JPH06297207A - 靭性に優れた気相合成ダイヤモンド切削工具 - Google Patents
靭性に優れた気相合成ダイヤモンド切削工具Info
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Landscapes
- Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 多結晶ダイヤモンド膜の靭性を更に向上さ
せ、刃先部の耐欠損が生じない様なろう付け気相合成ダ
イヤモンド切削工具を提供する。 【構成】 気相合成法によって合成された多結晶ダイヤ
モンド膜が、工具母材のすくい面側の切削作用部分にろ
う付けによって取付けられた気相合成ダイヤモンド切削
工具において、前記多結晶ダイヤモンド膜は、ラマン分
光分析によるダイヤモンドのピーク強度Ｉ1 に対する非
ダイヤモンド炭素のピーク強度Ｉ2 の強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．７以下の層と、当該強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．９以上の層が交互に積層された多層型多結晶ダイヤ
モンド膜である。
せ、刃先部の耐欠損が生じない様なろう付け気相合成ダ
イヤモンド切削工具を提供する。 【構成】 気相合成法によって合成された多結晶ダイヤ
モンド膜が、工具母材のすくい面側の切削作用部分にろ
う付けによって取付けられた気相合成ダイヤモンド切削
工具において、前記多結晶ダイヤモンド膜は、ラマン分
光分析によるダイヤモンドのピーク強度Ｉ1 に対する非
ダイヤモンド炭素のピーク強度Ｉ2 の強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．７以下の層と、当該強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．９以上の層が交互に積層された多層型多結晶ダイヤ
モンド膜である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、気相合成法によって合
成した多結晶ダイヤモンドを切削工具母材にろう付けし
た気相合成ダイヤモンド切削工具に関し、殊に高靭性で
耐欠損性や耐摩耗性に優れ、非鉄金属やセラミックス材
料の切削に適した気相合成ダイヤモンド切削工具に関す
るものである。
成した多結晶ダイヤモンドを切削工具母材にろう付けし
た気相合成ダイヤモンド切削工具に関し、殊に高靭性で
耐欠損性や耐摩耗性に優れ、非鉄金属やセラミックス材
料の切削に適した気相合成ダイヤモンド切削工具に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】ダイヤモンドは、硬質材料として従来か
ら用いられてきたアルミナ，窒化珪素，タングステンカ
ーバイド等と比べても極めて高い硬度を有し、また熱伝
導率も高いことから、切削工具や耐摩耗性工具等への応
用開発が盛んに行なわれている。
ら用いられてきたアルミナ，窒化珪素，タングステンカ
ーバイド等と比べても極めて高い硬度を有し、また熱伝
導率も高いことから、切削工具や耐摩耗性工具等への応
用開発が盛んに行なわれている。
【０００３】ダイヤモンドを応用した工具として、ダイ
ヤモンド微粉末を高温・高圧下で焼結したダイヤモンド
焼結体を用いた工具も開発され、非鉄金属やセラミック
ス等の切削加工用工具や研削加工用工具として広く使用
されている。しかしながらダイヤモンド焼結体は、焼結
助剤として５〜１０％程度のＣｏを含有しており、この
Ｃｏはダイヤモンドの粒界に存在して粒界強度を低下さ
せるので、この様なダイヤモンド焼結体を切削工具とし
て応用しても切削時に刃先のチッピングやカケを生じ易
いという問題がある。
ヤモンド微粉末を高温・高圧下で焼結したダイヤモンド
焼結体を用いた工具も開発され、非鉄金属やセラミック
ス等の切削加工用工具や研削加工用工具として広く使用
されている。しかしながらダイヤモンド焼結体は、焼結
助剤として５〜１０％程度のＣｏを含有しており、この
Ｃｏはダイヤモンドの粒界に存在して粒界強度を低下さ
せるので、この様なダイヤモンド焼結体を切削工具とし
て応用しても切削時に刃先のチッピングやカケを生じ易
いという問題がある。
【０００４】一方、ダイヤモンドの気相合成法が確立さ
れて以来、複雑な形状の工具にも容易に且つ安価に応用
できる可能性があることから、気相合成法によってダイ
ヤモンドを主体とする多結晶膜（以下、多結晶ダイヤモ
ンド膜と呼ぶことがある）を工具母材表面に被覆した工
具の開発も活発化している。しかしながら、気相合成し
た多結晶ダイヤモンド膜は、高強度，高熱伝導性という
工具部材として優れた特性を持っている反面、膜の内部
応力が大きく工具母材との密着性が低いので、例えば切
削工具にコーティングしても切削中に容易に剥離すると
いう欠点を有し、必ずしも十分な性能が得られていると
は言えない。
れて以来、複雑な形状の工具にも容易に且つ安価に応用
できる可能性があることから、気相合成法によってダイ
ヤモンドを主体とする多結晶膜（以下、多結晶ダイヤモ
ンド膜と呼ぶことがある）を工具母材表面に被覆した工
具の開発も活発化している。しかしながら、気相合成し
た多結晶ダイヤモンド膜は、高強度，高熱伝導性という
工具部材として優れた特性を持っている反面、膜の内部
応力が大きく工具母材との密着性が低いので、例えば切
削工具にコーティングしても切削中に容易に剥離すると
いう欠点を有し、必ずしも十分な性能が得られていると
は言えない。
【０００５】そこで多結晶ダイヤモンド膜の内部応力を
緩和させるという観点から、例えば特開平１−２１２７
６６号公報や同１−２１２７６７号公報等の技術が提案
されている。これらの技術は、気相合成法によって適当
な基板上に厚さ１００μｍ以上の多結晶ダイヤモンド膜
を析出させ、生成した膜を一旦基板から取り外して刃先
形状に切断して工具母材の刃先部にろう付けによって取
り付け、刃立て加工したものである。この様な工具（以
下、ろう付け工具と呼ぶことがある）では、多結晶ダイ
ヤモンド膜を工具母材にろう付けによって取り付けたも
のであるので、工具母材とダイヤモンド膜の密着強度が
高く、また多結晶ダイヤモンド膜中にはＣｏ等の結合助
剤を含まないので耐摩耗性にも優れているという利点を
有している。
緩和させるという観点から、例えば特開平１−２１２７
６６号公報や同１−２１２７６７号公報等の技術が提案
されている。これらの技術は、気相合成法によって適当
な基板上に厚さ１００μｍ以上の多結晶ダイヤモンド膜
を析出させ、生成した膜を一旦基板から取り外して刃先
形状に切断して工具母材の刃先部にろう付けによって取
り付け、刃立て加工したものである。この様な工具（以
