JPH0543463B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0543463B2 JPH0543463B2 JP62311888A JP31188887A JPH0543463B2 JP H0543463 B2 JPH0543463 B2 JP H0543463B2 JP 62311888 A JP62311888 A JP 62311888A JP 31188887 A JP31188887 A JP 31188887A JP H0543463 B2 JPH0543463 B2 JP H0543463B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- carbon
- abrasive grains
- bonding agent
- powder
- diamond
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 74
- 239000006061 abrasive grain Substances 0.000 claims description 59
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 49
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 46
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 claims description 45
- 239000010432 diamond Substances 0.000 claims description 45
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 44
- 239000007767 bonding agent Substances 0.000 claims description 41
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 40
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 29
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 25
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 24
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 20
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 13
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 12
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 8
- 239000010953 base metal Substances 0.000 claims description 5
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 claims description 3
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 41
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 28
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 description 17
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 13
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 11
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 9
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 8
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 5
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 5
- 229910017082 Fe-Si Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910017133 Fe—Si Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 4
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 3
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 238000010406 interfacial reaction Methods 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 150000001721 carbon Chemical class 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 2
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 2
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000013016 damping Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 2
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 239000004570 mortar (masonry) Substances 0.000 description 2
- 238000001272 pressureless sintering Methods 0.000 description 2
- 238000010298 pulverizing process Methods 0.000 description 2
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 229910052581 Si3N4 Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- -1 aluminitride Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 238000009690 centrifugal atomisation Methods 0.000 description 1
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 238000000748 compression moulding Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 238000009689 gas atomisation Methods 0.000 description 1
- 238000005087 graphitization Methods 0.000 description 1
- 150000002736 metal compounds Chemical class 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 1
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N silicon nitride Chemical compound N12[Si]34N5[Si]62N3[Si]51N64 HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011863 silicon-based powder Substances 0.000 description 1
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 description 1
- 230000008961 swelling Effects 0.000 description 1
- 238000009692 water atomization Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
Description
［発明の目的］
（産業上の利用分野）
本発明は鉄基合金をボンド剤として用いこれに
砥粒を結合してなるメタルボンド工具に関する。
（従来の技術）
従来よりアルミナ、アルミナイトライド、シリ
コンナイトライドなどの各種セラミツクスの研削
加工、仕上加工において、その加工を担うものと
して、砥粒にダイヤモンドを用いてなるメタルボ
ンドダイヤモンド工具が用いられている。また高
硬度の合金の研削加工や仕上加工においては、砥
粒に立方晶窒化硼素（CBN）を用いた、メタル
ボンド窒化硼素工具が有効とされている。
こうしたメタルボンド工具のうち例えば砥粒に
ダイヤモンド粉末を用いてなるメタルボンドダイ
ヤモンド工具の場合には、一般に金属粉末および
必要により金属化合物を含む金属粉末とダイヤモ
ンド粉末砥粒とを混合後、焼成してボンド剤とダ
イヤモンド粉末砥粒との結合力、機械的強度の向
上を図つておりドレツシングを併用して使用され
ている。そして、重研削加工に適したメタルボン
ドダイヤモンド工具の場合、ボンド剤の原料とし
ては、炭素を含む鉄基鋳造材の切粉をさらにボー
ルミル、スタンプ法などで粉砕した粉末が使用さ
れている。この方法で作られた粉末は、炭素の析
出物の大きさが数十〜100μmと大きく、また形状
的にも不均一である。このため粉砕により粉末中
に存在する炭素の脱落が起りやすく粉末中の炭素
が不均一になる。そしてこの粉末によりボンド剤
を形成した工具材料では、炭素析出物の径が大き
いことから、それが脱落した場合、この窪みに削
り屑、磨き屑が堆積し、目づまりの原因になり焼
き付きによるボンド剤の破損、塑性変形などが起
こる。ひいては、これがダイヤモンド粉末砥粒の
脱落につながり研削、研磨効率の低下や高い仕上
げ精度が得られないという問題を有していた。
またダイヤモンド工具の製造工程において、炭
素粉末を添加して、焼結体中に分散させるなどの
方法がなされているが、材料中に微小な炭素を均
一に分散させることが難しいため、工具とした場
合、炭素の析出物の径がやはり大きく前述の問題
点は解決されなかつた。
（発明が解決しようとする問題点）
以上のように、従来の工具では、炭素析出物の
脱落ひいては砥粒の脱落を生じて、これより研
削、研磨効率の低下や高い仕上げ精度が得られな
いという問題点を有していた。
本発明はこうした問題点に対してなされたもの
であり、上述した脱落がおこらず、これより高い
効率で研削や研磨が行なえ、これより高い仕上げ
