JP6845715B2

JP6845715B2 - 硬質焼結体

Info

Publication number: JP6845715B2
Application number: JP2017047638A
Authority: JP
Inventors: 雅大矢野; 西山　昭雄; 昭雄西山; 森田　進; 進森田
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp; Japan New Metals Co Ltd
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp; Japan New Metals Co Ltd
Priority date: 2017-03-13
Filing date: 2017-03-13
Publication date: 2021-03-24
Anticipated expiration: 2037-03-13
Also published as: WO2018168735A1; US20200010372A1; KR102419945B1; CN110392743A; CN110392743B; KR20190127701A; EP3597782A1; EP3597782A4; JP2018150194A; US11313017B2

Description

本発明は、高硬度、高強度かつ高融点セラミックとして知られるＷＣ（炭化タングステン）粒子を硬質相とし、前記ＷＣと親和性に優れ、ＷＣと同じく高強度かつ高融点であるＷ（金属タングステン）を結合相とする焼結体に関するものである。
本発明に係る焼結体は、高温硬度ならびに高温強度に優れ、また、緻密性や破壊靱性特性にも優れるため、切削工具の刃先材料あるいは高温で使用される金型などの耐摩耗工具材料としても用いることができる。

ＷＣを使った硬質焼結体として、Ｃｏを金属結合相とする焼結体がよく知られている。
セラミック硬質相と金属結合相からなる複合材料では、硬質相による高硬度と金属相に
よる高強度の両立が期待されるものの、一般にセラミックスは金属との濡れ性が悪く高強度を発現しにくいとされるが、ＷＣとＣｏを含む焼結体においては、Ｃｏが溶融する高温において、両者の濡れ角がほぼゼロとなるという極めて稀な特性により、高強度を示し、切削工具など過酷な使用条件でも耐えうる材料となっている。
しかしながら、常温域においては、ＷＣとＣｏは十分な結合力を持たないため、ＷＣとＣｏの境界が破壊の起点となるなど脆弱さに問題を有していた。
また、金属結合相を有する焼結体では、切削時の刃先温度がより高温になる焼入れ鋼の
切削や重切削の用途、あるいは化学装置などで耐腐食性が要求されるシールリングなどの用途において、高温での硬度や耐食性に対する課題も生じていた。

これに対し、例えば、特許文献１によれば、結合相としてＣｏを用いず、Ｗを用い、ＷＣを硬質相とする焼結体が、英国特許第５０４，５２２号にて紹介されており、具体的には、ＷＣ６０〜８０％と、Ｗ１５〜３５％および／またはＭｏ７〜２３％と、微量のＣｏ、Ｓｉ、Ｂとから成る混合粉を１６．５ＭＰａの圧力下１７５０〜１９００℃において焼結することにより得られることが主張されているとしている。
しかしながら、特許文献１では、そこで得られた焼結体は、低硬度で脆く、その原因はＷの大部分が低硬度、低強度のＷ_２Ｃに変態したためであるとし、同文献では、かかる課題を解決すべく、具体的な製造方法として、１８重量％または１０体積％のＷとフィッシャー法（ＦＳＳＳ）による粒度試験方法におけるＦＳＳＳ粒径が０．２５μｍを有する残部ＷＣからなる粉末混合物を湿式粉砕、乾燥後、１８００℃にて３０ＭＰａでホットプレスした後、アルゴンガス中１２００℃にて８時間処理することを提案している。
そして、かかる製造方法により得られた硬質材料は、室温における硬度（Ｈｖ）において優れ、Ｘ線回折パターンにおけるピーク比でＷ_２Ｃ（１０１）／Ｗ（１１０）が０．３未満であり、優れた切削性を有する切削工具インサートが得られたとしている。

特許第４７１３１１９号公報

本発明において原料として用いられるＷやＷＣは、いずれも、融点が３３００℃以
上の高融点材料として知られ、かつ耐食性においても優れており、これらを含む焼結体の作製には、１５００℃以上の高温での焼成が必要である。
しかしながら、図１のＷ−ＷＣ状態図（D.K.Gupta and L.LSeigle; Metallurgical TransactionsA , vol.6A (1975) p.1941を参照。）において示すとおり、１４００〜１４５０℃以上の温度領域では炭素を含有していると低硬度、低強度のＷ_２Ｃが生成することとなるため、ＷおよびＷＣ系の焼結体においては、低硬度、低強度のＷ_２Ｃの生成を極力抑制することが課題であった。
なお、表１と表２には、Ｗ、ＷＣ、Ｗ_２Ｃそれぞれの物性値及び機械特性値を示すが、表２からも明らかなとおり、Ｗ_２Ｃの硬度は、ＷＣに対し、４５％程度劣っている。（表１は、化学大辞典５、縮刷版第３４刷、化学大辞典編集委員会編集、共立出版株式会社を、表２は、特開平１１−７９８３９号公報の表１を参照。）

