JPS6386804A

JPS6386804A - 工具用複合ダイヤモンド焼結体の製造方法

Info

Publication number: JPS6386804A
Application number: JP22517187A
Authority: JP
Inventors: Tetsuo Nakai; 哲男中井; Shuji Yatsu; 矢津　修示
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1987-09-10
Filing date: 1987-09-10
Publication date: 1988-04-18
Also published as: JPH0312123B2

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〕現在、ダイヤモンドの含有量が７０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Ｖツサー、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状かい線材を伸；腺す
るダイスとしτ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。しかしながら、ド
リルビットなどに使用され九場合、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ないのが現状であ
る。本発明はドリルビットにも使用可能なダイヤモンド
焼結体の製造方法に関するものである。

〔従来の技術及び発明が解決しようとする問題点〕

まず、市販のダイヤモンド焼結体をドリルビットとして
用いた場合、満足した性能を示さない原因を調べるため
、粒度１μｍ以下、粒度３０〜６０μｍ１粒度８０〜１
００μｍの６種のダイヤモンド焼結体を用いて安山岩を
切削した。

その結果粒度１μｍ以下のダイヤモンド焼結体は刃先は
欠損しなかったものの摩耗２が多かつた。一方ダイヤモ
ンド粒子の粒度が３０〜６０μｍの焼結体及び８０〜１
００μｍの焼結体は双方とも初期の段階で刃先が欠損し
た。この原因としては、次の如く推測できる。ダイヤモ
ンド焼結体の強度は第１図に示した如く粒度の増大に体
な一低下する。微粒ダイヤモンド焼結体は抗折力が高く
、靭性に優れているため刃先は欠損しにくいものの、個
々の粒子は小さなダイヤモンドスケルトンによシ保持さ
れているので、個々の粒子の結合力に弱い。したがって
切削中に個々の粒子が脱落しやすいため、耐摩耗性が劣
るものと考えられる。一方、粗粒ダイヤモンド焼結体に
大きなスケルトンによシ保持されており、個々のダイヤ
モンド粒子の結合力は強いため、耐摩耗性は優れている
ものの、スケルトン部が大きいので、−度、クランクが
発生すると伝播しやすく、刃先が欠損するものと考えら
れろうこれらの用途に使用できるダイヤモンド焼結体は
耐摩耗性に？ｆれており、かつ靭性の高いものでなけれ
ばならない。

〔問題点を解決するための手段、作用及び発明の効果〕

本発明者等は、耐摩耗性と靭性が優れるダイヤモンド焼
結体の製造方法？開発すべく、鋭意研究を続けた。その
結果、粒度１０〜１００μｍのダイヤモンド粒子ｆｒ：
１μｍ以下の超微粒のダイヤモンド粒子と１μｍ以下の
ＷＣまたはこれと同一結晶構造を有する（Ｍｏ，Ｗ）Ｃ
および鉄族金属、あるいはこれに微量の硼素または硼化
物を含有する結合材を用いた焼結体は粗粒ダイヤモンド
焼結体の耐摩耗性の良さと超微粒ダイヤモンド焼結体の
靭性の高さを兼ね備えるものであることがわかった。

本発明者等に、上述した材質の最適組成を求めるなめ、
粗粒のダイヤモンド粒度及び含有量、結合材中に含まれ
る１μｍ以下のダイヤモンド粒子の含有量ヲ変えたダイ
ヤモンド焼結体全試作し、安山岩の切削により評価した
。その、結果を第２図及び３図に示す。図中１框正常摩
耗、２は刃先欠損の領域を示す。粗粒のダイヤモンド粒
度が１０μｍ以下であると耐摩耗性が低下する。粗粒の
ダイヤモンド粒度が１００μｍｆ越すと、焼結中にダイ
ヤモンド粒子内にクラックを生じるが、このクランク？
通して刃先が欠損し、摩耗量は大きくなるものと考えら
れる。

