JPS6245196B2 - - Google Patents
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- JPS6245196B2 JPS6245196B2 JP56157333A JP15733381A JPS6245196B2 JP S6245196 B2 JPS6245196 B2 JP S6245196B2 JP 56157333 A JP56157333 A JP 56157333A JP 15733381 A JP15733381 A JP 15733381A JP S6245196 B2 JPS6245196 B2 JP S6245196B2
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- cubic boron
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Description
この発明は、特にすぐれた靭性と耐摩耗性を有
し、かつ高硬度と、すぐれた耐熱性および高温強
度を備え、これらの特性が要求される高速度鋼
や、Ni基あるいはCo基スーパーアロイなどの被
削材の切削工具として、さらに軸受や線引きダイ
スなどの耐摩耗工具として使用するのに適した窒
化硼素基超高圧焼結材料に関するものである。 近年、炭化タングステン基焼結材料に比して、
きわめてすぐれた耐摩耗性を有する立方晶窒化硼
素基超高圧焼結材料（以下CBN基焼結材料とい
う）を切削工具や耐摩耗工具として使用すること
が提案されている。 このCBN基焼結材料は、分散相を形成する
CBN粒子の結合相によつて２種類に大別するこ
とができ、その１つが結合相を鉄族金属あるいは
Alなどを主成分とする金属で構成したものであ
り、もう１つが窒化チタン、炭化チタン、窒化ア
ルミニウム、または酸化アルミニウムなどを主成
分としたセラミツク系化合物で結合相を構成した
ものである。しかし、前者においては、前記のよ
うに結合相が金属であるために高温で軟化しやす
く、したがつて、これを例えば切削工具として使
用した場合には多大の熱発生を伴う苛酷な切削条
件下では耐摩耗性不足をきたして十分なる切削性
能の発揮は期待できず、熱発生の少ない条件、す
なわち負荷の少ない条件でしか使用することがで
きないものである。また、後者においては、上記
のように結合相がセラミツク系化合物で構成され
ているために、耐熱性および耐摩耗性のすぐれた
ものになつているが、反面靭性不足を避けること
ができず、例えば高速度鋼のフライス切削などの
刃先に大きな衝撃力の加わる切削条件下ではチツ
ピングや欠損を起し易いものである。 また、上記の２種類の従来CBN基焼結材料の
もつそれぞれの問題点を解消する目的で、結合相
を金属とセラミツクス系化合物で構成したCBN
基焼結材料も提案されたが、このCBN基焼結材
料においても十分満足する靭性を示さず、同様に
例えば高速度鋼のフライス切削のような刃先に大
きな衝撃力の加わる切削条件下で切削工具として
使用した場合刃先に欠損が発生し易いものであ
る。これは、上記CBN基焼結材料におけるCBN
粒子と結合相（金属＋セラミツクス系化合物）と
の境界部を走査型電子顕微鏡により詳細に観察し
た結果明らかになつたものであるが、超高圧焼結
時にCBN粒子の表面における微小な凹部への前
記結合相のまわり込みが十分に行なわれないこと
に原因する微小な未結合部（ボイド）が前記境界
部に形成され、さらにCBN粒子と結合相との密
着性は、結合相の構成成分によつて異なるが、特
に炭化物系のセラミツクスの場合著しく低く、こ
のためCBN粒子と結合相との間に部分的に結合
強度の弱い部分が形成されることに原因するもの
と解される。 さらに、上記のような従来CBN基焼結材料に
おいては、これを例えば高速度鋼の湿式フライス
切削などのような熱衝撃の発生の大きな条件、す
なわち切刃が被削材に当つた瞬間は高温となり、
一方切刃が被削材より離れると冷却されて低温と
なるサイクルの繰り返しにさらされる条件で使用
した場合、CBN粒子と結合相との間に熱膨張係
数に大きな差異があると、熱による伸縮の大きな
違いにより熱亀裂が発生しやすく、しかもこの伸
縮の大きな違いにより結合相自体の強度も低下す
るようになるものである。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、特にすぐれた靭性および耐摩耗性、さらにす
ぐれた耐熱衝撃性を具備したCBN基焼結材料を
得べく研究を行なつた結果、CBN基焼結材料
を、Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物（以下それぞれの元素の硼化物を
TiB2、HfB2、ZrB2、およびMoBで示す）：５〜
40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、およびＷの１種ま
たは２種以上の炭化物（以下、それぞれの元素の
炭化物をTiC、HfC、ZrC、Mo2C、およびWCで
示す）：５〜35重量％を含有し、残りがCBN
（立方晶窒化硼素）と不可避不純物からなる組成
を有し、かつCBNが体積割合で40〜90％を占め
