JPH0790321A

JPH0790321A - ダイヤモンド被覆用セラミック基基材及び被覆用基材の製造方法

Info

Publication number: JPH0790321A
Application number: JP7549294A
Authority: JP
Inventors: Satoshi Iio; 聡飯尾; Takahisa Ushida; 貴久牛田; Takashi Okamura; 隆志岡村; Shoichi Watanabe; 正一渡辺
Original assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Current assignee: Niterra Co Ltd
Priority date: 1993-05-25
Filing date: 1994-03-23
Publication date: 1995-04-04
Anticipated expiration: 2023-02-13
Also published as: JP4047940B2

Abstract

(57)【要約】【構成】ＴｉＣ３重量％、ＴａＣ２重量％、Ｃｏ５重量
％、残部ＷＣ及び不純物を組成とする焼結体チップを、
Ｎ₂１体積％とＡｒ９９体積％の雰囲気（１ａｔｍ）中
１３７５℃で３時間熱処理し、前記焼結体チップの表面
にＮを含有する凹凸表面層を形成する。【効果】前記表面層を形成した焼結体チップは、ダイヤ
モンド膜を被覆しても、膜剥離がなく、被削材を良好な
面精度で切削できる時間が長く、優れた特性を示す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、被覆用セラミック基基
材、より詳細には硬質被膜、特にダイヤモンド膜及びｃ
ＢＮ（立方晶窒化ホウ素）膜等を被覆するためのセラミ
ック基基材に関する。本発明のセラミック基基材にダイ
ヤモンド又はｃＢＮ等の硬質被膜を被覆したものは、バ
イト、エンドミル、カッター若しくはドリル等の各種切
削工具、各種耐摩耗部材又はヒートシンク等の電子用部
材として用いることができる。

【０００２】

【従来の技術】基材にダイヤモンドを被覆して成るダイ
ヤモンド被覆硬質材料は、基材へのダイヤモンド被覆層
の付着強度が弱く、ダイヤモンド被覆層は基材から剥離
しやすかった。そのため、基材へのダイヤモンド被覆層
の付着強度を向上させることを目的とした種々の技術が
知られている。それらのいくつかを示せば次のとおりで
ある。

【０００３】特開平１−２４６３６１号公報には、特定
組成の焼結合金の加熱処理面に特定の被覆膜を形成した
焼結合金について開示されている。

【０００４】特開平４−２３１４２８号公報には、特定
組成の超硬合金工具を特定条件で二次焼結し、さらに化
学エッチングと超音波研磨を行なってダイヤモンド被覆
層を形成する切削工具の製造法が開示されている。

【０００５】特開平４−２６３０７４号及び特開平４−
２６３０７５号の各公報には、特定の凹凸を有する基材
表面にダイヤモンド被覆層を形成して成る硬質材料が記
載されている。

【０００６】これら以前の技術としては、特開昭５４−
８７７１９号、特開昭５８−１２６９７２号（特公昭６
２−７２６７号）の各公報に記載のものが知られてい
る。

【０００７】なお、「粉体および粉末冶金」第２９巻第
５号の第１５９〜１６３頁は、ＷＣ−β−Ｃｏ合金
（β：ＷＣ−ＴｉＣ固溶体）表面への硬質層形成につい
て報告されており、前記合金を5.1ｋＰａ（５×１０^-2
気圧）のＮ₂中において１６７３Ｋで加熱すると凹凸の
激しい硬質層が表面に形成される点、硬質層の形成はＮ
₂圧力が約0.7ｋＰａ（約７×１０^-3気圧）以上で見られ
る点、Ｎ₂圧力を高くして長時間加熱を行う程ＷＣ−Ｔ
ｉＣ−ＴｉＮ固溶体（β（Ｎ））粒子が粗大化して表面
部の凹凸が著しくなると共に表面部にＣｏプールが生じ
る点が記載されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】上記従来の技術によっ
ても、基材へのダイヤモンド被覆層の付着強度は、なお
不十分であり、ダイヤモンド被覆層は基材から剥離しや
すいので、耐久性が不十分であった。ダイヤモンド等の
硬質被膜を被覆した場合に、例えば非常に厳しい条件で
使用する切削工具（Ｓｉ含有量の多いＡｌ合金をフライ
ス切削する工具など）にも応用できる、十分な密着性を
実現できる被覆用基材が所望されている。しかし、従来
は、密着性等の点で極めて不十分であった。

【０００９】また、前記「粉体および粉末冶金」に記載
の方法は、そもそもダイヤモンド膜を被覆するための基
材の製法として開示されたものではなく、ダイヤモンド
膜を良好に被覆しうるか否かは不明であると共に、減圧
下で加熱するので加熱条件の制御が困難で安定した量産
が困難である。

【００１０】本発明は従来技術のかかる問題点を解消す
る被覆用基材、被覆基材及び被覆用基材の製造方法を提
供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明によれば、次の被
覆用基材、被覆基材及び被覆用基材の製造方法により上
記目的を達成することができる。

