JPH09503451A - ダイヤモンドコーティングツール及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 ダイヤモンドコーティングツール（８０）及びそれを製造するための方法である。この方法は焼結ステップを含む。焼結ステップでは、ツール基体は、一定の雰囲気中で、一定時間、一定温度で焼結されるので、表面粗さを付与する表面の誇張された粒成長が促進され、この表面粗さは蒸着技法により行われる後続のダイヤモンドコーティングステップ中に定着サイトとして役立ち得る。ダイヤモンドコーティングツールは大きな粒子基体表面、及びダイヤモンドコーティングと基体表面との間に高い結合強さを具備する。

Description

【発明の詳細な説明】 ダイヤモンドコーティングツール及びその製造方法技術分野 本発明は、強い接着性のダイヤモンドコーティング剤を上に付着したツール(t ool、工具)と、このツール製品を製造する方法に関する。特に、チップ成形機械 加工用のダイヤモンドコーティング切削ツール及びそれらの切削ツールの製造方 法に関する。背景 最近は、化学蒸着（ＣＶＤ）ダイヤモンドコーティングは、単一尖端の鑞付け された多結晶質ダイヤモンド（ＰＣＤ）刃付ツール（バイト）と同じ用途の様々 な基体材料切削ツールに用いられている〔「進歩した切削ツール材料(Advanced Cutting Tool Materials)」、ケンナメタル・インコーポレイテッド（１９８８ 年）、１，２頁、７７〜８６頁、１０１，１０２頁参照〕。ＣＶＤダイヤモンド コーティングツールは、インサート上にチップブレーカー構造を備える又は備え ない複数の切削エッジを機械操作者に提供するが、不十分なコーティング接着性 によるＣＶＤダイヤモンドコーティングツールの機械加工結果が一定しないので 、ＰＣＤツールと競合するＣＶＤダイヤモンドコーティングツールは、大半の商 業的な用途において不成功におわることとなる。 ダイヤモンドコーティング層を様々な面にメタン（ＣＨ₄）のようなガスを熱 により分解するＣＶＤ法（例えば、ホットフィラメント法、ＤＣプラズマジェッ ト法、及びマイクウェーブプラズマ法）により成形する様々なアプローチが行わ れてきた。しかしながら、低圧気相合成方法により成形されるダイヤモンドコー ティング層は、一般的に基体への接着強さが低い。従って、要求されるものは、 加工材料の機械加工中に磨耗により徐々にすり減るのにかかる間、コーティング の基体への接着性がコーティングを基体に十分に維持することができるコーティ ン グ基体である。コーティングの磨耗前の早い又は早すぎるフレーキング（剥離） は、予測できないまた不揃いのツール寿命の原因となり、このことはＰＣＤ刃付 ツールの大半のユーザに受け入れられない。更に、ＰＣＤツールと競合するため に、ダイヤモンドコーティングの厚みは、各切削エッジがＰＣＤツールの耐久寿 命の少なくとも４０パーセントを提供するのに十分な厚みとするべきである。 この問題に対する一つのアプローチは、１９９１年１１月２６日に発行された 米国特許第５，０６８，１４８号に開示される。この第５，０６８，１４８号は 、ダイヤモンドコーティングツール部材を製造する方法を開示し、該方法では超 硬合金基体を化学エッチングして、基体の最も外側の部分に存在するコバルトを 除去する。このようなエッチングステップは、切削ツールインサートの靭性及び 摩擦抵抗を減らす相互連通孔を生成することがあるが、化学エッチングを欠くツ ールの性能は、基体面の不十分な調整（例えば、沢山のコバルトが表面に残りす ぎている）により生じるコーティングの離層(delamination)のために低下するこ とがある。第５，０６８，１４８号の特許は、化学エッチング前に、研削基体を １０００〜１６００℃の間の温度で、３０〜９０分間、真空状態か又は非酸化性 の雰囲気下で熱処理することを必要とする。熱処理温度が１６００℃を越えると 、基体の硬質粒子が粗大になり、また基体の表面が極端に荒くなるために、この 基体をツール部材を製造するために使用することはできない。 ヨーロッパ特許出願番号０ ５１８ ５８７号で開示された別のアプローチで は、超硬合金化タングステン基体の表面もまたダイヤモンドコーティングの接着 性を向上するためにエッチングされる。 現在商業的に市場に出ているダイヤモンドコーティング超硬合金ツールを調査 後、発明者が確信したことは、エッチングステップがダイヤモンドの接着性（ロ ックウェルＡ押込密着試験で６０ｋｇ〜１００ｋｇ）を向上するために用いられ る場合、エッチングによって著しい量のコバルトが表面及び表面の丁度真下から 優先的に除去されるということである。これは基体表面の真下に相互連通孔を生 じ、機械のオペレーション中にダイヤモンドコーティングがツールに付着したま ま残るという能力を害し、また、特に機械オペレーシヨンが中断している間にコ ーティングがフレーキング（薄版としてはがれる）する、弱い構造体を作る結果 となる。 １９９３年４月２０日に発行された米国特許第５，２０４，１６７号は、表面 層中の再結晶化タングステンカーバイドの平均サイズが、基体の内側部分に存在 する再結晶化タングステンカーバイドの平均サイズと比較して微細であるダイヤ モンドコーティング焼結体を開示する。この第５，２０４，１６７号は、ダイヤ モンド付着の初期段階で生成されるグラファイト（黒鉛）が基体の表面脱炭化層 の再炭化のために用いられるため、ダイヤモンドフィルム（薄膜）と基体との間 の接着性が高まり、このことにより表面層とフィルムとの間の界面に形成される グラファイトが減少することを教示する。 このようなアプローチではコーティング剤と基体との間に高い接着強さを与え るという課題が未解決のままである。 汎用のＰＣＤ切削ツールの設計上の現在のプラクティスでは、非鉄金属及び非 金属の加工物に対する旋削及びミリング（フライス）の両用途のために、ツール が鋭い切削エッジを有することを必要とする。鋭いエッジを使用することにより 、機械加工中により小さい切削ツール力を与えられ、加工物の表面が要求される 特性、即ち少ない表面粗さを有して仕上がる。 ダイヤモンドコーティング切削ツールインサートは理想的には、従来のＰＣＤ ツールに商業的に負けないように、それと同じ加工物表面特性を提供するべきで ある。現在、ダイヤモンドコーティングツールの利用の受け入れを制限している 別の要因の一つは、許容可能な加工品の表面仕上がりを、特に仕上げオペレーシ ョン中に、提供することの困難さであった。従来のＰＣＤツールはコバルトのよ うな金属バインダーをしばしば含み、これがダイヤモンド粒子を接着する。ＰＣ Ｄは適切に研削されると、実質的に平滑な切削面となり、加工物に実質的に平滑 な面を付与する。反対に、ダイヤモンドコーティング剤はバインダー相（フェイ ズ）を含まない。従って、ダイヤモンドコーティング剤は典型的には顕微鏡的規 模で粗い小面（ファセット）からなる表面を有する。このような顕微鏡的規模の 粗さは切削オペレーションで加工品仕上がりを粗くする。従来のアプローチの下 では、ダイヤモンドコーティングがより純粋（又はより完全に）になる、即ち、 より多くのｓｐ³とより少ないｓｐ²（グラファイト）結合成分になるにしたがっ て、コーティング剤はより高度な小面から成る。このようなコーティング剤はグ ラファイト成分の量を増加することにより、より平滑になるが、その結果として 摩擦抵抗が減少し、ツールの寿命が縮む。