JPH09194978A - 超硬質複合部材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 超高圧容器を用いずに、硬度、耐摩耗性に優
れた高強度複合部材を提供する。 【解決手段】 超硬合金やサーメットなどのマトリック
ス中にダイヤモンド粒子を分散して保持する焼結体を通
電加圧焼結により得る。焼結は液相発生温度で短時間に
行われ、ダイヤモンド粒子は粒子相互の直接結合がな
い。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、超硬合金などの焼
結体中にダイヤモンド粒子が複合されている超硬質複合
部材およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ダイヤモンドを含むＷＣ基超硬合金など
の焼結体が超高圧容器（ 5.5GPa,1500℃）を用いて熱力
学的に安定な条件のもとで製造されることはよく知られ
ている（特公昭61-56067号公報、同61-58432号公報、US
P No.5158148など）。この技術によるものは製造コスト
が高く、形状面でも制約をうけるという問題がある。

【０００３】特開平7-34157 号公報（従来技術１）は、
この問題を解決しようとする提案の一つで、ダイヤモン
ドが熱力学的に安定でない圧力，温度条件で固相で焼結
することにより、超高圧容器を用いないでダイヤモンド
含有複合部材を作製する技術を開示している。

【０００４】また、特公平7-84352 号公報（従来技術
２）には、金属とセラミックの間にそれら両成分よりな
る傾斜混合層を有する傾斜機能材を成形外枠と上下押し
棒を用いて通電焼結する技術が開示されている。この
際、通電経路の一つとなる成形外枠の厚みを変えること
で傾斜組成に合わせた温度勾配を形成する。その他、US
P 5,096,465 号（従来技術３）には結合相中にメタルコ
ートされた超硬粒子（ダイヤモンドやＣＢＮ）を保持す
る複合部材を溶浸法により作製する技術が開示されてい
る。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前記の従来技
術１では焼結が固相で行われることなどにより、ダイヤ
モンドと金属結合材との結合が十分でなく、ダイヤモン
ドが脱落するおそれがある。

【０００６】また、従来技術２では本発明が対象とする
ダイヤモンド含有複合部材を対象とするものではない。
さらに、従来技術３の溶浸法では、ダイヤモンドの分散
量は添加するダイヤモンドの粒径に依存する。すなわ
ち、ダイヤモンド粒子のパッキング密度に依存するた
め、任意のダイヤモンド粒径で任意のダイヤモンド分散
量の複合部材を作製することが難しい。また、溶浸法で
は緻密な複合部材を作製することが難しく、このことは
大型部材や異形部材で特に顕著になる。従って、超高圧
容器を用いないで製造され、十分に緻密で、均一な組織
を有する高強度のダイヤモンド含有複合部材が要望され
ていた。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明複合部材はこの要
望に応えるもので、ＷＣ，ＴｉＣ，ＴｉＮおよびＴｉＣ
Ｎから選択された少なくとも１種の硬質相と、鉄属金属
からなる結合相金属と、ダイヤモンド粒子とを含み、こ
れらが一体に通電加圧焼結されてなることを特徴とす
る。すなわち、超硬合金やサーメットなどのマトリック
ス中にダイヤモンド粒子を分散して保持する焼結体であ
って、通電加圧焼結により得られたことを特徴とする。
特に、ダイヤモンド粒子と複合化する部材としては、Ｗ
Ｃ基超硬合金、すなわちＷＣを硬質相とし、ＣｏやＮｉ
を結合相とするものを用いることが好ましい。これは、
ＷＣ基硬合金の剛性率が高く、強度、靭性に優れるため
である。結合相金属としては、Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｆｅ
などの鉄族金属が好適である。なお、不可避的不純物を
含んでも構わないことは言うまでもない。不可避的不純
物には、例えばＡｌ，Ｂａ，Ｃａ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｍｇ，
Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｓｒ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｃ
ｒ等が挙げられる。

