JP6275750B2 - 超硬合金材料およびそれを作製する方法 - Google Patents
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Description
本開示は、例えばダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成、または多結晶のダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造のための高圧構成要素における使用のための超硬合金材料、およびそれを作製する方法に関する。
ダイヤモンド合成および多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）の製造に使用され、アンビルおよびダイを含む高圧高温（ＨＰＨＴ）構成要素に採用される超硬合金が、高い圧力、温度および負荷を受けることは周知である。そのような好ましくない条件はそれらの変形をもたらし、変形がある特定のレベルを超えると、ＨＰＨＴ構成要素は破損する。この点において、高圧での変形を低減し、結果としてＨＰＨＴ構成要素の変形抵抗および寿命を改善するために、高レベルのヤング率を有する超硬合金材料を有することが非常に重要である。
したがって、改善された変形抵抗、ならびに高い破壊靭性および強度を有する高圧高温構成要素の製造における使用のための超硬合金材料が必要とされている。
第１の態様から見ると、ＷＣ、ＣｏおよびＲｅを含む超硬合金材料であって、
超硬合金材料は、約３〜約１０質量％の間のＣｏおよび約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料が提供される。
第２の態様から見ると、
上で定義された超硬合金材料を含む基材と、
界面に沿って基材に結合された多結晶性超硬質材料の物体
とを備える、多結晶性超硬質構造物が提供される。
第３の態様から見ると、地面穿孔用の回転ドリルビットに適合された多結晶性超硬質材料の物体に結合された、上で定義された超硬合金材料を含む基材を備えるカッターが提供される。
第４の態様から見ると、地面穿孔用の回転せん断ビット、パーカッション用ドリルビットまたは採鉱もしくはアスファルト分解用のピックのＰＣＤ要素であって、上で定義されたような超硬合金材料の物体に結合された超硬質多結晶性材料の物体を備えるカッター要素を備えるＰＣＤ要素が提供される。
第５の態様から見ると、上で定義されたようなＰＣＤ要素を備える、地面穿孔用のドリルビットまたはドリルビットの構成要素が提供される。
第６の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料を生成する方法であって、
ＷＣおよび炭素と共に、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよび／またはＦｅを含有し、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種もしくは複数種、またはそれらの炭化物を含む粒子成長阻害剤を含有してもよい超硬合金混合物を粉砕するステップと、
混合物から超硬合金物品をプレスするステップと、
真空中約１〜１０分の間の期間、およびＡｒの圧力下（ＨＩＰ）で約５〜１２０分の期間、約１４５０℃超の温度で物品を焼結するステップと、
焼結温度から摂氏約１３００度（℃）まで物品を冷却するステップと
を含む方法が提供される。
第７の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料をリサイクルする方法であって、炭化物材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融するステップと、Ｚｎを蒸発させて最終生成物を形成するステップと、最終生成物を粉砕して生成物からＲｅを回収するステップとを含む方法が提供される。
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第６の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料を生成する方法であって、
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第７の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料をリサイクルする方法であって、炭化物材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融するステップと、Ｚｎを蒸発させて最終生成物を形成するステップと、最終生成物を粉砕して生成物からＲｅを回収するステップとを含む方法が提供される。
第８の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸浸出混合物に供し、超硬合金材料から結合剤相を除去するステップと、除去された結合剤相からＣｏおよびＲｅを化学的に回収するステップとを含む方法が提供される。
第９の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸化して炭化物、ＲｅおよびＣｏを溶解するステップと、Ｒｅを回収するステップとを含む方法が提供される。
第１０の態様から見ると、５ＧＰａ超の圧力および１１００℃超の温度で行われる、ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成のための、または多結晶のダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造における、高圧構成要素中での超硬合金材料の使用であって、超硬合金材料が、
第二炭化物相の形態をした、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物であって、１種または複数種の前記金属が、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、炭化物と、
約０．５〜約８質量％の間のＲｅおよび約３〜約１０質量％の間のＣｏとを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率が、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料が、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料の使用が提供される。
ここで、例示として、および添付の図面を参照して実施形態を説明する。
第９の態様から見ると、上で定義された超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸化して炭化物、ＲｅおよびＣｏを溶解するステップと、Ｒｅを回収するステップとを含む方法が提供される。
第１０の態様から見ると、５ＧＰａ超の圧力および１１００℃超の温度で行われる、ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成のための、または多結晶のダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造における、高圧構成要素中での超硬合金材料の使用であって、超硬合金材料が、
第二炭化物相の形態をした、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物であって、１種または複数種の前記金属が、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、炭化物と、
約０．５〜約８質量％の間のＲｅおよび約３〜約１０質量％の間のＣｏとを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率が、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料が、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料の使用が提供される。
ここで、例示として、および添付の図面を参照して実施形態を説明する。
従来のＷＣ−Ｃｏ材料のＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．０〜６．３質量％の間であることは周知である。［例えば、「Exner H., Gurland J. A review of parameters influencing some mechanical properties of tungsten carbide-cobalt alloy. Powder Met., 13 (1970) 13-31」；およびI. Konyashin, S. Hlawatschek, B. Ries, F. Lachmann, T. Weirich, F. Dorn, A. Sologubenko on the 「Mechanism of WC Coarsening in WC-Co Hardmetals with Various Carbon Contents」, International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 27 (2009) 234-243を参照されたい。］炭素含量がこの範囲の炭素含量より低い、または高い場合、炭化物微細構造中に追加的な相（例えばη相または遊離炭素）が出現し、ＷＣ−Ｃｏ材料の機械的特性、例えば圧縮強度、抗折力、および破壊靭性の大幅な低下をもたらす。
ここで、驚くべきことに、ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金が、６．３質量％〜６．９質量％の間のＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率に対応する著しく増加した炭素含量を有する場合、その機械的特性、例えば圧縮強度、抗折力、硬度、破壊靭性および高温硬度が劇的に改善され得ることが認識された。
