JP2949863B2 - 高靱性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 - Google Patents
高靱性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法Info
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- JP2949863B2 JP2949863B2 JP3005368A JP536891A JP2949863B2 JP 2949863 B2 JP2949863 B2 JP 2949863B2 JP 3005368 A JP3005368 A JP 3005368A JP 536891 A JP536891 A JP 536891A JP 2949863 B2 JP2949863 B2 JP 2949863B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、特に工具などの高い強
度を要求される分野に適した靭性の高い緻密な多結晶ダ
イヤモンド構造とおよびその気相合成による製造方法に
関するものである。
度を要求される分野に適した靭性の高い緻密な多結晶ダ
イヤモンド構造とおよびその気相合成による製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ダイヤモンド微粉末を超高圧下で焼結し
てなるダイヤモンド焼結体は、既に非鉄金属類の切削工
具、ドリルビット、線引きダイスなどに広く使用されて
いる。
てなるダイヤモンド焼結体は、既に非鉄金属類の切削工
具、ドリルビット、線引きダイスなどに広く使用されて
いる。
【０００３】たとえば、特公昭５２−１２１２６号公報
にはこの種のダイヤモンド焼結体が開示されており、そ
こではダイヤモンド粉末をＷＣ−Ｃｏ超硬合金の成形体
または焼結体に接するように配置し、超硬合金の液相が
生じる温度以上の温度ならびに超高圧下で焼結する方法
がとられている。この方法により製造されたダイヤモン
ド焼結体は、約１０〜１５体積％のＣｏを含有し、非鉄
金属などの切削加工用工具としては十分実用的な性能を
有している。
にはこの種のダイヤモンド焼結体が開示されており、そ
こではダイヤモンド粉末をＷＣ−Ｃｏ超硬合金の成形体
または焼結体に接するように配置し、超硬合金の液相が
生じる温度以上の温度ならびに超高圧下で焼結する方法
がとられている。この方法により製造されたダイヤモン
ド焼結体は、約１０〜１５体積％のＣｏを含有し、非鉄
金属などの切削加工用工具としては十分実用的な性能を
有している。
【０００４】しかし、このダイヤモンド焼結体は、耐熱
性に劣り、たとえば７００℃以上の温度に加熱すると耐
摩耗性および強度の低下が見られ、さらに９００℃以上
の温度では焼結体が破壊されてしまう。これはダイヤモ
ンド粒子と結合材であるＣｏとの界面においてダイヤモ
ンドの黒鉛化が生じること、ならびに両者の加熱時にお
ける熱膨張率の差に基づく熱応力によるものと考えられ
る。
性に劣り、たとえば７００℃以上の温度に加熱すると耐
摩耗性および強度の低下が見られ、さらに９００℃以上
の温度では焼結体が破壊されてしまう。これはダイヤモ
ンド粒子と結合材であるＣｏとの界面においてダイヤモ
ンドの黒鉛化が生じること、ならびに両者の加熱時にお
ける熱膨張率の差に基づく熱応力によるものと考えられ
る。
【０００５】また、上記のＣｏを結合材としたダイヤモ
ンド焼結体を酸処理して大部分の結合金属層を除去する
と、焼結体の耐熱性が向上することが知られている。た
とえば、特開昭５３−１１４５８９号公報には、このよ
うにして耐熱性を改善したダイヤモンド焼結体が開示さ
れている。しかしながら、この方法により除去された結
合金属層の部分は空孔となるため、耐熱性こそ向上する
ものの強度が低下するという問題があった。
ンド焼結体を酸処理して大部分の結合金属層を除去する
と、焼結体の耐熱性が向上することが知られている。た
とえば、特開昭５３−１１４５８９号公報には、このよ
うにして耐熱性を改善したダイヤモンド焼結体が開示さ
れている。しかしながら、この方法により除去された結
合金属層の部分は空孔となるため、耐熱性こそ向上する
ものの強度が低下するという問題があった。
【０００６】一方、気相合成法を用いて基体上にダイヤ
モンド薄膜をコーティングした工具が知られている。し
かしながら、通常の気相合成法により形成したダイヤモ
ンド膜は膜厚が薄く、かつ基体との密着強度が不十分で
あるため、切削などに用いる工具としては十分な性能が
得られなかった。
モンド薄膜をコーティングした工具が知られている。し
かしながら、通常の気相合成法により形成したダイヤモ
ンド膜は膜厚が薄く、かつ基体との密着強度が不十分で
あるため、切削などに用いる工具としては十分な性能が
得られなかった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、上記し
た従来のダイヤモンド工具の問題点に検討を加え、特願
昭６３−３４０３３号および特願昭６３−３４０３４号
により強度、耐摩耗性および耐熱性を改善した実質的に
ダイヤモンドのみからなる多結晶体工具を提案した。
た従来のダイヤモンド工具の問題点に検討を加え、特願
昭６３−３４０３３号および特願昭６３−３４０３４号
により強度、耐摩耗性および耐熱性を改善した実質的に
ダイヤモンドのみからなる多結晶体工具を提案した。
【０００８】しかしながら、このダイヤモンドの多結晶
体工具においても、断続切削や硬質セラミックスの切削
などのように、刃先に高い押力や衝撃力が加わる場合に
は欠損しやすいという問題があった。
体工具においても、断続切削や硬質セラミックスの切削
などのように、刃先に高い押力や衝撃力が加わる場合に
