JP2005281759A - 超高圧焼結構造体、超高圧複合焼結構造体およびその製造方法、並びに切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】 裏打ち支持体との接合強度の高い超高圧焼結体を提供する。
【解決手段】 超高圧焼結体５を、少なくともコバルトを結合金属として含有する超硬合金からなる裏打ち支持体４の表面に接合した超高圧焼結構造体１であって、裏打ち支持体４と超高圧焼結体５との界面における前記コバルトの濃度分布において、急変点がなく、かつ各箇所におけるコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧複合焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｈの濃度範囲内に存在する。
【選択図】 図３

Description

本発明は超高圧焼結構造体または超高圧複合焼結構造体およびその製造方法に関し、特にこれを用いて強度および耐欠損性が改善された切削工具に関する。

一般的にダイアモンドまたはｃＢＮ基の超高圧焼結構造体を作製する際、ＷＣ−Ｃｏ系超硬合金製の裏打ち支持体上で０．５〜２．０ｍｍ程度の厚みを持つダイアモンドあるいはｃＢＮ基の原料を超高圧焼成技術により焼結結合する。こうして得られた工具素材（ブランク）を所定の形状に切り出し工具刃先部分として超硬合金製の台金にロウ付けして用いる。この際、従来の超高圧焼結体の製造方法では上記超高圧焼結体と裏打ち支持体との間でコバルトが欠乏して密着力が低下してしまうのを防止するためにコバルト粉末やコバルト箔を配置し、溶融含浸させると同時に超高圧原料（ダイアモンド粉末）を焼結させる方法などが知られる。

また、特許文献１によれば、僅かにうねりを有する超硬合金からなる裏打ち支持体の表面にダイアモンド粉末のみを直接載置して超硬合金中から溶出するコバルトを結合材としてダイアモンド粒子を焼結させる方法が記載され、この方法によって、ダイアモンド層と裏打ち支持体との界面における内部残留応力を低減できて界面の密着強度を向上させ、両者間に生じるクラックの発生を防止できることが開示されている。

一方、特許文献２のように、ダイアモンド焼結体等の超高圧焼結体からなる繊維状の芯材の外周を超硬合金等の硬質焼結体にて被覆して複数本集束した超高圧複合焼結体をドリルビットやカッター等の摩耗する刃先表面に貼り合わせて用いることが記載されている。
特開平１２−５４００７号公報 米国特許６６０７８３５号明細書

しかしながら、上記特許文献１に記載されるようなコバルト粉末を直接超硬合金支持体表面に配して焼成する方法では、超硬合金中のコバルトの溶出が不十分であったり、逆に超硬合金の表面側のコバルトが超高圧焼結体側に溶出してしまって、界面においてコバルト濃度が低下したコバルト欠乏領域ができやすいものであった。

また、従来の超高圧焼結体と裏打ち支持体との間にコバルト粉末やコバルト箔を配置して焼成する場合、最適量のコバルト粉末やコバルト箔量に調整することは困難であるために、焼成後、コバルト粉末やコバルト箔を介挿した部分のコバルト量が欠乏したり、逆にコバルトが余剰となって偏析した状態で残存するものであった。

すなわち、いずれの場合でも、コバルト濃度分布が不均一となり、例えばドリルビットやフェイスミル等のように高い衝撃がかかる切削工具等に適用した際には必要とされる充分な耐欠損性が得られないことがあった。

また、特許文献２には、超高圧複合焼結体をドリルビットやカッターの基体表面に接合する構成については記載されているものの、その具体的な接合方法については何ら記載されておらず、上記超高圧複合焼結体を掘削工具や切削工具に応用した場合に接合部分から不具合が発生する恐れがあった。

本発明は、上記従来技術の問題点を解消し、接合強度の高い超高圧焼結構造体および超高圧複合焼結構造体、並びにこれを用いた切削工具を提供することを目的とする。

本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、超高圧焼結体を超硬合金製裏打ち支持体表面に接合させるに際して、焼成前の超硬合金製裏打ち支持体として、表面にコバルト濃度が内部より高いコバルト富化領域を具備するものを用い、このコバルト富化領域の表面に超高圧焼結体原料を配して超高圧焼成することにより、裏打ち支持体中のコバルト富化領域に存在するコバルトが超高圧焼結体側に拡散することによって吸収される、すなわち前記超高圧焼結体と前記裏打ち支持体の結合に必要な結合金属を裏打ち支持体からの拡散で補うことが出来るため、超高圧焼結体と裏打ち支持体との境界部分でコバルト欠乏領域が生成することなく、かつ超高圧焼結体と裏打ち支持体との界面にコバルト粉末やコバルト箔を配して焼成する場合のように、局所的にコバルト濃度が急激に高くなるような異常部分が存在して強度が低下する等の接合強度低下の要因となるコバルト濃度の不均質部分の発生を極力防止できるとともに、コバルト濃度が緩やかに変化して前記超高圧焼結体と前記裏打ち支持体間に生じる熱膨張係数差が急激に変化することがないため残留応力の低減の効果が得られる結果、超高圧焼結体と裏打ち支持体との接合強度を安定して向上することができ、超高圧焼結体が接合不良によって脱落しにくくなることを見出した。