ると共に、上記硼化物がCBN粒子を0.1〜２μｍ
の平均層厚で包囲した組織を有するものとする
と、分散相を構成したCBN粒子を包囲した硼化
物は、CBN粒子および結合相を構成する上記炭
化物との結合強度が高いので、これら両者と強固
に結合し、かつ上記硼化物は、原料調製時に予め
CBN粒子表面に化学蒸着法（CVD法）、プラズマ
化学蒸着法（PCVD法）、および物理蒸着法
（PVD法）などの方法により強固にして緻密に被
覆されるので、CBN粒子と硼化物包囲層との境
界部に未結合部（ボイド）は全く存在せず、この
結果靭性の高いものとなるばかりでなく、上記各
成分の構成によつて耐摩耗性の高いものとなり、
しかも上記硼化物は、CBN粒子と炭化物との中
間的熱膨張係数をもつので、著しい熱衝撃に対し
て緩衝体として作用するため熱亀裂の発生もきわ
めて起りにくくなり、また、この結果のCBN基
焼結材料に、Al、Zr、およびＹの１種または２
種以上の酸化物（以下、それぞれの元素の酸化物
をAl2O3、ZrO2、およびY2O3で示す）を５〜15重
量％含有させると、実用時の高温に対する化学的
安定性が一段と増加するようになり、さらに、ま
たNi、Al、Co、およびSiのうち１種または２種
以上を0.5〜15重量％の範囲で含有させると、こ
れらの成分には脱酸作用および結合相同志の結合
力強化作用があるので、材料がより緻密となり、
また、これらCBN基焼結材料におけるCBNの一
部を、CBNより多くならない範間、すなわち、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／ＣＢＮ（容量
％）＜１ を満足する範囲でウルツ鉱型窒化硼素（以下
WBNで示す）で置換すると、材料の靭性が一段
と増加するようになるという知見を得たのであ
る。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に成分組成、CBNおよびWBN
の体積割合、並び硼化物包囲層の平均層厚を上記
の通りに限定した理由を説明する。 Ａ 成分組成 (a) 硼化物 TiB2、HfB2、ZrB2、およびMoBには、
CBN粒子および結合相を形成する炭化物と
強固に結合し、かつ原料調製時にCBN粒子
の表面に被覆しておくことにより、その境界
部に靭性劣化の原因となる未結合部の全く存
在しない包囲層を形成し、もつて材料の靭性
を著しく向上させるほか、これら硼化物のも
つCBN粒子と結合相との中間的熱膨張係数
によつて材料に熱亀裂が発生するのを抑制す
る作用があるが、その含有量が５重量％未満
では、CBN粒子の表面を完全に、かつ所定
層厚で包囲することができないので、前記作
用に所望の効果が得られず、一方40重量％を
越えて含有させると耐摩耗性が劣化するよう
になることから、その含有量を５〜40重量％
と定めた。 (b) 炭化物 TiC、HfC、ZrC、Mo2C、およびWCに
は、材料に耐摩耗性を付与する作用がある
が、その含有量が５重量％未満では、所望の
すぐれた耐摩耗性を確保することができず、
一方35重量％を越えて含有させると材料の靭
性が劣化するようになることから、その含有
量を５〜35重量％と定めた。 (c) 酸化物 Al2O3、ZrO2、およびY2O3には、実用時の
高温に対して材料を化学的に安定化する作用
があるので、特に高温耐食性および高温耐酸
化性が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が５重量％未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方15重量％
を越えて含有させると、材料の靭性が劣化す
るようになることから、その含有量を５〜15
重量％と定めた。 (d) 金属成分 Ni、Al、Co、およびSiには、脱酸および
結合相同志の結合力強化作用があり、これら
金属成分の含有によつて材料は一段と緻密化
するようになることから必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が0.5重量％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方15重量
％を越えて含有させると耐摩耗性劣化をきた
すようになることから、その含有量を0.5〜
15重量％と定めた。 Ｂ CBNの体積割合 CBNの結合相に対する割合が40容量％未満
では、相対的に硬質のCBNの割合が少なすぎ
て所望の耐摩耗性を確保することができず、一
方CBNの割合が90容量％を超えると、相対的
に結合相の割合が少なくなりすぎて靭性低下を
きたすようになることから、その体積割合を40
〜90容量％と定めた。 Ｃ WBNの置換割合 WBNには材料の靭性を一段と向上させる作
用があるので、特に高靭性が要求される場合に
必要に応じてCBNの一部を置換した形で含有
させるが、その置換割合、すなわちWBN（容
量％）／CBN（容量％）が0.05未満では所望の
高靭性を確保することができず、一方１を越え
た置換割合、すなわち相対的にCBNに比して
WBNの方が多い状態にすると、材料の硬さが
低下し、耐摩耗性が劣化するようになることか
