JP2003181765A

JP2003181765A - 多孔質超砥粒砥石とその製造方法

Info

Publication number: JP2003181765A
Application number: JP2002372690A
Authority: JP
Inventors: Hitoshi Onishi; 人司大西; Kozo Ishizaki; 幸三石崎
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 2002-12-24
Filing date: 2002-12-24
Publication date: 2003-07-02

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は、精密加工分野で用いられる高能率
で強度に優れた多孔質超砥粒砥石とその製造方法を得る
ものである。【解決手段】本発明は、平均粒径が６０μｍ以下であ
るダイヤモンドまたは立方晶窒化ホウ素の超砥粒１と、
加熱下にこの超砥粒と融合して融合相７を形成し得る結
合材３とからなり、この結合材３が連続気孔５を有する
多孔質体であり、結合材と超砥粒との界面に形成された
融合相７の厚みｔが１.５μｍ以下とされ、融合相が超
砥粒構成成分と、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、
Ｃｒ、ならびにＣｏからなる群から選ばれた１種以上と
されているものである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、精密加工分野で用
いられる多孔質の超砥粒砥石に関するものであり、特に
高能率で強度に優れた多孔質超砥粒砥石とその製造方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】ダイヤモンドや立方晶窒化ホウ素（以
下、「ｃＢＮ」と記す）の砥粒は、きわめて高い硬度を
有するので「超砥粒」と呼ばれ、鋼、高硬度金属、ガラ
ス、セラミクス、石材などの精密な研削加工に多く用い
られている。この超砥粒を用いた超砥粒砥石（以下、単
に「砥石」という）は一般に、超砥粒を結合材によって
結合し成形して製造される。この結合材として、合成樹
脂を用いたものはレジンボンド砥石、ガラス質を用いた
ものはビトリファイドボンド砥石、金属を用いたものは
メタルボンド砥石と呼ばれ、それぞれ被研削体の特性に
よって使い分けられる。

【０００３】最近では、薄膜プロセスを用いた集積回路
に代表されるように、素子の高密度化が進み、また広く
普及してくると、経済的理由から基板の切断代の幅を、
例えば０.３ｍｍ以下とするような細密な切断が要求さ
れるようになり、この切断を可能とする薄刃の研削砥石
が求められるようになった。

【０００４】従来、この種の細密研削に用いられる薄刃
砥石は、強度的な観点からほとんどがメタルボンド砥石
であった。メタルボンド砥石は、Ｎｉやブロンズ系合金
を結合材として電鋳法や焼結法により作製されるが、結
合材相の組織が緻密であるために、ドレッシング（目立
てを含む）が困難であり、電解法などの煩雑で高価な技
術と装置を必要とした。

【０００５】すなわち、砥石を活性化するためには、超
砥粒の切刃を結合材相の表面から突出させる必要があ
る。一般に、砥石が成形された状態では、砥石表面で、
超砥粒と結合材相とは同一レベルにある。この状態から
超砥粒の切刃を突出させるためには、超砥粒を残したま
ま結合材相の表層をある程度の深さまで除去しなければ
ならない。この作業が「目立て」であるが、結合材相の
表層が平滑であると、超砥粒を残したまま、結合材相の
表層のみを、例えば掻き取りのような方法で除去するこ
とはきわめて困難であり、電解法などによって結合材相
の表層を溶出除去するなどの煩雑で高価な方法が必要に
なる。

【０００６】一方、ビトリファイドボンド砥石は、一般
に結合材であるセラミクス粒子と超砥粒との混合物を成
形し、圧力下に焼結して製造されるものであって、結合
材相が多孔質であり、組織が粗いので特別な目立てが不
要であり、また研削作業中に生じる研削屑などは、気孔
が形成するポケットに捕捉されて排除されるので目詰ま
りが起こり難く、また、砥粒の切刃が摩耗しても、結合
材相が粗く脆いので適度に崩落して新たな切刃が現れ、
目潰れも起こり難い。

【０００７】しかしビトリファイドボンド砥石は、結合
材相が脆いばかりでなく、結合材と超砥粒との結合力も
弱いので、例えば厚みが０.３ｍｍ以下となるような薄
刃の砥石とすることができず、また目こぼれを起こし易
いので、高硬度の難研削性被研削体を強い押しつけ圧で
研削する場合には消耗が激しくて経済的でない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】そこで、研削効率がよ
く、強度が高く、かつ結合材と超砥粒との結合力も強い
砥石を得るために、メタルボンド砥石の組織中に気孔を
形成して多孔質とすることが考えられた。この多孔質メ
タルボンド砥石は、例えば超砥粒と結合材金属粒子とを
混合し、熱揮発性の結合剤を用いまたは用いずに、砥石
の形状に圧縮成形し、結合材金属が粒状を保ったままそ
の粒子どうし、および結合材粒子と超砥粒との間に結合
が生じる程度の温度と圧力を加えて焼結することによっ
て製造できる。

【０００９】このようにして製造された多孔質メタルボ
ンド砥石は、結合材と超砥粒との結合力が強く、しかも
結合材相が粗いので目立て性が良好であり、また研削作
業中に生じた研削屑などは気孔のポケットに捕捉されて
除去されるので目詰まりが起こり難く、砥粒の切刃が摩
耗しても、結合材相が粗いので適度に崩落して新たな切
刃が現れ、目潰れも起こり難くなることが期待された。

【００１０】しかし、上記の多孔質メタルボンド砥石に
おいては、超砥粒と結合材との結合が強いとはいえ、気
孔率を高くして超砥粒の切刃を突出させ、砥石の切れ味
を良くしようとすると、目こぼれが多くなって消耗が激
しくなり、気孔率を下げて切刃高を低くすれば、目こぼ
れは少なくなるが、擦り減った超砥粒が脱落しないので
目詰まりや目潰れが起こり易いという問題が起こる。こ
の問題を解決するためには、気孔率を適度に維持しなが
ら、しかも目こぼれなどが起こり難いような結合力を超
砥粒と結合材との間に付与する技術が求められた。