粗粒のダイヤモンド粒子の含有ｆｆ１ｄ容量で５０〜８
５憾が良い。粗粒のダイヤモンドの含有量が５０憾未満
であると微粒のダイヤモンドを含有する結合材が多くな
るため耐摩耗性が低下する。一方粗粒のダイヤモンドの
含有量が８５憾を越えると、粗粒ダイヤモンド同志が結
合するため靭性が低下する。

結合材中の微粒のダイヤモンド粒子の粒度は１μｍ以下
が良い。微粒のダイヤモンド粒子の粒度は１μｍ以下、
好ましくはα５μｍ以下が良い。微粒のダイヤモンド粒
子の粒度が１μｍｔｇすと靭性は低下する。結合材中の
微粒ダイヤモンド粒子の含有量は容積で６０〜９０チが
好ましい。微粒ダイヤモンド粒子の含有量が６０憾未満
であると結合相の耐摩耗性が低下し、結合相が早期に摩
耗し粗粒のダイヤモンド粒子が脱落してしまう。一方、
微粒ダイヤモンド粒子の含有量が９０％を越すと結合材
が脆くなったシ、らるいＨｖｃ　またぼこれと同一結晶
構造を有する（Ｍｏ，ｗ）ｃの含有量が減るため、１μ
ｍ以下のダイヤモンドが粒成長し、靭性が低下する。

特に本発明に係わる焼結体に焼結体の重量で１００５〜
０．１５俤の硼素または硼化物を含有させた場合、その
性能は一段と向上する。通常ダイヤモンド粒子は超高圧
高温下で鉄族金属等の触媒によるダイヤモンドの溶解、
析出現象によシ焼結される。硼素または硼素化合物を添
加した場合、鉄族金属の硼化物？生じ融点が低下するの
と、溶解析出速度が増すためダイヤモンド粒子同志の結
合部（ダイヤモンドスケルトン部）が成長し、ダイヤモ
ンド粒子の保持力が向上し之ものと推測できる。硼素あ
るいに硼化物の含有量がα００５暢未満であるとダイヤ
モンドスケルトン部の形成が遅い。一方硼素あるいは硼
化物の含有量が１１１５９６を越すと、ダイヤモンドス
ケルトン部に多量の硼素に侵入し、ダイヤモンドスケル
トン部の強度が低下する。

次に、本発明に係わるダイヤモンド焼結体を直接ｗｅ−
Ｃｏ板に接合したブランクをピント本体にロー付けして
コアピントを作成し掘削テストを行つ九。その結果、掘
削条件を厳しくした場合ダイヤモンド焼結体は欠損しな
かったもののダイヤモンド焼結体がＶＣ−Ｃｏ母材よシ
剥離するという問題を生じた。特にロー付は温度が高く
なれば、剥離の頻度が増加した。この原因を調査するた
め、接合部近傍の組織を観察したところダイヤモンド焼
結体と、超硬合金の界面にはＣＯが富化された層があっ
た。さらに、界面近傍の超硬合金には遊離炭素が存在し
てい念。ロー付は温度げ一般に、７５０〜８００℃であ
るが、界面においてＵＯＯが多量に存在し、このＣＯの
ため、ダイヤモンドがグラファイト化され、強度が低下
し、剥離するものと考えられる。

また、超硬合金中に遊離炭素が存在すると、超硬合金の
強度が低下するが、これも剥離の原因と考えられる。

本発明者等は強度の高い接合を得るため、種々検討した
結果、高圧相型窒化硼素を７０容量係以下と残部が周期
律表の４ａ、Ｓａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物よシ残
る中間層を用いれば良いこと？発見した。

