KR100522779B1 - 다공질 숫돌 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

초연삭재입자와 결합재의 결합력을 높이고, 결합재의 연삭과정에서의 마멸성과 숫돌의 물성을 높이는 것이고, 연삭재입자로서 초연삭재입자와 결합재로서 금속분말로 이루어지고, 결합재는 다공질체로 형성된 후 적어도 그 표면이 세라믹스로 변성되고, 연삭재입자의 돌출을 먼저 제어하고 이어서 연삭재입자의 그립상태를 제어하는 것을 특징으로 하는 다공질 숫돌의 제조방법.

Description

다공질 숫돌 및 그 제조방법{POROUS GRINDING STONE AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 정밀가공분야에 사용되는 다공질의 초연삭재입자 숫돌에 관한 것으로 특히 고능률로 강도가 뛰어난 다공질 초연삭재입자 숫돌 및 그 제조방법에 관한 것이다.

다이아몬드나 입방정 질화붕소(이하,「cBN」으로 표기하는 경우도 있다)의 연삭재입자는 지극히 높은 경도를 갖기 때문에 "초연삭재입자"라 불리고 강(綱), 고경도금속, 유리, 세라믹스, 석재 등의 정밀한 연삭가공에 많이 사용되고 있다. 이 초연삭재입자를 이용한 초연삭재입자 숫돌(이하, 간단히 「숫돌」이라 한다)은 일반적으로 초연삭재입자를 결합재로 결합해 성형하여 제조된다. 이 결합재로서 합성수지를 이용한 것은 레진본드숫돌, 유리질을 이용한 것은 비트리파이드본드숫돌, 금속을 이용한 것은 메탈본드숫돌이라 불리고, 각각 피연삭체의 특성에 의해 구분 사용된다. 최근에는 박막프로세스를 이용한 집적회로로 대표되듯이 소자의 고밀도화가 진행되고, 또 넓게 보급되면 경제적 이유에서 기판의 절단대의 폭을 예를 들면, 0.3mm이하로 하는 정밀한 절단이 요구되게 되어 이 절단을 가능하게 하는 얇은 절삭날(thin-edge)의 연삭숫돌이 요구되게 되었다.

이들 숫돌중에서 메탈본드숫돌은 금속분말에 연삭재입자를 균일하게 분산시켜 합금과 함께 성형틀에 넣어 프레스 성형 및 소결(또는 핫프레스)를 거쳐 성형된다. 메탈본드숫돌의 금속 결합제로는 예를 들어, Cu-Sn계, Cu-Sn-Co계, Cu-Sn-Fe-Co계, Cu-Sn-Ni계, 혹은 Cu-Sn-Fe-Ni계, 또는 이것들에 인을 첨가한 것 등이 이용되고 있다. 이들의 종래의 메탈본드숫돌은 레지노이드본드숫돌이나 비트리파이드숫돌에 비하여 결합 강도가 현격히 높고, 초연삭재입자를 이용해 강력한 연삭을 하는 경우에 필요한 뛰어난 연삭재입자 보지력을 갖고 있는 이점이 있으나, 결합제 자체의 강도, 점착성이 강하고, 연삭과정에서 결합재가 마멸없이 연삭재입자가 마멸하더라도 탈락하지 않기 때문에 드레싱간격을 짧게 하지 않으면 고능률연삭이 불가능하다. 따라서 종래의 메탈본드숫돌은 칩의 배출이 나빠 로딩되기 쉽기 때문에 연삭저항이 커지고, 또 연삭질이 나빠서 발열이 커지고, 마무리면이 불량으로 되기 쉽고, 또 인피드(infeed)를 증대시키기도 하고, 숫돌과 공작물의 접촉 면적을 크게하여 고능률 연삭을 하는 것은 지극히 어려워지는 등의 결점이 있다. 게다가 이들 본드는 연삭시 연화하여 소성유동을 일으켜 숫돌표면에 로딩을 일으키는 결점도 있다.

종래 이런 종류의 정밀연삭에 이용되는 얇은 절삭날 숫돌은 강도의 관점에서 보면 거의 메탈본드숫돌이었다. 메탈본드숫돌은 니켈이나 청동계 합금을 결합재로 하여 전주법이나 소결법에 의해 제작되었는데, 결합재상의 조직이 치밀하기 때문에 드레싱이 곤란하여 전해법 등의 번잡하고 고가인 기술과 장치를 필요로 했다. 즉, 숫돌을 활성화하기 위해서는 초연삭재입자의 절삭날을 결합재상의 표면에서 돌출시킬 필요가 있다. 일반적으로 숫돌이 형성된 상태에서는 숫돌표면에서 초연삭재입자와 결합재상은 동일 레벨에 있다. 이 상태에서 초연삭재입자의 절삭날을 돌출시키기 위해서는 초연삭재입자를 남긴채로 결합재상의 표층을 어느 정도의 깊이까지 제거하지 않으면 안된다. 이 작업이 「드레싱」인데, 결합재의 표층이 평활하면 초연삭재입자를 남긴채로 결합재상의 표층만을, 예를 들면 스크래핑 등의 방법으로 제거하는 것은 상당히 곤란하고, 전해법 등에 의해 결합재상의 표층을 용출제거하는 것 등의 번잡하고 고가인 방법이 필요하게 된다.

한편 비트리파이드본드 숫돌은 일반적으로 결합재인 세라믹스 입자와 초연삭재입자의 혼합물을 성형하고, 압력하에 소결해서 제조되는 것이었고, 결합재상이 다공질이고, 조직이 거칠기 때문에 특별한 드레싱이 불필요하고, 또 연삭작업중에 생기는 연삭칩 등은 기공이 포켓에 포착되어 제거되기 때문에 로딩을 일으키기 어렵고, 또 연삭재입자의 절삭날이 마모해도 결합재상이 거칠고 무르기 때문에 적절히 붕괴되어 떨어져나가 새로운 절삭날이 생겨 글레가징도 일어나기 어렵다. 그러나, 비트리파이드본드 숫돌은 결합재상이 무를 뿐만 아니라, 결합재와 초연삭재입자의 결합력도 약하기 때문에, 예를 들면 0.3mm이하로 되는 얇은절삭날로 될 수 없고, 또 덜링(dulling; 숫돌의 입자가 탈락하는 현상을 말함)이 일어나기 쉽기 때문에 고경도의 난연삭성 피연삭체를 강한 압력으로 연삭하는 경우에는 소모가 심해져서 경제적이 아니다.