反応性材料及び化合物による化学研磨 、又はダイヤモンドグリット（粗粒子）によるバフ磨き（機械的研磨）を用いて 平滑なダイヤモンド面を生成できるが、改良アプローチのための道筋は未だ閉ざ されていない。 従って、切削ツール基体に高純度のダイヤモンドコーティングを供給すること は望ましい。このコーティングは使用時に高度に接着し、従来のＰＣＤツールに より提供される表面仕上がりに匹敵する加工物の表面仕上がりを好ましく達成す る。 高度な接着性のダイヤモンドコーティングをたえず提供し、また高純度で高度 な小面からなるダイヤモンドコーティングの平滑な面を３次元の形態上、例えば 切削ツールインサート上に提供するための単純な、しかし有効である技法に対す る必要性が、本発明に至るまで残されたままであった。発明の概要 本発明による製品は、ダイヤモンドコーティングツールに関し、好ましくは材 料のチップ成形機械加工用の切削ツールに関する。 ツールはサーメット基体を有し、このサーメット基体にダイヤモンドコーティ ングが接着される。サーメット基体は金属バインダーにより接着される硬質粒子 を有する。基体表面に硬質粒子があり、これらは大きい。これらの大きな硬質粒 子は基体に不規則な表面を与える。ダイヤモンドコーティングは不規則な基体表 面に対し強い接着力を有する。ツールが材料のチップ成形機械加工用の切削ツー ルである場合、基体はフランク面、レーキ面、及びそのレーキ面とフランク面と の接合部に形成される切削エッジを有する。ダイヤモンドコーティングはこれら の各面に接着される。本発明による基体はまた、好ましくは、ダイヤモンドコー ティングが結合される不規則な基体表面に隣接する基体領域中に相互連通孔がな いことにより特徴付けられる。 本発明の製品の好適な具体例では、サーメット基体は、タングステンカーバイ ドベース（即ち、＞５０ｗ／ｏ ＷＣ）の超硬合金であり、また前記硬質粒子は タングステンカーバイド粒子を含む。 好ましくは、金属バインダーは、タングステンカーバイドベースの超硬合金の 約０．２〜２０ｗ／ｏを形成し、金属バインダーは、コバルト、コバルト合金、 鉄、鉄合金、ニッケル及びニッケル合金の群から選択される。 より好適な具体例では、金属バインダーはコバルトか、又はコバルト合金であ り、コバルトは、タングステンカーバイドベースの超硬合金の約０．５〜約７重 量％、最も好ましくは約１．０〜約７重量％を形成する。 好ましくは、基体表面へのダイヤモンドコーティングの平均接着強さが、ロッ クウェルＡ押込試験により少なくとも４５ｋｇ、より好ましくは少なくとも６０ ｋｇであり、また最も好ましくは少なくとも８０ｋｇである。 切削ツールのレーキ面のダイヤモンドコーティングは好ましくは約５〜約１０ ０μｍの平均厚みを有し、約２２〜約５０μｍの平均厚みはＡ３８０及びＡ３９ ０のようなアルミニウム合金の連続的及び断続的な仕上げ旋削で使用されるツー ルにとってより好ましく、許容可能なツール寿命を適当な製造コストで得る。 好適な選択、特に仕上げ機械加工用途では、レーキ面に接着されるダイヤモン ドコーティングは、実質的にその付着したままの粗い表面状態にされ、好ましく は、３５μｍよりも大きな表面粗さＲａを有し、またフランク面に接着されるダ イヤモンドコーティングはより平滑にされる。 本発明による製品は、好ましくは更に本発明による方法により製造され、該方 法は； １． 基体のレーキ面に２５μインチよりも大きな表面粗さＲａを供給するのに 十分な粒の成長を基体面に作りだす時間、温度及び雰囲気中で、前記表面上の金 属バインダーの濃度を下げながら、サーメット基体を焼結するステップを含む。 好ましくは、焼結ステップで生成される表面粗さ、Ｒａは、３０μインチよりも 大きく、より好ましくは少なくとも４０μインチである。使用される雰囲気は好 ましくは、約０．３〜約５０トル、好ましくは約０．３〜５トル、より好ましく は約０．３〜２．０トル、及び最も好ましくは約０．３〜０．７トルの分圧での 窒素である。 ２． 次に、これらの表面は、その上にダイヤモンドコーティングを蒸着により 接着させることによりダイヤモンドコーティングされる。ダイヤモンド付着工程 中の基体温度は、７００〜８７５℃の間、より好ましくは約７５０〜約８５０℃ であることが好ましい。 この方法は、ロックウェルＡ押込技法で測定して、４５ｋｇよりも大きい、好 ましくは少なくとも６０ｋｇ、より好ましくは少なくとも８０ｋｇのダイヤモン ドコーティングと基体との間の平均接着強さを生成するように制御される。 好ましくは、焼結ステップの後で、コーティングされる基体の表面をダイヤモ ンドで引掻き、ダイヤモンドコーティングに備えてダイヤモンド核形成サイツ(s ites)を生成する。 本発明の別の好適な具体例では、ツールのフランク面上のダイヤモンドの表面 粗さを平滑にするステップが、好ましくはフランク面をバフ磨きすることにより 行われる。 本発明の更に好適な具体例では、上記記載した焼結前のサーメット基体の密度 は、少なくとも実質的に完全なまでに高められ（即ち、予め焼結され）、研削状 態の表面を有する。 本発明のこれらの及び他の態様は、下記に簡潔に説明される図面と共に発明の 詳細な記載を検討することにより、更に明白になるであろう。図面の簡単な説明 図１Ａは本発明による切削ツール基体の具体例を示す。 図１Ｂは本発明によりコーティングされた後の切削エッジと直交する、図１Ａ の切削ツール基体を介する部分断面図を示す。 図２乃至１１は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の顕微鏡写真であり、これらの 写真は切削ツールの二次電子画像（ＳＥＩ）を本発明の方法及び製品の好適な具 体例における様々な段階で示す。図１０を除くこれらの全ての図は、２０００ｘ の倍率であり、図１０は１０００ｘである。） 図１２は、ダイヤモンドグリットを含浸(impregnate)させた回転ブラシを用い る任意的なバフ磨きステップを示す。発明の詳細な記載 本発明によれば、図１Ａは本発明によるダイヤモンドでコーティングされる角 度割り出し可能(indexable)切削ツール基体の好適な具体例を示す。そのツール 基体はレーキ面３０とフランク面５０とを有する。切削エッジ７０は、レーキ面 ３０とフランク面５０との接合部である。切削エッジ７０は、適用要求に応じて 、鋭くホーン仕上げ（とぎ上げ）してチャムファ（面取り）された状況か、又は チャムファされてホーン仕上げされた状況のいずれかであり得る。ホーンは、切 削ツール産業で使用されるホーンの任意のスタイル又は大きさとすることができ る。切削エッジは好ましくは約０．０００５〜０．００１５インチの半径のホー ンを有することが好ましい。切削ツール基体は、任意の標準的な形及び大きさで 成形することができる〔例えば、ＳＮＧＮ−４２２、及びＴＰＧＮ−３２２（Ａ ＮＳＩ Ｂ２１２．４−１９８６参照）〕。インサートも同様に様々なチップブ レーカ構造（図示せず）をそのレーキ面上に有し、チップの破壊及び除去を容易 にすることができる。チップブレーカ構造をコーティングする場合、これらの構 造の幾らか又は全ては、成形したままの状態(as-molded condition)（即ち、未 研削）であり得る。 本発明によれば、図１Ｂは図１Ａに示されたサーメット基体１０から構成され るコーティング切削ツール８０を介する部分断面図であり、ダイヤモンドコーテ ィング９０がそのレーキ面３０、フランク面５０、及び切削エッジ７０に接着さ れている。