JP5175933B2 - 超硬質ダイヤモンド複合物 - Google Patents

Description

この発明は、改良された熱安定性を有するダイヤモンドの超硬質複合材料に関する。

典型的には研磨材成形体（ａｂｒａｓｉｖｅ ｃｏｍｐａｃｔｓ）の形においての超硬質ダイヤモンド複合材料は、切断、粉砕、研削、穴あけ、及び他の研磨作業において広く使用されており、そしてまた軸受け（ベアリング）表面、等として使用されることができる。それらは一般に第二相マトリックス、即ち結合材相中に分散されたダイヤモンド相、典型的にはダイヤモンド粒子を含有する。該マトリックスは、金属又はセラミック又はサーメットであることができる。これらの粒子は、一般に使用される高圧及び高温成形体製造処理中にお互いに結合されて、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）を形成することができる。

多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）は、その高い耐摩耗性及び強度の故、広く用いられる。特に、それは地中穴あけのために用いられるドリルビット（ｄｒｉｌｌｉｎｇ ｂｉｔｓ）に包含される剪断切削要素内での使用を見い出すことができる。

ＰＣＤ複合研磨材成形体を含有する通常用いられる工具は、基材に結合されたＰＣＤの層を含む工具である。これらの層のダイヤモンド粒子含有量は典型的には高く、そして一般に、広範囲の量の直接ダイヤモンド−対−ダイヤモンド結合又は接触が存在する。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められた温度及び圧力条件下に焼結される。

複合研磨材成形体の例は、米国特許第３，７４５，６２３号、同第３，７６７，３７１号及び同第３，７４３，４８９号において記載され、見い出すことができる。
このタイプの研磨材成形体のＰＣＤ層は、典型的にはダイヤモンド粒子に加えて、結晶／溶媒又は結合材相を含有するだろう。これは、典型的には粒状ダイヤモンド材料の相互成長（ｉｎｔｅｒｇｒｏｗｎ）網状構造物と混じりあわされている、金属結合材マトリックスの形をとっている。そのマトリックスは、通常、炭素に対して、コバルト、ニッケル、鉄あるいは１種以上のそのような金属を含有する合金のような触媒的又は溶媒和活性を示す金属を含む。

ＰＣＤ複合研磨材成形体は、一般に、超硬合金（ｃｅｍｅｎｔｅｄ ｃａｒｂｉｄｅ）基材上にダイヤモンド粒子及び溶媒／触媒、焼結用又は結合材助力材料の非結合アセンブリを形成することにより生成される。この非結合アセンブリは次に反応カプセルに入れられ、これは次に慣用の高圧／高温装置の反応帯域に置かれる。次に、反応カプセルの内容物は、全体的構造物の焼結を起こすことができる高められた温度及び圧力の適当な条件に付される。

焼結多結晶ダイヤモンドのための金属結合材材料の源として、超硬合金基材から由来する結合材に、少なくとも部分的に依存していることは、通常行うことである。しかしながら、多くの場合において、焼結の前に追加の金属結合材粉末をダイヤモンド粉末と混合する。この結合材相金属は、次に課せられた焼結条件下に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の機能を果たす。

Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅのような第ＶＩＩＩＡ族元素、そしてまたＭｎのような金属を包含する、ダイヤモンド−対−ダイヤモンド結合により特徴づけられるＰＣＤ材料を形成するために用いられる好ましい溶媒／触媒又は結合材系は、溶融の際のこれらの元素の高い炭素溶解性に大部分が帰せられる。これは、ダイヤモンド材料の幾らかを溶解させ、そしてダイヤモンドとして再び沈殿させることを可能にし、したがって（高い温度及び高い圧力での）ダイヤモンドの熱力学的安定性状況にある間に結晶間ダイヤモンド結合を形成する。この結晶間ダイヤモンド−対−ダイヤモンド結合は、得られるＰＣＤ材料の高い強度及び耐摩耗性の故に、望ましいものである。

そのような溶媒／触媒を用いての不利な結果は、熱劣化として文献において知られているプロセスである。この劣化は、そのような溶媒／触媒材料の存在下に工具適用又は工具形成条件下のいずれかでダイヤモンド複合材料を典型的には７００℃より高い温度に付したときに起こる。この温度は、材料の削岩又は機械加工のような領域において、一般にダイヤモンド複合材料及び特にＰＣＤ材料の適用を、厳しく制限する可能性がある。

ＰＣＤ材料の熱劣化は、下記のような２つのメカニズムを介して起こると見なされる：
・第１は、金属溶媒／触媒結合材と、相互成長（ｉｎｔｅｒｇｒｏｗｎ）ダイヤモンドと、の熱膨張率の差から生ずる。高められた温度での膨張の差は、相互成長ダイヤモンドの微小亀裂を起こす可能性がある。それは４００℃を超える温度でさえ特別の問題となるであろう。
・第２は、炭素系においての金属溶媒／触媒の固有の触媒活性に起因する。金属結合材は、およそ７００℃より高く加熱された場合にダイヤモンドを、非ダイヤモンド炭素に変換し始める。その作用は、たとえ結合材が依然として固体状態にあってさえも、かなり起こる。低い圧力で、即ちグラファイト安定性状況においてこれは非ダイヤモンド炭素、特にグラファイト炭素の形成を生じ、この形成は究極的には機械的性質の大幅な劣化を起こして激変的な機械的欠陥に導くであろう。この第２のメカニズムは、溶媒／触媒材料を含むダイヤモンド複合材料が、有意義なダイヤモンド相互成長（ｉｎｔｅｒｇｒｏｗｔｈ）が存在しない場合でさえそのような材料にさらに一般的に適用される。

この熱分解問題に向けられている最近の方法の１つは、熱安定性においての改良を示した多孔質ＰＣＤ材料を生ずる、酸又は電気化学的方法による侵出（ｌｅａｃｈｉｎｇ）による溶媒／触媒の除去を含む米国特許第４，２２４，３８０号において、そしてまた米国特許第６，５４４，３０８号において開示された。しかしながら、この結果として生じた多孔質は、ＰＣＤ材料の機械的性質の劣化を起こした。またその侵出処理は、結晶間ダイヤモンド結合により完全に包入されている単離された溶媒／触媒溜め（ｐｏｏｌｓ）を除去することは全く不可能である。それ故、侵出方法は性質における妥協を結果として生ずると信じられる。

