JP2010537926A - 多結晶ダイヤモンド複合材料 - Google Patents
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- B22F2005/001—Cutting tools, earth boring or grinding tool other than table ware
Abstract
Description
一般に用いられる、PCD複合材料の研磨用成形体を有する工具は、基体(substrate)に結合されたPCD層を有するものである。これらの層のダイヤモンド粒子含有量は、典型的には大きく、一般的には、多量の直接的ダイヤモンド−ダイヤモンド結合、又は直接的ダイヤモンド−ダイヤモンド接触が存在する。ダイヤモンド成形体は、一般に、ダイヤモンド粒子が結晶学的に又は熱力学的に安定である高温高圧条件下で焼結される。
この種の研磨用成形体のPCD(多結晶ダイヤモンド)層は、典型的には、ダイヤモンド粒子の他に、触媒/溶媒又は結合材の相を含有する。これは、典型的には、粒子状ダイヤモンド材料の相互成長網状組織(intergrown network)と混じり合う金属結合材マトリックスの形をとる。該マトリックスは、通常、コバルト、ニッケル、鉄、又は、そのような金属の1種類以上を含有する合金のような、炭素に対して触媒活性又は溶媒和活性(solvating activity)を示す金属を含有する。
焼結された多結晶ダイヤモンドのための金属性結合材料の源として、少なくとも部分的には、超硬合金基体に由来する結合材に依存することが、一般的方法である。しかし、多くの場合、焼結工程の前に追加の金属結合材粉末が、ダイヤモンド粉末と一緒に混合される。その場合、この結合相金属は、加えられた焼結条件の下、ダイヤモンド部分の焼結を促進するための液相媒体として機能する。
溶媒/触媒として、Coのような溶媒/触媒を用いる残念な結果は、文献において熱劣化(thermal degradation)として知られているプロセスである。この劣化は、PCD材料が、工具使用条件又は工具形成条件の下、典型的には700℃より高い温度にさらされるときに生じる。この温度は、例えば、削岩又は材料の機械加工のためにPCD材料を使用する場合、厳しい制限である。
・ 第1の機構は、金属質溶媒/触媒の結合材と相互成長ダイヤモンド(intergrown diamond)との熱膨張係数の差異に起因する。高温におけるこの異なる膨張は、相互成長ダイヤモンドの微小割れを引き起こすことがある。そのことは、400℃を超える温度でさえも特別の懸念材料となり得る。
・ 第2の機構は、炭素系における金属質溶媒/触媒の固有の活性に起因する。金属質結合材は、約700℃を超えて加熱されるとき、ダイヤモンドを非ダイヤモンド状炭素に転化し始める。このことによって、結果的に、低圧において、即ち、黒鉛の安定状況の下、非ダイヤモンド状炭素、とりわけ黒鉛状炭素が形成される。それの形成によって、最終的に機械特性のバルク劣化(bulk degradation)が引き起こされ、壊滅的な機械的破損(catastrophic mechanical failure)の原因となる。
もう1つのアプローチとして取られるのは、標準的溶媒/触媒の挙動をその場で(in situ)修飾する試みである。米国特許第4,288,248号明細書は、Fe、Ni及びCoのような溶媒/触媒とCr、Mn、Ta及びAlとが反応して、金属間化合物を形成することを教示する。同様に、米国特許第4,610,699号明細書では、標準的な金属触媒が、ダイヤモンドの安定帯域においてIV、V、VI族金属と反応して、結果的に不特定の金属間化合物が形成される。しかし、触媒内部にこれら金属間化合物が形成されることは、ダイヤモンドの相互成長(intergrowth)を妨げ、従って、材料の強度に悪影響を及ぼす。
この特許出願の典型的な具体例において、所望のダイヤモンド相互成長が生じた後、結合材中に保護のためにケイ化コバルトを形成する意図で、ケイ素が、コバルト被覆済みダイヤモンドと混合される。しかし、実際には、ケイ素化合物がコバルトコーティングよりも低い温度で溶融し、結果的に、ダイヤモンド連晶が溶融コバルトの存在下で生じ得る前にコバルトとケイ素との間に第1の反応が生じることは周知である。加えて、実験結果は、これらのケイ化コバルトが、それらが溶融する条件の下でさえも、ダイヤモンド相互成長を促進することはできないことを示した。この特許出願において特定された、更に混合された金属間化合物形成性化合物もまた、コバルトコーティングの溶融温度よりも低い溶融温度を有する共融合金を形成することが知られている。従って、最終結果は、ダイヤモンド相互成長が生じ得る前にかなりの量の金属間化合物が形成され、そのことによって、結果的に、相互成長の減少/不存在に起因して脆弱なPCD(多結晶質ダイヤモンド)材料が生じるということである。
