JP2012513361A - 超硬質／硬質複合材料 - Google Patents

Abstract

本発明は、マトリックス材料中に分散させた、第１の超硬質又は硬質粒子材料と、少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料とを含む超硬質又は硬質複合材料を提供する。第１の超硬質又は硬質粒子材料の熱膨張率は、マトリックス材料の熱膨張率よりも低く、少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料の熱膨張率は、マトリックス材料の熱膨張率よりも高い。

Description

本発明は、超硬質又は硬質複合材料、及びこれを作製する方法に関する。

典型的には、研磨用成形体の形態にある超硬質複合材料は、切削、フライス加工、研削、穿孔及び他の研磨操作に広範囲にわたり使用される。この材料は、一般に、第２相のマトリックス中に分散させた超硬質の研磨粒子を含有する。マトリックスは、金属、セラミック又はサーメットであり得る。超硬質又は硬質の研磨粒子は、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）、炭化ケイ素又は窒化ケイ素などであり得る。これらの粒子は、一般に用いられる高圧高温の圧縮製造プロセス中に互いに結合して、多結晶質塊を形成するか、又は第２相のマトリックス材料（単数又は複数）を介して結合して、多結晶質塊を形成し得る。そのような研磨体は、一般に、多結晶質ダイヤモンド（ＰＣＤ）又は多結晶質立方晶窒化ホウ素（ＰＣＢＮ）として知られており、それぞれダイヤモンド又はｃＢＮを超硬質粒子として含有する。

ＰＣＴ出願のＷＯ２００６／０３２９８４は、ガラス性表面（ｖｉｔｒｅｏｐｈｉｌｉｃ ｓｕｒｆａｃｅ）を有する複数の超硬質研磨粒子を提供するステップと、超硬質研磨粒子をマトリックス前駆体材料で被覆するステップと、被覆した超硬質研磨粒子を処理して焼結に適するようにする、好ましくは、マトリックス前駆体材料を、マトリックス前駆体材料の酸化物、窒化物、炭化物、オキシ窒化物、オキシ炭化物若しくは炭窒化物に変換する、又はマトリックス前駆体材料の元素形態に変換する、又はこれらの組合せに変換するステップと、被覆した超硬質研磨粒子を、この粒子が結晶学的又は熱力学的に安定な圧力及び温度において圧密及び焼結するステップとを含む、多結晶質研磨要素を製造する方法を開示している。このようにして、微細なサブミクロン及びナノ単位の粒状のマトリックス材料中に超硬質粒子を均一に分散させた、超硬質多結晶質複合材料が作製される。

超硬質研磨要素は、典型的には、約数百ミクロン未満のサイズ、サブミクロンを含めたサブミクロンまでのサイズ、並びにさらにナノサイズ（０．１ミクロン、すなわち１００ｎｍ未満の粒子）にある、任意のサイズ又はサイズ分布の超硬質粒子材料の塊を含み、これらは、極めて粒子の細かい酸化物セラミック、非酸化物セラミック、サーメット又はこれらの種類の材料の組合せから作られる連続マトリックス中に良好に分散される。

ＥＰ０６９８４４７は、超硬質複合材料の生成に対する別の取組みを開示しており、そこでは、マトリックスは、重合ポリシラザン（ｐｏｌｙｍｅｒｉｚｅｄ ｐｏｌｙｓｉｌａｚａｎｅ）の熱分解などの、有機金属高分子を前駆体とした熱分解によって生成される。これには、ダイヤモンド及び／又はｃＢＮから誘導される超硬質複合材の生成に関して特に有用性があり、セラミックマトリックスは、炭化ケイ素、窒化ケイ素、炭窒化ケイ素、二酸化ケイ素、炭化ホウ素、窒化アルミニウム、炭化タングステン、窒化チタン及び炭化チタンから選択される。

本発明によると、マトリックス材料中に分散させた、第１の超硬質又は硬質粒子材料と、少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料とを含む超硬質又は硬質複合材料であって、第１の超硬質又は硬質粒子材料の熱膨張率（ｔｈｅｒｍａｌ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ）がマトリックス材料の熱膨張率より低く、少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料の熱膨張率がマトリックス材料の熱膨張率より高いことを特徴とする、複合材料が提供される。

本発明は、ＰＣＤ又はＰＣＢＮの層と、ＰＣＤ又はＰＣＢＮの層が中間層を介して結合した焼結炭化物（ｃｅｍｅｎｔｅｄ ｃａｒｂｉｄｅ：超硬合金）の基材と、上記の複合材料を有する中間層とを含む研磨インサートに及ぶ。

