JPWO2017086485A1 - 界面接合強度に優れた多結晶ダイヤモンド焼結体工具及びその製造方法 - Google Patents

界面接合強度に優れた多結晶ダイヤモンド焼結体工具及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

超硬合金基材（１７）上にＣｏからなる金属触媒を含有するダイヤモンド層（１８）が設けられている多結晶ダイヤモンド焼結体工具において、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）との界面に形成されているＣｏリッチ層（１９）の平均層厚は３０μｍ以下であり、望ましくは、ダイヤモンド層（１８）中の平均Ｃｏ含有量ＣＤＩＡとＣｏリッチ層（１９）におけるＣｏ含有量のピーク値ＣＭＡＸの比ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値が２以下であり、さらに望ましくは、前記超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）との界面からダイヤモンド層（１８）の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄは、超硬合金基材（１７）の内部におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤｏとした時、Ｄ／Ｄｏ＜２を満足する多結晶ダイヤモンド焼結体工具。

Description

本発明は、多結晶ダイヤモンド焼結体工具に関し、例えば、非鉄金属の切削、あるいは、石油・天然ガス・地熱井掘削等に用いられる工具であって、超硬合金基材と多結晶ダイヤモンド層との界面接合強度に優れた多結晶ダイヤモンド焼結体（以下、「ＰＣＤ」で示す場合がある。）工具及びその製造方法に関する。
本願は、２０１５年１１月１９日に、日本に出願された特願２０１５−２２６５３７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来から、非鉄金属の切削、あるいは、石油、天然ガス、地熱掘削用としては、その過酷な使用条件に耐えるため、硬度、化学安定性、耐摩耗性、耐欠損性に優れたＰＣＤ工具が使用されている。
そして、従来のＰＣＤ工具においては、通常、ダイヤモンド焼結体内のＣｏ等の金属触媒の含有量を調整することによって、そのすぐれた耐摩耗性、耐欠損性を得ていた。
なお、ダイヤモンド焼結体内へのＣｏ等の金属触媒の浸透は、ダイヤモンド粒子間の間隙と、焼結時のその外側の圧力に差があるため、溶解したＣｏ等の金属触媒が差圧を駆動力としてダイヤモンド粒子の間隙を埋めるように移動することによって生じる。
従来のＰＣＤの製造方法としては、例えば、特許文献１で溶浸法が提案され、また、特許文献２では、事前混合法が提案されている。これらの技術においては、ダイヤモンド焼結体内のＣｏ等の金属触媒の含有量を変化させることによって、ＰＣＤの耐摩耗性と耐欠損性を調整している。
しかし、ＰＣＤ工具の性能を左右するのは、ＰＣＤの耐摩耗性と耐欠損性だけではなく、ＰＣＤと超硬合金基材との界面接合強度の良否にも大きく影響される。
上記界面接合強度が低いと、ＰＣＤ工具に高負荷が作用した場合、ＰＣＤと超硬合金基材との界面でのクラック発生等により、ＰＣＤの剥離、欠損が発生することになる。
そこで、超硬合金基材とダイヤモンド焼結体の界面の強度を維持するため、特許文献３に示されるように“ｎｏｎ−ｐｌａｎａｒ”の界面技術を用いることが提案され、また、非特許文献１に示されるように、超硬合金基材のＷＣ粒子が粒成長しないように、Ｗ粒子を界面近傍に事前添加する方法が提案されている。
米国特許第３７４５６２３号明細書 米国特許第４６０４１０６号明細書 米国特許第６０４２４６３号明細書
「Ｃｏｎｔｒｏｌ ｏｆ ｅｘａｇｇｅｒａｔｅｄ ｔｕｎｇｓｔｅｎ ｃａｒｂｉｄｅ ｇｒａｉｎ ｇｒｏｗｔｈ ａｔ ｔｈｅ ｄｉａｍｏｎｄ−ｓｕｂｓｔｒａｔｅ ｉｎｔｅｒｆａｃｅ ｏｆ ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｄｉａｍｏｎｄ ｃｕｔｔｅｒｓ（ＰＤＣ）」Ｉｎｔ．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｒｅｆｒａｃｔｏｒｙ ａｎｄ Ｈａｒｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２９（２０１１）３６１−３６４
特許文献１、２で提案された溶浸法あるいは事前混合法によるＰＣＤの作製は、主にダイヤモンド層内のＣｏ等の金属触媒の含有量と触媒分布の均一性を調整するために行われている。しかし、焼結に際し、超硬合金基材からダイヤモンド層へのＣｏ等からなる金属触媒の移動があるため、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面には、金属触媒リッチ層が形成され、さらに、金属触媒の移動に伴い、ＷＣ粒子も一部移動するとともに、ＷＣ粒子の異常成長が生じる。
ＰＣＤ工具を切削工具あるいは掘削工具として使用する際、使用環境により高い耐熱性が求められる場合があるが、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面に金属触媒リッチ層が存在すると、超硬合金基体とダイヤモンド層間の界面接合強度は低下し、高負荷が作用した時に界面からのクラックの発生、剥離の発生等の問題が発生する。
そこで、本発明者らは、前記従来のＰＣＤ工具の問題点を解決すべく、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面接合強度を高くする方策について鋭意研究した。超硬合金とは、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族金属の炭化物をＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどの鉄系金属で焼結した複合材料を超硬合金（Ｈａｒｔｍｅｔａｌｌｅ， ｈａｒｄ ｍｅｔａｌｓ、Ｃｅｍｅｎｔｅｄ Ｃａｒｂｉｄｅ）の総称である。本願において、超硬合金基材とはＷＣを主体としＣｏを含む超硬合金基材であり、「ＷＣ基超硬合金基材」と称されることもある。ＷＣ基超硬合金基材のＷＣ及びＣｏの含有量は、ＷＣ基超硬合金基材の全体重量の９５重量％以上であり用途に応じて５重量％未満のＣｒ等の微量元素を含むこともある。
その結果、超硬合金基材とダイヤモンド層を積層した状態で超高圧高温装置内にて焼結するに当たり、予めダイヤモンド粉末に混合するＣｏからなる金属触媒粉末の混合量を適正化することによって、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面に形成されるＣｏリッチ層の厚さを抑制するとともに、界面におけるＷＣ粒子の異常成長を抑制できることを見出した。
