JPH06669B2 - サンドイッチ構造を有する高硬度焼結体複合材料 - Google Patents
サンドイッチ構造を有する高硬度焼結体複合材料Info
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- JPH06669B2 JPH06669B2 JP60245925A JP24592585A JPH06669B2 JP H06669 B2 JPH06669 B2 JP H06669B2 JP 60245925 A JP60245925 A JP 60245925A JP 24592585 A JP24592585 A JP 24592585A JP H06669 B2 JPH06669 B2 JP H06669B2
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- B23B—TURNING; BORING
- B23B51/00—Tools for drilling machines
- B23B51/02—Twist drills
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
- B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
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- B24—GRINDING; POLISHING
- B24D—TOOLS FOR GRINDING, BUFFING OR SHARPENING
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明はサンドイッチ構造を有する高硬度焼結体複合材
料に関するものである。
料に関するものである。
本発明は、ダイヤモンドを主成分とする高硬度焼結体
（以下、ＰＣＤと略記する）の両側に超硬合金からなる
サブストレート（以下、両側のサブストレートを単にサ
ブストレートという）を配置した特に穴明け工具の刃先
チップ素材として有用なサンドイッチ構造を有する高硬
度焼結体複合材料に関するものである。
（以下、ＰＣＤと略記する）の両側に超硬合金からなる
サブストレート（以下、両側のサブストレートを単にサ
ブストレートという）を配置した特に穴明け工具の刃先
チップ素材として有用なサンドイッチ構造を有する高硬
度焼結体複合材料に関するものである。
従来の技術 ＰＣＤは、ダイヤモンド粒子のみを出発原料として焼結
によって製造することもできるが、工業的に歩留良く製
造することは現時点では不可能であるので、通常はダイ
ヤモンド粉末に隣接して配置した超硬合金層から超硬合
金中の鉄族金属を高圧高温処理中にダイヤモンド粉末中
に含浸させるか、予めダイヤモンド粉末に鉄族金属を含
有させておくか、あるいは鉄族金属の薄板をダイヤモン
ド粉末と隣接して配置し、高圧高温処理中に鉄属金属を
溶解させてタイヤモンド粉末の焼結中にダイヤモンド粉
末に含浸させている。
によって製造することもできるが、工業的に歩留良く製
造することは現時点では不可能であるので、通常はダイ
ヤモンド粉末に隣接して配置した超硬合金層から超硬合
金中の鉄族金属を高圧高温処理中にダイヤモンド粉末中
に含浸させるか、予めダイヤモンド粉末に鉄族金属を含
有させておくか、あるいは鉄族金属の薄板をダイヤモン
ド粉末と隣接して配置し、高圧高温処理中に鉄属金属を
溶解させてタイヤモンド粉末の焼結中にダイヤモンド粉
末に含浸させている。
ＰＣＤは長寿命工具として特に難加工材加工用工具に必
要不可欠な素材として近年急速に普及してきた。しか
し、製造条件が厳しいためＰＣＤの形状は著しく制限さ
れ、普及が伸びない分野がある。特に、穴明け工具の場
合には、シャンクにＰＣＤの刃先チップを嵌め込み、蝋
付けして付刃ドリルを製作するが、ＰＣＤは蝋付けが難
しいためＰＣＤに超硬合金等のサブストレートを接着
し、このサブストレートの表面をシャンクに蝋付けして
いる。しかし、ＰＣＤ片の片側表面にのみに超硬合金等
のサブストレートを接着させた片面蝋付け型のものは蝋
付面積が大きく取れないため保持強度が十分でない。そ
こで、ＰＣＤ片の両側表面に超硬合金等のサブストレー
トを接着して両面で蝋付けできるようにすることが望ま
れている。
要不可欠な素材として近年急速に普及してきた。しか
し、製造条件が厳しいためＰＣＤの形状は著しく制限さ
れ、普及が伸びない分野がある。特に、穴明け工具の場
合には、シャンクにＰＣＤの刃先チップを嵌め込み、蝋
付けして付刃ドリルを製作するが、ＰＣＤは蝋付けが難
しいためＰＣＤに超硬合金等のサブストレートを接着
し、このサブストレートの表面をシャンクに蝋付けして
いる。しかし、ＰＣＤ片の片側表面にのみに超硬合金等
のサブストレートを接着させた片面蝋付け型のものは蝋
付面積が大きく取れないため保持強度が十分でない。そ
こで、ＰＣＤ片の両側表面に超硬合金等のサブストレー
トを接着して両面で蝋付けできるようにすることが望ま
れている。
一方、付刃ドリルでは、片面のみにサブストレートを接
着したチップを用いると刃先を工具の回転中心に対して
対称に位置決めする必要があるが、両面に同一の厚さの
サブストレートを接着した構造の複合材料を用いれば、
複雑な位置決めの必要がなくなり、ＰＣＤ片の保持強度
も高くなる。
着したチップを用いると刃先を工具の回転中心に対して
対称に位置決めする必要があるが、両面に同一の厚さの
サブストレートを接着した構造の複合材料を用いれば、
複雑な位置決めの必要がなくなり、ＰＣＤ片の保持強度
も高くなる。
そこで先ず考えられたのはＰＣＤ片の両側を超硬合金で
サンドイッチ状に挟んだ構造のチップである。例えば、
特開昭57-66805号公報には、ダイヤモンドまたは高密度