【０００８】通電加圧焼結では外部加熱ヒータを用いず
に被焼結材料への直接通電により急速に加熱・加圧・冷
却できるため、１０分以内の短時間で焼結を終了でき
る。そのため、従来の加圧焼結で最高温度保持時間を単
に短くした場合よりも被焼結材料が高温にさらされる時
間を短くでき、ダイヤモンドが黒鉛に変態することなく
焼結を終了できる。その上、理由は定かではないが、通
電プロセスによりダイヤモンドとマトリックスとの結合
力を高めることができる。また、パルス電流を通じて粒
子間にプラズマを発生させ、焼結を加速させることもで
きる。このように、通電加圧焼結では従来の加圧焼結法
では得ることのできなかった本複合材料特有の性能メリ
ットを手に入れることができる。さらに、短時間サイク
ルでの製造が可能なため、設備の稼働率向上による低コ
スト化も期待できる。

【０００９】この複合部材には、上記の要件に加えて下
記の要件を単独で、または組み合わせて具備することが
好適である。

【００１０】(1) 通電加圧焼結をダイヤモンドが熱力学
的に準安定にあり、かつ液相の存在する条件下で行う。
従来の超高圧容器を用いる製造法によるものは、ダイヤ
モンドと結合相（Ｃｏなど）の共融点以上の温度でダイ
ヤモンドが熱力学的に安定な状態で焼結されているた
め、焼結中、液相のＣｏ中にダイヤモンドが溶解し、ダ
イヤモンド表面に再析出する過程を繰返すことで、ダイ
ヤモンド同士の直接結合（Ｄ−Ｄ結合）が生じ、スケル
トンを形成して焼結体強度を向上すると言われていた。

【００１１】それに対し、本発明においてはダイヤモン
ドが準安定な条件で焼結するものであるから、ダイヤモ
ンドの結合金属中への溶解は極力抑制され、液相中にダ
イヤモンドが一旦溶解してしまうとダイヤモンドとして
再析出しない。従って、ダイヤモンド同士の直接結合は
生じず、焼結体の強度は超硬合金などのマトリックス側
が負担することとなる。また、通電加圧焼結により短時
間で焼結を終了するため、液相の存在下で焼結を行って
もダイヤモンドの黒鉛への変態を抑制でき、液相の生成
により緻密な焼結体を作製することができる。従って、
マトリックス自体の優れた強度と靭性に加え、ダイヤモ
ンドとマトリックスとの結合力の向上により、十分な焼
結体強度が得られる。

【００１２】(2) 複合部材のある断面において、ＷＣ結
晶の（001)面が特に発達している。液相を生成させて通
電加圧焼結を行うと、ＷＣが溶解再析出現象を通じて粒
成長する際に、(001)面が特に成長した合金組織が得ら
れやすい。しかも、加圧焼結のため、ＷＣ結晶の成長方
向が加圧軸に対してほぼ垂直な方向に優先的となり、Ｗ
Ｃ結晶の(001)面が特に発達した断面を得ることができ
る。この(001)面はＷＣ結晶の中で最も高い硬度を示す
面であり、この面が優先的に成長した断面を有する本発
明の複合部材は超硬質のダイヤモンドが分散しているこ
とと併せて、非常に耐摩耗性に優れた合金断面を有する
ことになる。本発明の複合部材は、必要に応じて(001)
面が発達した面を稼働面となるように、摺動部、衝撃部
などに配置して使用すればよい。

【００１３】(3) 通電加圧焼結の加圧軸に垂直な断面で
のＸ線回折法によるＷＣ結晶(001)面のピーク強度をＶ
(001) とし、(101)面のピーク強度をＶ(101) としたと
きに、Ｖ(001)／Ｖ(101)が0.5よりも大きく、前記加圧
軸に水平な断面でのＸ線回折法によるＷＣ結晶の(001)
面のピーク強度をＨ(001) とし、(101)面のピーク強度
をＨ(101)としたときに、Ｈ(001)／Ｈ(101)が0.45より
小さい。

【００１４】ＷＣ結晶の配向性はＸ線回折法により評価
することができる。ＪＣＰＤＳカードでは(101)面のピ
ーク強度に対する(001)面のピーク強度比は0.45と記載
されており、0.45よりも数字が大きい合金では、(001)
面が優先的に成長した合金組織を有していることにな
る。これに対して、本発明では上記のＸ線回折法による
ピーク強度の限定により、特に優れた特性を有すること
を見いだした。硬度を必要とする面には加圧軸に垂直な
面、靭性の必要な面には加圧軸と水平な面などと目的に
応じて使い分ければよく、従来の合金に対して設計の自
由度を向上させることができる。なお、加圧軸とは焼結
時の加圧方向の軸をいう。また、加圧軸に垂直な断面と
は加圧軸と実質的に直交する面で切断された複合部材の
断面をいい、加圧軸に平行な断面とは加圧軸と実質的に
平行な面で切断された複合部材の断面をいう。