下、ろう付け工具と呼ぶことがある）では、多結晶ダイ
ヤモンド膜を工具母材にろう付けによって取り付けたも
のであるので、工具母材とダイヤモンド膜の密着強度が
高く、また多結晶ダイヤモンド膜中にはＣｏ等の結合助
剤を含まないので耐摩耗性にも優れているという利点を
有している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ろう付け工具はこれま
での工具では得られない優れた利点を有するものである
が、それでも切削時に刃先に高い荷重や衝撃が加わると
刃先が欠損してしまうという問題があり、靭性を更に向
上させることが望まれている。
での工具では得られない優れた利点を有するものである
が、それでも切削時に刃先に高い荷重や衝撃が加わると
刃先が欠損してしまうという問題があり、靭性を更に向
上させることが望まれている。
【０００７】本発明は上記の様な事情に着目してなされ
たものであって、その目的は、多結晶ダイヤモンド膜の
靭性を更に向上させ、刃先部の耐欠損が生じない様なろ
う付け気相合成ダイヤモンド切削工具を提供することに
ある。
たものであって、その目的は、多結晶ダイヤモンド膜の
靭性を更に向上させ、刃先部の耐欠損が生じない様なろ
う付け気相合成ダイヤモンド切削工具を提供することに
ある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明とは、気相合成法によって合成された多結晶ダイヤ
モンド膜が、工具母材のすくい面側の切削作用部分にろ
う付けによって取付けられた気相合成ダイヤモンド切削
工具において、前記多結晶ダイヤモンド膜は、ラマン分
光分析によるダイヤモンドのピーク強度Ｉ1 に対する非
ダイヤモンド炭素のピーク強度Ｉ2 の強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．７以下の層と、当該強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．９以上の層が交互に積層された多層型多結晶ダイヤ
モンド膜である点に要旨を有する気相合成ダイヤモンド
切削工具である。
発明とは、気相合成法によって合成された多結晶ダイヤ
モンド膜が、工具母材のすくい面側の切削作用部分にろ
う付けによって取付けられた気相合成ダイヤモンド切削
工具において、前記多結晶ダイヤモンド膜は、ラマン分
光分析によるダイヤモンドのピーク強度Ｉ1 に対する非
ダイヤモンド炭素のピーク強度Ｉ2 の強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．７以下の層と、当該強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．９以上の層が交互に積層された多層型多結晶ダイヤ
モンド膜である点に要旨を有する気相合成ダイヤモンド
切削工具である。
【０００９】
【作用】気相合成多結晶ダイヤモンド膜が欠損し易い原
因の一つは、膜を構成する各ダイヤモンドが柱状組織で
あることによると考えられる。これを図面を用いて説明
する。これまで気相合成によって多結晶ダイヤモンド膜
を形成する過程は図２に示す様に行なわれている。まず
合成初期に基板１上にダイヤモンドの核２が形成され
［図２（ａ）］、次いでこれらの核が粒成長してダイヤ
モンド粒３となって基板１全面を覆う［図２（ｂ）］。
ダイヤモンド粒３は各々成長速度が異なり、成長の速い
粒が優勢となって成長し、粗大化した柱状の粒からなる
組織４となる［図２（ｃ）］。粗大化した柱状組織にな
ると、それに伴い粒界が大きくなり粒界欠陥も大きくな
る。この結果、多結晶ダイヤモンド膜の靭性が低下し欠
損を生じ易くなると考えられる。
因の一つは、膜を構成する各ダイヤモンドが柱状組織で
あることによると考えられる。これを図面を用いて説明
する。これまで気相合成によって多結晶ダイヤモンド膜
を形成する過程は図２に示す様に行なわれている。まず
合成初期に基板１上にダイヤモンドの核２が形成され
［図２（ａ）］、次いでこれらの核が粒成長してダイヤ
モンド粒３となって基板１全面を覆う［図２（ｂ）］。
ダイヤモンド粒３は各々成長速度が異なり、成長の速い
粒が優勢となって成長し、粗大化した柱状の粒からなる
組織４となる［図２（ｃ）］。粗大化した柱状組織にな
ると、それに伴い粒界が大きくなり粒界欠陥も大きくな
る。この結果、多結晶ダイヤモンド膜の靭性が低下し欠
損を生じ易くなると考えられる。
【００１０】一般にセラミックス材料でいわれている様
に、靭性向上には微細な粒状組織にすることが耐欠損性
向上の一つの方法となるが、ダイヤモンドの成長は、各
粒に関してはエピタキシャル成長であり、粒の表面に２
次核が発生するまで粒成長する。この２次核は、ある程
度粒が成長しないと発生せず、発生頻度も少ないために
ダイヤモンドの粒状組織化は非常に困難である。そこで
本発明者らは、粒成長を抑制して耐欠損性を改善できる
多結晶ダイヤモンド膜の構造について様々な角度から検
討した。その結果、多結晶ダイヤモンド膜を上述した様
な多層型構造とすれば、各ダイヤモンド粒の粒成長が抑
制されて耐欠損性が改善され、靭性が極めて優れた気相
合成ダイヤモンド切削工具が実現できることを見出し、
本発明を完成した。
に、靭性向上には微細な粒状組織にすることが耐欠損性
向上の一つの方法となるが、ダイヤモンドの成長は、各
粒に関してはエピタキシャル成長であり、粒の表面に２
次核が発生するまで粒成長する。この２次核は、ある程
度粒が成長しないと発生せず、発生頻度も少ないために
ダイヤモンドの粒状組織化は非常に困難である。そこで
本発明者らは、粒成長を抑制して耐欠損性を改善できる
多結晶ダイヤモンド膜の構造について様々な角度から検
討した。その結果、多結晶ダイヤモンド膜を上述した様
な多層型構造とすれば、各ダイヤモンド粒の粒成長が抑
制されて耐欠損性が改善され、靭性が極めて優れた気相
合成ダイヤモンド切削工具が実現できることを見出し、
本発明を完成した。
【００１１】本発明に係る多層型多結晶ダイヤモンド膜
は、例えば下記の手順［図１（ａ）〜（ｅ）］で形成さ
れる。まず合成初期は通常のダイヤモンドの成長と同様
で、基板１上にダイヤモンドの核２が形成される［図１
（ａ）］。次いで、これらの核２を粒成長させて、ラマ
ン分光分析によるピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．７
以下のダイヤモンド層５を形成する［図１（ｂ）］。引
き続き、ダイヤモンド層５の表面に、ピーク強度比（Ｉ
2 ／Ｉ1 ）が０．９以上となる、ダイヤモンドと非ダイ
ヤモンド炭素の混合層６または非ダイヤモンド炭素のみ
の層６を析出させる［図１（ｃ）］。
は、例えば下記の手順［図１（ａ）〜（ｅ）］で形成さ
れる。まず合成初期は通常のダイヤモンドの成長と同様
