわｎている。

ダイヤモンドあるいはＣＢＮ　＠主材とする焼結体では
一般にタングステンやモリブデンなどの高融点金属ある
いはチタン炭化物、チタン窒化物、アルミナなどの耐火
性硬質物質を結合材として固相焼結する。この場合には
、ダイヤモンドあるいはＯＢＮの焼結過程での変態を防
止するため、４５．０００気圧以上の超高圧下で焼結し
なけｎばならない。

高融点結合材を使用する四も拘らず、この超高圧の作用
によって圧粉体は１２００℃乃至１４００℃の比較的圓
温で容易に緻密化する。しかしこｎらの焼結体は、主材
の製造と焼結とに超高圧装置を必要とすることから、他
の焼結体に較べ価格が格段に高価である。

上記のごとく、切削工具用セラミックは現在一般に製造
コストの高い方法によって製造さｎているが、本発明は
炭化物、窒化物、硼化物などの耐火性硬質物質から成る
緻密な切削工具用セラミックを、普通焼結法によって安
価に製造する方法によるセラミック焼結体に関するもの
である。

つぎに、切削工具用焼結体の切削性能について説明する
。切削工具材料が具備すべき代表的な切削性能特性は、
耐摩耗性と耐チツピング性である。

ところが、昨今の著しい加工技術の進歩に関連して切削
加工高能率化の要求が高１９、切削工具材料には従来に
ない苛酷な切削条件への対応が迫らｎている。切削速度
の高速化ならびに被削月の難削化特に硬質化がその代表
的なものであるが、従来の切削工具材料の単なる切削性
能特性の改善では、とｎらの要求に対する十分な対応が
不可能視さｎゐこと〃・ら、新しい工具料量の開発が強
く要望さｎている。高価なＯＢ封焼結体の実用化も、こ
の要求に沿って実現した例である。

具体的にその状況を説明すると、１ず切削速度の高速化
に関しては・結合金属を含有する超硬合金とサーメット
ｉもっともその対応が困難である。

たとえは炭素鋼切削を例にとると、超硬合金の一般的な
実用切削速度の上限はｔ　ｓ　Ｏｍ／ｍｉｎ　、サーメ
ットでは２　ｓ　ｏｍ／ｍｉｎ程度である。こｎらの液
相焼結合金においても、高速化への対応策として結合金
属相の対熱特性の改善などが検討さｎているが、高速化
に対して結合金属のもつ本質的欠陥を完全に克服するこ
とは、不可能であり、結局３００　ｍ／ｍｉｎが実用切
削速度の限界であろうと考えらｎている。

こｎに対しセラミックは高速化への対応がきわめて有望
である。現状のアルミナ系セラミックでも４００　ｍ／
ｍｉｎ乃至ｓ　ｏ　ｏ　ｍ／ｍｉｎの切削速度での実用
化が可能である。しかしＯＢＮ焼結体は軟質材の高速切
削では優ｎた性能を示すとは限らない。

他方被削材の硬質化への対応に関しては、刃先の塑性変
形の問題から、サーメットがもつとも劣る。アルミナ系
セラミックは被剛材との耐溶着性、高温強度ならびに高
温硬度の点ではＦｉｎた性能を有するが、高温における
低い熱伝導性に関連し、熱衝撃に起因するクラック発生
の問題かある。そのため被剛材硬度はＨ肛５５程度が限
界であｒ）、ＨＲＯ６０以上の焼入鋼切削における実用
化は困難である。したがって、こ扛らの焼入鋼の切削は
、従来超硬合金による２　ｏ　ｍ／ｍｉｎ乃至３ｏ　ｍ
／ｍｉｎでの低速切削が唯一の方法であった。このよう
な状況に対し、ｓ　ｏ　ｍ／ｍｉｎ乃至１００　ｍ／ｍ
ｉｎでの焼入鋼切削が可能なＯＢＮ焼結体の出現は高硬
度材切削の概念を−変し、将来、研削加工のかなりの分
野を高能率な切削加工に置換し得る可能性も生ｎつつあ
る。この場合、ＯＢＮ焼結体の格段に高価な価格が実用
上の最大の問題点となろう。

以上の説明から明らかなように、具体的には高速切削な
らびに高硬度材切削における切削性能が従来のアルミナ
系セラミックｊＱ優Ａ、望ましくは後者の切削性能がＯ
ＢＮ焼結体のそｎに近似し、かつ安価な切削工具材料の
出現が強く要望さｎている。不発明は、この要望への対
応を目的とした安２価で高性能な切削工具用セラミック
およびその製造方法に関するものである。

ところで、切削速度の高速化あるいハ被剛材の硬質化に
対応するには、工具材料が従来の材料に較べ、より憂ｔ
た高温特性を具備する必要かある。

切削工具材料として具備すべき高温特性には・（１）硬
度、（２）強度ならびに靭性、（３〕被削材との耐溶着
性、耐酸化性などの化学的安定性および（４）耐熱衝撃
性がある。

周期律表のＩＶａ　、ＶａおよびＶＩａ族の遷槓金属の
炭化物、硼化物、屋化物などの耐火性硬質物質は、高温
材料とくに切削工具材料として古くから着目さ扛、超硬
合金やサーメットの主材として実用化さｎているが、上
記の高温特性からみた場合・こｎらの物質は切削工具材
料の主材として、現在もなお依然としてきわめて有望な
物質であることに変りはない。その最大の理由は、こｎ
らの物質が一般に高い常温硬度と高い溶融点をもち、力
・つ金属的結合を有することに起因する。すなわち、前
者は高温における高い硬度と強度とを保償し、後者は良
好な熱伝導性にＬＤ、酸化物などの他のセラミックに較
べ優扛た耐熱衝撃性を保償する。

こｎらの耐火性硬質物質における優ｎた高温強度は、次
のような根拠に基ずく。すなわち、物質の強度が破壊に
至る応力によって規定さｎるのに対し、硬度は応力に対
する変形の難易に依存する。

この両特性がともに応力の単位で表わさｎることからも
明らかなように、化学結合の様式や形態が同一の物質で
は、両者の間に一定の比例関係が存在する。脆性材料で
は硬度測定において亀裂発生を伴なう局部的破壊が生ず
るか、この場合にも強度と硬度との間にはほぼ同様の関
係の存在が実験的に確認さｎている。−万、多結晶体の
再結晶現象は原子の可動性の増加を意味し、再結晶によ
り変形抵抗は低下する。しかもこの再結晶温度Ｃよ、そ
の物質の溶融点に関連する。したがって、高い常温硬度
と高い溶融点とを有する物質は、不質的に優ｎた高温硬
度ならびに高温強度を有する物質と見做すことができる
。

