(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
２μｍ〜４０μｍの粒径を有する少なくとも１つの硬成分と、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダと、を含むサーメットであって、
該バインダは４０重量％〜８７重量％のコバルトを含み、該バインダの残りはニッケルと鉄と付随する不純物とから成り、ニッケルは前記バインダの少なくとも４重量％であるが３６重量％以下の量であり、鉄は前記バインダの少なくとも４重量％であるが３６重量％以下の量であり、前記バインダは１．５：１〜１：１．５のＮｉ：Ｆｅ重量比率及び１．８：１：１〜２．６：１：１のＣｏ：Ｎｉ：Ｆｅ重量比率を有し、前記少なくとも１つの硬成分が、炭化物、窒化物、炭窒化物、これらの混合物、及びこれらの固溶体の少なくとも１つを含む、サーメットであるが、
５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とから構成されるＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットを除く、サーメット。
【請求項２】
前記バインダが１：１であるＮｉ：Ｆｅ重量比率を有する、請求項１に記載のサーメット。
【請求項３】
前記バインダが１．８：１：１であるコバルト：ニッケル：鉄重量比率を有する、請求項１又は請求項２に記載のサーメット。
【請求項４】
前記バインダが前記サーメットの０．２〜３５重量％である、請求項１から３のいずれか１つに記載のサーメット。
【請求項５】
前記バインダが前記サーメットの３〜３０重量％である、請求項４に記載のサーメット。
【請求項６】
前記少なくとも１つの硬成分が、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭化物を含む、請求項１から５のいずれか１つに記載のサーメット。
【請求項７】
前記少なくとも１つの硬成分が、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭窒化物を含む、請求項１から６のいずれか１つに記載のサーメット。
【請求項８】
前記炭化物の少なくとも１つが炭化タングステン（ＷＣ）である、請求項１から７のいずれか１つに記載のサーメット。
【請求項９】
チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、及びモリブデンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭化物を更に含む、請求項８に記載のＷＣ−サーメット。
【請求項１０】
チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭窒化物を更に含む、請求項８又は請求項９に記載のＷＣ−サーメット。
【請求項１１】
前記少なくとも１つの硬成分が少なくとも１つの炭窒化物を含み、前記少なくとも１つの炭窒化物が炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）である、請求項１から７のいずれか１つに記載のサーメット。
【請求項１２】
チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭化物を更に含む、請求項１１に記載のＴｉＣＮ−サーメット。
【請求項１３】
ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭窒化物を更に含む、請求項１１又は請求項１２に記載のＴｉＣＮ−サーメット。
【請求項１４】
請求項１から１３のいずれか１つに記載のサーメットを製造するための方法であって、
炭化物、窒化物、炭窒化物、これらの混合物、及びこれらの固溶体の少なくとも１つを含み２μｍ〜４０μｍの粒径を有する少なくとも１つの硬成分を提供するステップと、
粉末混合物を形成するためにバインダを前記少なくとも１つの硬成分と混合させるステップであって、前記バインダが４０重量％〜８７重量％のコバルトを含み、前記バインダの残りはニッケルと鉄と付随する不純物とから構成され、ニッケルは前記バインダの少なくとも４重量％であるが３６重量％以下の量であり、鉄は前記バインダの少なくとも４重量％であるが３６重量％以下の量であり、前記バインダは１．５：１〜１：１．５のＮｉ：Ｆｅ重量比率及び１．８：１：１〜２．６：１：１のＣｏ：Ｎｉ：Ｆｅ重量比率を有するが、５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とから構成されるバインダ組成物を除く、前記バインダを前記少なくとも１つの硬成分と混合させるステップと、
前記サーメットを作るために前記粉末混合物を高密度化するステップと、
を含むサーメット製造方法。
【請求項１５】
前記高密度化が真空焼結及び加圧焼結の少なくとも１つを含む、請求項１４に記載の方法。
【請求項１６】
前記バインダがコバルト、ニッケル、及び鉄の混合物を含む、請求項１４又は請求項１５に記載の方法。
【請求項１７】
前記バインダがコバルト、ニッケル、及び鉄の合金を含む、請求項１４又は請求項１５に記載の方法。
【請求項１８】
前記少なくとも１つの硬成分が、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭化物を含む、請求項１４から１７のいずれか１つに記載の方法。
【請求項１９】
前記少なくとも１つの硬成分が、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの少なくとも１つから成る少なくとも１つの炭窒化物を含む、請求項１４から１８のいずれか１つに記載の方法。
【請求項２０】
請求項１から１０のいずれか１つに記載のサーメット、又は５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とを有するＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットの、採鉱及び建設用のつるはし型工具としての使用であって、前記バインダが前記サーメットの５重量％〜２７重量％である、使用。
【請求項２１】
前記バインダが前記サーメットの５重量％〜１９重量％である、請求項２０に記載の使用。
【請求項２２】
請求項１から１０のいずれか１つに記載のサーメット、又は５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とを有するＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットの、採鉱及び建設用の回転工具としての使用であって、前記バインダが前記サーメットの５重量％〜１９重量％である、使用。
【請求項２３】
前記バインダが前記サーメットの５重量％〜１５重量％である、請求項２２に記載の使用。
【請求項２４】
請求項１から１０のいずれか１つに記載のサーメット、又は５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とを有するＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットの、スクリューヘッドポンチとしての使用であって、前記バインダが前記サーメットの８重量％〜３０重量％である、使用。
【請求項２５】
前記バインダが前記サーメットの１０重量％〜２５重量％である、請求項２４に記載の使用。
【請求項２６】
請求項１から１３のいずれか１つに記載のサーメット、又は５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とを有するＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットの、加工物材料のチップフォーマ切削用の切削工具としての使用であって、前記バインダが前記サーメットの２重量％〜１９重量％である、使用。
【請求項２７】
前記バインダが前記サーメットの５重量％〜１４重量％である、請求項２６に記載の使用。
【請求項２８】
請求項１から１３のいずれか１つに記載のサーメット、又は５０重量％のコバルトと２５重量％のニッケルと２５重量％の鉄とを有するＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットの、材料の機械加工用の延伸回転工具としての使用であって、前記バインダが前記サーメットの０．２重量％〜１９重量％である、使用。
【請求項２９】
前記バインダが前記サーメットの５重量％〜１６重量％である、請求項２８に記載の使用。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
