JP2016520504A - 超硬構築物及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

超硬多結晶構築物は、超硬相と、この超硬相に分散した非超硬相とを含んでなる多結晶超硬材料のボデイを含み、超硬相は複数の相互結合した超硬結晶粒を含む。非超硬相は、超硬結晶粒と化学的に反応せず、かつ多結晶超硬材料のボデイの約10体積%未満を形成する粒子又は結晶粒を含む。該超硬多結晶構築物の形成方法をも開示する。【選択図】図２ａ

Description

分野
本開示は、超硬構築物及び該構築物の製造方法、特に、排他的ではないが、基板に付着した多結晶ダイヤモンド(PCD)構造を含む構築物、並びにそれを含む工具、特に、排他的ではないが、岩石分解若しくは掘削で使用するため、又は地中へのボーリングのための工具に関する。
背景
多結晶ダイヤモンド(PCD)及び多結晶立方晶窒化ホウ素(PCBN)等の多結晶超硬材料は、岩石、金属、セラミック、複合材及び木質含有材料等の硬質材料又は研磨材を切削、機械加工、掘削又は分解するための種々多様の工具に使用し得る。特に、PCD材料を含む切削要素の形態の工具インサートは、地中にボーリングして油又はガスを抽出するためのドリルビットに広く使用されている。超硬工具インサートの可使時間は、剥離及びチッピングによる等の超硬材料の破壊によって、又は工具インサートの摩耗によって制限され得る。
岩石ドリルビット又は他の切削工具で使用するもの等の切削要素は典型的に、接合端／面を有する基板と、この基板の接合面に、例えば、焼結プロセスによって結合した切削層を形成する超硬材料との形態のボディを有する。基板は、一般的に超硬タングステン合金(cemented tungsten carbide)と呼ばれることもある炭化タングステン・コバルト合金で形成され、超硬材料層は、典型的に多結晶ダイヤモンド(PCD)、多結晶立方晶窒化ホウ素(PCBN)又は耐熱性生成物(thermally stable product)TSP材料、例えば耐熱性多結晶ダイヤモンドである。
多結晶ダイヤモンド(PCD)は、超硬材料(超砥粒材料又は超硬質材料とも呼ばれる)の例であり、ダイヤモンド結晶粒間の隙間を画定する骨格集合体を形成する実質的に連晶した(inter-grown)ダイヤモンド結晶粒の集合体を含む。PCD材料は典型的に少なくとも約80体積%のダイヤモンドを含み、例えば、約5GPaより高い超高圧、及び少なくとも約1,200℃の温度にダイヤモンド結晶粒の凝集集合体をさらすことによって好都合に作製される。隙間を全体的又は部分的に充填する材料をフィラー又はバインダー材料と呼ぶことができる。
PCDは、典型的にダイヤモンド結晶粒の連晶を促進するコバルト等の焼結助剤の存在下で形成される。PCDに適した焼結助剤は一般的に、ある程度ダイヤモンドを溶解し、ダイヤモンドの再沈殿を触媒するそれらの機能のためダイヤモンド用溶媒・触媒材料とも呼ばれる。ダイヤモンド用溶媒・触媒材料は、ダイヤモンドが熱力学的に安定である圧力と温度の条件でのダイヤモンド結晶粒間のダイヤモンドの成長又は直接的なダイヤモンド・トゥー・ダイヤモンド連晶を促進できる材料と理解されている。結果として、焼結PCD生成物内の隙間は、残存溶媒・触媒材料で全体的又は部分的に充填され得る。最も典型的には、PCDは、PCD用のコバルト溶媒・触媒源を与える超硬コバルトタングステン合金基板上に形成されることが多い。ダイヤモンド結晶粒間の実質的な理路整然とした連晶を促進しない材料自体は、ダイヤモンド結晶粒と強い結合を形成し得るが、PCD焼結用溶媒・触媒には適さない。
適切な基板の形成に使用し得る超硬タングステン合金は、炭化タングステン粒子／結晶粒とコバルトを一緒に混合してから加熱して凝固させることによって、コバルトマトリックス内に分散された炭化物粒子から形成される。PCD又はPCBN等の超硬材料層を有する切削要素を形成するためには、ニオブエンクロージャー等の耐火金属エンクロージャー内で超硬タングステン合金ボディの隣にダイヤモンド粒子若しくは結晶粒又はCBN結晶粒を置いて、ダイヤモンド結晶粒又はCBN結晶粒間の粒間結合が起こり、多結晶超硬ダイヤモンド又は多結晶CBN層を形成するような高圧及び高温にさらす。
場合によっては、超硬材料層への付着前に基板を完全に硬化させてよく、他の場合には、基板はグリーン、すなわち、完全には硬化されていなくてよい。後者の場合、基板はHTHP焼結プロセス中に完全に硬化し得る。基板は粉末形態であってよく、超硬材料層を焼結するために用いる焼結プロセス中に凝固し得る。
アースボーリング分野における生産性改善に向けた絶え間なく増大する流れが、岩石を切削するために使用する材料にかつてないほど大きい要求を突き付けている。詳細には、より速い切削速度及びより長い工具寿命を達成するために耐摩耗性及び耐衝撃性が改善されたPCD材料が必要とされている。
PCD材料を含む切削要素又は工具インサートは、油及びガス掘削産業で地中にボーリングするためのドリルビットに広く用いられている。岩石の掘削及び他の作業は、高い耐摩耗性及び耐衝撃性を必要とする。多結晶ダイヤモンド(PCD)研磨カッターの成功を制限する因子の1つは、PCD材料と被削材との間の摩擦に起因する熱の発生である。この熱がダイヤモンド層の熱分解を引き起こす。熱分解は、PCD層の亀裂及び剥離の増加によるカッターの摩耗率を高めるのみならず、ダイヤモンドのグラファイトへの逆変換を増やし、これが磨損を増やす。
PCD複合材の耐摩耗性を改善するために用いる方法は、複合材の耐衝撃性の低下をもたらすことが多い。
最大の耐摩耗性グレードのPCDは、通常それが磨滅してしまう前のカッターの壊滅的な破壊に悩まされる。これらのカッターの使用中、壊滅的な破損が起こる、すなわち、PCDの大部分が脆化様式で壊れて外れるときのような臨界長に達するまで亀裂が成長する。従来法で焼結したPCDの使用中に遭遇するこれらの長い速く成長する亀裂は、工具寿命を短縮することになる。
さらに、それらの高い強度にもかかわらず、多結晶ダイヤモンド(PCD)材料は通常それらの低い破壊靱性のため衝撃破壊を受けやすい。材料の高い強度及び耐摩耗性に悪影響を与えることなく破壊靭性を改善することは困難なタスクである。
従って、良い又は改善された耐摩耗性、耐破壊性及び耐衝撃性を有するPCD複合材並びに該複合材の製造方法が要望されている。
概要
第一態様から見ると、超硬相と、この超硬相に分散した非超硬相とを含み、超硬相は複数の相互結合した超硬結晶粒を含む、多結晶超硬材料のボディを含んでなる超硬多結晶構築物であって、
非超硬相は、超硬結晶粒と化学的に反応せず、かつ多結晶超硬材料のボディの約10体積%未満を形成する粒子又は結晶粒を含む、超硬多結晶構築物を提供する。
第二態様から見ると、下記工程：
超硬材料の粒子又は結晶粒の集合体を準備する工程；
超硬結晶粒と化学的に反応せず、超硬材料の粒径の約30%未満の粒径を有する材料の粒子又は結晶粒を含んでなる非超硬結晶粒又は粒子の集合体を準備する工程；
超硬材料の集合体と非超硬結晶粒の集合体を組み合わせて焼結前アセンブリを形成する工程；及び
焼結前アセンブリを超硬結晶粒用の触媒／溶媒材料の存在下で、超硬材料が熱力学的にグラファイトより安定である約5.5GPa以上の超高圧と温度で処理して、超硬材料の結晶粒を一緒に焼結して多結晶超硬構築物を形成する工程