で、基板１上にダイヤモンドの核２が形成される［図１
（ａ）］。次いで、これらの核２を粒成長させて、ラマ
ン分光分析によるピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．７
以下のダイヤモンド層５を形成する［図１（ｂ）］。引
き続き、ダイヤモンド層５の表面に、ピーク強度比（Ｉ
2 ／Ｉ1 ）が０．９以上となる、ダイヤモンドと非ダイ
ヤモンド炭素の混合層６または非ダイヤモンド炭素のみ
の層６を析出させる［図１（ｃ）］。
【００１２】ところでピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．７以下の層にも非ダイヤモンド炭素が含まれること
があるが、ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．９以上の
層に比べて非ダイヤモンド炭素の含有量は少ないので、
以後ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1）が０．７以下の層をダ
イヤモンド層５、ラマンピーク比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．
９以上の層を混合層６と呼ぶことにする。尚非ダイヤモ
ンド炭素は、非晶質炭素やグラファイト等のダイヤモン
ド構造を持たない炭素のことを指すが、ダイヤモンド構
造を持たないダイヤモンドと異質の非ダイヤモンド炭素
がダイヤモンドの表面に析出することにより、下層のダ
イヤモンドのエピタキシャル成長を抑制するのである。
０．７以下の層にも非ダイヤモンド炭素が含まれること
があるが、ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．９以上の
層に比べて非ダイヤモンド炭素の含有量は少ないので、
以後ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1）が０．７以下の層をダ
イヤモンド層５、ラマンピーク比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．
９以上の層を混合層６と呼ぶことにする。尚非ダイヤモ
ンド炭素は、非晶質炭素やグラファイト等のダイヤモン
ド構造を持たない炭素のことを指すが、ダイヤモンド構
造を持たないダイヤモンドと異質の非ダイヤモンド炭素
がダイヤモンドの表面に析出することにより、下層のダ
イヤモンドのエピタキシャル成長を抑制するのである。
【００１３】その後、再びダイヤモンドが析出する条件
にすると、混合層６中のダイヤモンドまたは非ダイヤモ
ンド炭素がダイヤモンドの核発生点となって混合層６上
にダイヤモンドの粒が成長しダイヤモンド層５となって
混合層６上を覆う［図１（ｄ）］。以後混合層６とダイ
ヤモンド層５を交互に積層することにより、粒状組織に
近い靭性の高い多層型多結晶ダイヤモンド膜１０が得ら
れるのである。また本発明の多層型多結晶ダイヤモンド
膜１０では、ダイヤモンドよりも柔らかい非ダイヤモン
ド炭素を含む混合層６が介在することも靭性の向上に寄
与していると考えられる。但し、非ダイヤモンド炭素は
耐摩耗性においてはダイヤモンドに劣るため、混合層６
の割合が高くなると耐摩耗性が劣化する。従って、後述
する様に各層には最適な厚みや厚み比率がある。
にすると、混合層６中のダイヤモンドまたは非ダイヤモ
ンド炭素がダイヤモンドの核発生点となって混合層６上
にダイヤモンドの粒が成長しダイヤモンド層５となって
混合層６上を覆う［図１（ｄ）］。以後混合層６とダイ
ヤモンド層５を交互に積層することにより、粒状組織に
近い靭性の高い多層型多結晶ダイヤモンド膜１０が得ら
れるのである。また本発明の多層型多結晶ダイヤモンド
膜１０では、ダイヤモンドよりも柔らかい非ダイヤモン
ド炭素を含む混合層６が介在することも靭性の向上に寄
与していると考えられる。但し、非ダイヤモンド炭素は
耐摩耗性においてはダイヤモンドに劣るため、混合層６
の割合が高くなると耐摩耗性が劣化する。従って、後述
する様に各層には最適な厚みや厚み比率がある。
【００１４】尚上記膜形成手順においては、初めにダイ
ヤモンド層５を基板１上に形成しているが、初めに混合
層６を基板１上形成してから多層型多結晶ダイヤモンド
膜を形成しても工具性能に何等問題はない。またこの多
層型多結晶ダイヤモンド膜は基板を除去された後、工具
表面にろう付けされるが、すくい面には膜の成長面側で
も元の基板面側でもどちらをとっても良い。更に、すく
い面はダイヤモンド層５でも混合層６でもどちらでも構
わない。
ヤモンド層５を基板１上に形成しているが、初めに混合
層６を基板１上形成してから多層型多結晶ダイヤモンド
膜を形成しても工具性能に何等問題はない。またこの多
層型多結晶ダイヤモンド膜は基板を除去された後、工具
表面にろう付けされるが、すくい面には膜の成長面側で
も元の基板面側でもどちらをとっても良い。更に、すく
い面はダイヤモンド層５でも混合層６でもどちらでも構
わない。
【００１５】本発明に係る多層型多結晶ダイヤモンド膜
１０において、ダイヤモンド層５のピーク強度比（Ｉ2
／Ｉ1 ）は０．７以下とする必要がある。これは、ピー
ク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）がそれより高くなると非ダイヤ
モンド炭素の含有率が高くなり、耐摩耗性が劣化するか
らである。また、混合層６のピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）を０．９以上とする必要があるのは、それより低い
と非ダイヤモンド炭素の含有率が少なくなり、ダイヤモ
ンドのエピタキシャル成長を抑制することができず、粒
が粗大化し柱状組織となるからである。
１０において、ダイヤモンド層５のピーク強度比（Ｉ2
／Ｉ1 ）は０．７以下とする必要がある。これは、ピー
ク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）がそれより高くなると非ダイヤ
モンド炭素の含有率が高くなり、耐摩耗性が劣化するか
らである。また、混合層６のピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）を０．９以上とする必要があるのは、それより低い
と非ダイヤモンド炭素の含有率が少なくなり、ダイヤモ
ンドのエピタキシャル成長を抑制することができず、粒
が粗大化し柱状組織となるからである。
【００１６】次に、ダイヤモンド層５の平均厚さは０．
２〜５μｍとするのが好ましい。即ち、ダイヤモンド層
５の平均厚さが０．２μｍ未満になると、ダイヤモンド
の粒径が小さくなり耐摩耗性が劣化する。一方、５μｍ
より厚くなると、耐欠損性が劣化するからである。また
