JPS6334216B2 - - Google Patents
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Description
本発明は、立方晶形窒化硼素および／またはウ
ルツ形窒化硼素結晶を有する切削用の高硬度焼結
体に関し、特に低硬度の炭素鋼、鋳鉄の切削に好
適するよう組成的に改善したものである。
従来、この種の高硬度焼結体は、窒化硼素結晶
を多量に含むもので焼入鋼、耐熱合金等の難削材
の切削用に開発され、低硬度の被削材例えば
HRC硬度で45以下のものには不向きであつた。
したがつて、低硬度の炭素鋼等に対しては、専ら
既存の超硬合金やセラミツク、サーメツトが実用
されている。
しかしながら、高硬度焼結体は、高速切削が可
能で、仕切り精度も向上することから、低硬度の
炭素鋼、鋳鉄などの切削に好適するように結合材
の組成の改善が要望されている。
そこで、本発明は、窒化硼素結晶および結合材
の組成が改善された切削用の高硬度焼結体を提供
し、低硬度の炭素鋼や鋳鉄の切削に適用すること
によつて、超硬合金等に対するよりも工具寿命の
延長を図り、また高速切削により仕上げ面精度を
向上するとともに生産性を向上させたものであ
る。
以下、本発明切削用の高硬度焼結体における一
実施例について図を参照して説明する。
第１図において、１は、本発明により得られた
切削用の高硬度焼結体からなるチツプであり、立
方晶形窒化硼素結晶および／またはウルツ形窒化
硼素結晶が、結合材とともに超高圧高温下で焼結
されたものである。この場合、超高圧高温状態
は、通常ベルト方式などの超高圧発生装置により
得られる。
焼結体からなるチツプ１は、前記窒化硼素およ
び／またはウルツ形窒化硼素結晶が５〜50体積％
（以下単に％）に含まれ、残りが結合材となるも
のである。これは、被削材の用途から50％以下の
ものを対象としたことによる。立方晶形窒化硼素
結晶とウルツ形窒化硼素が混晶する場合は、ウル
ツ形窒化硼素結晶については素原料として配合さ
れたもののうち、その半分以上が超高圧高温状態
の付与時に立方晶形窒化硼素に転換されることが
好ましい。これは、切削性能の評価から得たもの
である。
そして、前記結合材は、炭化物系−酸化物系−
金属系の三成分からなるものである。炭化物系の
組成分は、結合材のうちの50〜97％未満を占め、
しかもTiC単独、またはTiOの一部をａ、
ａ、ａ族金属の炭化物（TiCを除く）、窒化物
および硼化物の１種または２種以上で置換し、そ
の置換量をTiCよりも少量としたものが選択され
ている。TiCを主体としたのは、TiCの特性時に
焼結性を配慮したものであり、また、他の炭化物
等で置換したのは、結合材の靭性を増すためであ
る。
また、酸化物系の組成分は、結合材中の３〜50
％未満含まれるもので、Al2O3、MgO、ZrO2お
よびCr2O3の１種または２種以上が選択され、金
属系の組成物は、結合材のうち20％以下（０を含
まず）で、Nb、Ta、Zr、MoおよびTiの第１
群、NiおよびCoの第２群、AlおよびSiの第３群
からそれぞれ１種または２種以上選択されてい
る。この場合、第１群は、第２群および第３群の
総量の１〜1/100の範囲内で含まれるものである。
これらの酸化物系および金属系の結合材を添加し
たのは、耐酸化性の向上、結合助材の役割などを
期待したものである。
そして、この高硬度焼結体からなるチツプ１
は、例えば、第２図で示されるようなバイトシヤ
ンク２チツプ座３内に配置され、クランプ部材４
によつて固定され切削に関与する。
また、第３図に示されるものは、超硬合金から
なる台金５上に固着され、これをろう付けするこ
とによりスローアウエイチツプ６を構成したもの
である。この固着は、高硬度焼結体からなるチツ
プ１が、超高圧高温下で焼結されるときに、既に
焼結されている超硬合金の台金５に焼結固着され
るものである。
実施例 １
チツプ１を構成する高硬度焼結体は、3μｍの
立方晶形窒化硼素を30体積％（以下、単に％とい
う）とし、残りの70％を結合材としたものであ
る。
結合材は、炭化物系の成分として、50％をとり
45％TiC−５％TaCの固溶体粉末を適用した。ま
た酸化物系成分として、10％をとりAl2O3を選択
した。さらに、10％の金属系成分としては、第１
群から３％Nb、第２群から４％Ni、第３群から
３％Alをそれぞれ選択した。
次いで、窒化硼素と結合材との混合粉末は、ボ
ールミルで40時間混合し、真空炉で脱ガス後予備
成形してから、超硬合金の台金５とともに超高圧
容器中に配置して焼結した。このときの超高圧高
温状態は、圧力が55000気圧、温度が1380℃で、
20分間保持することにより焼結した。これにより
得られたチツプ１は、ろう付け、研削工程を経
て、第３図に示されるようなスローアウエイチツ
プ６を構成した。
切削試験は、被削材として、S48C（HRC＝26）
を選び、切削速度Ｖ＝200ｍ／min、切込みｄ＝
0.5mm、送りｆ＝0.01ｍ／rev、切削油剤なしの条
件で旋削したもので第４図にみられるような結果
が得られた。
第４図は、横軸に切削時間（単位：分）、縦軸
に逃げ面摩耗VB（単位：mm）をとり、この寿命曲
線（VB−Ｔ）は、本発明品によるものをＡとし、
比較のためのものをそれぞれＢ−Ｅで示した。こ
の場合、Ｂはセラミツク、Ｃはサーメツト、Ｄは
超硬合金、Ｅは立方晶窒化硼素を多量に含む
