(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式が（Ｗｍ，Ｍｏｎ）１−ｘＮｘで表され，ｍとｎとの間に，ｍ＋ｎ＝１，０＜ｍ＜１（ここで，ｍ，ｎは金属成分のモル比），０．０１≦ｘ≦０．３３（ここでｘは非金属成分のモル比）なる関係があることを特徴とする高融点金属窒化物材料。
【請求項２】
請求項１記載の高融点金属窒化物材料を製造する方法であって，Ｗ及びＭｏの各粉末を前記組成比となるように混合し、窒素ガス中で、１０気圧以上の合成圧力，５００℃から２０００℃の間の温度で処理することにより製造することを特徴とする高融点金属窒化物材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，ニオブ（Ｎｂ），モリブデン（Ｍｏ），タンタル（Ｔａ），タングステン（Ｗ）等の高融点金属の窒化物からなる材料に関し，詳しくは，硬質材料，電子材料，超伝導材料等に用いる窒化タングステンモリブデン（Ｗm ，Ｍｏn ）1-x Ｎx とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来，高融点金属の窒化技術は，鋼などとは異なりガス媒質内のみで窒化することが行われている。それに用いる窒化媒質には，窒素，アンモニアなどを使用している。
【０００３】
しかし，窒化に用いるガス媒質が０．０１％以上の酸素や水分を含んでいる場合は，ガスを清浄する必要がある。
【０００４】
ところで，従来，窒化のための加熱装置としては，電気抵抗炉，高周波電流炉，低温プラズマ炉等が用いられる。窒化工程のパラメーターは，主に加熱温度，及び保持時間が種々設定されている。このような状況下において，原料として，金属，酸化物，水素化物，などを用い高融点金属のチタニウム（Ｔｉ），ジルコニウム（Ｚｒ），ハフニウム（Ｈｆ），バナジウム（Ｖ），ニオブ（Ｎｂ），タンタル（Ｔａ），及びクロム（Ｃｒ）の窒化物が上記の方法を組合せて作られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし，窒化モリブデンについては，４００℃〜２５００℃までの温度においては，窒素ガス中１気圧においては，窒化物形成が見られない。
【０００６】
以上，従来のいずれのタングステンやモリブデンの夫々の窒化物においても，安定に製造すると言う点からは欠けるという問題点があった。
【０００７】
そこで，本発明の一般的な技術的課題は，安定に製造することができる高融点金属窒化物材料とその製造方法とを提供することにある。
【０００８】
また，本発明の特別な技術的課題は，硬質材料に適用できる高融点金属材料とその製造方法とを提供することにある。
【０００９】
さらに，本発明のさらに特別な技術的課題は，前記高融点金属材料として窒化タングステンモリブデンとその製造方法とを提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
そこで，本発明者らは，上述のような観点から，これらの課題を解決するために，新しい窒化方法の高融点金属窒化物，例えば，窒化タングステンモリブデンの合成について，鋭意研究を行った結果，一般式が（Ｗm ，Ｍｏn ）1-x Ｎx で表され，０．０１≦ｘ≦０．３３（ここで，ｘは非金属成分のモル比）なる関係を有する窒化タングステンモリブデンを，窒素気流中で圧力を調整することにより合成できることを見い出し，本発明をなすに至ったものである。
【００１１】
本発明によれば、一般式が（Ｗｍ，Ｍｏｎ）１−ｘＮｘで表され，ｍとｎとの間に，ｍ＋ｎ＝１，０＜ｍ＜１（ここで，ｍ，ｎは金属成分のモル比），０．０１≦ｘ≦０．３３（ここでｘは非金属成分のモル比）なる関係があることを特徴とする高融点金属窒化物材料が得られる。
【００１３】
また、本発明によれば、前記高融点金属窒化物材料を製造する方法であって，Ｗ及びＭｏの各粉末を前記組成比となるように混合し、窒素ガス中で、１０気圧以上の合成圧力，５００℃から２０００℃の間の温度で処理することにより製造することを特徴とする高融点金属窒化物材料の製造方法が得られる。
【００１８】
即ち，具体的に本発明では，タングステン及びモリブデンの粉末を，合成温度が５００℃から２０００℃，合成雰囲気は窒素ガス，合成圧力が１０気圧以上で合成されることにより，化学式が（Ｗm ，Ｍｏn ）1-x Ｎx で表され，０．０１≦ｘ≦０．３３（ここでｘは非金属成分のモル比）なる関係がある窒化タングステンモリブデンが合成される。
【００１９】
次に，本発明において，上記のように限定した理由を説明する。
【００２０】
まず，本発明において，合成温度を５００℃から２０００℃が好ましいとしたのは，合成温度が５００℃未満では，高融点金属であるモリブデンの窒化が十分行われず，酸素の多い粉末となり，例えば，硬質材料を製造した場合に障害となるからであり，又２０００℃を越えると，高融点金属窒化物である窒化タングステンモリブデンの固相焼結が進み後工程に支障をきたすからである。