ら、CBNの一部をWBNで置換する場合には、 0.05＜ＷＢＮ／ＣＢＮ＜１ の条件を満足させなければならない。 Ｄ 硼化物の平均層厚 その平均層厚が0.1μｍ未満ではCBN粒子、
あるいはCBN粒子およびWBN粒子と、結合相
との間に十分な結合強度を得ることができない
ほか、これら両者間にあつて熱膨張差を満足に
緩和することができず、一方その平均層厚が２
μｍを越えると、硼化物の量が25重量％を越え
て多くなりすぎ、材料の耐摩耗性が劣化するよ
うになることから、その平均層厚を0.1〜２μ
ｍと定めた。 なお、この発明の超高圧焼結材料は、まず、
CBN粉末、および必要に応じてWBN粉末の表面
にCVD法、PCVD法、およびPVD法などの方法を
用いて、TiB2、HfB2、ZrB2、およびMoBのうち
１種または２種以上を0.1〜２μｍの平均層厚で
被覆し、さらに必要に応じてこの上にTiC、
HfC、ZrC、Mo2C、およびWCのうちの１種また
は２種以上を複層蒸着被覆し、このように調製し
た硼化物被覆のCBN粉末およびWBN粉末、並び
に硼化物および炭化物被覆のCBN粉末および
WBN粉末、さらにTiC粉末、HfC粉末、ZrC粉
末、Mo2C粉末、WC粉末、Al2O3粉末、ZrO2粉
末、Y2O3粉末、Ni粉末、Al粉末、Co粉末、Si粉
末、およびこれら金属の２種以上の合金粉末を原
料粉末として用意し、これら原料粉末のうちから
適宜選択して所定の配合組成に配合し、この配合
粉末を通常の条件で混合した後、粉末状態あるい
は成形状態で必要に応じて超硬合金製プレートな
どと一諸に金属容器に入れこれを800〜1200℃の
温度に加熱して真空脱ガスを行なつて封入し、つ
いでこの封入容器を、例えば特公昭36−23463号
公報に記載されるような超高圧高温発生装置に装
着し、圧力および温度を上げ、圧力：40〜
70Kb、温度：1200〜1600℃の範囲内の圧力およ
び温度に数分〜数10分保持した後、冷却し、最終
的に圧力を解放することからなる基本的工程によ
つて製造することができる。 つぎに、この発明の超高圧焼結材料を実施例に
より具体的に説明する。 実施例 １ 原料粉末として、公知のCVD法あるいはPCVD
法を用いてそれぞれ第１表に示される状態に調製
した被覆CBN粉末並びに被覆WBN粉末、平均粒
径：２μｍを有する上記各種の炭化物粉末、同２
μｍを有する上記の各種酸化物粉末、さらに同２
μｍの上記各種の金属粉末を用意し、これら原料
粉末を、それぞれ第１表に示される配合組成に配
合し、これら配合粉末をボールミル中で２〜10時
間湿式混合し、ついでこの混合粉末を外径：12mm
φの軟鋼製容器に詰め、温度：800℃にて真空脱
ガスして密封した後、公知の超高圧高温発生装置
に装着し、圧力：50〜60Kb、温度：1300〜1500
℃、保持時間：15〜20分の条件で焼結し、最終的
に冷却して圧力を徐々に下げることからなる基本
的工程によつて、実質的に配合組成と同一の最終
成分組成をもつた本発明超高圧焼結材料１〜22を
それぞれ製造した。 つぎに、この結果得られた本発明超高圧焼結材
料１〜22について、被削材：ダイス鋼（SKD−
11、硬さ：ＨRC62）、切削速度：100ｍ／min、送
り：0.1mm／rev.、切込み：0.5mm、切削油：なし
の条件での切削に際して、刃先の逃げ面摩耗が
0.2mmに至るまでの寿命時間を測定する切削試験
し、かつ高硬度と、すぐれた耐熱性および高温強
度を備え、これらの特性が要求される高速度鋼
や、Ni基あるいはCo基スーパーアロイなどの被
削材の切削工具として、さらに軸受や線引きダイ
スなどの耐摩耗工具として使用するのに適した窒
化硼素基超高圧焼結材料に関するものである。 近年、炭化タングステン基焼結材料に比して、
きわめてすぐれた耐摩耗性を有する立方晶窒化硼
素基超高圧焼結材料（以下CBN基焼結材料とい
う）を切削工具や耐摩耗工具として使用すること
が提案されている。 このCBN基焼結材料は、分散相を形成する
CBN粒子の結合相によつて２種類に大別するこ
とができ、その１つが結合相を鉄族金属あるいは
Alなどを主成分とする金属で構成したものであ
り、もう１つが窒化チタン、炭化チタン、窒化ア
ルミニウム、または酸化アルミニウムなどを主成
分としたセラミツク系化合物で結合相を構成した
ものである。しかし、前者においては、前記のよ
うに結合相が金属であるために高温で軟化しやす
く、したがつて、これを例えば切削工具として使
用した場合には多大の熱発生を伴う苛酷な切削条
件下では耐摩耗性不足をきたして十分なる切削性
能の発揮は期待できず、熱発生の少ない条件、す
なわち負荷の少ない条件でしか使用することがで
きないものである。また、後者においては、上記
のように結合相がセラミツク系化合物で構成され
ているために、耐熱性および耐摩耗性のすぐれた
ものになつているが、反面靭性不足を避けること
ができず、例えば高速度鋼のフライス切削などの
刃先に大きな衝撃力の加わる切削条件下ではチツ
ピングや欠損を起し易いものである。 また、上記の２種類の従来CBN基焼結材料の
もつそれぞれの問題点を解消する目的で、結合相
を金属とセラミツクス系化合物で構成したCBN
基焼結材料も提案されたが、このCBN基焼結材
