【事件の表示】
　特許第２８９０５９２号「超硬合金製ドリル」の請求項１に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　本件特許異議の申立てを却下する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第２８９０５９２号は、特許法第４１条に基づく優先権主張を伴う平成２年１月２３日（優先日、平成１年１月２６日、平成１年６月２２日）の出願であって、平成１１年２月２６日にその特許権の設定登録がなされ、その後、三菱マテリアル株式会社より特許異議の申立てがなされ、取消しの理由が通知され、その指定期間内である平成１２年５月１９日に訂正請求がなされたものである。
　
２．特許異議の申立ての理由及び取消しの理由の概要
　特許異議の申立ての理由及び取消しの理由の概要は、本件請求項１に係る発明は、特開昭６１−１４７８２３号公報、特開昭５１−１２４６０７号公報及び特開昭６３−２９７５３７号公報に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり、本件請求項１に係る特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものであるから、取り消すべきものであるというものである。
　
３．訂正の内容
　訂正事項ａ
　設定登録時の願書に添付した明細書又は図面（以下「特許明細書」という。）の特許請求の範囲の請求項１及び２を削除する。
　訂正事項ｂ
　特許明細書の請求項３及び４を請求項１及び２に繰り上げて、請求項１及び２を、
「（１）被削物を切削するための切刃部と、切削機械の所定位置に取付けるためのシャンク部とを備えた超硬合金製ドリルであって、前記切刃部は、ＷＣおよびＢ　−１型固溶体の第１の硬質分散相とＦｅ族金属の第１の結合金属相とからなる第１の超硬合金より構成され、前記第１の硬質分散相の組成が、（ＷａＭｂ）（ＣｘＮｙ）［ただし、ＭはＴｉ、またはＴｉを含みＷを除く周期律表第IVａ、ＶａおよびVIａ族金属の２種以上であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙはモル分率を示し、ａ＋ｂ＝１、ｘ＋ｙ＝１、ｘ＞０、ｙ≧０、ｂ≧０．４］で表わされ、前記第１の結合金属相の前記第１の超硬合金中に占める割合が１３体積％以上３０体積％以下であり、前記シャンク部は、前記切刃部と一体に接合され、ＷＣ粒子の第２の硬質分散相とＣｏを含有する第２の結合金属相とからなる第２の超硬合金より構成され、前記第２の硬質分散相の平均粒径は、０．７μｍ以下であり、前記第２の結合金属相は前記第２の超硬合金中に占める割合が１３体積％以上３０体積％以下であり、前記第１の硬質分散相の平均粒径が１．５μｍ以下であり、前記第１の結合金属相はＣｏおよび不可避的不純物より構成され、前記第１の超硬合金の抗磁力が１３０エールステッド以上である、超硬合金製ドリル。
（２）前記ＭはＴｉ，Ｔａ、Ｎｂである、請求項１に記載の超硬合金製ドリル。」
と訂正する。
　
４．訂正の適否
　訂正事項ａは、請求項を削除するものであり、特許請求の範囲の減縮に該当し、また、訂正事項ｂは、請求項１及び２の削除に伴い、請求項３及び４を繰り上げて、請求項１及び２とするものであり、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　そして、訂正事項ａ及びｂは、いずれも、明らかに特許明細書に記載した事項の範囲内のものであり、また、訂正事項ａ及びｂの訂正によって発明の目的が変更されるものでもないから、訂正事項ａ及びｂは、いずれも、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものでもない。