混合層６の平均厚さは、０．０２〜５μｍとなるのが好
ましい。即ち、混合層６の厚さが０．０２μｍ未満にな
ると、完全にダイヤモンドの表面を被覆できず、ダイヤ
モンドの粒成長を抑制できない。一方、５μｍより厚く
なると耐摩耗性が劣化する。更に、ダイヤモンド層５の
厚み（δ1 ）と混合層６の厚み（δ2 ）の比（δ1 ／δ
2 ）は０．５以上であることが好ましい。この比率が
０．５より小さくなると、混合層６の割合が高くなり、
耐摩耗性が劣化する。
２〜５μｍとするのが好ましい。即ち、ダイヤモンド層
５の平均厚さが０．２μｍ未満になると、ダイヤモンド
の粒径が小さくなり耐摩耗性が劣化する。一方、５μｍ
より厚くなると、耐欠損性が劣化するからである。また
混合層６の平均厚さは、０．０２〜５μｍとなるのが好
ましい。即ち、混合層６の厚さが０．０２μｍ未満にな
ると、完全にダイヤモンドの表面を被覆できず、ダイヤ
モンドの粒成長を抑制できない。一方、５μｍより厚く
なると耐摩耗性が劣化する。更に、ダイヤモンド層５の
厚み（δ1 ）と混合層６の厚み（δ2 ）の比（δ1 ／δ
2 ）は０．５以上であることが好ましい。この比率が
０．５より小さくなると、混合層６の割合が高くなり、
耐摩耗性が劣化する。
【００１７】尚、ダイヤモンド層５における各ダイヤモ
ンド粒の粒径については、０．２〜０．５μｍとするの
が好ましい。即ち、０．２μｍ未満であるとダイヤモン
ドの粒が小さすぎて耐摩耗性が劣化し、５μｍより大き
くなると粒の粗大化により耐欠損性が劣化するからであ
る。
ンド粒の粒径については、０．２〜０．５μｍとするの
が好ましい。即ち、０．２μｍ未満であるとダイヤモン
ドの粒が小さすぎて耐摩耗性が劣化し、５μｍより大き
くなると粒の粗大化により耐欠損性が劣化するからであ
る。
【００１８】本発明の気相合成ダイヤモンド切削工具
は、上記の様な多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を、工
具母材のすくい面側の切削作用部分にろう付けによって
取り付けることによって構成されるが、このときの多層
型多結晶ダイヤモンド膜１０の全体厚さは５０μｍ以上
とするのが好ましい。即ち、多層型多結晶ダイヤモンド
膜の厚さが５０μｍ未満では、膜全体の強度が低くなっ
て、膜が破損し易くなるからである。一方多層型多結晶
ダイヤモンド膜の厚さが、あまり大きくなっても、性能
上あまり変わりがないばかりでなく、成膜に長時間を要
することから厚みの上限は１０００μｍ程度が適当であ
る。
は、上記の様な多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を、工
具母材のすくい面側の切削作用部分にろう付けによって
取り付けることによって構成されるが、このときの多層
型多結晶ダイヤモンド膜１０の全体厚さは５０μｍ以上
とするのが好ましい。即ち、多層型多結晶ダイヤモンド
膜の厚さが５０μｍ未満では、膜全体の強度が低くなっ
て、膜が破損し易くなるからである。一方多層型多結晶
ダイヤモンド膜の厚さが、あまり大きくなっても、性能
上あまり変わりがないばかりでなく、成膜に長時間を要
することから厚みの上限は１０００μｍ程度が適当であ
る。
【００１９】また本発明の気相合成ダイヤモンド切削工
具において、多層型多結晶ダイヤモンド膜１０のすくい
面に相当する部分は、その表面粗さがＲmax で０．３μ
ｍ以下の鏡面状態とするのが良い。即ち、すくい面に相
当する部分を鏡面状態とすることによって、工具使用時
に被削材の切り屑の排出が円滑になり、該切り屑がすく
い面に溶着して構成刃先を形成することもなく、被削面
粗さも良好となる。また表面粗さがＲmax で０．３μｍ
以下の多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を得るには、該
ダイヤモンド膜１０を研磨することによっても達成され
るが、例えば工具切削作用部分と対応した凹形基板の内
面をＲmax で０．３μｍ以下となる様にしておき、この
凹形基板内面に多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を析出
させた後剥離し、これを工具切削作用部分にろう付けす
る様にすれば、より簡単にＲmax：０．３μｍ以下の鏡
面を有する気相合成ダイヤモンド工具が得られる。
具において、多層型多結晶ダイヤモンド膜１０のすくい
面に相当する部分は、その表面粗さがＲmax で０．３μ
ｍ以下の鏡面状態とするのが良い。即ち、すくい面に相
当する部分を鏡面状態とすることによって、工具使用時
に被削材の切り屑の排出が円滑になり、該切り屑がすく
い面に溶着して構成刃先を形成することもなく、被削面
粗さも良好となる。また表面粗さがＲmax で０．３μｍ
以下の多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を得るには、該
ダイヤモンド膜１０を研磨することによっても達成され
るが、例えば工具切削作用部分と対応した凹形基板の内
面をＲmax で０．３μｍ以下となる様にしておき、この
凹形基板内面に多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を析出
させた後剥離し、これを工具切削作用部分にろう付けす
る様にすれば、より簡単にＲmax：０．３μｍ以下の鏡
面を有する気相合成ダイヤモンド工具が得られる。
【００２０】本発明の気相合成ダイヤモンド工具は、上
記の様な多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を工具母材の
切削作用部分にろう付けによって取り付けたものを基本
的な構成とするものであるが、下記の様な構成によって
も本発明の目的が達成される。即ち、工具母材にろう付
けされる気相合成多結晶ダイヤモンド膜を、表面層とし
てピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．７以下の層と０．
９以上の層が交互に積層された厚さ２０〜５０μｍ未満
の多結晶ダイヤモンド膜（上記多層型多結晶ダイヤモン
ド膜１０）と、下地層としてピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．７以下の多結晶ダイヤモンド膜とを備えた合
計厚さ５０μｍ〜１ｍｍの多結晶ダイヤモンド膜の構成
とし、且つ前記表面層がすくい面となる様に工具母材に
ろう付けによって取り付ける様にしても良い。この様な
構成において、下地層のダイヤモンド層の厚さが５０μ
ｍ以上で多層型多結晶ダイヤモンド層１０の厚さ２０μ
ｍ以上であれば、刃先の欠損や膜の破損を生じない。ま
た表面層の厚さを５０μｍ未満とするのは、それより厚
くしても性能上は変わらないが、成膜の煩雑さが増すだ
けで上記構成を採用する利点が得られないからである。