サーメットは、三次元的に相互接続されていてもされていなくてもよい硬成分と、硬成分を連結させる又は結合させるバインダとから構成される複合材料である。従来技術のサーメットの例には、コバルト接合した炭化タングステン及びＷＣ−Ｃｏとしても知られる炭化タングステン（ＷＣ）サーメット（ＷＣ−サーメット）がある。ここでは、硬成分はＷＣであり、バインダは例えばコバルト−タングステン−カーボン合金等のコバルト（Ｃｏ−バインダ）である。このＣｏ−バインダは、約９８重量パーセント（wt.%）のコバルトである。
【０００２】
コバルトは、サーメットの主要なバインダである。例えば、世界の年間の主要コバルト市場の約１５パーセントは、ＷＣ−サーメットを含む硬質材料の製造に用いられている。世界の年間の主要コバルト市場の約２６パーセントは、発達した航空機のタービンエンジン用に開発された超合金の製造に用いられており、これはコバルトが戦略資材であることを示すことに寄与する１つの要素である。世界の主要コバルト生産の約４５パーセントまでが政情不安定な地域において見られる。これらの要素は、コバルトの高コストの一因となるのみでなく、コバルトの不規則なコストの変動の理由を明白にする。従って、サーメット内でバインダとして用いられるコバルトの量を減少させることが望ましい。
【０００３】
プラカシュ（Prakash）他は、Ｃｏ−バインダの代りに、鉄を多く含む鉄−コバルト−ニッケルバインダ（Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−バインダ）を用いることによって、この目標をＷＣ−サーメットに関連する彼らの仕事の中で達成することを試みた。（例えば、プラカシュ（L. J. Prakash）の博士論文（カールスルーエ原子力研究所（Kernforschungszentrum Karlsruhe、ドイツ）、材料及び固体研究所（Institute Fuer Material- und Festkoeperforschung）１９８０年）、及び『粉末冶金の近代発展（Mod. Dev. Powder Metal）』（１９８１年）、14、255-268頁に掲載されているプラカシュ（L. J. Prakash）他による「バインダ組成物のＷＣ−Ｆｅ／Ｃｏ／Ｎｉ超硬合金性能への影響（The Influence Of The Binder Composition On The Properties Of WC-Fe/Co/Ni Cemented Carbides）」を参照されたい。）プラカシュ他によると、鉄を多く含むＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−バインダを有するＷＣ−サーメットは、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−バインダ中の体心立方体（ｂｃｃ）構造を安定化させることにより強化された。このｂｃｃ構造は、マルテンサイト変態により達成された。プラカシュ他は鉄を多く含むマルテンサイト系バインダ合金に焦点を絞っているが、彼らは５０重量％のコバルトと、２５重量％のニッケルと、２５重量％の鉄から構成される１つのＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダのみを開示している。
【０００４】
ガイルメニー（Guilemany）他は、Ｃｏ−バインダを有するＷＣ−サーメットの機械特性と、焼結及びそれに続くＨＩＰ処理によって製造されるニッケルを多く含むニッケル−鉄をＣｏ−バインダに代って高いバインダ含有率で有する強化された耐蝕性のＷＣ−サーメットを研究した。（例えば、『耐火材料及び硬質材料のインターナショナルジャーナル（Int. J. of Refractory & Hard Materials)』（１９９３−１９９４年）、12、199-206頁に掲載されているガイルメニー（Guilemany）他による「Ｃｏ／ＷＣ及びＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ／ＷＣ超硬合金の機械特性関係（Mechanical-Property Relationships of Co/WC and Co-Ni-Fe/WC Hard Metal Alloys）」を参照されたい。）
【０００５】
コバルトは同素性であって、即ち約４１７℃を超える温度では、純コバルトの原子は面心立方（ｆｃｃ）構造に配列され、約４１７℃未満の温度では、純コバルトの原子は稠密六方（ｈｃｐ）構造に配列されるので、コバルトは冶金学的に興味深い。従って、約４１７℃では純コバルトは同素変態を示し、即ち、ｆｃｃ構造がｈｃｐ構造に変化する（ｆｃｃ→ｈｃｐ変態）。コバルトの合金化は、ｆｃｃ→ｈｃｐ変態を一時的に抑制することができ、ｆｃｃ構造を安定化させる。例えば、コバルトをタングステン及び炭素と共に合金化して、Ｃｏ−Ｗ−Ｃ合金（Ｃｏ−バインダ）を形成することは、ｆｃｃ構造を一時的に安定化させることが知られている。（例えば、ダヴィール（W. Dawihl）他による『コバルト２２』（１９６４年）１６を参照されたい。）しかしながら、Ｃｏ−Ｗ−Ｃ合金（Ｃｏ−バインダ）を応力及び/又は歪にさらすことがｆｃｃ→ｈｃｐ変態を誘起することは周知である。（例えば、シュラインコファ（U. Schleinkofer）他による『材料科学及び工学  Ａ１９４（Materials Science and Engineering A194）』（１９９５年）１頁及び『材料科学及び工学  Ａ１９４（Materials Science and Engineering A194）』（１９９６年）１０３頁を参照されたい。）Ｃｏ−バインダを有するＷＣ−サーメットにおいて、サーメットの高密度化（例えば、真空焼結、加圧焼結、熱間等静圧プレス等）の後の冷却中に生じる応力及び/又は歪は、ｆｃｃ→ｈｃｐ変態を誘起し得る。また、Ｃｏ−バインダを有するＷＣ−サーメットの臨界未満の亀裂成長を促進し得る周期的負荷等の周期的負荷は、ｆｃｃ→ｈｃｐ変態を誘起することも周知である。出願人は、サーメットにおいて、バインダ中のｈｃｐ構造の存在はバインダの脆化となり得るので有害となり得ると判断した。従って、コストの節減及びコストの予測可能性のみを提供するのではなく、局所的なｆｃｃ→ｈｃｐ変態等の脆化メカニズムを示さないバインダを見出すことが望ましい。
【０００６】
前述の理由から、安価に製造可能な、Ｃｏ−バインダと比べて高い塑性を有するバインダを有するサーメットが必要である。
【０００７】
出願人は、サーメットのバインダ中のｈｃｐ構造の存在が有害であり得ると判断した。ｈｃｐ構造はバインダの脆化をもたらす。出願人は、より高い塑性を有するバインダの使用を含む、問題の解決策を示している。本発明は、好ましくはｆｃｃ構造を有するバインダである、高い応力及び/又は歪を加えられた状況下においてさえも安定した改善された塑性を有するバインダ（可塑性のバインダは減じられた加工硬化を有する）を有するサーメットに関する。本発明のサーメットはまた、改善されたコスト予測可能性を有する低コストのサーメットの必要性を満たす。このサーメットは、硬成分と、サーメットの耐亀裂性を改善する改善された塑性を有するバインダとを含む。Ｃｏ−バインダを有する対比するサーメットに比べて、プラスチックバインダを有するサーメットは、低い硬度を有し得るが、本発明のサーメットの総体的な硬度は、強度及び／又は強靭度を犠牲にすることなく、硬成分の粒径分布及び／又は硬成分の量を変化させることにより調整され得る。硬成分量が増加され、サーメットの強度及び／又は強靭度を犠牲にすることなく、サーメットの硬度を強めることが好ましい。本発明のサーメットの１つの利点は、Ｃｏ−バインダを有する対比するサーメットに比べ、改善された耐亀裂性及び信頼性を含み、これはバインダの塑性に起因し得る。本発明のサーメットの別の利点は、Ｃｏ−バインダを有する対比するサーメットに比べ、改善された耐蝕性及び／又は耐酸化性を含む。
【０００８】
本発明のサーメットは、少なくとも１つの硬成分と、コバルト−ニッケル−鉄−バインダ（Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダ）とを含む。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダは、約４０重量％乃至９０重量％のコバルトを含み、このバインダの残りは、ニッケルと鉄と、任意に付随する不純物とを含み、ニッケルはバインダの少なくとも４重量％であるが３６重量％以下であり、鉄はバインダの少なくとも４重量％であるが３６重量％以下であり、このバインダのＮｉ：Ｆｅ比率は約１．５：１乃至１：１．５である。しかしながら、５０重量％のコバルトと、２５重量％のニッケルと、２５重量％の鉄とから構成されるＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むサーメットは権利放棄される。好ましくは、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダは実質的に面心立方（ｆｃｃ）結晶構造を含み、塑性変形される際に応力又は歪が誘起する相変態を経験しない。好ましくは、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダは実質的にオーステナイトである。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するこのサーメットは、Ｃｏ−バインダを有するサーメットよりも低価格且つ変動の少ない価格で製造され得る。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するサーメットの利点は、いずれもＣｏ−バインダを有する対比するサーメットに比べて、改善された耐亀裂性及び信頼性、並びに改善された耐蝕性及び／又は耐酸化性を含む。