第１表 第１表に工Ｖａ、ＶａおよびＶＩａ族金属の主要な炭化
物、硼化物、窒化物について、結晶形、溶融点ならびに
ビッカース硬度を示す。数値は主としてサムソノフらの
文献（ＪＶ、Ｓａｍｓｏｎｏｖ　ａｎｄ工、Ｍ、Ｖｉｎ
ｉｔｓｋｉｉ：　Ｈａｎｄｂｏｏｋ　ｏｆ　Ｈｅｔｒａ
ｃｔｏｒｙ　Ｏｏｍｐｏｕｎｃｌｓ、ＩＦ１／ＰＬＥＮ
ＵＭ　ＮＥＸＶＹＯｆｌＫ、１９８０　）がら引用した
。たソしＶＩａ族金属の窒化物は溶融点およびビッカー
ス硬度がいず扛も力）なり低く、耐火性硬質物質として
の範祷に属さない。したがって、不発明の対象外となる
ので省略した。既述の高温強度の観点がらこｎらの耐火
性硬質物質を比較した場合、炭化物、硼化物、窒化物の
いずｎの化合物においても、ＩＶａ族およびＶａ族金属
の化合物が一般に優ｔ′Ｌ、た特性を有するのに対し、
ＶＩａ族金属の化合物、とりわけクロム化合物は硬度な
らびに溶融点がともに比較的低いことが指摘さｎる〇 上記の理由から、ＩＶａおよびＶａ族金属の炭化物、呼
ぶ〕は、一般にｆｌｎｆＣ高温強度が期待される〇しか
しこｎらの物質では、さらに別の観点力）ら、クリープ
に基ずく強度低下が問題となる。すなわち、共有結合性
の強いＳｉ３Ｎ、やｓｉｃなどの物質では本質的にクリ
ープが生じ難いことから、クリープに基ずく高温強度の
低下も一般に小さいことが期待さ扛るのに対し、金属的
結合性の強い当該耐火性硬質物質においては、クリープ
に基ずく強度１氏下に対して考慮を払う必要がある。ク
リープは非常に複雑な現象であり、多くの機構が同時に
進行するが、太別丁扛ば粒界と粒内での塑性変形に分類
することができる。このクリープ特性を改善する手段と
して固溶体による強化や異相分散強化があるが、当該耐
火性硬質物質はこの点に関しても下記のごとくきわめて
有利である。

第１表に併記したように、ｆＶａおよびＶａ族の埃化物
および窒化物は結晶形がすべて立方晶であり、硼化物で
は、クロム備化物およびモリブデン硼化物以外はすべて
六方晶である。類質同形である場合、こわらの物質はた
とえば炭化物と窒化物との組合せのごとく異なる化合物
間であっても相互にきわめて固溶し易く、一般に全率固
溶体を形成することが知らｎている。サーメットにおけ
るＴｌＣ−ＴｉＮ固溶体相の形成は、その−例である。

類質異形の′物質間では、固溶は当然限定ざｎるが、一
般に相互溶解度が存在する。たとえばＷｅ　、　Ｍｏ２
０などの立方晶炭化物は、立方晶炭化物との固溶炭化物
として、超硬合金にはＷｅ　Ｔｉｅ−ＴａＯ−Ｎ　ｂ　
ｆ：ｉ固溶炭化物が、またサーメットにはＴｉｅ−ＭＯ
２０固溶炭化物が実用さｎている。さらに有利なことは
、第１表に示した耐火性硬質物質は、化合物および結晶
形が異なっても、一般に比較的安定に共存する傾向があ
る。このような特性から、当該耐火性硬質物質を切削工
具材料の主材とする場合、２種以上の当該耐火性硬質物
質を焼結過程で固溶化させたり、あるいは予め固溶体粉
末を調整し、こｎを原料粉末として使用するなどの方法
によって、主材硬質相を固溶体とすることはきわめて容
易である。

また反対に、２相以上の硬質相を意図的に共存させるこ
とによって、焼結体の特性に及は丁組織的効果を期待す
ることも可能である。−したがって２柚以上の当該耐火
性硬質物質を主材とするセラミックでは、上記の方法に
よって、焼結体のクリープ特性のみならずその他の緒特
性に関しても、きわめて広範囲に変化させることが可能
である。

ここでも特に指摘さｎｉｂ仁とは、第１表に示した耐火
性硬質物質において、結晶形に関してもクロム化合物は
特異な存在であり、Ｏｒａ　Ｃ２，Ｏｒｑ　Ｏｓ　。

Ｏｒｓ　Ｂ４およびＣｒＢのみが斜方晶である。この事
実は、こ扛らの斜方晶クロム化合物と当該耐火性硬質物
質との固溶が多分すべて限匣さｎるであろうことを示唆
するが、こｎらのクロム化合物と当該耐火硬質物質との
相互溶解度に関しては、Ｔｉｅ−Ｏｒ、Ｃ７系以外は従
来はとんど研究が行なわｒしていｌい。

以上詳述したごとぐ、当該耐火性硬質物質は、切削速度
の高速化ならびに被剛材の硬質化に対応する切削工具材
料の主材として、特に高温硬度、高温強度ならひに耐熱
衝撃性なとの高温特性の意力・ら・今日もなお依然とし
てきわめて有望な物質であると考えらｎる。このことは
、結合相としてＴｉＮなとの当該耐火性硬質物質を４０
容量ノ々−セント以上も含有するＯＢＮ焼結体が高硬度
材切削においてきわめて漫ｎた性能を示すことからも裏
付けらｎる。本発明の第一の着想は、上記根拠に基ずく
主相としての当該耐火性硬質物質の想定にある。

このように優ｔ′Ｌ几特性を有するにも拘らず、当該耐
火硬質物質を主材とするセラミックが今日１で切削工具
材料として実用化さｎなかった最大の理由は、既述のご
とく高融点に起因する緻密化の困難さにある。したがっ
て、当該耐火性硬質物質を主材とするセラミックの実用
化には、当然適切な緻密化促進手段の開発が必要である
。しかし、たとえば共有結合性が強く難焼結性物質であ
るＳ　ｉ３Ｎ、やＳｉＯｆ主材とするセラミックでは、
焼結における緻密化促進手段が重点的に研究さｒして成
果？挙げているのに対し、当該耐火性硬質物質の緻密化
促進に関しては従来本質的な検討が殆ど行なわ扛ていな
いのが実状である。

そこでい１当該耐火性硬質物質の焼結過程における緻密
化促進手段として、クロム炭化物葦たはクロム硼化物を
セラミック質結合相として規定してみる。１ず、こｎら
の物質は当該耐火性硬質物質に較べ硬度および溶融点が
ともに低く、かつ熱膨張係数がかなり太きい。さらに、
（１！ｒ３０２，０ｒ７０３゜０ｒ３Ｅ、およびＧＢな
どの斜方晶化合物は、当該耐火性硬質物質と結晶が石質
異形であるために、固溶が限定される結果、恐らく焼結
後も独立相として存在するものと期待さ扛る。クロム化
合物のこｎらの特徴は、他の焼結体における主材と結合
相との関係、たとえば超硬合金やサーメットにおける主
材全結合金属との関係、あるいはＯＢＮ焼結体における
ＯＢＮとＴｉＮなどの結合相との関係に類似する。この
観点力・ら、クロム化合物、特に斜方晶クロム炭化物お
よび斜方晶クロム硼化物は、当該耐火性硬質物質に対す
る結合相としての基本特性を具備するものと解さｎる。