熱劣化に向けられているさらにその上の方法は、非金属的又は非触媒／溶媒結合材システムの使用を包含する。これは、米国特許第３，２３９，３２１号；同第４，１５１，６８６号；同第４，１２４，４０１号；及び同第４，３８０，４７１号において、そしてまた低圧を用いる米国特許第５，０１０，０４３号において教示されているように、例えばダイヤモンド成形体に溶融ケイ素又は共晶を生ずるケイ素で浸透浸潤させ、次に若干のダイヤモンドと反応させて、その場で炭化ケイ素結合材を形成することにより達成される。このＳｉＣ−結合されたダイヤモンドは、かなりの長さの時間にわたっての７００℃より高い温度に耐えることができない溶媒／触媒を用いて造られたＰＣＤ材料と比較して数時間１２００℃ほどの高さの温度で維持することができる、熱安定性における明らかな改良を示す。しかしながら、ＳｉＣ−結合されたダイヤモンド成形体においてダイヤモンド−対−ダイヤモンド結合が存在しない。したがって、この方法において幾らかの利点が存在するかもしれないが、これらの材料の強度はＳｉＣマトリックスの強度により制限され、これは結果として減少した強度及び減少した耐磨耗性の材料となる。

熱劣化問題に取り組んでいる他の方法は、米国特許第３，９２９，４３２号、同第４，１４２，８６９号、及び同第５，０１１，５１４号により教示されている。ここでは、ダイヤモンド粉の表面をタングステン又は第ＩＶＡ族金属のような炭化物形成材と先ず反応させ、次にコーティングされたダイヤモンド粗粒（ｇｒｉｔ）間の間隙を、ケイ化物又は銅合金のような共融の金属組成物で充てんさせる。また、そのダイヤモンドの熱安定性は改良されるけれども、ダイヤモンド−対−ダイヤモンド結合が存在せず、そしてこの材料の強度はここでもまた、金属マトリックスの強度により制限される。

取り上げられた他の方法は、その場での標準の金属溶媒／触媒の作用性質を修正させようと試みることである。米国特許第４，２８８，２４８号はＦｅ、Ｎｉ及びＣｏのような溶媒／触媒をＣｒ、Ｍｎ、Ｔａ及びＡｌと反応させて金属間化合物を形成することを教示している。同様に、米国特許第４，６１０，６９９号においては、標準の金属触媒を、ダイヤモンド安定帯域において第ＩＶ族、第Ｖ族、第ＶＩ族金属と反応させて、不特定の金属間化合物を生じさせる。しかしながら、触媒内のこれらの金属間化合物の形成は、ダイヤモンド相互成長を妨げ、したがって材料強度に不利に影響する。

熱安定性を提供するが、しかしダイヤモンド相互成長を介していぜんとして高い強度の材料を達成させるために、金属間化合物を使用する最近の教示は、ＵＳ２００５／０２３０１５６において論じられている。この出願は、混合された金属間化合物形成性化合物と相互作用させる前に、多結晶ダイヤモンド相互成長を可能にするために、コバルト触媒を用いてダイヤモンド粗粒をコーティングすることの必要性を論じている。所望のダイヤモンド相互成長の後に、次にコバルト触媒は、それを相互成長ダイヤモンドと非反応性にする金属間化合物を形成することが想定される。

この特許出願の例示的態様において、所望のダイヤモンド相互成長が起こった後に結合材中にケイ化コバルトを保護的に形成することの意図で、ケイ素をコバルトコーティングされたダイヤモンドと混合する。しかしながら、実際的には、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、溶融コバルトの存在下に、ダイヤモンド相互成長が起こり得る前にコバルトとケイ素との間の第１反応を生ずるであろうことは周知である。さらに実験的結果は、それらが溶融している条件下でさえ、これらのコバルトケイ化物がダイヤモンド相互成長を促進することが不可能であることを示していた。さらに、この特許出願において確認された混合金属間形成化合物はまた、コバルトコーティングの溶融温度より低い溶融温度で共晶を形成することが知られている。それ故、その最終結果はダイヤモンド相互成長前にかなりの量の金属間化合物の形成が起こる可能性があり、これは減少した相互成長／非相互成長に起因して弱いＰＣＤ材料を生ずる。

米国特許第４，４３９，２３７号及び同第６，１９２，８７５号は、Ｓｎ、Ｓｂ又はＺｎベースの金属間化合物を分散させたＮｉ及び／又はＣｏ基材を含む金属結合したダイヤモンド−金属複合物を開示している。しかしながら、これらはまた、ＨｐＨＴ条件下に焼結されず、したがってダイヤモンド相互成長を予期することができない。

米国特許第４，５１８，６５９号は（Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｍｇ及びＳｂのような）或る種の溶融非触媒金属が溶媒／触媒金属の最適化触媒挙動（作用）を容易にするためにダイヤモンド粉末に予め浸透浸潤清掃する（ｐｒｅ−ｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ ｓｗｅｅｐｔｈｒｏｕｇｈ）のに使用される。ここでは、低い水準の残留非触媒の存在がＰＣＤ本体内に残ることが予期されるけれども、これらは有意義な金属間化合物形成を生ずるのに十分な量にあるとは予期されない。

それ故、本発明により向けられている問題は、特に相互成長ＰＣＤを形成するために、ダイヤモンド合成条件下に、ダイヤモンドを溶解し、且つ再沈殿させることを可能にするが、しかし周囲の圧力条件下に、得られた複合材料を（７００℃より高い）高められた温度で使用する場合に熱劣化を促進しない熱的に安定なダイヤモンド複合材料を提供する金属結合材系の確認同定である。

本発明に従えば、超硬質複合材料、特に多結晶ダイヤモンド複合材料はダイヤモンド相及び結合材相を含み、その結合材相は下記一般式の三元炭化物を含む：
Ｍ_ｘＭ’_ｙＣ_ｚ