窒化硼素を２枚の板状サーメット焼結体層で接着挾持し
た３層の積層焼結体が開示されている。本発明者達もこ
のようなサンドイッチ構造の焼結体複合材料の試作を先
ず行ったが、サンドイッチ構造の焼結体複合材料は亀裂
の発生が多く、工業的に安定して生産することは不可能
であった。
サンドイッチ状に挟んだ構造のチップである。例えば、
特開昭57-66805号公報には、ダイヤモンドまたは高密度
窒化硼素を２枚の板状サーメット焼結体層で接着挾持し
た３層の積層焼結体が開示されている。本発明者達もこ
のようなサンドイッチ構造の焼結体複合材料の試作を先
ず行ったが、サンドイッチ構造の焼結体複合材料は亀裂
の発生が多く、工業的に安定して生産することは不可能
であった。
サンドイッチ構造の高硬度焼結体複合材料を製造する
は、超硬合金または金属のサブストレートの間にダイヤ
モンド粉末と結合材との混合粉末または結合材片を含む
ダイヤモンド粉末を配置し、超高圧高温度下で焼結して
ＰＣＤを形成すると同時にＰＣＤとサブストレートを接
合する必要がある。この焼結処理終了後には超高圧を解
除して冷却するが、この時にＰＣＤとサブストレートと
の熱膨張係数の差に起因して両者の間に熱応力が発生す
る。ＰＣＤとサブストレートとの熱膨張係数の差が大き
いと両者の間に発生する熱応力もそれに比例して大きく
なり、ついには亀裂が発生する。
は、超硬合金または金属のサブストレートの間にダイヤ
モンド粉末と結合材との混合粉末または結合材片を含む
ダイヤモンド粉末を配置し、超高圧高温度下で焼結して
ＰＣＤを形成すると同時にＰＣＤとサブストレートを接
合する必要がある。この焼結処理終了後には超高圧を解
除して冷却するが、この時にＰＣＤとサブストレートと
の熱膨張係数の差に起因して両者の間に熱応力が発生す
る。ＰＣＤとサブストレートとの熱膨張係数の差が大き
いと両者の間に発生する熱応力もそれに比例して大きく
なり、ついには亀裂が発生する。
片側のみにサブストレートを一体に接合した２層構造の
複合材料では、ＰＣＤとサブストレートとの間の熱応力
が材料全体の変形によって吸収されるため、ＰＣＤ自体
の致命的な亀裂の発生には至らないが、両側にサブスト
レートを一体に接合した３層構造の複合材料の場合に
は、一般にサブストレートの熱膨張係数が大きいため、
ＰＣＤの両側面に引張方向の熱応力が働き、ＰＣＤ自体
に亀裂が生じることになる。
複合材料では、ＰＣＤとサブストレートとの間の熱応力
が材料全体の変形によって吸収されるため、ＰＣＤ自体
の致命的な亀裂の発生には至らないが、両側にサブスト
レートを一体に接合した３層構造の複合材料の場合に
は、一般にサブストレートの熱膨張係数が大きいため、
ＰＣＤの両側面に引張方向の熱応力が働き、ＰＣＤ自体
に亀裂が生じることになる。
このように、両面に超硬合金等のサブストレートを備え
たサンドイッチ構造の焼結体複合材料は製造が困難であ
るため、ＰＣＤを用いた穴明け工具は市場には存在しな
かった。
たサンドイッチ構造の焼結体複合材料は製造が困難であ
るため、ＰＣＤを用いた穴明け工具は市場には存在しな
かった。
発明が解決しようとする課題 本発明の目的は従来法の上記欠点が無く、工業的に安定
して製造できる、付刃ドリルの切れ刃チップ等で使用さ
れる両面がサブストレートによって接着挟持されたサン
ドイッチ構造のＰＣＤ焼結体複合材料を提供することに
ある。
して製造できる、付刃ドリルの切れ刃チップ等で使用さ
れる両面がサブストレートによって接着挟持されたサン
ドイッチ構造のＰＣＤ焼結体複合材料を提供することに
ある。
課題を解決するための手段 本発明は、５〜15体積％の鉄族金属を含有し、残部がダ
イヤモンド粒子であるダイヤモンドを主成分とする高硬
度焼結体の層と、この高硬度焼結体の層の両側表面に一
体に接合された熱膨張係数が3.0〜6.0×10-6／℃で、厚
さが10μｍ以上且つ500μｍ以下である焼結中に上記高
硬度焼結体の鉄族金属を実質的に透過させない中間層
と、この中間層の外側表面にそれぞれ一体に接合された
５〜２重量％のCoおよび／またはNiを含み、残部がＷＣ
および／またはMoＣである超硬合金からなる熱膨張係数
が4.6×10-6／℃以下であるサブストレートとを焼結に
よって一体化して得られるサンドイッチ構造を有する高
硬度焼結体複合材料であって、中間層が下記の群： (a) 3b、4a、5a、6a族の元素の窒化物、炭化物、炭窒化
物、硼化物、酸化物およびそれらの相互固溶体、および (b)体積パーセントで80〜20％の高圧相窒化硼素を主成
分とし、残部が4a、5a、6a族の元素の窒化物、炭化物、炭
窒化物、硼化物およびそれらの相互固溶体 の中から選択された少なくとも一種からなることを特徴
とする高硬度焼結体複合材料を提供する。
イヤモンド粒子であるダイヤモンドを主成分とする高硬
度焼結体の層と、この高硬度焼結体の層の両側表面に一
体に接合された熱膨張係数が3.0〜6.0×10-6／℃で、厚
さが10μｍ以上且つ500μｍ以下である焼結中に上記高
硬度焼結体の鉄族金属を実質的に透過させない中間層
と、この中間層の外側表面にそれぞれ一体に接合された
５〜２重量％のCoおよび／またはNiを含み、残部がＷＣ
および／またはMoＣである超硬合金からなる熱膨張係数
が4.6×10-6／℃以下であるサブストレートとを焼結に
よって一体化して得られるサンドイッチ構造を有する高
硬度焼結体複合材料であって、中間層が下記の群： (a) 3b、4a、5a、6a族の元素の窒化物、炭化物、炭窒化
物、硼化物、酸化物およびそれらの相互固溶体、および (b)体積パーセントで80〜20％の高圧相窒化硼素を主成
分とし、残部が4a、5a、6a族の元素の窒化物、炭化物、炭
窒化物、硼化物およびそれらの相互固溶体 の中から選択された少なくとも一種からなることを特徴