精度が得られるメタルボンド工具を提供すること
を目的とする。
［発明の構成］
（問題点を解決するための手段及び作用）
本発明者らは、従来の問題点がボンド剤中の炭
素の形態に起因することを見出し、これのボンド
剤中におけるその炭素の含有量及びその析出物の
大きさを規定することにより、上記目的を達成で
きる工具を得るに至つた。
すなわち本発明は、ボンド剤となる鉄基合金粉
末と砥粒とを結合してなるメタルボンド工具にお
いて、前記ボンド剤中の炭素量がそのボンド剤に
対する重量比で2.5％以上4.5％以下であり、か
つ、前記ボンド剤中の炭素の析出物の粒径が5μm
以下であることを特徴とするものである。
本発明においては、ボンド剤を形成する鉄基合
金中の炭素が、重量比で2.5％以上4.5％以下に規
定される。これは炭素量が2.5％未満では自己潤
滑性の低下およびボンド剤としての強度が小さく
なるからである。一方、4.5％を超えると、工具
としての強度が低下するのでこの範囲内に定めら
れる。また本発明ではボンド剤中の炭素の析出物
の大きさを5μm以下とする。これより前述した従
来の問題点である析出物の脱落を抑止することが
でき目づまりや砥粒の脱落も防止され、さらには
十分な自己潤滑性も保持される。これよりドレツ
シングの回数も著しく減少させることができる。
なお、数個程度5μmを超えるものが存在しても
大きな影響はない。従つて実質的には炭素粒の90
％以上が5μm以下のものとなつていれば良い。こ
こでいう90％以上とは断面における面積比で換算
される。
またボンド剤中に分散する析出炭素粒子の粒径
は砥粒との関係で、砥粒の平均粒径の１／10以下
のものが90％以上を占めていることが望ましい。
具体的には断面における炭素粒子の占める面積の
うちの90％以上が砥粒の平均粒径の１／10以下の
ものであることが望ましい。この範囲外だと砥粒
が炭素粒子で包囲される確率が高くなり、研削中
に砥粒の離脱が生じやすくなる。
ボンド剤を構成する鉄基合金の主な部分は、フ
エライト相であることが望ましい。これは、ボン
ド剤自体が炭素を含有するフエライト相でなけれ
ば、高温加圧焼結によつて、充分な密度を有した
工具が得にくいからである。さらにボンド剤の抗
折強度が60Kg／mm2以上であることが望ましい。こ
れは、ボンド剤の強度が60Kg／mm2以下では、ボン
ド剤としての強度の不足、ならびに、砥粒に対し
ての保持力が低下し、砥粒の離脱を招き、一行程
において、深い切込み量による高い研削率を得に
くい。
本発明において用いる鉄基合金としては、前述
した範囲の炭素を含有するものであればよく、こ
の炭素の析出物の大きさを制御することにより本
発明の効果が得られるのであつて、通常の工具の
ボンド剤に用いられるような鉄基合金であれば、
Mn、Mg等の不可避的不純物を含んでいても良
く、その組成は問われない。しかしながら、この
合金組成として硅素を用いさらにこのボンド剤中
の硅素を重量比でＡ％、炭素をＢ％とした時、３
（Ｂ＋Ａ／３）５の範囲で添加することは、炭
素の析出を促進させ、これより本発明の効果をよ
り有効にすることができるため好ましい。この範
囲未満だと炭素を析出の効果が小さく、セメンタ
イト化し易くなる。またこの範囲を超えると焼結
性が低下してしまう。この硅素量は1.0wt％〜
3.5wt％が好ましい。硅素量が、1.0％未満では、
炭素の析出および粒径が不均一となると同時に、
工具としての十分な強度が得にくい。一方、硅素
量が3.5％を越えるとボンド剤の主な部分を占め
るフエライト相が変態、硬化することにより焼結
性が低下し強度が小さくなり易い。
本発明における工具はボンド剤となる鉄基合金
粉末と砥粒とを粉末焼結法等により結合して得る
ことができる。この結合の焼結前の合金粉末の粒
径としては63μm以下のものを用いることが好ま
しい。これは63μmを超えると、砥粉の分布が不
均一となつてこれより工具としての研削、研磨能
力が低下してしまう場合があるためであ。
こうした本発明に用いるのに適した合金粉末
は、たとえば、溶湯噴霧法等の急冷法で製造する
ことができる。溶湯噴霧法とは、粉末を製造する
手段としての総称であり、具体的には水アトマ
イズ法、ガスアトマイズ法、遠心噴霧法、
回転電極法があり、各方法により溶湯を霧状に飛
散させ、その際の冷却速度を103〜105℃sec-1程
度として過冷することによつて、炭素の析出物の
大きさを本発明の範囲に制御することができる。
本発明における工具を製造する方法としては、
たとえば上述した溶湯噴霧法により得た5μm以下
の炭素を均一に析出させた粒径63μm以下の前記
鉄基合金の粉末と砥粒として用いるダイヤモンド
粉末とから成る混合物を、還元雰囲気中で十分な
焼結を行なう方法が挙げられる。この方法では、
ダイヤモンド粉末砥粒は、ボンド剤である前記鉄
基合金に均一に分散し十分な強度とダイヤモンド
粉末砥粒に対して強い保持力を有したメタルボン
ドダイヤモンド工具を容易に製造できる。また砥
粒としてはこのダイヤモンド粉末の他にCBNを
用いることもできる。この場合CBN砥粒は耐熱
性を有しているために乾式加工にも十分対応でき
る。
焼結は非酸化性雰囲気中で1000〜1180℃程度で
行なえば良い。焼結温度として1000℃未満では
Fe中にSi，Ｃを拡散させるために長時間を要し、
十分な強度の砥粒相が得にくい。一方、1180℃を
越えると液相が出始め、砥粒との異常な界面反応
が生じ、やはり十分な強度の砥粒相の得にくい。
加圧焼結を用いると、通常の常圧焼結のものに
比べ低温焼結が可能で（850℃以上）ボンド材と
砥粒との過剰な界面反応が起こりにくい。さらに
焼結後の焼き縮みや膨れによる寸法変化が無く、
工具としてのツルーイングやドレツシングが省略
できるかまたは著しく簡素化できる利点がある。
また台金部との接合を焼結と同時に行なうことが
可能である。
加圧焼結の圧力として、50Kg／cm2未満では、相
互拡散を促進するのに十分でなく、所望の形に成
形できないので50Kg／cm2以上が好ましい。焼結温
度として、850℃未満ではFe中にSi、Ｃを拡散さ
せるために長時間を要し、十分な強度の砥粒相が
得にくい。一方、1180℃を越えると液相が出始
め、砥粒との異常な界面反応が生じ、やはり十分
な強度の砥粒相が得にくい。
さらに本発明で得られたメタルボンド工具の性
能を高能率・高精度の研削加工で十分に発揮させ
るためには、その台金部を対数減衰率δが0.005
以上の材料で構成するのが望ましい。対数減衰率
δが0.005以上の材料は、研削中に発生する微少
な振動を吸収することができるので、より高精度
の研削加工面が得られる。
本発明の製造方法に付加するものとして、台金
部との接合を当該砥粒相の加圧成形時に行う方法
と台金部を砥粒のないFe粉、Fe−Si粉等で同時
に加圧成形する方法がある。このように一体成形
することで、加圧焼結の利点（工具としてのツル
ーイングやドレツシングが省略できるかまたは著
しく簡素化できる）がそのまま活用できる。
本発明で用いるFe粉としてはSi，Mn，Al，
Ｃ，Mg等の不可避的不純物を含んでいてもよ
く、さらに焼結促進材としてNi、Coなどを添加
しても良い。あるいは、結合させる砥粒の表面に
Ni，Cu，Co等による被覆を施す事で、砥粒とボ
ンド剤との界面結合力の向上を計つても良い。た
だし、これらNi，Cu，Co等の少なくとも一種か
らなる添加物のマトリツクス中での含有量が、重
量比で10％をこえるとボンド剤としての強度の劣
化と自己潤滑性の低下を招くのでこの範囲が望ま
しい。
前述のごとく溶湯噴霧法により得た鉄基合金中
には比較的容易に微細均一に炭素を分散させるこ
とができるが、通常の鉄粉を用いた場合は、困難
である。たとえば鉄を焼結する時に原料粉末とし
て多量の黒鉛粉末を配合すると、焼結時のマトリ
ツクスにセメンタイトが析出し成形性を劣化さ
せ、さらにボンド剤の強度を低下させる。一方、
焼結温度を下げるとセメンタイトの析出は防止で
きるが、焼結密度が低くなつたり、形状が不均一
な黒鉛粉末が残留して、上記と同様にボンド剤の
強度や砥粒との界面結合力を低下させる。またSi
のような黒鉛安定化元素を添加してセメンタイト
の析出を防止する方法が考えられるが、一般的に
はSiをFeの中に拡散固溶させるためには、約
1200℃以上の高温加熱を必要とし、ボンド剤の金
属組織の粗大化を招いて、その強度を低下させる
ばかりでなく、ボンド剤とダイヤモンド等の砥粒
との過剰な反応やダイヤモンドの黒鉛化を起こし
て砥粒の研削性能を劣化させる。
そこで原料として鉄粉を用いる場合は10〜
50wt％のSiを含有するFe−Si合金粉及び黒鉛粉
を用い、ボンド剤となる鉄基合金中の硅素量
（Awt％）、炭素量（Bwt％）としたとき、
2.5≦Ｂ≦4.5
３≦Ｂ＋Ａ／３≦５
の関係を満たすように混合し、焼結することによ
り、炭素の微細粒が均一に分散したメタルボンド
工具を得ることができる。
原料粉末としてFe−Si合金粉末を使用するこ
とにより、ボンド剤の主成分でるFe中に容易に
拡散かつ固溶してFeのα相を安定化するととも
にFe粒子間の拡散を促進し焼結密度を上昇させ、
ボンド剤の強度および砥粒との界面結合力を向上
させることができる。
ボンド剤の主成分を形成するFe粉の平均粒径
は、砥粒の平均粒径の１／３以下が好ましい。こ
れより大きいと砥粒の表面近傍に均一に配するこ
とが不可能で、砥粒同士が接する部分が増え、成
形性を劣化させるばかりでなく、研削中の砥粒の
脱落の原因となる。
またFe−Si合金粉中のSi含有量は10〜50wt％
とし、平均粒径がFe粉の１／３以下が好ましい。
Si含有量が10％未満では、Fe粉中との濃度差が
小さく、拡散を促進する力が十分でない。50％を
越えるとFe粉との配合比が小さくなり、Fe粉の
表面近傍に均一に配することが不可能となる。さ
らに平均粒径がFeの粉の１／３より大きいと上
記と同様に表面近傍に均一に配することが不可能
で、均質なボンド剤を得難いためこの範囲である
ことが好ましい。
黒鉛粉の粒径は小さい方が望しいが、粗粒の場
合でも、原材料であるFe粉、Fe−Si合金粉とＶ
ミキサー、ボールミル等で混合する間に容易に細
粒化するため粒径の制限は特に必要としない。
以下、実施例により本発明をより詳細に説明す
る。
（実施例）
実施例 １〜４
実施例１〜４として第１表に示すような合金組
成、鉄基合金の粉末粒径、混合比でその粉末中に
5μm以下の炭素が均一に分布している噴霧法で得
られた鉄基合金粉末とブロツキーな形状をもつた
ダイヤモンド粉末砥粒（平均粒径35μm）とを、
乳鉢にて十分な混合を行なつた後、内径80mmおよ
び内径15mmの金型を用いて、真空中でホツトプレ
スにより200Kg／cm2の圧力を加え、１時間に600℃
の昇温速度で加熱し900℃にてさらに300Kg／cm2に
て昇圧して30分間焼結した後加工を施こしストレ
ート型ダイヤモンド砥石およびチツプ型ダイヤモ
ンド砥石とした。この製造時の温度は通常の常圧
焼結に比べ200℃程低く鉄との反応によるダイヤ
モンドの劣化は生じていなかつた。
比較例 １〜３
比較例１〜３として第１表に示したような実施
例と同一の合金組成を鋳造し、その切粉をさらに
ボールミル、スタンプ法で粉砕した粉末をボンド
剤として、実施例と同様な製造方法で焼結した
後、加工を施こし、ストレート型ダイヤモンド砥
石およびチツプ型ダイヤモンド砥石とした。この
合金の鋳造後の炭素の粒径は20〜60μmであつた。
