JPS62271604A - 硬質研磨材体およびその製造方法 - Google Patents
硬質研磨材体およびその製造方法Info
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- JPS62271604A JPS62271604A JP11639386A JP11639386A JPS62271604A JP S62271604 A JPS62271604 A JP S62271604A JP 11639386 A JP11639386 A JP 11639386A JP 11639386 A JP11639386 A JP 11639386A JP S62271604 A JPS62271604 A JP S62271604A
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Landscapes
- Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
3、発明の詳細な説明
〔産業上の利用分野1
本発明は、切削工具、岩石掘削工具として使用するのに
適した^強度でかつ耐熱性を有する硬質研磨材体および
その製造方法に関するものである。
適した^強度でかつ耐熱性を有する硬質研磨材体および
その製造方法に関するものである。
[従来の技術]
現在、ダイヤモンドの含有量が701Fj1%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
、ドリルピット、伸線ダイスとして使用されている。
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
、ドリルピット、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内軟かい線材を
伸線するダイスとして、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。
伸線するダイスとして、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。
たとえば、特公昭52−12126号公報には、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m度以上の
Ilaならびに超高圧下で焼結が行なわれている。この
とき、超硬合金中のCoの一部は、ダイヤモンド粉末層
中に進入し、結合金属として作用する。この先行技術に
開示された方法で作られたダイヤモンド焼結体は、約1
0〜15容−%のCOを含有する。
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m度以上の
Ilaならびに超高圧下で焼結が行なわれている。この
とき、超硬合金中のCoの一部は、ダイヤモンド粉末層
中に進入し、結合金属として作用する。この先行技術に
開示された方法で作られたダイヤモンド焼結体は、約1
0〜15容−%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
ては十分実用的な性能を有する。しかしながら、耐熱性
において劣るという欠点があった。
ては十分実用的な性能を有する。しかしながら、耐熱性
において劣るという欠点があった。
たとえば、この焼結体を750℃以上のi!痕に加熱す
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。
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、現在
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。
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
、硬質岩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) Co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が低下す
る。
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
、硬質岩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) Co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が低下す
る。
(2) Go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18X10−1とダイヤモンドの熱
膨張率(線膨張率で4.5X10−G)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生し
て粒子間の結合力が低下する。
ばCoの線膨張率は18X10−1とダイヤモンドの熱
膨張率(線膨張率で4.5X10−G)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生し
て粒子間の結合力が低下する。
ということが判明した。
ダイヤモンド焼結体の耐熱性を向上させる方法としては
、特開昭53−114589号に記載されているように
、^温時にダイヤモンドの黒鉛化を促進するQo等の鉄
族金属を取除けばよい。
、特開昭53−114589号に記載されているように
、^温時にダイヤモンドの黒鉛化を促進するQo等の鉄
族金属を取除けばよい。
しかしながら、ダイヤモンド焼結体からCo等の一族金
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、強度と耐摩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ビットで
はダイヤ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。
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、強度と耐摩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ビットで