は欠損しやすいという問題があった。
【０００９】したがって、本発明はかかる従来の事情に
鑑み、工具としての使用に耐え得るような強度の高い高
靭性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
鑑み、工具としての使用に耐え得るような強度の高い高
靭性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】請求項１に係る高靭性多
結晶ダイヤモンドは、相互に積層された第１の層と第２
の層とを含む。第１の層は、その結晶粒子が六面体また
は八面体のいずれかの形状を有する多結晶ダイヤモンド
層であり、また第２の層は、多結晶ダイヤモンドの結晶
粒子より粒径の小さい双晶ダイヤモンド層、または非晶
質ダイヤモンド層のいずれか一方から構成される。
結晶ダイヤモンドは、相互に積層された第１の層と第２
の層とを含む。第１の層は、その結晶粒子が六面体また
は八面体のいずれかの形状を有する多結晶ダイヤモンド
層であり、また第２の層は、多結晶ダイヤモンドの結晶
粒子より粒径の小さい双晶ダイヤモンド層、または非晶
質ダイヤモンド層のいずれか一方から構成される。
【００１１】請求項２に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、第１の層の厚さが多結晶ダイヤモンドの結晶粒子の
粒子径のほぼ１〜２倍に形成されている。
は、第１の層の厚さが多結晶ダイヤモンドの結晶粒子の
粒子径のほぼ１〜２倍に形成されている。
【００１２】請求項３に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、第１の層の多結晶ダイヤモンド層の結晶粒子の粒子
径は、０．１μｍ〜１０μｍである。
は、第１の層の多結晶ダイヤモンド層の結晶粒子の粒子
径は、０．１μｍ〜１０μｍである。
【００１３】請求項４に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、第２の層の厚みが、第１の層の厚みの１／１０〜１
／２である。
は、第２の層の厚みが、第１の層の厚みの１／１０〜１
／２である。
【００１４】請求項５に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、第１の層と第２の層とが相互に複数層積層されてお
り、その最下層と最上層とに積層された層は、第１の層
を構成する多結晶ダイヤモンド層である。
は、第１の層と第２の層とが相互に複数層積層されてお
り、その最下層と最上層とに積層された層は、第１の層
を構成する多結晶ダイヤモンド層である。
【００１５】請求項６に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、第２の層が、多結晶ダイヤモンド層の結晶粒子より
粒径の小さい双晶ダイヤモンド層から構成されている。
は、第２の層が、多結晶ダイヤモンド層の結晶粒子より
粒径の小さい双晶ダイヤモンド層から構成されている。
【００１６】請求項７に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、双晶ダイヤモンド層の結晶粒子の粒子径が０．０５
μｍ〜８μｍである。
は、双晶ダイヤモンド層の結晶粒子の粒子径が０．０５
μｍ〜８μｍである。
【００１７】請求項８に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、積層された第２の層の厚みが５０μｍ〜３００μｍ
である。
は、積層された第２の層の厚みが５０μｍ〜３００μｍ
である。
【００１８】請求項９に係る高靭性多結晶ダイヤモンド
は、第２の層が非晶質ダイヤモンド層から構成される。
は、第２の層が非晶質ダイヤモンド層から構成される。
【００１９】請求項１０に係る高靭性多結晶ダイヤモン
ドは、非晶質ダイヤモンド層のヴィッカース硬度が、３
０００〜１００００ｋｇ／ｍｍ2 である。
ドは、非晶質ダイヤモンド層のヴィッカース硬度が、３
０００〜１００００ｋｇ／ｍｍ2 である。
【００２０】請求項１１に係る高靭性多結晶ダイヤモン
ドの製造方法は、まず、基材表面上に低圧気相法を用い
て第１の合成条件下で、その結晶粒子が六面体または八
面体のいずれかの形状を有する多結晶ダイヤモンドの第
１層を形成する。次に、多結晶ダイヤモンドの第１層の
表面上に、低圧気相法を用いて第２の合成条件下で双晶
多結晶ダイヤモンド層または非晶質ダイヤモンド層のい
ずれか一方の第２層を形成する。
ドの製造方法は、まず、基材表面上に低圧気相法を用い
て第１の合成条件下で、その結晶粒子が六面体または八
面体のいずれかの形状を有する多結晶ダイヤモンドの第
１層を形成する。次に、多結晶ダイヤモンドの第１層の
表面上に、低圧気相法を用いて第２の合成条件下で双晶
多結晶ダイヤモンド層または非晶質ダイヤモンド層のい
ずれか一方の第２層を形成する。
【００２１】請求項１２に係る製造方法では、第１層の
形成工程と、第２層の形成工程とが繰り返して行なわれ
る。
形成工程と、第２層の形成工程とが繰り返して行なわれ
る。
【００２２】請求項１３に係る製造方法では、第１の合
成条件と第２の合成条件とが１０秒以内で変換される。
成条件と第２の合成条件とが１０秒以内で変換される。
【００２３】請求項１４に係る製造方法では、第１の合
成条件と第２の合成条件とは基材の温度が異なる。
成条件と第２の合成条件とは基材の温度が異なる。
【００２４】請求項１５に係る製造方法では、第１の合
成条件と第２の合成条件とは、低圧気相法に用いる原料
ガス中の有機炭素化合物の濃度が異なる。
成条件と第２の合成条件とは、低圧気相法に用いる原料
ガス中の有機炭素化合物の濃度が異なる。
【００２５】請求項１６に係る製造方法では、第１層
は、その膜厚が結晶粒径の１ないし２倍となるように合