【０００９】
本発明のプラスチックバインダは、塑性変形されるときでさえも、ｆｃｃ結晶構造を維持し、応力及び/又は歪が誘起する変態を回避するという点においてユニークである。出願人は、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するサーメットにおける強度及び疲労性能を、曲げ強さに関して約２４００メガパスカル（ＭＰａ）程度まで、そして反復疲労に関しては約１５５０ＭＰａ程度まで（ほぼ室温での200,000サイクル（繰返し回数）の屈曲）測定した。出願人は、優れた性能をもたらすこのような応力及び/又は歪レベルまでは、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダにおいて、実質的に応力及び/又は歪誘起相変態は生じないと考える。
【００１０】
本発明のこれら及び他の特徴、態様、及び利点は以下の説明、添付された請求項、及び添付図面を参照することによってよりよく理解されるであろう。
【００１１】
改善された塑性を有するバインダ（プラスチックバインダは軽減された加工硬化を示す）を有する本発明のサーメットは、少なくとも１つの硬成分とバインダとを含み、このバインダは、少なくとも１つの硬成分と結合されると、例えば、反復疲労下での臨界未満の亀裂成長に対する改善された抵抗、改善された強度、及び任意であるが、改善された耐酸化性及び／又は改善された耐蝕性を含む改善された特性を所有する。
【００１２】
任意ではあるが、本発明のサーメットは、ある環境（例えば、固体、液体、気体、又はこれらの任意の組合せ）において、（１）サーメットの化学的不活性、（２）環境及びサーメットの相互作用からサーメットを保護する防護壁の形成、及び（３）これら両方、の何れかに起因して、耐蝕性及び／又は耐酸化性を示し得る。
【００１３】
Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダのより好ましい組成物は、約１：１のニッケル：鉄比率を有する。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダの更に好ましい組成物は、約１．８：１：１のコバルト：ニッケル：鉄比率を有する。
【００１４】
Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダは、開始材料、粉末冶金、粉砕及び／又は焼結処理、並びに環境の影響から生じる付随する不純物を任意に含み得ることは当業者には理解されるであろう。
【００１５】
本発明のサーメットのバインダ含量は、硬成分の組成物及び／又は形状寸法、サーメットの用途、及びバインダの組成物等の要素に依存することは、当業者には理解されるであろう。例えば、本発明のサーメットがＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットを含む場合、バインダ含量は約０．２重量％乃至３５重量％（好ましくは、３重量％乃至３０重量％）から成り得、本発明のサーメットがＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＴｉＣＮ−サーメットを含む場合、バインダ含量は約０．３重量％乃至２５重量％（好ましくは、３重量％乃至２０重量％）から成り得る。更なる例として、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のＷＣ−サーメットが採鉱及び建設用のつるはし型工具として使用される場合、バインダ含量は約５重量％乃至２７重量％（好ましくは、約５重量％乃至１９重量％）から成り得る。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のＷＣ−サーメットが採鉱及び建設用の回転工具として使用される場合、バインダ含量は約５重量％乃至１９重量％（好ましくは、約５重量％乃至１５重量％）から成り得る。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のＷＣ−サーメットがスクリューヘッドポンチとして使用される場合、バインダ含量は約８重量％乃至３０重量％（好ましくは、約１０重量％乃至２５重量％）から成り得る。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のサーメットが加工物材料のチップフォーマ切削用の切削工具として使用される場合、バインダ含量は約２重量％乃至１９重量％（好ましくは、約５重量％乃至１４重量％）から成り得る。そしてＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のサーメットが材料の機械加工用の延伸回転工具として使用される場合、バインダ含量は約０．２重量％乃至１９重量％（好ましくは、約５重量％乃至１６重量％）から成り得る。
【００１６】
硬成分は、硼化物、炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、珪化物、これらの混合物、これらの固溶体、又はこれらの組合せ少なくとも１つを含み得る。硼化物、炭化物、窒化物、酸化物、又は珪化物の少なくとも１つから成る金属は、国際純正応用化学連合（ＩＵＰＡＣ）の２、３（ランタニド、アクチニドを含む）、４、５、６、７、８、９、１０、１１、１２、１３、及び１４族から１つ又は複数の金属を含み得る。好ましくは、少なくとも１つの硬成分は、炭化物、窒化物、炭窒化物、これらの混合物、これらの固溶体、又はこれらの任意の組合せを含み得る。炭化物、窒化物、及び炭窒化物の金属は、ＩＵＰＡＣのランタニド及びアクチニドを含む３、４、５、及び６族の１つ又は複数の金属を含み得、より好ましくは、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、モリブデン、及びタングステンの１つ又は複数を含み得る。
【００１７】
このコンテキストにおいて、本発明のサーメットは、硬成分の過半数を構成している組成物によって呼ばれ得る。例えば、硬成分の過半数が炭化物を構成する場合、このサーメットは炭化物−サーメットと呼ばれ得る。硬成分の過半数が炭化タングステン（ＷＣ）を構成する場合、このサーメットは炭化タングステンサーメット又はＷＣ−サーメットと呼ばれ得る。同様に、サーメットは例えば、硼化物−サーメット、窒化物−サーメット、酸化物−サーメット、珪化物−サーメット、炭窒化物−サーメット、酸窒化物−サーメットとも呼ばれ得る。例えば、硬成分の過半数が炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）を構成する場合、このサーメットは炭窒化チタンサーメット又はＴｉＣＮ−サーメットと呼ばれ得る。この命名法は、上記の例によって制限されるべきではなく、それよりも当業者に一般的な理解をもたらす基礎を形成するものである。
【００１８】
寸法に関すると、高い塑性のバインダを有するサーメットの硬成分の粒径は、ミクロン以下から約１００マイクロメータ（μｍ）以上までの範囲に及び得る。マイクロメータ以下には、約１ナノメータから約１００ナノメータ（０．１μｍ）以上に及ぶ範囲の構造的特徴を有するナノ構造の材料を含む。本発明のサーメットの硬成分の粒径は、硬成分の組成物及び／又は形状寸法、サーメットの用途、及びバインダの組成物等の要素に依存することは、当業者によって理解されるであろう。例えば、出願人は、本発明のサーメットがＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットを含む場合、硬成分の粒径は約０．１μｍ乃至約４０μｍから成り得、本発明のサーメットがＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＴｉＣＮ−サーメットを含む場合、硬成分の粒径は約０．５μｍ乃至約６μｍから成り得ると考える。更なる例として、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のＷＣ−サーメットが採鉱及び建設用のつるはし型工具又は回転工具として使用される場合、硬成分の粒径は約１μｍ乃至約３０μｍ（好ましくは、約１μｍ乃至約２５μｍ）から成り得、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のＷＣ−サーメットがスクリューヘッドポンチとして使用される場合、硬成分の粒径は約１μｍ乃至約２５μｍ（好ましくは、約１μｍ乃至約１５μｍ）から成り得、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のサーメットが加工物材料のチップフォーマ切削用の切削工具として使用される場合、硬成分の粒径は約０．１μｍ乃至４０μｍ（好ましくは、約０．５μｍ乃至１０μｍ）から成り得、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のサーメットが材料の機械加工用の延伸回転工具として使用される場合、硬成分の粒径は約０．１μｍ乃至１２μｍ（好ましくは、約８μｍ以下）から成り得ると出願人は考える。
