JPS6254520A - 線引きダイス用複合焼結体 - 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】 本発明はすぐれた性能を有する線引用複合ダイスに関す
る。

線引用複合ダイヤモンドダイスとして、コバル）’（ｅ
−結合材とするダイヤモンド焼結体の外周’１ＷＣ−Ｃ
ｏ合金で取り囲んだ構造のものが知られており（特開昭
５０−２６７４６号公報）、かつ市販されている。

この市販のダイヤモンド焼結体を用いた線引きダイスは
、Ｗｅ−Ｃｏ合金からなる包囲支持棒金研削して高強度
の結束リングに圧入して使用することによりダイヤモン
ド焼結体部に予圧を与えることができ、従来の単結晶ダ
イヤモンドダイスよりも割れ難く、高強度の線材金線引
きするには適していると言える。

本発明者等は上記公報に開示されている実施例の追試を
行なってみたところ、実施例に示されている工うなＷＣ
−Ｃｏの型押体を用いることは実際上、仲々困難であっ
た。その難かしい点は、ＷＣ−Ｃｏが極めて微粉でおる
ため多量のガス成分金言み、この対策処理が難かしいこ
と、及び型押体は強度が弱いのでホットプレス時、形状
を保持することが難かしいことである。

そこで本発明者等はダイヤモンド焼結体の支持体として
ＷＣ−Ｃｏ焼結体を用いることを検討したところ、上記
のガス成分、強度の２つの問題点は解決したが、ＷＣ−
Ｃｏ焼結体に亀裂が入るという問題が新たに生じた。こ
れはＷＣ−Ｃｏの強度以上の応力がホットプレス時にか
かり、特に取初に必要圧力１であけてから昇温するのが
通常であるため、Ｃの昇圧時にＷＣ−Ｃｏがホットプレ
スされる部分の変形に適応できないためである。

またこのＷＣ−Ｃｏ合金を包囲支持体とする市販のダイ
ヤモンドダイスヲ芙際に、天然ダイヤモンドダイスが用
いらｎでいるところに適用してみると、種々問題がある
ことが分った。即ち、線引きされた線材の表面にスジ状
に傷がつくことが多く、場合によっては焼付きを生じた
り、また峙に柔らかい材料の細線においては引抜力が天
然ダイヤダイスに比較して大きい為に線径が変化すると
いった問題である。

ダイス用途にＷｉ販されている上記のダイヤモンド焼結
体は約６．−０μのダイヤモンド粒子の焼結体であり、
体積で約１０％のＣｏｉ主体とする結合相全容んでいる
。これは前述した公報によると、焼結時にダイヤモンド
粉末の周囲より支持体となるＷＣ−Ｃｏ合金の共晶組成
歇相が浸入して結合相となったものである。問題を生じ
たダイスの内面を観察すると、この結合相部に線引きさ
れる材料の浴宥物が付層しており、一部にはこの結合相
部と共にダイヤモンド粒子が抜は落ちたものも見られた
。

これらの点を解決するために本発明者号はｗｅ−Ｃｏ合
金の代りにモリブデンを主成分とする（　Ｍｏ　、　Ｗ
　）　Ｃの形の炭化物結晶を鉄属金属で結合したサーメ
ットでダイヤモンド焼結体の外周を取り囲んだ形態をな
す線引ダイス用ダイヤモンド焼結体を開発し、先に特許
出願している（特願昭５３−４１２５１号）。

本発明はこのダイヤモンド焼結体の包囲支持体としてモ
リブデンを主成分とする（ＭＯ，Ｗ）Ｃの型の炭化物結
晶を鉄属金属で結合したサーメット中用いるダイス用ダ
イヤモンド複合焼結体に関し、モリブデンを主成分とす
る（ＭＯ，Ｗ）Ｃの形の炭化物結晶を鉄属金属で結合し
た、予め焼結しであるリング状のサーメットの内にダイ
ヤモンド粉末を充填し、ダづヤモンドが安定な温度、圧
力下でダイヤモンド全焼結すると共に、このダイヤモン
ド焼結体をサーメットにぞ着させること全特徴とする線
引ダイス用ダイヤモンド焼結体に関する。

本発明の特に好ましい実施態様としては、サーメットの
硬質化合物相を（Ｍｏ、　Ｗ　）Ｉ　Ｃｘで表わしたと
き、Ｘが０．８〜（１９８の範囲である上記線引ダイス
用ダイヤモンド焼結体が挙げられる。

本発明で使用するサーメット中の（ＭＯ，Ｗ）Ｃの形で
表わされる炭化物結晶は原子容でＭＯのＷに対する比率
が１〜１以上特に７：５以上であり、これにＦｅ、　Ｃ
ｏ　、　Ｎｉのいずれか、筐たけこれ等の合金全結合材
として加えて焼結体とする。

このサーメット中の結合金属の量は、目的とする剛性と
靭性を与えるように選定され、サーメット全体中の容積
で５〜４０％の組成範囲が好ましい。このサーメットは
真空中もしくは不活性ガス、又は還元性ガス雰囲気中で
約１２００℃以上、１５００℃以下で焼結される。この
予め焼結さ九たリング状サーメット中にダイヤモンド粉
末を充填して超高圧、高温下で焼結するわけであるが、
このときの圧力、温度範囲はダイヤモンドが熱力学的に
安定な領域内でｔｊジ、通常、温度は約１２００℃以上
、圧力は約４５ｋｌ）　以上でホットプレスする。