（式中、Ｍは遷移金属及び希土類金属からなる群から選ばれた少なくとも１種の金属であり；
Ｍ’は主族金属又は半金属（メタロイド）元素及び遷移金属Ｚｎ及びＣｄからなる群から選ばれた金属であり；
ｘは、典型的には２．５〜５．０、好ましくは２．５〜３．５、そして最も好ましくは約３であり；
ｙは、典型的には０．５〜３．０、好ましくは約１であり、そして
ｚは、典型的には０．１〜１、好ましくは０．５〜１である）。

Ｍは、好ましくは、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｌａ及びＳｃからなる群から選ばれる。
Ｍ’は、好ましくはＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌ、Ｍｇ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選ばれ、そして特にＳｎ、Ｉｎ及びＰｂである。

三元炭化物は、遊離又は非結合Ｍが結合材相に存在しないように、１種以上の他の金属間化合物を除いて、好ましくは結合材相の少なくとも３０体積％を占め、さらに好ましくは結合材相の４０体積％を占め、なおさらに好ましくは結合材相の全てを占め、そして最も好ましくは、三元炭化物は結合材相の全てを構成する。

結合材相は、好ましくは超硬質複合材料の約３０体積％未満、さらに好ましくは約２０体積％未満、なおさらに好ましくは約１５体積％未満、そして最も好ましくは約１０体積％未満を占める。

本発明は、本発明のダイヤモンド複合材料を含むダイヤモンド研磨材成形体にまで及び、そして切断、粉砕、研削、穴あけ、又は他の研磨適用においての使用が可能である、前記ダイヤモンド研磨材成形体を含む工具にまで範囲が及ぶ。
本ダイヤモンド複合材料はまた、軸受け（ベアリング）表面として有用であろう。

さて、本発明は添付図面に関連して例のためにのみさらに詳細に記載する。

種々の予期されるＣｏ−Ｓｎ金属間化合物を例示する単純なＣｏ−Ｓｎ系についての二元相略図である。 本発明の好ましい態様のダイヤモンド複合材料に導入される種々の金属間化合物及び三元炭化物の形成を例示するＣｏ−Ｓｎ−Ｃ系のための三元相略図である。 本発明の好ましい態様のダイヤモンド複合材料の高拡大走査型電子顕微鏡写真である。 本発明のさらに好ましい態様のダイヤモンド複合材料の走査型電子顕微鏡写真である。 本発明のなおその他の好ましい態様のダイヤモンド複合材料の走査型電子顕微鏡写真である。

態様の詳細な記載
本発明は、従来の溶媒／触媒焼結ダイヤモンド複合材料より以上に増大された熱安定性を有する、ダイヤモンドを含む超硬質複合材料に向けられている。結合材システムは、少なくとも１種の金属間化合物をベースとする三元炭化物化合物を特に含有している。

遷移金属炭化物は、興味のある且つ有用な性質を有することが周知であり、耐火物適用において典型的に用いられている。関連グループの化合物は、非遷移金属又は半金属（メタロイド）（Ｍ’）を包含して現れて、金属間炭化物として記載してもよい、新しいグループの三元炭化物（ＭＭ’Ｃ）を生ずる。これらの三元炭化物は、典型的には炭素に関して準化学量論的（ｓｕｂ−ｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ）であり、そして脆い疑似セラミック相である傾向がある。それらは現在、種々の進歩した材料科学適用においての調査研究下にある一方で、それらはＨｐＨＴダイヤモンド合成又は焼結の分野において、有用な相として、今までに開示されていなかった。

本発明の一般的なクラスの三元炭化物は下記一般式を有する：
Ｍ_ｘＭ’_ｙＣ_ｚ
（式中、Ｍは典型的には遷移金属又は希土類金属であり、そして好ましくはダイヤモンド合成のための溶媒／触媒である、高い炭素溶解性を有する元素であり；
Ｍ’は典型的には非遷移金属又は主族金属又は半金属（メタロイド）元素である金属であり；
ｘは、典型的には２．５〜５．０、好ましくは２．５〜３．５、最も好ましくは約３であり；
ｙは、典型的には０．５〜３．０、好ましくは約１であり、そして
ｚは、典型的には０．１〜１、好ましくは０．５〜１である）。

Ｍは、その最も広い意味で、高い炭素溶解性を示し、典型的には遷移金属である元素、又は複数の元素の混合物である。ダイヤモンド溶媒／触媒活性を示すことが既に知られている、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ及びＣｒのような遷移金属及びそれらの合金は、特に有効な構成成分であることが分かった。しかしながらＰｄ及びＰｔのような他の遷移金属又は例えばＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ及びＴａのような第ＩＶＡ族又は第ＶＡ族金属、及び例えばＣｅ、Ｙ、Ｌａ及びＳｃのような希土類金属も適当な成分である。

Ｍ’は典型的には例えばＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌ及びＭｇのような主族金属又は半金属（メタロイド）である。しかしながら、このグループはまた、遷移金属Ｚｎ及びＣｄを包含することができる。Ｍ’の好ましい例はＳｎ、Ｉｎ及びＰｂを包含する。

組成Ｍ_３Ｍ’Ｃの三元炭化物は、ダイヤモンド焼結活性を有する化合物の大部分を包含することが見い出された。しかしながら、これから幾分かが除去された化学量論的値を有するＶ、Ｎｂ及びＴａのような元素を導入している幾つかの関連化合物が存在する。従って、ｘについての好ましい化学量論的値の範囲は２．５〜５．０の範囲にあり、そしてｙについては０．５〜３．０の範囲にある。さらに好ましくはｘは２．５〜３．５の範囲にあり、そしてｙは好ましくは約１である。三元炭化物の炭素含有量は、典型的にはｚが、好ましくは０．５〜１の範囲にあるように準化学量論的（ｓｕｂｓｔｏｉｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ）である。