CBN工具によるものである。
なお、被削材の仕上げ面あらさHmaxを調べた
結果では、本発明品である(A)が2μｍであつたの
に対し、セラミツク(B)が6μｍ、サーメツト(C)が
10μｍで顕著な差がみられた。
本発明品について、このような結果が得られた
のは、Ｅとの比較からわかるように窒化硼素結晶
の量によるのではなく、結合材の影響によるもの
である。特に本発明では、炭化物系の結合材を主
体としたことから被削材からの溶着物が刃先部分
に密着し、この溶着物による被膜によつて刃先が
保護され、摩耗を少なくしているためである。こ
れに対し、本発明で除外した高CBN工具の場合
には、溶着物が刃先部分に密着せず、刃先保護被
膜はつくらないため、被削材による直接摩擦を受
け、工具摩耗を増大させている。
また、被削材が抵硬度の炭素鋼であるため、高
硬度鋼にくらべて切削抵抗や小さくこの結果、チ
ツピング摩耗を起さず、殆んどが正常の逃げ面摩
耗として現われ、殊に前記保護被膜によつて、工
具保耗減少がみられる。
実施例 ２
高硬度焼結体からなるチツプ１は、3μｍの立
方晶形窒化硼素を45体積％とし、残りの55％を結
合材として、実施例１と同様にスローアウエイチ
ツプ６を構成した。この場合、結合材は、炭化物
系の成分として30％TiC、５％TaCをそれぞれ選
択し、酸化物系成分として10％Al2O3、金属系成
分として第１群から５％Mo、第２群から３％
Ni・Co（２：１）、第３群から２％Alをそれぞれ
選択したものである。なお、金属系の結合材につ
いては、上限値に近い含有量を設定したものであ
る。
切削試験は、被削材として、FCG25を選び、
切削速度Ｖ＝400ｍ／min、切込みｄ＝0.3mm、送
りｆ＝0.05ｍ／rev、切削油剤なしの条件で旋削
し、第４図に対応して第５図のような結果を得
た。
第５図中、Ｆは、TiCコーテイングを施した超
硬合金である。寿命曲線としては、切削不能に至
るまでは、それほど大差がないが、Ｂ〜Ｄ、Ｆで
は境界摩耗で被削材の面アレがひどく寿命に至つ
ており、実施例１と同様仕上げ面あらさの差異が
顕著にみられるものである。
この結果についても、実施例１と同様な現象で
説明できるものである。なお、結合材について他
の組合せでも同様な結果が得られた。
また、金属系の結合材については、20％以下
（０を含まず）が好適することを確認した。これ
は、20％をこえると金属的性質が強くなりすぎ、
耐摩耗性、硬度等で低下することからである。ま
た、少量添加であつても結合助剤としての機能を
果たすことを確認した。
実施例 ３
実施例３は、立方晶形窒化硼素（CBN）結晶
に対し、炭化物系−酸化物系−金属系の三成分系
からなる結合材を適用したものである。そして、
配合組成、混合粉砕条件、製造条件等は、第１表
に示すとおりである。
実験No.１は、炭化物系成分としてTiCを単独と
したものであり、No.２〜No.６は、CBNの配合量
を10〜50％に増やしたものである。そして、No.１
〜No.６では、TiCの含有量が結合材のうち60〜
82.9％の範囲内にあるものである。
切削試験の結果は、第１表に示すとおりであ
り、従来品であるサーメツト、市販のCBN焼結
体よりもすぐれた結果を示した。これは、特に結
合材の組成によるものである。
なお、炭化物系の結合材については、No.４の実
験例を基にして上限値を調べたが、酸化物系の結
合材の下限値が３％以上であり、結合助材として
の金属系の結合材の下限値から97％未満であるこ
とを確認した。
The present invention relates to a high-hardness sintered body for cutting having cubic boron nitride and/or wurtz-type boron nitride crystals, and is compositionally improved to be particularly suitable for cutting low-hardness carbon steel and cast iron. . Conventionally, this type of high-hardness sintered body contains a large amount of boron nitride crystals and was developed for cutting difficult-to-cut materials such as hardened steel and heat-resistant alloys.
It was unsuitable for HRC hardness of 45 or less.
