(57)【要約】  ダイヤモンド接合体は、硬質基体と、前記硬質基体上に配置される多結晶ダイヤモンド層とを備えるダイヤモンド接合体であって、前記硬質基体は、前記硬質基体と前記多結晶ダイヤモンド層との界面の法線方向に平行な断面において、前記界面と、前記硬質基体側で前記界面に平行且つ前記界面との距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域における、炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
硬質基体と、前記硬質基体上に配置される多結晶ダイヤモンド層とを備えるダイヤモンド接合体であって、
前記硬質基体は、前記硬質基体と前記多結晶ダイヤモンド層との界面の法線方向に平行な断面において、前記界面と、前記硬質基体側で前記界面に平行且つ前記界面との距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域における、炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である、ダイヤモンド接合体。
【請求項２】
前記硬質基体は、体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含む、請求項１に記載のダイヤモンド接合体。
【請求項３】
前記硬質基体は、前記タングステンカーバイド粒子を７０質量％以上１００質量％未満含む、請求項２に記載のダイヤモンド接合体。
【請求項４】
前記硬質基体は、Ｔａ、Ｃｒ及びＶからなる群より選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１質量％以上２．０質量％以下含む、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のダイヤモンド接合体。
【請求項５】
前記硬質基体は、Ｃｏを１１質量％以上２０質量％以下含む、請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のダイヤモンド接合体。
【請求項６】
請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のダイヤモンド接合体の製造方法であって、
体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含む硬質基体を準備する工程と、
前記硬質基体上に多結晶ダイヤモンド層原料粉末を配置して成形体を作製する工程と、
前記成形体をダイヤモンドが安定な圧力及び温度条件下で焼結してダイヤモンド接合体を得る工程とを備える、ダイヤモンド接合体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示はダイヤモンド接合体及びダイヤモンド接合体の製造方法に関する。本出願は、２０１８年６月１９日に出願した日本特許出願である特願２０１８−１１６２０１号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。
【背景技術】
【０００２】
ダイヤモンドは、極めて高い硬度を有しており、ダイヤモンド粒子を原料にして製造される多結晶ダイヤモンド焼結体は、切削工具、耐摩工具といった種々の工具に使用されている。【０００３】
多結晶ダイヤモンド焼結体を工具に使用する場合、多結晶ダイヤモンド焼結体が硬質基体に接合された接合体（以下、「ダイヤモンド接合体」とも記す。）を、工具の母体となる台金に接合して使用するのが一般的である。【０００４】
特開２０１０−２０８９４２号公報（特許文献１）には、硬質基体上にダイヤモンド粉末と結合材用の粉末とを混合させた混合粉末を配置した後、高温高圧で焼結させることにより、ダイヤモンド接合体を製造する方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−２０８９４２号公報
【特許文献２】特表２０１６−５１３１７７号公報
【発明の概要】
【０００６】
［１］本開示のダイヤモンド接合体は、
硬質基体と、前記硬質基体上に配置される多結晶ダイヤモンド層とを備えるダイヤモンド接合体であって、
前記硬質基体は、前記硬質基体と前記多結晶ダイヤモンド層との界面の法線方向に平行な断面において、前記界面と、前記硬質基体側で前記界面に平行且つ前記界面との距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域における、炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である、ダイヤモンド接合体である。
【０００７】
［２］本開示のダイヤモンド接合体の製造方法は、
上記［１］に記載のダイヤモンド接合体の製造方法であって、
体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含む硬質基体を準備する工程と、
前記硬質基体上に多結晶ダイヤモンド層原料粉末を配置して成形体を作製する工程と、
前記成形体をダイヤモンドが安定な圧力及び温度条件下で焼結してダイヤモンド接合体を得る工程とを備える、ダイヤモンド接合体の製造方法である。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】図１は、本開示のダイヤモンド接合体の模式的断面図である。
【図２】図２は、本開示のダイヤモンド接合体の硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面付近の模式的断面図である。