はダイヤ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、粒子の閤瞭には圧力が伝達されず、したがっ
て黒鉛化が生じ、ダイヤモンド−黒鉛の複合体しか得ら
れていない。
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、粒子の閤瞭には圧力が伝達されず、したがっ
て黒鉛化が生じ、ダイヤモンド−黒鉛の複合体しか得ら
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、CO等の鉄族金属結合材の代わり
にcBNe結合材とすることが考えられる。
る他の方法としては、CO等の鉄族金属結合材の代わり
にcBNe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、熱的安定性ともに良好である。
かつ熱伝導率、熱的安定性ともに良好である。
しかしながら、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1合には粒子の脱落が生じやすく
、耐摩耗性が低下する。
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1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いたダイ
ヤモンドとOBNとを含む焼結体はCO等の鉄族金属相
を含み、これを介して結合せしめたものである。
ヤモンドとOBNとを含む焼結体はCO等の鉄族金属相
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。このような欠点を生じないと考
えられる他の結合材としては、SICが存在する。S+
Cは鉄族金属のようなダイヤモンドを黒鉛に逆変換する
作用はなく、かつ☆定炭化吻であるため*ai状態にお
いても分解反応が生じない。また、SiCの熱膨張率(
線膨張率)は、4.0XIO−’であり、ダイヤモンド
のそれとほぼ同じ値である。
善することができない。このような欠点を生じないと考
えられる他の結合材としては、SICが存在する。S+
Cは鉄族金属のようなダイヤモンドを黒鉛に逆変換する
作用はなく、かつ☆定炭化吻であるため*ai状態にお
いても分解反応が生じない。また、SiCの熱膨張率(
線膨張率)は、4.0XIO−’であり、ダイヤモンド
のそれとほぼ同じ値である。
SiCを結合材とするものとしては、米国特許第412
4401号等に開示されているが、これらは、ホットプ
レスなどにより比較的低圧な条件下で焼結されたもので
、ダイヤモンド粒子間の結合は見られず、工具として使
用した場合には耐摩耗性に劣るものである。
4401号等に開示されているが、これらは、ホットプ
レスなどにより比較的低圧な条件下で焼結されたもので
、ダイヤモンド粒子間の結合は見られず、工具として使
用した場合には耐摩耗性に劣るものである。
特開昭59−161268号には、ダイヤモンドが安定
な高圧下でN1および8iを結合材原料として含有した
系による研磨材体の製造方法が開示されている。この研
磨材体では15〜20容1%の結合相が、81.81
C,硅化ニッケル、N1からなり、81対N;の比がm
iiで90:10から50 : 50である。N1はダ
イヤモンド粒子間結合の促進のために使用されるもので
あるが、含有量が比較的多いため、上述した強度上の問
題点は解決されない。
な高圧下でN1および8iを結合材原料として含有した
系による研磨材体の製造方法が開示されている。この研
磨材体では15〜20容1%の結合相が、81.81
C,硅化ニッケル、N1からなり、81対N;の比がm
iiで90:10から50 : 50である。N1はダ
イヤモンド粒子間結合の促進のために使用されるもので
あるが、含有量が比較的多いため、上述した強度上の問
題点は解決されない。
それゆえに、本発明の目的は、耐熱性および強度の双方
に優れた研磨材体およびその製造方法を提供することに
ある。
に優れた研磨材体およびその製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、上述の各結合相の特性を考−し、まずダイ
ヤモンド粉末と81粉末を混合して超高圧下で11桔を
行なった。得られた焼結体は、結合相が81およびSi
Cからなり、ダイヤモンド粒子間結合がほとんど見られ
ないものであった。この焼結体は、真空中1000’C
程痕の高嵩条件においても熱劣化は生じないが、耐摩耗
性・強度は低いという特性を有していた。このように耐
摩耗性と強度が低い原因としては、ダイヤモンド粒子l
Il結合が見られないことと、結合相のSiCの焼結性
が悪いことが考えられる。
ヤモンド粉末と81粉末を混合して超高圧下で11桔を
行なった。得られた焼結体は、結合相が81およびSi
Cからなり、ダイヤモンド粒子間結合がほとんど見られ
ないものであった。この焼結体は、真空中1000’C
程痕の高嵩条件においても熱劣化は生じないが、耐摩耗
性・強度は低いという特性を有していた。このように耐
摩耗性と強度が低い原因としては、ダイヤモンド粒子l
Il結合が見られないことと、結合相のSiCの焼結性
が悪いことが考えられる。
本発明者は、より−■耐熱性および強度に優れた工具用
ダイヤモンドを得るべく、鋭意検討した結果、以下の発
明をなしたものである。
ダイヤモンドを得るべく、鋭意検討した結果、以下の発
明をなしたものである。
すなわち、相互に結合したダイヤモンドが80〜95容
量%を占め、残部結合相が81およびFeを主成分とし
て含有し、Feの含有量がダイヤモンドの相対比で0.
05〜3.0容膳%であり、Siの一部または全部がS
ICの形態として含まれる硬質研磨材体である。また、
このような硬質研磨材体を製造する方法として、ダイヤ
モンド粉末とSiおよびFeとの混合粉末を作製し、該
混合粉末を高圧発生装置の内部に配置し、ダイヤモンド
が安定な50kb以上1300℃以上の高温高圧下に5
分間以上さらして焼結することを特徴とするものである
。
量%を占め、残部結合相が81およびFeを主成分とし
て含有し、Feの含有量がダイヤモンドの相対比で0.