すなわち、本発明の超高圧焼結構造体は、超高圧焼結体を、少なくともコバルトを結合金属として含有する超硬合金からなる裏打ち支持体の表面に接合したものであって、前記裏打ち支持体と前記超高圧焼結体との界面における前記コバルトの濃度分布において、各箇所におけるコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｈの濃度範囲内に存在するものである。

また、本発明の超高圧複合焼結構造体は、超高圧焼結体からなる繊維状の芯材複数本の周囲を硬質焼結体にて結合した超高圧複合焼結体を、少なくともコバルトを結合金属として含有する超硬合金からなる裏打ち支持体の表面に接合したものであって、前記裏打ち支持体と前記超高圧複合焼結体との界面における前記コバルトの濃度分布において、各箇所におけるコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧複合焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｃの濃度範囲内に存在するものである。

ここで、前記硬質焼結体が超硬合金からなる場合、超高圧複合焼結体と裏打ち支持体との密着性がさらに高い点で望ましい。

さらに、本発明の超高圧焼結構造体の製造方法は、少なくともコバルトを結合金属として含有するとともに、コバルト濃度が高いコバルト富化領域を表面に具備する超硬合金からなる裏打ち支持体の前記金属富化領域形成面に、超高圧焼結体原料を載置して、高温・超高圧下で焼成することを特徴とするものである。

また、本発明の超高圧複合焼結構造体の製造方法は、少なくともコバルトを結合金属として含有するとともに、コバルト濃度が高いコバルト富化領域を表面に具備する超硬合金からなる裏打ち支持体の前記金属富化領域形成面に、超高圧焼結体原料からなる繊維状の芯材成形体複数本の周囲を、硬質焼結体原料成形体にて結合した超高圧複合成形体を載置して、高温・超高圧下で焼成することを特徴とするものである。

ここで、上記超高圧焼結構造体および超高圧複合焼結構造体の製造方法の際に、焼成前の前記裏打ち支持体について、該裏打ち支持体内部におけるコバルト濃度Ｄｃと、前記裏打ち支持体表面におけるコバルト濃度Ｄｓとの比率Ｄｓ／Ｄｃが１．０５以上であることが、超高圧焼結体または超高圧複合焼結体と裏打ち支持体との境界部分における界面密着結合に必要なコバルト量を十分にまかなうことが出来て焼結体におけるコバルト濃度の均一性を高める点で望ましい。

また、本発明の切削工具は、上記超高圧焼結構造体または超高圧複合焼結構造体の前記裏打ち支持体を工具基体の所定位置に接合して、前記超高圧焼結体または前記超高圧複合焼結体を工具切刃としたものであり、耐欠損性、耐摩耗性に優れた長寿命な切削工具を提供することが出来る。

本発明の超高圧焼結構造体および超高圧複合焼結構造体は、超高圧焼結体を超硬合金製裏打ち支持体表面に接合させるに際して、表面にコバルト濃度が内部より高いコバルト富化領域を具備するものを焼成前の裏打ち支持体として用い、この裏打ち支持体のコバルト富化領域の表面に超高圧焼結体原料を配して超高圧焼成することにより、裏打ち支持体中のコバルト富化領域に存在するコバルトが超高圧焼結体側に拡散して吸収される。すなわち、前記超高圧焼結体と前記裏打ち支持体の結合に必要なコバルト成分を裏打ち支持体からの拡散で補うことが出来るため、超高圧焼結体と裏打ち支持体との境界部分でコバルト欠乏領域が生成することなく、かつ超高圧焼結体と裏打ち支持体とのコバルト粉末やコバルト箔を配して焼成する場合のように、局所的にコバルト濃度が急変して強度が低下する等の接合強度低下の要因となるコバルト濃度の不均質部分を極力防止できるとともに、コバルト濃度が緩やかに変化して前記超高圧焼結体と前記裏打ち支持体間に熱膨張係数差が大きく変化することがないため残留応力の低減の効果をも得られる結果、超高圧焼結体と裏打ち支持体との接合強度を安定して向上することができる。