を含んでなる超硬多結晶構築物の製造方法であって、
超硬結晶粒は粒間結合を示し、かつそれらの間に複数の隙間領域を画定し、非超硬相は、多結晶材料内に分散され、かつ多結晶超硬材料のボディの約10vol%未満を形成し、いずれの残存触媒／溶媒も複数の隙間領域を少なくとも部分的に充填している、
方法を提供する。
さらなる態様から見ると、上で定義した超硬多結晶構築物を含む工具であって、切削、製粉、研削、掘削、アースボーリング、岩石掘削又は他の研磨用途のための工具を提供する。
工具は、例えば、アースボーリング又は岩石掘削用のドリルビット、油及びガス掘削産業で用いる回転式固定カッタービット、或いは回転コーンドリルビット、穴開け工具、拡張可能工具、リーマー又は他のアースボーリング工具を構成し得る。
別の態様から見ると、上で定義した超硬多結晶構築物を含んでなるドリルビット若しくはカッター又はそのための部品を提供する。
以下、例として、添付図面を参照して本発明について述べる。
地中にボーリングするためのドリルビット用の実例PCDカッター要素の斜視図である。 PCDミクロ構造と、該材料内に分散した第2の非反応性相の実例部分の概略断面図である。 図2aの実例PCDミクロ構造の概略断面の拡大断面図である。 実施形態の耐摩耗性を従来のPCD材料の耐摩耗性と比較する耐摩耗性試験結果を示すプロットである。 従来の非浸出PCD材料、酸処理を用いて浸出した従来のPCD材料、及び上記方法に従って調製したPCDの実施形態を比較する立ボーラー試験の結果を示すプロットである。 従来の非浸出PCD材料、及びPCD材料のさらなる実施形態を比較する立ボーラー試験の結果を示すプロットである。 全ての図面中で同一の参照番号は、同一の一般的特徴を指す。
説明
本明細書で使用する場合、「超硬材料」は、少なくとも約28GPaのビッカース硬度を有する材料である。ダイヤモンド及び立方晶窒化ホウ素(cBN)材料が超硬材料の例である。
本明細書で使用する場合、「超硬構築物」は、多結晶超硬材料のボディを含む構築物を意味する。該構築物では、基板が構築物に付着していてよく、或いは多結晶材料のボディが自立し、支持されていなくてよい。
本明細書で使用する場合、多結晶ダイヤモンド(PCD)は、ダイヤモンド結晶粒の集合体を含むタイプの多結晶超硬(PCS)材料であって、ダイヤモンド結晶粒の実質的部分は互いに直接相互結合し、ダイヤモンド含量は該材料の少なくとも約80体積パーセントである。PCD材料の一実施形態では、ダイヤモンド結晶粒間の隙間は、ダイヤモンド用触媒を含むバインダー材料で少なくとも部分的に充填されていてよい。本明細書で使用する場合、「隙間」又は「格子間領域」は、PCD材料のダイヤモンド結晶粒間の領域である。PCD材料の実施形態では、隙間又は格子間領域はダイヤモンド以外の材料で実質的又は部分的に充填され、或いはそれらは実質的に空であってよい。PCD材料は、触媒材料が隙間から除去され、ダイヤモンド結晶粒間の格子間空隙を残す少なくとも1つの領域を含んでよい。
超硬材料用の「触媒材料」は、超硬材料の成長又は焼結を促進することができる。
本明細書で使用する用語「基板」は、その上に超硬材料層が形成されるいずれの基板をも意味する。例えば、本明細書で使用する「基板」は、別の基板上に形成された移行層であってもよい。
本明細書で使用する場合、用語「一体的に形成された」領域又は部分は、互いに隣接して作り出され、かつ異なる種類の材料で隔てられていない。
図1に示す実施形態では、切削要素1は、基板10を含み、基板10の上には超硬材料の層12が形成されている。基板10は、超硬タングステン合金等の硬質材料で形成され得る。超硬材料12は、例えば、多結晶ダイヤモンド(PCD)、又は耐熱性PCD(TSP)等の熱的に安定な生成物であってよい。切削要素1は、ドラッグビットボディ(図示せず)等のビットボディ中に取り付けてよく、例えば、地中にボーリングするためのドリルビット用のカッターインサートとして用いるのに適し得る。
基板の反対側の超硬材料の露出上面は切削面14を形成し、これが、その縁16と共に、使用中に切削を行なう面である
基板10の一端に、超硬材料層12との界面を形成する接合面18があり、この接合面で超硬材料層12が基板10の一端に付着している。図1の実施形態で示すように、基板10は一般的に円柱状であり、周囲面20と周囲側面(peripheral top edge)22を有する。
本明細書で使用する場合、PCDグレードは、ダイヤモンド結晶粒の体積含量及びサイズの観点から、ダイヤモンド結晶粒間の格子間領域の体積含量と、この格子間領域内に存在し得る材料の組成とを特徴づけたPCD材料である。あるグレードのPCD材料は、該グレードに適した粒度分布を有するダイヤモンド結晶粒の凝集集合体を準備する工程、場合により凝集集合体に触媒材料又は添加剤材料を導入する工程、及びダイヤモンド用触媒材料源の存在下、ダイヤモンドがグラファイトより熱力学的に安定であり、かつ触媒材料が溶融する圧力と温度に凝集集合体をさらす工程を含む方法により調製可能である。これらの条件下では、溶融触媒材料が触媒材料源から凝集集合体中に浸透し、焼結プロセスでダイヤモンド結晶粒間の直接的な連晶を促してPCD構造を形成する可能性がある。凝集集合体は、ルーズなダイヤモンド結晶粒又はバインダー材料で結び付けられたダイヤモンド結晶粒を含んでよく、前記ダイヤモンド結晶粒は天然又は合成ダイヤモンド結晶粒であってよい。
異なるPCDグレードは異なるミクロ構造及び異なる機械的特性、例えば弾性(又はヤング)率E、弾性係数、抗折力(transverse rupture strength)(TRS)、靭性(例えばいわゆるK1C靭性)、硬度、密度及び熱膨張係数(CTE)等を有し得る。異なるPCDグレードは、使用中に異なって機能することもある。例えば、異なるPCDグレードの摩耗率及び破壊抵抗は異なり得る。
全てのPCDグレードは、ダイヤモンド用触媒材料の例であるコバルト金属を含む材料で充填された格子間領域を含み得る。
PCD構造12は、1つ以上のPCDグレードを含んでよい。
図2a及び2bは、図1の超硬層12を形成するPCD材料の実施形態を通してPCDミクロ構造を概略的に示す断面図である。例えば、セラミック酸化物で形成された粒子30を含む非反応性相が、ダイヤモンド相マトリックス32中に分散されて、局在化応力集中部及び／又はミクロ欠陥として作用する。ここで、ダイヤモンド相マトリックス32は、ダイヤモンド結晶粒で形成された従来のPCDと、その中に分散した触媒バインダー相33とを指す。非反応性相30は、例えば、アルミナ、ジルコニア、酸化タンタル及びイットリアの1種以上の酸化物で形成された酸化物を含み得る。分散した非反応性相粒子30の粒径は、一部の実施形態では、ダイヤモンド結晶粒のサイズの30%を超えない。非反応性相粒子30をダイヤモンド粉末と混合し、次にこの複合材を例えば、HPHTでのコバルト浸透を伴う伝統的手段で焼結して触媒バインダーを与えてダイヤモンド結晶粒間の粒間結合を形成することができる。非反応性粒子は、超硬相、例えば、ダイヤモンドに対して非反応性であり、かつバインダー相に溶けず、超硬(例えばダイヤモンド)粒子に接着しないようにバインダー相とも反応しない。すなわち、図2bに示すように、超硬粒子と、相互結合したダイヤモンド結晶粒間及び相互結合したダイヤモンド結晶粒間の複数の格子間空間（この空間のいくつかは残存バインダー相で少なくとも部分的に充填され得る）内に局在化し得る非反応性粒子との間に2面間結合は実質的に存在しない。
