CN100584797C - 立方氮化硼烧结材料以及利用其的切削工具 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种立方氮化硼烧结材料以及用其制备的切削工具，其耐磨损性能的下降被抑制，且具有优异的耐碎裂性能。立方氮化硼烧结材料由被粘结相粘结的立方氮化硼粒子组成，粘结相含有选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的碳化物和同时存在的选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的氮化物组成。可以抑制粒子的脱落以及同时抑制粘结相的磨损和脱落，于是制成了具有高的耐磨损性能以及尤其优异的耐碎裂性能的烧结材料。

Description

立方氮化硼烧结材料以及利用其的切削工具

技术领域

本发明涉及由被粘结相粘结的立方氮化硼粒子构成的立方氮化硼烧结材料以及使用它的切削工具。

背景技术

立方氮化硼(cBN)以仅次于钻石的高硬度特色著称，而且不像钻石那样会与含铁金属发生反应。基于此，立方氮化硼烧结材料(cBN烧结材料)用来制作切削含铁材料的切削工具，尤其是高硬度的钢和铸铁。

当一切削工具由cBN烧结材料制成，例如据专利文献1，在超高压条件下由烧结cBN制成的cBN烧结材料与一种作为粘合剂的其体积浓度在10％-60％的金属例如钴(Co)和陶瓷例如碳化钛(TiC)一起使用。专利文献1还建议为避免使cBN烧结材料的耐磨以及耐热能力受损，应保持粘结相于最小量，形成其余cBN直接彼此结合的结构。

近年来，在金属切削领域内，亟待提高切削操作的效率以及赋予切削机器对难于切削材料的切削能力。而且cBN烧结材料作为基本需要也还需要改善耐磨损以及耐碎裂能力。专利文献2提议一种了cBN烧结材料，为改善其以上所述性能，其cBN粒子被大量的由陶瓷例如碳氮化钛(TiCN)、一种钛和铝的金属间化合物以及碳化钨(WC)组成的粘合剂粘结。

[专利文献1]日本审查专利(Kokoku)No.52-43846

[专利文献2]日本未审查专利(Kokai)No.2003-175407

发明内容

[本发明待解决的问题]

但是，当坚硬的钢或者铸铁被使用文献1中介绍的cBN烧结材料制成的切削工具切割时，产生了这样的问题：cBN粒子在切削操作中从烧结体内脱落，于是导致了切削工具的磨损显著加速。

当使用文献2中介绍的方法加入大量的粘合剂时，也有如下问题：虽然可能限制了cBN粒子的跑出以及切削工具磨损的快速发生，由碳氮化钛(TiCN)、一种钛和铝的金属间化合物以及碳化钨(WC)组成的粘结相具有低的机械性能以及低的热性能。结果粘合剂相的磨损以及脱落变得显著而导致了切削工具的磨损和碎裂，这样使得延长切削工具的寿命变得不太可能。

本发明目的之一在于提供一种能限制耐磨损能力下降以及具有优秀耐碎裂能力的cBN烧结材料和用其制成的切削工具。

[解决问题的方法]

本发明的发明者们进行研究来同时成功解决切削工具的磨损以及碎裂问题。通过研究发现，由被粘结相粘结的cBN粒子组成的cBN烧结材料，当粘结相含有特定金属元素的碳化物以及同时存在于其中的特定金属元素的氮化物时，会表现出用由碳化物、氮化物或者作为它们的固溶体的碳氮化物组成的粘结相时无法比拟的优异性能，还发现具有这种组成的cBN烧结材料可以抑制cBN粒子的脱落，同时能够抑制粘结相磨损和脱落，从而表现出高的耐磨损能力以及，尤其是，优秀的耐碎裂能力，这样完成了本发明。

特别的是，本发明中的cBN烧结材料由被粘结相粘结的cBN粒子组成，其中粘结相含有选自元素周期表中第4、5、6族元素中至少一种金属元素的碳化物以及在其中共存地含有选自元素周期表中第4、5、6族元素中至少一种金属元素的氮化物。

本发明中的另一种cBN烧结材料具有一个单丝纤维状结构，由于该结构，由被粘结相粘结的cBN粒子构成的cBN烧结材料制成的壳构件覆盖着由被粘结相粘结的cBN粒子构成的cBN烧结材料制成的纤维状芯构件的圆周表面，用于壳构件的粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族组成的组中的至少一种金属元素的氮化物组成，用于芯构件的粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族组成的组中的至少一种金属元素的碳化物组成。

而且，本发明中的另一种cBN烧结材料具有一个单丝纤维状结构，该结构使得，由被粘结相粘结的cBN粒子构成的cBN烧结材料制成的壳构件覆盖着由被粘结相粘结的cBN粒子构成的cBN烧结材料制成的纤维状芯构件的圆周表面，用于壳构件的粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族中至少一种金属元素的碳化物组成，用于芯构件的粘结相选自元素周期表中第4、5、6族中至少一种金属元素的氮化物组成。

本发明中的切削工具由本发明中以上所述的cBN烧结材料制成，利用沿着切削工具的侧面和前倾面相遇的脊线形成的刀刃在金属切削操作中使用。

[发明的效果]

本发明中的cBN烧结材料的主要特色是：特定金属元素的碳化物以及特定金属元素的氮化物同时存在。这同时赋予了粘结相一定水平的强度以及粘结相和cBN粒子之间的一定水平的结合力，这些是使用由碳化物、氮化物或者它们的固溶体的碳氮化物构成的粘结相的传统烧结材料不能获得的优势。这样就使得阻止cBN粒子的脱落以及同时抑制粘结相的磨损和脱落成为可能，这样便赋予cBN烧结材料具有高的耐磨损性能以及极大地改善其耐碎裂能力。

结果，本发明中的cBN烧结材料以及切削工具，在切削操作中正常条件下，能够间歇切割难于切割的材料例如高硬度的钢，并表现出优异的耐磨损以及耐碎裂能力。

附图说明

图1(a)是本发明中cBN烧结材料结构示意图，图1(b)是具有均一组成的粘结相的cBN烧结材料结构示意图。

图2是本发明中cBN烧结材料的X-射线衍射分析图，显示了衍射峰。

图3是第5个实施方案的cBN烧结材料截面示意图。

图4(a)是本发明中具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料的截面示意图，图4(b)是图4(a)的透视图。

图5(a)是本发明中具有多丝纤维状结构的cBN烧结材料的截面示意图，图5(b)是图5(a)的透视图。

图6(a)至图6(d)是显示本发明中具有纤维状结构的cBN烧结材料的排列示例的透视示意图。

图7(a)和图7(b)是显示据本发明的制备具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料的方法制备复合生压坯(green compact)方法示意图。

图8是显示据本发明的制备具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料的方法制备生压坯的方法示意图。

图9是显示本发明的制备具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料的方法制备另一形式的生压坯的方法示意图。

图10是示出本发明中切削工具的实施方案的透视图。

图11(a)是显示本发明中的刃尖角(tool tip corner)的结构的实例的截面示意图，图11(b)是显示另外一个例子中的刃尖角的结构的截面示意图。

[图中参考数字说明]

1   cBN烧结材料

2   cBN粒子

3   粘结相

4   中间相

5   碳化物

6   氮化物

7   碳氮化物

8   cBN烧结材料制成的纤维状芯构件

8a  cBN烧结材料制成的纤维状芯构件(粘结相由碳化物构成。)

8b  cBN烧结材料制成的纤维状芯构件(粘结相由氮化物构成。)

9   cBN烧结材料制成的壳构件

9a  cBN烧结材料制成的壳构件(粘结相由氮化物构成。)

9b  cBN烧结材料制成的壳构件(粘结相由碳化物构成。)

10  具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料

10a 初级cBN烧结材料

10b 次级cBN烧结材料

11  具有多丝纤维状结构的cBN烧结材料

12  刀尖

13    刀片

14    刀刃

15    支撑件

16    片状结构

16A   片状结构的复合cBN烧结材料

16B   16A中片状排列结构按照纤维平行的方式堆栈

16C   16A中片状排列结构按照纤维相互垂直的方式堆栈

16D   16A中片状排列结构按照纤维垂直于片表面的方式堆栈

17    芯构件的生压坯

18    壳构件的生压坯

19    复合生压坯

20    具有单丝纤维状结构的复合生压坯

21    具有多丝纤维状结构的复合生压坯

22    具有片形状的复合生压坯

23    辊子

30    制作切削工具用cBN烧结材料

31    前倾面

32    侧面

40    坚硬涂层膜

I_cBN  cBN粒子的X-射线衍射分析中最高峰

I_N    氮化物的X-射线衍射分析中(200)平面处峰强度

I_C    碳化物的X-射线衍射分析中(200)平面处峰强度

d_C    芯构件的直径

d_S    壳构件的厚度

具体实施方式

<cBN烧结材料>

根据本发明，优选的cBN烧结材料的实施方案将会附以参考图例详细说明。

(实施方案一)

图1(a)显示的是根据本发明中的实施方案一的cBN烧结材料结构示意图。如图1(a)所示，cBN烧结材料1由cBN粒子2(图1(a)黑色部分)和粘结相3组成。特别的是cBN烧结材料1由构成被周围的粘结相3结合在一起的坚硬相的cBN粒子2构成。cBN烧结材料还具有一个中间相4，其介于cBN粒子2和粘结相3之间以结合cBN粒子2和粘结相3。

在该实施方案中的粘结相3内，选自元素周期表中第4、5、6族元素中至少一种金属元素的碳化物5与选自元素周期表中第4、5、6族元素中至少一种金属元素的氮化物6同时存在。当粘结相3由该成分组成时，使得同时提高粘结相3的强度以及粘结相和cBN粒子2之间的结合力成为可能，而且也产生了粘结相3和cBN粒子2之间的残余应力，也就保证了cBN粒子2之间的紧密结合。结果，这使得抑制cBN粒子2的脱落和粘结相的磨损成为可能，也就赋予了cBN烧结材料1高度的耐磨损性能，尤其是优异的耐碎裂特性。碳化物5和氮化物6同时存在的语意在于碳化物5和氮化物6的物质状态在粘结相3中彼此独立地存在。