基体１０の底部面はダイヤモンドでコーティングされてもされなくて もよい。 本発明に使用される基体は、硬質粒子及び前記硬質粒子を接着させる金属バイ ンダーを有するサーメットである。サーメット配合物は、切削ツール用途のため に従来技術で用いられた任意のサーメット配合物でもよく、チタニウム窒化炭素 ベース及びタングステンカーバイドベースの配合物を含む。これらの配合物に利 用される金属バインダーは、コバルト、コバルト合金、ニッケル、ニッケル合金 、鉄及び鉄合金を含む。 タングステンカーバイドベース（＞５０ｗ／ｏ ＷＣ）の超硬合金を基体に利 用することは好ましい。このような配合物は約０．５〜約２０ｗ／ｏ、好ましく は約１．０〜７ｗ／ｏのコバルト又はコバルト合金の金属バインダーを有する。 このような配合物は、硬質タングステンカーバイド粒子を含み、また、カーバイ ド、窒化物及び他の元素の窒化炭化物、固溶体カーバイド及びタングステンの固 溶体窒化炭化物、並びに他の元素を含む他の硬質粒子を含み得る。このような元 素は、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒを含み得る。好適な具 体例では、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの存在は、１ｗ／ ｏ未満、またより好ましくは、全体で０．６ｗ／ｏ未満に制限され、この場合、 硬質合金基体は本質的にタングステンカーバイドとコバルト又は（Ｃｏ−Ｗ合金 のような）コバルト合金とからなる。 例えば、本発明者は、本発明が、下記のように２つのタングステンカーバイド ベースの硬質合金配合物を基体の出発材料に使用する場合に、特に良好な接着結 果を提供することを発見した。 合金Ａ； Ｗ ＋ Ｃ ＋ ５．７〜６．３ｗ／ｏのＣｏ、０．１ｗ／ｏまで のＴａ、０．１ｗ／ｏまでのＴｉ、０．１ｗ／ｏまでのＮｂ、０．３〜０．５ｗ ／ｏのＣｒ、残りの他の不純物、９２．６〜９３．４のロックウェルＡ硬さ、２ ５０〜３２０エルステッドの保磁力Ｈｃ、８３〜９５％の磁気飽和、１〜５μｍ の平均ＷＣ粒子サイズ、及びＡ０４、Ｂ００、Ｃ００かそれよりも良好な多孔率 、１４．８０〜１５．００ｇ／ｃｃの密度 合金Ｂ； Ｗ ＋ Ｃ ＋ ２．３〜２．９ｗ／ｏのＣｏ、０．４ｗ／ｏまで のＴａ、０．１ｗ／ｏまでのＴｉ、０．１ｗ／ｏまでのＮｂ、残りの他の不純物 、９２．８〜９３．６のロックウェルＡ硬さ、２９０〜４４０エルステッドの保 磁力Ｈｃ、十分にエータ(eta)フェイズを回避できる磁気飽和、１〜６μｍの平 均ＷＣ粒子サイズ、Ａ０８、Ｂ００、Ｃ００かそれよりも良好な多孔率、１５． １０〜１５．５０ｇ／ｃｃの密度 図２は合金Ｂの出発材料基体のフランク面のＳＥＭ顕微鏡写真を２０００ｘで 示す。図３は、同一材料の破面断面のＳＥＭ顕微鏡写真を２０００ｘで示す。両 顕微鏡写真は、焼結したままの状態の基体を示す。基体表面の平均硬質粒子サイ ズ（ここではＷＣ）が内部の平均硬質粒子サイズと略同じであることがこれらの 顕微鏡写真でわかるであろう。 この材料はコールドプレス（冷圧）及び真空（１０^-2〜１０^-3トル）焼結技法 により製造されたが、あらゆる従来の技法、例えばコールドプレス、コールドプ レス及び焼結（真空、圧力、熱間静水圧プレス、又はそれらの任意の組み合わせ ）又はホットプレス等を使用して、本発明用の出発材料を得ることができること は理解されるであろう。真空焼結状態のタングステンカーバイドベースの超硬合 金基体の表面は、コバルト又はコバルト合金により接合されたタングステンカー バイド硬質粒子から構成される。コバルトは、タングステンカーバイド同士の間 に存在するだけでなく、真空焼結条件下のＣｏとＷＣの湿潤性の為に基体表面で タングステンカーバイド粒子の幾らかをカバーする。 典型的には、焼結状態の基体は全体的又は部分的に研削され（例えば、レーキ 面上のチップブレーカ構造は成形したままの状態である）、基体の正確な寸法制 御を行う。（製造のこの段階でも実行され得る）研削及びホーン仕上げのような オペレーションは、基体の表面上にコバルトを塗布するように作用する。合金Ｂ の研削レーキ面を図４に示す。図５は、研削された状態の合金Ｂインサートを介 する破面断面を示し、この破面断面では、研削により基体の表面粗さが図２及び 図３に示された基体の表面粗さと比較して平滑になったことが分かる。 次に、本発明によれば、上記記載した基体は、粒を成長させて、バインダーを その表面から消耗させる時間、温度及び雰囲気下で焼結される（又は再焼結され る）。その時間及び温度は、変則的で誇張された粒の十分な成長が基体表面に発 生して、２５μｍよりも大きい、好ましくは３０μｍよりも大きい、及びより好 ましくは少なくとも４０μｍの表面粗さＲａを生成するように選択される。 図６及び図７は、この再焼結ステップの結果を、再焼結された合金Ｂのインサ ートのレーキ面の表面形態（図６）及び破面断面（図７）の顕微鏡写真（２００ ０ｘ）により示す。図６及び図７は、表面が大小の粒子の混合物を有し得ること を示す。表面に示されたその大きな粒子は、好ましくは少なくとも１０μｍ、よ り好ましくは少なくとも１５μｍの大きさの主寸法を有する粒子を含み、所望の 程度の表面粗さを生成する。 焼結されて研削された状態、並びに再焼結された状態の合金Ｂ基体の磨かれた 断面のＳＥＭエネルギー分散方式ライン走査Ｘ線分析（ＥＤＳ）は、コバルトが 再焼結中に基体から蒸発されていることを示した。再焼結前にＥＤＳ及び光学メ タログラフィー（金属組織学）によれば、焼結状態で研削された基体〔成形され たままのチップブレーカ構造（未研削）、例えば、ＣＰＧＭ−２１．５１、を含 む基体〕が、サンプル全体にわたってコバルトのプールが分散した状態で、全体 を通して約２．７〜２．８ｗ／ｏ（Ｘ線蛍光により約２．９ｗ／ｏ）のコバルト 含有量、Ａ０６〜Ａ１０の多孔率、また全体を通して少しの分散粒子を伴って、 約１〜６μｍ、約１０μｍまでの典型的なタングステンカーバイド粒子サイズを 有していた。 再焼結後、本発明により、コバルト含有量及びコバルトプールサイズが減少し 、多孔率が向上し、タングステンカーバイド粒子が増大した。多孔率はＡ０２〜 Ａ０６であった（サンプルの表面領域付近又はサンプルの他のどこにも相互連通 孔は観察されなかった）。タングステンカーバイド粒子サイズは不均一であり、 約１〜１１μｍにわたり、比較的大きな粒子及び／又は比較的大きな粒子の頻度 は、サンプルの表面おいてより高くなっている。サイズ１６〜２８μｍまでの大 きな粒子が観察された。ＣＰＧＭ−２１．５１のサンプルでは、大きな粒子は、 研削表面と同様に成形されたままの表面に生成された。ＣＰＧＮ−４２２のサン プルでは、コバルト含有量は全体を通して実質的に一様に、約２ｗ／ｏに減少し た（ＥＤＳ及びＸ線蛍光）。ＣＰＧＭ２１．５１のサンプルでは、コバルト含有 量は、全体を通して実質的に一様に、約０．５ｗ／ｏに減少した。両方のサンプ ルでは、平均に対してコバルト含有量のばらつきもまた減少し、これはコバルト プールサイズの減少を示す（即ち、コバルトのより均一な分布）。ＣＰＧＮ−４ ２２とＣＰＧＭ−２１．５１の両サンプルからのコバルトの蒸発量の差は、コバ ルトの蒸発量がまた、容積に対するインサート表面領域の比の関数であることを 示す。