一部の実施形態では、非反応性相粒子30は、焼結PCD材料の5体積%未満を構成する。他の実施形態では、非反応性相粒子30は、焼結PCD材料の3体積%未満を占め、或いはさらに、場合によっては、焼結PCD材料の1体積%未満を構成する。
これらの分散非反応性相粒子30は、サイズに応じて、バインダープールの内側又はダイヤモンド結晶粒間に局在化し得る。
超硬材料の結晶粒は、例えば、ダイヤモンド結晶粒又は粒子であってよい。焼結前の出発混合物では、それらは、例えば、バイモーダルであってよい。すなわち、供給原料は、ダイヤモンド粗粒分とダイヤモンド微細粒分の混合物を含む。一部の実施形態では、粗粒分は、例えば約10〜60μmの範囲の平均粒径を有し得る。「平均粒径」とは、個々の粒子／結晶粒が「平均」に相当する平均粒径を有する範囲のサイズを有することを意味する。微細粒分の平均粒径は、粗粒分のサイズ未満、例えば、粗粒分のサイズの約1/10〜6/10であり、一部の実施形態では、例えば約0.1〜20μmの範囲であり得る。
一部の実施形態では、ダイヤモンド微細粒分に対するダイヤモンド粗粒分の質量比は、約50%〜約97%の粗ダイヤモンドの範囲であり、ダイヤモンド微細粒分の質量比は、約3%〜約50%であり得る。他の実施形態では、粗粒分対微細粒分の質量比は、約70:30〜約90:10の範囲であろう。
さらなる実施形態では、粗粒分対微細粒分の質量比は、例えば約60:40〜約80:20の範囲であってよい。
一部の実施形態では、粗粒分と微細粒分の粒度分布は重ならず、一部の実施形態では、成形体の異なるサイズの成分は、マルチモーダル分布を作り上げる別々のサイズ粒分間の大きさの順で分けられる。
一部の実施形態は、超硬材料の粗粒分と微細粒分との間の広いバイモーダルサイズ分布から成るが、一部の実施形態は、サイズの大きさの順で分けられる3つ又は4つ以上でさえのサイズモード、例えば、平均粒径が20μm、2μm、200nm及び20nmである粒径のブレンドを含んでよい。
ダイヤモンド粒子／結晶粒の微細粒分、粗粒分、又はその間の他のサイズへのサイジングは、より大きいダイヤモンド結晶粒のジェット・ミリング等の既知プロセスによって可能である。
超硬材料が多結晶ダイヤモンド材料である実施形態では、多結晶ダイヤモンド材料を形成するために使用するダイヤモンド結晶粒は天然又は合成であってよい。
一部の実施形態では、バインダー触媒／溶媒はコバルト又はいくつかの他の鉄族元素、例えば鉄若しくはニッケル、又はその合金を含み得る。周期表のIV〜VI族の金属の炭化物、窒化物、ホウ化物、及び酸化物は、焼結混合物に添加し得る非ダイヤモンド材料の他の例である。一部の実施形態では、バインダー／触媒／焼結助剤はCoであってよい。
超硬金属炭化物基板は、組成が通常であってよく、従って、IVB、VB、又はVIB族金属のいずれを含んでもよく、これらがコバルト、ニッケル若しくは鉄、又はその合金の存在下で加圧及び焼結される。一部の実施形態では、金属炭化物は炭化タングステンである。
図2a及び2bのミクロ構造を有する図1のカッターは、例えば、以下のように製作することができる。
本明細書で使用する場合、「グリーンボディ」は、焼結すべき結晶粒と、結晶粒を結び付ける手段、例えばバインダー、例えば有機バインダーとを、さらに非反応性相30と共に含んでなるボディである。
超硬構築物の実施形態は、超硬材料の結晶粒又は粒子と、非反応性相と、有機バインダー等のバインダーとを含んでなるグリーンボディの調製方法によって作製可能である。グリーンボディは、超硬結晶粒の焼結を促進するための触媒材料を含んでもよい。グリーンボディは、結晶粒又は粒子をバインダー／触媒と組み合わせ、それらを、意図した焼結ボディの全体形状と実質的に同じ全体形状に成形し、バインダーを乾燥させることによって作製可能である。バインダー材料の少なくとも一部は、例えば、それを燃焼させることによって除去可能である。グリーンボディは、圧縮プロセス、射出プロセ又は他の方法、例えば鋳造、押出、堆積モデリング法を含めた方法で形成可能である。
超硬構築物用のグリーンボディを、予形成した超硬合金基板等の基板上に置いて焼結前アセンブリを形成し、技術上周知なように、これを超高圧炉用カプセルに封入することができる。基板は、超硬結晶粒の焼結を促進するための触媒材料源を与えることができる。一部の実施形態では、超硬結晶粒はダイヤモンド結晶粒であり、基板はコバルト・タングステン超硬合金であり、基板中のコバルトがダイヤモンド結晶粒を焼結するための触媒源である。焼結前アセンブリは追加の触媒材料源を含んでもよい。
あるバージョンでは、本方法は、焼結前アセンブリを含むカプセルをプレス中に装填する工程及びグリーンボディを、超硬材料が熱力学的に安定である超高圧と温度にさらして超硬結晶粒を焼結する工程を含み得る。一部の実施形態では、グリーンボディは、ダイヤモンド結晶粒を含んでよく、アセンブリをさらす圧力は少なくとも約5GPaであり、温度は少なくとも約1,300℃である。
あるバージョンの方法は、例えば焼結前に、非反応性相の結晶粒／粒子をダイヤモンド結晶粒と混合する追加工程を含む、PCT出願公開第WO2009/128034号に開示されている方法を利用して、ダイヤモンド複合構造を作製する工程を含み得る。ダイヤモンド粒子と、非反応性相粒子と、コバルト等の金属バインダー材料とを含む粉末ブレンドは、これらの粒子を組み合わせて、それらを一緒にブレンドすることによって調製可能である。有効な粉末調製技術、例えばホモジナイザーと共に湿式又は乾式多方向ミキシング、遊星ボールミリング及び高せん断ミキシング技術を用いて粉末をブレンドすることができる。一実施形態では、ダイヤモンド粒子の平均径は少なくとも約50μmであってよく、粉末を混合することによって、場合によっては、粉末を一緒に手で撹拌することによって他の粒子と組み合わせることができる。一バージョンの方法では、その後のバインダー材料への変換に適した前駆体材料を粉末ブレンドに含めてよく、一バージョンの方法では、グリーンボディへの浸透に適した形態で金属バインダー材料を導入してよい。粉末ブレンドをダイ又は型内に堆積させ、例えば一軸圧縮又は他の圧縮法、例えば冷間等方圧加圧(cold isostatic pressing)(CIP)により圧縮してグリーンボディを形成することができる。グリーンボディを技術上周知の焼結プロセスに供して焼結品を形成することができる。一バージョンでは、本方法は、焼結前アセンブリを含むカプセルをプレス中に装填する工程及び超硬材料が熱力学的に安定である超高圧と温度にグリーンボディをさらして超硬結晶粒を形成する工程を含むことができる。
焼結後、多結晶超硬構築物を研磨してサイジングすることができ、必要に応じて、そのようにして作製された多結晶超硬材料のボディの上に約0.4mmの高さの45度に面取りした面を含めてよい。