[Object of the Invention] (Industrial Application Field) The present invention relates to a metal bond tool formed by using an iron-based alloy as a bonding agent and bonding abrasive grains thereto. (Conventional technology) Metal-bonded diamond tools, which use diamond as abrasive grains, have traditionally been used for grinding and finishing of various ceramics such as alumina, aluminitride, and silicon nitride. ing. Furthermore, metal-bonded boron nitride tools that use cubic boron nitride (CBN) as abrasive grains are effective for grinding and finishing of high-hardness alloys. Among these metal bond tools, for example, in the case of a metal bond diamond tool that uses diamond powder as the abrasive grain, the metal powder and, if necessary, the metal powder containing a metal compound are mixed with the diamond powder abrasive grains and then fired. It is used in conjunction with dressing to improve the bonding force and mechanical strength between the bonding agent and the diamond powder abrasive grains. In the case of metal-bonded diamond tools suitable for heavy grinding, the raw material for the bonding agent is powder obtained by pulverizing carbon-containing iron-based cast material chips using a ball mill, stamping method, or the like. In the powder produced by this method, the size of carbon precipitates is large, ranging from several tens to 100 μm, and the shape is also nonuniform. For this reason, the carbon present in the powder tends to fall off during pulverization, making the carbon in the powder non-uniform. In tool materials in which the bonding agent is formed from this powder, the carbon precipitates have a large diameter, so if they fall off, shavings and polishing debris will accumulate in the depressions, causing clogging and causing the bonding agent to seize. damage, plastic deformation, etc. occur. This, in turn, leads to the diamond powder abrasive grains falling off, resulting in problems such as a reduction in grinding and polishing efficiency and a failure to obtain high finishing accuracy. In addition, in the manufacturing process of diamond tools, methods such as adding carbon powder and dispersing it in the sintered body have been used, but it is difficult to uniformly disperse the minute carbon in the material, so it is difficult to use it as a tool. In this case, the diameter of the carbon precipitates was still large, and the above-mentioned problems could not be solved. (Problems to be Solved by the Invention) As described above, with conventional tools, carbon precipitates fall off, which in turn causes abrasive grains to fall off, which reduces grinding and polishing efficiency and makes it impossible to obtain high finishing accuracy. There was a problem. The present invention has been made to address these problems, and an object of the present invention is to provide a metal bond tool that does not cause the above-mentioned falling off, can perform grinding and polishing with higher efficiency, and can obtain higher finishing accuracy. shall be. [Structure of the Invention] (Means and Effects for Solving the Problems) The present inventors discovered that the conventional problems were caused by the form of carbon in the bonding agent, and By specifying the content of and the size of its precipitates, we have achieved a tool that can achieve the above objectives. That is, the present invention provides a metal bond tool formed by bonding an iron-based alloy powder serving as a bonding agent and an abrasive grain, wherein the amount of carbon in the bonding agent is 2.5% or more and 4.5% or less in weight ratio to the bonding agent. , and the particle size of carbon precipitates in the bonding agent is 5 μm.
It is characterized by the following. In the present invention, the carbon content in the iron-based alloy forming the bonding agent is defined as 2.5% or more and 4.5% or less by weight. This is because if the carbon content is less than 2.5%, the self-lubricating property and strength as a bonding agent will decrease. On the other hand, if it exceeds 4.5%, the strength as a tool decreases, so it is determined within this range. Further, in the present invention, the size of carbon precipitates in the bonding agent is set to 5 μm or less. As a result, it is possible to prevent the precipitates from falling off, which is the conventional problem described above, and prevent clogging and abrasive grains from falling off, and furthermore, sufficient self-lubricating properties are maintained. As a result, the number of dressings can be significantly reduced. Note that even if there are a few particles larger than 5 μm, there is no major effect. Therefore, essentially 90% of carbon grains
% or more should be 5 μm or less. 90% or more here is converted into an area ratio in a cross section. Furthermore, in relation to the abrasive grains, it is desirable that 90% or more of the precipitated carbon particles dispersed in the bonding agent be 1/10 or less of the average grain size of the abrasive grains.