以下、本発明の超高圧焼結構造体および超高圧複合焼結構造体の一実施形態について、これを切削工具の切刃部に用いた図面を基に詳細に説明する。

図１、２はそれぞれ本発明の超高圧焼結構造体、超高圧複合焼結構造体を切刃部に用いた切削工具を示し、図１、２（ａ）は概略斜視図、図１、２（ｂ）は部分断面図である。

図１、２の切削工具１、２１は、平板状をなし、工具本体２、２２の角部に形成された取付座３、２３には、裏打ち支持体４、２４と超高圧焼結体５、超高圧複合焼結体２５とが一体化された超高圧焼結構造体６、超高圧複合焼結構造体２６からなる切刃チップがロウ材７、２７にて工具本体２、２２にロウ付けされている。

また、この切削工具１、２１によれば、すくい面８、２８と横逃げ面９、２９との交差稜線部に切刃１０、３０が構成されている。

さらに、切削工具１、２１の中央部には、バイトなどの工具に取り付けるためのクランプねじ等が挿通される取付孔１１、３１が形成されている。

本発明によれば、図１の超高圧焼結構造体６は、超高圧焼結体５を、少なくともコバルトを結合金属として含有する超硬合金からなる裏打ち支持体４の表面に接合したものであり、図３（ａ）に示すように裏打ち支持体４と超高圧焼結体５との界面における前記コバルトの濃度分布において、急変点がなく、かつ各箇所におけるコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧複合焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｈの濃度範囲内に存在するものである。

これによって、裏打ち支持体中４のコバルト富化領域に存在するコバルトが焼成時に超高圧焼結体５側に拡散して吸収される。すなわち、超高圧焼結体５と裏打ち支持体４の結合に必要なコバルト成分を裏打ち支持体５からの拡散で補うことが出来るため、超高圧焼結体５と裏打ち支持体４との境界部分でコバルト欠乏領域が生成することなく、かつ超高圧焼結体５と裏打ち支持体４との界面にコバルト粉末やコバルト箔を配して焼成する場合のように、局所的にコバルト濃度が急増して強度が低下する等の接合強度低下の要因となるコバルト濃度の不均質部分の発生、特にコバルト濃度の急激な変化を極力防止できるとともに、コバルト濃度が緩やかに変化して超高圧焼結体５と裏打ち支持体４間に熱膨張係数差が急激に変化することがないため残留応力の集中を防止する効果をも得られる結果、超高圧焼結体５と裏打ち支持体４との接合強度を安定して向上することができる。

すなわち、裏打ち支持体４と超高圧焼結体５との界面におけるコバルトの硬度分布において図３（ｂ）のコバルト粉末やコバルト箔を介挿して焼成した場合のようにコバルト濃度が急激に高い異常部分が存在すると強度低下の要因となるとともに熱応力が集中して剥離の原因となる。また、図３（ｂ）や図３（ｃ）の裏打ち支持体表面におけるコバルト濃度が一定の裏打ち支持体を用いて焼成した場合のように、コバルト濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルト濃度Ｃ_ｗより高い濃度領域あるいは前記超高圧複合焼結体内部のコバルト濃度Ｃ_ｈより低い濃度領域が存在すると、超高圧焼結体５と裏打ち支持体４との間に強度の脆化または軟化した領域が存在して、低強度の領域が存在し、かつ、超高圧焼結体２と裏打ち支持体３との間に大きな残留応力が残存することよって超高圧焼結体５が容易に脱落してしまう。

また、本発明の裏打ち支持体４は超高圧焼結体５との密着に必要なコバルトを裏打ち支持体４の金属富化領域により補っているため、裏打ち支持体４、２４全体としての組成はコバルト含有量が低い超硬合金にて形成することができる。このため、工具本体２、２２に裏打ち支持体４、２４をロウ付けする際、工具本体の超硬合金中のコバルト含有量と裏打ち支持体中のコバルト含有量との差が小さくなって両者間に発生する熱膨張係数差を小さくできることから、熱応力によるロウ付け不良も起こしにくいという利点がある。

なお、本発明における裏打ち支持体４および超高圧焼結体５の内部とは、両者の界面からそれぞれ裏打ち支持体４について２００μｍ以上、超高圧焼結体５について１００μｍ以上離間した深さ部分を指し、その領域におけるコバルト濃度ｃ_Ｗ、ｃ_ｈは少なくとも１０μｍ以上の幅の帯状領域における各コバルト濃度の平均値として定義する。また、各箇所におけるコバルトの濃度ｃについても、５μｍごとの深さ領域の測定を行いその平均値として測定する。