焼結品を引き続きダイヤモンドが熱的に安定である圧力と温度の処理にさらして非ダイヤモンド炭素の一部又は全てを変換してダイヤモンドに戻し、ダイヤモンド複合構造を作り出すことができる。ダイヤモンド合成の分野で周知の超高圧炉を使用することができ、第2焼結プロセスでは圧力は少なくとも約5.5GPaであり、温度は少なくとも約1,250℃であってよい。
超硬構築物のさらなる実施形態は、PCD構造と、ダイヤモンド複合構造用前駆体構造とを準備する工程、各構造をそれぞれの補完的形状に形成する工程、PCD構造とダイヤモンド複合構造を超硬合金基板上に組み立てて、結合していないアセンブリを形成する工程、及び結合していないアセンブリを少なくとも約5.5GPaの圧力と少なくとも約1,250℃の温度にさらしてPCD構築物を形成する工程を含む方法により作製可能である。前駆体構造は、炭化物粒子及びダイヤモンド又は非ダイヤモンド炭素材料、例えばグラファイト、非反応性相粒子、並びにコバルト等の金属を含むバインダー材料を含み得る。前駆体構造は、ダイヤモンド又は非ダイヤモンド炭素の粒子と炭化物材料の粒子とを含む粉末ブレンドを圧縮することにより形成されたグリーンボディであってよい。
一部の実施形態では、例えば、ダイヤモンド及び炭化物材料の両ボディに加えて非反応性相及び焼結助剤／バインダー／触媒を粉末として利用して単一のUHP/HTプロセスで同時に焼結する。ダイヤモンド結晶粒、非反応性相粒子、炭化物集合体の混合物をHP/HT反応セルアセンブリに入れてHP/HT加工にさらす。選択されるHP/HT加工条件は、研磨粒子の隣接結晶粒間の結晶間結合、及び場合により、焼結粒子の超硬合金基板への連結を引き起こすのに十分である。一実施形態では、加工条件は、一般的に少なくとも約1200℃の温度及び約5GPa超えの超高圧に約3〜120分間課すことを含む。
別の実施形態では、超硬多結晶材料の焼結中にHP/HTプレス内で結び付ける前に別個のプロセスで基板を予備焼結することができる。
さらなる実施形態では、基板と多結晶超硬材料のボデイを両方とも予成形する。例えば、超硬結晶粒／粒子と非反応性相粒子のバイモーダル供給原料及び任意的なこれも粉末形態のカルボナートバインダー・触媒を一緒に混合し、混合物を適切な形状のキャニスタに詰めてからプレス内で極端に高い圧力及び温度にさらす。典型的に、圧力は少なくとも5GPaであり、温度は少なくとも約1200℃である。多結晶超硬材料の予成形ボディを次に予成形炭化物基板の上面の適切な位置に置き(バインダー触媒を組み入れる)、アセンブリを適切な形状のキャニスタ内に置く。このアセンブリを次にプレス内で高温高圧にさらす。この場合もやはり温度と圧力の程度はそれぞれ少なくとも約1200℃及び5GPaである。このプロセス中に溶媒／触媒は基板から超硬材料のボデイ中に移動し、バインダー・触媒として作用して層内に連晶をもたらし、多結晶超硬材料層を基板に結合するためにも働く。この焼結プロセスは、超硬多結晶材料のボデイを基板に結合するためにも役立つ。
超硬合金基板が十分なダイヤモンド用溶媒／触媒を含有せず、かつ超高圧での焼結中にPCD構造が基板上に一体成形される実施形態では、溶媒／触媒材料を超硬合金基板以外の材料源からダイヤモンド結晶粒の凝集集合体に取り込むか又は導入することができる。溶媒／触媒材料は、超高圧での焼結工程の直前及び該工程中にダイヤモンド結晶粒の凝集集合体中に基板から浸透するコバルトを含むことができる。しかしながら、基板中のコバルト又は他の溶媒／触媒材料の含量が低い実施形態では、特にその含量が超硬合金材料の約11質量パーセント未満のときには、PCDを形成するための凝集集合体の良い焼結を確実にするためには代替源を与える必要があり得る。
ダイヤモンド用溶媒／触媒は、粉末形態の溶媒／触媒材料をダイヤモンド結晶粒とブレンドすること、ダイヤモンド結晶粒の表面上に溶媒／触媒材料を堆積させること、又は基板以外の材料源から溶媒／触媒材料を凝集集合体中に浸透させることを含めた種々の方法により、焼結工程の前又は焼結工程の一部として、ダイヤモンド結晶粒の凝集集合体に導入可能である。ダイヤモンド用溶媒／触媒材料、例えばコバルトをダイヤモンド結晶粒の表面上に堆積させる方法は技術上周知であり、化学蒸着(CVD)、物理蒸着(PVD)、スパッタコーティング、電気化学的方法、無電解コーティング法及び原子層堆積(ALD)が挙げられる。それぞれの利点及び欠点は、焼結補助材料及び堆積させるコーティング構造の性質、並びに結晶粒の特徴次第であることが分かるであろう。
同様に、種々の手段によって非反応性相粒子を導入することができ、例えば、焼結前に非反応材料でダイヤモンド結晶粒又は粒子をコーティングすることがでできる。
一実施形態では、第一に前駆体材料を堆積させてから該前駆体材料を元素金属コバルトを含む材料に変換することによって、コバルト等のバインダー／触媒をダイヤモンド結晶の表面上に堆積させ得る。例えば、第一工程で下記反応を用いてダイヤモンド結晶粒面上に炭酸コバルトを堆積させ得る。
Co(NO3)2＋Na2CO3→CoCO3＋2NaNO3
ダイヤモンド用のコバルト又は他の溶媒／触媒のための炭酸塩又は他の前駆体の堆積は、PCT特許公開第WO/2006/032982号に記載の方法を利用して達成可能である。次に例えば、以下のような熱分解反応を利用して炭酸コバルトをコバルトと水に変換することができる。
CoCO3→CoO＋CO2
CoO＋H2→Co＋H2O
別の実施形態では、コバルト粉末又はコバルトへの前駆体、例えば炭酸コバルトをダイヤモンド結晶粒とブレンドすることができる。コバルト等の溶媒／触媒への前駆体を使用する場合、凝集集合体を焼結する前に元素形の溶媒／触媒材料を生じさせるための反応を引き起こすためには該材料を熱処理する必要があり得る。
一部の実施形態では、超硬合金基板は、バインダー材料で結び付けられた炭化タングステン粒子で形成可能であり、このバインダー材料はCo、Ni及びCrの合金を含む。炭化タングステン粒子は、基板の少なくとも70質量パーセント、最大で95質量パーセントを形成してよい。バインダー材料は、約10〜50wt.%のNi、約0.1〜10wt.%のCrを含み、残余質量パーセントはCoから成る。
ここで、単に例示として提供し、本発明を限定することを意図していない下記実施例を参照してさらに詳細に実施形態について後述する。
実施例1
1μmの平均粒径を有する0.5gのジルコニアを、4μmの平均粒径を有する50gのバイモーダルダイヤモンド粉末に加えた。凝集集合体を60mlのメタノール中でCo-WCミリングボールと共にボールミル粉砕した。ミリングボール：粉末の比は5：1であり、90rpmで1時間ミル粉砕を行なった。予形成したWC-Co基板の上面に2.1gの該混合物を載せ、6.8GPaと1450℃の高圧高温HPHT条件下で焼結した。PCDカッターを回収し、加工かつ分析した。結果については図3〜5を参照して後述する。
実施例2：
1μmの平均粒径を有する1.5gのジルコニアを、4μmの平均粒径を有する50gのバイモーダルダイヤモンド粉末に加えた。凝集集合体を60mlのメタノール中でCo-WCミリングボールと共にボールミル粉砕した。ミリングボール：粉末の比は5：1であり、90rpmで1時間ミル粉砕を行なった。予形成したWC-Co基板の上面に2.1gの該混合物を載せ、6.8GPaと1450℃の高圧高温HPHT条件下で焼結した。PCDカッターを回収し、加工かつ分析した。
結果については図3〜5を参照して後述する。