【００１５】(4) 結合相金属にＣｏを含み、このＣｏの
主たる結晶系がfcc である。液相を出現させて焼結を行
った場合には、緻密でダイヤモンド粒子の結合力の高い
超硬質複合部材とすることができ、Ｃｏの主たる結晶系
もfcc で安定させることができる。なお、短時間焼結と
急冷によりＣｏはhcp の結晶系のものを混在させること
ができる。これにより耐衝撃性能が向上する。

【００１６】(5)ＩＳＯ規格でＡ００〜０８、Ｂ００〜
Ｂ０８までの範囲を満たす緻密度を有する。緻密な構造
とすることで、ダイヤモンドの保持力が高く、耐磨耗性
に優れた複合部材とできる。特に好ましいのはＡ０４、
Ｂ０４の範囲内である。また、理論比重で言えば理論比
重の98％以上を構成していることが好ましい。緻密であ
るかどうかは、この材料の断面を鏡面加工後、光学顕微
鏡により組織観察することによって評価できる。

【００１７】(6) 液相出現温度が1300℃よりも高温であ
る。ＷＣ基超硬合金が液相を生成する温度は共晶組成の
融点が1320℃であり、この合金を緻密に焼結するために
必要な1350℃以上の焼結温度ではダイヤモンドと超硬合
金の間での反応が期待でき、従来品よりもダイヤモンド
の保持力の大きな複合部材とすることが期待できる。13
00℃を越える温度はダイヤモンドが準安定の条件で焼結
するには従来の方法と比べてかなり高温であるが、本発
明の通電加圧焼結では急速昇温、短時間焼結が可能であ
るため、ダイヤモンドの黒鉛への変態を抑制した優れた
複合部材を作製することができる。

【００１８】(7) ダイヤモンド粒子はｌｒ、Ｏｓ、Ｐ
ｔ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた少なくと
も一種の金属からなる外層被覆を具える。ＷＣ基超硬合
金やＴｉＣ基サーメットの緻密な焼結体を得るために
は、1300℃を上回る焼結温度が好ましいことは既に述べ
たが、そのような条件では発生した液相からダイヤモン
ド、ＣＢＮがアタックされやすい。これを防ぐには上記
の金属被覆が非常に有効である。これらの金属によりダ
イヤモンド、ＣＢＮ粒子が完全に被覆されていると、ダ
イヤモンドの劣化防止に特に優れた効果を発揮する。

【００１９】外層被覆の膜厚としては0.1〜50μmが好ま
しい。これは、0.1μmよりも薄いと被覆した効果が見ら
れないためで、50μmよりも厚いと硬質材料としての耐
摩耗性が低下するためこのように限定した。特にこのま
しいのは5〜20μmである。なお、本構成は次に述べる内
層被覆の存在を前提とするものではない。即ち、内層被
覆がなく、外層被覆だけでも有効である。

【００２０】(8) 外層被覆とダイヤモンド粒子との間に
Ｃｏ、Ｎｉから選ばれた一種以上の金属からなる内層被
覆を具える。前記外層被覆とダイヤモンド粒子の間にＣ
ｏ、Ｎｉから選ばれた一種以上の金属が被覆されている
と、強い衝撃が加わる用途で使用した場合に、変形能が
小さいＷＣ基超硬合金の欠点を補うことができる。しか
も、ダイヤモンド粒子の保持力が向上するため、特に優
れた性能を発揮する。この内層被覆層の厚みは0.1〜100
μm が好ましい。これは0.1μm よりも薄いと被覆した
効果が認められず、100μm よりも厚いと硬質材料とし
ての耐摩耗性が低下するためである。特に好ましいのは
5〜50μmである。この内層被覆は硬質相粒子に設けても
よい。