在粘结相3具有均一的由碳化物和氮化物构成的固体溶体(如图1(b)所示)碳氮化物7组成的情况下，不可能同时提高粘结相3的强度以及粘结相和cBN粒子2之间的结合力。另一方面，在粘结相3仅由碳化物5组成时，粘结相和cBN粒子2之间的结合力会下降，于是会导致熔结的失败或cBN粒子2的脱落，这样导致了受冲击时的断裂或碎裂。另一方面，在粘结相3仅由氮化物6组成时，则会使得耐磨损能力显著下降。

如以后将介绍到的纤维状结构的cBN烧结材料10、11的情形，当结构由芯构件和壳构件组合构成的情况下，通过使芯构件和壳构件中的粘结相一个为碳化物而另一个为氮化物可以使芯构件和壳构件的性能以良好平衡的方式发挥作用，于是使得cBN烧结材料10、11表现出最佳性能。

碳化物5与氮化物6在粘结相3中“共存”可以通过以下方式确认，例如，把cBN烧结材料1在镜磨中打磨并在金相显微镜下100～1000放大倍数下观察打磨表面。例如在钛被用作金属元素以形成碳化物5和氮化物6时，最明亮的部分是碳化物5，最暗的部分是cBN粒子2，具有中间亮度的部分是氮化物6。

碳化物5与氮化物6在粘结相3中“共存”可以通过将组分分析图谱化加以确认，在使用WDS(波长分散型X-射线分光计)进行EPMA(电子探针显微分析)情况下，例如，碳化物5与氮化物6的共存可以通过碳、氮、硼以及金属元素的图谱分析进行确认。不同的区也可以通过X-射线光电波谱法(ESCA)来确认他们是由碳化物5还是氮化物6组成。另外，以下将要介绍的X-射线衍射分析也可以用来有效地确认碳化物和氮化物的共存情况。

虽然为了获得高强度的粘结相3和cBN粒子2间的强结合作用，组成碳化物5的金属元素和组成氮化物6的金属元素优先选用相同的金属元素，但可以是不同的金属元素。尤其优先选用金属元素钛(Ti)，这样粘结相3可以由碳化钛(TiC)和氮化钛(TiN)组成。这种情况下，因为钛具有和cBN粒子2之间的高度亲和性，可以使cBN粒子2之间保持高的残余压缩应力，这样cBN粒子2之间的结合作用会加强，使得材料具有优异的耐磨损和抗碎裂能力。

为了达到对cBN粒子2的脱落以及粘结相3的磨损和脱落的充分抑制，cBN烧结材料1中碳化物5的含量比例P_C与氮化物6含量比例P_N之间的比率(P_C/P_N)优选在0.2～3.0的范围内，最好是0.5～2.0之间。当使用cBN烧结材料1制成切削工具时，切削操作中耐磨损能力的下降可得以控制，可以阻止cBN粒子2的脱落，从而阻止过度磨损的现象发生。

最好在cBN烧结材料1中cBN粒子2的周围存在中间相4，中间相4含有不是粘结相3的组分的化合物，它是选自元素周期表中第4、5、6族金属，铁族金属和铝中至少一种金属元素的碳化物、氮化物、碳氮化物、硼化物、硼碳化物、氮化硼以及氧化物中的一种。这种组成使得它可以将cBN粒子2紧密结合在一起。中间相4成分可以由例如TiB₂、AlN或者类似物质组成。

cBN粒子2占整个cBN烧结材料1中面积比例P_cBN最好在45～80％之间，碳化物5的面积比例P_C最好在2～45％之间，氮化物6面积比例P_N最好在3～50％之间，中间相4的面积比例P_m最好在0～25％之间。这样可以充分利用碳化物5的高硬度、氮化物6以及cBN粒子2之间的结合力。还因为这种组成在cBN粒子2、粘结相3以及中间相4的含量之间具有良好的搭配平衡，可以保持高强度和高韧性以获得高的耐磨损性能和高的耐碎裂能力。以上提到的这种面积百分比可通过例如金相显微镜图片的图像分析计算得到。

作为由碳化物5和氮化物6固溶体构成的碳氮化物在整个cBN烧结材料1中重量百分比在5％以下也是优选的。这提高了cBN粒子2的比例而降低了粘结相3的比例，就可以抑制cBN粒子2的脱落以及粘结相3的磨损和脱落。碳氮化物的含量可以通过测量X-射线衍射分析中相应峰强度并与另外制备的标准样品的校准曲线进行比较计算。

cBN粒子2的平均粒径优选0.2～5.0μm，考虑到耐磨损能力和强度最好在0.5～3.0μm之间。

制备具有这样结构的cBN烧结材料的方法的例子如下。首先，通过如下步骤准备原料粉：称取平均粒径为0.2～3μm的cBN材料粉末；称取平均粒径为0.2～3μm，优选0.5～3μm，最好1～3μm碳化物的粉末，其金属元素选自元素周期表第4、5、6族金属元素中至少一种；称取具有平均粒径为0.2～3μm间优选0.5～3μm间最好在1～3μm间氮化物的粉末，氮化物中金属元素选自元素周期表第4、5、6族金属元素中至少一种；另外如果需要根据特殊的成分要求称取平均粒径在0.5～5μm间的铝或者至少一种铁族金属的粉末。这些粉末在球磨机中进行碾压和研磨16～72小时。

然后将碾压的粉末造型成为预定形状。可以采用许多已知的成型工艺，例如压模、注模、铸造或者挤压成型。

生压坯同另外制备的由烧结碳化物制成的支撑件一起置于超高压力烧结装置中，在压力5GPa、温度1200～1400℃下处理10～30分钟，于是得到了本实施方案所述的cBN烧结材料。为了得到其中选自元素周期表第4、5、6族金属元素中至少一种金属的碳化物和选自元素周期表第4、5、6族金属元素中一种金属的氮化物独立存在的结构，优选升温和降温速度在每分钟30～50℃而保温时间(烧窑时间)在10～15分钟范围内。当烧窑温度、烧窑恒压时间、升温和降温速度与上述范围有所偏差时，将会难以控制结构以便含有在其中共存的碳化物和氮化物。

[实施方案二]

以下将介绍本发明中cBN烧结材料的实施方案二。在此实施方案中，与实施方案一中同样的或者类似组分将会使用同样的参考数字表示而且其相关介绍将会被省略。

如图1(a)所示，此实施方案中的cBN烧结材料在X-射线衍射分析中显示出氮化物6产生的衍射峰和共存的碳化物5产生的衍射峰。特别的是如图2所示，cBN烧结材料的特征是在X-射线衍射分析中同时存在选自元素周期表第4、5、6族金属元素中至少一种金属的氮化物6产生的衍射峰I_N(氮化物峰)和选自元素周期表第4、5、6族金属元素中至少一种金属的碳化物5产生的衍射峰I_c(碳化物峰)。

特别的是，氮化物6以及碳化物5在X-射线衍射分析中以这样的水平同时存在：氮化物6的平面(200)处产生的衍射峰以及碳化物5的平面(200)处产生的衍射峰。这样使得在粘结相3和cBN粒子2之间产生残余应力如图1(a)所示，使得cBN粒子2之间的结和更强以及阻止cBN粒子2的脱落成为可能。本发明中峰强度I当衍射图谱中峰过于拥挤互相重叠时可以通过将衍射峰同所述图谱分离的方法进行估测。

在此实施方案中，氮化物6和碳化物5同时存在的意思在于碳化物5的平面(200)处的衍射峰强度I_C与氮化物6的平面(200)处的衍射峰强度I_N之间的比率(I_C/I_N)在0.5～20的范围内。

使用X-射线衍射分析测量时，碳化物5的平面(200)处的衍射峰强度I_C与氮化物6的平面(200)处的衍射峰强度I_N之间的比率(I_C/I_N)优选在0.5～1.2的范围内，最好在0.3-0.9之间。这样可以阻止cBN粒子2的脱落和过度磨损的发生而阻止切削操作中耐磨损性能的下降。

使用上文所述X-射线衍射分析时，氮化物6的衍射峰强度IN与cBN粒子2的平面(111)处产生的衍射峰强度I_cBN之间的比率(I_N/I_cBN)也要优选在0.3～1的范围内，这样可以在保持cBN烧结材料1的高硬度情况下提高cBN粒子2与粘结相3之间的结合力以及阻止cBN粒子2的脱落，从而改善cBN烧结材料1抗冲击性。

使用X-射线衍射分析时，碳化物5的衍射峰强度I_C与cBN粒子2的平面(111)处产生的衍射峰强度I_cBN之间的比率(I_C/I_cBN)也要优选在0.5～0.9的范围内。这样可以保障耐磨损和耐碎裂性能。各单峰的强度可以通过将各峰从X-射线衍射分析图中分离的方法确定。

由碳化物5和氮化物6构成的固溶体碳氮化物7的平面(200)处产生的衍射峰强度I_CN值，即介于碳化物5的平面(200)处产生的峰与氮化物6的平面(200)处产生的峰之间出现的峰，以及以上所述各峰强度I_C和I_N，也可以优选各峰强度之间满足如下关系：I_CN＜0.3I_C和I_CN＜0.3I_N。换句话讲，碳氮化物7的峰难于测到时是理想的。这样可以阻止cBN粒子2之间的结合力的下降而保证防止cBN粒子2的脱落。