【００１２】表面粗さ（Ｒｚ）２〜２０μｍの基凹
凸面を有する被覆用セラミック基基材。

【００１３】上記被覆用セラミック基基材に硬質被
膜（好ましくはダイヤモンドから成る）を被覆して成る
被覆基材。

【００１４】（ａ）ＷＣを主成分とするＷＣ基超硬合
金を、（ｂ）0.05〜５容量％のＮ₂ガスを含有する常圧
雰囲気下、前記ＷＣ基超硬合金の液相が発生する温度以
上焼成温度以下で熱処理し、（ｃ）前記ＷＣ基超硬合金
の表面にＮ含有凹凸表面層を形成する被覆用基材の製造
方法。

【００１５】上記被覆用セラミック基基材の基凹凸面
は、好ましくは、最表面を構成する結晶粒子の大きさ程
度（0.5〜１０μｍ）の微小凹凸（より好ましくは、１
〜５μｍで且つ基凹凸面の粗さよりも小さい値の微小凹
凸）を前記基凹凸面に対し有して成る二重凹凸面構造を
有する。

【００１６】かかる微小凹凸の方向は、前記基凹凸面に
対したて方向のみならず、ななめ方向、横方向のものも
ある。好ましくは、基凹凸面は、嵌合比が1.2〜2.5であ
り、且つその凹凸の振れ巾が２〜２０μｍである。ま
た、基凹凸面は、好ましくは、周期２５μｍ以下の凹凸
成分の表面粗さ（Ｒｚ）が３〜１０μｍである。

【００１７】上記被覆用セラミック基基材が、ダイヤモ
ンド被覆用であること、また、セラミック基基材本体
と、前記基材本体を被覆する被覆層から成り、前記二重
凹凸面構造を有する被覆層が最外層であることは、それ
ぞれ好ましい。

【００１８】セラミック基基材本体は、好ましくは、Ｗ
Ｃを主成分とし、Ｔｉ又はこれとＴａと、Ｃｏ及びＮｉ
の少なくとも１種を含有してなるＷＣ基超硬合金であ
る。

【００１９】被覆層は、好ましくは、Ｗ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ
固溶体及びＷ−Ｔｉ−Ｔａ−Ｃ−Ｎ固溶体の少なくとも
１種を主体として成る。

【００２０】上記被覆用セラミック基基材の製造方法に
おいて、好ましくは、表面粗さ（Ｒｚ）２〜２０μｍの
基凹凸面を有するＮ含有凹凸表面層を前記ＷＣ基超硬合
金の表面に形成する。

【００２１】より好ましくは、前記基凹凸面が、最表面
を構成する結晶粒子の大きさ程度（0.5〜１０μｍ）の
微小凹凸（さらに好ましくは、１〜５μｍで且つ基凹凸
面の粗さよりも小さい値の微小凹凸）を前記基凹凸面に
対し有して成る二重凹凸面構造を有するＮ含有凹凸表面
層を、ＷＣ基超硬合金の表面に形成する。

【００２２】好ましくは、嵌合比が1.2〜2.5であり、且
つその凹凸の振れ巾が２〜２０μｍである基凹凸面を有
するＮ含有凹凸表面層を前記ＷＣ基超硬合金の表面に形
成する。

【００２３】また、好ましくは、周期２５μｍ以下の凹
凸成分の表面粗さ（Ｒｚ）が３〜１０μｍである基凹凸
面を有するＮ含有凹凸表面層を前記ＷＣ基超硬合金の表
面に形成する。

【００２４】また、好ましくは、ＷＣ基超硬合金とし
て、ＷＣを主体とし、Ｔｉ又はこれとＴａと、Ｃｏ及び
Ｎｉの少なくとも１種を含有してなる超硬合金を用い
る。

【００２５】また、好ましくは、Ｗ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ固溶
体及びＷ−Ｔｉ−Ｔａ−Ｃ−Ｎ固溶体の少なくとも１種
を主体として成るＮ含有凹凸表面層を形成する。ここ
で、「嵌合比」とは、凹凸面の断面の距離（凹凸面の断
面曲線の道のり）を凹凸面の断面の直線距離（凹凸面の
断面曲線の両端を結ぶ直線の距離）で除した値をいう。
また、「振れ巾」とは、凹凸面の断面曲線を内接して挟
むことができる２本の平行線の間隔の最小値をいう。

【００２６】本発明の被覆用セラミック基基材におい
て、基凹凸面の表面粗さ（Ｒｚ）が２μｍ未満では、付
着性を高めることができず、２０μｍを越えると基材強
度が低下する。また、基凹凸面に対する微小凹凸が0.5
μｍ以上の場合には、ダイヤモンド等の硬質被膜被覆時
の付着性をより一層高めることができるが、１０μｍを
越えても１０μｍ未満の場合の付着性を上まわる付着性
は得られない。表面粗さ（Ｒｚ）は、ＪＩＳＢ０６０１
に規定する十点平均粗さである。