そして、過剰な層厚のＣｏリッチ層の形成を抑制し、また、ＷＣ粒子の異常成長を抑制することによって、本発明のＰＣＤ工具は、耐熱性向上に加えて、界面接合強度も向上することから、工具側面から衝撃的負荷に対する耐衝撃性が向上し、界面におけるクラックの発生、剥離の発生を抑制し得ることを見出したのである。
本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、
「（１）ＷＣを主体としＣｏを含む超硬合金基材上にＣｏからなる金属触媒を含有するダイヤモンド層が設けられている多結晶ダイヤモンド焼結体工具において、
超硬合金基材とダイヤモンド層との界面に形成されているＣｏリッチ層の平均層厚は３０μｍ以下であることを特徴とする多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（２）前記ダイヤモンド層に含有されるＣｏの平均含有量をＣＤＩＡとし、また、前記Ｃｏリッチ層におけるＣｏ含有量のピーク値をＣＭＡＸとした時、ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値が２以下であることを特徴とする（１）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（３）前記超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤとし、超硬合金基材の内部におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤｏとした時、Ｄ／Ｄｏの値が２未満であることを特徴とする（１）または（２）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（４）焼結前に前記ダイヤモンド層に混合されるＣｏ混合量から前記超硬合金基材のＣｏ平均含有量を引いた値が１質量％から３０質量％であることを特徴とする（１）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（５）焼結前に前記ダイヤモンド層に混合されるＣｏ混合量から前記超硬合金基材のＣｏ平均含有量を引いた値が１０質量％から３０質量％であることを特徴とする（４）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（６）焼結前に前記ダイヤモンド層に混合されるＣｏ混合量から前記超硬合金基材のＣｏ平均含有量を引いた値が１６質量％から２８質量％であることを特徴とする（５）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（７）前記Ｃｏリッチ層と前記超硬合金基材との界面に平均層厚が５μｍ以上１５μｍ以下の緩衝層を備えることを特徴とする（４）から（６）のいずれかに記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（８）前記Ｃｏリッチ層と前記超硬合金基材との界面に平均層厚が８μｍ以上１５μｍ以下の緩衝層を備えることを特徴とする（４）から（６）のいずれかに記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（９）前記Ｃｏリッチ層の平均層厚が２１μｍ以上であることを特徴とする（８）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（１０）前記ダイヤモンド層の平均層厚が０．５ｍｍから１５ｍｍであり、前記ダイヤモンド層は前記Ｃｏリッチ層の直上に形成され、前記Ｃｏリッチ層は前記緩衝層の直上に形成され、前記緩衝層は前記超硬合金基材の直上に形成されていることを特徴とする（７）に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
（１１）Ｃｏを９〜１８質量％含有し、平均粒径０．５〜４μｍのＷＣ粒子を含有する超硬合金基材上に、平均粒径１〜１１μｍのダイヤモンド粉末中に１５〜３３質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末を積層し、熱力学的にダイヤモンドが安定する領域である焼結圧力５ＧＰａ以上かつ焼結温度１４００℃以上の超高圧高温装置内で焼結することを特徴とする前記（１）乃至（１０）のいずれかに記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具の製造方法。」
を特徴とするものである。
以下に、本発明について、詳細に説明する。
図１に、本発明の多結晶ダイヤモンド焼結体（ＰＣＤ）工具を製造するための超高圧高温装置の概略模式図を示す。
図１に示すように、本発明のＰＣＤ工具は、例えば、Ｔａカプセル（９）の底部から上方へ順に、所定平均粒径のダイヤモンド粉末中に所定量のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末（８）、所定量のＣｏを含有し所定の平均粒径のＷＣ粒子を含有する超硬合金基材（１）、Ｔａ箔（６）、グラファイトディスク（２）を積層し、さらにその上に、Ｔａ箔（６）、超硬合金基材（１）、ダイヤモンド原料粉末（８）を積層し、Ｔａカプセル内にこのように焼結用原料を積層した状態で、熱力学的にダイヤモンドが安定する領域、すなわち、圧力５ＧＰａ〜１０ＧＰａかつ焼結温度１４００℃〜２２００℃以上で超高圧高温焼結することによって作製することができる。
前記超高圧高温装置による焼結において、焼結圧力が５ＧＰａ未満では、所定の焼結温度において、ダイヤモンドの安定領域でないため、ダイヤモンドが黒鉛（グラファイト）逆変換し、高硬度の焼結体が得られないことから、焼結圧力は５ＧＰａ以上とする必要があるが、その効果は１０ＧＰａ以下で十分であり、それを超えると装置コストが高くなるので、加圧圧力は５〜１０ＧＰａとすることが望ましい。
また、焼結温度が１４００℃未満では、金属触媒であるＣｏ等が十分に溶解せず、未焼結又は焼結反応が不十分となり焼結体の緻密化を図れないので、焼結温度は１４００℃以上とする必要があり、一方、焼結温度が２２００℃を超えると、所定の焼結圧力において、ダイヤモンドの安定領域でないため、過焼結状態となり、ダイヤモンド粒子がグラファイト化する現象が生じるばかりか、超硬合金基材とダイヤモンド層の界面におけるＣｏリッチ層の層厚が厚くなりすぎるとともに、ＷＣ粒子の異常成長が生じるため、焼結温度は１４００℃以上２５００℃以下、好ましくは、１４５０℃以上２０００℃以下とする。
超硬合金基材とダイヤモンド層の界面のＣｏリッチ層：