이들의 결점을 개선하기 위해서 연속 다공질 메탈본드 숫돌이 제안되고 있는데(일본국특개소59-182064호 공보), 분말소결법을 이용한 것은 아니다. 용제가용 무기화합물을 소정의 형상으로 소결해서 성형한 후, 얻어진 소결체의 공극부에 연삭재입자를 충전해서 예열하고, 그와 동시에 이 연삭재입자 충전소결체의 공극부에 용융한 금속 또는 합금을 압입하여 응고시킨 후 용제로 상기 무기화합물을 용출시켜서 제조하는, 기공부여제를 필러로서 첨가해 연삭재입자층에 기공을 개재시키는 방법이 기재되어 있다. 또, 연삭재입자에 여러 층의 금속코팅을 실시하여 핫프레스에 의해 비트리파이드본드같은 구조로 소결시켜 기공을 갖게 한 것(일본국 특공 소54-31727호 공보) 등, 연삭 질의 저하를 방지하는 수단이 제안되어 있다. 더욱이 로딩을 극복하기 위한 주철을 이용한 숫돌(일본국 특개평3-264263호 공보)이 제안되고 있다. 그 주철본드 숫돌은 고강도로 강성이 높고, 고 인피드 중연삭이 가능하고, 소성유동을 일으키지 않는 취성파괴적인 마모가 있고, 로딩이 생기기 어려운 등의 여러가지 이점을 갖고 있는데, 강도가 너무 크기 때문에 동계의 본드에 비해 드레싱성이 나쁘고, 또 그 강성의 크기가 기존의 연삭반과 연삭방식으로는 실용하기 어려운 것이 현실이다. 연삭재입자층의 내부에 다수의 기공을 형성시키는 것은 그 기공에 연삭액을 함침시켜 숫돌의 냉각성을 높이거나, 이 기공으로 연삭저항을 작게하여 양호한 연삭 질을 갖는 것이 가능, 다시 말하자면 발열이 적고, 고품질의 마무리 면을 얻을 수 있는 것을 예상할 수 있다. 그러나, 종래의 동계의 메탈본드숫돌에 있어서는 기공을 갖는 것은 당연히 강도의 저하, 더나아가서는 연삭재입자 보지력의 저하를 초래하고, 충분한 연삭성능을 얻는 데는 못 미친다.

또, 무기공형 주철본드숫돌에 있어서는 주철분말의 소결성의 악화로 주철분말에 철분말을 첨가하고, 거기에 8,000kgf/㎠ 내지 10,000kgf/㎠의 하중으로 성형하고 있다. 철분을 첨가하는 것으로 주철 본래의 취성파괴거동을 소실시켜 동계 본드와 같은 소성변형을 일으키는 원인도 되어 주철의 특징이 두드러지지는 못한다. 또, 연삭재입자는 직접 주철과 접하면 철과 탄소의 반응에 의해 다이아몬드가 소실하기 때문에 다이아몬드를 보호하기 위한 피막이 필요하다.

그래서, 본 발명자들은 연삭효율이 좋고, 강도가 강하고, 동시에 결합재와 초연삭재입자의 결합력도 강한 숫돌을 얻기 위해서 메탈본드숫돌의 조직중에 기공을 형성해서 다공질로 하는 발명을 완성시켰다(일본국 특개평7-251378호 및 특개평7-251379호 공보). 이 다공질 메탈본드 숫돌은 예를 들면 초연삭재입자와 결합재금속입자를 혼합하고, 열발휘성의 결합제를 사용하거나 또는 사용하지 않고, 숫돌의 형상으로 압축형성하고 결합재금속이 입자상을 가진 채로 그 입자끼리 또는 결합재입자와 초연삭재입자 사이에 결합이 생기는 정도의 온도와 압력을 가해 소결함으로써 제조할 수 있다. 이렇게 제조된 다공질 메탈본드 숫돌은 결합재와 초연삭재입자의 결합력이 강하고, 더욱이 드레싱성이 양호하고, 또 연삭작업중에 생기는 연삭칩 등은 기공 포켓에 포착되어 제거되기 때문에 로딩이 일어나기 어렵고, 연삭재입자의 절삭날이 마모해도 결합재상의 소결강도를 조정하는 것으로 적절하게 붕락되어 새로운 절삭날이 나타나고 글레이징도 일어나기 어려운 것으로 기대되어 그 나름대로의 성과를 얻었다.

그러나, 상기의 다공질 메탈본드숫돌에 있어서는 초연삭재입자와 결합재의 결합력이 강하다고는 하지만 금속의 범위 내의 강도이다. 또, 결합재상 부분의 다공질 메탈도 금속이기 때문에 영률의 크기에도 한계가 보여진다. 기존 숫돌에 비해 현격히 숫돌성능은 향상했지만 연삭재입자와 결합재의 반응이나 결합재상 그 자체가 갖는 재료 물성을 높이지 않으면 안되는 문제가 남았다.

도 1은 본 발명의 다공질 연삭재입자 숫돌의 일실시예에서의 표층부분의 단면모식도이다.

도 2는 중앙에 보이는 다이아몬드와 그 주위의 작은 분말 Ti을 확인하기 위한 것으로, 다공질 연삭재입자 숫돌의 질화처리전 샘플의 도면대용 전자현미경사진이고,

도 3은 도 2의 부분확대사진이다.

이 문제를 해결하기 위해서 본 발명자들은 초연삭재입자와 결합재 사이의 결합력을 높임과 동시에 결합재의 연삭과정에서의 마멸성, 숫돌의 물성을 높이는 것을 과제로 하였다.

본 발명은 초연삭재입자와 결합재상의 결합력이 강하고, 드레싱성, 덜링성, 로딩성, 글레이징성 등이 밸런스 좋게 개선되어, 미세가공용 얇은절삭날 숫돌로도 사용가능한 강도를 갖는 다공질 연삭재입자 숫돌 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것으로서, 이하 그 구성을 구체적으로 설명한다.

본 발명은 연삭재입자로서 초연삭재입자 및 결합재로서 금속분말로 이루어지고, 이 결합재는 화학적 및 물리적 결합을 하여 초연삭재입자를 보지한 다공질체로 형성되고, 동시에 상기 다공질체로 형성된 후 적어도 그 표면이 세라믹스로 변성되어 있는 것을 특징으로 하는 다공질 연삭재입자 숫돌을 요지로 하고 있다. 결합재의 다공구조상의 기공률을 조절하고 적어도 상기 다공질체의 표면을 세라믹스로 변성하는 것에 의해 얻어지고, 초연삭재입자와 결합재상의 결합력이 강하고, 드레싱성, 덜링성, 로딩성, 글레이징성 등이 밸런스 좋게 개선되고, 미세가공용의 얇은 절삭날 숫돌로서도 사용가능한 강도를 갖는 다공질 연삭재입자 숫돌이다.

상기 초연삭재입자는 누프경도 1000 이상을 갖는 재료로 이루어진 군에서 선택된다. 구체적으로는, 다이아몬드 및 입방정 질화붕소로 이루어진 군에서 선택된다. 상기 초연삭재입자는 평균입경이 1000㎛ 이하의 것을 이용한다.