本発明の超硬質複合材料は、典型的には結合材マトリックス中にかなりの水準の三元炭化物を含むであろう。それ故、三元炭化物種は結合材相の、少なくとも３０体積％、さらに好ましくは少なくとも４０体積％を占める。さらに好ましくは、遊離又は非結合Ｍが存在しないように、三元炭化物と金属間化合物種のみを含有すべきであろう。最も好ましくは三元炭化物は結合材マトリックスの全体を占める。

超硬質ダイヤモンド複合材料は、典型的には３０体積％未満、好ましくは２０体積％未満、さらに好ましくは１５体積％未満、最も好ましくは１０体積％未満の結合材含有量を有するであろう。

前に説明したように、熱的に安定なＰＣＤを達成させるための、より標準な遷移金属溶媒／触媒系の修飾は、典型的には最終製品中の結合材の触媒的効能を減少させる幾つかの方法に焦点を合わせている。これらの方法は、例えば溶媒／触媒を有効に化学的に結合させ、そしてそれを不活性にする、金属間化合物のような安定な化合物の形成を包含する。残念なことには、実際的な見込みからこれらの修飾はまた、次善のダイヤモンドの初期焼結化にする、ＨｐＨＴ焼結環境における結合材の触媒効能を減少させる傾向にある。最終製品におけるダイヤモンドに関する溶媒／触媒をベースとする結合材の化学的活性を減少させることにおけるバランスを達成させ、依然としてＨｐＨＴ条件下にダイヤモンドを焼結させるのを有効に触媒作用させることは、明らかに些細なことではない。

多くの標準の先行技術の金属間化合物修飾結合材の実際的な観察とは異なって、かなりの水準の特定の三元炭化物を含有する結合材系は、特にＰＣＤ材料を生成する場合に、ＨｐＨＴ条件下に最適に焼結されたダイヤモンド構造を達成させることができる。最終製品に存在する場合、これらの炭化物は、遊離のＭ又は溶媒／触媒ベース結合材を化学的に結合することにより、それをいっそう熱的に安定にすることもできる。

多くの金属間化合物結合材をベースとする系は、それらが機能を果たすべきであるメカニズムが金属間化合物が溶融及び解離し、したがって焼結助力材としてその場で溶融溶媒／触媒金属を遊離することを必要とするので、ダイヤモンド焼結を達成することにおいて有効ではないことが想定される。もしそれらが高い融点を有するならば、そのときは、この方法は慣用のＨｐＨＴ条件下に妨げられる可能性があるか、又は全く達成することができない。

例えば、ＣｏＳｎ（９３６℃の大気圧融点）及びＣｏ_３Ｓｎ_２（１１７０℃の大気圧融点）の、Ｃｏ−Ｓｎ系において存在する２種の金属間化合物種の中で、ＣｏＳｎのみが、温度が典型的に約１３００℃〜１４５０℃であり、そして圧力が５０〜６０キロバールである慣用のＨｐＨＴ条件下でＰＣＤ焼結を促進することが分かった。有意義に増大させていく融点において圧力の典型的を効果が与えられ、ＣｏＳｎはＨｐＨＴ条件下に溶融する一方でＣｏ_３Ｓｎ_２は溶融しないか又は少なくとも不十分に溶融すると思われる。（溶融挙動の１つの理論は溶融物の溶解／拡散の性質を達成させるために十分にその構造を破壊させるために、有意の温度偏位（エクスカーション）が化合物の融点より高くで引き起こされなければならないと予想される）。従って、Ｃｏ_３Ｓｎ_２の構造が、焼結を行うために必要とされる炭素拡散及び会合を防止するのに、この場合において十分に維持されていると仮定することができる。

多くの三元炭化物の融点は、従来のＨｐＨＴ条件下でＰＣＤ焼結を提供しない多くの標準の金属間化合物の融点と典型的に類似していると思われるとすると、三元炭化物が焼結用助力材として非常によく機能すると思われることは驚くべきことである。例えばＣｏ_３ＳｎＣ_０．７はおよそ１１００〜１１５０℃で溶融すると考えられる。したがって、一定のＨｐＨＴ焼結窓について、各々の場合における結合材系が焼結のために溶媒／触媒金属を溶融し、したがってそれを遊離する確率は同じ筈である。三元炭化物の焼結効能において観察される増大は、三元炭化物の結晶構造における炭素の既に確立されている存在の結果であろうということが、この発明において想定される。これは、そのときは三元炭化物溶融物近くの固体又は半固体構造においてでさえ、増大された炭素移動を容易にする可能性がある。したがって、それらの融点に非常に近いときでさえ、これらの化合物は、他の場合では予想されたであろうよりはるかにいっそう有効に炭素を輸送することができるであろう。

このクラスの三元炭化物を含有する焼結されたＰＣＤ構造物は、熱安定性において明らかな増大を示す。この挙動は以下のメカニズムを介して生ずると思われる：
・三元炭化物、したがって修飾結合材の熱膨張率はベースの溶媒／触媒の熱膨張率よりも相互成長ＰＣＤ網状構造物の熱膨張率に近い。したがって、増大された温度への応答としての膨張差及びこの方法から生ずる応力が減少される。
・固体状態において、三元炭化物はＰＣＤと接触して減少された反応性を有するか、又は反応性を有しないかのいずれかと思われる。したがって、標準の金属的ＰＣＤが妥協される温度より高くに温度が増大されるときでさえ、これらの三元炭化物を含有するＰＣＤは熱的にいっそう安定である。このことは、ダイヤモンド相互成長が僅かであるか、又はその相互成長がないダイヤモンド複合材料にまで範囲が及ぶと信じられる。

これらの三元炭化物の形成により修飾された結合材系を用いた更なる利点は、三元炭化物それ自体の沈殿又は生成作用から生ずる。これらの炭化物相は、結合材とダイヤモンド相材料との間で形成された相境界でそれら自体を優先的に形成するか又は分布するであろうと思われる。したがって、三元炭化物が結合材相の全体（又は大部分でさえ）を含まない、即ち典型的には遊離の溶媒／触媒の大部分の量が存在する冶金学においてでさえ、残留する触媒的に活性な結合材相とダイヤモンド相との間の部分的な保護障壁として、三元炭化物相は依然として機能を果たすことができる。この挙動は、三元炭化物が依然として熱安定性を改良するために有効に機能を果たすことができる範囲にわたって、結合材組成物に有意義な強靱性を導入する。