更に、下地層のダイヤモンド層のピーク強度比（Ｉ2 ／
Ｉ1 ）を０．７以下とするのは、それより高いと非ダイ
ヤモンド炭素成分が多くなり耐摩耗性が劣化するからで
ある。表面層と下地層の合計の厚みを１ｍｍ以下とする
のは、１ｍｍより厚くしても成膜に時間を要するだけで
性能は変わらず、それ以上厚くする利点がないからであ
る。尚この様な構成を採用する場合においても、この多
結晶ダイヤモンド膜の一部を構成する多層型多結晶ダイ
ヤモンド膜１０における、各層の平均厚みδ1 ，δ2 、
厚み比（δ1 ／δ2 ）、ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．７以下の層のダイヤモンドの平均粒径、および切削
作用部分のすくい面に相当する多結晶ダイヤモンドの表
面粗さ等の好ましい範囲は、多層型多結晶ダイヤモンド
膜１０を工具母材にろう付けする場合と同様である。
記の様な多層型多結晶ダイヤモンド膜１０を工具母材の
切削作用部分にろう付けによって取り付けたものを基本
的な構成とするものであるが、下記の様な構成によって
も本発明の目的が達成される。即ち、工具母材にろう付
けされる気相合成多結晶ダイヤモンド膜を、表面層とし
てピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．７以下の層と０．
９以上の層が交互に積層された厚さ２０〜５０μｍ未満
の多結晶ダイヤモンド膜（上記多層型多結晶ダイヤモン
ド膜１０）と、下地層としてピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．７以下の多結晶ダイヤモンド膜とを備えた合
計厚さ５０μｍ〜１ｍｍの多結晶ダイヤモンド膜の構成
とし、且つ前記表面層がすくい面となる様に工具母材に
ろう付けによって取り付ける様にしても良い。この様な
構成において、下地層のダイヤモンド層の厚さが５０μ
ｍ以上で多層型多結晶ダイヤモンド層１０の厚さ２０μ
ｍ以上であれば、刃先の欠損や膜の破損を生じない。ま
た表面層の厚さを５０μｍ未満とするのは、それより厚
くしても性能上は変わらないが、成膜の煩雑さが増すだ
けで上記構成を採用する利点が得られないからである。
更に、下地層のダイヤモンド層のピーク強度比（Ｉ2 ／
Ｉ1 ）を０．７以下とするのは、それより高いと非ダイ
ヤモンド炭素成分が多くなり耐摩耗性が劣化するからで
ある。表面層と下地層の合計の厚みを１ｍｍ以下とする
のは、１ｍｍより厚くしても成膜に時間を要するだけで
性能は変わらず、それ以上厚くする利点がないからであ
る。尚この様な構成を採用する場合においても、この多
結晶ダイヤモンド膜の一部を構成する多層型多結晶ダイ
ヤモンド膜１０における、各層の平均厚みδ1 ，δ2 、
厚み比（δ1 ／δ2 ）、ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．７以下の層のダイヤモンドの平均粒径、および切削
作用部分のすくい面に相当する多結晶ダイヤモンドの表
面粗さ等の好ましい範囲は、多層型多結晶ダイヤモンド
膜１０を工具母材にろう付けする場合と同様である。
【００２１】本発明の気相合成ダイヤモンド工具を製造
するに当たって、適用する気相合成法については特に制
限するものではなく、例えば水素と炭化水素の原料ガス
を熱電子放射材やマイクロ波無極放電等で励起分解する
化学蒸着法（ＣＶＤ法）が用いられる。またダイヤモン
ド中に非ダイヤモンド炭素を共析させるには、原料ガス
中の炭化水素濃度を高くしたり、熱電子放射材の温度や
マイクロ波無極放電出力を低くしたりするなど合成条件
の変更によっても得られるが、原料ガスに窒素、ジボラ
ン、シラン等の不純物ガスを混入することによっても可
能である。そして、非ダイヤモンド炭素の共析量は合成
条件や不純物ガスの濃度を適当に選ぶことによって調整
することができる。更に本発明で用いる工具母材として
は、工具母材としての使用に耐える硬度および強度を有
し、ダイヤモンド膜をろう付けによって取り付けること
ができるものであれば良く、特に限定するものではない
が、ろう付けによる熱応力の発生が少ないという観点か
らして、ダイヤモンドの熱膨張係数に近い材質を用いる
のが良い。この様なものとして、超硬合金や窒化珪素系
セラミックス等が挙げられる。
するに当たって、適用する気相合成法については特に制
限するものではなく、例えば水素と炭化水素の原料ガス
を熱電子放射材やマイクロ波無極放電等で励起分解する
化学蒸着法（ＣＶＤ法）が用いられる。またダイヤモン
ド中に非ダイヤモンド炭素を共析させるには、原料ガス
中の炭化水素濃度を高くしたり、熱電子放射材の温度や
マイクロ波無極放電出力を低くしたりするなど合成条件
の変更によっても得られるが、原料ガスに窒素、ジボラ
ン、シラン等の不純物ガスを混入することによっても可
能である。そして、非ダイヤモンド炭素の共析量は合成
条件や不純物ガスの濃度を適当に選ぶことによって調整
することができる。更に本発明で用いる工具母材として
は、工具母材としての使用に耐える硬度および強度を有
し、ダイヤモンド膜をろう付けによって取り付けること
ができるものであれば良く、特に限定するものではない
が、ろう付けによる熱応力の発生が少ないという観点か
らして、ダイヤモンドの熱膨張係数に近い材質を用いる
のが良い。この様なものとして、超硬合金や窒化珪素系
セラミックス等が挙げられる。
【００２２】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２３】
実施例１ マイクロ波プラズマＣＶＤ法によって、原料ガスとして
Ｈ2 ：２００ｃｃ／ｍｉｎ，ＣＨ4 ：２ｃｃ／ｍｉｎの
混合ガスを用い、圧力：４０ｔｏｒｒ，マイクロ波出
力：１ｋｗの条件でシリコン基板上に３０分で厚さ２μ
ｍのダイヤモンド層５を形成した。その後圧力：１０ｔ
ｏｒｒ，マイクロ波出力：５００ｗに変更して１０分間
合成を行い、より多くの非ダイヤモンド炭素を含む厚さ
２μｍの混合層６を析出させた。以後これらの合成を交
互に繰り返し行い、全層数：４０層，厚み：８０μｍの
多層型多結晶ダイヤモンド膜を作製した。尚このときの
ダイヤモンド層におけるダイヤモンド粒の平均粒径は約
２μｍであった。
Ｈ2 ：２００ｃｃ／ｍｉｎ，ＣＨ4 ：２ｃｃ／ｍｉｎの
混合ガスを用い、圧力：４０ｔｏｒｒ，マイクロ波出
力：１ｋｗの条件でシリコン基板上に３０分で厚さ２μ
ｍのダイヤモンド層５を形成した。その後圧力：１０ｔ
ｏｒｒ，マイクロ波出力：５００ｗに変更して１０分間
合成を行い、より多くの非ダイヤモンド炭素を含む厚さ
２μｍの混合層６を析出させた。以後これらの合成を交
互に繰り返し行い、全層数：４０層，厚み：８０μｍの
多層型多結晶ダイヤモンド膜を作製した。尚このときの
ダイヤモンド層におけるダイヤモンド粒の平均粒径は約