【００１１】本発明は上記の問題を解決するためになさ
れたものであり、従ってその目的は、超砥粒と結合材相
との結合力が強く、目立て性、目こぼれ性、目詰まり
性、目潰れ性などがバランスよく改善され、微細加工用
の薄刃砥石としても使用可能な強度を有する多孔質超砥
粒砥石とその製造方法を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】上記の課題は、ダイヤモ
ンドおよび立方晶窒化ホウ素からなる群から選ばれ、平
均粒径が６０μｍ以下である超砥粒と、加熱下にこの超
砥粒と融合して融合相を形成し得る結合材とからなり、
この結合材が連続気孔を有する多孔質体であり、この結
合材と超砥粒との界面にそれらの融合相が形成され、こ
の融合相の厚みが１.５μｍ以下であり、該融合相が、
超砥粒構成成分と、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、
Ｗ、Ｃｒ、ならびにＣｏからなる群から選ばれた１種以
上とからなることを特徴とする多孔質超砥粒砥石を提供
することによって解決できる。上記の課題は、ダイヤモ
ンドおよび立方晶窒化ホウ素からなる群から選ばれ、平
均粒径が６０μｍ以下である超砥粒と、加熱下にこの超
砥粒と融合して融合相を形成し得る結合材とからなり、
この結合材が連続気孔を有する多孔質体であり、この結
合材と超砥粒との界面にそれらの融合相が形成され、こ
の融合相の厚みが１.５μｍ以下であり、該融合相が、
ＣｕまたはＡｇを含んでなることを特徴とする多孔質超
砥粒砥石を提供することによって解決できる。

【００１３】ここで、「融合相」とは、超砥粒と結合材
の原子が接触界面において熱的拡散により入り交じるこ
とによって形成される、共融混合物、固溶体または化合
物からなる形成相を意味する。

【００１４】上記の結合材は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、ならびにＺｒからな
る単体元素、およびＣｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、
Ｔｉ、Ｓｉ、ならびにＺｒの炭化物、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａ
ｌ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＦｅならびにＺｒの酸化物、Ｔａ、Ｔ
ｉ、ならびにＳｉの窒化物、およびＴａ、Ｔｉ、ならび
にＳｉのホウ化物からなる群から選ばれた１種以上であ
ることが好ましい。

【００１５】前記の融合相の厚みは、０.０５μｍ〜０.
５μｍの範囲内であることが好ましい。また、この多孔
質超砥粒砥石の気孔率は、５％〜６０％の範囲内、更に
好適には５％〜４５％の範囲内であることが好ましい。

【００１６】本発明はまた、ダイヤモンドおよび立方晶
窒化ホウ素からなる群から選ばれ、平均粒径が６０μｍ
以下であり、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ
ｒ、ならびにＣｏからなる群から選ばれた１種以上であ
ってその厚みが１.５μｍ以下の金属層で被覆した金属
被覆超砥粒と、加熱下に前記金属被覆超砥粒と融合して
融合相を形成し得る結合材粒子とを混合し、この粉体混
合物を成形した状態で、前記金属被覆超砥粒の金属層部
分にそれらの融合相が１.５μｍ以下の厚みに形成さ
れ、かつ結合材粒子どうしが焼結して気孔率が５％〜６
０％の範囲内となるように、調節された温度と圧力を加
えて焼結する工程を含むことを特徴とする多孔質超砥粒
砥石の製造方法を提供する。本発明は、ダイヤモンドお
よび立方晶窒化ホウ素からなる群から選ばれ、平均粒径
が６０μｍ以下であり、ＣｕまたはＡｇからなる厚みが
１.５μｍ以下の被覆層で被覆した金属被覆超砥粒と、
加熱下に前記金属被覆超砥粒と融合して融合相を形成し
得る結合材粒子とを混合し、この粉体混合物を成形した
状態で、前記金属被覆超砥粒の金属層部分にそれらの融
合相が１.５μｍ以下の厚みに形成され、かつ結合材粒
子どうしが焼結して気孔率が５％〜６０％の範囲内とな
るように、調節された温度と圧力を加えて焼結する工程
を含むことを特徴とする多孔質超砥粒砥石の製造方法を
提供する。

【００１７】上記の結合材粒子としては、Ｆｅ、Ｃｕ、
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、
ならびにＺｒからなる単体元素、およびＣｏ、Ｃｒ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、ならびにＺｒの炭化物、Ｔｉ、Ｓ
ｉ、Ａｌ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＦｅならびにＺｒの酸化物、Ｔ
ａ、Ｔｉ、ならびにＳｉの窒化物、およびＴａ、Ｔｉ、
ならびにＳｉのホウ化物からなる群から選ばれた１種以
上の粒子であって、その平均粒径が、前記超砥粒の平均
粒径の５％〜５０％の範囲内であるものを用いることが
好ましい。

【００１８】前記の焼結に際して加える温度と圧力は、
超砥粒と結合材粒子との界面に、それらの融合相が０.
０５μｍ〜０.５μｍの範囲内の厚みに形成されるよう
に調節することが好ましい。また、前記の焼結に際して
加える温度と圧力は、気孔率が５％〜４５％の範囲内と
なるように調節することが好ましい。

【００１９】前記の超砥粒として、予め、Ｔｉ、Ｎｉ、
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、ならびにＣｏからなる群
から選ばれた１種以上であってその厚みが１.５μｍ以
下の金属層で被覆された金属被覆超砥粒を用い、焼結に
際しては、この金属層が融合相となって超砥粒と結合材
粒子とが結合されるように、温度と圧力とを調節するこ
とが好ましい。または、前記の超砥粒として、予め、Ｃ
ｕまたはＡｇを含む前記結合材のいずれかである被覆層
で被覆されたものを用い、焼結に際しては、この被覆層
が融合相となって超砥粒と結合材粒子とが結合されるよ
うに、温度と圧力とを調節することが好ましい。

【００２０】前記の焼結は、放電プラズマ焼結法により
行い、焼結時の温度を６００℃〜２０００℃の範囲内と
し、かつ圧力を５ＭＰａ〜５０ＭＰａの範囲内とするこ
とが好ましい。または、前記の焼結をホットプレス焼結
法により行い、焼結時の温度を６００℃〜２０００℃の
範囲内とし、かつ圧力を５ＭＰａ〜５０ＭＰａの範囲内
とすることが好ましい。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の基本形態につい
て、実施例によって図面を用いて説明する。（基本構成例１）図１は、請求項１に対応する本発明の
多孔質超砥粒砥石（以下、「本砥石」という）の一基本
例の構成を模式的に示したものである。図１において、
符号１０は本砥石の表層部の構成を示している。本砥石
１０は、この実施例では平均粒径２０μｍ〜３０μｍ
（＃６６０）のダイヤモンド単結晶からなる超砥粒１、
１、…が、加熱下にこの超砥粒１と融合して融合相を形
成し得る単体元素であるＮｉを結合材３として固定され
てなっている。この結合材３の相（結合材相）には多数
の連続気孔５が形成され、これによって、本砥石１０は
気孔率が３９％、すなわち５％〜６０％の範囲内である
多孔質体となっている。