図６は、本発明の一実施形態のＰＣＤ工具の模式的な縦断面図を示す。本発明では、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）の界面に形成されるＣｏリッチ層（１９）の厚さを適正範囲に抑え、さらに、界面におけるＷＣ粒子の異常成長を抑制するために、超硬合金基材中に含有されるＣｏ含有量、ダイヤモンド粉末に事前混合するＣｏ含有量、ダイヤモンド粉末の平均粒径および超硬合金基材におけるＷＣ粒子の平均粒径を所定の範囲内とすることが重要である。
ダイヤモンド層（１８）の好ましい平均層厚は０．５ｍｍ〜１５ｍｍである。ダイヤモンド層（１８）の平均層厚が０．５ｍｍ未満では、ダイヤモンド層の厚みが不十分であり、工具として使用した場合、摩耗が短期間で超硬合金基材へ到達し、急速に摩耗が進行する。その結果、工具寿命が低下する。一方、ダイヤモンド層（１８）の平均層厚が１５ｍｍを越えると、製造コストに見合う効果の向上がない。ダイヤモンド層（１８）のより好ましい平均層厚は１．０ｍｍ〜１０ｍｍであり、さらにより好ましくは２．０ｍｍ〜８．０ｍｍである。
図７は、本発明の他実施形態のＰＣＤ工具の模式的な縦断面図を示す。この場合、Ｃｏリッチ層（１９）と超硬合金基材（１７）との界面に緩衝層（２０）が更に形成されている。
図７に示す本発明の他実施形態のＰＣＤ工具では、焼結前にダイヤモンド層（１８）に混合されるＣｏ混合量から超硬合金基材（１７）のＣｏ平均含有量を引いた値が１質量％から３０質量％の範囲内に設定されている。この値が１質量％未満では、緩衝層が形成されず、３０質量％を超えるとダイヤモンド層中に含有するＣｏの含有量が多くなり過ぎるために、摩耗性能が著しく低下し、工具として使用した場合には性能が低下する。
緩衝層（２０）の境界線は、以下のように定義する。上述したように緩衝層（２０）は、Ｃｏリッチ層（１９）と超硬合金基材（１７）との界面に形成される。Ｃｏリッチ層（１９）と緩衝層（２０）との間の境界線は、Ｃｏリッチ層（１９）中で一度Ｃｍａｘの値まで上昇したＣｏ含有量が超硬合金基材（１７）側に向けて減少し、Ｃｏ含有量が１．１×ＣＤＩＡの値未満となるところである。緩衝層（２０）と超硬合金基材（１７）との間の境界線は、緩衝層（２０）中でＣｏ含有量が超硬合金基材（１７）側に向けて減少し、超硬合金基材（１７）に含有されるＣｏの平均含有量Ｃｗｃとなったところである。
緩衝層（２０）の平均層厚は、複数の点で上記の境界線間の距離を、層厚方向で測定することで得ることができる。
そのため、ダイヤモンド層（１８）と超硬合金基材（１７）との界面から超硬合金基材（１７）へ向けてのＣｏ含有量の変化は、急激に減少せず、緩やかに緩衝層（２０）の厚み方向の距離にほぼ比例した形で一方向的に減少する。ここで、一方向的に減少するとは、緩衝層のＣｏリッチ層（１８）側から超硬合金基材（１７）側にかけて、Ｃｏ含有量が増加することなく減少し続けることを意味する（微視的な観察による局所的なノイズとしての増加は除く）。
物理特性が異なるダイヤモンド層（１８）とＷＣ超硬合金基材（１７）との間でＣｏ含有量が、ダイヤモンド層（１８）からＷＣ超硬合金基材（１７）に向けて、緩やかに減少することで、組織・組成の違いに起因する物理特性の変化の度合いも緩やかなものとすることができる。
Ｃｏリッチ層（１９）と超硬合金基材（１７）との界面に緩衝層（２０）が更に形成されていることにより、ダイヤモンド層（１８）とＷＣ超硬合金基材（１７）との界面接合強度をさらに向上させることができる。例えば、瞬間的な衝撃に起因したダイヤモンド層（１７）の剥離の発生を抑制することができる。
この瞬間的な衝撃に起因したダイヤモンド層（１７）の剥離の発生は、図８に示した試験片を用いて、図９及び図１０に示した衝撃せん断強度試験により評価することができる。
焼結前にダイヤモンド層（１８）に混合されるＣｏ混合量から超硬合金基材（１７）のＣｏ平均含有量を引いた値のより好ましい範囲は、１０質量％から３０質量％である。さらにより好ましくは１６質量％から２８質量％である。
。
焼結されると焼結前のダイヤモンド層（１８）に混合されるＣｏ混合量は変化する。焼結前にダイヤモンド層（１８）に混合されるＣｏ混合量から超硬合金基材（１７）のＣｏ平均含有量を引いた値が１質量％から３０質量％の範囲内に設定されており、例えば上記焼結条件で焼結を行った場合は、焼結後のダイヤモンド層（１８）の質量％でのＣｏ含有量から焼結後の超硬合金基材（１７）の質量％でのＣｏ含有量を引いた値は、−５質量％から２５質量％となる。
緩衝層（２０）の好ましい平均層厚は５μｍから１５μｍである。より好ましくは８μｍ〜１５μｍである。さらにより好ましくは、８μｍ〜１０μｍである。緩衝層（２０）の平均層厚が５μｍ未満だと、衝撃性能が低下し、緩衝層の持つ耐衝撃性向上の効果がなくなる。一方、緩衝層（２０）の平均層厚が１５μｍを越えると、焼結前にダイヤモンド層（１８）に混合されるＣｏ混合量から超硬合金基材（１７）のＣｏ平均含有量を引いた値を３０質量％超とする必要が生じ、ダイヤモンド層に含有されるＣｏ含有量が過剰となり、結果として耐摩耗性能が低下する。
緩衝層（２０）におけるＣｏ含有量の減少の傾きは、１質量％／μｍ〜１０質量％／μｍの範囲内である。より好ましくは１．５質量％／μｍ〜７．５質量％／μｍの範囲内である。さらにより好ましくは、２質量％／μｍ〜５質量％／μｍの範囲内である。
超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）の界面に形成されるＣｏリッチ層（１９）の平均層厚は、その厚さが３０μｍを超えると、界面強度が低下し、その結果、界面でのクラック発生、剥離発生等の問題が生じるので、Ｃｏリッチ層（１９）の平均層厚は３０μｍ以下、好ましくは、２０μｍ以下とする。
ここで、Ｃｏリッチ層（１９）の平均層厚とは、焼結後のダイヤモンド層に含有される金属触媒として残留したＣｏリッチ層以外の領域における平均Ｃｏ含有量をＣＤＩＡとしたとき、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）の界面から、超硬合金基材とダイヤモンド層の内部方向に向かって、それぞれ５０μｍ（ダイヤモンド層と超硬基材層と合わせて１００μｍ）に渡り、Ｃｏ含有量を測定し、測定されたＣｏ含有量の値が、１．１×ＣＤＩＡ以上になる超硬合金基材とダイヤモンド層の界面の距離を測定位置の異なる複数個所で測定し、これらの値を平均することにより求めたＣｏリッチ層の層厚であると定義する。
また、本発明では、前記Ｃｏリッチ層（１９）におけるＣｏ含有量のピーク値をＣＭＡＸとした時、ダイヤモンド層（１８）に含有されるＣｏの平均含有量ＣＤＩＡとの比の値ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡが２以下であることが望ましい。これは、Ｃｏリッチ層（１９）の層厚が薄い場合（平均層厚が３０μｍ以下）であっても、前記ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値が２を超えるような場合には、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）の界面におけるＣｏ含有量の濃度変化率が急激に大きくなるため、Ｃｏリッチ層（１９）を薄くしたことによる界面強度の向上効果が低減するからである。したがって、Ｃｏリッチ層（１９）におけるＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値は２以下とすることが望ましい。