しかしながら、結合材内の低水準の三元炭化物は、熱安定性に関して依然として有利なものであり得る一方で、三元炭化物含有量を最大にすることが典型的には好ましい。それ故、本発明の最も重要な点は、最終ダイヤモンド製品中の結合材相の冶金学的な三元炭化物の好ましい形成を提供することにある。この好ましい形成は、その化学系内にまた生ずる標準の金属間種（即ちそれらの結晶構造に炭素を含有しない種）を消費している。

現在、これらの炭化物相の最大化された形成を提供するための最も有効な手段は、Ｍ及びＭ’に関しての正しい組成、主に比Ｍ：Ｍ’を選ぶことにある。当業界の化学系において、標準の金属間種形成のために必要とされる比から三元炭化物の比に向かってＭ：Ｍ’比を偏らせることにより形成される三元炭化物の量を最大化することは典型的に可能である。Ｃｏ−Ｓｎ−Ｃ系は、この原理を例示するために用いられることができる。

添付図面図１を参照して、全範囲１００％Ｃｏ〜１００％Ｓｎにわたって予想される種々のＣｏ−Ｓｎ金属間化合物を示す単純なＣｏ−Ｓｎ系についての二元相略図が示される。典型的に観察される３種の基本金属間化合物種、即ち、
１：２の原子Ｃｏ：Ｓｎ比を有する ＣｏＳｎ_２、
１：１の原子Ｃｏ：Ｓｎ比を有する ＣｏＳｎ、
３：２の原子Ｃｏ：Ｓｎ比を有する Ｃｏ_３Ｓｎ_２
が存在する。

標準の冶金学的原理によると、これらの個々の金属間化合物のいずれか１種の形成の最大化は、適当なＣｏ：Ｓｎ比窓（及び示される相の線に従っての、適当な温度条件）の選択により単純に達成されることができる。

さて、添付図面図２を参照して、Ｃｏ−Ｓｎ−Ｃ系についてのいっそう複雑な三元相略図は、これらの同じ基本金属間化合物の２種の形成及び三元炭化物の追加の存在、即ち、
１：１の原子Ｃｏ：Ｓｎ比を有する ＣｏＳｎ、
３：２の原子Ｃｏ：Ｓｎ比を有する Ｃｏ_３Ｓｎ_２、
３：１の原子Ｃｏ：Ｓｎ比を有する Ｃｏ_３ＳｎＣｏ_０．７
を示す。

二元相混合物に関して、適当なＣｏ：Ｓｎ比窓を選択することにより、１つの特定化合物に向かって、冶金学を優先的に偏らせることが可能である。

ダイヤモンド焼結に関連するＣｏ−Ｓｎ系のために、即ち過剰の炭素の存在において、三元炭化物（Ｃｏ_３ＳｎＣ_０．７）の最大量が望ましい。それ故、Ｃｏ：Ｓｎの比は３：１にできるだけ近くにあるべきであり；言い換えると、Ｃｏ−Ｓｎ−Ｃ系についての最適な組成は７５原子％のＣｏ及び２５原子％のＳｎ近くにある。それは、
・その組成がこの比からＳｎに富んでいる（即ち２５原子％より大のＳｎの）傾向がある場合、そのときはこれは増大している量のＣｏ_３Ｓｎ_２形成に導く傾向があることが分かった。（特にＰＣＤ焼結のためのＣｏ−Ｓｎシステムにおいて、この金属間化合物種の形成は、最適に焼結されたＰＣＤ最終製品を達成させることに関して望ましくないことが分かった）。
・その組成がこの比からＣｏに富んでいる（即ち７５原子％より大のＣｏの）傾向がある場合、そのときは“遊離の”（即ち熱的に安定な化合物に結びついていない）コバルトの量が増大するので、最終ダイヤモンド製品は、熱安定性がいっそう低くなる傾向があることが分かった。実際において、実質的な熱劣化作用が最終製品において観察される前に、有意な程度の遊離コバルトが収納できるように、Ｃｏ−Ｓｎについてのこの後者のしきい値において有意な程度の融通性が存在することが分かった。Ｃｏ−Ｓｎ系についてのそのようなものとして、ほんの或る範囲の窓が実際的に達成可能である場合、そのときはこれは好ましい組成（７５：２５のＣｏ：Ｓｎ原子）に焦点を合わせるのが好ましいが、しかし組成範囲のコバルトに富む部分を広げることができる。

上に論じられた例示的な組成範囲は、一方では望ましくない金属間化合物の形成（Ｍ’に富む）に対する、そして他方では遊離のＭの形成（Ｍに富む）に対する、感受性に関してＣｏ−Ｓｎ系に特異的である。しかしながら、これらの観察を、他の適当な化学系についての一般的な原理に容易に延長させることができる。

本発明のダイヤモンド複合材料は、ＨｐＨＴ条件、適当な冶金学の存在下にダイヤモンド粉末を焼結することにより生成される。それらを独立型焼結により生成することができ、即ちダイヤモンド粉末及び結合材システム混合物以外の追加の成分を存在させずに生成させることができるか、又はそれらを適当な超硬合金材料の基材上に生成させることができる。後者の場合において、それらはＨｐＨＴサイクルの間に、セメント状結合された炭化物基材から追加の触媒／溶媒源により典型的に浸透浸潤されるだろう。

使用されるダイヤモンド粉末は、その出所源において天然であってもよく、又は合成であってもよく、そして典型的にはいろいろの形態の粒子寸法分布を有するだろう。三元炭化物構成成分がダイヤモンド複合材料の形成前に、過度に酸化されてそれらの有効性を減少させないことを確実にするために、ダイヤモンド粉末の表面化学は減少された酸素含有量を有することを確実にすることが有利であることがまた分かった。したがって、金属及びダイヤモンド粉末の両方は、最少の酸素汚染を確実にするように、適当な注意をはらって予備焼結処理の間に取り扱われるべきである。