本発明の複合焼結体の製作に適したこのサーメットの組
成はＭＯがＷより原子容で等量以上の（Ｍｏ、　Ｗ　）
　Ｃの型の炭化物を硬質化合物相とするものであり、鉄
族金属結合相はサーメットの容積で５へ４ａチのもので
ある。結合相量がこれ以下では合金の強度が不足して超
高圧下における複合焼結体焼結時に割れてしまう。結合
相量が過多の場合はまた複合焼結体焼結時の変形量が大
で、所定の形状に保つことが容易でない。

サーメットの結合材にＣｏもしくはＮ１又はこれ等の合
金を選び高強度のもの金得るには結合材中にＦｅを（１
１重１ｔチ以上含有させる必要がある。

またＦｅの含有量が結合材中の２０重量％を越えると合
金の焼結性が悪く強度が低下する。

尚本発明でいう（ＭＯ，Ｗ）Ｃ型の炭化物とは正確にＩ
ｎ、　（Ｍｏ、ｙｒ）、　ＣＸ、ｌ　５　（ｘ　＜、１
の組成のＷＣと同じシンプルヘキサゴナル構造のＭＯと
Ｗ　）’４７　ｔＲ化物金指すものである。即ち（Ｍｏ
、Ｗ）Ｃの型の炭化物結晶に、その１０容量係以下のＭ
２Ｃ型の炭化物結晶’ｃ２むことができる。このサーメ
ットの炭素含有量を良好な強度特性が得られる範囲内ニ
コントロールすることが好ましい。本発明では実験の結
果、このサーメット中の炭素含有量は硬質化合物相ｋ　
（Ｍｏ、　Ｗ　）ｔ　ＣｘとしたときＸがＱ、８〜ｃＬ
９８の範囲であるときすぐれた強度特性が得られること
が分った。

第１〜３図に本発明による焼結体のＸｉマイクロアナラ
イザーによる分析結果を示す。第１図は現結体中のダイ
ヤモンド結晶と結合相の分布状態を示す反射電子線像の
１０００倍の写真で灰色の部分がダイヤモンド粒子で、
白色部が結合相である。この結合相部に第２図に示すよ
うにＭＯの炭化物が析出している。これは第３図の顕微
鏡写真に見られる如く極めて微細な炭化物結晶が結合相
中に分散したものである。第４図はその模式図で、８−
１勝で示した粒子がダイヤモンドを示し、ダイヤモンド
の結合相中に微結に分散した粒子がＭｏｉ主体とする炭
化物である。

このようにＭＯ炭化物が結合相中に存在することにより
ダイヤモンド焼結体の線引きダイスとしての性能が改善
される理由は次のように考えられる。線引き加工をする
際にダイス内面は被加工材である線材と高い圧力下で摩
擦される。ダイヤモンドはこのような場合に被加工物と
の閘擦係数も低く、被加工物と凝着し難い特性を■して
いるが、ダイヤモンド焼結体の結合相は凝着が問題とな
る。ＭＯの炭化物はＷＣ等に比較してこのような凝ｆｔ
ｉ　ｋ生じ難い特性を有している。

その理由は未だ明確に分ってはいないが、一つには摩擦
面に生じる酸化物の特性によるものと考えられる。ＭＯ
炭化物は酸化するとＭ２Ｏ３が生成する。この酸化物は
鳩状構造を有し、酸化物中では最も低い摩優係数を有す
る部類にはいる自己欄滑剤である。このような自己潤滑
性を有する根拠としてはこの酸化物の融点が７９５℃で
あジ、高圧高温にさらされる摩擦面において潤滑性皮膜
全形成し易いことも考えられる。これに対してＷ炭化物
の酸化によジ生じる酸化物はＪ＃擦係数も高く、融点も
１４７５℃と高い為にこのような作用を有しない。

本発明において、結合相中にＭＯ炭化物が微細に析出し
た線引きダイス用ダイヤモンド焼結体を得るには、（Ｍ
Ｏ，Ｗ）Ｃ型の炭化物を、ＣＯもしく　ｆ／ｊＮｉ又は
これらの合金に更に少量のＦｅを加えた鉄属金属で結合
したサーメットとダイヤモンド粉末を接触した状態に置
き、超高圧、高温下でダイヤモンドが安定な温度、圧力
下でこのサーメットに液相全相ぜしめ、この液相全ダイ
ヤモンド粉末中に溶浸せしめる方法を採ることができる
。

これによるとＭＯ炭化物と鉄属金属の共晶組成液相がダ
イヤモンド粉末中に溶浸され、ダイヤモンドがこの液相
を介して焼結されると共に結合相中にＭＯ炭化物が晶出
する。（ＭＯ，Ｗ）Ｃ型の炭化物をＦｅを言１ない鉄属
金属、即ち（’ｏ、Ｎｉ寺で結合したサーメットにおい
ては炭化物の炭素量が不足した場合に（Ｍｏ、　Ｗ　）
２Ｃ又はＭＯ２Ｃといった別の結晶構造を有する粗大な
針状の炭化物が析出する。ここで結合材にＣＯもしくは
Ｎ１又はこれ等の合金に微量のＦｅヲ加えたものを用い
た場合は（Ｍｏ　、　Ｗ　）２　Ｃ、ＭＯ２Ｃの梨の炭
化物が微細に分散した組織のものが得られ、高強度で且
つ塑性変形能の大きな合金となる。

