JPS62105911A - 硬質ダイヤモンド塊体およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、切削工具、岩石掘削工具として使用するの
に適した高強度で、かつ耐熱性を有するダイヤモンド塊
体およびその製造方法に関するものである。

〔従来の技術Ｊ 現在、ダイヤモンドの含有量が７ｏ容量％以上でダイヤ
モンド粒子が互いに接合した焼結体が販売され、非鉄金
属、プラスチック、セラミックの切削、ドレッサー、ド
リルビット、伸線ダイスとして使用されている。

特に、非鉄金属の切削や銅線などの比較的軟らかいＩ　
４４を仲ｍ　’ｔ’るダイスとして、これらのダイヤモ
ンド焼結体を使用した場合、その性能は非常に優れてい
る。

特公昭５２−１２１２６号には、この種の焼結体の製法
が開示されており、そこではダイヤモンドの粉末をｗｃ
−ｃｏ超硬合金の成形体または焼結体に接するように配
置し、超硬合金の液相が生じる温度以上の温度ならびに
超高圧下で焼結が行なわれる。このとき、超硬合金中の
ＣＯの一部は、ダイヤモンド粉末層中に侵入し、結合金
属として作用する。この先行技術に開示された方とムで
作られたダイヤモンド焼結体は、約１０〜１５体積％の
ＣＯを含有する。

［発明が解決しようとする問題点〕 上記した焼結体は、非鉄金属などの切削加工用工具とし
て十分実用的な性能を有する。しかしながら、耐熱性に
よ３いて劣るという欠点があった。

たとえば、この焼結体を７５０’Ｃ以上の温度に加熱す
ると、耐摩耗性および強度の低下が見られ、さらに９０
０℃以上の温度では焼結体が破壊することになる。

したがって、ドリルビットなどに使用された場合、今の
ところ満足される性能を有するダイヤモンド焼結体は得
られていないのが現状である。

本発明者は、市販のダイヤモンド焼結体を安山岩や花崗
岩等の硬質岩石掘削用ドリルビットとして使用した場合
に十分な性能が発揮されない原因がＣＯ等の鉄族金属を
結合材として用いる点にあることを見出した。すなわち
、ｌｉ！！質吉石掘削時には掘削力が高くなり、焼結ダ
イヤモンドは高温となるため、 （１）　　Ｇｏ等の鉄族金属結合材の存在によりダイヤ
モンドの黒鉛化が促進されて粒子間の結合力は低下する
。

（２）　　Ｃｏ等の鉄族金属結合材の熱膨張率（たとえ
ばＣＯの線膨張率は１８Ｘ１０−Ｍとダイヤモンドのそ
れ（線膨張率で／１．５ｘｌＯ−６）の差が大きいため
、高温使用時にその熱膨張差に起因した亀裂が発止して
粒子間の結合力が低下する。

ということが判明した。

ダイＡ７ｔ−ンド焼結体の耐熱性を向上さける方法とし
ては、特開昭５．３−１１４５８９号に記載されている
ように、高温時にグイＡ７モンドの黒鉛化を促進するＣ
’　ｏ等の鉄族金属を取り除けばよい４しかしながら、
ダイヤモンド焼結体からＣＯ等の鉄族金属を溶出した場
合、ダイヤモンド焼結体の強度は２０〜３０％低下する
。特に、ダイヤモンド焼結体をビットとして使用した場
合、強度と’ｆ１４　Ｉｇ耗性と耐熱性が同時に要求さ
れるため、特開昭５３−１１４５８９号に記載されてい
るようなダイヤモンド焼結体を用いたドリルピッｌ−で
は、ダ・イＶモンド焼結体の強度不足のため、刃先が欠
損し寿命が短い。

他方、ダイヤモンドの粉末のみを超高圧下で焼結する試
みも行なわれているが、ダイヤモンド粒子自身が変形し
難いため、粒子の間隙には圧力は伝達されず、したがっ
て黒鉛化が生じ、ダイヤモンド−黒鉛の複合体しか）９
られていない。

さらには、上記した（１）および（２）の欠点を改善す
る他の方法としては、ＧＯ等の鉄族金属結合材の代わり
にＣＢＮを結合材とすることが考えられる。

ＣＢＮは、ダイヤモンドとの熱膨張差がわずかであり、
かつ熱伝導率、熱的安定性とも良好であるが、ダイヤモ
ンド粉末とＣＢＮ粉末のみからなる焼結体は、ダイヤモ
ンドとＣＢＮの結合が弱いため、工具として使用した場
合には粒子の脱落が生じやすく、耐摩耗性が低下する。