料においても十分満足する靭性を示さず、同様に
例えば高速度鋼のフライス切削のような刃先に大
きな衝撃力の加わる切削条件下で切削工具として
使用した場合刃先に欠損が発生し易いものであ
る。これは、上記CBN基焼結材料におけるCBN
粒子と結合相（金属＋セラミツクス系化合物）と
の境界部を走査型電子顕微鏡により詳細に観察し
た結果明らかになつたものであるが、超高圧焼結
時にCBN粒子の表面における微小な凹部への前
記結合相のまわり込みが十分に行なわれないこと
に原因する微小な未結合部（ボイド）が前記境界
部に形成され、さらにCBN粒子と結合相との密
着性は、結合相の構成成分によつて異なるが、特
に炭化物系のセラミツクスの場合著しく低く、こ
のためCBN粒子と結合相との間に部分的に結合
強度の弱い部分が形成されることに原因するもの
と解される。 さらに、上記のような従来CBN基焼結材料に
おいては、これを例えば高速度鋼の湿式フライス
切削などのような熱衝撃の発生の大きな条件、す
なわち切刃が被削材に当つた瞬間は高温となり、
一方切刃が被削材より離れると冷却されて低温と
なるサイクルの繰り返しにさらされる条件で使用
した場合、CBN粒子と結合相との間に熱膨張係
数に大きな差異があると、熱による伸縮の大きな
違いにより熱亀裂が発生しやすく、しかもこの伸
縮の大きな違いにより結合相自体の強度も低下す
るようになるものである。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、特にすぐれた靭性および耐摩耗性、さらにす
ぐれた耐熱衝撃性を具備したCBN基焼結材料を
得べく研究を行なつた結果、CBN基焼結材料
を、Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物（以下それぞれの元素の硼化物を
TiB2、HfB2、ZrB2、およびMoBで示す）：５〜
40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、およびＷの１種ま
たは２種以上の炭化物（以下、それぞれの元素の
炭化物をTiC、HfC、ZrC、Mo2C、およびWCで
示す）：５〜35重量％を含有し、残りがCBN
（立方晶窒化硼素）と不可避不純物からなる組成
を有し、かつCBNが体積割合で40〜90％を占め
ると共に、上記硼化物がCBN粒子を0.1〜２μｍ
の平均層厚で包囲した組織を有するものとする
と、分散相を構成したCBN粒子を包囲した硼化
物は、CBN粒子および結合相を構成する上記炭
化物との結合強度が高いので、これら両者と強固
に結合し、かつ上記硼化物は、原料調製時に予め
CBN粒子表面に化学蒸着法（CVD法）、プラズマ
化学蒸着法（PCVD法）、および物理蒸着法
（PVD法）などの方法により強固にして緻密に被
覆されるので、CBN粒子と硼化物包囲層との境
界部に未結合部（ボイド）は全く存在せず、この
結果靭性の高いものとなるばかりでなく、上記各
成分の構成によつて耐摩耗性の高いものとなり、
しかも上記硼化物は、CBN粒子と炭化物との中
間的熱膨張係数をもつので、著しい熱衝撃に対し
て緩衝体として作用するため熱亀裂の発生もきわ
めて起りにくくなり、また、この結果のCBN基
焼結材料に、Al、Zr、およびＹの１種または２
種以上の酸化物（以下、それぞれの元素の酸化物
をAl2O3、ZrO2、およびY2O3で示す）を５〜15重
量％含有させると、実用時の高温に対する化学的
安定性が一段と増加するようになり、さらに、ま
たNi、Al、Co、およびSiのうち１種または２種
以上を0.5〜15重量％の範囲で含有させると、こ
れらの成分には脱酸作用および結合相同志の結合
力強化作用があるので、材料がより緻密となり、
また、これらCBN基焼結材料におけるCBNの一
部を、CBNより多くならない範間、すなわち、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／ＣＢＮ（容量
％）＜１ を満足する範囲でウルツ鉱型窒化硼素（以下
WBNで示す）で置換すると、材料の靭性が一段
と増加するようになるという知見を得たのであ
る。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に成分組成、CBNおよびWBN
の体積割合、並び硼化物包囲層の平均層厚を上記
の通りに限定した理由を説明する。 Ａ 成分組成 (a) 硼化物 TiB2、HfB2、ZrB2、およびMoBには、
CBN粒子および結合相を形成する炭化物と
強固に結合し、かつ原料調製時にCBN粒子
の表面に被覆しておくことにより、その境界
部に靭性劣化の原因となる未結合部の全く存
在しない包囲層を形成し、もつて材料の靭性
を著しく向上させるほか、これら硼化物のも
つCBN粒子と結合相との中間的熱膨張係数
によつて材料に熱亀裂が発生するのを抑制す
る作用があるが、その含有量が５重量％未満
では、CBN粒子の表面を完全に、かつ所定
層厚で包囲することができないので、前記作
用に所望の効果が得られず、一方40重量％を
越えて含有させると耐摩耗性が劣化するよう
になることから、その含有量を５〜40重量％
と定めた。 (b) 炭化物 TiC、HfC、ZrC、Mo2C、およびWCに