とする高硬度焼結体複合材料を提供する。
作 用 ＰＣＤを超硬合金でサンドイッチ状に挟んだ構造では、
サブストレートの超硬合金の熱膨張係数を低くするため
に、サブストレートの超硬合金の鉄属金属含有量を低く
することが必要であるが、超硬合金より高い含有量とな
るようにダイヤモンド粉末に鉄属金属を供給するのは困
難である。すなわち、ＰＣＤを歩留りよく製造するには
予めダイヤモンド粉末に十分な量の鉄属金属を含有せし
めたものを出発原料とすべきであるが、単に鉄属金属を
多量に含有したダイヤモンド粉末と超硬合金を直接接合
したのでは、超高圧高温の焼結処理中にダイヤモンド粉
末に含有せしめた鉄属金属が超硬合金の方に浸透する結
果、ＰＣＤを挟んだサブストレートを構成する超硬合金
の鉄属金属含有量が多くなり、その結果、超硬合金の熱
膨張係数が大きくなり、ＰＣＤ層の亀裂の原因となる。
他方、ダイヤモンド粉末中の鉄属金属量を低くし、しか
も、鉄属金属含有量の低い超硬合金を隣接配置して焼結
しても工業的に歩留良くＰＣＤを得ることができない。
本発明はこの矛盾を解決するものである。
サブストレートの超硬合金の熱膨張係数を低くするため
に、サブストレートの超硬合金の鉄属金属含有量を低く
することが必要であるが、超硬合金より高い含有量とな
るようにダイヤモンド粉末に鉄属金属を供給するのは困
難である。すなわち、ＰＣＤを歩留りよく製造するには
予めダイヤモンド粉末に十分な量の鉄属金属を含有せし
めたものを出発原料とすべきであるが、単に鉄属金属を
多量に含有したダイヤモンド粉末と超硬合金を直接接合
したのでは、超高圧高温の焼結処理中にダイヤモンド粉
末に含有せしめた鉄属金属が超硬合金の方に浸透する結
果、ＰＣＤを挟んだサブストレートを構成する超硬合金
の鉄属金属含有量が多くなり、その結果、超硬合金の熱
膨張係数が大きくなり、ＰＣＤ層の亀裂の原因となる。
他方、ダイヤモンド粉末中の鉄属金属量を低くし、しか
も、鉄属金属含有量の低い超硬合金を隣接配置して焼結
しても工業的に歩留良くＰＣＤを得ることができない。
本発明はこの矛盾を解決するものである。
本発明の高硬度焼結体複合材料は、第１図に示すよう
に、ＰＣＤ１の両側に中間層３、３′を介してサブスト
レート２、２′が焼結によって一体化された構造を有し
ている。
に、ＰＣＤ１の両側に中間層３、３′を介してサブスト
レート２、２′が焼結によって一体化された構造を有し
ている。
サブストレート２、２′となる超硬合金の熱膨張係数は
それに含有される硬質相と結合相との比率によってほぼ
決まり、結合相である鉄系金属の量の比率が少なくなれ
ばなるほど小さくなり、ＰＣＤの熱膨張係数に近づく。
第１表はＷＣ−Co超硬合金でのCo含有量と超硬合金の熱
膨張係数との関係を示したものである。
それに含有される硬質相と結合相との比率によってほぼ
決まり、結合相である鉄系金属の量の比率が少なくなれ
ばなるほど小さくなり、ＰＣＤの熱膨張係数に近づく。
第１表はＷＣ−Co超硬合金でのCo含有量と超硬合金の熱
膨張係数との関係を示したものである。
一方、ＰＣＤ１の熱膨張係数も鉄族金属の含有量で決ま
り、Co含有量の増加とともに増大する。第２表はCo含有
量とＰＣＤの熱膨張係数との関係を示したものである。
り、Co含有量の増加とともに増大する。第２表はCo含有
量とＰＣＤの熱膨張係数との関係を示したものである。
さて、穴明け工具としての用途からの切削性能面からの
要求として、ＰＣＤ層のCo含有量は15〜５体積％が望ま
しい。
要求として、ＰＣＤ層のCo含有量は15〜５体積％が望ま
しい。
ＰＣＤ層のCo含有量が15〜５体積％である場合の熱膨張
係数値は第２表から3.9×10-6と3.7×10-6であることが
わかる。通常用いられるＰＣＤ１の熱膨張係数は上記の
値3.9〜3.7×10-6の上下に少し余裕のある4.0〜3.5×10
-6／℃である。
係数値は第２表から3.9×10-6と3.7×10-6であることが
わかる。通常用いられるＰＣＤ１の熱膨張係数は上記の
値3.9〜3.7×10-6の上下に少し余裕のある4.0〜3.5×10
-6／℃である。
一方、既に述べたように、ＰＣＤ１に加わる引張応力の
大きさはＰＣＤ１とサブストレート２、２′との熱膨張
差によって決まる。本発明者達は、その差が約0.6×10
-6以下であればＰＣＤ層への亀裂の発生が少なく、サン
ドイッチ構造の高硬度焼結体を高い歩留で生産すること
ができるということを実験的に確認した。
大きさはＰＣＤ１とサブストレート２、２′との熱膨張
差によって決まる。本発明者達は、その差が約0.6×10
-6以下であればＰＣＤ層への亀裂の発生が少なく、サン
ドイッチ構造の高硬度焼結体を高い歩留で生産すること
ができるということを実験的に確認した。
通常用いられるＰＣＤ１の熱膨張係数値の最大値は上記
の通り4.0×10-6／℃程度であるので、サブストレート
２、２′の熱膨張係数は下記の値以下であればよい： 4.0×10-6＋0.6×10-6＝4.6×10-6 この場合に対応するCo含有量は第１表から５重量％であ
り、従って、サブストレート２、２′中のCo含有量は５
重量％以下にする必要がある。
の通り4.0×10-6／℃程度であるので、サブストレート
２、２′の熱膨張係数は下記の値以下であればよい： 4.0×10-6＋0.6×10-6＝4.6×10-6 この場合に対応するCo含有量は第１表から５重量％であ
り、従って、サブストレート２、２′中のCo含有量は５
重量％以下にする必要がある。
一方、工具として用いられる超硬合金ではCo含有量は２
重量％以上である必要がある。すなわちCoはＷＣを結合
する役目をしているので、その量が２重量％未満になる
とＷＣの結合強度が低下して脆くなり、実用的な強度を
保てなくなる。従って、サブストレート２、２′のCo含