三元炭化物相冶金学を幾つかの一般的な方法により行うことができ、例えば：
・典型的には温度で真空下にＭ、Ｍ’及びＣを予備反応させて三元炭化物を生成し、次にＨｐＨＴ条件下にダイヤモンド粉末原料中に混合するか、又は浸透浸潤させる；
・典型的には元素状である、必要とされる成分の密接均質混合物を好ましくは用いての、ＨｐＨＴ焼結条件下のその場での（ｉｎ ｓｉｔｕ）反応。これはダイヤモンド粉末混合物内に、あるいは浸透浸潤層又はそれに隣接する床から提供されることができ、そして炭素成分を含んでもよく、又はこの炭素成分はダイヤモンド粉末から由来することができる；
・Ｍ’及びダイヤモンド粉末の混合物を用いて、ＨｐＨＴ焼結条件下の段階的なその場での（ｉｎ ｓｉｔｕ）反応、及びその後での浸透浸潤、及び（炭化物裏当て基材により提供されることができる）外部浸透浸潤源からのＭとのその場での（ｉｎ ｓｉｔｕ）反応。

ダイヤモンド粉末混合物中への三元炭化物種又は前駆体を導入するための適当な製造技術は、粉末混合、熱溶射、沈殿反応、蒸着技術、等を包含する。浸透浸潤源はまた、テープキャスティング、プレアロイング（ｐｒｅ−ａｌｌｏｙｉｎｇ）、等のような方法を用いて調製されることができる。

Ｍの適当な選択はまた、得られるダイヤモンド複合材料の性質を操作するために用いられることができ、例えば：
・Ｍ及びＭ’成分、及びＭ及びＣ成分の間の電気陰性度差を最大にすると、熱安定性において増大を生じさせることができることが分かった。構成成分原子間の電気陰性度差を最大にすることは、三元炭化物内の結合強度を増大させ、したがって特に固体状態においての格子内の炭素の移動を減少させると信じられる。炭素移動性が減少するのにしたがって、熱安定性は増大するであろう。
・特定のＭ元素が、ＰＣＤの物理的、機械的又は化学的性質を改良するために用いられることができることが分かった。例えば、Ｐｄ及びＰｔのようなＭ元素が、三元炭化物に、したがって最終ＰＣＤ材料に増大した耐酸化性を与える。

得られるダイヤモンド複合材料の性質を修正することが望ましい場合、（１つより多くのＭ成分を有する）混合された三元炭化物を使用することがまた可能である。例えば三元Ｃｏ_３ＩｎＣ炭化物結合材システムへのＣｅのような元素の添加（したがって、混合された三元炭化物（ＣｏＣｅ）_３ＩｎＣ）を形成すること）は、初期Ｃｏ_３ＩｎＣ−をベースとするＰＣＤ以上の改良された熱安定性を有するＰＣＤを生ずる。

本発明のダイヤモンド複合材料を評価するために、電子顕微鏡（ＳＥＭ）及びＸＲＤ分析に加えて、熱安定性（ＳＴ）及び熱摩耗作用適用をベースとする（粉砕）試験を用いた。

熱安定性試験は、典型的には、独立した（即ち裏打ちなしの）小さなＰＣＤサンプルの有効な熱安定性の調査測定として用いられる。試験されるべき適当に寸法決めされたサンプルを、８５０℃まで、〜１００℃／時間で真空下に加熱し、２時間８５０℃に維持し、次に室温にまでゆっくりと冷却することにより、熱的に応力に付す。冷却後、ダイヤモンドの熱劣化から生ずるグラファイト炭素又は非−ｓｐ^３炭素の存在を検出するためにラマン分光分析を行う。このタイプの熱処理は非常に過酷であると考えられ、市販のＣｏをベースとするＰＣＤは、そのような処理の後に大きなグラファイトピークを示した。グラファイトへのダイヤモンドの変換が減少することは、その材料の熱安定性の増大を表す。

この試験についての結果は、ダイヤモンド質（ｓｐ^３）ピークに対するグラファイト質（ｓｐ^３）ピークの、高さの相対的比として報告され、そこでより高い値（即ち１に近い値）は重大なグラファイト化を示し、そしてより低い値（＜０．５）は、いっそう熱的に安定な生成物を示す。

熱摩耗作用適用をベースとする試験は、ＰＣＤをベースとする材料が熱的に必要とする環境において耐える程度の表示として使用されることができる。

その操作的に低い末端でフライカッター（ｆｌｙ ｃｕｔｔｅｒ）粉砕ヘッドを有する垂直スピンドルを含む粉砕機上でその試験を行う。岩石、特に花崗岩を、乾式繰り返し高回転粉砕法を手段として粉砕する。花崗岩が４度の回転の間に切断される衝突点（ｉｍｐａｃｔ ｐｏｉｎｔ）で粉砕が始まり、次に追加の４回転間に花崗岩をその工具により擦り、次に工具が衝突点に到達する点での半回転間にその工具を冷却する。裏打ちがない切断用工具について、岩石の浅い深さの粉砕を行う−即ち典型的には約１ｍｍの切断の深さを用いる。（裏打ちがある）工具について、典型的には約２．５ｍｍに切断の深さを増大させる。

次に、工具の破損の前に切断された岩石の長さを測定し、そこで高い値は、追加の距離を進んだこと、及びその工具の良好な性能を示し、低い値はその工具の貧弱な性能を示す。その試験が乾式試験なので、工具の破損が磨耗により誘導されるよりもむしろ熱的に誘導されると思われる。したがってこの試験は工具材料が熱的に応力を受ける適用において摩耗する程度の測定である。

さて、以下の例示的例に関して例のためにのみ、本発明をいっそう詳細に記載する。

例 １：Ｃｏ−Ｓｎ−Ｃ系
１Ａ．Ｃｏ_３ＳｎＣ_０．７をベースとする結合材と共に焼結されたＰＣＤ
正確な（３：１）原子比でのＣｏ及びＳｎ金属粉末の混合物を調製した。次に、平均ダイヤモンド粒子寸法でおよそ２０ミクロンのいろいろの形態のダイヤモンド粉末の床をニオブ金属の小缶（キャニスター）中に入れ、そしてこの粉末床上に、ダイヤモンドの１０体積％を構成する結合材を与えるために十分な金属粉末混合物の層を置いた。次にその小缶を真空化して空気を取り除き、密封し、そしておよそ５５キロバール及び１４００℃でのＨｐＨＴ条件で処理してＰＣＤを焼結した。