【図３】図３は、試料１（実施例）のダイヤモンド接合体の測定視野の光学顕微鏡写真である。
【図４】図４は、図３に示される光学顕微鏡写真の二値化画像である。
【図５】図５は、試料２（比較例）のダイヤモンド接合体の測定視野の光学顕微鏡写真である。
【図６】図６は、図５に示される光学顕微鏡写真の二値化画像である。
【図７】図７は、せん断試験で用いたせん断試験機の模式的断面図である。
【図８】図８は、せん断試験の結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
[本開示が解決しようとする課題]
従来の製造方法で作製されたダイヤモンド接合体では、焼結時にダイヤモンドから硬質基体側に炭素が拡散し、この炭素が硬質基体中で析出しやすい傾向があった。析出炭素及びその近傍を含む領域は強度が弱いため、クラックの起点になりやすい。よって、ダイヤモンド接合体において、硬質基体での炭素の析出を抑制する技術が求められている。
【００１０】
特表２０１６−５１３１７７号公報（特許文献２）には、ＷＣ（タングステンカーバイド）、Ｃｏ（コバルト）及びＲｅ（レニウム）を含み、遊離炭素を実質的に含まない超硬合金材料を含む基材と、前記基材に結合された多結晶ダイヤモンドとを備える、多結晶性超硬質構造物が開示されている。該基材は、遊離炭素を実質的に含まないと規定されているが、Ｒｅは非常に高価であるため、実用化は困難であった。
【００１１】
本開示は上記問題を解決するためになされたものであり、硬質基体での炭素の析出が抑制されたダイヤモンド接合体、及び、該ダイヤモンド接合体の製造方法を提供することを目的とする。
[本開示の効果]
本開示のダイヤモンド接合体は、硬質基体での炭素の析出が抑制されている。よって、該ダイヤモンド接合体を用いた工具は、工具使用中の硬質基体を起点とする折損に対する耐欠損性が向上し、長い工具寿命を有することができる。
【００１２】
本開示のダイヤモンド接合体の製造方法によれば、硬質基体側への炭素の析出が抑制されたダイヤモンド接合体を得ることができる。
【００１３】
［本開示の実施形態の説明］
最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
【００１４】
（１）本開示のダイヤモンド接合体は、
硬質基体と、前記硬質基体上に配置される多結晶ダイヤモンド層とを備えるダイヤモンド接合体であって、
前記硬質基体は、前記硬質基体と前記多結晶ダイヤモンド層との界面の法線方向に平行な断面において、前記界面と、前記硬質基体側で前記界面に平行且つ前記界面との距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域における、炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である、ダイヤモンド接合体である。
【００１５】
このダイヤモンド接合体は、硬質基体での炭素の析出が抑制されている。よって、該ダイヤモンド接合体を用いた工具は、工具使用中の硬質基体を起点とする折損に対する耐欠損性が向上し、長い工具寿命を有することができる。
【００１６】
（２）前記硬質基体は、体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含むことが好ましい。これによると、硬質基体での炭素の析出がより抑制される。
【００１７】
（３）前記硬質基体は、前記タングステンカーバイド粒子を７０質量％以上１００質量％未満含むことが好ましい。これによると、硬質基体での炭素の析出がより抑制される。
【００１８】
（４）前記硬質基体は、Ｔａ、Ｃｒ及びＶからなる群より選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１質量％以上２．０質量％以下含むことが好ましい。これによると、硬質基体を構成するタングステン粒子の粒成長を抑制することができる。よって、硬質基体中のタングステン粒子の粒径は、原料タングステン粒子の粒径を維持しやすくなる。
【００１９】
（５）前記硬質基体は、Ｃｏを１１質量％以上１５質量％以下含むことが好ましい。これによると、硬質基体の破壊靭性値が向上し、該硬質基体を用いた工具は、クラックが発生しにくく、より長い工具寿命を有することができる。
【００２０】
（６）本開示のダイヤモンド接合体の製造方法は、
上記（１）〜（５）のいずれかに記載のダイヤモンド接合体の製造方法であって、
体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含む硬質基体を準備する工程と、
前記硬質基体上に多結晶ダイヤモンド層原料粉末を配置して成形体を作製する工程と、
前記成形体をダイヤモンドが安定な圧力及び温度条件下で焼結してダイヤモンド接合体を得る工程とを備える、ダイヤモンド接合体の製造方法である。
【００２１】
この製造方法によれば、硬質基体での炭素の析出が抑制されたダイヤモンド接合体を得ることができる。
【００２２】
［本開示の実施形態の詳細］
本開示のダイヤモンド接合体及びその製造方法の具体例を、以下に図面を参照しつつ説明する。なお、本開示はこれらの例示に限定されるものではなく、請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味及び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【００２３】
＜実施の形態１：ダイヤモンド接合体＞
本開示のダイヤモンド接合体について、図１及び図２を用いて説明する。図１は、本開示のダイヤモンド接合体の模式的断面図である。図２は、本開示のダイヤモンド接合体の硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面付近の模式的断面図である。