ここで、驚くべきことに、ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金が、６．３質量％〜６．９質量％の間のＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率に対応する著しく増加した炭素含量を有する場合、その機械的特性、例えば圧縮強度、抗折力、硬度、破壊靭性および高温硬度が劇的に改善され得ることが認識された。
理論に束縛されることを望まないが、その考えられる理由は、そのような材料中のＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金の結合剤相における残留圧縮応力の存在であり得る。ＷＣ−Ｃｏ超硬合金における残留応力に関する多くの出版物によれば、ＷＣ−Ｃｏ中の結合剤相は常に高い残留引張応力下にあり、従来のＷＣ−Ｃｏ材料の硬度および破壊靭性の組合せの低下をもたらす［例えば、Mari D、Clausen B、Bourke M A M、Buss Kによる出版物、「Measurement of residual thermal stress in WC-Co by neutron diffraction」, Int. J. Refractory Met. Hard Mater., 2009; 27: 282-287、Krawitz A D、Venter A M、Drake E F、Luyckx S B、Clausen Bによる出版物、「Phase response in WC-Ni to cyclic compressive loading and its relation to roughness」, Int. J. Refractory Met. Hard Mater., 2009; 27: 313-316、およびCoats D I、Krawitz A Dによる出版物、「Effect of particle size on thermal residual stress in WC-Co composites」, Mater. Sci. Engin., 2003; A359:338-342を参照されたい］。
本明細書において使用される場合、「超硬質材料」は、少なくとも約２５ＧＰａのビッカース硬度を有する材料である。ダイヤモンドおよび立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）材料が、超硬質材料の例である。
本明細書において使用される場合、「超硬質構造物」は、多結晶性超硬質材料もしくは超硬質複合材料を含む構造物、または、超硬合金基材に結合された多結晶性超硬質材料および超硬質複合材料を含む構造物を意味する。
本明細書において使用される場合、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）は、その実質的な部分が互いに直接相互結合しているダイヤモンド粒塊を含むＰＣＳ材料であり、ダイヤモンドの含量は、材料の少なくとも約８０体積パーセントである。ＰＣＤ材料の一実施形態において、ダイヤモンド粒間の隙間は、ダイヤモンドの触媒を含む結合剤材料で少なくとも部分的に充填されていてもよい。本明細書において使用される場合、「隙間」または「隙間領域」は、ＰＣＤ材料のダイヤモンド粒間の領域である。ＰＣＤ材料の実施形態において、隙間または隙間領域は、ダイヤモンド以外の材料で実質的にもしくは部分的に充填されていてもよく、または実質的に空であってもよい。ＰＣＤ材料の実施形態は、少なくとも、触媒材料が隙間から除去され、ダイヤモンド粒間に空隙が残された領域を含んでもよい。
本明細書において使用される場合、「超硬質構造物」は、多結晶性超硬質材料もしくは超硬質複合材料を含む構造物、または、超硬合金基材に結合された多結晶性超硬質材料および超硬質複合材料を含む構造物を意味する。
本明細書において使用される場合、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）は、その実質的な部分が互いに直接相互結合しているダイヤモンド粒塊を含むＰＣＳ材料であり、ダイヤモンドの含量は、材料の少なくとも約８０体積パーセントである。ＰＣＤ材料の一実施形態において、ダイヤモンド粒間の隙間は、ダイヤモンドの触媒を含む結合剤材料で少なくとも部分的に充填されていてもよい。本明細書において使用される場合、「隙間」または「隙間領域」は、ＰＣＤ材料のダイヤモンド粒間の領域である。ＰＣＤ材料の実施形態において、隙間または隙間領域は、ダイヤモンド以外の材料で実質的にもしくは部分的に充填されていてもよく、または実質的に空であってもよい。ＰＣＤ材料の実施形態は、少なくとも、触媒材料が隙間から除去され、ダイヤモンド粒間に空隙が残された領域を含んでもよい。
本明細書において使用される場合、多結晶立方晶窒化ホウ素（ＰＣＢＮ）材料は、セラミックもしくは金属材料、またはその両方を含んでもよい耐摩耗性マトリックス内に分散したｃＢＮ粒塊を含むＰＣＳ材料であり、ｃＢＮの含量は、材料の少なくとも約５０体積パーセントである。ＰＣＢＮ材料のいくつかの実施形態において、ｃＢＮ粒の含量は、少なくとも約６０体積パーセント、少なくとも約７０体積パーセント、または少なくとも約８０体積パーセントである。超硬質材料の実施形態は、硬質マトリックス内に分散した超硬質材料の粒を含んでもよく、硬質マトリックスは、好ましくは、主要成分としてセラミック材料を含み、セラミック材料は、好ましくは炭化ケイ素、窒化チタンおよび炭窒化チタンから選択される。
図１および図２を参照すると、超硬合金材料は、炭化物相を含む硬質材料の粒塊と、結合剤相を構成する結合剤材料で充填された硬質粒間の隙間とを含む。図１に示される実施形態において、炭化物相は、ＷＣであり、結合剤相は、ＣｏおよびＲｅの合金、ならびにそれに固溶した一部のＷおよびＣを含む。
図１および図２を参照すると、超硬合金材料は、炭化物相を含む硬質材料の粒塊と、結合剤相を構成する結合剤材料で充填された硬質粒間の隙間とを含む。図１に示される実施形態において、炭化物相は、ＷＣであり、結合剤相は、ＣｏおよびＲｅの合金、ならびにそれに固溶した一部のＷおよびＣを含む。
図３は、比較のために、炭化物相としてＷＣを、および結合剤相としてＣｏを含む従来の超硬合金材料を示す。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、第二炭化物相の形態の、または結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物をさらに含み、１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む。超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含む。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、第二炭化物相の形態の、または結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物をさらに含み、１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む。超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含む。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、約３〜約１０質量％の間のＣｏを含む。
他の実施形態において、超硬合金材料は、約０．５〜約６質量％の間のＲｅを含む。
超硬合金材料中のＷＣは、例えば、約０．６μｍ未満の平均粒径を有してもよい。
さらに、いくつかの実施形態において、ＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間である。
他の実施形態において、超硬合金材料は、約０．５〜約６質量％の間のＲｅを含む。
超硬合金材料中のＷＣは、例えば、約０．６μｍ未満の平均粒径を有してもよい。
さらに、いくつかの実施形態において、ＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間である。
超硬合金材料の磁気特性は、重要な構造および組成特性に関連し得、超硬合金材料中の炭素含量の指標として理解される。超硬合金中の炭素含量を測定するための最も一般的な技法は、炭素含量が間接的に比例する結合剤に固溶したタングステンの濃度を測定することによる、間接的なものである。結合剤に固溶した炭素の含量が高い程、結合剤に固溶したタングステンの濃度は低い。超硬炭化タングステンがその一例である硬質金属の磁気飽和４πσまたは磁気モーメントσは、単位質量当たりの磁気モーメントまたは磁気飽和として定義される。純Ｃｏの磁気モーメントσは、１６．１マイクロテスラ×立方メートル毎キログラム（μＴ．ｍ3／ｋｇ）であり、純Ｃｏの磁気飽和４πσとも呼ばれる飽和の誘導は、２０１．９μＴ．ｍ3／ｋｇである。結合剤中のタングステン含量は、磁気モーメントσまたは磁気飽和Ｍs＝４πσの測定から決定され得るが、これらの値は、タングステン含量と反比例関係にある（Roebuck (1996), 「Magnetic moment (saturation) measurements on cemented carbide materials」, Int. J. Refractory Met., Vol. 14, pp. 419-424.）。以下の式は、磁気飽和Ｍｓを、結合剤中のＷおよびＣの濃度と関連付けるために使用され得る。
Ｍs∝［Ｃ］／［Ｗ］×Ｃｏの質量％×２０１．９（μＴ．ｍ3／ｋｇの単位）
Ｍs∝［Ｃ］／［Ｗ］×Ｃｏの質量％×２０１．９（μＴ．ｍ3／ｋｇの単位）
超硬合金材料のいくつかの実施形態は、名目上純粋なＣｏの磁気飽和の少なくとも約４０パーセント〜約８０パーセントの関連磁気飽和を有する。
ＷＣ粒等の炭化物粒の平均粒径は、例えば平均直線切片（ｍｅａｎ ｌｉｎｅａｒ ｉｎｔｅｒｃｅｐｔ）技法を適用して、超硬合金材料体の冶金学的に調製された断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または光学顕微鏡画像を使用して得られた顕微鏡写真の検査により決定され得る。代替として、ＷＣ粒の平均径は、粒の間に介在するＣｏの平均自由行程を示す超硬合金材料の保磁力を測定することにより間接的に推定することができ、その保磁力から、当該技術分野において周知の単純な式を使用して、ＷＣ粒径を計算することができる。この式は、Ｃｏ超硬ＷＣ超硬合金材料の保磁力とＣｏ平均自由行程との間の反比例関係を数値化し、結果として平均ＷＣ粒径を数値化する。保磁力は、ＭＦＰと反比例関係を有する。