つぎに、こｎら斜方晶クロム化合物に関する従来の研究
はきわめて限定さｎたものであり、充分な知見は得らｎ
ていないが、Ｃｒ３Ｃ２に関しては、シュｒ）　、／ｌ
／　ツコ：Ｚプら（Ｐ、Ｓｃｈｗａｒｚｋｏｐｆ　ａｎ
ｄ　Ｒ，Ｋｉｅｆｆｅｒ：Ｒｅｆｒａｃｔｏｋｙ　Ｈａ
ｒｄ　Ｍｅｔａｌｓ、　Ｍａｃ　Ｍｉｌｌａｎ、、　１
９５３　）の著書に次のごとき幾つかの興味ある事実が
明らかにさ。、いる。そ。第一は、Ｗｅ−Ｔｉｅ　　固
溶炭化物などの固溶体調整における拡散促進剤として（
７；０ｒ３０２ゝ−の効果である。固相焼結が本質的に
拡散現象に基ずくものであること力・ら、この効果は当
該耐火性硬質物質、特に２種以上の当該耐火性硬質物質
と結合相としてのＯｒ、Ｏ，との混合粉末の圧粉体全想
定した場合、このＧ、Ｏ，の作用が緻密化の促進に有効
であろうと期待さｎる。第二は当該耐火性硬質物質への
０ｒ３０．　ｉたは金属クロムの添加か当該耐火性硬質
物質の耐酸化性能の改善にきわめて顕著な効果を示す（
とである。当該耐火性硬質物質は切削工具材料として具
備すべき高温特性のうち、耐酸化性能に関しては酸化物
系セラミックと比較丁ｎは、本質的に劣るという一般的
な欠点を南する。この欠点に対い結合相としてのＣｒ３
Ｃ２の使用は、Ｏｒ、０，１７．は金属クロムの上記効
果によって、当該耐火性硬質物質を主材とする焼結体の
耐酸化性能の改善にきわめて有効に作用するものと期待
さ扛る。

第三の最も興味ある事実は、ｅｒ３ａ２の立方晶炭化物
への固溶に関する研究結果である。当該耐火性硬質物質
とＯｒ、０２との固溶に関する従来の研究は、既述のご
と（Ｔｉｅ−Ｃｒ、Ｏ，系が唯一のものであるが、Ｃｒ
３Ｃ２はＴｉＣ中へかなり多量−たとえば１７００℃乃
至１８００℃では４０重量パーセント以上−固溶するこ
とが知らｎている。他方クロム−炭素系状態図の研究に
よれば、Ｏｒｅは２０００℃以上の高温では明らかに存
在するが、冷却過程でＯｒ、Ｏ，と黒鉛とに分解するた
め常温では存在し得ない。しかし、ＮａＯＪ型の面心立
方炭化物、たとえばＴｉｅに固溶した形ではＯｒｅが常
温でも存在する可能性が示唆さｎている。このことは結
晶形がより単純かつ安定な石質異形物質への固溶に際し
、斜方晶クロム化合物がその溶媒物質の結晶形と同一の
形で固溶する可能性を示唆するものである。

そこでぃ１、Ｔｉｅと０ｒｓ（３，との混合物から成る
圧粉体の焼結過程において、０ｒ３Ｇ２がＴＩＣへＯｒ
ｏの形で固溶すると仮定丁ｎば、固溶の進行とともに残
存する未固溶Ｏｒ、Ｏ！相における炭素の割合は次第に
減少する。その結果、遂には恐らく未固溶０ｒ３０．相
の表面近傍において、低次炭化物であるＣｎＣｓ１たは
Ｃ！ｒ２８０．が形成さ扛るであろう。結合相として０
ｒ７Ｃ８を使用した場合も、Ｃｒ３Ｃ２を結晶形が同一
であるから、上記と類似の反応が起るものと期待さｎる
。またこの機構は、当該耐火性硬質物質である二硼化物
を主材とし、斜方晶クロム硼化物０ｒｓＢ４”１　′ｆ
ｃはＣｒＢ　ｆ結合相とする場合にも、同様に類似の固
溶反応が成立するものと期待さｎる。

すなわちこの場合にｒ、、ｃ　Ｃｒｓ　Ｂ４またはＯｒ
Ｂが主材と同一結晶形である六方晶クロム硼化物ＯｒＢ
、の形で主材の二硼化物中へ固溶し、その結果、未固溶
０ｒｓＢ。

相またはＣｒＢ相の表面近傍には、低次化合物である０
ｒｌＩＢｓ　’ＥたはＣｒ、Ｂが形成さｎるであろう。

焼結過程における上記の反応機構と、そｎに基ずく未固
溶結合相表面近傍における低次化合物の形成とは、拡散
固溶に基ずく圧粉体の緻密化促進に南効であるのみなら
ず、焼結体における主材相と結合相との界面強度の点か
らも、きわめて効果的な役割を果すものと考えら扛る。

この工うな観点からも、クロム化合物のうち斜方晶クロ
ム炭化物および斜方晶クロム硼化物（以下当該クロム化
合物と呼ぷ〕は、当該耐火性硬’Ｊｔ物質ヲ主材とする
セラミックにおける結合相として、特に適するものと考
えらｎる。

斜方晶炭化物Ｃｒ３Ｏ２の焼結過程における低次炭化物
の形成に関しては、別の機構に基ずく深津（粉体お工び
粉末冶金、ＶＯ１８，１９６１，Ｐ２４８）の研究結果
がある。深津にｘｎば、Ｏｒ、Ｏ，はそｎ自体８００℃
以上において一部がａ　ｒ？Ｏ，と金属クロムとに解離
すると・　ＯｒｇＧ２−Ｂｌｉ系合金では、この解離生
成物であるＣｒ７Ｃ３および金属クロムが優先的にニッ
ケル相へ固溶してＮ　１−Ｏｒ金合金形成する結果、焼
結体にはＣｒ７Ｃａ相が存在しないことを確認している
。

他方、当該耐火性硬質物質の結合相としての当該クロム
化合物との混合粉末の調整には、通常ボールミルまたは
振動ミルによる湿式混合を行なうが、この粉末混合工程
において、ポットお↓びホールの摩耗によって少量の鉄
族金属が不可避的に混入する。したがって、この鉄族金
属を含有する当該焼結体用混合粉末の圧粉体においてＯ
ｒ、Ｏ，が既述のＣｒＣとしての固溶機構に基すき、焼
結過過で低次炭化物全形成するとしても、ｃｒ、ｃ３が
鉄族金属へ優先的に固溶する結果、焼結過程あるいは焼
結後の未固溶Ｏｒ、Ｏ，相の表向近傍には、恐らく０ｒ
２ＩＩ０６のみが低次炭化物として残存することになる
。

深津の研究結果において注目すべき他の点は、０ｒａＯ
，相の格子定数が焼結によって変化しないことを確認し
ていることである。この事実はＣｒ３Ｃ２相へ鉄族金族
であるニッケルが殆ど固溶しないことを意味する。

最後に、不可避的に混入する鉄族全極の効果について検
討する。１す、少量の鉄族全極の存在が当該耐火性硬質
物質を主材とする圧粉体の緻密化に対して、一般に顕著
な効果を示すことは、きわめて良く知らｎている事実で
ある。その根拠は、固相反応段階における拡散促進剤と
しての効果と、共晶反応によって発生する液相としての
効果に基ずくものである。当然本発明に係る当該混合物
の圧粉体においても、この鉄族金属の効果は及ぶであろ
う。しかしながら、従来一般に知ら扛てきたように、こ
の鉄族金族が、Ｗｅ−Ｃｏ系合金、Ｔｉｅ−Ｎｉ系合金
あるいは０ｒ３０２−Ｎｉ系合金にみらｎるごと〈硬質
相へは殆と固溶せず、焼結後もそのほぼ全量が金族相と
して硬質相の粒界に残存するものであｎは、当該焼結体
のセラミックとしての高温特性に対し、この鉄族金属相
の存在が決定的に不利益な影響企及は丁ことに、既述の
説明によって充分理解さｎるところである。