また、超高圧複合焼結体２５は、図４（ａ）に示すような超高圧焼結体からなる繊維状の芯材５１単芯の周囲を硬質焼結体からなる被覆層５２にて結合した単芯繊維体５３ｓ、または図４（ｂ）に示すような超高圧焼結体からなる繊維状の芯材５１複数本の周囲を被覆層５２にて結合した多芯繊維体５３ｍを、例えば、図５（ａ）に示すように一方向に並べて整列させたものからなり、またそのシートを図５（ｂ）、（ｃ）に示すように複合繊維体５３の軸方向をシート間で任意の角度（例えば０°、４５°、９０°等）に変化させて積層することも可能である。さらに、図５（ｄ）のように、複合繊維体５３を断面方向にスライスしたものであってもよい。

さらに、図５（ａ）に示すように単層のシート状であってもよいが、単層のシートを厚み方向に複数層積層した多層の複合シートであることが超高圧複合焼結体１６中でより高い応力分散効果がある点で望ましい。また、本発明によれば、図５（ｃ）に示すように、多層シート状については、シート同士の向きが隣接するシート内の複合繊維体５３，５３の向きが異なるように積層することが望ましく、これによって超高圧複合焼結体１６の靭性をさらに高めることができる。

本発明によれば、図２の超高圧複合焼結構造体２６が、裏打ち支持体２４と超高圧複合焼結体２５との界面における前記コバルトの濃度分布において、各箇所におけるコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧複合焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｃの濃度範囲内に存在する。

これによって、上述した効果が発揮されて、超高圧複合焼結体２５と裏打ち支持体２４との接合強度を安定して向上することができる。

また、複合繊維体５３のサイズは、裏打ち支持体２４との密着性向上および工具２１としての耐欠損性を高めるために、芯材５１の直径が５〜３００μｍ、被覆層５２を含めた複合繊維体５３の１本の直径が６〜５００μｍであることが望ましい。

さらに、芯材５１の熱膨張係数α_１が３．５〜４．８×１０^−６／℃である場合でも、被覆層５２の熱膨張係数α_２を５．０〜９×１０^−６／℃とすることにより芯材５１と被覆層５２との界面で剥離等の発生がない良好な複合構造体および切削工具を形成することができる。

なお、工具２１の超高圧複合焼結構造体２６以外の構成は図１と同じである。

本発明において、超高圧焼結体５または超高圧複合焼結体２５をなす超高圧焼結体材料は、ダイアモンド、ダイアモンドライクカーボン（ＤＬＣ）または立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）の群から選ばれる超硬質粒子を５０体積％以上含有してなり、コバルト（Ｃｏ）を必須として、所望によりニッケル（Ｎｉ）を含有せしめた結合金属にて結合させた超高圧材料からなる。なお、上記超高圧材料中には適宜周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上からなる硬質粒子を含有せしめることも可能である。

一方、芯材５１の周囲に存在して芯材５１を結合する被覆層５２をなす硬質焼結体は、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物からなる群より選ばれる硬質粒子を結合金属にて結合した硬質焼結体または周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属、Ａｌ、Ｓｉ並びにＺｎの酸化物、炭化物、窒化物、炭窒化物および硼化物からなる群より選ばれるセラミック粒子を焼結助剤にて結合したセラミックスにて構成される。

具体的には、被覆層５２を構成する材質としては、周期律表４ａ、５ａおよび６ａ族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の１種以上の硬質粒子として、特に炭化タングステン、炭化チタン、炭窒化チタン、窒化チタン、炭化タンタル、炭化ニオブ、炭化ジルコニウム、窒化ジルコニウム、炭化バナジウム、炭化クロムおよび炭化モリブデンの群から選ばれる少なくとも１種、さらには炭化タングステン、炭化チタンまたは炭窒化チタンの群から選ばれる少なくとも１種を５０〜９７体積％、特に炭化タングステン、炭化チタンまたは炭窒化チタンを、コバルトを必須として所望によりニッケルを含有せしめた結合金属３〜５０体積％にて結合してなる硬質焼結体が好適に使用可能である。

ここで、被覆層５２が超硬合金からなる場合、超高圧複合焼結体２５と裏打ち支持体２４との密着性がさらに高い点で望ましい。

他方、裏打ち支持体４、２４は、炭化タングステン（ＷＣ）からなる硬質相を少なくともコバルトを必須として、所望によりニッケルを含有する結合金属によって結合させたＷＣ基超硬合金からなる。

ここで、裏打ち支持体４、２４は超高圧焼結前に表面にコバルト付加領域を有するものであり、かかる構成とするためには、超硬合金中に、Ｗ（タングステン）以外の周期律表４ａ，５ａ，６ａ族金属（いわゆるβ金属）の炭化物、窒化物、炭窒化物のいずれか１種以上を含有するものからなることが望ましい。

なお、本発明によれば、切削工具としてはソリッドタイプの工具であっても良いが、低コスト、製造の容易さ等の点で図１、２のようにスローアウェイ式の工具１，２１であることが望ましい。