ＷＣ粒等の炭化物粒の平均粒径は、例えば平均直線切片（ｍｅａｎ ｌｉｎｅａｒ ｉｎｔｅｒｃｅｐｔ）技法を適用して、超硬合金材料体の冶金学的に調製された断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または光学顕微鏡画像を使用して得られた顕微鏡写真の検査により決定され得る。代替として、ＷＣ粒の平均径は、粒の間に介在するＣｏの平均自由行程を示す超硬合金材料の保磁力を測定することにより間接的に推定することができ、その保磁力から、当該技術分野において周知の単純な式を使用して、ＷＣ粒径を計算することができる。この式は、Ｃｏ超硬ＷＣ超硬合金材料の保磁力とＣｏ平均自由行程との間の反比例関係を数値化し、結果として平均ＷＣ粒径を数値化する。保磁力は、ＭＦＰと反比例関係を有する。
本明細書において使用される場合、超硬合金等の複合材料の「平均自由行程」（ＭＦＰ）は、結合剤材料内の超硬凝集炭化物粒間の平均距離の尺度である。超硬合金材料の平均自由行程特性は、材料の研磨断面の顕微鏡写真を使用して測定され得る。例えば、顕微鏡写真は、約１５００倍の倍率を有し得る。ＭＦＰは、均一グリッド上で線および粒界の各交点の間の距離を測定することにより決定され得る。マトリックスの線分Ｌｍが合計され、粒の線分Ｌｇが合計される。両方の軸を使用した平均マトリックス線分長さが、「平均自由行程」である。炭化タングステン粒子経の複数の分布の混合は、同じマトリックス含量に対して広いＭＦＰ値の分布をもたらし得る。
本明細書において使用される場合、粒径は、ＩＳＯ ＦＤＩＳ １３０６７標準に従う円相当径（ＥＣＤ）の点で表現される。ＥＣＤは、研磨表面に露出した各粒の面積Ａを測定し、式ＥＣＤ＝（４Ａ／π）1/2に従い同じ面積Ａを有する円の直径を計算することにより得られる（ISO FDIS 13067のセクション3.3.2「Microbeam analysis - Electron Backscatter Diffraction - Measurement of average grain size.」, International Standards Organisation Geneva, Switzerland, 2011を参照されたい）。
本明細書において使用される場合、粒径は、ＩＳＯ ＦＤＩＳ １３０６７標準に従う円相当径（ＥＣＤ）の点で表現される。ＥＣＤは、研磨表面に露出した各粒の面積Ａを測定し、式ＥＣＤ＝（４Ａ／π）1/2に従い同じ面積Ａを有する円の直径を計算することにより得られる（ISO FDIS 13067のセクション3.3.2「Microbeam analysis - Electron Backscatter Diffraction - Measurement of average grain size.」, International Standards Organisation Geneva, Switzerland, 2011を参照されたい）。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料の炭化物相は、少なくとも約０．１μｍ〜最大約１０μｍの平均粒径を有する炭化物粒で形成され、超硬合金材料は、約２ｋＡ／ｍ〜約７０ｋＡ／ｍで変動する関連保磁力を有してもよい。
いくつかの実施形態において、炭化物相は、ＷＣを含み、超硬合金材料は、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄwcの関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する。
Ｈｃ＝１０×Ｄwc -0.62
いくつかの実施形態において、炭化物相は、ＷＣを含み、超硬合金材料は、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄwcの関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する。
Ｈｃ＝１０×Ｄwc -0.62
いくつかの実施形態において、炭化物相は、ＷＣを含み、結合剤相は、ＣｏおよびＲｅを含む。
超硬合金材料の結合剤相は、例えば、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、ＣｏおよびＮｉの１種または複数種の固溶体であってもよい。いくつかの実施形態において、結合剤相は、固溶体として、および／または炭化物化合物の形態で少なくとも約０．１質量パーセント〜最大約５質量パーセントのＶ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種または複数種を含む。いくつかの他の実施形態において、材料は、少なくとも約０．０１質量パーセントおよび最大約２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む。
超硬合金材料の結合剤相は、例えば、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、ＣｏおよびＮｉの１種または複数種の固溶体であってもよい。いくつかの実施形態において、結合剤相は、固溶体として、および／または炭化物化合物の形態で少なくとも約０．１質量パーセント〜最大約５質量パーセントのＶ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種または複数種を含む。いくつかの他の実施形態において、材料は、少なくとも約０．０１質量パーセントおよび最大約２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む。
超硬合金は、関連硬度を有し、いくつかの実施形態において、３００℃における硬度低下は、最大２０％であり、またはいくつかの他の実施形態において、最大１７％である。硬度測定は、ＤＩＮ ＩＳＯ ３８７８に従い、Ａｒ雰囲気中、室温ならびに３００℃、５００℃および８００℃で、３０ｋｇｆの負荷で金属断面に対し行われた。高温に達した後、断面を１０分間アニールし、その後３０ｋｇｆの負荷下でビッカース押込みを行い、負荷を１５秒間印加した。Ｃｏ結合剤を含有する従来の超硬合金材料、およびＣｏ−Ｒｅ結合剤を含有する超硬合金材料の実施形態の両方の硬度値を測定し、従来の材料および実施形態の材料の両方に対して、室温における硬度低下と比較した高温における硬度低下を計算した。
超硬合金材料は、例えば、５００℃において最大３０％、またはいくつかの他の実施形態において最大２７％の硬度低下を有してもよい。
ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ1/2単位の押込み破壊靭性を乗じることにより、硬度−靭性係数を計算してもよく、いくつかの実施形態において、これは１５０超である。いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、ビッカース硬度を有する。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料の結合剤相は、１つまたは複数の残留圧縮応力を有し、これらは、例えば、約−５ＭＰａ〜約１００ＭＰａの間であってもよい。
超硬合金材料の実施形態は、炭化物と共に、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよび／またはＦｅを含有し、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆまたはそれらの炭化物を含む粒子成長阻害剤を含有してもよい超硬合金混合物を粉砕するステップと、次いで混合物から超硬合金物品をプレスするステップとを含む方法により作製されてもよい。物品は、次いで、真空中１〜１０分間、およびその後Ａｒの圧力下（ＨＩＰ）で５〜１２０分間、１４５０℃超の温度で焼結される。物品は、次いで、不活性ガス、窒素、水素もしくはそれらの混合物を含む雰囲気中で、または真空中で、１分当たり約０．２〜２度の冷却速度で焼結温度から摂氏約１３００度（℃）まで冷却される。
ここで、限定を意図しない以下に続く例を参照しながら、いくつかの実施形態をより詳細に説明する。
ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ1/2単位の押込み破壊靭性を乗じることにより、硬度−靭性係数を計算してもよく、いくつかの実施形態において、これは１５０超である。いくつかの実施形態において、超硬合金材料は、ビッカース硬度を有する。
いくつかの実施形態において、超硬合金材料の結合剤相は、１つまたは複数の残留圧縮応力を有し、これらは、例えば、約−５ＭＰａ〜約１００ＭＰａの間であってもよい。
超硬合金材料の実施形態は、炭化物と共に、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよび／またはＦｅを含有し、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆまたはそれらの炭化物を含む粒子成長阻害剤を含有してもよい超硬合金混合物を粉砕するステップと、次いで混合物から超硬合金物品をプレスするステップとを含む方法により作製されてもよい。物品は、次いで、真空中１〜１０分間、およびその後Ａｒの圧力下（ＨＩＰ）で５〜１２０分間、１４５０℃超の温度で焼結される。物品は、次いで、不活性ガス、窒素、水素もしくはそれらの混合物を含む雰囲気中で、または真空中で、１分当たり約０．２〜２度の冷却速度で焼結温度から摂氏約１３００度（℃）まで冷却される。
ここで、限定を意図しない以下に続く例を参照しながら、いくつかの実施形態をより詳細に説明する。
