(57)【要約】  焼結超硬質コンパクトとその製造方法が提供される。焼結超硬質コンパクトは、超硬質粒子とバインダー相を含むことができる。バインダー相は超硬質粒子を互いに結合させることができる。バインダー相はタングステンとコバルトを含んでいる。コバルトに対するタングステンの比は１〜２であり、焼結超硬質コンパクトに含まれるＷとＣｏの合計は、約２重量％〜約２０重量％の範囲である。
2015523954.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
超硬質粒子と、
該超硬質粒子を互いに結合させるバインダー相と、
を含む焼結超硬質コンパクトであって、
前記バインダー相がＷとＣｏを含み、前記焼結超硬質コンパクトの中のＷ／Ｃｏの重量％の比が１．０〜２．０の間にあり、前記焼結超硬質コンパクトのＷとＣｏの重量％の合計が約２．０〜約２０の範囲であることを特徴とする焼結超硬質コンパクト。
【請求項２】
前記超硬質粒子が、多結晶立方晶窒化ホウ素、ダイヤモンド、ダイヤモンド複合材料からなるグループの中から選択された請求項１に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項３】
アルミニウム、またはチタン、またはこれら以外の元素周期律表のＩＶ族、Ｖ族、ＶＩ族の遷移金属の炭化物、または窒化物、または酸化物、またはこれらを合わせたものを化学量論的量でさらに含む請求項１または２に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項４】
アルミニウム、またはチタン、またはこれら以外の元素周期律表のＩＶ族、Ｖ族、ＶＩ族の遷移金属の炭化物、または窒化物、または酸化物、またはこれらを合わせたものを化学量論的量未満の量でさらに含む請求項１〜３の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項５】
コバルトに対するタングステンの比が１．０〜１．８の範囲である請求項１〜４の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項６】
コバルトに対するタングステンの比が１．０〜１．５の範囲である請求項１〜５の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項７】
ホウ素含有タングステン相、ホウ素含有コバルト相、ホウ素含有タングステン−コバルト相のうちの少なくとも１種類をさらに含み、Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって検出される請求項１〜６の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項８】
ＷＢ2、Ｃｏ2Ｂ、ＣｏＷ2Ｂ2からなるグループの中から選択された少なくとも１つの相をさらに含み、Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって検出される請求項１〜７の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項９】
タングステンまたは炭化タングステンがＸ線回折（ＸＲＤ）によって検出されない請求項１〜８の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項１０】
タングステンとコバルトが粉砕体の砕粉から生じる請求項１〜９の何れか一項に記載の焼結超硬質コンパクト。
【請求項１１】
タングステンの含有量が少ない粉砕体を用意するステップと、
前記粉砕体を用い、流体を加えて超硬質粉末及びバインダーの粉末混合物を粉砕するステップと、
前記粉砕体から生じるコバルトとタングステンを超硬質コンパクトに加えるステップと、