也优选控制中间相4的(101)平面处产生的衍射峰强度I_IL与cBN粒子2的(111)平面处产生的衍射峰强度I_cBN间的比值(I_IL/I_cBN)在0.1与0.8之间，最好在0.4与0.7之间，使用X-射线衍射分析时。这样可以牢固地保持cBN粒子2以及获得cBN粒子2与粘结相3含量之间的合理比例而保证高的硬度和韧性。

(实施方案三)

现说明本发明中的cBN烧结材料的实施方案三。该实施方案中与实施方案一和实施方案二中一样或者类似的组分将使用同样的参考数字表示，而且其说明将被省略。

本实施方案中的cBN烧结材料中，如图1(a)所示氮化物6与碳化物5在粘结相3中同时共存。通过计算相当于位于cBN粒子2之间的碳化物5的各个颗粒所占面积的等价圆的平均粒径得到的平均粒径d_C，通过观察cBN烧结材料的横截面测量；以及通过计算相当于位于cBN粒子2之间的氮化物6的各个颗粒所占面积的等价圆的平均粒径得到的平均粒径d_N，满足这样的比例关系：(d_N/d_C)介于0.4与1.2之间。这样的组成可以更有效阻止cBN粒子2的脱落，这在粘结相由碳化物，氮化物或者作为它们的固溶体的碳氮化物构成的情况下是不可能的。结果这样使抑制cBN粒子的脱落和同时阻止粘结相3的磨损和脱落成为可能，于是赋予了cBN烧结材料的高的耐磨性能以及极大地改善其耐碎裂能力。

该实施方案中的平均粒径是这样确定的。化合物如氮化物6以及碳化物5的位置通过显微镜观察cBN烧结材料来确定，氮化物6和碳化物5的平均面积通过Luzex或者其他类似方法确定，那么具有与平均面积相等面积的圆的直径就成为氮化物6或者碳化物5的平均粒径。显微镜观察可以通过使用金相显微镜、激光显微镜、数字显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜或者其他根据cBN烧结材料的组成选定的任意合适的显微镜进行。

cBN粒子2的平均粒径d_cBN优选在5μm或者更小，碳化物5的平均粒径d_C优选于1μm与3μm之间而氮化物6的平均粒径d_N优选于0.5μm与2μm之间。这样改善了cBN烧结材料的硬度以及使得cBN粒子2之间的结合力更为紧密，于是改善了耐磨损性能。

(实施方案四)

现说明本发明中的cBN烧结材料的实施方案四。该实施方案中与实施方案一到三中一样或者类似的组分将使用同样的参考数字表示，而且其说明将被省略。

在该实施方案的cBN烧结材料中，如图1(a)所示的cBN粒子2之间保有的残余压缩应力σ_cBN在300MPa或更多，优选在300与1000MPa之间，在500与700MPa之间更好。这样可以更有效阻止cBN粒子2的脱落，改善耐磨损性能以及极大地改善耐碎裂性能。

较好的选择是残余压缩应力在cBN粒子2以及粘结相3中都存在，而且cBN粒子2中的残余压缩应力σ_cBN与粘结相3中的残余压缩应力σ_b之间的比例(σ_cBN/σ_b)在2到5之间，更好的是在2到3之间。这样可以更有效的阻止cBN粒子2的脱落以及提高cBN烧结材料的强度。当比例(σ_cBN/σ_b)在2到3之间时耐磨损性能也可以得以改善。

残余压缩应力可以通过例如对cBN烧结材料1使用X-射线衍射分析(XRD)的X-射线残余应力测量方法

确定。在cBN烧结材料1含有两种或者更多种如碳化物5以及氮化物6这样的材料作为粘结相3时，粘结相3中的残余应力通过考虑碳化物5与氮化物6的含量比例的方法确定。每种材料的残余应力可以具体地加以确定。这些材料的含量比例可以通过假定X-射线衍射分析中的最大峰强度正比于含量来计算得到。那么每种材料的残余应力乘以它们的含量比例(该材料的量与粘结相的总量间的比例)，所有材料的加合起来，于是得到粘结相3的残余应力。

粘结相3中保有的残余压缩应力σ_b优选在60到300MPa之间，更好的是在100与300MPa之间。这样可以更有效阻止cBN粒子2的脱落，改善耐磨损性能以及极大地改善耐碎裂性能。

在粘结相3中，作用于碳化物5上的残余压缩应力σ_C与作用于氮化物6上的残余压缩应力σ_N间比值(σ_C/σ_N)优选在1.5到5之间。这样可以使cBN烧结材料1中的残余应力得以优化而且改善cBN烧结材料1的耐磨损与耐碎裂性能。

用于氮化物6上的残余压缩应力σ_N也可以优选在30～200MPa，作用于碳化物5上的残余压缩应力σ_C也可以优选在100～700MPa，它们间比值(σ_C/σ_N)优选在以上所述范围内。

(实施方案5)

现说明本发明中的cBN烧结材料的实施方案五。该实施方案中与实施方案一到四中一样或者类似的组分将使用同样的参考代码表示，而且其说明将被省略。

图3是该实施方案中cBN烧结材料的截面示意图。如图3所示，该实施方案中的cBN烧结材料A是涂了一种形成于其表面上的特定的硬膜40的cBN烧结材料1。换句话讲，cBN烧结材料A具有这样组成：由cBN粒子2和含有碳化物5与氮化物6的粘结相3组成的cBN烧结材料1表面涂了一种上文所提到的特定的硬膜40。

在这种组成下，在粘结相3中同时存在碳化物5与氮化物6具有这样效果：残余压缩应力将因为碳化物5与氮化物6之间热膨胀以及收缩的差异在cBN烧结材料1中存在直到烧结完成，从而改善cBN烧结材料1的强度。在该实施方案中的cBN烧结材料A中，因为cBN烧结材料1的表面涂有一种特定的硬膜40，cBN烧结材料1进一步受到残余应力作用，使得因为碳化物5与氮化物6的残余压缩应力的协同作用将在硬膜40与cBN烧结材料1间的界面附近产生一种高的残余压缩应力。结果硬膜40表面的残余应力将会降低，使得cBN烧结材料A可以具有非常高的韧性。而且，由于硬膜40具有高的硬度，耐磨损性能可以进一步得以改善。也因为硬膜40在高温下具有硬度、抗氧化能力以及润滑性能方面的优越性，它在当使用切削工具和耐磨材料时的苛刻条件下表现出优异的耐磨损性能与耐碎裂能力。

硬膜40由至少一层由选自元素周期表中第4、5、6族至少一种金属元素的碳化物、氮化物、硼化物、氧化物以及碳氮化物，Al、Si以及它们固溶体，坚硬的碳和硼氮化物组成的硬质材料构成。图3显示了一个硬膜40由两层构成的例子。

优选的硬膜40的例子包括选自一组膜的单层膜，该组膜包括由Ti的化合物组成的膜、Al₂O₃膜、多晶钻石膜、类钻石碳(DLC)膜、立方氮化硼(cBN)膜，或者由二层或者三层构成的膜。

硬膜40可以使用一种薄膜成膜方法例如热CVD、等离子体CVD或者其他化学蒸汽沉积方法、离子电镀、弧离子电镀、溅射、蒸汽沉积或者其他物理蒸汽沉积方法(PVD)或电镀方法在某一特定区域包括切割边缘或者在整个cBN烧结材料1表面形成一预定厚度的膜。具体地说，在使用弧离子电镀方法形成(Ti，Al)N硬膜的特定情况下，钛铝合金用作弧状放电的蒸发和离子化金属源的目标物，以便金属离子同用作氮源的氮气(N₂)反应形成膜。为了提高膜的密度和同底物的结合，优选采用30～300V的偏压成膜。X-射线衍射分析峰的状况可以通过改变成膜时气体种类以及气压来控制在如后所述预先指定的范围。

硬膜40优选采用物理蒸汽沉积方法(PVD)形成。这样使得改善膜同cBN烧结材料1的粘合强度以及优化存在于cBN烧结材料A表面的残余应力成为可能，于是改善了cBN烧结材料A的耐磨损性能和耐碎裂能力。

硬膜40的总厚度优选于0.01～15μm的范围，更好在0.1～10μm范围。这样提高了硬膜40同cBN烧结材料1的粘合强度并且使得它不易剥落，从而在保持耐磨损性能的同时抑制膜的剥落。更为明确的是，对于形成硬膜，每种不同材料有一个最优厚度。例如，一种具有超高硬度的硬膜例如DLC膜或者cBN膜优选是具有0.01～0.3μm厚度的单层膜。如后所述由Ti化合物组成的硬膜优选是厚度为0.5～8μm的单层膜。在以上所述的厚度范围内硬膜40可以获得合适的残余应力。

硬膜40中存在的残余压缩应力优选在0.1～30GPa范围内。这样提高了硬膜40同cBN烧结材料1的粘合强度以及优化了存在于cBN烧结材料A表面的残余应力，于是提高了cBN烧结材料A的强度。

涂有硬膜40的cBN烧结材料A的残余压缩应力优选在200MPa或者更高，更好的是在300～1000MPa范围内，最好在500～1000MPa范围内。这样提高了硬膜40的粘合强度以及优化了存在于cBN烧结材料A表面的残余应力，于是提高了cBN烧结材料A的强度。

硬膜40的至少一层膜优选采用以以下通用分子式(1)表达的化合物制备。这提高了硬膜40的硬度和韧度以及它同cBN烧结材料1的粘合强度。

[化学分子式]

[Ti_a，M_1-a][B_xC_yN_zO_1-(x+y+z)]...(1)

这里M代表至少一种选自元素周期表第4、5以及6族除Ti元素以外的金属元素、Al以及Si元素。0＜a≤1，0≤x≤1，0≤y≤1以及0≤z ≤1.