【００１９】
出願人は、例えば、バインダ含量、バインダ組成物、Ｎｉ：Ｆｅ比率、硬成分の粒径、硬成分の含量等のここで開示される範囲の終端点の間の各増分（インクリメント）は、それらが特定的に明示されているかのように本明細書に含まれることを意図する。例えば、約０．２重量％乃至３５重量％のバインダ含量の範囲は、約１重量％ごとの増分を含み、これにより明確に約０．２重量％、１重量％、２重量％、３重量％、．．．３３重量％、３４重量％、及び３５重量％のバインダを含む。一方、例えば、バインダ組成物に関しては、約４０重量％乃至９０重量％のコバルト含量範囲は、約１重量％ごとの増分を含み、これにより明確に４０重量％、４１重量％、４２重量％、．．．８８重量％、８９重量％、及び９０重量％を含み、約４重量％乃至３６重量％のニッケル及び鉄の含量範囲は、約１重量％ごとの増分を含み、これにより明確に４重量％、５重量％、６重量％、．．．３４重量％、３５重量％、及び３６重量％を含む。更に、例えば約１．５：１乃至１：１．５のＮｉ：Ｆｅ比率の範囲は、約０．１ごとの増分を含み、これにより明確に１．５：１、１．４：１、．．．１：１、．．．１：１．４、及び１：１．５を含む。更に、例えば約０．１μｍ乃至約４０μｍの硬成分の粒径の範囲は、約１μｍごとの増分を含み、これにより明確に約１μｍ、２μｍ、３μｍ、．．．３８μｍ、３９μｍ、及び４０μｍを含む。
【００２０】
本発明のサーメットは、サーメットの用途によって、コーティングを伴っても伴わなくてもよい。サーメットがコーティングと共に用いられる場合には、サーメットは、例えば、潤滑性、耐摩耗性、サーメットへの十分な粘着、使用温度での加工物材料との化学的不活性、及びサーメットの熱膨張係数と矛盾しない熱膨張係数（即ち、矛盾しない熱物理特性）等の適切な特性を示すコーティングにより被覆される。コーティングは、ＣＶＤ及び／又はＰＶＤ技法により付着され得る。
【００２１】
１つ又は複数の異なる成分から成る１つ又は複数の層を含み得るコーティング材料の例は、アルミナ、ジルコニア、酸窒化アルミニウム、酸窒化ケイ素、ＳｉＡｌＯＮ、ＩＵＰＡＣの４、５、及び６族に属する元素の硼化物、炭窒化チタンを含むＩＵＰＡＣの４、５、及び６族に属する元素の炭窒化物、窒化チタンを含むＩＵＰＡＣの４、５、及び６族に属する元素の窒化物、炭化チタンを含むＩＵＰＡＣの４、５、及び６族に属する元素の炭化物、立方窒化硼素、窒化ケイ素、窒化炭素、窒化アルミニウム、ダイヤモンド、ダイヤモンドに似た炭素、及び窒化チタンアルミニウムから選択されることが可能であるが、全てを含むことが意図されるわけではない。
【００２２】
本発明のサーメットは、例えば、何れも室温又は昇温状態で（例えば、高温プレス、熱間等静圧プレス）での単軸、双軸、三軸、液圧、又はウェットバッグ（例えば、静水圧プレス）等のプレス、鋳込、射出成形、押出し加工、テープ鋳造、スラリ鋳造、スリップ鋳造、及びこれらの任意の組合せを含む任意の成形手段により固結され得る粉末硬成分と粉末バインダとを含む粉末混合物から製造され得る。これらの方法の幾つかは、米国特許第4,491,559号、第4,249,955号、第3,888,662号及び第3,850,368号に記載されており、それらの内容はその全体を参考文献として本明細書に組み入れられる。
【００２３】
粉末混合物が固結されているにせよされていないにせよ、いずれの場合においても、その固体形状寸法は、当業者により考えられ得るあらゆるものを含み得る。形状、又は形状の組合せを取得するために、粉末混合物は高密度化の前、最中、及び／又は後に形成されてよい。高密度化前の成形技法は、上述の何れの手段並びに素地の素地加工又は塑性成形又はその組合せを含み得る。高密度化後の成形技法は、研摩、電子放電加工、ブラシホーニング、切削等の任意の機械加工処理を含んでよい。
【００２４】
粉末混合物を含む素地は次に、本発明のサーメットの製造に適合するあらゆる手段によって高密度化されてよい。好ましい手段には、液相焼結が含まれる。このような手段には、真空焼結、加圧焼結（焼結−ＨＩＰとしても知られる）、熱間等静圧プレス（ＨＩＰ処理）等が含まれる。これらの手段は、最小の気孔率を有する実質上理論的に高密度の品を作り出すのに十分な温度及び／又は圧力で実行される。例えば、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットに関しては、このような温度は、約１３００℃（２３７３°Ｆ）から約１７６０℃（３２００°Ｆ）、好ましくは約１４００℃（２５５２°Ｆ）から約１６００℃（２９１２°Ｆ）の範囲の温度を含み得る。高密度化圧力は、約ゼロ（０）ｋＰａ（ゼロ（０）ｐｓｉ）から約２０６ＭＰａ（３０ｋｓｉ）の範囲に及び得る。炭化物−サーメットに関しては、加圧焼結（焼結−ＨＩＰとしても知られる）は、約１３７０℃（２４９８°Ｆ）乃至約１６００℃（２９１２°Ｆ）の温度で約１．７ＭＰａ（２５０ｐｓｉ）乃至約１３．８ＭＰａ（２ｋｓｉ）で実行され得る一方、ＨＩＰ処理は、約１３１０℃（２３７３°Ｆ）乃至約１７６０℃（３２００°Ｆ）の温度で約６８ＭＰａ（１０ｋｓｉ）乃至約２０６ＭＰａ（３０ｋｓｉ）で実行され得る。
【００２５】
高密度化は、大気の不在即ち真空状態か、又は例えばＩＵＰＡＣの１８族の１つ又は複数の気体等の不活性雰囲気、浸炭雰囲気、例えば窒素、化成（フォーミングガス）（９６％窒素、４％水素）、アンモニア等の窒素系雰囲気、又は例えばＨ2／Ｈ2Ｏ、ＣＯ／ＣＯ2、ＣＯ／Ｈ2／ＣＯ2／Ｈ2Ｏ等の還元ガスの混合物の状態、或いはこれらの任意の組合せにおいて実行され得る。
【００２６】
本発明は、以下の記述により例示される。以下の記述は本発明の様々な態様を示し、明確にするために提供されるのであり、請求される本発明の範囲を制限するものとして解釈されるべきではない。
【００２７】
表１は、本発明の範囲内の多数のＷＣ−サーメット及びＴｉＣＮ−サーメットに関するバインダ含量の基準（公称）重量％、Ｃｏ：Ｎｉ：Ｆｅ比率、サーメットの種類、第１の硬成分重量％、第１の硬成分サイズ（μｍ）、第２の硬成分重量％、第２の硬成分サイズ（μｍ）、第３の硬成分重量％、第３の硬成分サイズ（μｍ）、粉砕方法（ＷＢＭはウェットボールミル粉砕したことを意味し、ＡＴはアトライター粉砕したことを意味する）と、粉砕時間（時間）と、高密度化方法（ＶＳは真空焼結、ＨＩＰは熱間等静圧プレス、そしてＰＳは加圧焼結（焼結−ＨＩＰとしても知られる）を意味する）と、温度と、時間（時間）とをまとめて表示する。これらの材料は、例えば、ブルックス（Kenneth J. A. Brookes）による『硬質合金及び硬質材料の世界名鑑・ハンドブック（World Directory and Handbook of HARDMETALS AND HARD MATERIALS）』第６版（インターナショナル・カーバイド・データ社（International Carbide DATA）、１９９６年）、シュナイダー（George Schneider）による『炭化タングステン工学の法則（PRINCIPLES OF TUNGSTEN CARBIDE ENGINEERING）』第２版（炭化物及びツールエンジニア協会（Society of Carbide and Tool Engineers）、１９８９年）、『サーメット・ハンドブック（Cermet-Handbook)』（ヘルテルＡＧ社−工具＆硬質材料（Hertel AG、Werkzeuge＋Hartstoffe）、ドイツバイエルン州フュアス（Fuerth)、１９９３年）、及びシュヴァルツコプフ（P. Schwarzkopf）及びキーファー（R. Kieffer）による『超硬合金（CEMENTED CARBIDES）』（マクミラン社（Macmillan Company）、１９６０年）に記載されているような従来の粉末冶金技術を用いて製造された。以上の出版物の内容は、その全体を参考文献として本明細書に組み入れられる。