【００２７】嵌合比が1.2未満又は凹凸の振れ巾が２μ
ｍ未満では密着性を高める効果が少なくなる傾向があ
り、逆に嵌合比が2.5を越えたり又は凹凸の振れ巾が２
０μｍを越えると基材としての強度が低下する傾向があ
り、また、切削工具用とした場合には刃先形状を保ちに
くくなる傾向がある。嵌合比は、より好ましくは、1.3
〜2.0である。凹凸の振れ巾は、より好ましくは、５〜
１０μｍである。

【００２８】基凹凸面に関し、周期２５μｍ以下の凹凸
成分の表面粗さ（Ｒｚ）が３μｍ未満では密着性を高め
る効果が少なくなる傾向があり、逆に１０μｍを越える
と基材としての強度が低下する傾向があり、また切削工
具用とした場合には刃先形状を保ちにくくなる傾向があ
る。前記表面粗さ（Ｒｚ）は、より好ましくは、５〜８
μｍである。

【００２９】ここで、周期が２５μｍ以下の凹凸成分に
ついての表面粗さ（Ｒｚ）としたのは、２５μｍ以上の
長い周期の凹凸成分は嵌合力の改善に対してさほど効果
が大きくないためである。

【００３０】基凹凸面についての周期２５μｍ以下の凹
凸成分の表面粗さ（Ｒｚ）は、基凹凸面の表面粗度を非
接触式三次元形状解析装置（例えば、有限会社電子光学
研究所製ＲＤ−５００形）を用いて測定し、測定された
凹凸波形をフーリエ変換し、周期が２５μｍ以上の成分
をフィルターにより除去後、逆フーリエ変換して得られ
た凹凸波形について表面粗さ（Ｒｚ）を求める、という
手順で求める。

【００３１】なお、通常用いられる接触式の表面粗度計
では接触子の先端半径が５〜１０μｍ程度であるため、
比較的長い周期の凹凸成分しか測定されていないので、
接触式の表面粗度計で得られたＲｚで表面状態を規定す
ることにはあまり意味がない。

【００３２】本発明の製造方法において、常圧の熱処理
雰囲気中のＮ₂ガスが0.05容量％未満の場合には、雰囲
気中のＮの量が少ないのでＮ含有凹凸表面層の形成が困
難であり、５容量％を越える場合にはＷＣ基超硬合金に
含まれる結合相（例えばＣｏ）が表面に多量に析出し、
ダイヤモンド被覆時の付着性を低下させる。

【００３３】熱処理温度がＷＣ基超硬合金の液相生成温
度未満の場合には、Ｎ含有凹凸表面層の凹凸が不十分で
あり、ダイヤモンド被覆時の付着性が不十分になり、焼
成温度を越える場合には、前記超硬合金を構成する粒子
が成長し、強度等の特性が低下する場合がある。熱処理
を常圧下で行うので、バッチ炉だけでなくトンネル炉な
どの連続処理が可能となり、コスト、生産性の点におい
て大きなメリットがある。

【００３４】本発明の製造方法により得られた被覆用基
材にダイヤモンド等の硬質被膜を被覆したものは、硬質
被膜とＮ含有凹凸表面層が嵌合しており、且つ、Ｎ含有
凹凸表面層とＷＣ基超硬合金も嵌合していて、これら両
方の嵌合のアンカー効果によりより一層高い付着性が得
られる。

【００３５】なお、本願明細書においてセラミック基基
材とは、特に超硬質のセラミック質物質（炭化物、窒化
物、ホウ化物及びこれらの複合化合物ないし酸化物との
複合化合物、金属化合物等）を主成分とする硬質基材で
あり、基本的に焼結によって得られ、高融点金属の炭化
物を主要成分とし金属相を結合相とする超硬合金やサー
メット等も含まれる。なお、基材自体が被覆層を有する
複合構造体であってもよい。また、基凹凸面は、ＪＩＳ
Ｂ０６０１に規定する十点平均粗さが２〜２０μｍであ
る面である。常圧とは好ましくは0.5〜1.5気圧のことを
いう。

【００３６】

【好適な実施態様】

（被覆用セラミック基基材）本発明の被覆用セラミック
基基材は、基材本体とこれを被覆する被覆層から成るも
のにすることができ、被覆層は１層以上設けることがで
きる。基材本体と被覆層の間が嵌合したものは好まし
い。

【００３７】基材本体は、好ましくは超硬合金等の硬質
材料であり、例えば、ＴｉＣ又はこれとＴａＣを含んだ
ＷＣ−Ｃｏ系の超硬合金にすることができる。ＴａＣを
含む場合は、Ｔａの一部ないし全部をＶ、Ｚｒ、Ｎｂ、
Ｈｆの少なくとも１種で置き換えてもよい。

【００３８】被覆層は、好ましくは、Ｗ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ
固溶体及びＷ−Ｔｉ−Ｔａ−Ｃ−Ｎ固溶体の少なくとも
１種を主体とする。