この比率が増すと、所与の再焼結処理のためのコバルト蒸発量は増大す るであろう。 再焼結を、２７５０°Ｆ（１５１０℃）で、３時間、約０．５トルの窒素雰囲 気で行った。要求される表面粗さを得るために必要とされる時間は、出発材料及 び焼結条件に依存する。温度が上昇すると、焼結時間は短くなる。焼結されて研 削された合金Ｂの場合、１５１０℃（２７５０°Ｆ）で２〜３時間の再焼結時間 により、必要とされる表面粗さを十分に提供できることが分かった。合金Ａでは 、より長い焼結時間が必要であることが分かった。 最初の再焼結処理後に所望の表面粗さが生成されない場合には、所望の表面粗 さが生成されるまで、基体を再び再焼結することができる。 本発明による焼結（又は再焼結）処理中の雰囲気はまた、基体への良好なダイ ヤモンドコーティング接着を得るために重要であると考えられる。窒素雰囲気が この処理中に利用される場合、得られる荒い表面上のコバルトの量は、減少する と考えられる。基体バルクからの余分なコバルトによる、その表面の再湿潤を減 少しながら、また好ましくは基体の表面上に窒素層を著しく形成しないようにし ながら、窒素の分圧は、コバルトをその表面から蒸発するように制御すべきであ る。 従って、最も有利な窒素分圧は、基体組成の関数であり得る。窒素分圧をまた 、再焼結サイクル中に制御又は変更して、基体バルクからのコバルトの蒸発量及 びその割合又は速度を制御することもできる。 ０．３〜５０トル、好ましくは０．３〜５トル、より好ましくは０．３〜２ト ルの窒素雰囲気が使用されるべきであると考えられる。本発明者が得た最良の結 果は、本発明者の炉において合金Ｂグレードを用いて０．３〜０．７トルの窒素 雰囲気により得られた。窒素雰囲気により基体表面上の粒子の外側面上のコバル トを蒸発し、また、表面のタングステンカーバイド粒子同士の間に十分なコバル トが残り、その結果それらの粒子を基体の残りの部分に良好に接着できることと 理論上推測される。コバルト表面蒸発は表面でのタングステンカーバイドの粒成 長により行われ、粗表面をもたらす。 次に、切削ツール基体のレーキ面及びフランク面は、任意の従来の手段（例え ば、ダイヤモンドグリット、又はダイヤモンドペースト）により有益に引っ掻か れ、ダイヤモンドコーティングに備えて、核形成サイツを生成する。 次に、基体のダイヤモンドコーティングは、蒸着技法（例えば、ホットフィラ メント法、ＤＣプラズマジェット法、又はマイクロウェーブプラズマ法）により 完成される。ダイヤモンドコーティングの塗布では、コーティング中の基体温度 は７００〜８７５℃の間に維持されることが好ましい。約７００℃未満では、ダ イヤモンドコーティング中にグラファイトが多く形成されすぎ、これにより摩擦 抵抗が著しく減少する。更にコーティングの速度（割合）もまた減少する。約８ ７５℃を越えると、コーティング中にコバルトが基体から多く拡散されすぎて、 基体へのダイヤモンドの接着に悪影響を及ぼす。従って、ダイヤモンドコーティ ングを約７５０〜約８５０℃で行うことがより好ましいことが分かった。これら の温度では、上記に述べた悪条件を減少でき、また適当なコーティング速度を得 ることができる。 図８（２０００ｘ）は、本発明による切削ツールのフランク面上に付着したま まのダイヤモンドコーティングの表面形態を示す。図示された粗い小面から成る 表面は、たとえあるとしても極微のｓｐ²相（グラファイト）及び基体からのバ インダーしか含まない高純度のダイヤモンドコーティングを示す。このダイヤモ ンドコーティングはＣＶＤ熱フィラメントシステムで生成された。 図９（２０００ｘ）はバフ磨き後のインサートのフランク面上のダイヤモンド コーティング表面を示す。図８と図９を比較することにより、バフ磨きがダイヤ モンドコーティングの表面形態に示す平滑化効果を容易にみることができる。バ フ磨きを行い、フランク面上のダイヤモンドコーティング表面の比較的激しい表 面ざらつきを除去して、機械加工される加工物に施されることになる表面仕上が りを改良する。好ましくは、十分なバフ磨きは、インサートのコーナー付近のフ ランク面の表面粗さ、Ｒａが少なくとも１０μインチだけ減少するように行われ る。 次に、図１０、１１では、ダイヤモンドコーティング／再焼結された切削ツー ルインサート面のレーキ面の破面断面がそれぞれ示される。図１０は、１０００ の倍率ファクタで撮られており、図１１の倍率ファクタは２０００である。これ らの図は、大きなタングステンカーバイド表面粒子により生成された基体の不規 則なレーキ面とコーティングの機械的なかみ合いを示す。タングステンカーバイ ド粒子表面上のコバルトを最小化することにより、タングステンカーバイド上の ダイヤモンドの直接的な核形成が増大すると理論的に想定される。増大された核 形成及び機械的なかみ合いは共に、ダイヤモンドコーティングの接着性を向上す る。 サーメットインサート上のダイヤモンドコーティング剤の接着強さは、内因的 及び外因的パラメータの複雑な関数である。該パラメータは、表面粗さ、表面の 化学的親和性、熱膨張率の適合性、表面の製法、核形成密度、及びコーティング 温度を含む。カーバイドインサート上の多結晶質のダイヤモンドコーティング剤 では、接着強さは、サーメット表面上のバインダー濃度増大によりかなりに減少 される。本発明の再焼結ステップは、十分バインダー（例えば、コバルト）が消 耗し、ダイヤモンドの基体への良好な結合を得るという目的を達成すると考えら れるが、これは基体の残りの部分への表面ＷＣ粒子の密着を著しく弱めるほど大 量のコバルト消耗ではない。コバルトを除去するために基体表面をエッチングす る必要性は、基体表面に隣接する領域中に相互連通孔を形成することを伴うこと により、回避された。 更に、開示された方法の有効性は、下記の更なる実施例により説明される。 別の実験では、ＳＰＧＮ−４２２スタイルのブランク（圧縮粉）を、合金Ｂグ レード粉末ブレンドから３０，０００ｐｓｉでピルプレスした。次に、ブランク を、１４９６℃（２７２５°Ｆ）で３０分間、汎用の真空超硬合金焼結サイクル で焼結した。次にブランクをＳＰＧＮ−４２２寸法に研磨して、表Ｉに列挙され るように再焼結サイクルで再加熱した。再焼結ステップを行った窒素雰囲気の分 圧は、直接ポンプ輸送される気体透過可能グラファイトボックス中で約０．５ト ルであり、このボックスを介して窒素約２．５〜３．０ｌ／分が連続的に流れて いた。窒素はまず、再焼結温度に加熱中に約５３８℃（１０００°Ｆ）で導入さ れ、その後、冷却中に１１４９℃（２１００°Ｆ）に達するまで維持された。そ の時点で、窒素をヘリウムと置換した。 再焼結の後で、再可熱されたインサートの表面粗さを標準シェフフィールドプ ロフィコーダースペクトルユニット(standard Sheffield Proficorder Spectre unit)で測定した。その測定は、インサートに対して２つのサイト（部位）で行 われた。次に、インサートは；（１）（マイクロクリーン水溶液中で超音波処理 し、水ですすぎ、アセトン及び最終的にはメタノールで超音波処理することによ り）超音波清浄し、（２）（０．２５μｍのダイヤモンドペーストを用いて手で 引っ掻くか、又はアセトン１００ｍｌ中の０．５〜３μｍのダイヤモンド粉末の スラリー中で超音波処理することにより）ダイヤモンドシードし、（３）（１％ のメタンと９９％の水素の混合物中で、１０トルの総ガス圧及び約７７５〜約８ ５０℃の基体温度で）ＣＶＤホットフィラメントシステムでダイヤモンドコーテ ィングして、約５〜約１０μｍの厚みのダイヤモンドコーティングを生成する。 