を含むことを特徴とする超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１２】
超硬質粉末と有機バインダーと流体の混合物から顆粒を調製するステップをさらに含む請求項１１に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１３】
顆粒を予備圧縮して所定の形を持つ軟質成形体を形成するステップをさらに含む請求項１１または１２に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１４】
前記軟質成形体を真空炉の中で加熱して硬質成形体を形成するステップをさらに含む請求項１３に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１５】
１つ以上の硬成質形体を容器の中に挿入するステップをさらに含む請求項１１〜１４の何れか一項に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１６】
圧力セルの中で所定の圧力かつ所定の温度にて容器を焼結するステップをさらに含む請求項１１〜１５の何れか一項に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１７】
圧力セルから容器を取り出して超硬質コンパクトを外に出すステップをさらに含む請求項１１〜１６の何れか一項に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１８】
前記超硬質粉末が、立方晶窒化ホウ素、ダイヤモンド、ダイヤモンド複合材料からなるグループの中から選択した材料を含む請求項１１〜１７の何れか一項に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項１９】
ポリエチレングリコールからなる有機バインダー材料の中で顆粒が立方晶窒化ホウ素とアルミニウムの混合物を含んでいる請求項１１〜１８の何れか一項に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【請求項２０】
前記粉末混合物が望む組成にするためＷとＣｏを含有する化合物を含む請求項１１〜１９の何れか一項に記載の超硬質コンパクトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬質アブレッシブコンパクト（ｓｕｐｅｒｈａｒｄ  ａｂｒａｓｉｖｅ  ｃｏｍｐａｃｔｓ）の製造に用いるのに適した粉末複合材から作られた焼結超硬質材料（ｓｉｎｔｅｒｅｄ  ｓｕｐｅｒｈａｒｄ  ｍａｔｅｒｉａｌ）に関するものであり、特に、高硬度材旋削加工用の切削工具で使用できる多結晶立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）を含んでいて、耐久性が高く、品質の良い焼結体に関する。
（関連出願の相互参照）
本出願は、２０１２年５月３１日に出願された仮出願第６１／６５３，７７９号の優先権を主張する。本出願は、「残留応力フリーＣＢＮ複合材料で作られた切削工具とその製造方法」という名称で２０１２年５月３１日に出願された仮出願第６１／６５３，６９９号の優先権を主張する同時係属中の出願と関連している。本出願はさらに、「ｃＢＮ材料の製造方法」という名称で２０１２年５月３１日に出願された仮出願第６１／６５３，６８６号の優先権を主張する同時係属中の出願とも関連している。
【背景技術】
【０００２】
切削工具（例えば金属加工に用いられる切削工具）の超硬質切削面（ｓｕｐｅｒｈａ-ｒｄ  ｃｕｔｔｉｎｇ  ｓｕｒｆａｃｅ）を作るのに多結晶立方晶窒化ホウ素（ＰｃＢＮ）、ダイヤモンド、ダイヤモンド複合材料が一般に用いられている。
【０００３】