２μｍであった。
【００２４】次に、６０℃の水酸化ナトリウム水溶液に
よってシリコン基板を溶解除去して多層型多結晶ダイヤ
モンド膜１０を取り出した。各層の膜質を調べるため
に、ダイヤモンド膜の断面から各層をビーム径２μｍの
顕微ラマン分析した。その結果は、夫々図３および図４
に示す通りであり、１１００ｃｍ-1から１８００ｃｍ-1
の間のバックグラウンドから測定した１５００ｃｍ-1か
ら１６００ｃｍ-1付近の非ダイヤモンド炭素のピーク強
度（Ｉ2 ）と、１３３３ｃｍ-1のピーク付近をバックグ
ラウンドとして測定したダイヤモンドのピーク強度（Ｉ
1 ）の比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）は、ダイヤモンド層５が０．１
１（図３）であり、混合層６が１．３１（図４）であっ
た。
よってシリコン基板を溶解除去して多層型多結晶ダイヤ
モンド膜１０を取り出した。各層の膜質を調べるため
に、ダイヤモンド膜の断面から各層をビーム径２μｍの
顕微ラマン分析した。その結果は、夫々図３および図４
に示す通りであり、１１００ｃｍ-1から１８００ｃｍ-1
の間のバックグラウンドから測定した１５００ｃｍ-1か
ら１６００ｃｍ-1付近の非ダイヤモンド炭素のピーク強
度（Ｉ2 ）と、１３３３ｃｍ-1のピーク付近をバックグ
ラウンドとして測定したダイヤモンドのピーク強度（Ｉ
1 ）の比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）は、ダイヤモンド層５が０．１
１（図３）であり、混合層６が１．３１（図４）であっ
た。
【００２５】次に、上記多層型多結晶ダイヤモンド膜１
０をＹＡＧレーザーで切断し、該ダイヤモンド膜１０の
元の基板面側がすくい面となるように超硬チップにろう
付けによって取付け、刃付加工を行いダイヤモンドろう
付けチップを作製した（本発明例１）。尚このときのチ
ップ形状はＳＰＧＮ１２０３０８とした。
０をＹＡＧレーザーで切断し、該ダイヤモンド膜１０の
元の基板面側がすくい面となるように超硬チップにろう
付けによって取付け、刃付加工を行いダイヤモンドろう
付けチップを作製した（本発明例１）。尚このときのチ
ップ形状はＳＰＧＮ１２０３０８とした。
【００２６】このとき比較例として、平均粒径約１０μ
ｍの焼結体ダイヤモンドチップ（比較例１）、およびマ
イクロ波プラズマＣＶＤ法により、原料ガスとしてＨ
2 ：２００ｃｃ／ｍｉｎ，ＣＨ4 ：２ｃｃ／ｍｉｎを用
い、圧力：４０ｔｏｒｒ、マイクロ波出力：１ｋｗでシ
リコン基板上に作製した厚さ：８０μｍ、ピーク強度比
（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．１の多結晶ダイヤモンド膜をろう
付けによって取付けたチップ（比較例２）についても作
製した。これらのチップについて、被削材としてＡｌ−
２０％Ｓｉ合金の丸棒を用い、切削速度：４００ｍ／ｍ
ｉｎ，切り込み：０．２５ｍｍ，送り：０．１ｍｍ／ｒ
ｅｖの条件で乾式切削を行い、切削性能を評価した。そ
の結果、比較例１，２のチップはいずれも切削５分で欠
損していたが、本発明例１のチップでは切削９０分で欠
損は全く認められなかった。
ｍの焼結体ダイヤモンドチップ（比較例１）、およびマ
イクロ波プラズマＣＶＤ法により、原料ガスとしてＨ
2 ：２００ｃｃ／ｍｉｎ，ＣＨ4 ：２ｃｃ／ｍｉｎを用
い、圧力：４０ｔｏｒｒ、マイクロ波出力：１ｋｗでシ
リコン基板上に作製した厚さ：８０μｍ、ピーク強度比
（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．１の多結晶ダイヤモンド膜をろう
付けによって取付けたチップ（比較例２）についても作
製した。これらのチップについて、被削材としてＡｌ−
２０％Ｓｉ合金の丸棒を用い、切削速度：４００ｍ／ｍ
ｉｎ，切り込み：０．２５ｍｍ，送り：０．１ｍｍ／ｒ
ｅｖの条件で乾式切削を行い、切削性能を評価した。そ
の結果、比較例１，２のチップはいずれも切削５分で欠
損していたが、本発明例１のチップでは切削９０分で欠
損は全く認められなかった。
【００２７】実施例２ 直径：０．５ｍｍ，長さ：６０ｍｍのタンタルフィラメ
ントを用いた熱フィラメントＣＶＤ法によって、水素−
エタノール蒸気からなる原料ガスを用いて下記表１およ
び表２に示す条件で、本発明の多層型多結晶ダイヤモン
ド膜をモリブデン基板上に形成した。ここで、層を基板
側から数えたときに奇数層の合成条件（表１）および偶
数層の合成条件（表２）は、各々の試料の多層型ダイヤ
モンド膜においては夫々同じとした。
ントを用いた熱フィラメントＣＶＤ法によって、水素−
エタノール蒸気からなる原料ガスを用いて下記表１およ
び表２に示す条件で、本発明の多層型多結晶ダイヤモン
ド膜をモリブデン基板上に形成した。ここで、層を基板
側から数えたときに奇数層の合成条件（表１）および偶
数層の合成条件（表２）は、各々の試料の多層型ダイヤ
モンド膜においては夫々同じとした。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】この様にして合成した各層の平均厚み、ピ
ーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）、ダイヤモンド層５（試料Ｎ
o.１，２，４，６〜８の奇数層および試料Ｎo.３，５，
９の偶数層）におけるダイヤモンドの平均粒径および全
体の膜厚は、表３に示す通りである。但し、混合層６の
ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．９よりも小さかった
試料Ｎo.７および混合層６の厚さが薄い試料Ｎo.８につ
いては、ダイヤモンド粒の成長が見られ、断面観察から
大部分が柱状結晶化していた。
ーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）、ダイヤモンド層５（試料Ｎ
o.１，２，４，６〜８の奇数層および試料Ｎo.３，５，
９の偶数層）におけるダイヤモンドの平均粒径および全
体の膜厚は、表３に示す通りである。但し、混合層６の
ピーク強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．９よりも小さかった
試料Ｎo.７および混合層６の厚さが薄い試料Ｎo.８につ
いては、ダイヤモンド粒の成長が見られ、断面観察から
大部分が柱状結晶化していた。
【００３１】
【表３】
【００３２】次に、１：１の硝フッ酸水溶液によってモ
リブデン基板を除去し、多層型多結晶ダイヤモンド膜１
０のみを取り出した。以下、実施例１と同様にチップの
形に工具化し、切削性能を評価した。このとき被削材の
形状は、円柱の側面から９０°間隔で長手方向に４枚の