Therefore, existing cemented carbide, ceramics, and cermets are used exclusively for low-hardness carbon steels and the like. However, since high-hardness sintered bodies can be cut at high speeds and have improved partition accuracy, there is a demand for improvement in the composition of the binder so that they are suitable for cutting low-hardness carbon steel, cast iron, and the like. Therefore, the present invention provides a high-hardness sintered body for cutting in which the composition of boron nitride crystals and binder is improved, and by applying it to the cutting of low-hardness carbon steel and cast iron, it can be used to cut cemented carbide. It aims to extend the tool life compared to the conventional method, and improves the finished surface accuracy and productivity through high-speed cutting. Hereinafter, one embodiment of the high-hardness sintered body for cutting of the present invention will be described with reference to the drawings. In FIG. 1, 1 is a chip made of a high-hardness sintered body for cutting obtained according to the present invention, in which cubic boron nitride crystals and/or Wurtz-shaped boron nitride crystals are placed together with a binder under ultra-high pressure and high temperature. It is sintered with. In this case, the ultra-high pressure and high temperature state is usually obtained by an ultra-high pressure generator such as a belt system. Chip 1 made of a sintered body contains 5 to 50 volume % of the boron nitride and/or Wurtz-type boron nitride crystals.
(hereinafter simply referred to as %), and the rest serves as a binding material. This is due to the fact that less than 50% of the work materials are used. When a cubic boron nitride crystal and a Wurtz-type boron nitride form a mixed crystal, more than half of the raw materials for the Wurtz-type boron nitride crystal convert into cubic boron nitride when ultra-high pressure and high temperature conditions are applied. It is preferable that This was obtained from the evaluation of cutting performance. The binder is a carbide-oxide-based binder.
It consists of three metallic components. The carbide-based composition accounts for less than 50-97% of the binder,
Moreover, TiC alone or a part of TiO is a,
A metal substituted with one or more of carbides (excluding TiC), nitrides, and borides of Group A metals, and the amount of substitution is smaller than that of TiC is selected. The reason why TiC was used as the main component was to consider the sinterability of TiC's properties, and the reason why other carbides were substituted was to increase the toughness of the bonding material. In addition, the oxide composition is 3 to 50% in the binder.