なお、ダイヤモンド層（１８）から、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）の界面に向かうＣｏ含有量（即ち、ＣＭＡＸ、ＣＤＩＡ）の測定は、例えば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）のライン分析によって行うことができる。例えば、図３、図４に示すように、ダイヤモンド層から超硬基材に向かって約１００μｍ（ダイヤモンド層と超硬基材層をそれぞれ約５０μｍ）の距離を２０μｍビーム径で、０．５μｍ測定間隔で走査し、ＥＰＭＡから照射された加速電子線により発生するＣｏの特性Ｘ線を検出し、各位置におけるＣｏ含有量をカウント数（単位：ｃｐｓ。ｃｏｕｎｔ ｐｅｒ ｓｅｃｏｎｄ，一秒当たりのＸ線のカウント数）として求めることによって、ＣＭＡＸ、ＣＤＩＡの値を測定することができる。
なお、ダイヤモンド層（１８）に含有されるＣｏの平均含有量ＣＤＩＡの値は、Ｃｏリッチ層（１９）の存在によってＣｏ含有量が大きく変化せず、Ｃｏ含有量（カウント数）が±６％の範囲でほぼ一定値として測定される値である。
このＣＤＩＡの値は、Ｃｏリッチ層（１９）を越えたところからダイヤモンド層（１８）側に向けて、ダイヤモンド層（１８）の層方向に０．５μｍ測定間隔で、異なる少なくとも２００点で測定した値の平均値として定義される。
例えば、図３に示す本発明ＰＣＤ工具（Ｈ）のライン分析においては、ダイヤモンド層と超硬合金基材との界面からほぼ３０μｍ以上離れたダイヤモンド層におけるＣｏ含有量のカウント数は５９１４±６％で一定値を示すから、本発明ＰＣＤ工具（Ｈ）におけるＣＤＩＡの値は５９１４となる。
一方、図４に示す比較例ＰＣＤ工具（Ｇ）のライン分析においては、ダイヤモンド層と超硬合金基材との界面からほぼ５０μｍ以上離れたダイヤモンド層におけるＣｏ含有量は３９０７±６％カウントでほぼ一定となるから、比較例ＰＣＤ工具（Ｇ）におけるＣＤＩＡの値は３９０７となる。
超硬合金基材のＣｗｃの値は、Ｃｏリッチ層（１９）を越えて、さらに５０μｍ先から超硬合金基材（１７）側に向けて、超硬合金基材（１７）の層方向に０．５μｍ測定間隔で、異なる少なくとも２００点で測定した値の平均値として定義する。
なお、超硬合金基材（１７）に含有されるＣｏの平均含有量Ｃｗｃの値は、緩衝層（２０）の存在によってＣｏ含有量が大きく変化せず、Ｃｏ含有量（カウント数）が±６％の範囲でほぼ一定値として測定される値である。
超硬合金基材とダイヤモンド層の界面のＷＣ結晶粒：
超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）との界面に形成されている前記Ｃｏリッチ層領域におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤとし、また、超硬合金基材内部におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤｏとした時、Ｄ／Ｄｏの値が２以上になると、界面近傍のＣｏリッチ層領域におけるＷＣ粒子の異常成長により、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）との界面強度が低下し、高負荷が作用した場合にクラック・剥離が発生しやすくなるので、Ｄ／Ｄｏの値は２未満とする。
なお、前記ＷＣ粒子の粒径の測定は、５００倍〜３０００倍で観察したＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真の画像処理（使用ソフト、アメリカ国立衛生研究所製ＩｍａｇｅＪ Ｖｅｒ：１．４９）によって行い、これらの複数個所における測定値を平均することによってＷＣ粒子の平均粒径を求めることができる。
Ｃｏリッチ層（１９）の平均層厚が３０μｍ以下であり、Ｃｏリッチ層（１９）におけるＣｏ含有量のピーク値ＣＭＡＸと、ダイヤモンド層の平均Ｃｏ含有量ＣＤＩＡの比の値ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡが２以下であり、Ｃｏリッチ層におけるＷＣ粒子の平均粒径ＤがＤ／Ｄｏ＜２を満足する本発明のＰＣＤ工具は、Ｃｏを９〜１８質量％含有し、平均粒径０．５〜４μｍのＷＣ粒子を含有する超硬合金を基材とし、平均粒径１〜１１μｍのダイヤモンド粉末中に金属触媒として１５〜３３質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末を積層し、超高圧高温装置内で焼結することによって作製することができる。
超硬合金基材（１７）におけるＣｏ含有量が９質量％未満では、結合相成分が少ないため、超硬合金の焼結性が悪く超硬合金基材（１７）自体の靱性が低下し、一方、Ｃｏ含有量が１８質量％を超えると、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）との界面に形成されるＣｏリッチ層（１９）の層厚が３０μｍを超えてしまうため、超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）間の界面接合強度は低下し、高負荷が作用した場合に界面からのクラックの発生、剥離の発生等が生じる。
したがって、超硬合金基材（１７）におけるＣｏ含有量は９〜１８質量％とする。
また、超硬合金基材（１７）におけるＷＣ粒子の平均粒径が、０．５μｍ未満であると、超硬基材内のＷＣ粒子が粒成長しやすく、破壊靭性値をはじめとする機械的特性が低下し、ＰＣＤ自体が割れ（クラック）が発生しやすくなる。
一方、平均粒径が４μｍを超えると、破壊靭性値を高くすることができるが、硬さが低下するため、ＰＣＤ焼結時に変形（反り）が発生しやすくなるから、超硬合金基材（１７）におけるＷＣ粒子の平均粒径は、０．５〜４μｍとする。
ダイヤモンド層（１８）形成するダイヤモンド粉末の平均粒径が１μｍ未満であると、ダイヤモンド粒子が異常粒成長しやすく、耐摩耗性が低下し、一方、平均粒径が１１μｍを超えると、高負荷が作用した際にダイヤモンド粒子の脱落が生じやすくなり、また、被削物の面粗さが悪くなることから、ダイヤモンド粉末の平均粒径は１〜１１μｍとする。