Ａｌ−１６％Ｓｉ合金の板を同じ長さに突き出させたも
のを用い、切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ，切り込み：
０．２ｍｍ，送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖの切削条件で、
突き出したＡｌ−１６％Ｓｉ合金の外周を長手方向に６
０分断続切削した。切削試験結果は表４に示す通りであ
り、この結果から本発明ダイヤモンドチップは耐欠損性
および耐摩耗性に優れることがわかる。
リブデン基板を除去し、多層型多結晶ダイヤモンド膜１
０のみを取り出した。以下、実施例１と同様にチップの
形に工具化し、切削性能を評価した。このとき被削材の
形状は、円柱の側面から９０°間隔で長手方向に４枚の
Ａｌ−１６％Ｓｉ合金の板を同じ長さに突き出させたも
のを用い、切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ，切り込み：
０．２ｍｍ，送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖの切削条件で、
突き出したＡｌ−１６％Ｓｉ合金の外周を長手方向に６
０分断続切削した。切削試験結果は表４に示す通りであ
り、この結果から本発明ダイヤモンドチップは耐欠損性
および耐摩耗性に優れることがわかる。
【００３３】
【表４】
【００３４】実施例３ 実施例２の試料６と同様の条件で、表面層として多層型
多結晶ダイヤモンド膜を作製し、その表面に下地層とし
て単層のダイヤモンドを析出させ、実施例１と同様にし
てチップに加工し、実施例２と同様の切削試験を行っ
た。このときのダイヤモンド層の厚み、ピーク強度比
（Ｉ2 ／Ｉ1 ）および切削試験結果等を表５に示す。表
５において、試料Ｎo.１２は第１層厚みが薄すぎたため
に切削１０分で欠損した。また試料Ｎo.１３は第２層中
に比ダイヤモンド炭素が多く含まれたため欠損はしなか
ったものの、逃げ面摩耗が大きくなった。これに対し、
試料Ｎo.１０，１２は本発明の要件を満たす実施例であ
り、耐欠損性および耐摩耗性のいずれにも優れていた。
この結果から明らかな様に、多層型多結晶ダイヤモンド
層１０と単層のダイヤモンド層の複合体でも耐欠損性に
優れることがわかる。
多結晶ダイヤモンド膜を作製し、その表面に下地層とし
て単層のダイヤモンドを析出させ、実施例１と同様にし
てチップに加工し、実施例２と同様の切削試験を行っ
た。このときのダイヤモンド層の厚み、ピーク強度比
（Ｉ2 ／Ｉ1 ）および切削試験結果等を表５に示す。表
５において、試料Ｎo.１２は第１層厚みが薄すぎたため
に切削１０分で欠損した。また試料Ｎo.１３は第２層中
に比ダイヤモンド炭素が多く含まれたため欠損はしなか
ったものの、逃げ面摩耗が大きくなった。これに対し、
試料Ｎo.１０，１２は本発明の要件を満たす実施例であ
り、耐欠損性および耐摩耗性のいずれにも優れていた。
この結果から明らかな様に、多層型多結晶ダイヤモンド
層１０と単層のダイヤモンド層の複合体でも耐欠損性に
優れることがわかる。
【００３５】
【表５】
【００３６】実施例４ 表面粗さがＲmax で０．４６μｍと０．２μｍのＭｏ基
板上に、実施例１と同様の条件でマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法により厚さ１２０μｍの多層型多結晶ダイヤモン
ド膜１０を析出させ、１：１の硝フッ酸水溶液に浸漬す
ることにより多層型多結晶ダイヤモンド膜１０のみを取
り出した。このときの多層型多結晶ダイヤモンド膜１０
の元の基板側の表面粗さは基板の表面がほぼ転写されて
おり、それぞれ、Ｒmax ：０．４７μｍ，０．２１μｍ
を示していた。
板上に、実施例１と同様の条件でマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法により厚さ１２０μｍの多層型多結晶ダイヤモン
ド膜１０を析出させ、１：１の硝フッ酸水溶液に浸漬す
ることにより多層型多結晶ダイヤモンド膜１０のみを取
り出した。このときの多層型多結晶ダイヤモンド膜１０
の元の基板側の表面粗さは基板の表面がほぼ転写されて
おり、それぞれ、Ｒmax ：０．４７μｍ，０．２１μｍ
を示していた。
【００３７】次いで、多層型多結晶ダイヤモンド膜１０
の元の基板側の表面がチップのすくい面となる様に、チ
ップにろう付けによって取付け、刃付加工を施してＳＰ
ＧＮ１２０３０８形状のチップとした。これらのチップ
に対して、Ａｌ−１６％Ｓｉ合金丸棒の外周を、切削速
度：４００ｍ／ｍｉｎ，切り込み：０．２５ｍｍ，送り
速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、６０分間連続切削
した。各チップとも欠損は見られなかったものの、すく
い面粗さ：Ｒmax ：０．４７μｍのチップはすくい面に
被削材の溶着が見られ、被削面粗さはＲmax ：４．８μ
ｍであった。一方、すくい面粗さＲmax ：０．２１μｍ
のチップは溶着が無く、被削面粗さもＲ max ：２．１μ
ｍと良好であった。
の元の基板側の表面がチップのすくい面となる様に、チ
ップにろう付けによって取付け、刃付加工を施してＳＰ
ＧＮ１２０３０８形状のチップとした。これらのチップ
に対して、Ａｌ−１６％Ｓｉ合金丸棒の外周を、切削速
度：４００ｍ／ｍｉｎ，切り込み：０．２５ｍｍ，送り
速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、６０分間連続切削
した。各チップとも欠損は見られなかったものの、すく
い面粗さ：Ｒmax ：０．４７μｍのチップはすくい面に
被削材の溶着が見られ、被削面粗さはＲmax ：４．８μ
ｍであった。一方、すくい面粗さＲmax ：０．２１μｍ
のチップは溶着が無く、被削面粗さもＲ max ：２．１μ
ｍと良好であった。
【００３８】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、多
結晶ダイヤモンド膜をダイヤモンド層と混合層を交層に
積層した多層型の膜構造とすることによって、粒状組織
に近い多結晶ダイヤモンド膜とすることができ、高靭性
で耐欠損性および耐摩耗性に優れた気相合成ダイヤモン
ド切削工具が実現できた。
結晶ダイヤモンド膜をダイヤモンド層と混合層を交層に
積層した多層型の膜構造とすることによって、粒状組織
に近い多結晶ダイヤモンド膜とすることができ、高靭性
で耐欠損性および耐摩耗性に優れた気相合成ダイヤモン
ド切削工具が実現できた。
【図１】本発明に係る多層型多結晶ダイヤモンド膜の作
製過程と断面構造を示す図である。
製過程と断面構造を示す図である。
【図２】通常の多結晶ダイヤモンド膜の成長過程と断面
構造を示す図である。
構造を示す図である。