【００２４】
図１に示されるように、ダイヤモンド接合体１は、硬質基体３と、該硬質基体３上に配置される多結晶ダイヤモンド層２とを備える。
【００２５】
（硬質基体）
硬質基体３は、硬質基体３と多結晶ダイヤモンド層２との界面Ｐの法線方向に平行な断面において、界面Ｐと、前記硬質基体側で界面Ｐに平行且つ界面Ｐとの距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域（以下、「領域Ａ」とも記す。）における、炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である。このダイヤモンド接合体を用いた工具は、耐欠損性が向上し、長い工具寿命を有することができる。この理由は明確ではないが、本発明者らは以下の通りと推察している。
【００２６】
硬質基体中に存在する炭素粒子は、例えば、アモルファスカーボン、グラファイト又はダイヤモンドからなる粒子の少なくともいずれかを含む析出炭素粒子である。硬質基体中に析出炭素粒子が存在すると、該析出炭素粒子及びその近傍を含む領域は強度が弱いため、クラックの発生起点となりやすい。析出炭素粒子が存在するダイヤモンド接合体を用いて作製された工具は、工具使用中の硬質基体を起点とする折損に対する耐欠損性が劣るため、工具寿命が短くなる傾向があると考えられる。
【００２７】
本実施形態のダイヤモンド接合体１では、硬質基体中の領域Ａにおいて、析出炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である。すなわち、硬質基体中の析出炭素粒子の量が十分に低減されているため、クラックの発生が抑制されている。
【００２８】
上記の硬質基体中の析出炭素の面積比率は、以下の（ａ）〜（ｄ）の手順に従い算出される。
【００２９】
（ａ）測定視野の決定
ダイヤモンド接合体１を、ダイヤモンド接合体１の表面すなわち多結晶ダイヤモンド層２の表面に対して垂直な方向にワイヤー放電加工機を用いて切り出し、露出した断面を、平均粒径３μｍのダイヤモンドスラリーを用いて鏡面研磨する。本実施形態では硬質基体３の表面が極力平滑となるように硬質基体３を作製し、かつ、その上に形成される多結晶ダイヤモンド層２の厚さも均一となるように形成しているため、硬質基体３の表面（多結晶ダイヤモンド層２との境界面）に多少凹凸があったとしても、多結晶ダイヤモンド層２の表面と界面Ｐとは実質的には平行となり、後述する炭素粒子の面積比率の測定精度への影響はない。
【００３０】
ダイヤモンド接合体１の断面において、界面Ｐと、硬質基体３側で界面Ｐに平行且つ前記界面Ｐとの距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域Ａ内で、幅（界面Ｐに平行な方向）１２０μｍ×高さ（界面Ｐに垂直な方向）１００μｍの矩形の測定視野を無作為に５箇所選択する。
【００３１】
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、後述する炭素粒子の面積比率の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどないことが確認された。
【００３２】
図２に示されるように、実際の界面Ｐ’の平均高さの平面である基準面ＰＳに平行で、且つ、実際の界面Ｐ’の硬質基体側に最も窪んでいる凹部の先端を通過する平面を界面Ｐとする。なお、上記断面において、「基準面ＰＳから多結晶ダイヤモンド層２側に張り出している硬質基体３の面積」と「基準面ＰＳから硬質基体３側に張り出している多結晶ダイヤモンド層２の面積」とは同一となる。
【００３３】
図１及び図２においては、界面Ｐは、多結晶ダイヤモンド層２の表面側の主面Ｔ、及び、硬質基体３の表面側の主面Ｑと平行である。この場合、界面Ｐの法線は、多結晶ダイヤモンド層２の表面側の主面Ｔの法線、及び、硬質基体３の表面側の主面Ｑの法線と同一となる。
【００３４】
（ｂ）測定視野の撮像
下記の機器を用いて、下記の条件で、各測定視野を撮像する。
【００３５】
光学顕微鏡：カールツァイス社製「AXIO  Vert.A1」（製品名）
レンズ：カールツァイス社製「EC  Epiplan  100x/0.85  HD  M27」（製品名）
撮像条件：time:700ms,  intensity:80%,  gamma:0.45。
【００３６】
（ｃ）撮像された画像の二値化処理
上記（ｂ）で撮像された画像に対して、下記の画像処理ソフトを用いて、下記の手順に従い二値化処理を施す。
【００３７】
画像処理ソフト：Win  Roof  ver.7.4.5
処理手順：
１．ヒストグラム平均輝度補正（補正基準値１２８）
２．バックグラウンド除去（物体サイズ３０μｍ）
３．単一閾値による二値化（閾値１００）
４．輝度反転（炭素粒子の領域のみが抽出される）。
【００３８】
（ｄ）二値化処理された画像の解析
上記（ｃ）で得られた画像から、測定視野（硬質基体）の面積に占める明視野に由来する画素（炭素粒子に由来する画素）の面積比率、すなわち、測定視野における炭素粒子の面積比率を計算する。
【００３９】
本実施形態において、「硬質基体は、硬質基体の主面の法線方向に平行な断面において、多結晶ダイヤモンド層と硬質基体との界面と、界面に平行且つ界面との距離が５００μｍである仮想線ｘとで囲まれる領域における、炭素粒子の面積比率が０．０３％未満である」とは、５箇所の測定視野における炭素粒子の面積比率が、全て０．０３％未満であることを意味するものとする。
【００４０】