ダイヤモンドコーティングとカーバイド表面との間の接着性を、選択された荷 重範囲；１５ｋｇ、３０ｋｇ、４５ｋｇ、６０ｋｇ、及び１００ｋｇでロックウ ェルＡスケールブレール円錐形ダイヤモンド圧子を用いるロックウェル硬さ試験 装置を使用して押込接着性試験により決定した。接着強さは、コーティング剤が 剥離及び／又はフレーキングした最小荷重として定義された。測定をインサート に対して２サイトで行った。 代表的な再焼結条件、得られた基体表面の粗さ、及びそれに対応する接着強さ を表Ｉに要約する。再焼結中の基体重量の変化（減少）は、コバルトが最焼結中 にサンプルから蒸発していることを立証する。重量の変化比率が高くなるにつれ 、より多くのコバルトが減量する。これらの実施例では、許容可能な接着結果を 、２７〜６１μインチの表面粗さと組み合わせて、１．００３０〜１．０１７０ の重量比で得た。これらの重量の変化比率は、再焼結前に約２．７ｗ／ｏのコバ ルトを有する基体に於いて、焼結後にコバルト含有量が約２．４〜１．０ｗ／ｏ に減少したことを示す。表面粗さが増して基体表面とダイヤモンドコーティング との間に改善されたかみあい（インターロック）を得ることは望ましいが、重量 の変化比率は好ましくはできる限り小さくして、コーティングとの良好な結合を 得るために必要な望ましいレベルの表面粗さを得ることと釣り合うべきである。 一般的に、基体表面粗さが粗いサンプルほど、高度な接着強を示す。１４５４ ℃（２６５０°Ｆ）で１時間だけ焼結されたサンプルは、不十分な表面粗さ、即 ち基体への不十分なコーティング剤接着性を有し、また本発明に従って長時間焼 結されたサンプルよりもずっと少ない重量損失（即ち、コバルト損失）を示した 。 別の実験では、先の実験と同様の方法で製造されたコーティングインサートを 金属切削試験で評価した。一般的により基体表面粗さが粗いサプルは改善された 性能を示した。表ＩＩに示される更なる実験例では、焼結されて研磨された合金 Ｂの基体の追加サンプルと、焼結されて研磨された合金Ａの基体のサンプルを上 記のように０．５トルの窒素雰囲気を用いて、表ＩＩに示したように再焼結した 。サンプル６０８Ａ３と６０８Ａ４に対する基体重量変化比率は、それぞれ１． ００８８と１．００６９であった。表ＩＩに列挙される他のサンプルの再焼結に よる重量変化は測定されなかった。表から理解することができるように、合金Ａ の基体は２つの再焼結過程を受け、所望の表面粗さ及び所望の押込接着強さを得 た。クロム（粒子成長抑制剤）の添加及び／又は合金Ａのより高いコバルト含有 量のために、より長い再焼結時間は、合金Ｂで得られる表面粗さ及び押込接着強 さと等しい表面粗さ及び押込接着強さを得るために必要であると考えられる。こ れらのサンプルに配されるダイヤモンドコーティング剤は、レーキ面のコーナー において約２５μｍの厚みを有した（２１ｍｇの重量変化は、ＳＰＧＮ−４２２ スタイルのインサート上の２５μｍのコーティング厚みに相当する）。 本発明者は驚くことに、本発明によるダイヤモンドコーティング切削インサー トがＡ３８０及びＡ３９０型のアルミニウム合金の旋削では、少なくとも４０％ 、より好ましくは約６０％のＰＣＤ刃付きツールの磨耗寿命を示し、（フレーキ ングではなく）磨損により破損し、またこれらの材料の断続的旋削においても同 様の寿命及び破損モードを有することを発見した。本発明者の知っているかぎり では、これらの材料の断続的旋削に於いてフレーキングに一貫して抵抗するダイ ヤモンドコーティング切削ツールを生産するのは初めてである。この事により、 一定したツール寿命が得ることができ、またダイヤモンドコーティングツールが ＰＣＤ刃付きツールと商業的に競合することになる場合に必要なステップを予測 することができる。上記した機械加工試験結果は、合金Ｂタイプのインサート基 体のコーナー付近のレーキ面で測定して約２５μｍの厚みのダイヤモンドコーテ ィングで得られた。 任意であるが、好ましくは、本発明のフランク面のバフ磨きは、毛をダイヤモ ンドグリット（例えば、４００メッシュグリット）で含浸する回転ブラシの使用 により達成される。適切なブラシはオハイオ州、クリーブランドのオスボーン・ マニュファクテュアリング／ジェーソン・インコーポレーティッド(Osborn Manu facturing／Jason，Inc.)から購入し得る。 次に図１２では、バフ磨きが所望されると、ブラシの毛１００は切削ツール２ ００のフランク面１９０に衝突する。ツール２００は、ブラシの毛と接触しなが ら回転してもよいし、しなくてもよい。図１２に示されるように、これは切削イ ンサート２００を回転ペデスタル（台）２１０に取り付けられることにより達成 され、この場合、インサートは、ブラシの毛１００の回転軸と直交する軸の周り を回転し、毛１００が各フランク面１９０（位置Ａ）を清掃することができる。 或いは（図示しないが）、バフ磨きしながら、各インサートのフランク側面又は コーナーを、インサート定数（非回転）の配向を維持することにより連続的にバ フ磨きすることができ、次に、バフ磨きが終了すると、インサートをバフ磨きさ れる次のコーナーに割り出す。 別の取り得る方法（図１２の位置Ｂに示す）では、インサート２００は時計方 向に回転するブラシの右側下方の四分円（クォードラント）中に上下逆さまに挿 入され得る。この方法では、インサートのフランク面１９０を、コーティング切 削エッジ２２０の丸みを形成せずにバフ磨きすることができる。 例として、幾つかのダイヤモンドコーティングインサートを、４００メッシュ ダイヤモンドグリットで含浸され１０００ｒｐｍの速度で回転する直径８インチ のブラシを用いて、１５分間バフ磨きした。ダイヤモンドコーティングの表面粗 さパラメータを、付着したままバフ磨きした条件でシェフフィールドプロフィコ ーダースペクトル器で測定した。粗さデータは下記表ＩＩＩに列挙され、このデ ータはコーティングに関するフランク面粗さのパラメータが、バフ磨き操作によ り著しく低下することを示す。Ｒａは平均粗さを測定し、Ｒｔｍは波形の尖頭（ ピーク）から波くぼ（バレイ）までの最大値を測定する。後者はバフ磨きにより 著しく減少する。 シリコンカーバイド粒子で含浸したブラシを使用するという試みは成功しなか った。粗さパラメータがバフ磨き後に変化しなかったためである。開示されたダ イヤモンドバフ磨き方法は、毛の中でより粗いＰＣＤ粒子を用いたり、より高速 の回転速度を用いたりするようなよりアグレッシブな（厳しい）条件を用いるこ とによりより短い時間で成就され得る。 バフ磨き操作が金属切削性能に及ぼす有利な影響は、下記実験により更に証明 される。３つのＳＰＧＮ−４２２スタイルのダイヤモンドコーティングインサー トの各々の１つのコーナーを、上記記載したようにバフ磨きした（バフ磨き操作 中にインサートを回転させなかった）。残りのコーナーにダイヤモンドコーティ ングは付着したままの条件で、そのまま残された。比較のために従来のＰＣＤツ ールを同一の金属切削試験に用いた。この回転試験に於ける金属切削条件を下記 ；即ち、加工物材料がＡ３９０アルミニウム（シリコン約１８％）、速度が１分 あたり２５００表面フィート、送り量が０．００５インチ／回転、切削深さが０ ．０２５インチ、のようにした。