而且，硬膜40的至少一层膜优选采用以以下通用分子式(2)表达的化合物制备。这使得改善硬膜40的诸如硬度以及强度等特性方面成为可能，并使cBN烧结材料A具有高的韧度和高的硬度。

[化学分子式2]

[Ti_a，M_1-a][B_xC_yNzO_1-(x+y+z)]…(2)

这里M代表至少一种选自元素周期表第4、5以及6族除Ti元素以外的金属元素、Al以及Si元素。0.3≤a ≤0.7，0≤x≤0.5，0≤y≤0.5，0.5≤z≤1而且x+y+z≤1.

X-射线衍射分析中，硬膜40的至少一层的(111)平面处的衍射峰强度I₍₁₁₁₎同(200)平面处衍射峰强度I₍₂₀₀₎的比值I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎优选0.7或更高。这样使得组成硬膜40的化合物晶体的粒径更小可以使硬膜40的硬度变的更高，于是改善其耐磨损性能。当硬膜40的颗粒更小时，硬膜40的颗粒缺陷下降，硬膜40同cBN烧结材料1的粘合强度增强，这样可以在极大改善耐碎裂能力以及耐热冲击能力的条件下抑制膜的剥落。

为了提高硬膜40同cBN烧结材料1之间的粘合强度，在硬膜40同cBN烧结材料1之间可以提供一个中间层(没有示出)，中间层可由一种金属如钛，或者选自元素周期表中第4、5、6族元素中的至少一种金属元素的氮化物、碳化物或者碳氮化物，硼、铝以及硅等组成。

在形成硬膜40之前，cBN烧结材料1的表面可以使用喷丸硬化、喷砂、电解浸蚀、化学蚀刻、机械研磨、抛光、离子注入或者其他方法进行处理。通过这样的表面处理，硬膜40的粘合强度也可以得到提高。

据实施方案一至五属于另外一种cBN烧结材料1的具有纤维状结构的cBN烧结材料将使用参考图示详细进行说明，以实施方案一为例。图4(a)显示了本实施方案中其他cBN烧结材料的截面示意图，图4(b)是其透视图。如图4(a)、(b)所示，cBN烧结材料10具有这样单丝纤维状结构：一个由特定cBN烧结材料制成的壳构件9覆盖着由特定cBN烧结材料制成的纤维状芯构件8的圆周表面。

单丝纤维状结构可以由以下两种方式中的任意一种制成。第一种cBN烧结材料10a具有这样的单丝纤维状结构：由cBN烧结材料制成的外皮构件9a，该材料由被粘结相粘结的cBN粒子2构成，粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族元素中的金属中至少一种金属元素的氮化物6组成；外皮构件9a覆盖着纤维状芯构件8a的圆周表面，芯构件8a由cBN烧结材料制成，该材料由被粘结相粘结的cBN粒子构成，粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族元素至少一种金属元素的碳化物5组成。

第二种cBN烧结材料10b具有这样的单丝纤维状结构：由cBN烧结材料制成的壳构件9b，该材料由被粘结相粘结的cBN粒子2构成，粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族元素中至少一种金属元素的碳化物5组成；壳构件9b覆盖着纤维状芯构件8b的圆周表面，芯构件8b由cBN烧结材料制成，该材料由被粘结相粘结的cBN粒子构成，粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族元素至少一种金属元素的氮化物6组成。

即使cBN烧结材料具有如上所述的单丝纤维状结构，cBN烧结材料10整体上具有这样的组成：碳化物5和氮化物6同时存在于粘结相3中，于是cBN烧结材料10可以获得同以前所介绍的cBN烧结材料1类似的效果。而且，当cBN烧结材料具有单丝纤维状结构并且其芯构件和壳构件的粘结相的其中之一由碳化物5组成而另一个由氮化物6组成时，芯构件8与壳构件9的性能可以良好平衡地发挥作用，于是导致cBN烧结材料整体上表现出最优效果。结果，cBN烧结材料的耐磨损性能与耐碎裂能力都更有效地得到提高。也使得通过控制纤维的走向而优先改善耐磨损性能或耐碎裂性能成为可能。

除了以上所介绍的单丝纤维状结构，具有纤维状结构的cBN烧结材料也可以是具有多丝纤维状结构的cBN烧结材料11，多丝纤维状结构中多个具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料10成为束状如图5(a)、图5(b)所示。这种组成进一步改善了耐磨损性能和耐碎裂性能。

当包束具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料10时，可以只把第一种cBN烧结材料10a成束，或者只把第二种cBN烧结材料10b成束，或者第一种cBN烧结材料10a与第二种cBN烧结材料10b一起成束，这取决于应用。

为了改善用其制备的切削工具的耐碎裂性能，纤维状结构的cBN烧结材料10、11的尺寸优选这样的情况：如图4(a)所示芯构件8的平均粒径d_C在10～200μm范围内，壳构件9的厚度d_S在1～20μm范围内。芯构件8的平均粒径d_C与壳构件9的厚度d_S可以通过在扫描电子显微镜(SEM)下或金相显微镜下观察具有纤维状结构的cBN烧结材料10、11的横截面积进行确定。

除了图5(a)、图5(b)所示的束状结构，多丝纤维状结构也可以如图6(a)至(d)所示的结构。图6(a)显示了一种cBN烧结材料16A，其中的具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)以片层构造排列；图6(b)显示了cBN烧结材料16B，其中多个片状cBN烧结材料16A以同样的方向堆栈；图6(c)显示了cBN烧结材料16C，其中多个片状cBN烧结材料16A以不同的方向堆栈；图6(d)显示了cBN烧结材料16D，其中具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)沿垂直于片表面的方向排列。如具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)随机无序排列的这样的结构也可以采用。

前面所介绍的实施方案2是这样的情况：其粘结相3中同时含有碳化物5与氮化物6的cBN烧结材料1在X-射线衍射分析中表现出同时显示出氮化物6的衍射峰与碳化物5的衍射峰。但是本发明并不局限于此，具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料10、11在X-射线衍射分析中也可以同时显示出氮化物6的衍射峰与碳化物5的衍射峰。

用于制备以后将要介绍的切削工具30的cBN烧结材料由实施方案二中的cBN烧结材料制成的情况下，尤其是，使用X-射线衍射分析前面所述具有纤维结构的cBN烧结材料10、11的纤维结构的横截面时，碳化物5的平面(200)处的衍射峰强度I_C与氮化物6的平面(200)处的衍射峰强度I_N之间的比率(I_C/I_N)也控制在0.2～1.2的范围内，最好在0.3-0.9之间。这样在不使切削操作中耐磨损性能下降的条件下，阻止了cBN粒子2的脱落与过度磨损的发生。对实施方案二中的比值I_N/I_cBN、比值I_C/I_cBN、峰强度I_CN、峰强度I_C与峰强度I_N也满足以上所述条件。

实施方案三处理的是在其粘结相3中含有同时存在的碳化物5与氮化物6的cBN烧结材料1中比值(d_N/d_C)具有预先设定值的情况。但是，本发明并没有局限于此，优选的是在具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料10、11中，比值(d_N/d_C)也具有预先设定值。

用于制备以后将要介绍的切削工具30的cBN烧结材料由实施方案三中的cBN烧结材料制成的情况下，当cBN烧结材料被当作一个整体看待时，具有纤维状结构的cBN烧结材料也具有含有同时存在的碳化物5与氮化物6的粘结相3，而且氮化物6与碳化物5以氮化物6的平均粒径dN与碳化物5的平均粒径d_C的比值(d_N/d_C)在0.4～1.2范围间为特征。cBN粒子2的平均粒径d_cBN也优选5μm或者更小，碳化物5的平均粒径d_C也优选在1～3μm之间，氮化物6的平均粒径d_N也优选在0.5～2μm之间。这样可以阻止cBN粒子2的脱落，这在使用传统的粘结相时是不可能的。结果使得阻止cBN粒子的脱落和同时阻止粘结相的磨损以及脱落成为可能，于是赋予了cBN烧结材料高的耐磨损性能，尤其是优异的耐碎裂性能。

在具有纤维状结构的cBN烧结材料10、11中，也要优选在cBN粒子2中保持300MPa或者更高的残余压缩应力σ_cBN。这样可以抑制cBN粒子2的脱落。对具有纤维状结构的cBN烧结材料10、11的情况，cBN粒子2的残余压缩应力σ_cBN以及粘结相3的残余压缩应力σ_b皆倾向于高于前面所述的传统的具有均一陶瓷结构的情况。

实施方案五处理的是其粘结相3中含有同时存在的碳化物5与氮化物6的cBN烧结材料1的表面覆盖了硬膜40的情况。但是本发明并没有局限于此，硬膜40也可以覆盖在具有单丝纤维状或者多丝纤维状结构的cBN烧结材料10、11的壳构件9的表面上。

下面将要辅以参考图示详细介绍一个制备具有纤维状结构的cBN烧结材料的方法的例子，即本实施方案中另外一种cBN烧结材料。图7(a)与图7(b)显示制备由具有单丝纤维状结构的cBN烧结材料制成的复合生压坯的方法的示意图。

首先，除了只加入碳化物和氮化物中的其中一种作为粘结相组分外，芯构件的原材料通过类似前面介绍的cBN烧结材料的制备方法的工艺经压碎和混合材料制备。然后将有机粘合剂加入芯构件的原材料中并混合。混合物通过压模、挤压成模、铸造或者类似的方法形成一个圆柱形状，然后制成一个芯构件17的生压坯，如图7(a)所示。