炭素粒子の面積比率は０．０２％以下が好ましく、０．０１％以下がより好ましい。炭素粒子の面積比率は小さい方が好ましいため、下限値は０％である。よって、炭素粒子の面積比率は、０％以上０．０３％未満と規定することもできる。
【００４１】
硬質基体３としては、タングステンカーバイド（以下、「ＷＣ」とも記す）を母材とする、いわゆるＷＣ基超硬合金を用いることができる。このような硬質基体３は、高い硬度と高い強度を有することができる。ダイヤモンド接合体１において、硬質基体３の厚み（図１中の上下方向）は特に制限されないが、例えば、１ｍｍ以上３０ｍｍ以下とすることができる。
【００４２】
硬質基体３は、体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子（以下、「ＷＣ粒子」とも記す。）を含むことが好ましい。一般的に、ＷＣ基超硬合金を構成するＷＣ粒子の粒径が小さいと（例えば体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下）、ＷＣ基超硬合金の破壊靭性が低下する傾向がある。このようなＷＣ基超硬合金を工具材料として用いた場合、工具にクラックが生じやすい傾向がある。よって、従来は、粒径が３μｍ以下のＷＣ粒子を含むＷＣ基超硬合金は、硬質基体の材料として選択されなかった。
【００４３】
一方、ＷＣ基超硬合金を構成するＷＣ粒子の粒径が小さいほど、ＷＣ基超硬合金の抗折力（ＴＲＳ：Transverse-Rupture-Strength）は高くなる。したがって、クラックの発生起点（破壊起点）が存在しなければ、粒径の小さいＷＣ粒子を含むＷＣ基超硬合金は、抗折力が高く、割れにくいという性質を有する。
【００４４】
本実施形態で用いる硬質基体では、クラックの起点となり得る炭素粒子の面積比率が０．０３％未満であり、炭素粒子の量が十分に低減されているため、クラックの発生起点も十分に低減されている。該硬質基体において、ＷＣ粒子の体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下であると、硬質基体の抗折力が高くなり、且つ、クラックの発生起点も十分に低減されているため、該硬質基体を用いた工具は、クラックが発生しにくく、より長い工具寿命を有することができる。
【００４５】
更に、ＷＣ粒子の粒径が小さいほど、ＷＣ粒子は、焼結時に多結晶ダイヤモンド層から硬質基体側へ析出する炭素を、より多く取り込むことができる。ＷＣ粒子に取り込まれた析出炭素は、ＷＣ粒子間又は結合相の中に、タングステン炭化物、又は、硬質基体に含まれる他の元素（Ｖ、Ｃｏ等）の炭化物として存在し、炭素粒子の形では存在しない。
【００４６】
本明細書において、「ＷＣ粒子の体積平均粒子径」とは、体積基準の粒度分布（体積分布）におけるメジアン径（ｄ５０）を意味し、硬質基体に含まれる全てのＷＣ粒子を対象にした平均粒子径であることを意味する。本明細書において、「体積平均粒子径」を単に「粒径」と記すこともある。
【００４７】
ＷＣ粒子の粒径（体積平均粒子径）を算出するための各粒子の粒子径は、次の方法によって測定することができる。まず、硬質基体をワイヤー放電加工機を用いて切り出し、切り出した面を鏡面研磨する。研磨面において、硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面Ｐから、硬質基体側に６００μｍ離れた領域を含むように、１００μｍ×１００μｍの測定視野を任意に設定する。該測定視野の反射電子像を、電子顕微鏡（ＨＩＴＡＣＨＩ製の「ＳＵ６６００」）を用いて５０００倍の倍率で観察する。次に、この反射電子像において、ＷＣ粒子に外接する円の直径（すなわち外接円相当径）を測定し、該直径をＷＣ粒子の粒径とする。
【００４８】
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、ＷＣ粒子の粒径の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
【００４９】
硬質基体中のＷＣ粒子の含有率は、７０質量％以上１００質量％未満が好ましく、７０質量％以上９０質量％以下がより好ましく、８１質量％以上８８質量％以下が更に好ましい。
【００５０】
硬質基体中のＷＣ粒子の含有率（質量％）は、次の方法によって算出したものとする。硬質基体をワイヤー放電加工機を用いて切り出し、切り出した面を、平均粒径３μｍのダイヤモンドスラリーを用いて鏡面研磨して観察用サンプルを作製する。観察用サンプルの研磨面に１００μｍ×１００μｍの測定視野を任意に設定し、該測定視野についてエネルギー分散型Ｘ線分光分析(Ｏｘｆｏｒｄ  Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ製の「Ｘ−Ｍａｘ」)を行い、ＷＣ粒子の含有率（質量％）を測定する。
【００５１】
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、硬質基体中のＷＣ粒子の含有率の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
【００５２】
硬質基体３は、ＷＣ粒子に加え、Ｔａ（タンタル）、Ｃｒ（クロム）及びＶ（バナジウム）からなる群より選択される少なくとも１種の元素を合計で０．０１質量％以上２．０質量％以下含むことが好ましく、０．０５質量％以上１質量％以下含むことがより好ましく、０．１質量％以上０．５質量％以下含むことが更に好ましい。
【００５３】