また、図１〜２では切削工具について例示したが、本発明はこれに限定されるものではなく、掘削工具や刃物等の他の工具、摺動部品や金型等の耐摩部品等への応用も可能である。

（製造方法）
次に、本発明の切削工具の製造方法について説明する。

まず、本発明の超硬合金製裏打ち支持体を作製するには、平均粒径０．１〜１０μｍのＷＣ粉末と、平均粒径０．５〜１０μｍの少なくともコバルトを含有する鉄族金属粉末を５〜２０体積％、さらに必要に応じてＷ以外の周期律表第４ａ，５ａ，６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物、炭窒化物を添加した混合粉末を調整する。ここで、β金属化合物原料としては、表面に金属富化領域を確実に形成できる点で窒化物または炭窒化物を用いることが望ましい。

次に、この混合粉末を所定の裏打ち支持体形状に成形し、１３５０〜１６００℃の温度域において０．５〜２ｈ焼成することにより得られる。この際、添加される窒化物およびまたは炭窒化物の添加量および有無に応じて、焼成の雰囲気を制御する。具体的には上記窒化物およびまたは炭窒化物の添加量が極めて少ないか添加していない場合には上記焼成条件に加えて、１２５０〜１３５０℃の温度域において２〜１０１ｋＰａのＮ_２ガスにより０．２〜１ｈ処理することで表層部にコバルト濃度が高い金属富化領域を形成した支持体を得ることができる。さらに、超硬合金中のコバルト量、β金属化合物原料中の窒化物およびまたは炭窒化物の添加量、および焼成中の雰囲気におけるＮ_２ガス成分の混合比率を変化させることにより、金属富化領域の厚みおよび内部のコバルト濃度との比率Ｄ_ｓ／Ｄ_ｃを制御することができる。

ここで、裏打ち支持体４、２４の内部におけるコバルト濃度Ｄ_ｃに対する裏打ち支持体４、２４の超高圧焼結体５、超高圧複合焼結体２５載置面表面におけるコバルト濃度Ｄ_ｓの比率Ｄ_ｓ／Ｄ_ｃが１．０５以上、特に１．２以上であることが、超高圧焼結体５、超高圧複合焼結体２５との界面密着結合に必要なコバルト量が十分にまかなうことが出来る点で望ましい。

さらに、金属富化領域の厚みが裏打ち支持体４の超高圧焼結体５との界面より５μｍ以上、特に２０〜５０μｍであることにより、十分な超高圧焼結体５との結合力が得られるため望ましい。

上記超硬合金製裏打ち支持体４を所望の形状に加工し、超高圧成形体と共に超高圧焼成を行う。この際、超高圧焼結体との接合面には上記裏打ち支持体の金属富化領域が存在する焼き肌面を使用する。

一方、超高圧焼結体を用いる場合には、超高圧焼結体を作製するための原料粉末を混合し成形した超高圧成形体４０を作製する。

他方、超高圧複合焼結構造体を用いる際の製造方法について説明する。図６、図７は、図４の複合繊維体５３の製造方法を説明するための工程図である。

複合繊維体５３を作製するにあたり、まず、芯材用成形体５１ａを作製する。芯材用成形体５１ａを作製する方法は基本的には公知の粉末冶金法、つまり原料粉末と結合剤（バインダ）とを混合して成形する方法によって作製することができる。

具体的な方法として、上述した芯材５１のうちダイアモンド質焼結体を選択した場合について説明すると、初めに、平均粒径０．０１〜１０μｍ、特に０．１〜３．５μｍのダイアモンド粉末を５０質量％以上、特に８０質量％以上と、所望により、平均粒径０．０１〜１０μｍの鉄族金属粉末を５０質量％以下と、の割合で混合し、さらに有機バインダ、可塑剤、溶剤を添加して混錬し、プレス成形または鋳込み成形等の成形法により円柱形状に成形して芯材用成形体５１ａを作製する（図６（ａ）参照）。

ここで、後述する共押出成形によって均質な複合成形体を得るためには、前記有機バインダの添加量を３０〜７０体積部、特に４０〜６０体積部とすることが望ましい。

有機バインダとしては、パラフィンワックス、ポリスチレン、ポリエチレン、エチレン‐エチルアクリレート、エチレン‐ビニルアセテート、ポリブチルメタクリレート、ポリエチレングリコール、ジブチルフタレート等を使用することができる。

一方、芯材用成形体５１ａとは異なる組成の被覆層をなす材料を前述したバインダとともに混錬してプレス成形、押出成形または鋳込み成形等の成形方法により半割円筒形状の２本の被覆層用成形体５２ａを作製し、この被覆層用成形体５２ａを芯材用成形体５１ａの外周を覆うように配置した成形体５３ａを作製する（図６（ｂ）および（ｃ）参照）。

