JP3413942B2 - High strength bonding tool and manufacturing method thereof - Google Patents
High strength bonding tool and manufacturing method thereofInfo
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Description
【０００１】[0001]
【産業上の利用分野】本発明はＩＣ、ＬＳＩなどの半導
体素子を基板上に実装するときに用いられる熱圧着工具
であるボンディングツールに関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a bonding tool which is a thermocompression bonding tool used when mounting semiconductor elements such as IC and LSI on a substrate.
【０００２】[0002]
【従来の技術】近年、半導体素子を用いた電子機器が種
々開発されており、この分野の技術進展には目覚ましい
ものがある。半導体素子の電気的特性を引き出してその
性能を充分に発揮させるためには、素子に形成された電
極とパッケージのリードとの接合（インナーリードボン
ディング）、ならびにこのリードとプリント配線基板等
の外部端子との接合（アウターリードボンディング）が
必要である。従来から半導体素子の電極とパッケージの
リードとの接合は、金あるいは銅等からなる金属細線
（ボンディングワイヤー）をキャピラリーと呼ばれる工
具で一本ずつ接合する方法、すなわちワイヤーボンディ
ングにより行われてきた。最近では、このワイヤーボン
ディングに代わって、ボンディングワイヤーを用いない
ワイヤレスボンディング技術による実装法が、実装効率
の高さ・パッケージ設計の自由度の大きさ等の優れた特
徴により注目を集めている。このうちフィルムキャリア
（Ｃｕ箔と樹脂の積層テープに配線パターンを形成しＳ
ｎやＡｕのメッキを施したもの）に半導体素子の全電極
を一括して熱圧着接合するＴＡＢ（Tape Automated Bon
ding) 方式は、液晶駆動ドライバー等の実装に実用化さ
れている。また、ＴＡＢ方式の実装はこのようなインナ
ーリードボンディングのみならず、アウターリードボン
ディングの工程においても多用されている。ＴＡＢ方式
でのアウターリードボンディングでは、フィルムキャリ
アのアウターリードと外部端子であるプリント配線基板
あるいはリードフレームとの接合が行われる。プリント
配線基板との接合の場合は、Ｓｎ等のメッキが施された
ＣｕのリードとＡｕ等の基板電極がハンダで接合され
る。また、リードフレームとの接合の場合は、フィルム
キャリアテープ上のＡｕとリードフレーム上のＡｇが熱
圧着により接合される。これらのＴＡＢ方式の実装での
熱圧着にはボンディングツールと呼ばれる工具が用いら
れるが、これには大別して定常加熱方式とパルス加熱方
式の２種類があり、その接合される材料特性等により使
い分けられている。2. Description of the Related Art In recent years, various electronic devices using semiconductor elements have been developed, and the technological progress in this field is remarkable. In order to bring out the electrical characteristics of a semiconductor element and to fully exert its performance, the electrodes formed on the element and the leads of the package are joined (inner lead bonding), and the leads and external terminals such as a printed wiring board. It is necessary to join with (outer lead bonding). Conventionally, the electrodes of the semiconductor element and the leads of the package have been joined by a method of joining metal thin wires (bonding wires) made of gold or copper or the like one by one with a tool called a capillary, that is, wire bonding. Recently, instead of this wire bonding, a mounting method using a wireless bonding technique that does not use a bonding wire has been attracting attention due to its excellent features such as high mounting efficiency and flexibility in package design. Of these, a film carrier (a wiring pattern is formed on a laminated tape of Cu foil and resin)
TAB (Tape Automated Bon) for collectively thermocompression-bonding all the electrodes of the semiconductor element to those plated with n or Au)
The ding) method has been put to practical use for mounting a liquid crystal driver or the like. Further, the TAB method mounting is used not only in such inner lead bonding but also in the outer lead bonding process. In the outer lead bonding by the TAB method, the outer leads of the film carrier are joined to the printed wiring board or the lead frame which is an external terminal. In the case of joining with a printed wiring board, Cu leads plated with Sn or the like and substrate electrodes such as Au are joined with solder. Further, in the case of joining with the lead frame, Au on the film carrier tape and Ag on the lead frame are joined by thermocompression bonding. A tool called a bonding tool is used for thermocompression bonding in the mounting of the TAB method, which is roughly classified into a steady heating method and a pulse heating method, which are properly used depending on the material characteristics to be joined. ing.
【０００３】ここで定常加熱ツールとは図１のような形
状をしたものであって、ツールシャンク１の発熱体装着
用貫通穴２に発熱体を装着し、これに通電して発熱させ
ることによりツール先端の工具素材３を常時５００〜６
００℃の熱圧着温度に保持して使用するものである。こ
のツールは主としてハンダ以外の接合材の接合に用いら
れている。これに対して、パルス加熱ツールは、一般的
には図２あるいは図３に示したような形状をしている。
図２は現在最も多く使用されている金属あるいは合金製
のパルス加熱ツールである。このツールは取り付け用穴
６を利用してボンディングマシンへ機械的に固定し、ツ
ール先端面５を接合部材に押しつけた後、導電性を有す
るツール本体４自体に、接合のサイクルに合わせて数秒
単位でパルス的に通電し自己発熱させて使用するもので
ある。図３のものは図１の定常加熱ツール同様にシャン
ク７の先端に接合用金属８を介して工具素材３を接合し
た設計のものである。これは図２のツール本体に使用し
ている金属あるいは合金以外の工具素材を用いて、図２
のツールの耐摩耗性や耐熱性等の性能を改善しようとす
るものである。なお、これらのツールは、主として接合
部材にハンダを用いる場合に多用されている。ここで、
ハンダの接合に好んでパルス加熱ツールが用いられるの
は、定常加熱方式のツールの場合は、接合後もツールが
加熱されているため、溶融したハンダがツール先端面に
付着したままツールと共に引き上げられて、各接合部が
接触する等の問題が生じるのに対して、パルス加熱方式
によればハンダの融点以下に冷却された後にツールを引
き上げるため、このような問題がなく良好な接合が行わ
れるためである。さらに、ハンダを用いない接合であっ
ても、パルス加熱ツールは定常加熱ツールに比べてボン
ディング機への熱の流入が少なく機械の熱損傷が生じに
くいため、好んで用いられる場合が少なくない。Here, the steady heating tool has a shape as shown in FIG. 1, and a heating element is mounted in the heating element mounting through hole 2 of the tool shank 1 and is energized to generate heat. The tool material 3 at the tool tip is always 500-6
It is used while being kept at a thermocompression bonding temperature of 00 ° C. This tool is mainly used for joining joining materials other than solder. On the other hand, the pulse heating tool generally has a shape as shown in FIG. 2 or FIG.
FIG. 2 shows a pulse heating tool made of metal or alloy which is most used at present. This tool is mechanically fixed to the bonding machine using the mounting holes 6, and after the tool tip surface 5 is pressed against the joining member, the tool body 4 itself having conductivity is united for several seconds according to the joining cycle. It is used by energizing it in a pulsed manner and causing it to self-heat. Similar to the steady-state heating tool shown in FIG. 1, the one shown in FIG. 3 has a design in which the tool material 3 is joined to the tip of the shank 7 via the joining metal 8. This is done by using a tool material other than the metal or alloy used in the tool body of FIG.
It aims to improve the performance such as wear resistance and heat resistance of the tool. It should be noted that these tools are often used mainly when solder is used for the joining member. here,
The pulse heating tool is preferably used for joining solder because in the case of a steady heating type tool, the tool is still heated after joining, so the molten solder is pulled up together with the tool while adhering to the tool tip surface. Then, the problems such as contact between the joints occur, whereas the pulse heating method pulls up the tool after it has been cooled to the melting point of the solder or lower, so good bonding can be performed without such problems. This is because. Further, even in the case of joining without using solder, the pulse heating tool has less heat flowing into the bonding machine and is less likely to suffer thermal damage to the machine as compared with the steady-state heating tool, and therefore is often used favorably.
【０００４】ところでツールの性能に関しては、いずれ
の工具も常時あるいは間欠的に高温状態とされ、またツ
ール表面の熱圧着接合部に位置する部分にはくり返し集
中荷重が負荷されるため、優れた耐熱性と耐摩耗性が要
求される。このような観点からボンディングツールの工
具素材には、ダイヤモンドを主成分とした硬質物質が用
いられている。現在使用されている工具素材のうち、単
結晶ダイヤモンドは材質的な特性は最も優れるが、図１
の定常加熱ツールにおいて現状での標準的なツール先端
形状である１０〜１５ｍｍ角の大きさに対応できる素材
は極めて高価であるため、先端形状が小さいツールに限
定されている。これに対して焼結ダイヤモンドは比較的
大きな素材が得られるが、特公昭５２−１２１２６号公
報記載の鉄族金属を結合材としたものは、耐熱性が不充
分であるため短寿命であるという問題点がある。また、
特開昭６１−３３８６５号公報に開示されているように
焼結ダイヤモンドを工具素材とする場合もあるが、この
焼結体は耐熱性を向上させる目的で結合材にＳｉおよび
／またはＳｉＣを用いているため、ダイヤモンド同志の
結合が弱く耐摩耗性の点で問題があると指摘されてい
る。一方、特開平２−２２４３４９号公報記載の気相合
成法による多結晶ダイヤモンドをＳｉ、Ｓｉ3 Ｎ4 を主
成分とする焼結体、ＳｉＣを主成分とする焼結体、Ａｌ
Ｎを主成分とする焼結体などのセラミックスに被覆した
ものは、単結晶ダイヤモンドに近い性能を示すうえ、低
コストでの製造が可能であるため多用されるようになっ
てきている。With respect to the performance of the tools, all the tools are constantly or intermittently brought to a high temperature state, and a repeated concentrated load is applied to the portion of the tool surface located at the thermocompression bonding portion, which results in excellent heat resistance. And wear resistance are required. From such a viewpoint, a hard material containing diamond as a main component is used as a tool material for the bonding tool. Among the currently used tool materials, single crystal diamond has the best material properties,
In the steady-state heating tool, the material capable of supporting the current standard tool tip shape of 10 to 15 mm square is extremely expensive, and is limited to tools having a small tip shape. On the other hand, a relatively large material can be obtained from sintered diamond, but the one using the iron group metal as the binder described in Japanese Patent Publication No. 52-12126 has a short life due to insufficient heat resistance. There is a problem. Also,
Sintered diamond may be used as a tool material as disclosed in JP-A-61-33865, but this sintered body uses Si and / or SiC as a binder for the purpose of improving heat resistance. Therefore, it is pointed out that the bond between the diamonds is weak and there is a problem in terms of wear resistance. Meanwhile, the sintered body of polycrystalline diamond by vapor phase synthesis method of JP-A 2-224349 JP Si, sintered material composed mainly of Si 3 N 4, composed mainly of SiC, Al
Those coated with ceramics such as a sintered body containing N as a main component have been widely used because they have properties close to those of single crystal diamond and can be manufactured at low cost.
【０００５】[0005]
【発明が解決しようとする課題】前述のように、特開平
２−２２４３４９号公報記載のツールは種々の優れた特
徴により、現在最も多く使用されているが、さらに改善
すべき問題点がいくつかある。先ず、このツールではダ
イヤモンドを被覆する基材にセラミックスを使用してい
るため、使用条件によっては強度的な問題が発生する場
合がある。すなわち、ボンディング荷重やツールの加熱
温度が高い場合には、セラミックスの耐久性が低下する
という問題である。また、最近では半導体素子の多機能
化・高集積化のために素子形状自体が大型化あるいは長
尺化の傾向を示すと共に、効率向上のため複数の半導体
素子を一括して実装する方式も採用され始めている。こ
の動向に呼応してボンディングツールにも大型化、長尺
化の形状対応が求められてきている。しかしこのような
形状のツールでは小さい形状のものに比較して、体積効
果によるセラミック基材の強度的な信頼性が低下する傾
向は否めない。さらに、強度以外のもう１つの問題とし
ては、パルス加熱ツールにこの素材を適用した場合に生
じる熱応答性に関するものがある。図３に示した構造か
ら明らかなように、シャンクでのパルス的な瞬間発熱が
セラミック基材を伝播して多結晶ダイヤモンドの表面に
到達する。従って、実装サイクルを決定するツールの熱
応答性は、基材の熱伝導性に大きく依存することにな
る。実際、特開平２−２２４３４９号公報で開示された
基材では、その材質が高熱伝導性のものでないとツール
の熱伝導特性が充分であるとはいえないため、図２の金
属あるいは合金製のツールに比べ実装サイクルが２倍以
上と長くなることがあり、問題であると指摘されてい
る。As described above, the tool described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-224349 is currently most frequently used due to various excellent features, but there are some problems to be improved. is there. First, since this tool uses ceramics as a base material for coating diamond, a strength problem may occur depending on use conditions. That is, when the bonding load and the heating temperature of the tool are high, the durability of the ceramics is deteriorated. In addition, recently, the shape of the element itself tends to be larger or longer due to the multi-functionality and high integration of the semiconductor element, and a method of collectively mounting multiple semiconductor elements is also adopted to improve efficiency. Is being started. In response to this trend, bonding tools are required to be larger and longer. However, it cannot be denied that a tool having such a shape tends to lower the strength reliability of the ceramic substrate due to the volume effect, as compared with a tool having a small shape. Yet another issue besides strength relates to the thermal responsiveness that occurs when applying this material to pulse heating tools. As is clear from the structure shown in FIG. 3, pulsed instantaneous heat generation in the shank propagates through the ceramic substrate and reaches the surface of the polycrystalline diamond. Therefore, the thermal response of the tool, which determines the mounting cycle, depends largely on the thermal conductivity of the substrate. In fact, in the base material disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-224349, it cannot be said that the tool has sufficient heat conduction characteristics unless the material has high thermal conductivity, and therefore the material shown in FIG. It has been pointed out that this is a problem because the mounting cycle may be twice as long as that of tools.