Specifically, it is desirable that 90% or more of the area occupied by the carbon particles in the cross section be 1/10 or less of the average grain size of the abrasive grains. Outside this range, there is a high probability that the abrasive grains will be surrounded by carbon particles, making it easier for the abrasive grains to separate during grinding. Desirably, the main portion of the iron-based alloy constituting the bonding agent is a ferrite phase. This is because unless the bonding agent itself is in a ferrite phase containing carbon, it is difficult to obtain a tool with sufficient density by high-temperature pressure sintering. Furthermore, it is desirable that the bending strength of the bonding agent is 60 kg/mm 2 or more. This is because if the strength of the bonding agent is less than 60 kg/mm 2 , the strength as a bonding agent is insufficient and the holding force against the abrasive grains decreases, causing the abrasive grains to come off and making a deep cut in one stroke. It is difficult to obtain a high grinding rate depending on the amount. The iron-based alloy used in the present invention may be one containing carbon within the above-mentioned range, and the effects of the present invention can be obtained by controlling the size of carbon precipitates. For iron-based alloys such as those used in tool bonding agents,
It may contain unavoidable impurities such as Mn and Mg, and its composition is not limited. However, when silicon is used as the alloy composition and the silicon in the bonding agent is A% and the carbon is B% by weight, 3
Adding in the range of (B+A/3)5 is preferable because it promotes carbon precipitation and thereby makes the effects of the present invention more effective. If it is less than this range, the effect of carbon precipitation will be small and it will be easy to form cementite. Moreover, if it exceeds this range, sinterability will deteriorate. This amount of silicon is 1.0wt% ~
3.5wt% is preferred. When the amount of silicon is less than 1.0%,
At the same time, carbon precipitation and particle size become non-uniform;
It is difficult to obtain sufficient strength as a tool. On the other hand, if the amount of silicon exceeds 3.5%, the ferrite phase, which is the main part of the bonding agent, will be transformed and hardened, resulting in decreased sinterability and strength. The tool in the present invention can be obtained by bonding an iron-based alloy powder serving as a bonding agent and abrasive grains by a powder sintering method or the like. The particle size of the alloy powder before sintering this bond is preferably 63 μm or less. This is because if the diameter exceeds 63 μm, the distribution of abrasive powder becomes uneven, which may reduce the grinding and polishing ability of the tool. Such an alloy powder suitable for use in the present invention can be produced, for example, by a rapid cooling method such as a molten metal spray method. The molten metal atomization method is a general term for means for producing powder, and specifically includes water atomization, gas atomization, centrifugal atomization,
There is a rotating electrode method, in which the size of carbon precipitates can be reduced by scattering the molten metal in a mist and supercooling at a cooling rate of about 10 3 to 10 5 °Csec -1 . It can be controlled within the scope of the present invention. The method for manufacturing the tool in the present invention includes:
For example, a mixture consisting of the iron-based alloy powder with a particle size of 63 μm or less, on which carbon of 5 μm or less is uniformly precipitated, obtained by the molten metal spray method described above, and diamond powder used as abrasive grains is thoroughly annealed in a reducing atmosphere. One method is to perform a knot. in this way,
The diamond powder abrasive grains are uniformly dispersed in the iron-based alloy that is the bonding agent, and a metal-bonded diamond tool having sufficient strength and strong holding power for the diamond powder abrasive grains can be easily manufactured. In addition to this diamond powder, CBN can also be used as the abrasive grain. In this case, since CBN abrasive grains have heat resistance, they can be adequately used for dry processing. Sintering may be performed at about 1000 to 1180°C in a non-oxidizing atmosphere. If the sintering temperature is less than 1000℃
It takes a long time to diffuse Si and C into Fe,
It is difficult to obtain an abrasive phase with sufficient strength. On the other hand, when the temperature exceeds 1180°C, a liquid phase begins to appear and an abnormal interfacial reaction with the abrasive grains occurs, making it difficult to obtain an abrasive grain phase with sufficient strength. Pressure sintering allows for lower temperature sintering (over 850°C) than normal pressure sintering, and excessive interfacial reaction between the bond material and abrasive grains is less likely to occur. Furthermore, there is no dimensional change due to shrinkage or swelling after sintering.
There is an advantage that truing and dressing as tools can be omitted or significantly simplified.
Further, it is possible to perform the bonding with the base metal part at the same time as the sintering. If the pressure for pressure sintering is less than 50 Kg/cm 2 , it is not sufficient to promote interdiffusion and the desired shape cannot be formed, so a pressure of 50 Kg/cm 2 or more is preferable. If the sintering temperature is lower than 850°C, it will take a long time to diffuse Si and C into Fe, making it difficult to obtain an abrasive phase with sufficient strength. On the other hand, when the temperature exceeds 1180°C, a liquid phase begins to appear and an abnormal interfacial reaction with the abrasive grains occurs, making it difficult to obtain an abrasive grain phase with sufficient strength. Furthermore, in order to fully demonstrate the performance of the metal bond tool obtained by the present invention in high-efficiency, high-precision grinding, the base metal must have a logarithmic damping rate δ of 0.005.
It is preferable to use the above materials. A material with a logarithmic damping rate δ of 0.005 or more can absorb minute vibrations generated during grinding, so a ground surface with higher precision can be obtained. In addition to the manufacturing method of the present invention, there is a method in which bonding with the base metal part is performed during pressure molding of the abrasive phase, and a method in which the base metal part is simultaneously pressed with Fe powder, Fe-Si powder, etc. without abrasive grains. There is a way to mold it. By integrally molding in this manner, the advantages of pressure sintering (truing and dressing as a tool can be omitted or significantly simplified) can be utilized as is. The Fe powder used in the present invention includes Si, Mn, Al,
It may contain unavoidable impurities such as C and Mg, and may further add Ni, Co and the like as sintering accelerators. Or, on the surface of the abrasive grains to be bonded.
The interfacial bonding force between the abrasive grains and the bonding agent may be improved by coating with Ni, Cu, Co, etc. However, if the content of these additives consisting of at least one of Ni, Cu, Co, etc. in the matrix exceeds 10% by weight, the strength as a bonding agent will deteriorate and the self-lubricating property will deteriorate. Range is preferred. As mentioned above, it is relatively easy to finely and uniformly disperse carbon in an iron-based alloy obtained by the molten metal spraying method, but this is difficult when ordinary iron powder is used. For example, if a large amount of graphite powder is mixed as a raw material powder when sintering iron, cementite will precipitate in the matrix during sintering, deteriorating formability and further reducing the strength of the bonding agent. on the other hand,
Lowering the sintering temperature can prevent cementite precipitation, but the sintered density may be lowered, and graphite powder with an uneven shape may remain, resulting in a decrease in the strength of the bonding agent and the interfacial bonding force with the abrasive grains, as described above. decrease. Also, Si
One possible method is to add a graphite stabilizing element such as Graphite to prevent the precipitation of cementite, but in general, in order to diffuse Si into Fe, approximately
It requires high-temperature heating of over 1200℃, which not only causes the metal structure of the bonding agent to coarsen and reduce its strength, but also causes excessive reaction between the bonding agent and abrasive grains such as diamond, and graphitization of the diamond. This causes the abrasive grains to deteriorate their grinding performance. Therefore, when using iron powder as a raw material, 10~
Using Fe-Si alloy powder and graphite powder containing 50 wt% Si, when the amount of silicon (Awt%) and the amount of carbon (Bwt%) in the iron-based alloy serving as the bonding agent, 2.5≦B≦4.5 3 By mixing and sintering so as to satisfy the relationship ≦B+A/3≦5, a metal bond tool in which fine carbon particles are uniformly dispersed can be obtained. By using Fe-Si alloy powder as the raw material powder, it easily diffuses and dissolves in Fe, which is the main component of the bonding agent, stabilizing the α phase of Fe, and promoting diffusion between Fe particles and sintering. increase density,
The strength of the bonding agent and the interfacial bonding force with the abrasive grains can be improved. The average particle size of the Fe powder forming the main component of the bonding agent is preferably 1/3 or less of the average particle size of the abrasive grains. If it is larger than this, it is impossible to uniformly arrange the abrasive grains near the surface, and the area where the abrasive grains come into contact with each other increases, which not only deteriorates formability but also causes the abrasive grains to fall off during grinding. In addition, the Si content in Fe-Si alloy powder is 10 to 50 wt%.