对于有机粘合剂，可以使用例如石蜡、聚苯乙烯、聚乙烯、乙烯-乙基丙烯酸酯、乙烯-乙烯基醋酸酯、聚甲基丙烯酸丁酯、聚乙二醇或者二丁基邻苯二甲酸酯。

接下来，壳构件的原材料通过同前面介绍的类似的方法工艺进行制备，除了加入与芯构件使用的不同的碳化物与氮化物二者中的一种作为结合相组分外。于是前面提到的粘合剂加入制备壳构件的原材料中并混合。使用前面介绍的方法，如图7(a)所示，两个半圆柱形状的壳构件18的生压坯从混合物中形成。壳构件18的生压坯置于芯构件17的生压坯周围以包围其圆周，于是来制备复合生压坯19。

如图7(b)所示，复合生压坯19通过同时挤压成型(共挤出成型法)方法制备而成。即芯构件17的生压坯以及壳构件18的生压坯在同时挤压成型。这种制备工艺使具有单丝纤维状结构的复合生压坯20以小直径拉伸，其中壳构件18的生压坯置于芯构件17的生压坯上以覆盖其周边。

具有多丝纤维状结构的生压坯21可以通过把多个使用同时挤压成型形成的具有单丝纤维状结构的复合生压坯20包束而成，再一次对该束采用同时挤压成型的方法。使用这种方法，可使得进一步提高生压坯20中复合材料间的粘合强度成为可能。

在同时挤压成型工艺中，如前面所介绍方法形成的纤维状生压坯的横截面可以通过改变挤压模具制成所需的如圆形、三角形、长方形以及六角形等形状。

为了制备由如图6所示以片状构造排布的复合材料形成的复合结构，如前面所述制备的复合生压坯20按照形成片状生压坯22的方式排布。片状生压坯22中的复合生压坯20可以以相互平行的方式堆栈或者以相互交叉成90°或者45°角度方式排布。这种情况下，按照需要，片状生压坯22也可以使用冷等压成型(CIP)或者类似的方法同复合生压坯20之间的粘合材料如前面所述的粘合剂一起压缩。或者，片状生压坯22也可以通过使用一对辊子23(如图9所示)进行滚压成型。使用复合材料(如图6所示cBN烧结材料16A至16D)时片状生压坯22也可以采用例如已知的快速原型方法的成型方法制备。生压坯21也可以用来代替复合生压坯20使用。

于是如前面方法制备的生压坯20至22在真空度2Pa或更低压力下于600～1000℃高温下处理1～72小时进行脱脂热处理。这样处理过的生压坯同另外准备好的由烧结碳化物制成的支撑件一起置于超高压烧窑装置中，在前面所述的条件下煅烧来获得具有纤维状结构的cBN烧结材料。

煅烧也可以通过把脱脂处理过的生压坯连同另外准备好的由烧结碳化物制成的支撑件一起置于超高压烧结装置中进行，烧至其同烧结碳化物制成的支撑件结合成一体的状态。烧结体使用钻石轮磨、电解抛光、刷或者类似的方法进行碾磨或者抛光到预定厚度。

当切削工具使用cBN烧结材料制备时，高强度和锋利的刀刃可以通过使用一种弹性磨石、刷或其他类似物把C面处理或者R面处理修成cBN烧结材料的边缘来形成。

<切削工具>

辅以参考图示，现将介绍本发明中使用前面各实施方案中的cBN烧结材料制备的切削工具。图10是显示本发明中一种切削工具的实施方案的透视图。如图10所示，刀尖12具有这样的结构：制备切削工具用的cBN烧结材料削成预定的形状，通过支撑件15焊接于刀片13一角上的梢支座(tip mounting seat)上。用于切削工具30的cBN烧结材料具有沿着顶面与侧面相接处形成的切割边缘14。

图11是显示刀尖12的角的构造的截面示意图，刀尖12采用了如前面所述的具有维状结构的cBN烧结材料。图11(a)是一个例子的截面示意图而图11(b)是另外一个例子的截面示意图。图11(a)所示的刀尖12中，用于切削工具30的cBN烧结材料由片状cBN烧结材料16C组成，其中具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)按照这样的方式放置：纤维的走向与前倾面31互相平行(纤维的横截面冲着侧面32)。

如图11(b)所示的刀尖12中，制备切削工具30的cBN烧结材料由cBN烧结材料16D组成，其中具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)按照这样的方式放置：纤维的走向与侧面32互相平行(纤维的横截面冲着前倾面31)。

除了上面提到的构造，也有这样的构造，具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)的纤维与前倾面31以预定角度走向放置，或者具有纤维状结构的cBN烧结材料的纤维10(或11)按照随机方式放置。在所有这些构造中，如图11(b)所示的构造在改善耐碎裂性能方面是理想的。除了具有纤维状结构的cBN烧结材料10(或11)，刀尖12也可以由如以前所述的简单的cBN烧结材料1有利地制得。

cBN烧结材料表现出优异的耐磨损性能和耐碎裂能力，可以被优选用作要求具有耐磨损和耐碎裂能力的工具如挖掘机的钻头以及制备钢模或者滑片成分的耐磨损材料的结构材料。cBN烧结材料可以用于制备具有长使用寿命的切削工具，在金属切削操作中使用沿着侧面和前倾面相接处脊线形成的切割刃表现出优秀的性能，切削工具紧压着要切割的工件，尤其是例如铁、铝或者耐热合金等金属。cBN烧结材料在难于切割的金属如硬化钢的加工方面表现出优异的切削性能。

当用于切削工具时，切削工具最好具有这样的结构：包括刀片以及焊接于刀片的支座上的刀尖，这里，刀尖由该实施方案中的cBN烧结材料制成。这种情况下，虽然cBN烧结材料中持有的残余应力倾向于在焊接刀尖的同时释放，刀尖的cBN烧结材料中的残余应力控制在合适的范围内以便获得高的耐磨损能力和高的耐碎裂能力。

将以例子的方式对本发明进行详细说明，但需要理解的是本发明并非仅仅限于以下所列的实施例。

[例I]

具有平均粒径2μm的cBN材料粉末，具有平均粒径1μm的TiC材料粉，具有平均粒径1μm的TiN材料粉，具有平均粒径1μm的TiCN材料粉，具有平均粒径1μm的HfC材料粉，具有平均粒径1μm的NbC材料粉，具有平均粒径1.2μm的金属铝粉以及具有平均粒径0.8μm的金属钴粉，按照表1比例配制，在使用氧化铝球的球磨机中研磨混和16小时。

然后混合粉末在压力98Mpa下压制成模。这种生压坯在超高压力、高温装置中如表1所示的条件下煅烧，即按照表1所示升温速度、表1所示的煅烧温度下保持5.0Gp压力一定时间，然后就按照表1降温速度冷却，于是获得cBN烧结材料(表1所示No.I-1至No.I-10中样品)。

(含量)

上面工艺获得的cBN烧结材料样品进行打磨和抛光达到镜面修饰，然后在金相显微镜下对其结构进行观察。表现为黑色的cBN烧结材料、表现为褐色的氮化物以及表现为白色的碳化物轮廓分明，而且使用WDS(波长散射型X-射线光度计)通过EPMA(电子探针显微分析)中间相以及碳氮化物也得以区分。每种化合物的20个或更多粒子的面积使用图像分析测量，面积的平均值用来表示cBN粒子、碳化物、氮化物、中间相、以及碳氮化物的含量。结果如表1所示。碳氮化物的存在通过观察X-射线衍射分析中的峰来确定。当观察到相应的峰，那种组分的含量比例通过与标准样品的比较来确定(由cBN粒子和碳氮化物粉末组成的混合物制备而成的生压坯)。

cBN烧结材料样品使用有线放电切割方法或类似的方法切割成预定尺寸，每个被焊接于烧结碳化物基底的支座上，于是制成了具有如JISCNGA120408中所规定的构造的抛弃型切削工具，该切削工具在以下所述条件下接受连续切削测试或间断的切削测试。结果如表2所示。

(连续切削测试)

切削模式：旋转

工件：SCM415H渗碳硬化的具有70mm直径圆柱形状的钢(HRC58-62)

切削速度：200m/min.

横进给：0.2mm

给料速度：0.2mm/rev.

切削时间：25分钟

测量：末端的磨损量

(间断切削测试)

切削模式：旋转

工件：SCM415H渗碳硬化的具有8个洞的莲藕形状的钢(HRC58-62)

切削速度：150m/min.

横进给：0.2mm

给料速度：0.2mm/rev.

测量：碎裂前的冲击次数(上限40000)

表2

1)标有*的样品在本发明研究范围外。

表1与表2结果表明其cBN烧结材料只含碳化物(TiC)的样品No.I-5、8以及9等具有不理想的耐碎裂能力，因为cBN粒子间的粘结作用不充分。cBN烧结材料中只含氮化物(TiN)的样品No.I-6具有不理想的耐磨损性能，表现为具有短的使用寿命。粘结相只由碳氮化物(TiCN)组成的No.I-7以及10在耐磨损以及耐碎裂能力方面表现不佳。

本发明中由cBN烧结材料(No.I-1至4)，制成的切削工具，相反，都表现出足够的耐磨损能力，连续切削难于切削的渗碳硬化的钢中具有0.20mm或者更少的磨损量。在间断切削测试中，这些样品在碎裂前都能忍受30000或更多次冲击。尤其是，样品No.I-1至4表现出优异耐碎裂能力，在40000次冲击后仍然没有碎裂，在延长的时间内表现出稳定的切削性能。

[例II]

芯构件的生压坯通过把混合了45％体积的cBN、42％体积的TiN以及15％体积的Al而且加入有机粘合剂而制备的材料挤压成型制备而成。表皮构件的生压坯通过把混合了55％体积的cBN、35％体积的TiC以及10％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的一种材料挤压成型方法制备而成。