米国特許第4,439,237号及び同第6,192,875号明細書は、冶金学的に(metallurgically)結合したダイヤモンド−金属複合材料であって、Snベース、Sbベース又はZnベースの金属間化合物が分散されているNiベース及び/又はCoベースを含む該複合材料を開示する。しかし、これらもまた、HpHT条件下では焼結されていないので、ダイヤモンド相互成長は全く期待されない。
前記結合材相は、遊離の(未反応の)溶媒/触媒と、Cr、V、Nb、Ta及び/又はTiと共に形成された更なる炭化物との両方を更に含有することができる。
前記金属間化合物は、好ましくは、前記結合材相の少なくとも40体積%を構成し、より好ましくは、前記結合材相の少なくとも50体積%を構成する。
従って、金属の溶媒/触媒−ベース結合材相は、好ましくは、当該結合材相の少なくとも40体積%、より好ましくは、当該結合材相の少なくとも50体積%を構成する、スズベースの金属間化合物又は三元炭化物化合物を含有する。それは、結果として得られる炭化物が、結合材相の50体積%以下となるような具合に、Cr、V、Nb、Ta及びTiから成る群からの更なる炭化物形成性元素を更に含有することができる。
本発明の好ましい具体例は、スズが主にCo及びNiと一緒に金属間化合物を形成するものである。これらのスズベース結合材系は、Fe、Cr、Mo、Mn、V、Nb、Ti、Zr、Hf及びTaを添加することによって、更に改善されることがある。Snベース金属間化合物は、HpHT(高圧高温)でダイヤモンド相互成長を促進することが見出だされた。Snベース金属間化合物結合材を有するPCD(多結晶質ダイヤモンド)成形体は、熱的に安定であることが更に観察される。
現在、望ましい相を最大限に形成することに対応できる、最も効果的な手段は、Sn及び溶媒/触媒金属に関して適切な組成物を選定することにある。この原理を例示するために、Co−Sn系を用いる。
Co:Sn原子比が1:2である、CoSn2
Co:Sn原子比が1:1である、CoSn
Co:Sn原子比が3:2である、Co3Sn2
が観察される。
標準的な金属学的原理によると、これらの個々の金属間化合物のいずれか1種類の形成を最大化することは、適切なCo:Sn比領域(window)(及び、図示される相線による適切な温度条件)を単純に選択することによって達成することができる。
Co:Sn原子比が1:1である、CoSn
Co:Sn原子比が3:2である、Co3Sn2
Co:Sn原子比が3:1である、Co3SnC0.7
を示す。
二元相混合物に関しては、適切なCo:Sn比の領域(window)を選定することによって、金属学的性質(meatllurgy)を1つの特定化合物に向けて選択的にバイアスをかける(bias)ことができる。
・ 組成がこの比よりもSnに富む(即ち、Snが25原子%より大きい)傾向がある場合、このことは、Co3Sn2形成量の増大を引き起こす傾向があることが見出だされた。〔とりわけ、PCD(多結晶ダイヤモンド)を焼結するためのCo−Sn系において、この金属間化合物種が形成されることは、標準的HpHT(高圧高温)条件で最適に焼結されたPCD最終生成物を得るという点で、あまり望ましくないことが見出だされた。〕
・ 組成がこの比よりもCoに富む(即ち、Coが75原子%より大きい)傾向がある場合、最終のダイヤモンド生成物は、「遊離の」コバルト(即ち、熱的に安定な化合物中には拘束されないコバルト)の量が増大するので、熱的にあまり安定ではなくなる傾向があることが見出だされた。実際には、最終生成物にかなりの熱劣化の影響が観察される前に、かなりの量の遊離コバルトが収容され得るような具合に、Co−Snのためのこの後者の閾値については、かなりの程度の柔軟性が存在することが見出だされた。従って、Co−Sn系については、ある範囲領域(range window)のみが実際的に達成可能な条件が好ましく、その場合、これは好ましい組成(Co:Sn原子比は75:25)に集中するものの、該組成範囲のコバルトに富む部分に及ぶことがある。
・ 組成がこの比よりもSnに富む(即ち、50原子%より大きい)傾向がある場合、金属間化合物種CoSn2もまた形成し始め、それ故に、CoSnの量が減少し望ましくない。
・ 組成がこの比よりもCoに富む(即ち、50原子%より大きい)傾向がある場合、あまり望ましくない金属間化合物Co3Sn2が同時形成(co-formation)されることによって、標準的HpHT(高圧高温)条件での結合材系の触媒効果が減少することがある。
ダイヤモンド相互成長が工業的に容認可能な温度で生じるのを助長するために、クロム、鉄及びマンガンを包含する、上記に記載されたもののような、もう1つの炭化物形成元素が更に添加されることがある。