ＷＣ粒が約０．６μｍの平均粒径を有し、炭素含量が６．１３質量％である炭化タングステン粉末を、５．５％のＲｅ粉末および３．７％のＣｏ粉末と共に粉砕した。Ｃｏ粒は、約１μｍの平均粒径を有していた。ボールミルを使用して、２質量％のパラフィンワックスと共にヘキサンを含む粉砕媒体中、１：６の粉末対ボール比を用いて粉末を一緒に２４時間粉砕することにより、粉末混合物を生成した。粉砕後、０．３５質量％のカーボンブラックを添加し、さらなる粉砕を１時間行うと、混合物のＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率が、６．５１質量％と等しいことが事実となった。混合物を乾燥させた後、素地を１５４０℃で６０分間プレスおよび焼結した（３０分間真空＋３０分間５０バールの圧力のＡｒ中でのＨＩＰ）。１５４０℃で焼結した後、焼結体を１分当たり０．５度の速度で１３００℃まで冷却し、その後は非制御速度で室温まで冷却した。ＬＥＣＯ ＷＣ６００機器を用いて、焼結試料を手作業で粉砕した後にその炭素含量を測定すると、５．８５質量％に等しいと決定され、ＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率が６．４４質量％に等しいことが証明された。
Ｒｅを含まない従来のＷＣ−Ｃｏ超硬合金の対照バッチを、同じＷＣ粉末バッチおよび６質量％のＣｏから作製したが、これは、カーボンブラックを添加しないＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ材料の場合と同じ結合剤の体積パーセントに相当する。バッチを、ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ炭化物と同じ様式で粉砕し、１４４０℃で、３０の真空焼結および３０分の圧力下（ＨＩＰ）焼結を含む１時間の焼結を行った。ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金の場合と同じ様式で焼結試料の炭素含量を測定すると、５．７７質量％に等しいことが判明し、ＷＣに対する全炭素当量（ＥＴＣ）含有率が６．１３質量％に等しいことが証明された。
ＷＣ−Ｃｏ−ＲｅおよびＷＣ−Ｃｏ超硬合金の金属断面を作製し、光学顕微鏡およびＳＥＭにより検査した。焼結体の硬度（ＨＶ２０）、押込み破壊靭性（Ｋ1C）、抗折力（ＴＲＳ）、圧縮強度およびヤング率、ならびに保磁力および磁気モーメント（飽和）を調査した。
ＷＣ−Ｃｏ−ＲｅおよびＷＣ−Ｃｏ超硬合金の金属断面を作製し、光学顕微鏡およびＳＥＭにより検査した。焼結体の硬度（ＨＶ２０）、押込み破壊靭性（Ｋ1C）、抗折力（ＴＲＳ）、圧縮強度およびヤング率、ならびに保磁力および磁気モーメント（飽和）を調査した。
ＷＣ平均粒径は、K.P. Mingard, B. Roebuck a, E.G. Bennett, M.G. Gee, H. Nordenstrom, G. Sweetman, P. Chan. Comparison of EBSD and conventional methods of grain size measurement of hard metals. Int. Journal of Refractory Metals & Hard Materials 27 (2009) 213-223に記載の手順に従い、断面のＥＢＳＤ画像に基づいて測定した。
図１および２は、それぞれ、実施例１に従い形成されたＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金のＳＥＭおよびＥＢＳＤ画像を示し、図３は、Ｒｅを含まず、６．１３質量％のＷＣに対する等価全炭素含量を有する従来のＷＣ−Ｃｏ超硬合金の微細構造を示す。図１および図２に示されるＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ炭化物は、０．４４μｍのＷＣ平均粒径を有する。図１および２に示される両方の炭化物材料の微細構造には、η相も遊離炭素も細孔も存在しないことが観察される。表１は、図１および図２に示されるＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金の微細構造における粒径分布を示す。
図１および２は、それぞれ、実施例１に従い形成されたＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金のＳＥＭおよびＥＢＳＤ画像を示し、図３は、Ｒｅを含まず、６．１３質量％のＷＣに対する等価全炭素含量を有する従来のＷＣ−Ｃｏ超硬合金の微細構造を示す。図１および図２に示されるＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ炭化物は、０．４４μｍのＷＣ平均粒径を有する。図１および２に示される両方の炭化物材料の微細構造には、η相も遊離炭素も細孔も存在しないことが観察される。表１は、図１および図２に示されるＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金の微細構造における粒径分布を示す。
図１および図２のＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ炭化物材料の磁気モーメントは、４．７Ｇｃｍ3／ｇに等しく、これは、３．７％の名目上純粋なＣｏを有する超硬合金に対する理論値の６４％であり、パーセント単位のその固有磁気飽和（ＳＭＳ）を証明している。ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ材料の保磁力は、２８４Ｏｅと決定された。その機械的特性は、ＨＶ２０＝１８６０または１８．６ＧＰａ、Ｋ1C＝１０．５ＭＰａ ｍ1/2、およびＴＲＳ＝３７００ＭＰａと決定された。したがって、ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ1/2単位の破壊靭性を乗じることにより計算される硬度−靭性係数は、１９５に等しかった。ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金の圧縮強度は、６０２０ＭＰａと決定され、そのヤングモジュールは、７１２ＧＰａに等しいと決定された。その高温硬度は、３００℃で１６．９ＧＰａおよび５００℃で１４．９ＧＰａに等しいことが判明し、高温における硬度低下は、それに対応して約９．１％および１９．８％であることが証明された。温度を室温から３００℃および５００℃に上昇させても、圧縮強度はほとんど変化しなかった。
ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金のＣｏ−Ｒｅ結合剤相内の残留応力を、Ｃｕ−Ｋα放射線を用いたＢｒｕｋｅｒ Ｄ８ Ｄｉｓｃｏｖｅｒ回折計を使用して測定した。このＸ線の波長は、典型的には約５μｍの深さからの回折情報を得た。０．０１０５９°のビンサイズでＢｒａｕｎ Ｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｓｅｎｓｉｖｉｔｅ Ｄｅｔｅｃｔｏｒを使用して回折ビームを収集した。残留応力測定は、０．０１０５９°のステップ幅、およびステップ当たり１０秒の計数時間を使用して、１４６．６°の角度のＣｏ（２１１）ピークを用いることにより行った。残留応力測定は、参考文献「Fitzpatrick M, Fry T, Holdway P, et al. NPL Good Practice Guide No. 52: Determination of Residual Stresses by X-ray Diffraction - Issue 2. September 2005」に従い、標準的並傾ｓｉｎ2ψ技法を使用して行った。
ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金の２回の測定を行ったが、これは、第１の測定において、圧縮応力がφ＝０の方向で−１１ＭＰａ、およびφ＝９０の方向で−８ＭＰａであり、第２の測定において、φ＝０の方向で−９ＭＰａ、およびφ＝９０の方向で−３１ＭＰａであるデータを提供した。したがって、すべての場合において、ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ材料の結合剤相は、残留圧縮応力下であった。
ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金と同じ体積割合の結合剤相を有する従来のＷＣ−６％Ｃｏ炭化物材料の磁気モーメントは、９．２Ｇｃｍ3／ｇに等しいことが判明し、これは、６％の名目上純粋なＣｏを有する超硬合金に対する理論値の９５．２％であり、保磁力は２７０Ｏｅ、ＨＶ２０＝１６１０または１６．１ＧＰａ、Ｋ1C＝９．５ＭＰａ ｍ1/2、ＴＲＳ＝２９００ＭＰａ、圧縮強度は５２００ＧＰａ、およびヤング率は６４０ＧＰａであった。そのＷＣ平均粒径は、０．５９μｍに等しいと決定された。その高温硬度は、３００℃で１２．１ＧＰａおよび５００℃で８．１ＧＰａに等しいことが判明し、硬度低下は、それに対応して約２５％および４９％であることが証明された。
ＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金と同じ体積割合の結合剤相を有する従来のＷＣ−６％Ｃｏ炭化物材料の磁気モーメントは、９．２Ｇｃｍ3／ｇに等しいことが判明し、これは、６％の名目上純粋なＣｏを有する超硬合金に対する理論値の９５．２％であり、保磁力は２７０Ｏｅ、ＨＶ２０＝１６１０または１６．１ＧＰａ、Ｋ1C＝９．５ＭＰａ ｍ1/2、ＴＲＳ＝２９００ＭＰａ、圧縮強度は５２００ＧＰａ、およびヤング率は６４０ＧＰａであった。そのＷＣ平均粒径は、０．５９μｍに等しいと決定された。その高温硬度は、３００℃で１２．１ＧＰａおよび５００℃で８．１ＧＰａに等しいことが判明し、硬度低下は、それに対応して約２５％および４９％であることが証明された。
ヤング率は弾性係数の１種であり、材料が弾性挙動を示す応力範囲内の一軸応力に対する一軸歪みの尺度である。ヤング率Ｅを測定する方法は、超音波を使用して材料を通る音の速さの横成分および縦成分を測定することによるものである。具体的には、ヤング率Ｅを測定する好ましい方法は、式Ｅ＝２ρ．ＣT 2（１＋ν）（式中、ν＝（１−２（ＣT／ＣL）2）／（２−２（ＣT／ＣL）2）であり、ＣLおよびＣTは、それぞれ、それを通る音の測定された縦方向および横方向速度であり、ρは、材料の密度である）に従い、材料を通る音の速さの横成分および縦成分を測定することによるものである。音の縦方向および横方向速度は、当該技術分野において周知のように、超音波を使用して測定され得る。材料が異なる材料の複合物である場合、平均ヤング率は、３つの式、すなわち以下のような調和、幾何学的、および複合則の式の１つを使用して推定され得る：Ｅ＝１／（ｆ1／Ｅ1＋ｆ2／Ｅ2））；Ｅ＝Ｅ1 f1＋Ｅ1 f2；およびＥ＝ｆ1Ｅ1＋ｆ2Ｅ2。ここで、異なる材料は、合計が１となる各体積分率ｆ1およびｆ2を有する２つの部分に分割される。
