JPH0333674B2 - - Google Patents
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- JPH0333674B2 JPH0333674B2 JP56197353A JP19735381A JPH0333674B2 JP H0333674 B2 JPH0333674 B2 JP H0333674B2 JP 56197353 A JP56197353 A JP 56197353A JP 19735381 A JP19735381 A JP 19735381A JP H0333674 B2 JPH0333674 B2 JP H0333674B2
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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- B01J—CHEMICAL OR PHYSICAL PROCESSES, e.g. CATALYSIS OR COLLOID CHEMISTRY; THEIR RELEVANT APPARATUS
- B01J3/00—Processes of utilising sub-atmospheric or super-atmospheric pressure to effect chemical or physical change of matter; Apparatus therefor
- B01J3/06—Processes using ultra-high pressure, e.g. for the formation of diamonds; Apparatus therefor, e.g. moulds or dies
- B01J3/08—Application of shock waves for chemical reactions or for modifying the crystal structure of substances
-
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-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
現在、伸線用ダイスや非鉄金属プラスチツク、
セラミツクの切削用に、ダイヤモンドが70容量％
を越した焼結体が市販されている。これらの中で
もダイヤモンド粒度が細かい焼結体は、特に銅線
などの比較的軟かい線材を伸線するダイスに使用
した場合、伸線後の線表面は非常になめらかで好
評を博している。しかしながら、これらの市販の
焼結体は高温になるような条件下たとえばセラミ
ツクの切削や掘削工具として使用した場合その耐
熱性に問題があり、満足できる性能を出すことが
できない。また硬度の高い線材たとえば真鍮メツ
キされた高炭素鋼線の伸線ではダイヤモンド粒子
が欠損したり脱落し、強度面でも問題があり使用
することが不可能である。 本発明は前述した焼結ダイヤモンド工具の欠点
を改良することにより、耐熱性にすぐれかつ高強
度の焼結ダイヤモンド工具の製造法に関する。 まず市販のCoを結合材として用いたダイヤモ
ンド焼結体の耐熱性が劣る原因を調査するため加
熱試験を行つた。その結果、加熱温度約600℃以
上ではダイヤモンド焼結体内にマイクロクラツク
が発生しはじめ約800℃以上では一部のダイヤモ
ンドがグラフアイトするのが観察された。加熱時
ダイヤモンド焼結体中にマイクロクラツクが発生
するのは結合材として用いているCoの熱膨張係
数は13.8×10-6であるのに対し、ダイヤモンドの
熱膨張係数は1.5〜4.8×10-6と低いため、この差
によりダイヤモンド焼結体内部に熱応力が発生
し、マイクロクロツクが生じるものと考えられ
る。一方ダイヤモンドがグラフアイト化するの
は、結合材であるCoはダイヤモンド合成時の触
媒であるため加熱によりダイヤモンドが逆変態し
て、グラフアイト化したのであろう。したがつて