このような材料は多少脆いという欠点があること、すなわちこの材料は耐久性が要求される操作（例えば硬化鋼の断続加工）では望ましくないランダムな破損が起こることが、一般に認められている。この脆さは、一部はバインダー相がセラミックであることの結果だが、ｃＢＮ粒子と超硬合金砕粉（ｍｉｌｌ  ｄｅｂｒｉｓ）の分散が不完全であることにも起因する。分散が不完全だと、材料の中に力学的に弱い部分、すなわち欠陥が生じる。
【０００４】
したがって、耐久性が要求される加工、特に硬い部品の断続的な旋削加工やフライス加工で使用するため、材料の一様でむらのない分散を実現することで、優れた耐久性を有する高硬度材旋削加工用の超硬質コンパクトを製造することが必要とされている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
一実施態様では、焼結超硬質コンパクトは、超硬質粒子と、その超硬質粒子を互いに結合させるバインダー相とを含むことができ、この焼結超硬質コンパクトの中のＷ／Ｃｏの重量％比は１．０〜２．０であり、この焼結超硬質コンパクトの中のＷとＣｏの重量％の合計は約２〜２０の範囲である。
【０００６】
別の一実施態様では、焼結超硬質コンパクトは、超硬質粒子と、その超硬質粒子を互いに結合させるバインダー相を含むことができ、バインダー相は、砕粉であるタングステンとコバルトを含むとともに、バインダー相は、アルミニウム、またはチタン、またはこれら以外の元素周期表のＩＶ族、Ｖ族、ＶＩ族いずれかの遷移金属の化学量論的量の、または化学量論的量未満の量の炭化物、または窒化物、または酸化物、またはこれらを合わせたものを含んでいる。
【０００７】
さらに別の一実施態様では、超硬質コンパクトの製造方法は、粉砕体を用意するステップと、その粉砕体を用い、超硬質粉末及びバインダー材料の粉末混合物に流体を加えて粉砕するステップと、粉砕体からＷとＣｏを超硬質コンパクトに加えるステップを含むことができる。
【０００８】
上記の発明の概要と、実施態様に関する以下の説明は、添付の図面と合わせて読むことによってよりよく理解されよう。説明する実施態様は、図面に示した詳細な配置および手段に限定されないことを理解されたい。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】超硬合金粉砕体を用いるロール粉砕によって作られた焼結超硬質コンパクトのミクロ組織の後方散乱走査電子顕微鏡写真（ＢＳＥ）である。
【図２】サーメット粉砕体を用いたロール粉砕によって作られた焼結超硬質コンパクトのミクロ組織の後方散乱走査電子顕微鏡写真（ＢＳＥ）である。
【図３】サーメット粉砕体を用いた摩擦粉砕によって作られた焼結超硬質コンパクトの一実施態様のミクロ組織の後方散乱走査電子顕微鏡写真（ＢＳＥ）である。
【図４】サーメット粉砕体を用いて摩擦粉砕によって粉砕された材料でできた切削工具に関するフランク摩耗の進行を市販品質のものと比較したグラフである。
【図５】サーメット粉砕体を用いて摩擦粉砕によって粉砕され材料でできた切削工具に関するクレータ摩耗の進行を市販品質のものと比較したグラフである。
【図６】サーメット粉砕体を用いて摩擦粉砕によって粉砕された材料でできた切削工具に関する耐久性の試験結果を市販品質のものと比較したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
一実施態様により、Ｗ／Ｃｏの重量％比が所定の値である焼結超硬質コンパクトとその製造方法が提供される。超硬質粒子の選択は、多結晶立方晶窒化ホウ素、ダイヤモンド、ダイヤモンド複合材料からなるグループの中から行なうことができる。多結晶ｃＢＮコンパクトの製造に用いる出発材料の組成は、ｃＢＮとバインダー相を粉末または粒子の形で含んでいる。バインダー相は少なくとも一部が融解していてもよく、高圧・高温（ＨＰＨＴ）焼結の間の焼結反応によってｃＢＮと反応して結合することができる。