実施例3：
1μmの平均粒径を有する0.25gのジルコニアを、3μmの平均粒径を有する50gのユニモーダルダイヤモンド粉末に加えた。凝集集合体を60mlのメタノール中でCo-WCミリングボールと共にボールミル粉砕した。ミリングボール：粉末の比は5：1であり、90rpmで1時間ミル粉砕を行なった。予形成したWC-Co基板の上面に2.1gの該混合物を載せ、6.8GPaと1450℃の高圧高温HPHT条件下で焼結した。PCDカッターを回収し、加工かつ分析した。
結果については図3〜5を参照して後述する。
実施例4：
1μmの平均粒径を有する0.5gのジルコニアを、3μmの平均粒径を有する50gのユニモーダルダイヤモンド粉末に加えた。凝集集合体を60mlのメタノール中でCo-WCミリングボールと共にボールミル粉砕した。ミリングボール：粉末の比は5：1であり、90rpmで1時間ミル粉砕を行なった。予形成したWC-Co基板の上面に2.1gの該混合物を載せ、6.8GPaと1450℃の高圧高温HPHT条件下で焼結した。PCDカッターを回収し、加工かつ分析した。
結果については図3〜5を参照して後述する。
実施例5：
1μmの平均粒径を有する1.5gのジルコニアを、3μmの平均粒径を有する50gのユニモーダルダイヤモンド粉末に加えた。凝集集合体を60mlのメタノール中でCo-WCミリングボールと共にボールミル粉砕した。ミリングボール：粉末の比は5：1であり、90rpmで1時間ミル粉砕を行なった。予形成したWC-Co基板の上面に2.1gの該混合物を載せ、6.8GPaと1450℃の高圧高温HPHT条件下で焼結した。PCDカッターを回収し、加工かつ分析した。
結果については図3〜5を参照して後述する。
PCD材料の種々のサンプルを調製し、いくつかの試験にサンプルを供して分析した。これらの試験結果を図3〜5に示す。
完成PCDサンプルを従来の花崗岩ターニング試験に3分間供することによって種々のPCDサンプルの耐アブレシブ摩耗性を分析した。機械加工プロセス中の摩耗瘢痕進行をモニターした。結果を図3に示す。上記実施例1に従って形成したPCD成形体(完成PCD中に0.5vol%のジルコニアを有する)の摩耗瘢痕を、PCDマトリックスにいずれのジルコニアをも添加しない従来のPCDの参考サンプル(Ref 1)と比較した。さらに、PCD中に1vol%のジルコニアを含む実施形態及びPCD中に1vol%のジルコニアを含む実施形態によりサンプルを調製した。
図3に示す結果から、摩耗瘢痕長が従来のPCDより短いので、少量のジルコニアの添加がPCDの耐摩耗性を改善することが分かるであろう。
実施例1に従って形成したPCD成形体を立ボーリングミル試験で、浸出(Ref Z)及び非浸出(Ref NZ)の両方の市販の多結晶ダイヤモンドカッター要素と比較した。この試験では、ワークピース中へボーリングするカッター要素の通過数の関数として摩耗平面積を測定した。得られた結果を図4のグラフに示す。結果は、切削長に対してプロットされる全摩耗瘢痕面積の指標を提供する。実施例1に従って形成したPCD成形体は、比較のため同試験に供した浸出と非浸出の両方の従来のPCD成形体で生じるより大きい切削長及び小さい摩耗瘢痕面積をもたらし得ることが分かるであろう。この試験の従来のPCD成形体は、約4μmの平均ダイヤモンド粒径を有するバイモーダル混合物であるRef 2を含んだ。実際に、図4は、PCDのこの実施形態において、ジルコニアを添加しない従来のPCDに比べて切削長の96%の改善を示している。
さらに、0.5vol%のジルコニアを含む実施例3のPCD実施形態の非浸出(NZ)サンプルを、約3μmの平均ダイヤモンド粒径を有するユニモーダルダイヤモンド供給原料から形成した従来の非浸出PCDサンプルと比較した。結果を図5に示す。この試験は、ジルコニアを添加しない従来のPCDに比べてカッターの寿命の104%の改善を示した。
特定の理論によって拘束されることを望むものではないが、PCDの破壊性能は、本明細書に記載の一部の実施形態に従うPCDマトリックス中のミクロ欠陥及び／又は応力集中部の導入を通じて改善し得ると考えられる。ミクロ欠陥及び／又は応力集中部が、使用中にPCD材料における亀裂の分岐又は複数の亀裂前縁(crack front)を促し、結果として種々の亀裂先端間で利用可能な歪みエネルギー又はエネルギー放出速度(G)を再分配することになると考えられる。荷重下に複数亀裂を引き起こし得る材料は、たった1つの主亀裂を有する材料よりタフに振る舞うであろう。複数の亀裂前縁は、該材料に供給された正味のエネルギーをいくつかの亀裂間に分け、結果として該材料による亀裂の成長速度をずっと遅くするからである。このようなミクロ欠陥を含めたPCD材料の適用の最終結果は、使用中、従来のPCDに比べて摩耗瘢痕上で惹起される亀裂数が増加し、ひいてはそれぞれ個々の亀裂に利用できる歪みエネルギーを減らし、それゆえに成長速度を遅くし、より短い亀裂が生じる。理想的ケースは、摩耗速度が亀裂成長速度に匹敵する場合であり、この場合、摩耗瘢痕の後方に亀裂が見えないだろう。その結果、焼結PCDから抜け出た先端又は結晶粒のない滑らかな摩耗瘢痕外観を形成する。
セラミックの非反応性相の添加は、結果として生じる本発明の材料中の従来のPCDに比べて低いコバルト含量によりPCDの熱安定性を高める効果をも有し得る。
これらのミクロ欠陥のサイズ、形状及び分布をPCD材料の最終用途に合わせることができる。材料の全体的な耐摩耗性を有意に損ねることなく、破壊抵抗を改善できると考えられ、このことはPCD切削工具にとって望ましい。
従って、実施形態は、その高い耐摩耗性を損ねることなくPCD材料を強化する手段を提供することができる。これは、ミクロ欠陥をPCDマトリックス中に工作する(engineer)ことによって達成可能である。この概念は、利用可能な破壊エネルギーの再分配又は消散に役立つ複数の亀裂前縁又は欠陥を作り出せるようにすることによって機能する。これらの欠陥は、亀裂の分岐を促進することもでき、これはエネルギー消散の別のメカニズムである。最終結果は、それぞれ個々の亀裂が急速に増やせるように利用できるエネルギーが不十分であり、従ってこれは亀裂の成長速度を著しく下げ得る。
これらの工作構造の立ボーラー試験は、従来のPCDに比べて、PCD切削工具寿命の相当な延長を示し、かつ耐摩耗性の低下はない。
試験中の摩耗瘢痕発達の観察は、脆性型ミクロ破壊(例えば剥離又はチッピング)を示すことなく、より大きな摩耗瘢痕を作り出し、より長い工具寿命をもたらす材料の能力を示した。試験中にカッター工具寿命の100%の向上、すなわち、同一の平均ダイヤモンド結晶粒径の従来の未処理PCDの2倍の寿命が認められた。
従って、高い摩耗性能と破壊性能を併せ持つPCD材料の実施形態を形成することができる。
図1を参照して述べたPCD要素10を焼結後にさらに加工することができる。例えば、PCD構造の、作業面若しくは側面又は作業面と側面の両方に隣接する領域から触媒材料を除去することができる。これは、PCD構造を酸で処理してダイヤモンド結晶粒間から触媒材料を浸出させることによって、又は電気化学的方法等の他の方法で行なうことができる。このようにして、PCD構造の表面から少なくとも約50μm又は少なくとも約100μmの深さ伸長している、実質的に多孔性であり得る熱的に安定な領域を与えることができ、さらにPCD要素の熱安定性を増強することができる。