焼結ダイヤモンド工具の耐熱性を向上させるに
は、特開昭53−114589に開示されている如く結合
材であるCoを酸処理等の方法によりダイヤモン
ド焼結体中より除去すれば良い。 本発明者等はこれを確認するため特開昭53−
114589に開示されている方法で追試を行つた結
果、確かに耐熱性の向上は認められたが、ダイヤ
モンド焼結体の強度が著しく低下する欠点がある
ことがわかつた。そこで本発明者等は強度低下を
伴わずに耐熱性のすぐれたダイヤモンド焼結体を
開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、粒度、
1μｍ以上のダイヤモンド粒子を衝撃波法により
得られた0.1μｍ以下好ましくは0.01μ以下の超微
粒のダイヤモンド粒子、および／またはこの集合
体、および粒度1μｍ以下の周期律表4a、5a、6a
族の炭化物、窒化物または、これらの固溶体粉末
の一種または二種以上と鉄族金属を結合材として
用いた焼結体は耐熱性、強度共すぐれることを発
見した。 本発明で得られた焼結体が耐熱性、強度共すぐ
れる理由は次の如く考えられる。通常ダイヤモン
ド粒子の焼結はダイヤモンド粉末と鉄族金属等の
結合材の混合粉末あるいはダイヤモンド粒子のみ
を加圧した後、ダイヤモンドが安定でかつ鉄族金
属等の結合材の液相が発生する温度以上に加熱
し、ダイヤモンド粒界に鉄族金属等の結合材の液
相を侵入させる。このとき、ダイヤモンド粒子の
一部が結合材中に溶解するとともにダイヤモンド
粒界に析出してダイヤモンド同志を結合させる。
しかしダイヤモンド粒子は強度が高く超高圧に加
圧してもダイヤモンド粒子が破砕あるいは変形し
て理論密度にならず、空孔が残つたままであり、
この部分に多量の結合材が侵入する。ところが、
衝撃波法により得られた0.1μｍ以下超微粒のダイ
ヤモンド粉末あるいはこの集合体と1μｍ以下の
周期律表4a5a、6a族の炭化物、窒化物、あるい
はこれらの固溶体粉末の一種または二種以上の結
合材の混合粉末と1μｍ以上のダイヤモンド粉末
を用いれば、加圧時に1μｍ以上のダイヤモンド
粒子の間隙を結合材の混合粉末が埋め、理論密度
に近い値となる。したがつて加熱時に間隙に侵入
する鉄族金属の量は非常に少なくなる。さらに衝
撃波法により得られたダイヤモンド粒子は0.1μｍ
以下と超微粒であるため表面エネルギが高く、微
量の鉄族金属の触媒の存在下で1μｍ以上のダイ
ヤモンド粒子と結合材、及び結合材同志を強固に
結合させる。しかしながら、衝撃波法により得ら
れた超微粒のダイヤモンド粒子は前述した如く表
面エネルギが高いため、粒成長する場合がある
が、本発明で得られた焼結体は、周期律表4a、
5a、6a族の炭化物、窒化物あるいはこれらの固
溶体を含有するため、これらが粒成長抑制剤とし
て作用する。以上の如く本発明で得られた焼結体
は微量の鉄族金属により1μｍ以上のダイヤモン
ド粒子を強固に結合させるとともに、粒成長のな
い均一な組織となるため耐熱性と強度にすぐれて
いるものと考えられる。 本発明で使用する粗粒のダイヤモンド粒度は
1μｍ以上が良い。1μｍ以下であると焼結体の耐
摩耗性に問題が生じる場合がある。また1μｍ以
上のダイヤモンド粒子の含有量は容量で20〜90％
が好ましい。1μｍ以上のダイヤモンド粒子の含
有量が20％未満であると耐摩耗性が悪くなる。一
方1μｍ以上のダイヤモンド粒子の含有量が90％
を越すと1μｍ以上のダイヤモンド粒子の間隙に
埋まる。衝撃波法により得られた0.1μｍ以下の超
微粒のダイヤモンド粒子と周期律表4a、5a、6a
族の炭化物、窒化物、あるいはこれらの固溶体の
量が不足し、鉄族金属の含有量が増加するため、
耐熱性が劣る。また衝撃波法により得られた0.1μ
ｍ以下の超微粒ダイヤモンド粒子の含有量は結合
材中の容積で50〜95％が好ましい。この含有量が
50％未満であると結合材の耐摩耗性が不足し、一
方95％を超えると、結合材中の周期律表4a、5a、
6a、族の炭化物、窒化物またはこれらの固溶体
の量が減少するため、衝撃波法により得られた超