【００１１】
一実施態様ではｃＢＮ材料の耐久性を改善できるため、所定の用途において工具の耐摩耗性が向上し、工具の寿命の変動が小さくなる。本発明の焼結超硬質コンパクトとその製造方法により、他の焼結超硬質コンパクトと比べてミクロ組織の一様性が顕著に改善され、耐久性が向上する。
【００１２】
複数の実施態様でサーメット（ｃｅｒｍｅｔ）粉砕体などの粉砕体を使用する。サーメット粉砕体は、１８重量％の六方最密充填（ＨＣＰ）ＷＣと、１６重量％のＨＣＰ  Ｃｏを含み、残部が面心立方晶（ＦＣＣ）ＴｉＣＮである原材料粉末混合物から製造することができる。サーメット粉砕体は、焼結後、Ｗを１５％〜２０％の範囲で含むことができ、それを（ＦＣＣ）（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）に溶かすことができる。サーメット材料は、コバルトを１５％まで含んでいてもよく、その中には溶けたタングステンが１２％まで含まれていてもよい。
【００１３】
ｃＢＮ粒子の分散は、主に粉砕ステップの間に実現される。一般に細分化と分散の手段である粉砕は、この分野では周知である。セラミック粉末を砕く際に一般に用いられている粉砕技術として、従来のボール粉砕、転動ボール粉砕、遊星型ボール粉砕、摩擦粉砕、撹拌型ボール粉砕などがある。従来のボール粉砕では、エネルギー入力は、粉砕媒体のサイズおよび密度と、粉砕ポットの直径と、回転速度によって決まる。この方法ではボールが転動する必要があるため、回転速度、したがってエネルギーが制限される。従来のボール粉砕は、粒子の強度が小から中である粉末の粉砕に非常に適している。典型的には、従来のボール粉砕は、粉末を粉砕して最終粒径を約１ミクロン以上にするのに用いられる。
【００１４】
遊星型ボール粉砕では、粉砕ポットの遊星運動により重力加速度の２０倍までの加速度が可能になる。密な粉砕体を用いる場合には、この方法により、粉砕時に従来のボール粉砕よりも実質的に多くのエネルギーを利用できる。この技術は、強度が中程度である粒子の細分化に非常に適しており、最終粒径は約１ミクロンになる。
【００１５】
摩擦粉砕のほうは、鉛直方向または水平方向の構成にされていて、高速回転する撹拌器を有する閉鎖式粉砕チェンバーからなる。粉砕体は、典型的にはサイズが０．２〜１５ｍｍの範囲であり、細分化が目的だと、粉砕体は、典型的には高密度超硬合金である。撹拌器の大きな回転速度が高密度で小さな直径の粉砕体と組み合わさることで、大きなエネルギーが提供される。さらに、摩擦粉砕における大きなエネルギーによってスラリーに大きな剪断力が生じるため、粉末の同時分散または混合が非常にうまくいく。摩擦粉砕では、一般に、言及した他の方法と比べ、焼結コンパクトの中で粒子をより細かく、材料をより均一にすることができる。
【００１６】
一実施態様では、摩擦粉砕やそれ以外の粉砕を、８５〜９０％のＨＣＰ  ＷＣと７〜１５％のＣｏを含む超硬合金（ＷＣ／Ｃｏ超硬合金としても知られる）でできた粉砕体とともに用いることができる。いくつかの実施態様では、砕粉を望ましい形にするのに、粉砕時間をより長くすることと、分散を改善することが考えられる。この明細書では、“砕粉”という用語は、アブレッシブ粒子と粉砕体とライニング（Ｌｉｎｉｎｇ）との間の摩擦により、粉砕体から、または粉砕体のライニングから作られたあらゆる材料を意味する。粉砕の間に異なる相を互いに分散させることが極めて重要である。可能な分散の上限は、先行技術では、超硬合金粉砕体が摩耗してＷＣ含有量の大きな砕粉が生じることによって制限される。この場合には、粉砕時間を延長することで、ＰｃＢＮ混合物に含まれるＷＣの含有量を大きくできる。ある程度まではそれを許容できるが、ＷＣの含有量が大きくなりすぎると材料の特性が大きく低下する可能性がある。したがって、超硬合金はサーメットよりもＷの含有量がはるかに大きいという理由で、超硬合金粉砕体で許容できる粉砕時間は、サーメット粉砕体の場合よりもはるかに短くなる。そのため超硬合金粉砕体を用いた粉砕によって実現できる分散のレベルは大きく制限される。