そして、押出機１００を用いて芯材用成形体５１ａと被覆層用成形体５２ａとからなる上記成形体５３ａを共押出成形することにより、芯材用成形体５１ａの周囲に被覆層用成形体５２ａが被覆され、細い径に伸延された図４（ａ）のシングルタイプの単芯繊維体５３ｓを作製することができる（図６（ｄ）参照）。

また、複合繊維体５３の形成にあたり、図７に示すように、上記共押出した長尺状の単芯繊維体５３ｓを複数本集束した集束体５４を再度共押出成形することによって、図４（ｂ）に示すような繊維密度の高いマルチタイプの多芯繊維体５３ｍを作製することができる。なお、複合繊維体５３ｓ、５３ｍの断面は、円形のみならず、四角形、三角形でもよい。

そして、図５（ａ）〜（ｃ）に示したように、この長尺状の複合繊維体５３を２列〜１００列に整列させて型内で加熱加圧して複合シート５５を得て、所望によりさらにこの複合シート５５の複数枚を、隣接する複合シート５５、５５の複合繊維体５３同士の向きが異なる角度となるように複合シート５５を厚み方向に複数枚積層して多層構造の複合構造成形体５６を得る。

また、この複合構造体を必要に応じ、図５（ｄ）に示すように、複合繊維体５３の断面方向に切断することもでき、あるいは、図８に示すように、一対のローラ６０間に通して圧延処理し、さらに高密度の複合積層成形体６１を作製することもできる。

さらに、単層の複合シート５５、多層の複合構造成形体５６または複合積層成形体６１を超硬合金製の裏打ち支持体２４上に載置して、３００〜７００℃、１０〜２００時間で昇温または保持させて脱バインダ処理を行う。

そして、図９に示すように、上記超高圧成形体４０または脱バインダ処理した超高圧複合焼結体用成形体（複合構造成形体５６）を裏打ち支持体４、２４の金属富化領域形成面に載置した状態で超高圧装置内にセットして加圧圧力４〜６ＧＰａ、温度１３５０〜１６００℃、時間１〜６０分で焼成して一体化することにより裏打ち支持体４、２４と接合一体化された超高圧焼結構造体６または超高圧複合焼結構造体２６を作製することができる。

この構造体６、２６は、ワイヤー放電加工機、切削、研磨等で切刃チップ形状に加工する。

そして、裏打ち支持体４、２４と上記超高圧焼結構造体６または超高圧複合焼結構造体２６とが一体化された切刃チップを、工具本体２、２２の角部に形成された取付座３、２３に銀ろうなどを用いてロウ付け接合する。

以下、実施例を挙げて本発明を詳細に説明するが、本発明は以下の実施例のみに限定されるものではない。

表１に示す組成に示す組成に調合された裏打ち支持体用超硬合金を成形し、表１に示す条件で焼成した。得られた超硬合金を切断し断面観察して、表面近傍から深さ方向にＥＰＭＡ分析により濃度分析を行い、金属富化層でのコバルト（Ｃｏ）濃度Ｄ_ｓと内部のコバルト（Ｃｏ）濃度Ｄ_ｃとを比較してＤ_ｓ／Ｄ_ｃの値を求めたところ、表１に示すように超硬合金Ａ，Ｂについては表面近傍に金属富化層が形成していた。

得られた超硬合金を片面のみ研削加工し、厚み３ｍｍの裏打ち支持体とした。

次に、平均粒径１〜５μｍのダイアモンド粒子とＣｏ粉末を表２に示す組成に調整・混合し、成形して超高圧成形体を作製した。

また、以下の方法によって超高圧複合焼結体用の成形体を作製した。

まず、平均粒径１〜５μｍのダイアモンド粉末に、有機バインダとしてセルロース、ポリエチレングリコールを、溶剤としてポリビニルアルコールを総量で１００体積部加えて混錬して、直径が２０ｍｍの円柱形状にプレス成形して芯材用成形体を作製した（試料Ｎｏ．１〜４）。

一方、被覆層は平均粒径１μｍのＷＣ粉末および平均粒径３μｍのＣｏ粉末を表３の組成に混合粉砕し、上記芯材用と同じ有機バインダと溶剤を加えて混錬して半割円筒形状の厚さが１ｍｍの被覆層用成形体をプレス成形にて２つ作製し、これらを前記芯材用成形体の外周を覆うように配置して複合繊維体を作製した。

そして、上記複合繊維体を共押出して直径が１ｍｍの伸延された単芯繊維成形体を作製した後、この伸延された複合成形体１００本を集束して再度共押出成形し、直径が１ｍｍのマルチフィラメント構造の多芯繊維成形体を作製した。