微粒のダイヤモンド粒子が粒成長することがあ
る。本発明で得られた焼結体の鉄族金属の含有量
は耐熱性を向上させるためには５％以下が良い。
特に鉄族金属の含有量が３％以下になるとさらに
良い。 本発明に使用するダイヤモンド原料粉末として
は粒度1μｍ以上のものは合成ダイヤモンドまた
は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衝撃波法により得られ
た超微粒ダイヤモンド粒子あるいは、この集合体
と周期律表4a、5a、6a族の炭化物、窒化物、ま
たは固溶体および鉄族金属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外部より溶浸せしめても良
い。混合した粉末を超高圧高温装置にダイヤモン
ドが安定な条件下で焼結する。このとき使用した
鉄族金属と炭化物や窒化物の共晶液相の出現温度
以上で焼結する必要がある。 本発明により得られたダイヤモンド焼結体は高
強度の線材を線引きする場合、焼結ダイヤモンド
ダイス内面には高圧力が発生するが、ダイヤモン
ド焼結体の外径が小さく肉厚がうすくなる場合
は、伸線中にダイヤモンド焼結体が縦方向に割れ
ることがある。このような場合はダイヤモンド焼
結体の外周を超硬合金等の支持体で包囲してダイ
ヤモンド焼結体の外周から予圧を加えることによ
り伸線中の縦割れを防止することが可能である。 本発明で得られた焼結体の用途としては、ダイ
スの他に切削工具や掘削工具にも使用できる。こ
の場合、ダイヤモンド焼結体の靱性をさらに向上
させるため、超硬合金等の支持体に超高圧焼結中
に接合させることも可能である。 以下実施例により、具体的に説明する。 実施例 １ 粒度８〜16μｍのダイヤモンド粉末、衝撃波法
により得られた粒度0.01μｍのダイヤモンド粉末
平均粒度0.5μｍのWC粉末及びCo粉末を容積で、
75：17：５：３に混合した。この完成粉末を外径
14mm、内径10mmのTa製の容器に充填し、超高圧
高温装置を用いて圧力55kb、温度1400゜で10分間
焼結した。焼結体を取り出して組織を観察したと
ころ粒度８〜16μのダイヤモンド粒子は衝撃波法
により得られた超微粒のダイヤモンド粒子とWC
及びCoより成る結合材を介して強固に結合して
おり、均一な組織を示していた。次にダイヤモン
ド焼結体の比重を測定したところ4.28であり、完
粉配合組成の焼結体であつた。このダイヤモンド
焼結体を用いて真空中で加熱テストした。比較の
ため、市販の粒度30〜60μｍのダイヤモンド焼結
体（85〜90容積％ダイヤモンドとCoより成る）
も同様にテストした。その結果、本発明のダイヤ
モンド焼結体は1000℃に加熱してもマイクロクラ
ツクの発生はほとんどなく、ダイヤモンドのグラ
フアイト化も検出されなかつた。一方市販のダイ
ヤモンド焼結体は600℃付近でマイクロクラツク
が発生し出し800℃以上ではダイヤモンドのグラ
フアイト化が検出された。 実施例 ２ 粒度30〜60μｍのダイヤモンド粒子、衝撃波法
により得られた0.1μｍ以下の超微粒のダイヤモン
ド粒子の集合体（Mo.W）Ｃを容積で80：15：５
の割合いに混合した。この完成粉末を外径14mm内
径10mmのMo製の容器に充填し、更にその上に0.2
mmのNi−Coの合金板を置いた。これを超高圧装
置内に入れ55kb、1450℃で10分間焼結した。焼
結体を取り出し、比重測定より、Ni−Coの含有
量を推定したところ容積で2.7％であつた。この
焼結体の抗折力を測定したところ162Kg／mm2であ
つた。比較のため実施例１で用いた粒度30〜60μ
ｍの市販のダイヤモンド焼結体を玉水処理して
Coを溶出したものの抗折力は80Kg／mm2であつた。 実施例 ３ 表１に示す組成の結合材粉末を作成した。 これらの結合材粉末と、1μｍ以上のダイヤモ
ンド粒子を表２に示す割合いで混合した。これら
の粉末を外径14mm、内径10mmのTa製の容器に
WC−６％Co組成の超硬合金の円板とTi箔を入
れた後充填し、圧力55kb、温度1500℃で焼結し
た。焼結体を取り出して組織を観察したところ、