１つまたは複数の実施形態の超硬合金材料は、５ＧＰａ超の圧力および１１００℃超の温度で行われる、ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成のための、または多結晶ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造における高圧構成要素における使用の特定の用途を見出すことができる。
そのような用途において、ＰＣＤ複合材圧密要素は、上述の金属炭化物および結合剤材料の粒子を含む超硬合金基材の実施形態に界面に沿って結合したＰＣＤ構造を備えてもよい。
そのような用途において、ＰＣＤ複合材圧密要素は、上述の金属炭化物および結合剤材料の粒子を含む超硬合金基材の実施形態に界面に沿って結合したＰＣＤ構造を備えてもよい。
ＰＣＤ複合材圧密要素の実施形態は、超硬合金基材を提供するステップと、凝集した実質的に結合していないダイヤモンド粒子塊を基材の表面に接触させ、焼結前アセンブリを形成するステップと、焼結前アセンブリを超高圧炉用のカプセル内に封入して、焼結前アセンブリを少なくとも約５．５ＧＰａの圧力および少なくとも摂氏約１，２５０度の温度に供するステップと、ダイヤモンド粒子を焼結して、超硬合金基材上に一体形成され接合されたＰＣＤ構造を備えるＰＣＤ複合材圧密要素を形成するステップとを含む方法により作製され得る。本発明のいくつかの実施形態において、焼結前アセンブリは、少なくとも約６ＧＰａ、少なくとも約６．５ＧＰａ、少なくとも約７ＧＰａ、またはさらに少なくとも約７．５ＧＰａの圧力を受けてもよい。
超硬炭化タングステン基材の硬度は、基材を超高圧および高温に、特にダイヤモンドが熱力学的に安定である圧力および温度に供することにより向上され得る。硬度の向上の程度は、圧力および温度条件に依存し得る。特に、硬度向上は、圧力が高い程増加し得る。特定の理論に束縛されることを望まないが、これは、硬度増加の度合いが基材内のＣｏ含量の低下に直接依存するため、プレス焼結の間の基材からＰＣＤ内へのＣｏの移動に関連すると考えられる。
いくつかの実施形態において、上述のように、基材を形成する超硬合金材料は、約２〜約９質量％の間のＲｅ、および約３〜約９質量％の間のＣｏを含んでもよく、残りはＷＣであってもよい。
高圧構成要素の表面上の作用温度は、少なくとも約２００℃および最大約８００℃であってもよい。
いくつかの実施形態において、上述のように、基材を形成する超硬合金材料は、約２〜約９質量％の間のＲｅ、および約３〜約９質量％の間のＣｏを含んでもよく、残りはＷＣであってもよい。
高圧構成要素の表面上の作用温度は、少なくとも約２００℃および最大約８００℃であってもよい。
本発明に関連して、ここで、驚くべきことに、超硬合金がコバルト（Ｃｏ）およびレニウム（Ｒｅ）を含有し、ＲｅおよびＣｏの割合がある特定範囲内にある場合、超硬合金材料のヤング率を大幅に改善することが可能となり得ることが発見された。同時に、飛躍的にも、８００℃までの温度での超硬合金の高温硬度を改善することも可能となり得る。その結果、ＨＰＨＴ構成要素としてＷＣ−Ｃｏ−Ｒｅ超硬合金材料の実施形態を使用することが可能となり得る。
さらに、超硬合金材料の使用済みの実施形態をリサイクルすることが可能となり得る。これは、明確な環境的および経済的利益を有する。リサイクル手順は、超硬合金材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融し、その結果Ｚｎを混合物から蒸発させることと、最終生成物を粉砕することとを含んでもよい。
さらに、超硬合金材料の使用済みの実施形態をリサイクルすることが可能となり得る。これは、明確な環境的および経済的利益を有する。リサイクル手順は、超硬合金材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融し、その結果Ｚｎを混合物から蒸発させることと、最終生成物を粉砕することとを含んでもよい。
代替として、超硬合金材料を酸浸出処理に供して、超硬合金物品の結合剤相を除去し、ＣｏおよびＲｅを化学的に回収してもよい。
超硬合金材料をリサイクルするさらなる方法は、超硬合金物品の酸化、またその結果としての炭化物、ＲｅおよびＣｏの溶解、ならびにそれらの回収を含んでもよい。
例を参照しながら様々な実施形態を説明したが、様々な変更が行われてもよく、また均等物がその要素と置換されてもよいこと、およびこれらの例が開示される具体的実施形態を限定することを意図しないことが、当業者に理解される。
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〕ＷＣ、ＣｏおよびＲｅを含む超硬合金材料であって、
超硬合金材料は、約３〜約１０質量％の間のＣｏおよび約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料。
〔２〕約０．５〜約６質量％の間のＲｅを含む、前記〔１〕に記載の超硬合金材料。
〔３〕材料中のＷＣが、約０．６μｍ未満の平均粒径を有する、前記〔１〕または〔２〕に記載の超硬合金材料。
〔４〕名目上純粋なＣｏの磁気飽和の少なくとも約４０パーセント〜約８０パーセントの磁気飽和を有する、前記〔１〕から〔３〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔５〕炭化物相が、少なくとも約０．１μｍ〜最大約１０μｍの平均粒径を有する炭化物粒で形成される、前記〔１〕から〔４〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔６〕約２ｋＡ／ｍ〜約７０ｋＡ／ｍで変動する関連保磁力を有する、前記〔１〕から〔５〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔７〕第二炭化物相の形態の、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物をさらに含み、前記１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、前記〔１〕から〔６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔８〕１つまたは複数の残留圧縮応力を有する結合剤相を含む、前記〔１〕から〔７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔９〕結合剤相が、約−５ＭＰａ〜約１００ＭＰａの間の１つまたは複数の残留圧縮応力を有する、前記〔８〕に記載の超硬合金材料。
〔１０〕結合剤相が、Ｃｏ、Ｒｅ、ＷおよびＣを含む結合剤材料を含む、前記〔８〕または〔９〕に記載の超硬合金材料。
〔１１〕結合剤相が、結合剤材料を含み、結合剤材料が、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、Ｃｏ、およびＮｉの１種または複数種の固溶体を含む、前記〔８〕または〔９〕に記載の超硬合金材料。
〔１２〕炭化物相が、ＷＣを含み；超硬合金材料が、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄ wc の関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する、前記〔１〕から〔１１〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
Ｈｃ＝１０×Ｄ wc -0.62
〔１３〕室温および約５００℃までの高温で約５５００ＭＰａ超の圧縮強度を有する、前記〔１〕から〔１２〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１４〕前記材料が、ビッカース硬度を有し、３００℃における硬度低下が、最大約１２％である、前記〔１３〕に記載の超硬合金材料。
〔１５〕前記材料が、ビッカース硬度を有し、５００℃における硬度低下が、最大約２１％である、前記〔１〕から〔１４〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１６〕前記材料のヤング率が、約７００ＧＰａ超である、前記〔１〕から〔１５〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１７〕ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ 1/2 単位の破壊靭性を乗じることにより計算される硬度−靭性係数が、約１９０超である、前記〔１〕から〔１６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１８〕固溶体として、および／または炭化物化合物の形態で少なくとも約０．１質量パーセントから最大約５質量パーセントのＶ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種または複数種を含む結合剤材料を有する結合剤相を含む、前記〔１〕から〔１７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１９〕少なくとも約０．０１質量パーセントおよび最大約２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む、前記〔１〕から〔１８〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔２０〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を含む基材と、
界面に沿って基材に結合された多結晶性超硬質材料の物体と
を備える、多結晶性超硬質構造物。
〔２１〕多結晶性超硬質材料の物体が、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）材料を含む、前記〔２０〕に記載の多結晶性超硬質構造物。