さらに、ダイヤモンド原料粉末には金属触媒としてのＣｏ粉末を混合するが、Ｃｏ混合量が１５質量％未満であると、超高圧高温装置内で焼結する際に、超硬合金基材（１７）からダイヤモンド層（１８）へのＣｏの拡散速度が速くなり、その結果、ＷＣ超硬合金基材（１７）とダイヤモンド層（１８）との界面に、過剰厚さのＣｏリッチ層（１９）が形成されてしまい、界面特性を劣化させる。一方、Ｃｏ混合量が３３質量％を超えると、ダイヤモンド層内に部分的にＣｏのマトリックスが形成され、ダイヤモンド粉末同士の直接接合が阻害され、ダイヤモンド層の耐摩耗性、耐欠損性が低下する。
したがって、ダイヤモンド粉末に事前に混合させるＣｏ粉末の混合量は、１５〜３３質量％とする。
前記の超硬合金基体（１）とダイヤモンド原料粉末（８）をＴａ製カプセル内に装入・積層して、熱力学的にダイヤモンドが安定する領域である焼結圧力５ＧＰａ以上かつ焼結温度１４００〜２２００℃以上という条件の超高圧高温装置内で焼結することにより、本発明のＰＣＤ工具を作製することができる。
本発明のＰＣＤ工具は、様々な形状及び用途の工具に適用可能である。例えば平面状の積層体から切り出し、工具基体にろう付して使用することもできる。また、先端部が半球形状の円筒形状の工具基体の先端部にダイヤモンド層を積層し焼結して製造される掘削ビットインサートとしても使用することができる。さらに、ドリルやエンドミル等の複雑な形状をした回転工具の刃先部分にも使用することができる。
本発明のＰＣＤ工具は、通常のＰＣＤ工具が有するすぐれた硬度、化学安定性に加えて、超硬合金基材とダイヤモンド層の界面に形成されるＣｏリッチ層の平均層厚を抑制し、また、Ｃｏリッチ層におけるＷＣ粒子の異常成長を抑制することによって、界面の接合強度が向上する。
したがって、本発明のＰＣＤ工具を、非鉄金属の切削用工具、あるいは、石油・天然ガス・地熱井掘削用工具等として用いた場合、界面接合強度が向上することによって、工具側面からの衝撃的負荷に対する耐衝撃性が向上するとともに、界面におけるクラックの発生、剥離の発生が抑制され、工具寿命の延長が図られる。
また、本発明によれば、超硬合金基材のＣｏ含有量、ＷＣ粒子の平均粒径と、ダイヤモンド原料粉末中に金属触媒として混合されるＣｏ混合量、ダイヤモンド粉末の平均粒径を調整して、超高圧高温装置で焼結を行うという簡易な操作で、超硬合金基材とダイヤモンド層の界面強度が向上し、耐衝撃性が向上するとともに、界面におけるクラック発生、剥離発生の少ないＰＣＤ工具を製造することができる。
また、本発明によれば、焼結時にダイヤモンド層と超硬合金基材との間に、物理的に中間的な性質を有する中間層を積層させずに、超硬合金基材に必要とされるダイヤモンド最外層を直接積層し、焼結工具を製造しても、すぐれた耐摩耗性、耐欠損性及び超硬合金基体とダイヤモンド層間の高い界面接合強度を備える焼結体工具得ることができる。
ＰＣＤ工具を製造するための超高圧高温装置の概略模式図を示す。 ＰＣＤ工具における超硬合金基材とダイヤモンド層の界面近傍のＳＥＭ像の一例を示し、（Ａ）〜（Ｄ）は、比較例のＰＣＤ工具、（Ｅ）、（Ｆ）は、本発明のＰＣＤ工具を示す。 本発明ＰＣＤ工具（Ｈ）について実施したＣｏ含有量のライン分析の概略説明図と分析結果を示す。 比較例ＰＣＤ工具（Ｇ）について実施したＣｏ含有量のライン分析の概略説明図と分析結果を示す。 ＰＣＤ工具に熱処理試験を施した後のダイヤモンド層（上段）と超硬合金基材とダイヤモンド層の界面近傍（下段）のＳＥＭ像を示し、（Ｃ）、（Ｄ）は、比較例ＰＣＤ工具（Ｃ）、比較例ＰＣＤ工具（Ｄ）を、７５０℃で熱処理を施した後のＳＥＭ像、（Ｆ）は、本発明のＰＣＤ工具（Ｆ）を８５０℃で熱処理を施した後のＳＥＭ像を示す。 本発明の一実施形態のＰＣＤ工具の模式的な縦断面図を示す。 本発明の他実施形態のＰＣＤ工具の模式的な縦断面図を示す。 衝撃せん断強度の評価に用いる試験片の正面図及び側面図を示す。 衝撃せん断強度の評価に用いる測定装置の模式的な断面図を示す。錘を落下させる前の状態を示す。 衝撃せん断強度の評価に用いる測定装置の模式的な断面図を示す。錘を落下させた後の状態を示す。
本発明について、実施例を用いて、以下に詳細に説明する。
表１に、実施例で使用した超硬合金とダイヤモンド原料粉末の組み合わせを示す。本発明の代表例として、表１中の（Ｅ）、（Ｆ）及び（Ｈ）に示される超硬合金とダイヤモンド原料粉末の組み合わせからなる、本発明のＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）及び（Ｊ）を作製した。
具体的に言えば、ＰＣＤ工具（Ｅ）は、平均粒径９μｍのダイヤモンド粉末中に、１７質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末と、Ｃｏ含有量が１６質量％でかつ平均粒径２．２μｍのＷＣ粒子からなる超硬合金基材（表１（Ｅ）参照）を、図１に示すようにＴａカプセル内に積層した状態で充填し、焼結圧力５．８ＧＰａ、焼結温度１５００℃の超高圧高温装置内で焼結することにより作製した。
ＰＣＤ工具（Ｆ）は、平均粒径９μｍのダイヤモンド粉末中に、３１質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末と、Ｃｏ含有量が１６質量％でかつ平均粒径２．２μｍのＷＣ粒子からなる超硬合金基材（表１（Ｆ）参照）を、同じく図１に示すようにＴａカプセル内に積層した状態で装入し、焼結圧力５．８ＧＰａ、焼結温度１５００℃の超高圧高温装置内で焼結することにより作製した。
また、ＰＣＤ工具（Ｈ）は、平均粒径３μｍのダイヤモンド粉末中に、３３質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末と、Ｃｏ含有量が１０質量％でかつ平均粒径２．２μｍのＷＣ粒子からなる超硬合金基材（表１（Ｈ）参照）を、同じく図１に示すようにＴａカプセル内に積層した状態で装入し、焼結圧力５．８ＧＰａ、焼結温度１５００℃の超高圧高温装置内で焼結することにより作製した。
また、ＰＣＤ工具（Ｉ）は、平均粒径６μｍのダイヤモンド粉末中に、３３質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末と、Ｃｏ含有量が１０質量％でかつ平均粒径２．２μｍのＷＣ粒子からなる超硬合金基材（表１のＩ参照）を、同じく図１に示すようにＴａカプセル内に積層した状態で装入し、焼結圧力５．８ＧＰａ、焼結温度１５００℃の超高圧高温装置内で焼結することにより作製した。
また、ＰＣＤ工具（Ｊ）は、平均粒径９μｍのダイヤモンド粉末中に、３３質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末と、Ｃｏ含有量が１０質量％でかつ平均粒径２．２μｍのＷＣ粒子からなる超硬合金基材（表１のＪ参照）を、同じく図１に示すようにＴａカプセル内に積層した状態で装入し、焼結圧力５．８ＧＰａ、焼結温度１５００℃の超高圧高温装置内で焼結することにより作製した。