【００２２】本砥石１０において、超砥粒１と結合材３
との接触界面には、これらのいずれか、または双方から
の原子拡散によって、融合相７が形成されている。この
融合相７の厚みｔは、この実施例では約０.４３μｍ、
すなわち１.５μｍ以下となっている。

【００２３】この砥石は、超砥粒１と結合材３とが、上
記のように限定された厚みの融合相７によって強固に結
合されているので、研削作業中に超砥粒１が無駄に脱落
することがない。融合相の厚みが１.５μｍを越える
と、図２に示すように、融合相８が超砥粒１から剥離し
て超砥粒１と結合材３との結合力が低下することがわか
った。

【００２４】また、本砥石は、結合材３の相が多孔質と
されていて、表面が粗いので、電解目立てなどの煩雑な
手段を用いなくても、研削作業中に自動的に目立てが行
われる。しかも、気孔率が高いので、超砥粒１の切刃が
結合材３の表面レベルから高く突出し、切れ味がよい砥
石が得られる。

【００２５】また、本砥石１０は、結合材３の相が連続
気孔の多孔質とされているので、この気孔５を通して冷
却液を循環させることができ、砥石の冷却効果を高め、
また、気孔５によって表面に形成されるポケット９は、
研削作業中に発生する研削屑などを捕捉し、系外に排除
するので目詰まりが起こり難い。

【００２６】更に、結合材３は、気孔５の存在によって
ある程度脆くなっているので、超砥粒１の切刃が摩耗す
る程度の研削が行われた場合には、摩耗した超砥粒１
と、その周辺に融合相７を介して結合された結合材３の
一部分とが一緒に剥ぎ取られ、目潰れを防ぐとともに、
砥石の最外層が除去されることによって、内層にあった
超砥粒１が、新たに表面に現れて本砥石１０の研削力を
持続することになる。

【００２７】基本構成例１の本砥石１０は、以下の方法
で製造した。＃６６０の人造ダイヤモンド単結晶からな
る超砥粒１と、純度９９.５％以上、平均粒径５μｍの
Ｎｉ粉末とを３（超砥粒）：４（結合材）の容量割合で
混合し、得られた粉体混合物を、放電プラズマ焼結装置
のドーナツ型ダイに充填し、８００℃、１０ＭＰａ、５
分の条件で焼結し、外径９２ｍｍ、内径４０ｍｍ、厚み
０.３ｍｍのドーナツ円板状の焼結体として、実施例１
の砥石１０を得た。このものの気孔率は３９％であっ
た。また電子顕微鏡により、融合相７の厚みを測定した
ところ、約０.１μｍであった。超砥粒１と融合相７の
界面に空隙は認められなかった。

【００２８】基本構成例１の砥石を試料として、工具研
削盤を用い、定圧研削法で切断試験を行った。砥石のド
レッシングはＧＣ＃２４０スティックを用いて行った。
被研削体としてはアルチック（Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ）（曲
げ強さ５８８ＭＰａ、ビッカース硬さ１９.１ＧＰａ）
の断面２ｍｍ×５ｍｍのブロックを用いた。

【００２９】比較試料として、実施例１と同様の超砥粒
と結合材とを用い、電着法で作成された外径９２ｍｍ、
内径４０ｍｍ、厚み０.３ｍｍのドーナツ円板状のメタ
ルボンド砥石をＥＬＩＤで目立てしたものを作製し、実
施例１の砥石試料と研削速度を比較したところ、基本構
成例１の試料は、比較試料の１.５倍の研削速度で被研
削体を切断できた。この結果は基本構成例１の砥石の研
削効率が従来のメタルボンド砥石より優れていることを
示している。

【００３０】上記基本構成例１および図１に示したよう
に本砥石は、基本的には超砥粒１と結合材３とからな
り、この結合材３の相は連続気孔の多孔質に形成され、
また結合材３と超砥粒１との界面には、それらの融合相
７が形成されているものである。

【００３１】ここに用いられる超砥粒１は、単結晶また
は多結晶のダイヤモンド、または単結晶または多結晶の
ｃＢＮ（立方晶窒化ホウ素）のいずれか、またはそれら
の任意の２種以上の混合物であって、平均粒径が６０μ
ｍ以下のものである。平均粒径が６０μｍを越えるもの
は、例えば基板を研削代０.３ｍｍ以下で切断するよう
な細密研削やラッピングなどに用いるには、被研削面の
仕上げが粗くなって不適当である。

【００３２】超砥粒としては、例えばセラミクス材料な
どの被研削体を細密加工する場合には、最高硬度を有す
るダイヤモンドを用いることが好ましい。このダイヤモ
ンドは、単結晶のもののほかに多結晶のものであっても
よく、天然ダイヤモンド、人造ダイヤモンドのいずれで
もよい。また、鉄系の被研削体では、ダイヤモンドの使
用に問題があるので、この場合にはｃＢＮを用いること
が好ましい。このｃＢＮも、単結晶のもの、多結晶のも
のいずれでもよい。

【００３３】上記の超砥粒１とともに用いられる結合材
３は、選択された超砥粒１との界面に加熱時に融合相が
形成されるものであればいずれでもよい。しかし、精密
研削用の本砥石の結合材３として特に好ましいものは、
Ｆｅ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、
Ｔｉ、Ｓｉ、Ｚｒからなる単体元素；Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｚｒの炭化物；Ｔｉ、Ｓｉ、Ｚ
ｒ、Ａｌ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｆｅの酸化物；Ｔａ、Ｔｉ、Ｓ
ｉの窒化物；またはＴａ、Ｔｉ、Ｓｉのホウ化物のいず
れか、またはそれらの任意の２種以上の混合物である。