The average particle size is preferably 1/3 or less of Fe powder.
If the Si content is less than 10%, the difference in concentration from that in the Fe powder is small, and the power to promote diffusion is not sufficient. If it exceeds 50%, the blending ratio with the Fe powder becomes small, making it impossible to uniformly distribute it near the surface of the Fe powder. Furthermore, if the average particle size is larger than 1/3 of the Fe powder, it is impossible to uniformly distribute it near the surface as described above, and it is difficult to obtain a homogeneous bonding agent, so it is preferably within this range. It is desirable that the particle size of graphite powder be small, but even in the case of coarse particles, it is possible to
There is no particular need to limit the particle size since the particles are easily reduced to fine particles during mixing with a mixer, ball mill, etc. Hereinafter, the present invention will be explained in more detail with reference to Examples. (Example) Examples 1 to 4 As Examples 1 to 4, the alloy composition, iron-based alloy powder particle size, and mixing ratio are as shown in Table 1.
Iron-based alloy powder obtained by a spraying method in which carbon of 5 μm or less is uniformly distributed and diamond powder abrasive grains with Brodsky shape (average particle size 35 μm) are
After thorough mixing in a mortar, a pressure of 200 kg/cm 2 was applied using a hot press in a vacuum using molds with an inner diameter of 80 mm and an inner diameter of 15 mm, and the mixture was heated to 600°C for 1 hour.
The diamond grinding wheels were heated at a heating rate of 900°C and further increased in pressure to 300 kg/cm 2 for 30 minutes and then sintered to produce a straight diamond grinding wheel and a chip-shaped diamond grinding wheel. The temperature during this manufacturing process was approximately 200°C lower than that of normal pressureless sintering, and no deterioration of the diamond due to reaction with iron occurred. Comparative Examples 1 to 3 As Comparative Examples 1 to 3, the same alloy composition as in the Examples shown in Table 1 was cast, and the chips were further ground by a ball mill or stamp method, and the powder was used as a bonding agent to form the Examples. After sintering using the same manufacturing method as above, it was processed to produce a straight diamond grinding wheel and a chip-shaped diamond grinding wheel. The carbon grain size of this alloy after casting was 20-60 μm.
【表】
こうして得られた実施例１〜４及び比較例１〜
３の工具を用いて第２表に示した条件でビツカー
ス硬さ1700のSi3N4の加工を行なつた。[Table] Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4 thus obtained
Si 3 N 4 having a Vickers hardness of 1700 was processed using the tool No. 3 under the conditions shown in Table 2.
【表】
こうして得られた研削試験結果を第３表に示
す。第３表における研削仕上りとは、被加工材で
あるSi3N4の表面あらさの測定値を示すものであ
る。また、砥石の表面状態については、実体顕微
鏡による観察を行なつた。この時の評価は、その
表面状態に目ずまり等がなく良好であるものを
○、全面にだれおよび一部に割れが確認されるも
のを×とした。[Table] Table 3 shows the results of the grinding test thus obtained. The grinding finish in Table 3 indicates the measured value of the surface roughness of Si 3 N 4 which is the workpiece material. Furthermore, the surface condition of the grindstone was observed using a stereomicroscope. At this time, the evaluation was rated as ○ if the surface condition was good with no clogging or the like, and × if there were sag on the entire surface and cracks were observed in some parts.
【表】
次いで、ラツプマスターによるラツピング加工
試験を、チツプ型ダイヤモンド砥石を用いてビツ
カース硬さ1700のSi3N4の加工を第４表の加工条
件で行なつた。[Table] Next, a wrapping test using a Lapmaster was carried out using a chip-shaped diamond grindstone to process Si 3 N 4 having a Vickers hardness of 1700 under the processing conditions shown in Table 4.
【表】
このラツピング加工試験結果を第５表に示す。
第５表におけるラツピング仕上りは、被加工材で
あるSi3N4の表面あらさの測定値を示すものであ
る。また砥石の表面状態については、実体顕微鏡
による観察を行ない、第３表の場合と同様にして
評価した。[Table] Table 5 shows the results of this wrapping test.
The wrapping finish in Table 5 indicates the measured value of the surface roughness of the Si 3 N 4 material to be processed. The surface condition of the grindstone was observed using a stereomicroscope and evaluated in the same manner as in Table 3.
【表】
次に実施例１の噴霧法によつて得られた鉄基合
金粉末ならびに比較例１の鋳製材を粉砕して得ら
れた鉄基合金粉末をそらぞれダイヤモンド粉末砥
粒と混合して、成形圧力8ton／cm2で圧縮成形し、
水素ガス雰囲気中で1100℃で、焼結した後、加工
を施こして、ストレート型ダイヤモンド砥石とし
これらを用いて第２表に示したのと同様の条件で
研削試験を行なつた。その結果を第６表に示す。
この表面状態の評価も第３表の場合と同様にして
行なつた。[Table] Next, the iron-based alloy powder obtained by the spraying method of Example 1 and the iron-based alloy powder obtained by crushing the cast material of Comparative Example 1 were mixed with diamond powder abrasive grains. Then compression molded at a molding pressure of 8ton/ cm2 ,
After sintering at 1100° C. in a hydrogen gas atmosphere, they were processed to make straight diamond grindstones, and a grinding test was conducted using them under the same conditions as shown in Table 2. The results are shown in Table 6.
The surface condition was evaluated in the same manner as in Table 3.
【表】
実施例 ５〜８
実施例５〜８として第７表に示すような合金組
成、鉄基合金の粉末粒径、混合比でその粉末中に
5μm以下の炭素が均一に分布している噴霧法で得
られた鉄基混合粉末とブロツキーな形状をもつた
CBN砥粒（平均粒径35μm）を乳鉢にて十分な混
合を行なつた後、内径80mmおよび内径15mmの金型
を用いて、真空巾でホツトプレスにより200Kg／
cm2の圧力を加え１時間に600℃昇温度速度で加熱
し900℃にてさらに300Kg／cm2にて昇圧して30分間
焼結した後加工を施こしストレート型CBN砥石
およびチツプ型CBN砥石とした。
比較例 ４〜８
また、比較例４〜８は第７表に示すような実施
例と同一合金組成を鋳造し、その切粉をさらにボ
ールミル、スタンプ法で粉砕した粉末をボンド剤
として、実施例と同様な製造方法で焼結した後、、
加工を施こし、ストレート型CBN砥石およびチ
ツプ型砥石とした。この合金の鋳造後の炭素の粒
径は20〜60μmであつた。[Table] Examples 5 to 8 With the alloy composition, iron-based alloy powder particle size, and mixing ratio as shown in Table 7 as Examples 5 to 8,
Iron-based mixed powder obtained by the spraying method in which carbon of 5 μm or less is uniformly distributed and has a Brodsky shape.