ところが、たとえばクロムの低次炭化物、すなわちＣｒ
７Ｃ３および０ｒ２８０．は鉄族金属を固溶することが
・−万凝固型複合材料の研究において明ら力・にさｎて
いる。しかも鉄族金属を固溶したクロム低次炭化物と金
属クロム全固溶した鉄族金属基合金との系には、共晶反
応が存在する。共晶温度は、（Ｎｉ　ａｉｒ　）−（Ｏ
ｒ　＠Ｎ１）１０３　、（Ｃｏ　＠　Ｏｒ　）−（ｃｒ
　＠ＣＯ）７Ｃ！３　、　（Ｃｏ　ａｉｒ）−（Ｏｒ　
−’Ｃｏ　）、　０６のも糸において、そ扛ぞ３１３０
５℃、１３００℃および１３４０℃であるこｎらの共晶
温度は、０ｒ３０２−Ｎｉ系の共晶温度である１１７５
℃に較べ幾分高温であるが、焼結過程において液相を発
生して緻密化を促進する効果を十分期待することができ
る温度である。

以上の検討に基すいて、主材としての当該耐火性硬質物
質、結合相としての当該クロム化合物および補助金属と
しての少量の鉄族金属とから成る圧粉体の緻密化過程ケ
考えた場合、次のごとき焼結機構を想定することができ
る。１ず焼結初期の同相反応段階において、斜方晶クロ
ム化合物がより安定かつ単純な結晶形を有する当該耐火
性硬質物質中へこ扛と同一の形で固溶する。その結果、
未固溶の斜方晶クロム化合物の表面近傍には、クロムの
低次化合物が形成さ扛る。この低次化合物の一部、たと
えばＣｒ？Ｃ３は優先的に鉄族金属中へ固溶するが、同
時に鉄族金属の一部も低次クロム化合物へ固溶してゆく
。やがてクロム低次化合物を固溶した鉄族金属相の組成
が共晶組成に到達し、主として結合相表面において液相
音発生ずる。その結果、圧粉体ｉｊ　１３００℃乃至１
３５０℃程度の温度において急速に緻礼化する０その後
の昇温過程、あるいはＰ）ｒ定の焼結温度での保持過程
における緻密化の最終段階あるいは緻密化後に、主とし
て結合相粒界に存在する鉄族金属基合金、Ｊ：り成る液
相、あるいは液相中の鉄族今風が結合相表面近傍に残存
する低次クロム化合物、たとえばＯｒｕＣｃ中へ順次固
溶してゆくことによって遂には鉄族金属相が消失するに
至る。

上記の焼結機構に基すいて得らｉｆ’−Ｌる緻密焼結体
は、鉄族金属成分を主としてクロムの低次化合物中に固
溶しており、実質的に金属相に存在しない。

その結果、高温特性のＩｎだ当該耐火性硬質物質を主材
とする緻密なセラミックが、安価な普通焼結法によって
得らｎることになる。本発明の第二の着想は、以上詳述
した根拠ならひに原理に基ずく当該耐火性硬質物質に対
する結合相としての斜１５晶クロム化合物の想定および
この結合相の挙動に基ずく焼結機構の想定にある。

この着想に基すき、１糧または２棟以上の当該耐火性硬
質物質と１ｍまたは２糎以上の当該クロム化合物との混
合粉末ｔホールミル ミルを使用して一１整した。こｎらの混合粉末から成る
圧粉体を種々の条件で晋通焼ｋを行ない、当該クロム化
合物の結合相としての効果を広範な組成に亘って検討し
た。その結果、壕ずこ扛らの混合粉末から成る圧粉体は
、不可避的に混入した鉄族金属の共存によって、一般に
きわめて容易に収縮し、１３５０℃乃至１６００℃での
普通焼結によって完全またはほぼ完全に緻密化すること
が確認さｔ′Ｌり。また当該クロム化合物は、その大部
分力 が原則として焼結後も元の斜立晶化合物の形で結合相と
して独立した相を形成するか、予測したごとくその一部
が低次化合物として残存することも確認さ［む書らにも
つとも１袈なことは・不可避的に混入する鉄族金属は、
後述する実施例におけるい刀・なる組成物の緻密焼結体
においても、金属相としては全く存在しないという事実
を確認したことである。このことによって、既述の着想
に基すいて想定した焼結機構の妥当性が立証さｎた。

その結果、本発明によって得らｊＬる緻贅焼結体は一般
に硬度がきわめて高くかつ常温強度もアルミナ系セラミ
ックに比較して遜色のないものが得らｎることが明らか
となった。また、こ扛らの緻密焼結体の切削性能は、た
とえば高硬度材である焼入鋼の切削において、ＯＢＨ焼
結体と同等またはそｌｆ″Ｌル上の耐摩耗特性を示すも
のが得らｎることが明らかとなった。

ル下に本発明の緻密焼結体の製法について詳細に説明す
る。１ず、１種またけ２種以上の当該耐火性硬質物質と
、体積率で１パ一セント以上８０パーセント未満の１種
または２種以上の当該クロム化合物と、焼結後、前記耐
火性硬質物質中に固溶状態で存在し得る限度以下の量の
鉄族金族または鉄族金属基合金との混合粉末を調整する
。この場合、２種以上の当該耐火性硬質物質とは、炭化
物、硼化物、窒化物のうち同一の化合物の２種以上の組
合せ、およびたとえは炭化物と硼化物との組合せのごと
く、異なる２種以上の化合物の組合せを含むすべての当
該耐火性硬質物質の２種以上の組合せを指し、こ扛らの
組合せにおける当該耐火性硬質物質は、その全量あるい
は一部が予め固溶体に調整さｎた粉末であっても差支え
ない。また、当該クロム化合物においても、２種以上の
組合せは当該耐火性硬質物質の場合と同様、２種以上の
すべての組合せを指す。

粉末混合には通常の方法、たとえばボールモル丑たは撮
動ミルによる湿式混合を行なう。この場合のポットおよ
びホールの素材ＬＬは、超硬付合、サーメット、ハステ
ロイ、ステンレス鋼などを使用する。混合時間は前者で
は２０時間乃至２００時間、後者では１時間乃至１０時
間であるが、この粉末混合工程においてコバルト、ニッ
ケル、鉄などの鉄族金属−Ｆたは鉄族金属基合金が総量
として０１重量パーゼント乃至２東息パ一セント程度不
司避的に混入する。したがって、前記組成における鉄族
金族または鉄族今風基合金は必ずしも原料粉末として配
合する必要はなく、原則として混合工゛程において混入
する鉄族金ＦＡ−ｆたは鉄族金属基合金を以て、こｎに
当てｎば裏い。しかし必要に応じ、鉄族金Ｎ’Ｅたは鉄
族金属基合金の含有量葡調整丁ゐ目的で、その一部を原
料粉末として配合することは差支えない。たソし混合粉
末中の鉄族金属または鉄族金属基合金の含有量は、既述
のごとく、この混合粉末力・ら製造する緻密焼結体にお
いて、その全量が耐火性硬質物中に固溶した状態で存在
し得る限度内に調整しなけｎばならない。

もしそ′ｎＪ−１上の鉄族金属または鉄族金属基合金を
含有し、焼結体にこｎらの一部が金属相として耐火性硬
質物質相の粒界に存在丁ｎば当該焼結体の高温特性全本
質的に劣化させてし１つからである。