次に、焼結されたＰＣＤ成形体を前記小缶から取り出し、そして
・相互成長の証明のための走査型電子顕微鏡検査（ＳＥＭ）；
・結合材中に存在する相を調べるためのＸＲＤ分析；及び
・上に記載されたような熱安定性試験；
を用いて調べた。

添付図面図３に示された高倍率顕微鏡写真から明らかであるようにＳＥＭ下に調べたところ、生成されたＰＣＤ材料はダイヤモンド粒子間に相互成長の明らかな証拠を示した。ＸＲＤ分析は結合材中に存在する主要な相としてＣｏ_３ＳｎＣ_０．７の存在を確認した。

１Ｂ．（Ｃｏ_３ＳｎＣ_０．７＋Ｃｏ）をベースとする結合材と共に焼結された炭化物裏打ちＰＣＤ：
用いられた粉末混合物のＣｏ：Ｓｎ比が１：１であったことを除いては例１Ａのために上記された方法に従ってサンプルを調製した；そしてニオブ小缶（キャニスター）内の超硬合金基材上に置く前に、プラネタリーボールミルを用いてダイヤモンドと金属粉末とを一緒に混合した（その金属粉末混合物は前記混合物の７．５重量％を構成する）。焼結の間に、Ｃｏ_３ＳｎＣ_０．７の形成のために必要とされる化学量論が達成されるように、炭化物基材から追加のＣｏがダイヤモンド／ＣｏＳｎ混合物に浸透浸潤し、追加の遊離コバルト（即ち炭化物において結合されていないコバルト）が観察された。

次に、
・相互成長の証明のための走査型電子顕微鏡検査；
・結合材中に存在する相を調べるためのＸＲＤ分析；及び
・上記方法どおりの熱摩耗作用適用をベースとする試験
を用いてサンプルを調べた。

添付図面図４に示される顕微鏡写真から明らかであるように、ＳＥＭ下に調べたとき、生成されたＰＣＤ材料はダイヤモンド粒子間の相互成長の明らかな証拠を示した。ＸＲＤ分析は結合材中に存在する相としてＣｏ_３ＳｎＣ_０．７の存在ならびに遊離の、即ち金属のＣｏの存在を確認した。

１Ｃ．Ｃｏ_３ＳｎＣ_０．７結合材と共に焼結された炭化物裏打ちＰＣＤ
使用された粉末混合物のＣｏ：Ｓｎが１：１であったことを除いては、上記例１Ａのために記載された方法に従って、サンプルを調製した。（ダイヤモンド粉末質量の２０重量％を構成するのに十分な）この金属粉末混合物の層がニオブ小缶（キャニスター）内の超硬合金基材上に置かれ、この上部にダイヤモンド粉末層が置かれた。焼結の間に、Ｃｏ_３ＳｎＣ_０．７の形成のために必要とされる化学量論が達成されるように、炭化物基材からの追加のＣｏが、ＣｏＳｎ層、次にダイヤモンド粉末に浸透浸潤した。遊離の（即ち炭化物に結合されていない）コバルトは最終ＰＣＤ微細構造の結合材中に観察されなかった。

次に、
・相互成長の証明のための走査型電子顕微鏡検査；
・結合材中に存在する相を調べるためのＸＲＤ分析；及び
・上記方法どおりの熱摩耗作用適用をベースとする試験
を用いてサンプルを調べた。

添付図面図５に示された顕微鏡写真から明らかであるように、ＳＥＭ下で調べた場合、生成されたＰＣＤ材料はダイヤモンド粒子間の相互成長の明らかな証拠を示した。ＸＲＤ分析は結合材中に存在する主要な相としてＣｏ_３ＳｎＣ_０．７の存在を確認した。

例２：Ｆｅをベースとする三元炭化物（Ｆｅ _３ ＳｎＣ＋Ｆｅ _３ ＩｎＣ）
Ｆｅ_３ＳｎＣを主とする結合材（２Ａと称する）及びＦｅ_３ＩｎＣを主とする結合材（２Ｂと称する）それぞれの存在下に焼結されたＰＣＤの２つのサンプルを調製した。

正確な（３：１）原子比でＦｅとＳｎ又はＩｎとの金属粉末の混合物を調製した。次に、平均ダイヤモンド粒子寸法でおよそ２０ミクロンのいろいろの形態のダイヤモンド粉末の床をニオブ金属小缶（キャニスター）中に入れ、そしてダイヤモンドの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上に置いた。次に小缶を真空化し、密封し、そしておよそ５５キロバール及び１４００℃でのＨｐＨＴ条件下に処理してＰＣＤを焼結した。

次に小缶から焼結されたＰＣＤ成形体を取り出し、そして
・相互成長の証明のための走査型電子顕微鏡検査（ＳＥＭ）；
・結合材中に存在する相を調べるためのＸＲＤ分析；
・前に記載したような熱安定性試験；及び
・前に記載したような熱摩耗作用適用をベースとする試験；
を用いて調べた。
各々の場合において、ＳＥＭ下に調べた場合、ダイヤモンド粒子間の相互成長の明らかな証拠を示した。

例３：（ＣｏＣｅ）ＩｎＣ
３Ａ． Ｃｏ_３ＩｎＣをベースとする結合材と共に焼結されたＰＣＤ
Ｃｏ_３ＩｎＣを主とする結合材の存在下に焼結されたＰＣＤのサンプルを調製した。

正確な（３：１）原子比でのＣｏとＩｎとの金属粉末の混合物を調製した。次に平均ダイヤモンド粒子寸法においておよそ２０ミクロンのいろいろの形態のダイヤモンド粉末の床をニオブ金属小缶中に入れ、そしてダイヤモンドの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上に置いた。次に、該小缶を真空化し、密封し、そしておよそ５５キロバール、及び１４００℃でのＨｐＨＴ条件下に処理してＰＣＤを焼結した。