有量の下限は２重量％である。
重量％以上である必要がある。すなわちCoはＷＣを結合
する役目をしているので、その量が２重量％未満になる
とＷＣの結合強度が低下して脆くなり、実用的な強度を
保てなくなる。従って、サブストレート２、２′のCo含
有量の下限は２重量％である。
CoとNiおよびＷＣとMoＣがそれぞれ互いに同様な挙動を
することは知られている。
することは知られている。
結論として、本発明のサブストレート２、２′は５〜２
重量％のCoおよび／またはNiを含み、残部がＷＣおよび
／またはMoＣである超硬合金であり、その熱膨張係数は
4.6×10-6以下である。
重量％のCoおよび／またはNiを含み、残部がＷＣおよび
／またはMoＣである超硬合金であり、その熱膨張係数は
4.6×10-6以下である。
既に述べたように、通常用いられるＰＣＤ１の熱膨張係
数は3.5〜4.0×10-6／℃で、サブストレート２、２′の
熱膨張係数はできる限りこの値に近いのが好ましい。本
発明のサブストレート２、２′として好ましく用いられ
るCoを含有するＷＣ−Co超硬合金の熱膨張係数は第１表
に示すようにこの値に近い。
数は3.5〜4.0×10-6／℃で、サブストレート２、２′の
熱膨張係数はできる限りこの値に近いのが好ましい。本
発明のサブストレート２、２′として好ましく用いられ
るCoを含有するＷＣ−Co超硬合金の熱膨張係数は第１表
に示すようにこの値に近い。
同様な理由で、中間層３、３′の熱膨張係数もＰＣＤ１
およびサブストレート２、２′の熱膨張係数に近いのが
望ましい。実際には、中間層３、３′の熱膨張係数はそ
の上下の材料の熱膨張係数の1.5倍が限度であり、その
上限はＰＣＤ１の熱膨張係数の上限で決まり、4.0×10
-6×1.5＝６×10-6である。また、その下限はサブスト
レート２、２′の熱膨張係数の下限で決まるが、中間層
材料の性質から余り熱膨張係数の低いものは得られない
ので、実際には3.0×10-6程度が限度である。本発明で
は中間層３、３′の熱膨張係数は3.0〜6.0×10-6／℃で
あることが必要である。この範囲から大きく離れると、
ＰＣＤ１と中間層３、３′との間、中間層３、３′とサ
ブストレート２、２′との間の残留応力が界面の接合強
度または中間層３、３′の材料の破壊強度より大きくな
ってサンドイッチ構造か破壊する。第３表は代表的な中
間層材料の熱膨張係数を示している。
およびサブストレート２、２′の熱膨張係数に近いのが
望ましい。実際には、中間層３、３′の熱膨張係数はそ
の上下の材料の熱膨張係数の1.5倍が限度であり、その
上限はＰＣＤ１の熱膨張係数の上限で決まり、4.0×10
-6×1.5＝６×10-6である。また、その下限はサブスト
レート２、２′の熱膨張係数の下限で決まるが、中間層
材料の性質から余り熱膨張係数の低いものは得られない
ので、実際には3.0×10-6程度が限度である。本発明で
は中間層３、３′の熱膨張係数は3.0〜6.0×10-6／℃で
あることが必要である。この範囲から大きく離れると、
ＰＣＤ１と中間層３、３′との間、中間層３、３′とサ
ブストレート２、２′との間の残留応力が界面の接合強
度または中間層３、３′の材料の破壊強度より大きくな
ってサンドイッチ構造か破壊する。第３表は代表的な中
間層材料の熱膨張係数を示している。
本発明構造では、第１図に示すように、ＰＣＤ層１とＰ
ＣＤを挟むサブストレート２、２′との間にＰＣＤ層１
中の鉄族金属がサブストレート２、２′の方へ浸透する
のを防止する目的で中間層３、３′が配置してある。す
なわち、鉄族金属の液体と中間層３、３′との接触角が
零あるいは零に近いと、焼結中にダイヤモンド粉末中１
に含まれた鉄属金属が中間層３、３′と反応し、あるい
は中間層３、３′を通過してサブストレートに達してサ
ブストレート２、２′中の鉄族金属の含有量を増加さ
せ、その結果、その熱膨張係数が大きくなってＰＣＤ１
とサブストレート２、２′間の残留応力が大きくなり、
サンドイッチ構造が破壊する。従って、焼結中にＰＣＤ
層１からサブストレートの材料２、２′への鉄族金属の
移動を効果的に防止し、しかも、ＰＣＤ１およびサブス
トレート２、２′の鉄族金属含有量が所望の値すなわち
両者の熱膨張係数が近似した値となるようにするには、
中間層３、３′を鉄族金属の溶融体との接触角が20°以
上となる材料で作るのが好ましい。このような中間層を
用いれば鉄族金属の溶融体は中間層を実質的に通過しな
い。
ＣＤを挟むサブストレート２、２′との間にＰＣＤ層１
中の鉄族金属がサブストレート２、２′の方へ浸透する
のを防止する目的で中間層３、３′が配置してある。す
なわち、鉄族金属の液体と中間層３、３′との接触角が
零あるいは零に近いと、焼結中にダイヤモンド粉末中１
に含まれた鉄属金属が中間層３、３′と反応し、あるい
は中間層３、３′を通過してサブストレートに達してサ
ブストレート２、２′中の鉄族金属の含有量を増加さ
せ、その結果、その熱膨張係数が大きくなってＰＣＤ１
とサブストレート２、２′間の残留応力が大きくなり、
サンドイッチ構造が破壊する。従って、焼結中にＰＣＤ
層１からサブストレートの材料２、２′への鉄族金属の
移動を効果的に防止し、しかも、ＰＣＤ１およびサブス
トレート２、２′の鉄族金属含有量が所望の値すなわち
両者の熱膨張係数が近似した値となるようにするには、
中間層３、３′を鉄族金属の溶融体との接触角が20°以
上となる材料で作るのが好ましい。このような中間層を
用いれば鉄族金属の溶融体は中間層を実質的に通過しな
い。
本発明では、中間層３、３′として3b、4a、4b、5a、6a族元
素の窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物、酸化物、例え
ば、AlＮ、ZrＮ、ZrＢ２、HfＣ、Si3Ｎ４、SiＣ、Ta