本発明で使用するこのサーメットの特徴として超高圧下
でダイヤモンド粉末を詰めて加熱する際に発生する液相
は加熱温度と共にその液相の組成が異なっており、まず
低温側ではＭｏとＣ及びサーメットの結合材であるＣｏ
、　Ｆｅ、　Ｎｉ等の鉄族金属の共晶融液が生じる。更
に加熱温度が高くなるとＷとＣ及び鉄族金属の共晶融液
が生じる。これは常圧下において例えばＭＯとＣ及びＮ
１　　の共晶温度が約１２００℃であるのに対しＷとＣ
及びＮ１の共晶温度はそれよりも高（１３００℃以上で
生じることに対応する。従って本発明でダイヤモンド焼
結体部へ没入する液相は選択的にＭＯ含有量の高いもの
からなり、結合相中にはＭｏｂ主体とする炭化物が析出
する。

本発明の複合焼結体のダイヤモンド焼結体部はダイヤモ
ンド含有量が容積で７０％以上のもので、残部は鉄族金
属及びＭｏを主成分とする炭化物からなる結合相である
。ダイヤモンド焼結体部のダイヤモンド結晶粒子の大き
さは１μ以下の微粒から最大５００μまでのものであっ
て良いが、特に好ましいのは１０μ以下の微粒の焼結体
である。このような微粒のダイヤモンド焼結体を得るに
は原料として使用するダイヤモンド粉末も１０μ以下の
微粒のものを用いる必要がある。微粒のダイヤモンド粉
末を超高圧下で焼結する場合には、特にこれ全充填する
容器の性質が問題になる。一般にダイヤモンドの如き高
硬度で変形し難い粉末は常温下で型押体を作ることが困
難で、また特に微粉の場合は圧力を加えて充填しても高
々６０％程度の充填密度しか得られない。本発明の如き
複合焼結体を作る場合は予め焼結しであるサーメット内
の穴にダイヤモンド粉末を充填して、これを超高圧下で
加圧後、加熱して焼結するわけであるが、この際、容器
となるサーメットは変形収縮してダイヤモンド粉末に圧
力全伝達する必要がある。

このような変形を生じてもこの容器となるサーメットは
破壊しないものでなければならない。

従来のｗｃ−ｃｏ金合金容器に用いてもＣＯ含有量の多
い合金であればこのような変形に追随することは可能で
あるが、その場合はダイヤモンド焼結体部へのＣｏの移
動量が多く、結合相量の多いダイヤモンド焼結体となり
不適である。本発明で用いる（ＭＯ，Ｗ）Ｃ型炭化物を
主体とするサーメットは同一結合金属容量のＷＣ−Ｃｏ
合金に比較して著しく塑性変形能が大きく、このような
微粒ダイヤモンド焼結体の裏作には特に好適であるＯ 第５−１図に示すように（ＭＯ，Ｗ）Ｃ基す−メット（
Ａ　：　（ＭｏｙＷｓ）Ｃ−１１容量％　Ｃｏ、　Ｂ　
：（ＭＯ，Ｗｌ）Ｃ−１５，３容量％Ｃｏ）はｗｅ基サ
ーメット（Ｃ：ＷＣ−１１容量％Ｃｏ、　Ｄ　：　ＷＣ
−１５，５容量％Ｃｏ）より常温では軟かいが高温では
硬度が高い。また第５−２図は本発明で使用する（ＭＯ
，Ｗ）Ｃ基す−メットとＷＣ−Ｃｏ合金の圧縮変形特性
を比較したものである。図中の記号はＡ　：　（ＭＯｙ
Ｗ３）Ｃ−１１容量％Ｃｏ、　Ｅ：　（Ｍｏ、ｗ５）Ｃ
−１９容量％ｃｏ。

Ｃ：ＷＣ’−１１容量％Ｃｏ、　Ｆ　：　ＷＣ−１６容
量％Ｃｏ。

（）：ＷＣ−２４容量％ＣＯ合金である。×印は破壊点
全示す。同一容量チの金属結合相を有するＡとＣを比較
するとＡの破＃＆までの重量が著しく大きい。また合金
ＡはＣＯの容量チの大きい合金Ｇよりも歪量は大きい。

このように（Ｍｏ、Ｗ）Ｃ基す−メットでは結合相量の
少ないものを使用しても超高圧下での複合焼結体の焼結
時に破壊し難く、このようなサーメットを使用すること
によって微粒のダイヤモンド焼結体であっても結合金属
含有量の少ない焼結体を得ることができる。

本発明の複合焼結体の製造においては超高圧下焼結にお
ける温度、圧力条件が緩和されるという大きな特徴を有
する。

即ち、この（Ｍｏ、Ｗ）Ｃサーメットにおいては、ＭＯ
のＷに対する量が増えるにしたがって最低焼結温度が低
下する。第６図は各穐（Ｍｏ、ｗ）ｃサーメットの焼結
収縮曲線であり、それぞれＡＦｉＷＣ，Ｂは（ＭＯ５Ｗ
ｌｌ）Ｃ，Ｃは（Ｍｏ７Ｗ３　）　Ｃ，Ｄは（ＭＯ，Ｗ
ｌ）　Ｃの組成の炭化物を２０ｉｉ量チの１：１のＣｏ
＋Ｎｉ合金で結合したサーメット組成である。Ｄ　、　
（ＭＯ，Ｗｌ　）Ｃの場合には１２２５℃で既に収縮を
終了しており、これはＡ、ＷＣ合金の場合の１３２５℃
以上という収縮に比べると実に１００℃以上も低い値で
ある。