は、材料に耐摩耗性を付与する作用がある
が、その含有量が５重量％未満では、所望の
すぐれた耐摩耗性を確保することができず、
一方35重量％を越えて含有させると材料の靭
性が劣化するようになることから、その含有
量を５〜35重量％と定めた。 (c) 酸化物 Al2O3、ZrO2、およびY2O3には、実用時の
高温に対して材料を化学的に安定化する作用
があるので、特に高温耐食性および高温耐酸
化性が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が５重量％未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方15重量％
を越えて含有させると、材料の靭性が劣化す
るようになることから、その含有量を５〜15
重量％と定めた。 (d) 金属成分 Ni、Al、Co、およびSiには、脱酸および
結合相同志の結合力強化作用があり、これら
金属成分の含有によつて材料は一段と緻密化
するようになることから必要に応じて含有さ
れるが、その含有量が0.5重量％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方15重量
％を越えて含有させると耐摩耗性劣化をきた
すようになることから、その含有量を0.5〜
15重量％と定めた。 Ｂ CBNの体積割合 CBNの結合相に対する割合が40容量％未満
では、相対的に硬質のCBNの割合が少なすぎ
て所望の耐摩耗性を確保することができず、一
方CBNの割合が90容量％を超えると、相対的
に結合相の割合が少なくなりすぎて靭性低下を
きたすようになることから、その体積割合を40
〜90容量％と定めた。 Ｃ WBNの置換割合 WBNには材料の靭性を一段と向上させる作
用があるので、特に高靭性が要求される場合に
必要に応じてCBNの一部を置換した形で含有
させるが、その置換割合、すなわちWBN（容
量％）／CBN（容量％）が0.05未満では所望の
高靭性を確保することができず、一方１を越え
た置換割合、すなわち相対的にCBNに比して
WBNの方が多い状態にすると、材料の硬さが
低下し、耐摩耗性が劣化するようになることか
ら、CBNの一部をWBNで置換する場合には、 0.05＜ＷＢＮ／ＣＢＮ＜１ の条件を満足させなければならない。 Ｄ 硼化物の平均層厚 その平均層厚が0.1μｍ未満ではCBN粒子、
あるいはCBN粒子およびWBN粒子と、結合相
との間に十分な結合強度を得ることができない
ほか、これら両者間にあつて熱膨張差を満足に
緩和することができず、一方その平均層厚が２
μｍを越えると、硼化物の量が25重量％を越え
て多くなりすぎ、材料の耐摩耗性が劣化するよ
うになることから、その平均層厚を0.1〜２μ
ｍと定めた。 なお、この発明の超高圧焼結材料は、まず、
CBN粉末、および必要に応じてWBN粉末の表面
にCVD法、PCVD法、およびPVD法などの方法を
用いて、TiB2、HfB2、ZrB2、およびMoBのうち
１種または２種以上を0.1〜２μｍの平均層厚で
被覆し、さらに必要に応じてこの上にTiC、
HfC、ZrC、Mo2C、およびWCのうちの１種また
は２種以上を複層蒸着被覆し、このように調製し
た硼化物被覆のCBN粉末およびWBN粉末、並び
に硼化物および炭化物被覆のCBN粉末および
WBN粉末、さらにTiC粉末、HfC粉末、ZrC粉
末、Mo2C粉末、WC粉末、Al2O3粉末、ZrO2粉
末、Y2O3粉末、Ni粉末、Al粉末、Co粉末、Si粉
末、およびこれら金属の２種以上の合金粉末を原
料粉末として用意し、これら原料粉末のうちから
適宜選択して所定の配合組成に配合し、この配合
粉末を通常の条件で混合した後、粉末状態あるい
は成形状態で必要に応じて超硬合金製プレートな
どと一諸に金属容器に入れこれを800〜1200℃の
温度に加熱して真空脱ガスを行なつて封入し、つ
いでこの封入容器を、例えば特公昭36−23463号
公報に記載されるような超高圧高温発生装置に装
着し、圧力および温度を上げ、圧力：40〜
70Kb、温度：1200〜1600℃の範囲内の圧力およ
び温度に数分〜数10分保持した後、冷却し、最終
的に圧力を解放することからなる基本的工程によ
つて製造することができる。 つぎに、この発明の超高圧焼結材料を実施例に
より具体的に説明する。 実施例 １ 原料粉末として、公知のCVD法あるいはPCVD
法を用いてそれぞれ第１表に示される状態に調製
した被覆CBN粉末並びに被覆WBN粉末、平均粒
径：２μｍを有する上記各種の炭化物粉末、同２
μｍを有する上記の各種酸化物粉末、さらに同２
μｍの上記各種の金属粉末を用意し、これら原料
粉末を、それぞれ第１表に示される配合組成に配
合し、これら配合粉末をボールミル中で２〜10時
間湿式混合し、ついでこの混合粉末を外径：12mm
φの軟鋼製容器に詰め、温度：800℃にて真空脱
ガスして密封した後、公知の超高圧高温発生装置
に装着し、圧力：50〜60Kb、温度：1300〜1500
℃、保持時間：15〜20分の条件で焼結し、最終的
に冷却して圧力を徐々に下げることからなる基本
的工程によつて、実質的に配合組成と同一の最終
成分組成をもつた本発明超高圧焼結材料１〜22を