　したがって、訂正請求は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項で準用する第１２６条第２項から第４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
５．特許異議の申立てについての判断
　特許異議の申立ての対象である特許明細書の請求項１に係る特許は、訂正の結果、削除されたので、特許異議の申立ての対象は存在しないことになる。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１２年６月１９日（２０００．６．１９）
【訂正の要旨】
（３）訂正事項
　　特許第２８９０５９２号発明の明細書中の特許請求の範囲請求項１〜４において、特許請求の範囲の減縮を目的として、もとの請求項１，２を削除し、以下を繰り上げて（クレーム対応表参照）、下記の請求項１及び２に訂正する。
（５４）【発明の名称】
超硬合金製ドリル
（５７）【特許請求の範囲】
　（１）被削物を切削するための切刃部と、切削機械の所定位置に取付けるためのシャンク部とを備えた超硬合金製ドリルであって、前記切刃部は、ＷＣおよびＢ−１型固溶体の第１の硬質分散相とＦｅ族金属の第１の結合金属相とからなる第１の超硬合金より構成され、前記第１の硬質分散相の組成が、（ＷａＭｂ）（ＣｘＮｙ）［ただし、ＭはＴｉ、またはＴｉを含みＷを除く周期律表第ＩＶａ、ＶａおよびＶＩａ族金属の２種以上であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙはモル分率を示し、ａ＋ｂ＝１、ｘ＋ｙ＝１、ｘ＞０、ｙ≧０、ｂ≧０．４］で表わされ、前記第１の結合金属相の前記第１の超硬合金中に占める割合が１３体積％以上３０体積％以下であり、前記シャンク部は、前記切刃部と一体に接合され、ＷＣ粒子の第２の硬質分散相とＣ０を含有する第２の結合金属相とからなる第２の超硬合金より構成され、前記第２の硬質分散相の平均粒径は、０．７μｍ以下であり、前記第２の結合金属相は前記第２の超硬合金中に占める割合が１３体積％以上３０体積％以下であり、前記第１の硬質分散相の平均粒径が１．５μｍ以下であり、前記第１の結合金属相はＣ０および不可避的不純物より構成され、前記第１の超硬合金の抗磁力が１３０エールステッド以上である、超硬合金製ドリル。
（２）前記ＭはＴｉ，Ｔａ、Ｎｂである、請求項１に記載の超硬合金製ドリル。
【発明の詳細な説明】
　［産業上の利用分野］
　この発明は、主として鋼の穿孔加工に供されるドリルの構造に関し、特に耐摩耗性や靱性に優れ、高い品質を有する超硬合金製ドリルの構造に関するものである。
　［従来の技術］
　ドリルは鋼材などの穿孔加工に用いられる切削工具の１つである。その一例としてツイストドリルの構造が第１図に示されている。ツイストドリルは穿孔加工に供される切刃部１と、切削に関与せず、主として切り屑の排出と、ボール盤などの切削機械のチャック部などに装着するためのシャンク部２とから構成されている。
　従来より、一般的にドリルの材質は高速度鋼（ハイス）および超硬合金である。高速度鋼は、靱性に富むが、耐摩耗性が低く、高速切削に不適である。一方、超硬合金は耐摩耗性や工具としての精度特性に優れる反面、高速度鋼に比べて抗折力に劣り、たとえは剛性の低い工作機械に使用されると折損する場合があった。
　さらに、切削速度が遅く、しかもすくい角が大きな負角となるドリル中心部は、その切刃が欠損しやすくなることから、その材料は超硬合金の中でも強度の高い、換言すれは耐摩耗性に劣る材料を使わざるを得ない。そのため、ドリル内周部のすくい面の凝着摩耗や切削速度の速いドリル外周部の摩耗を食止めることは非常に困難であった。
　これらの改良として、高速度鋼の切刃部に硬質のＴｉＮをコーティングする構造、あるいは切刃部を超硬合金にし、ろう付けする構造などが考えられてきた。