第７図は本発明の複合焼結体に使用する（ＭＱＷ）Ｃ基
す−メットの通常の真空焼結時における焼結温度と得ら
れた焼結体の比重との関係を示したものである。図中、
Ａｔｉ（ＭＯｓＷｓ）Ｃ−１０％Ｃ０−１０％Ｎｔ（重
量％）合金、Ｂは（Ｍｏ７Ｗ３　）Ｃ−１０％Ｃｏ−１
０％Ｎ１合金、Ｃは（ＭＯ，Ｗｌ）Ｃ−１０％Ｃｏ−１
０％Ｎ１合金について示したものである。

各々に斜線で示した巾が存在するのは合金中の炭素言有
量によジ焼結する温度及び焼結体の比１が変化すること
を示している。図中の斜線部下側の曲線は合金中の炭素
官有量を（ＭＯ，Ｗ）ＩＣ！−８の形で炭化物の結合炭
素量で示した場合のＸ＝０に相当する高炭素合金につい
て示したもので、斜線の上側の曲線はｘ　＝　ｌ　４に
相当する低炭素合金について示し念ものである。この図
から判るように本発明で使用する（ＭＯ，Ｗ）Ｃ基す−
メットは炭化物中のＭｏ含有量が増えるにしたがって焼
結温度は低下している。これはＭＯ−Ｃ−Ｃｏ（Ｎｉ）
の共晶点がｗ−ｃ　−ｃｏ　（Ｎ１）のそれより低いた
めであり、焼結ダイヤモンド部へはこれらの共晶組成の
融液が侵入するためＭＯに冨んだ組成の結合相が生じる
。また、この実験の範囲内では低炭素合金はど低温で焼
結が進行している。ここで注目されるのは図中、Ｃで示
した（　Ｍｏ１ｌＷ１　）　Ｃ基の合金は１２００℃で
焼結が完了していることである。ＷＣ−Ｃｏ超硬合金に
おいては液相出限温度は約１３００℃であり、それ以上
の温度で焼結しないと完全な焼結体は得られない。

線引ダイス用途に使用する場合には一般的には冷却剤が
用いられるからダイスの温度の上昇はせいぜい数百度で
あるので、このように焼結温度の低いこと、即ち１００
０℃以上での高温強度の弱いことは何ら問題とならない
。

本発明の線引ダイス用焼結ダイヤモンド全製造するに際
し、この焼結に必要な温度が低いことは工業的に極めて
１妾である。第８図はダイヤモンド（ト）と黒鉛（Ｂ）
の各々の安定域を示すが、焼結ダイヤモンドをつくるに
はダイヤモンド安定域内で焼結する必要があジ、この平
衡線の傾斜は大略３ｋｂ／１００℃である。したがって
必要焼結温度を１００℃低下できることは、必要圧力を
３ｋｂ落とせることであり、超高圧装置の寿命は５０ｋ
ｂ前後では必要圧力と必要温度に対し指数関数的に変化
することが知られており、上記の条件緩和は超高圧装置
の寿命を数十倍以上延長しうるということを意味するも
のである。

更に本発明で意図している１０７ｊ以下のダイヤモンド
粉末を焼結する場合には異常な粒成長が焼結時に起り易
いが、焼結温度を低くすることによってこのダイヤモン
ドの粒成長を妨けることができ、上記の如く本１発明に
おいて焼結温度’１１００℃も低くできることはこの点
からも大変好ましい。

なお、本発明で使用する（ＭＯ，Ｗ）ＣはＷＣよジ比重
が低く、且つ原料価格においてもＭＯはＷより安価であ
ジ、（Ｍｏ、Ｗ）Ｃはｗｅに比較して同一容積で半分程
安くな９、Ｗの原料価格が近年、急激に上昇しているＯ
とから、この点も本発明の大きな利点の１つである。

本発明による１０μ以下のダイヤモンド粒子からなる複
合焼結体は現在市販されているＷＣ−ＣＯ合金で包囲支
持された約６０μのダイヤモンド結晶の焼結体の前記し
た欠点を解消したもので、結合相中にＭｏ炭化物が微細
に析出していることでダイスとして使用した場合に被加
工材と凝着を生じ難く、線引きの際の摩擦力も低下する
為、線径の変形が少ない。またダイヤモンド結晶粒子径
が小さい為にダイヤモンド結晶の欠けや脱落により被加
工線材に傷をつけることも少ない。

本発明の複合焼結体の構造は例えば第９図の如くダイヤ
モンド焼結体部がＭｏ炭化物を主成分とするサーメット
の中心にあり、サーメットはこれを包囲した構造のもの
が考えられる。この場合はこれをステンレス鋼等のダイ
ス支持リングの中央部にＡｇ合金、Ｃｕ合金、Ｎｉ合金
等による粉末焼結法又はロウ付は法によって固着させる
方法や圧入、焼ばめといったダイヤモンドダイスや超硬
合金ダイスの既知の技術によってマウントし、ダイス全
作成する。この構造のものはダイヤモンド焼結体部の外
周を高剛性で強度の高いサーメットが包囲していること
により、ダイスとして使用した場合に、ダイヤモンド焼
結体部を割れに対して補強する効果がある。しかし、従
来天然ダイヤモンドダイスが使用されているような比較
的に軟質の直径約２叫以下の線材を加工する用途に対し
てはこのような構造は必ずしも適しているとはいえない
。このような小物ダイスに使用する本発明による複合焼
結体の構造としては例えば第１０図、第１１図の構造の
ものが考えられる。一般に超高圧装置’に用いて複合焼
結体を製作する場合には第１０．１１図に示したような
円板状のサーメットを用いる方が都合がよく、これに複
数個の穴を開けこの中にダイヤモンド粉末を充填して焼
結する。この方法によると、１度の焼結で多数個の複合
焼結体を得ることができ、サーメット部はダイヤ　・モ
ンド切断刃を用いて直線で示したように容易に切断加工
することができる。図に示した如く切断された複合焼結
体をステンレス鋼等からなるダイス支持リングに粉末焼
結法やロウ付けにより固着してダイスを製作することが
できる。