このような課題に関して、特許文献１では、前記したとおり、二段階の熱処理、すなわち、まず、第一段階の熱処理では、結合相として高融点金属のタングステンを用いることに伴い、１５００℃を越えた温度にて圧密化し、Ｗ_２Ｃを相当量生成するものの空隙の少ない組織を得て、その後、第二段階の熱処理としては、１２５０℃の不活性雰囲気あるいは真空中にて熱処理を行い、Ｗ_２ＣをＷとＷＣに再変態させることにより、Ｗ_２Ｃ含有量を低減させることができたとしている。
しかしながら、特許文献１に記載された方法を用いることによっても、依然として、Ｗ_２Ｃは残存しており、しかも、前記した熱処理では、組織中のＷ_２Ｃの分散や大きさを制御することが困難であるため、焼結体中に粗大で低強度のＷ_２Ｃが残ることとなり、このような組織を有する焼結体を工具として使用した場合に、高負荷下の条件では、Ｗ_２Ｃが破壊の起点として働くため、大幅な寿命の短縮が発生するという問題があった。
そこで、本発明は、ＷとＷＣを含む焼結体において、ＷＣの高含有率領域においても、Ｘ線回折レベルにて、Ｗ_２Ｃを全く含有することのない組織を得て、硬度、強度、耐破壊靱性、緻密性、及び耐食性に優れ、切削用工具の刃先材料にとどまらず、高温にて使用される金型などの耐摩耗性材料として用いるほか、シールリング等の用途にも使用可能な焼結体を提供することを目的としてなされたものである。

そして、本発明は、高硬度、高強度かつ高融点の炭化物として知られるＷＣ粒子からなる硬質相と、前記ＷＣと親和性に優れ、ＷＣと同じく高強度かつ高融点であるＷとを有する焼結体において、強度の低下を招くＷ_２Ｃの生成を抑制する新たな手段を見出すことにより、高硬度、高強度、緻密性、及び、耐食性に優れた焼結体を得たものであり、さらには、原料粉末表面へ付与する酸素を制御し、表面の酸素とＷとを反応させて得られる微粒ＷＯ_２を組織中に微細分散させ、ＷおよびＷＣ粒子の粒成長を抑制し、焼結体を微細な粒子からなる組織とするとともに、焼結体内部に生じたクラックの先端を偏向させ進展しにくくすることにより、高硬度、高強度、緻密性、及び、耐食性に加え、破壊靱性特性にも優れたきわめて有用な焼結体を提供することにより、前記課題を解決したものである。

すなわち、低強度であるＷ_２Ｃの生成の抑制については、種々の製造条件を工夫することにより見出したものであって、例えば、原料粉末であるＷ粉末及びＷＣ粉末としては、少なくともＷ粉末は、ナノサイズ化した微細なものであって、凝集性が低く、不純物混入の少ない粉末を用い、それぞれの粒度を適正範囲に調整し、焼結方法としては、前記Ｗ−ＷＣ状態図において、Ｗ_２Ｃが安定相として生成しない１４５０℃以下の低温領域での焼結、すなわち、低温焼結法を用いることにより、Ｗ_２Ｃを生成することなく、緻密で高硬度及び高強度の焼結体が得られることを見出したものである。その際、必要に応じて、焼結時に加圧するホットプレス法や放電プラズマ焼結法（SPS法）を用いることも有効である。