【００１７】
別の実施態様では、サーメット粉砕体は、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）という組成を含むことができる。この組成は、最終的なブランクの組成の一部として添加するのに有利である。これらの別の実施態様においてさえ、Ｗおよび／またはＣｏを含む原材料を添加して最終材料を望む組成にすることができる。一実施態様では、タングステンとコバルトは、粉砕粉から生じる。サーメット粉砕体を用いることで、より望ましい形状の砕粉を形成することができる。そのとき砕粉は、実際には原材料混合物の一部である。原材料としてサーメット砕粉を用いることの利点は、砕粉が、Ｗ／Ｃｏが正しい比率になった（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）とＣｏを含むことと、それらが常に一体となっていることである。あらかじめ焼結させるプロセス、またはＨＰＨＴ焼結の初期段階において、（Ｔｉ，Ｗ）（Ｃ，Ｎ）の中のＷは還元されて金属Ｗになり、それが、ＨＰＨＴ焼結の間に融解したＣｏの中に溶ける。したがって融解したＣｏは、Ｗが粒子のまわりに一様に分布するのを助けるとともに、Ｃｏ、Ｗ、ＡｌがｃＢＮおよびバインダー相と反応する際の反応の一様性を増大させるのを助けることができる。ＨＰＨＴ焼結の後は、ＣｏとＷの少なくとも一部が、反応した結果としてセラミック相を形成している。
【００１８】
この考え方と同様、焼結した固体サーメットを粉砕して粉末にし、それをｃＢＮおよびバインダー相材料と混合して同じ効果を実現することもできる。逆に、超硬合金粉砕体を用いてＰＣＢＮ混合物を粉砕する場合には、砕粉からのＷが多すぎてＣｏに溶けないであろう。混合物にＣｏ粉末を添加する場合でさえ、ＷとＣｏの粒子は必ずしも互いに隣接しない。したがってミクロ組織の中に大きなＷ粒子またはＷＣ粒子が存在することがしばしばある。これは、機械加工の用途にとって望ましくない可能性がある。
【００１９】
一実施態様では、超硬質粒子は３１重量％のｃＢＮを含むことができ、バインダー相は、５重量％のＡｌと、３２重量％のＴｉ（Ｃ0.6Ｎ0.4）と、３２重量％の化学量論的量未満の量のＴｉＮ0.72を含んでいる。材料はサーメット粉砕体を用いて摩擦粉砕中に粉砕されて、粉砕体からの３．１±１重量％のＷと２．２±１重量％のＣｏが添加される。
【００２０】
一実施態様では、コバルトに対するタングステンの比を１．０〜２．０の範囲にすることができる。別の一実施態様では、コバルトに対するタングステンの比を１．０〜１．８の範囲にすることができる。さらに別の一実施態様では、コバルトに対するタングステンの比を１．０〜１．５の範囲にすることができる。
【００２１】
高硬度材旋削加工のためのＰＣＢＮ系材料は、一般に、ｃＢＮ粒子が３５〜８５体積％を占める焼結体と、アルミニウム、またはチタン、またはこれら以外の元素周期律表のＩＶ族、Ｖ族、ＶＩ族の任意の遷移金属の炭化物、窒化物、酸化物、またはこれらを合わせたものを含有するセラミックバインダー相とを含んでいる。ｃＢＮ系材料は、高圧・高温（ＨＰＨＴ）プロセスで焼結される。ＨＰＨＴプロセスの間の相転移により、ホウ化物、窒化物、炭窒化物などの新たな相が生じる。不可避な少量の汚染物質がこれらの材料の中に存在する可能性がある。それは、方法のいくつかのステップで発生する可能性がある。そのようなステップの例は粉砕であり、粉砕によって粉砕体に由来するタングステンとコバルトが生じる。
【００２２】