〔２２〕多結晶性超硬質材料の物体が、ＰＣＢＮを含む、前記〔２０〕に記載の多結晶性超硬質構造物。
〔２３〕地面穿孔用の回転ドリルビットに適合された多結晶性超硬質材料の物体に結合された、前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を含む基材を備えるカッター。
〔２４〕地面穿孔用の回転せん断ビット、パーカッション用ドリルビットまたは採鉱もしくはアスファルト分解用のピックのＰＣＤ要素であって、前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の物体に結合された超硬質多結晶性材料の物体を備えるカッター要素を備えるＰＣＤ要素。
〔２５〕前記〔２４〕に記載のＰＣＤ要素を備える、地面穿孔用のドリルビットまたはドリルビットの構成要素。
〔２６〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を生成する方法であって、
− ＷＣおよび炭素と共に、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよび／またはＦｅを含有し、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆまたはそれらの炭化物の１種または複数種を含む粒子成長阻害剤を含有してもよい超硬合金混合物を粉砕するステップと、
− 混合物から超硬合金物品をプレスするステップと、
− 真空中約１〜１０分の間の期間、およびＡｒの圧力下（ＨＩＰ）で約５〜１２０分の期間、約１４５０℃超の温度で物品を焼結するステップと、
− 焼結温度から摂氏約１３００度（℃）まで物品を冷却するステップと
を含む方法。
〔２７〕物品を冷却するステップが、不活性ガス、窒素、水素またはそれらの混合物の１つまたは複数を含む雰囲気中で、１分当たり約０．２〜２度の冷却速度で物品を冷却するステップを含む、前記〔２６〕に記載の方法。
〔２８〕物品を冷却するステップが、真空中で、１分当たり約０．２〜２度の冷却速度で物品を冷却するステップを含む、前記〔２６〕に記載の方法。
〔２９〕超硬合金混合物を粉砕するステップが、１種または複数種の炭化物を約０．５〜約８質量％の間のＲｅと共に粉砕して、約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含む超硬合金材料を形成するステップを含む、前記〔２６〕から〔２８〕までのいずれか１項に記載の方法。
〔３０〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、炭化物材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融するステップと、Ｚｎを蒸発させて最終生成物を形成するステップと、最終生成物を粉砕して生成物からＲｅを回収するステップとを含む方法。
〔３１〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸浸出混合物に供し、超硬合金材料から結合剤相を除去するステップと、除去された結合剤相からＣｏおよびＲｅを化学的に回収するステップとを含む方法。
〔３２〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸化して炭化物、ＲｅおよびＣｏを溶解するステップと、Ｒｅを回収するステップとを含む方法。
〔３３〕５ＧＰａ超の圧力および１１００℃超の温度で行われる、ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成のための、または多結晶ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造における高圧構成要素における、超硬合金材料の使用であって、超硬合金材料は、
第二炭化物相の形態の、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物であって、前記１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、炭化物と、
約０．５〜約８質量％の間のＲｅおよび約３〜約１０質量％の間のＣｏとを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料の使用。
〔３４〕超硬合金材料が、約０．５〜約６質量％の間のＲｅを含む、前記〔３３〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔３５〕材料中のＷＣが、約０．６μｍ未満の平均粒径を有する、前記〔３３〕または〔３４〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔３６〕超硬合金材料が、名目上純粋なＣｏの磁気飽和の少なくとも約４０パーセント〜約８０パーセントの磁気飽和を有する、前記〔３３〕から〔３５〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔３７〕炭化物相が、少なくとも約０．１μｍ〜最大約１０μｍの平均粒径を有する炭化物粒で形成される、前記〔３３〕から〔３６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔３８〕超硬合金材料が、約２ｋＡ／ｍ〜約７０ｋＡ／ｍで変動する関連保磁力を有する、前記〔３３〕から〔３７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔３９〕炭化物相がＷＣを含む、前記〔３３〕から〔３８〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４０〕超硬合金材料が、Ｃｏ、Ｒｅ、ＷおよびＣを含む結合剤材料を有する結合剤相を含む、前記〔３３〕から〔３９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４１〕超硬合金材料が、結合剤材料を有する結合剤相を含み、結合剤材料が、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、Ｃｏ、およびＮｉの１種または複数種の固溶体を含む、前記〔３３〕から〔３９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４２〕炭化物相が、ＷＣを含み；超硬合金材料が、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄ wc の関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する、前記〔３３〕から〔４１〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
Ｈｃ＝１０×Ｄ wc -0.62
〔４３〕材料が、ビッカース硬度を有し、室温における硬度低下と比較して、３００℃における硬度低下が、最大２０％である、前記〔３３〕から〔４２〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４４〕３００℃における硬度低下が、最大１７％である、前記〔４３〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔４５〕材料が、ビッカース硬度を有し、５００℃における硬度低下が、最大３０％である、前記〔３３〕から〔４４〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４６〕５００℃における硬度低下が、最大２７％である、前記〔４５〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔４７〕ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ 1/2 単位の破壊靭性を乗じることにより計算される硬度−靭性係数が、１５０超である、前記〔３３〕から〔４６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４８〕材料が、固溶体として、および／または炭化物化合物の形態で少なくとも約０．１質量パーセント〜最大約５質量パーセントのＶ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種または複数種を含む結合剤材料を有する結合剤相を含む、前記〔３３〕から〔４７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４９〕材料が、少なくとも約０．０１質量パーセントおよび最大約２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む、前記〔３３〕から〔４８〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔５０〕任意の１つの実施形態を参照して実質的に上述され、その実施形態は添付の図面に示されている、超硬合金材料。
〔５１〕任意の１つの実施形態を参照して実質的に上述され、その実施形態は添付の図面に示されている、超硬合金材料を生成する方法。
超硬合金材料をリサイクルするさらなる方法は、超硬合金物品の酸化、またその結果としての炭化物、ＲｅおよびＣｏの溶解、ならびにそれらの回収を含んでもよい。
例を参照しながら様々な実施形態を説明したが、様々な変更が行われてもよく、また均等物がその要素と置換されてもよいこと、およびこれらの例が開示される具体的実施形態を限定することを意図しないことが、当業者に理解される。
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〕ＷＣ、ＣｏおよびＲｅを含む超硬合金材料であって、
超硬合金材料は、約３〜約１０質量％の間のＣｏおよび約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料。
〔２〕約０．５〜約６質量％の間のＲｅを含む、前記〔１〕に記載の超硬合金材料。
〔３〕材料中のＷＣが、約０．６μｍ未満の平均粒径を有する、前記〔１〕または〔２〕に記載の超硬合金材料。