After sufficiently mixing CBN abrasive grains (average particle size 35μm) in a mortar, a 200Kg/200Kg/
A straight type CBN grinding wheel and a chip type CBN grinding wheel are heated at a temperature increase rate of 600℃ per hour under a pressure of cm 2 , then sintered at 900℃ for 30 minutes at a further pressure increase of 300Kg/cm 2 and then processed. And so. Comparative Examples 4 to 8 In addition, in Comparative Examples 4 to 8, the same alloy composition as the Examples shown in Table 7 was cast, and the chips were further ground by a ball mill or stamp method, and the powder was used as a bonding agent. After sintering using the same manufacturing method as
After processing, it was made into a straight type CBN whetstone and a chip type whetstone. The carbon grain size of this alloy after casting was 20-60 μm.
【表】【table】
【表】
これら実施例５〜８および比較例４〜６の研削
加工試験を、ストレート型CBN砥石を用いて、
ビツカース硬さ1700のSi3N4および炭素鋼
（S450）の加工を実施例１〜４と同様に第２表の
加工条件で行なつた。なお切込み深さは実機例
５，６および比較例４，５が0.05mm、実施例７，
８および比較例６が0.25mmである。研削試験結果
を第８表に示す。第８表における研削仕上りは、
被加工材であるSi3N4および炭素鋼（S45C）の表
面あらさの測定を示すものである。また、砥石の
表面状態については、実体顕微鏡による観察を行
なつた。[Table] The grinding tests of Examples 5 to 8 and Comparative Examples 4 to 6 were conducted using a straight CBN grindstone.
Si 3 N 4 and carbon steel (S450) having a Vickers hardness of 1700 were processed under the processing conditions shown in Table 2 in the same manner as in Examples 1 to 4. The depth of cut is 0.05 mm in Actual Examples 5 and 6 and Comparative Examples 4 and 5, and 0.05 mm in Example 7,
8 and Comparative Example 6 are 0.25 mm. The grinding test results are shown in Table 8. The grinding finish in Table 8 is as follows:
This figure shows measurements of the surface roughness of Si 3 N 4 and carbon steel (S45C), which are work materials. Furthermore, the surface condition of the grindstone was observed using a stereomicroscope.
【表】
次に、ラツプマスターによるラツピング加工試
験をチツプ型ダイヤモンド砥石を用いてビツカー
ス硬さ1700のSi3N4および炭素鋼（S45C）の加工
を第４表の加工条件で行なつた。このラツピング
加工試験結果を第９表に示す。第９表におけるラ
ツピング仕上りは、被加工材であるSi3N4の表面
状態については、実体顕微鏡による観察を行なつ
た。[Table] Next, a wrapping test was carried out using a lap master using a chip-shaped diamond grindstone to process Si 3 N 4 and carbon steel (S45C) with a Vickers hardness of 1700 under the processing conditions shown in Table 4. The wrapping test results are shown in Table 9. Regarding the wrapping finish shown in Table 9, the surface condition of the Si 3 N 4 material to be processed was observed using a stereomicroscope.
【表】
さらに実施例５の噴霧法によつて得られた鉄基
合金粉末ならびに比較例４の鋳造材を粉砕して得
られた鉄基合金粉末をCBN粉末砥粒と混合して、
成形圧力8ton／cm2で圧縮成形し、水素ガス雰囲気
中で1100℃で、焼結した後、加工を施こして、ス
トレート型ダイヤモンド砥石を第２表と同様な条
件で研削試験を行なつた。その結果を第10表に示
す。[Table] Further, the iron-based alloy powder obtained by the spraying method of Example 5 and the iron-based alloy powder obtained by crushing the cast material of Comparative Example 4 were mixed with CBN powder abrasive grains.
After compression molding at a molding pressure of 8 ton/cm 2 and sintering at 1100°C in a hydrogen gas atmosphere, processing was performed, and a straight diamond grinding wheel was subjected to a grinding test under the same conditions as shown in Table 2. . The results are shown in Table 10.
【表】
実施例 ９〜12
第11表に示す実施例９，10，11，12は第１表に
示した実施例１，２，３，４のダイヤモンド砥粒
の一部をCBN砥粒に置きかえ、実施例１，２，
３，４と同様な焼結したのち、加工を施こしスト
レート型ダイヤモンド砥石、およびチツプ型、ダ
イヤモンド砥石とした。[Table] Examples 9 to 12 In Examples 9, 10, 11, and 12 shown in Table 11, some of the diamond abrasive grains of Examples 1, 2, 3, and 4 shown in Table 1 were replaced with CBN abrasive grains. Replacement, Examples 1 and 2,
After sintering in the same manner as in 3 and 4, they were processed into straight diamond grindstones and chip-shaped diamond grindstones.
【表】
研削加工試験は、ストレート型ダイヤモンド砥
石を用いて、ビツカース硬さ1700のSi3N4の加工
を第２表の加工条件で行なつた。
研削試験結果を第12表に示す。第12表における
研削仕上りは、被加工材であるSi3N4の表面あら
さの測定値を示すものである。また、砥石の表面
状態については、実体顕微鏡による観察を行なつ
た。ラツピマスターによるラツピング加工試験
は、チツプ型ダイヤモンド砥石を用いてビツカー
ス硬さ1700のSi3N4の加工を第４表の加工条件で
行なつた。[Table] In the grinding test, Si 3 N 4 with a Vickers hardness of 1700 was processed using a straight diamond grindstone under the processing conditions shown in Table 2. The grinding test results are shown in Table 12. The grinding finish in Table 12 indicates the measured value of the surface roughness of Si 3 N 4 which is the workpiece material. Furthermore, the surface condition of the grindstone was observed using a stereomicroscope. In the wrapping test using Latup Master, Si 3 N 4 having a Vickers hardness of 1700 was processed using a chip-shaped diamond grindstone under the processing conditions shown in Table 4.
【表】
またラツピング加工試験結果を第13表に示す。
第13表におけるラツピング仕上りは、被加工材で
あるSi3N4の表面あらさの測定値を示すものであ
る。また砥石の表面状態については、実体顕微鏡
による観察を行なつた。[Table] The wrapping test results are also shown in Table 13.
The wrapping finish in Table 13 indicates the measured value of the surface roughness of Si 3 N 4 which is the workpiece material. The surface condition of the grindstone was also observed using a stereomicroscope.