如上面所述，芯构件与壳构件的的生压坯如图7所示挤压成型，于是制备成一个复合生压坯。如图8所示的方式，这种复合生压坯捆束在一起制成了具有多纤维结构的复合生压坯。这种具有多纤维结构的复合生压坯进一步排列成片状构造，多个片层堆栈起来然后压缩。堆栈物在一个超高压、高温装置中煅烧，升温速度50℃每分钟、在压力5.0GPa以及温度1400℃下保持15分钟，然后以50℃每分钟速度降温，于是得到了复合cBN烧结材料。

上面工艺获得的复合cBN烧结材料样品进行打磨和抛光达到镜面修饰，然后在金相显微镜下对其结构进行观察。表现为黑色的cBN粒子、表现为褐色的氮化物(TiN)以及表现为白色的碳化物(TiC)轮廓分明，而且碳氮化物(TiCN)也轮廓分明。使用图像分析测量得到的各种组分所占面积的比例为：cBN为50％、TiC为10％、TiN为25％以及TiCN为2％。

cBN烧结材料样品使用有线放电切削方法切削成预定尺寸，每个被焊接于烧结碳化物基底上的支座上，于是制成了具有如JIS CNGA120408中所规定的构型的抛弃型切削工具，该切削工具接受类似于例1中的切削测试。这些样品在切削20分钟后其磨损量小到0.15mm，在间断切削测试中接受了40000次冲击后没有表现出碎裂，于是表现出优异的切削性能。

[例III]

具有平均粒径2μm的cBN材料粉，具有平均粒径1μm的TiC材料粉，具有平均粒径1μm的TiN材料粉，具有平均粒径1μm的TiCN材料粉，具有平均粒径1μm的HfC材料粉，具有平均粒径1μm的TaC材料粉，具有平均粒径1.2μm的金属铝粉以及具有平均粒径0.8μm的金属钴粉，按照表3比例配制，在使用氧化铝球的球磨机中混和16小时，混合粉末在压力98MPa下压制成型。

生压坯按照类似于例I的方法在一个超高压、高温的装置中煅烧，只是采用表3中的煅烧条件而不是表1中的煅烧条件，于是得到cBN烧结材料(如表3所示样品No.III-1至10)。

表3

1)标有*的样品在本发明范围外。

(X-射线衍射峰强度)

cBN烧结材料样品以角度2θ＝30°至50°使用Cu-K_α线源(K_α2线被清除)进行X-射线衍射分析(XRD)，在衍射图表中确定碳化物与氮化物的峰，计算碳化物与氮化物的峰的强度比值。结果如表4所示。

(切削测试)

与例I类似，使用cBN烧结材料样品制备如JIS CNGA120408中规定的构造的抛弃型切削工具。与例I类似进行连续的切削测试与间断切削测试，只不过间断切削测试中碎裂前经受的冲击次数的上限设定为60000，而不是40000。

表3与表4中结果表明只有碳化物的峰被观察到的样品No.III-5中因为cBN粒子间不足的结合作用所以耐碎裂能力不足。只有氮化物的峰被观察到的样品No.III-6中在耐磨损能力方面不足，导致短的切削工具使用寿命。使用TiCN粉做粘结相的样品No.III-7与通过煅烧作用使粘结相转变成TiCN相的样品No.III-8在耐磨损与耐碎裂能力方面都不足。粘结相由TiCN相和TiC相组成的样品No.III-9与粘结相由TiCN相和TiN相组成的样品No.III-10在耐磨损与耐碎裂能力方面都不足。

样品No.III-1至4，是由显示出TiC的XRD峰与TiN的XRD峰的cBN烧结材料制备的刀刃，表现出充分的耐磨损能力，在对难于切削的渗碳硬化的钢的连续切削测试中磨损量不超过0.20mm。尤其是，这些刀刃在间断切削测试中通过在碎裂前耐受30000次或者更多次冲击表现出优异的耐碎裂能力，显示出长时间内的稳定的切削性能。

[例IV]

与例II类似制备芯构件的生压坯。然后与例II类似制备壳构件的生压坯，只不过将TiC的含量从35％体积改变至30％体积。与例II类似芯构件的生压坯与壳构件的生压坯用来制备具有多丝结构的复合生压坯，煅烧复合生压坯以制备cBN烧结材料。

在复合cBN烧结材料横截面上进行X-射线衍射分析(XRD)，确认衍射图表中壳构件的碳化物的峰与芯构件的氮化物的峰。碳化物的峰强度I_C与氮化物的峰强度I_N的比值(I_C/I_N)为0.42。微观的观察与组成分析表明在芯构件中TiN的存在以及在壳构件中TiC的存在。

cBN烧结材料样品使用有线放电切削方法切削成预定尺寸，每个被焊接于烧结碳化物基底上的支座上，于是制成了具有如JIS CNGA120408中所规定的构造的抛弃型切削工具，该切削工具接受类似于例I中的切削测试。这些样品在切削20分钟后其磨损量小至0.15mm，在间断切削测试中接受了60000次冲击后没有表现出碎裂，于是表现出优异的切削性能。

[例V]

具有平均粒径2.5μm的cBN材料粉，具有平均粒径1.5μm的TiC材料粉，具有平均粒径1.2μm的TiN材料粉，具有平均粒径1μm的TiCN材料粉，具有平均粒径1μm的NbC材料粉，具有平均粒径1.1μm的TaC材料粉，具有平均粒径0.9μm的NbN材料粉，具有平均粒径1.2μm的金属铝粉以及具有平均粒径0.8μm的金属钴粉，按照表5比例配制，在使用氧化铝球的球磨机中混和16小时。

混合粉末在压力98MPa下压制成型。生压坯按照类似于例I的方法在一个超高压、高温的装置中煅烧，只是采用表5中的煅烧条件而不是表1中的煅烧条件，于是得到cBN烧结材料(如表5所示样品No.V-1至10)。

(X-射线衍射峰强度)

与例III类似，样品进行X-射线衍射分析，在衍射图表中确定碳化物、氮化物以及其他组分的峰，计算如表6所示峰的强度比值。

(平均粒径)

使用金相显微镜观察不同颜色的微观结构，以及检视粘结相中氮化物与碳化物存在状态。平均粒径d_N、d_C以及d_cBN使用L_uzex图像分析仪进行测量。d_N、d_C以及d_cBN的值通过使用微观结构照片中显示的每个相中的50粒或者更多数目粒子来确定。

在某一单视野内某一相不足50粒的情况下，将其他视野内该相的粒子数考虑进来。对每相的50粒或者更多数目的粒子的一系列测量在每三个或更多点上进行，然后取平均值作为d_N、d_C以及d_cBN的值。测量结果总结于表6中。

(切削测试)

与例I类似，使用cBN烧结材料样品制备如JIS CNGA120408中规定的构型的抛弃型切削工具。与例I类似进行连续的切削测试与间断切削测试，只不过将间断切削测试中碎裂前经受的冲击次数的极限值设置为60000以取代40000。结果如表6所示。

表5与表6中结果表明样品No.V-5至10中因为粘结相中没有碳化物与氮化物的共存，cBN粒子间的结合作用都不足，所以耐碎裂能力不足，导致短的切削工具使用寿命。

其粘结相中同时存在碳化物与氮化物，而且氮化物的平均粒径d_N与碳化物的平均粒径d_C之间比值d_N/d_c在0.4～1.2之间的样品No.V-1至4，相反，都具有足够的耐磨损能力，在连续切削难于切削的渗碳硬化的钢时，磨损量不超过0.20mm，而且表现出优异的耐碎裂能力，尤其是在间断切削测试中在碎裂前具有30000次或更多次冲击，延长的时间段内表现出稳定的切削性能。

[例VI]

芯构件的生压坯通过把混合了47％体积的cBN、39％体积的TiN以及14％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的一种粉体材料挤压成型方法制备而成。壳构件的生压坯通过把混合了60％体积的cBN、30％体积的TiC以及10％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的材料挤压成型方法制备而成。

如上面所述制备的芯构件的生压坯与壳构件的的生压坯用来制备具有与例II类似多丝结构的复合生压坯，然后煅烧制成复合cBN烧结材料。

通过显微镜观察对cBN烧结材料中的氮化物(TiN)与碳化物(TiC)的图像分析表明碳化物的平均粒径d_C＝1.2μm，氮化物的平均粒径d_N＝0.7μm，他们的比值d_N/d_C＝0.6。对cBN烧结材料制备的芯构件和壳构件的X-射线衍射分析表明在X-射线衍射图表中存在碳化物与氮化物的峰，碳化物的峰强度I_C与氮化物的峰强度I_N之间的比值I_C/I_N确定为0.42。

烧结材料使用有线放电切削方法切削成预定尺寸，每个被焊接于烧结碳化物基底的支座上，于是制成了具有如JIS CNGA120408中所规定的构型的抛弃型切削工具，该切削工具接受类似于例1中的切削测试。这些样品在切削20分钟后其磨损量小至0.16mm，在间断切削测试中接受了60000次冲击后没有表现出碎裂，于是表现出优异的切削性能。

[例VII]

cBN烧结材料具有平均粒径2μm，TiC材料粉具有平均粒径1μm，TiN材料粉具有平均粒径1μm，TiCN材料粉具有平均粒径1μm，TaC材料粉具有平均粒径1μm，ZrC材料粉具有平均粒径1.2μm，ZrN材料粉具有平均粒径1.1μm，WC材料粉具有平均粒径0.9μm，金属铝粉具有平均粒径1.2μm以及金属钴粉具有平均粒径0.8μm，将它们按照表7比例配制，在使用氧化铝球的球磨机中混和16小时。

混合粉末在压力98MPa下压制成型，生压坯按照类似于例I的方法在一个超高压、高温的装置中煅烧，只是采用表7中的煅烧条件而不是表1中的煅烧条件，于是得到cBN烧结材料(如表7所示样品No.VII-1至12)。