それぞれ製造した。 つぎに、この結果得られた本発明超高圧焼結材
料１〜22について、被削材：ダイス鋼（SKD−
11、硬さ：ＨRC62）、切削速度：100ｍ／min、送
り：0.1mm／rev.、切込み：0.5mm、切削油：なし
の条件での切削に際して、刃先の逃げ面摩耗が
0.2mmに至るまでの寿命時間を測定する切削試験
【表】
【表】
【表】
（切削試験Ａという）、並びに被削材：ダイス鋼
（SKD−61、硬さ：ＨRC50）、切削速度：120ｍ／
min、切込み：0.5mm、送り：0.05、0.1、0.15、
0.2、0.3、および0.4mm／rev.、各送りごとの切削
時間：５分、切削油：ありの条件でのフライス切
削に際して、刃先にサーマルクラツクによる欠け
発生が見られた時点の送り量をチエツクする切削
試験（切削試験Ｂという）をそれぞれ行なつた。
この切削試験結果を第２表に示した。 なお第２表には、いずれも分散相がCBNで構
成され、結合相がTiCNで構成された市販の超高
圧焼結材料（従来超高圧焼結材料１という）、お
よび結合相がCoで構成された市販の超高圧焼結
材料（従来超高圧焼結材料２という）の同一条件
での切削試験結果も合せて示した。 第２表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料１〜22は、いずれもすぐれた耐摩耗性および靭
性を兼ね備えているので、これら両特性のうちの
いずれかの特性に劣る従来超高圧焼結材料１、２
に比して、切削試験ＡおよびＢのいずれにおいて
もすぐれた切削性能を示すことが明らかである。 実施例 ２ 被覆CBN粉末および被覆WBN粉末としてそれ
ぞれ第３表に示されるものを使用し、かつ混合粉
末または圧粉体を、Co：12重量％、WCおよび不
可避不純物：残りからなる組成を有する直径：
11.5mmφの超硬合金プレートと一諸に外径：12mm
φのMo製容器に詰め、真空脱ガス処理前に前記
容器をH2ガス中、温度：800℃に加熱して洗浄処
理を行なう以外は、実施例１におけると同一の条
件にて実質的に第３表に示される配合組成と同一
の最終成分組成をもつた本発明超高圧焼結材料23
〜28をそれぞれ製造した。 上記本発明超高圧焼結材料23〜28について、上
記の切削条件ＡおよびＢにて切削試験を行なつた
結果を第４表にビツカース硬さと共に示した。 第４表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料23〜28においても、実施例１の場合と同様に従
来超高圧焼結材料に比して一段とすぐれた切
（SKD−61、硬さ：ＨRC50）、切削速度：120ｍ／
min、切込み：0.5mm、送り：0.05、0.1、0.15、
0.2、0.3、および0.4mm／rev.、各送りごとの切削
時間：５分、切削油：ありの条件でのフライス切
削に際して、刃先にサーマルクラツクによる欠け
発生が見られた時点の送り量をチエツクする切削
試験（切削試験Ｂという）をそれぞれ行なつた。
この切削試験結果を第２表に示した。 なお第２表には、いずれも分散相がCBNで構
成され、結合相がTiCNで構成された市販の超高
圧焼結材料（従来超高圧焼結材料１という）、お
よび結合相がCoで構成された市販の超高圧焼結
材料（従来超高圧焼結材料２という）の同一条件
での切削試験結果も合せて示した。 第２表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料１〜22は、いずれもすぐれた耐摩耗性および靭
性を兼ね備えているので、これら両特性のうちの
いずれかの特性に劣る従来超高圧焼結材料１、２
に比して、切削試験ＡおよびＢのいずれにおいて
もすぐれた切削性能を示すことが明らかである。 実施例 ２ 被覆CBN粉末および被覆WBN粉末としてそれ
ぞれ第３表に示されるものを使用し、かつ混合粉
末または圧粉体を、Co：12重量％、WCおよび不
可避不純物：残りからなる組成を有する直径：
11.5mmφの超硬合金プレートと一諸に外径：12mm
φのMo製容器に詰め、真空脱ガス処理前に前記
容器をH2ガス中、温度：800℃に加熱して洗浄処
理を行なう以外は、実施例１におけると同一の条
件にて実質的に第３表に示される配合組成と同一
の最終成分組成をもつた本発明超高圧焼結材料23
〜28をそれぞれ製造した。 上記本発明超高圧焼結材料23〜28について、上
記の切削条件ＡおよびＢにて切削試験を行なつた
結果を第４表にビツカース硬さと共に示した。 第４表に示されるように、本発明超高圧焼結材
料23〜28においても、実施例１の場合と同様に従
来超高圧焼結材料に比して一段とすぐれた切
【表】
【表】
削性能を示すことが明らかである。
【表】
上述のように、この発明の超高圧焼結材料は、
すぐれた耐摩耗性および靭性を兼ね備え、かつ高
硬度と、すぐれた耐熱性および高温強度をも備え
ているので、これらの特性が要求される切削工具
は勿論のこと、軸受や線引ダイスなどの耐摩耗工
具として使用してもすぐれた性能を発揮するので
ある。
すぐれた耐摩耗性および靭性を兼ね備え、かつ高
硬度と、すぐれた耐熱性および高温強度をも備え
ているので、これらの特性が要求される切削工具