【００２１】(9) 外層被覆中にＷ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉか
ら選ばれた一種以上の元素の拡散が生じている。前記外
層被覆中にＷ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれた一種以上
の元素の拡散が生じていると、ＷＣ基超硬合金やＴｉＣ
（Ｎ）基サーメットと金属を被覆したダイヤモンド粒子
との結合力が向上し、優れた性能を発揮する。

【００２２】(10)結晶粒径が３μmより大きいＷＣを任
意の断面組織で全ＷＣのうち面積率で50％以上含有す
る。結晶粒径が３μmより大きいＷＣを全ＷＣのうち面
積率で50％以上含有すると、鉱山土木工具のように大き
な衝撃力が付加される用途には優れた特性の複合部材と
することができる。

【００２３】(11)−硬質相であるＷＣの平均粒径が１
μmより小さい。ＷＣの微粒化により高硬度化が達成で
きるからである。 (11)−結晶粒径が１μmより小さく、ＷＣを任意の断
面組織でＷＣのうち面積率で10〜35％含有する。結晶粒
径が１μmより小さいＷＣを全ＷＣのうち面積率で10〜3
5％含有すると、超硬合金の硬度が向上する。また、Ｗ
Ｃ粒径が微細なため、本発明のような短時間焼結でも液
相が毛細管力によりＷＣ粒子に浸透しやすく、焼結性が
向上するため好ましい。

【００２４】(12)ＷＣの平均粒径が３μmより小さく、
かつダイヤモンド粒子の平均粒径が10μmよりも小さ
い。特に、ＷＣの平均粒径は0.1μm 〜1.5μm が好まし
い。このような構成により、工作機械の軸受けなどの摺
動耐摩材料、木工チップ、線引きダイスなどの比較的衝
撃力の小さい用途に対して優れた複合部材とすることが
できる。より好ましくは、ＷＣの平均粒径を１μmより
小さくし、ダイヤモンド粒子の平均粒径を３μmより小
さくする。

【００２５】(13)内部に遊離炭素が存在していること。
超硬合金中に遊離炭素が存在している、即ち、結合相中
にカーボンが過剰に存在していると、焼結中に液相が生
じたときに、ダイヤモンドがカーボンとして液相中に溶
解しにくいと言う効果も期待できる。また、この遊離炭
素は優れた潤滑性を有するため、摺動耐摩材料などとし
て用いたときに自己潤滑性を有する複合部材として機能
する。

【００２６】(14)硬質相とダイヤモンドとの界面の少な
くとも一部に、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物お
よびＳｉＣから選択された１種以上が析出しているこ
と。原料粉末として、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素、Ｓ
ｉから選ばれた１種以上を用いると、ダイヤモンドが結
合金属の液相中にカーボンとして溶解した場合でも、カ
ーボンとＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素、Ｓｉが反応して
炭化物を形成し、複合部材の硬度の向上に寄与し得る。

【００２７】(15)ダイヤモンド粒子の平均粒径が10〜10
00μmであること。ダイヤモンド粒子の平均粒径は、10
μm未満の微粒では表面積が大きくてカーボンに変態し
やすく、1000μmを越える大粒となると強度が低下する
問題があり、かつこの中間の粒径のものにおいては、マ
トリックス中への埋め込み効果がよく、脱落が生じにく
いと言う利点もあるので、この中間内の範囲とすること
が好ましい。

【００２８】(16)ダイヤモンド粒子の含有量が５〜50体
積％であること。ダイヤモンドの含有量が５体積％未満
ではダイヤモンドを分散させた効果が期待できず、50％
を越えるとダイヤモンドとダイヤモンドが直接接する箇
所が多くなるため、ダイヤモンド粒子のマトリックスに
対する結合力が低下し、ダイヤモンド粒子の脱落が生じ
易くなるのでこの範囲に限定した。

【００２９】(17)結合相金属の含有量が10〜50体積％で
あること。複合部材中の結合相量としては、ダイヤモン
ドが準安定な低温で、しかも短時間で緻密な焼結を進め
るためには、10〜50体積％の範囲が好ましい。