【００３４】これらの結合材３は、上記の超砥粒１と接
触した状態で、例えば６００℃〜２０００℃の範囲に加
熱すると、その界面において原子の拡散が行われ、図１
に示したように、共融混合物、固溶体または化合物から
なる融合相７が形成される。超砥粒１と結合材３とは、
この融合相７によって強固に結合される。従って、切れ
味を良くするために深く目立てされ、超砥粒１と結合材
３との接触面積が比較的小さくなった場合にも、研削作
業中の超砥粒１の無駄な脱落が起こり難い。

【００３５】しかし、この融合相の厚みが過大になる
と、図２に示したように、この融合相８と超砥粒１との
間に剥離が起こることがわかった。これは、融合相の過
剰生成によって接触界面に対して、ダイヤモンドでは
Ｃ、ｃＢＮではＮの移動度が高く、空乏層が形成される
ことや、水平方向にズレ応力が発生するとともに、超砥
粒本体と融合相８との熱膨張係数が異なるため、熱的変
化によって融合相８に皺が発生するなどの理由によるも
のと考えられる。この観点から、本砥石における融合相
７の厚みは１.５μｍ以下とされる。特に０.５μｍ以下
であることが好ましい。

【００３６】一方、融合相７の厚みを極端に小さくする
と、図３に示すように、融合相７が超砥粒の表面に一様
な被膜として形成されず、島状に点在するようになるこ
とがわかった。この場合には、超砥粒１と結合材３との
結合が不十分なものとなる。融合相７が超砥粒１の表面
に一様に形成される最低の厚みは、超砥粒１と結合材３
の種類や平均粒径、また製造時に加える温度、圧力、時
間などによって変化するが、普通は約０.０５μｍであ
る。この観点から、融合相７の厚みは０.０５μｍ以上
とすることが好ましい。

【００３７】この融合相７の厚みは、超砥粒１と結合材
３との粉体混合物を焼結成形する際に加える温度と時間
を調節することによって制御可能である。この温度と時
間は、選定された超砥粒１と結合材３の種類と粒度、焼
結方法と装置、および焼結時の圧力などによって変化す
るので、実際に用いる好適温度は実験によって決定され
るべきである。一般的な選定温度範囲は、６００℃〜２
０００℃である。

【００３８】本砥石は多孔質に形成されている。その気
孔率は、５％〜６０％の範囲内、特に５％〜４５％の範
囲内とされることが好ましい。気孔率が５％未満になる
と、気孔によるポケット容量が不足し、また冷却液の循
環も不十分となり、目詰まりなどが起こり易く、４５
％、特に６０％を越えると、結合材相の物性が低下し、
目こぼれや目潰れが起こり易くなり、また薄刃砥石を製
造したときは、折れ易くなる。

【００３９】多孔質の本砥石を製造するに際しては、結
合材３を粉体として超砥粒１と混合し、この粉体混合物
を型に充填し、加圧下に超砥粒１と結合材粒子（３
ｐ）、および結合材粒子３ｐどうしを焼結することが好
ましい。このとき、超砥粒１と結合材粒子３ｐのそれぞ
れの平均粒径、混合割合、焼結圧力、焼結温度、焼結時
間などを調節することによって、気孔率を好適範囲に調
節することができる。

【００４０】上記の結合材粒子３ｐの平均粒径について
は、超砥粒１の平均粒径の５％〜５０％の範囲内とする
ことが好ましい。超砥粒１に対する結合材粒子３ｐの粒
径比が１：１に近づくと、図４（ａ）に模式的に示すよ
うに、緊密充填状態においても超砥粒１と結合材粒子３
ｐとの接点が少なく、従って焼結時の結合力が不足して
目こぼれなどの原因となり易い。

【００４１】超砥粒１に対する結合材粒子３ｐの粒径比
が１：０.０５〜０.５の範囲であれば、図４（ｂ）に模
式的に示すように、超砥粒１と結合材粒子３ｐとの接点
数が十分多くなるので、焼結に際して融合相７が超砥粒
１のほぼ全表面に薄膜状に形成され、超砥粒１と結合材
３との結合力が大となり、しかも適度の気孔率が保たれ
る。

【００４２】超砥粒１に対する結合材粒子３ｐの粒径比
が１：０.０５より小さくなると、接点数は十分に多い
から焼結時の結合力は問題ないが、気孔率および気孔径
が小さくなって、焼結物は無気孔メタルボンド砥石と大
差がなくなる。

【００４３】超砥粒１と結合材粒子３ｐとを型に充填
し、圧力と温度とを加えて焼結すると、結合材粒子３ｐ
が一部溶融し、超砥粒１と接触しているものはその表面
に濡れ広がり、融合相７を形成する。結合材粒子３ｐど
うしが接触している場合は、その接触表面で融合が起こ
り、図５に示すように、結合材粒子３ｐどうしがネック
３ｎで相互に連結され、非接触部分が連続気孔５を形成
する。

【００４４】焼結に際して超砥粒１と結合材粒子３ｐと
の混合割合は、超砥粒：結合材粒子の容量比で１：３〜
２：１とすることが好ましい。１：３より超砥粒１の割
合が少ない場合は、研削能力が不足するようになり、
２：１より超砥粒１の割合が多い場合は、超砥粒１の密
度が高すぎて焼結体の強度が低下し、目こぼれなどが起
こりやすくなる。

【００４５】焼結には、従来から知られている各種の方
法が採用できる。これらの内で、放電プラズマ焼結法は
特に好ましい方法である。放電プラズマ焼結法は、例え
ば図６に示す放電プラズマ焼結装置を用いて行うことが
できる。図６において、この放電プラズマ焼結装置は、
ダイ２１と、このダイ２１の内部に挿入される上パンチ
２２および下パンチ２３と、下パンチ２３を支え、後述
するパルス電流を流す際の一方の電極ともなる基台２４
と、上パンチ２２を下方に押圧し、パルス電流を流す他
方の電極となる基台２５と、上下のパンチ２２、２３に
挟まれた粉体原料２６の温度を測定する熱電対２７とを
有している。

【００４６】上記の基台２４、基台２５には別途設けた
通電装置が接続されていて、この通電装置から、プラズ
マ放電のためのパルス電流が、上下のパンチ２２、２３
に印加されるようになっている。この放電プラズマ焼結
装置において、少なくとも基台２４と基台２５とに挟ま
れた部分はチャンバ（図示せず）に収容され、このチャ
ンバ内は真空に排気され、また雰囲気ガスが導入される
ようになっている。