【表１】
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【００２８】
これらのサーメットは、市販の配合物（例えば、『硬質合金及び硬質材料の世界名鑑・ハンドブック（World Directory and Handbook of HARDMETALS AND HARD MATERIALS）』第６版に記載されているもの）を用いて作られた。例えば、表１のＷＣ−サーメットである材料８は、約１０キログラム（ｋｇ）の開始材料粉末のバッチから作られ、これは、約８９．９重量％のＷＣ（ケンナメタル社（Kennametal Inc.：ネバダ州ファロン）から市販されている−８０＋４００メッシュ（約３８μｍと１８０μｍとの間の粒径）の炭化タングステンの巨大結晶体（‡これは表１の材料５及び８から１２の開始材料のＷＣでもあった））と、約４．５重量％の市販の極微細なコバルト粉末と、約２．５重量％の市販のニッケル粉末（ＩＮＣＯグレード２５５（INCO Grade 255）、ＩＮＣＯインターナショナル（INCO International：カナダ））と、２．５重量％の市販の鉄粉（カルボニル鉄粉ＣＮ（Carbonyl Iron Powder CN）、ＢＡＳＦコーポレーション（BASF Corporation：ニュージャージー州マウントオリーブ））と、約０．６重量％のタングステン金属粉（ケンナメタル社（Kennametal Inc.：ネバダ州ファロン）の粒径が約１μｍ）と、から成る。約２．１重量％のパラフィン蝋及び約０．３重量％の界面活性剤が添加されたこのバッチは、約１６時間にわたるウェットボール粉砕のために、約４．５リットルのナフサ（「LACOLENE」石油留出物、アシュランド・ケミカル社（Ashland Chemical Co.：オハイオ州コロンバス））と合わせられた。粉砕された混合物は、シグマブレード乾燥機で乾燥され、フリッツミル（Fritzmill）を用いて乾式粉砕され、そして約２５×１０6ｋｇ／ｍ3（６３．４グラム／インチ3）のスコット密度を有するプレス粉末を作るために造粒された。プレス粉末は、プレスによる正方形の素地板への成形（スタイルＳＮＧ４３３のインサートに基づく）中に適切な流動特性を示した。
【００２９】
素地は、高密度化のための専用炉の真空焼結炉に配置された。炉及び中味は約０．９キロパスカル（ｋＰａ）（７トール（ｔｏｒｒ））まで排気された水素雰囲気状態で、ほぼ室温から約１８０℃（３５０°Ｆ）まで真空状態で約９／１２時間で加熱され、約３／１２時間維持された。約３７０℃（７００°Ｆ）まで約９／１２時間で加熱され、約４／１２時間維持された。約４３０℃（８００°Ｆ）まで約５／１２時間で加熱され、約４／１２時間維持された。約５４０℃（１０００°Ｆ）まで約５／１２時間で加熱され、約２／１２時間維持された。約５９０℃（１１００°Ｆ）まで約４／１２時間で加熱された。次に、水素ガスを遮断した状態で、約１５マイクロメータから約２３マイクロメータの範囲の真空状態で約１１２０℃（２０５０°Ｆ）まで約１６／１２時間で加熱され、約４／１２時間維持された。アルゴンが約１．９９５ｋＰａ（１５トール）まで加えられる間に、約１３７０℃（２５００°Ｆ）まで約９／１２時間で加熱され、約４／１２時間維持された。アルゴンが約１．９９５ｋＰａ（１５トール）で維持される一方で、約１５５０℃（２８２５°Ｆ）まで約１９／１２時間で加熱され、約９／１２時間維持された。次に、炉への送電が止められ、炉及びその中味はほぼ室温まで冷却された。あらゆる当業者が理解するように、表１の材料８は既知の技法で作られた。この点で、既知の技術、特に真空焼結を利用可能なことは、本発明の利点であり、当該技術の教示とは反対である。
【００３０】
表１の材料１から７及び９から１２は、材料８と同様の方法で、実質的に標準の技法で形成され、固結され、そして高密度化された。材料１から４、６、７、１１、及び１２の高密度化は、加圧焼結（焼結−ＨＩＰとしても知られる）を用いて実行され、焼結炉内の気圧は、表１に示される温度で最終的に約１０分で約４ＭＰａ（４０バール）まで上げられた。更に、（単一の）Ｃｏ−バインダのみを有する比較従来技術の材料が、材料２、４から６、及び９から１２のために作られ、Ｃｏ−Ｎｉバインダ（Ｃｏ：Ｎｉ＝２：１）を有する比較従来技術の材料が、材料７のために作られた。
【００３１】
表１の材料１から８並びに比較従来技術材料に関する機械的、物理的、及びミクロ構造的特性の結果が、表２にまとめられている。特に、表２は、密度（ｇ／ｃｍ3）と、磁気飽和（０．１μＴｍ3／ｋｇ）と、保磁力（Ｏｅ、本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられる国際規格ＩＳＯ３３２６：超硬合金の（磁化）保磁性の定量に実質的に準拠して測定される）と、硬度（Ｈｖ30、本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられる国際規格ＩＳＯ３８７８：超硬合金のビッカース硬度試験に実質的に準拠して測定される）と、抗折力（ＭＰａ、本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられる国際規格ＩＳＯ３３２７／タイプＢ：超硬合金の抗折力の定量に実質的に準拠して測定される）と、気孔率（本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられる国際規格ＩＳＯ４５０５：超硬合金の気孔率及び非化合炭素の金属顕微鏡による定量に実質的に準拠して測定される）と、をまとめて表示する。
【表２】
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【００３２】
材料９から１２及び比較従来技術材料の徹底的な特性調査が実行され、表３、４、５、及び６にまとめられている。データは、必然性（ｇ／ｃｍ3）、磁気飽和（Ｔｍ3／ｋｇ）、保磁力（Ｈｃ、エールステッド）、ビッカース硬度（ＨＶ３０）、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）、破断靭性（ＫIc、メガパスカルメータ平方根（ＭＰａｍ1/2）、本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられる『ＡＳＴＭの指示（ASTM Designation）：Ｃ１１６１−９０  外界温度での先端セラミックの曲げ強度のための標準試験手法（Standard Test Method for Flexural Strength of Advanced Ceramics at Ambient Temperature）』（米国材料・試験協会（American Society for Testing and Materials：ペンシルベニア州フィラデルフィア））に実質的に準拠して決定される）、バインダ比率（化学分析の結果から判断されるＣｏの重量％：Ｎｉの重量％：Ｆｅの重量％）、バインダ含量（サーメットの重量％）、抗折力（ＴＲＳ、メガパスカル（ＭＰａ）、表４に関しては本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられる『材料科学及び工学  Ａ１９４（Materials Science and Engineering A194）』（１９９５年）１から８頁に、表３、５、及び６に関してはＩＳＯ３３２７に実質的に準拠して決定される）、熱伝導率（ｔｈ．ｃｏｎｄ、カロリー／センチメートル−秒−摂氏温度（ｃａｌ／（ｃｍ・ｓ・℃））、実質的にパルスレーザ技法を使用して決定される）、２０℃、２００℃、４００℃、６００℃、及び８００℃での高温ビッカース硬度（ＨＶ１００／１０、約１００グラムの負荷を約１０秒かけて、（表示）温度でサーメットサンプルを押圧することにより決定される）、及びバインダの化学分析（重量％、ｘ−蛍光を使用して決定される（バインダにはＣｏ、Ｎｉ、及びＦｅのみが含まれ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＣｒは炭化物と考えられるので硬成分の一部であり、１００重量％に対する残りは、それぞれの材料番号ごとに表１に示されるＷＣ又はＴｉＣＮと、もしあれば付随する不純物である））とを含む。
【表３】
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【表４】
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【表５】
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【表６】
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【００３３】