このため、従来、切削工具材料として開発されてきたダ
イヤモンドとＣＡＮとを含む焼結体はＣＯと鉄族金属相
を含み、これを介して結合せしめたものである。

したがって、この方法では上記した（１）の欠点を改善
することができない。

ぞれゆえに、この発明の目的は、耐熱性および強度の双
方に優れた硬質ダイヤモンド塊体およびそのｖ！Ｊ造方
法を提供することにある。

［問題点を解決するための手段］ 本発明者は、より一層耐熱性おＪ、び強度に優れた工具
用ダイヤモンドを１ｑるべく、鋭意検討した結果、Ｆ記
の発明をなしたちのである。

すなわち、この発明の硬質グイＶモンド塊体は、相互に
結合したダイヤモンドが７０〜９５！ｆｉｌｆｉ％を占
め、残部の結合相がＮｉおよびΔ旦を含有し、かつ、該
ＮｉおよびＡ免が、Ｎｉ　３ＡＬＩｌ？３よび／または
ＮｉＡｕの形態、あるいは、Ｎｉ単体を含んだＮｉ５Ａ
ｉおよび／またはＮｉＡｆｌの形態であるものであって
、 またＦ記の硬質ダイヤモンド塊体は、ＮｉおよびＡ逢が
重量で、７０：３０から９５；５の比の範囲で構成され
る混合粉末および／または合金を結合材原材料とし、７
０〜９５ｆｆｉｆｆｉ％の炭素含有物質と残重量％に相
当する該結合材原料の混合物または積層体を高圧発生Ｗ
ｆｆｌの内部に配置し、ダイヤモンドが熱力学的に安定
な５０ｋｂ以上、１４００℃以上の高温・高圧下に５分
間以上曝した後、圧力を一定に維持したままで、温度の
み９００〜１４００℃の範囲に下げて５分間以上保持し
、その後、温度・圧力を室温常圧とすることを特徴とす
る製造方法によるものである。

［作用］ 本発明による硬質ダイヤモンド塊体は、従来の焼結ダイ
ヤモンドに比べて耐熱性が大幅に改善されており、約１
０００℃の温度への加熱にも耐え１１？ることがわかっ
た。耐熱性が著しく向上した理由は、結合相がＮｉおよ
び△込を含有しかつＮｉ、△ＬＹ’ＮｉＡｌの全屈間化
合物から構成されているため、従来のＣＯを結合材とし
た焼結体が熱劣化する高温状態においても、ダイヤモン
ド→黒鉛の逆変換が生じない点にあると考えられる。

また、結合相原料のＮｉおよびＡＤｌの配合比によって
は、Ｎｉ単体が結合相中に含まれる場合があるが、本発
明によって規定された範囲の配合比と焼結条件に従えば
、Ｎ；単体は直接ダイヤモンド粒子と接触することなく
、これらの界面に１よＮｉ、△銑が存在することが確認
された。その理由については、詳らかではないが、おそ
らく、Ｎｉ−へ鉦の常圧での相平衡関係が、ダイヤモン
ドが安定な超高圧力下においても大きく変化しないため
と推定される。すなわち、第１図に示した常圧でのＮｉ
　−Ａｍｍ状同図同様の相関係が５０ｋｂ以上の高圧下
でも維持されるため、本発明で規定した範囲の配合比に
よる原料を用いれば、平行状態、あるいはそれに近い状
態で冷却を行なうことによって、上記した結合相が得ら
れるのである。

この発明の実施に際し、出発原料である炭素含有物質と
しては、ダイヤモンド、黒鉛、熱分解黒鉛、クラッシー
カーボンダイヤＩンドを熱学的に不安定な条件下で高温
に１瀉し、その一部もしくは全部を黒鉛に変換させたも
の、ならびにこれらの混合物を用いることができる。ダ
イヤモンドは、天然あるいは合成のいずれＣあってもよ
い。

上記炭素含有物質のうち、ダイヤモンド扮末を真空中あ
るいはノｌ′酸化性雰囲気中で１４００℃以上の温度に
加熱し、その一部もしくは全部を黒鉛１こ変換したもの
が最もり了ましい。