粉末成型、予備焼結なとの賭工程において、本発明の緻
密焼結体を製造するための特別の考慮は一切不要であり
、たとえば超硬合金やサーメットなどの液相焼結台金に
おける製造条件に準じて杓なえ１ｌ−ｉよい。さらに、
焼結条件特に焼結雰囲気に関しても、原則として特別の
考慮を払う必要はない。１０　　藺Ｈｆ乃至１０　１Ｉ
ＪＩＨｔの真空雰囲気が最も一般的な焼結雰囲気である
が、各組成物における蒸気圧を考慮し炉内圧力ｋ　１０
　ｍ５Ｈｆ程度に上げることが緻密焼結体を得る上で有
効な場合もある。

普た窒化物を含胸する組成では、窒化物の分解揮散によ
る空孔発生を防止するために、焼結雰囲気中の窒素分圧
音高めることが有効であることは、窒化物全含有するサ
ーメットの製造において良く知らｎている事実であるが
、当然本発明の緻密焼結体の製造においても有効である
。

ここで、本発明の緻密焼結体の組成において、結合相と
しての当該クロム化合物の割合を体積率で１パ一セント
以上８０パーセント未満に限定した理由は当該クロム化
合物の含有量が１容量ノ＜−センＩｌｌ下の場合には焼
結性が低下し、１６００℃程度の普通焼結によって緻密
なセラミック焼結体を得ることが甚だ困難となる力・ら
であり、一方８０容量パーセント以上含有する焼結体で
はその特性が当該クロム化合物の特性に近似するに至り
本発明の目的に適う高硬度の焼結体が得ら、ｆ′Ｌ難い
力・らである。

なお、本発明の個々の焼結体における緻密化過程ならび
に焼結機構に関しては、未だその詳ｉｌｌ解明するに至
っていない部分もある。たとえは、Ｍｏ２ＣとＣｒ３Ｃ
２とから成る組成物では、焼結体中に片状黒鉛の存在が
確認され、この事実はｃｒ、Ｃ２がＣｒ２ＣとしてＩＡ
Ｏ，Ｏ中へ固溶すること全示唆するものであるが、この
場＠　Ｑ　１−ｓＱ、のＭＯ２Ｃへの固溶に際し、未固
溶０ｒ３０２０表面に低次クロム炭化物が形成されるか
否かについては確認するに至っていなまた、本発明の緻
密焼結体の梨造力法は、普通焼結法全前提としたもので
あるが、本発明によって得ら扛る完全またはほぼ完全な
緻密焼結体に、さらに熱間静水圧装置を用いて付加的な
加圧焼結を行なうことによって、当該焼結体の材質を向
上またけ安定化することは、本発明の意ａｈ何ら損うも
のではない。

さらに本発明の緻密焼結体は切削工具材料としての用途
を主目的としたものであるが、本発明によってきわめて
広範な組成の緻密焼結体が容易かつ安価に製造可能なこ
と、ならびにこ匙らの焼結体が本質的に優ｎた高温特性
と耐食性とを有する耐火性硬質物質から成る高硬度焼結
体であることから本発明の緻密焼結体は、切削工具以外
の多くの分野、たとえば耐熱材料、耐食材料あるいは耐
摩耗性材料としての広範な用途においても優ｎｆｃ性能
を示すものと期待される。

以下、本発明の実施例について祝明する。

実施例１ クロム炭化？ｌを除く工Ｖａ　、　ＶａおよびＶＩａ族
金属のも炭４ビ物粉末、すなわち、ＴｉＣ，Ｚｒ０１Ｈ
ｆＯ，ＶＣ，ＮｂＣ，ＴａＣ０Ｍ０□Ｃ，ＷＣお↓びＷ
２Ｃの谷粉末に、そ２１．ぞｎ結合相としてｌＯ１量パ
ーセントに相当するＧ　ｒａ　０２粉末を配合し、ハス
テロ４５合金製ポットおよび超硬合金製ボールを使用し
て、アセトンを加え７２時時間式ボールミル混合を行々
つた。こｎらの＠原料粉末には、いずｎも粒度が１μｍ
乃至数μｍの市販粉末を使用した。

混合後アセトンを揮散除去し、粉末に対し２重量パーセ
ントに相当するパラフィンを成型潤滑剤として添加した
。３２メツシユの篩を朋した谷混合粉末にＣＪ１鉄族金
属としてコバルト、ニッケルおよび鉄が総量にして０，
４重量パーセント乃至０．７重量パーセント検出さｎた
。谷混合粉末は、金型を用いて１０００Ｋｙ／ａＪの圧
力で抗折力試験用試片に成型した。こｎらの圧粉体ｆ　
１０−’＋１ＩＪＩＨｆの真空雰囲気中６００℃で１時
間予備焼結してパラフィンを揮散除去した汝、１ｏ−１
、Ｅ（ｖ　Ｏ）真空雰囲気において１４００℃、１５０
０℃および１６００℃の各温度にそｎぞｆ′Ｌ２時間加
熱保持して普通焼結全行なった。

第２表 各組成物の原料配合組成ならびに）ら几た焼結体の相対
密度と硬度と全第２表にボア。第２表力）ら、当該耐火
性硬質物質である炭化物全主材としＯｒ、０２を結合相
とした各組＠、物は、一般に良好な焼結性會示し、１６
００℃あるいはそｎ以下の温度での普通焼結によって、
はぼ完全な緻密焼結体となることがわかる。すなわち、
各組成物によって焼結性は幾分異なる゛か、いず汎の組
成物においても９３７％以上の相対密度か得らｎた。ま
た・焼結性の％に良好なＴｉｅ、ＮｂＯおよび”’２”
ｋ主材とするも組成物では、１４００℃での普通焼結に
よって相対密度は丁でに９９−以上に達した。

Ｘ線回折では各焼結体の構成相として、そｎぞｎ主相の
各炭化分相と０ｒ３０２相とか検出さｎた。

いす几の焼結体においても、顕微鏡組織観察によって金
属相が存在しないことを確認した。代表的な顕微鏡組織
を第１図乃至第３図に示す。倍率にいすｎも１０００倍
である。鵜食には１０ノぐ一セント蓚酸溶液を便用い電
Ｍ局食を行なった。第１図は焼結性の特に良好な組成物
における緻鴨組織の一例として、９０　％　ＭＯ，Ｏ−
１０％０ｒ３０２組成物の１４００℃焼結試片焼結線を
示したものである。

結合相としてのクロム炭化物は主としてＭｏ２０相の粒
界に存在するが、一部は粒内にも存在しており、良好な
焼結性に基ず（Ｍｏ、０粒子の急速な粒成長を示唆する
。なお、本焼結体の組織には片状黒鉛が観察されるが、
同様に六方晶炭化物を主材とする９０％Ｗ、０−１（１
％０ｒ３０．　　組成物の焼結体においても同様の片状
黒鉛の存在が確認された。第２図は焼結性が若干劣る９
０チＨｆ０−ＩＱ％ｃｒ３ｃ２組成物の１６００℃焼結
組織である。クロム炭化物はやや大型の結合相として点
在すると同時に、粒界にも細かく分布して存在する。第
３（２）は９０％Ｗｅ−１０％Ｏｒ、０．組成物の１６
００℃焼結組織であり、きわめて微細ｆｔＷｏ相とクロ
ム炭化物相とが均一に混在する。しかもこの組成物の焼
結体における組織粒度は焼結温度に依存せず、高温焼結
に伴なう粒成長が殆ど認めらｔない。したがってこの組
成物では、恐らくスピノーダル分触が起るものと推定さ
れる。