要するに、これらのデータは、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットがＣｏ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメットの性能に少なくとも匹敵し、一般にはそれらよりも改善された性能を有することを証明している。Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する本発明のＷＣ−サーメットをより適切に定量化するために、光学顕微鏡検査、透過型電子顕微鏡検査、及び走査電子顕微鏡検査を含む更なるミクロ構造の特性試験が実行された。図１は、炭化タングステン硬成分４及びＣｏ−バインダ２を有する約１５５０℃での真空焼結により製造された従来技術のＷＣ−サーメット（従来技術の材料１０）のミクロ構造の光学顕微鏡写真である。図２は、炭化タングステン硬成分４及びＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダ６を有するこれもまた約１５５０℃での真空焼結により製造されたＷＣ−サーメット（材料１０）のミクロ構造の光学顕微鏡写真である。ミクロ構造はほぼ同様に見える。従来技術の材料１０及び材料１０内のバインダの体積パーセント（実質的に黒い部分の面積パーセントを測定することにより決定される）は、約１８７５倍（６．４μｍ）で約１２．８と１１．９と測定され、それぞれ図１ａ及び図２ａに示される。更なる値が、約１２００倍（１０μｍ）でそれぞれ約１３．４及び１４．０と測定された。従来技術の材料９及び材料９に関するバインダの面積パーセントは、約１２００倍（１０μｍ）でそれぞれ約１５．３及び１５．１と測定された。従来技術の材料１１及び材料１１におけるバインダの面積パーセントは、約１２００倍（１０μｍ）でそれぞれ約１４．６及び１５．１と測定された。これらのデータは、どちらも硬成分及びバインダのほぼ同重量パーセント基準で調合された粉末バッチから作られた場合、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットが、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメットと、体積パーセント基準でほぼ同じ硬成分及びバインダの分布を有することを確証している。
【００３４】
図３から１０は、材料９のサンプル中の成分の分布（ＬａＢ6陰極電子銃システム及びエネルギ分散方式のＸ線システムをシリコン−リチウム検出器（オックスフォード・インスツルメント社（Oxford Instruments Inc.）分析システム部ミクロ分析グループ：英国バックス）と共に備えたＪＳＭ−６４００走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬリミテッド（東京）のモデル番号ＩＳＭ６５−３）を使用してエネルギ分散方式の分光法による走査電子顕微鏡で決定される）と材料９のミクロ構造特性の関連性を示す。図３は、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダ６と、ＷＣ硬成分４と、炭化チタン硬成分１０とを含む材料９のミクロ構造の後方散乱電子像（ＢＥＩ）である。図４から１０は、図３のミクロ構造にそれぞれ対応する、タングステン（Ｗ）、炭素（Ｃ）、酸素（Ｏ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、及びチタン（Ｔｉ）の成分分布図である。Ｃｏ、Ｎｉ、及びＦｅの合致は、バインダとしてのそれらの存在を示す。Ｃｏ、Ｎｉ、及びＦｅのＷとの合致の欠如は、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダが炭化タングステンを接合することを示す。Ｔｉの結集を示す図１０内の領域は、図３のＢＥＩの同領域と共に、チタンを含有する炭化物の存在を示唆する。
【００３５】
従来技術の材料１１及び材料１１の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による研究が実施された。両材料のサンプルは、その内容全体が本願に参考文献として組み入れられるシュラインコファ（Uwe Schleinkofer）によりエアランゲン−ニュルンベルグ大学工学部（Technical Faculty of the University of Erlangen-Nuernberg（ドイツ））に博士論文として提出された「反復変動応力下における超硬合金及びサーメットの疲労（Fatigue of Hard Metals and Cermets under Cyclically Varying Stress）」（１９９５年）に記載された方法にほぼ従って調製された。この研究は、エネルギー分散方式のＸ線システムをシリコンリチウム検出器（オックスフォード・インスツルメント社（Oxford Instruments Inc.）分析システム部ミクロ分析グループ：英国バックス）と共に備えたフィリップス・エレクトロニクス社（Phillips Electronics）のＥＭ４００Ｔ走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて実行された。図１１は、従来技術の材料１１のＣｏ−バインダ２のＴＥＭ画像を示す。平らな積層欠陥１２はＣｏ−バインダ２の全体に見られ、積層欠陥密集領域１４が確認される。各積層欠陥は、ｆｃｃ→ｈｃｐと変態されたＣｏ−バインダの薄層を表す。これらの積層欠陥密集領域は、ｆｃｃ→ｈｃｐと変態されたＣｏ−バインダを顕著に表す。平らな積層欠陥の１つの説明は、Ｃｏ−バインダが低い積層欠陥エネルギを有するということである。従って、応力及び／又は歪みの付加は、さもなければｆｃｃである構造のｈｃｐ構造への変態を誘起し、Ｃｏ−バインダを硬化させる。図１２は、従来技術の材料１１の炭化タングステン硬成分４の隣のＣｏ−バインダ２の別の領域のＴＥＭ画像を示す。図１１と同様に、平らな積層欠陥１２がＣｏ−バインダ２の全体に見られ、積層欠陥密集領域１４が確認される。
【００３６】
対照的に、図１３は、材料１１のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダのＴＥＭ画像を示す。炭化タングステン硬成分４の他に、図１３は転位１６を示す。従来技術の材料１１とは異なり、出願人は、材料１１のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダは平らな積層欠陥の形成を抑制する高い積層欠陥エネルギを有すると考える。更に、出願人は、積層欠陥エネルギが、拘束を受けない転位移動を可能にする程度であると考える。図１４、１４ａ、及び１４ｂは、材料１１のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダに関する比較ＴＥＭ顕微鏡写真、（０３１）晶帯軸に沿っての制限視野回折（ＳＡＤ）の結果、及び（１０１）晶帯軸に沿ってのＳＡＤの結果を示す。図１４ａ及び１４ｂのＳＡＤの結果は、ｆｃｃ構造の特徴及びｈｃｐ構造の不在の特徴である。従って、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダ上への応力及び／又は歪の付加は、転位１６等の平らでない欠陥を生成した。このような挙動は、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダにはＣｏ−バインダよりも大きな塑性変形が存在することを示す。Ｃｏ−バインダにおける制限された塑性変形の結果は、図１５及び１５ａに劇的に示される。これらのＴＥＭ画像は、Ｃｏ−バインダ４に形成された亀裂２２と、亀裂配向２０及び２０’と、積層欠陥の配向１８及び１８’との亀裂配向の合致を示す。対照的に、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダの塑性の利点が図１６及び１６ａに示される。これらのＴＥＭ画像は、単一の転位３８と、ＴＥＭの薄部表面上の転位スリップマーク２６と、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダ６の高い塑性変形２４の特徴である平らでなく拘束を受けていない高密度の転位とを示す。
【００３７】
従来技術の材料９及び材料９に関して測定された抗折力（ＴＲＳ）は、ワイブル統計学を用いて分析された。図１７は、Ｃｏ−バインダを有する従来技術の材料９（白丸「○」により示される）及び材料９（黒丸「●」により示される）に関するＴＲＳのワイブル分布図を示す。従来技術の材料９は、約２０．４のワイブル係数と、約１９４９ＭＰａの平均ＴＲＳ（曲げ強度）とを有し、これらはいずれも線形最小二乗式ｌｎ（ｌｎ（１／（１−Ｆ）））＝２０．４２２・ｌｎ（σ／ＭＰａ）−１５４．７（図中の点線により示される）から決定された。この式において、Ｆ＝（ｉ−０．５）／Ｎｉであり、ｉはサンプル番号、Ｎｉはテストされたサンプルの総数、そしてσは材料の測定曲げ強度である。材料９は、約２７．９のワイブル係数と、約２０５０ＭＰａの平均ＴＲＳ（曲げ強度）とを有し、これらはいずれも線形最小二乗式ｌｎ（ｌｎ（１／（１−Ｆ）））＝２７．９１５・ｌｎ（σ／ＭＰａ）−２１２．８７（図中の一点破線により示される）から決定された。