【００２１】
また，本発明において，合成圧力が１０気圧以上が好ましいとしたのは，合成圧力が１０気圧未満では，モリブデンの窒化が十分行われず，窒素含有量の少ない粉末となるため所定の粒度を有する硬質材料の製造が困難になるためである。
【００２２】
また，本発明において，反応合成に用いる窒素ガスは，アンモニアの分解によって生じる窒素ガスであってもその合成反応に関わる効果はかわらない。
【００２３】
さらに，窒化タングステンモリブデン粉を使用した場合，超硬合金中の粒成長抑制は以下のように説明できる。
【００２４】
まず，合金中のＷＣ平均粒度と各炭化物の標準生成自由エネルギーΔＧｆo との間にはかなりの強い相関が認められる。そして，ΔＧｆo が小さい，即ち，ＶＣ，Ｍｏ2 Ｃ，Ｃｒ3 Ｃ2 ，などは，Ｃｏ液相中への溶解度が大きく，このようなＷＣ以外の炭化物（以下，他炭化物と呼ぶ）はＷＣの粒成長抑制効果が大きい。
【００２５】
一方，Ｃｏ液相中へのＷＣ溶解度とＷＣ平均粒度との間には，殆ど相関はない。また，他炭化物を構成している金属原子とは，いずれもＷＣ中へは，殆ど固溶しない。これらのことを総合的に考慮すると，以下のように考えられる。
【００２６】
Ｃｏ液相中へ溶解している他炭化物の金属原子がＷＣ固相の成長面ステップの端部に吸着すると，この吸着原子が表面から脱着し，液相へ再溶解しないかぎり，Ｗ原子と親和力の無い（Ｗm ，Ｍｏn ）1-x Ｎx が存在していると，ＷＣは成長と続けられない。従って，同じ原理で，ＷＣ固相の成長面ステップの端部に窒素原子が吸着していると，他炭化物を用いなくともＷＣの粒成長は，十分抑制できると考えられる。
【００２７】
この原理は，ＴｉＣ系サーメットにおいても同様に成り立ち，成長面ステップの端部に窒素原子があるとモリブデン原子が液相中に脱着しない限り，窒素原子と結合しうるＴｉ原子は，ステップ端部へ移動できない。このため，液相中からの溶質原子の固相表面上への析出速度は，窒素原子がない場合に比べて遅くなり，粒成長しにくくなる。即ち，粒成長抑制効果が奏される。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下，本発明の実施の形態について説明する。
【００２９】
（第１の実施の形態）
原料粉末として，平均粒径：１．０μｍのタングステン粉末，５．０μｍのモリブデン粉末を，下記表１に示した組成に配合した後，下記表１に示した圧力，温度で保持した。その後，得られた材料は，超硬合金製乳鉢で粉砕し，窒素量を分析した。その結果を下記表３に示した。なお，比較粉末も同様に調整し，同様に分析した結果を下記表２及び４に示した。
【００３０】
【表１】
0003978279.tif 000002
【００３１】
【表２】
0003978279.tif 000003
【００３２】
【表３】
0003978279.tif 000004
【００３３】
【表４】
0003978279.tif 000005
【００３４】
（第２の実施の形態）
第１の実施の形態で得られた本発明粉末Ｎｏ．１３，比較粉末Ｎｏ．１３を（それぞれの粉末を（Ｗm ，Ｍｏn ）1-x Ｎx として表した）使用し，下記表５に示した組成に配合しアルコール中湿式ボールミル混合した。その後，減圧乾燥して得られた混合粉末を１トン／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し，この成形体を，１４５０℃，１時間，窒素雰囲気の減圧下で焼結した。その後，得られた焼結体を１０００気圧で１３５０℃に保ちＨＩＰを行った。これらの焼結体をダイヤモンド砥石で研削して縦４ｍｍ，横８ｍｍ，長さ２５ｍｍのＪＩＳ抗折試験片を作成し，３点曲げによる抗折力を測定した。それぞれの合金の特性を下記表６に示した。
【００３５】
下記表６の比較から，本発明の窒化タングステンモリブデン粉末を用いた合金の特性は，窒化タングステンモリブデン粉末を用いない比較合金よりも明らかに，抗折力及び硬度が勝っていることが分かる。
【００３６】
【表５】
0003978279.tif 000006
【００３７】
【表６】
0003978279.tif 000007
【００３８】
【発明の効果】
以上の説明のように，本発明によれば，一般式（Ｗｍ，Ｍｏｎ）１−ｘＮｘで表され，０．０１≦ｘ≦０．３３（ここで，ｘは非金属成分のモル比）なる関係を有する高融点金属窒化物材料とその製造方法とを提供することができる。
【００４０】
また，本発明によれば，上記高融点金属窒化物材料，特に，窒化タングステンモリブデンを用いることで抗折力及び硬度共に優れた硬質材料等を提供することができる。