ここで表面を黒鉛化したダイヤモンド粒子を原料として
用いることには、２つの理由がある。すなわち、まず、
■ダイヤモンドは塑性変形し難いため、超高圧下におい
ても個々の粒子間の空隙が残り、部分的にダイヤモンド
が不安定な圧力となって焼結性が低下するが、表面を黒
鉛化しておくと、これがその空隙を充填するため実効圧
力の低下が生じない。また、■炭素原料のバインダーへ
の溶解→ダイヤモンドとしての析出の反応過程では、溶
解する炭素原料はダイヤモンドよりも黒鉛の方が化学ポ
テンシャルが低いためバインダに溶解する能力が高く、
反応速度が大ぎい。

これらの効果が顕茗に現われるためには、ダイヤモンド
粒子の０．５〜８０容量％を黒鉛化する必要性がある。

黒鉛化ｍが０．５容量％より少ないと、充填密度の増加
が十分であり、合成された焼結体中のダイヤモンド粒子
同士の接合が弱く、また８０容量％より多いと黒鉛が残
留して低強度の焼結体しか得られない。

上記炭素含有物質は、出発原料中の７０〜９５重量％を
占めるように調製する。これは炭素含有物質量が７ｏ唖
吊％未満では、焼結体の耐摩耗性が低下するからであり
、　（Ｉ！！方９５！Ｉｌ！ｆｆ１％を越えると、焼結
が困難となり、部分的に黒鉛が残留して強度の低い焼結
体しか得られないからである。

重量にして、７０〜９５％の上記黒鉛化ダイヤモンド粉
末は、残土量％に相当するＮｉおよび△吏の混合粉末お
よびまたは合金とともにボールミル等の手段で均一に混
合する。このとき、ＮｉどＡｆＬの比は重量で、７０　
：　３０から９５：５の範囲であることが必要である。

ここで、ＮｉとＡｆＬの比が上記範囲外で△之が５酊で
あるＪＡ合には、その融液の炭素層ｗ４度は低下するた
め、ダイヤモンド粒子間結合が促進されず、１ｌｉ４摩
耗性の劣ったものしか得られない。また、逆に、Ｎｉが
上記範囲よりも５但に存在すると、八αを固溶したＮｉ
が結合相となり、その炭素溶解度は単体Ｎｉとほとんど
′ａ色がないため、この焼結体を工具として用いても、
耐熱性の向上は！ｌ！］￥ｉできない。

上記のような焼結体原料混合粉末は、ベルト型装置等の
既知の高圧発生装置によって熱力学的にダイヤモンドが
安定で、かつ該結合材がダイヤモンド生成触媒作用を呈
する圧力、温度条件に５分間以上曝す。この間に原料ダ
イヤモンド粉末表面の黒鉛が該結合材に速やかに溶解し
、ダイヤモンドとして析出することによってダイヤモン
ド粒子間の結合が進行する。

その後、圧力を一定に維持したままで、温度のみ９００
〜１４００℃に下げて５分間以上保持する。この操作に
より、相互に結合したダイヤモンド粒子間に残存したＮ
ｉ　−ＡｌｆＪ液の凝固反応が開始し、その配合比に従
ってＮｉ単体、Ｎｉ３ＡＬおよびＮｉ　Ａｌの１種以上
が析出する。Ａｌの含有ｍが結合材厚１の５〜１３重Ｍ
％の場合には、まず、Ｎｉ単体が析出するが、１３８５
℃に温度を降下保持することにより、このＮｉ固相は、
残Ｎｉ−Ａｆ）−融液と包晶反応を生じるため、Ｎ＋ａ
Δユに覆われる。したがって、回収された焼結体の結合
相中のＮｉは、Ｎｉ３ＡＱを介してダイヤモンド粒子と
結合している。また、Ａｌの含有ｍが結合材原料の１３
〜２５虫饋％の場合には、結合相はＮｉ、Ａｌｔおよび
、／またはＮｉ△悲となる。