硬質基体３は、原料のＷＣ粒子（以下、「原料ＷＣ粒子」とも記す。）を鉄系金属とともに焼結して作製されるものである。原料ＷＣ粒子を焼結する際に、Ｔａ、Ｃｒ及びＶの少なくともいずれかが存在すると、原料ＷＣ粒子の粒成長が抑制される。従って、得られた硬質基体では、ＷＣ粒子の粗大化が抑制されており、原料ＷＣ粒子の粒径が維持されやすくなる。
【００５４】
更に、硬質基体中のＴａ、Ｃｒ及びＶは、多結晶ダイヤモンド層から移動してきた炭素と結合し、ＴａＣ（炭化タンタル）、Ｃｒ３Ｃ２（炭化クロム）、ＣＶ（炭化バナジウム）等の炭化物を生成する。従って、硬質基体中にＴａ、Ｃｒ及びＶの少なくともいずれかが存在すると、炭素の析出が抑制されている。
【００５５】
硬質基体３は、ＷＣに加え、Ｃｏ（コバルト）を１１質量％以上２０質量％以下含むことが好ましく、１１質量％以上１７質量％以下含むことがより好ましく、１１質量％以上１５質量％以下含むことが更に好ましい。
【００５６】
一般的に、硬質基体中のＣｏの含有率が１１質量％以上の場合、硬質基体を構成する超硬合金の熱膨張係数が増加し、硬質基体と、多結晶ダイヤモンド層との間の熱膨張係数の差が拡大する傾向がある。硬質基体と多結晶ダイヤモンド層とは、硬質基体上に多結晶ダイヤモンド層の原料粉末を配置した状態で焼結して接合されるため、両者の間の熱膨張係数が大きいと、焼結後の硬質基体及び多結晶ダイヤモンド層には、大きな残留応力が発生する。
【００５７】
具体的には、硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面の硬質基体側には、界面と平行な方向に引っ張り応力が発生し、界面の多結晶ダイヤモンド側には、界面と平行な方向に圧縮応力が発生する。この影響で、界面の硬質基体側を起点とする亀裂が発生しやすく、超高圧焼結後の亀裂発生や、工具として使用中に界面の硬質基体側を起点とする折損発生の恐れがある。よって、従来は硬質基体中のＣｏの含有率として、１１質量％以上は選択されなかった。
【００５８】
本発明者らは、硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面付近の硬質基体において、炭素粒子の量を十分に低減させると、硬質基体中のＣｏの含有率が１１質量％以上であっても、硬質基体が優れた破壊靭性値を有することを新たに見出した。この理由は明らかではないが、本実施形態で用いられる硬質基体は、界面付近において、亀裂起点となる炭素粒子の量が十分に低減されているため、亀裂に対する耐性が強く、Ｃｏの増加に伴う残留応力の増加に起因する亀裂の発生を抑制することができるためと推察される。該硬質基体を用いた工具は、クラックが発生しにくく、より長い工具寿命を有することができる。
【００５９】
硬質基体３は、Ｃｏに加え、Ｆｅ（鉄）、Ｎｉ（ニッケル）を含有していてもよい。硬質基体３は、Ｒｅを含まないことが好ましい。Ｒｅは高価であるため、硬質基体３がＲｅを含まないと、コスト面で有利である。
【００６０】
硬質基体中のＴａ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏのそれぞれの元素の含有率（質量％）は、次の方法によって算出したものとする。硬質基体をワイヤー放電加工機で切り出し、切り出した面を、平均粒径３μｍのダイヤモンドスラリーを用いて鏡面研磨して観察用サンプルを作製する。観察用サンプルの研磨面に１００μｍ×１００μｍの測定視野を任意に設定し、該測定視野についてエネルギー分散型Ｘ線分光分析(Ｏｘｆｏｒｄ  Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ製の「Ｘ−Ｍａｘ」)にて各元素の質量割合を測定する。
【００６１】
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、硬質基体中のＴａ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏのそれぞれの元素の含有率の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
【００６２】
＜多結晶ダイヤモンド層＞
多結晶ダイヤモンド層２としては、ダイヤモンド粒子が焼結助剤を介して焼結された、いわゆる多結晶ダイヤモンド焼結体を用いることができる。多結晶ダイヤモンド層２は、ダイヤモンド粒子、焼結助剤の他、不可避不純物を含むことができる。
【００６３】
多結晶ダイヤモンド層２におけるダイヤモンド粒子の含有率は、７０体積％以上９８体積％以下が好ましく、８０体積％以上９８体積％以下がより好ましい。ダイヤモンド粒子の含有率が７０体積％未満の場合、多結晶ダイヤモンド層２の硬度が十分でない場合がある。ダイヤモンド粒子の含有率が９８体積％超の場合、相対的に焼結助剤の含有率が低下することにより、ダイヤモンド粒子間の結合が弱くなったり、結合の程度が不均一になったりする。
【００６４】
多結晶ダイヤモンド層２における焼結助剤の含有率は、２体積％超３０体積％未満であることが好ましい。焼結助剤の含有率が２体積％以下の場合、焼結助剤の含有率が低下することにより、ダイヤモンド粒子間の結合が弱くなったり、結合の程度が不均一になったりする。一方、焼結助剤の含有率が３０体積％以上であると、多結晶ダイヤモンド層２の硬度が十分でない場合がある。
【００６５】