（好ましい実施形態の詳細な説明）
本発明は、一般的な連続マトリックス材料中で結合した、２種類以上の超硬質又は硬質粒子材料から成る超硬質又は硬質複合材料に関する。

本発明によると、熱膨張率がマトリックス材料より低い第１の超硬質又は硬質粒子材料を、少なくとも１種類の第２の超硬質又は硬質粒子材料（そのうちの少なくとも１つの熱膨張率がマトリックス材料の熱膨張率より高い）と一緒に、マトリックス材料に導入する。

第２の超硬質又は硬質粒子材料が単一の種類の場合、α_ｐ、α_ｍ及びα_ｓは、それぞれ、第１の粒子、マトリックス材料及び第２の粒子の室温（２５℃）における熱膨張率を表わす。

本発明のこの態様は、以下の関係：
α_ｐ＜α_ｍ＜α_ｓ．．．．．．．．．（１）
が成立するように材料が選ばれる、マトリックス中に分散させた別個の第１及び第２の粒子材料を含有する複合材料として、さらに要約することができる。

マトリックス中の粒子の熱膨張率が、粒子がその中で結合しているマトリックスより低い場合、引張り応力場（ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｓｓ ｆｉｅｌｄｓ）がマトリックス内に与えられ、粒子は圧縮状態におかれることが知られている。

それに反して、マトリックス中の粒子の熱膨張率が、粒子がその中で結合しているマトリックスより大きい場合、圧縮応力場（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｓｔｒｅｓｓ ｆｉｅｌｄｓ）がマトリックス内に与えられ、粒子自体は引張り状態におかれる。

２種類の粒子材料（第１の粒子及び第２の粒子として表わす）が同じマトリックス中に存在する場合、３つの材料成分の熱膨張率が式（１）を成立させるので、第１と第２の２つの異なる粒子材料を取り巻く応力場には、多かれ少なかれ互いに打ち消し合う傾向があることが予測される。このようにして、第１及び第２の粒子の材料、これらのサイズ分布及び濃度の選択、並びにマトリックス材料の選択により、マトリックス内の応力場分布を最適に設計することができる。複合材中の粒子材料のスケールにおいて応力場を立案し設計する目的は、その結果得られる複合材料の熱機械特性に影響を与え、最適化する能力を持つことにある。続いて、広範囲にある多様な用途のために最適化され改善された複合材料に、さらに取り組むことができる。

複合材中の粒子材料のスケールにおいて平均応力場を最適に制御することは、第１及び第２の粒子をマトリックスの空間中に均一に分布させる場合、第１の各粒子が第２の粒子に囲まれるような結果となり、同様にその逆の結果にもなる。マトリックス中の応力場をこの様式で設計することは、本発明の１つの態様である。

本発明の別の態様は、２種類以上の第２の粒子材料を使用し、高温で、選択した適合性のマトリックス中に第１の粒子材料と一緒に結合させる場合である。第１の粒子及び２種類以上の第２の粒子は、これらの相対的な熱膨張率及び選ばれるマトリックス材料の熱膨張率を基準にして選択される。

本発明のこの態様の一般式を提供することができ、式中、α_ｐはマトリックス中の第１の粒子の熱膨張率であり、常にマトリックスの熱膨張率α_ｍより低い。ここでは、第２の粒子材料の種類数をｎとする（式中、ｎは１より大きい任意の整数であり得る）。異なる種類の第２の粒子材料は、マトリックスより低い又は高い熱膨張率をもち得る。マトリックスの熱膨張率より高い熱膨張率を持つ第２の粒子材料の数はｘであり、ここで、ｘは１以上であり、ｎ以下である。

ｎ種の第２の粒子材料と一緒にマトリックス中に組み込まれた第１の粒子材料の本発明の一般式は、
α_ｐ〜α_ｎ−ｘ＜α_ｍ＜α_ｘ．．．．．．．．．（２）
である。

したがって、本発明は、第１の粒子材料の熱膨張率がマトリックスの熱膨張率よりも常に低く、任意の数の種類の第２の粒子材料がともに存在し、全ての又は任意の数の第２の粒子材料の熱膨張率がマトリックスの熱膨張率よりも高い（これらの少なくとも１つがこの要件を満たすという条件で）、複合材料を包含する。

第１の粒子材料としては、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素、炭化ケイ素、窒化ケイ素、サイアロン、炭化ホウ素、アルミナその他などの超硬質及び硬質粒子が挙げられる。より一般的には、所望の機械特性と、酸化物及び非酸化物セラミック、金属、並びにサーメットを含む一般に好まれるマトリックス材料との化学的適合性とを有する任意の化合物又は材料を使用することができる。