上記で作製した本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）のうちの、ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）について、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面近傍を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、得られたＳＥＭ像を、それぞれ図１の（Ｅ）、（Ｆ）として示す。
図１（Ｅ）、（Ｆ）からも明らかなように、本発明のＰＣＤ工具（Ｅ）においては、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面に形成されるＣｏリッチ層の平均層厚は１０μｍ以下であり、また、本発明のＰＣＤ工具（Ｆ）においては、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面に、Ｃｏリッチ層の存在は確認されなかった。
表２に、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）について測定したＣｏリッチ層の平均層厚の値を示す。
Ｃｏリッチ層の平均層厚は、例えば、図３（これは、本発明ＰＣＤ工具（Ｈ）に関するものである）に示すように、ダイヤモンド層から超硬基材に向かって約１００μｍ（ダイヤモンド層と超硬基材層をそれぞれ約５０μｍ）の距離を２０μｍビーム径で、０．５μｍ測定間隔でＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）のライン分析を行ってＣｏ含有量（ＣＤＩＡ）を測定し、測定されたＣｏ含有量の値が、１．１×ＣＤＩＡ以上である領域をＣｏリッチ層とし、該領域の層厚を測定し、複数個所で測定したＣｏリッチ層の層厚を平均することによって、Ｃｏリッチ層の平均層厚求めることができる。
なお、ＣＤＩＡは、焼結後のダイヤモンド層における金属触媒として残留したＣｏ含有量である。また、Ｃｏリッチ層におけるＣｏ含有量のピーク値ＣＭＡＸを測定し、ダイヤモンド層の平均Ｃｏ含有量ＣＤＩＡとの比の値ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡを算出した。
表２から、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）の全てについて、Ｃｏリッチ層の平均層厚は３０μｍ以下であり、また、ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値は２以下であることがわかり、また、図３によれば、Ｃｏリッチ層の層厚は約２８μｍ、ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値は１．７であることがわかる。
また、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）について測定したダイヤモンド層の平均層厚の値を示す。
ダイヤモンド層の平均層厚は、ダイヤモンド層とＣｏリッチ層の境界線からダイヤモンド層の最外面までの距離を層厚方向で複数点で測定し、それら測定値から平均値を算出することで得られる。
本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）のダイヤモンド層の平均層厚は、５．０ｍｍ〜８．０ｍｍの範囲内であった。
また、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）について測定した緩衝層の平均層厚の値を示す。
緩衝層の平均層厚は、緩衝層の境界線間の距離を層厚方向で複数点で測定し、それら測定値から平均値を算出することで得られる。
本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）の緩衝層の平均層厚は、５μｍ〜９μｍの範囲内であった。
また、上記本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）について、それぞれの超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域を、倍率５００倍〜３０００倍のＳＥＭ（ 走査型電子顕微鏡）で観察し、該領域におけるＷＣ粒子の粒径を、観察したＳＥＭ写真の画像処理（使用ソフト、アメリカ国立衛生研究所製ＩｍａｇｅＪ Ｖｅｒ：１．４９）によって測定し、これらの複数個所における測定値を平均することによって、前記界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄを求めた。
また、超硬合金基材内部におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄｏについても、同様にして求め、Ｄ／Ｄｏの値を算出した。
表２に、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）について求めた、それぞれの超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄの値、超硬合金基材内部におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄｏの値、Ｄ／Ｄｏの値を示す。
表２から、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）の全てについて、Ｄ／Ｄｏの値は２未満であることがわかる。
比較のため、表１の（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）として示される超硬合金とダイヤモンド原料粉末の組み合わせにより、比較例のＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）を作製した。
なお、比較例のＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）を作製する際の超高圧高温装置による焼結圧力は５．８ＧＰａ、焼結温度は１５００℃であって、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）と同じ焼結条件である。
上記で作製した比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）のうちの、ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）について、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面近傍を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、得られたＳＥＭ像を、それぞれ、図１（Ａ）〜（Ｄ）として示す。