Ｎ、ＶＢ２、Ｖ２Ｏ３、Cr3Ｃおよびこれらの相互固溶
体、例えばZrO2・SiO2か、体積％で80〜20％、好ましく
は80〜50％の高圧相窒化硼素を含み、残部が4a、5a、6a族
の元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびこれ
らの相互固溶体を用いる。後者の例としは、体積％で80
〜50％の高圧相窒化硼素を含み、残部がTiＮ、TiＣおよ
びこれらの固溶体およびAl、Siの金属粉末中から選択さ
れる１種以上の粉末からなる混合粉末を焼結したものが
ある。高圧相型窒化硼素は立方晶窒化硼素、ウルツ鉱型
窒化硼素のいずれでもよい。
素の窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物、酸化物、例え
ば、AlＮ、ZrＮ、ZrＢ２、HfＣ、Si3Ｎ４、SiＣ、Ta
Ｎ、ＶＢ２、Ｖ２Ｏ３、Cr3Ｃおよびこれらの相互固溶
体、例えばZrO2・SiO2か、体積％で80〜20％、好ましく
は80〜50％の高圧相窒化硼素を含み、残部が4a、5a、6a族
の元素の窒化物、炭化物、炭窒化物、硼化物およびこれ
らの相互固溶体を用いる。後者の例としは、体積％で80
〜50％の高圧相窒化硼素を含み、残部がTiＮ、TiＣおよ
びこれらの固溶体およびAl、Siの金属粉末中から選択さ
れる１種以上の粉末からなる混合粉末を焼結したものが
ある。高圧相型窒化硼素は立方晶窒化硼素、ウルツ鉱型
窒化硼素のいずれでもよい。
中間層３、３′の厚さは10μｍ以上かつ500μｍ以下に
する。10μｍ以下では、ＰＣＤ１からサブストレート
２、２′への鉄属金属の浸透を防止するのに不十分であ
る。また、本発明で中間層３、３′をＰＣＤ１とサブス
トレート２、２′との間に介在させる目的はサブストレ
ート２、２′の熱膨張係数を可能な限りＰＣＤ１に近似
させ、しかも焼結中に鉄族金属がＰＣＤ１からサブスト
レート２、２′へ移動するのを阻止することであるの
で、500μｍ以上の厚さは不必要であり、逆に、中間層
３、３′を厚くすると、ＰＣＤ１とサブストレート２、
２′との間の熱応力の影響が大きくなり、複合材料全体
の変形または亀裂の原因となる。換言すれば、中間層
３、３′が厚くなると、中間層３、３′自体のもＰＣＤ
１およびサブストレート２、２′とほぼ同選択の幅が狭
くなる。また、中間層３、３′の厚さが500μｍ以上に
なるとサンドイッチ構造の高硬度焼結体複合材料を他の
機械加工部品に鑞付する際に鑞材との濡れ性が悪い中間
層３、３′が露出する危険性がある。
する。10μｍ以下では、ＰＣＤ１からサブストレート
２、２′への鉄属金属の浸透を防止するのに不十分であ
る。また、本発明で中間層３、３′をＰＣＤ１とサブス
トレート２、２′との間に介在させる目的はサブストレ
ート２、２′の熱膨張係数を可能な限りＰＣＤ１に近似
させ、しかも焼結中に鉄族金属がＰＣＤ１からサブスト
レート２、２′へ移動するのを阻止することであるの
で、500μｍ以上の厚さは不必要であり、逆に、中間層
３、３′を厚くすると、ＰＣＤ１とサブストレート２、
２′との間の熱応力の影響が大きくなり、複合材料全体
の変形または亀裂の原因となる。換言すれば、中間層
３、３′が厚くなると、中間層３、３′自体のもＰＣＤ
１およびサブストレート２、２′とほぼ同選択の幅が狭
くなる。また、中間層３、３′の厚さが500μｍ以上に
なるとサンドイッチ構造の高硬度焼結体複合材料を他の
機械加工部品に鑞付する際に鑞材との濡れ性が悪い中間
層３、３′が露出する危険性がある。
以下実施例により本発明の効果を説明する。
実施例１ 鉄属金属を含有したダイヤモンド粉末１と、その両側に
配置した中間層材料３、３′と、さらにその両側に配置
したサブストレート材料２、２′とからなる第２図に示
す積層構造物をカプセルに充填し、超高圧高温装置を用
いて55000気圧、1400℃で焼結した。
配置した中間層材料３、３′と、さらにその両側に配置
したサブストレート材料２、２′とからなる第２図に示
す積層構造物をカプセルに充填し、超高圧高温装置を用
いて55000気圧、1400℃で焼結した。
得られた高硬度焼結体複合材料の組成および観察した亀
裂発生状況は第４表に示してある。なお、比較のために
中間層のないものと、本発明の組成以外のものを作製し
た。その結果は第４表にまとめて示してある。
裂発生状況は第４表に示してある。なお、比較のために
中間層のないものと、本発明の組成以外のものを作製し
た。その結果は第４表にまとめて示してある。
試作したサンドイッチ状の高硬度複合材料の中で本発明
の中間層を有するものは、ＰＣＤ層とサブストレート層
との間に配置した中間層のCoの分布状態をＸ線マイクロ
アナライザー（ＸＭＡ）で調べた。その結果、中間層の
CoはＰＣＤ層に存在するCo量よりはるかに少なく、Coが
実質的に中間層を通じてＰＣＤ層よりサブストレート層
へ移動していないことが確認できた。
の中間層を有するものは、ＰＣＤ層とサブストレート層
との間に配置した中間層のCoの分布状態をＸ線マイクロ
アナライザー（ＸＭＡ）で調べた。その結果、中間層の
CoはＰＣＤ層に存在するCo量よりはるかに少なく、Coが
実質的に中間層を通じてＰＣＤ層よりサブストレート層
へ移動していないことが確認できた。
実施例２ 第３図に示すように、下側から順に60％ＣＢＮ＋TiＮ粉
末（中間層３′を構成する）を塗布た直径30mm、厚み３
mmの４％Co−ＷＣ合金（サブストレート２′を構成す
る）と、５〜10μ粒度のダイヤモンド粉末２ｇ（ＰＣＤ
１を構成する）と、直径30mm、厚さの200μのCo板４
（ＰＣＤ１の結合材となる）と、60％ＣＢＮ＋TiＮ粉末
塗布面（中間層３を構成する）がCo板４と接するように