【００３９】（被覆基材）本発明の被覆基材は、本発明
の被覆用セラミック基基材に硬質被膜を被覆して成るも
のであり、硬質被膜の材料としてダイヤモンド又はｃＢ
Ｎを用いることができる。

【００４０】（ダイヤモンド被覆用基材の製造方法）Ｗ
Ｃ基超硬合金は、ＷＣを主成分としたものであり、他の
成分として好ましくは、Ｔｉ又はこれとＴａと、結合相
としてＣｏ及びＮｉの少なくとも１種を含むものを用い
ることができる。この場合のＷＣ基超硬合金の好ましい
組成は、Ｔｉ又はこれとＴａは、炭化物換算で0.2〜２
０重量％（好ましくは0.5〜１０重量％、より好ましく
は１〜５重量％）であり、Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１
種は、２〜１５重量％（好ましくは、３〜１０重量％、
より好ましくは４〜７重量％）であり、前記合金はＷ−
Ｔｉ−Ｃ固溶体（β相）及びＷ−Ｔｉ−Ｔａ−Ｃ固溶体
（β_t相）の少なくとも１種を有する。前記β相及びβ_t
相の好ましい平均結晶粒径は、0.5〜１０μｍ（より好
ましくは１〜５μｍ）である。

【００４１】Ｔｉが炭化物換算で0.2重量％未満の場合
には、熱処理によってＮ含有凹凸表面層が形成しにく
く、また、熱処理後の表面層自体が剥離しやすくなる。
剥離しやすくなる理由は、熱処理によって、Ｔｉ成分の
ほとんどが表面に移動してＷ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ固溶体（β
（Ｎ）相）が表面に形成されて、Ｔｉ成分と他の合金成
分とが分離し嵌合状態が低下してしまうからである。ま
たＴｉが炭化物換算で２０重量％を越える場合には、熱
処理前において既に脆く、また、熱膨張係数が大きくな
るので、ダイヤモンドのそれとの差が大きくなり、ダイ
ヤモンド被覆後の冷却中に基材とダイヤモンド膜界面に
せん断応力が生じ膜剥離の原因となりやすい。

【００４２】Ｔｉの他にＴａを含有させた場合の好まし
い上限値が２０重量％である理由も上記と同様である。

【００４３】なお、前記熱処理に悪影響を与えない範囲
でＴａの一部ないし全部をＶ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆの少な
くとも１種で置き換えることができる。また、ＷＣ、Ｔ
ｉＣ、ＴａＣ、Ｃｏ等の各粉末を粉末冶金法で緻密に焼
結して得られるＷＣ基超硬合金は、前記炭化物結晶相が
焼結中に粒成長すると強度が低下するので、焼結中の粒
成長を抑制するＣｒ及びＭｏの少なくとも１種を通常は
炭化物として、本発明における熱処理に悪影響を及ぼさ
ない範囲で含有させることができる。

【００４４】結合相としてのＣｏ及びＮｉの少なくとも
１種の含有量が２重量％未満の場合には、ＷＣ基超硬合
金製造の際の焼結による緻密化が困難であり、基材とし
て要求される強度等の特性が不十分である。一方、１５
重量％を越える場合には、本発明における熱処理時やダ
イヤモンド被膜形成時にこれらの成分が基材表面に現わ
れやすく、ダイヤモンド被膜形成に対して悪影響を及ぼ
す場合があり、また、ダイヤモンド被膜の熱膨張係数と
の差が大きくなり膜剥離の原因となることがある。

【００４５】β相又はβ_t相の平均粒径が0.5μｍ未満の
場合には、熱処理後に形成されるＮ含有表面層の凹凸が
小さくなったり、Ｎ含有表面層とＷＣ基超硬合金内層と
の嵌合が十分に得られない場合があり、１０μｍを越え
ると前記嵌合が不十分になったり、熱処理前におけるＷ
Ｃ基超硬合金としての強度が得られないことがある。

【００４６】なお、ＴｉＮやＴｉＣ−ＴｉＮ固溶体等の
Ｎを含む粉末の添加による焼結、窒素原子を含む雰囲気
中での焼結により、あらかじめβ（Ｎ）相を含有するＮ
入り超硬合金やサーメットの場合には、本発明における
熱処理によっても表面層に凹凸ができにくくなったり、
熱処理雰囲気による凹凸状態の制御が困難あるいは不安
定になる場合がある。

【００４７】ＷＣ基超硬合金の熱処理の雰囲気中のＮ₂
含有量を正確に制御するため、熱処理に使用する炉は、
雰囲気中のＮ₂含有量に影響を及ぼさない耐火物で構成
し、ＢＮ等の耐火物からなる炉は用いない。