マトリックス材料には、金属酸化物、窒化物、炭化物、ホウ化物などのセラミックが含まれ、特にこれらのマトリックスは、ＥＰ０６９８４４７、ＰＣＴ出願のＷＯ２００６／０３２９８４、ＥＰ０７７６６５２５、ＥＰ０７７８９４１３及びＰＣＴ公開のＷＯ２００７／１４８２１４に開示され、参照によって本明細書に組み込まれる。とりわけ、本発明は、これらの開示されたマトリックスの種類の、ナノサイズ粒子、すなわち１００ｎｍサイズ未満の粒子のバージョンを含む。マトリックスには、タングステン、モリブデン、及び同様の融点の高い金属などの金属、並びに合金もまた含まれる。

第２の粒子材料としては、単結晶セラミック及び多結晶セラミック、金属、合金並びにサーメットが挙げられる。

第１及び第２の粒子材料の平均粒子サイズは、１０から１００ミクロン、１から１０ミクロン、０．１から１ミクロン（サブミクロン）の範囲内、０．１ミクロン未満（ナノサイズ）、すなわち１００ｎｍ未満にあり得る。

第１の粒子は、第２の粒子より小さくても、大きくてもよい。

好ましくは、第１及び第２の粒子は同様な又は等しいサイズとなる。

複合材料全体の各粒子材料成分の相対的なサイズを、マトリックス中の粒子を取り囲む応力場を設計し操作するために選択することができる。

複合材料全体の各粒子材料成分の相対質量比又は相対体積比もまた、マトリックス中の粒子を取り囲む応力場を設計し操作するために選択することができる。

マトリックス内の空間応力場と、粒子材料のサイズ及び特性との間の関係を数学的に記述するモデルを以下に与える。このモデルは、本発明の範囲により包含される複合材料の好ましい実施形態を立案する指針として用いることができる。

典型的には多結晶質の研磨体（多結晶質の研磨要素とも称される）として形成される超硬質複合材料は、岩石、セラミック及び金属、並びに摩耗部品などに対するターニングカッター、フライス盤、ホーニングカッター、穿孔カッターのための切削工具として使用される。複合材料の生体適合バージョンは、また、耐荷重性の人工装具用途においても使用できる。

本発明は、特に、複合材料の成分の熱膨張率の不一致を調整することを課題とし、存在する材料相は、ミクロン、サブミクロン及び／又はナノの粒子サイズであり、そのため、そのような材料相を使用する結果として予測される、特性の改善及び用途における挙動を活用することができる。

超硬質複合材料は、マトリックス材料を高温及び高圧で焼結することにより生成することができる。或いは、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）などの他の適切な圧密及び焼結技術もまた、使用できる。

これらの焼結技術で用いられる高温条件では、高温及び高圧の条件が維持されれば、超硬質又は硬質粒子材料並びにマトリックス材料は、焼結後に互いに弾性又は塑性平衡に達し、これにより局所応力が無くなる。

しかし、室温に冷却すると、超硬質又は硬質粒子材料とマトリックスとの間の熱膨張率の差が、前記粒子のスケール及びマトリックスの微細構造において、局所的応力を発生させる。

無限マトリックス中の単一の球形粒子内部の熱膨張不一致応力σ_Ｔは、いわゆるＳｅｌｓｉｎｇの式：
σ_Ｔ＝ΔαΔＴ／Γ．．．．．．．．．（３）
によって表わし得ることが、文献（Ｊ．Ｓｅｌｓｉｎｇ；「セラミック中の内部応力（Ｉｎｔｅｒｎａｌ Ｓｒｅｓｓｅｓ ｉｎ Ｃｅｒａｍｉｃｓ）」、Ｊ．Ａｍ．Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．、１９６１年、第４４巻、４１９頁）で知られており、
式中、Δα＝α_ｐ−α_ｍ．．．．．．．．．（４）であり、
これは、第１の粒子材料の熱膨張率α_ｐと、マトリックス材料の熱膨張率α_ｍとの差であり；
式中、ΔＴ＝Ｔ_ｐｌ−Ｔ_ｒｏｏｍ．．．．．．．．．（５）であり、
これは、マトリックス材料の弾塑性遷移温度Ｔ_ｐｌと、室温Ｔ_ｒｏｏｍとの差であり；
式中、Γ＝（１＋ν_ｍ）／２Ε_ｍ＋（１−２νρ）／Ερ．．．．．．．．．（６）であり、
ここで、νはポアソン比、Εはヤング率であり、添え字ｍ及びρは、それぞれマトリックス及び第１の粒子を示す。

粒子の周囲でのマトリックス内の接線応力分布σ_Ｔｔ及び半径方向応力分布σ_Ｔｒは、
σ_Ｔｔ＝−（σ_Ｔ／２）（ｒ_ｐ／ｘ）^３．．．．．．．．．（７）
及びσ_Ｔｒ＝σ_Τ（ｒ_ｐ／ｘ）^３．．．．．．．．．（８）
で与えることができ、
式中、ｒ_ｐは粒子の半径を示し、ｘは粒子からの半径方向距離を示す。