〔４〕名目上純粋なＣｏの磁気飽和の少なくとも約４０パーセント〜約８０パーセントの磁気飽和を有する、前記〔１〕から〔３〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔５〕炭化物相が、少なくとも約０．１μｍ〜最大約１０μｍの平均粒径を有する炭化物粒で形成される、前記〔１〕から〔４〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔６〕約２ｋＡ／ｍ〜約７０ｋＡ／ｍで変動する関連保磁力を有する、前記〔１〕から〔５〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔７〕第二炭化物相の形態の、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物をさらに含み、前記１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、前記〔１〕から〔６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔８〕１つまたは複数の残留圧縮応力を有する結合剤相を含む、前記〔１〕から〔７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔９〕結合剤相が、約−５ＭＰａ〜約１００ＭＰａの間の１つまたは複数の残留圧縮応力を有する、前記〔８〕に記載の超硬合金材料。
〔１０〕結合剤相が、Ｃｏ、Ｒｅ、ＷおよびＣを含む結合剤材料を含む、前記〔８〕または〔９〕に記載の超硬合金材料。
〔１１〕結合剤相が、結合剤材料を含み、結合剤材料が、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、Ｃｏ、およびＮｉの１種または複数種の固溶体を含む、前記〔８〕または〔９〕に記載の超硬合金材料。
〔１２〕炭化物相が、ＷＣを含み；超硬合金材料が、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄ wc の関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する、前記〔１〕から〔１１〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
Ｈｃ＝１０×Ｄ wc -0.62
〔１３〕室温および約５００℃までの高温で約５５００ＭＰａ超の圧縮強度を有する、前記〔１〕から〔１２〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１４〕前記材料が、ビッカース硬度を有し、３００℃における硬度低下が、最大約１２％である、前記〔１３〕に記載の超硬合金材料。
〔１５〕前記材料が、ビッカース硬度を有し、５００℃における硬度低下が、最大約２１％である、前記〔１〕から〔１４〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１６〕前記材料のヤング率が、約７００ＧＰａ超である、前記〔１〕から〔１５〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１７〕ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ 1/2 単位の破壊靭性を乗じることにより計算される硬度−靭性係数が、約１９０超である、前記〔１〕から〔１６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１８〕固溶体として、および／または炭化物化合物の形態で少なくとも約０．１質量パーセントから最大約５質量パーセントのＶ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種または複数種を含む結合剤材料を有する結合剤相を含む、前記〔１〕から〔１７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔１９〕少なくとも約０．０１質量パーセントおよび最大約２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む、前記〔１〕から〔１８〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
〔２０〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を含む基材と、
界面に沿って基材に結合された多結晶性超硬質材料の物体と
を備える、多結晶性超硬質構造物。
〔２１〕多結晶性超硬質材料の物体が、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）材料を含む、前記〔２０〕に記載の多結晶性超硬質構造物。
〔２２〕多結晶性超硬質材料の物体が、ＰＣＢＮを含む、前記〔２０〕に記載の多結晶性超硬質構造物。
〔２３〕地面穿孔用の回転ドリルビットに適合された多結晶性超硬質材料の物体に結合された、前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を含む基材を備えるカッター。
〔２４〕地面穿孔用の回転せん断ビット、パーカッション用ドリルビットまたは採鉱もしくはアスファルト分解用のピックのＰＣＤ要素であって、前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の物体に結合された超硬質多結晶性材料の物体を備えるカッター要素を備えるＰＣＤ要素。
〔２５〕前記〔２４〕に記載のＰＣＤ要素を備える、地面穿孔用のドリルビットまたはドリルビットの構成要素。
〔２６〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を生成する方法であって、
− ＷＣおよび炭素と共に、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよび／またはＦｅを含有し、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆまたはそれらの炭化物の１種または複数種を含む粒子成長阻害剤を含有してもよい超硬合金混合物を粉砕するステップと、
− 混合物から超硬合金物品をプレスするステップと、
− 真空中約１〜１０分の間の期間、およびＡｒの圧力下（ＨＩＰ）で約５〜１２０分の期間、約１４５０℃超の温度で物品を焼結するステップと、
− 焼結温度から摂氏約１３００度（℃）まで物品を冷却するステップと
を含む方法。
〔２７〕物品を冷却するステップが、不活性ガス、窒素、水素またはそれらの混合物の１つまたは複数を含む雰囲気中で、１分当たり約０．２〜２度の冷却速度で物品を冷却するステップを含む、前記〔２６〕に記載の方法。
〔２８〕物品を冷却するステップが、真空中で、１分当たり約０．２〜２度の冷却速度で物品を冷却するステップを含む、前記〔２６〕に記載の方法。
〔２９〕超硬合金混合物を粉砕するステップが、１種または複数種の炭化物を約０．５〜約８質量％の間のＲｅと共に粉砕して、約０．５〜約８質量％の間のＲｅを含む超硬合金材料を形成するステップを含む、前記〔２６〕から〔２８〕までのいずれか１項に記載の方法。
〔３０〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、炭化物材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融するステップと、Ｚｎを蒸発させて最終生成物を形成するステップと、最終生成物を粉砕して生成物からＲｅを回収するステップとを含む方法。
〔３１〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸浸出混合物に供し、超硬合金材料から結合剤相を除去するステップと、除去された結合剤相からＣｏおよびＲｅを化学的に回収するステップとを含む方法。
〔３２〕前記〔１〕から〔１９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸化して炭化物、ＲｅおよびＣｏを溶解するステップと、Ｒｅを回収するステップとを含む方法。
〔３３〕５ＧＰａ超の圧力および１１００℃超の温度で行われる、ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成のための、または多結晶ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造における高圧構成要素における、超硬合金材料の使用であって、超硬合金材料は、
第二炭化物相の形態の、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物であって、前記１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、炭化物と、
約０．５〜約８質量％の間のＲｅおよび約３〜約１０質量％の間のＣｏとを含み、
ＷＣに対する超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、約６．３質量％〜約６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料の使用。