切断後の複合焼結体のサーメット部の形状は特に３角形
、４角形に限定されるわけではなく任意の形に切断加工
してよい。要はダイヤ焼結体部は切断困難であるので、
この部分を外れるようにサーメット部を切断加工すれば
よい。

本発明の焼結体ヲ裂造するに当って使用する超高圧装置
はダイヤモンド合成等に使用されるベルト型、ガードル
型等の装置である。ダイヤモンド粉末を充填した（Ｍｏ
、Ｗ）Ｃ基す−メットはこの超高圧装置に装入され黒鉛
等のヒーターによって加熱される。圧力媒体としてはパ
イロフィライト等が適している。焼結に要する圧力温度
は、ダイヤモンドが安定な領域においてサーメットの共
晶液相の発生温度以上の温度に加熱することが必要で、
約１２００℃以上、約４５ｋｌ）以上の条件で５分以上
加熱保持して焼結する０ 以下、実施例により詳しく説明する。％は重量による。

実施例１ （ＭＯ？Ｗ３　）ｃ−１１容量％Ｃｏ合金で外径８ｗＩ
φ、内径２＠φ、高さ４ｍの焼結体全作成した。この焼
結体の中に１００５２００メツシユのダイヤモンド粉末
を充填し、上下に上記の（ＭＯ，Ｗ３）Ｃ−Ｃ０合金と
同組成のサーメットの薄板を置いた。このものをダイヤ
モンド合成に使われる超高圧、高温装置を用いまず５５
ｋｂに昇圧後、通電全開始し、１４００℃まで昇温し１
０分間保持した。

降温、降圧後、試料を取り出したところ、外観は寸法精
度も良くきれいであった。ダイヤモンド部には（ＭＯＷ
　）Ｃ−Ｃｏ合金から１４００℃での液相成分であるＭ
Ｏ，Ｗ、Ｃを言むＣ０合金が浸透し結合材となっていた
。同時にこのダイヤモンド部分は外側の（ＭｏＷ　）Ｃ
−Ｃｏ合金に完全に密着していた。

この焼結体の部分にレーザー加工で孔を開は線径［Ｌ５
＋ｗ用の線引ダイスを作成した。このダイス孔の内面を
ラップ仕上げしてみたところ、欠陥のない美麗な面を示
した。

（Ｍｏ７Ｗ３　）　Ｃ−１１容量％Ｃｏ合金に相当する
ＷＣ−１１容量％Ｃｏ合金（７重量％Ｃｏ）で同様の操
作を行なったところ、ホットプレス後、取り出シた段階
で外周の超硬合金部に数本の亀裂を示し実用にならなか
った。

実施例２ （Ｍｏ５Ｗ５　）　Ｃ−１１容量％ＣＯ合金で、外径１
４瓢、高さ１２■の円柱に内径５簡の孔をあけた焼結体
３を作成した。この中に粒度３２５〜４００メツシユの
ダイヤモンド砥粒１を充填し、外径３ｍ！１１％厚さ１
．９　ｍの同一焼結合金の栓２をした。

この組合せ体を第１２図に示す。これを黒鉛ヒーターの
中に入れ、ヒーターと試料の間には六方晶型ＢＮの焼結
体を充填し、これを実施例１と同様の超高圧装置を用い
同一条件で焼結した。

本発明によるものと比較するために同一形状のＷＣ−１
１容量％Ｃｏ合金を用いて同じ条件で焼結してみた。焼
結されたものを観察すると、両者とも第１３図に示した
如くダイヤモンド焼結体部は焼結前に比較して厚み方向
に約４０％収縮している。本発明の（ＭＯ，Ｗ５）Ｃ−
１１容量％ｃ。

合金を用いたものは全く亀裂もなく約５瓢の厚みのダイ
ヤモンド焼結体部が周囲の（ＭＯＷ）Ｃ−Ｃ０合金に完
全に接合したものとなっていたが、ＷＣ−Ｃｏ合金を用
いたものは第１３図に示した如く周囲のＷＣ−Ｃｏ合金
に横亀裂４を生じていた。このようにダイヤモンド粉末
を焼結する場合は焼結時にダイヤモンド粉末充填部は収
縮し、その周囲のものはこれに対応して変形する必要が
あり、また周囲から加わる超高圧はこのように材料の圧
縮率が異なる組合せ体においては大きな応力を生じさせ
、塑性変形能の小さい材料では亀裂が生じる。

実施例６ （ＭｏｙＷｓ）Ｃ−１０容′ｉｔ％Ｃ０−５容量％Ｎ１
合金で外径８１１１１％厚さ６ｗ＋の円柱の中央部に径
３■、深さ４１ｍの穴をあけた焼結体を作成した。この
中に粒度２３０〜２７０メツシユのダイヤモンド粉末を
充填し、その上部を外径５ＷのＭＯで栓をした。これを
超高圧装置を用いて実施例１と同様の条件で焼結した。