05〜3.0容膳%であり、Siの一部または全部がS
ICの形態として含まれる硬質研磨材体である。また、
このような硬質研磨材体を製造する方法として、ダイヤ
モンド粉末とSiおよびFeとの混合粉末を作製し、該
混合粉末を高圧発生装置の内部に配置し、ダイヤモンド
が安定な50kb以上1300℃以上の高温高圧下に5
分間以上さらして焼結することを特徴とするものである
。
[作用]
本発明によるNll材体は、先に述べた81およびSI
Cを結合相とした焼結ダイヤモンドの高耐熱性を維持し
つつ、その強度を向上させたものである。すなわち、結
合材原料として、0.05〜3.0111i%のf−e
を添加することにより、ダイヤモンド粒子−結合を促進
させるとともに、結合相SIGの焼結性を向上させるこ
とが可能となったものである。このF(lの添加容量は
、特開[53−114589@に記載される笥囲内にあ
るため、高温状態においてもダイヤモンドの顕著な黒鉛
化を生じない。
Cを結合相とした焼結ダイヤモンドの高耐熱性を維持し
つつ、その強度を向上させたものである。すなわち、結
合材原料として、0.05〜3.0111i%のf−e
を添加することにより、ダイヤモンド粒子−結合を促進
させるとともに、結合相SIGの焼結性を向上させるこ
とが可能となったものである。このF(lの添加容量は
、特開[53−114589@に記載される笥囲内にあ
るため、高温状態においてもダイヤモンドの顕著な黒鉛
化を生じない。
この発明の実施に際し、出発原料であるダイヤモンド粉
末は天然、合成いずれでもよいが、ダイヤモンド粉末を
真空中あるいは非酸化性雰囲気中で1400℃以上の温
度に加熱し、その一部または全部を黒鉛に変換したもの
が最も好ましい。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理由は、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に空
隙が残り、部分的に不安定な圧力となってダイヤモンド
の焼結性が低下するが、表面を黒鉛化らでおくと、黒鉛
がその空隙を充填するため実効圧力の低下が防止される
点にある。このような効果を有効に発揮させるためには
、ダイヤモンド粒子の0.5〜5容量%を黒鉛化する必
要がある。
末は天然、合成いずれでもよいが、ダイヤモンド粉末を
真空中あるいは非酸化性雰囲気中で1400℃以上の温
度に加熱し、その一部または全部を黒鉛に変換したもの
が最も好ましい。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理由は、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に空
隙が残り、部分的に不安定な圧力となってダイヤモンド
の焼結性が低下するが、表面を黒鉛化らでおくと、黒鉛
がその空隙を充填するため実効圧力の低下が防止される
点にある。このような効果を有効に発揮させるためには
、ダイヤモンド粒子の0.5〜5容量%を黒鉛化する必
要がある。
黒鉛化量が0.5容量%より低いと、充填密度の増加が
不十分であり、構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5容量%より多いと黒鉛が残留
して低強度の焼結体しか御られない。
不十分であり、構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5容量%より多いと黒鉛が残留
して低強度の焼結体しか御られない。
ダイヤモンド粉末は、最終的に得られる研磨材体が、相
互に結合したダイヤモンドが80〜95容量%を占め、
残部結合相が81およびFeを主成分として含有し、F
eの含有量がダイヤモンドとの相対比で0.05〜3.
0容量%であり、Siの一部または全部が8iCの形態
として含まれるように、SiおよびFeと均一に混合す
る。ここで、結合材原料は、その粒径が小さいほど好ま
しい。通常は、数μ−程度の微粒子あるいは1次粒子が
数100Aの超微粒粉末を用いる。また、結合材原料を
ダイヤモンド粉末表面にコーティングする方法も有効で
ある。
互に結合したダイヤモンドが80〜95容量%を占め、
残部結合相が81およびFeを主成分として含有し、F
eの含有量がダイヤモンドとの相対比で0.05〜3.