【００３０】(18)超硬質複合部材の一面側ほどダイヤモ
ンドが多く、他面側ほど少なくなるように厚さ方向にダ
イヤモンドの含有量が変化されてなること。このような
構成により硬度と靱性を兼ね備えた複合部材を得ること
ができる。すなわち、ダイヤモンドの多い側の熱膨張係
数がダイヤモンドの少ない側の熱膨張係数よりも小さく
なることにより、ダイヤモンドの多い側の層に圧縮残留
応力が発生し、強靱でダイヤモンドの保持力に優れる表
面層を作製できる。ダイヤモンド含有量の変化の仕方
は、段階的であっても連続的であってもよい。

【００３１】(19)ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣ（Ｎ）基サー
メットおよび金属材料のいずれかよりなる基体上に接合
されてなること。金属材料としては鋼などが挙げられ
る。また、複合材料と金属材料との間に薄いインサート
材を挿入し、金属材料のカーケンダール効果によるボイ
ド抑制を行うこともできる。複合材料と金属材料との接
合体とすることで、硬度と靱性を具える部材を得ること
ができる。なお、複合部材の接合面側の結合相量を多く
することで基体と複合部材の接合強度を高めることがで
きる。その上、熱膨張係数の関係で表面に圧縮残留応力
を発生できるため好都合である。

【００３２】(20)ダイヤモンド粒子の少なくとも一部を
立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素の少なく
とも一方に置き換える。通電加圧焼結により、低温、10
分以内の短時間で緻密な焼結体が作製でき、ＣＢＮなど
の品質の劣化防止および界面での反応の抑制が可能であ
るため、従来よりも特性に優れた超硬質複合部材を製造
できる。特に、ＣＢＮを用いる場合、次の条件の少なく
とも１つを満たすことによりＣＢＮとマトリックスの結
合力を向上させることに効果的である。 マトリックスとしてＷＣ基超硬合金を用いる。 ＣＢＮの含有量を５〜50体積％とする。 熱力学的に準安定で、液相の存在する条件で通電加圧
焼結する。 1300℃よりも高温で液相の出現する結合相を用いる。

【００３３】また、本発明複合材料は、ＷＣ，ＴｉＣお
よびＴｉＮから選択された少なくとも１種の硬質相と、
結合相金属と、ダイヤモンド粒子とを含み、これらが一
体に焼結されてなる超硬質複合部材であって、下記，
の少なくとも一方を具えていることを特徴とする。 ダイヤモンド粒子がスケルトンを形成していない。 ダイヤモンド粒子同士の直接結合した部分が存在しな
い。 この構成の複合部材は、通電加圧焼結で得たものはもち
ろん、他の方法で製造する場合も含む。

【００３４】さらに、上記の各本発明複合材料は、シー
ルド掘進機用カッタービットとして用いることが望まし
い。トンネル工事などでシールド掘進機は立坑から立坑
をカッタービットの交換なしで掘削することが要求さ
れ、必ず目的の立坑までの掘削を継続する必要があっ
た。そのため、このようなカッタービットには掘削途中
で絶対欠損しないという特性が要求されている。そのた
めの対策として、硬めの超硬合金を使用したり（特開平
7-269293号公報）、カッタービットの個数を増やすこと
（特開平6-74698号公報）などが行われている。しか
し、高硬度の超硬合金は靱性が低下する傾向があり、欠
損が避けられない。また、ビット数を増やすことはコス
トアップにつながる。なお、立て坑の数を増やせば掘削
継続距離を短くできるが、工機の長期化やコスト高を招
く。さらに、海底，川底などでは立て坑を増やすことは
非常なコスト高となる。

【００３５】これに対して、本発明の超硬質複合部材
は、ダイヤモンドが有する優れた耐摩耗性と超硬合金が
有する優れた靱性を合わせ持つため、長距離の掘削を安
定して行うことが可能であり、シールド掘進機用カッタ
ービット材料として非常に優れた特性を発揮する。しか
も、従来の超高圧発生容器を用いた製造プロセスを用い
なくても製造ができ、安価なコストで超硬質複合部材を
製造できる。

【００３６】上記の複合部材の製造方法は、ダイヤモン
ド粒子、硬質相粒子および結合相金属からなる原料粉末
を混合する工程と、この混合原料を通電加熱装置に装入
する工程と、1100℃〜1350℃、５〜200 MPa 通電焼結す
る工程とを具えることを特徴とする。特に好ましくは10
〜50MPa である。これは安価な黒鉛型を用いることが可
能なためである。