【０００６】従って、理想的なＴＡＢツールとしては、
高強度かつ高熱伝導性の材料を基材とし、これに気相合
成法による多結晶ダイヤモンドを被覆したものが最適と
考えられる。このような観点から、ＴＡＢツール用の基
材としては超硬合金が一つの候補として考えられる。と
ころで、超硬合金基材への多結晶ダイヤモンドの被覆技
術は、主として切削工具への応用を目的として開発が活
発に行われており、従来問題であった被覆ダイヤ膜の密
着強度についても、改善方法が種々提案されている。特
に、特開平５−３３０９５９号公報で開示されているよ
うな、超硬合金を特殊条件下で熱処理することにより表
面改質する方法は、密着強度向上に効果的である。この
方法では、結合相成分としてＣｏ：０．５〜３０重量％
を含有し、硬質分散相形成成分として（ａ）ＷＣと、
（ｂ）Ｗを除く周期律表のＩＶａ、Ｖａ及びＶＩａ族金
属またはこれらの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、
ホウ化物、ホウ炭化物、ホウ窒化物、ホウ炭窒化物のう
ちの１種以上との固溶体および（ｃ）ＷＣ及び／又は
（ｄ）ＷＣとＷを除く周期律表のＩＶａ、Ｖａ及びＶＩ
ａ族金属またはこれらの炭化物、窒化物、炭窒化物、酸
化物、ホウ化物、ホウ炭化物、ホウ窒化物、ホウ炭窒化
物のうちの１種以上の固溶体および不可避不純物からな
る組成を有するＷＣ基超硬合金を熱処理により表面改質
した後に、気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆
することにより、超硬合金基材とダイヤモンド被覆層と
の密着強度を向上させている。またこの公報には、硬質
相としてさらに周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属
（Ｗを除く）の少なくとも１種の炭化物、窒化物、炭窒
化物の少なくとも１種を含む場合には、これらの炭化
物、窒化物または炭窒化物を含むことによって、基材の
高温硬度を高める効果があり、その含有量は０．２〜４
０重量％の範囲が好ましい、との記載がある。しかしな
がら、ここに記載された材料は非常に広範囲な組成を含
み、その特性も様々であり、この中で特にボンディング
ツール用の素材としてどのような組成で、どのような特
性のものが適しているかについての検討はなされていな
い。Therefore, as an ideal TAB tool,
It is considered that a base material made of a material having high strength and high thermal conductivity and coated with polycrystalline diamond by a vapor phase synthesis method is optimal. From such a viewpoint, cemented carbide is considered as one candidate for the base material for the TAB tool. By the way, the coating technology of polycrystalline diamond on the cemented carbide substrate is being actively developed mainly for the purpose of application to cutting tools, and the adhesion strength of the coated diamond film, which has been a problem in the past, is also improved. Various methods have been proposed. Particularly, a method of surface-modifying a cemented carbide by heat treatment under special conditions, as disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 5-330959, is effective for improving the adhesion strength. In this method, Co: 0.5 to 30% by weight as a binder phase component
And (a) WC as a hard dispersed phase forming component,
(B) Group IVa, Va and VIa metals of the periodic table excluding W or their carbides, nitrides, carbonitrides, oxides,
Solid solution with one or more of boride, borocarbide, boronitride, borocarbonitride, and (c) WC and / or (d) IVa, Va and VI of the periodic table excluding WC and W
A WC group having a composition of a group a metal or one or more of their carbides, nitrides, carbonitrides, oxides, borides, borocarbides, boronitrides, borocarbonitrides and inevitable impurities. After the surface of the cemented carbide is modified by heat treatment, the polycrystalline diamond is coated by the vapor phase synthesis method to improve the adhesion strength between the cemented carbide base material and the diamond coating layer. Further, in this publication, when the hard phase further contains at least one kind of carbide, nitride and carbonitride of at least one kind of IVa, Va and VIa metals (excluding W) of the periodic table, these By containing the above carbide, nitride or carbonitride, there is an effect of increasing the high temperature hardness of the base material, and the content thereof is 0.2 to 4
It is described that the range of 0% by weight is preferable. However, the materials described here include a very wide range of compositions and their characteristics are also various. Among them, what kind of composition and what kind of characteristics are suitable as materials for bonding tools in particular? Has not been examined.
【０００７】本発明は上記の問題点を解決するために、
この特開平５−３３０９５９号公報記載の先行技術を基
礎にして、被覆多結晶ダイヤモンドと基材の密着強度を
特開平２−２２４３４９号公報記載のものに対して同等
以上とし、かつ強度、熱応答性に優れたものとすべくツ
ール構成部材の性状を最適化したものである。In order to solve the above problems, the present invention provides
On the basis of the prior art described in Japanese Patent Laid-Open No. 5-330959, the adhesion strength between the coated polycrystalline diamond and the base material is made equal to or higher than that described in Japanese Patent Laid-Open No. 2-224349, and the strength and thermal response are The properties of the tool components are optimized to ensure excellent properties.
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段】本発明は、次の（１）〜
（４）に示す高強度ボンディングツールおよびその製造
方法である。
（１）少なくともその一表面に硬質炭化物および／また
は硬質炭窒化物の微視的な突起を有し、硬質相として周
期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物および／
またはこれらの固溶体から構成され、ＷＣを７０〜９５
重量％、ＷＣ以外の周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族
元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を０．５〜１
５重量％含有するもので、４００℃における熱伝導率が
４０〜１２０Ｗ／ｍ・Ｋで室温から４００℃までの線膨
張率が４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃である超硬
合金を基材とし、前記の微視的な突起を有する表面に、
気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆したもので
あって、前記の微視的な突起は被覆された多結晶ダイヤ
モンド層内に侵入してなり、その多結晶ダイヤモンド被
覆表面を工具先端面とすることを特徴とする高強度ボン
デイングツール。
（２）少なくともその一表面に硬質炭化物および／また
は硬質炭窒化物の微視的な突起を有し、硬質相として周
期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物および／
またはこれらの固溶体から構成され、ＷＣを７０〜９５
重量％、ＷＣ以外の周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族
元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を０．５〜１
５重量％含有するもので、４００℃における熱伝導率が
４０〜１２０Ｗ／ｍ・Ｋで室温から４００℃までの線膨
張率が４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃である超硬
合金を基材とし、前記の微視的な突起を有する表面に、
気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆したものを
工具素材としたものであって、前記の微視的な突起は被
覆された多結晶ダイヤモンド層内に侵入してなり、該工
具素材が、その多結晶ダイヤモンド被覆面が工具先端面
となるように配置され、室温から４００℃までの線膨張
率が４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃である金属、
合金または超硬合金の少なくとも１種以上からなるシャ
ンクと接合されていることを特徴とする高強度ボンデイ
ングツール。The present invention includes the following (1) to (1).
(4) A high-strength bonding tool and a method for manufacturing the same. (1) At least one surface thereof has microscopic projections of hard carbide and / or hard carbonitride, and is surrounded by a hard phase.
Carbides of IVa, Va, and VIa group elements in the Periodic Table and /
Alternatively, it is composed of these solid solutions and has a WC of 70 to 95.
% By weight, group IVa, Va, VIa of the periodic table other than WC
2 to 25% by weight of elemental carbide and 0.5 to 1 of iron group metal
It contains 5% by weight and has a thermal conductivity at 400 ° C.
Microscopically , the cemented carbide having a coefficient of linear expansion of 40 to 120 W / m · K from room temperature to 400 ° C. of 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C. is used as a base material. On the surface with various protrusions,
Polycrystalline diamond coated by vapor phase synthesis method, wherein the microscopic protrusions penetrate into the coated polycrystalline diamond layer, and the polycrystalline diamond coated surface is used as the tool tip surface. A high-strength bonding tool characterized by that. (2) At least one surface thereof has microscopic projections of hard carbide and / or hard carbonitride, and is surrounded by a hard phase.
Carbides of IVa, Va, and VIa group elements in the Periodic Table and /
Alternatively, it is composed of these solid solutions and has a WC of 70 to 95.
% By weight, group IVa, Va, VIa of the periodic table other than WC
2 to 25% by weight of elemental carbide and 0.5 to 1 of iron group metal
It contains 5% by weight and has a thermal conductivity at 400 ° C.
Microscopically , the cemented carbide having a coefficient of linear expansion of 40 to 120 W / m · K from room temperature to 400 ° C. of 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C. is used as a base material. On the surface with various protrusions,
A tool material is obtained by coating polycrystalline diamond by a vapor phase synthesis method, wherein the microscopic projections penetrate into the coated polycrystalline diamond layer, and the tool material is A metal whose polycrystalline diamond coating surface is arranged to be the tool tip surface and whose coefficient of linear expansion from room temperature to 400 ° C. is 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C.,
A high-strength bonding tool characterized by being joined to a shank made of at least one kind of alloy or cemented carbide.
【０００９】（３）少なくとも次の〜の工程を含
み、これらの工程を順次行うことを特徴とする高強度ボ
ンディングツールの製造方法。
室温から４００℃までの線膨張率が４．０×１０-6〜
５．５×１０-6／℃であって、硬質相として周期律表の
第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物および／または
これらの固溶体から構成され、その組成がＷＣを７０〜
９５重量％、ＷＣ以外の周期律表の第ＩＶａ、Ｖａ、Ｖ
Ｉａ族元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を０．
５〜１５重量％含有する超硬合金に、１０〜７６０Ｔｏ
ｒｒのＮ 2 またはＣＯ雰囲気中で９００〜１，５００℃
の温度に０．５〜３時間保持してから、Ｎ2 、ＣＯ、不
活性ガスまたは真空雰囲気で室温まで冷却することによ
り硬質炭化物および／または硬質炭窒化物の微視的な突
起を形成する加熱処理の工程、該加熱処理での微視的
突起生成に伴って表面に溶出した鉄族金属を酸により溶
解除去する化学処理の工程、該化学処理後のものを基
材とし、微視的突起を有する表面に気相合成法により多
結晶ダイヤモンドを被覆する被覆処理の工程、該被覆
多結晶ダイヤモンドの表面を研磨加工により鏡面状態と
する研磨工程。
（４）少なくとも次の〜の工程を含み、これらの工
程を順次行うことを特徴とする高強度ボンディングツー
ルの製造方法。
室温から４００℃までの線膨張率が４．０×１０-6〜
５．５×１０-6／℃であって、硬質相として周期律表の
第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物および／または
これらの固溶体から構成され、その組成がＷＣを７０〜
９５重量％、ＷＣ以外の周期律表の第ＩＶａ、Ｖａ、Ｖ
Ｉａ族元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を０．
５〜１５重量％含有する超硬合金に、１０〜７６０Ｔｏ
ｒｒのＮ 2 またはＣＯ雰囲気中で９００〜１，５００℃
の温度に０．５〜３時間保持してから、Ｎ2 、ＣＯ、不
活性ガスまたは真空雰囲気で室温まで冷却することによ
り硬質炭化物および／または硬質炭窒化物の微視的な突
起を形成する加熱処理の工程、該加熱処理での微視的
突起生成に伴って表面に溶出した鉄族金属を酸により溶
解除去する化学処理の工程、該化学処理後のものを基
材とし、微視的突起を有する表面に気相合成法により多
結晶ダイヤモンドを被覆する被覆処理の工程、該多結
晶ダイヤモンド被覆超硬合金を工具素材とし、該工具素
材を、室温から４００℃までの線膨張率が４．０×１０
-6〜５．５×１０-6／℃である金属、合金および／また
は超硬合金の少なくとも１種以上からなるシャンクと、
その多結晶ダイヤモンド被覆面が工具先端面となるよう
に配置し、６５０〜１，２００℃の融点の接合用金属を
用いて接合する工程、該接合体先端の被覆多結晶ダイ
ヤモンドの表面を研磨加工により鏡面状態とする研磨工
程。(3) At least the following steps
The high-strength vowel is characterized by performing these steps in sequence.