% of the binder, one or more of Al 2 O 3 , MgO, ZrO 2 and Cr 2 O 3 is selected, and the metal composition contains 20% or less (including 0) of the binder. ), the first of Nb, Ta, Zr, Mo and Ti
2nd group consisting of Ni and Co, and 3rd group consisting of Al and Si. In this case, the first group is contained within a range of 1 to 1/100 of the total amount of the second and third groups.
These oxide-based and metal-based binders were added in hopes of improving oxidation resistance and acting as bonding aids. Chip 1 made of this high hardness sintered body
is disposed within the bite shank 2 and the chip seat 3 as shown in FIG. 2, for example, and the clamp member 4
It is fixed by and involved in cutting. In addition, the one shown in FIG. 3 is fixed on a base metal 5 made of cemented carbide and is brazed to form a throw-away chip 6. In this fixation, when the chip 1 made of a high-hardness sintered body is sintered under ultra-high pressure and high temperature, it is sintered and fixed to the already sintered cemented carbide base metal 5. Example 1 The high-hardness sintered body constituting the chip 1 contains 3 μm cubic boron nitride in an amount of 30% by volume (hereinafter simply referred to as %), and the remaining 70% is a binder. The binding material takes 50% as a carbide component.
A solid solution powder of 45% TiC-5% TaC was applied. In addition, Al 2 O 3 was selected as the oxide component with a content of 10%. Furthermore, as a 10% metal component, the first
3% Nb was selected from the group, 4% Ni was selected from the second group, and 3% Al was selected from the third group. Next, the mixed powder of boron nitride and the binder is mixed in a ball mill for 40 hours, degassed and preformed in a vacuum furnace, and then placed in an ultra-high pressure container together with the cemented carbide base metal 5 and sintered. did. The ultra-high pressure and high temperature state at this time is 55,000 atmospheres of pressure and 1,380 degrees Celsius.
Sintered by holding for 20 minutes. The chip 1 thus obtained was subjected to a brazing and grinding process to form a throw-away chip 6 as shown in FIG. 3. The cutting test was conducted using S48C (HRC=26) as the work material.
, cutting speed V = 200m/min, depth of cut d =
Turning was performed under the conditions of 0.5 mm, feed rate f = 0.01 m/rev, and no cutting fluid, and the results shown in Figure 4 were obtained. In Figure 4, the horizontal axis shows the cutting time (unit: minutes) and the vertical axis shows the flank wear V B (unit : mm). year,
Those for comparison are shown as B-E, respectively. In this case, B is ceramic, C is cermet, D is cemented carbide, and E contains a large amount of cubic boron nitride.
It is made by CBN tools. In addition, as a result of examining the finished surface roughness Hmax of the work material, it was 2 μm for the product of the present invention (A), 6 μm for ceramic (B), and 6 μm for cermet (C).
A significant difference was seen at 10 μm. As can be seen from the comparison with E, the reason why such results were obtained for the product of the present invention is not due to the amount of boron nitride crystals, but due to the influence of the binder. In particular, since the present invention uses a carbide-based binder as the main material, welds from the workpiece material adhere to the cutting edge, and the coating of this weld protects the cutting edge, reducing wear. It is. On the other hand, in the case of high CBN tools, which are excluded in the present invention, the deposits do not adhere to the cutting edge and do not form a protective coating on the cutting edge, so they are subjected to direct friction from the work material, increasing tool wear. There is. In addition, since the workpiece material is carbon steel with low hardness, the cutting resistance is lower than that of high-hardness steel.As a result, chipping wear does not occur, and most of the wear appears as normal flank wear, especially as described above. The protective coating reduces tool wear. Example 2 Chip 1 made of a high-hardness sintered body contained 45% by volume of 3 μm cubic boron nitride, and the remaining 55% was used as a binder to form a throw-away chip 6 in the same manner as in Example 1. In this case, the binder is 30% TiC and 5% TaC as carbide components, 10% Al 2 O 3 as oxide components, 5% Mo from the first group as metal components, and 5% Mo as metal components. 3% from group
Ni.Co (2:1) and 2% Al from the third group were selected, respectively. Note that the content of the metal-based binder is set close to the upper limit. For the cutting test, FCG25 was selected as the work material.