前述した原料粉末であるＷ粉末の微細化に関して、金属粉末の微細化する方法としては、従来から、ボールミルなどの粉砕機で、長時間、強粉砕する方法や、メカノケミカル法により微細化する手法が用いられていた。しかしながら、これらの方法では、サブミクロンレベルまでの微細化は可能でも１００ｎｍ以下については困難であった。さらにサブミクロンレベルの微細化においても、強粉砕するほど粉砕機やボールなどからの不純物の混入が多く、ＷとＷＣの焼結時に、不純物との化合物を形成するなどにより、強度低下の問題も生じていた。また、通常の湿式法では、微粉砕後、粉末を含むスラリーの乾燥時に粉末が凝集しやすく、凝集粉の形成は焼結性や焼結体の強度低下の原因になっていた。
そこで、本発明では、超低水蒸気分圧下における水素還元法を用いて、凝集性の少ない平均粒径１４０ｎｍ以下のＷ微粉末を作製し、得られたＷ微粉末とＷＣ微粉末とを混合し、１４５０℃以下の温度にて、加圧焼結することによりＷ_２Ｃを生成させることなく高硬度、高強度で緻密な焼結体が得られるものであり、さらに原料粉末の表面に付与する酸素量を適量に制御することにより、焼結時に、微粒ＷＯ_２を生成させ、焼結体組織中に微細分散させることにより、ＷおよびＷＣ粒子の粒成長を抑制し、また焼結体内部に生じたクラックの先端を偏向させ進展しにくくすることにより焼結体の破壊靱性特性の向上を実現したものである。
すなわち、本発明において用いるナノサイズ粉末においては、表面積が増える分、表面の清浄度は重要となり、表面の清浄度が悪い場合には、Ｗ粒子やＷＣ粒子表面の反応性が悪くなり、ＷＣとＷとの密着性が悪化する。ここで、本発明において、超低水蒸気分圧下における水素還元法を用いＷ微粉末を作製するため、極めて吸着水の少ないＷ粉末が得られ、清浄度は高い。しかし、清浄度が高いためＷＣとＷ、あるいはＷ同士の反応性が高くなり、焼結時に粒成長し易く、粒子の粗大化が生じてしまうという課題を有していた。

そこで、本発明は、かかる課題について、原料粉の表面の酸素量を調整するとともに、焼成条件、すなわち、焼成温度や焼成時間等を制御することにより、表面にあらかじめ付与した酸素とＷとの反応により、ＷＯ_２を生成させ、かつ生成されたＷＯ_２を焼結体組織中に微細分散させることにより、ＷＣ粒子やＷ粒子の粒成長を抑え、ＷＣに対し硬さの低いＷとＷＯ_２の組織を微細な組織とすることで、破壊靱性値の高い焼結体を実現したものである。

本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであって、
「（１）結合相として金属タングステンを４〜５０ｖｏｌ％、炭化タングステン（ＷＣ）を５０〜９５ｖｏｌ％および酸化タングステン（ＷＯ_２）を０．５〜５．０ｖｏｌ％含有する焼結体であって、
前記酸化タングステン（ＷＯ_２）は、平均粒径が５ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であり、焼結体組織内において、５〜２０個／μｍ^２の平均密度にて存在することを特徴とする焼結体。」
に特徴を有するものである。

本発明の構成について、さらに以下にて説明する。

＜焼結体の成分組成＞
Ｗ、ＷＣ：
Ｗは、金属結合相を形成するものであり、４ｖｏｌ％未満では、Ｗの平均粒径をナノサイズにしても、ＷＣ粒子周囲に十分に配置することができず焼結性が悪くなり、緻密な焼結体組織が得られず、他方、５０ｖｏｌ％を超えると硬度が十分でなくなるため、Ｗの含有量を４〜５０ｖｏｌ％と規定した。
ＷＣの含有量は、高硬度を維持するための必要量として、５０〜９５ｖｏｌ％とした。

ＷＯ_２：
ＷＯ_２は、焼結体組織の靱性の向上を図るために必要であり、０．５ｖｏｌ％以下では、進展するクラックの先端を偏向し進展しにくくすることができず、焼結体組織の靱性低下につながり、また、５．０ｖｏｌ％以上では、組織中においてＷＯ_２の割合が増加するとともに、ＷＯ_２となる前の酸素が焼結性を悪化させ、結果として焼結体の脆性が増すため、０．５〜５．０ｖｏｌ％とした。

上記組成に対し、焼結体のさらなる高硬度化並びに耐酸化性を向上するために、ＷＣの一部をＴｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの炭化物および／または炭窒化物に置換することができる。