0容量%であり、Siの一部または全部が8iCの形態
として含まれるように、SiおよびFeと均一に混合す
る。ここで、結合材原料は、その粒径が小さいほど好ま
しい。通常は、数μ−程度の微粒子あるいは1次粒子が
数100Aの超微粒粉末を用いる。また、結合材原料を
ダイヤモンド粉末表面にコーティングする方法も有効で
ある。
以上の方法で調製された混合粉末は、そのまま原料とな
るが、混合した原料ダイヤモンド粉末が黒鉛化処理され
ていない場合には上記のように混合した後、真空中ある
いは非酸化性雰囲気中で1400℃以上の温度に加熱し
てもよい。
るが、混合した原料ダイヤモンド粉末が黒鉛化処理され
ていない場合には上記のように混合した後、真空中ある
いは非酸化性雰囲気中で1400℃以上の温度に加熱し
てもよい。
焼結体原料の混合粉末は、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な50
ki1以上1300’C以上の^瀧高圧下に5分間以上
さらす。
発生装置によって熱力学的にダイヤモンドが安定な50
ki1以上1300’C以上の^瀧高圧下に5分間以上
さらす。
焼結終了後、圧力を保持した状態で加熱のみを停止し、
高温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。
高温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^硬度で
あり、かつi ooo’cの加熱にも耐え得るものであ
る。
あり、かつi ooo’cの加熱にも耐え得るものであ
る。
なお、焼結体原料として、ダイヤモンド粉末、Siおよ
びFeを積層する構成によっても上記混合法と同様の焼
結体が得られる。
びFeを積層する構成によっても上記混合法と同様の焼
結体が得られる。
[実施例1
友1九1
平均粒度30μ−の合成ダイヤモンド粉末を窒素気流中
で1400℃、30分間加熱処理を行ない、個々の粉末
の表面を7容量%黒鉛化した。この黒鉛化ダイヤモンド
と平均粒度1μ園の81粉末および1次粒子径500A
のl”a超微粉末をそれぞれ容量比で80:13:2の
割合に混合した。
で1400℃、30分間加熱処理を行ない、個々の粉末
の表面を7容量%黒鉛化した。この黒鉛化ダイヤモンド
と平均粒度1μ園の81粉末および1次粒子径500A
のl”a超微粉末をそれぞれ容量比で80:13:2の
割合に混合した。
この混合粉末をMO製の容器に充填し、ベルト型^圧装
置で55kb、1500℃の条件で15分間焼結を行な
った。
置で55kb、1500℃の条件で15分間焼結を行な
った。
この焼結体(A)を切削チップ形状に加工し、超硬合金
の湿式切削を行ない、性能を評価した。
の湿式切削を行ない、性能を評価した。
なお、切削条件は、被削材:WC−15%Go合金、切
削速fl[:1511/分、切り込み:0,2gu+、
送り: 0.025g+m/rps 、切削時[120
分とした。比較として、COを結合相として、10容■
%含有する焼結ダイヤモンド(B)を用い、同様に性能
を評価した。この結果を第1図に示す。
削速fl[:1511/分、切り込み:0,2gu+、
送り: 0.025g+m/rps 、切削時[120
分とした。比較として、COを結合相として、10容■
%含有する焼結ダイヤモンド(B)を用い、同様に性能
を評価した。この結果を第1図に示す。
第1図から明らかなように、本発明による焼結体は、耐
摩耗性および耐熱性において優れていることがわかった
。
摩耗性および耐熱性において優れていることがわかった
。
支11L
平均粒度10μmの天然ダイヤモンド粉末をアルゴンガ
ス中で1500℃、15分間の条件で加熱処理を行ない
、12容量%その表面を黒鉛化した。この黒鉛化ダイヤ
モンド粉末に平均粒度5μ−のSi粉末と1次粒子径2
50AのFe超微粉末とをそれぞれ容量比86:12:
2の割合で配合した。2時間乾式混合した粉末をZr製
の容器に充填し、ベルト型高圧発生装置で55kb、1
500℃の条件で焼結した。
ス中で1500℃、15分間の条件で加熱処理を行ない
、12容量%その表面を黒鉛化した。この黒鉛化ダイヤ
モンド粉末に平均粒度5μ−のSi粉末と1次粒子径2
50AのFe超微粉末とをそれぞれ容量比86:12:
2の割合で配合した。2時間乾式混合した粉末をZr製
の容器に充填し、ベルト型高圧発生装置で55kb、1
500℃の条件で焼結した。
得られた焼結体は、X線回折による分析で、結合材がS
+ G N F e s S l 、F 8 t C
sおよびFeからなることが判明した。この焼結体(C
)について、以下の条件で加熱テストを行なった。なお
、比較として、coを結合材として1o容量%含有する
市販の焼結ダイヤモンド(D)および結合材のCoを酸
処理により抽出して残11Coが2容量%で空孔が8容
量%である耐熱性焼結ダイヤモンド(E)を用い、同様
に加熱テストを行なった。
+ G N F e s S l 、F 8 t C
sおよびFeからなることが判明した。この焼結体(C
)について、以下の条件で加熱テストを行なった。なお