　さらに近年では、耐摩耗性および靱性の向上などを意図して、異なる材質の超硬合金同士（Ｐ３０とＤ３０）をろう付けした構造（実開昭５８−１４３１１５号）あるいは冶金学的に一体化接合した構造（実公昭６２−４６４８９号）、さらに、ドリルの中心部と外周部との要求される特性の違いに着目し、その中心部と外周部との超硬合金の材質を異ならせた二重構造に成形したもの（特開昭６２−２１８０１０号）、あるいはこの二重構造を射出成形で形成する方法（特開昭６３−３８５０１号、３８５０２号）などが考案されている。また、ドリルの耐擬着性の向上のために、ドリルの材質をサーメットで構成した構造（特開昭６２−２９２３０７号）などがある。
　［発明を解決しようとする課題］
　ドリルの切刃部およびシャンク部は各々異なった負荷状態で使用される。そのため、ドリルの各部に要求される特性は異なる。たとえば、切刃部の刃先部では耐摩耗性や耐擬着性などが要求され、シャンク部では工具としての強度を保持するための靱性が要求される。また、切刃部の刃先部についても、その中心部と外周部とでは切削速度が大きく異なるため、要求される特性も異なる。
　このようなドリルに備えられるべき特性に対する複雑な要求に応えるため、その対策として切刃部にコーティングを施したものがある。しかし、このコーティングドリルにおいては、硬質被膜が一度剥離すると、急速に摩耗が進行するという問題がある。また、通常、摩耗した使用済みドリルは、再度刃先を研磨して使用される。しかし、ドリルの再研削を実施すると、少なくとも前逃げ面側のコーティング層が除去されてしまい、コーティングの効果の大半が失われてしまう。そのため、このときには研磨部を再被覆しないと、本来の耐摩耗性を発揮することができない。その結果、工具費や工具管理の負担が大きくなるのが現状である。また、切刃部に超硬合金をろう付けする構造のものは、ろう付け自体が本質的に熱的強度や機械的強度に劣る方法であり、難削材の加工や深穴加工には適用できないという欠点を有していた。
　さらに、近年、ドリルのシャンク部の靱性を向上させる目的で超硬合金の粗粒化や、高結合相化を行なったものは、逆に材料の強度を低下させたり、あるいは弾性限界の歪を低下させ、被削材のぶれや切削機械の不安定な回転などにより、穴あけ加工中においてシャンク部が折損してしまうという問題があった。
　そこで、この発明の目的は、コーティングドリルに匹敵する耐摩耗性と、コーティングドリルを上回る靱性とを発揮し得る超硬合金で構成されるドリルを提供し、さらに、ドリルの切刃部において優れた耐摩耗性、耐凝着性を有し、かつシャンク部は耐折損性としての必要十分な靱性を有する超硬合金で構成されるドリルを提供することである。
　［課題を解決するための手段］
　この発明の１つの局面に従った超硬合金製ドリルは、以下で規定される第１の超硬合金より、その全体が構成されたドリルである。
　第１の超硬合金は、ＷＣおよびＢ−１型固溶体の第１の硬質分散相と、Ｆｅ族金属の第１の結合金属相とからなる。第１の硬質分散相の組成は、（ＷａＭｂ）（ＣｘＮｙ）で表わされる。ＭはＴｉである。あるいは、ＭはＴｉを含みＷを除く周期律表第ＩＶａ、ＶａおよびＶＩａ族金属の２種以上である。　ａ，ｂ，ｘ、ｙはモル分率を示す。
ａ、ｂ、ｘ、ｙは以下の関係式で規定される。
　　ａ＋ｂ＝１
　　ｘ＋ｙ＝１
　　ｘ＞０
　　ｙ≧０
　　ｂ≧０．４
　第１の結合金属相は、第１の超硬合金中に占める割合が１３体積％以上、３０体積％以下である。
　すなわち、第１の超硬合金は、超硬合金中の、Ｔｉを主とするＷ以外の硬質金属の炭化物あるいは炭窒化物の含有量をモル分率で０．４以上とし、かつ結合金属相の量を１３体積％以上、３０体積％以下とする超硬合金である。
　この発明のもう１つの局面に従って超硬合金製ドリルは、上記の第１の超硬合金より構成される切刃部と、以下で規定される第２の超硬合金より構成されるシャンク部とを備える。切刃部は、被削物を切削するためのものである。シャンク部は、切削機械の所定位置に取付けるためのものである。シャンク部の性能向上を図るために、切刃部のみに第１の超硬合金が用いられる。シャンク部は、切刃部と一体に接合される。