イの
セラミツクの切削用に、ダイヤモンドが70容量％
を越した焼結体が市販されている。これらの中で
もダイヤモンド粒度が細かい焼結体は、特に銅線
などの比較的軟かい線材を伸線するダイスに使用
した場合、伸線後の線表面は非常になめらかで好
評を博している。しかしながら、これらの市販の
焼結体は高温になるような条件下たとえばセラミ
ツクの切削や掘削工具として使用した場合その耐
熱性に問題があり、満足できる性能を出すことが
できない。また硬度の高い線材たとえば真鍮メツ
キされた高炭素鋼線の伸線ではダイヤモンド粒子
が欠損したり脱落し、強度面でも問題があり使用
することが不可能である。 本発明は前述した焼結ダイヤモンド工具の欠点
を改良することにより、耐熱性にすぐれかつ高強
度の焼結ダイヤモンド工具の製造法に関する。 まず市販のCoを結合材として用いたダイヤモ
ンド焼結体の耐熱性が劣る原因を調査するため加
熱試験を行つた。その結果、加熱温度約600℃以
上ではダイヤモンド焼結体内にマイクロクラツク
が発生しはじめ約800℃以上では一部のダイヤモ
ンドがグラフアイトするのが観察された。加熱時
ダイヤモンド焼結体中にマイクロクラツクが発生
するのは結合材として用いているCoの熱膨張係
数は13.8×10-6であるのに対し、ダイヤモンドの
熱膨張係数は1.5〜4.8×10-6と低いため、この差
によりダイヤモンド焼結体内部に熱応力が発生
し、マイクロクロツクが生じるものと考えられ
る。一方ダイヤモンドがグラフアイト化するの
は、結合材であるCoはダイヤモンド合成時の触
媒であるため加熱によりダイヤモンドが逆変態し
て、グラフアイト化したのであろう。したがつて
焼結ダイヤモンド工具の耐熱性を向上させるに
は、特開昭53−114589に開示されている如く結合
材であるCoを酸処理等の方法によりダイヤモン
ド焼結体中より除去すれば良い。 本発明者等はこれを確認するため特開昭53−
114589に開示されている方法で追試を行つた結
果、確かに耐熱性の向上は認められたが、ダイヤ
モンド焼結体の強度が著しく低下する欠点がある
ことがわかつた。そこで本発明者等は強度低下を
伴わずに耐熱性のすぐれたダイヤモンド焼結体を
開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、粒度、
1μｍ以上のダイヤモンド粒子を衝撃波法により
得られた0.1μｍ以下好ましくは0.01μ以下の超微
粒のダイヤモンド粒子、および／またはこの集合
体、および粒度1μｍ以下の周期律表4a、5a、6a
族の炭化物、窒化物または、これらの固溶体粉末
の一種または二種以上と鉄族金属を結合材として
用いた焼結体は耐熱性、強度共すぐれることを発
見した。 本発明で得られた焼結体が耐熱性、強度共すぐ
れる理由は次の如く考えられる。通常ダイヤモン
ド粒子の焼結はダイヤモンド粉末と鉄族金属等の
結合材の混合粉末あるいはダイヤモンド粒子のみ
を加圧した後、ダイヤモンドが安定でかつ鉄族金
属等の結合材の液相が発生する温度以上に加熱
し、ダイヤモンド粒界に鉄族金属等の結合材の液
相を侵入させる。このとき、ダイヤモンド粒子の
一部が結合材中に溶解するとともにダイヤモンド
粒界に析出してダイヤモンド同志を結合させる。
しかしダイヤモンド粒子は強度が高く超高圧に加
圧してもダイヤモンド粒子が破砕あるいは変形し
て理論密度にならず、空孔が残つたままであり、
この部分に多量の結合材が侵入する。ところが、
衝撃波法により得られた0.1μｍ以下超微粒のダイ
ヤモンド粉末あるいはこの集合体と1μｍ以下の
周期律表4a5a、6a族の炭化物、窒化物、あるい
はこれらの固溶体粉末の一種または二種以上の結
合材の混合粉末と1μｍ以上のダイヤモンド粉末
を用いれば、加圧時に1μｍ以上のダイヤモンド
粒子の間隙を結合材の混合粉末が埋め、理論密度
に近い値となる。したがつて加熱時に間隙に侵入
する鉄族金属の量は非常に少なくなる。さらに衝
撃波法により得られたダイヤモンド粒子は0.1μｍ
以下と超微粒であるため表面エネルギが高く、微