次に、上記マルチフィラメント構造の複合繊維体を１００ｍｍの長さにカットし、並列に整列させてシート状とし、この複合シート３枚を積層して積層体を作製した。さらに、この積層体を３００〜７００℃まで１００時間で昇温することによって脱バインダ処理を行い、超高圧複合成形体（複合構造成形体５６）とした（試料Ｎｏ．５〜８）。

得られた上記超高圧成形体および超高圧複合構造成形体について、上記超硬合金製裏打ち支持体の焼き肌面に直接載置して、超高圧焼結用の冶具であるカプセル中に挿入した。なお、試料Ｎｏ．４、８については裏打ち支持体と表２、３の組成からなる上記成形体との界面に約０．１ｇのＣｏ粉末を充填した。

そして、このカプセルを超高圧焼成装置に配置し、５．５ＧＰａ、１４００℃で１５分焼成し、超高圧（複合）焼結体と裏打ち支持体が一体化された超高圧（複合）焼結構造体を作製した。

その後、この構造体の上下面のカプセルを研削除去し、さらに裏打ち支持体を研削して厚み２ｍｍの切刃チップ厚みとした。また、この焼結体断面を観察したところダイアモンド超高圧焼結体層の厚みは全試料について約０．４ｍｍと一定であることを確認した。

また、各試料の断面についてＳＥＭ観察するとともに、表面近傍から深さ方向にＥＰＭＡ分析により濃度分析を行い、界面付近でのコバルト（Ｃｏ）濃度分布を測定し濃度マッピングをとった。このマッピングについて、各箇所におけるコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧複合焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｈの濃度範囲内であるものを○、範囲から外れる点があるものを×として評価した。さらに、図３のコバルトの濃度分布パターン（ａ）〜（ｃ）に照らして各試料のマッピングが最も類似するパターンを特定し、表２、３に記載した。

さらに、この焼結体について、超高圧（複合）焼結体表面を下側にして上部スパン３ｍｍ、下部スパン８ｍｍの４点曲げ試験と同じ測定方法にて荷重をかけ、超高圧（複合）焼結体層が超硬合金裏打ち支持体から剥離し始める荷重を密着強度（剥離強度）として評価した。結果は表２、３に示した。

表２から明らかなとおり、本発明にかかる試料Ｎｏ．１、２、５、６においては、超高圧（複合）焼結体と裏打ち支持体とが優れた密着強度を有していた。

また、界面付近の表面近傍に金属富化領域を形成していない超硬合金製裏打ち支持体を用いコバルト濃度が範囲内から外れる点がある試料Ｎｏ．３、４、７、８では密着強度が十分ではなく、小さな荷重で剥離が発生した。さらに、超高圧（複合）成形体と裏打ち支持体との界面にコバルト粉末を充填してコバルト濃度が範囲内から外れる点がある試料Ｎｏ．４、８でも試料Ｎｏ．３、７よりは優れた密着強度を有していたが、やはり密着強度が十分ではなく、少ない荷重で剥離が発生した。

（切削工具）
さらに、作製した上記焼結体を用いて、図２に示されるようなＴＮＭＡ１６０４０４の形状の工具本体に銀ロウにてロウ付けをおこない、切削工具を作製した。得られた切削工具にて下記断続切削性能が要求される条件にて切削試験を行い、欠損またはチッピングが発生するまでの被削材の加工数（最大４０００個）を評価するとともに、４０００個加工できた試料についてはその時点での摩耗量を測定した。結果は表４に示した。

（切削条件）
＜断続切削試験＞
被削材：ハイシリコンアルミ（Ａｌ−１２％Ｓｉ）４本溝付き
切削速度：２５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｆ
切込み：２ｍｍ
切削状態：乾式

表４より、裏打ち支持体に金属富化層を設けなかった試料Ｎｏ．３、７では、切削の途中で超高圧焼結体が脱落して試験続行不能となってしまった。また、超高圧焼結体と裏打ち支持体との間にコバルト粉末を挟んだ試料Ｎｏ．４、８では、超高圧焼結体の脱落こそなかったが、早期に欠損してしまった。

これに対し、本発明に従って、表面に金属富化領域を有する裏打ち支持体を用いて作製された試料Ｎｏ．１、２、５、６では、超高圧焼結体の脱落もなく、優れた耐欠損性を示した。特に、超高圧複合焼結体を用いた試料Ｎｏ．５、６では特に優れた耐欠損性を示した。

本発明にかかる超高圧焼結構造体を切刃チップとして用いたスローアウェイチップの一実施形態を示す（ａ）斜視図、（ｂ）切刃チップ付近の部分断面図である。 本発明にかかる超高圧焼結構造体を切刃チップとして用いたスローアウェイチップの一実施形態を示す（ａ）斜視図、（ｂ）切刃チップ付近の部分断面図である。 本発明の超高圧（複合）焼結構造体について、超高圧焼結体と裏打ち支持体との界面付近におけるコバルトの分布状態を示す模式図である。 本発明にかかる切削工具の複合繊維体の構造を示す斜視図である。