【００３７】原料粉末のうち、ダイヤモンド粒子などに
前述の外層被覆や内層被覆を形成するには、予め公知の
メッキ法、ＣＶＤ法、ＰＶＤ法などを利用すれば良い。

【００３８】原料粉末を混合する工程では、機械的合金
化法を用いることが好適である。機械的合金化法（メカ
ニカルアロイング）を用いることにより、結合相金属が
硬質相粒子を覆った形の原料粉末となるので焼結時の焼
結性が向上し、緻密化が促進される。

【００３９】混合原料を通電加熱装置に装入する工程に
は、混合粉末をそのまま通電加熱装置に装入することは
もちろん、予めプレスした圧粉体、中間焼結体、これら
の積層体などを装入する場合も含む。複合材料と基体と
の接合体を形成するには、混合原料を基体の上に配置し
た複合体を通電加熱装置に装入すればよい。

【００４０】焼結工程において、1100℃より焼結温度が
低い場合や加圧力が５MPa より低いと、緻密化が進行し
にくい。他方、1350℃より高い温度で焼結すると、液相
のシミ出しを生じ易いためこのように限定した。なお、
ここでいう焼結温度とは、焼結装置の電流量を制御する
ときの黒鉛型表面の温度のことを指す。実際の試料温度
はこの温度よりも200〜300 ℃高いものと思われる。ま
た、200MPaより加圧力を大きくすることは設備的に難し
く、コストアップの要因ともなる。

【００４１】焼結時間は10分以内であることが好まし
い。特に好ましくは３分以内である。1100℃以上の焼結
温度では、超硬合金の結合相が溶解して液相を発生し、
ダイヤモンドを溶解しカーボンとして析出しやすくな
る。しかし、この反応には時間を要するため、液相発生
時間を10分以内に抑えることにより、カーボンへの変態
は極力抑制することができる。

【００４２】なお、ダイヤモンドの含有量が厚さ方向に
変化する複合部材を製造するには、原料粉末を混合する
工程において、ダイヤモンド粒子の混合割合の異なる複
数種を準備しておけばよい。そして、混合原料を通電加
熱装置に装入する工程において、これら複数種の混合粉
末をダイヤモンド粒子の含有量順に積層して配置する。
ダイヤモンド粒子の混合割合の異なる原料の種類が少な
ければ、厚さ方向に段階的に組成の異なる複合材料を得
ることができ、この種類を多くして積層される各層の厚
みを薄くすれば実質上連続的に組成の変化する複合材料
を得ることができる。このような傾斜組成複合部材を基
体上に接合するには、接合面側のダイヤモンド含有量を
少なく、表面側の含有量を多くすることが望ましい。そ
の場合、接合面付近の複合部材中には全くダイヤモンド
粒子が含まれていなくてもよい。

【００４３】

【発明の実施の形態】

（試験例１）市販のダイヤモンド粉（平均粒径10μ
m）、ＷＣ粉（同２μm）、Ｃｏ粉（同２μm）、ＴｉＣ
粉（同 1.5μm）、Ｎｉ粉（同５μm）を用いて表１に示
すような割合（体積％）となる配合粉末（試料 No.１−
１〜１−７) を準備し、この各配合粉末をボールミルで
５時間湿式混合したのち乾燥した。

【００４４】

【表１】

【００４５】次に、この乾燥粉末を黒鉛型に充填し、0.
01Torr程度以下の真空中で20MPa の圧力を上下方向から
負荷しながら、昇温スピード 250℃／分となるように黒
鉛型に通電し、1150℃に達した時点で２分間キープした
後、急冷を行った。

【００４６】得られた直径20mm、厚み５mmの焼結体を観
察したところ、いずれの試料にもクラックの発生は見ら
れなかった。さらに各試料を平面研削した後、研削面を
200倍の光学顕微鏡で観察したところ、いずれの試料に
も気孔はなかった。

【００４７】図１は試料 No.１−７の組織を1500倍に拡
大した写真で、黒く表されているダイヤモンド粒子が白
地の超硬合金粒子によって結合保持されている。また、
Ｘ線回折により各試料におけるダイヤモンドの存在を確
認したところ、いずれの試料にも確実にダイヤモンド粒
子が残存していた。