상기 결합재는 가열하에 이 초연삭재입자와 화학적 및 물리적으로 결합해 얻은 금속으로 이루어지고, 상기 다공질체가 분말소결에 의해 형성된 다공구조상의 물질이 된다. 상기 금속은 Fe, Cu, Ni, Co, Cr, Ta, V, Nb, Al, W, Ti, Si 및 Zr로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상이다. 상기 숫돌 전체의 기공률이 5∼60%, 바람직하게는 5∼45%이다.

본 발명은 연삭재입자로서의 초연삭재입자와 결합재로서의 금속분말을 원료로 하여 다공질연삭재입자 숫돌을 제조하는 방법에 있어서, 연삭재입자의 돌출과 연삭재입자의 그립방식을 별개로 제어하는 것을 특징으로 하는 제조방법을 요지로 하고 있다.

본 발명은 연삭재입자로서의 초연삭재입자와 결합제로서의 금속분말을 원료로 하여 다공질 연삭재입자 숫돌을 제조하는 방법에 있어서, 연삭재입자의 돌출을 먼저 제어하고, 그 다음에 연삭재입자의 그립방식을 제어하는 것을 특징으로 하는 제조방법을 요지로 하고 있다.

본 발명은 연삭재입자로서의 초연삭재입자와 결합제로서의 금속분말을 혼합하고, 소정의 치수 형상으로 성형한 후, 이 성형체의 초연삭재입자와 결합재입자의 계면에서 원자의 확산이 일어남과 동시에 결합재입자끼리 소결해서 다공질체가 되도록 조절된 온도와 압력을 가해 소결하고, 그 후 질소, 탄소, 수소로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 기체 존재하에서 가열해 적어도 상기 다공질체의 표면을 세라믹스로 변성한 것을 특징으로 하는 다공질 연삭재입자 숫돌의 제조방법을 요지로 하고 있다.

상기 연삭재입자로서 평균입경이 1000㎛ 이하의 초연삭재입자를 사용한다. 상기 연삭재입자로서 누프경도 1000 이상을 갖는 재료로 이루어진 군에서 선택된 초연삭재입자를 이용한다. 상기 누프경도 1000 이상을 갖는 재료로서 다이아몬드 또는 입방정 질화붕소를 이용한다.

상기 결합재로서 가열하에 이 초연삭재입자와 화학적 및 물리적으로 결합해 얻은 금속을 사용하고, 분말소결에 의해 다공구조상의 다공질체를 형성한다. 상기 금속으로 Fe, Cu, Ni, Co, Cr, Ta, V, Nb, Al, W, Ti, Si 및 Zr로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 금속을 사용한다. 숫돌전체의 기공률이 5∼60%가 되도록 조절된 온도와 압력을 가해 소결한다. 바람직하게는 숫돌전체의 기공률이 5∼45%가 되도록 조절된 온도와 압력을 가해 소결한다. 상기의 소결을 통전소결법에 의해 행하고, 소결시의 온도를 600℃∼2000℃의 범위내로 하고, 동시에 압력을 5MPa∼50MPa의 범위내로 한다. 혹은 상기의 소결을 핫프레스 소결법으로 행하고, 소결시의 온도를 600℃∼2000℃의 범위내로 하고 동시에 압력을 5MPa∼50MPa의 범위내로 한다. 또 분위기소결, HIP소결 등과 같은 다른 소결방법도 적용할 수 있다.

본 발명의 다공질 연삭재입자 숫돌의 원료는 상기의 연삭재입자로는 지극히 높은 경도를 갖는 연삭재입자인 "초연삭재입자", 바람직하게는 누프경도 1000 이상을 갖는 재료에서 선택된다. 구체적으로는 다이아몬드 및 입방정 질화붕소로 이루어진 군에서 선택된다. 여기에 사용되는 초연삭재입자(1)는 단결정 또는 다결정의 다이아몬드, 또는 단결정 또는 다결정의 cBN 중 어느 하나, 또는 그들의 임의의 2종 이상의 혼합물로서 평균입경이 1000㎛ 이하인 것이다.

초연삭재입자로는 예를 들어 세리믹스재료 등의 피연삭체를 정밀가공하는 경우에는 최고경도를 갖는 다이아몬드를 이용하는 것이 바람직하다. 이 다이아몬드는 단결정의 것 이외에 다결정의 것이라도 좋고, 천연아이아몬드, 인조다이아몬드 어느 것이라도 좋다.

또 철계의 피연삭체에는 다이아몬드의 사용에 문제가 있기 때문에 이 경우에는 cBN을 이용하는 것이 바람직하다. 이 cBN도 단결정의 것, 다결정의 것 어느 것이라도 좋다.

상기의 초연삭재입자와 함께 이용되는 결합재는 선택된 초연삭재입자의 계면에 가열시 화학적 및 물리적결합이 생기는 것이라면 어떤 것이라도 좋다.

상기의 "화학적 및 물리적 결합"이라는 것은 초연삭재입자와 결합재의 원자가 접촉계면에서 열적확산으로 뒤섞인 것에 의해 형성되는 공융혼합물, 고용체 또는 화합물로 이루어진 확산접합상을 형성해 결합한 상태를 의미한다.

상기의 결합재는 특히, 정밀연삭용 숫돌의 결합재로 적당한 금속이고, 소결후 세라믹스화되어 취성이 부여되는 Fe, Cu, Ni, Co, Cr, Ta, V, Nb, Al, W, Ti, Si, Zr로 이루어진 단체원소로 된 군에서 선택되는 1종 이상이다. 결합재로서의 금속은 평균입경이 상기 초연삭재입자의 평균입경의 5%∼50%의 범위내에 있는 분말상태의 것을 이용하는 것이 바람직하다.

초연삭재입자에 대한 결합재입자의 입경비가 1:1에 가까우면 최밀 충전상태에서도 초연삭재입자와 결합재입자의 접점이 적어지고, 따라서 소결시 결합력이 부족해서 덜링 등의 원인이 되기 쉽다. 초연삭재입자에 대한 결합재입자의 입경비가 1:0.05∼0.5의 범위에 있으면 초연삭재입자와 결합재 입자의 접점수가 충분히 많아지기 때문에 소결시에도 확산접합상이 초연삭재입자의 거의 전표면에 박막상으로 형성되어 초연삭재입자와 결합재의 결합력이 커지고 더욱이 적절한 기공률을 갖게 된다.

초연삭재입자에 대한 결합재 입자의 입경비가 1:0.05보다 작아지면 접점수는 충분히 많아지기 때문에 소결시 결합력은 문제되지 않는데, 기공률 및 기공경이 작아져 소결체는 무기공 메탈본드숫돌과 큰 차이가 없어진다.