Method of manufacturing a bonding tool.
Linear expansion coefficient from room temperature to 400 ℃ is 4.0 × 10-6~
5.5 x 10-6/ ° C and the hard phase of the periodic table
Carbides of Group IVa, Va, and VIa elements and / or
It is composed of these solid solutions and its composition has a WC of 70-
95% by weight, IVa, Va, V of the periodic table other than WC
2 to 25% by weight of a carbide of a Group Ia element and 0.
Cemented carbide containing 5-15% by weight, 10-760To
N of rr 2Or 900 to 1,500 ℃ in CO atmosphere
At the temperature of 0.5 to 3 hours and then N2, CO, not
By cooling to room temperature in an active gas or vacuum atmosphere
Micro carbide and / or hard carbonitride microscopic protrusions
Process of heat treatment for forming a microstructure, microscopic in the heat treatment
The iron group metal eluted on the surface due to the formation of protrusions is dissolved by acid
Based on the chemical treatment step for removing the solution,
As a material, and the surface with microscopic
Step of coating treatment for coating crystalline diamond, said coating
Polishing the surface of polycrystalline diamond to a mirror surface
Polishing process.
(4) Including at least the following steps,
High-strength bonding tool characterized by sequentially performing
Manufacturing method.
Linear expansion coefficient from room temperature to 400 ℃ is 4.0 × 10-6~
5.5 x 10-6/ ° C and the hard phase of the periodic table
Carbides of Group IVa, Va, and VIa elements and / or
It is composed of these solid solutions and its composition has a WC of 70-
95% by weight, IVa, Va, V of the periodic table other than WC
2 to 25% by weight of a carbide of a Group Ia element and 0.
Cemented carbide containing 5-15% by weight, 10-760To
N of rr 2Or 900 to 1,500 ℃ in CO atmosphere
At the temperature of 0.5 to 3 hours and then N2, CO, not
By cooling to room temperature in an active gas or vacuum atmosphere
Micro carbide and / or hard carbonitride microscopic protrusions
Process of heat treatment for forming a microstructure, microscopic in the heat treatment
The iron group metal eluted on the surface due to the formation of protrusions is dissolved by acid
Based on the chemical treatment step for removing the solution,
As a material, and the surface with microscopic
Process of coating treatment for coating crystalline diamond,
Crystal diamond coated cemented carbide as a tool material
Material has a linear expansion coefficient of 4.0 x 10 from room temperature to 400 ° C.
-6~ 5.5 x 10-6/ ° C metals, alloys and / or
Is a shank made of at least one kind of cemented carbide,
So that the polycrystalline diamond coated surface becomes the tool tip surface
, And a bonding metal having a melting point of 650 to 1,200 ° C.
Bonding process using the coated polycrystalline die at the end of the bonded body
Polisher that makes the surface of the yamond into a mirror state by polishing
Degree.
【００１０】本発明は次の（５）〜（１７）の態様を含
むものである。
（５）超硬合金表面の硬質炭化物および／または硬質炭
窒化物で構成される微視的な突起の長さが、２〜１０μ
ｍである前記（１）または（２）の高強度ボンディング
ツール。
（６）被覆された多結晶ダイヤモンドの厚さが、１５〜
１００μｍである前記（１）、（２）または（５）のい
ずれかの高強度ボンディングツール。
（７）被覆された多結晶ダイヤモンドの純度が、ラマン
分光分析によるダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモン
ド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．２以下である
前記（１）、（２）、（５）または（６）のいずれかの
高強度ボンディングツール。
（８）シャンクの一部または全部が、超硬合金、Ｍｏ、
Ｗ、Ｃｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎｉ合金、コ
バール、インバー合金からなる前記（２）、（５）、
（６）、または（７）のいずれかの高強度ボンディング
ツール。
（９）工具素材とシャンクが、６５０〜１，２００℃の
融点の接合用金属を介して接合している前記（２）、
（５）、（６）、（７）または（８）のいずれかの高強
度ボンディングツール。
（１０）多結晶ダイヤモンドの被覆面の表面粗さがＲｍ
ａｘ表示で０．１μｍ以下である前記（１）、（２）、
（５）、（６）、（７）、（８）または（９）のいずれ
かの高強度ボンディングツール。
（１１）被覆された多結晶ダイヤモンドが厚さ方向に
（１００）面および／または（１００）面に配向してい
る前記（１）、（２）、（５）、（６）、（７）、
（８）、（９）または（１０）のいずれかの高強度ボン
ディングツール。 The present invention includes the following aspects (5) to ( 17 ). (5) The length of microscopic protrusions composed of hard carbide and / or hard carbonitride on the surface of the cemented carbide is 2 to 10 μm.
The high-strength bonding tool according to (1) or (2) above, wherein m is m. (6) The thickness of the coated polycrystalline diamond is 15 to 15
(1), (2) or (5), which is 100 μm
High-strength bonding tool with a gap. (7) The purity of the coated polycrystalline diamond is Raman
Diamond carbon (X) and non-diamond by spectroscopic analysis
Decarbon (Y) peak ratio (Y / X) is 0.2 or less
Any of the above (1), (2), (5) or (6)
High strength bonding tool. (8) Part or all of the shank is cemented carbide, Mo,
W, Cu-W alloy, Cu-Mo alloy, W-Ni alloy, co
The above-mentioned (2), (5), which are made of barr or invar alloy,
High strength bonding of either (6) or (7)
tool. (9) Tool material and shank are 650-1,200 ℃
(2), which is joined via a joining metal having a melting point,
High strength of (5), (6), (7) or (8)
Degree bonding tool. (10) The surface roughness of the coated surface of the polycrystalline diamond is Rm.
The above (1), (2), which is 0.1 μm or less in ax display,
Any of (5), (6), (7), (8) or (9)
A high-strength bonding tool. (11) The coated polycrystalline diamond is
Oriented in the (100) plane and / or in the (100) plane
(1), (2), (5), (6), (7),
(8), (9) or (10) high-strength bon
Ding tool.
【００１１】（１２）被覆する多結晶ダイヤモンドの厚
さが、１５〜１００μｍである前記（３）または（４）
の高強度ボンディングツールの製造方法。
（１３）被覆された多結晶ダイヤモンドの純度が、ラマ
ン分光分析によるダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモ
ンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．２以下であ
る前記（３）、（４）または（１２）のいずれかの高強
度ボンディングツールの製造方法。
（１４）シャンクの一部または全部が、超硬合金、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎｉ合
金、コバール、インバー合金からなる前記（４）、（１
２）または（１３）のいずれかの高強度ボンディングツ
ールの製造方法。
（１５）工具素材とシャンクを、６５０〜１，２００℃
の融点の接合用金属を介して接合させる前記（４）、
（１２）、（１３）または（１４）のいずれかの高強度
ボンディングツールの製造方法。
（１６）多結晶ダイヤモンドの被覆面の表面粗さがＲｍ
ａｘ表示で０．１μｍ以下である前記（３）、（４）、
（１２）、（１３）、（１４）または（１５）のいずれ
かの高強度ボンディングツールの製造方法。
（１７）被覆された多結晶ダイヤモンドが厚さ方向に
（１００）面および／または（１００）面に配向してい
る前記（３）、（４）、（１２）、（１３）、（１
４）、（１５）または（１６）のいずれかの高強度ボン
ディングツールの製造方法。 (12) Thickness of polycrystalline diamond to be coated
Is (3) or (4), which is 15 to 100 μm.
Manufacturing method of high strength bonding tool of. (13) The purity of the coated polycrystalline diamond is
Diamond carbon (X) and non-diamond
And the peak ratio (Y / X) of carbon (Y) is 0.2 or less.
High strength of (3), (4) or (12) above
Degree Bonding Tool Manufacturing Method. (14) Part or all of the shank is cemented carbide, M
o, W, Cu-W alloy, Cu-Mo alloy, W-Ni compound
(4), (1) made of gold, Kovar, Invar alloy
High strength bonding tool according to either 2) or (13)
Manufacturing method. (15) Tool material and shank, 650-1,200 ℃
(4), which is joined via a joining metal having a melting point of
High strength of either (12), (13) or (14)
Bonding tool manufacturing method. (16) The surface roughness of the coated surface of the polycrystalline diamond is Rm.
(3), (4), which is 0.1 μm or less in ax display,
Any of (12), (13), (14) or (15)
Manufacturing method of high-strength bonding tool. (17) The coated polycrystalline diamond is
Oriented in the (100) plane and / or in the (100) plane
(3), (4), (12), (13), (1
4), (15) or (16) high strength bon
Ding tool manufacturing method.
【００１２】[0012]
【作用】本発明のボンディングツールにおいて、多結晶
ダイヤモンドを被覆する基材としては、少なくともその
一表面に硬質炭化物および／または硬質炭窒化物の微視
的な突起を有し、室温から４００℃までの線膨張率が
４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃である超硬合金を
用いる。このような基材の前記工具先端面とする面に多
結晶ダイヤモンドを後述のような仕様で被覆すれば、被
覆多結晶ダイヤモンドと基材の密着強度が高く、かつ強
度・熱応答性にも優れたボンディングツール素材を得る
ことができる。このような基材で密着強度が向上する理
由は、微視的な突起を有する超硬合金表面に多結晶ダイ
ヤモンドを被覆するため、いわゆるアンカー効果により
耐剥離性が高められるものと考えられる。また、超硬合
金の室温から４００℃までの線膨張率が４．０×１０-6
〜５．５×１０-6／℃と規定することにより、被覆多結
晶ダイヤモンドと基材との熱膨張差に基づく熱応力を小
さく抑えることが可能となり、ボンディングツールが使
用される高温下においてもこの優れた密着強度を維持す
ることができる。In the bonding tool of the present invention, the substrate for coating the polycrystalline diamond has a microscopic projection of hard carbide and / or hard carbonitride on at least one surface thereof, and is from room temperature to 400 ° C. A cemented carbide having a linear expansion coefficient of 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C. is used. If the surface of the base material to be the tool tip surface is coated with polycrystalline diamond according to the specifications described below, the adhesion strength between the coated polycrystalline diamond and the base material is high, and the strength and thermal response are also excellent. Bonding tool material can be obtained. It is considered that the reason why the adhesion strength is improved with such a substrate is that the surface of the cemented carbide having microscopic projections is coated with polycrystalline diamond, so that the peeling resistance is enhanced by the so-called anchor effect. Further, the coefficient of linear expansion of the cemented carbide from room temperature to 400 ° C is 4.0 x 10 -6.
By setting the temperature to be 5.5 × 10 −6 / ° C., the thermal stress due to the difference in thermal expansion between the coated polycrystalline diamond and the base material can be suppressed to be small, and even under the high temperature where the bonding tool is used. This excellent adhesion strength can be maintained.
【００１３】基材とする超硬合金の素材は、より具体的
には、硬質相として周期律表の第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ
族元素の炭化物および／またはこれらの固溶体から構成
され、ＷＣを７０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律表の
第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５重量
％、鉄族金属を０．５〜１５重量％含有するものと表現
することができる。この組成範囲であれば、後述する熱
処理によって硬質炭化物および／または硬質炭窒化物の
微視的な突起を生成することができ、アンカー効果を有
効に発現させることが可能である。また、この組成範囲
の超硬合金を用いれば、線膨張率についても、室温から
４００℃までの範囲で４．０×１０-6〜５．５×１０-6
／℃の範囲に容易に制御することができる。なお、含有
する鉄族金属としては、焼結性に影響を及ぼす硬質炭化
物との濡れ性等の点から、特にＣｏを用いることが望ま
しい。さらに、熱伝導率については、４００℃において
４０〜１２０Ｗ／ｍ・Ｋであることが重要である。ここ
で、熱伝導率の範囲をこのように規定する理由は以下の
とおりである。すなわち、下限の４０Ｗ／ｍ・Ｋはパル
ス加熱ツールに適用した場合に良好な熱応答性が発現す
るために必要な値であり、上限の１２０Ｗ／ｍ・Ｋは前
記組成範囲の超硬合金が示す熱伝導率のうちで最も高い
値である。More specifically, the material of the cemented carbide as the base material is, as a hard phase, IVa, Va, VIa of the periodic table.