配置した直径30mm、厚み３mmの４％Co−ＷＣ合金（サブ
ストレート２を構成する）とを積層し、これら全体を高
融点金属で作られた保護カプセルに充填し、超高圧高温
装置中で1400℃、55000気圧に15分間保持した後に取り
出した。
末（中間層３′を構成する）を塗布た直径30mm、厚み３
mmの４％Co−ＷＣ合金（サブストレート２′を構成す
る）と、５〜10μ粒度のダイヤモンド粉末２ｇ（ＰＣＤ
１を構成する）と、直径30mm、厚さの200μのCo板４
（ＰＣＤ１の結合材となる）と、60％ＣＢＮ＋TiＮ粉末
塗布面（中間層３を構成する）がCo板４と接するように
配置した直径30mm、厚み３mmの４％Co−ＷＣ合金（サブ
ストレート２を構成する）とを積層し、これら全体を高
融点金属で作られた保護カプセルに充填し、超高圧高温
装置中で1400℃、55000気圧に15分間保持した後に取り
出した。
得られた高硬度焼結体複合材料を観察したが、いずれの
層にも亀裂はなかった。
層にも亀裂はなかった。
更に、得られた高硬度焼結体複合材料を切断してその断
面を光学顕微鏡にて観察したが、結合材及び触媒の目的
で配置した200μのCo板４は溶解してダイヤモンド粒間
をすきまなく埋めており、中間層３、３′として塗布し
た60％ＣＢＮ＋TiＮ層へのCoの溶浸はほとんど認められ
なかった。
面を光学顕微鏡にて観察したが、結合材及び触媒の目的
で配置した200μのCo板４は溶解してダイヤモンド粒間
をすきまなく埋めており、中間層３、３′として塗布し
た60％ＣＢＮ＋TiＮ層へのCoの溶浸はほとんど認められ
なかった。
実施例３ 実施例１の操作を繰り返したが、第５表に示す材料に代
えた。なお、中間層用材料のＣＢＮの平均粒度は約４μ
ｍにした。
えた。なお、中間層用材料のＣＢＮの平均粒度は約４μ
ｍにした。
観察された亀裂発生状況は第５表にまとめて記載した。
また、第５表のＡ〜Ｊのサンドイッチ焼結体を用いて第
４図に示すような穴径６mm用のツイストドリルを試作
し、これを穴明け加工機に装着した1500rpmで、20％Si
−Al合金の穴明けテストを行った。穴径が拡大してドリ
ル交換が必要となるヒット数はＡ、Ｂ、Ｅ〜Ｊの焼結体
を有するツイストドリルでは50000〜75000ヒツトであっ
たが、Ｄでは20000ヒット、Ｃでは5000ヒットでドリル
交換を必要とした。実施例３で得られた結果は第８図に
まとめて図示してある。
また、第５表のＡ〜Ｊのサンドイッチ焼結体を用いて第
４図に示すような穴径６mm用のツイストドリルを試作
し、これを穴明け加工機に装着した1500rpmで、20％Si
−Al合金の穴明けテストを行った。穴径が拡大してドリ
ル交換が必要となるヒット数はＡ、Ｂ、Ｅ〜Ｊの焼結体
を有するツイストドリルでは50000〜75000ヒツトであっ
たが、Ｄでは20000ヒット、Ｃでは5000ヒットでドリル
交換を必要とした。実施例３で得られた結果は第８図に
まとめて図示してある。
この第８図はサブストレート材料の鉄族元素の含有率が
亀裂発生率に対して臨界的な効果を示すことを示してお
り、本発明の範囲に含まれるものはＥ〜Ｈであり、それ
以外は本発明の範囲外である。
亀裂発生率に対して臨界的な効果を示すことを示してお
り、本発明の範囲に含まれるものはＥ〜Ｈであり、それ
以外は本発明の範囲外である。
なお、Ｃ、Ｄは亀裂の発生状態から見ると優れている
が、ダイヤモンド層のCo含有量が本発明の範囲からが外
れ、切削性能が劣るため実用上使えない。このことは、
亀裂の発生を抑え、しかも、切削性能を維持することが
いかに困難であるかということを示している。
が、ダイヤモンド層のCo含有量が本発明の範囲からが外
れ、切削性能が劣るため実用上使えない。このことは、
亀裂の発生を抑え、しかも、切削性能を維持することが
いかに困難であるかということを示している。
実施例４ ＰＣＤ層１として５％Fe−45％Ni−50％Coの合金粉末を
10重量％混合した１〜20μ粒度のダイヤモンド粉末と、
その両側の中間層３、３′としての高圧相窒化硼素を主
成分とし、残部が第６表の成分よりなる混合粉末と、更
にその両側のサブストレート材質２、２′としての５重
量％Coを含むＷＣ−Co合金よりなる積層構造体をカプセ
ルに充填し、超高圧高温装置で55000気圧かつ1400℃で
焼結した。得られた高硬度焼結体複合材料を検査したと
ころ、いずれの中間層でもＰＣＤ層での亀裂の発生はな
かった。
10重量％混合した１〜20μ粒度のダイヤモンド粉末と、
その両側の中間層３、３′としての高圧相窒化硼素を主
成分とし、残部が第６表の成分よりなる混合粉末と、更
にその両側のサブストレート材質２、２′としての５重
量％Coを含むＷＣ−Co合金よりなる積層構造体をカプセ
ルに充填し、超高圧高温装置で55000気圧かつ1400℃で
焼結した。得られた高硬度焼結体複合材料を検査したと
ころ、いずれの中間層でもＰＣＤ層での亀裂の発生はな
かった。
実施例５ 内径30mmのカプセルに、予め、ＰＣＤ層１としての10重
量％Co−ＷＣ超硬合金の微細粉末（１〜２μ粒径）を10
重量％を含み、残部が１〜10μの粒度のダイヤモンドで
ある混合粉末2.0gと、その両側に0.2mm厚さのCo板４
と、さらに中間層３、３′として60容量％ＣＢＮ−40容
量％TiＮの0.25gを配置し、さらにその両側にサブスト
レート層２、２′として４重量％Co−ＷＣ合金からなる
直径30mm、厚さ３mmの円板を配置し、これらをガードル
型高圧高温発生装置で55kb、1,500℃に15分保持した後に
取り出した。
量％Co−ＷＣ超硬合金の微細粉末（１〜２μ粒径）を10
重量％を含み、残部が１〜10μの粒度のダイヤモンドで
ある混合粉末2.0gと、その両側に0.2mm厚さのCo板４
と、さらに中間層３、３′として60容量％ＣＢＮ−40容