成される。
は、その膜厚が結晶粒径の１ないし２倍となるように合
成される。
【００２６】請求項１７に係る製造方法では、第１の合
成条件は第１層の結晶粒径が０．１〜１０μｍとなるよ
うに選ばれる。
成条件は第１層の結晶粒径が０．１〜１０μｍとなるよ
うに選ばれる。
【００２７】請求項１８に係る製造方法は、第２層の膜
厚が第１層の膜厚の１／１０〜１／２となるように形成
される。
厚が第１層の膜厚の１／１０〜１／２となるように形成
される。
【００２８】請求項１９に係る製造方法では、双晶ダイ
ヤモンド層の粒径が０．０５μｍ〜８μｍとなるような
第２の合成条件が選ばれる。
ヤモンド層の粒径が０．０５μｍ〜８μｍとなるような
第２の合成条件が選ばれる。
【００２９】請求項２０に係る製造方法では、非晶質ダ
イヤモンド層のヴィッカース硬度が３０００〜１０００
０ｋｇ／ｃｍ2 となるように第２の合成条件が選ばれ
る。
イヤモンド層のヴィッカース硬度が３０００〜１０００
０ｋｇ／ｃｍ2 となるように第２の合成条件が選ばれ
る。
【００３０】
【発明の作用効果】本発明者らは、まず特開平１−２１
２７６６号公報および特開平１−２１２７６７号公報に
開示した多結晶体の断面組織の観察を行なった。その結
果、断続切削などで欠損しやすいこれらの多結晶体に共
通する点として、 柱状晶であること 多結晶体の厚さが増大するとともに、析出する粒子
が粗大化することを見出した。これらの特徴は、多結晶
体の厚さ方向の強度低下を招き、かつ１つの粒子の脱落
が大きな欠損につながるということを示唆していると考
えられた。したがって、多結晶体の耐欠損性を向上させ
るためには、その構成粒子を粒状化させ、かつ粒径が小
さくなるように制御することが必要であると考察した。
２７６６号公報および特開平１−２１２７６７号公報に
開示した多結晶体の断面組織の観察を行なった。その結
果、断続切削などで欠損しやすいこれらの多結晶体に共
通する点として、 柱状晶であること 多結晶体の厚さが増大するとともに、析出する粒子
が粗大化することを見出した。これらの特徴は、多結晶
体の厚さ方向の強度低下を招き、かつ１つの粒子の脱落
が大きな欠損につながるということを示唆していると考
えられた。したがって、多結晶体の耐欠損性を向上させ
るためには、その構成粒子を粒状化させ、かつ粒径が小
さくなるように制御することが必要であると考察した。
【００３１】このような考察に基づき、本発明において
は、まず多結晶ダイヤモンドの合成方法として低圧気相
法を用いている。この多結晶ダイヤモンドの合成手段と
しては、公知のあらゆる方法が可能であり、熱電子放射
やプラズマ放電を利用して原料ガスの分離・励起を生じ
させる方法や燃焼炎を用いた成膜方法などが有効であ
る。また、原料ガスとしては、有機炭素化合物と水素を
主成分とする混合ガスを用いることが一般的である。な
お、これら以外にアルゴンなどの不活性ガスや、酸素、
一酸化炭素、水なども多結晶ダイヤモンドの合成反応や
その特性を阻害しない範囲内であれば、原料中に含有さ
れていても差し支えない。
は、まず多結晶ダイヤモンドの合成方法として低圧気相
法を用いている。この多結晶ダイヤモンドの合成手段と
しては、公知のあらゆる方法が可能であり、熱電子放射
やプラズマ放電を利用して原料ガスの分離・励起を生じ
させる方法や燃焼炎を用いた成膜方法などが有効であ
る。また、原料ガスとしては、有機炭素化合物と水素を
主成分とする混合ガスを用いることが一般的である。な
お、これら以外にアルゴンなどの不活性ガスや、酸素、
一酸化炭素、水なども多結晶ダイヤモンドの合成反応や
その特性を阻害しない範囲内であれば、原料中に含有さ
れていても差し支えない。
【００３２】また、多結晶ダイヤモンドは基材の表面上
に合成される。使用される基材は、熱応力に起因する合
成膜の剥離を回避するために、できるだけダイヤモンド
と熱膨張率の差が小さいものが好ましい。たとえば、シ
リコン（Ｓｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン
（Ｗ）などが好ましい。これらの基材を用いた場合に
は、成膜後、酸への浸漬などの化学処理を施すことによ
って基材を溶解、除去せしめ、合成膜のみを回収するこ
とが可能である。
に合成される。使用される基材は、熱応力に起因する合
成膜の剥離を回避するために、できるだけダイヤモンド
と熱膨張率の差が小さいものが好ましい。たとえば、シ
リコン（Ｓｉ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン
（Ｗ）などが好ましい。これらの基材を用いた場合に
は、成膜後、酸への浸漬などの化学処理を施すことによ
って基材を溶解、除去せしめ、合成膜のみを回収するこ
とが可能である。
【００３３】さらに、この発明による多結晶ダイヤモン
ドの製造方法では、合成する際に、その合成条件を間欠
的に変動させることにより結晶の粒状化ならびに粒成長
抑制を図っている。具体的な方法としては、ガス組成、
圧力を一定とした場合、基材温度を調整することによ
り、析出粒子の形態変化を生じさせることができる。ま
た、ガス組成、圧力および基材温度を一定とした場合、
原料ガス中の有機炭素化合物の濃度を調整することによ
り同様に形態変化を生じさせることができる。図１はこ
れらの方法により析出した３つの形態を示すものであ
り、図１（ａ）は結晶粒形が六面体および／または八面
体の自形を呈する多結晶ダイヤモンドを、また図１
（ｂ）は（ａ）よりも微細な双晶ダイヤモンドを、図１
（ｃ）は、さらに微細な非晶質ダイヤモンドの結晶構造
を示している。
ドの製造方法では、合成する際に、その合成条件を間欠
的に変動させることにより結晶の粒状化ならびに粒成長
抑制を図っている。具体的な方法としては、ガス組成、
圧力を一定とした場合、基材温度を調整することによ