【００４７】超砥粒と結合材との粉体混合物２６は、所
定の砥石の形状に成形されたダイ２１に充填され、チャ
ンバ内が真空にされ、または不活性雰囲気ガスで置換さ
れた後、パンチ２２、２３で上下から加圧圧縮され、次
いでパルス電流が印加される。この放電プラズマ焼結法
によれば、通電電流を調節することにより、原料粉末を
焼結温度に均一に素早く昇温することができ、また温度
管理も厳密に行うことができる。

【００４８】上記の放電プラズマ焼結法に用いることが
できる放電プラズマ焼結装置としては、例えば住友石炭
鉱業社製モデルＳＰＳ−２０５０型放電プラズマ焼結装
置を挙げることができる。放電プラズマ焼結法以外に
も、例えばホットプレス焼結法やセラミクス粉体の焼結
にしばしば用いられるＨＩＰ（ Hot Isostatic Press）
法などが有利に採用できる。

【００４９】次に、上記ＨＩＰ法を用いた本砥石の基本
構成例について説明する。（基本構成例２）＃１０００の人造ダイヤモンド単結晶
からなる超砥粒と、３.１１重量％の炭素を含む平均粒
径５μｍの鋳鉄粉とを１（超砥粒）：１.２８（結合
材）の容量割合で混合し、これに成形助材として２重量
％のワックスを加え、単軸プレスを用いて圧力１０ＭＰ
ａで１分間加圧して粉体圧縮成形物を得た。この粉体圧
縮成形物を真空中８００℃で１時間処理してワックス除
去と仮焼成を行った。

【００５０】次に、形状整形を行った後に、１０００
℃、２００ＭＰａに１時間保持する条件でＨＩＰ法によ
る焼成を行い、焼成体を得た。このものの気孔率は５３
％であった。また電子顕微鏡により、融合相の厚みを測
定したところ、約１.５μｍであった。そして、観察の
結果、超砥粒と融合相の界面に空隙が形成されはじめて
いた。このことから、融合相の厚みの許容上限は１.５
μｍと判断された。この焼成体をカップ砥石に仕上げ、
実施例２の砥石とした。

【００５１】この砥石を試料として、工具研削盤を用
い、定圧研削法で切断試験を行った。ドレッシングはＧ
Ｃ＃２４０の簡単なブレーキツルアを用いて行い、被研
削体としてはアルチック（Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ）の断面２
ｍｍ×５ｍｍのブロックを用いた。

【００５２】比較試料として、基本構成例２と同様な割
合の超砥粒を含むビトリファイド砥石を作成し、実施例
２の砥石試料と研削速度を比較したところ、基本構成例
２の試料は比較試料の約３倍の研削速度が得られた。こ
の結果は実施例２の砥石が、研削効率においてビトリフ
ァイド砥石より優れていることを示している。

【００５３】以下の表１に、各種結合材を用いた場合
の、放電プラズマ法（以下、「ＳＰＳ法」と略称する）
とホットプレス法における焼結最適温度範囲と、両焼結
法に共通した最適焼結圧力範囲を示す。表１は超砥粒と
して平均粒径１５μｍの人造ダイヤモンドを用いた場合
である。

【００５４】

【表１】

【００５５】砥石の３要素の一つである気孔は、研削屑
の排出や冷却液の供給および切刃を結合材相から突出さ
せて切れ味を良くし、ドレッシング（目立て）性をよく
するために重要である。この観点から、本砥石の一例を
市販の無気孔鋳鉄ボンド砥石と比較した実施例を以下に
示す。

【００５６】（基本構成例３）ダイヤモンド砥粒＃１０
０／＃１１０（平均粒径１８０μｍ）と、炭素量３.５
重量％、粒径２０μｍ以下のアトマイズ法で製造された
鋳鉄粉を体積比３０（超砥粒）：４０（結合材）で混合
し、２重量％のワックスを加えた後、粉末成形し、真空
中１０００℃、１時間の条件でワックスを除去し、窒素
雰囲気中、１１２０℃、２００ＭＰａ、１時間の条件で
ＨＩＰ法で焼結して気孔率２６％の砥石（基本構成例
３）を得た。

【００５７】基本構成例３の砥石と、市販の無気孔鋳鉄
ボンド砥石（＃１００／＃１２０）とについて、定圧法
で、それぞれの研削量と研削エネルギーとを測定した。
定圧研削の被研削体は、アルミナ（曲げ強さ５８８ＭＰ
ａ、ビッカース硬さ１９ＧＰａ）の断面３ｍｍ×４ｍｍ
のブロックである。

【００５８】上記被研削体を、カップ状に成形したそれ
ぞれの砥石面に０.４ＭＰａで押しつけ、周速１１００
ｍ／分で研削し、その際の研削抵抗と除去量とを測定
し、研削量（１秒当りの研削体積）および研削エネルギ
ー（研削抵抗×周速／除去量）を算出した。結果を表２
に示す。

【００５９】

【表２】

【００６０】上記の結果から、気孔率がほぼ０％（５％
以下）の市販の無気孔鋳鉄ボンド砥石に比べ、実施例３
の砥石では、時間当りの研削量が６倍以上であり、しか
も研削エネルギーは約２.５分の１であり、気孔が研削
効率に大きな改善効果をもたらしていることは明かであ
る。

【００６１】（基本構成例４）超砥粒１と結合材粒子３
ｐの種類と粒径を固定しても、焼結条件によって、得ら
れる砥石の気孔率は変化する。その一例として、＃１０
００（平均粒径１０μｍ〜２０μｍ）の人造ダイヤモン
ドを超砥粒１とし、平均粒径５μｍの鋳鉄粉を結合材粒
子３ｐとして、放電プラズマ焼結法によって、直径２０
ｍｍ、厚み０.５ｍｍの円板状砥石を製造し、成形時の
温度、圧力と、得られた砥石の気孔率を測定した。その
結果を表３に示す。

【００６２】

【表３】

【００６３】表３の結果からは、一般に焼結温度が低い
ほど、また焼結圧力が低いほど、気孔率は高くなる傾向
が認められる。

【００６４】気孔率は、過大になると砥石の物性が低下
し、砥石の消耗も激しくなる。この気孔率は製法によっ
ても変化する。以下に、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ
法）とＨＩＰ法による気孔率の差と、この差によっても
たらされる物性と研削効率との比較を以下の実施例で示
す。