＜焼結体組織＞
本発明に係る焼結体をＸＲＤにより測定したところ、図２に示すとおり、Ｗ、ＷＣ、およびＷＯ_２のピークのみが確認でき、Ｗ_２Ｃのピークは確認することはできないことから、Ｗ、ＷＣ、およびＷＯ_２のみから成るものであることが確認された。
また、本発明に係る焼結体組織は、前述のとおり、原料粉としてナノレベルの微細粉末を用い、また、低温焼結を採用することにより、図３にも示されるとおり、硬度及び強度に優れた緻密なミクロ組織が得られていた。
本発明焼結体組織におけるＷ粒子、ＷＣ粒子およびＷＯ_２粒子の平均結晶粒径は、それぞれＷ粒子では５ｎｍ〜６００ｎｍ、ＷＣ粒子では２０ｎｍ〜９０００ｎｍ、ＷＯ_２粒子では、５ｎｍ〜１５０ｎｍの範囲とする。
すなわち、焼結後のＷ粒子の平均結晶粒径は、５ｎｍより小さいとＷＣ粒子を保持する効果が少なくなり好ましくなく、６００ｎｍより大きくなると衝撃要素が多い条件下での使用に際しＷが変形し易くなり好ましくないためである。
また、焼結後のＷＣ粒子の平均結晶粒径は、２０ｎｍより小さいと焼結体組織中に空隙ができる可能性が高くなり、緻密な焼結体組織を得ることが困難となり好ましくない。他方、９０００ｎｍより大きいと硬さが低い組織となり、高硬度の組織が得られないため、好ましくない。
焼結後のＷＯ_２については、平均粒径が５ｎｍより小さいと、進展するクラックの先端を偏向する効果を低減させ、焼結体の靱性を低下させるため好ましくない。他方、平均粒径が１５０ｎｍより大きいとＷＯ_２自体が破壊の原因となり、焼結体の靱性を低下させるため好ましくない。
また、焼結後のＷＯ_２の焼結体組織中における平均個数密度については、５個／μｍ^２より少ないと進展するクラックの先端を偏向し進展しにくくする効果を低減させ、焼結体の靱性を低下させるため、好ましくなく、２０個／μｍ^２より多いと進展するクラックの先端を偏向し進展しにくくする効果には十分であるが、組織内にＷＯ_２が占める割合が多くなる結果、焼結体組織の脆性が高まり、靱性が低下するため、５〜２０個／μｍ^２の範囲とする。