第１の粒子材料に関して上記に定義した、α_ｐがα_ｍより小さい場合には、冷却後の平均残留応力は、第１の粒子内では圧縮応力であり、マトリックス内では引張り応力である。

熱膨張率がα_ｓの第２の粒子材料が存在し、α_ｓがα_ｍより大きい場合には、冷却後に生じる平均残留応力は、第２の粒子内では引張り応力であり、前記第２の粒子を取り囲むマトリックス内では圧縮応力である。

この場合もまた、粒子半径ｒ及び粒子からマトリックスに向かう距離ｘに依存するマトリックス内の残留応力場は、上記の等式（７）及び（８）で表わす形となるが、反対の意味、すなわち圧縮応力を表わす式である。

第１の粒子と第２の粒子がマトリックス中で近接近している場合、すなわち、これらの直径と同様の大きさの距離で隔てられており、これらの熱膨張率が等式（１）で表わされる場合、粒子の違いに関係する引張り応力場及び圧縮応力場が部分的に打ち消される結果、次に、これらの間に生じるマトリックス内の応力場を減少させることになる。

成分粒子のスケールにおいて、マトリックス内で生じる局所的な残留応力場の大きさは、このように、第１の粒子及び第２の粒子の材料に依存するばかりではなく、これら粒子の相対サイズ、濃度及びマトリックスにおける相互に対する均一性にも依存している。

本発明は、粒子間で適切な近接性を持ちながら、第１の各粒子がかなりの数の第２の粒子に取り囲まれているように、均一性が高度な場合に得られる、最良の効果に向けて用いられる。

第１の粒子材料及び第２の粒子材料が同程度のサイズである場合、第１の粒子成分の第２の粒子成分に対する体積百分率組成の比が、１：２から２：１の間にあるときに、所望の高度な均一性が得られる。これは、複合材料の単位体積当たりの第１の粒子と第２の粒子の数の比が、１：２から２：１の間にあることを意味する。さらにより好ましい実施形態は、複合材料における単位体積当たりの第１の粒子と第２の粒子の数が、実質的に等しい場合である。

したがって、過酷な条件に曝され得る熱機械用途で使用される場合に、材料内のクラックの発生及び伝播という結果をもたらし、材料の挙動に実に大きく影響を与えるマトリックス内の応力場の空間分布を、操作し減少させることが可能である。

表１は、硬質セラミック材料及び超硬質セラミック材料とこれらの線熱膨張率の例示的で非包括的な一覧表であり、本発明において用いられうる。

表２は、室内圧力及び５．５ＧＰａにおける融点を一緒に載せた、元素金属及びいくつかの主要な金属合金の種類の熱膨張率の例示的で非包括的な一覧表であり、適切な場合、本発明において使用することが可能である。金属元素の熱膨張率は室温でのものであり、一方、合金の種類の熱膨張率は、５４０〜９８０℃の温度範囲でのものである。

高圧融点は、Ｊ．Ｆ．Ｃａｎｎｏｎ、Ｊ．Ｐｈｙｓ．Ｃｈｅｍ．Ｒｅｆ．Ｄａｔａ、第３巻、第３号、１９７４年から取得した。

表３は、サーメットの種類の熱膨張率の例示的で非包括的な一覧表であり、本発明において使用することが可能である。示した熱膨張率は、室温でのものである。

Ｎｉ_３Ｔｉ（ｍｐ＝１３８０℃）、Ｎｉ_３Ａｌ（ｍｐ＝１３８５℃）、Ｎｉ_３Ｔａ（ｍｐ＝１５５０℃）、ＡｌＮｉ（ｍｐ＝１６３８℃）及び多くの他の化合物などの、高融点の調和融解型（ｃｏｎｇｒｕｅｎｔ ｍｅｌｔｉｎｇ）金属間化合物もまた、本発明の複合材料のための第１及び第２の粒子成分の候補である。

この種の表及び一覧表を使用して、本発明の態様で示した複合材料を成形する、すなわち、上記の等式（１）又は（２）で表わされる熱膨張条件を満たすために組み合わせる、第１及び第２の粒子材料並びにマトリックス材料を選択することができる。