は勿論のこと、軸受や線引ダイスなどの耐摩耗工
具として使用してもすぐれた性能を発揮するので
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、残りが立方晶窒化硼素と不可避
不純物からなる組成を有し、かつ立方晶窒化硼素
が体積割合で40〜90％を占めると共に、上記硼化
物が立方晶窒化硼素を0.1〜２μｍの平均層厚で
包囲した組織を有することを特徴とする切削およ
び耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材
料。 ２ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、さらにAl、Zr、およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜15重量％を含有
し、残りが立方晶窒化硼素と不可避不純物からな
る組成を有し、かつ立方晶窒化硼素が体積割合で
40〜90％を占めると共に、上記硼化物が立方晶窒
化硼素を0.1〜２μｍの平均層厚で包囲した組織
を有することを特徴とする切削および耐摩耗工具
用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料。 ３ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、さらに、Ni、Al、Co、および
Siの１種または２種以上：0.5〜15重量％を含有
し、残りが立方晶窒化硼素と不可避不純物からな
る組成を有し、かつ立方晶窒化硼素が体積割合で
40〜90％を占めると共に、上記硼化物が立方晶窒
化硼素を0.1〜２μｍの平均層厚で包囲した組織
を有することを特徴とする切削および耐摩耗工具
用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料。 ４ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、さらにAl、Zr、およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜15重量％と、
Ni、Al、Co、およびSiの１種または２種以上：
0.5〜15重量％を含有し、残りが立方晶窒化硼素
と不可避不純物からなる組成を有し、かつ立方晶
窒化硼素が体積割合で40〜90％を占めると共に、
上記硼化物が立方晶窒化硼素を0.1〜２μｍの平
均層厚で包囲した組織を有することを特徴とする
切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧
焼結材料。 ５ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、残りが立方晶窒化硼素およびウ
ルツ鉱型窒化硼素と不可避不純物からなる組成を
有し、かつ立方晶窒化硼素とウルツ鉱型窒化硼素
が体積割合で40〜90％を占めると共に、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／立方晶窒化硼
素（容量％）＜１ を満足し、さらに、上記硼化物が立方晶窒化硼素
およびウルツ鉱型窒化硼素を0.1〜２μｍの平均
層厚で包囲した組織を有することを特徴とする切
削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼
結材料。 ６ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、さらにAl、Zr、およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜15重量％を含有
し、残りが立方晶窒化硼素およびウルツ鉱型窒化
硼素と不可避不純物からなる組成を有し、かつ立
方晶窒化硼素とウルツ鉱型窒化硼素が体積割合で
40〜90％を占めると共に、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／立方晶窒化硼
素（容量％）＜１ を満足し、さらに、上記硼化物が立方晶窒化硼素
およびウルツ鉱型窒化硼素を0.1〜２μｍの平均
層厚で包囲した組織を有することを特徴とする切
削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼
結材料。 ７ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、さらにNi、Al、Co、およびSi
の１種または２種以上：0.5〜15重量％を含有
し、残りが立方晶窒化硼素およびウルツ鉱型窒化
硼素と不可避不純物からなる組成を有し、かつ立
方晶窒化硼素とウルツ鉱型窒化硼素が体積割合で
40〜90％を占めると共に、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／立方晶窒化硼
素（容量％）＜１ を満足し、さらに、上記硼化物が立方晶窒化硼素
およびウルツ鉱型窒化硼素を0.1〜２μｍの平均
層厚で包囲した組織を有することを特徴とする切
削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼
結材料。 ８ Ti、Hf、Zr、およびMoの１種または２種以
上の硼化物：５〜40重量％、Ti、Hf、Zr、Mo、
およびＷの１種または２種以上の炭化物：５〜35
重量％を含有し、さらにAl、Zr、およびＹの１
種または２種以上の酸化物：５〜15重量％と、
Ni、Al、Co、およびSiの１種または２種以上：
0.5〜15重量％を含有し、残りが立方晶窒化硼素
およびウルツ鉱型窒化硼素と不可避不純物からな
る組成を有し、かつ立方晶窒化硼素とウルツ鉱型
窒化硼素が体積割合で40〜90％を占めると共に、 0.05＜ウルツ鉱型窒化硼素（容量％）／立方晶窒化硼
素（容量％）＜１ を満足し、さらに、上記硼化物が立方晶窒化硼素
およびウルツ鉱型窒化硼素を0.1〜２μｍの平均
層厚で包囲した組織を有することを特徴とする切
削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼
結材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56157333A JPS5858247A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56157333A JPS5858247A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5858247A JPS5858247A (ja) | 1983-04-06 |
| JPS6245196B2 true JPS6245196B2 (ja) | 1987-09-25 |
Family
ID=15647395
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56157333A Granted JPS5858247A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 切削および耐摩耗工具用高靭性窒化硼素基超高圧焼結材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5858247A (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2794079B2 (ja) * | 1991-04-05 | 1998-09-03 | 工業技術院長 | 高圧型窒化硼素含有高硬度高密度複合焼結体及びその製造法 |
| JP2860393B2 (ja) * | 1991-04-05 | 1999-02-24 | 工業技術院長 | 被覆高圧型窒化硼素含有高硬度高密度複合焼結体及びその製造法 |
| JP2662578B2 (ja) * | 1991-05-18 | 1997-10-15 | 工業技術院長 | 高圧型窒化硼素焼結体及びその製造法 |
| KR100263594B1 (ko) * | 1996-10-31 | 2000-08-01 | 오카야마 노리오 | 고경도 고인성 소결체 |
| US6008153A (en) * | 1996-12-03 | 1999-12-28 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | High-pressure phase boron nitride base sinter |
| KR101407109B1 (ko) * | 2007-01-15 | 2014-06-13 | 스미또모 덴꼬오 하드메탈 가부시끼가이샤 | ｃＢＮ 소결체 및 ｃＢＮ 소결체 절삭 공구 |
| JPWO2011059020A1 (ja) * | 2009-11-11 | 2013-04-04 | 株式会社タンガロイ | 立方晶窒化硼素焼結体および被覆立方晶窒化硼素焼結体並びにそれらの製造方法 |
| JP5732663B2 (ja) | 2010-09-01 | 2015-06-10 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 立方晶窒化硼素焼結体工具 |
| WO2012057183A1 (ja) * | 2010-10-27 | 2012-05-03 | 住友電工ハードメタル株式会社 | 立方晶窒化硼素焼結体及び立方晶窒化硼素焼結体工具 |
| CA2794396C (en) | 2010-10-27 | 2017-08-29 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Sintered cubic boron nitride compact and sintered cubic boron nitride compact tool |
-
1981
- 1981-10-02 JP JP56157333A patent/JPS5858247A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5858247A (ja) | 1983-04-06 |
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