焼結体中のＷ、ＷＣ、ＷＯ_２の含有量は、走査型電子顕微鏡搭載のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＳＥＭ−ＥＤＸ）を用い、測定することができる。
すなわち、本発明焼結体の断面組織をＳＥＭにて観察し、二次電子像を得るとともに、ＥＤＸにて同個所のＷ元素とＣ元素とＯ元素のマッピング像を取得し、Ｗ元素とＣ元素が重なる部分をＷＣ、Ｗ元素とＯ元素が重なる部分をＷＯ_２、Ｃ元素とＯ元素が重ならないＷ元素の部分をＷとして、各々画像処理にて抜き出し、画像解析よって各粒子が占める面積を算出し、１画像内の各粒子が占める割合を求め、面積割合をｖｏｌ％と見なし、少なくとも３画像を処理し求めた値の平均値を各粒子の含有割合として求める。
画像内の各粒子の部分を画像処理にて抜き出すにあたり、各々の粒子部分を明確に判断するため、画像は０を黒、２５５を白の２５６階調のモノクロで表示する２値化処理像をＷとＷＣ各々の場合にて行う。
画像処理に用いる観察領域として、９．０μｍ×９．０μｍ程度の視野領域が望ましい。
Ｗ、ＷＣ、ＷＯ_２の平均結晶粒径は、ＳＥＭ−ＥＤＸを用い、測定することができる。
すなわち、本発明焼結体の断面組織をＳＥＭにて観察し、二次電子像を得るとともに、ＥＤＸにて同個所のＷ元素とＣ元素とＯ元素のマッピング像を取得し、Ｗ元素とＣ元素が重なる部分をＷＣ、Ｗ元素とＯ元素が重なる部分をＷＯ_２、Ｃ元素とＯ元素が重ならないＷ元素の部分をＷとして画像処理にて２値化して抜き出す。
画像内の各粒子の部分を画像処理にて抜き出すにあたっては、各々の粒子部分を明確に判断するため、画像は０を黒、２５５を白の２５６階調のモノクロで表示する２値化処理像を用いて行った。
なお、２値化処理後は粒同士が接触していると考えられる部分を切り離すような処理、例えば画像処理操作の１つであるｗａｔｅｒｓｈｅｄ（ウォーターシェッド）を用いて分離を行う。
２値化処理後に得られた画像内の各粒子にあたる部分（黒の部分）を粒子解析し、求めた最大長を各粒子の最大長とし、それを各粒子の直径として各粒子の体積を計算する。体積は理想球と仮定して計算する。粒子解析を行う際には、あらかじめＳＥＭにより分かっているスケールの値を用いて、１ピクセル当たりの長さ（μｍ）を設定しておく。
各粒子の体積を累積した体積を基に縦軸を体積百分率［％］、横軸を直径［μｍ］としてグラフを描画させ、体積百分率が５０％のときの直径を平均粒径とし、少なくとも３画像から求めた平均値を平均結晶粒径とし、Ｗ、ＷＣ、ＷＯ_２の各々の平均結晶粒径（ｎｍ）を得た。
画像処理に用いる観察領域としては、５μｍ×５μｍ程度の視野領域が望ましい。
ＷＯ_２粒が焼結体中に存在する密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを用い、測定することができる。すなわち、本発明焼結体の断面組織をＳＥＭにて観察し、二次電子像を得るとともに、ＥＤＸにて同個所のＷ元素とＯ元素のマッピング像を取得し、Ｗ元素とＯ元素が重なる部分をＷＯ_２として画像処理にて２値化して抜き出す。
画像内の各粒子の部分を画像処理にて抜き出すにあたっては、各々の粒子部分を明確に判断するため、画像は０を黒、２５５を白の２５６階調のモノクロで表示する２値化処理像を用いて行った。
なお、２値化処理後はＷＯ_２粒同士が接触していると考えられる部分を切り離すような処理、例えば画像処理操作の１つであるｗａｔｅｒｓｈｅｄ（ウォーターシェッド）を用いて分離を行う。
２値化処理後に得られた画像内のＷＯ_２粒にあたる部分（黒の部分）を粒子解析し、粒子数を算出する。
測定した画像の縦と横の長さから面積を求め、先に算出した粒子数をこの面積にて割ることによりＷＯ_２粒が焼結体中に存在する密度を求め、少なくとも３画像から求めた平均値をＷＯ_２の焼結体中に存在する平均密度（個／μｍ^２）とした。
画像処理に用いる観察領域としては、５μｍ×５μｍ程度の視野領域が望ましい。
焼結体の密度は、アルキメデス法を用いて測定を行い、空気中で測定した試料の質量と水中で測定した試料の質量と水の密度を用いて算出した。水の密度は、測定時の水温より得られる水の密度とした。

＜焼結体の製造方法＞
以下に本発明に係る焼結体の製造方法を具体的に示す。
原料粉末の作製：
原料としては、ナノサイズのＷ粉末およびＷＣ粉末を用いる。
Ｗ微粉末としては、前記したとおり、例えば、超低水蒸気分圧下における水素還元法を用いて作製された、平均粒径が１４０ｎｍ以下のＷ微粉末が良く、好ましくは、５ｎｍ〜８０ｎｍのものが良い。
また、ＷＣ微粉末の焼結性に優れるＷＣ粒子サイズは、Ｗ粉末の平均粒径に応じて、ナノサイズからμｍサイズまで選択することができるが、１５ｎｍ〜９０００ｎｍが好ましく、３０ｎｍ〜７０００ｎｍがより好ましい。
作製したＷ微粉末の各粒子表面へ酸素を付与させるため、例えば、Ｎ_２とＣＯ_２の混合雰囲気下へ曝すことにより各Ｗ粒子表面へ均一に酸素を付与させたＷ微粉末を作製する。
次に、選択された前処理を施したＷ微粉末５〜５０ｖｏｌ％（６〜５５．２質量％）とＷＣ粉末５０〜９５ｖｏｌ％（４４．８〜９３．９質量％）とを、超硬製容器と超硬製のボールを用い、有機溶剤を用いて湿式混合し、乾燥した。
乾燥後の混合粉末の酸素量を調整するため、例えば、圧力１Ｐａの真空雰囲気下、温度１００〜１３００℃にて加熱処理を行い、酸素量を調整した原料混合粉末を得た。
上記において、Ｗ微粉末のより好ましい平均粒径を５ｎｍ以上と規定したのは、５ｎｍ未満では、凝集性の少ない粉末を作製するのが困難であり、粉末が凝集すると表面へ均一に酸素を付与することが困難になるとともに、凝集部は焼結時に反応性が高いため粒成長を生じやすくなり、結果として焼結体の靭性が低下するおそれが生じるためである。
また、ＷＣ微粉末の平均粒径は、小さいほど高硬度の焼結体が得られるが、その場合、ＷＣ粉末の表面積が大きくなり、緻密な焼結体を得るためには、Ｗ粉末を多量に含有させるかＷ粉末の平均粒径を小さくする必要が生じるため、ＷＣ粉末の最適な平均粒径はＷ粉末の平均粒径と含有量から選択されるとした。
なお、それぞれの原料粉の平均粒径は、ナノレベルの粉末に対しては、ＢＥＴ法を用い、μｍレベルの粉末には、レーザー回折法を用いた。