本明細書において、多結晶ダイヤモンド層２におけるダイヤモンド粒子の含有率は次の方法によって算出したものとする。多結晶ダイヤモンド層をワイヤー放電加工機を用いて切り出し、切り出した面を鏡面研磨する。研磨面において、硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面Ｐから、多結晶ダイヤモンド層側に２００μｍ離れた領域を含むように、１００μｍ×１００μｍの測定視野を任意に設定する。該測定視野の反射電子像を、電子顕微鏡を用いて５０００倍の倍率で観察する。このとき、ダイヤモンド粒子からなるダイヤモンド相は黒色領域となり、焼結助剤からなる結合相は灰色領域又は白色領域となって観察される。次に、観察視野画像において、ダイヤモンド相領域と結合相領域とを画像処理により２値化し、ダイヤモンド相領域の占有面積を計測する。そして、該占有面積を下記の式（１）に代入することによりダイヤモンド粒子の体積含有率を算出する。
（ダイヤモンド相の体積含有率）＝（ダイヤモンド相領域の占有面積）÷（視野画像における多結晶ダイヤモンド層２の面積）×１００・・・（１）
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、多結晶ダイヤモンド層におけるダイヤモンド粒子の含有率の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
【００６６】
多結晶ダイヤモンド層２の厚み（図１中の上下方向）は、特に限定されないが、例えば、０．１ｍｍ以上５ｍｍ以下とすることができる。
【００６７】
（ダイヤモンド粒子）
ダイヤモンド粒子は、０．１μｍ以上５０μｍ以下の体積平均粒子径を有することが好ましい。ダイヤモンド粒子の体積平均粒子径が５０μｍ超の場合、ダイヤモンド粒子自身のへき開性に起因する欠陥の発生が起こり易い。ダイヤモンド相にへき開性に起因する欠陥が発生すると、多結晶ダイヤモンド層２内に欠損が生じ易くなる。また、体積平均粒子径が０．１μｍ未満の粒子は製造が困難であり、また、取り扱いも複雑となる。ダイヤモンド粒子の体積平均粒子径は、より好ましくは０．１μｍ以上３０μｍ以下であり、さらに好ましくは０．１μｍ以上５μｍ以下である。
【００６８】
本明細書において、「ダイヤモンド粒子の体積平均粒子径」とは、体積基準の粒度分布（体積分布）におけるメジアン径（ｄ５０）を意味し、多結晶ダイヤモンド層に含まれる全てのダイヤモンド粒子を対象にした平均粒子径であることを意味する。
【００６９】
ダイヤモンド粒子の粒径（体積平均粒子径）を算出するための各粒子の粒子径は、次の方法によって測定することができる。まず、多結晶ダイヤモンド層２の断面を鏡面研磨する。研磨面において、硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面Ｐから、多結晶ダイヤモンド層側に２００μｍ離れた領域を含むように、１００μｍ×１００μｍの測定視野を任意に設定する。該測定視野の反射電子像を、電子顕微鏡を用いて５０００倍の倍率で観察する。次に、この反射電子像において、ダイヤモンド相を構成する粒子に外接する円の直径（すなわち外接円相当径）を測定し、該直径をダイヤモンド粒子の粒径とする。
【００７０】
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、ダイヤモンド粒子の粒径の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
【００７１】
多結晶ダイヤモンド層２において、ダイヤモンド粒子は、それぞれ個々の粒子として存在していてもよく、隣り合う粒子が結合した状態、すなわちネックグロースを形成した状態で存在していてもよい。ただし、より高強度な多結晶ダイヤモンド層２を得るという観点からは、ダイヤモンド相を構成するダイヤモンド粒子のうち、９０体積％以上はネックグロースを形成した状態で存在していることが好ましい。ダイヤモンド粒子が個別に存在するか、ネックグロースを形成した状態で存在するか、またその体積％は、下記の焼結助剤の種類、添加量によって制御することができる。
【００７２】
（焼結助剤）
焼結助剤としては、ダイヤモンド粒子の焼結助剤として用いられる公知のものを挙げることができる。例えば、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）等の鉄族金属、チタン（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）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、マンガン（Ｍｎ）を挙げることができる。なかでも、Ｃｏはダイヤモンド粒子のネックグロース生成の原動力となるダイヤモンド粒子の溶解析出反応速度が速いため、ダイヤモンド粒子の焼結助剤として好適に用いられる。
【００７３】
多結晶ダイヤモンド層２におけるＣｏの含有率は２体積％以上３０体積％以下が好ましい。多結晶ダイヤモンド層２におけるＣｏの含有率が２体積％未満の場合、ダイヤモンド粒子間の結合が弱くなったり、結合の程度が不均一になったりする傾向がある。一方、多結晶ダイヤモンド層２におけるＣｏの含有率が３０体積％超の場合、多結晶ダイヤモンド層２の耐欠損性や耐衝撃性等の強度や耐摩耗性が低下する。焼結助剤がＣｏ以外の上記他の元素の１種以上を含む場合、多結晶ダイヤモンド層２におけるＣｏ以外の他の元素の結合剤中の含有率は０．１体積％以上８０体積％以下が好ましい。
【００７４】
焼結助剤がＣｏのみからなる場合には、下記の方法により多結晶ダイヤモンド層２におけるＣｏの含有率を算出することができる。多結晶ダイヤモンド層をワイヤー放電加工機を用いて切り出し、切り出した面を鏡面研磨する。研磨面において、硬質基体と多結晶ダイヤモンド層との界面Ｐから、多結晶ダイヤモンド層側に２００μｍ離れた領域を含むように、１００μｍ×１００μｍの測定視野を任意に設定する。該測定視野の反射電子像を、電子顕微鏡を用いて５０００倍の倍率で観察する。このとき、ダイヤモンド粒子からなるダイヤモンド相は黒色領域となり、焼結助剤からなる結合相は灰色領域又は白色領域となって観察される。次に、観察視野画像において、ダイヤモンド相領域と結合相領域とを画像処理により２値化し、結合相領域の占有面積を計測する。そして、該専有面積を下記の式（２）に代入することによりＣｏの体積含有率を算出する。