【００４８】ＷＣ基超硬合金の好ましい熱処理温度は１
３５０〜１４５０℃であるが、合金中の炭素量やＣｏと
Ｎｉの量比によって下限温度は異なる。

【００４９】熱処理時間は、Ｎ含有表面層の凹凸の度合
に最も影響を及ぼす因子であり、これを調整することで
任意の凹凸を有するＮ含有表面層を形成することができ
る。効率よく、安定的にＮ含有層を得るには、熱処理温
度や雰囲気中のＮ₂含有量を調整し、熱処理時間を好ま
しくは0.5〜５時間にする。

【００５０】熱処理時の雰囲気は、常圧においてＮ₂を
0.05〜５容量％含有するが、好ましくは0.5〜３容量％
含有させ、残部はＡｒ等の不活性ガスにする。

【００５１】本発明の被覆用基材の製造方法によって、
Ｎ含有凹凸表面層を形成した後に、前記表面層の膜付着
性を変化させない範囲でアルゴン等の不活性雰囲気中で
再熱処理を行ない、前記表面層からＮを放出してもよ
い。

【００５２】また、上記の再熱処理と同等の効果（最表
面にＮが含まれないようにする）を得る他の方法とし
て、ＣＶＤ、ＰＶＤ等の周知の方法によりＴｉＣ等の硬
質被膜を凹凸表面層の表面形状がさほど変化しない程度
の厚みで被覆しても良い。

【００５３】ダイヤモンドを被覆する方法としては、炭
素源ガスと水素ガスの混合ガスを励起したガスを基材に
接触させる、いわゆるＣＶＤ法を用いることができる。
なかでも、合成条件を精度よく制御できる手段としてマ
イクロ波プラズマＣＶＤ法が好ましい。

【００５４】ダイヤモンド膜の合成条件としては、基材
の表面凹凸とダイヤモンドの嵌合を良好にするために、
合成初期段階では表面凸部はもとより表面凹部の内部ま
でなるべく多くの核が発生する条件とし、その後は膜の
成長速度が高く、また良好な膜強度が得られる条件とす
ることが経済的にも好ましい。

【００５５】ダイヤモンドの被覆は２以上の工程にわけ
て行ない、２以上の被覆層を形成してもよい。

【００５６】

【実施例】

（実施例Ａ）原料粉末として、平均粒径２μｍのＷＣ粉
末、ＴｉＣ−ＷＣ固溶体粉末、平均粒径１μｍのＴａＣ
粉末及びＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をＷＣ、Ｔ
ｉＣ、ＴａＣ、Ｃｏに換算して表１に示される割合とな
るように配合し、この混合粉末を湿式混合し、乾燥した
後1.5ton/cm²の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉
体を真空中、１４００〜１４５０℃で１時間焼結し、上
記配合組成とほぼ同一の成分組成をもつ焼結体を製造し
た。これらの焼結体の表面を研削加工し、ＩＳＯ規格Ｓ
ＰＧＮ１２０３０８の形状のチップに成形した。

【００５７】これらのチップをカーボンケースに入れ、
ヒーター、断熱材など高温に曝される部分が全てカーボ
ンからなる電気炉を用いて、表２に示される条件で熱処
理を施し、表２〜３に示す特性の表面変質層を形成し
た。

【００５８】得られた表面変質層を有する基体（試料Ｎ
ｏ．２〜４０）及び熱処理を施していないチップ（試料
Ｎｏ．１）を平均粒径１０μｍのダイヤモンド微粉末が
浮遊分離している溶媒中に浸漬し超音波処理を施すこと
により表面を活性化した。

【００５９】このようにして得られたチップを2.45ＧＨ
ｚのマイクロ波プラズマＣＶＤ装置内に設置し、８５０
℃に加熱し、全圧を５０ＴｏｒｒとしたＨ₂−２％ＣＨ₄
の混合プラズマ中にて１０時間保持し、膜厚約１０μｍ
のダイヤモンド被覆切削チップを作製した。なお、本試
験において、基体の表面に析出した被覆層はラマン分光
分析法によってダイヤモンド被覆層であることを確認し
た。

【００６０】これらの切削チップを用いて、下記条件で
切削テストを行なったところ、表２〜３に示したよう
に、本発明のダイヤモンド被覆チップはダイヤモンド膜
が剥離することなく被削材を良好な面精度で切削できる
時間が長く、優れた特性を示すものであるのに対し、比
較例ではダイヤモンド膜の密着強度が低いために剥離し
やすく、また、被削材を良好な面精度で切削できる時間
が短く、基体に欠損を生じることもあることが分かる。

【００６１】連続切削：旋削（直径約１５０ｍｍ、長さ
約２００ｍｍの円筒被削材の外周を加工する。）被削材：Ａ１−１８ｗｔ％Ｓｉ合金切削速度：８００ｍ／ｍｉｎ送り：0.15ｍｍ／ｒｅｖ切込み：0.5ｍｍ断続切削：フライス（約１５０×１５０ｍｍで厚さ約５
０ｍｍの角板被削材の表面を加工する。）被削材：Ａ１−１８ｗｔ％Ｓｉ合金切削速度：６００ｍ／ｍｉｎ送り：0.1ｍｍ／ｔｏｏｔｈ切込み：0.5ｍｍ