さらに、超硬合金支持体に結合したPCD構造を含んでなる図1の構造中のPCDボディは、例えば、研磨によって作製又は完成して、実質的に円柱状であり、かつ実質的に平面の作業面、或いは一般的にドーム型、先のとがった型、丸みを帯びた円錐型又は円錐台型の作業面を有するPCD要素を提供することができる。このPCD要素は、例えば、地中へボーリングするための回転式せん断(若しくはドラッグ)ビット、又はパーカッションドリルビット、又は採掘若しくはアスファルト分解用ピックに使用するのに適し得る。
種々の実施形態についていくつかの実施例を参照して述べたが、当業者は、種々の変更を加えることができ、等価物をその要素と置き換えることができ、かつこれらの実施例は、開示した特定の実施形態を限定する意図でないことを理解するであろう。例えば、非反応性相粒子の形態のミクロ欠陥は、種々のやり方でPCD中に導入可能であり、一部の実施形態では、PCDの部分的な焼結を通じてダイヤモンド結晶粒境界に沿ってミクロ欠陥が導入されるようにHPHT焼結条件を修正することによって導入可能である。これらの分散した非反応性相粒子は、サイズに応じて、バインダープールの内側又はダイヤモンド結晶粒間内に局在化し得る。
種々の実施形態についていくつかの実施例を参照して述べたが、当業者は、種々の変更を加えることができ、等価物をその要素と置き換えることができ、かつこれらの実施例は、開示した特定の実施形態を限定する意図でないことを理解するであろう。例えば、非反応性相粒子の形態のミクロ欠陥は、種々のやり方でPCD中に導入可能であり、一部の実施形態では、PCDの部分的な焼結を通じてダイヤモンド結晶粒境界に沿ってミクロ欠陥が導入されるようにHPHT焼結条件を修正することによって導入可能である。これらの分散した非反応性相粒子は、サイズに応じて、バインダープールの内側又はダイヤモンド結晶粒間内に局在化し得る。
本発明のまた別の態様は、以下のとおりであってもよい。
〔１〕超硬相と、この超硬相に分散した非超硬相とを含み、前記超硬相は複数の相互結合した超硬結晶粒を含む、多結晶超硬材料のボディを含んでなる超硬多結晶構築物であって、
前記非超硬相は、前記超硬結晶粒と化学的に反応せず、かつ前記多結晶超硬材料のボディの約10体積%未満を形成する粒子又は結晶粒を含む、前記超硬多結晶構築物。
〔２〕前記超硬結晶粒が天然及び／又は合成ダイヤモンド結晶粒を含み、前記超硬多結晶構築物が多結晶ダイヤモンド構築物を形成している、前記〔1〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔３〕前記非超硬相がさらにバインダー相を含む、前記〔1〕又は〔2〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔４〕前記バインダー相が、コバルト、及び／又は1種以上の他の鉄族元素、例えば鉄若しくはニッケル、又はその合金、及び／又は周期表のIV〜VI族の金属の1種以上の炭化物、窒化物、ホウ化物、及び酸化物を含む、前記〔3〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔５〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記バインダー相材料に溶解せず、それによって前記多結晶材料のボディ内で未焼結のままであり、前記多結晶材料内に欠陥を形成するようなものである、前記〔3〕又は〔4〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔６〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、酸化物材料、例えばアルミナ、ジルコニア、イットリア、シリカ、若しくは酸化タンタル等の酸化物、又はその任意の組み合わせのいずれか1種以上を含む、前記〔1〕〜〔5〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
〔７〕前記多結晶材料のボディに界面に沿って結合した超硬合金基板をさらに含む、前記〔1〕〜〔6〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
〔８〕前記超硬合金基板が、バインダー材料で結び付けられた炭化タングステン粒子を含み、前記バインダー材料はCo、Ni及びCrの合金を含む、前記〔7〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔９〕前記超硬合金基板が、約8〜13質量%又は体積%のバインダー材料を含む、前記〔7〕又は〔8〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔１０〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記超硬結晶粒の粒径の約30%以下の粒径を有する、前記〔1〕〜〔9〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
〔１１〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記多結晶超硬材料のボディの約0.5〜約5体積%を形成する、前記〔1〕〜〔10〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
〔１２〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記多結晶超硬材料のボディの約0.5〜約2体積%を形成する、前記〔1〕〜〔10〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
〔１３〕前記超硬材料のボディの少なくとも一部が、ダイヤモンド用触媒材料を実質的に含まず、前記部分は熱的に安定な領域を形成している、前記〔1〕〜〔12〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
〔１４〕前記熱的に安定な領域が、最大で2質量パーセントのダイヤモンド用触媒材料を含む、前記〔13〕に記載の超硬多結晶構築物。
〔１５〕超硬合金支持体に結合した前記〔1〕〜〔14〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物を含んでなる、地中にボーリングするための回転式せん断ビット、又はパーカッションドリルビット用の超硬多結晶構築物。
〔１６〕下記工程：
超硬材料の粒子又は結晶粒の集合体を準備する工程；
前記超硬結晶粒と化学的に反応せず、前記超硬材料の粒径の約30%未満の粒径を有する材料の粒子又は結晶粒を含んでなる非超硬結晶粒又は粒子の集合体を準備する工程；
前記超硬材料の集合体と非超硬結晶粒の集合体を組み合わせて焼結前アセンブリを形成する工程；及び
前記焼結前アセンブリを前記超硬結晶粒用の触媒／溶媒材料の存在下で、前記超硬材料が熱力学的にグラファイトより安定である約5.5GPa以上の超高圧と温度で処理して、前記超硬材料の結晶粒を一緒に焼結して多結晶超硬構築物を形成する工程