本発明者等の実験によると、ダイヤモンド焼結体ｔ−ｍ
造する超高圧、高温条件下でに、ダイヤモンド焼結体と
超硬合金母材は、この中間接合層を介して強固に接合し
ていた。これらの高圧相型窒化硼素と炭化物、窒化物か
ら成る中間接合層を有する複合焼結体はダイヤモンド焼
結体層と中間接合層との界面には超硬合金母材等よりｉ
出したＣＯ等のダイヤモンド溶媒金属が多量に存在せず
、ダイヤモンド粒子と中間接合層が直接液している領域
が大である。このため再加熱による強度低下が生じない
。

また、界面近傍の超硬合金中にも遊離炭素はほとんど存
在しないので接合強度に高い。

以上の如く、本発明によればダイヤモンド焼結層？超硬
合金母材に強固に付着させることができ、非常に有用で
あるが、このように強固に接合させられる理由としてば
次のように推測される。

まず、中間接合層と超硬合金母材との接着についてであ
るが、中間接合層中に含有される周期律表第４ａ、５ａ
族の炭化物や窒化物は、超硬合金母材の主成分でおるＮ
ｏ　　と相互固溶体を形成し、更に中間層中の高正相型
窒化硼素は超硬合金母材のｗｅ−Ｃｏと反応してボ゛ラ
イドを生成するため、両者は強固に付着するものと思わ
れる。

次に中間接合層とダイヤモンド焼結体の接着については
ダイヤモンド粉末や通常ダイヤモンドの結合相として用
いられる鉄族金属や炭化物、窒化物とも中間接合層中の
周期律表第４４，５ａ族の炭化物、窒化物と親和性に優
れておシ、更に中間接合層とダイヤモンド焼結体層は焼
結前において粉末状態で接しているため、焼結後、中間
接合層とダイヤモンド焼結体層が混合した層が存在して
、強く接合するものと考えられる。

ま念、周期律表第４ａ、Ｓａ族の炭化物、窒化物に０．
１重重量風上のＡｔやＢｉ　　ｆｉｃ添加することによ
シ、中間接合層自体の焼結性が向上すると共に、これら
の炭化物や窒化物とダイヤモンド粒子との親和性も向上
する。特に周期律表第４１族の窒化物であるＴｉｎにＡ
ｔ　ｋ［Ｌ１重ｎ係以上含有したもの？用いるとその効
果は大になる。

本発明による中間接合層ハ高圧相型窒化硼素を含有して
いるため熱伝１率が高く、高温強度も高く、熱膨張係数
もダイヤモンド焼結体と同程度のものとすることができ
る。高圧相型窒化硼素の含有量が７０容積チ以上になる
と残部の周期律表第４ａ、Ｓａ族の炭化物や窒化物の量
が５０容積係未満となシ、この炭化物や窒化物と超硬合
金母材の主成分であるｗＣとで形成する相互固溶体の量
が減少し、更に中間接合層中の高圧相型窒化硼素とＷｅ
−Ｇｏが反応して生じるポライドが脆いため、中間接合
層と超硬合金母材との接着強度が低下する傾向がある。

従って、中間接合層中の高圧相型窒化硼素の含有量は７
０容積憾未満が望ましい。

この中間接合層を用いて接合する母材としてはＷＣ−Ｃ
ｏ超硬合金またハＭｏを主成分とする（Ｍｏ，ｗ）ｃ型
の炭化物結晶を鉄族金属で結合したサーメットが良い。

Ｗｅ−Ｃｏや（Ｍｏ，ｖ）ｃ−鉄族金属母材は剛性が高
く熱伝導性も優れており、また金属結合材を含むことか
ら靭性も良好である之め、ドリルビット用ダイヤモンド
焼結体の母材として適している。

本発明の中間接合層における炭化物、窒化物としてハ列
えばＴｉｅ　、　ＺｒＯ、ＨｆＯ、ｈｂｃ　、　ＴａＣ
といった炭化物やＴｉＮ　、　Ｚｒ１ｌ　、　Ｈｆ１ｉ
　、　Ｎ’ｂＭ　。