、比較として、coを結合材として1o容量%含有する
市販の焼結ダイヤモンド(D)および結合材のCoを酸
処理により抽出して残11Coが2容量%で空孔が8容
量%である耐熱性焼結ダイヤモンド(E)を用い、同様
に加熱テストを行なった。
〈加熱テスト条件〉
加熱側ト室温→1000℃(5分間保持)雰囲気:大気
中 以上の加熱テストの結果、焼結体(D)は膨張し亀裂が
入った。また焼結体(E)は粉々の状態となった。しか
しながら、本発明による焼結体(C)は形状が不変であ
り、また加熱前俵の重量変化も見られなかった。
中 以上の加熱テストの結果、焼結体(D)は膨張し亀裂が
入った。また焼結体(E)は粉々の状態となった。しか
しながら、本発明による焼結体(C)は形状が不変であ
り、また加熱前俵の重量変化も見られなかった。
平均粒度50μ麿、20μ−および3μ−のダイヤモン
ド粒子を5:3:2の割合で配合し、Arガス中で16
00℃、30分間加熱処理を施した。この粉末は、x1
1i100結果、15容1%が黒鉛に変化していた。こ
の粉末を、平均粒径3μ−の81粉末および1次粒子径
300AのFe超微粉末と容量比で90:8:2の割合
に配合し、5時間乾式で混合した。この混合粉末をTa
製の反応容器に充填し、ベルト型高圧発生装置で58k
b11600℃の条件で20分間焼結した。回収した焼
結体をレーザ切断加工後、ピットボディにろう付けし、
コアピット(F)を作製した。
ド粒子を5:3:2の割合で配合し、Arガス中で16
00℃、30分間加熱処理を施した。この粉末は、x1
1i100結果、15容1%が黒鉛に変化していた。こ
の粉末を、平均粒径3μ−の81粉末および1次粒子径
300AのFe超微粉末と容量比で90:8:2の割合
に配合し、5時間乾式で混合した。この混合粉末をTa
製の反応容器に充填し、ベルト型高圧発生装置で58k
b11600℃の条件で20分間焼結した。回収した焼
結体をレーザ切断加工後、ピットボディにろう付けし、
コアピット(F)を作製した。
比較のために、天然ダイヤモンドを用いてサーフエース
セットのコアビット(G)、ならびにCOを結合材とし
た焼結ダイヤモンドを使用したコアビット(H)を作製
した。
セットのコアビット(G)、ならびにCOを結合材とし
た焼結ダイヤモンドを使用したコアビット(H)を作製
した。
上記各試験片につき、1軸圧縮強度1600−1700
KO/as2の安山岩を500回転/分で掘削した。
KO/as2の安山岩を500回転/分で掘削した。
その結果、本発明による焼結体を用いたコアビット(F
)は、掘進速度:220m/分、寿命:90驕と高性能
であった。これに対して比較例のコアビット(G)、(
H)は、それぞれ掘進速度;7C■/分、寿命70■と
、掘進速度: 11 C1/分、寿命=15−であった
。
)は、掘進速度:220m/分、寿命:90驕と高性能
であった。これに対して比較例のコアビット(G)、(
H)は、それぞれ掘進速度;7C■/分、寿命70■と
、掘進速度: 11 C1/分、寿命=15−であった
。
[発明の効果1
以上説明したように、本発明の研磨材体は、ダイヤモン
ド粒子間の結合が強く、結合相のSiCの焼結性が^い
ため、耐熱性および強度の双方において優れている。し
たがって、本発明の硬質研磨材体は、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優れたものとなる。
ド粒子間の結合が強く、結合相のSiCの焼結性が^い
ため、耐熱性および強度の双方において優れている。し
たがって、本発明の硬質研磨材体は、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優れたものとなる。
特に、従来のダイヤモンド焼結体と興なり、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。
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。
第1図は、実施例1で行なった切削試験の結果を示す図
である。 第1WJ
である。 第1WJ
Claims (4)
- (1)相互に結合したダイヤモンドが80〜95容量%
を占め、残部結合相がSiおよびFeを主成分として含
有し、Feの含有量が前記ダイヤモンドとの相対比で0
.05〜3.0容量%であり、Siの一部または全部が
SiCの形態として含まれていることを特徴とする、硬
質研磨材体。 - (2)前記ダイヤモンドの粒径が0.1〜200μmで
あることを特徴とする、特許請求の範囲第1項記載の硬
質研磨材体。 - (3)ダイヤモンド粉末とSiおよびFeとの混合粉末
を作製し、該混合粉末を高圧発生装置の内部に配置し、
ダイヤモンドが安定な50kb以上1300℃以上の高
温高圧下に5分間以上さらして焼結することにより、相
互に結合したダイヤモンドが80〜95容量%を占め、
残部結合相がSiおよびFeを主成分として含有し、F
eの含有量が前記ダイヤモンドとの相対比で0.05〜
3.0容量%であり、Siの一部または全部がSiCの