【００４８】さらに、比較のため従来の製造法（1350
℃，１時間，真空中でキープ）による焼結体を作製し、
この比較例と試料 No.１−４の焼結体とを平面研削・鏡
面研磨した後、その組織を撮影した。図２はその顕微鏡
写真を示すもので、（Ａ）は試料 No.１−７の焼結体、
（Ｂ）は比較例である。図から明らかなように、黒く見
えるダイヤモンドは、比較例ではＷＣとの界面に黒鉛化
によると思われる劣化が見られ、ダイヤモンド自体にも
ひび等の損傷が見られる。これに対して、試料 No.１−
４の焼結体はこのような劣化や損傷が見られない。

【００４９】（試験例２）試験例１で作製した試料 No.
１−４と組成が同一で、焼結条件のみを1250°まで昇温
スピード 200℃／分で加熱し、液相を発生させた後、キ
ープなしで急冷することに変えたものを試料 No.２−１
として作製した。そして、得られた焼結体を＃400 の研
削砥石で平面研削し、直径20mm、厚み５mmの円板に仕上
げた。

【００５０】この焼結体に平均粒径 200μmのＳｉＣを
用いて、５kg／cm² で 30分間サンドブラストし、焼結
体の重量減少率を調べたところ0.05％であった。それに
対し、試料 No.１−４の焼結体に同様のサンドブラスト
をかけたところ、その重量減少率は 0.3％で、試料 No.
２−１の耐摩耗性が遥かに優れていることがわかった。

【００５１】（試験例３）試験例１で作製した試料 No.
１−７と同じ組成で、超高圧容器を用いて1600℃、６GP
a の条件で焼結体を作製し、試料 No.３−１とした。試
料 No.１−７と３−１の両焼結体を王水に浸漬して、Ｃ
ｏ、Ｎｉを溶かしたところ、 No.１−７が粉末状になっ
たのに対し、 No.３−１の形状変化は殆ど見られなかっ
た。

【００５２】これは、 No.１−７においては、ダイヤモ
ンド粒子間の直接結合や、スケルトンの形成がなかった
のに対し、 No.３−１においては、超高圧条件下で、ダ
イヤモンド粒子間の直接結合が生じ、スケルトンを形成
しているためと考えられる。

【００５３】（試験例４）試験例３と同様にして、試料
No.１−４と同じ組成で、超高圧容器を用い1600℃、６
GPa の条件で作製した焼結体を試料 No.４−１とし、N
o. １−４と No.４−１の両焼結体に次の試験を行っ
た。

【００５４】試料を平面研削し、さらに研削面をダイヤ
モンドペーストで鏡面研磨した後、研磨面をＳＥＭおよ
びＴＥＭを用いて観察した。

【００５５】その結果、試料 No.４−１にはダイヤモン
ド粒子同士の直接結合が生じているのに対し、試料 No.
１−４にはそれが生じていないことが判明した。

【００５６】（試験例５）試料 No.１−４の基本的に同
じ組成であるが、その中のダイヤモンドの含有量のみ表
２に示すように変えたものを、試験例２と同一の焼結条
件で作製し、試料No.５−１〜５−６とした。従って、
試料 No.５−４は前記試料 No.２−１と同一物となる。

【００５７】

【表２】

【００５８】上記各試料を試験例２と同様にしてサンド
ブラストし、その際の焼結体の重量減少率を曲げ強度と
共に表２中に示した。この結果より、ダイヤモンド粒子
の含有量が５〜50体積％において耐エロージョン性能が
優れていることがわかる。

【００５９】（試験例６）試料 No.４と組成が同様で、
ダイヤモンド粒子の平均粒径のみを表３のように変えた
ものを試料 No.５−４，６−１〜６−５とし、その焼結
条件は試験例２と同一にして作製した。

【００６０】

【表３】

【００６１】各試料を試験例２と同様にしてサンドブラ
ストした際の焼結体の重量減少率および曲げ強度を表３
中に示す。この結果よりダイヤモンド粒子の平均粒径が
10〜1000μmの焼結体において特に優れた耐エロージョ
ン性能を示すことがわかる。