【００６２】

【表１】

【００６３】

【表２】

【００６４】

【表３】

【００６５】なお、表２〜３中のα、β、γは結晶相を
示す記号であり、それぞれ次のものを示す。表５中の
α、β、γも同様である。 α：ＷＣ β：β相、β_t相及びそれらにＮが固溶したβ（Ｎ）相
等の何れか γ：Ｃｏ及び／又はＮｉを主体とする結合相また、表面変質層の有無については、電子線マイクロプ
ローブ分析（ＥＰＭＡ）による基材の厚さ方向断面の元
素分析により、表面近傍にＴｉ及び／又はＴａ成分が偏
析し且つＣｏを全く含有しない部分が観察されたものを
表面変質層有り、Ｔｉ及び／又はＴａを含有する粒子や
Ｃｏを含有する結合相の分散状態が表面及び内部に於い
て差が無く、比較的均一であるものを表面変質層なしと
判断した。表５においても同様である。

【００６６】（電子線マイクロプローブ分析）本発明の
基材（試料Ｎｏ．１１）と比較例の基材（試料Ｎｏ．
１）の各々について、電子線マイクロプローブ分析（Ｅ
ＰＭＡ）による基材の厚さ方向断面の元素分析を行っ
た。その結果、比較例の基材はＴｉ及びＴａを含有する
粒子（β_t相）やＣｏを含有する結合相が比較的均一に
分散し、また、表面に変質層を有さない組織から成るも
のであることが分かった。これに対し本発明の基材は表
面にＴｉ及びＴａを含有する表面変質層を有し、この変
質層はＣｏを全く含有しないものであることが分かっ
た。また、上記の表面変質層中には窒素（Ｎ）が含まれ
ていることも確認した。これらの分析結果を図５及び図
７に示す。

【００６７】（実施例Ｂ）原料粉末として、平均粒径２
μｍのＷＣ粉末、ＴｉＣ−ＷＣ固溶体粉末、平均粒径１
μｍのＴａＣ粉末及びＣｏ粉末を用意し、これら原料粉
末をＷＣ、ＴｉＣ、ＴａＣ、Ｃｏに換算して表４に示さ
れる割合となるように配合し、この混合粉末を湿式混合
し、乾燥した後1.5ton/cm²の圧力で圧粉体にプレス成形
し、この圧粉体を真空中、１４００〜１５００℃で１時
間焼結し、上記配合組成とほぼ同一の成分組成をもつ焼
結体を製造した。これらの焼結体の表面を研削加工し、
ＩＳＯ規格ＳＰＧＮ１２０３０８の形状のチップに成形
した。

【００６８】

【表４】

【００６９】これらのチップをカーボンケースに入れ、
ヒーター、断熱材など高温に曝される部分が全てカーボ
ンからなる電気炉を用いて、表５に示される条件で熱処
理を施し、表５に示す特性の表面変質層を形成した。

【００７０】

【表５】

【００７１】嵌合比及び振れ巾は次のようにして求め
た。 1) 凹凸面の断面の走査型電子顕微鏡写真の凹凸状態を
株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸIII画像処理装置を用いて
画像データとして取り込む（蛇行した曲線のデータ）。 2) 同処理装置により上記曲線の道のり（「凹凸面の断
面の距離」と定義）と曲線の両端を結ぶ直線の曲線
（「凹凸面の断面の直線距離」と定義）を測定する。得
られた凹凸面の断面の距離を凹凸面の断面の直線距離で
除した値を「嵌合比」とした。（このとき測定した長さ
は直線距離で約２００μｍである。） 3) 同処理装置により上記曲線を内接して挟むことがで
きる２本の平行線の間隔の最小値を測定し、この値を
「振れ巾」とした。周期２５μｍ以下の凹凸成分の表面
粗さ（Ｒｚ）（非接触）の測定は次のようにして行っ
た。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に三次元形状解析装置
（有限会社電子光学研究所製ＲＤ−５００形）を取り付
け表面形状の測定を行った。本装置はＳＥＭの反射電子
検出器を４分割にして表面形状による電子線散乱方向の
変化を測定し、コンピューターによるデータ解析を行う
ことで３次元形状測定を可能にするものであり、通常の
表面粗度などの表面形状測定に用いられている接触子を
用いた接触式では接触子の先端半径が５〜１０μｍ程度
あるため測定が困難な微小凹凸の測定を可能にするもの
である。得られた表面形状のデータから断面の凹凸波形
を求め、それをフーリェ変換し、周期が２５μｍを越え
る成分をフィルターにより除去後、逆フーリェ変換して
得られた凹凸波形についてＪＩＳＢ０６０１に規定する
十点平均粗さ（Ｒｚ）を求める。この方法により周期が
２５μｍ以下の凹凸成分についてのＲｚが得られる。接
触式の表面粗度は、接触式の表面粗度計（接触子の先端
半径５μｍ）で測定した比較的長い周期の凹凸成分につ
いて上記十点平均粗さ（Ｒｚ）を求めた。