量％TiＮの0.25gを配置し、さらにその両側にサブスト
レート層２、２′として４重量％Co−ＷＣ合金からなる
直径30mm、厚さ３mmの円板を配置し、これらをガードル
型高圧高温発生装置で55kb、1,500℃に15分保持した後に
取り出した。
亀裂のない全高6.5mm、外径30mmのサンドイッチ状焼結
体複合材料が得られた。
体複合材料が得られた。
実施例６ １〜20μ粒度のダイヤモンド粉末３ｇ(1)と、60容量％
ＣＢＮと残部がTiＮからなる混合粉末（３、３′）をメ
チルアルコールに混合したものを直径30mm、厚さ３mmの
（MoＷ）Ｃを主成分とし、残部が３重量％Co＋２重量％
Niからなる合金円板（２、２′）上に約0.2g塗布したも
のからなる第３図に示すような積層構造体をカプセルに
入れて、超高圧高温装置で約55kb、1400℃に加圧・加熱
後取り出した。亀裂のないサンドイッチ構造の高硬度複
合焼結体が得られた。
ＣＢＮと残部がTiＮからなる混合粉末（３、３′）をメ
チルアルコールに混合したものを直径30mm、厚さ３mmの
（MoＷ）Ｃを主成分とし、残部が３重量％Co＋２重量％
Niからなる合金円板（２、２′）上に約0.2g塗布したも
のからなる第３図に示すような積層構造体をカプセルに
入れて、超高圧高温装置で約55kb、1400℃に加圧・加熱
後取り出した。亀裂のないサンドイッチ構造の高硬度複
合焼結体が得られた。
実施例７ 実施例１の操作を繰り返したが、ダイヤモンド原料に添
加するＰＣＤ層１の結合材となるCo粉末をFe粉末または
Ni粉末に代え、サブストレート材質および中間層の材質
を第７表のものに代えた。亀裂の発生状況は第７表にま
とめて示してある。
加するＰＣＤ層１の結合材となるCo粉末をFe粉末または
Ni粉末に代え、サブストレート材質および中間層の材質
を第７表のものに代えた。亀裂の発生状況は第７表にま
とめて示してある。
本発明であるＢ、Ｄは亀裂の発生が少なく、本発明の範
囲外であるＡ、Ｃは亀裂の発生が多い。
囲外であるＡ、Ｃは亀裂の発生が多い。
実施例８ 実施例６の操作を繰り返したが、サブストレートをMoＣ
を主成分とした合金に代えた。サブストレート材料の組
成および亀裂の発生状況は第８表に示してある。
を主成分とした合金に代えた。サブストレート材料の組
成および亀裂の発生状況は第８表に示してある。
本発明であるＣは亀裂の発生が無く、本発明の範囲外で
あるＡ、Ｂは亀裂の発生が多い。
あるＡ、Ｂは亀裂の発生が多い。
本発明の亀裂のない高品質の高硬度焼結体複合材料は工
具支持体との接着面積が大きいので、難加工材加工用工
具、特にツイストドリル等の穴明け工具の高硬度刃先材
料として好適に用いられる。
具支持体との接着面積が大きいので、難加工材加工用工
具、特にツイストドリル等の穴明け工具の高硬度刃先材
料として好適に用いられる。
第４図は、本発明の高硬度焼結複合材料５を将棋の駒の
形に成形したものをツイストドリルの先端部に取付けた
状態を示している。
形に成形したものをツイストドリルの先端部に取付けた
状態を示している。
第５図(a)は第４図に示したツイストドリルの先端部分
の拡大側面図であり、第５図(b)はドリル刃先端より見
た拡大平面図である。
の拡大側面図であり、第５図(b)はドリル刃先端より見
た拡大平面図である。
次に、第５図(a)および(b)を参照して、本発明の高硬度
焼結体複合材料５をツイストドリルの先端部に取付けて
付刃ドリルに加工する方法を説明する。
焼結体複合材料５をツイストドリルの先端部に取付けて
付刃ドリルに加工する方法を説明する。
先ず、ドリル６の先端部に形成した刃溝に蝋材７を塗布
し、これに将棋の駒の形に切断した本発明の高硬度焼結
体複合材料５を圧入する。次に、第５図(b)に示すよう
に、サブストレートおよび中間層を面削してＰＣＤ１の
表面層を露出させ、すくい面をドリル回転中心に対して
対称に形成する。
し、これに将棋の駒の形に切断した本発明の高硬度焼結
体複合材料５を圧入する。次に、第５図(b)に示すよう
に、サブストレートおよび中間層を面削してＰＣＤ１の
表面層を露出させ、すくい面をドリル回転中心に対して
対称に形成する。
第５図(a)および(b)に示した本発明のサンドイッチ構造
をした高硬度焼結体複合材料５を用いることによって、
すくい面をドリルの回転中心に対して対称に位置決めす
るのが容易になる。また、切削中の高負荷が第５図(b)
に示すようにサブストレート２、２′および中間層３、
３′を介してドリル本体に対称に作用するので、従来の
回転ドリルよりはるかに高速で切削することができる。
さらに、各すくい面が一体の高硬度焼結体複合材料５で
構成されるので、切削中の負荷の影響はさらに軽減され
る。
をした高硬度焼結体複合材料５を用いることによって、
すくい面をドリルの回転中心に対して対称に位置決めす
るのが容易になる。また、切削中の高負荷が第５図(b)
に示すようにサブストレート２、２′および中間層３、
３′を介してドリル本体に対称に作用するので、従来の
回転ドリルよりはるかに高速で切削することができる。
さらに、各すくい面が一体の高硬度焼結体複合材料５で
構成されるので、切削中の負荷の影響はさらに軽減され
る。
本発明の高硬度焼結体複合材料５はツイストドリルだけ
でなく、直刃ドリルの刃先にも用いることができるのは
勿論である。
でなく、直刃ドリルの刃先にも用いることができるのは
勿論である。
本発明の高硬度焼結体複合材料は穴明け工具に限らず、
工具支持体との接合強度を高くすることが望まれるガラ
ス切り工具、線材圧延ロール等の素材としても好適に用
いられる。
工具支持体との接合強度を高くすることが望まれるガラ
ス切り工具、線材圧延ロール等の素材としても好適に用
いられる。
第６図、第７図は、それぞれ、本発明の高硬度焼結体複
合材料をガラス切り工具及び線材圧延ロールに用いた例