量の鉄族金属の触媒の存在下で1μｍ以上のダイ
ヤモンド粒子と結合材、及び結合材同志を強固に
結合させる。しかしながら、衝撃波法により得ら
れた超微粒のダイヤモンド粒子は前述した如く表
面エネルギが高いため、粒成長する場合がある
が、本発明で得られた焼結体は、周期律表4a、
5a、6a族の炭化物、窒化物あるいはこれらの固
溶体を含有するため、これらが粒成長抑制剤とし
て作用する。以上の如く本発明で得られた焼結体
は微量の鉄族金属により1μｍ以上のダイヤモン
ド粒子を強固に結合させるとともに、粒成長のな
い均一な組織となるため耐熱性と強度にすぐれて
いるものと考えられる。 本発明で使用する粗粒のダイヤモンド粒度は
1μｍ以上が良い。1μｍ以下であると焼結体の耐
摩耗性に問題が生じる場合がある。また1μｍ以
上のダイヤモンド粒子の含有量は容量で20〜90％
が好ましい。1μｍ以上のダイヤモンド粒子の含
有量が20％未満であると耐摩耗性が悪くなる。一
方1μｍ以上のダイヤモンド粒子の含有量が90％
を越すと1μｍ以上のダイヤモンド粒子の間隙に
埋まる。衝撃波法により得られた0.1μｍ以下の超
微粒のダイヤモンド粒子と周期律表4a、5a、6a
族の炭化物、窒化物、あるいはこれらの固溶体の
量が不足し、鉄族金属の含有量が増加するため、
耐熱性が劣る。また衝撃波法により得られた0.1μ
ｍ以下の超微粒ダイヤモンド粒子の含有量は結合
材中の容積で50〜95％が好ましい。この含有量が
50％未満であると結合材の耐摩耗性が不足し、一
方95％を超えると、結合材中の周期律表4a、5a、
6a、族の炭化物、窒化物またはこれらの固溶体
の量が減少するため、衝撃波法により得られた超
微粒のダイヤモンド粒子が粒成長することがあ
る。本発明で得られた焼結体の鉄族金属の含有量
は耐熱性を向上させるためには５％以下が良い。
特に鉄族金属の含有量が３％以下になるとさらに
良い。 本発明に使用するダイヤモンド原料粉末として
は粒度1μｍ以上のものは合成ダイヤモンドまた
は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衝撃波法により得られ
た超微粒ダイヤモンド粒子あるいは、この集合体
と周期律表4a、5a、6a族の炭化物、窒化物、ま
たは固溶体および鉄族金属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外部より溶浸せしめても良
い。混合した粉末を超高圧高温装置にダイヤモン
ドが安定な条件下で焼結する。このとき使用した
鉄族金属と炭化物や窒化物の共晶液相の出現温度
以上で焼結する必要がある。 本発明により得られたダイヤモンド焼結体は高
強度の線材を線引きする場合、焼結ダイヤモンド
ダイス内面には高圧力が発生するが、ダイヤモン
ド焼結体の外径が小さく肉厚がうすくなる場合
は、伸線中にダイヤモンド焼結体が縦方向に割れ
ることがある。このような場合はダイヤモンド焼
結体の外周を超硬合金等の支持体で包囲してダイ
ヤモンド焼結体の外周から予圧を加えることによ
り伸線中の縦割れを防止することが可能である。 本発明で得られた焼結体の用途としては、ダイ
スの他に切削工具や掘削工具にも使用できる。こ
の場合、ダイヤモンド焼結体の靱性をさらに向上
させるため、超硬合金等の支持体に超高圧焼結中
に接合させることも可能である。 以下実施例により、具体的に説明する。 実施例 １ 粒度８〜16μｍのダイヤモンド粉末、衝撃波法
により得られた粒度0.01μｍのダイヤモンド粉末
平均粒度0.5μｍのWC粉末及びCo粉末を容積で、
75：17：５：３に混合した。この完成粉末を外径
14mm、内径10mmのTa製の容器に充填し、超高圧
高温装置を用いて圧力55kb、温度1400゜で10分間
焼結した。焼結体を取り出して組織を観察したと
ころ粒度８〜16μのダイヤモンド粒子は衝撃波法
により得られた超微粒のダイヤモンド粒子とWC
及びCoより成る結合材を介して強固に結合して
おり、均一な組織を示していた。次にダイヤモン
ド焼結体の比重を測定したところ4.28であり、完