り、析出粒子の形態変化を生じさせることができる。ま
た、ガス組成、圧力および基材温度を一定とした場合、
原料ガス中の有機炭素化合物の濃度を調整することによ
り同様に形態変化を生じさせることができる。図１はこ
れらの方法により析出した３つの形態を示すものであ
り、図１（ａ）は結晶粒形が六面体および／または八面
体の自形を呈する多結晶ダイヤモンドを、また図１
（ｂ）は（ａ）よりも微細な双晶ダイヤモンドを、図１
（ｃ）は、さらに微細な非晶質ダイヤモンドの結晶構造
を示している。
【００３４】製造工程において、まず第１の合成条件下
で一定時間成膜し、図１（ａ）に示す多結晶ダイヤモン
ド層を合成した後、第２の合成条件に変換して（ｂ）の
双晶ダイヤモンド層あるいは（ｃ）の非晶質ダイヤモン
ド層を成膜する。その後、再び第１の合成条件に戻し、
（ａ）の多結晶ダイヤモンドを成膜する。この過程を繰
り返し、必要とする厚さになるまで連続することによ
り、多層積層型の多結晶体が得られる。第１の合成条件
を保持する時間は、合成される多結晶ダイヤモンド層
が、その結晶粒径の１〜２倍の膜厚を形成するのに要す
る時間とし、またその結晶粒径は０．１〜１０μｍの範
囲とすることが重要である。ここで、第１の合成条件を
保持する時間をこの範囲に規定するのは、この範囲より
も短時間であると、全面にわたって完全に成膜しきら
ず、粒状化しない可能性があるからである。また、上記
の範囲よりも長時間であると、そのダイヤモンド層が柱
状化してしまい、低強度となりやすいからである。さら
に、結晶の粒径を規定する理由は、粒径が０．１μｍよ
りも小さい場合には耐摩耗性が低下するからであり、ま
た１０μｍより大きい場合には粒状化しても強度が低い
からである。
で一定時間成膜し、図１（ａ）に示す多結晶ダイヤモン
ド層を合成した後、第２の合成条件に変換して（ｂ）の
双晶ダイヤモンド層あるいは（ｃ）の非晶質ダイヤモン
ド層を成膜する。その後、再び第１の合成条件に戻し、
（ａ）の多結晶ダイヤモンドを成膜する。この過程を繰
り返し、必要とする厚さになるまで連続することによ
り、多層積層型の多結晶体が得られる。第１の合成条件
を保持する時間は、合成される多結晶ダイヤモンド層
が、その結晶粒径の１〜２倍の膜厚を形成するのに要す
る時間とし、またその結晶粒径は０．１〜１０μｍの範
囲とすることが重要である。ここで、第１の合成条件を
保持する時間をこの範囲に規定するのは、この範囲より
も短時間であると、全面にわたって完全に成膜しきら
ず、粒状化しない可能性があるからである。また、上記
の範囲よりも長時間であると、そのダイヤモンド層が柱
状化してしまい、低強度となりやすいからである。さら
に、結晶の粒径を規定する理由は、粒径が０．１μｍよ
りも小さい場合には耐摩耗性が低下するからであり、ま
た１０μｍより大きい場合には粒状化しても強度が低い
からである。
【００３５】次に、第２の条件下で双晶ダイヤモンド層
あるいは非晶質ダイヤモンド層を成膜する工程におい
て、この第２の合成条件を保持する時間をこの多結晶層
の厚さが、その下層の多結晶ダイヤモンド層の厚さの
０．１〜０．５倍となるのに要する時間とすることが重
要である。この双晶ダイヤモンドあるいは非晶質ダイヤ
モンド層の厚さを多結晶ダイヤモンド層の厚さの０．１
〜０．５倍の範囲に規定するのは以下の理由による。ま
ず、その下限は、多結晶ダイヤモンド層の全面にわたっ
て双晶ダイヤモンドあるいは非晶質ダイヤモンドが成膜
するのに要する最短時間で定められている。また、その
上限は、これより長時間成膜を続けると、下層の多結晶
ダイヤモンド層に比べて強度が低い双晶ダイヤモンドや
非晶質ダイヤモンドの層が、全体の多結晶体の中に占め
る割合が大きくなり、全体の強度が低下するからであ
る。
あるいは非晶質ダイヤモンド層を成膜する工程におい
て、この第２の合成条件を保持する時間をこの多結晶層
の厚さが、その下層の多結晶ダイヤモンド層の厚さの
０．１〜０．５倍となるのに要する時間とすることが重
要である。この双晶ダイヤモンドあるいは非晶質ダイヤ
モンド層の厚さを多結晶ダイヤモンド層の厚さの０．１
〜０．５倍の範囲に規定するのは以下の理由による。ま
ず、その下限は、多結晶ダイヤモンド層の全面にわたっ
て双晶ダイヤモンドあるいは非晶質ダイヤモンドが成膜
するのに要する最短時間で定められている。また、その
上限は、これより長時間成膜を続けると、下層の多結晶
ダイヤモンド層に比べて強度が低い双晶ダイヤモンドや
非晶質ダイヤモンドの層が、全体の多結晶体の中に占め
る割合が大きくなり、全体の強度が低下するからであ
る。
【００３６】多結晶ダイヤモンド層の表面上に構成され
る層が双晶ダイヤモンドの場合には、その粒径が０．０
５〜８μｍであることが好ましい。これは、粒径が０．
０５μｍよりも小さい場合には、多結晶体の強度は高い
が耐摩耗性が低下する。また、粒径が８μｍより大きい
場合には、粒状化しても強度は低いからである。なお、
この双晶ダイヤモンドの粒径は、この双晶ダイヤモンド
層の上下に積層される多結晶ダイヤモンド層の粒径より
も小さく形成することが重要である。
る層が双晶ダイヤモンドの場合には、その粒径が０．０
５〜８μｍであることが好ましい。これは、粒径が０．
０５μｍよりも小さい場合には、多結晶体の強度は高い
が耐摩耗性が低下する。また、粒径が８μｍより大きい
場合には、粒状化しても強度は低いからである。なお、
この双晶ダイヤモンドの粒径は、この双晶ダイヤモンド
層の上下に積層される多結晶ダイヤモンド層の粒径より
も小さく形成することが重要である。
【００３７】また、第２の層として非晶質ダイヤモンド
を成膜する場合には、その表面のヴィッカース硬度が３
０００〜１００００ｋｇ／ｍｍ2 であることが好まし
い。これは、硬度が３０００ｋｇ／ｍｍ2 よりも小さい