ダイヤモンド及び立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）などの超硬質粒子材料をしばしば利用する超硬質複合材料では、特にマトリックス内の引張り応力場による残留応力の問題が生じやすい。表１から分かるように、これは、ダイヤモンド及びｃＢＮの熱膨張率が、マトリックス材料の候補材料の熱膨張率に比べると非常に低い（室温において約１ｐｐｍ／℃）ためである。複合材の製作方法並びに圧密及び焼結の付帯条件に応じて、表１、２及び３に記載した材料の多くがマトリックス材料の候補である。ダイヤモンド及びｃＢＮと比較すると、これらの材料の一部は熱膨張率が非常に高く、そのため、室温での熱膨張の非常に大きな不一致がある。これらの大きな熱膨張の不一致は、マトリックス内でのかなり大きな引張り応力場につながる可能性があり、ある場合には非常に大きいことがあるので、この不一致は、ともすれば冷却時の自然発生的な微小クラックへとつながり、所望の複合材料を有用なマクロ的部品として製造することを、非常に難しく、又はさらに不可能であるかのどちらかにしてしまう。等式（７）及び（８）を参照することにより、数ミクロンより大きいダイヤモンド又はｃＢＮ粒子を利用すると、このことが特に広く予測されるのが見てとれる。これは、引張り応力場の強度が、粒子の半径の３乗に左右されるからである。このように、粒子が大きいほど、マトリックス内の引張り応力の強度も大きくなる。

等式１を満たすケースの例は、窒化チタンのマトリックス中にダイヤモンド又はｃＢＮを結合させることが所望される場合である。表１を参照することにより、窒化チタン（ＴｉＮ）の熱膨張率は、９．４×１０^−６／℃（９．４ｐｐｍ／℃）であり、そのためダイヤモンド又はｃＢＮの熱膨張率に対する差は大きく、約８．４ｐｐｍ／℃であることが分かる。この大きな差は、ＴｉＮのマトリックス内で大きな引張り応力場を引き起こすことが予測される。これらの大きな応力場は、ある環境下、例えば、これらが優先的なクラックの伝播経路を提供する場合に、有利となる可能性がある。しかし、熱膨張率がＴｉＮのそれよりも大きい第２の硬質粒子を導入することによって、ＴｉＮのマトリックス内の引張り応力場を変更し且つ減少させることも、また有益である。

表１を参照すると、炭化クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）の熱膨張率が１０．４ｐｐｍ／℃であることが分かる。これは、ＴｉＮの熱膨張率よりもかなり高い。その上、Ｃｒ_３Ｃ_２粒子は、複合材料を製造するために必要な既知のプロセス（単数又は複数）及び方法と化学的に適合すると予測される。従って、Ｃｒ_３Ｃ_２は、等式（１）により表わされる要件を明らかに満たすから、本発明で利用するための第２の硬質粒子の候補である。よって、ダイヤモンド又はｃＢＮを第１の粒子として、窒化チタン（ＴｉＮ）をマトリックスとして、且つ炭化クロムを第２の粒子として含む複合材料は、本発明の実施形態であり、その関連における例となる。

この実施形態の好ましいバージョンは、ナノサイズ粒子（１００ｎｍ未満）の窒化チタン（ＴｉＮ）のマトリックスを使用する。この実施形態のより好ましいバージョンは、ナノ粒子のＴｉＮのマトリックスを使用し、マトリックスの粒子サイズは、南アフリカ特許出願第２００６／０４７６５号に開示されているように、ＴｉＮに関するＨａｌｌ Ｐｅｔｃｈの開始値、すなわち５０ｎｍであるか又はこれに近似する値である。

表２を参照すると、記載した金属の多くの熱膨張率が、表１に記載したＴｉＮその他などのマトリックス材料の熱膨張率よりも高いことも分かる。しかし、それらの全てが、そのようなマトリックス中でダイヤモンド及びｃＢＮを作製するために利用できる方法及びプロセスと適合できるわけではない。

一般に、本発明の任意の実施形態において、任意の金属を第２の粒子として使用することを意図するならば、複合材製造の作製プロセス及び方法中に、粒子が融解せず、複合材料の凝集性粒子成分のままでなければならない。

当技術分野で既知のセラミックマトリックスで複合材料を製造するために重要なキーとなる方法には、化学的前駆体を利用して、セラミック又はガラスセラミックのマトリックスを生成する手法がある。そのような方法の例は、ＥＰ０６９８４４７、ＰＣＴ出願のＷＯ２００６／０３２９８４、ＥＰ０７７６６５２５、ＥＰ０７７８９４１３及びＰＣＴ公開のＷＯ２００７／１４８２１４に開示されている。これらの方法は、一般に、前駆体化学物質から生じるナノ粒子サイズの材料は、低温において、ある場合にはすでに存在しているミクロンサイズの結晶性の材料粒子のための従来の焼結温度よりも低い、５００℃程の温度において焼結できるという現象を利用している。