　第２の超硬合金は、ＷＣ粒子の第２の硬質分散相と、Ｃｏを含有する第２の結合金属相とからなる。第２の硬質分散相の平均粒径は、０．７μｍ以下である。第２の結合金属相は、第２の超硬合金中に占める割合が１３体積％以上３０体積％以下である。
　　この発明に従った超硬合金製ドリルにおいて、第１の硬質分散相の平均粒径は、１．５μｍ以下である。また、第１の結合金属相は、Ｃｏおよび不可避的不純物より構成され、第１の超硬合金の抗磁力が１３０エ一ルステッド以上である。好ましくは、上記の第１の硬質分散相の組成を規定する化学式中においてＭは、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂでである。
　［作用］
　ドリルに要求される特性は、切刃部の耐摩耗性および耐凝着性と、シャンク部の靱性に代表される耐折損性とに大別される。以下、本発明に従った超硬合金製ドリルにおいて組成、粒径等の限定理由について説明する。
　ドリルにおける摩耗の発生状態は、第２図に示される。１１はドリル内周部の凝着摩耗が発生する部位（すくい面）を示す。被削材とドリル材質の凝着によるすくい面の摩耗が進行すると、切り屑が付着し、ドリルが寿命に至る。
　この凝着摩耗を低減させるためには、銅との親和性の低いＴｉを主成分とする（ＴｉＴａＮｂ）（ＣＮ）等の炭化物または炭窒化物の含有量を増加させた材質をドリルに用いればよいことはよく知られている。なお、第２図において１２はドリル外周刃の摩耗部位（マージン）、１３は刃先のチッピング発生部位（前逃げ面）を示す。
　しかしながら、上記のような炭化物あるいは炭窒化物の含有量を単に増加させると、強度の低下が避けられず、ドリルとしては実用に耐えない材質となる。
　本願発明者等は上記の問題に対し、炭化物あるいは炭窒化物を微粒にし、かつ結合金属量を増加させることによって、強度を低下させずに、炭化物あるいは炭窒化物の含有量を高めることが可能であり、耐凝着摩耗性を向上させ得ることを見い出した。この発明は、この知見に基づいてなされたものである。
　この発明の第１の超硬合金は、切削速度の大きいバイトやカッタの刃としては、刃先の塑性変形やすくい面のクレータ摩耗が生じやすいので不適である。しかしながら、この第１の超硬合金は、切削速度が外周部においてたかだか１００ｍ／分であり、かつ中心部の低速域における凝着摩耗が工具寿命を支配するようなドリル切削に対しては驚くような高性能を発揮する。
　この発明において、（ＷａＭｂ）（ＣｘＮｙ）と表わされる第１の硬質分散相の組成中、Ｔｉ、またはＴｉを含みＷを除く周期律表第ＩＶａ、Ｖ、ＶＩａ族金属の２種以上からなる炭化物あるいは炭窒化物のモル分率、すなわちＭのモル分率は、第１の硬質分散相全体に対して０．４あるいはそれ以上が適当である。これは、そのモル分率が０．４未満では耐凝着摩耗性が十分でないためである。
　また、第１の硬質分散相の平均粒径を好ましくは１．５μｍ以下、第１の結合金属相の量を１３体積％以上３０体積％以下とするのは、第１の硬質分散相の平均粒径が１．５μｍを越え、第１の結合金属相の量が１３体積％未満になると、ドリルとして備えられるべき必要な強度が得られないからである。逆に、第１の結合金属相の量が３０体積％を越えると、ドリルの切削条件下においても刃先の塑性変形が生じるようになり、好ましくないためである。
　なお、上記の第１の硬質分散相としてのＷＣおよびＢ−１型固溶体の平均粒径の測定は、顕微鏡による観察組織においてＦｕｌｌｍａｎの式等を用いて行なうが、一般的に非常に困難である。
　また、合金の抗磁力は、結合金属相の組成、結合金属相の量が一定のもとでは超硬合金の粒度パラメータになり得ることはよく知られている（日本金属学会誌、ｖｏｌ．２８，１９６４，Ｐ−５５，鈴木寿等）。第１の結合金属相がＣｏよりなり、ＷＣ−Ｂ−１型固溶体−Ｃｏの３相合金においては、Ｃｏの体積％が１３〜３０％の範囲で、抗磁力が１３００ｅ（エールステッド）以上であれば、この発明の効果がより良好に発揮される。