したがって、いずれの場合も、ダイヤモンド粒子はグイ
Ｖモンド→黒鉛逆変換竹用を里さない金属間化合物′Ｃ
覆われているため耐熱性を有するものと考えられる。

焼Ｆｌ’ｌ柊了後、圧力を保持した状態で加熱のみを停
止卜し、ｌ！′！ｉ淘高圧発生室内が室温付近まで冷却
した後に保持圧力を徐々に解除して常圧に戻す。

、　以上の方法に従って得られた焼結体は、いずれも高
硬度であり、かつ１０００℃の加熱にも耐えられるもの
である。

なお、焼結体製造時に、炭素含有１カ質と上記金属の粉
末とを予め混合する代わりに、炭素含有物質と上記金属
とを積層し、超高圧下において焼結することも可能であ
る。このＩ！２合には、融解した上記金属元素からなる
合金が炭素含有物質の府中に浸入し、結果として、Ｎｉ
ＪＡＱ、および／また【ユＮｉＡ玖の形態、あるいｔユ
Ｎｉ甲体を含んだＮ、Δ見および／またはＮｉ△αの形
態の結合相が生成することになる。

［実施例コ 実施例１ 粒度３０μｍの合成ダイヤモンド粉末をアルゴン気流中
、１５００℃で２０分間加熱処理することにＪ：って、
個々の粒子表面を５容伍％黒鉛化しＩこ　。

この黒鉛化ダイヤモンドと、結合材原料として粒度３２
５メツシユのＮｉ、ＡＱ粉末をｍｍで９０：１０の割合
で配合したものを、それぞれｆｆ１ｆｆ！で、８０　：
　２０の比になるように秤轡・混合した。

この混合粉末をベルト型高圧装置にて、６０　ｋｂ。

１０００℃で１５分間加圧゛加熱処理を行なった。

だの後、圧力を保持したまま、温度のみ１３８５℃に下
げて２０分間加熱を続けた後、室温まで冷却した。

圧力を解除して回収した試料は、ダイヤモンド粒子が極
めて強固に結合しており、ビッカース硬度１１０００　
ｋｃ＋／ｍｍ２であった。

この焼結体を鉄族金属結合材を用いた従来のダイヤモン
ド焼結体（ダイヤモンド粒ｇＸ：２５μｍ。

ＣＯおよびＷＣをそれぞれ８容ｎ％ずつ含有〉とともに
真空中で９００℃に６０分間加熱した。

この結果、後賃の従来のダイＡＴ　Ｅンド焼結体の場合
には、ダイヤモンドとコバルトの界面ｒ黒鉛化１成し、
亀甲状の亀裂が発生したが、この発明によるものは加熱
性と変わらず、黒鉛のｌ′？！（〔は認められなかった
。

１１Ｌ 第１表に示す焼結体ＡないしＤと、８０’１ｆｆｉ％の
ダイヤモンドをＷＣ−Ｃｏで結合した市販焼結ダイヤモ
ンドとを加工し、切削チップを作成し、ビッカース硬度
２０００のアルミナ焼結体を切削して、それぞれの性能
を評価した。

（以下余白） なお、上記切削試験は、切削速度：５０ｍ／分、切込０
１２ｍｍ、送り：　０．０２５ｍｍ／ｒｏｍならびに切
削時間：１５分湿式の条件で行なった。

切削試験の結束を第２表に示す。

（以下余白） 焼結体へは、結合材原料のＮｉ、Ａ（、の割合が不適当
であり、Ｎｉ含Ｏｆｌ！ｌが本発明の規定ｍを越えるた
め、耐熱性が劣り、市販品と同等の性能を有すると考え
られる。一方、焼結体りは、結合相の配合、は良好であ
るが、グイｒｔンドの含有量が少ないため′＃４１Ｔｌ
ｉ！粍性に劣っている。

焼結体８．Ｃは、本発明の製造方法に従っているため、
耐熱性・耐ｒ５粍性に優れている。

ｍ支 粒度３０μｍの合成ダイヤモンド粉末を３×１Ｏ−６Ｔ
ｏｒｒの真空中、１５００’Ｃで６０分間加熱すること
によって、個々の粒子表面を３　’ｆ’３７Ｂ％黒鉛化
した。

この黒鉛化ダイヤモンドと、重量比で９２：８のＮｉ　
−Ａｎ合金板をＭ（ｌ　ＯＦＪのカプセルに積層した。

なお充填ｍはそれぞれ、第３表のとおりとした。

これらの原料をベルト型高圧装置でまず、５５に３１６
００℃に２０分間加圧加熱を行なった。

引き続き、圧力を保持したまま、温度を１３７０℃まで
降下させ、１５分間加熱を続けた後、室温まで冷却を行
なった。

回収された試１′３１のうら、黒判）を生成したＥを除
いて、焼結は良好Ｃあった。これは、粘臼材の小が少な
く、未焼結となったと考えられる。

焼結が良好なＦ−Ｊについて、ピーカース硬度を測定し
たどころ、Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｊはいずれも、１００００〜１
３０００ｋｑ／ｍｍ’　（ｒ）Ｂ硬度を示したが、■は
６５００ｋａ、／ｍｍ２であった。Ｉ　ハ結合材ののが
多く、ダイヤモンド粒子間結合の９１合が少ないため、
硬度が低いと考えられる。Ｆ、Ｇ。