It is composed of carbides of group elements and / or solid solutions thereof, and has WC of 70 to 95% by weight, carbides of group IVa, Va and VIa of the periodic table other than WC of 2 to 25% by weight, and iron group metals. It can be expressed as containing 0.5 to 15% by weight. Within this composition range, microscopic projections of hard carbide and / or hard carbonitride can be generated by the heat treatment described later, and the anchor effect can be effectively exhibited. Further, if the cemented carbide having this composition range is used, the linear expansion coefficient is also 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 in the range from room temperature to 400 ° C.
It can be easily controlled in the range of / ° C. In addition, as the iron group metal to be contained, Co is particularly preferably used from the viewpoint of wettability with a hard carbide that affects the sinterability. Further, regarding the thermal conductivity, it is important that it is 40 to 120 W / m · K at 400 ° C. Here, the reason for defining the range of the thermal conductivity in this way is as follows. That is, the lower limit of 40 W / m · K is a value necessary for exhibiting a good thermal response when applied to a pulse heating tool, and the upper limit of 120 W / m · K is for a cemented carbide of the above composition range. It is the highest value of the thermal conductivity shown.
【００１４】熱処理後の超硬合金表面の硬質炭化物およ
び／または硬質炭窒化物で構成される微視的な突起の長
さとしては、２〜１０μｍが好ましい。突起物の長さを
この範囲に規定するのは、２μｍよりも短いと顕著なア
ンカー効果がみられず、また１０μｍよりも長いと後工
程での多結晶ダイヤモンドの被覆時に、突起の間に多結
晶ダイヤモンドが生成し難くなり逆に高い密着強度が得
られないからである。The length of the microscopic projections made of hard carbide and / or hard carbonitride on the surface of the cemented carbide after heat treatment is preferably 2 to 10 μm. When the length of the protrusions is regulated within this range, a remarkable anchor effect is not seen when the length is shorter than 2 μm, and when the length is longer than 10 μm, a large amount of space is left between the protrusions when the polycrystalline diamond is coated in the subsequent step. This is because it becomes difficult to generate crystalline diamond, and on the contrary, high adhesion strength cannot be obtained.
【００１５】表面にこのような硬質炭化物および／また
は硬質炭窒化物の微視的な突起を有する基材は、室温か
ら４００℃までの線膨張率が４．０×１０-6〜５．５×
１０ -6／℃であって、硬質相として周期律表のＩＶａ、
Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物および／またはこれらの固
溶体から構成され、その組成がＷＣを７０〜９５重量
％、ＷＣ以外の周期律表の第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元
素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を０．５〜１５
重量％含有する超硬合金からなる基材を、１０〜７６０
ＴｏｒｒのＮ2 またはＣＯ雰囲気中で９００〜１，５０
０℃の温度に０．５〜３時間保持してから、１０〜７６
０ＴｏｒｒのＮ2 、ＣＯ、不活性ガス雰囲気または１２
Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気で室温まで冷却する加熱処理
により作製することができる。この処理により超硬合金
の構成成分である周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元
素の炭化物が超硬合金表面に移動し、さらに再結晶化し
て微視的な突起状に成長する。なお、この微視的な突起
は加熱雰囲気によって、その一部が窒化し最終的に炭窒
化物あるいは炭化物と炭窒化物との混合相となる場合も
あるが、密着強度は炭化物のみの場合と同様良好であ
る。Such hard carbides and / or
Is a hard carbonitride microscopic substrate with a room temperature
Linear expansion coefficient from 4.0 to 400 ℃ is 4.0 × 10-6~ 5.5x
10 -6/ ° C, IVa of the periodic table as a hard phase,
Carbides of Va and VIa group elements and / or solids thereof
It is composed of a solution and its composition is 70-95 wt.
%, IVa, Va, VIa group elements of the periodic table other than WC
2 to 25% by weight of elemental carbide and 0.5 to 15 of iron group metal
A base material made of a cemented carbide containing 10% by weight of 10 to 760
Torr's N2Or 900 to 1,50 in CO atmosphere
Hold at 0 ° C for 0.5-3 hours, then 10-76
0 Torr N2, CO, inert gas atmosphere or 12
Heat treatment for cooling to room temperature in a vacuum atmosphere below Torr
Can be manufactured by. Cemented carbide by this treatment
IVa, Va, VIa group elements of the periodic table, which are the constituents of
Elementary carbides move to the surface of the cemented carbide and are recrystallized
And grow into microscopic projections. In addition, this microscopic protrusion
Part of it is nitrided by the heating atmosphere and eventually carbonitride.
When it becomes a mixed phase of a compound or carbide and carbonitride
However, the adhesion strength is as good as the case of only carbide.
It
【００１６】ここで、加熱条件のうち圧力・ガス雰囲気
を上記の規定範囲外とすると硬質炭化物および／または
硬質炭窒化物の微視的な突起が生成しなかったり、長さ
が上記の範囲内にならない等の状態となり好ましくな
い。また、加熱温度やその保持時間を規定しているの
は、９００℃よりも低い温度あるいは０．５時間よりも
短い保持時間では周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元
素の炭化物が超硬合金表面に移動し難いため、突起の生
成が不充分となるからである。一方、１，５００℃より
も高い温度あるいは３時間よりも長い保持時間では、表
面に成長する硬質炭化物および／または硬質炭窒化物の
粒成長が顕著となり、強度が低下するため好ましくな
い。Here, if the pressure / gas atmosphere of the heating conditions is out of the above specified range, no microscopic protrusions of hard carbide and / or hard carbonitride are generated, or the length is within the above range. It is not preferable because it will not be possible. Further, the heating temperature and the holding time thereof are defined such that at a temperature lower than 900 ° C. or a holding time shorter than 0.5 hour, carbides of IVa, Va and VIa group elements in the periodic table are cemented carbide. This is because the protrusions are insufficiently generated because it is difficult to move to the surface. On the other hand, when the temperature is higher than 1,500 ° C. or the holding time is longer than 3 hours, the grain growth of hard carbide and / or hard carbonitride growing on the surface becomes remarkable and the strength is lowered, which is not preferable.
【００１７】なお、上記の加熱処理による微視的突起生
成に伴って、超硬合金の結合材であった鉄族金属も表面
に溶出する。この鉄族金属はもはや超硬合金の結合材と
しての作用はせず、後述する多結晶ダイヤモンドの被覆
工程においては、析出するダイヤモンドを黒鉛に変換す
る作用を示すため被覆工程前に除去することが必要であ
る。表面の鉄族金属の除去には、この加熱処理後の超硬
合金を酸に浸漬して溶解する方法が好ましい。この場合
に使用できる酸としては、炭化物あるいは炭窒化物を溶
解せず鉄族金属のみを溶解する塩酸、硝酸等の酸あるい
はこれらの混酸が有効である。溶解処理は室温でも行え
るが、加圧加熱状態にすることにより一層効率的に処理
を行うことができる。なお、本発明での超硬合金の加熱
処理で生成する微視的突起は、超硬合金の表面を完全に
覆うように層状に形成されるため、表面の鉄族金属を溶
解した酸はそれ以上内部にまで浸透して超硬合金の結合
材である鉄族金属を溶解することはない。Incidentally, with the formation of microscopic projections by the above heat treatment, the iron group metal, which was the cemented carbide binder, also elutes on the surface. This iron group metal no longer acts as a binder for cemented carbide, and in the coating step of polycrystalline diamond described below, it exhibits the function of converting precipitated diamond into graphite, so it can be removed before the coating step. is necessary. For removing the iron group metal on the surface, a method of immersing the heat-treated cemented carbide in an acid to dissolve it is preferable. As the acid that can be used in this case, an acid such as hydrochloric acid or nitric acid that dissolves only the iron group metal without dissolving the carbide or carbonitride, or a mixed acid thereof is effective. The dissolution treatment can be carried out at room temperature, but the treatment can be carried out more efficiently by heating under pressure. Since the microscopic projections generated by the heat treatment of the cemented carbide in the present invention are formed in layers so as to completely cover the surface of the cemented carbide, the acid that dissolves the iron group metal on the surface is As a result, the iron group metal that is the binder of the cemented carbide is not dissolved by penetrating into the inside.
【００１８】このような方法により表面改質された超硬
合金を基材とし、工具先端面とする微視的突起を有する
表面に気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆す
る。ここで多結晶ダイヤモンドの被覆をするために行う
気相合成法としては公知の方法が適用可能である。すな
わち、プラズマ放電や熱電子放射を利用して原料ガスの
分解、励起を生じさせる各種のＣＶＤ（Chemical Vapor
Deposition)法や燃焼炎法が利用できる。原料ガスとし
ては、例えばメタン、エタン、プロパン等の炭化水素
類、メタノール、エタノール等のアルコール類、または
エステル等の有機炭化化合物などの炭素を構成元素とし
て含有する物質と水素との混合ガスを用いるのが一般的
である。なお、水素以外にアルゴン等の不活性ガスや酸
素、一酸化炭素、水等についてもダイヤモンドの生成反
応を阻害しない範囲内で含有させることもできる。Using a cemented carbide surface-modified by such a method as a base material, the surface having microscopic projections serving as the tool tip surface is coated with polycrystalline diamond by a vapor phase synthesis method. Here, a known method can be applied as the vapor phase synthesis method performed for coating the polycrystalline diamond. That is, various types of CVD (Chemical Vapor) that cause decomposition and excitation of the source gas by using plasma discharge and thermionic emission
Deposition method and combustion flame method can be used. As the source gas, for example, a mixed gas of hydrogen with a substance containing carbon as a constituent element such as hydrocarbons such as methane, ethane, propane, alcohols such as methanol and ethanol, or organic carbon compounds such as esters is used. Is common. In addition to hydrogen, an inert gas such as argon, oxygen, carbon monoxide, water or the like may be contained within the range that does not inhibit the diamond formation reaction.
【００１９】多結晶ダイヤモンドの被覆厚さは、１５〜
１００μｍとするのが好ましい。最小値の１５μｍは、
上記したように超硬合金表面の微視的な突起の長さの好
ましい範囲が２〜１０μｍであるため、この突起が最も
長い場合にこれを完全に覆い尽くし、かつ鏡面状態とす
るためのその後の研磨工程での取り代分を見込んだ値で
ある。最大値を１００μｍに規定しているのは、これよ
りも厚くなると基材と被覆多結晶ダイヤモンドとの熱膨
張差による熱応力が顕著となり、アンカー効果による密
着強度向上の効果が薄れるからである。The coating thickness of the polycrystalline diamond is 15 to 15.
The thickness is preferably 100 μm. The minimum value of 15 μm is
As described above, the preferable range of the length of the microscopic protrusions on the surface of the cemented carbide is 2 to 10 μm, so that when the protrusions are the longest, they are completely covered and a mirror surface state is obtained. This is a value that allows for the allowance in the polishing process. The maximum value is defined as 100 μm because if it is thicker than this, the thermal stress due to the difference in thermal expansion between the base material and the coated polycrystalline diamond becomes remarkable, and the effect of improving the adhesion strength due to the anchor effect is weakened.
【００２０】また、多結晶ダイヤモンドの純度は、ラマ
ン分光分析によるダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモ
ンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．２以下であ
るのが好ましい。このような純度の高い膜質でないと、
使用中のツール先端表面の熱劣化が著しくなり満足した
寿命が得られない。As for the purity of polycrystalline diamond, it is preferable that the peak ratio (Y / X) of diamond carbon (X) and non-diamond carbon (Y) by Raman spectroscopy is 0.2 or less. If the film quality is not such high purity,
The tool tip surface during use is significantly deteriorated by heat, and a satisfactory life cannot be obtained.