【表】
実施例 13〜16
第14表に示す実施例13，14，15，16は、第１表
に示した実施例１，２，３，４のダイヤモンド砥
粒の表面にそれぞれNi，Cn，Coを被覆し、その
後実施例１，２，３，４と同様な焼結をしたの
ち、加工を施こして、ストレート型ダイヤモンド
砥石、およびチツプ型ダイヤモンド砥石とした。[Table] Examples 13 to 16 In Examples 13, 14, 15, and 16 shown in Table 14, Ni and Cn were added to the surface of the diamond abrasive grains of Examples 1, 2, 3, and 4 shown in Table 1, respectively. , Co, and then sintered in the same manner as in Examples 1, 2, 3, and 4, and then processed to produce a straight diamond grindstone and a chip-type diamond grindstone.
【表】
これらの研削加工試験としてストレート型ダイ
ヤモンド砥石を用いて、ビツカース硬さ1700の
Si3N4の加工を第２表の加工条件で行なつた。[Table] For these grinding tests, a straight diamond grinding wheel with a Bitkers hardness of 1700 was used.
Processing of Si 3 N 4 was carried out under the processing conditions shown in Table 2.
【表】
次いで、ラツプマスターによるラツピング加工
試験は、チツプ型ダイヤモンド砥石を用いて、ビ
ツカース硬さ、1700のSi3N4の加工を第４表の加
工条件で行なつた。ラツピング試験結果を第16表
に示す。第16表におけるラツピング仕上りは、被
加工材であるSi3N4の表面あらさの測定を示すも
のである。また砥石の表面状態については、実体
顕微鏡による観察を行なつた。[Table] Next, a wrapping test using the Lap Master was carried out using a chip-shaped diamond grindstone to process Si 3 N 4 with a Vickers hardness of 1700 under the processing conditions shown in Table 4. The wrapping test results are shown in Table 16. The wrapping finish in Table 16 indicates the measurement of the surface roughness of Si 3 N 4 which is the workpiece material. The surface condition of the grindstone was also observed using a stereomicroscope.
【表】
実施例 17〜20
第17表、第18表に示すような合金組成、鉄基合
金と、ダイヤモンド砥粒＃170／200（平均粒径
88μm）およびCBN砥粒＃170／200の混合比のも
のを用意した。この炭素粒径が砥粒粒径に対して
１／10以下、その分布率が90％以上でさらに抗折
強度が60Kg／cm2以上の鉄基合金とブロツキーな形
状をもつたダイヤモンド砥粒およびCBN砥粒と
の充分な混合を行なつた後、内径150mm金型を用
いて、真空中（１×10-4Torr）でホツトプレス
により200Kg／cm2の圧力を加え、１時間に600℃の
昇温速度で加熱し、900℃にて、さらに400Kg／cm2
に昇圧して30分間、焼結を行なつた。得られた工
具は若干の加工を施こしストレート型ダイヤモン
ド砥石およびCBN砥石とした。
この製造時の焼結温度は、通常の常圧焼結に較
べ200℃程低く特にダイヤモンド砥粒の、鉄との
反応による劣化は、生じていなかつた。[Table] Examples 17 to 20 Alloy compositions as shown in Tables 17 and 18, iron-based alloy, and diamond abrasive grains #170/200 (average particle size
88 μm) and CBN abrasive grains with a mixing ratio of #170/200. This carbon grain size is less than 1/10 of the abrasive grain size, the distribution rate is more than 90%, and the flexural strength is more than 60 kg/cm 2 . After thorough mixing with CBN abrasive grains, a pressure of 200Kg/ cm2 was applied using a hot press in vacuum (1 x 10 -4 Torr) using a mold with an inner diameter of 150mm, and a temperature of 600℃ was applied for 1 hour. Heating at a heating rate of 900℃, further 400Kg/cm 2
Sintering was carried out for 30 minutes by increasing the pressure to . The obtained tools were slightly processed into straight diamond grindstones and CBN grindstones. The sintering temperature during this production was about 200°C lower than normal pressureless sintering, and in particular, no deterioration of the diamond abrasive grains due to reaction with iron occurred.
【表】【table】
【表】
比較例 ９〜14
第17表、第18表に示すような合金組成、鉄基合
金と、ダイヤモンド砥粒＃170／200（平均粒径
88μm）の混合比のものを用意した。この炭素粒
径が砥粒に対して１／３〜１／２以上でその分布
率が50〜65％でさらに抗折強度が30〜45Kg／cm2の
鉄基合金と、ブロツキーな形状を持つたダイヤモ
ンド砥粒及びCBN砥粒との充分な混合を行なつ
た後、実施例と同様な製造方法および成形圧力
8ton／cm2で圧縮成形し、水素ガス雰囲気中で1100
℃で常圧焼結を行ないGC砥石等で長い時間を費
やし、端面の仕上げを施こしてストレート型砥石
とした。第13表に示した条件でダイヤモンド砥石
ではビツカース硬さ1700Si3N4を、またCBN砥石
では、超硬合金P20の研削加工を行なつた。[Table] Comparative Examples 9 to 14 Alloy compositions as shown in Tables 17 and 18, iron-based alloy, and diamond abrasive grains #170/200 (average particle size
A mixture with a mixing ratio of 88 μm) was prepared. This carbon particle size is 1/3 to 1/2 or more of the abrasive grain, the distribution rate is 50 to 65%, and the iron-based alloy has a bending strength of 30 to 45 kg/cm 2 and a Brodsky shape. After sufficient mixing with the diamond abrasive grains and CBN abrasive grains, the same manufacturing method and molding pressure as in the example were applied.
Compression molded at 8ton/ cm2 and 1100℃ in hydrogen gas atmosphere.
Pressure-free sintering was performed at ℃, and a long time was spent using a GC grindstone to finish the end face to create a straight type grindstone. Under the conditions shown in Table 13, a diamond grinding wheel was used to grind 1700 Si 3 N 4 , and a CBN grinding wheel was used to grind cemented carbide P20.
【表】
こうして得られた研削試験結果を第20表、第21
表に示す。表中における密度は、工具としての焼
結後の密度を示すものである。法線方向の研削抵
抗は、
による測定値を示すものである。研削比は、砥石
損耗量に対する被研削材の除去量の比で表わされ
る。また、研削面粗さは、被研削材であるSi3N4
および超硬合金の表面粗さの測定値を示すもので
ある。さらに被研削材の表面状態については、実
体顕微鏡に観察を行ない表面に欠けもしくは、付
着物があるかを調べた。[Table] The grinding test results obtained in this way are shown in Tables 20 and 21.
Shown in the table. The density in the table indicates the density after sintering as a tool. The grinding resistance in the normal direction is measured by . The grinding ratio is expressed as the ratio of the amount of material to be ground removed to the amount of wear on the grinding wheel. In addition, the roughness of the ground surface is determined by Si 3 N 4 which is the material to be ground.
and the measured values of the surface roughness of cemented carbide. Furthermore, the surface condition of the material to be ground was observed using a stereomicroscope to determine whether there were any chips or deposits on the surface.