이들 결합재는 상기의 초연삭재입자와 접촉한 상태에서 예를 들면, 300℃∼2000℃의 범위로 가열하면 그 계면에서 원자의 확산이 이루어져 공융혼합물, 고용체 또는 화합물로 이루어진 확산접합상이 형성된다. 초연삭재입자와 결합재는 이 확산접합상에 의해 강고하게 결합된다. 따라서, 연삭 질을 좋게하기 위해서 깊게 드레싱되어 초연삭재입자와 결합재의 접촉면적이 비교적 작아진 경우에도 연삭작업중 초연삭재입자의 불필요한 탈락이 일어나기 어렵다. 그러나, 이 융합상의 두께가 과대해지면 이 확산접합상과 초연삭재입자 간에 박리가 일어나는 것을 알았다. 이것은 확산접합상의 과잉생성에 의해 접촉계면에 대해서 다이아몬드에서는 C, cBN에서는 B의 이동도가 높아, 공핍층이 형성되거나 수평방향으로 비틀림응력이 발생함과 동시에 초연삭재입자 본체와 확산접합상과의 열팽창계수가 다르기 때문에 열적변화에 의해 확산접합상에 주름이 생기는 등의 이유로 인한 것으로 생각된다.

이 관점에서 본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌에서의 확산접합상의 두께는 연삭재입자경에 대해서 일정 범위내로 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 이 확산접합상의 두께는 초연삭재입자와 결합재의 분체혼합물을 소결성형할 때 가하는 온도와 시간을 조절하는 것에 의해 제거가능하다. 이 온도와 시간은 선정된 초연삭재입자와 결합재의 종류와 입도, 소결방법과 장치, 및 소결시의 압력 등에 의해 변화하기 때문에 실제로 사용하기 적합한 온도는 실험에 의해 결정되어야 한다. 일반적인 선정 온도 범위는 300℃∼2000℃이다.

연삭재입자로서 다이아몬드, 결합재로서 철계금속을 이용하는 경우에 대하여 설명하면, 철계금속으로는 가열하에 다이아몬드입자와 화학적 및 물리적으로 결합하여 얻은 철계 금속의 분말이면 어느 것이나 좋다. 일반적으로 철에는 측정한계 이하의 탄소를 함유하는 철(순철)에서부터 소량의 탄소를 함유하고 있는 탄소강, 또는 1.7% 이상의 탄소를 함유한 주철에 이르기까지 다양한 종류의 재질이 존재한다.

본 발명에서는 다이아몬드의 탄소성분과 반응시켜 접합강도를 향상시켜야 하기 때문에 철계금속분말은 주철이 대표적이지만 그것에만 제한되는 것은 아니다.

다이아몬드의 탄소성분과 반응시켜 접합강도를 향상시킴과 동시에 적당한 기공률을 갖게한 소결후에 상기 소결체는 세라믹스화된다. 세라믹스화에 의해 예를 들면, 질소 또는 탄소와 철의 반응에 의해 취성파괴거동을 나타내는 철본드로 변화하기 때문에 철계금속분말에는 소결시 다이아몬드입자와 화학적 및 물리적으로 결합하여 얻은 성질 및 적당한 기공률을 갖도록 하여 얻은 성질을 갖는 것이 우선된다.

연삭재입자로서 다이아몬드, 결합재로서 철계금속을 이용한 경우, 연삭재입자로서 다이아몬드 및 결합재로서 철계금속분말로 이루어지고, 결합재 부분이 분말소결에 의해 형성된 다수의 기공을 함유하고 있고, 동시에 연삭재입자가 결합재인 철계금속에 화학적 및 물리적 결합을 하여 보지되어 있고, 이러한 상기 다공질 구조로 형성된 후, 적어도 그 표면이 세리믹스로 변성된다. 이렇게 메탈본드숫돌에 있어서, 메탈본드에 다수의 기공을 함유시킴에 의해, 그리고 적어도 다공질 메탈본드의 표면을 세라믹스화하는 것에 의해 메탈본드의 강도 및 마소성을 조정하는 것이다. 메탈본드의 세라믹스화는 가스량, 가스압력 또는 소결온도, 시간에 의해 세라믹스화의 정도가 조정될 수 있고, 그에 의해 영률는 자유자재로 제어할 수 있다. 당연히 표면뿐만 아니라 다공질 메탈본드 전체를 세라믹스화할 수 있다.

본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌에서는 숫돌전체의 기공률은 5∼60%, 좋게는 5∼45%로 조절한다. 본 발명에 있어서, 숫돌전체의 기공률은 결합재의 기공률에 상당한다. 그 기공률은 금속의 입경, 숫돌의 성형조건 및 숫돌의 소성조건에 의해 조절한다. 이 조절에 의해서도, 메탈본드의 기계적강도 및 연삭재입자 보지력을 제거할 수 있다.

즉, 본 발명의 연삭재입자는 연삭재입자로서 다이아몬드, 결합재로서 Ti금속을 사용하는 경우, 결합재인 Ti금속과 다이아몬드가 그 계면에서 화학반응에 의해 보지되고 있다. 즉, 다이아몬드와 Ti금속이 화학반응에 의해 TiC라는 화합물을 생성하고, 계면이 세라믹스화된다. 본드부분의 기계적강도, 즉 기공률 및 연삭재입자 보지력의 제어는 Ti금속분말의 입도, 소결온도, 소결시간을 조정하는 것으로 행해진다. 또 상기 다공질 메탈본드(Ti)의 적어도 표면에서 내부까지의 세라믹스화(예를 들어 TiN)는 다공질화된 후의 N₂가스에 의한 화학반응처리에 의해 조정할 수 있다. 이에 따라 연삭재입자의 보지력이 본드 자체의 강도, 강성(영률), 마모성(기공률)을 자유자재로 컨트롤할 수 있다.

예를 들면, 주철본드 다공질숫돌의 경우는 다이아몬드와 주철의 반응부분 제어는 가능한데, 본드 부분 자체의 주철의 기계적 특성에 의존하고 있다. 결국 주철의 물성치에 의해 결정된다.

본 발명에서는 화학반응처리에 의해 본드부분의 강도, 강성, 마소성이 제어할 수 있는 것이 특징이고, 더욱이 그 본드부분을 세라믹스화할 수 있는 특징이 있다.

초연삭재입자와 결합재입자를 성형틀에 충전하고, 압력과 온도를 가해서 소결하면 결합재입자가 일부 용해되고, 초연삭재입자와 접촉하고 있는 것은 그 표면에 젖어 퍼지고, 쌍방의 원자가 열적확산에 의해 뒤섞여 공융혼합물, 고용체 또는 화합물로 이루어진 확산접합상을 형성한다. 결합재입자끼리 접촉하고 있는 경우는 그 접촉면에서 융합이 일어나고, 결합재입자끼리 넥(neck)에서 상호연결되고, 그 접촉부분이 연속기공을 형성한다.