実施例２ 実施例１と同様、ＴｉＣ粉禾に１０重量パーセンに相当
する０ｒ３Ｃ２粉末？配合し、ボールミルを使用して実
施例１の方法に準じて混合粉末を調整した。ただしこの
場合のボールにはサーメツト製ボールを使用し、混合時
間は９６時間とした。この混合粉末の圧粉体を乾燥水素
気流中６００℃に１時間加熱して予備焼結を行なった後
、１０１！Ｊ’ｆの真空雰囲気において、１４００℃に
２時１’ｅｌｌ加熱保持して焼結した。得らｎた焼糺体
は１００パーセントの相対密度を示し・硬度お工び抗折
強度は・そ扛ぞ扛ＨＲＡ　９４．７および６８りん２で
あった。また、顕微鏡組織において金属相の存在は認め
らｎな〃・つた。

実施例３ Ｔｉｅと０ｒ３Ｇ、　　との組成物における０ｒ８０．
の体積率を１パーセントから４０パーセントに１で変化
させた８種類の混合粉末を、実施例１の方法に準じて調
整した。ただし混合時間は９６時間とした。

５ｙ、型潤滑剤としてパラフィンは２．５重量パーセン
トを添加し、８０メツシユの篩を通した。なお比較試料
として、Ｔｉｅ粉末のみを同一条件で混合した粉末も調
整した。各混合粉末は１０００す／ｄ　の圧力で抗折試
験用試片に成型し、乾燥水素気流中６００℃に１時間加
熱して予備焼結を行なった後１４００℃、１５００℃お
工び１６０．０℃の各温度にそｎぞｊＬ２時間加熱保持
して焼結した。ただ＝４ し、焼結雰囲気にはｌＯ藺Ｈｆの真空雰囲気と、５闘Ｈ
ｆの水素雰囲気とを用いた。後者では各試片をカーボン
ブラックでノくツキツクして焼結した。第３表に各組成
物のＯｒ、０２配合量ならびに得らｎた焼結体の相対密
度、硬度、および抗折強度を示す。

二、三の試片では１００ノく−セント’にわずかに越え
る相対密度を示したが、こｎは主として成分間の固溶に
基ずく比容極の変化ならひに、密度の測した。

本発明の各組成物では１６００℃または七ｇ以下の温度
での適当な焼結条件の４に４択Ｆ−よって、ＨＲＡ　９
４．０以上の高い硬度を有する緻密焼結体が得らｎた。

特に結合相としてのＣｒ３Ｃ２の配合量が１０容量パー
ヒント乃全３０容量パーセントの範囲のｍ底物では、焼
結体の特性が一般に優扛、硬度および抗折強度がそｎそ
ｎＨＲＡ　９４．５以上および５０にμａ２以上の緻密
焼結体が得らγＬ　ｆｒ。こｎに対し、ＴｉＣ粉末のみ
を混合した粉末では緻密焼結体は得ら汎ず、本発明の焼
結体に較べ硬度お工び抗折強度は力）なり低いものであ
った。

次いで、本発明の組成物における鉄族金属成分と、Ｃｒ
３Ｃ２との挙動を調査する目的で、焼結体における鉄族
金属成分の分布ならびにクロム炭化物の組成ｌＸ線マイ
クロアナライザーによって調査した。その結果、粉末混
合工程において不司避的に混入する鉄族金属成分は、当
該焼結体において認さγした。第４図および第４表に調
査結果の一例を示す。試片は”ｒ３０２　ｋ　４０重量
パーセント含有量する組成物をカーボンブラックでパラ
キンクし、５ｍＪＡＨｆの水素雰囲気において１５００
℃で２時間焼結したものである。１ず鉄族金属成分の分
布を調べた第４図において、（Ａ）は当該焼結体の組織
を示す二次電子線像、ρ）、（０）、Ｃ）、（Ｅ）、お
よび（Ｆ’）　＆ゴそｎぞｎ　（Ａ）と同一視野におけ
るチタン、クロム、ニッケル、コバルトおよび鉄の分布
状況を示す。

この図から明らかなように、鉄族金属は粒界に存在せず
主としてクロム含有相中に固溶している。

しかしクロム含有相には、（１）かなり高一度の鉄族金
属成分と共存する相と、（２）鉄族金属成分を余り含有
しない相との２種類の相が存在する。この両相の成分を
分析した結果が鵠４表である。各相の炭素含有量から、
（１）の鉄族金属成分と共存する相は”２３”６　、（
２）の鉄族金属成分を余り含有しない相はＣｒ３Ｃ２ト
判ｔｌ）ｉさａる。

実施例４ Ｔｉｅと０ｒ３０２との組成物に当該耐火性硬質に属す
る１種または２種以上の異種炭化物を添付した第５表に
示″ｊ−１７種類の混合粉末を、実施例３に準じて調整
した。第５表に示すごとく、異種炭化物を１種添加した
組成物では兵権炭化物の単体炭化物の形で配合したが、
２＆’ｉ−たはそ２″Ｌ以上の異種炭化物添加には、固
溶炭化物粉末を使用した。

また混合粉末における鉄族金属量ケ脚振する目的で、一
部の組成物では原料粉末として、少量のニッケル金属を
配合した。その他の混合粉未調整条件は、実施例３と同
一である。

こｎらの各混合粉末は、金型全使用して所定の形状に１
５００　’ｉａＪの圧力で成型し、乾燥水素気流中５０
０℃で１時間予備焼結した彼、種々の条件で普通焼結し
た。各組成物における焼結条件の一例と、その場合に得
らｌｒした各焼結体の相対密度、硬度および抗折強度を
・第５表に示した。本発明のいず汎の組成物においても
、相対密度が９８チ以上の緻密焼結体が得ら′ｎた。葦
た顕微鏡組織において、金属相の存在は全く認めらｒし
なかった。

次いで当該焼結体の高硬度被剛材に対する切削性能全調
査する目的でｚｒＣあるいはＨｆＯ葡そｎぞＡ２５ｍ！
パーセント含有し、結合相としてのＣｒ３Ｃ２配＠量が
３０１量パーセントである２種類の組成物、すなわち第
５表の４２２Ｃお↓ひ４２５ｃについて、旋盤による切
削試験を実施した。工具は訂ＬＲ−４４チツプ形状は５
ＮＧ４３２であり、刃先には角度−２５°、幅（Ｌ　１
　＋ｌＪＩのネガティブランドを付けた。比較試料には
市販のＯＢＮ焼結体とアルミナ系セラミックとを使用し
た。こｒらの比較試料はいずｎも市販の状態で試験に供
した。

１ず被削材に高炭素クロム軸受鋼３　ｉｌ　（ＥＩＵＪ
３）’Ｄ焼人材（硬Ｅ　：　ＨＲＤ９３．５）　２急び
、周速度５ｏＶ気へ切込み０．５■、送り０−　Ｉ　Ｎ
／回転の条件で乾式切削を行なった。この場合の比較試
料には＠１種類のＯＢＮ焼結体と、セラミックとを使用
した。前者はＴｉＮを結合材としたものであり、後者は
Ａ１２０３−Ｔｉｅ系セラミックである。結果を第５図
に示すが、本発明の焼結体の高硬度被剛材切削における
耐摩耗特性は、両組酸物の焼結体ともに、ＣＢＮ焼結体
とほぼ同等の性能であることが確認さｎた。