を示している。
合材料をガラス切り工具及び線材圧延ロールに用いた例
を示している。
第６図は、ガラス切り工具の全体を本発明の高硬度焼結
体複合材料で構成したものを示し、第７図は線材用の孔
型ロールを孔型部分がＰＣＤで構成されるようにしたも
のである。
体複合材料で構成したものを示し、第７図は線材用の孔
型ロールを孔型部分がＰＣＤで構成されるようにしたも
のである。
本発明の高硬度焼結体複合材料は種々の用途を有し、そ
の工業的価値は大である。
の工業的価値は大である。
第１図は本発明のサンドイッチ構造を有する高硬度焼結
体複合材料の断面図。 第２図〜第３図は本発明のサンドイッチ構造を有する高
硬度焼結体複合材料を製造するのに用いられるカプセル
内に充填される材料の構成を示す図。 第４図は本発明の高硬度焼結体複合材料をツイストドリ
ルに用いた例を示し、第４図(a)はその側面図、第４図
(b)は正面図。 第５図(a)は第４図のツイストドリルの先端部分の拡大
側面図、第５図(b)はドリル刃先端より見た拡大平面
図。 第６図は本発明の高硬度焼結体複合材料を用いたガラス
切り工具を示し、第６図(a)はその側面図、第６図(b)は
正面図。 第７図は本発明の高硬度焼結体複合材料を用いた線材圧
延ロールを示し、第７図(a)はその側面図、第７図(b)は
正面図。 第８図は実施例３で得られた結果を図示したもので、サ
ブストレートのCo含有率（％）に対する亀裂発生率
（％）をダイヤモンド焼結体の組成毎に図示したもの。 （参照番号） １ ＰＣＤ、 ２、２′ サブストレート ３、３′中間層、 ４ Co板 ５ 高硬度焼結体複合材料、 ６ ドリル、 ７ 蝋材
体複合材料の断面図。 第２図〜第３図は本発明のサンドイッチ構造を有する高
硬度焼結体複合材料を製造するのに用いられるカプセル
内に充填される材料の構成を示す図。 第４図は本発明の高硬度焼結体複合材料をツイストドリ
ルに用いた例を示し、第４図(a)はその側面図、第４図
(b)は正面図。 第５図(a)は第４図のツイストドリルの先端部分の拡大
側面図、第５図(b)はドリル刃先端より見た拡大平面
図。 第６図は本発明の高硬度焼結体複合材料を用いたガラス
切り工具を示し、第６図(a)はその側面図、第６図(b)は
正面図。 第７図は本発明の高硬度焼結体複合材料を用いた線材圧
延ロールを示し、第７図(a)はその側面図、第７図(b)は
正面図。 第８図は実施例３で得られた結果を図示したもので、サ
ブストレートのCo含有率（％）に対する亀裂発生率
（％）をダイヤモンド焼結体の組成毎に図示したもの。 （参照番号） １ ＰＣＤ、 ２、２′ サブストレート ３、３′中間層、 ４ Co板 ５ 高硬度焼結体複合材料、 ６ ドリル、 ７ 蝋材
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 29/16
Claims (3)
- 【請求項１】５〜１５体積％の鉄族金属を含有し、残部
がダイヤモンド粒子であるダイヤモンドを主成分とする
高硬度焼結体の層と、 この高硬度焼結体の層の両側表面に一体に接合された熱
膨張係数が3.0〜6.0×10-6／℃で、厚さが10μｍ以上且
つ500μｍ以下である焼結中に上記高硬度焼結体の鉄族
金属を実質的に透過させない中間層と、 この中間層の外側表面にそれぞれ一体に接合された５〜
２重量％のCoおよび／またはNiを含み、残部がＷＣおよ
び／またはMoＣである超硬合金からなる熱膨張係数が4.
6×10-6／℃以下であるサブストレートとを焼結によっ
て一体化して得られるサンドイッチ構造を有する高硬度
焼結体複合材料であって、 上記中間層が下記の群： (a)3b、4a、4b、5a、6a族の元素の窒化物、炭化物、炭窒化
物、硼化物、酸化物およびそれらの相互固溶体、および (b)体積パーセントで80〜20％の高圧相窒化硼素を主成
分とし、残部が4a、5a、6a族の元素の窒化物、炭化物、炭
窒化物、硼化物およびそれらの相互固溶体 の中から選択された少なくとも一種からなることを特徴
とする高硬度焼結体複合材料。 - 【請求項２】上記中間層が、体積パーセントで80〜50％
の高圧相窒化硼素を含む特許請求の範囲第１項に記載の
サンドイッチ構造を有する高硬度焼結体複合材料。 - 【請求項３】上記中間層が、体積パーセントで80〜50％
の高圧相窒化硼素を主成分とし、残部がTiＮ、TiＣおよ
びそれらの固溶体およびAl、Siの１種以上からなる混合
粉末を焼結したものである特許請求の範囲第２項に記載
のサンドイッチ構造を有する高硬度焼結体複合材料。
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|---|---|---|---|
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| JP22899884 | 1984-11-01 |
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|---|---|
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|---|---|---|---|
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| JP (1) | JPH06669B2 (ja) |
| KR (1) | KR920010861B1 (ja) |
| DE (1) | DE3583724D1 (ja) |
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-
1987
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