与例I类似，使用cBN烧结材料样品制备如JIS CNGA120408中规定的构造的抛弃型切削工具。样品No.VII-11单独形成刀刃而不用焊接一片使用有线放电切削的烧结材料。样品VII-12涂有一层TiAlN膜，该膜是使用离子电镀技术在温度500℃和30V的偏压下形成至1μm厚度的。

(X-射线衍射峰强度)

与例III类似，对cBN烧结材料样品进行X-射线衍射分析(XRD)，确定碳化物峰、氮化物峰以及其他峰，计算如表8所示峰的强度比值。

(残余应力)

作用于cBN粒子的以及作用于粘结相的残余应力通过X-射线残余应力测量方法

在角度2θ≥100°处对峰的观察而计算得到，对cBN使用Fe-Kα线，对粘结相的TiC和TiN使用Cu-Kα线，例如，cBN在平面(311)特有的峰以及粘结相在平面(422)特有的峰。这种计算对cBN粒子采用弹性模数E为712GPa，泊松比为0.215，而对TiN采用弹性模数E为250GPa，泊松比为0.19，对TiC采用弹性模数E为400GPa，泊松比为0.19。

样品No.VII-11的残余应力在一个被有线放电切开的烧结材料内测量，样品No.VII-12的残余应力在TiAlN层被电解抛光清除后的状态下测量。

(切削测试)

与例I类似对cBN烧结材料进行连续的切削测试与间断切削测试，只不过将间断切削测试中碎裂前经受的冲击次数的极限值设置为60000来取代40000。结果如表8所示。

表7与表8的结果表明样品No.VII-5至10中cBN粒子的残余压缩应力小于300MPa，具有cBN粒子间弱的结合作用，于是在耐碎裂能力方面不足而导致短的使用寿命。

样品No.VII-1至4，11和12，其cBN粒子的残余压缩应力大于等于300MPa，都具有足够的耐磨损能力，在连续切削难于切削的渗碳硬化的钢时，磨损量不超过0.20mm，而且表现出优异的耐碎裂能力，尤其是在间断切削测试中在碎裂前具有30000次或更多次冲击，延长的时间段内表现出稳定的切削效果。

[例VIII]

芯构件的生压坯通过把混合了50％体积的cBN、37％体积的TiN以及13％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的一种粉体材料挤压成型方法制备而成。壳构件的生压坯通过把混合了60％体积的cBN、30％体积的TiC以及10％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的一种材料挤压成型方法制备而成。

如上面所述制备的芯构件的生压坯与壳构件的生压坯用来制备具有与例II类似多丝结构的复合生压坯，然后煅烧制成复合cBN烧结材料。

从对复合cBN烧结材料的芯构件和壳构件的X-射线衍射分析得到的衍射强度的分析表明残余压缩应力σ_cBN＝717MPa以及σ_b＝281MPa。碳化物与氮化物的峰被观察到，而且碳化物的峰强度I_C与氮化物的峰强度I_N的比值I_C/I_N为0.42。

烧结材料使用有线放电切削方法切削成预定尺寸，每个被焊接于烧结的碳化物基底的支座上，于是制成了具有如JIS CNGA120408中所规定的构造的抛弃型切削工具。

对如前所述制备的刀刃的残余应力的测量表明残余压缩应力σ_cBN＝535MPa、σ_TiC＝120MPa以及σ_TiN＝220MPa。该切削工具接受类似于例1中的切削测试。这些样品在切削20分钟后其磨损量小至0.16mm，在间断切削测试中接受了60000次冲击后没有表现出碎裂，于是表现出优异的切削性能。

[例IX]

cBN材料粉具有平均粒径1.5μm，TiC材料粉具有平均粒径1μm，TiN材料粉具有平均粒径1μm，TiCN材料粉具有平均粒径1μm，HfC材料粉具有平均粒径1μm，NbC材料粉具有平均粒径1μm，金属铝粉具有平均粒径1.2μm以及金属钴粉具有平均粒径0.8μm，将它们按照表9比例配制，在使用氧化铝球的球磨机中混和16小时。

混合粉末在压力98Mpa下压制成模。这种生压坯在一个超高压、高温的装置中煅烧，保持压力5GPa以及温度1400℃15分钟，于是得到了cBN烧结材料(如表9所示样品No.IX-1至9)。

cBN烧结材料样品使用有线放电切削方法或者类似方法切削成如JISCNGA120408中所规定的形状，每个被焊接于烧结的碳化物基底的支座上。每个焊接的cBN烧结材料刀刃根据表11中所示的组成和成膜方法涂上一层硬膜，于是制成了由涂有硬膜的cBN烧结材料(表面涂膜的cBN烧结材料)制备的抛弃型切削工具。硬膜使用离子电镀技术在500℃下以及偏压150V条件下形成。

如前所述制备的切削工具使用下面的方法来评价其组分含量、衍射峰强度、膜厚度、比值[I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎]、残余压缩应力、连续切削测试与间断切削测试。组分含量、、以及衍射峰强度的测量结果如表10所示，膜厚度、比值[I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎]、残余压缩应力、连续切削测试与间断切削测试的测量结果如表11所示。

(各组分含量)

与例I类似，每个切削工具的组分含量通过在金相显微镜下观察其结构来确定。

对于碳氮化物，其存在可以通过X-射线衍射峰来确定。当观察峰时，碳化物的峰、氮化物的峰以及碳氮化物的峰可以通过峰分离的方法进行量化，碳氮化物的含量通过峰强度的比例来计算。

(衍射峰强度)

与例III类似，进行X-射线衍射分析。从衍射图表中，归一化的峰强度I_C、I_N、I_IL以及I_CN通过假定I_cBN为100而计算得到。

(硬膜厚度)

硬膜的厚度通过在电子扫描显微镜下观察表面涂有涂层的cBN烧结材料的断裂表面来测量。

(硬膜的X-射线衍射峰的比值[I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎])

硬膜在平面(111)处特有的衍射峰强度I₍₁₁₁₎与平面(200)处特有的衍射峰强度I₍₂₀₀₎通过X-射线衍射分析测量，它们的比值[I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎]计算得到。

(cBN烧结材料的残余压缩应力)

作用于cBN粒子与硬膜上的残余应力使用类似于例VII的方法确定。在硬膜由多层组成的情况下，测量最厚一层的残余应力。

(切削测试)

与例I类似对cBN烧结材料进行连续的切削测试与间断切削测试，只不过将间断切削测试中碎裂前经受的冲击次数的极限值设置为60000以取代40000。

表9-11结果表明其烧结材料中只含碳化物(TiC)的样品No.IX-6以及9在cBN粒子间具有弱的结合作用，于是在耐碎裂能力方面不足。其烧结材料中只含氮化物(TiN)的样品No.IX-7具有不充分的耐磨损性能以及短的使用寿命。碳氮化物(TiCN)用作粘结相的样品No.IX-8在耐磨损和耐碎裂方面都不足。没有提供硬膜的样品No.IX-9在耐磨损和耐碎裂方面都不足。

在本发明范围内的样品No.IX-1至5，都具有足够的耐磨损能力，在连续切削难于切削的渗碳硬化的钢时，磨损量不超过0.20mm，而且在间断切削测试中在碎裂前能耐受35000次或更多次冲击。尤其是样品No.IX-1，在经历50000次冲击后没有表现出碎裂，于是表现出优异的耐碎裂能力，在延长的时间段内表现出稳定的切削效果。

[例X]

芯构件的生压坯通过把混合了50％体积的cBN、35％体积的TiN以及15％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的一种粉体材料挤压成型制备而成。壳构件的生压坯通过把混合了65％体积的cBN、25％体积的TiC以及10％体积的Al而且加入一种有机粘合剂而制备的一种材料挤压成型制备而成。

如上面所述制备的芯构件的生压坯与壳构件的生压坯用来制备具有与例II类似多丝结构的复合生压坯，然后煅烧制成复合cBN烧结材料。

cBN烧结材料样品使用有线放电切削方法切削成预定尺寸(如JISCNGA120408中所规定的形状)，每个被焊接于烧结的碳化物基底的支座上。被焊接的cBN烧结材料使用阴极电弧离子电镀技术在其表面镀上一层2.0μm的(Ti_0.5，Al_0.5)N膜，于是制成由表面涂膜的cBN烧结材料制备的一种切削工具(样品No.X-1)。

这样获得的切削工具的结构在金相显微镜下进行观察。表现为黑色的cBN粒子、表现为褐色的TiC以及表现为白色的TiN轮廓分明。通过图像分析测量每种组分的30粒颗粒的面积并取平均。被这些组分占据的面积的比例通过比较这些平均值而计算得到，结果是：cBN为50％、TiC为10％、TiN为25％以及TiCN为2％。

通过X-射线衍射分析(XRD)如上所述切削工具的硬膜，与例IX类似，测量在平面(111)处特有的衍射峰强度I₍₁₁₁₎与平面(200)处特有的衍射峰强度I₍₂₀₀₎，它们的比值[I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎]确定为1.8。

样品接受类似于例IX中的切削测试。这些样品在切削20分钟后其磨损量小至0.15mm，在间断切削测试中接受了60000次冲击后没有表现出碎裂，于是表现出优异的切削性能。

[例XI]

同表9中所示的样品No.IX-1一样的cBN烧结材料使用类似于例IX的方法制备。cBN烧结材料使用有线放电方法切削成预定形状，焊接到铣刀的由烧结碳化物制备而成的抛弃型刀刃的支座上，于是制成一个与例IX类似的切削工具，只不过使用等离子体CVD工艺形成了一个厚度为0.2μm的类钻石碳膜(样品No.XI-1)。

制备同表9中所示的样品No.IX-8一样的cBN烧结材料。cBN烧结材料使用有线放电方法切削成预定形状，焊接到铣刀的由烧结碳化物制备而成的抛弃型刀刃的支座上，于是制成一个与例IX类似的切削工具，只不过使用等离子体CVD工艺形成了一个厚度为0.2μm的类钻石碳膜(样品No.XI-2)。

按照以上方法制备的切削工具在以下所述条件下接受切削性能测试。

切削模式：铣削

工件：Ti-16Al-4V合金

切削速度：500m/min.