得られた焼結体は亀裂もなく、径約３瓢、厚さ約２ｍの
ダイヤモンド焼結体部が（ＭＯＷ）Ｃ−Ｃｏ、Ｎｉ合金
に完全に密着したものであった。上、下面の（ＭＯ，Ｗ
）Ｃ−Ｃｏ、　Ｎｉ合金を研削除去してのち、これを穴
径ｒ１．６鴎のダイスに加工した。これでＷ線の線引き
テストを行なったところ、伸＋１ｌｉ２．５ｔまで線引
き出来た。従来使用されていた天然ダイヤ重石を用いた
ダイスでは約１．３ｔの伸線蓋であり、また初期にダイ
スが割れることが度々あったが、本発明の焼結体を用い
たダイスでは再研磨して繰返し使用してもそのようなこ
とはなかった。

実施例４ （ＭｏｇＷｌ）Ｃ−１０容ｔ％Ｃ０−５容ｔ％Ｎ１合金
で外径８．φ、内径２■φ、高さ４ｍの焼結体を作成し
た。この焼結体の中に５２５−４００メツシユのダイヤ
モンド粉末全充填し、上下に上記の（Ｍｏ＊Ｗｔ　）　
Ｃ−Ｃｏ−Ｎｉ合金と同組成のサーメットの薄板を置い
た０このもの全実施例１と同じ装置を用い、１ず５２ｋ
ｂに昇圧後、通１！を開始し１２５０℃まで昇温、１０
分間保持した。降温、降圧後、試料を取り出したところ
外観、寸法精度とも大変すぐれていた。この焼結体にレ
ーザー加工で孔を開け、線径α１７５■の線引ダイスを
作成し、ラジアルタイヤ用スチールコードの線引に供し
たところ、寿命まで２．２を線引きでき、従来品よりは
るかに良い成績金示した。

実施例５ ＷＣ−Ｃｏ超硬合金全ダイヤモンド焼結体部の支持体に
用いた公知の方法と本発明による（Ｍｏ、Ｗ）Ｃ基す−
メツ）ｋ用い結合剤としてＣｏ　、Ｎｉ　ｆ主成分とし
更にＦｅを含む複合焼結体の製造条件の相違とその効果
を説明する。

（ｕｏ、ｗ、　）ｔ　Ｃ６１ｇの組成を有する炭化物と
Ｃｏ及びＮ１更に少量のＦｅ粉を加え、（ＭＯ，Ｗｌ）
Ｃ−１０％Ｃｏ−１０％Ｎ１−α５％Ｆｅ（重量％）の
組成を有する合金を作成した。この合金は真空下、１２
５０℃で焼結し、外径１３瓢、高さ８箇で中央部に深さ
６簡、径４ｔｍの穴を有する形状の焼結体とした。一方
、比較のためにＷＣ−１５％Ｃｏ　（重量％）の合金よ
り同一形状の焼結体を作成した。

これ等の焼結体の中に粒度３μのダイヤモンドの微粉末
全充填し、各々同一組成の合金で作成した直径４闇の板
で蓋をした。これ金ダイヤモンド合成に使用される超高
圧高温装Ｒを用いて先ず圧力全所定の値１で加え、次い
で温度金玉けて焼結した。

実験を行なった圧力および温度は第１４図に示した。図
中１．１１区は本発明による（　ＭｏｇＷｌ）Ｃ基す−
メットを用いたもの、・、１、■は比較のためＷＣ−Ｃ
Ｏ超硬合金を用いたものである。所定温度に達してから
の保持時間はいずれも２０分とした。図中人は黒鉛ダイ
ヤモンド平衡線、Ｂｉ；ｔｃｏ−Ｃ共晶点であジ、・、
閣は完全な複合焼結体が得られたもの、］、ｌはダイヤ
モンド焼結体部が完全に緻密な焼結体となっておらず、
周囲の（ＭＯ，Ｗ）Ｃ基す−メット又はＷＣ〜ＣＯ合金
よりの結合相液相の浸入量が不足していると考えられる
もの、■、図ハダイヤモンド粉末の一部が黒鉛化してし
まったものを示している。この図から判るように本発明
の（ＭＯ，Ｗｌ）Ｃ基す−メット’を用いた複合焼結体
は圧力４８ｋｂ。

温度１２００℃で完全な焼結体が得られているのに対し
て、ＷＣ−Ｃｏ合金を用いたものは圧力５２ｋｂ１温度
１３６０℃で完全な焼結体が得られた。

このように不発明の複合焼結体を得る圧力、温度条件が
相対的に低い値をとり得ることは工業的には極めて大き
な意義を有するものである。

第１５図はこの実験に使用したガードル型超窩圧装置の
発生内圧とこれに要するプレスの油圧との関係を示した
ものである。通常、超高圧装置においては超高圧発生部
に加わる荷重と発生内圧との関係は直線的でなく、高圧
になるにしたがってその勾配はゆるやかとなる。この為
、必要内圧の低下がわずかであっても、これを装置に加
わる必要荷重でみると低下の度合が大きくなる。このこ
とは超高圧装置の耐用回数からみると大きな差となって
現れる。