【００２１】なお、ここで超硬合金表面と被覆多結晶ダ
イヤモンドの界面についてより詳細には、「超硬合金表
面の微視的な突起は被覆する多結晶ダイヤモンド層内に
侵入している」と表現できる。本発明の基材仕様であれ
ば、このような断面構造を呈する被覆が可能であり、ア
ンカー効果を有効に発現させることができる。多結晶ダ
イヤモンドの被覆処理後は、その被覆表面を鏡面状態と
して工具先端面とする。ここで鏡面状態とは、表面粗さ
がＲｍａｘ表示で０．１μｍ以下の状態を意味する。こ
の表面の加工方法については、焼結ダイヤモンドや気相
合成法による多結晶ダイヤモンドの加工法として一般的
に採用されている研削砥石での研磨加工によって行うこ
とができる。特にこの工程において、多結晶ダイヤモン
ドが厚さ方向に（１００）面および／または（１１０）
面に配向している場合には、この鏡面加工の加工効率を
高めることができるため好ましい。More specifically, the interface between the cemented carbide surface and the coated polycrystalline diamond is described in more detail as follows: "The microscopic projections on the cemented carbide surface penetrate into the polycrystalline diamond layer to be coated". Can be expressed. With the base material specification of the present invention, coating having such a cross-sectional structure is possible, and the anchor effect can be effectively exhibited. After the coating treatment of the polycrystalline diamond, the coated surface is mirror-finished to be the tool tip surface. Here, the mirror surface state means a state where the surface roughness is 0.1 μm or less in Rmax display. This surface can be processed by polishing with a grinding wheel that is generally adopted as a method for processing sintered diamond or polycrystalline diamond by vapor phase synthesis. Particularly in this step, the polycrystalline diamond is (100) plane and / or (110) plane in the thickness direction.
When the surface is oriented, it is preferable because the processing efficiency of this mirror surface processing can be enhanced.
【００２２】このような方法で得られた多結晶ダイヤモ
ンド被覆超硬合金は、このままの状態で、あるいは超硬
合金部分について必要な形状に加工することでボンディ
ングツールとして使用することができる。The polycrystalline diamond-coated cemented carbide obtained by such a method can be used as a bonding tool as it is or by processing the cemented carbide portion into a required shape.
【００２３】さらに、この多結晶ダイヤモンド被覆超硬
合金を工具素材として用い、特定のシャンクに接合した
構造のものも作製可能である。この場合には、シャンク
材料としては室温から４００℃までの線膨張率が４．０
×１０-6〜５．５×１０-6／℃である金属、合金および
／または超硬合金の少なくとも１種以上からなるものを
用いることが必要である。これは、工具素材との熱膨張
差に基づく熱応力発生を極力抑制することから規定され
るものである。具体的には、超硬合金、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ
−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎｉ合金、コバール、
インバー合金等の材料から選択される。ここでコバール
とは低熱膨張率の鉄系合金であり、その組成は概ね重量
表示で６４％Ｆｅ−２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏであり、微
量含有元素として０．５％以下のＭｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｚ
ｒ，Ｃ，Ａｌ，Ｔｉ等を含有するものである。また、イ
ンバー合金も同様の低熱膨張率の鉄系合金であり、その
組成が重量表示で６３．５％Ｆｅ−３６．５％Ｎｉ（い
わゆる３６インバー）、６４％Ｆｅ−３１％Ｎｉ−５％
Ｃｏ（いわゆるスーパーインバー）等のものが用いられ
る。なお、スーパーインバーは前記の成分以外にＭｎを
０．３〜０．４％、Ｃを０．０７％程度含有するもので
ある。Further, it is also possible to manufacture a structure in which this polycrystalline diamond-coated cemented carbide is used as a tool material and bonded to a specific shank. In this case, the shank material has a linear expansion coefficient of 4.0 from room temperature to 400 ° C.
It is necessary to use at least one selected from the group consisting of metals, alloys and / or cemented carbides having a density of x10 -6 to 5.5 x 10 -6 / ° C. This is specified because the generation of thermal stress due to the difference in thermal expansion from the tool material is suppressed as much as possible. Specifically, cemented carbide, Mo, W, Cu
-W alloy, Cu-Mo alloy, W-Ni alloy, Kovar,
It is selected from materials such as Invar alloy. Here, Kovar is an iron-based alloy having a low coefficient of thermal expansion, the composition of which is approximately 64% Fe-29% Ni-17% Co in terms of weight, and 0.5% or less of Mn, Si, and Mg, Z
It contains r, C, Al, Ti and the like. The Invar alloy is also an iron-based alloy with a similar low coefficient of thermal expansion, and its composition is 63.5% Fe-36.5% Ni (so-called 36 Invar), 64% Fe-31% Ni-5% by weight.
Co (so-called super invar) or the like is used. In addition to the above components, Super Invar contains Mn in an amount of 0.3 to 0.4% and C in an amount of 0.07%.
【００２４】工具素材とシャンクとの接合は、公知のあ
らゆる方法で行うことができるが、特に６５０〜１，２
００℃の融点の接合用金属を介して接合する方法は有効
である。具体的には、このような温度範囲の融点を有す
るロウ材によるロウ付けやＡｕによる熱圧着等の手段が
利用できる。ここで、ロウ材としてはＡｕ、Ａｇ、Ｃ
ｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ等の中から選ばれた一種以上を主
成分とし、これら以外の元素もロウ材の特性を損なわな
い程度に含有しているものを用いる。また、Ａｕによる
熱圧着の場合には、工具素材とシャンクの接合面に予
め、Ｔｉ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の金属薄膜を一層
以上被覆しておくことが好ましい。これらの被覆処理は
Ａｕの熱圧着強度は高める効果がある。なお、接合用金
属の融点の下限を６５０℃とする理由は、ツールの加熱
使用時にロウ層の熱変形や熱劣化が生じ難いものでなけ
ればならないからである。また上限の１，２００℃は、
これ以上の温度で接合した場合には多結晶ダイヤモンド
が熱劣化する可能性が高いことによっている。The tool material and the shank can be joined by any known method, but in particular, 650 to 1,2.
The method of joining through a joining metal having a melting point of 00 ° C. is effective. Specifically, means such as brazing with a brazing material having a melting point in such a temperature range and thermocompression bonding with Au can be used. Here, as the brazing material, Au, Ag, C
The main component is one or more selected from u, Pt, Pd, Ni and the like, and the other components are also contained to such an extent that the characteristics of the brazing material are not impaired. Further, in the case of thermocompression bonding with Au, it is preferable to previously coat one or more metal thin films of Ti, Pt, Au, Ni, Mo or the like on the joint surface between the tool material and the shank in advance. These coating treatments have the effect of increasing the thermocompression bonding strength of Au. The reason for setting the lower limit of the melting point of the bonding metal to 650 ° C. is that the solder layer must be resistant to thermal deformation and thermal deterioration when the tool is used under heating. The upper limit of 1,200 ° C is
This is because polycrystalline diamond is likely to be thermally deteriorated when bonded at a temperature higher than this.
【００２５】[0025]
【実施例】以下、実施例により本発明の高強度ボンディ
ングツールおよびその製造方法についてさらに具体的に
説明する。
（実施例１）ＷＣを８８重量％、ＴａＣを７重量％、Ｃ
ｏを５重量％含有する超硬合金を２０ｍｍ×２０ｍｍ×
３ｍｍの形状に加工した。その後、この超硬合金を２０
０ＴｏｒｒのＣＯ雰囲気中で１，４００℃の温度に２時
間保持してから、真空雰囲気で室温まで冷却する加熱処
理を行った。この加熱処理により、表面にはＷとＴａの
固溶体炭化物からなる微視的な突起が生成し、これらの
突起の間隙は超硬合金の内部から溶出したＣｏにより埋
められた状態となっていた。この超硬合金を５０℃に保
温された硝酸に浸漬して、溶出したＣｏのみを溶解除去
することにより、長さ５μｍ（平均値）の（Ｗ、Ｔａ）
Ｃからなる微視的な突起で表面を覆われた超硬合金が作
製できた。なお、この表面改質された超硬合金の線膨張
率は、室温から４００℃までの範囲で４．６×１０-6／
℃と、加熱処理を行う前の超硬合金のそれと同様である
ことが確認できた。また、熱伝導率については、４００
℃において８０Ｗ／ｍ・Ｋであることが分かった。次
に、この超硬合金を基材として工具先端とすべき２０ｍ
ｍ×２０ｍｍの面が被覆面となるように熱フィラメント
ＣＶＤ装置の内部に配置し、多結晶ダイヤモンドの被覆
を２０時間行った。合成条件を表１に示す。EXAMPLES The high-strength bonding tool of the present invention and the method for manufacturing the same will be described in more detail below with reference to examples. (Example 1) 88% by weight of WC, 7% by weight of TaC, C
20 mm x 20 mm x cemented carbide containing 5% by weight of o
It was processed into a 3 mm shape. Then, this cemented carbide is
A heat treatment of holding the temperature at 1,400 ° C. for 2 hours in a CO atmosphere of 0 Torr and then cooling to room temperature in a vacuum atmosphere was performed. By this heat treatment, microscopic projections made of solid solution carbides of W and Ta were formed on the surface, and the gap between these projections was filled with Co eluted from the inside of the cemented carbide. This cemented carbide was immersed in nitric acid kept at 50 ° C. to dissolve and remove only Co that was eluted to obtain (W, Ta) having a length of 5 μm (average value).
A cemented carbide whose surface was covered with microscopic projections of C could be produced. The linear expansion coefficient of this surface-modified cemented carbide is 4.6 × 10 −6 / ° C in the range from room temperature to 400 ° C.
It was confirmed that the temperature was the same as that of the cemented carbide before the heat treatment. The thermal conductivity is 400
It was found to be 80 W / mK at 0 ° C. Next, using this cemented carbide as a base material, a tool tip of 20 m
It was placed inside the hot filament CVD apparatus so that the m × 20 mm surface became the coated surface, and the polycrystalline diamond was coated for 20 hours. Table 1 shows the synthesis conditions.
【００２６】回収した超硬合金の表面には厚さが７０μ
ｍの多結晶ダイヤモンドが被覆されていた。また、この
多結晶ダイヤモンドは、ラマン分光分析でダイヤモンド
炭素（Ｘ）と非ダイヤモンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ
／Ｘ）が０．０８を示し、極めて純度が高いものである
ことが確認できた。さらに、Ｘ線回折によりダイヤモン
ド結晶の配向性を確認したところ、膜厚方向（１１０）
配向していることが明らかとなった。The surface of the recovered cemented carbide has a thickness of 70 μm.
m of polycrystalline diamond was coated. In addition, this polycrystalline diamond has a peak ratio (Y) of diamond carbon (X) and non-diamond carbon (Y) in Raman spectroscopic analysis.
/ X) was 0.08, and it was confirmed that the purity was extremely high. Furthermore, when the orientation of the diamond crystal was confirmed by X-ray diffraction, it was found that the film thickness direction (110)
It became clear that they were oriented.
【００２７】この多結晶ダイヤモンド被覆面をダイヤモ
ンド砥石により表面がＲｍａｘ表示で０．０８μｍの鏡
面状態として、定常加熱ツール用素材とした。なお、鏡
面加工後の多結晶ダイヤモンドの厚さは４０μｍであっ
た。このツール素材とコバールからなるシャンクとを、
厚さが１００μｍのＡｕ箔を用いたＡｕ圧着法により６
００℃の温度で接合した。なお、接合に際しては、接合
強度を高めるために予め、ツール素材の接合面（すなわ
ち、多結晶ダイヤモンドを被覆した面の反対側の面）に
Ｔｉを１μｍの厚さに、Ｐｔを０．２μｍの厚さに、Ａ
ｕを３μｍの厚さに、この順番で被覆した。また、シャ
ンクの接合面についても、Ｎｉを０．３μｍの厚さに、
Ａｕを３μｍの厚さに、この順番で被覆した。This polycrystalline diamond-coated surface was made into a material for a steady-state heating tool by using a diamond grindstone to make the surface a mirror surface state of Rmax display of 0.08 μm. The thickness of the polycrystalline diamond after mirror finishing was 40 μm. With this tool material and a shank made of Kovar,
6 by Au pressure bonding method using 100 μm thick Au foil
Bonding was performed at a temperature of 00 ° C. At the time of bonding, in order to enhance the bonding strength, Ti was deposited on the bonding surface of the tool material (that is, the surface opposite to the surface coated with polycrystalline diamond) with a thickness of 1 μm and Pt with a thickness of 0.2 μm. To thickness, A
u was coated in this order to a thickness of 3 μm. Also, with respect to the joint surface of the shank, Ni is 0.3 μm thick,
Au was coated to a thickness of 3 μm in this order.