場合には非晶質ダイヤモンド層の強度および耐磨耗性が
ともに低下し、工具素材としての性能が損われるからで
ある。また、１００００ｇ／ｍｍ2の場合は、Ｘ線回折
あるいはラマン分光分析により非晶質ダイヤモンドと同
定されるもので最も高い硬度を示すものの一般的な値を
示している。
を成膜する場合には、その表面のヴィッカース硬度が３
０００〜１００００ｋｇ／ｍｍ2 であることが好まし
い。これは、硬度が３０００ｋｇ／ｍｍ2 よりも小さい
場合には非晶質ダイヤモンド層の強度および耐磨耗性が
ともに低下し、工具素材としての性能が損われるからで
ある。また、１００００ｇ／ｍｍ2の場合は、Ｘ線回折
あるいはラマン分光分析により非晶質ダイヤモンドと同
定されるもので最も高い硬度を示すものの一般的な値を
示している。
【００３８】さらに、第２層は、上記のような条件に加
え、全体の層の厚さが５０〜３００μｍ、好ましくは１
００〜２００μｍとなるように成膜される。ここで、こ
の膜厚の下限値は、通常、工具は５０μｍ程度の摩耗が
生じるまで使用されることから定められ、また上限は３
００μｍよりも厚い膜を作製する場合にはコストが高く
つくことによって定められる。
え、全体の層の厚さが５０〜３００μｍ、好ましくは１
００〜２００μｍとなるように成膜される。ここで、こ
の膜厚の下限値は、通常、工具は５０μｍ程度の摩耗が
生じるまで使用されることから定められ、また上限は３
００μｍよりも厚い膜を作製する場合にはコストが高く
つくことによって定められる。
【００３９】上記のような自形を呈する結晶形状を有す
る多結晶ダイヤモンド層の第１の合成条件と双晶あるい
は非晶質ダイヤモンド層を形成する第２の合成条件との
変化させるための時間は１０秒以下で行なわれることが
好ましい。この条件の変化時間を長くすると、得られる
結晶組織の変化が緩慢で、望ましい粒状結晶が得られな
いからである。上記のような条件によって合成された多
結晶体は、微粒で粒状化した多層積層構造を有している
ため、高い強度を有し、工具素材などに適したものであ
る。
る多結晶ダイヤモンド層の第１の合成条件と双晶あるい
は非晶質ダイヤモンド層を形成する第２の合成条件との
変化させるための時間は１０秒以下で行なわれることが
好ましい。この条件の変化時間を長くすると、得られる
結晶組織の変化が緩慢で、望ましい粒状結晶が得られな
いからである。上記のような条件によって合成された多
結晶体は、微粒で粒状化した多層積層構造を有している
ため、高い強度を有し、工具素材などに適したものであ
る。
【００４０】
【実施例】以下、具体的な実施例について説明する。実施例１ マイクロ波プラズマＣＶＤ法により、Ｍｏ基板上に以下
の一定条件で多結晶ダイヤモンドを１０時間合成析出さ
せた。
の一定条件で多結晶ダイヤモンドを１０時間合成析出さ
せた。
【００４１】 混合ガス（流量） ：Ｈ2 ２００ｃｃ／ｍｉｎ ＣＨ4 ４ｃｃ／ｍｉｎ Ａｒ ５０ｃｃ／ｍｉｎ 混合ガス圧力 ： １００ ｔｏｒｒ マイクロ波発振出力： ８００ Ｗ 上記の例で得られた多結晶ダイヤモンド（Ａ）は、その
断面を電子顕微鏡により観察したところ、直径が最大で
２５μｍ、長さ約１５０μｍ程度の柱状結晶からなる組
織を呈していた。また、その成長上面の観察からは、粒
径約２５μｍの八面体結晶の集合体であることが判明し
た。
断面を電子顕微鏡により観察したところ、直径が最大で
２５μｍ、長さ約１５０μｍ程度の柱状結晶からなる組
織を呈していた。また、その成長上面の観察からは、粒
径約２５μｍの八面体結晶の集合体であることが判明し
た。
【００４２】次に、上記と同じ基材を用い、ガス流量、
ガス圧力を上記の条件に保持し、マイクロ波の発振出力
を調整することにより、８００Ｗと１２００Ｗの２条件
を間欠的に変動させた。各出力の保持時間は、８００Ｗ
を３０分、１２００Ｗを１５分とし、かつ変動に要する
時間は５秒で行なった。この条件で１０時間成膜して得
られた多結晶ダイヤモンド（Ｂ）は、厚さが１８０μｍ
であった。この多結晶体は、その断面観察から、径が約
５μｍ、長さが約８μｍの八面体粒状結晶の集合体の層
と、径が約４μｍ、長さが４μｍの双晶ダイヤモンドの
集合体の層が交互に積層した構造をとっていることが判
明した。
ガス圧力を上記の条件に保持し、マイクロ波の発振出力
を調整することにより、８００Ｗと１２００Ｗの２条件
を間欠的に変動させた。各出力の保持時間は、８００Ｗ
を３０分、１２００Ｗを１５分とし、かつ変動に要する
時間は５秒で行なった。この条件で１０時間成膜して得
られた多結晶ダイヤモンド（Ｂ）は、厚さが１８０μｍ
であった。この多結晶体は、その断面観察から、径が約
５μｍ、長さが約８μｍの八面体粒状結晶の集合体の層
と、径が約４μｍ、長さが４μｍの双晶ダイヤモンドの
集合体の層が交互に積層した構造をとっていることが判
明した。
【００４３】次に、これらの多結晶ダイヤモンド
（Ａ）、（Ｂ）の耐欠損性を評価するために、酸処理に
より基板を溶解除去し、超硬合金の台金にロウ付けした
後、研削加工を行なって切削チップを作製した。なお、
比較材として、従来の結合材Ｃｏを１０容量％含有する
平均粒径１０μｍの超高圧焼結ダイヤモンドも上記と同
様に切削チップを作製した。
（Ａ）、（Ｂ）の耐欠損性を評価するために、酸処理に
より基板を溶解除去し、超硬合金の台金にロウ付けした
後、研削加工を行なって切削チップを作製した。なお、
比較材として、従来の結合材Ｃｏを１０容量％含有する
平均粒径１０μｍの超高圧焼結ダイヤモンドも上記と同
様に切削チップを作製した。
【００４４】評価試験は、被削材として外周面に軸方向
に延びる４本の溝が形成されたＡ３９０合金（Ａｌ−１
７Ｓｉ）丸棒を用い、以下の条件で外周長手方向の切削
を行ない、評価結果を表１に示した。
に延びる４本の溝が形成されたＡ３９０合金（Ａｌ−１
７Ｓｉ）丸棒を用い、以下の条件で外周長手方向の切削