本発明において好ましいナノ粒子サイズのマトリックスは、特に、焼結を例えば５．５ＧＰａなどの高圧において行う場合、９００〜１４５０℃の範囲で焼結できる。金属の融解時の正常な膨張挙動により、ほとんどの金属の融点は圧力を加えることによって上昇する。コバルト、ニッケル及び鉄のような遷移金属の融点の典型的な平均上昇は、１ＧＰａ当たり約３０〜４０℃である。したがって、例えば表２に示すように、５．５ＧＰａにおける純ニッケル（Ｎｉ）の融点は、ほぼ１６５０℃である。５．５ＧＰａにおけるナノ粒子サイズのＡｌ_２Ｏ_３及びＴｉＮの適切な焼結温度は、１３５０〜１４５０℃の範囲にあることが決定された。これらの条件では、純ニッケルの粒子は融解せず、焼結するマトリックス中で凝集性粒子としてとどまる。

室温におけるＮｉの熱膨張率は１３．５ｐｐｍ／℃であるので、Ｎｉは、ダイヤモンド及び／又はｃＢＮが第１の粒子として使用されるようなマトリックス中で、効率のよい第２の粒子として使用することができる。第１の粒子の熱膨張（ダイヤモンド及びｃＢＮの１ｐｐｍ／℃）が、マトリックス材料（Ａｌ_２Ｏ_３及びＴｉＮの、それぞれ８．４ｐｐｍ／℃及び９．４ｐｐｍ／℃）よりも大幅に低く、マトリックス材料が第２の粒子材料（Ｎｉの１３．５ｐｐｍ／℃）よりも大幅に低い、本発明のこの実施形態の複合材料が提供される。

等式１を満たすケースのさらなる例は、ダイヤモンドを炭化タンタルのマトリックス中に結合することを所望する場合である。表１を参照すると、炭化タンタル（ＴａＣ）の熱膨張率は６．３×１０^−６／℃（６．３ｐｐｍ／℃）であることが分かるので、ダイヤモンド又はｃＢＮの熱膨張率に対する熱膨張率の差は、約５．５ｐｐｍ／℃と大きい。この熱膨張率の大きな差は、ＴａＣのマトリックス内で大きな引張り応力場を引き起こすことが予測される。これらの大きな応力場は、ある環境下では有利となる可能性があり、例えば、これらが優先的なクラックの伝播経路を提供する場合である。しかし、熱膨張率がＴａＣのそれよりも高い第２の硬質粒子を導入することによって、ＴａＣのマトリックス内の引張り応力場を変更し且つ減少させることも、また有益である。

表１を参照すると、酸化アルミニウム（Ａｌ_２Ｏ_３）の熱膨張率は８．４ｐｐｍ／℃であることが分かる。これは、ＴａＣの熱膨張率よりもかなり高い。従って、Ａｌ_２Ｏ_３は、等式（１）で表わされる要件を明らかに満たすから、本発明で利用するための第２の硬質粒子の候補である。したがって、ダイヤモンドを第１の粒子として、炭化タンタル（ＴａＣ）をマトリックスとして、且つ酸化アルミニウムを第２の粒子として含む複合材料は、本発明の実施形態であり、その関連における例となる。この実施形態の好ましいバージョンは、ナノ粒子サイズ（１００ｎｍ未満）の炭化タンタル（ＴａＣ）のマトリックスを使用する。

したがって、一般に、前記マトリックスのための実行可能な焼結及び製作方法に関して、選択したマトリックス材料と適合し、凝集性で融解されない粒子のままであることが可能な金属粒子材料を、言うまでもなくこれらの少なくとも１つの熱膨張率がマトリックスのそれよりも高いという条件で、本発明の実施形態において第２の粒子として使用できる。表２はそのような粒子金属の例示的で、それ故非包括的な一覧表である。

本発明の複合材の第２の金属粒子成分として特に有用性があるものの中には、様々な種類の超合金があり、これらの熱膨張率を表２に示す。したがって、超合金のよく知られた、高温における強度などの極めて望ましい熱機械的な一般的性質を、本発明の実施形態における趣旨とさせることができる。

これを、また、一般のサーメット粒子材料に適用してもよく、これらのいくつかの例、並びにこれもまた第２の粒子材料として有用である、高融点の金属間化合物の例も表３に記載する。

本発明は、さらに、複合研磨性圧粉体（ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ａｂｒａｓｉｖｅ ｃｏｍｐａｃｔｓ）を含む研磨インサート（ａｂｒａｓｉｖｅ ｉｎｓｅｒｔｓ）にも関する。研磨インサートは、ＰＣＤ又はＰＣＢＮ層と焼結炭化物の基材との間の中間層によって特徴付けられる。この中間層は、上記の複合材料を含む。