소결시에 초연삭재입자와 결합재입자의 혼합비율은 초연삭재입자:결합재입자의 용량비로 1:3∼2:1로 하는 것이 바람직하다. 초연삭재입자의 비율이 1:3보다 작으면 연삭능력이 부족하게 되고, 초연삭재입자의 비율이 2:1보다 크면 초연삭재입자의 밀도가 너무 높아 소결체의 강도가 저하되어 덜링 등이 일어나기 쉽게 된다.

"기공률"에 대해서 설명한다. 본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌의 기공률은 5%∼60%의 범위 내, 더욱 바람직하게는 5%∼45%의 범위 내인 것이 바람직하다. 숫돌로 사용되고 있는 것의 최대 기공률은 특수한 경우를 제외하고 비트리파이드 숫돌이 가장 크고, 최대 50% 정도이다. 실제로 사용하고 있는 범위는 35%∼45% 정도가 많다. 기공률이 50%까지 근접하면, 숫돌의 강도는 상당히 저하되어 숫돌이 파괴될 위험이 있게 된다. 그러나, 강력한 연삭이 가능한 초연삭재입자의 성능을 충분히 발휘시키고, 고가의 연삭재입자를 유효하게 이용하기 위해서는, 기본적으로 연삭재입자율은 낮게 되고, 결합재는 연삭재입자 보지력이 강한 메탈본드로 하고, 그것을 필요최소한으로 사용하고, 게다가 기공률은 크게 하는 것이 바람직하다. 통상의 주철본드 다이아몬드 숫돌의 경우, 본드 자신의 기공률은 거의 없고, 연삭재입자를 개재하여 그 극간을 얻거나, 또는 기공부여제를 첨가하는 것에 반하여, 본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌은 메탈본드 자신이 다수의 기공을 포함하고 있는 것을 특징으로 하고 있다. 본 발명의 숫돌 전체의 기공률이 5%보다 작으면, 본드 강도가 아주 높게 되어 철계 금속의 마모특성을 충분히 발휘할 수 없다. 따라서 기공률의 하한은 5%로 한다. 또한 기공률이 너무 높으면 숫돌의 강도가 저하되어 파괴될 위험이 있다. 따라서, 기공률은 60% 이하, 바람직하게는 45% 이하로 한다.

본 발명의 초연삭재입자 숫돌은 다공질로 형성되어 있다. 그 기공률은 5%∼60%의 범위 내, 특히 5%∼45%의 범위 내로 되는 것이 바람직하다.

기공률이 5% 미만이면, 기공에 의한 포켓용량이 부족하고, 또한 냉각액의 순환도 불충분하게 되어 로딩 등이 일어나기 쉽고, 45%, 특히 60%를 넘으면, 결합재상의 물성이 저하되어 덜링(dulling)이나 글레이징(glazing)이 일어나기 쉽고, 또한 얇은 절삭날 숫돌을 제조한 때는 파괴되기 쉽다.

다공질의 본 숫돌을 제조하는 때에는 결합재를 분체로서 초연삭재입자와 혼합하고, 이 분체 혼합물을 몰드에 충전하고, 가압하에서 초연삭재입자와 결합재입자, 및 결합재입자끼리를 소결하는 것이 바람직하다. 이때, 초연삭재입자와 결합재입자의 각각의 평균입경, 혼합비율, 소결압력, 소결온도, 소결시간 등을 조절하여 기공률을 바람직한 범위로 조절할 수 있다.

"확산접합"에 대하여 설명한다. 본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌에 있어서는, 연삭재입자로서 초연삭재입자와 결합재로서 금속분말로 이루어지고, 이 결합재는 화학적 및 물리적 결합을 하여 초연삭재입자를 보지한 다공질체로 형성되어 있다. 상기의 "화학적 및 물리적 결합"은 초연삭재입자와 결합재의 원자가 접촉계면에서 열적확산에 의해 혼합되어 공융혼합물, 고용체 또는 화합물로 된 확산접합상을 형성하여 결합한 상태를 의미한다.

예를 들면, 다이아몬드 또는 cBN으로 이루어진 군에서 선택되고, 평균입경이 1000㎛ 이하인 초연삭재입자와, 가열하에서 상기 초연삭재입자와 화학적 및 물리적으로 결합하여 얻어지는 금속 결합재를 포함하고, 상기 결합재가 연속기공을 갖는 다공질체 소결된다. 상기 결합재와 초연삭재입자의 계면에 이들의 "화학적 및 물리적 결합"이 형성되고, 이 확산접합상의 두께가 연삭재입경(r)에 대하여 일정 범위 내에 있도록 제어되는 것이 바람직하다. 이 확산접합상은 Ti, Ni, Fe, Si, Ta, W, Cr, 및 Co로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 금속과 초연삭재입자로 형성되어 있는 것이 바람직하다. 철계 금속의 탄소농도와 다이아몬드의 농도구배에 대하여 철은 대략 6∼7%의 탄소를 함유할 수 있다. 즉, 철이 예를 들면 3%의 탄소량을 갖는 경우에 철이 3∼4%의 탄소와 더욱 반응할 수 있다. 다이아몬드와 철분말을 혼합하여 소결시킨 경우에, 소결온도에 도달한 때에 철분말의 표면이 부분적으로 용융하기 시작하여 소결이 시작된다. 이때, 철의 탄소량이 허용범위보다 적으면, 철은 근접하는 탄소와 반응(확산접합)할 수 있다.

"세라믹스화"에 대하여 설명한다. 종래, 주철본드 숫돌은 강도가 너무 크다는 결점이 있으나, 고강도와 고강성을 갖고, 고 인피드(high infeed)로 중연삭이 가능하고, 소성유동을 일으키지 않고 취성파괴적인 마모를 나타내어 로딩이 일어나지 않는 등의 이점을 갖는다는 것이 알려져 있다. 본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌에 있어서, 상기 결합재를 화학적 및 물리적 결합에 의해 일단 초연삭재입자를 보지한 다공질체로 형성하고, 그 후 적어도 표면부분을 세리믹화하여 숫돌의 강성, 즉 영률을 조정하는 것이다. 메탈본드의 결합강도를 기공률 및 세라믹스화의 비율에 의해 제어하기 때문에, 연삭과정에서 메탈본드가 저항없이 적당한 정도로 마멸하도록 용이하게 제어할 수 있다.

본 발명의 다공질 초연삭재입자 숫돌의 제조방법에 대하여 설명한다.