・ 典型的には、真空加温下で行われるスズと溶媒/触媒との予備反応であって、その後HpHT(高圧高温)の条件の下、ダイヤモンド粉末の供給原料の中に混合されるか又は浸透されるもの。
・ HpHT焼結条件下でのその場(in situ)反応であって、好ましくは、典型的には単体である必須成分の密接な関係のある(intimate)均質混合物を用いる反応。これは、ダイヤモンド粉末混合物の内部で提供されるか、又は、該混合物に隣接する浸透層若しくは浸透床から提供されることがあり、また、炭素成分を含有することがあるか、又は、これは、ダイヤモンド粉末から供給されることがある。
・ スズとダイヤモンド粉末との混合物を用いる、HpHT焼結条件下での段階的なその場(in situ)反応、並びに、それに続く浸透及び(炭化物の裏当て基体によって提供されることがある)外部浸透源からのとのその場反応。
ダイヤモンドが安定である状況において、標準的ダイヤモンド合成条件を用いて、CoSnの包晶組成は、工業的製造プロセスのためにはとりわけ適切であることが見出だされた。なぜなら、用いられた典型的な焼結条件は、金属間化合物の液相線よりも十分に上方にあったからである。標準的ダイヤモンド合成条件が行われる間、ダイヤモンドが溶解して再析出(re-precipitate)するのを可能にするために、使用温度は、使用圧力で、金属間化合物の混合物の融点よりも十分高いことが望ましい。
熱安定性試験は、典型的には、独立型の(即ち、裏当てなしの)小さいPCD(多結晶ダイヤモンド)試料の有効熱安定性を調査する手段として用いられる。試験される適切な寸法の試料は、真空下、約100℃/時間で850℃まで加熱することによって熱応力が加えられ、850℃で2時間保持され、次いで、室温まで徐々に冷却される。冷却後、ラマン(Raman)分光法を実施して、ダイヤモンドの熱劣化に起因する非sp3炭素又は黒鉛質炭素の存在を検出する。この種の熱処理は、非常に過酷であるものと考えられ、市販のCoベースPCDは、そのような処理の後、著しい黒鉛ピークを示した。ダイヤモンドの黒鉛への転換が減少することは、該材料の熱安定性が増大することを表す。
その試験は、竪軸を備えたフライス盤であって、それの作動上の下端部にフライカッター・フライスヘッド(fly cutter milling head)を備えたフライス盤の上で行われる。岩石、とりわけ花崗岩は、ドライサイクル高回転破砕法によって破砕される。破砕は、花崗岩が1回転の4分の1で切断される衝撃点で始まり、次いで、該花崗岩は更なる4分の1回転で工具によって擦られ、次いで、該工具は2分の1回転で冷却され、その時点で該工具は、衝撃点に到達する。裏当てなし切削工具では、岩石の浅深度フライス削り(shallow depth milling)が実施され、典型的には、約1mmの切削寸法が用いられる。裏当てあり切削工具では、切削寸法は、典型的には約2.5mmに増大する。
応用ベースでの耐摩耗性試験は、PCD(多結晶ダイヤモンド)材料の全耐摩耗性の指標として用いられ得る。この性質に関する試験は、当該技術分野では周知である。それは、本質的に、花崗岩素材丸削り配置(granite log turning set-up)で工具を連続的に摩耗させることを含む。それらの結果は、工具上に観察される摩耗痕跡の長さに対する除去された岩石の体積の間の比として記載される。より大きい比は、工具のより少ない摩耗に対して除去されたより多くの岩石、即ち、より大きい耐摩耗性の材料を示す。
次に、本発明を、単なる一例として、次の非限定的実施例を参照しながら、より詳細に記述する。
Co−Snベース結合材の存在下で焼結された様々なPCD(多結晶ダイヤモンド)試料を調製した。一連のCo:Sn比を有する、Co金属粉末とSn金属粉末との幾種類かの混合物を製造した。
次いで、各々の試料を得るために、平均ダイヤモンド粒度が約20μmの多モードダイヤモンド粉末の床をニオブ金属容器の中に置き、次いで、ダイヤモンドの10体積%を構成する結合材を提供するのに十分な金属粉末混合物の層を、この粉末床の上に置いた。
次いで、該金属容器を排気して空気を除去し、密封し、次いで、約55kbar及び1400℃の標準的HpHT(高圧高温)条件で処理して、PCD(多結晶質ダイヤモンド)を焼結した。
焼結されたPCD成形体は、次いで、該金属容器から取り出して、
・ 相互成長の証拠を得るための走査電子顕微鏡検査法(SEM)、及び
・ 結合材中に存在する相を決定するためのXRD(X線回折)分析
を用いて試験を行った。
この特性評価の結果は、下の表1に要約される。
・ CoSnが形成する、Co:Sn比が1:1の所、又はその近辺、及び
・ Co3SnC0.7が形成する、Co:Sn比が3:1の所、又はその近辺に存在する。
例えば、添付図3に関連し、試料3の走査電子顕微鏡写真は、隣接するダイヤモンド粒子の間における連晶の明らかな証拠を示す。また、明らかにCo3Sn2のような、より高い融点の金属間化合物の場合、標準的HpHT条件は、優れた焼結を達成するためには不十分であるように見受けられる。