【００２８】[0028]
【表１】 [Table 1]
【００２９】上記の方法で作製した５本の定常加熱ツー
ル（Ａ）の耐久性を評価するために、ツール先端温度を
５５０℃、荷重を２００ｋｇとして、ピン数３００本に
ＩＣを繰り返し接合した。比較として、結合材にＣｏを
１０容量％含有する焼結ダイヤモンド（Ｂ）、結合材に
Ｓｉ及びＳｉＣを７容量％ずつ含有する焼結ダイヤモン
ド（Ｃ）、ＳｉＣ−Ｓｉ3 Ｎ4 複合焼結体上に気相合成
法で多結晶ダイヤモンドを５０μｍ被覆したもの（Ｄ）
をそれぞれ工具素材として、同様の方法で５本ずつツー
ルを作製し評価した。なお、寿命の評価は、接合したピ
ンに接合不良が生じた時点までの接合回数で行った。結
果を表２に示す。この表から明らかなように、従来の焼
結ダイヤモンドでは耐摩耗性や耐熱性等の点で不充分で
あり、また、セラミック基材に多結晶ダイヤモンドを被
覆したものでは基材の強度的な信頼性に改善の余地があ
る。これに対して、本発明によるものを工具素材とすれ
ば、このような過酷な使用条件下においても安定した性
能を発揮することが確認できた。In order to evaluate the durability of the five stationary heating tools (A) produced by the above method, the tool tip temperature was 550 ° C., the load was 200 kg, and the IC was repeatedly bonded to 300 pins. For comparison, a sintered diamond (B) containing 10% by volume of Co in the binder, a sintered diamond (C) containing 7% by volume of Si and SiC in the binder, and a SiC-Si 3 N 4 composite sintered body Polycrystalline diamond coated with 50 μm by vapor phase synthesis method (D)
Using 5 as the tool materials, 5 tools were prepared and evaluated in the same manner. The life was evaluated by the number of times of joining up to the time when the joining failure occurred in the joined pins. The results are shown in Table 2. As is clear from this table, the conventional sintered diamond is insufficient in terms of wear resistance and heat resistance, and the ceramic base material coated with polycrystalline diamond is not reliable in terms of strength of the base material. There is room for improvement in sex. On the other hand, it was confirmed that when the tool according to the present invention was used as the tool material, stable performance was exhibited even under such severe use conditions.
【００３０】[0030]
【表２】 [Table 2]
【００３１】（実施例２）ＷＣを９０重量％、ＴｉＣを
５重量％、Ｃｏを５重量％含有する超硬合金を３０ｍｍ
×２ｍｍ×１５ｍｍの形状に加工した。その後、この超
硬合金を１００ＴｏｒｒのＮ2 雰囲気中で１，３００℃
の温度に１時間保持してから、真空雰囲気で室温まで冷
却する加熱処理を行った。この加熱処理により、表面に
はＷとＴｉの固溶体炭化物からなる微視的な突起が生成
し、これらの突起の間隙は超硬合金の内部から溶出した
Ｃｏにより埋められた状態となっていた。この超硬合金
を室温の弗酸に浸漬して、溶出したＣｏのみを溶解除去
することにより、長さ７μｍ（平均値）の（Ｗ、Ｔｉ）
Ｃからなる微視的な突起で表面を覆われた超硬合金が作
製できた。なお、この表面改質された超硬合金の線膨張
率は、室温から４００℃までの範囲で４．４×１０-6／
℃と、加熱処理を行う前の超硬合金のそれと同様である
ことが確認できた。また、熱伝導率については、４００
℃において１０５Ｗ／ｍ・Ｋであることが分かった。次
に、この超硬合金を基材として工具先端とすべき３０ｍ
ｍ×２ｍｍの面が被覆面となるようにマイクロ波プラズ
マＣＶＤ装置の内部に配置し、多結晶ダイヤモンドの被
覆を３０時間行った。合成条件を表３に示す。Example 2 A cemented carbide containing 90% by weight of WC, 5% by weight of TiC, and 5% by weight of Co is 30 mm.
It was processed into a shape of × 2 mm × 15 mm. After that, the cemented carbide is heated to 1,300 ° C. in a N 2 atmosphere of 100 Torr.
After maintaining at the temperature of 1 hour for 1 hour, a heat treatment of cooling to room temperature in a vacuum atmosphere was performed. By this heat treatment, microscopic protrusions made of a solid solution carbide of W and Ti were generated on the surface, and the gap between these protrusions was filled with Co eluted from the inside of the cemented carbide. By dipping this cemented carbide in hydrofluoric acid at room temperature and dissolving and removing only Co that has eluted, (W, Ti) having a length of 7 μm (average value)
A cemented carbide whose surface was covered with microscopic projections of C could be produced. The coefficient of linear expansion of the surface-modified cemented carbide is 4.4 × 10 -6 / ° C in the range from room temperature to 400 ° C.
It was confirmed that the temperature was the same as that of the cemented carbide before the heat treatment. The thermal conductivity is 400
It was found to be 105 W / mK at 0 ° C. Next, using this cemented carbide as a base material, the tool tip should be 30 m
It was placed inside a microwave plasma CVD apparatus so that the surface of m × 2 mm became the coated surface, and polycrystalline diamond was coated for 30 hours. Table 3 shows the synthesis conditions.
【００３２】[0032]
【表３】 [Table 3]
【００３３】回収した超硬合金の表面には厚さが５０μ
ｍの多結晶ダイヤモンドが被覆されていることが明らか
となった。また、この多結晶ダイヤモンドは、ラマン分
光分析でダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモンド炭素
（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．０５を示し、極めて
純度が高いものであることが確認できた。さらに、Ｘ線
回折によりダイヤモンド結晶の配向性を確認したとこ
ろ、膜厚方向（１００）配向していることが明らかとな
った。この多結晶ダイヤモンド被覆面をダイヤモンド砥
石により表面がＲｍａｘ表示で０．０８μｍの鏡面状態
となるように加工を施した。その結果、鏡面加工後の多
結晶ダイヤモンドの厚さは４０μｍとなった。その後、
ワイヤー放電加工機によって図２と同様の形状に超硬合
金の部分を加工して、パルス加熱ツール（Ｅ）とした。The surface of the recovered cemented carbide has a thickness of 50 μm.
It was revealed that m of polycrystalline diamond was coated. Further, this polycrystalline diamond showed a peak ratio (Y / X) of diamond carbon (X) to non-diamond carbon (Y) of 0.05 in Raman spectroscopic analysis, and it can be confirmed that the polycrystalline diamond is extremely high in purity. It was Furthermore, when the orientation of the diamond crystal was confirmed by X-ray diffraction, it was revealed that the diamond crystal was oriented in the film thickness direction (100). This polycrystalline diamond-coated surface was processed by a diamond grindstone so that the surface became a mirror-finished state of 0.08 μm in Rmax display. As a result, the thickness of the polycrystalline diamond after mirror finishing was 40 μm. afterwards,
A portion of the cemented carbide was machined into a shape similar to that shown in FIG. 2 with a wire electric discharge machine to obtain a pulse heating tool (E).
【００３４】このツールについて、熱応答性、温度
分布の均一性、ならびにツール表面の平坦度に関する
評価を行った。については、室温のツールに通電して
から４００℃に至るまでの昇温時間とその後通電を停止
して４００℃から２００℃に至るまでの冷却時間を計測
して評価した。また、については、ツール先端表面の
中央部を４００℃としたときのこの部分とツール先端表
面の左右端部との温度差を測定して行った。なお、評価
、におけるツール表面の温度測定は赤外線温度計測
器により行った。については、室温およびツール先端
表面の中央部を４００℃としたときのツール表面の長手
方向のそりの状態を計測して評価した。比較としてＭｏ
ツール（Ｆ）、Ｍｏシャンクに実施例１の工具（Ｃ）で
使用した焼結ダイヤモンドを１ｍｍの厚さに加工してロ
ウ付接合したツール（Ｇ）、Ｍｏシャンクに実施例１の
工具（Ｄ）で使用した多結晶ダイヤモンド被覆セラミッ
クを全体厚さ１ｍｍに加工してロウ付接合したツール
（Ｈ）の評価も行った。結果を表４に示す。これより、
本発明によるツールは、熱応答性・温度分布の均一性・
平坦度のいずれの点においても、従来のツールの性能を
上回るものであることが明らかである。This tool was evaluated for thermal response, uniformity of temperature distribution, and flatness of the tool surface. With regard to, the temperature was evaluated by measuring the temperature rising time from when the tool was energized at room temperature to 400 ° C and the cooling time from when the energization was stopped after that to 400 ° C to 200 ° C. Further, regarding the measurement, the temperature difference between this portion and the left and right end portions of the tool tip surface when the central portion of the tool tip surface was set to 400 ° C. was measured. In addition, the temperature measurement of the tool surface in the evaluation was performed by an infrared temperature measuring instrument. In regard to, the state of warpage in the longitudinal direction of the tool surface was measured and evaluated at room temperature and when the central portion of the tool tip surface was set to 400 ° C. For comparison, Mo
Tool (F), Mo shank, tool (G) in which the sintered diamond used in tool (C) of Example 1 was processed to a thickness of 1 mm and brazed and bonded, tool (D) of Example 1 was used for Mo shank. The tool (H) in which the polycrystalline diamond-coated ceramic used in 1) was processed into a total thickness of 1 mm and brazed and bonded was also evaluated. The results are shown in Table 4. Than this,
The tool according to the present invention has thermal responsiveness, uniformity of temperature distribution,
It is clear that in any respect of flatness, it outperforms the performance of conventional tools.
【００３５】[0035]
【表４】 [Table 4]
【００３６】（実施例３）表５に示す組成で、４００℃
における熱伝導率が６０〜１００Ｗ／ｍ・Ｋである超硬
合金を２５ｍｍ×２５ｍｍ×４ｍｍの形状に加工した
後、同表の条件で加熱処理を行った。この加熱処理によ
り、表面にはＷとＷ以外の炭化物構成金属の固溶体の炭
化物からなる微視的な突起が生成した。また、これらの
突起の間隙は超硬合金の内部から溶出した鉄族金属によ
り埋められた状態となっている。 これらの加熱処理し
た超硬合金を８０℃の塩酸に５分間浸漬することによ
り、突起の間隙に存在する鉄族金属のみを完全に溶解除
去した。次に、この超硬合金を基材として工具先端とす
べき２５ｍｍ×２５ｍｍの面が被覆面となるようにマイ
クロ波プラズマＣＶＤ装置の内部に配置し、合成時間以
外の条件は実施例２と同じとして多結晶ダイヤモンドの
被覆を行った。なお、合成時間については表５に示した
通りである。Example 3 The composition shown in Table 5 was applied at 400 ° C.
After processing the cemented carbide having a thermal conductivity of 60 to 100 W / m · K into a shape of 25 mm × 25 mm × 4 mm, heat treatment was performed under the conditions shown in the table. By this heat treatment, microscopic protrusions made of W and a carbide of a solid solution of a carbide-constituting metal other than W were formed on the surface. The gap between these protrusions is filled with the iron group metal eluted from the inside of the cemented carbide. These heat-treated cemented carbides were immersed in hydrochloric acid at 80 ° C. for 5 minutes to completely dissolve and remove only the iron group metal present in the gaps between the protrusions. Next, this cemented carbide is used as a base material and is placed inside the microwave plasma CVD apparatus so that the surface of 25 mm × 25 mm which should be the tool tip becomes the coated surface, and the conditions other than the synthesis time are the same as those in the second embodiment. Was coated with polycrystalline diamond. The synthesis time is as shown in Table 5.