Turning was carried out under the conditions of cutting speed V = 400 m/min, depth of cut d = 0.3 mm, feed f = 0.05 m/rev, and without cutting fluid, and the results shown in Fig. 5, which correspond to Fig. 4, were obtained. In FIG. 5, F is a cemented carbide coated with TiC. As for the life curve, there is not much difference until it becomes uncuttable, but in B to D and F, the surface roughness of the workpiece due to boundary wear is severe and the life is reached, and the finished surface roughness is similar to Example 1. The difference is noticeable. This result can also be explained by the same phenomenon as in Example 1. Note that similar results were obtained with other combinations of binders. Furthermore, it was confirmed that 20% or less (not including 0) is suitable for the metal-based binder. This is because when it exceeds 20%, the metallic properties become too strong.
This is because wear resistance, hardness, etc. decrease. Furthermore, it was confirmed that even when added in small amounts, it functions as a binding aid. Example 3 In Example 3, a ternary binder consisting of a carbide-oxide-metal system was applied to a cubic boron nitride (CBN) crystal. and,
The blending composition, mixing and pulverizing conditions, manufacturing conditions, etc. are as shown in Table 1. In Experiment No. 1, TiC was used alone as the carbide component, and in Experiments No. 2 to No. 6, the amount of CBN was increased to 10 to 50%. And No.1
~ In No. 6, the content of TiC is 60~ in the binder.
It is within the range of 82.9%. The results of the cutting test are shown in Table 1, and showed better results than conventional cermets and commercially available CBN sintered bodies. This is due in particular to the composition of the binder. Regarding the carbide-based binder, the upper limit was investigated based on the experimental example No. 4, but the lower limit of the oxide-based binder was 3% or more, and the metal-based binder as a bonding agent was It was confirmed that it was less than 97% of the lower limit of the binder.
【表】
実施例 ４
実施例４は、立方晶形窒化硼素（CBN）結晶
およびウルツ形窒化硼素（WBN）結晶を混在さ
せた場合と、ウルツ形窒化硼素（WBN）結晶を
単独にした場合に適用したものである。そして、
配合組成、混合粉砕条件、製造条件等は、第２表
に示すとおりである。
この結果、本発明品は、従来品であるサーメツ
トおよびCBN高硬度焼結体（CBN90％＋結合材
10％）に対し、すぐれた切削性能を示した。[Table] Example 4 Example 4 is applied to cases in which a cubic boron nitride (CBN) crystal and a wurtz-type boron nitride (WBN) crystal are mixed, and a case in which a wurtz-type boron nitride (WBN) crystal is used alone. This is what I did. and,
The blending composition, mixing and pulverizing conditions, manufacturing conditions, etc. are as shown in Table 2. As a result, the product of the present invention is different from conventional products such as cermet and CBN high hardness sintered body (CBN90% + binder material).
10%) showed excellent cutting performance.