연삭재입자로서의 초연삭재입자와 결합재로서의 금속분말을 혼합하고, 소정의 치수 형상으로 성형한 다음, 이 성형체의 초연삭재입자와 결합재입자의 계면에서 원자가 확산되고 상기 결합재입자끼리 소결되어 다공질체로 되도록 조절된 온도와 압력을 가하여 소결하고, 그 후 질소, 탄소, 수소로 이루어진 군에서 선택되는 1종 이상의 기체의 존재하에서 소결체를 가열하여 상기 다공질체의 적어도 표면이 세라믹스로 변성된다. 상기 숫돌 전체의 기공률이 5∼45%로 되도록 조절된 온도와 압력을 가하여 소결된다. 상기 소결을 통전소결법에 의해 실행하고, 소결시의 온도를 600℃∼2000℃의 범위 내로 하고, 압력을 5MPa∼50MPa의 범위 내로 한다. 혹은 상기 소결을 핫프레스 소결법에 의해 실행하고, 소결시의 온도를 600℃∼2000℃의 범위 내로 하고, 압력을 5MPa∼50MPa의 범위 내로 한다. 또한 분위기소결, HIP 소결 등 모든 소결방법이 적용될 수 있다. 상기 소결시에 가해지는 온도와 압력은 초연삭재입자와 결합재입자의 계면에 이들의 확산접합상이 목적하는 범위 내의 두께로 형성되도록 조절한다. 또 상기 소결시에 가해지는 온도와 압력은 5∼45% 범위 내로 되도록 조절하는 것이 바람직하다.

예를 들면, Ti와 C의 반응을 고려한다. TiC는 700℃ 이상에서 탄소분위기 또는 진공의 경우 생성될 수 있다. 주철을 사용하는 경우와 비교해서 다른 것은 농도구배는 물론이고 탄소와 철의 고용반응에서는 없는 새로운 생성물이 생긴다는 것이다. 마찬가지로, 텅스텐(W)을 사용하는 경우에 텅스텐 카바이드(WC, 초경금속이라고도 함)가 연삭재입자와 본드의 계면에 생성된다. 단지 고용반응만이라면, 숫돌의 강도는 그다지 변화하지 않는다. 그리나, 본 발명에서 새로운 생성물이 생성되기 때문에(특히 금속이 세라믹스로 변성되기 때문에), 강도와 영률이 현저하게 향상되어 상기 숫돌이 아주 다른 물성을 나타낸다.

소결에는 종래부터 알려져 있는 각종 방법이 채용될 수 있다. 이들 중에서, 통전소결법은 특히 바람직한 방법이다.

통전소결법은 공지의 방전플라즈마 소결장치 또는 통전소결기를 사용하여 할 수 있다. 공지의 방전플라즈마 소결장치는 다이, 이 다이 내부에 삽입되는 상부 펀치 및 하부 펀치, 하부 펀치를 지지하고 펄스 전류를 흐르게 하는 때 일방의 전극으로 되는 기대, 상부 펀치를 하방으로 누르고 펄스 전류를 흐르게 하는 타방의 전극으로 되는 기대, 및 상하의 펀치 사이에 끼워진 분체원료의 온도를 측정하는 열전대를 포함하고 있다. 상기 기대들과는 별도로 설치된 통전장치가 상기 기대에 접속되어 있고, 플라즈마 방전을 위한 펄스 전류가 상기 통전장치에서 상하의 펀치에 인가되도록 되어 있다. 이러한 방전플라즈마 소결장치에서, 상기 기대들 사이에 끼워진 적어도 한 부분은 챔버에 수용되고, 이 챔버 내부는 진공으로 배기되고 분위기 가스가 도입되지 않도록 되어 있다.

초연삭재입자와 결합재의 분체 혼합물은 소정의 숫돌 형상으로 성형된 다이에 충전되고, 챔버 내부가 진공으로 되고 불활성 분위기 가스로 치환된 후, 펀치로 상하에서 가압압축되고, 이어서 펄스 전류가 인가된다. 이 방전플라즈마 소결법에 의하면, 통전 전류를 조절함으로써 원료분말을 소결온도로 균일하고 빠르게 승온할 수 있고, 또한 온도관리도 엄밀하게 할 수 있다.

상기 방전플라즈마 소결법에 사용될 수 있는 방전플라즈마 소결장치로는 예를 들면 스미토모석탄광업사제 모델 SPS-2050형 방전플라즈마 소결장치를 들 수 있다.

방전플라즈마 소결법 이외에도 예를 들면 핫프레스(hot-press) 소결법과 세라믹스분체의 소결에 종종 사용되는 HIP(Hot Isostatie Press)법 등이 유리하게 채용될 수 있다.

<확산접합상>

연삭재입자를 결합재에 화학적 및 물리적으로 결합시켜, 즉 초연삭재 입자와 결합재 원소가 접촉계면에서 열적 확산에 의해 서로 뒤섞여 형성되는 공융혼합물, 고용체 또는 화합물로 이루어진 확산접합상에 의해 연삭재입자가 마멸되기까지는 탈락하지 않도록 연삭재입자 보지력을 제어한다.

<기공률>

일반적으로, 숫돌에 있어서, 기공은 결합제의 결합강도를 제어하여 연삭과정에서 결합제가 저항하지 않고 적절하게 마멸하고 있기 때문에, 로딩을 억제하고 숫돌의 연삭 질을 향상시키는 작용효과가 있다. 또한 연삭시에 발생하는 다량의 연삭열을 방산시키는 작용도 있고, 연삭 연소 방지가 문제가 되는 경우는 고기공률의 숫돌이 요구되고, 그 중에는 통상의 기공 이외에 의도적으로 크기가 큰 기공을 갖는 것도 자주 사용된다.

기공률이 너무 낮으면, 연삭재입자를 보지하는 보지력이 너무 강하게 되어 절삭부가 마모된 연삭재입자가 바인더메탈에서 탈락하지 않고 남게 되고, 그 결과 숫돌의 절삭능력이 저하된다. 또한 기공률이 너무 높으면, 연삭재입자를 보지하는 보지력이 너무 약하게 되어 바인더메탈에서 탈락하는 연삭재입자가 많게 되고, 그 결과 숫돌의 마모가 증대하고, 숫돌의 수명이 짧아지게 된다.

기공률을 너무 낮추지도 않고, 연삭재입자를 보지하는 보지력이 너무 강하게 되지도 않게 메탈 본드의 결합강도를 제어한다.

<세라믹스화>

주철 본드 숫돌에서의 주철의 특징은 큰 강도뿐만 아니라 취성 파괴에 있다.구리계의 메탈본드에서는 소성변형에 의해 본드 성분이 숫돌 표면을 덮어버리는 로딩을 일으켜 연삭 질을 저하시키지만, 주철 본드는 취성적인 파괴에 의해 로딩을 방지할 수 있다. 이러한 로딩이 생기기 어려운 이점을 활용하기 위해서는 강도가 너무 큰 결점을 강도 조정에 의해 극복하는 것이 필요하다.