【００３８】
従来技術の材料１０及び材料１０に関して測定されたＴＲＳは、ワイブル統計学を用いて分析された。図１８は、Ｃｏ−バインダを有する従来技術の材料１０（白丸「○」により示される）及び材料１０（黒丸「●」により示される）に関するＴＲＳのワイブル分布図を示す。従来技術の材料１０は、約３２．４のワイブル係数と、約１９４２ＭＰａの平均ＴＲＳ（曲げ強度）とを有し、これらはいずれも線形最小二乗式ｌｎ（ｌｎ（１／（１Ｆ）））＝３２．４１８９・ｌｎ（σ／ＭＰａ）−２４５．４６（図中の点線により示される）から決定された。材料１０は、約９．９のワイブル係数と、約２０８９ＭＰａの平均ＴＲＳ（曲げ強度）とを有し、これらはいずれも線形最小二乗式ｌｎ（ｌｎ（１／（１−Ｆ）））＝９．９７７５・ｌｎ（σ／ＭＰａ）−７５．５０９（図中の一点破線により示される）から決定された。
【００３９】
従来技術の材料１２及び材料１２に関して測定されたＴＲＳは、ワイブル統計学を用いて分析された。図１９は、Ｃｏ−バインダを有する従来技術の材料１２（白丸「○」により示される）及び材料１２（黒丸「●」により示される）に関する抗折力（ＴＲＳ）のワイブル分布図を示す。従来技術の材料１２は、約３５．１のワイブル係数と、約２０８５ＭＰａの平均抗折力（曲げ強度）とを有し、これらはいずれも線形最小二乗式ｌｎ（ｌｎ（１／（１Ｆ）））＝３５．０９４・ｌｎ（σ／ＭＰａ）−２６８．２（図中の点線により示される）から決定された。材料１２は、約１７．２のワイブル係数と、約２１１０ＭＰａの平均抗折力（曲げ強度）とを有し、これらはいずれも線形最小二乗式ｌｎ（ｌｎ（１／（１−Ｆ）））＝１７．２０２・ｌｎ（σ／ＭＰａ）−１３１．６７（図中の一点破線により示される）から決定された。
【００４０】
従来技術の材料１０及び材料１０の疲労性能は、ほぼ室温と、約７００℃の空中と（いずれも、本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられるシュラインコファ（U. Schleinkofer）、ゾッケル（H.G. Sockel）、シュルンデゥ（P. Schlund）、ゲーティング（K．Gorting）、ハインリッヒ（W. Heinrich）による『材料科学・工学  Ａ１９４（Mat. Sci. Eng. A194）』（１９９５年）１頁と、シュラインコファ（U. Schleinkofer）の博士論文（エアランゲン−ニュルンベルグ大学（エアランゲン）、１９９５年）と、シュラインコファ（U. Schleinkofer）、ゾッケル（H. G. Sockel）、ゲーティング（K. Gorting）、ハインリッヒ（W. Heinrich）による『材料科学・工学  Ａ２０９（Mat. Sci. Eng. A209）』（１９９６年）３１３頁と、シュラインコファ（U. Schleinkofer）、ゾッケル（H. G. Sockel）、ゲーティング（K. Gorting）、ハインリッヒ（W. Heinrich）による「超硬合金及び硬質材料のインターナショナルジャーナル（Int. J. of Refractory Metals & Hard Materials）１５」（１９９７年）１０３頁とに記載されている方法に実質的に従って決定された）、約７００℃のアルゴン雰囲気（本願にその内容の全体が参考文献として組み入れられるローバック（B. Roebuck）及びギー（M. G. Gee）による『材料科学・工学  Ａ２０９（Mat. Sci. Eng. A209）』（１９９６年）３５８頁に実質的に従って決定された）とで評価され、図２０、２１及び２２にそれぞれ示される。特に、図２０は従来技術の材料１０（白丸「○」により示される）及び材料１０（黒丸「●」により示される）に関する室温の空中での破断までの繰返し回数の関数として応力振幅（σmax）を示す。図２１は、従来技術の材料１０（白丸「○」により示される）及び材料１０（黒丸「●」により示される）に関して７００℃の空中でテストされた破断までの繰返し回数の関数として応力振幅（σmax）を示す。図２２は、従来技術の材料１０（白丸「○」により示される）及び材料１０（黒丸「●」により示される）に関する７００℃のアルゴン雰囲気中での低サイクル疲労性能データ（テストされた破断までの繰返し回数の関数として応力振幅（σmax））を示す。３つのテスト全てにおいて、材料１０は少なくとも、従来技術の材料１０と同長さの疲労寿命を有し、一般にはより向上した寿命を有した。図２０から理解されるように、材料１０は優れた疲労寿命を有する。特に、３つのテストは、200,000サイクルと定義される永久寿命で停止された（図２０の「●→」で示される）。更に、図２２は、材料１０が高温での同応力レベルで優れた疲労寿命を有することを明確に示す。
【００４１】
本明細書に示された特許及び他の文書は、ここでその全体を参考文献として本願に組み入れられる。
【００４２】
本発明の他の実施の形態は、明細書の考察又はここに開示される本発明の実施から、当業者には明らかであろう。例えば、本発明のサーメットは、例えば採鉱、建設、農業、及び金属切削の用途を含む材料の加工又は除去のために使用されてもよい。農業用途の幾つかの例には、シードブーツ、農業用具用インサート、円板刃、切株切り又は砕木機、畝立て機、及び土工事工具が含まれる。採鉱及び建設用途の幾つかの例には、切断又は掘削工具、アースオーガ、削鉱又は削岩機、建設機械用刃、回転型カッター、土工事工具、粉砕装置、及び掘削工具が含まれる。材料除去用途の幾つかの例には、ドリル、エンドミル、リーマ、踏付け道具、材料切削又はフライス削りインサート、切り屑処理機能を組み入れた材料切削又はフライス削りインサート、及び化学蒸着（ＣＶＤ）、圧力蒸着（ＰＶＤ）、変換コーティング等のいずれかにより付着されるコーティングを含む材料切削又はフライス削りインサートが含まれる。本発明のサーメットの使用の具体的な例には、スクリューヘッドポンチとしての表１の材料３の使用が含まれる。スクリューヘッドポンチとして使用されるサーメットは、高衝撃靭性を有する必要がある。約２２重量％のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを含むＷＣ−サーメットである材料３が、約２７重量％のＣｏ−バインダを含むＷＣ−サーメットである従来技術の材料４に対してテストされた。材料３から作られたスクリューヘッドポンチは、一貫して従来技術の材料４から作られたスクリューヘッドポンチに優る性能を示し、60,000乃至90,000個のスクリュー対30,000乃至50,000個のスクリューという結果をもたらした。更に、材料３は、従来技術の材料４よりも容易に機械加工（例えば、チップフォーム）された点が注目された。
【００４３】
明細及び例は、例示としてのみ考慮され、本発明の真の範囲及び精神は添付の請求項により示されることが意図される。
【図面の簡単な説明】
【図１】  約１５５０℃での真空焼結により製造されたＣｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメットのミクロ構造の光学顕微鏡写真を示す図である。
【図１ａ】  約１５５０℃での真空焼結により製造されたＣｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメットのミクロ構造の領域分割分析で使用される種類の図１の白黒画像である。
【図２】  約１５５０℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットのミクロ構造の光学顕微鏡写真を（図１との比較のために）示す図である。
【図２ａ】  約１５５０℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットのミクロ構造の領域分割分析で使用される種類の図２の白黒画像（図１ａと比較のためのもの）である。
【図３】  約１５３５℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットのミクロ構造の後方散乱電子像（ＢＥＩ）を示す図である。
【図４】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応するタングステン（Ｗ）のエネルギ分散分光法（ＥＤＳ）の元素の分布図である。
【図５】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応する炭素（Ｃ）に関するＥＤＳの元素の分布図である。
