(57)【要約】【課題】高硬度で優れた耐摩耗性を有し、研削加工により厚さを減少させても、変形量が小さい超硬合金製基板一体焼結体、及びそれを得るための立方晶窒化ホウ素焼結体を提供する。【解決手段】高温高圧下で立方晶窒化ホウ素焼結体を製造する方法において、焼結後の８００℃から６００℃までの冷却を、平均２００℃／分以下、好ましくは平均３０℃／分以下の冷却速度とし、立方晶窒化ホウ素焼結体または超硬合金製基板一体焼結体を製造する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
高温高圧下で立方晶窒化ホウ素焼結体を製造する方法において、焼結後、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、２００℃／分以下であることを特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
【請求項２】
８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、３０℃／分以下である請求項１に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
【請求項３】
８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、１０〜２００℃／分である請求項１に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
【請求項４】
８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、１０℃〜３０℃／分以下である請求項１に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれか１項に記載の製造方法で得られる立方晶窒化ホウ素焼結体。
【請求項６】
立方晶窒化ホウ素焼結体が、結合材を含む請求項５に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
【請求項７】
結合材が、ＩＶａ〜ＶＩａ族元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、ホウ化物、ＩＶａ〜ＶＩａ族元素とＶＩＩＩ族元素とからなるホウ化物、及びＡｌの化合物からなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物である請求項６に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
【請求項８】
立方晶窒化ホウ素焼結体が、超硬合金製基板との一体焼結体となっている請求項５に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
【請求項９】
請求項５乃至８のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体を用いたことを特徴とする切削工具。
【請求項１０】
請求項５乃至８のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体を用いたことを特徴とする軸受け。
【請求項１１】
請求項５乃至８のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体を用いたことを特徴とする線引ダイス。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高硬度で優れた耐摩耗性を有し、切削工具、軸受け、線引ダイス等の耐摩耗用素材として賞用される、立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法の改良に関する。
【０００２】
【従来の技術】
切削工具等の耐摩耗用素材としては、従来より炭化タングステン（ＷＣ）基の超硬材料が使用されてきた。しかしながら、需要者の要求がますます厳しくなっている現在、上記ＷＣ基超硬材料では需要者の要求を満たすことが困難となってきており、より優秀な耐摩耗用素材の開発が期待されている。
【０００３】
こうした要望に沿う耐摩耗用素材として、立方晶窒化ホウ素粉末に少量のＡｌと、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｖからなる群から選択された合金元素の少なくとも一種を含む金属相を含有させた焼結体（特開昭４８−１７５０３号公報）、あるいはセラミックスを結合材として用いたｃＢＮ焼結体（特公昭５７−３６３１号公報）等が提案されている。これらの焼結体は、工具としての強度を確保する等の目的から、一般に超硬合金からなる基板と一体焼結されている。
【０００４】
上記のような一体焼結体は、所定の厚さに研削加工した後ワイヤ−放電加工等により所望の形状に切断され、工具として仕上げられる場合と、所定の厚さに研削加工した後ワイヤ−放電加工等により所望の形状に切断され、その後、一般には超硬合金製の台金にろう付けされ、工具として仕上げられる場合がある。何れの場合においても、一体焼結体を実用に供するには、高温高圧装置より取り出された状態から、研削加工により厚さを減少させる必要がある。
【０００５】
一方、これらの立方晶窒化ホウ素焼結体と超硬合金製基板の熱膨張係数は一致しないことが多く、そのため、一体焼結体には熱応力が残留している。このような熱応力が残留している一体焼結体の厚さを研削加工により減少させると、応力のバランスが崩れるため、しばしば、湾曲等の変形を生じる。湾曲等の変形は、その後の精密加工の障害となるため、研削加工により厚さが減少しても変形を生じ難い一体焼結体の開発が望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