【００７２】得られた表面変質層を有する基体を平均粒
径１０μｍのダイヤモンド微粉末が浮遊分散している溶
媒中に浸漬し超音波処理を施すことにより表面を活性化
した。

【００７３】このようにして得られたチップを2.45ＧＨ
ｚのマイクロ波プラズマＣＶＤ装置内に設置し、８５０
℃に加熱し、全圧を５０ＴｏｒｒとしたＨ₂−２％ＣＨ₄
の混合プラズマ中にて１０時間保持し、膜厚約１０μｍ
のダイヤモンド被覆切削チップを作製した。なお、本試
験において、基体の表面に析出した被覆層はラマン分光
分析法によってダイヤモンド被覆層であることを確認し
た。

【００７４】これらの切削チップを用いて、下記条件で
切削テストを行なったところ、表５に示したように、本
発明のダイヤモンド被覆チップは厳しい切削条件下でも
ダイヤモンド膜が剥離することなく被削材の面精度を良
好に切削できる時間が長く、優れた特性を示すものであ
るのに対し、比較例ではダイヤモンド膜の密着強度が不
十分で被削材の面精度を良好に切削できる時間が短く、
基体に欠損を生じることもあることが分かる。

【００７５】連続切削：旋削（直径約１５０ｍｍ、長さ
約２００ｍｍの円筒被削材の外周を加工する。）被削材：Ａｌ−１８ｗｔ％Ｓｉ合金切削速度：１２００ｍ／ｍｉｎ送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ切込み：０．５ｍｍ断続切削：フライス（約１５０×１５０ｍｍで厚さ約５
０ｍｍの角板被削材の表面を加工する。）被削材：Ａｌ−１８ｗｔ％Ｓｉ合金切削速度：８００ｍ／ｍｉｎ送り：０．１ｍｍ／ｔｏｏｔｈ切込み：０．５ｍｍ

【００７６】

【発明の効果】本発明の被覆用セラミック基基材は、前
記特定の基凹凸面を有するので、表面にダイヤモンド等
の硬質被覆層を形成した場合に、被覆層が基材表面へ強
力に付着し、剥離しにくい。

【００７７】本発明の被覆用基材の製造方法は、（ａ）
ＷＣを主成分とするＷＣ基超硬合金を、（ｂ）0.05〜５
容量％のＮ₂ガスを含有する常圧雰囲気下、前記ＷＣ基
超硬合金の液相が発生する温度以上焼成温度以下で熱処
理し、（ｃ）前記ＷＣ基超硬合金の表面にＮ含有凹凸表
面層を形成するので、Ｎ含有凹凸表面層の表面にダイヤ
モンド等の硬質被覆層を形成した場合に、被覆層が前記
表面層へ強力に付着し剥離しにくい被覆用基材を製造す
ることができる。

【００７８】従って、本発明により、ダイヤモンド等の
硬質被覆層が剥離しにくく耐用期間の長い各種切削工
具、耐摩耗部材、電子用部材を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の基材（試料Ｎｏ．１０）の表面の微細
組織を示すセラミック材料の組織の写真。

【図２】本発明の基材（試料Ｎｏ．１０）にダイヤモン
ドを被覆した後の断面の微細組織を示すセラミック材料
の組織の写真。

【図３】本発明の基材（試料Ｎｏ．１０）にダイヤモン
ドを被覆した後の刃先断面の微細組織を示すセラミック
材料の組織の写真。

【図４】本発明の基材（試料Ｎｏ．１０）にダイヤモン
ドを被覆した後の中央断面の微細組織を示すセラミック
材料の組織の写真。

【図５】本発明の基材（試料Ｎｏ．１１）の断面の微細
組織（左側の上部）を示すセラミック材料の組織の写真
と製図法に従って作図することが極めて困難な電子線マ
イクロプローブ分析（ＥＰＭＡ）による元素分析結果
（左側の中央部はＷ、左側の下部はＴａ、右側の中央部
はＴｉ、右側の下部はＣｏ）を示すＸ線写真。

【図６】試料Ｎｏ．１（比較例）の表面の微細組織を示
すセラミック材料の組織の写真。

【図７】試料Ｎｏ．１（比較例）の断面の微細組織（左
側の上部、中央の上部）を示すセラミック材料の組織の
写真と製図法に従って作図することが極めて困難なＥＰ
ＭＡによる元素分析結果（左側の中央部はＷ、左側の下
部はＴａ、中央の中央部はＴｉ、中央の下部はＣｏ、右
側の中央部はＣ、右側の下部はＮ）を示すＸ線写真（な
お、各部の縮尺は同じ）。