を行ない、評価結果を表１に示した。
【００４５】切削速度：３００ｍ／ｍｉｎ 切込み ：０．２ｍｍ 送り ：０．１ｍｍ／ｒｅｖ．
【００４６】
【表１】
【００４７】この結果から、本発明による多結晶ダイヤ
モンド（Ｂ）は通常の柱状多結晶ダイヤモンド（Ａ）に
比べ強度が向上して欠損しにくく、また従来の超高圧焼
結ダイヤモンドに比較して耐摩耗性が高いことが判明し
た。実施例２ 熱電子放射材に直径０．５ｍｍ、長さ２０ｍｍの直線状
タングステンフィラメントを用いた熱ＣＶＤ法により、
下記の表２に示す各々の条件によって１０時間基板上に
多結晶ダイヤモンドを合成析出させた。
モンド（Ｂ）は通常の柱状多結晶ダイヤモンド（Ａ）に
比べ強度が向上して欠損しにくく、また従来の超高圧焼
結ダイヤモンドに比較して耐摩耗性が高いことが判明し
た。実施例２ 熱電子放射材に直径０．５ｍｍ、長さ２０ｍｍの直線状
タングステンフィラメントを用いた熱ＣＶＤ法により、
下記の表２に示す各々の条件によって１０時間基板上に
多結晶ダイヤモンドを合成析出させた。
【００４８】
【表２】
【００４９】表２において、素材Ｃ、Ｅ、Ｇ、Ｈは、各
条件を変動させることにより八面体結晶と双晶とを交互
に積層させることを試みた。また素材Ｆは、有機炭素化
合物の濃度を変化させて六面体結晶と非晶質ダイヤモン
ドとを交互に積層させることを試みた。なお、素材Ｄは
比較のため一定条件での成膜を行なったものである。
条件を変動させることにより八面体結晶と双晶とを交互
に積層させることを試みた。また素材Ｆは、有機炭素化
合物の濃度を変化させて六面体結晶と非晶質ダイヤモン
ドとを交互に積層させることを試みた。なお、素材Ｄは
比較のため一定条件での成膜を行なったものである。
【００５０】得られた多結晶ダイヤモンドは、いずれも
黒色半透明であり、ラマン分光分析の結果からダイヤモ
ンド炭素であることがわかった。これらの断面組織を電
子顕微鏡により観察したところ、厚さ方向の粒径変化は
図２に示すとおりであった。図２を参照して、条件変更
に要する時間が長かった素材Ｈを除き、本発明の方法に
よる素材Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｇはいずれも粒成長抑制の効果
が、特に一定条件で成膜した素材Ｄに比べて顕著に現わ
れていることが明らかとなった。
黒色半透明であり、ラマン分光分析の結果からダイヤモ
ンド炭素であることがわかった。これらの断面組織を電
子顕微鏡により観察したところ、厚さ方向の粒径変化は
図２に示すとおりであった。図２を参照して、条件変更
に要する時間が長かった素材Ｈを除き、本発明の方法に
よる素材Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｇはいずれも粒成長抑制の効果
が、特に一定条件で成膜した素材Ｄに比べて顕著に現わ
れていることが明らかとなった。
【００５１】これらの各多結晶ダイヤモンドから、実施
例１と同様にして切削チップを作製し、同じ被削材を用
いてその外周旋削を行ない、切削性能を評価し、その結
果を表３に示した。
例１と同様にして切削チップを作製し、同じ被削材を用
いてその外周旋削を行ない、切削性能を評価し、その結
果を表３に示した。
【００５２】切削速度：４００ｍ／ｍｉｎ 切込み ：０．２ｍｍ 送り ：０．１ｍｍ／ｒｅｖ． 切削時間：６０ｍｉｎ
【００５３】
【表３】
【００５４】実施例３ Ｓｉ基板の置かれた反応管中に、Ｃ2 Ｈ6 とＨ2 の混合
ガスを流量２００ｃｃ／ｍｉｎで供給し、圧力を１８０
ｔｏｒｒに調整した。次に、高周波発振器から９００Ｗ
の出力で高周波（１３．５６ＭＨｚ）を与え、混合ガス
を励起してプラズマを発生させた。
ガスを流量２００ｃｃ／ｍｉｎで供給し、圧力を１８０
ｔｏｒｒに調整した。次に、高周波発振器から９００Ｗ
の出力で高周波（１３．５６ＭＨｚ）を与え、混合ガス
を励起してプラズマを発生させた。
【００５５】その後、ガスの組成比を、表４に示すよう
に（Ｘ）と（Ｙ）の２条件に３０分ごとに変動させて合
計２０時間成膜を行なった。なお、条件変更に要した時
間は、いずれも５秒であった。また、成膜終了時は、い
ずれも条件（Ｘ）とした。
に（Ｘ）と（Ｙ）の２条件に３０分ごとに変動させて合
計２０時間成膜を行なった。なお、条件変更に要した時
間は、いずれも５秒であった。また、成膜終了時は、い
ずれも条件（Ｘ）とした。
【００５６】
【表４】
【００５７】その結果、得られた多結晶ダイヤモンド
は、膜厚約０．２ｍｍであり、電子顕微鏡観察により成
長上面の平均粒径が約５μｍの微細結晶であることが判
明した。また、断面組織は層状であることが明らかにな
った。
は、膜厚約０．２ｍｍであり、電子顕微鏡観察により成
長上面の平均粒径が約５μｍの微細結晶であることが判
明した。また、断面組織は層状であることが明らかにな
った。
【００５８】比較のために、混合ガス中のＣ2 Ｈ6 の濃
度を１．２容量％（一定）とし、他の条件は上記と同様
に設定して２０時間成膜を行なった。得られた多結晶ダ
イヤモンド（Ｏ）は、成長上面での平均粒径が５０μｍ
で長さ２５０μｍの柱状結晶であった。
度を１．２容量％（一定）とし、他の条件は上記と同様
に設定して２０時間成膜を行なった。得られた多結晶ダ
イヤモンド（Ｏ）は、成長上面での平均粒径が５０μｍ
で長さ２５０μｍの柱状結晶であった。
【００５９】これらの素材を超硬合金製ホルダーにロウ
付けし、刃先処理を行なってドレッシング工具を製作し
た。これらの工具により、アルミナ砥石のドレッシング
を実施したところ、素材Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｎの工具は３
０分間欠損することなく、さらに継続して使用可能であ
ったが、素材Ｍ、Ｏの工具ではドレッシング開始後、各