【００６５】（基本構成例５）平均粒径１０μｍ〜２０
μｍの人造ダイヤモンドと、炭素含有量３.１１重量
％、平均粒径５μｍのアトマイズ鋳鉄粉とを容積比２５
（超砥粒）：３２（結合材）で混合し、ＨＩＰ法とＳＰ
Ｓ法を用いてカップ形状の砥石を作製した。

【００６６】ＨＩＰ法で作製した砥石は、表４に示すよ
うに、気孔率が５３％であり、＃１０００程度の超砥粒
を使用すると気孔率の増加が見られる。またＳＰＳ法で
は、同様の材料を７８０℃および７２０℃、１０ＭＰａ
の条件で焼結し、それぞれ気孔率が２７％と３６％の砥
石を得た。ＳＰＳ法は加圧焼結法であるので、温度の選
択に加え、圧力の選択による気孔率の制御も可能であっ
て、気孔率の制御性に優れているといえる。同じく加圧
焼結法であるホットプレス法でも、ＳＰＳ法と同様な結
果が得られる。

【００６７】上記の各砥石試料を、市販のビトリファイ
ド砥石と比較して、定圧法により研削性能試験を行っ
た。被研削体はアルチック（Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ）の断面
２ｍｍ×５ｍｍのブロックである。

【００６８】上記被研削体を、カップ状に成形したそれ
ぞれの砥石面に０.３ＭＰａで押しつけ、周速１１００
ｍ／分で研削し、その際の研削抵抗と除去量とを測定
し、研削速度（１秒間当りの研削長さ）および研削エネ
ルギー（研削抵抗×周速／除去量）を算出した。結果を
比較例として用いた市販のビトリファイド砥石の試験結
果とともに表４に示す。

【００６９】

【表４】

【００７０】上記の結果から、気孔率が２７％〜３６％
であるＳＰＳ法の砥石では、市販の、この研削条件で研
削性能がよいとされ多用されるビトリファイド砥石に比
べて、十分に良好な研削性能が得られたことがわかる。
ＨＩＰ法で製造した気孔率５３％の砥石は、ヤング率が
低く、研削圧力を１ＭＰａにすると研削継続時間３６０
秒で砥石に急激な摩耗が発生した。この観点から、気孔
率が高い砥石は、研削圧力が低い用途では十分に有効に
使用できるが、研削圧力が１ＭＰａを越えるような用途
では、気孔率が４５％以下であることが好ましいことが
わかる。

【００７１】次に、本発明に係わる本願の砥石について
説明する。本発明に係る砥石は、融合相７が、超砥粒１
とＴｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、ならびに
Ｃｏからなる群から選ばれた１種以上とからなる多孔質
超砥粒砥石を提供している。

【００７２】前記のように、多孔質砥石の場合には、一
般に超砥粒と結合材との結合強度の保持が特に重要であ
り、先に説明した本砥石１０においては、その界面に形
成される融合相７の厚みを調節することによって超砥粒
１と融合相７との間の空隙の生成を防ぎ、良好な結合強
度を得ている。この際、結合材３として例えばある種の
単体元素や、酸化物、窒化物、ホウ化物などを用いる
と、場合によって、超砥粒１と融合相７との間に空隙が
発生し、接合力が低下することがある。

【００７３】この理由は、一つには焼結の条件において
上記の結合材３の超砥粒１に対する濡れ性が不十分で、
図３に示すように、融合相７が島状にしか形成されない
ため接合力が不十分となること、また、これらの結合材
３と超砥粒１とは一般に、硬度が高い融合相７を形成
し、この融合相７が超砥粒１と熱膨張係数が異なるた
め、熱変化によってその界面に亀裂が生じやすいことな
どによると考えられる。

【００７４】Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃ
ｒ、ならびにＣｏは、超砥粒１との濡れ性が良好であ
り、かつ、特にＮｉ、Ｆｅ、ＣｒおよびＣｏは、超砥粒
１と比較的軟質の融合相７を形成する素材である。そし
てこの融合相７自体は、上記の結合材３との親和性も高
いので、この融合相７が介在することによって超砥粒１
と結合材３とが広い面積で強固に結合し、しかも熱変化
を受けても剥離が起こらないようになる。この場合も融
合相７の厚みは、１.５μｍ以下に調整される。

【００７５】本発明に係る本砥石は、図７に示すよう
に、予めＴｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、ま
たはＣｏからなる金属層６を超砥粒１の表面に厚みが
１.５μｍ以下となるように被覆し、これら金属で被覆
された金属被覆超砥粒１ｍを、結合材粒子３ｐと混合
し、この混合物を成形して、好適な温度と圧力下に焼結
することによって製造することができる。金属層６を超
砥粒１の表面に被覆する方法は、従来公知のメッキ技
術、真空蒸着、スパッタリングなど、いずれを用いても
よい。

【００７６】（実施例）金属層６としてＮｉをダイヤモ
ンド砥粒の表面に被覆した金属被覆超砥粒１ｍと、Ｎｉ
粉の結合材粒子３ｐとを用いて実施例６の本砥石を製造
した。＃１０００の人工ダイヤモンド単結晶からなる超
砥粒１にＮｉを４３重量％コーティングした金属被覆超
砥粒１ｍと、平均粒径５μｍのＮｉ粉末とを、２５（超
砥粒）：３２（結合材）の容量割合で混合し、得られた
粉体混合物を放電プラズマ焼結装置のドーナツ型ダイに
充填し、１０ＭＰａ〜２０ＭＰａに圧縮してパルス電流
を印加し、６８０℃〜７８０℃で焼結した。

【００７７】上記の方法により得られた本砥石は、外径
９２ｍｍ、内径４０ｍｍ、厚み０.４５ｍｍのドーナツ
状円板であり、気孔率は２７％であった。この砥石の先
端部約１０ｍｍを、ＧＣ＃２４０スティックを用いて厚
み０.２５ｍｍにドレッシングし、アルチック（Ａｌ₂Ｏ
₃／ＴｉＣ）の断面５ｍｍ×２ｍｍの試片を被研削体と
して定圧研削法により研削試験を行った。