【００３７】回収した各超硬合金の表面には、それぞれ
合成時間に対応した厚さの多結晶ダイヤモンドが被覆さ
れており、いずれも膜厚方向に（１００）配向している
ことが確認できた。また、ラマン分光分析による純度の
評価では、ダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモンド炭
素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）はいずれも０．０５を示
し、極めて高純度であることが明らかとなった。この多
結晶ダイヤモンド被覆面をダイヤモンド砥石により表面
がＲｍａｘ表示で０．０６μｍの鏡面状態となるまで加
工を行った後、これらの素材をＷ−Ｎｉ合金製のシャン
クに融点が８００℃のＡｇとＣｕを主成分としたロウ材
で接合して定常加熱ツールとした。なお、表５には熱処
理及び酸処理後の超硬合金の線膨張率・熱処理により生
成した超硬合金表面の突起長さ・多結晶ダイヤモンドの
被覆膜厚についても併せて記載した。The surface of each of the collected cemented carbides was coated with polycrystalline diamond having a thickness corresponding to the synthesis time, and it was confirmed that they were all (100) oriented in the film thickness direction. . Further, in the evaluation of purity by Raman spectroscopic analysis, the peak ratios (Y / X) of diamond carbon (X) and non-diamond carbon (Y) were both 0.05, which revealed that the purity was extremely high. It was This polycrystalline diamond-coated surface was processed by a diamond grindstone until the surface became a mirror surface state of 0.06 μm in Rmax display, and then these materials were put on a shank made of a W—Ni alloy and Ag and Cu having a melting point of 800 ° C. It was joined with a brazing material containing as a main component to make a steady heating tool. Table 5 also shows the linear expansion coefficient of the cemented carbide after the heat treatment and the acid treatment, the protrusion length of the cemented carbide surface generated by the heat treatment, and the coating thickness of the polycrystalline diamond.
【００３８】[0038]
【表５】 [Table 5]
【００３９】これらのツール（Ｉ〜Ｕ）の耐久性を評価
するために、ツール先端温度を５８０℃、荷重を２３０
ｋｇとして、ピン数２７０本のＩＣを繰り返し接合し
た。比較として、結合材にＣｏを８容量％含有する焼結
ダイヤモンド（Ｖ）、結合材にＳｉを７容量％、ＳｉＣ
を９容量％含有する焼結ダイヤモンド（Ｗ）、ＳｉＣ焼
結体上に気相合成法で多結晶ダイヤモンドを３０μｍ被
覆したもの（Ｘ）をそれぞれ工具素材として、同様の方
法でツールを作製し評価した。なお、寿命の評価は、接
合したピンに接合不良が生じた時点までの接合回数で行
った。In order to evaluate the durability of these tools (I to U), the tool tip temperature is 580 ° C. and the load is 230.
An IC having 270 pins was repeatedly bonded in kg. For comparison, sintered diamond (V) containing 8% by volume of Co as a binder, 7% by volume of Si as a binder, and SiC
Diamond was used as a tool material, and a tool was made of sintered diamond (W) containing 9% by volume and SiC sintered body coated with polycrystalline diamond to 30 μm by vapor phase synthesis method (X). did. The life was evaluated by the number of times of joining up to the time when the joining failure occurred in the joined pins.
【００４０】表６には、これらのツールの耐久性の評価
結果をまとめる。この表から明らかなように、本発明の
規定範囲内であるＮｏ．Ｉ〜Ｎは、従来のツールに比べ
ていずれも良好な寿命を示した。なお、Ｎｏ．Ｏはロウ
付後の多結晶ダイヤモンド膜の鏡面加工中に亀裂が入っ
たため、評価には至らなかったものである。これは超硬
合金の組成が本発明の範囲外で線膨張率が大きいため、
これに伴ってロウ付時の熱応力が大きかったことによる
と推定される。また、Ｎｏ．Ｐ〜Ｓについては多結晶ダ
イヤモンド膜の剥離ないしは亀裂発生により、いずれも
短寿命との結果が得られた。これは、Ｎｏ．Ｐは熱処理
時間が短すぎること、Ｎｏ．ＲはＺｒＣの含有量が少な
すぎること、Ｎｏ．Ｓは熱処理温度が低いことにより、
超硬合金の表面に生成した突起の長さが短すぎて、多結
晶ダイヤモンド膜の密着強度が向上しなかったものと考
えられる。Ｎｏ．Ｑで生じた多結晶ダイヤモンド膜の亀
裂については、熱処理時間が長すぎたため超硬合金の表
面に生成した突起が長く、多結晶ダイヤモンドが突起の
間隙を全て覆いつくせなかったことによると推定され
る。さらに、Ｎｏ．ＴとＮｏ．Ｕでは共に多結晶ダイヤ
モンド膜に亀裂が発生し短寿命となったが、これらはい
ずれも多結晶ダイヤモンドの合成時間が不適切で、膜厚
が最適化されていなかったためと推定される。Table 6 summarizes the durability evaluation results of these tools. As is clear from this table, No. 3 which is within the specified range of the present invention. All of I to N showed a good life as compared with the conventional tool. In addition, No. O was not evaluated because a crack was formed during the mirror finishing of the polycrystalline diamond film after brazing. This is because the composition of the cemented carbide has a large linear expansion coefficient outside the range of the present invention,
It is presumed that this is due to the large thermal stress during brazing. In addition, No. With respect to P to S, the results were short in all cases due to peeling or cracking of the polycrystalline diamond film. This is No. P is that the heat treatment time is too short, No. R is that the content of ZrC is too small, No. Since S has a low heat treatment temperature,
It is considered that the length of the protrusions formed on the surface of the cemented carbide was too short and the adhesion strength of the polycrystalline diamond film was not improved. No. Regarding the cracks in the polycrystalline diamond film generated in Q, it is presumed that the heat treatment time was too long and the projections formed on the surface of the cemented carbide were long, and the polycrystalline diamond could not cover all the gaps of the projections. . Furthermore, No. T and No. In U, both cracks occurred in the polycrystalline diamond film and the life was shortened, but it is presumed that these were all because the synthesis time of the polycrystalline diamond was inappropriate and the film thickness was not optimized.
【００４１】[0041]
【表６】 [Table 6]
【００４２】（実施例４）ＷＣを９２重量％、ＴａＣを
４重量％、Ｃｏを４重量％含有する超硬合金を２５ｍｍ
×２ｍｍ×２ｍｍの形状に加工した。その後、この超硬
合金を２００ＴｏｒｒのＮ2 雰囲気中で１，４００℃の
温度に２時間保持してから、真空雰囲気で室温まで冷却
する加熱処理を行った。この加熱処理により、表面には
ＷとＴａの固溶体炭化物からなる微視的な突起が生成
し、これらの突起の間隙は超硬合金の内部から溶出した
Ｃｏにより埋められた状態となっていた。この超硬合金
を室温の王水に浸漬して、溶出したＣｏのみを溶解除去
することにより、長さ６μｍ（平均値）の（Ｗ、Ｔａ）
Ｃからなる微視的な突起で表面を覆われた超硬合金が作
製できた。なお、この表面改質された超硬合金の線膨張
率は、室温から４００℃までの範囲で４．３×１０-6／
℃と、加熱処理を行う前の超硬合金のそれと同様である
ことが確認できた。また、熱伝導率については、４００
℃において１１０Ｗ／ｍ・Ｋであることが明らかとなっ
た。次に、この超硬合金を基材として工具先端とすべき
２５ｍｍ×２ｍｍの面が被覆面となるように熱フィラメ
ントＣＶＤ装置の内部に配置し、実施例１と同条件で多
結晶ダイヤモンドの被覆を行った。回収した超硬合金の
表面には厚さが７０μｍの多結晶ダイヤモンドが被覆さ
れていることが明らかとなった。また、この多結晶ダイ
ヤモンドは、ラマン分光分析でダイヤモンド炭素（Ｘ）
と非ダイヤモンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が
０．０８を示し、極めて純度が高いものであることが確
認できた。この多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金をＭｏ
製のシャンクにロウ付けにより接合し、図３の形状のボ
ンディングツールとした。なお、使用したロウ材は融点
が８５０℃でＡｇとＣｕを主成分とするものであった。
次に、この接合体の多結晶ダイヤモンド被覆面をダイヤ
モンド砥石により表面がＲｍａｘ表示で０．０６μｍの
鏡面状態とした。なお、鏡面加工後の多結晶ダイヤモン
ドの厚さは３０μｍであった。前記の方法により作製さ
れたパルス加熱ツールについて、実施例２と同様の性能
評価を行った。その結果、熱応答性は昇温時で１．１
秒、冷却時で９．０秒とＭｏツールの性能（表４のＥ）
に比べ遜色ない結果でることが明らかとなった。また、
平坦度に関しても、室温で３μｍ、４００℃で４μｍと
良好な性能であることが判明した。(Example 4) A cemented carbide containing 92% by weight of WC, 4% by weight of TaC and 4% by weight of Co was 25 mm.
It was processed into a shape of × 2 mm × 2 mm. Then, this cemented carbide was held at a temperature of 1,400 ° C. for 2 hours in an N 2 atmosphere of 200 Torr, and then heat-treated for cooling to room temperature in a vacuum atmosphere. By this heat treatment, microscopic projections made of solid solution carbides of W and Ta were formed on the surface, and the gap between these projections was filled with Co eluted from the inside of the cemented carbide. By dipping this cemented carbide in aqua regia at room temperature and dissolving and removing only Co that has eluted, (W, Ta) having a length of 6 μm (average value) is obtained.
A cemented carbide whose surface was covered with microscopic projections of C could be produced. The coefficient of linear expansion of the surface-modified cemented carbide is 4.3 × 10 −6 / ° C in the range of room temperature to 400 ° C.
It was confirmed that the temperature was the same as that of the cemented carbide before the heat treatment. The thermal conductivity is 400
It was found to be 110 W / mK at 0 ° C. Next, using this cemented carbide as a base material, it is placed inside a hot filament CVD apparatus so that the surface of 25 mm × 2 mm which should be the tool tip becomes a coating surface, and polycrystalline diamond coating is performed under the same conditions as in Example 1. I went. It became clear that the surface of the recovered cemented carbide was coated with polycrystalline diamond having a thickness of 70 μm. In addition, this polycrystalline diamond is diamond carbon (X) by Raman spectroscopy.
The peak ratio (Y / X) of non-diamond carbon (Y) was 0.08, and it was confirmed that the purity was extremely high. This polycrystalline diamond coated cemented carbide is Mo
The manufactured shank was joined by brazing to obtain a bonding tool having the shape shown in FIG. The brazing material used had a melting point of 850 ° C. and contained Ag and Cu as main components.
Next, the polycrystalline diamond coated surface of this bonded body was made into a mirror surface state of 0.06 μm in Rmax display with a diamond grindstone. The thickness of the polycrystalline diamond after mirror-finishing was 30 μm. The same performance evaluation as in Example 2 was performed on the pulse heating tool produced by the above method. As a result, the thermal responsiveness was 1.1 when the temperature was raised.
Seconds, 9.0 seconds when cooled and Mo tool performance (E in Table 4)
It was revealed that the result was comparable to that of Also,
Regarding flatness, it was found that the performance was good at 3 μm at room temperature and 4 μm at 400 ° C.
【００４３】[0043]
【発明の効果】本発明の構成をとることにより、従来の
ボンディングツールに比較して耐摩耗性、耐熱性、強
度、熱応答性のいずれについても優れたボンディングツ
ールが実現できる。すなわち、従来の定常加熱ツールで
問題であった基材の強度についての信頼性が大幅に向上
し、また、パルス加熱ツールで問題であった熱応答性に
関しても良好な特性が得られる。さらに、本発明の構成
は、ボンディングツール以外の耐摩工具や耐摩部品等に
も適用できるものである。By adopting the constitution of the present invention, a bonding tool which is superior in wear resistance, heat resistance, strength and thermal responsiveness to a conventional bonding tool can be realized. That is, the reliability of the strength of the base material, which was a problem with the conventional steady-state heating tool, is significantly improved, and good characteristics are obtained with respect to the thermal response, which is a problem with the pulse heating tool. Further, the configuration of the present invention can be applied to wear resistant tools and wear resistant parts other than the bonding tool.
【図１】定常加熱ツールの一具体例を示す斜視図であ
る。FIG. 1 is a perspective view showing a specific example of a stationary heating tool.
【図２】従来の、金属あるいは合金製のパルス加熱ツー
ルの斜視図である。FIG. 2 is a perspective view of a conventional pulse heating tool made of metal or alloy.