〔３４〕超硬合金材料が、約０．５〜約６質量％の間のＲｅを含む、前記〔３３〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔３５〕材料中のＷＣが、約０．６μｍ未満の平均粒径を有する、前記〔３３〕または〔３４〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔３６〕超硬合金材料が、名目上純粋なＣｏの磁気飽和の少なくとも約４０パーセント〜約８０パーセントの磁気飽和を有する、前記〔３３〕から〔３５〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔３７〕炭化物相が、少なくとも約０．１μｍ〜最大約１０μｍの平均粒径を有する炭化物粒で形成される、前記〔３３〕から〔３６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔３８〕超硬合金材料が、約２ｋＡ／ｍ〜約７０ｋＡ／ｍで変動する関連保磁力を有する、前記〔３３〕から〔３７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔３９〕炭化物相がＷＣを含む、前記〔３３〕から〔３８〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４０〕超硬合金材料が、Ｃｏ、Ｒｅ、ＷおよびＣを含む結合剤材料を有する結合剤相を含む、前記〔３３〕から〔３９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４１〕超硬合金材料が、結合剤材料を有する結合剤相を含み、結合剤材料が、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、Ｃｏ、およびＮｉの１種または複数種の固溶体を含む、前記〔３３〕から〔３９〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４２〕炭化物相が、ＷＣを含み；超硬合金材料が、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄ wc の関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する、前記〔３３〕から〔４１〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
Ｈｃ＝１０×Ｄ wc -0.62
〔４３〕材料が、ビッカース硬度を有し、室温における硬度低下と比較して、３００℃における硬度低下が、最大２０％である、前記〔３３〕から〔４２〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４４〕３００℃における硬度低下が、最大１７％である、前記〔４３〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔４５〕材料が、ビッカース硬度を有し、５００℃における硬度低下が、最大３０％である、前記〔３３〕から〔４４〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４６〕５００℃における硬度低下が、最大２７％である、前記〔４５〕に記載の超硬合金材料の使用。
〔４７〕ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ 1/2 単位の破壊靭性を乗じることにより計算される硬度−靭性係数が、１５０超である、前記〔３３〕から〔４６〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４８〕材料が、固溶体として、および／または炭化物化合物の形態で少なくとも約０．１質量パーセント〜最大約５質量パーセントのＶ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの１種または複数種を含む結合剤材料を有する結合剤相を含む、前記〔３３〕から〔４７〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔４９〕材料が、少なくとも約０．０１質量パーセントおよび最大約２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む、前記〔３３〕から〔４８〕までのいずれか１項に記載の超硬合金材料の使用。
〔５０〕任意の１つの実施形態を参照して実質的に上述され、その実施形態は添付の図面に示されている、超硬合金材料。
〔５１〕任意の１つの実施形態を参照して実質的に上述され、その実施形態は添付の図面に示されている、超硬合金材料を生成する方法。
Claims (21)
- ＷＣ、ＣｏおよびＲｅを含む超硬合金材料であって、
超硬合金材料は、３〜１０質量％の間のＣｏおよび０．５〜８質量％の間のＲｅを含み、
ＷＣに対する、超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、６．３質量％〜６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料。 - ０．５〜６質量％の間のＲｅを含む、請求項１に記載の超硬合金材料。
- 材料中のＷＣが、０．６μｍ未満の平均粒径を有する、請求項１または２に記載の超硬合金材料。
- 炭化物相が、少なくとも０．１μｍ〜最大１０μｍの平均粒径を有する炭化物粒で形成される、請求項１から３までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- ２ｋＡ／ｍ〜７０ｋＡ／ｍで変動する保磁力を有する、請求項１から４までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- 第二炭化物相の形態の、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物をさらに含み、前記１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、請求項１から５までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- １つまたは複数の残留圧縮応力を有する結合剤相を含む、請求項１から６までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- 結合剤相が、結合剤材料を含み、結合剤材料が、Ｒｅ、炭素およびＷ、ならびにＦｅ、Ｃｏ、およびＮｉの１種または複数種の固溶体を含む、請求項７に記載の超硬合金材料。
- 炭化物相が、ＷＣを含み；超硬合金材料が、炭化物微細構造のＥＢＳＤ画像に基づき決定されるμｍ単位のＷＣ平均粒径Ｄwcの関数として、以下の式により与えられる値以下のｋＡ／ｍ単位の保磁力Ｈｃを有する、請求項１から８までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
Ｈｃ＝１０×Ｄwc -0.62 - 前記材料のヤング率が、７００ＧＰａ超である、請求項１から９までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- ＧＰａ単位のビッカース硬度およびＭＰａ ｍ1/2単位の破壊靭性を乗じることにより計算される硬度−靭性係数が、１９０超である、請求項１から１０までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- 少なくとも０．０１質量パーセントおよび最大２質量パーセントのＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔの１種または複数種を含む、請求項１から１１までのいずれか１項に記載の超硬合金材料。
- 請求項１から１２までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を含む基材と、
界面に沿って基材に結合された多結晶性超硬質材料の物体と
を備える、多結晶性超硬質構造物。 - 多結晶性超硬質材料の物体が、多結晶ダイヤモンド（ＰＣＤ）材料を含む、請求項１３に記載の多結晶性超硬質構造物。
- 請求項１から１２までのいずれか１項に記載の超硬合金材料を生成する方法であって、− ＷＣおよび炭素と共に、Ｒｅ及びＣｏ、並びに、ＮｉおよびＦｅの両方又はいずれか、を含有し、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆまたはそれらの炭化物の１種または複数種を含む粒子成長阻害剤を含有してもよい超硬合金混合物を粉砕するステップと、
− 混合物から超硬合金物品をプレスするステップと、
− 真空中１〜１０分の間の期間、およびＡｒの圧力下（ＨＩＰ）で５〜１２０分の期間、１４５０℃超の温度で物品を焼結するステップと、
− 焼結温度から摂氏１３００度（℃）まで物品を冷却するステップと
を含む方法。 - 物品を冷却するステップが、不活性ガス、窒素、水素またはそれらの混合物の１つまたは複数を含む雰囲気中で、１分当たり０．２〜２度の冷却速度で物品を冷却するステップを含む、請求項１５に記載の方法。
- 物品を冷却するステップが、真空中で、１分当たり０．２〜２度の冷却速度で物品を冷却するステップを含む、請求項１５に記載の方法。
- 請求項１から１２までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、炭化物材料を保護雰囲気中で液体Ｚｎと共に溶融するステップと、Ｚｎを蒸発させて最終生成物を形成するステップと、最終生成物を粉砕して生成物からＲｅを回収するステップとを含む方法。
- 請求項１から１２までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸浸出混合物に供し、超硬合金材料から結合剤相を除去するステップと、除去された結合剤相からＣｏおよびＲｅを化学的に回収するステップとを含む方法。
- 請求項１から１２までのいずれか１項に記載の超硬合金材料をリサイクルする方法であって、超硬合金材料を酸化して炭化物、ＲｅおよびＣｏを溶解するステップと、Ｒｅを回収するステップとを含む方法。
- ５ＧＰａ超の圧力および１１００℃超の温度で行われる、ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの合成のための、または多結晶ダイヤモンドもしくはｃ−ＢＮの製造における高圧構成要素における、超硬合金材料の使用であって、超硬合金材料は、
第二炭化物相の形態の、または材料中の結合剤相に固溶した１種または複数種の金属の炭化物であって、前記１種または複数種の金属は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆおよび／またはＴａを含む、炭化物と、
０．５〜８質量％の間のＲｅおよび３〜１０質量％の間のＣｏとを含み、
ＷＣに対する、超硬合金材料の全炭素当量（ＥＴＣ）含有率は、６．３質量％〜６．９質量％の間であり、
超硬合金材料は、η相および遊離炭素を実質的に含まない、超硬合金材料の使用。
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