超硬質コンパクトを製造する方法の一実施態様では、超硬質原材料（例えばｃＢＮ）を粉砕によって流体およびセラミック材料と混合することができる。セラミック材料は、アルミニウム、またはチタン、またはこれら以外の元素周期律表のＩＶ族、Ｖ族、ＶＩ族の任意の遷移金属の化学量論的量または化学量論的量未満の量の炭化物、窒化物、酸化物、またはこれらを合わせたものを含んでいる。一実施態様はさらに、超硬質粒子とセラミック粉末と有機バインダー材料と流体の混合物から顆粒を調製するステップと、その顆粒をあらかじめ圧縮して軟質成形体を形成するステップと、その軟質成形体を真空炉の中で加熱して硬質成形体を形成するステップと、１つ以上の硬質成形体を容器に挿入するステップを含んでいる。一実施態様はさらに、容器内の硬質成形体を圧力セルの中で所定の圧力と温度にて焼結させるステップと、容器から圧力セルを取り出して超硬質コンパクトを外に出すステップを含んでいる。
【００２３】
ＰＣＢＮは、典型的には、ｃＢＮと、セラミック相と、アルミニウムまたはアルミニウム化合物とからなる粉末混合物をＨＰＨＴ条件で焼結させることによって製造され、大きなＰＣＢＮディスクまたは“ブランク（ｂｌａｎｋ）”の形にできることがしばしばある。それに加え、ｃＢＮとバインダー相に寄与できる２つの相は、例えばＡｌ2Ｏ3、ＴｉＢ2、ＡＩＮからなるグループの中から選択できる。Ｗ相、Ｃｏ相、Ｗ−Ｃｏ合金相のいずれかを含む少なくとも１種類のホウ化物（ＷＢ2、ＣｏＢ2、ＣｏＷ2Ｂ2など）をＸ線回折（ＸＲＤ）によって検出することができる。いくつかの実施態様では、ブランクでＷ相が検出されない。
【００２４】
ＰＣＢＮブランクは、あらかじめ圧縮した硬質成形体ディスクをＨＰＨＴ条件で焼結させることによっても製造できる。ｃＢＮと添加されたバインダー相だけでなく、そのような硬質成形体も、あらかじめ焼結させるステップにおいて生成されるＡｌ3Ｔｉ、Ｔｉ2ＡＩＮ、Ｗ、ＣｏＡｌ、ＡｌＢ2を含んでいる可能性のある中間相を有する。
【００２５】
（実施例１）
実施例Ａ。
ロール粉砕で、ｃＢＮ（３９重量％）、化学量論的量未満のＴｉＮ（ｓｓＴｉＮ）（５６重量％）、Ａｌ（５重量％）の粉末をイソプロピルアルコール中にて超硬合金粉砕体を用いて２時間にわたって粉砕した。次に、得られたスラリーを大気中の炉の中で乾燥させてアルコールを除去した。次に、粉末をエタノール（純度９９．６％）に分散させ、それをポリエチレングリコール（ＰＥＧ）溶液と混合した。次に、得られたスラリーをスプレー乾燥させて球形の顆粒にした。それを予備圧縮して丸いディスクにする。そのディスクを水素中で約４００℃に加熱した後、真空中で９００℃にて予備焼結させた。予備焼結させた後、得られた硬質成形体ディスクをセルに装填し、約１３００〜１４５０℃で少なくとも２ＧＰａの圧力というＨＰＨＴ条件で焼結させた。
【００２６】
実施例Ｂ。
ロール粉砕で、ｃＢＮ（３９重量％）、化学量論的量未満の量のＴｉＮ（ｓｓＴｉＮ）（５６重量％）、Ａｌ（５重量％）の粉末を、サーメット粉砕体を用いて粉砕した。ｓｓＴｉＮとＡｌの粉末をエタノール（純度９９．６％）中で１５時間にわたって粉砕した後、ｃＢＮの粉末をそのスラリーに添加し、さらに１０時間にわたって粉砕した。粉砕後、得られたスラリーをＰＥＧ溶液と混合した。それに続けてスプレー乾燥させ、予備圧縮し、予備焼結させ、ＨＰＨＴプロセスを経る操作は、実施例Ａに記載したのと同じであった。
【００２７】
実施例Ｃ。
摩擦粉砕で、ｃＢＮ（３９重量％）、ｓｓＴｉＮ（２７重量％）、ＴｉＣＮ（２８重量％）、Ａｌ（６重量％）の粉末をエタノール中にてサーメット粉砕体を用いて３時間にわたって粉砕した。サーメット粉砕体は、組成（重量％）が、Ｗ  １７．３６、Ｃｏ  １７．４７、Ｔｉ  ５０．６５、Ｎ  ４．８４、Ｃ  ９．８３であった。粉砕後、得られたスラリーをＰＥＧ溶液と混合した。それに続けてスプレー乾燥させ、予備圧縮し、予備焼結させ、ＨＰＨＴプロセスを経る操作は、実施例Ａに記載したのと同じであった。