ＴａＮといった窒化物、またはこれ等の混合物やＴ１（
ａ、ｎ）　、　　ｚｒ（ｃ、ｎ）　　といった炭窒化物
を用いられる。特にＴＩＭ′ｌｒ：用いた場合、中間接
合層としての性能は最も優れている。

本発明の焼結体の製造に使用するダイヤモンド原料粉末
は１０μｍ以上のダイヤモンド粒子と１μｍ以下、好ま
しくにα５μｍ以下のミクロンパウダーである。合成ダ
イヤモンド、天然ダイヤモンドのいずれでも良い。

このダイヤモンド粉末とＷＣ−４たｄ　（Ｍｏ、　Ｗ’
）Ｃ及びＩｒｅ、Ｃｏ、Ｎｉ　　の鉄族金属粉末あるい
はこれに硼素またＩ／′！、硼化物を加えた粉末をボー
ルミル等の手段を用いて均一に混合する。この鉄族金属
は予め混合せずに焼結時に溶浸せしめても良い。また本
発明者等の先願（特願昭５２−５１５８１号）の如くボ
ールミル時のポットとボールを混入するｗｅまたｕ　（
Ｍｏ、　Ｗ）Ｃの炭化物と鉄族金属の焼結体で作成して
おき、ダイヤモンド粉末をボールミル粉砕すると同時に
ポットとボールからｗｅｔたは（Ｍｏ、　Ｗ）Ｃと鉄族
金属の焼結体の微細粉末を混入せしめる方法もある。

これらの混合粉末の焼結体を製造する方法としては高圧
相型窒化硼素と炭化物や窒化物の粉末を超硬合金母材と
ダイヤモンド含有硬質層形成粉末の間に必要な量を粉末
状でまｆｃげ型押体として、また超硬合金母材に適当な
溶媒を加えてスラリー状にした粉末？塗布することによ
って中間接合層を形成する粉末層を設け、これを超高圧
、高温下でホットプレスすることによシ、ダイヤモンド
含有硬質層の焼結と同時に炭化物、窒化物よりなる中間
接合層を焼結し、同時に母材と接合せしめる方法も採用
できる。

本発明で用いる中間接合層中の周期律表第４ａ、Ｓａ族
金属の炭化物や窒化物は高強度の化合物であるが、ダイ
ヤモンド含有層の焼結を行う超高圧条件下（一般にに２
０　Ｋｂ〜９０　ｘｂ）ではこれ等化合物の理想剪断強
度に近い圧力で加圧されており、これ等化合物粉末粒子
は変形、破砕し、容易に緻密な状態に充填され、引続い
て加熱されることによって緻密な焼結体となる。

この他、超高圧、高温下でダイヤモンド粉末層中にダイ
ヤモンド生成触媒金属や他の結合金属の融体を含浸せし
めることもできる。前述した現在市販されている超硬合
金母材に直接接合したダイヤモンド焼結体では超硬合金
母材に含まれる結合金属であるＣｏ　がダイヤモンド粉
末層中に浸入してダイヤモンド焼結体の結合台（・４と
なる。本発明の場合は母材超硬合金の結合金属と無関係
に結合台［Ｔｈ選択することかでさる。

〔実施例〕

以下実施例によυ具体的に説明する。

実施例１粒度α５μの合成ダイヤモンド粉末とｗｅ及びＣｏ　粉
末を、Ｗｅ−Ｃｏ超硬合金製のポットとボールを用いて
粉砕混合した。得られた混合粉末の組成は、平均粒度［
１５２ｍの微粒ダイヤモンド８０容量慢、ＷＯ１２別農
、ＣＱ　８容漬壬でちった。この混合粉末と粒度２０〜
３０μｍのダイヤモンド粉末を容積で７５：２５に混合
した。この粉末にα１５俤重量のＢ粉末を添加した。