【００７８】試験の結果、この砥石は、上記の被研削体
を、研削圧力０.５ＭＰａにおいて研削速度０.２ｍｍ³
／秒で研削することができた。これは実施例６の砥石が
厚み０.２５ｍｍにおいても十分に実用的な強度を有し
ていて、幅０.３ｍｍ以下の研削代で厚み２ｍｍ以上の
高硬度の被研削体を高速切断できたことを示している。

【００７９】次にＮｉ被覆の＃１０００人工ダイヤモン
ド単結晶を超砥粒１ｍとして用い、結合材３として粒径
５μｍのＮｉ粒子を用いた場合のＳＰＳ法における焼結
温度、焼結圧力と、得られた砥石の気孔率の関係を表５
に、また、Ｎｉ被覆の＃１０００人工ダイヤモンド単結
晶を超砥粒１ｍとして用い、結合材３として粒径５μｍ
の鋳鉄粒子を用いた場合のＳＰＳ法における焼結温度、
焼結圧力と、得られた砥石の気孔率の関係を表６に示
す。

【００８０】

【表５】

【００８１】

【表６】

【００８２】次に、本発明に係わる本砥石について説明
する。本発明において、融合相７が、ＣｕまたはＡｇを
含んでなる多孔質超砥粒砥石を提供している。超砥粒１
と結合材３との界面における融合相７の厚みは、焼結温
度、圧力、及び焼結時間に依存して変化する。前記のよ
うに本砥石においては、その厚みは１.５μｍ以下に制
御されなければならない。しかし、一方において、焼結
温度、圧力、及び焼結時間は、結合材粒子３ｐどうしの
結合力にも影響する。すなわち、本砥石の物理的な強度
を、例えば薄刃砥石として使用できる程度に強化するた
めには、結合材粒子３ｐどうしの結合を強化する観点か
ら、焼結温度、圧力、及び焼結時間の条件を選定する必
要も生じる。

【００８３】その条件において、融合相７の厚みが１.
５μｍを越える場合には、融合相７の生成を抑制する手
段が必要になる。ＣｕおよびＡｇは、融合相７の成長を
抑える効果があり、適宜これを添加することで、融合相
の厚みを制御することができる。従ってこれらの金属が
超砥粒１と結合材３との間に介在すると、結合材粒子３
ｐどうしが強固に結合する焼結条件でも、融合相７が過
大に成長することがない。

【００８４】ＣｕおよびＡｇはいずれも軟らかい金属で
あるので、この層の厚みが厚いと砥石としての必要な硬
さを維持できない場合がある。このため、ＣｕまたはＡ
ｇを含む融合相７の厚みは、超砥粒１の粒径の２０％以
下とすることが好ましい。また、例えば融合相７がＣｕ
とＦｅを含む場合は、硬い被膜を形成することも可能で
あるが、この場合も、熱的変化による剥離が起こりやす
くなるので、やはり融合相７の厚みは、超砥粒１の粒径
の２０％以下とすることが好ましい。

【００８５】融合相７がＣｕまたはＡｇを含む本砥石
は、例えば予めＣｕまたはＡｇを含む結合材成分を超砥
粒１の表面に厚みが１.５μｍ以下となるように被覆
し、被覆された超砥粒を、結合材粒子と混合し、この混
合物を成形して、好適な温度と圧力下に焼結することに
よって製造することができる。ＣｕまたはＡｇを含む結
合材成分を超砥粒１の表面に被覆する方法は、従来公知
のメッキ技術、真空蒸着、スパッタリングなど、いずれ
を用いてもよい。

【００８６】

【発明の効果】本発明の多孔質超砥粒砥石は、ダイヤモ
ンドおよび立方晶窒化ホウ素からなる群から選ばれ、平
均粒径が６０μｍ以下である超砥粒と、加熱下にこの超
砥粒と融合して融合相を形成し得る結合材とからなり、
この結合材が連続気孔を有する多孔質体であり、この結
合材と超砥粒との界面にそれらの融合相が形成され、こ
の融合相の厚みが１.５μｍ以下であり、該融合相が、
超砥粒構成成分と、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、
Ｗ、Ｃｒ、ならびにＣｏからなる群から選ばれた１種以
上とからなるので、多孔質体でありながら超砥粒と結合
材との結合力が強く、目立て性に優れ、目こぼれや目詰
まり、目潰れが起こり難く、研削効率が高く、しかも例
えば厚みが０.３ｍｍ以下の薄刃砥石としても使用でき
る物理的強度が得られる。

【００８７】融合相が、超砥粒の構成成分とＮｉ、Ｆ
ｅ、Ｃｒ、またはＣｏとから形成されてなるものであれ
ば、この融合相は比較的軟質であるために超砥粒との間
に亀裂を生じることなく、超砥粒と結合材との結合を更
に強化することができる。

【００８８】融合相が、ＣｕまたはＡｇを含んでなるも
のであれば、ＣｕまたはＡｇは超砥粒との親和性が低い
ので、焼結条件によって融合相の厚みが過大となって亀
裂の原因となることを防ぐ。

【００８９】本発明の製造方法によれば、多孔質体であ
りながら、超砥粒と結合材との結合力が強く、目立て性
に優れ、目こぼれや目詰まり、目潰れが起こり難く、研
削効率が高く、しかも例えば厚みが０.３ｍｍ以下の薄
刃砥石としても使用できる物理的強度を有する超砥粒砥
石が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の多孔質超砥粒砥石の一基本構成例に
おける、表層部分の断面模式図である。

【図２】融合相の厚みが過大となった砥石の例を示す
断面模式図である。

【図３】融合相の形成が不十分な砥石の例を示す断面
模式図である。

【図４】（ａ）および（ｂ）は、それぞれ超砥粒と結
合材粒子との粒径の相互関係を示す断面模式図である。

【図５】結合材粒子どうしの焼結状態を示す断面模式
図である。

【図６】放電プラズマ焼結装置の一例を示す断面図で
ある。

【図７】金属被覆超砥粒を用いた多孔質超砥粒砥石の
製造方法の一部を示す断面模式図である。

【符号の説明】

１……超砥粒３……結合材５……連続気孔７……融合相９……ポケット１０……多孔質超砥粒砥石の表層部ｔ……融合相の厚み

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者石崎幸三新潟県長岡市長峰町513番地193 Ｆターム(参考） 3C063 AA02 AB05 BB02 BB07 BC02 BC09 BG10 CC02 CC19