なお、当該焼結体では０ＥＩＩ焼結体に較べ幾分大きい
境界摩耗が発生したが、９ノ削時間が１２０分に至る葦
でチッピングの発生は全く認めら、ｎなかった。こｎに
対しＡｊ、０３−　Ｔｉｅ系セラミックｆｌｐ削時間３
５分において大型のチッピングが生じ、切削不能となっ
た〇 つぎに、クロムモリブデン鋼４種（ｓｃＭ４）の焼入材
（硬ｙ−：　ＨＲＯｓ４）　’ｆｔ　ｍ削材とし、周速
度１００ｍ／ｍｉｎ、切込み０．５１１ｇ、送り０．１
　ｒｕ　／回転の条件で乾式切削試験を行なった。当該
焼結体には、第５表の４２５０　’ｉ用い、比較試料に
は４種類のＣ’ＢＮ　焼結体と２種類のアルミナ系セラ
ミックとを使用した。後者のセラミックのうち、１　種
類はＡＪ２０３−　Ｔｉｅ系セラミックである。摩耗曲
線を第６図に示す。本発明の焼結体の耐摩耗特性は、明
らかに従来のアルミナ系セラミックより優ｎることか確
認さｎた。また、ＯＢＮ焼結体に対しても、同等または
そｎ以上の耐摩耗特性を示すことが確認さｎた〇 実施例５ Ｔｉｅと０ｒ３０．との組成物に当該耐火性硬質物質に
属する１種または２種以上の異種化合物を添加した８種
類の配合組成の混合粉末を調整した。この場合の異種化
合物の少なくとも１棟には、第６表に示すごとく望化物
全使用した。ぼた、原料粉末の一部に固溶炭化物を使用
した。混合粉末の調整は実施例３に準じて行なったが、
一部の組成物についてはボールミル用ポットにステンレ
ス製ポットを使用し、混合時間’１１３７時間とした。

その他の混合粉未調整条件ｉｄＷ施例３と同一である。

こｎらの各混合粉末に成型潤滑剤として３重量パーセン
トのパラフィンを添加し、金型を用いて所定の形状に１
０００す／ｄ　の圧力で成型した。こｎらの圧粉体’ｌ
ｉ：　１０　　ａｘＨｆの水素雰囲気において６００℃
に１時間加熱して予備焼結を行なった後種々の条件で普
通焼結した。各組成物における焼結条件の一例と、その
場合に得らｎｉ各焼結体の相対＠度、硬度および抗折強
度を第６表に示す。

いず牡の組成物においても相対密度が９６パ一セント以
上の緻密焼結体が得らｔ′した。Ｉた、顕微睨組織にお
いても金属相の存在は全く認めらｎなかった。第７図は
当該焼結体の緻密組織の一例として５４３Ｃの組織を示
したものであり、検鏡試片をラップ仕上けした状態で観
察さ扛る倍率２００倍の顕微鏡組織である。

実施例６ Ｃ”ｓＣｔ　ｋ結合相とし、主材に当該耐火性硬質物質
に属する窒化物あるいは硼化物を用い、さらに当該耐火
性硬質物質に属する異種化合物を添加あるいは添加しな
い第７表に示す８種類の混合粉末を調整した。異種化合
物としての炭化物、窒化物および硼化物には、いずｎも
各単体化合物を使用した。混合粉末の調整、成型および
予備焼結の各工程は、すべて実施例５．と同一の条件で
行なった。

予備焼結体は種々の条件で普通焼結した。各組成物にお
ける焼結条件の一例と、各焼結体の相対密度、硬度およ
び抗折強度を第７表に示す。いすｎの組成物においても
、相対密度が９６％以上の緻密焼結体が得らｎた。１だ
、こちらの各焼結体の顕微鏡組織には金属相は存在せず
、粉末混合工程において混入する鉄族金属成分はすべて
耐火性硬質物質中へ固溶することが確認さｆした。

次いで、本発明の焼結体の切削性能を調食した。

切削試験用試料には第７表の６４９Ｃと、実施例５で調
整した５３８Ｃとの２種類のｍ放物の焼結体を使用した
。工具およびチップ形状ばいずｎも実施例４と同一であ
る。１ず高炭素クロム軸受鋼３種（ｓｃｒｙ３）の焼入
材（硬度：　ＨＲＣ９３，５）を被削材とｏ、１ し、周速度ｓｒ）ｍ／ｍｉｎ、切込み０５藺、送公−転
の条件で乾式切削を行なった。摩耗曲線を第８図に示す
。切削条件が同一の実施例４の第５図との比較力・らも
明ら力・な工うに、不発明の両焼結体は高硬度被剛材切
削において、きわめて慶ｔ′した耐摩耗特性を示す。こ
の場合、境界摩耗は殆ど発生しなかった。

ブ つぎに、クロムモリヂテン鋼４種（８０Ｍ４）の焼入拐
（硬度：　ＨＲＯ５４）にツイテ、周速１００　ｍ／ｍ
ｉｎ　。

切込み０．５　＋１Ｊ、送りＣＬ　ｌ　ｍ　／回転の条
件で乾式切削を行なった。摩耗曲線を第９図に示す。本
発明の焼結体の耐摩耗特性は比較試料として使用したア
ルミナ系セラミックより明らかに優ｎ、筐たＯＢＮ焼結
体に対しても同等またはそｎ以上の性能を有することが
確認さｎた。

さらに、高速切削性能音調べる目的で、５３８Ｃについ
て鋳鉄Ｆ’０２５　（硬度：　ＨＢ１２６〜１３４〕を
被剛材とし、周速度１．　ＯＯＯｍ／ｍｉｎ　、切込み
１５　ｍｌｌ＋、送り０．２　ｙｍ　／回転の条件で乾
式切削を行なった。５分切削後の平均フランク摩耗は０
４１ｇであった。

こｎに対しＯＢＮ焼結体は切削時間１分でチッピングを
生じ、切削不能となった。

実施例７゜ ＴｉＣに結合相として１０重量パーセントのＣｒ３Ｃ２
と２０重量パーセントのＯｒＢとを配合した組成物の混
合粉末を実施例３と同一の条件で調整した。

この混合粉末を実施例３と同一の条件で成型および予備
焼結した後、１ｏＭｋｉｔの真空雰囲気において１６０
０℃で４時間加熱保持して焼結した。得らｎた焼結体は
１００パーセントの相対密度を示、し、硬度および抗折
強度はそｎぞｆＬＨＲＡ　９４．２およヒ５６す／藺で
あった。第１０図に１０パーセント蓚酸溶液を用いて電
解腐食した倍率１０００倍の顕微鏡組織であり、硬質相
゛と結合相との２相から成る完全な緻密相識が確認され
る。