【図３】ダイヤモンド層５のラマンスペクトルを示すグ
ラフである。
ラフである。
【図４】混合層６のラマンスペクトルを示すグラフであ
る。
る。
【符号の説明】 １ 基板 ２ ダイヤモンド核 ３ ダイヤモンド粒 ４ 柱状組織 ５ ダイヤモンド層 ６ 混合層 １０ 多層型多結晶ダイヤモンド膜
Claims (6)
- 【請求項１】 気相合成法によって合成された多結晶ダ
イヤモンド膜が、工具母材のすくい面側の切削作用部分
にろう付けによって取付けられた気相合成ダイヤモンド
切削工具において、前記多結晶ダイヤモンド膜は、ラマ
ン分光分析によるダイヤモンドのピーク強度Ｉ1 に対す
る非ダイヤモンド炭素のピーク強度Ｉ 2 の強度比（Ｉ2
／Ｉ1 ）が０．７以下の層と、当該強度比（Ｉ2 ／Ｉ
1 ）が０．９以上の層が交互に積層された多層型多結晶
ダイヤモンド膜であることを特徴とする靭性に優れた気
相合成ダイヤモンド切削工具。 - 【請求項２】 前記強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．７以下
の各層の平均厚み（δ1 ）が０．２〜５μｍであると共
に、前記強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．９以上の各層の平
均厚み（δ2 ）が０．０２〜５μｍであり、且つ層厚比
（δ1 ／δ2）が０．５以上である請求項１に記載の気
相合成ダイヤモンド切削工具。 - 【請求項３】 多層型多結晶ダイヤモンド膜の厚さが５
０μｍ以上である請求項１または２に記載の気相合成ダ
イヤモンド切削工具。 - 【請求項４】 請求項１または２に記載の多層型多結晶
ダイヤモンド膜が表面層として２０〜５０μｍ未満の厚
さで形成されると共に、前記強度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が
０．７以下の層が下地層として形成され、且つ合計厚さ
が５０μｍ〜１ｍｍである気相合成多結晶ダイヤモンド
膜が、工具母材の切削作用部分に、前記表面層がすくい
面となる様にろう付けよって取付けられたものであるこ
とを特徴とする靭性に優れた気相合成ダイヤモンド切削
工具。 - 【請求項５】 多層型多結晶ダイヤモンド膜中の前記強
度比（Ｉ2 ／Ｉ1 ）が０．７以下の層のダイヤモンドの
平均粒径が０．２〜５μｍである請求項１〜４のいずれ
かに記載の気相合成ダイヤモンド切削工具。 - 【請求項６】 切削作用部分のすくい面に相当する多層
型多結晶ダイヤモンド膜の表面粗さがＲｍａｘで０．３
μｍ以下である請求項１〜５のいずれかに記載の気相合
成ダイヤモンド切削工具。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8652893A JPH06297207A (ja) | 1993-04-13 | 1993-04-13 | 靭性に優れた気相合成ダイヤモンド切削工具 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8652893A JPH06297207A (ja) | 1993-04-13 | 1993-04-13 | 靭性に優れた気相合成ダイヤモンド切削工具 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06297207A true JPH06297207A (ja) | 1994-10-25 |
Family
ID=13889496
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8652893A Withdrawn JPH06297207A (ja) | 1993-04-13 | 1993-04-13 | 靭性に優れた気相合成ダイヤモンド切削工具 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06297207A (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006138011A (ja) * | 2004-10-14 | 2006-06-01 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ダイヤモンド膜被覆部材およびその製造方法 |
| JP2010194629A (ja) * | 2009-02-23 | 2010-09-09 | Union Tool Co | 切削工具用ダイヤモンド皮膜 |
| JP2010221352A (ja) * | 2009-03-24 | 2010-10-07 | Mitsubishi Materials Corp | 重切削加工においてすぐれた耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具 |
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| JP2011098424A (ja) * | 2009-11-09 | 2011-05-19 | Mitsubishi Materials Corp | すぐれた耐欠損性および耐摩耗性を発揮するダイヤモンド被覆工具 |
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| WO2020090504A1 (ja) | 2018-10-31 | 2020-05-07 | 東洋製罐グループホールディングス株式会社 | 機械加工用治具及び機械加工方法、並びにシームレス缶体の製造方法 |
| WO2021079586A1 (ja) * | 2019-10-24 | 2021-04-29 | 住友電工ハードメタル株式会社 | ダイヤモンド切削工具およびその製造方法 |
| EP4049776A4 (en) * | 2020-12-04 | 2022-09-07 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Diamond tool |
| WO2024210142A1 (ja) * | 2023-04-05 | 2024-10-10 | オーエスジー株式会社 | 切削工具 |
| US12343778B2 (en) | 2015-08-26 | 2025-07-01 | Toyo Seikan Group Holdings, Ltd. | Die for ironing working and die module |
-
1993
- 1993-04-13 JP JP8652893A patent/JPH06297207A/ja not_active Withdrawn
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