　さらに、焼結中における硬質分散粒子の粒成長を抑制するために、合金中に窒素を添加することも、この発明の超硬合金を製造する上で好ましい方法である。
　この発明のもう１つの局面に従ったドリルのシャンク部には、硬質分散相として平均粒径が０．７μｍ以下のＷＣ粒子を含むＷＣ系超硬合金が用いられる。高速度鋼等を用いると、その熱膨張係数が大きいため、切刃部の超硬合金との熱膨張差に起因した亀裂が発生しやすい。また、高速度鋼のヤング率はＷＣ系超硬合金の約１／３であり、切削時の耐振性が悪いため、切刃部の摩耗、欠損を助長することになる。
　硬質相の平均粒径が０．７μｍを越えると、ドリルのシャンク部としての強度が耐折損性を満足し得るようには発揮できない。結合金属相の量が１３体積％未満になると、靱性が低下し、３０体積％を越えると、塑性変形が生じ、好ましくない。
　［実施例］
　以下、実施例によりこの発明を詳細に説明する。
（実施例１）
　市販のＷＣ粉末（平均粒径０．８μｍ）とＣ０粉末（平均粒径１．０μｍ）、平均粒径１．０μｍの（ＴｉＷ）Ｃ粉末、平均粒径１．０μｍのＴａＣ粉末、および平均粒径１．０μｍのＮｂＣ粉末を、結合金属（体積％）、Ｗを除く炭化物モル分率および硬質相平均粒径（μｍ）が、第１表に示される数値となるように配合し、湿式ボールミルにて１０時間混合した後、乾燥し、１ｔｏｎ／ｃｍ２の圧力で静水圧プレスした。
　その後、１４００℃で１時間焼結して超硬合金を作製した。これらの超硬合金をそれぞれ研削加工することにより、１０ｍｍφのドリルが得られた。
　なお、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂの比率はモル分率で８：１：１とした。
第１表中試料Ｎｏ．に＊を付したものは本発明の実施例を示す。
　また、原料の粒度および配合比を変化させ、同様の方法を用いて、第１表に示されるように比較品としての超硬合金を作製し、１０ｍｍφのドリルを得た。
　上記によって得られた本発明の実施例および比較例の超硬合金によるドリルを用いて以下に示される切削条件で穴あけテストが行なわれた。
　　被削材：Ｓ５０Ｃ（Ｈ８２２０）
　　切削速度：６５ｍ／分
　　送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．
　　穴深さ：１８ｍｍ
　　切削油：水溶性
　　加工穴数：１０００穴
　上記の穴あけテストの結果は第２表に示されている。
　なお、試料Ｎｏ．９のドリルにＰＶＤ法によるＴｉＮを４μｍの膜厚でコーティングしたものを比較例として試料Ｎｏ．１０に示した。
第２表を参照して、この発明の超硬合金よりなるドリルは耐摩耗性、特に内周の耐凝着摩耗性に優れ、かつ刃先の耐チッピング性にも優れていることが認められた。
　なお、第２表における外周刃摩耗量、内周凝着摩耗深さ、刃先のチッピングは、それぞれ第２図の１２，Ｉｌ，１３で示される部分の状況を示すものである。
（実施例２）
　案施例１における（ＴｉＷ）Ｃの代わりに（ＴｉＷ）（ＣＮ）を用いた以外は実施例１と同様にして、第３表に示される値を有する超硬合金を作製した。これらの超硬合金から１０ｍｍφのドリルを作製した。
　第３表を参照して、硬質相の組成中に窒素を添加することによって硬質相の平均粒径が細かくなっていることが認められた。
　上記で得られたドリルを用いて、実施例１と同様の切削条件で穴あけテストを行なったところ、第４表に示される結果が得られた。第４表を参照して、硬質相の平均粒径が微粒になるほど耐摩耗性が向上することが示され、この発明の超硬合金がドリル用として優れていることが認められた。
（実施例３）