【表】【table】
【表】
本発明の切削用の高硬度焼結体は、以上説明し
たように立方晶形窒化硼素結晶および／またはウ
ルツ形窒化硼素結晶を５〜50％含み、残りは、炭
化物系−酸化物系−金属系からなる特定された三
成分系の結合材としたものである。
そして、実施例１〜実施例４および各種の実験
結果から以下の事項が確認された。
立方晶形窒化硼素結晶および／またはウルツ
形窒化硼素結晶は、体積比で５〜50％含まれる
範囲であること。
これは、被削材として低炭素鋼、鋳鉄などを
対象としたことから、立方晶形窒化硼結結晶お
よび／またはウルツ形窒化硼素結晶の量をでき
るだけ少なくした配慮である。
結合材における炭化物系の組成分は、TiC単
独または、TiCの一部をａ、ａ、ａ族金
属の炭化物（TiCを除く）、窒化物および硼化
物の１種または２種以上で置換したものが適用
されること。
TiC単独またはTiC系のものを適用したの
は、これらが固溶することにより、高温高圧下
における焼結温度を下げ、焼結を容易にするこ
と及び靭性を向上させることからである。な
お、TiCの一部を置換したのは、靭性をさらに
増すための配慮である。しかし、TiCの置換量
は、TiCよりも少量であることが必要である。
これは、TiCの主体性がなくなることからであ
る。
TiCは、結合材うちの50〜97％未満を占める
こと。これは、TiCの高温特性を有効に働かせ
る配慮からである。そして、TiCを主体とした
ことから切削では、被削材からの溶着物が刃先
部分に密着し、このよう溶着物による被膜によ
つて刃先が保護され、摩耗が少くなつている。
なお、TiCの上限値は、酸化物系および金属系
の結合材における下限値から求められたもので
ある。
結合材における酸化物系の組成分は、結合材
中の３〜50％未満でAl2O3、MgO、ZrO2およ
びCr2O3の１種または２種以上が選択されるこ
と。この場合、上限値は、窒化硼素結晶および
金属系結合材の下限値から導き出されるもので
ある。
TiCにAl2O3などを添加したのは、高速切削
領域における耐酸化性を増加させる機能からで
ある。この結果、粒界に硬質粒子が存在する鋳
物系の被削材等に対して耐摩耗性を改善する。
しかし、３％未満では、高速切削におる耐酸化
性の効果が小さくまた、50％をこえるとTiC系
結合材の主体性がなくなる。
結合材の金属系の成分としては、Nb、Ta、
Zr、MoおよびTiの第１群、NiおよびCoの第
２群、AlおよびSiの第３群からそれぞれ選択
された１種または２種以上選択された三群成分
系が適用されること。
第１群の成分は、第２群および第３群の成分
に対して靭性を与え、高温強度を高める機能を
もつものである。特に第２群および第３群の成
分は、合金化または金属間化合物を形成しやす
く、一方金属系成分の硬度を高め窒化硼素結晶
の表面の濡れ性をよくする。すなわち、これら
の金属系の成分は、炭化物系、酸化物系の組成
分に対して結合助材的な役割をなし、結果的に
強固な結合強度が得られる。そして、第３群
は、高温延性、高温における降伏強さを伴つた
固溶体化の機能をなす。
なお、金属系の成分は、実施例２から20％以
下（０を含まず）含まれることが必要である。
これは、結合助材的な役割からで、多すぎる
と、耐摩耗性、硬度などが低下するからであ
る。
さらに、金属系の成分としては、例えばNb
−Ni−Al、Mo−Ni−Al、Mo−Co−Al、Ta
−Co−Al、Zr−Ni−Al、Ti−Ni−Alなどが
挙げられる。そして、この場合、第１群に対す
る第２群および第３群の割合については、例え
ば、Ni−Al、Co−Alを１としたときに、第１
群成分の体積割合は1/100〜１が好適範囲であ
つた。これは、第２群成分および第３群成分の
合金化、金属間化合物の形成に対して第１群の
靭性付与および高温強度を高める機能からであ
る。
本発明は、以上説明したように、窒化硼素結晶
を体積比で５〜50％とし、これに対する結合材と
して、炭化物系−酸化物系−金属系からなる特定
の三成分系のものを選択したことから、特に低硬
度の炭素鋼が鋳鉄の切削に好適するもので、工具
寿命の延長のほか仕上げ面あらさの向上が期待で
きるという利点を有する。[Table] As explained above, the high-hardness sintered body for cutting of the present invention contains 5 to 50% cubic boron nitride crystals and/or Wurtzian boron nitride crystals, and the remainder is carbide-oxide based - A specified three-component binder consisting of metals. The following items were confirmed from Examples 1 to 4 and various experimental results. Cubic boron nitride crystals and/or Wurtzian boron nitride crystals should be contained in a volume ratio of 5 to 50%. This is a consideration to minimize the amount of cubic boron nitride crystals and/or wurtz-type boron nitride crystals since the workpiece material was low carbon steel, cast iron, etc. The carbide composition in the binder is TiC alone or a portion of TiC replaced with one or more of carbides (excluding TiC), nitrides, and borides of Group A, A, and A metals. shall apply. The reason why TiC alone or a TiC-based material was applied is that solid solution thereof lowers the sintering temperature under high temperature and high pressure, facilitates sintering, and improves toughness. Note that part of the TiC was replaced in order to further increase toughness. However, the amount of TiC to be replaced needs to be smaller than that of TiC.