次に焼結されたＰＣＤ成形体を小缶から取り出し、
・相互成長の証明のための走査型電子顕微鏡検査（ＳＥＭ）；
・結合材中に存在する相を調べるためのＸＲＤ分析；及び
・上記のような熱安定性試験；
を用いて調べた。

生成されたＰＣＤ材料は、ＳＥＭ下に調べた場合、ダイヤモンド粒子間の相互成長の証拠を示した。しかしながら、熱安定性試験に付した場合、得られた材料の性能は貧弱であった。この熱安定性の欠如は、ＩｎとＣとの間の不十分な電気陰性度差に帰された。

３Ｂ．Ｃｅの添加により修飾されたＣｏ_３ＩｎＣをベースとする結合材と共に焼結されたＰＣＤ
Ｃｅの添加を有するＣｏ_３ＩｎＣを主とする結合材の存在下に焼結されたＰＣＤのサンプルを調製した。Ｉｎ金属に対して１：６の比で、金属粉末混合物中にＣｅ金属粉末を導入したことを除いては、例３Ａのために上記した方法に従ってこのサンプルを調製した。これは、結合材中に混合Ｃｏ／Ｃｅ三元炭化物の形成を生じた。

次に、
・相互成長の証明のための走査型電子顕微鏡検査（ＳＥＭ）；
・結合材中に存在する相を調べるためのＸＲＤ分析；及び
・上記したような熱安定性試験
を用いて、得られたＰＣＤを調べた。

熱安定性試験からの結果は熱安定性において有意の改良を明らかに示した。Ｍ成分として部分的にＣｏに代わる、溶液中のＣｅの使用は電気陰性度差の平均的な増大及び熱安定性の増大を生じる。

上記例１〜３からの幾つかのデータの概要を下記表１に表示する。比較の目的のために、Ｃ１及びＣ２として称される標準のＣｏ−焼結ＰＣＤ材料についてのデータが含まれる。

＊これらのサンプルは裏打ちのあるサンプル、即ち２．５ｍｍ深さの切断を有するサンプルとして試験された。

金属間化合物をベースとする三元炭化物の使用が、得られるダイヤモンド複合材料の熱安定性を有意義に改良することができることが、これらの結果から明らかである。

サンプル１Ａ、１Ｂ及び１Ｃは、裏打ちのあるＰＣＤ及び裏打ちのないＰＣＤの両方におけるＣｏ_３ＳｎＣ結合材の使用の効果を示す。遊離のＣｏ（即ち金属間化合物三元炭化物構造により結合されていないＣｏ）は、この材料がそれ自体、比較のＣｏをベースとする裏打ちのあるＰＣＤサンプルＣ２以上の改良を依然として示したとしても、不利な作用を有することが１Ｂの減少した熱的性能から明らかである。

サンプル２Ａ及び２Ｂの観察は、Ｆｅ_３ＩｎＣサンプルがＴＳ試験において極めて良く性能を発揮した一方で、その粉砕試験結果は前記適用をベースとする試験において良好な性能を発揮したＦｅ_３ＳｎＣ材料と比較した場合に、次善のものであったことを示した。この観察は、そのサンプルにおいて若干の亀裂を示した肉眼による検査により支持された。

サンプル３Ａ及び３Ｂについての結果は、混合三元炭化物を用いることの熱安定性について明らかにプラスの効果を示し、構成成分間の電気陰性度差を増大させる。

Claims (21)

1. ダイヤモンド相及び結合材相を含み、前記結合材相が下記一般式の三元炭化物を含む、超硬質複合材料：
   Ｍ_ｘＭ’_ｙＣ_ｚ
   （式中、Ｍは遷移金属及び希土類金属からなる群から選ばれた少なくとも１種の金属であり；
   Ｍ’は主族金属又は半金属（メタロイド）元素、及び遷移金属Ｚｎ及びＣｄからなる群から選ばれた金属であり；
   ｘは２．５〜５．０であり；
   ｙは０．５〜３．０であり；そして
   ｚは０．１〜１である）。
2. Ｍが、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｙ、Ｌａ及びＳｃからなる群から選ばれる、請求項１に記載の超硬質複合材料。
3. Ｍ’が、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌ、Ｍｇ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選ばれる、請求項１又は請求項２に記載の超硬質複合材料。
4. Ｍ’がＳｎ、Ｉｎ又はＰｂである、請求項１〜３のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
5. ｘが２．５〜３．５である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
6. ｘが３である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
7. ｙが１である、請求項１〜６のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
8. ｚが、０．５〜１である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
9. 三元炭化物が結合材相の少なくとも３０体積％を占める、請求項１〜８のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
10. 三元炭化物が結合材相の少なくとも４０体積％を占める、請求項１〜８のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
11. 遊離又は非結合Ｍが結合材相に存在しないように、結合材相が三元炭化物及び１種以上の他の金属間化合物のみを含む、請求項１〜８のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
12. 結合材相が三元炭化物のみを含む、請求項１〜８のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
13. 結合材相が超硬質複合材料の３０体積％未満を占める、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
14. 結合材相が超硬質複合材料の２０体積％未満を占める、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
15. 結合材相が超硬質複合材料の１５体積％未満を占める、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
16. 結合材相が超硬質複合材料の１０体積％未満を占める、請求項１〜１２のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
17. 高圧及び高温焼結された材料である、請求項１〜１６のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
18. ダイヤモンド相が実質的なダイヤモンド相互成長により定義される多結晶ダイヤモンドである、請求項１〜１７のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
19. Ｍ：Ｍ’の比が３：１である、請求項１〜１８のいずれか１項に記載の超硬質複合材料。
20. 請求項１〜１９のいずれか１項に記載の超硬質複合材料を含む、ダイヤモンド研磨材成形体。
21. 切断、粉砕、研削、穴あけ又は他の研磨適用において使用することができる、請求項２０に記載のダイヤモンド研磨材成形体を含む工具。

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