焼結体の製造：
得られた原料混合粉末を油圧プレス等にて成形圧１ＭＰａにて、プレス成形し、成形体を製造した。次いで、圧力５０ＭＰａ〜１０ＧＰａ、温度１４５０℃以下、保持時間５〜１２０分間の条件にて、高圧低温焼結を行った。

＜表面被膜の形成＞
本発明に係る焼結体から研削加工により切削工具を作製し、その表面にＣＶＤ法によりＴｉＣＮおよびＡｌ_２Ｏ_３層を被覆しコーティング工具を作製した。刃先が高温となる高速度・高切込みの切削条件においても飛躍的な長寿命を示し、刃先が高温になりやすい切削用工具として優れていることが示された。また、この焼結体は、耐食性にも優れており、シールリングなどの用途にも使用できる。また、ガラスレンズの成形用金型としても有用である。

本発明は、高硬度、高強度かつ高融点セラミックとして知られるＷＣ粒子からなる硬質相と、前記ＷＣと親和性に優れ、ＷＣと同じく高強度かつ高融点であるＷからなる結合相と、焼結体組織中に微粒分散してなる酸化タングステン相とを有する焼結体であって、原料粉末の微細化と適正範囲への粒度調整、及び、表面への酸素付与量の調整を行い、さらに、焼結条件、特に焼結温度を調整することにより、強度低下を招くＷ_２Ｃの生成を抑制する一方、微粒酸化タングステンを組織中に分散析出させることにより、高硬度、高強度、緻密性、耐食性、および、破壊靱性特性に優れた有用な焼結体を提供するものである。

は、Ｗ−ＷＣ状態図であり、１４００〜１４５０℃以上の温度領域において、炭素を含有する場合には、低強度のＷ_２Ｃが生成することを示す。なお、横軸は、炭素の原子％である。は、本発明に係るＷ−ＷＣ−ＷＯ_２を含む焼結体について、ＸＲＤの測定結果を示したものである。は、本発明のＷ−ＷＣ−ＷＯ_２を含む焼結体について、その断面組織を観察した走査型電子顕微鏡像（倍率：１００００倍）とＥＤＸを用いたＷ元素、Ｃ元素、Ｏ元素のマッピング像を基に確定したＷＯ_２の部分を２値化処理した像の一例を示したものである。

つぎに、本発明の焼結体について、実施例により具体的に説明する。

原料粉末として、所定の平均粒径を有したＷＣ粉末と、表面へ酸素付与したＷの微粉末を用意し（表３の試料番号１〜８）、これらの原料微粉末を所定組成に配合し混合した後、表３に示される条件にて焼成した原料混合粉末を用いて焼結を行うことによって、本発明焼結体１〜８を製造した。

また、比較の目的で、表３に示される本発明範囲を外れる配合組成の原料粉（表３の試料番号１２）に対して、焼結を行うことにより、比較例焼結体１２を製造した。

また、同様に比較の目的で、表３に示される本発明範囲の配合組成を満たすものの、本発明範囲（１００℃〜１３００℃）を外れる条件にて酸素付与を行った原料粉（表３の試料番号１１、１３）、あるいは酸素付与を行わなかった原料紛（表３の試料番号１４）に対して、焼結を行うことにより、比較例焼結体１１、１３、１４を製造した。