形態として含まれる硬質研磨材体を製造することを特徴
とする、硬質研磨材体の製造方法。 - (4)前記ダイヤモンド粉末として、ダイヤモンドが熱
力学的に不安定な条件下で高温にさらしその一部または
全部を黒鉛に変換したダイヤモンド粉末を用いることを
特徴とする、特許請求の範囲第3項記載の硬質研磨材体
の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11639386A JPS62271604A (ja) | 1986-05-20 | 1986-05-20 | 硬質研磨材体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11639386A JPS62271604A (ja) | 1986-05-20 | 1986-05-20 | 硬質研磨材体およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62271604A true JPS62271604A (ja) | 1987-11-25 |
Family
ID=14685919
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11639386A Pending JPS62271604A (ja) | 1986-05-20 | 1986-05-20 | 硬質研磨材体およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62271604A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001179638A (ja) * | 1999-12-20 | 2001-07-03 | Read Co Ltd | 研磨布用ドレッサー及びその製造方法 |
JP2002525262A (ja) * | 1998-09-28 | 2002-08-13 | フレントン リミテッド | ダイヤモンド複合体の製法及びそれにより製造された複合体 |
US6939506B2 (en) * | 2003-05-30 | 2005-09-06 | The Regents Of The University Of California | Diamond-silicon carbide composite and method for preparation thereof |
US7998573B2 (en) | 2006-12-21 | 2011-08-16 | Us Synthetic Corporation | Superabrasive compact including diamond-silicon carbide composite, methods of fabrication thereof, and applications therefor |
WO2018066319A1 (ja) * | 2016-10-07 | 2018-04-12 | 住友電気工業株式会社 | ダイヤモンド多結晶体の製造方法、ダイヤモンド多結晶体、切削工具、耐摩工具および研削工具 |
GB2591579A (en) * | 2019-12-13 | 2021-08-04 | Element Six Uk Ltd | Polycrystalline diamond with iron-containing binder |
-
1986
- 1986-05-20 JP JP11639386A patent/JPS62271604A/ja active Pending
Cited By (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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US7998573B2 (en) | 2006-12-21 | 2011-08-16 | Us Synthetic Corporation | Superabrasive compact including diamond-silicon carbide composite, methods of fabrication thereof, and applications therefor |
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GB2591579B (en) * | 2019-12-13 | 2022-06-22 | Element Six Uk Ltd | Polycrystalline diamond with iron-containing binder |
US11873256B2 (en) | 2019-12-13 | 2024-01-16 | Element Six (Uk) Limited | Polycrystalline diamond with iron-containing binder |
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