平面研削加工により厚さを減少させても、変形量が小さい立方晶窒化ホウ素焼結体、超硬合金製基板一体焼結体を提供する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、高温高圧下で立方晶窒化ホウ素焼結体を製造する方法において、８００℃から６００℃までの冷却を平均２００℃／分以下の冷却速度とするにより、研削加工により厚さが減少しても変形を生じにくい一体焼結体が得られることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００８】
本発明の製造方法により、研削加工により厚さが減少しても変形を生じにくい一体焼結体が得られる理由は、８００℃から６００℃までの冷却を平均２００℃／分以下の冷却速度とするにより、超硬合金に含有されるＣｏやＷＣ等が、再配列等により移動し、そのため、立方晶窒化ホウ素焼結体と超硬合金製基板の熱膨張係数差による残留熱応力が緩和されるためと推察される。
【０００９】
すなわち、本発明は、以下（１）〜（１１）に関する。
（１）高温高圧下で立方晶窒化ホウ素焼結体を製造する方法において、焼結後、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、２００℃／分以下であることを特徴とする立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
（２）８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、３０℃／分以下である前項１に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
（３）８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、１０〜２００℃／分である前項１に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
（４）８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、１０℃〜３０℃／分以下である前項１に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法。
（５）前項１乃至４のいずれか１項に記載の製造方法で得られる立方晶窒化ホウ素焼結体。
（６）立方晶窒化ホウ素焼結体が、結合材を含む前項５に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
（７）結合材が、ＩＶａ〜ＶＩａ族元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、ホウ化物、ＩＶａ〜ＶＩａ族元素とＶＩＩＩ族元素とからなるホウ化物、及びＡｌの化合物からなる群より選ばれる少なくとも１種の化合物である前項６に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
（８）立方晶窒化ホウ素焼結体が、超硬合金製基板との一体焼結体となっている前項５に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体。
【００１０】
（９）前項５乃至８のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体を用いたことを特徴とする切削工具。
（１０）前項５乃至８のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体を用いたことを特徴とする軸受け。
（１１）前項５乃至８のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素焼結体を用いたことを特徴とする線引ダイス。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明において、焼結後、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が、２００℃／分以下であり、好ましくは、３０℃／分以下である。平均冷却速度が２００℃／分より速いと、立方晶窒化ホウ素焼結体と超硬合金製基板の熱膨張係数差による残留熱応力の緩和が不充分であり、研削加工による厚さの減少による変形量が大きく好ましくない。平均冷却速度の下限は、特に無いが、生産効率の観点から１０℃／分以上が好ましい。
【００１２】
本発明の立方晶窒化ホウ素焼結体は、結合材を含んでもよい。結合材としては、例えば、ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、ホウ化物、ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族元素とＶＩＩＩ族元素とからなるホウ化物、及びＡｌの化合物が挙げられる。
【００１３】
ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、ホウ化物、ＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族元素とＶＩＩＩ族元素とからなるホウ化物、Ａｌの化合物としては、例えば、ＴｉＣ，ＴｉＢ２，Ｔｉ２Ｂ５，Ｔｉ３Ｂ４，ＴｉＢ，ＴｉＮ，Ｔｉ２Ｎ，ＴｉＣｘＮ１−ｘ（０＜ｘ＜１），ＺｒＣ，ＺｒＢ２，ＺｒＢ１２，ＺｒＮ，ＺｒＣｘＮ１−ｘ（０＜ｘ＜１），ＨｆＣ，ＨｆＢ２，ＨｆＢ，ＨｆＢ１２，Ｈｆ３Ｎ２，ＨｆＮ，Ｈｆ４Ｎ３，ＨｆＣｘＮ１−ｘ（０＜ｘ＜１），ＶＣ，Ｖ４Ｃ３，Ｖ８Ｃ７，ＶＢ２，Ｖ３Ｂ４，Ｖ３Ｂ１２，ＶＢ，Ｖ５Ｂ６，Ｖ２Ｂ２，ＶＮ，Ｖ２Ｎ，ＶＣｘＮ１−ｘ（０＜ｘ＜１），ＮｂＣ，Ｎｂ６Ｃ５，Ｎｂ２Ｃ，ＮｂＢ２，Ｎｂ３Ｂ２，ＮｂＢ，ＮｂＣｘＮ１−ｘ（０＜ｘ＜１），ＴａＣ，Ｔａ２Ｃ，ＴａＢ２，Ｔａ２Ｂ，Ｔａ３Ｂ２，ＴａＢ，Ｔａ３Ｂ４，ＴａＣｘＮ１−ｘ（０＜ｘ＜１），Ｃｒ３Ｃ２，Ｃｒ２Ｃ，Ｃｒ２３Ｃ６，Ｃｒ７Ｃ３，ＣｒＢ，ＣｒＢ４，Ｃｒ２Ｂ，Ｃｒ２Ｂ３，Ｃｒ５Ｂ３，ＣｒＢ２，Ｃｒ２Ｎ，ＣｒＮ，Ｍｏ２Ｃ，ＭｏＣ，ＭｏＢ，Ｍｏ２Ｂ５，ＭｏＢ４，Ｍｏ２Ｂ，ＭｏＢ２，ＷＣ，Ｗ２Ｃ，ＷＢ４，ＷＮ，Ｗ２Ｎ，これらの固溶体、複化合物、不定比組成の化合物，Ｗ２ＦｅＢ，ＷＦｅＢ，ＭｏＦｅ２Ｂ４，Ｍｏ２Ｆｅ１３Ｂ５，ＭｏＦｅ２Ｂ４，Ｍｏ２ＦｅＢ２，ＴａＮｉＢ２，ＨｆＣｏ３Ｂ２，ＭｏＣｏＢ，Ｍｏ２ＣｏＢ２，ＭｏＣｏ２Ｂ４，ＮｂＣｏＢ２，ＮｂＣｏＢ，Ｎｂ３Ｃｏ４Ｂ７，Ｎｂ２Ｃｏ３Ｂ５，Ｗ３ＣｏＢ３，ＷＣｏＢ，Ｗ２ＣｏＢ２，Ｗ２Ｃｏ２１Ｂ６，ＡｌＢ１２，ＡｌＢ１０，ＡｌＢ２，Ａｌ３Ｂ４８Ｃ２，Ａｌ８Ｂ４Ｃ７，ＡｌＢ１２Ｃ２，及びＡｌＮが挙げられる。
【００１４】
本発明は、試料アセンブリにより限定されることは無く、８００℃から６００℃までの平均冷却速度を２００℃／分以下とすることができる超高圧高温発生装置を用いれば実施することが出来る。冷却以外の条件は得に限定されないが、例えば、焼結条件として、圧力４ＧＰａ〜７．７ＧＰａ、温度１２００℃〜２５００℃程度、保持時間１０／分〜２時間の範囲が好ましく用いられる。
【００１５】
【実施例】
以下に実施例、比較例を掲げて本発明を更に詳しく説明するが、本発明はこれら実施例のみに限定されるものではない。
【００１６】
実施例１：
平均粒径５μｍの立方晶窒化ホウ素粉末９５体積％に、平均粒径１．５μｍのＣｏ粉末を５体積％となるよう秤取し、ボ−ルミルを用いて２４時間湿式混合を行った。混合溶媒にはアセトン（試薬特級）を用いた。混合スラリ−を十／分乾燥し原料粉末とした。この原料粉末を、焼結体とした場合にφ５５×１．２ｍｍｔとなる量だけ秤取し、平均粒径３μｍの炭化タングステン粒子と、１１質量％のＣｏを含有するφ５５×３．８ｔの超硬合金基板とともに超高圧高温焼結装置に装入した。
【００１７】
焼結は、圧力５ＧＰａ、温度１５００℃、保持時間６０／分の条件で行った。焼結終了後、８００℃から６００℃の間を３０℃／分の速度で冷却し、立方晶窒化ホウ素焼結体と超硬合金製基板との一体焼結体を得た。
【００１８】
この焼結体の外周を、ダイヤモンド砥石を用いて５０ｍｍφまで円筒研削し、更に、立方晶窒化ホウ素焼結体層が１ｍｍｔ、超硬合金製基板層が２ｍｍｔとなるまで、ダイヤモンド砥石を用いて平面研削し、変形量測定試料とした。
【００１９】
この変形量測定試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料を定盤上に配置し、定盤から試料面までの高さを、マイクロメ−タ−を用いて測定したところ、試料外周部と試料中央部の高さの差は２μｍだった。
【００２０】
実施例２：
８００℃から６００℃の冷却速度を６０℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は５μｍだった。
【００２１】
実施例３：
８００℃から６００℃の冷却速度を１００℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は７μｍだった。
【００２２】
実施例４：
８００℃から６００℃の冷却速度を１５℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は２μｍだった。
【００２３】
実施例５：
８００℃から６００℃の冷却速度を１０℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は２μｍだった。
【００２４】
実施例６：
８００℃から６００℃の冷却速度を１５０℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は１１μｍだった。
【００２５】
実施例７：
８００℃から６００℃の冷却速度を２００℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は１４μｍだった。
【００２６】
実施例８：
８００℃から６５０℃の間を１５０℃／分の速度で冷却し、、６５０℃で６／分保持、更に６５０℃から６００℃の間を１５０℃／分の速度で冷却した以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は３μｍだった。
【００２７】
比較例１：
８００℃から６００℃の冷却速度を２５０℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は４２μｍだった。
【００２８】
比較例２：
８００℃から６００℃の冷却速度を３００℃／分とした以外は実施例１と同様に実験を行ったところ、得られた試料は立方晶窒化ホウ素焼結体層側が凸に変形しており、同試料の外周部と中央部の高さの差は７１μｍだった。
【００２９】
【発明の効果】
本発明の立方晶窒化ホウ素焼結体の製造方法を用いれば、平面研削加工により厚さを減少させても、変形量が小さい立方晶窒化ホウ素焼結体及び超硬合金製基板一体焼結体を得ることが可能となる。これらを用いることにより優れた耐摩耗性を有する切削工具、軸受け、線引ダイス等が得られる。