また、同様に比較の目的で、表３に示される本発明範囲の配合組成の原料粉（表３の試料番号１５）に対して、本発明範囲を外れる焼結温度にて焼結を行うことにより、比較例焼結体１５を製造した。

上記で得られた本発明焼結体１〜８、比較例焼結体１１〜１５について、それぞれの断面組織をＳＥＭ（倍率：１００００倍）で観察するとともに、画像処理により得られた、焼結体を構成するＷ、ＷＣ、ＷＯ_２の結晶粒の平均結晶粒径およびＷＯ_２の単位面積当たりの個数を表４に示す。

また、同様に、本発明焼結体１〜８、比較例焼結体１１〜１５について、密度および破壊靱性値についても測定を行い、表４に示す。
さらに、本発明焼結体１〜８、比較例焼結体１１〜１５について、ＸＲＤ測定により、Ｗ_２Ｃの存在の有無を確認し、存在量については、Ｗの（１１０）面のピーク強度に対するＷ_２Ｃの（１０１）面のピーク強度比の有無として、表４に示す。

図２に、本発明焼結体３について測定したＸＲＤチャートを示すが、Ｗ_２Ｃのピークは確認できなかった。また、図３には、本発明焼結体３の断面について観察した走査型電子顕微鏡像(倍率：１００００倍)を示す。

本発明焼結体１〜８は、焼結体を構成するＷの結晶粒の平均結晶粒径はいずれも６００ｎｍ以下と小さく、微細組織構造を有するものである。
また、本発明焼結体１〜８は、高密度を有するものであり、ＸＲＤ測定によれば、本発明焼結体３以外の本発明焼結体についても、強度低下の原因となるＷ_２Ｃの存在は確認できなかった。
また、本発明焼結体１〜８は、組織中に分散されるＷＯ_２粒子について、所定の体積量を満たし、所定の平均粒径を有する粒子の平均密度においても満足するものであった。
さらに、破壊靱性試験においても、高い破壊靱性値を示すものであった。

一方、配合組成において本発明範囲を外れている比較例焼結体１２は、本発明焼結体と焼結条件が一致していても、密度において劣っており、また、焼結条件において本発明範囲を外れている比較例焼結体１５は、高温焼結を行うものであるため、ＸＲＤ測定において、Ｗ_２Ｃの発生が見られ、所定の破壊靱性値を満たさないものであった。
また、比較例焼結体１１、１３、１４は、本発明範囲（１００℃〜１３００℃）を外れる条件にて酸素付与を行った原料粉を用いたため、破壊靱性値を満たさないものとなった。

つぎに、本発明焼結体１〜８及び比較例焼結体１１〜１５から研削加工により切削工具を作製し、その表面にＣＶＤ法によりＴｉＣＮ及びＡｌ_２Ｏ_３層を被覆し、本発明焼結体工具１〜８及び比較例焼結体工具１１〜１５を用いたコーティング工具を作製し、以下に示す切削条件にて高速高送り切削加工試験を実施した。
被削材：Ｓ４５Ｃ
切削速度：２００ｍ／分
切り込み：１．０ｍｍ
送り：０．７ｍｍ
最大切削時間１８０秒まで切削加工試験を実施し、切削時間１５秒毎に刃先を確認した。表４に試験結果を示す。
表４に示される結果から、本発明焼結体工具１〜８は、高速度・高切り込みの過酷な切削条件においても飛躍的な長寿命を示し、切込み刃先が高温になりやすい切削用工具として特に優れていることが示された。
他方、比較例焼結体工具１１〜１５は、いずれも工具寿命が短く、しかも、刃先は欠損を生じていた。

本発明に係る焼結体は、緻密性に優れ、破壊靱性特性においても優れるため、切削工具の刃先材料あるいは高温で使用される金型などの耐摩耗性工具材料として用いることができ、きわめて有用である。

Claims

結合相として金属タングステンを４〜５０ｖｏｌ％、炭化タングステン（ＷＣ）を５０〜９５ｖｏｌ％および酸化タングステン（ＷＯ_２）を０．５〜５．０ｖｏｌ％含有する焼結体であって、
前記酸化タングステン（ＷＯ_２）は、平均粒径が５ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であって、焼結体組織内において、５〜２０個／μｍ^２の平均密度にて存在することを特徴とする焼結体。