본 발명은 연삭재입자를 둘러싸는 결합재를 다공질 구조에 소결하고, 상기 기공을 무수히 개재시키고, 또 연삭재입자를 소결재 금속에 화학적 및 물리적으로 결합하여 보지시킨다. 그 후, 결합재의 다공질 구조체의 적어도 표면부분을 세라믹스화하여 취성을 증가시킨다.

기공률 및 세라믹스화의 비율 등에 의해 연삭과정에서 메탈 본드가 저항없이 적절히 마멸하도록 하여 영률을 조정함으로써 가공 정도(精度)를 제어할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대하여 실시예에 의해 도면을 참조하여 설명한다.

실시예 1

도 1은 실시예 1의 다공질 초연삭재입자 숫돌의 구성을 모식적으로 나타낸 것이다.

도 1에서, 부호 10은 상기 숫돌의 표층부의 구성을 나타내고 있다. 상기 숫돌(10)은 이 실시예에서 평균입경 20㎛∼30㎛(＃660)의 다이아몬드 단결정으로 된 초연삭재입자(1)가 가열하에서 이 초연삭재입자(1)와 결합하여 확산접합상을 형성하여 얻은 단체원소인 Ti를 결합재(3)로 고정하도록 되어 있다. 이 결합재(2)의 상(결합재상)에는 다수의 연속기공(5)이 형성되고, 이것에 의해 상기 숫돌(10)은 기공률이 29%, 즉 5%∼60% 범위내인 다공질체로 되어 있다. 이 결합재상은 그 표면이 세라믹화되어 세라믹상(11)으로 변성되어 있다. 상기 숫돌(10)에서 초연삭재입자(1)와 결합재(3)의 접촉계면에는 이들 중 어느 것이나, 또는 쌍방에서의 원자확산에 의해 확산접합상(7)이 형성되어 있다. 이 확산접합상(7)의 두께(t)는 이 실시예에서 약 0.43㎛, 즉 1.5㎛ 이하로 되어 있다.

상기 숫돌은 초연삭재입자(1)와 결합재(3)가 상기와 같이 한정된 두께의 확산접합상(7)에 의해 강고하게 결합되어 있으므로 연삭작업중에 초연삭재입자(1)가 쓸모없이 탈락하는 일이 없다.

또, 상기 숫돌은 결합재(3)의 상이 다공질로 되어 있고 표면이 거칠기 때문에 전해 드레싱 등의 번잡한 수단을 이용하지 않아도 연삭작업중에 자동적으로 드레싱이 수행된다. 게다가, 기공률이 높기 때문에 초연삭재입자(1)의 절삭날이 결합재(3)의 표면 레벨에서 높게 돌출되고 연삭 질이 양호한 숫돌이 얻어진다.

또, 상기 숫돌(10)은 결합재(3)의 상이 연속기공의 다공질로 되어 있으므로 상기 기공(5)을 통하여 냉각액을 순환시킬 수 있고, 숫돌의 냉각효과를 높이고, 또한 기공(5)에 의해 표면에 형성되는 포켓(9)은 연삭작업중에 발생하는 연삭칩 등을 포착하고, 계외로 배출하므로 로딩이 일어나기 어렵다.

더욱이, 그 결합재상의 적어도 표면부분이 세라믹화된 세라믹상(11)으로 변성되고, 세라믹 특유의 취성 파괴적인 마모성을 갖기 때문에 연삭과정에서 저항없이 적절히 마멸된다.

게다가, 결합재(3)는 기공(5) 및 세라믹상(11)의 존재에 의해 어느 정도 무르게 되어 있으므로, 초연삭재입자(1)의 절삭날이 마모되는 정도의 연삭이 행해진 경우에는 마모된 초연삭재입자(1)와 그 주변에 확산접합상(7)을 통해서 결합된 결합재(3)의 일부분이 함께 떨어져나가고 글레이징이 방지되고, 동시에 숫돌의 최외층이 제거됨으로써 내층에 있던 초연삭재입자(1)가 새롭게 표면으로 드러나 본 숫돌(10)의 연삭력을 유지하게 된다.

실시예 2

실시예 1의 다공질 초연삭재입자 숫돌(10)의 제조

＃660의 인조다이아몬드 단결정으로 된 초연삭재입자(1)와 순도 99.5% 이상이고 평균입경 5㎛인 Ti분말을 3(초연삭재입자):4(결합재)의 용량비율로 혼합하고, 얻어진 분말혼합물을 방전플라즈마 소결장치의 도넛형 다이에 충전하고, 800℃, 10MPa, 5분의 조건으로 소결하고, 외경 92mm, 내경 40mm, 두께 0.3mm인 도넛 원판상의 소결체로 하였다.

이 질화처리 전의 소결체를 전자현미경사진(도 2)으로 보면, 중앙에 보이는 다이아몬드, 및 그 주위의 작은 분말 Ti가 확인된다. 다이아몬드 연삭재입자와 Ti의 반응은 그 확대사진(도 3)으로부터 다이아몬드 연삭재입자와 Ti의 반응에 의한 Ti분말끼리의 접합상황 또는 다이아몬드와 Ti의 접합이 확인된다.

계속해서 질소분위기하에서 가열하여 세라믹스(질화티탄)화 하고, 실시예 1의 숫돌(10)을 얻었다.

이것의 기공률은 29%이었다. 또 전자현미경에 의해 확산접합상(7)의 두께를 측정한 결과 약 0.1㎛이었다. 그 계면은 TiC(탄화티탄)이 확인되었다. 초연삭재입자(1)와 확산접합상(7)의 계면에 공극은 확인되지 않았다. Ti 소결체는 그 표면부분이 세라믹(질화티탄)화되어 있는 것을 확인하였다.

실시예 3

실시예 1의 초연삭재입자 숫돌을 시료로 하여 공구 연삭반을 사용하여 소정의 연삭법으로 절단시험을 하였다. 숫돌의 드레싱은 GC ＃240 스틱을 사용하여 하였다. 피연삭체로는 AlTiC(Al₂O₃·TiC)(굽힘강도 588MPa, 비커스 경도 19.1 GPa)로 된 단면 2mm×5mm인 블록을 사용하였다.

비교예 1

실시예 1의 초연삭재입자 숫돌의 세라믹스화되지 않은 것을 시료로 사용하여 실시예 3과 같이 절단시험을 하였다.