図１（Ａ）〜（Ｄ）から、ダイヤモンド粉末にＣｏ粉末を事前混合していない比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）においては、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面に５０μｍ以上の平均層厚のＣｏリッチ層（図１（Ａ）、（Ｂ））が、あるいは、３０μｍを超える平均層厚のＣｏリッチ層（図１（Ｃ）、（Ｄ））が形成されていることがわかる。
さらに、上記比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）の超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域において、粒径が大きく異常成長したＷＣ粒子も観察される。
なお、図２（Ａ）〜（Ｄ）を比較した場合、使用したダイヤモンド粉末の平均粒径が相対的に小さい（３μｍ）ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｃ）は、ダイヤモンド粉末の平均粒径が相対的に大きい（９μｍ）ＰＣＤ工具（Ｄ）に比して、Ｃｏリッチ層の層厚が厚くなり、ＷＣ粒子の異常成長が起こること、また、使用した超硬合金基材中のＣｏ含有量が相対的に少ない（１０質量％）ＰＣＤ工具（Ａ）、（Ｂ）は、超硬合金基材中のＣｏ含有量が相対的に多い（１６質量％）ＰＣＤ工具（Ｃ）、（Ｄ）に比して、Ｃｏリッチ層の平均層厚が厚くなることがわかる。
表２には、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）と同様に測定して求めた、比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）のダイヤモンド層の平均層厚、Ｃｏリッチ層の平均層厚、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄの値、超硬合金基材内部におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤｏの値、Ｄ／Ｄｏの値、緩衝層の平均層厚を示す。
なお、表１の試料（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）におけるダイヤモンド原料粉末中のＣｏ含有量はゼロであるが、焼結によって、ダイヤモンド層中に超硬合金からＣｏが溶浸されることによって、表２中にＣＤＩＡとして示される量のＣｏがダイヤモンド層中に含有されることになる。
また、図４には、比較例ＰＣＤ工具（Ｇ）について実施したライン分析の概略説明と分析結果を示すが、Ｃｏリッチ層の層厚は約５０μｍ、ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値は４．３であることがわかる。
表２によれば、比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）においては、Ｃｏリッチ層の平均層厚はすべて３０μｍを超えるものであり、また、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＤ／Ｄｏは、３〜１２であった。また、比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）においては、ダイヤモンド層の平均層厚は全て０．８ｍｍ以下であり、また、緩衝層は存在しなかった。
ついで、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）と比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）について、耐熱特性及び耐クラック性・耐剥離性を調べるため、７５０〜８５０℃×６０分間の熱処理試験を実施した。
比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）については、７５０℃×６０分間の熱処理により、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面にクラックの発生・剥離の発生が観察された。
これに対して、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）においては、７５０℃×６０分間の熱処理では、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面にクラック発生はなかった。
本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｈ）、（Ｉ）と（Ｊ）においては、８００℃×６０分間の熱処理により、初めて超硬合金基材とダイヤモンド層との界面にクラックの発生が観察された。
本発明ＰＣＤ工具（Ｆ）においては、８５０℃×６０分間の熱処理でも超硬合金基材とダイヤモンド層との界面にクラックは発生しなかったが、ダイヤモンド層中に微細なクラックの発生が観察された。
本発明ＰＣＤ工具（Ｆ）における微細なクラック発生の原因は、（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）および（Ｅ）、（Ｈ）〜（Ｊ）よりも耐熱試験温度が高いために、Ｃｏの熱応力が、ダイヤモンド粒子間の結合力を上回り、結果、ダイヤモンド層自体の内部に微細クラックが発生したものと推測される。
さらに、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）と比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）について、瞬間的な衝撃に起因したダイヤモンド層の剥離に対する耐性を調べるため、衝撃せん断強度試験を実施した。その結果を表２に示す。
衝撃せん断強度の評価には、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）と比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）に対応する試験片を図８に示す寸法で作製して用いた。
試験片は図９に示す試験片固定治具（２５）に、ＷＣ−Ｃｏ層側でクランプ（２４）を介して固定する。ハンマー（２１）は、その下端が試験片のダイヤモンド層（１８）に当接するようにセットされる。そして、ハンマー（２１）上端に所定の質量（ｋｇ）の錘（２２）を所定の高さから落下させる。図１０は、錘（２２）の落下によりダイヤモンド層（１８）が破断した状態を示す。
ダイヤモンド層（１８）が破断（超硬合金基材（１７）から剥離）しない場合、錘（２２）の落下高さを高くし、再試験する。破断した場合、そのときの落錘エネルギー（Ｊ）を衝撃せん断強度とする。