This is because TiC will lose its independence. TiC shall account for less than 50-97% of the binder. This is to make use of TiC's high-temperature properties. Since TiC is used as the main material, during cutting, welds from the workpiece adhere to the cutting edge, and the cutting edge is protected by a coating of such welds, reducing wear.
Note that the upper limit value of TiC was determined from the lower limit values of oxide-based and metal-based binders. The oxide composition in the binder is 3 to less than 50%, and one or more of Al 2 O 3 , MgO, ZrO 2 and Cr 2 O 3 is selected. In this case, the upper limit is derived from the lower limit of the boron nitride crystal and the metallic binder. The reason for adding Al 2 O 3 to TiC is its ability to increase oxidation resistance in high-speed cutting areas. As a result, wear resistance is improved for cast workpieces and the like in which hard particles exist at grain boundaries.
However, if it is less than 3%, the effect of oxidation resistance in high-speed cutting is small, and if it exceeds 50%, the TiC-based binder loses its independence. The metallic components of the binder include Nb, Ta,
A three-group component system selected from one or more selected from the first group of Zr, Mo and Ti, the second group of Ni and Co, and the third group of Al and Si is applied. The components of the first group have the function of imparting toughness to the components of the second and third groups and increasing high-temperature strength. In particular, the components of the second and third groups tend to form alloys or intermetallic compounds, while increasing the hardness of the metallic components and improving the wettability of the surface of the boron nitride crystal. That is, these metal components act as bonding aids for the carbide and oxide components, resulting in strong bonding strength. The third group functions as a solid solution with high-temperature ductility and high-temperature yield strength. Note that, from Example 2, it is necessary that the metal component be contained in an amount of 20% or less (not including 0).
This is because it plays a role as a bonding aid, and if it is too large, wear resistance, hardness, etc. will decrease. Furthermore, as a metal component, for example, Nb
−Ni−Al, Mo−Ni−Al, Mo−Co−Al, Ta
-Co-Al, Zr-Ni-Al, Ti-Ni-Al and the like. In this case, regarding the ratio of the second group and the third group to the first group, for example, when Ni-Al and Co-Al are set to 1,
The preferred range for the volume ratio of the group components was 1/100 to 1. This is due to the function of alloying the second group component and the third group component and increasing the toughness and high temperature strength of the first group against the formation of intermetallic compounds. As explained above, in the present invention, boron nitride crystal has a volume ratio of 5 to 50%, and a specific three-component system consisting of a carbide system, an oxide system, and a metal system is selected as a binder for the boron nitride crystal. Therefore, carbon steel with low hardness is particularly suitable for cutting cast iron, and has the advantage of extending tool life and improving the finished surface roughness.
第１図は、本発明切削用の高硬度焼結体の一実
施例を示す斜視図、第２図は、クランプバイトに
組込んだときの斜視図、第３図は、スローアウエ
イチツプに適用したときの斜視図、第４図は、
S48Cを旋削したときのVB−Ｔ線図、第５図は、
FCG25を旋削したときのVB−Ｔ線図である。
１……チツプ、２……バイトシヤンク、５……
台金、６……スローアウエイチツプ。
Fig. 1 is a perspective view showing one embodiment of the high-hardness sintered body for cutting of the present invention, Fig. 2 is a perspective view when incorporated into a clamp bit, and Fig. 3 is applied to a throw-away tip. The perspective view when doing so, Figure 4, is
The VB -T diagram when turning S48C, Figure 5, is
It is a VB -T diagram when turning FCG25. 1...chip, 2...bite shank, 5...
Base metal, 6... Throwaway tip.