　切刃部を構成する超硬合金は、以下のような粉末を調合することによって作製された。市販の平均粒径０．８μｍであるＷＣ粉末と平均粒径１．０μｍのＣ０粉末、平均粒径１．０μｍの（ＴｉＷ）Ｃ粉末、平均粒径１．０μｍのＴａＣ粉末、および平均粒径１．０μｍのＮｂＣ粉末を、結合金属（体積％）、Ｗを除く炭化物のモル分率および硬質相平均粒径（μｍ）が、焼結後において第５表に示される数値となるように調合した。
　シャンク部を構成する超硬合金は、平均粒径０．５μｍのＷＣ粉末およびＣ０粉末を、結合金属（体積％）、硬質相平均粒径（μｍ）が、焼結後において第５表に示される数値となるように調合することによって作製された。このとき、粒成長抑制成分としてＶＣ粉末を少量配合した。
　切刃部を構成する超硬合金粉末と、シャンク部を構成する超硬合金粉末とを、粉体の成形プレス時において接合した。具体的には、静水圧プレスを用いて、いわゆるＣＩＰ（Ｃｏｌｄ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）によって焼結前において各超硬合金粉末を接合した。その後、得られた成形体を焼結することにより超硬合金を作製した。各試料に研削加工を施すことによって１０ｍｍφのドリルが得られた。
　また、比較品として、第５表に示されるように粉末の粒度および配合比を変化させることによって上記と同様の方法で１０ｍｍφのドリルを作製した。
　第５表には、本発明の超硬合金製ドリルおよび比較のために作製されたドリルの超硬合金の組成および粒度分布などが示されている。第５表において、比較品Ｄ、Ｅは、＊で示されるように切刃部の組成および粒径等が本発明の範囲から外れるように作製されたものである。また、比較品Ｆ、Ｇはシャンク部を構成する超硬合金の組成および粒径が本発明の範囲を外れるように作製されたものである。さらに比較品Ｈは、切刃部とシャンク部との両者において本発明の範囲を外れるように作製されたものである。それぞれ本発明の範囲から外れている数値には＊が付されている。
　ドリルの性能評価テストは以下に示される条件下で行なわれた。
　　　テスト条件
　　被削材：Ｓ５０Ｃ（Ｈ８＝２３０）
　　切削速度：６０ｍ／分、湿式（水溶性切削油）
　　送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．
　　深さ：２５ｍｍ
　　判定基準：寿命まで加工後、その刃先状況などを観察する。
　　寿命：通常、外周前逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍ以上になったときとする。
　上記のドリル性能評価テストの結果は第６表に示される。第６表を参照して、まず、本発明品Ａ〜Ｃと比較品Ｄ，Ｅとの比較において、比較品Ｄはドリルとしての必要な強度が得られず、刃先が欠け、比較品Ｅは、耐凝着摩耗性に劣っていた。
　また、本発明品Ａ〜Ｃと比較品Ｆ〜Ｈとの比較において、比較品Ｆ〜Ｈはシャンク強度に劣り、シャンク部が折損した。
　さらに、参考のために現在使用されているコーティングハイスあるいはコーティング超硬ドリル等も併せて本性能試験が行なわれた。これらのドリルと本発明品Ａ〜Ｃのドリルとの比較において、本発明品のドリルの性能が優れていることは明らかである。
　［発明の効果］
　以上のように、この発明によれば、耐摩耗性と靱性が著しく改善され、コーティングドリルを使用することなくして、高能率の穴あけ加工が可能となる。
　また、本発明においては、ドリルの刃先部に耐摩耗性、耐凝着性、耐熱亀裂性（耐チッピング性）に優れる超硬合金を用い、ドリルのシャンク部に靱性に富むＷＣ超硬合金を用いて、これらの両者を一体接合させることによってドリルを成形している。したがって、突発的な折損等が発生することのない高い信頼性、長い寿命および高い品質を有する超硬合金製ドリルが提供され得る。
【図面の簡単な説明】
第１図は、一般的なツイストドリルを示す構造図である。
第２図は、ドリルの代表的な損傷部位を示す図である。
図において、１は切刃部、２はシャンク部である。