【図３】金属あるいは合金製のシャンク先端に工具素材
を接合した構造のパルス加熱ツールの斜視図である。FIG. 3 is a perspective view of a pulse heating tool having a structure in which a tool material is joined to a shank tip made of metal or alloy.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−198360（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−109158（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−25138（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 21/60 H01L 21/603 H01L 21/52 C04B 41/89 C30B 29/04 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (56) Reference JP-A-3-198360 (JP, A) JP-A-56-109158 (JP, A) JP-A-4-25138 (JP, A) (58) Field (Int.Cl. 7 , DB name) H01L 21/60 H01L 21/603 H01L 21/52 C04B 41/89 C30B 29/04
Claims (13)
び／または硬質炭窒化物の微視的な突起を有し、硬質相
として周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物
および／またはこれらの固溶体から構成され、ＷＣを７
０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律表のＩＶａ、Ｖａ、
ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を
０．５〜１５重量％含有するもので、４００℃における
熱伝導率が４０〜１２０Ｗ／ｍ・Ｋで室温から４００℃
までの線膨張率が４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃
である超硬合金を基材とし、前記の微視的な突起を有す
る表面に、気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆
したものであって、前記の微視的な突起は被覆された多
結晶ダイヤモンド層内に侵入してなり、その多結晶ダイ
ヤモンド被覆表面を工具先端面とすることを特徴とする
高強度ボンデイングツール。1. A hard phase having microscopic projections of hard carbide and / or hard carbonitride on at least one surface thereof.
As a carbide of IVa, Va, and VIa group elements of the periodic table
And / or is composed of these solid solutions and has a WC of 7
0 to 95% by weight, IVa, Va of the periodic table other than WC,
2 to 25% by weight of VIa group element carbide, and iron group metal
0.5 to 15% by weight at 400 ° C
Thermal conductivity of 40 to 120 W / mK at room temperature to 400 ° C
Coefficient of linear expansion up to 4.0 × 10 -6 to 5.5 × 10 -6 / ° C
Which is obtained by coating the surface having the above-mentioned microscopic projections with polycrystalline diamond by a vapor phase synthesis method. A high-strength bonding tool that is characterized by penetrating into a crystalline diamond layer and using the polycrystalline diamond coating surface as the tool tip surface.
び／または硬質炭窒化物の微視的な突起を有し、硬質相
として周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物
および／またはこれらの固溶体から構成され、ＷＣを７
０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律表のＩＶａ、Ｖａ、
ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属を
０．５〜１５重量％含有するもので、４００℃における
熱伝導率が４０〜１２０Ｗ／ｍ・Ｋで室温から４００℃
までの線膨張率が４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃
である超硬合金を基材とし、前記の微視的な突起を有す
る表面に、気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆
したものを工具素材としたものであって、前記の微視的
な突起は被覆された多結晶ダイヤモンド層内に侵入して
なり、該工具素材が、その多結晶ダイヤモンド被覆面が
工具先端面となるように配置され、室温から４００℃ま
での線膨張率が４．０×１０-6〜５．５×１０-6／℃で
ある金属、合金または超硬合金の少なくとも１種以上か
らなるシャンクと接合されていることを特徴とする高強
度ボンデイングツール。2. A hard phase having a microscopic projection of hard carbide and / or hard carbonitride on at least one surface thereof.
As a carbide of IVa, Va, and VIa group elements of the periodic table
And / or is composed of these solid solutions and has a WC of 7
0 to 95% by weight, IVa, Va of the periodic table other than WC,
2 to 25% by weight of VIa group element carbide, and iron group metal
0.5 to 15% by weight at 400 ° C
Thermal conductivity of 40 to 120 W / mK at room temperature to 400 ° C
Coefficient of linear expansion up to 4.0 × 10 -6 to 5.5 × 10 -6 / ° C
The base material is a cemented carbide, and the surface having the microscopic projections is a tool material that is coated with polycrystalline diamond by a vapor phase synthesis method. 3. The protrusion penetrates into the coated polycrystalline diamond layer, the tool material is arranged such that the polycrystalline diamond coating surface is the tool tip surface, and the linear expansion coefficient from room temperature to 400 ° C. is 4. A high-strength bonding tool characterized by being bonded to a shank made of at least one metal, alloy or cemented carbide having a density of 0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C.
は硬質炭窒化物で構成される微視的な突起の長さが、２
〜１０μｍであることを特徴とする請求項１又は２に記
載の高強度ボンディングツール。3. The length of microscopic projections made of hard carbide and / or hard carbonitride on the surface of the cemented carbide is 2
The high-strength bonding tool according to claim 1, wherein the high-strength bonding tool has a thickness of 10 μm.
が、１５〜１００μｍ であることを特徴とする請求項１
〜３のいずれかに記載の高強度ボンディングツール。 4. Thickness of coated polycrystalline diamond
Is 15 to 100 μm.
The high-strength bonding tool according to any one of 3 to 3.
が、ラマン分光分析によるダイヤモンド炭素（Ｘ）と非
ダイヤモンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．２
以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに
記載の高強度ボンディングツール。 5. Purity of coated polycrystalline diamond
However, it does not compare with diamond carbon (X) by Raman spectroscopy.
Diamond carbon (Y) peak ratio (Y / X) is 0.2
It is the following, In any one of Claims 1-4 characterized by the following.
High-strength bonding tool described.
金、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎ
ｉ合金、コバール、インバー合金からなることを特徴と
する請求項２〜５のいずれかに記載の高強度ボンディン
グツール。 6. Part or all of the shank is cemented carbide
Gold, Mo, W, Cu-W alloy, Cu-Mo alloy, W-N
i alloy, Kovar, Invar alloy
The high-strength bondin according to any one of claims 2 to 5.
Gutool.
００℃の融点の接合用金属を介して接合していることを
特徴とする請求項２〜６のいずれかに記載の高強度ボン
ディングツール。 7. A tool material and a shank are 650 and 1,2.
That it is joined via a joining metal with a melting point of 00 ° C.
The high-strength bon according to any one of claims 2 to 6, characterized in that
Ding tool.
れらの工程を順次行うことを特徴とする高強度ボンディ
ングツールの製造方法。 室温から４００℃までの線膨
張率が４．０×１０ -6 〜５．５×１０ -6 ／℃であって、
硬質相として周期律表のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の
炭化物および／またはこれらの固溶体から構成され、そ
の組成がＷＣを７０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律表
のＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５重量
％、鉄族金属を０．５〜１５重量％含有する超硬合金
に、１０〜７６０ＴｏｒｒのＮ 2 またはＣＯ雰囲気中で
９００〜１，５００℃の温度に０．５〜３時間保持して
から、Ｎ 2 、ＣＯ、不活性ガスまたは真空雰囲気で室温
まで冷却することにより硬質炭化物および／または硬質
炭窒化物の微視的な突起を形成する加熱処理の工程、
該加熱処理での微視的突起生成に伴って表面に溶出した
鉄族金属を酸により溶解除去する化学処理の工程、該
化学処理後のものを基材とし、微視的突起を有する表面
に気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆する被覆
処理の工程、該被覆多結晶ダイヤモンドの表面を研磨
加工により鏡面状態とする研磨工程。 8. At least the following steps of
High-strength bondie characterized by sequentially performing these steps
Manufacturing method for cutting tools. Linear expansion from room temperature to 400 ° C
The tonicity is 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C.,
As a hard phase, one of the IVa, Va, and VIa group elements of the periodic table
Composed of carbides and / or solid solutions thereof,
Composition of 70 to 95 wt% WC, periodic table other than WC
2 to 25 weights of carbides of IVa, Va and VIa group elements
%, 0.5 to 15% by weight of iron group metal, cemented carbide
In an N 2 or CO atmosphere of 10 to 760 Torr
Hold at a temperature of 900-1,500 ℃ for 0.5-3 hours
At room temperature under N 2 , CO, inert gas or vacuum atmosphere
Hard carbide and / or hard by cooling to
A step of heat treatment for forming microscopic projections of carbonitride,
Elution on the surface with the formation of microscopic protrusions in the heat treatment
A step of chemical treatment for dissolving and removing the iron group metal with an acid,
Surface with microscopic projections, which is made of chemically treated materials
Coating on polycrystalline diamond by vapor phase synthesis method
Processing step, polishing the surface of the coated polycrystalline diamond
A polishing process that creates a mirror surface by processing.
れらの工程を順次行うことを特徴とする高強度ボンディ
ングツールの製造方法。 室温から４００℃までの線膨
張率が４．０×１０ -6 〜５．５×１０ -6 ／℃で あって、
硬質相として周期律表の第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素
の炭化物および／またはこれらの固溶体から構成され、
その組成がＷＣを７０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律
表の第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５
重量％、鉄族金属を０．５〜１５重量％含有する超硬合
金に、１０〜７６０ＴｏｒｒのＮ 2 またはＣＯ雰囲気中
で９００〜１，５００℃の温度に０．５〜３時間保持し
てから、Ｎ 2 、ＣＯ、不活性ガスまたは真空雰囲気で室
温まで冷却することにより硬質炭化物および／または硬
質炭窒化物の微視的な突起を形成する加熱処理の工程、
該加熱処理での微視的突起生成に伴って表面に溶出し
た鉄族金属を酸により溶解除去する化学処理の工程、
該化学処理後のものを基材とし、微視的突起を有する表
面に気相合成法により多結晶ダイヤモンドを被覆する被
覆処理の工程、該多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金を
工具素材とし、該工具素材を、室温から４００℃までの
線膨張率が４．０×１０ -6 〜５．５×１０ -6 ／℃である
金属、合金および／または超硬合金の少なくとも１種以
上からなるシャンクと、その多結晶ダイヤモンド被覆面
が工具先端面となるように配置し、６５０〜１，２００
℃の融点の接合用金属を用いて接合する工程、該接合
体先端の被覆多結晶ダイヤモンドの表面を研磨加工によ
り鏡面状態とする研磨工程。 9. At least the following steps of
High-strength bondie characterized by sequentially performing these steps
Manufacturing method for cutting tools. Linear expansion from room temperature to 400 ° C
The tonicity is 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C. ,
Group IVa, Va, VIa elements of the periodic table as a hard phase
And / or solid solutions of these,
The composition has a WC of 70 to 95% by weight, and a periodic law other than WC
Carbides of Group IVa, Va, and VIa elements in the table of 2 to 25
Carbide containing 0.5% to 15% by weight of iron group metal
Gold in N 2 or CO atmosphere of 10 to 760 Torr
At 900-1500 ° C for 0.5-3 hours
The chamber in N 2 , CO, inert gas or vacuum atmosphere.
Hard carbides and / or hard by cooling to a high temperature
Process of heat treatment to form microscopic protrusions of carbonitride,
Elute on the surface with the formation of microscopic protrusions in the heat treatment
Process of chemical removal of dissolved iron group metal with acid,
A table having microscopic projections using the chemically treated product as a base material.
The surface coated with polycrystalline diamond by vapor phase synthesis
Covering process, the polycrystalline diamond coated cemented carbide
Tool material, the temperature of the tool material from room temperature to 400 ℃
The coefficient of linear expansion is 4.0 × 10 −6 to 5.5 × 10 −6 / ° C.
At least one of metals, alloys and / or cemented carbides
Top shank and its polycrystalline diamond coated surface
Is placed so that it becomes the tool tip surface, and 650 to 1,200
A step of joining using a joining metal having a melting point of ℃, the joining
The surface of the coated polycrystalline diamond at the tip of the body is polished.
Polishing process to obtain a mirror surface.
が、１５〜１００μｍであることを特徴とする請求項８
または９に記載の高強度ボンディングツールの製造方
法。 10. Polycrystalline diamond thickness for coating
Is 15 to 100 μm.
Or manufacturing method of high strength bonding tool described in 9
Law.
が、ラマン分光分析によるダイヤモンド炭素（Ｘ）と非
ダイヤモンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．２
以下であることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか
に記載の高強度ボンディングツールの製造方法。 11. Purity of coated polycrystalline diamond
However, it does not compare with diamond carbon (X) by Raman spectroscopy.
Diamond carbon (Y) peak ratio (Y / X) is 0.2
The following is any one of Claims 8-10 characterized by the following.
A method for manufacturing the high-strength bonding tool according to.
金、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎ
ｉ合金、コバール、インバー合金からなることを特徴と
する請求項９〜１１のいずれかに記載の高強度ボンディ
ングツールの製造方法。 12. Part or all of the shank is cemented carbide
Gold, Mo, W, Cu-W alloy, Cu-Mo alloy, W-N
i alloy, Kovar, Invar alloy
The high-strength bondie according to any one of claims 9 to 11.
Manufacturing method for cutting tools.
２００℃の融点の接合用金属を介して接合することを特
徴とする請求項９〜１２のいずれかに記載の 高強度ボン
ディングツールの製造方法。 13. A tool material and a shank are 650-1,
A special feature is that it is joined via a joining metal with a melting point of 200 ° C.
High-strength bon according to any one of claims 9 to 12
Ding tool manufacturing method.
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