本実験に用いた装置の場合、ＷＣ−Ｃｏ超硬合金を用い
た複合焼結体を得るには５２ｋｌ）の圧力発生のため最
低必要油圧は２６０　Ｋ９７ｃｍ２であったが、本発明
の（Ｍｏ＠Ｗｌ　）　Ｃ基す−メットを用いた場合Ｕ４
８ｋｌ：＋の内圧を発生するために必要な油圧は２１０
　ｋｙ／ａｎ”であった。即ち、装置に加わる荷重から
みると８０％で済むことになる。実際にはこれに加えて
加熱温度も１３６０℃から１２００℃に低下しており、
この点も超高圧装置の寿命には大きく影響してくる。本
発明による（　ＭＯ，Ｗｌ）　Ｃ基す−メット全使用し
て内圧４８ｋｂ、温度１２００℃で焼結した場合はＷＣ
−Ｃｏ超硬合金を使用した条件の場合に比較すると３倍
以上の耐用回数を記録している。

実施例６ （ＭＯ７Ｗ３）　−１ｏ％Ｃｏ−α５％Ｆｅ合金で外径
１３ｍ＋φ、内径４ＮＲφ、高さ８■の焼結体を作成し
た。この焼結体の中に２００〜４００メツシユのダイヤ
モンド粉末を充填し、上下に上記の（ＭＯ７Ｗ３　）基
合金と同組成のサーメットの薄板を置いた。このものを
ダイヤモンド合成に使われる超高圧、高＠装置ｉヲ用い
まず５５ｋｌ）に昇圧後、通ｔ’ｔ−開始し、１４００
℃まで昇温し１０分間保持した。降温、降圧後、試料を
取り出したところ、外観は寸法精度も良くきれいであっ
た。

ダイヤモンド部には（ＭＯ，Ｗ）Ｃ基合金から１４００
℃での液相成分であるＭＯ，Ｗ、Ｃｉ含むＣＯ合金が浸
透し結合材となっていた。同時にこのダイヤモンド部分
は外側の（ＭｏＷ　）　Ｃ基合金に完全に密着していた
。この焼結体のダイヤモンド部分を研磨してＸ源マイク
ロアナライザーを用いて結合相部を調べたものが第１，
２図であり、第３図に組織写真を示した。この焼結体の
部分にレーザー加工で孔を開は線径１．２鱈用の線引ダ
イスを作成した。このダイス孔の内面をラップ仕上けし
てみたところ、欠陥のない美麗な面を示した。

このダイスを用いＦｅ−Ｎｉ合金線の伸線テストを行な
った。従来、使用していたＷＣ−Ｃｏ超硬合金製ダイス
では約２０時の伸線で焼付きを生じ寿命となっていたが
、本発明のダイスでは６００階、伸線が可能であった。

また市販のダイヤモンド焼結体で製作したダイスは２０
０ゆ伸線できたが、やはシ焼付きを生じた。

実施例７ （ＭＯ７ＷＳ）Ｃ１ｏ％Ｃｏ　−５％Ｎ１−０５％Ｆ８
合金で外径２５ｍ、高さ８ｍで第１１図の如く２４個の
径３ｍ、深さ７ｍの穴を開けた板を作成した。この穴の
中に粒度３μのダイヤモンド粉末を充填して、同じ材質
のサーメットの栓をした。これを黒鉛製の円筒状ヒータ
ーに入れ、ヒーターと試料の間は六方晶型ＢＮの焼結体
を詰めた。これをガードル型超高圧装置を用い５３ｋｋ
）、　１３５０℃で１０分間焼結した。試料を取出した
ところダイヤモンド焼結体部は外径が約２、５　Ｍに収
縮していた。２４個のダイヤモンド焼結体はいずれも充
分焼結しており、サーメットにも亀裂は生じていなかっ
た。このサーメットとほぼ同−容積一の結合材を含むＷ
Ｃ−１２％Ｃ０合金で全く同様の穴を開けた円板を作成
し、同一条件でダイヤモンド焼結体を作成したところ、
焼結後のＷＣ−Ｃｏ円板にはダイヤモンド焼結体部を貫
通した多数の亀裂が見られ、満足な焼結体は得られなか
った。

本発明による焼結体を第１１図の如くそのサーメット部
をダイヤモンド切断刃を用いて切断し各々の複合焼結体
を切り離した。この中の１個をステンレス裂の支持リン
グにＣｕ−８℃合金粉末を用いてホットプレスにより固
着させ、更にダイヤモンド焼結体部をレーザー加工して
穴を開け、０．５７＋ｗの径を有するダイス全作成した
。

前述した市販のダイヤモンド焼結体及び天然ダイヤモン
ドの重石で同一形状のダイスを作成した。この３つのダ
イスでステンレスＳＶ線引き加工して性能を比較した。

伸線速度は１２０ｍ／分で、潤滑剤としてミネラルオイ
ルを使用した。天然ダイヤダイスと市販のダイヤ焼結体
では２０ゆ伸線して線に光沢がなくなり、寿命となった
。本発明の焼結体では６５ｋｙ１で伸線できた。

実施例８ （ＭＯ５Ｗｓ　）　Ｃ−５％Ｃ０−５％Ｎ１−１５％Ｆ
ｅ　　の組成のサーメットを用い実施例７と同様な形状
の円板全作成した。但し円板には径２．０■の穴を２４
個開けておいた。この穴の中に粒度６〜９μのダイヤモ
ンド粉末を充填した。これを実施例２と同一条件で焼結
して２４個の複合焼結体を得た。使用した（　Ｍｏ、　
Ｗ　）　Ｃ基合金の円板は組織を観察すると（Ｍｏ、　
Ｗ　）２　Ｃ相が小量存在していたが、超高圧下でダイ
ヤモンド部を焼結した後はダイヤモンドより炭素がサー
メット部へ拡散してダイヤモンド焼結体部の周囲には（
Ｍｏ　、Ｗ　）２　Ｃ相は観察されなかった。