ツールを順に使用して、各ツールが損傷する、 即ち、０．０１０インチの磨耗ランドが生じるまで、又はダイヤモンドコーティ ングが磨耗してその磨耗が基体まで達するまで、２分間の切削を行った。各々の ２分間の切削後、加工物の表面粗さをポータブルプロフィルメーター（携帯表面 粗さ測定装置）〔フェデラル・プロダクツ・コーポレーション(Federal Product s Corp.)のポケット・サーフ(Pocket Surf、登録商標)モデルＥＡＳ−２６３２ 、これは、ダイヤモンドスタイラスを用いて表面の微小粗さを追跡する。〕を用 いて測定した。 その結果は表ＩＶに要約され、試験中にツールが損傷するまで測定された加工 物の粗さの範囲を示している。バフ磨きされたダイヤモンドコーティングツール により提供された加工物の表面仕上がりは、明らかに高品質であり、ＰＣＤツー ルにより提供された仕上がりに近い。これらのダイヤモンドコーティングツール は、約８０μインチ未満の表面粗さが必要とされる仕上げ−機械加工操作に適し ている。しかしながら、表ＩＶに示されるように、ツール材料Ｃのバフ磨きは、 必要に応じてＰＣＤツールにより製造されたものと同じ５０μインチ未満の加工 物表面粗さを生成するために制御され得る。 表ＩＶはバフ磨き前と後の加工物粗さの範囲が７〜１０６Ｒａだけ減少したこ とを示す。 別の実験では、付着したままで損傷したダイヤモンドコーティングツール（コ ーティングは４６分間の総切削時間後に磨耗して基体に貫通し、０．０１６３イ ンチの磨耗ゾーンを有した）は、１８４〜２２１μインチの間の範囲にわたる加 工物表面粗さ（Ｒａ）を生成した。このツールの磨耗ゾーンに上記記載したバフ 磨き操作を施した。この処理の後、ツールは６０〜６７μインチの間の範囲にわ たる加工物表面仕上がり（Ｒａ）を生成した。また、バフ磨き操作はツール性能 に有益であった。 本発明者は４００メッシュブラシで平滑な表面仕上がりを示すために、バフ磨 き時間はおよそ数分間だけでよいことを発見した。より粗い表面仕上がり（例え ば、１２０メッシュ）を許容することができる場合、バフ磨き時間を減少するこ とができる。バフ磨きはまた、２つかそれよりも多いステップ、即ち最も著しい ざらざらを取り除くために粗い（例えば１２０メッシュの）ブラシを用いる第一 の高速ステージと、ダイヤモンドコーティング表面に最終的な所望の度合いの表 面平滑さを与えるために微細なブラシ（例えば４００メッシュ）を用いる第２の 低速ステージと、で行うこともできる。 本発明は、最も好適な具体例、即ち旋削及びミリング（フライス）のような金 属切削用途で使用するためのダイヤモンドコーティング角度割り出し可能な(ind exable)切削インサートに関して詳細に記載されたが、本発明は金属切削用の角 度割り出し可能な切削インサートだけに限定されるわけではない。 本発明は、（ドリルやエンドミルのような）ラウンド（丸）ツールや他の切削 ツールにも適用可能であり、これらは角度割り出し可能でなくてもよい。また、 本発明による切削ツールを使用して、アルミニウムと、銅、亜鉛及び黄銅合金の ようなその合金、木、パーティクルボード、ナイロン、アクリル樹脂、フェノー ル樹脂材料、プラスチック、複合材料、グリーンセラミック及びサーメット、骨 及び歯に加えて他の材料を機械加工することができる。 本発明はまた、電子装置用のＴＡＢボンダ（接着機）並びにダイ及びパンチの ような装置のための磨耗パーツでも使用され得る。 本発明はまた、採掘及び建設ツール、並びに土や岩の掘削ツールで使用されるタ ングステンカーバイド−コバルト硬質合金切刃（チップ）にも適用され得る。 本発明を実行するための最良のモードを詳細に記載したが、本発明が関連する 技術分野でよく知られている技術は、請求の範囲により定義される本発明を実施 するための様々な代替的な設計及び具体例であることがわかる。

【手続補正書】 【提出日】１９９６年９月１７日 【補正内容】 （１） 請求の範囲を別紙の通り補正する。 （２） 明細書の第１４頁下から第３行目〜第１４頁下から第２行目「必要性は 、・・・・・伴うことにより、回避された。」を次のように、補正する。「必要 性（基体表面に隣接する領域中に相互連通孔を形成することを伴う）は、回避さ れた。」 請求の範囲 １． ダイヤモンドコーティングツールであつて、 金属バインダーによって結合した硬質粒子を有するサーメット基体であって、 基体の内側領域の前記硬質粒子に比較して相対的に大きな硬質粒子を有する基体 表面を備えて、かくして、前記基体上に不規則表面が、その不規則表面に隣接す る基体領域中で前記金属バインダーを除去する化学エッチングを実施することな く、提供されている基体と、 前記不規則基体表面に強い接着力でもって堆積したダイヤモンドコーティング とを有し、 前記不規則表面に隣接した前記基体領域は、相互連通孔がないことによって、 特徴付けられ、 前記ダイヤモンドコーティングは、ロックウエルＡ押込強度試験による測定で ４５キログラムを越える平均接着強さで不規則基体表面に接着しているダイヤモ ンドコーティングツール。 ２． 硬質粒子と金属バインダーとから本質的になるサーメット基体を有するダ イヤモンドコーティングツールの製造方法であって、 ２５マイクロインチを越える表面粗さＲａをもった前記基体レーキ表面を提供 するに足る粒成長を基体表面に生ずる温度、時間、雰囲気にて、前記表面で金属 バインダーの濃度を下げつつ、前記サーメットを焼結する工程と、 その後、蒸着によって前記表面上にダイヤモンドコーティングを接着堆積する 工程とを有し、 前記ダイヤモンドコーティングは、ロックウエルＡ押込強度試験による測定で ４５キログラムを越える、前記基体表面への平均付着力とする、ダイヤモンドコ ーティングツールの製造方法。 ３． 材料のチップ成形機械加工用のダイヤモンドコーティング切削ツールであ って、 金属バインダーによってそれと共に結合したタングステン炭化物粒子を有する 超硬合金炭化物基体であって、相対的に大きなタングステンカーバイド粒子を有 する基体表面を有し、かくして該基体上に、２５マイクロインチを越える表面粗 さＲａをもった不規則表面が提供されている超硬合金炭化物基体と、 前記不規則基体表面に強い接着力をもって堆積したダイヤモンドコーティング とを有し、 前記相対的に大きなタングステンカーバイド粒子は、少なくとも１０μｍの大 きさを有する粒子を含み、 前記基体は、フランク表面と、レーキ表面と、それら両表面の接合箇所に形成 された切削エッジとを有し、 前記ダイヤモンドコーティングは、前記レーキ表面と前記フランク表面に接着 結合しているダイヤモンドコーティング切削ツール。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 オレス、エドワード ジェイ. アメリカ合衆国 15658 ペンシルバニア 州 リゴニアー モスシェイブン ウェイ 105 (72)発明者 マーレイ、ジェラルド ディー. アメリカ合衆国 27609 ノースキャロラ イナ州 ローリ エミリーウッド ドライ ブ 504 (72)発明者 バウアー、チャールズ エリック アメリカ合衆国 15601 ペンシルバニア 州 グリーンスバーグ フォックス ヒル ストリート 423 (72)発明者 インスペクトール、アハロン アメリカ合衆国 15217 ペンシルバニア 州 ピッツバーグ フィリップス アベニ ュ 5868