Ｈ，Ｊについては、真空中、１１００℃までの高温下で
硬度測定を行なったが、著しい変化はみられなかった。

［発明の効果］ 以上のように本発明によれば、相方に結合したダイヤモ
ンドが７０〜９５重爪％を占め、残部の結合相がＮｔお
よびＡｍを含有し、かつ、該Ｎ＋およびＡｍが、Ｎｉ、
Ａｍおよび／またはＮｉ△吏形態、あるいは、Ｎｉ単体
を含んだＮｉ３Δ込／またはＮｉＡｆｌの形態であるダ
イヤモンド塊体を得ることができ、切削工具、掘削工具
、伸線ダイス、ドレッサーなどの各種工具材料として耐
熱性および耐摩耗性に擾れた工具用多結晶ダイヤモンド
を１ｆ′Ｉることができる。

特に、従来のダイヤモンド焼結体と異なり、強度を低下
させることなく耐熱性が大幅に改善されているため、工
具材としての適用範囲を飛躍的に拡大することが可能と
なる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、参考のために示す、常圧下のＮｉ　−Ａ１１
図である。第１図において、α、β、γ。 σ、ε（よ、それぞれＡ１め固溶したＮｉ、Ｎｌ３Ａｌ
、Ｎｉ　Ａｌ、Ｎｉ２Ａ之Ｊ、ＮｉＡ之、を示す。

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. （１）相互に結合したダイヤモンドが７０〜９５重量％
   を占め、残部の結合相がＮｉおよびＡｌを含有し、かつ
   、該ＮｉおよびＡｌが、Ｎｉ＿３Ａｌおよび／またはＮ
   ｉＡｌの形態、あるいは、Ｎｉ単体を含んだＮｉ＿３Ａ
   ｌおよび／またはＮｉＡｌの形態であることを特徴とす
   る、硬質ダイヤモンド塊体。
2. （２）前記結合相中でＮｉおよびＡｌの比が重量で、７
   ０：３０から９５：５の範囲である、特許請求の範囲第
   １項記載の硬質ダイヤモンド塊体。
3. （３）前記結合相にＮｉ単体を含み、かつ、該Ｎｉ単体
   とダイヤモンドの界面がＮｉ＿３Ａｌである、特許請求
   の範囲第１項または第２項記載の硬質ダイヤモンド塊体
   。
4. （４）前記結合相がＮｉ＿３Ａｌおよび／またはＮｉＡ
   ｌであり、Ｎｉ単体を含まない、特許請求の範囲第１項
   または第２項記載の硬質ダイヤモンド塊体。
5. （５）相互に結合したダイヤモンドの粒径が、０．１〜
   ２００μｍである、特許請求の範囲第１〜４項のいずれ
   か１項に記載の硬質ダイヤモンド塊体。
6. （６）ＮｉおよびＡｌが重量で、７０：３０から９５：
   ５の比の範囲で構成される混合粉末および／または合金
   を結合材原料とし、７０〜９５重量％の炭素含有物質と
   残重量％に相当する前記結合材原料の混合物または積層
   体を高圧発生装置の内部に配置し、 ダイヤモンドが熱力学的に安定な５０ｋｂ以上、１４０
   ０℃以上の高温・高圧下に５分間以上曝した後、 圧力を一定に維持したままで、温度のみ９００〜１４０
   ０℃の範囲に下げて５分以上保持し、その後温度・圧力
   を室温・常圧とすることを特徴とする、硬質ダイヤモン
   ド塊体の製造方法。
7. （７）炭素含有物質として、ダイヤモンドを熱力学的に
   安定な条件で高温に曝し、その一部もしくは全部を黒鉛
   に変換せしめた原料を用いる、特許請求の範囲第６項記
   載の硬質ダイヤモンド塊体の製造方法。
8. （８）黒鉛化処理を施すダイヤモンドの粒径が、０．１
   〜２００μｍである、特許請求の範囲第７項記載の硬質
   ダイヤモンド塊体の製造方法。