ＰＣＤ又はＰＣＢＮ層は、微粒子又は粗粒子の種類であってもよい。厚さは、層の性質及び粒子サイズによって変動する。

基材の焼結炭化物は、焼結炭化タングステン、焼結炭化タンタル、焼結炭化モリブデン又は焼結炭化チタンなどの、当技術分野で既知の任意のものとすることができる。当技術分野で既知のそのような焼結炭化物は、ニッケル、コバルト、鉄又はこれらの金属の１つ又は複数を含む合金などの結合相を有する。典型的には、結合相は６〜２０質量％の量で存在する。ＰＣＤ又はＰＣＢＮ層が厚い層である場合、焼結炭化物の結合層は、８質量％未満であることが好ましく、より好ましくは６質量％未満である。

研磨インサートは、これを供する用途により任意の適切な形状を有し得る。例えば、研磨インサートは、その外周の周りに刃先を郭成する上部が平坦な作業面を有するディスク形であってもよい。本発明は明確な形を与えられた研磨インサートに対して特別な用途があり、例えば、インサートに作業面を与える弾丸形又はドーム形を呈する超砥粒層（ｓｕｐｅｒａｂｒａｓｉｖｅ ｌａｙｅｒ：超硬研磨層）の場合である。

本発明の研磨インサートは、本発明の別の態様を構成する方法によって作成することができる。この方法は、
（１）焼結炭化物の基材を提供するステップと、
（２）上記の中間層を製造するために必要な成分の層を、焼結炭化物の基材の表面に設置するステップと、
（３）ダイヤモンド又は立方晶窒化ホウ素の粒子の層を、任意選択で適切な結合相の材料と一緒に、ステップ（２）の層上に設置し、結合していない塊（ｕｎｂｏｎｄｅｄ ｍａｓｓ）を生成するステップと、
（４）結合していない塊を、ダイヤモンド又は立方晶窒化ホウ素が結晶学的に安定な高温及び高圧に曝し、結合した研磨インサート（ｂｏｎｄｅｄ ａｂｒａｓｉｖｅ ｉｎｓｅｒｔ）を製造するステップと
を含む。

加えられる高温及び高圧の条件は、当技術分野で既知である。これらは、ダイヤモンド粒子の塊からＰＣＤを製造し、立方晶窒化ホウ素の粒子の塊からＰＣＢＮを製造するために必要な条件となる。典型的には、これらの条件は、温度が１３００〜１６００摂氏温度の範囲となり、圧力は５〜８ＧＰａの範囲となる。

ここで、本発明を、以下の非制限的な実施例を参照し、ほんの一例として説明する。

プレ成形体試料を製造するために、Ｔａ（ＯＣ_２Ｈ_５）_５４０６．３ｇを最初に滴下漏斗Ａ内の乾燥エタノール７５ｍｌ中に溶解した。脱イオン水５２ｍｌを滴下漏斗Ｂ内のＡＲエタノール５０ｍｌと混合した。

平均粒子サイズが１．５ミクロンの合成ダイヤモンド７０ｇを、高出力の超音波プローブを用いてＡＲエタノール７５０ｍｌに分散させた。滴下漏斗Ａ及びＢから取った溶液を、ダイヤモンドの懸濁液を含むビーカーに同時に入れ、Ｓｉｌｖｅｒｓｏｎの機械的ミキサーを用いて撹拌した。

全ての試薬を加えた後に、得られた溶液をロタベーパー（ｒｏｔａｖａｐｏｕｒ）で乾燥し、次に、オーブン内で８０℃で２４時間さらに乾燥した。次に、酸化タンタルで被覆したダイヤモンドを、Ｈ_２／Ａｒ混合ガス中、１３００℃で３時間加熱処理した。Ｘ線回折分析により、得られた粉末はＴａＣ被覆ダイヤモンドであることを確認した。

ＴａＣ被覆ダイヤモンド粉末１０体積％を、ＡＲエタノール１．５リットルに懸濁させた。サブミクロンのＡｌ_２Ｏ_３粉末２０体積％を加え、１０分間かけて混合し、次に１ミクロンのＴａＣ粉末１０体積％を加え、続いて２０分間機械的に撹拌混合した。

次に、この懸濁液を、ロタベーパーで乾燥し、続いて、９０℃で２４時間オーブン乾燥した。

ナノサイズのＴａＣ２０体積％中に分散させたダイヤモンド／アルミナ材料のプレ成形体試料を分析すると、ダイヤモンド及びアルミナ粒子がＴａＣマトリックス中に十分均一に分布しているのが分かった。したがって、プレ成形体を、高圧のベルトシステムにおいて５．５ＧＰａ及び１４００℃で約１５分間焼結すると、ナノサイズのＴａＣ２０体積％中に分散させた、約１．５ミクロンの平均粒子サイズのダイヤモンドと、サブミクロンのアルミナ材料の２０体積％の（クラックの無い）固体構造が生じると考えられる。