【表】【table】
【表】
［発明の効果］
これら実施例及び比較例の試験結果より明らか
なように、本発明に係るメタルボンド工具は、比
較例の場合に較べ、いずれも研削性、ラツピング
性に優れ、砥石としての損耗もなく、初期状態を
保持していることにより、セラミツクスあるいは
高硬度の合金などの硬質材料の研削およびラツピ
ング砥石として好適のものである。[Table] [Effects of the Invention] As is clear from the test results of these Examples and Comparative Examples, the metal bond tool according to the present invention has excellent grinding properties and lapping properties compared to the Comparative Examples, and has excellent grindability and lapping properties. This grindstone is suitable for grinding and lapping hard materials such as ceramics and high-hardness alloys because it maintains its initial state without any wear and tear.
Claims (1)
してなるメタルボンド工具において、前記ボンド
剤中の炭素量がそのボンド剤に対する重量比で、
2.5％以上4.5％以下であり、かつ、前記ボンド剤
中の炭素の析出物の粒径が5μm以下であることを
特徴とするメタルボンド工具。 ２ 炭素の析出物の90％以上が砥粒の平均粒径の
１／10以下であることを特徴とする特許請求の範
囲第１項記載のメタルボンド工具。 ３ 鉄基合金中の珪素量（Awt％）と炭素量
（Bwt％）とが、 ３≦Ｂ＋Ａ／３≦５ の関係を満たすことを特徴とする特許請求の範囲
第１項記載のメタルボンド工具。 ４ 砥粒層が固定される台金部が、対数減衰率δ
が0.005以上の材料から構成されていることを特
徴とする特許請求の範囲第１項記載のメタルボン
ド工具。 ５ 鉄基合金が、炭素を2.5〜4.5wt％、珪素を1.0
〜3.5wt％含有することを特徴とする特許請求の
範囲第１項記載のメタルボンド工具。 ６ 砥粒としてダイアモンド及び立方晶窒化硼素
の少なくとも１種を用いることを特徴とする特許
請求の範囲第１項記載のメタルボンド工具。[Scope of Claims] 1. A metal bond tool formed by bonding an iron-based alloy powder and abrasive grains as a bonding agent, wherein the amount of carbon in the bonding agent is a weight ratio to the bonding agent,
2.5% or more and 4.5% or less, and the particle size of carbon precipitates in the bonding agent is 5 μm or less. 2. The metal bond tool according to claim 1, wherein 90% or more of the carbon precipitates are 1/10 or less of the average grain size of the abrasive grains. 3. The metal bond tool according to claim 1, wherein the amount of silicon (Awt%) and the amount of carbon (Bwt%) in the iron-based alloy satisfy the following relationship: 3≦B+A/3≦5 . 4 The base metal part to which the abrasive grain layer is fixed has a logarithmic attenuation rate δ
2. The metal bond tool according to claim 1, wherein the metal bond tool is made of a material having a diameter of 0.005 or more. 5 The iron-based alloy contains 2.5 to 4.5 wt% carbon and 1.0 wt% silicon.
The metal bond tool according to claim 1, characterized in that the metal bond tool contains ~3.5wt%. 6. The metal bond tool according to claim 1, wherein at least one of diamond and cubic boron nitride is used as the abrasive grain.
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62311888A JPS6458478A (en) | 1987-05-19 | 1987-12-11 | Metal bonding tool and its manufacture |
| EP88304510A EP0298593A3 (en) | 1987-05-19 | 1988-05-18 | Matrix material for bonding abrasive material, and method of manufacturing same |
| US07/195,868 US4832707A (en) | 1987-05-19 | 1988-05-19 | Metal-bonded tool and method of manufacturing same |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12014687 | 1987-05-19 | ||
| JP62311888A JPS6458478A (en) | 1987-05-19 | 1987-12-11 | Metal bonding tool and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6458478A JPS6458478A (en) | 1989-03-06 |
| JPH0543463B2 true JPH0543463B2 (en) | 1993-07-01 |
Family
ID=14779103
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62311888A Granted JPS6458478A (en) | 1987-05-19 | 1987-12-11 | Metal bonding tool and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6458478A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009527369A (en) * | 2006-02-24 | 2009-07-30 | イーファ ダイアモンド インダストリアル カンパニー リミテッド | CUTTING TIP FOR CUTTING TOOL, CUTTING TIP MANUFACTURING METHOD, AND CUTTING TOOL |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010274383A (en) * | 2009-05-29 | 2010-12-09 | Nisshin Seisakusho:Kk | Method and device for manufacturing metal bonded grinding wheel |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5230207A (en) * | 1975-09-03 | 1977-03-07 | Hitachi Ltd | High carbon-high chromium base tool steel for cold working and a metho d for production of same |
| JPS6048260A (en) * | 1983-04-27 | 1985-03-15 | Fuji Die Kk | Preparation of diamond grindstone |
-
1987
- 1987-12-11 JP JP62311888A patent/JPS6458478A/en active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5230207A (en) * | 1975-09-03 | 1977-03-07 | Hitachi Ltd | High carbon-high chromium base tool steel for cold working and a metho d for production of same |
| JPS6048260A (en) * | 1983-04-27 | 1985-03-15 | Fuji Die Kk | Preparation of diamond grindstone |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009527369A (en) * | 2006-02-24 | 2009-07-30 | イーファ ダイアモンド インダストリアル カンパニー リミテッド | CUTTING TIP FOR CUTTING TOOL, CUTTING TIP MANUFACTURING METHOD, AND CUTTING TOOL |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6458478A (en) | 1989-03-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN1066661C (en) | Improved metal bond and metal abrasive articles | |
| US9884982B2 (en) | Abrasive grain based on melted spherical corundum | |
| JP2006346857A (en) | Polishing tool | |
| CN101121252A (en) | Novel metal binding agent diamond tool and its preparation method | |
| CN101121253A (en) | Novel aluminium based metal binding agent diamond tool and its preparation method | |
| CN101121255A (en) | Aluminium based metal binding agent diamond tool and its preparation method | |
| KR20040085004A (en) | Metal-bond wheel | |
| CN108789187A (en) | A kind of bronze base diamond grinding wheel and preparation method thereof | |
| US5536282A (en) | Method for producing an improved vitreous bonded abrasive article and the article produced thereby | |
| CN109514442A (en) | A kind of CBN grinding wheel and preparation method thereof | |
| CN111975663B (en) | Oilstone for honing TB6 titanium alloy material and preparation method and application thereof | |
| CN101121254A (en) | Metal binding agent diamond tool and its preparation method | |
| CN108818329A (en) | A kind of skive and preparation method thereof | |
| US4832707A (en) | Metal-bonded tool and method of manufacturing same | |
| JPH0564691B2 (en) | ||
| CN108818331B (en) | Bronze-based CBN grinding wheel and preparation method thereof | |
| JPH03264263A (en) | Porous metal bond grinding wheel and manufacture thereof | |
| JPH0543463B2 (en) | ||
| CN108818332A (en) | A kind of superhard CBN grinding wheel and preparation method thereof | |
| CN108789188A (en) | A kind of ultrahard diamond grinding wheel and preparation method thereof | |
| JPS6339381B2 (en) | ||
| CN108818330A (en) | A kind of grinding CBN grinding wheel and preparation method thereof | |
| CN112341993B (en) | Production process of composite non-oxide grinding material with cross crystal structure | |
| JPS61111885A (en) | Molding for grinding | |
| JPH0577730B2 (en) |