次に’ｗｅ−６％　（！Ｏ組成の外径１０ｍ高さ３−の
超硬合金上面に６０容量係の立方晶型窒化硼素（ＯＥＭ
　）と残部がムｔを２０重量係含有するＴｉ１ｌよシ成
る粉末をエチルセルロースを含む有機溶媒に混入して、
スラ替−状にしたもの？塗布した。この超硬合金全Ｍｏ
製の容器に詰め立方晶型窒化硼素を含有した中間層に接
するようにダイヤモンドを含有する硬質層粉末を充てん
し、超硬圧装膜を用いて先ず圧力５ｃ５５　Ｋｌ）加え
、引続いて１５００℃に加熱して２０分間保持した。

冷却後、焼結体を取り出して、観察したところ２０〜３
０μｍのダイヤモンド粒子が超微粒のダイヤモンドを含
有する結合材を介して接合されていた。また接合界面で
は、ダイヤモンド焼結体が立方晶型窒化硼素を含有する
中間層を介して超硬合金に強固に接合されていた。

この複合焼結体を用いて、外径４６■の４枚歯ニジ成る
コアビットを作成し、圧縮強度１８００ユ／３：の安山
岩を２５０回転／分の速度で掘削した。なおビット荷重
は８００に９とした。比較の九め市販のビット用ダイヤ
モンド焼結体及び上記ダイヤモンド焼結体で中間層を用
いず超硬合金に直接接合したもののコアピットも試作し
、同様のテストを行った。その結果、本発明による焼結
体は２０ｍ掘削しても、ダイヤモンド焼結体は欠損もせ
ず使用可能であったのに対し、市販のビット用ダイヤモ
ンド焼結体を用いたコアヒラ？　１１５　ｍ掘削した時
点で、ダイヤモンド焼結体の欠損と剥離で寿命となった
。

また、硬質層は本発明による焼結体と同じ組成でおるが
中間接合層を有さない焼結体のコアピットは１５ｍ掘削
した時点でダイヤモンド焼結体が超硬合金よシ剥離した
。

実施例２表１に示す結合材粉末を作成した。微粒ダイこの結合材
と粒度５／Ｊｒｎ以上のダイヤモンド粒子を表２に示す
割合いで混合して完成粉末を作成した。

表　　２次に、表３に示す中間層粉末を作成した。

この中間層粉末をエチルセルロースを含む有機溶媒に混
入してスラリー状にし、ｗｅ−ｓｃｉＣＯ組成の超硬合
金に塗布した。この超硬合金ｉＭｏ製の容器に入れ、中
間層粉末と接するように表２のダイヤモンドを含有する
粉末を充てんした。これを実Ｍ例１と同様にして超高圧
焼結してダイヤモンド＠結体を作成し、３枚歯よシ成る
コアピントを試作した。表４に試作したダイヤモンド焼
結体と中間層の組成を示す。このビットを用いて一軸圧
縮強度２０００　ｋｌｉｌ、／ｎ”の安山岩ｅ５０ｍ／
分の速度で１０ｍ掘削した。