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】ダイヤモンドおよび立方晶窒化ホウ素か
らなる群から選ばれ、平均粒径が６０μｍ以下である超
砥粒と、加熱下にこの超砥粒と融合して融合相を形成し
得る結合材とからなり、この結合材が連続気孔を有する
多孔質体であり、この結合材と超砥粒との界面にそれら
の融合相が形成され、この融合相の厚みが１.５μｍ以
下であり、該融合相が、超砥粒構成成分と、Ｔｉ、Ｎ
ｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、ならびにＣｏからな
る群から選ばれた１種以上とからなることを特徴とする
多孔質超砥粒砥石。
【請求項２】ダイヤモンドおよび立方晶窒化ホウ素か
らなる群から選ばれ、平均粒径が６０μｍ以下である超
砥粒と、加熱下にこの超砥粒と融合して融合相を形成し
得る結合材とからなり、この結合材が連続気孔を有する
多孔質体であり、この結合材と超砥粒との界面にそれら
の融合相が形成され、この融合相の厚みが１.５μｍ以
下であり、該融合相が、ＣｕまたはＡｇを含んでなるこ
とを特徴とする多孔質超砥粒砥石。
【請求項３】前記融合相が前記超砥粒と前記結合材の
原子が接触界面において熱的拡散によって入り交じるこ
とにより形成される、共融混合物、固溶体、化合物から
なることを特徴とする請求項１または２に記載の多孔質
超砥粒砥石。
【請求項４】上記結合材が、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、ならびに
Ｚｒからなる単体元素、およびＣｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ、
Ｔｉ、Ｓｉ、ならびにＺｒの炭化物、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａ
ｌ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＦｅならびにＺｒの酸化物、Ｔａ、Ｔ
ｉ、ならびにＳｉの窒化物、およびＴａ、Ｔｉ、ならび
にＳｉのホウ化物からなる群から選ばれた１種以上であ
ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の多
孔質超砥粒砥石。
【請求項５】前記融合相の厚みが、０.０５μｍ〜０.
５μｍの範囲内であることを特徴とする請求項１〜４の
いずれかに記載の多孔質超砥粒砥石。
【請求項６】気孔率が５％〜６０％の範囲内であるこ
とを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の多孔質
超砥粒砥石。
【請求項７】気孔率が５％〜４５％の範囲内であるこ
とを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の多孔質
超砥粒砥石。
【請求項８】前記超砥粒に対する結合材粒子の粒径比
が１：０.０５〜１：０.５の範囲であることを特徴とす
る請求項１〜７のいずれかに記載の多孔質超砥粒砥石。
【請求項９】ダイヤモンドおよび立方晶窒化ホウ素か
らなる群から選ばれ、平均粒径が６０μｍ以下であり、
Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒ、ならびにＣ
ｏからなる群から選ばれた１種以上であってその厚みが
１.５μｍ以下の金属層で被覆した金属被覆超砥粒と、
加熱下に前記金属被覆超砥粒と融合して融合相を形成し
得る結合材粒子とを混合し、この粉体混合物を成形した
状態で、前記金属被覆超砥粒の金属層部分にそれらの融
合相が１.５μｍ以下の厚みに形成され、かつ結合材粒
子どうしが焼結して気孔率が５％〜６０％の範囲内とな
るように、調節された温度と圧力を加えて焼結する工程
を含むことを特徴とする多孔質超砥粒砥石の製造方法。
【請求項１０】ダイヤモンドおよび立方晶窒化ホウ素
からなる群から選ばれ、平均粒径が６０μｍ以下であ
り、ＣｕまたはＡｇからなる厚みが１.５μｍ以下の被
覆層で被覆した金属被覆超砥粒と、加熱下に前記金属被
覆超砥粒と融合して融合相を形成し得る結合材粒子とを
混合し、この粉体混合物を成形した状態で、前記金属被
覆超砥粒の金属層部分にそれらの融合相が１.５μｍ以
下の厚みに形成され、かつ結合材粒子どうしが焼結して
気孔率が５％〜６０％の範囲内となるように、調節され
た温度と圧力を加えて焼結する工程を含むことを特徴と
する多孔質超砥粒砥石の製造方法。
【請求項１１】上記結合材粒子として、Ｆｅ、Ｃｕ、
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、
ならびにＺｒからなる単体元素、およびＣｏ、Ｃｒ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｓｉ、ならびにＺｒの炭化物、Ｔｉ、Ｓ
ｉ、Ａｌ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＦｅならびにＺｒの酸化物、Ｔ
ａ、Ｔｉ、ならびにＳｉの窒化物、およびＴａ、Ｔｉ、
ならびにＳｉのホウ化物からなる群から選ばれた１種以
上の粒子であって、その平均粒径が、前記超砥粒の平均
粒径の５％〜５０％の範囲内であるものを用いることを
特徴とする請求項９または１０に記載の多孔質超砥粒砥
石の製造方法。
【請求項１２】前記超砥粒と結合材粒子との界面に、
それらの融合相が０.０５μｍ〜０.５μｍの範囲内の厚
みに形成されるように、調節された温度と圧力を加えて
焼結する工程を含むことを特徴とする請求項９〜１１の
いずれかに記載の多孔質超砥粒砥石の製造方法。
【請求項１３】気孔率が５％〜４５％の範囲内となる
ように、調節された温度と圧力を加えて焼結する工程を
含むことを特徴とする請求項９〜１２のいずれかに記載
の多孔質超砥粒砥石の製造方法。
【請求項１４】前記の焼結を放電プラズマ焼結法によ
り行い、焼結時の温度を６００℃〜２０００℃の範囲内
とし、かつ圧力を５ＭＰａ〜５０ＭＰａの範囲内とする
ことを特徴とする請求項９〜１３のいずれかに記載の多
孔質超砥粒砥石の製造方法。
【請求項１５】前記の焼結をホットプレス焼結法によ
り行い、焼結時の温度を６００℃〜２０００℃の範囲内
とし、かつ圧力を５ＭＰａ〜５０ＭＰａの範囲内とする
ことを特徴とする請求項９〜１３のいずれかに記載の多
孔質超砥粒砥石の製造方法。