を含んでなる超硬多結晶構築物の形成方法であって、
前記超硬結晶粒は粒間結合を示し、かつそれらの間に複数の隙間領域を画定し、前記非超硬相は前記多結晶材料内に分散され、かつ前記多結晶超硬材料のボディの約10vol%未満を形成し、いずれの残存触媒／溶媒も複数の前記隙間領域を少なくとも部分的に充填している、前記方法。
〔１７〕前記超硬材料の結晶粒の集合体を準備する工程が、ダイヤモンド結晶粒の集合体を準備する工程を含む、前記〔16〕に記載の方法。
〔１８〕前記ダイヤモンド結晶粒の集合体を準備する工程が、第1平均径を有する第1粒分と第2平均径を有する第2粒分とを有する結晶粒の集合体を準備する工程を含み、前記第1粒分は約10〜60μmの範囲の平均粒径を有し、かつ前記第2粒分は、前記粗粒分の粒径未満の平均粒径を有する、前記〔17〕に記載の方法。
〔１９〕前記第2粒分が、前記第1粒分の粒径の約1/10〜6/10の平均粒径を有する、前記〔18〕の方法。
〔２０〕前記第1粒分の平均粒径が約10〜60μmであり、かつ前記第2粒分の平均粒径が約0.1〜20μmである、前記〔16〕〜〔19〕のいずれか1項の方法。
〔２１〕前記第2粒分に対する前記第1粒分の質量比が約50%〜約97%の範囲であり、前記第2粒分の質量比が約3%〜約50質量%の範囲である、前記〔18〕〜〔20〕のいずれか1項の方法。
〔２２〕前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約60:40である、前記〔18〕の方法。
〔２３〕前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約70:30である、前記〔18〕の方法。
〔２４〕前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約90:10である、前記〔18〕の方法。
〔２５〕前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約80:20である、前記〔18〕の方法。
〔２６〕前記超硬材料の結晶粒の集合体を準備する工程が、前記第1及び第2粒分の粒径分布が重ならない結晶粒の集合体を準備する工程を含む、前記〔18〕〜〔25〕のいずれか1項の方法。
〔２７〕前記超硬材料の結晶粒の集合体を準備する工程が、3つ以上の粒径モードを準備して、連合平均粒径を有する粒径ブレンドを含む結晶粒のマルチモーダル集合体を形成する工程を含む、前記〔18〕〜〔26〕のいずれか1項の方法。
〔２８〕前記粒分の平均粒径が大きさの順で分けられる、前記〔18〕の方法。
〔２９〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない材料の粒子又は結晶粒を含んでなる非超硬結晶粒又は粒子の集合体を準備する工程が、酸化物、炭化物、ジルコニア、アルミナ、イットリア、及び酸化タンタルのいずれか1種以上を含む材料の集合体を準備する工程を含む、前記〔16〕〜〔28〕のいずれか1項の方法。
〔３０〕前記粒子又は結晶粒の集合体を組み合わせる工程が、前記粒子又は結晶粒を混合する工程を含む、前記〔16〕〜〔29〕のいずれか1項の方法。
〔３１〕前記粒子又は結晶粒の集合体を組み合わせる工程が、前記超硬材料の粒子又は結晶粒と化学的に反応しない前記非超硬材料の粒子又は結晶粒で前記超硬結晶粒又は粒子をコーティングする工程を含む、前記〔16〕〜〔29〕のいずれか1項の方法。
〔３２〕前記超硬結晶粒と化学的に反応しない材料の集合体を準備する工程が、前記多結晶超硬材料のボデイの約0.5〜5vol%を形成するための結晶粒又は粒子を準備する工程を含む、前記〔16〕〜〔31〕のいずれか1項の方法。
〔３３〕切削、採掘、研削、掘削、アースボーリング、岩石掘削又は他の研磨用途のための、前記〔1〕〜〔15〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物を含んでなる工具。
〔３４〕前記工具が、アースボーリング又は岩石掘削用のドリルビットを含む、前記〔33〕に記載の工具。
〔３５〕前記工具が、油及びガス掘削産業で用いる回転式固定カッタービットを含む、前記〔33〕に記載の工具。
〔３６〕前記工具が回転コーンドリルビット、穴開け工具、拡張可能工具、リーマー又は他のアースボーリング工具である、前記〔33〕に記載の工具。
〔３７〕前記〔1〕〜〔15〕のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物を含んでなるドリルビット若しくはカッター又はそのための部品。
〔３８〕いずれか1つの実施形態に関連して、当該実施形態を添付図面で実証しながら実質的に前述したとおりの超硬多結晶構築物。
〔３９〕いずれか1つの実施形態に関連して、当該実施形態を添付図面で実証しながら実質的に前述したとおりの超硬多結晶構築物の製造方法。

Claims (39)

  1. 超硬相と、この超硬相に分散した非超硬相とを含み、前記超硬相は複数の相互結合した超硬結晶粒を含む、多結晶超硬材料のボディを含んでなる超硬多結晶構築物であって、
    前記非超硬相は、前記超硬結晶粒と化学的に反応せず、かつ前記多結晶超硬材料のボディの約10体積%未満を形成する粒子又は結晶粒を含む、前記超硬多結晶構築物。
  2. 前記超硬結晶粒が天然及び／又は合成ダイヤモンド結晶粒を含み、前記超硬多結晶構築物が多結晶ダイヤモンド構築物を形成している、請求項1に記載の超硬多結晶構築物。
  3. 前記非超硬相がさらにバインダー相を含む、請求項1又は2に記載の超硬多結晶構築物。
  4. 前記バインダー相が、コバルト、及び／又は1種以上の他の鉄族元素、例えば鉄若しくはニッケル、又はその合金、及び／又は周期表のIV〜VI族の金属の1種以上の炭化物、窒化物、ホウ化物、及び酸化物を含む、請求項3に記載の超硬多結晶構築物。
  5. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記バインダー相材料に溶解せず、それによって前記多結晶材料のボディ内で未焼結のままであり、前記多結晶材料内に欠陥を形成するようなものである、請求項3又は4に記載の超硬多結晶構築物。
  6. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、酸化物材料、例えばアルミナ、ジルコニア、イットリア、シリカ、若しくは酸化タンタル等の酸化物、又はその任意の組み合わせのいずれか1種以上を含む、請求項1〜5のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
  7. 前記多結晶材料のボディに界面に沿って結合した超硬合金基板をさらに含む、請求項1〜6のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
  8. 前記超硬合金基板が、バインダー材料で結び付けられた炭化タングステン粒子を含み、前記バインダー材料はCo、Ni及びCrの合金を含む、請求項7に記載の超硬多結晶構築物。
  9. 前記超硬合金基板が、約8〜13質量%又は体積%のバインダー材料を含む、請求項7又は8に記載の超硬多結晶構築物。