粉配合組成の焼結体であつた。このダイヤモンド
焼結体を用いて真空中で加熱テストした。比較の
ため、市販の粒度30〜60μｍのダイヤモンド焼結
体（85〜90容積％ダイヤモンドとCoより成る）
も同様にテストした。その結果、本発明のダイヤ
モンド焼結体は1000℃に加熱してもマイクロクラ
ツクの発生はほとんどなく、ダイヤモンドのグラ
フアイト化も検出されなかつた。一方市販のダイ
ヤモンド焼結体は600℃付近でマイクロクラツク
が発生し出し800℃以上ではダイヤモンドのグラ
フアイト化が検出された。 実施例 ２ 粒度30〜60μｍのダイヤモンド粒子、衝撃波法
により得られた0.1μｍ以下の超微粒のダイヤモン
ド粒子の集合体（Mo.W）Ｃを容積で80：15：５
の割合いに混合した。この完成粉末を外径14mm内
径10mmのMo製の容器に充填し、更にその上に0.2
mmのNi−Coの合金板を置いた。これを超高圧装
置内に入れ55kb、1450℃で10分間焼結した。焼
結体を取り出し、比重測定より、Ni−Coの含有
量を推定したところ容積で2.7％であつた。この
焼結体の抗折力を測定したところ162Kg／mm2であ
つた。比較のため実施例１で用いた粒度30〜60μ
ｍの市販のダイヤモンド焼結体を玉水処理して
Coを溶出したものの抗折力は80Kg／mm2であつた。 実施例 ３ 表１に示す組成の結合材粉末を作成した。 これらの結合材粉末と、1μｍ以上のダイヤモ
ンド粒子を表２に示す割合いで混合した。これら
の粉末を外径14mm、内径10mmのTa製の容器に
WC−６％Co組成の超硬合金の円板とTi箔を入
れた後充填し、圧力55kb、温度1500℃で焼結し
た。焼結体を取り出して組織を観察したところ、
イの
【表】
焼結体はダイヤモンドが粒成長していたが、他
の焼結体は均一な組織を示した。次にこれらの焼
結体を用いて切削工具のバイトを作成し、圧縮強
度1200Kg／cm2の安山岩を速度20ｍ／分、切込み１
mm送り0.3mm／回転で湿式で30分間切削した。そ
の結果を表２に示す。比較のため市販の粒度80〜
100μｍのダイヤモンド焼結体も同様にしてテス
トした。
の焼結体は均一な組織を示した。次にこれらの焼
結体を用いて切削工具のバイトを作成し、圧縮強
度1200Kg／cm2の安山岩を速度20ｍ／分、切込み１
mm送り0.3mm／回転で湿式で30分間切削した。そ
の結果を表２に示す。比較のため市販の粒度80〜
100μｍのダイヤモンド焼結体も同様にしてテス
トした。
【表】
実施例 ４
実施例１で作成した完粉を内径３mmのWC−６
％Coより成る超硬合金に充填して圧力55kb、温
度1450℃で焼結した。この焼結体を用いて0.250
mmの穴径のダイスを作成し、真鍮メツキした鋼線
を速度800ｍ／分潤滑油中で伸線した。比較のた
め粒度30〜60μｍの市販のダイヤモンド焼結体の
ダイスも作成しテストした。その結果、本発明焼
結体は5.1t伸線可能であつたのに対し、市販のダ
イヤモンド焼結体ダイスは1.3tしか伸線できなか
つた。 実施例 ５ 実施例３で作成したこの焼結体を用いて切削用
のチツプを作成した。これを用いてAl−25％Si
を速度250ｍ／分切込み0.3mm送り0.15mm／回転で
１時間切削した。なお比較のため市販の粒度３〜
4μｍのダイヤモンド焼結体も切削テストを行つ
た。その結果本発明の焼結体の逃げ面摩耗巾は
0.047mmであつたのに対し市販のダイヤモンド焼
結体は0.095mmであつた。
％Coより成る超硬合金に充填して圧力55kb、温
度1450℃で焼結した。この焼結体を用いて0.250
mmの穴径のダイスを作成し、真鍮メツキした鋼線
を速度800ｍ／分潤滑油中で伸線した。比較のた
め粒度30〜60μｍの市販のダイヤモンド焼結体の
ダイスも作成しテストした。その結果、本発明焼
結体は5.1t伸線可能であつたのに対し、市販のダ
イヤモンド焼結体ダイスは1.3tしか伸線できなか
つた。 実施例 ５ 実施例３で作成したこの焼結体を用いて切削用
のチツプを作成した。これを用いてAl−25％Si