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １． 材料のチップ成形機械加工用のダイヤモンドコーティング切削ツールにお いて、 金属バインダーにより接着される硬質粒子を有するサーメット基体であって、 基体の内側領域の前記硬質粒子と比較して、相対的に大きな硬質粒子を有する 基体表面を備えて前記基体に不規則な表面を与えるサーメット基体と、 前記不規則な基体表面に付着され、またこの基体表面に強い接着性を有するダ イヤモンドコーティングであって、 不規則な基体表面にロックウェルＡ押込強度試験で４５ｋｇよりも大きな平均 接着強さで接着するダイヤモンドコーティングと、を有し、 前記基体がフランク面、レーキ面、及び前記フランク面とレーキ面との接合部 に形成された切削エッジを有し、且つ 前記ダイヤモンドコーティングが前記レーキ面と前記フランク面とに接着され ている、 ダイヤモンドコーティング切削ツール。 ２． 前記サーメットがタングステンカーバイドベースの超硬合金であり、前記 硬質粒子がタングステンカーバイド粒子を含む請求項１のダイヤモンドコーティ ング切削ツール。 ３． 前記金属バインダーが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の約 ０．２〜約２０ｗ／ｏを形成し、前記金属バインダーがコバルト、コバルト合金 、鉄、鉄合金、ニッケル、及びニッケル合金からなる群から選択される請求項２ のダイヤモンドコーティング切削ツール。 ４． 前記金属バインダーがコバルト及びコバルト合金からなる群から選択され 、コバルトが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の約０．５〜約７ｗ ／ｏを形成する請求項３のダイヤモンドコーティング切削ツール。 ５． ダイヤモンドコーティングの前記基体表面への前記平均接着強さが少なく とも６０ｋｇである請求項１のダイヤモンドコーティング切削ツール。 ６． ダイヤモンドコーティングの前記基体表面への前記平均接着強さが少なく とも８０ｋｇである請求項１のダイヤモンドコーティング切削ツール。 ７． 前記レーキ面に接着されたダイヤモンドコーティングが３５μインチより も大きな表面粗さＲａを有し、前記フランク面に接着されるダイヤモンドコーテ ィングが平滑化された表面を有する請求項１のダイヤモンドコーティング切削ツ ール。 ８． 前記レーキ面に結合された前記ダイヤモンドコーティングが約５μｍ〜約 １００μｍの平均厚みを有する請求項１のダイヤモンドコーティング切削ツール 。 ９． 前記厚みが約２２〜約５０μｍである請求項８のダイヤモンドコーティン グ切削ツール。 １０． 前記基体が、前記不規則な基体表面に隣接する基体領域中に相互連通孔 がないことにより特徴づけられる請求項１のダイヤモンドコーティング切削ツー ル。 １１． 本質的に硬質粒子及び金属バインダーから成るサーメット基体を有する ダイヤモンドコーティング切削ツールの製造方法であって、前記基体がレーキ面 、フランク面、及び前記レーキ面とフランク面との接合部に切削エッジを有し、 次のステップ、即ち、 前記基体のレーキ面に２５μインチよりも大きな表面粗さＲａを提供するのに 十分な粒の成長を基体のレーキ面とフランク面に作りだす時間、温度及び雰囲気 で、前記面上の金属バインダーの濃度を下げながら、前記サーメット基体を焼結 するステップと、 次に前記基体のレーキ面及びフランク面上に、ロックウェルＡ押込技法により 測定して４５ｋｇよりも大きな前記基体表面への平均接着強さを有するダイヤモ ンドコーティングを蒸着することにより接着するステップと、 を有するダイヤモンドコーティング切削ツールの製造方法。 １２． 平均接着強さが少なくとも６０ｋｇである請求項１１のダイヤモンドコ ーティング切削ツールの製造方法。 １３． 平均接着強さが少なくとも８０ｋｇである請求項１１のダイヤモンドコ ーティング切削ツールの製造方法。 １４． 前記サーメットが実質的に完全に密度を高められ、また前記焼結工程前 に研削状態の表面を有する請求項１１のダイヤモンドコーティング切削ツールの 製造方法。 １５． 前記サーメットがタングステンカーバイドベースの超硬合金であり、前 記硬質粒子がタングステンカーバイド粒子を含む請求項１１のダイヤモンドコー ティング切削ツールの製造方法。 １６． 前記金属バインダーが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の 約０．２〜約２０ｗ／ｏを形成し、また前記金属バインダーがコバルト、コバル ト合金、鉄、鉄合金、ニッケル、及びニッケル合金から成る群から選択される請 求項１５のダイヤモンドコーティング切削ツールの製造方法。 １７． 前記金属バインダーがコバルト及びコバルト合金から成る群から選択さ れ、また前記コバルトが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の約０． ５〜約７ｗ／ｏを形成する請求項１６のダイヤモンドコーティング切削ツールの 製造方法。 １８． 前記レーキ面に結合される前記ダイヤモンドコーティングが、約５〜約 １００μｍの平均厚みを有する請求項１１のダイヤモンドコーティング切削ツー ルの製造方法。 １９． 前記厚みが約２２〜約５０μｍである請求項１８のダイヤモンドコーテ ィング切削ツールの製造方法。 ２０． 前記時間と温度を制御して、前記基体レーキ面３０μインチよりも大き なＲａを与える請求項１１のダイヤモンドコーティング切削ツールの製造方法。 ２１． Ｒａが少なくとも４０μインチの値を有する請求項２０のダイヤモンド コーティング切削ルーツの製造方法。 ２２． 前記雰囲気が窒素雰囲気である請求項１１のダイヤモンドコーティング 切削ツールの製造方法。 ２３． 前記雰囲気が約０．３〜約５０トルの圧力を有する請求項２２のダイヤ モンドコーティング切削ツールの製造方法。 ２４． 前記ダイヤモンドコーティングの前記付着が７００℃以上８７５℃未満 の温度で行われる請求項１１のダイヤモンドコーティング切削ツールの製造方法 。 ２５． 前記フランク面上のダイヤモンドコーティングの表面の粗さを平滑化す るステップを更に含む請求項１１のダイヤモンドコーティング切削ツールの製造 方法。 ２６． 前記平滑化ステップを前記フランク面上の前記ダイヤモンドコーティン グをバフ磨きすることにより行う請求項２５のダイヤモンドコーティング切削ツ ールの製造方法。 ２７． 前記雰囲気が０．３〜５トルの圧力を有する請求項２２のダイヤモンド コーティング切削ツールの製造方法。 ２８． 前記雰囲気が０．３〜２トルの圧力を有する請求項２２のダイヤモンド コーティング切削ツールの製造方法。 ２９． 前記雰囲気が０．３〜０．７トルの圧力を有する請求項２２のダイヤモ ンドコーティング切削ツールの製造方法。 ３０． ダイヤモンドコーティングツールにおいて、 金属バインダーにより接着される硬質粒子を有するサーメット基体であって、 基体の内側領域の前記硬質粒子と比較して相対的に大きな硬質粒子を有する基 体表面を備えて、前記基体に不規則な表面を与えるサーメット基体と、 前記不規則な基体表面上に付着され、またこの基体表面に強い接着性を有する ダイヤモンドコーティングであって、 不規則な基体表面にロックウェルＡ押込強度試験で４５ｋｇよりも大きな平均 接着強さで接着するダイヤモンドコーティングと、 を含むダイヤモンドコーティングツール。 ３１． 前記サーメットがタングステンカーバイドベースの超硬合金であり前記 硬質粒子がタングステンカーバイド粒子を含む請求項３０のダイヤモンドコーテ ィングツール。 ３２． 前記金属バインダーが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の 約０．２〜約２０ｗ／ｏを形成し、前記金属バインダーがコバルト、コバルト合 金、鉄、鉄合金、ニッケル、及びニッケル合金からなる群から選択される請求項 ３１のダイヤモンドコーティングツール。 ３３． 金属バインダーがコバルト及びコバルト合金からなる群から選択され、 またコバルトが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の約０．５〜約７ ｗ／ｏを形成する請求項３２のダイヤモンドコーティングツール。 ３４． ダイヤモンドコーティングの前記基体表面への前記平均接着強さが少な くとも６０ｋｇである請求項３０のダイヤモンドコーティングツール。 ３５． ダイヤモンドコーティングの前記基体表面への前記平均接着強さが少な くとも８０ｋｇである請求項３０のダイヤモンドコーティングツール。 ３６． 前記ダイヤモンドコーティングが約５〜約１００μｍの平均厚みを有す る請求項３０のダイヤモンドコーティングツール。 ３７． 前記厚みが約２２〜約５０μｍである請求項３６のダイヤモンドコーテ ィングツール。 ３８． 前記基体が、前記不規則な基体表面に隣接する基体領域中に相互連通孔 がないことにより特徴つけられる請求項３０のダイヤモンドコーティングツール 。 ３９． 本質的に硬質粒子及び金属バインダーから成るサーメット基体を有する ダイヤモンドコーティングツールの製造方法であって、 前記基体のレーキ面に２５μインチよりも大きな面粗さＲａ提供するのに十分 な粒の成長を基体表面に作りだす時間、温度及び雰囲気で、前記面上の金属バイ ダーの濃度を下げながら、前記サーメット基体を焼結するステップと、 次に前記基体表面上に、ロックウェルＡ押込技法により測定して４５ｋｇより も大きな前記基体表面への平均接着強さを有するダイヤモンドコーティングを蒸 着することにより接着するステップと、 を有するダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ４０． 平均接着強さが少なくとも６０ｋｇである請求項３９のダイヤモンドコ ーティングツールの製造方法。 ４１． 平均接着強さが少なくとも８０ｋｇである請求項３９のダイヤモンドコ ーティングツールの製造方法。 ４２． 前記サーメットが実質的に完全に密度を高められ、また前記焼結工程前 に研削状態の表面を有する請求項３９のダイヤモンドコーティングツールの製造 方法。 ４３． 前記サーメットがタングステンカーバイドベースの超硬合金であり、前 記硬質粒子がタングステンカーバイド粒子を含む請求項３９のダイヤモンドコー ティングツールの製造方法。 ４４． 前記金属バインダーが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の 約０．２〜約２０ｗ／ｏを形成し、また前記金属バインダーがコバルト、コバル ト合金、鉄、鉄合金、ニッケル、及びニッケル合金から成る群から選択される請 求項４３のダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ４５． 前記金属バインダーがコバルト及びコバルト合金から成る群から選択さ れ、またコバルトが前記タングステンカーバイドベースの超硬合金の約０．５〜 約７ｗ／ｏを形成する請求項４４のダイヤモンドコーティングツールの製造方法 。 ４６． 前記基体表面に結合された前記ダイヤモンドコーティングが、約５〜約 １００μｍの平均厚みを有する請求項３９のダイヤモンドコーティングツールの 製造方法。 ４７． 前記厚みが約２２〜約５０μｍである請求項４６のダイヤモンドコーテ ィングツールの製造方法。 ４８． 前記時間と温度を制御して、前記基体面に３０μインチよりも大きなＲ ａを与える請求項３９のダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ４９． Ｒａが少なくとも４０μインチの値を有する請求項４８のダイヤモンド コーティングツールの製造方法。 ５０． 前記雰囲気が窒素雰囲気である請求項３９のダイヤモンドコーティング ツールの製造方法。 ５１． 前記雰囲気が約０．３〜約５０トルの圧力を有する請求項５０のダイヤ モンドコーティングツールの製造方法。 ５２． 前記ダイヤモンドコーティングの前記付着が７００℃以上８７５℃未満 の温度で行われる請求項３９のダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ５３． ダイヤモンドコーティングの表面粗さを平滑化するステップを更に含む 請求項３９のダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ５４． 前記平滑化ステップが前記ダイヤモンドコーティングをバフ磨きするこ とにより行われる請求項５３のダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ５５． 前記雰囲気が０．３〜５トルの圧力を有する請求項５０のダイヤモンド コーティングツールの製造方法。 ５６． 前記雰囲気が０．３〜２トルの圧力を有する請求項５０のダイヤモンド コーティングツールの製造方法。 ５７． 前記雰囲気が０．３〜０．７トルの圧力を有する請求項５０のダイヤモ ンドコーティングツールの製造方法。 ５８． 前記サーメット基体の焼結後で、前記ダイヤモンドコーティングの付着 前に基体のレーキ面及びフランク面をダイヤモンドで引掻いて、ダイヤモンド核 形成サイツを生成するステップを更に含む請求項１１のダイヤモンドコーティン グ切削ツールの製造方法。 ５９． 前記サーメット基体の焼結後で、前記ダイヤモンドコーティングの付着 前に基体表面をダイヤモンドで引掻いて、ダイヤモンド核形成サイツを生成する ステップを更に含む請求項３９のダイヤモンドコーティングツールの製造方法。 ６０． 前記基体が前記焼結ステップ前に実質的に完全に密度を高められ、成形 されたままの状態の表面を有する請求項１１のダイヤモンドコーティング切削ツ ールの製造方法。 ６１． 前記基体が前記焼結ステップ前に実質的に完全に密度を高められ、成形 されたままの状態の表面を有する請求項３９のダイヤモンドコーティングツール の製造方法。 ６２． 材料のチップ成形機械加工用のダイヤモンドコーティング切削ツールに おいて、 金属バインダーにより接着されるタングステンカーバイド粒子を有する超硬合 金基体であって、 相対的に大きなタングステンカーバイド粒子を有する基体表面を有することに より、前記基体に不規則な表面を提供する超硬合金基体と、 前記不規則な基体表面上に付着され、またこの基体表面に強い接着性を有する ダイヤモンドコーティングとを有し、 前記相対的に大きなタングステンカーバイド粒子が少なくとも１０μｍの大き さを有する粒子を含み、 前記基体がフランク面とレーキ面、及び前記フランク面とレーキ面との接合部 に形成された切削エッジを有し、 前記ダイヤモンドコーティングが前記レーキ面と前記フランク面とに接着され ている、 ダイヤモンドコーティング切削ツール。