【図８】ダイヤモンド膜を被覆した試料Ｎｏ．１（比較
例）のダイヤモンド膜が一部剥離して露出した基材の表
面（金属組織）を示す金属組織の写真。

【図９】試料Ｎｏ．２（比較例）の表面の微細組織を示
すセラミック材料の組織の写真。

【図１０】試料Ｎｏ．３０（比較例）の表面の微細組織
を示すセラミック材料の組織の写真。

【図１１】試料Ｎｏ．３２（比較例）の表面の微細組織
を示すセラミック材料の組織の写真。

【図１２】本発明の基材にダイヤモンドを被覆した後の
断面の微細組織を示す模式図。

【図１３】本発明の熱処理条件の概念図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者渡辺正一名古屋市瑞穂区高辻町14番18号日本特殊陶業株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】表面粗さ（Ｒｚ）２〜２０μｍの基凹凸面
を有することを特徴とする被覆用セラミック基基材。
【請求項２】前記基凹凸面は、最表面を構成する結晶粒
子の大きさ程度（0.5〜１０μｍ）の微小凹凸を前記基
凹凸面に対し有して成る二重凹凸面構造を有することを
特徴とする請求項１記載の被覆用セラミック基基材。
【請求項３】前記基凹凸面は、嵌合比が1.2〜2.5であ
り、且つその凹凸の振れ巾が２〜２０μｍであることを
特徴とする請求項１記載の被覆用セラミック基基材。
【請求項４】前記基凹凸面は、周期２５μｍ以下の凹凸
成分の表面粗さ（Ｒｚ）が３〜１０μｍであることを特
徴とする請求項１記載の被覆用セラミック基基材。
【請求項５】ダイヤモンド被覆用であることを特徴とす
る請求項１〜４の一に記載の被覆用セラミック基基材。
【請求項６】セラミック基基材本体と、前記基材本体を
被覆する被覆層から成り、前記基凹凸面を有する被覆層
が最外層であることを特徴とする請求項１〜５の一に記
載の被覆用セラミック基基材。
【請求項７】前記セラミック基基材本体は、ＷＣを主成
分とし、Ｔｉ又はこれとＴａと、Ｃｏ及びＮｉの少なく
とも１種を含有してなるＷＣ基超硬合金であることを特
徴とする請求項６記載の被覆用セラミック基基材。
【請求項８】前記被覆層は、Ｗ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ固溶体及
びＷ−Ｔｉ−Ｔａ−Ｃ−Ｎ固溶体の少なくとも１種を主
体として成ることを特徴とする請求項６又は７記載の被
覆用セラミック基基材。
【請求項９】請求項１〜８の一に記載の被覆用セラミッ
ク基基材に硬質被膜を被覆して成ることを特徴とする被
覆基材。
【請求項１０】前記硬質被膜がダイヤモンドから成るこ
とを特徴とする請求項９に記載の被覆基材。
【請求項１１】（ａ）ＷＣを主成分とするＷＣ基超硬合
金を、（ｂ）0.05〜５容量％のＮ₂ガスを含有する常圧雰囲気
下、前記ＷＣ基超硬合金の液相が発生する温度以上焼成
温度以下で熱処理し、（ｃ）前記ＷＣ基超硬合金の表面にＮ含有凹凸表面層を
形成することを特徴とする被覆用基材の製造方法。
【請求項１２】表面粗さ（Ｒｚ）２〜２０μｍの基凹凸
面を有するＮ含有凹凸表面層を前記ＷＣ基超硬合金の表
面に形成することを特徴とする請求項１１に記載の被覆
用基材の製造方法。
【請求項１３】前記基凹凸面が、最表面を構成する結晶
粒子の大きさ程度（0.5〜１０μｍ）の微小凹凸を前記
基凹凸面に対し有して成る二重凹凸面構造を有するＮ含
有凹凸表面層を、前記ＷＣ基超硬合金の表面に形成する
ことを特徴とする請求項１２記載の被覆用基材の製造方
法。
【請求項１４】嵌合比が1.2〜2.5であり、且つ凹凸の振
れ巾が２〜２０μｍである基凹凸面を有するＮ含有凹凸
表面層を前記ＷＣ基超硬合金の表面に形成することを特
徴とする請求項１１又は１２記載の被覆用基材の製造方
法。
【請求項１５】周期２５μｍ以下の凹凸成分の表面粗さ
（Ｒｚ）が３〜１０μｍである基凹凸面を有するＮ含有
凹凸表面層を前記ＷＣ基超硬合金の表面に形成すること
を特徴とする請求項１１又は１２記載の被覆用基材の製
造方法。
【請求項１６】前記ＷＣ基超硬合金として、ＷＣを主体
とし、Ｔｉ又はこれとＴａと、Ｃｏ及びＮｉの少なくと
も１種を含有してなる超硬合金を用いることを特徴とす
る請求項１１〜１５の一に記載の被覆用基材の製造方
法。
【請求項１７】Ｗ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ固溶体及びＷ−Ｔｉ−
Ｔａ−Ｃ−Ｎ固溶体の少なくとも１種を主体として成る
Ｎ含有凹凸表面層を形成することを特徴とする請求項１
１〜１６の一に記載の被覆用基材の製造方法。