々２５分および１０分で欠損が生じた。
付けし、刃先処理を行なってドレッシング工具を製作し
た。これらの工具により、アルミナ砥石のドレッシング
を実施したところ、素材Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｎの工具は３
０分間欠損することなく、さらに継続して使用可能であ
ったが、素材Ｍ、Ｏの工具ではドレッシング開始後、各
々２５分および１０分で欠損が生じた。
【００６０】素材Ｍは、Ｃ2 Ｈ6 の濃度が高すぎ、析出
した非晶質ダイヤモンドの硬度が２０００ｋｇ／ｃｍ2
と低かったため、全体の強度が低下したものと推定され
た。
した非晶質ダイヤモンドの硬度が２０００ｋｇ／ｃｍ2
と低かったため、全体の強度が低下したものと推定され
た。
【００６１】このように、本発明による多結晶ダイヤモ
ンドは、粒成長が抑制された微粒子からなる緻密で粒状
組織の多結晶体であり、特に高い強度を要求される工具
素材として好適である。
ンドは、粒成長が抑制された微粒子からなる緻密で粒状
組織の多結晶体であり、特に高い強度を要求される工具
素材として好適である。
【図１】低圧気相法により合成されたダイヤモンドの結
晶構造図であり、（ａ）は六面体あるいは八面体の結晶
形状を有する多結晶ダイヤモンドであり、（ｂ）は
（ａ）よりも微細な結晶構造を有する双晶ダイヤモンド
であり、（ｃ）はさらに微細な非晶質ダイヤモンド層を
示している。
晶構造図であり、（ａ）は六面体あるいは八面体の結晶
形状を有する多結晶ダイヤモンドであり、（ｂ）は
（ａ）よりも微細な結晶構造を有する双晶ダイヤモンド
であり、（ｃ）はさらに微細な非晶質ダイヤモンド層を
示している。
【図２】この発明の第２の実施例により合成された多結
晶ダイヤモンドの結晶粒径と膜厚との相関図である。
晶ダイヤモンドの結晶粒径と膜厚との相関図である。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C23C 16/00 - 16/56 C23C 28/00 - 30/00 C01B 31/00 - 31/36 C30B 28/00 - 35/00
Claims (20)
- 【請求項１】 相互に積層された第１の層と第２の層と
を含み、前記第１の層は、その結晶粒子が六面体または
八面体のいずれかの形状を有する多結晶ダイヤモンド層
であり、前記第２の層は、前記多結晶ダイヤモンド層の
結晶粒子より粒径の小さい双晶ダイヤモンド層または非
晶質ダイヤモンド層のいずれか一方から構成された、高
靭性多結晶ダイヤモンド。 - 【請求項２】 前記第１の層の厚さは、前記多結晶ダイ
ヤモンド層の結晶粒子の粒子径のほぼ１以上２倍以内で
ある、請求項１記載の高靭性多結晶ダイヤモンド。 - 【請求項３】 前記第１の層の前記多結晶ダイヤモンド
の結晶粒子の粒子径は、０．１μｍ以上１０μｍ以下で
ある、請求項１または２のいずれかに記載の高靭性多結
晶ダイヤモンド。 - 【請求項４】 前記第２の層の厚みは、前記第１の層の
厚みの１／１０以上１／２以下である、請求項１ないし
請求項３のいずれかに記載の高靭性多結晶ダイヤモン
ド。 - 【請求項５】 前記第１の層と前記第２の層とは相互に
複数層積層されており、最下層と最上層に積層された層
は、前記第１の層を構成する多結晶ダイヤモンド層であ
る、請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の高靭性
多結晶ダイヤモンド。 - 【請求項６】 前記第２の層は、前記多結晶ダイヤモン
ド層の結晶粒子より粒径の小さい双晶ダイヤモンド層か
らなる、請求項１または請求項５のいずれかに記載の高
靭性多結晶ダイヤモンド。 - 【請求項７】 前記双晶ダイヤモンド層の結晶粒子の粒
子径が０．０５μｍ以上８μｍ以下である、請求項６記
載の高靭性多結晶ダイヤモンド。 - 【請求項８】前記積層された層の厚さが５０μｍ以上３
００μｍ以下である、請求項５記載の高靭性多結晶ダイ
ヤモンド。 - 【請求項９】 前記第２の層は、前記非晶質ダイヤモン
ド層からなる、請求項１または請求項５のいずれかに記
載の高靭性多結晶ダイヤモンド。 - 【請求項１０】 前記非晶質ダイヤモンド層のヴィッカ
ース硬度が３０００ｋｇ／ｍｍ2 以上１００００ｋｇ／
ｍｍ2 以下である、請求項９記載の高靭性多結晶ダイヤ
モンド。 - 【請求項１１】 基材表面上に低圧気相法を用いて第１
の合成条件下でその結晶粒子が六面体または八面体のい
ずれかの形状を有する多結晶ダイヤモンドの第１層を形
成する工程と、前記多結晶ダイヤモンドの第１層の表面
上に、低圧気相法を用いて第２の合成条件下で双晶ダイ
ヤモンド層または非晶質ダイヤモンド層のいずれか一方
の第２層を形成する工程とを備えた、高靭性多結晶ダイ
ヤモンドの製造方法。 - 【請求項１２】 前記第１層の形成工程と前記第２層の
形成工程が繰り返して行なわれる、請求項１１記載の高
靭性多結晶ダイヤモンドの製造方法。 - 【請求項１３】 前記第１の合成条件と前記第２の合成
条件とが１０秒以内で変換される、請求項１１または請
求項１２のいずれかに記載の高靭性多結晶ダイヤモンド
の製造方法。 - 【請求項１４】 前記第１の合成条件と前記第２の合成
条件とは前記基材の温度が異なる、請求項１１ないし請
求項１３のいずれかに記載の高靭性多結晶ダイヤモンド
の製造方法。 - 【請求項１５】 前記第１の合成条件と前記第２の合成
条件とは、前記低圧気相法に用いる原料ガス中の有機炭
素化合物の濃度が異なる、請求項１１ないし請求項１４
記載の高靭性多結晶ダイヤモンドの製造方法。 - 【請求項１６】 前記第１層は、その膜厚が結晶粒径の
１ないし２倍となるように合成される、請求項１１ない
し請求項１５のいずれかに記載の高靭性多結晶ダイヤモ
ンドの製造方法。 - 【請求項１７】 前記第１の合成条件は、前記第１層の