落錘エネルギーは、落錘エネルギー（Ｊ）＝錘の質量（ｋｇ）×重力定数（ｍｓ−２）×高さ（ｍ）の式から得られる。
せん断強度（Ｊ／ｃｍ２）は、せん断強度（Ｊ／ｃｍ２）＝破断した際の落錘エネルギー（Ｊ）／試験片断面積（ｃｍ２）の式から得られる。
表２から分かるように、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）の衝撃せん断強度は７．３Ｊ／ｃｍ２〜１２．１Ｊ／ｃｍ２であった。平均層厚が５μｍ以上１５μｍ以下の緩衝層を備えるＰＣＤ工具（Ｈ）、（Ｉ）及び（Ｊ）では、衝撃せん断強度が約１０Ｊ／ｃｍ２以上の値を示し、特に（Ｉ）、（Ｊ）が衝撃せん断強度が高いことが分かる。
一方、比較例ＰＣＤ工具（Ａ）〜（Ｄ）、（Ｇ）では、瞬間的な衝撃に起因したダイヤモンド層（１７）の剥離に対する衝撃せん断強度（Ｊ／ｃｍ２）は２．９Ｊ／ｃｍ２〜５．１Ｊ／ｃｍ２であり、本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）、（Ｉ）、（Ｊ）より、衝撃せん断強度は顕著に低いことが分かる。
図３に、前記熱処理試験を行った後の比較例ＰＣＤ工具（Ｃ）、（Ｄ）及び本発明ＰＣＤ工具（Ｆ）について求めたＳＥＭ像を示す。
図３に示す結果からも明らかなように、超硬合金基材とダイヤモンド層の界面に形成されるＣｏリッチ層の平均層厚を３０μｍ以下に抑制し、また、超硬合金基材とダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄが、超硬合金基材の内部におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄｏに対して、Ｄ／Ｄｏ＜２を満足する本発明ＰＣＤ工具（Ｅ）、（Ｆ）、（Ｈ）は、耐熱性・耐衝撃性に優れるとともに、耐クラック性・耐剥離性に優れることがわかる。
以上のとおり、本発明のＰＣＤ工具は、通常のＰＣＤ工具が有するすぐれた硬度、熱伝導性、化学安定性に加えて、すぐれた界面接合強度とすぐれた耐熱性・耐衝撃性を有するため、非鉄金属、超硬合金、セラミックス等の切削、あるいは、石油・天然ガス・地熱井等の掘削等において、長寿命のＰＣＤ工具として利用される。
１ ＷＣ−Ｃｏ基材（超硬合金基材）
２ グラファイトディスク
３ グラファイト
４ ヒーター
５ スチールリング
６ Ｔａ箔
７ ＮａＣｌ−１０ｗｔ％ＺｒＯ２
８ ダイヤモンド粉末又は（ダイヤモンド＋Ｃｏ）混合粉末
９ Ｔａカプセル
１０ Ｃｏリッチ層
１１ ＷＣ粒子（白色）
１２ Ｃｏ（灰色）
１３ ダイヤモンド粒子（黒色）
１４ 分析方向
１５ 界面クラック
１６ ダイヤモンド層内クラック
１７ 超硬合金基材
１８ ダイヤモンド層
１９ Ｃｏリッチ層
２０ 緩衝層（バッファー層）
２１ ハンマー
２２ 錘
２３ 落下
２４ クランプ
２５ 試験片固定用治具

Claims (11)

  1. ＷＣを主体としＣｏを含む超硬合金基材上にＣｏからなる金属触媒を含有するダイヤモンド層が設けられた多結晶ダイヤモンド焼結体工具において、
    前記超硬合金基材と前記ダイヤモンド層との界面に形成されているＣｏリッチ層の平均層厚は３０μｍ以下であることを特徴とする多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  2. 前記ダイヤモンド層に含有されるＣｏの平均含有量をＣＤＩＡとし、また、前記Ｃｏリッチ層におけるＣｏ含有量のピーク値をＣＭＡＸとした時、ＣＭＡＸ／ＣＤＩＡの値が２以下であることを特徴とする請求項１に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  3. 前記超硬合金基材と前記ダイヤモンド層との界面からダイヤモンド層の内部へ５０μｍまでの領域におけるＷＣ粒子の平均粒径Ｄは、超硬合金基材の内部におけるＷＣ粒子の平均粒径をＤｏとした時、Ｄ／Ｄｏの値が２未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  4. 焼結前に前記ダイヤモンド層に混合されるＣｏ混合量から前記超硬合金基材のＣｏ平均含有量を引いた値が１質量％から３０質量％であることを特徴とする請求項１に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  5. 焼結前に前記ダイヤモンド層に混合されるＣｏ混合量から前記超硬合金基材のＣｏ平均含有量を引いた値が１０質量％から３０質量％であることを特徴とする請求項４に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  6. 焼結前に前記ダイヤモンド層に混合されるＣｏ混合量から前記超硬合金基材のＣｏ平均含有量を引いた値が１６質量％から２８質量％であることを特徴とする請求項５に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  7. 前記Ｃｏリッチ層と前記超硬合金基材との界面に平均層厚が５μｍ以上１５μｍ以下の緩衝層を備えることを特徴とする請求項４から６のいずれかに記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  8. 前記Ｃｏリッチ層と前記超硬合金基材との界面に平均層厚が８μｍ以上１５μｍ以下の緩衝層を備えることを特徴とする請求項４から６のいずれかに記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  9. 前記Ｃｏリッチ層の平均層厚が２１μｍ以上であることを特徴とする請求項８に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  10. 前記ダイヤモンド層の平均層厚が０．５ｍｍから１５ｍｍであり、
    前記ダイヤモンド層は前記Ｃｏリッチ層の直上に形成され、
    前記Ｃｏリッチ層は前記緩衝層の直上に形成され、
    前記緩衝層は前記超硬合金基材の直上に形成されていることを特徴とする請求項７に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具。
  11. Ｃｏを９〜１８質量％含有し、平均粒径０．５〜４μｍのＷＣ粒子を含有する超硬合金基材上に、平均粒径１〜１１μｍのダイヤモンド粉末中に１５〜３３質量％のＣｏ粉末を混合したダイヤモンド原料粉末を積層し、熱力学的にダイヤモンドが安定する領域である焼結圧力５ＧＰａ以上かつ焼結温度１４００℃以上の条件の超高圧高温装置内で焼結することを特徴とする請求項１乃至（１０）のいずれか一項に記載の多結晶ダイヤモンド焼結体工具の製造方法。
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