（Ｃｏの体積含有率）＝（結合相領域の専有面積）÷（視野画像における多結晶ダイヤモンド相の面積）×１００・・・（２）
なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、多結晶ダイヤモンド層におけるＣｏの含有率の測定結果を測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
【００７５】
焼結助剤がＣｏの他、他の元素を含む場合には、ＩＣＰ分析により、Ｃｏ及び他の元素の各含有率（質量％）を算出することができる。
【００７６】
多結晶ダイヤモンド層２は、硬質基体３との界面側から所定の厚みを有し、且つ高いコバルトの含有率（体積％）を示すコバルトリッチ層を含んでいてもよい。多結晶ダイヤモンド層２がコバルトリッチ層を含むことにより、多結晶ダイヤモンド層２と硬質基体３の熱膨張係数差に起因する残留応力を低減することができる。
【００７７】
（ダイヤモンド接合体の用途）
本実施形態に係るダイヤモンド接合体は、例えば、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切り工具、リーマ又はタップ等の切削工具、ドレッサー、スタイラス、ノズル又はダイス等の耐摩耗工具、砥石、ワイヤーソー、ブレード、ビット等の研削工具、及び摩擦撹拌接合用ツール等の工具に用いることができる。ダイヤモンド接合体を用いて作製された工具は、耐欠損性が向上し、長い工具寿命を有することができる。
【００７８】
＜実施の形態２：ダイヤモンド接合体の製造方法＞
本開示のダイヤモンド接合体の製造方法について説明する。本実施形態に係るダイヤモンド接合体の製造方法は、実施の形態１に係るダイヤモンド接合体の製造方法であって、体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含む硬質基体を準備する工程（以下、「硬質基体準備工程」とも記す。）と、硬質基体上に多結晶ダイヤモンド層原料粉末を配置して成形体を作製する工程（以下、「成形体作製工程」とも記す。）と、成形体をダイヤモンドが安定な圧力及び温度条件下で焼結してダイヤモンド接合体を得る工程（以下、「焼結工程」とも記す）とを備える。
【００７９】
（硬質基体準備工程）
体積平均粒子径が０．１μｍ以上３μｍ以下のタングステンカーバイド粒子を含む硬質基体を準備する。
【００８０】
（成形体作製工程）
硬質基体上に多結晶ダイヤモンド層原料粉末を配置して成形体を作製する。
【００８１】
多結晶ダイヤモンド層原料粉末は、ダイヤモンド粒子及び焼結助剤をボールミル等で混合して得ることができる。
【００８２】
本工程に用いるダイヤモンド粒子の詳細は、実施の形態１で詳述したダイヤモンド粒子と同様であるため、その説明は繰り返さない。本実施の形態における焼結工程の前後では、ダイヤモンド粒子の形状、特性、性質、性能に変化はないと考えられる。多結晶ダイヤモンド層原料粉末中のダイヤモンド粒子の粒径は、レーザ回折法により測定された粒度分布に基づいて算出することができる。
【００８３】
本工程に用いる焼結助剤の詳細についても、第１の実施の形態で詳述した焼結助剤と同様であるため、その説明は繰り返さない。
【００８４】
硬質基体原料粉末上に多結晶ダイヤモンド層原料粉末を配置する方法としては、例えば、タンタル等の耐熱性の高い材料から成る金型内に、予め焼結した硬質基体を配置し、その上に、多結晶ダイヤモンド層原料粉末を所定の厚みで層状に配置する。これにより成形体を得ることができる。
【００８５】
以上、詳述した配置工程では、ダイヤモンド粒子と焼結助剤とをボールミル等を用いて混合させた混合粉末を用いて、１つの層を成形させる方法を示したが、ダイヤモンド粒子と焼結助剤とを異なる層状に成形してもよい。混合粉末を用いて１つの層状に成形する場合には、焼結体全体で均一なネックグロース度合を有する焼結体が得られる。一方、焼結助剤とダイヤモンド粒子とを異なる２つの層状に成形する場合には、ダイヤモンド粒子を高密度で含む層を有する焼結体が得られる。このような焼結体は、強度、耐摩耗性に優れる。
【００８６】
（焼結工程）
次に、得られた成形体をダイヤモンドが安定な圧力及び温度条件下で焼結する。ここで、ダイヤモンドが安定な圧力及び温度条件とは、圧力５．０ＧＰａ以上８．０ＧＰａ以下、及び、温度１３００℃以上１９００℃以下の条件を意味する。焼結時間は特に限定されず、成形体の大きさ、厚さ等によって適宜変更されるが、少なくとも、５分以上焼結することにより、十分に焼結されたダイヤモンド接合体を得ることができる。
【実施例】
【００８７】
本実施の形態を実施例によりさらに具体的に説明する。ただし、これらの実施例により本実施の形態が限定されるものではない。【００８８】
［試料１及び試料２］
＜ダイヤモンド接合体の作製＞
（硬質基体準備工程）
試料１では、体積平均粒子径が０．３μｍのＷＣ粒子を８８質量％含む硬質基体を準備した。該硬質基体は、Ｔａ、Ｃｒ及びＶを合計で０．４質量％含む。【００８９】
試料２では、体積平均粒子径が５μｍのＷＣ粒子を９２．２質量％含む硬質基体を準備した。該硬質基体は、Ｔａ、Ｃｒ及びＶを含まない。【００９０】
（成形体作製工程）
体積平均粒子径が５μｍのダイヤモンド粒子、及び、Ｃｏ粒子を混合して、多結晶ダイヤモンド層原料粉末を準備した。多結晶ダイヤモンド層原料粉末中のダイヤモンド粒子の含有率は９６質量％であり、Ｃｏ粒子の含有率は４質量％であった。【００９１】