비교예 2

비교시험으로서, 실시예 1과 같은 초연삭재입자와 결합재를 사용하여 전착법으로 제조된 외경 92mm, 내경 40mm, 두께 0.3mm인 도넛 원판상의 메탈본드 숫돌을 ELID로 드레싱한 것을 제작하고, 이것을 사용하여 실시예 3과 같이 절단시험을 하였다.

실시예 1의 시료는 비교예 1의 3.0배, 비교예 2의 1.5배의 연삭속도로 피연삭체를 절단할 수 있었다. 이 결과는 실시예 1의 숫돌의 연삭효율이 종래의 메탈본드 숫돌보다 훨씬 우수하다는 것을 나타내고 있다.

실시예 4

＃600의 CBN 연삭재입자로 된 초연삭재입자(1)와 순도 99.9% 이상, 평균입경 2㎛인 Ti분말을 3(초연삭재입자):4(결합재)의 용량비율로 혼합하고, 얻어진 혼합물을 방전플라즈마 소결장치의 도넛형 다이에 충전하고, 800℃, 10MPa, 5분의 조건으로 소결하고, 외경 92mm, 내경 40mm, 두께 0.3mm인 도넛 원판상의 소결체로 하였다. 이어서 질소분위기하에서 가열하여 세라믹스(질화티탄)화 하고, 숫돌을 얻었다. CBN 연삭재입자와 결합재의 계면을 X선회절과 EPMA(electron prove micro analyzer)로 면분석을 한 결과, 붕소화티탄(TiB₂)의 석출이 확인되었다. 또 결합재부분의 Ti는 질화처리에 의해 질화티탄(TiN)으로 변성되어 있는 것도 확인되었다. 그러므로 CBN 연삭재입자는 붕소화티탄(TiB₂)에 의해 보지되고, 질화티탄(TiN) 본드로 그 골격을 형성하고 있는 구조로 되어 있다.

실시예 5

실시예 4의 초연삭재입자 숫돌을 시료로 하여 공구 연삭반을 사용하여 소정의 연삭법으로 절단시험을 하였다. 드레싱은 GC ＃240인 간단한 브레이크 트루어를 사용하여 하였다. 피연삭체로는 고속도강으로 된 단면 2mm×5mm인 블록을 사용하였다. 절단시험은 공구연삭반을 사용하여 소정의 연삭법으로 하였다.

비교예 3

실시예 4의 초연삭재입자 숫돌의 세라믹스화되지 않은 것을 시료로 사용하여 실시예 5과 같이 절단시험을 하였다.

비교예 4

비교시험으로서, 실시예 4와 같은 비율의 초연삭재입자를 함유하는 피트리파이드 숫돌을 제조하고 이것을 사용하여 실시예 5와 같이 절단시험을 하였다.

실시예 4의 시료는 비교예 3의 약 2배, 비교예 4의 약 5배의 연삭속도로 피연삭체를 절단할 수 있었다. 이 결과는 실시예 4의 숫돌이 연삭효율에서 비트리파이드 숫돌보다 훨씬 우수하다는 것을 나타내고 있다.

목적하는 강도, 기공률을 가진 다공질 세라믹스 본드 다이아몬드 숫돌을 제공할 수 있다. 로딩하지 않고 장시간 연속연삭이 가능한 다공질 세라믹스 본드 다이아몬드 숫돌을 제공할 수 있다. 비트리파이드 본드 숫돌보다 연삭 질이 좋은 고정도 가공이 가능하고, 레지노이드 본드 숫돌보다 숫돌마모가 적은 숫돌을 제공할 수 있다. 범용의 연삭반으로 충분히 사용할 수 있고, 드레싱 특성이 우수하므로 비트리파이드본드, 레지노이드본드와 마찬가지로 연삭반 상에서 드레싱이 가능하고, 또한 연삭비도 높아 연삭 비용을 대폭으로 개선할 수 있다.

Claims (18)

1. 연삭재입자로서 다이아몬드 및 입방정 질화붕소로 이루어진 군에서 선택된 초연삭재입자, 및 결합재로서 Fe, Cu, Ni, Co, Cr, Ta, V, Nb, Al, W, Ti, Si 및 Zr로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 금속분말로 이루어지고 연삭재입자를 둘러싸는 결합재를 다공질 구조로 소결하고, 기공을 무수히 개재시키고 동시에 연삭재입자를 소결재 금속입자 계면에서 확산접합상을 형성하여 유지시키고 그 후 결합재의 다공질구조체의 적어도 표면부분을 세라믹스화하는 것을 특징으로 하는 다공질 연삭재입자 숫돌.
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6. 제1항에 있어서, 상기 숫돌 전체의 기공률은 5∼60%인 다공질 연삭재입자 숫돌.
7. 제6항에 있어서, 상기 숫돌 전체의 기공률은 5∼45%인 다공질 연삭재입자 숫돌.
8. 삭제
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10. 연삭재입자로서 다이아몬드 및 입방정 질화붕소로 이루어진 군에서 선택된 초연삭재입자, 및 결합재로서 Fe, Cu, Ni, Co, Cr, Ta, V, Nb, Al, W, Ti, Si 및 Zr로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 금속분말을 혼합하고 이 혼합물을 소정의 치수 형상으로 성형하고, 이 성형체의 초연삭재입자와 결합재입자의 계면에서 원자가 확산되고 상기 결합재입자끼리 소결되어 다공질체로 되도록 조절된 온도와 압력을 가하여 소결하고, 그 후 질소, 탄소, 수소로 이루어진 군에서 선택되는 1종 이상의 기체의 존재하에서 소결체를 가열하여 상기 다공질체의 적어도 표면이 세라믹스로 변성되는 단계를 포함하는 다공질 연삭재입자 숫돌의 제조방법.
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15. 제10항에 있어서, 상기 소결단계는 상기 숫돌 전체의 기공률이 5∼60%로 되도록 조절된 온도와 압력하에서 행해지는 것인 다공질 연삭재입자 숫돌의 제조방법.
16. 제15항에 있어서, 상기 소결단계는 상기 숫돌 전체의 기공률이 5∼45%로 되도록 조절된 온도와 압력하에서 행해지는 것인 다공질 연삭재입자 숫돌의 제조방법.
17. 제10항, 제15항 또는 제16항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소결단계는 방전 플라즈마 소결법에 의해 행해지고, 소결시의 온도는 300℃∼2000℃의 범위 내로 하고, 압력은 5MPa∼50MPa의 범위 내로 하는 것인 다공질 연삭재입자 숫돌의 제조방법.
18. 제10항, 제15항 또는 제16항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소결단계는 핫프레스 소결법에 의해 행해지고, 소결시의 온도는 300℃∼2000℃의 범위 내로 하고, 압력은 5MPa∼50MPa의 범위 내로 하는 것인 다공질 연삭재입자 숫돌의 제조방법.