【００２８】
表１に、実施例Ａ、Ｂ、ＣでのＸ線蛍光（ＸＲＦ）によるＷとＣｏの含有量と、Ｗ／Ｃｏ比の計算値と、ＷとＣｏの含有量の合計を示す。３つの実施例はすべて、Ｗのレベルが同じだった（４．２〜４．５重量％）が、Ｃｏのレベルは、実施例Ｃでは他の２つの実施例よりもはるかに高かった。実施例Ｂでは、サーメット粉砕体を用いて粉末を粉砕したとはいえ、ＷＣライニングを有する粉砕ジャー（ｊａｒ）の表面を粉砕体が削ったため、ＷＣ砕粉は、ＷＣライニングと粉砕体に関係している可能性がある。したがってＷ／Ｃｏ比は、サーメット粉砕体から得られる比よりもはるかに大きい可能性がある。実施例Ｃでは、摩擦粉砕での作業により、粉砕体相互間の摩耗が粉砕ジャーの摩耗よりもはるかに激しくなった。その結果として、摩擦粉砕ジャーがステンレス鋼でできていたとはいえ、摩擦粉砕ジャーからの砕粉はあまり多くなかった。最終的な混合物に含まれる鉄はほんの約０．３重量％であった。サーメット粉砕体を用いた摩擦粉砕での砕粉は主に粉砕体からのものであったため、その結果としてＷ／Ｃｏ比が小さくなった。
【００２９】
図１、図２、図３に、実施例Ａ、Ｂ、Ｃの後方散乱電子（ＢＳＥ）顕微鏡写真を示す。図１は、超硬合金粉砕体を用いて２時間にわたってロール粉砕で粉砕したｃＢＮが３９重量％である実施例ＡのＢＳＥ写真を示している。図２は、サーメット粉砕体を用いて２５時間にわたってロール粉砕で粉砕したｃＢＮが３９重量％である実施例ＢのＢＳＥ写真を示している。図３は、サーメット粉砕体を用いて３時間にわたって摩擦粉砕で粉砕したｃＢＮが３９重量％である実施例ＣのＢＳＥ写真を示している。Ｗは同じレベルだが、実施例Ａでは分散があまりよくないことがわかる。実施例ＢとＣでは、分散が実施例Ａと比べてはるかに向上している。実施例Ａと実施例Ｂの両方において、Ｗが過剰であるという理由で大きな砕粉（顕微鏡写真の中の白いスポット）が見られたのに対し、実施例Ｃでは、ＷがＣｏの中に溶けてミクロ組織に一様に分布していたため、大きな砕粉はわずかであった。
【００３０】
【表１】
2015523954.tif 000003
【００３１】
（実施例２）
表２に、異なる粉砕体（サーメットまたは超硬合金）と異なる粉砕法（ロール粉砕または摩擦粉砕）を利用して粉砕した別の材料混合物を多数示す。ロール粉砕のライニングとしてステンレス鋼（ｓｓ）または超硬合金（ｃｃ）が可能であろう。どの材料も構成成分がよく分散したが、Ｄの粉砕だけは例外で、粉砕時間が短すぎた。Ｗ／Ｃｏ比は、超硬合金粉砕体を用いた場合に最大（１０超）であった。なぜならＷ／Ｃｏ比がその粉砕体材料で大きかったからである。サーメット粉砕体を用いたロール粉砕の場合には、やはり超硬合金製ライニングを有する粉砕で実験を行なったため、サーメット砕粉に加えてライニングからのＷＣ砕粉が、全Ｗ／Ｃｏ比がサーメット粉砕体での比よりも大きくなること（例えば５超）に寄与した。最低のＷ／Ｃｏ比は、サーメット粉砕体を用いた摩擦粉砕で実現された。なぜなら、上に説明したように、砕粉の大半がサーメット粉砕体からのものだったからである。ステンレス鋼製ライニングを用いたロール粉砕でも同様に低いＷ／Ｃｏ比を実現できることに注意すべきである。しかし分散とＷのレベルを同じにするには、摩擦粉砕よりもはるかに長い時間が必要であった。鉄の含有量は、粉砕ジャーからの砕粉が原因で比較的多くなると考えられる。
【００３２】
【表２】
2015523954.tif 000004
【００３３】
（実施例３）