実施例８゜ 当該耐火性硬質物質に属する１種または２種以上の炭化
物箇たは硼化物を生材とし、こｎに結合相としてＯｒＢ
を配合した第８表に示″ｊ５棟類の混合粉末を調整した
。原料粉末の混合には、ハステロ４３合金製ポットおよ
び超硬合金製ボールを使用し、ヘキサンを加え３時間湿
式振動ミル混合を行なった。各混合粉末には成型潤滑剤
として３重量パーセントに相当するパラフィンを添加し
た後金型金用いｚｏｏｏり淘の圧力で抗折力試験用試片
に成型した。各圧粉体は露点が一６０℃の乾燥水素気流
中６００℃で１時間加熱して予備焼結した後種々の条件
で普通焼結した。各組成物における焼結条件の一例と、
得らｎた焼結体の密度・硬度お工び抗折強度ｔ−第８表
に示す。いず牡の組成物においても、緻密な焼結体が得
ら匙ることが確認さｔ′した。この場合にも、顕微鏡組
織において、金属相の存在は確認さｎなかった。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例Ｉに記載の配合組成が９０チＭＯ２Ｃ−
１０％０ｒ３Ｃ２である、本発明焼結体の緻密組織を示
す１０００倍の顕微鏡組織である。第２図は第１図と同
様、実施例１における配合組成が９゜％　ＨｆＣ！−１
０％”ｒ３０２　”？’あル１本発明焼結体の１０００
倍の緻密な顕微鏡組織を示したものである。第３図も第
１図と同様、実施例１における配合組成が９０％ｗｅ−
Ｈ％Ｏｒ３０ｔである１本発明焼結体の１０００倍の緻
密な顕微鏡組織を示したものである。第４図は本発明焼
結体における元素の分布状況ヶ示す一例として、実施例
３における０ｒ３Ｃ！、配合量が４０容量パーセントで
あるＴ　ｉ　Ｏ−（Ｊ　ｒａ　（／２系焼結体の元素分
布を示したものであり、第４図の（Ａ）は組織を示−ｒ
二次電子線像、ＣＢ）、（０）、（Ｄ）、（顯お工び（
Ｆ）ｆｄそｎソｆ’１４Ａ）と同一視野におけるゲタン
、クロム、ニッケル、コバルトおよび鉄の分布状況であ
る。第５図は実施例４における本発明焼結体と比較試料
とめ、高炭素クロム軸受鋼（８ＵＪ３）焼入材の乾式切
削における摩耗曲線を示したものである。第６図は実施
例４における本発明の焼結体と比較試料との、クロムモ
リブテン鋼（８０Ｍ４　）焼入材の乾式切削における摩
耗曲線を示したものである。第７図は実施例５における
本発明焼結体の緻密組織の一例として、配合組成が３５
チＴｉｃ−２ｓ％ＨｆＣｊ−ｆ３％ＮｂＯ−２％ＴｉＮ
　−３ｒ）　％　０ｒ３０２テある不発明焼結体のノー
エッチ状態における２００倍の顕微鏡組織を示したもの
である。第８図は実施例５および実施例６における本発
明焼結体の高炭素クロム軸受鋼（８ＵＪ３）焼入材の乾
式切削における摩耗曲線を示したものである。第９図は
実施例５および実施例６における、本発明焼結体と比較
試料とのクロムモリブテン鋼（８０Ｍ４　）焼入材の乾
式切削における摩耗曲線を示したものである。第１０図
は実施例７の配合組成が７０％Ｔｉｅ−１ｏ％０ｒ３Ｃ
２−２０％ＯｒＢである本発明焼結体において、緻密組
織が硬質相と結合相との２相から成ることを示す１００
０倍の顕微鏡組織である。 イ訪　　　　　　”ｄｚε 賃３ｒ３゜ 芽　４１且 □］フ 茅ｑ　σＩ Ｕ、　　　　　　　　ヅ１０ａ 第９図切削時閉（分） 手続補正書 昭第１５８年７月／／　日 特許庁長官　　若杉和　夫　殿 １、　事件の表示 昭和５７年特許顧第１９９７７０号 ２　発明の名称 クロム化合物を含有する緻密なセラミック焼結体 ３　補正をする者 事件との関係　　　特　　許　　出　　願　　人名称（
５１９）　　　株式会社　不　　二　　越４代理人 自　　　　　発 ６、　補正の対象 ７、補正の内容 （７，０明細書第７頁第８行目「対熱」を「耐熱」に補
正する。 （７２）明細書第９頁第９行目「遷積」を「遷移」に補
正する。 Ｃ７，３）明細書第１１頁下から第１７行目［ＨｒＢ２
Ｊを「ａｆＢ２ｊに、同上から第４行目「ＨｒＮＪを西
シにそれぞれ補正する。 （７，０明細書第１２頁第５行目［Ｒｅｔｒａｃｔｏｒ
ｙ　Ｊ　　を１ｉ’　Ｒｅｆｒａｃｔｏｒｙ　ｊ　　に
補正する。 （７５〕明細書第１４頁第６行目の最初の「立方晶」を
「六方晶」に補正する。 （７，６）明細書第１６頁第８行目「該耐火」を「該耐
火性」に補正する。 （７，７）明細書第１７頁第６行目「ＧＢ」を「ｏｒＢ
ｊに、同第１２行目「主材を」を「主材と」にそれぞれ
補正する。 （７，８）　明細書第１６頁第１０行目「Ｇ３Ｃ２」を
「ｏｒ３０．Ｊに補正する。 （７，９）明細書第２０頁第６行目「を結晶形」を「と
結晶形」に補正する。 （７，１０）明細書第２１頁第１３行目「すると、」を
「するとし、ｊに、同第１７頁「の結合相」を「と結合
相」に、それぞれ補正する。 （７，１１）明細書第２３頁第４行目および第７行目の
も「金族」をそれぞれ「金属」に補正する。 同第２０行目「であるこれらの」を「である。 これらの」に補正する。 （７，１２）明細書第２７頁第５行目［０ＢＨＪをｌｌ
”０ＢＮｊに、同第１３行目「金族」を「金属Ｊにそれ
ぞれ補正する。 （７，１３）明細書第３３頁下から第７行目ｒ９０％Ｈ
ｆｏ−Ｊを「９０％ＨｆＯ−Ｊに補正する。 （７，１０明細書第３７頁第１７行目「を表記」を「と
表記」に補正する。 （７，１５）明細書第４１頁第１７行目「硬質に」を「
硬質物質に」に、同第１８行目「添付」を「添加」にそ
れぞれ補正する。 （７，１６）明細書第４３頁第１行目「の単体」を「を
単体」に補正する。 （７，１７）明細書第４４頁第９行目「ＨＲＤ」をＩＩ
ＨＲＣ！　ｊに補正する。 （７句明細書第５０頁第２０行目「相識」を「組織」に
補正する。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 周期律表のＩＶａ族およびＶａ族金属の炭化物、硼化物
   、窒化物およびクロム化合物を除く■工ａ族金属の炭化
   物、硼化物のうちの１種または２種以上の各単体化合物
   粉末またはそ扛らの固溶体粉末を硬質相としての主成分
   とし・結合相としての体積率が１パーセン）Ｊ４上８０
   １ＪＪ下の斜方晶クロム炭化物および斜方晶クロム硼化
   物のうちの１柚または２種以上の単体化合物粉末または
   そｎらの固溶体粉末と、さらに、焼結後当該結合相およ
   び硬質相に固溶した状態で存在し得る限度内の量の補助
   金属としての１種または２棟以上の鉄族金属粉末または
   鉄族金属基合金粉末とから成る粉末混合物の圧粉体を、
   焼結後に補助金属の全量が結合相および岬質相に固溶し
   た状態で存在する条件で普通焼結することによって得ら
   扛る、結合金属相が存在しないことを特徴とする緻密で
   高硬度なセラミック焼結体。