横进给：1.0mm

进刀速度：0.3mm/刀

测量：当切削长度达到1m后在电子扫描显微镜下观察切缘状况。

在切削测试中，样品No.XI-2受损，在切缘上表现出碎裂和膜的脱落，但是样品No.XI-1的切缘保持完好，没有表现出碎裂和膜的脱落。

Claims (33)

1.一种立方氮化硼烧结材料，由被粘结相粘结的立方氮化硼粒子组成，其中所述粘结相含有在其中同时存在的选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的碳化物与选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的氮化物，作为所述碳化物与所述氮化物的固溶体的碳氮化物相对整个立方氮化硼材料的重量含量比例是5％或者更少。

2.一种立方氮化硼烧结材料，具有这样的单丝纤维状结构：壳构件覆盖着纤维状芯构件的周围表面，其中所述壳构件由立方氮化硼烧结材料制成，该立方氮化硼烧结材料由被氮化物粘结相粘结的立方氮化硼粒子组成，所述氮化物粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的氮化物制成；所述纤维状芯构件由立方氮化硼烧结材料制成，该立方氮化硼烧结材料由被碳化物粘结相粘结的立方氮化硼粒子组成，所述碳化物粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的碳化物制成，作为所述碳化物与所述氮化物的固溶体的碳氮化物相对整个立方氮化硼材料的重量含量比例是5％或者更少。

3.一种立方氮化硼烧结材料，具有这样的单丝纤维状结构：壳构件覆盖着纤维状芯构件的周围表面，其中所述壳构件由立方氮化硼烧结材料制成，该立方氮化硼烧结材料由被碳化物粘结相粘结的立方氮化硼粒子组成，所述碳化物粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的碳化物制成；所述芯构件由立方氮化硼烧结材料制成，该立方氮化硼烧结材料由被氮化物粘结相粘结的立方氮化硼粒子组成，所述氮化物粘结相由选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的氮化物制成，作为所述碳化物与所述氮化物的固溶体的碳氮化物相对整个立方氮化硼材料的重量含量比例是5％或者更少。

4.根据权利要求2或3的立方氮化硼烧结材料，其具有由多个所述的单丝纤维状结构捆在一起而构成的多丝纤维状结构。

5.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中构成所述碳化物的金属元素与构成所述氮化物的金属元素为同种金属元素。

6.根据权利要求5的立方氮化硼烧结材料，其中所述金属元素为钛。

7.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中碳化物在整个立方氮化硼烧结材料中的面积含量比例p_C与氮化物的面积含量比例p_N的比值p_C/p_N在0.2～3.0范围内。

8.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中在所述的立方氮化硼粒子周围上提供这样的中间相：其含有不同于所述粘结相的组分的化合物，所述化合物为选自元素周期表中第4、5、6族金属、铁族金属、和铝中的至少一种金属元素的碳化物、氮化物、碳氮化物、硼化物、硼碳化物、硼氮化物以及氧化物。

9.根据权利要求8的立方氮化硼烧结材料，其中所述的立方氮化硼粒子相对整个立方氮化硼烧结材料的面积含量比例p_cBN在45％～80％范围内，所述碳化物的面积含量比例p_C在2％～45％范围内，所述氮化物的面积含量比例p_N在3％～50％范围内，所述中间相的面积含量比例p_m在0％～25％范围内，不包括0。

10.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中在X-射线衍射分析中，同时存在由所述的氮化物特有的峰，和由所述的碳化物特有的峰。

11.根据权利要求10的立方氮化硼烧结材料，其中在所述的X-射线衍射分析中，所述碳化物在平面(200)处的衍射峰强度I_C与所述氮化物在平面(200)处的衍射峰强度I_N的比值I_C/I_N在0.2～1.2范围内。

12.根据权利要求10的立方氮化硼烧结材料，其中在所述的X-射线衍射分析中，所述氮化物的衍射峰强度I_N与所述立方氮化硼粒子在平面(111)处的衍射峰强度I_cBN的比值I_N/I_cBN在0.3～1范围内。

13.根据权利要求10的立方氮化硼烧结材料，其中在所述的X-射线衍射分析中，所述碳化物的衍射峰强度I_C与所述立方氮化硼粒子在平面(111)处的衍射峰强度I_cBN的比值I_C/I_cBN在0.1～0.9范围内。

14.根据权利要求10的立方氮化硼烧结材料，其中在所述X-射线衍射分析中，作为所述碳化物与所述氮化物的固溶体的碳氮化物在平面(200)处的衍射峰强度I_CN、以及峰强度I_C和I_N满足这样的关系式：I_CN＜0.3I_C以及I_CN＜0.3I_N。

15.根据权利要求10的立方氮化硼烧结材料，其中在所述的X-射线衍射分析中，所述中间相在平面(101)的衍射峰强度I_IL与所述立方氮化硼粒子在平面(111)处的衍射峰强度I_cBN的比值I_IL/I_cBN在0.1～0.8范围内。

16.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中由与所述氮化物的单个颗粒的面积相应的等价圆计算得到的平均粒径d_N与由与位于立方氮化硼粒子之间的所述碳化物的单个颗粒的面积相应的等价圆计算得到的平均粒径d_C的比值d_N/d_C在0.4～1.2之间，所述面积通过观察立方氮化硼烧结材料的横截面而得。

17.根据权利要求16的立方氮化硼烧结材料，其中由与单个立方氮化硼粒子的面积相应的等价圆计算得到的平均粒径d_cBN是5μm或者更小，所述碳化物的平均粒径d_C在1～3μm范围内，所述氮化物的平均粒径d_N在0.5～2μm范围内，上述平均粒径是通过观察所述立方氮化硼烧结材料的横截面而确定的。

18.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中所述立方氮化硼粒子上保持的残余压缩应力σ_cBN为300MPa或者更大。

19.根据权利要求18的立方氮化硼烧结材料，其中残余压缩应力σ_b保持在所述粘结相中，而且残余压缩应力σ_cBN与残余压缩应力σ_b的比值(σ_cBN/σ_b)在2～5范围内。

20.根据权利要求19的立方氮化硼烧结材料，其中所述粘结相中保持的残余压缩应力σ_b为60～300MPa。

21.根据权利要求18的立方氮化硼烧结材料，其中在所述粘结相中作用于所述碳化物上的残余压缩应力σ_C与作用于所述氮化物上的残余压缩应力σ_N的比值σ_C/σ_N在1.5～5范围内。

22.根据权利要求21的立方氮化硼烧结材料，其中作用于所述氮化物上的残余压缩应力σ_N在30～200MPa范围内，作用于所述碳化物上的残余压缩应力σ_C在100～700MPa范围内。

23.根据权利要求1至3中任一项的立方氮化硼烧结材料，其中所述立方氮化硼烧结材料表面涂有至少一层硬膜，所述硬膜由至少一种下列物质构成：选自元素周期表中第4、5、6族金属中的至少一种金属元素的、Al的和Si的碳化物、氮化物、硼化物、氧化物和碳氮化物以及它们的固溶体，硬碳和氮化硼。

24.根据权利要求23的立方氮化硼烧结材料，其中所述硬膜使用物理气相沉积(PVD)方法形成。

25.根据权利要求23的立方氮化硼烧结材料，其中所述硬膜的总厚度为0.1-15μm。

26.根据权利要求23的立方氮化硼烧结材料，其中所述硬膜中保持的残余压缩应力在0.1～30GPa范围内。

27.根据权利要求23的立方氮化硼烧结材料，其中以涂有所述硬膜状态存在的立方氮化硼烧结材料的残余压缩压力是200MPa或更高。

28.根据权利要求23的立方氮化硼烧结材料，其中所述硬膜中至少一层由下述通式(1)表示的化合物形成：

[化学分子式3]

[Ti_a，M_1-a][B_xC_yN_zO_1-(x+y+z)]   ...(1)

其中M表示选自元素周期表中第4、5、6族元素中除Ti外的至少一种金属元素，Al和Si，0＜a≤1，0≤X≤1，0≤y≤1以及0≤z≤1。

29.根据权利要求28的立方氮化硼烧结材料，其中所述硬膜中至少一层由下述通式(2)表示的化合物形成：

[化学分子式4]

[Ti_a，M_1-a][B_xC_yN_zO_1-(x+y+z)]  ...(2)

其中M表示选自元素周期表中第4、5、6族元素中除Ti外的至少一种金属元素，Al和Si，0.3≤a≤0.7，0≤X≤0.5，0≤y≤0.5，0.5≤z≤1以及

30.根据权利要求23的立方氮化硼烧结材料，其中所述硬膜中至少一层的X-射线衍射分析中测量的在平面(111)处的衍射峰强度I₍₁₁₁₎与在平面(200)处的衍射峰强度I₍₂₀₀₎的比值I₍₁₁₁₎/I₍₂₀₀₎是0.7或者更高。

31.由根据权利要求1至3中任一项中的立方氮化硼烧结材料制成的切削工具，其通过将刀刃压紧在要切削的工件上而用在切削操作中，其中刀刃沿着脊线形成，而在脊线处，其侧面和前倾面相会。

32.根据权利要求31的切削工具，包含刀体和铜焊于所述刀体的支座上的刀尖，其中所述刀尖由所述立方氮化硼烧结材料制成。

33.制造根据权利要求31的切削工具的方法，所述切削工具通过将刀刃压紧在要切削的工件上而用在切削操作中，其中刀刃沿着脊线形成，而在脊线处，其所述侧面和所述前倾面相会。

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