【図６】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応する酸素（Ｏ）に関するＥＤＳの元素の分布図である。
【図７】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応するコバルト（Ｃｏ）に関するＥＤＳの元素の分布図である。
【図８】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応するニッケル（Ｎｉ）に関するＥＤＳの元素の分布図である。
【図９】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応する鉄（Ｆｅ）に関するＥＤＳの元素の分布図である。
【図１０】  図３のＷＣ−サーメットのミクロ構造に対応するチタン（Ｔｉ）に関するＥＤＳの元素の分布図である。
【図１１】  約１５３５℃での真空焼結により製造されたＣｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット中のバインダプールの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による顕微鏡写真であって、これらの従来技術のＷＣ−サーメット中の積層欠陥の高い濃度を示す。
【図１２】  約１５３５℃での真空焼結により製造されたＣｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット中の別のバインダプールのＴＥＭによる顕微鏡写真であって、積層欠陥の高い濃度がこれらの従来技術のＷＣ−サーメット全体に存在することを示す。
【図１３】  約１５３５℃での真空焼結により製造されたＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメットを含む本発明のサーメット中のバインダプールのＴＥＭによる比較顕微鏡写真であって、積層欠陥が存在しないことを示す。
【図１４】  約１５３５℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメット中のバインダプールのＴＥＭによる比較顕微鏡写真である。
【図１４ａ】  約１５３５℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメット中のバインダプールの［０３１］晶帯軸に沿ってＴＥＭを用いた制限視野回折（ＳＡＤ）の結果を示す。
【図１４ｂ】  約１５３５℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメット中のバインダプールの［１０１］晶帯軸に沿ってＴＥＭを用いたＳＡＤの結果を示す。
【図１５】  約１５３５℃での真空焼結により製造されたＣｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット中のバインダプールのＴＥＭによる顕微鏡写真であって、積層欠陥の高い濃度によりもたらされた亀裂機構を示す図である。
【図１５ａ】  約１５３５℃での真空焼結により製造されたＣｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット中のバインダプールのＴＥＭによる顕微鏡写真であって、積層欠陥の高い濃度によりもたらされた亀裂機構を示す図である。
【図１６】  約１５３５℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメット中のバインダプールのＴＥＭによる顕微鏡写真を比較のために示し、これらの本発明のＷＣ−サーメット中には、従来技術のＷＣ−サーメットの積層欠陥によりもたらされる亀裂機構よりも寧ろ、塑性変形及び高密度の不限定（自由）転位が存在することを示す。
【図１６ａ】  約１５３５℃での真空焼結により製造された本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有するＷＣ−サーメット中のバインダプールのＴＥＭによる顕微鏡写真を比較のために示し、これらの本発明のＷＣ−サーメット中には、従来技術のＷＣ−サーメットの積層欠陥によりもたらされる亀裂機構よりも寧ろ、塑性変形及び高密度の不限定（自由）転位が存在することを示す。
【図１７】  いずれも約１５３５℃での真空焼結により製造された、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット（白丸「○」及び点線により示される）と、本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメット（黒丸「●」及び一点破線により示される）の抗折力（ＴＲＳ）のワイブル分布図を示す。
【図１８】  いずれも約１５５０℃での真空焼結により製造された、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット（白丸「○」及び点線により示される）と、本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメット（黒丸「●」及び一点破線により示される）のＴＲＳのワイブル分布図を示す。
【図１９】  いずれも約１５５０℃での加圧焼結により製造された、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット（白丸「○」及び点線により示される）と、本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメット（黒丸「●」及び一点破線により示される）のＴＲＳのワイブル分布図を示す。
【図２０】  いずれも約１５５０℃での真空焼結により製造された、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット（白丸「○」及び点線により示される）と、本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメット（黒丸「●」及び一点破線により示される）の屈曲疲労性能データを示し、応力振幅（σmax）をほぼ室温の空中での破断までの繰返し回数の関数として示す。
【図２１】  いずれも約１５５０℃での真空焼結により製造された、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット（白丸「○」及び点線により示される）と、本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメット（黒丸「●」及び一点破線により示される）の屈曲疲労性能データを示し、応力振幅（σmax）を約７００℃の空中でテストされた破断までの繰返し回数の関数として示す。
【図２２】  いずれも約１５５０℃での真空焼結により製造された、Ｃｏ−バインダを有する従来技術のＷＣ−サーメット（白丸「○」及び点線により示される）と、本発明のＣｏ−Ｎｉ−Ｆｅ−バインダを有する比較ＷＣ−サーメット（黒丸「●」及び点線により示される）の低サイクル引張−圧縮疲労性能データを示す図であり、応力振幅（σmax）をほぼ室温の空中でテストされた破断までの繰返し回数の関数として示す。
【図１】
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【図１ａ】
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【図２】
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【図２ａ】
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【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７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１４ａ】
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【図１４ｂ】
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【図１５】
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【図１５ａ】
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【図１６】
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【図１６ａ】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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