Claims (1)
形窒化硼素結晶が炭化物系−酸化物系−金属系か
らなる三成分系の結合材とともに、超高圧、高温
下で焼結されるようにした切削用の高硬度焼結体
において、 前記窒化硼素結晶は、５〜50体積％（以下単に
％）含まれ、また、結合材は、50〜95％含まれる
とともに、炭化物系の結合材が、結合材中の50〜
97％未満で、酸化物系および金属系の結合材が残
りを占めるようになつており、 前記炭化物系の結合材は、TiC単独、または
TiCの一部をａ、ａ、ａ族金属の炭化物
（TiCを除く）、窒化物および硼化物の１種または
２種以上で置換し、その置換量をTiCよりも少量
としたものからなり、 前記酸化物系の結合材は、結合材中の３〜50％
未満で、Al2O3、MgO、ZrO2およびCr2O3の１種
または２種以上からなり、 前記金属系の結合材は、結合材のうちの20％以
下（０を含まず）で、Nb、Ta、Zr、Moおよび
Tiの第１群、NiおよびCoの第２群、AlおよびSi
の第３群からそれぞれ選択された１種または２種
以上が含まれ、しかも第１群が第２群および第３
群の総量に対して１〜1/100含まれていることを
特徴とする切削用の高硬度焼結体。[Claims] 1. A cubic boron nitride crystal and/or a Wurtzian boron nitride crystal are sintered together with a ternary binder consisting of a carbide-oxide-metal system under ultra-high pressure and high temperature. In the high-hardness sintered body for cutting, the boron nitride crystal is contained in an amount of 5 to 50% by volume (hereinafter simply referred to as %), and the binder is contained in an amount of 50 to 95%, and a carbide-based bond is contained. The material is 50~
Less than 97%, oxide-based and metal-based binders account for the remainder, and the carbide-based binders are TiC alone or
A part of TiC is replaced with one or more of carbides (excluding TiC), nitrides, and borides of Group A, A, and A metals, and the amount of the substitution is smaller than that of TiC, The oxide-based binder accounts for 3 to 50% of the binder.
The metal binder is less than 20% (excluding zero) of the binder and consists of one or more of Al 2 O 3 , MgO, ZrO 2 and Cr 2 O 3 . , Nb, Ta, Zr, Mo and
1st group of Ti, 2nd group of Ni and Co, Al and Si
The first group contains one or more selected from the third group, and the first group includes the second group and the third group.
A high hardness sintered body for cutting, characterized in that it contains 1 to 1/100 of the total amount of the group.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3149181A JPS57145960A (en) | 1981-03-05 | 1981-03-05 | High hardness sintered body for cutting |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3149181A JPS57145960A (en) | 1981-03-05 | 1981-03-05 | High hardness sintered body for cutting |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57145960A JPS57145960A (en) | 1982-09-09 |
| JPS6334216B2 true JPS6334216B2 (en) | 1988-07-08 |
Family
ID=12332721
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3149181A Granted JPS57145960A (en) | 1981-03-05 | 1981-03-05 | High hardness sintered body for cutting |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57145960A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03129047A (en) * | 1989-10-13 | 1991-06-03 | Gantan Biyuut Kogyo Kk | System atized rafter member in roof structure |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012105710A1 (en) * | 2011-02-04 | 2012-08-09 | 株式会社タンガロイ | cBN SINTERED MATERIAL TOOL AND COATED cBN SINTERED MATERIAL TOOL |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5531517A (en) * | 1978-08-21 | 1980-03-05 | Mitsubishi Metal Corp | Sintered material with tenacity and wear resistance for cutting tool |
| JPS55130859A (en) * | 1979-04-02 | 1980-10-11 | Sumitomo Electric Industries | Sintered body with high hardness for cuttinggworking cast iron and its preparation |
-
1981
- 1981-03-05 JP JP3149181A patent/JPS57145960A/en active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5531517A (en) * | 1978-08-21 | 1980-03-05 | Mitsubishi Metal Corp | Sintered material with tenacity and wear resistance for cutting tool |
| JPS55130859A (en) * | 1979-04-02 | 1980-10-11 | Sumitomo Electric Industries | Sintered body with high hardness for cuttinggworking cast iron and its preparation |
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| JPH03129047A (en) * | 1989-10-13 | 1991-06-03 | Gantan Biyuut Kogyo Kk | System atized rafter member in roof structure |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57145960A (en) | 1982-09-09 |
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