結晶粒径が０．１μｍ以上１０μｍ以下となるように選
ばれる、請求項１１ないし請求項１６のいずれかに記載
の高靭性多結晶ダイヤモンドの製造方法。 - 【請求項１８】 前記第２層の膜厚は前記第１層の膜厚
の１／１０倍ないし１／２倍となるように形成される、
請求項１１ないし請求項１７のいずれかに記載の高靭性
多結晶ダイヤモンドの製造方法。 - 【請求項１９】 前記双晶ダイヤモンド層の粒径が０．
０５μｍ以上８μｍ以下となるように前記第２の合成条
件が選ばれる、請求項１１ないし請求項１８のいずれか
に記載の高靭性多結晶ダイヤモンドの製造方法。 - 【請求項２０】 前記非晶質ダイヤモンド層のヴィッカ
ース硬度が３０００ｋｇ／ｃｍ2 以上１００００ｋｇ／
ｃｍ2 以下となる前記第２の合成条件が選ばれる、請求
項１１ないし請求項１８のいずれかに記載の高靭性多結
晶ダイヤモンドの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3005368A JP2949863B2 (ja) | 1991-01-21 | 1991-01-21 | 高靱性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3005368A JP2949863B2 (ja) | 1991-01-21 | 1991-01-21 | 高靱性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04236779A JPH04236779A (ja) | 1992-08-25 |
| JP2949863B2 true JP2949863B2 (ja) | 1999-09-20 |
Family
ID=11609229
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3005368A Expired - Lifetime JP2949863B2 (ja) | 1991-01-21 | 1991-01-21 | 高靱性多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2949863B2 (ja) |
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| DE10026477A1 (de) | 2000-05-27 | 2001-11-29 | Abb Patent Gmbh | Schutzüberzug für metallische Bauelemente |
| JP4646484B2 (ja) * | 2002-07-31 | 2011-03-09 | 株式会社神戸製鋼所 | ダイヤモンドの製造方法 |
| DE102004025669A1 (de) * | 2004-05-21 | 2005-12-15 | Diaccon Gmbh | Funktionelle CVD-Diamantschichten auf großflächigen Substraten |
| JP5163878B2 (ja) * | 2008-04-04 | 2013-03-13 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐欠損性と耐摩耗性にすぐれたダイヤモンド被覆工具 |
| JP5163879B2 (ja) * | 2008-04-07 | 2013-03-13 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐欠損性と耐摩耗性にすぐれたダイヤモンド被覆工具 |
| JP2010202957A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Mitsubishi Materials Corp | 炭素膜、炭素膜の製造方法及びｃｍｐパッドコンディショナー |
| JP5287408B2 (ja) * | 2009-03-24 | 2013-09-11 | 三菱マテリアル株式会社 | すぐれた仕上げ面精度を示すダイヤモンド被覆工具 |
| JP5287407B2 (ja) * | 2009-03-24 | 2013-09-11 | 三菱マテリアル株式会社 | 重切削加工においてすぐれた耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具 |
| JP5402543B2 (ja) * | 2009-11-09 | 2014-01-29 | 三菱マテリアル株式会社 | すぐれた耐欠損性および耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具 |
| JP5590330B2 (ja) * | 2011-02-07 | 2014-09-17 | 三菱マテリアル株式会社 | ダイヤモンド被覆切削工具 |
| JP5536143B2 (ja) * | 2012-06-07 | 2014-07-02 | ユニオンツール株式会社 | 切削工具用ダイヤモンド皮膜 |
| JP6098050B2 (ja) * | 2012-07-02 | 2017-03-22 | 住友電気工業株式会社 | 複合多結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 |
-
1991
- 1991-01-21 JP JP3005368A patent/JP2949863B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JPH04236779A (ja) | 1992-08-25 |
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