摩擦粉砕の中で、アルミニウム（５重量％）、ＴｉＣＮ（３２重量％）、ｓｓＴｉＮ（３２重量％）、ｃＢＮ（３１重量％）の粉末をエタノール中にてサーメット粉砕体を用いて５時間にわたって粉砕した。粉砕後、得られたスラリーを実施例１に記載したのと同様にしてＰＥＧ溶液と混合し、その材料をスプレー乾燥させ、予備圧縮し、予備焼結させ、ＨＰＨＴ条件で焼結させた。次に、ＨＰＨＴ条件で焼結させたディスクから放電加工（ＥＤＭ）によってチップを切断して標準的な切削工具を作り、市販の高硬度材旋削加工品（それを以下の文章、図４、図５、図６、表４では“比較品”または“比較例”と呼ぶ）と一緒に加工試験を実施した。
【００３４】
表３に、実施例３について予備焼結させた後とＨＰＨＴ処理後のＸＲＤデータを示す。ＣｏとＷが反応していくつかの異なる反応生成物を形成していた。ＨＰＨＴ処理後の材料では、従来からの予想通り、ｃＢＮ、ＴｉＣＮ、Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＢ2が検出された。新たな相は、ホウ素を含むいくつかのタングステン相、コバルト相、タングステン−コバルト相（ＷＢ2、Ｃｏ2Ｂ、ＣｏＷ2Ｂ2など）であった。最も注目すべきなのは、予備焼結させた後の中間相（ＡｌＢ2、Ｔｉ2ＡＩＮ、Ｗなど）が、ＨＰＨＴ処理の後には見られなかったことである。予備焼結させた後に検出できるＴｉＮのピークも、ＨＰＨＴ処理の後には消失した。それは、ＨＰＨＴ処理条件で焼結させている間のＴｉＣＮ／ＴｉＮバインダー相互間の確実な拡散と均一化が原因である。
【００３５】
【表３】
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【００３６】
図４と図５は、実施例３におけるフランク摩耗試験とクレータ摩耗試験の結果を比較品と比べて示している。これらの試験は、８６２０鋼を連続的に切削して実施した。２〜４分ごとに切削を停止し、フランク摩耗とクレータ摩耗を測定して記録した。実施例３はクレータ摩耗が比較品のものと同程度だが、フランク摩耗は比較品のものよりはるかに少ないことがわかる。
【００３７】
表４は、８６２０鋼を切削することによる一連の摩耗試験の結果を、実施例３と比較品を対比させて示している。フランク摩耗は４分ごとに測定し、工具の寿命は、フランク摩耗が０．１５ｍｍになることを基準にして決定した。異なる切削速度（２４０と１８０ｍ／分）、異なる送り量（０．１と０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．）、異なる切込み（０．１〜０．２ｍｍ／ｄｏｃ）で試験した。どのケースでも、工具の寿命は、実施例３のほうが比較品よりもはるかに長かった。これは、この材料に広い用途がある可能性を示している。
【００３８】
【表４】
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【００３９】
図６は、実施例３における耐久性試験の結果を比較品と比べて示している。この試験は、硬度Ｒｃが６０〜６２の５２１００鋼で実施した。それぞれについて４つのサンプルを試験し、各サンプルで欠損に至る送り量（ｆａｉｌｉｎｇ  ｆｅｅｄ）を記録した。従来は、耐久性は、ｃＢＮの含有量が増えるとともに増大する。しかし実施例３では比較品のものよりｃＢＮの含有量がはるかに少なかった（実施例では３８体積％、比較品のものでは５０体積％）にもかかわらず、耐久性は比較品のものと同じであり、均一性ははるかに優れていた。これは、より多いＣｏ含有量と、砕粉のより均一な分布に起因する可能性がある。
【００４０】
具体的な実施態様にこれまで言及してきたが、その実施態様の精神と範囲を逸脱することなく、当業者が他の実施態様やバリエーションを考案できることは明らかである。添付の請求項は、そのような実施態様およびそれと同等なバリエーションをすべて包含するものとする。
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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