タンタルからなる金型内に各試料の硬質基体、及び、多結晶ダイヤモンド層原料粉末をこの順で配置して成形体を得た。【００９２】
（焼結工程）
次に、成形体が収容された金型を焼結炉内に静置し、炉内の圧力を５ＧＰａまで上昇させるとともに、炉内の温度を１５００℃まで昇温させた後、この状態を１０分間以上維持して成形体を焼結させた。これにより、ダイヤモンド接合体が製造された。【００９３】
＜評価＞
（析出炭素の面積比率の測定）
得られたダイヤモンド接合体について、硬質基体中の多結晶ダイヤモンド層と硬質基体との界面からの距離が５００μｍ以内の領域における、析出炭素粒子の面積比率を算出した。具体的な算出方法は、実施の形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１の「析出炭素面積比率」欄に示す。【００９４】
（硬質基体中のＷＣ粒子の体積平均粒子径の算出）
各試料について、硬質基体中のＷＣ粒子の体積平均粒子径を算出した。具体的な算出方法は、実施の形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１の「ＷＣ粒子体積平均粒径」欄に示す。【００９５】
（硬質基体中のＣｏ含有率の測定）
硬質基体中のＣｏ含有率（質量％）を、エネルギー分散型Ｘ線分光分析法を用いて分析することにより測定した。具体的な測定方法は、実施の形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１の「Ｃｏ含有率（質量％）」欄に示す。【００９６】
【表１】
2019244429.tif 000003
【００９７】
（せん断試験）
各試料のダイヤモンド接合体から、所定の大きさのダイヤモンド接合体試験片を切り出した。そして、図７に示されるせん断試験機２０を用いて、ダイヤモンド接合体試験片のせん断強度を測定した。具体的には、各ダイヤモンド接合体試験片に関し、硬質基体３が保持部２２ａ内に位置し、多結晶ダイヤモンド層２が確実に保持部２２ａから露出するように、せん断試験機２０に固定させた。なお、各試験片に関して、同等の領域が保持部２２ａ内に位置するように注意した。そして、ヘッド２３を各試験片に押し当てて、荷重をかけていき、各試験片が破損した荷重を各ダイヤモンド接合体のせん断強度とした。せん断試験は各試料とも、４回ずつ行った。せん断強度が大きい方が、クラックが発生しにくく、耐欠損性に優れていることを示している。結果を図８に示す。【００９８】
（評価結果）
試料１は、析出炭素の面積比率が０％であり、実施例に該当する。試料２は、析出炭素の面積比率が０．４９％であり、比較例に該当する。試料１は、試料２よりもせん断強度が大きく、耐欠損性に優れていることが確認された。【００９９】
試料１（実施例）のダイヤモンド接合体の断面の測定視野の光学顕微鏡写真を図３に示す。図３に示されるように、試料１では、硬質基体の領域に、析出炭素は確認されなかった。図４は、図３に示される光学顕微鏡写真の二値化画像である。図４においても、析出炭素は確認されなかった。【０１００】
せん断試験を行った後の試料１のダイヤモンド接合体の試験片を観察したところ、硬質基体のみに亀裂が生じおり、多結晶ダイヤモンド層には亀裂は生じていなかった。従って、試料１のダイヤモンド接合体は、工具使用中の硬質基体を起点とする折損に対する耐欠損性が向上していることが確認された。【０１０１】
試料２（比較例）のダイヤモンド接合体の断面の測定視野の光学顕微鏡写真を図５に示す。図５に示されるように、試料２では、硬質基体の領域に、析出炭素が確認された。図６は、図５に示される光学顕微鏡写真の二値化画像である。図６においても、析出炭素が確認された。【０１０２】
以上のように本発明の実施の形態及び実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態及び実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。【０１０３】
今回開示された実施の形態及び実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態及び実施例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、及び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【符号の説明】
【０１０４】
１  ダイヤモンド接合体、２  多結晶ダイヤモンド層、３  硬質基体、２０  せん断試験機、２１  台座、２２ａ  保持部、２３  ヘッド、ｘ  仮想線、Ｐ  界面、ＰＳ  基準面。
【図１】
2019244429.tif 000004
【図２】
2019244429.tif 000005
【図３】
2019244429.tif 000006
【図４】
2019244429.tif 000007
【図５】
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【図６】
2019244429.tif 000009
【図７】
2019244429.tif 000010
【図８】
2019244429.tif 000011
【国際調査報告】
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2019244429.tif 000014
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