を速度250ｍ／分切込み0.3mm送り0.15mm／回転で
１時間切削した。なお比較のため市販の粒度３〜
4μｍのダイヤモンド焼結体も切削テストを行つ
た。その結果本発明の焼結体の逃げ面摩耗巾は
0.047mmであつたのに対し市販のダイヤモンド焼
結体は0.095mmであつた。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 粒度1μｍ以上のダイヤモンド粉末を容積で
20〜90％含有し、残部の結合材が容積で50〜95％
の衝撃波法により得られた0.1μｍ以下の超微粒ダ
イヤモンド粒子および／またはこれらの集合体、
および粒度1μｍ以下の周期律表第4a、5a、6a族
の炭化物、窒化物および／またはこれらの固溶体
粉末の一種または二種以上と鉄族金属の混合粉末
を作成し、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ツトプレスすることを特
徴とする工具用ダイヤモンド焼結体の製造法。 ２ 混合する鉄族金属の割合が容積で５％以下で
ある特許請求の範囲第１項記載の工具用ダイヤモ
ンド焼結体の製造法。 ３ 粒度1μｍ以上のダイヤモンド粉末を容積で
20〜95％含有し、残部の結合材が容積で50〜95％
の衝撃波法により得られた0.1μｍ以下の超微粒ダ
イヤモンド粒子、および／またはこれらの集合
体、1μｍ以下の周期律表第4a、5a、6a族の炭化
物、窒化物および／またはこれらの固溶体粉末の
一種または二種以上の混合粉末を作成し、超高圧
高温装置を用いてダイヤモンドが安定な高温、高
圧下でホツトプレスすることにより外部より鉄族
金属を侵入させて、焼結することを特徴とする工
具用ダイヤモンド焼結体の製造法。 ４ ホツトプレス中に侵入する鉄族金属の割合が
焼結体中の容積で５％以下である特許請求の範囲
第３項記載の工具用ダイヤモンド焼結体の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56197353A JPS5899169A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 工具用ダイヤモンド焼結体の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56197353A JPS5899169A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 工具用ダイヤモンド焼結体の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5899169A JPS5899169A (ja) | 1983-06-13 |
| JPH0333674B2 true JPH0333674B2 (ja) | 1991-05-17 |
Family
ID=16373068
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56197353A Granted JPS5899169A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 工具用ダイヤモンド焼結体の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5899169A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2021161911A1 (ja) * | 2020-02-13 | 2021-08-19 |
-
1981
- 1981-12-07 JP JP56197353A patent/JPS5899169A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5899169A (ja) | 1983-06-13 |
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