テスト結果を合わせて表４に示す。

表　　　　４実施列５ＷＣ−６＊　Ｃｏ超硬合金ｔ　（Ｍｏ，Ｗ）Ｃ−１０％
Ｔｉ、１（１％Ｃｏに変更した以外は実施例１と同様に
して、ダイヤモンド焼結体全試作し、４枚歯より成るコ
アピントを作成した。このピントを用いて一縮圧強度１
７００　ｋｇ／ｃａｗ”の安山岩を１ｏｏｍ／分の速度
で２０！ｆｉ掘削したが、ダイヤモンド焼結体は欠損や
剥離は生じながった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ダイヤモンド焼結体における強度（抗折力）
とダイヤモンド粒度の関係を表わしたものである。第２
図は本発明に係わる焼結体における粗粒のダイヤモンド
粒子の粒度と岩石切削性能を示したものでおるＣ、第５
図は本発明に係わる焼結体における粗粒ダイヤモンドの
含有量と岩石切削性能を示したグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）ＷＣ−Ｃｏ合金母材またはＭｏを主成分とする（
Ｍｏ、Ｗ）Ｃ型の炭化物結晶を鉄族金属で結合したサー
メット母材に接して、高圧相型窒化硼素と残部が周期律
表第４ａ、５ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物またはこ
れら２種以上の固溶体もしくは混合物、あるいはこれら
にＡｌまたはＳｉあるいはこの双方を重量で０．１％以
上含有する粉末を粉末状でもしくは型押体で置くか、ま
たは該母材上に予め塗布しておき、この上に１０〜１０
０μｍのダイヤモンド粉末を５０〜８５容量％と残部が
１μｍ以下の超微粒ダイヤモンド粉末を６０〜９０容量
％と１μｍ以下のＷＣまたはこれと同一結晶構造を有す
る（Ｍｏ、Ｗ）Ｃと鉄族金属粉末の混合粉末を充てんし
、この全体を超高圧高温装置を用いて、ダイヤモンドが
安定な高温高圧下でホットプレスして、ダイヤモンドを
含有する硬質層および中間層粉末を焼結し、同時に母材
に接合させることを特徴とする工具用複合ダイヤモンド
焼結体の製造方法。
（２）焼結をＷＣまたはこれと同一結晶構造を有する（
Ｍｏ、Ｗ）Ｃと鉄族金属の割合いがその共晶組成に相当
するものより、炭化物の量を多くした混合粉末を用い、
炭化物と鉄族金属の共晶生成温度以上で超微粒ダイヤモ
ンドの粒成長を抑制しながら行なう特許請求の範囲第（
１）項記載の工具用複合ダイヤモンド焼結体の製造方法
。
（３）周期律表第４ａ族の窒化物がＴｉＮである特許請
求の範囲第（１）または（２）項記載の工具用複合ダイ
ヤモンド焼結体の製造方法。
（４）ＷＣ−Ｃｏ合金母材またはＭｏを主成分とする（
Ｍｏ、ｗ）Ｃ型の炭化物結晶を鉄族金属で結合したサー
メット母材に接して、高圧相型窒化硼素と残部が周期律
表第４ａ、５ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物、または
これら２種以上の固溶体もしくは混合物、あるいはこれ
らにＡｌまたはＳｉあるいはこの双方生重量で０．１％
以上含有する粉末を粉末状でもしくは型押体で置くか、
または該母材上に予め塗布しておき、この上に１０〜１
００μｍのダイヤモンド粉末を５０〜８５容量％と残部
が１μｍ以下の超微粒ダイヤモンド粉末を６０〜９０容
量％と１μｍ以下のＷＣまたはこれと同一結晶構造を有
する（Ｍｏ、Ｗ）Ｃの混合粉末を充てんし、こと上に鉄
族金属の一種、または二種以上の合金板を載置した後、
固体圧力媒体を用いた超高圧高温装置を使用してダイヤ
モンドが安定な高温高圧下で鉄族金属の一種または二種
以上の合金の液相を混合粉末中に浸入させることにより
、ダイヤモンドを含有する硬質層と中間層粉末を焼結せ
しめると同時に母材に接合させることを特徴とする工具
用複合ダイヤモンド焼結体の製造方法。