  10. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記超硬結晶粒の粒径の約30%以下の粒径を有する、請求項1〜9のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
  11. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記多結晶超硬材料のボディの約0.5〜約5体積%を形成する、請求項1〜10のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
  12. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない粒子又は結晶粒が、前記多結晶超硬材料のボディの約0.5〜約2体積%を形成する、請求項1〜10のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
  13. 前記超硬材料のボディの少なくとも一部が、ダイヤモンド用触媒材料を実質的に含まず、前記部分は熱的に安定な領域を形成している、請求項1〜12のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物。
  14. 前記熱的に安定な領域が、最大で2質量パーセントのダイヤモンド用触媒材料を含む、請求項13に記載の超硬多結晶構築物。
  15. 超硬合金支持体に結合した請求項1〜14のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物を含んでなる、地中にボーリングするための回転式せん断ビット、又はパーカッションドリルビット用の超硬多結晶構築物。
  16. 下記工程：
    超硬材料の粒子又は結晶粒の集合体を準備する工程；
    前記超硬結晶粒と化学的に反応せず、前記超硬材料の粒径の約30%未満の粒径を有する材料の粒子又は結晶粒を含んでなる非超硬結晶粒又は粒子の集合体を準備する工程；
    前記超硬材料の集合体と非超硬結晶粒の集合体を組み合わせて焼結前アセンブリを形成する工程；及び
    前記焼結前アセンブリを前記超硬結晶粒用の触媒／溶媒材料の存在下で、前記超硬材料が熱力学的にグラファイトより安定である約5.5GPa以上の超高圧と温度で処理して、前記超硬材料の結晶粒を一緒に焼結して多結晶超硬構築物を形成する工程
    を含んでなる超硬多結晶構築物の形成方法であって、
    前記超硬結晶粒は粒間結合を示し、かつそれらの間に複数の隙間領域を画定し、前記非超硬相は前記多結晶材料内に分散され、かつ前記多結晶超硬材料のボディの約10vol%未満を形成し、いずれの残存触媒／溶媒も複数の前記隙間領域を少なくとも部分的に充填している、前記方法。
  17. 前記超硬材料の結晶粒の集合体を準備する工程が、ダイヤモンド結晶粒の集合体を準備する工程を含む、請求項16に記載の方法。
  18. 前記ダイヤモンド結晶粒の集合体を準備する工程が、第1平均径を有する第1粒分と第2平均径を有する第2粒分とを有する結晶粒の集合体を準備する工程を含み、前記第1粒分は約10〜60μmの範囲の平均粒径を有し、かつ前記第2粒分は、粗粒分の粒径未満の平均粒径を有する、請求項17に記載の方法。
  19. 前記第2粒分が、前記第1粒分の粒径の約1/10〜6/10の平均粒径を有する、請求項18の方法。
  20. 前記第1粒分の平均粒径が約10〜60μmであり、かつ前記第2粒分の平均粒径が約0.1〜20μmである、請求項16〜19のいずれか1項の方法。
  21. 前記第2粒分に対する前記第1粒分の質量比が約50%〜約97%の範囲であり、前記第2粒分の質量比が約3%〜約50質量%の範囲である、請求項18〜20のいずれか1項の方法。
  22. 前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約60:40である、請求項18の方法。
  23. 前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約70:30である、請求項18の方法。
  24. 前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約90:10である、請求項18の方法。
  25. 前記第1粒分対前記第2粒分の質量パーセント比が約80:20である、請求項18の方法。
  26. 前記超硬材料の結晶粒の集合体を準備する工程が、前記第1及び第2粒分の粒径分布が重ならない結晶粒の集合体を準備する工程を含む、請求項18〜25のいずれか1項の方法。
  27. 前記超硬材料の結晶粒の集合体を準備する工程が、3つ以上の粒径モードを準備して、連合平均粒径を有する粒径ブレンドを含む結晶粒のマルチモーダル集合体を形成する工程を含む、請求項18〜26のいずれか1項の方法。
  28. 前記粒分の平均粒径が大きさの順で分けられる、請求項18の方法。
  29. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない材料の粒子又は結晶粒を含んでなる非超硬結晶粒又は粒子の集合体を準備する工程が、酸化物、炭化物、ジルコニア、アルミナ、イットリア、及び酸化タンタルのいずれか1種以上を含む材料の集合体を準備する工程を含む、請求項16〜28のいずれか1項の方法。
  30. 前記粒子又は結晶粒の集合体を組み合わせる工程が、前記粒子又は結晶粒を混合する工程を含む、請求項16〜29のいずれか1項の方法。
  31. 前記粒子又は結晶粒の集合体を組み合わせる工程が、前記超硬材料の粒子又は結晶粒と化学的に反応しない前記非超硬材料の粒子又は結晶粒で前記超硬結晶粒又は粒子をコーティングする工程を含む、請求項16〜29のいずれか1項の方法。
  32. 前記超硬結晶粒と化学的に反応しない材料の集合体を準備する工程が、前記多結晶超硬材料のボデイの約0.5〜5vol%を形成するための結晶粒又は粒子を準備する工程を含む、請求項16〜31のいずれか1項の方法。
  33. 切削、採掘、研削、掘削、アースボーリング、岩石掘削又は他の研磨用途のための、請求項1〜15のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物を含んでなる工具。
  34. 前記工具が、アースボーリング又は岩石掘削用のドリルビットを含む、請求項33に記載の工具。
  35. 前記工具が、油及びガス掘削産業で用いる回転式固定カッタービットを含む、請求項33に記載の工具。
  36. 前記工具が回転コーンドリルビット、穴開け工具、拡張可能工具、リーマー又は他のアースボーリング工具である、請求項33に記載の工具。
  37. 請求項1〜15のいずれか1項に記載の超硬多結晶構築物を含んでなるドリルビット若しくはカッター又はそのための部品。
  38. いずれか1つの実施形態に関連して、当該実施形態を添付図面で実証しながら実質的に前述したとおりの超硬多結晶構築物。
  39. いずれか1つの実施形態に関連して、当該実施形態を添付図面で実証しながら実質的に前述したとおりの超硬多結晶構築物の製造方法。
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