Claims (21)

1. マトリックス材料中に分散させた、第１の超硬質又は硬質粒子材料と、少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料とを含む超硬質又は硬質複合材料であって、第１の超硬質又は硬質粒子材料の熱膨張率がマトリックス材料の熱膨張率よりも低く、少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料の熱膨張率がマトリックス材料の熱膨張率よりも高いことを特徴とする、上記複合材料。
2. 第１の超硬質又は硬質粒子材料が、ダイヤモンド、立方晶窒化ホウ素、炭化ケイ素、窒化ケイ素、サイアロン、炭化ホウ素及びアルミナを含む超硬質又は硬質粒子の群から選択される、請求項１に記載の複合材料。
3. 第１の超硬質又は硬質粒子材料が、酸化物セラミック及び非酸化物セラミック、金属、並びにサーメットから選択される、請求項１に記載の複合材料。
4. 単一の第２の超硬質又は硬質粒子材料を含む、請求項１から３までのいずれか一項に記載の複合材料。
5. ２つ以上の第２の超硬質又は硬質粒子材料を含む、請求項１から３までのいずれか一項に記載の複合材料。
6. 少なくとも１つの第２の超硬質又は硬質粒子材料が、単結晶セラミック及び多結晶セラミック、金属、合金並びにサーメットを含む群から選択される、請求項１から３までのいずれか一項に記載の複合材料。
7. マトリックス材料が、金属酸化物、窒化物、炭化物及びホウ化物を含むセラミックの群から選択される、請求項１から６までのいずれか一項に記載の複合材料。
8. マトリックス材料が、ナノ粒子サイズである、請求項１から７までのいずれか一項に記載の複合材料。
9. マトリックス材料が、１００ｎｍ未満の粒子サイズである、請求項８に記載の複合材料。
10. マトリックス材料が、タングステン、モリブデン及びこれらの合金を含む群からの１つ又は複数の高融点金属を含む、請求項１から９までのいずれか一項に記載の複合材料。
11. 第１及び第２の超硬質又は硬質粒子材料の平均粒子サイズが、０．１ミクロンから１００ミクロンである、請求項１から１０までのいずれか一項に記載の複合材料。
12. 第１及び第２の超硬質又は硬質粒子材料の平均粒子サイズが、１０から１００ミクロンである、請求項１１に記載の複合材料。
13. 第１及び第２の超硬質又は硬質粒子材料の平均粒子サイズが、１から１０ミクロンである、請求項１１に記載の複合材料。
14. 第１及び第２の超硬質又は硬質粒子材料の平均粒子サイズが、０．１から１ミクロンである、請求項１１に記載の複合材料。
15. 第１及び第２の超硬質又は硬質粒子材料の平均粒子サイズが、０．１ミクロン未満である、請求項１から１０までのいずれか一項に記載の複合材料。
16. 多結晶質ダイヤモンド（ＰＣＤ）又は多結晶質立方晶窒化ホウ素（ＰＣＢＮ）の層、基材、及びＰＣＤ又はＰＣＢＮの層を基材に結合する中間層を含み、中間層が請求項１から１５までのいずれか一項に記載の複合材料を含む、研磨インサート。
17. 基材が、焼結炭化タングステン、焼結炭化タンタル、焼結炭化モリブデン及び焼結炭化チタンを含む群から選択される焼結炭化物の基材である、請求項１６に記載の研磨インサート。
18. 焼結炭化物が、ニッケル、コバルト、鉄又はこれらの金属の１つ若しくは複数を含む合金から選択される結合相をさらに含む、請求項１７に記載の研磨インサート。
19. 結合相が、６から２０質量％の量で存在する、請求項１８に記載の研磨インサート。
20. 焼結炭化物の結合相が、６質量％未満である、請求項１９に記載の研磨インサート。
21. （１）焼結炭化物の基材を提供するステップと、
    （２）請求項１から１５までのいずれか一項に記載の複合材料を製造するために必要な成分の層を、焼結炭化物の基材の表面に設置するステップと、
    （３）ダイヤモンド又は立方晶窒化ホウ素の粒子の層を、任意選択で適切な結合相の材料と一緒に、ステップ（２）の層上に設置し、結合していない塊を生成するステップと、
    （４）結合していない塊を、ダイヤモンド又は立方晶窒化ホウ素が結晶学的に安定である高温及び高圧の条件に曝して、結合した研磨インサートを製造するステップと
    を含む、請求項１６から２０までのいずれか一項に記載の研磨インサートを製造する方法。