この焼結体を用いて（Ｌ２５ｍ径のダイス全作成した。

市販のダイヤモンド焼結体でも同一径のダイスを作成し
性能を比較した。試験した線材はタイヤコード用のプラ
スメッキ硬鋼線である。伸線速度８００ｍ／分でエマル
ジョンタイプの潤滑剤を用いて伸線した。本発明の焼結
体を用いたダイスＶｉ７ｔの伸線が可能であったが、市
販のダイヤ焼結体を用いたものは３ｔで線表面の傷が大
きく寿命となった。

実施例９ 実施例７と同様にしてＷＣ−Ｃｏ合金でＣｏ言有童が重
量で１５．２０．２５％の合金を使用して穴開き円板を
作成し、ダイヤモンド粉末を詰めて焼結体を試作してみ
た。超高圧下で焼結後取り出したところＷＣ−２５％Ｃ
ｏ合金のものは割れもなく焼結体が回収できたが、１５
％、２０％Ｃｏ　合金はダイヤモンド焼結体部を貫通し
た亀裂が見られた。実施例２の本発明による焼結体とＷ
Ｃ−２５％Ｃｏ合金を用いたものについてダイヤモンド
焼結体部の硬度を測定した。本発明の焼結体では荷■１
ゆで測定したビッカース硬度が９，８００であったのに
対し、ＷＣ−２５％合金に接合されたダイヤモンド焼結
体部の硬度は８．０００であった。これはダイヤモンド
粉末中にその容器となった合金から浸入する金属液相墓
の差によるものと考えられる。

実施例１０ （ＭＯ９Ｗ１　）ｃ−１ｏ容世％Ｃ，ｏ−５容ｔ％Ｎｉ
−０．５番量％Ｆθ合金で外径８閣φ、内径２ｍｍφ、
高さ４簡の焼結体を作成した。この焼結体の中に２〜３
μのダイヤモンド粉末を充填し、上下に上記の（ＭＯ，
ＩＷＩ　）Ｃ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ合金と同組成のサーメ
ットの薄板を置いた。このものを実施例１と同じ装置を
用い、まず５２ｋｂに昇圧後、通電を開始し１２５０℃
１で昇温し１０分間保持した。降温、降圧後、試料全敗
り出したところ、外観、寸法精度とも大変良好であった
。この焼結体にレーザー加工で穴を開け、線径［１１７
５ｍの線引キダイスを作成した。これを用いラジアルタ
イヤに用いられるスチールコードの線引に供したところ
、寿命まで５．２℃線引きでき、これは従来品よりはる
かに良い成績であった。

実施例１１ （ＭＯ＠Ｗｌ　）　Ｃ−１０番量％Ｃｏ−１０容量％Ｎ
ｉ−０．５番量％Ｆｅ合金で実施例６と同様な焼結体全
作成し、この中に粒度、１〜２μのダイヤモンド微粉末
を充填した。圧力５２ｋｌ）、温度１２５０℃、保持時
間３０分とする他は実施例１と同じ方法、装置を用いて
焼結した。得られた焼結体を用い、実施例１０と同じ線
引ダイスを使用し同じ用途でテストしたところ、寿命ま
でｓ、ｏｔｇ引き出来、本発明品の性能が優秀であるこ
とが分った。

【図面の簡単な説明】

第１〜３図は本発明焼結体のＸ線マイクロアナライザー
による分析結果を示すもので、第１図は焼結体中のダイ
ヤモンド結晶と結合相の分布状態を示す写真であり、第
２図は第１図と同じ視野におけるＭＯ元素の分布を示し
た写真である。第３図は本発明焼結体の１５００倍の組
織写真であり、第４図はその模式図である。第５図は本
発明で使用する（　ＭＯＷ　）　Ｃ基す−メットと従来
のＷＣ−Ｃｏ合金の特性を比較したグラフであり、第５
−１図は温度−硬度曲線、第５−２図は圧縮応力−歪曲
線である。第６図は（Ｍｏ　Ｗ　）　Ｃサーメットの焼
結収縮曲線であり、第７図は各種（Ｍｏ、Ｗ）Ｃサーメ
ットの焼結温度と焼結体比重との関係を示したグラフで
あり、第８図はダイヤモンドと黒鉛の安定領域を示す図
である。第９．１０．１１図は本発明の複合焼結体の構
造の具体例であり、第１２因は焼結前の試料組合せ体全
示し、第１６図は第１２図の組合せ体を超高圧下で焼結
した後の状態を示すものである。 第１４図は本発明の複合焼結体の従来のものに対する効
果を示すグラフであり、第１５図は本発明で用いる超高
圧装置の油圧と発生内圧との関係を示すグラフである。 党１図 ２畝２図 第５−１図 温　　度　　（°Ｃ） 第５−２図 歪　　Ｇ） 第６図 焼結５皿Ｍ　　（’Ｃ） Ｔ　　　（’Ｃ） 第９図 宅１０図

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）モリブデンを主成分とする（Ｍｏ、Ｗ）Ｃの形の
   炭化物結晶を鉄属金属で結合したサーメットでダイヤモ
   ンド焼結体の外周を取り囲んだ形態をなす線引ダイス用
   ダイヤモンド焼結体。
2. （２）サーメットの硬質化合物相を（Ｍｏ、Ｗ）＿１Ｃ
   ｘで表わしたとき、ｘが０．８〜０．９８の範囲である
   ことを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の線引
   ダイス用ダイヤモンド焼結体。