（５）焼結をＷＣまたはこれと同一結晶構造を有する（
Ｍｏ、Ｗ）Ｃと鉄族金属の割合いがその共晶組成に相当
するものより、炭化物の量を多くした混合粉末を用い、
炭化物と鉄族金属の共晶生成温度以上で超微粒ダイヤモ
ンドの粒成長を抑制しながら行なう特許請求の範囲第（
４）項記載の工具用複合ダイヤモンド焼結体の製造方法
。
（６）中間層の成分である周期律表第４ａ族の窒化物が
ＴｉＮである特許請求の範囲第（４）または（５）項記
載の工具用複合ダイヤモンド。
（７）ＷＣ−Ｃｏ合金母材またはＭｏを主成分とする（
Ｍｏ、Ｗ）Ｃ型の炭化物結晶を鉄族金属で結合したサー
メット母材に接して、高圧相型窒化硼素と残部が周期律
表第４ａ、５ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物、または
これら２種以上の固溶体もしくは混合物あるいはこれら
にＡｌまたはＳｉあるいはこの双方を重量で０．１％以
上含有する粉末を粉末状でもしくは型押体で置くか、ま
たは該母材上に予め塗布しておき、この上に１０〜１０
０μｍのダイヤモンド粉末を５０〜８５容量％と残部が
、１μｍ以下の超微粒ダイヤモンド粉末を６０〜９０容
量％と１μｍ以下のＷＣまたはこれと同一結晶構造をす
る（Ｍｏ、Ｗ）Ｃ、硼素または硼化物を重量で混合粉末
の０．００５〜０．１５％及び鉄族金属の混合粉末を作
成し、ダイヤモンドを含有する硬質層と中間層粉末を焼
結せしめると同時に、母材に接合させることを特徴とす
る工具用複合ダイヤモンド焼結体の製造方法。
（８）焼結をＷＣまたはこれと同一結晶構造を有する（
Ｍｏ、Ｗ）Ｃと鉄族金属の割合いがその共晶組成に相当
するものより、炭化物の量を多くした混合粉末を用い、
炭化物と鉄族金属の共晶生成温度以上で超微粒ダイヤモ
ンドの粒成長を抑制しながら行なう特許請求の範囲第（
７）項記載の工具用複合ダイヤモンド焼結体の製造方法
。
（９）周期律表第４ａ族の窒化物がＴｉＮである特許請
求の範囲第（７）または（８）項記載の工具用複合ダイ
ヤモンド。
（１０）ＷＣ−Ｃｏ合金母材またはＭｏを主成分とする
（Ｍｏ、Ｗ）Ｃ型の炭化物結晶を鉄族金属で結合したサ
ーメット母材に接して、高圧相型窒化硼素と残部が周期
律表第４ａ、５ａ族の炭化物、窒化物、炭窒化物、また
はこれら２種以上の固溶体もしくは混合物、あるいはこ
れらにＡｌまたはＳｉあるいはこの双方を重量で０．１
％以上含有する粉末を粉末状でもしくは型押体で置くか
、または該母材上に予め塗布しておき、この上に１０〜
１００μｍのダイヤモンド粉末を５０〜８５容量％と残
部が１μｍ以下の超微粒ダイヤモンド粉末を６０〜９０
容量％と１μｍ以下のＷＣまたはこれと同一結晶構造を
有する（Ｍｏ、Ｗ）Ｃ、硼素、または硼化物を重量で混
合粉末の０．００６〜０．１６％含有する混合粉末を充
てんし、この上に鉄族金属の一種、または二種以上の合
金板を載置した後、固体圧力媒体を用いた超高圧高温装
置を使用してダイヤモンドが安定な高温高圧下で鉄族金
属の一種または二種以上の合金の液相を混合粉末中に浸
入させることにより、ダイヤモンドを含有する硬質層と
中間層粉末を焼結せしめると同時に母材に接合させるこ
とを特徴とする工具用複合ダイヤモンド焼結体の製造方
法。
（１１）焼結をＷＣまたはこれと同一結晶構造を有する
（Ｍｏ、Ｗ）Ｃと鉄族金属の割合いがその共晶組成に相
当するものより、炭化物の量を多くした混合粉末を用い
、炭化物と鉄族金属の共晶生成温度以上で超微粒ダイヤ
モンドの粒成長を抑制しながら、行なう特許請求の範囲
第（１０）項記載の工具用複合ダイヤモンド焼結体の製
造方法。
（１２）周期律表第４ａ族の窒化物がＴｉＮである特許
請求の範囲第（１０）または（１１）項記載の工具用複
合ダイヤモンド焼結体の製造方法。