次いで、上述の熱安定性試験において、試料3の熱安定性を、標準的CoベースPCD(多結晶質ダイヤモンド)材料と比較した。試料3は、観察される黒鉛化が標準的なCo焼結済みPCD(多結晶質ダイヤモンド)の黒鉛化の30%未満であるような具合に、黒鉛質炭素の発生が非常に減少したことを示した。
超硬合金の基体の上に焼結された、Co−SnベースPCD(多結晶ダイヤモンド)の幾つかの試料を調製した。いずれの場合にも、スズ粉末を、コバルト金属粉末と予備反応させて、特定の原子比1:1を持つCoSn合金/金属間化合物を製造した。この予備反応済み源は、次いで、合成前の混合又はその場(in situ)浸透を行うことによって、未焼結ダイヤモンド粉末集合体の中に導入された。Co粉末及びSn粉末を遊星型ボールミルの中で一緒に粉砕することによって、1:1のCoSnの予備反応済み粉末混合物を調製した。次いで、該粉末混合物を、真空炉(600℃〜800℃)中で熱処理して、反応済みCoSn材料を作った。次いで、この予備反応済み材料を更に粉砕/破砕して集塊を破壊し、粒度を小さくした。
次いで、ダイヤモンド粉末/CoSnの集成体は、結合材の金属学的性質(metallurgy)が、HpHT条件で超硬合金基体から更なるコバルトが浸透することによって更に拡大されるような具合に、超硬合金基体に隣接して置かれた。このようにして、一連のCo:Sn比の結合材系及び結果として生じるPCD(多結晶ダイヤモンド)材料が製造された。
この一連の実験で作られた一連の試料に対する結果は、表2に要約される。C1で表されるCoベースPCD(多結晶ダイヤモンド)試料は、比較目的のために含められる。
製造された材料の総合的耐摩耗性に関連する、行う必要のある更なる批判的所見は、丸削り試験で示されるように、熱的問題の他に、CoSnベース材料の総合的耐摩耗性は、標準的CoベースPCD(結晶質ダイヤモンド)の総合的耐摩耗性と比べたとき、僅かに低下するように見うけられるということである。このことは、製造された材料の実験的性質を鑑みれば、予想できるものとは言えず、該材料は、更に最適化することができる。しかし、このことは、CoSn系を用いて、熱安定性が標準的PCD材料よりも著しく増大したPCD材料を製造することができるものの、このことによって、総合的耐摩耗性が僅かに犠牲にされることがあるという事実を更に示すであろう。
Claims (10)
- 多結晶ダイヤモンド複合材料において、
相互成長ダイヤモンド粒子と、金属の溶媒/触媒と共に形成されたスズベース金属間化合物又は三元炭化物化合物を含有する結合材相とを含有する、上記複合材料。 - 前記の金属の溶媒/触媒は、Co、Fe、Ni及びMnから成る群から選ばれている、請求項1に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 前記の金属の溶媒/触媒は、Co又はNiである、請求項1又は2に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 前記結合材相は、遊離の(未反応の)溶媒/触媒、並びに/又は、Cr、V、Nb、Ta及び/若しくはTiと共に形成された更なる炭化物を更に含有する、請求項1〜3のいずれか1項に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 前記のスズベースの金属間化合物又は三元炭化物は、前記結合材相の少なくとも40体積%を構成する、請求項1〜4のいずれか1項に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 前記のスズベースの金属間化合物又は三元炭化物は、前記結合材相の少なくとも50体積%を構成する、請求項1〜4のいずれか1項に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 更なる炭化物はいずれも、前記結合材相の50体積%超を構成しない、請求項4〜6のいずれか1項に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 前記結合材相は、前記多結晶ダイヤモンド複合材料の20%以下を構成する、請求項1〜7のいずれか1項に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料。
- 請求項1〜8のいずれか1項に記載の多結晶ダイヤモンド複合材料を含有する多結晶ダイヤモンド研磨用成形体。
- 請求項9に記載の多結晶ダイヤモンド研磨用成形体を有する工具において、
切削、フライス削り(milling)、研削、穿孔又は他の研磨用途で用いることができる上記工具。
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