（ａ）シングル構造の単芯繊維体の一例を示す概略斜視図である。

（ｂ）マルチフィラメント構造の多芯繊維体の一例を示す概略斜視図である。
（ａ）〜（ｄ）は、本発明にかかる超高圧（複合）構造焼結体中の複合繊維体の配置方法を説明するための図である。 （ａ）〜（ｄ）は、本発明にかかる超高圧複合焼結構造体について、シングルタイプの単芯繊維成形体の製造方法を示す工程図である。 本発明にかかる超高圧複合焼結構造体について、マルチタイプの多芯繊維成形体の製造方法を示す工程図である。 本発明にかかる超高圧複合焼結構造体の製造方法の変形例を説明するための図である。 本発明にかかる超高圧（複合）焼結構造体を焼成する際の成形体の配置状態を説明するための図である。

符号の説明

１、２１ 切削工具
２、２２ 工具本体
３、２３ 取り付け座
４、２４ 裏打ち支持体
５ 超高圧焼結体
２５ 超高圧複合焼結体
６ 超高圧焼結構造体
２６ 超高圧複合焼結構造体
７、２７ ロウ材
８、２８ すくい面
９、２９ 逃げ面
１０、３０ 切刃
１１、３１ 取付孔
４０ 超高圧成形体
５１ 芯材
５１ａ 芯材用成形体
５２ 被覆層
５２ａ 被覆層用成形体
５３ 複合繊維体
５３ａ 成形体
５３ｓ シングル構造単芯繊維体
５３ｍ マルチフィラメント構造多芯繊維体
５５ 複合シート
５６ 複合構造成形体
６０ ローラ
６１ 複合積層成形体

Claims (8)

1. 超高圧焼結体を、少なくともコバルトを結合金属として含有する超硬合金からなる裏打ち支持体の表面に接合した超高圧焼結構造体であって、前記裏打ち支持体と前記超高圧焼結体との界面における前記コバルトの濃度分布において、界面近傍のコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｈの濃度範囲内に存在する超高圧焼結構造体。
2. 超高圧焼結体からなる繊維状の芯材複数本の周囲を硬質焼結体にて結合した超高圧複合焼結体を、少なくともコバルトを結合金属として含有する超硬合金からなる裏打ち支持体の表面に接合した超高圧複合焼結構造体であって、前記裏打ち支持体と前記超高圧複合焼結体との界面における前記コバルトの濃度分布において、界面近傍のコバルトの濃度ｃが前記裏打ち支持体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｗと前記超高圧複合焼結体内部のコバルトの濃度Ｃ_ｃの濃度範囲内に存在する超高圧複合焼結構造体。
3. 前記硬質焼結体が超硬合金からなる請求項２記載の超高圧複合焼結構造体。
4. 少なくともコバルトを結合金属として含有するとともに、コバルト濃度が高いコバルト富化領域を表面に具備する超硬合金からなる裏打ち支持体の前記金属富化領域形成面に、超高圧焼結体原料を載置して、高温・超高圧下で焼成する超高圧焼結構造体の製造方法。
5. 焼成前の前記裏打ち支持体について、該裏打ち支持体内部におけるコバルト濃度Ｄ_ｃと、前記裏打ち支持体表面におけるコバルト濃度Ｄ_ｓとの比率Ｄ_ｓ／Ｄ_ｃが１．０５以上である請求項４記載の超高圧焼結構造体の製造方法。
6. 少なくともコバルトを結合金属として含有するとともに、コバルト濃度が高いコバルト富化領域を表面に具備する超硬合金からなる裏打ち支持体の前記金属富化領域形成面に、超高圧焼結体原料からなる繊維状の芯材成形体複数本の周囲を、硬質焼結体原料成形体にて結合した超高圧複合成形体を載置して、高温・超高圧下で焼成する超高圧複合焼結構造体の製造方法。
7. 焼成前の前記裏打ち支持体について、該裏打ち支持体内部におけるコバルト濃度Ｄ_ｃと、前記裏打ち支持体表面におけるコバルト濃度Ｄ_ｓとの比率Ｄ_ｓ／Ｄ_ｃが１．０５以上である請求項６記載の超高圧複合焼結構造体の製造方法。
8. 請求項１の超高圧焼結構造体、または請求項２または３記載の超高圧複合焼結構造体の前記裏打ち支持体を工具基体の所定位置に接合して、前記超高圧焼結体または前記超高圧複合焼結体を工具切刃とした切削工具。

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