【００６２】（試験例７）表４に示す組成の粉末を使用
し、試験例２の焼結条件中加圧力のみを 100MPaに変え
て各焼結体（試料 No.７−１〜７−４) を得た。

【００６３】

【表４】

【００６４】得られた各焼結体を鏡面加工し、この鏡面
をラマン分光法でスペクトル解析した。その結果、試料
No.７−１で検出された炭素のラマン線のピーク強度を
100％としたとき、試料 No.７−２〜７−４では、いず
れもそのピーク強度は小さくなっており、焼結中の黒鉛
の析出をＴｉ、ＣｒなどのＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素
もしくはＳｉの添加により抑制できることがわかる。

【００６５】また、試料 No.７−２にはＴｉＣ、試料 N
o.７−３にはＳｉＣ、Ｃｒ₂ Ｃ₃ 、試料 No.７−４には
ＺｒＣが析出していることが、Ｘ線回析により確められ
た。また、その析出位置はダイヤモンド表面に多く見ら
れることが、ＳＥＭ観察により確かめられた。

【００６６】（試験例８）試料 No.７−１を作製する際
に５wt％のカーボンをさらに添加して焼結した試料 No.
８−１を作製した。試料 No.７−１と試料 No.８−１の
両試料を鏡面研磨したところ、試料 No.７−１ではダイ
ヤモンド粒子の周辺部にダイヤモンドが黒鉛化し、鏡面
研磨時に脱落したと見られる穴が一部に見られた。これ
に対し、試料 No.８−１ではダイヤモンド粒子周辺部は
正常で、 200倍の光学顕微鏡で観察すると遊離炭素の存
在が確認された。

【００６７】さらに、両試料を試験例２と同様な方法で
サンドブラストテストしたところ、試料 No.７−１の重
量減少率が0.04％であるのに対し、試料 No.８−１のそ
れは0.02％と少なく、試料 No.８−１の方がエロージョ
ン性能が優れていることがわかった。

【００６８】（試験例９）表５に示す試料 No.９−１〜
９−６の組成のものを、試験例２と同一の焼結条件で作
製した。各試料を試験例２と同様にしてサンドブラスト
したところ、表５中に示すような重量減少率が見られ
た。この結果より結合相金属を形成する鉄属金属量とし
ては10〜50体積％が好ましいと判断された。

【００６９】

【表５】

【００７０】（試験例１０）試験例１で記載した試料N
o. １−５の組成の粉末を用いて、昇温速度 100℃／分
にて1200℃まで昇温し、キープ時間を表６とし、100 ℃
／分にて急冷して試料No.10 −１〜10−５を作製した。

【００７１】各試料の比重の測定結果を表６中に示す。
また、Ｘ線回析により、焼結体中のダイヤモンドの有無
を調べたところ、すべての試料でダイヤモンドのピーク
は観察された。さらに、焼結体を鏡面研磨後、光学顕微
鏡で観察したところ、表６中に示す結果となった。この
ことから、1150℃以上での保持時間は10分以内であるこ
とが好ましいことがわかる。

【００７２】

【表６】

【００７３】（試験例１１）試験例１０で作製した試料
No.10 −１と同じ製造条件で、焼結前にダイヤモンド粉
末にＣｏを無電解めっきしたものを用いて試料No.11 −
１を作製した。その結果、比重は10.05 と向上し、光学
顕微鏡による観察でも気孔の消滅が確認された。このこ
とから、ダイヤモンド粉末にＣｏをめっき法で被覆した
粉末を使用すると、焼結体の緻密化が容易となることが
わかる。

【００７４】（試験例１２）試験例１０で作製した試料
No.10 −１〜10−５と同じ組成の粉末をボールミルにて
２４時間、乾式混合した。こうして得られた粉末の断面
をＳＥＭにて観察したところ、Ｃｏ中にダイヤモンド，
ＷＣ，ＴｉＣが埋めこまれ、機械的に合金化しているこ
とが確認できた。この粉末を用いて試料No.10 −１と同
じ焼結条件で試料No.12 −１を作製した。その結果、比
重は10.04 と向上し、光学顕微鏡による観察でも気孔の
消滅が確認された。このことから、ダイヤモンドとＷ
Ｃ，ＴｉＣ，Ｃｏからなる粉末の混合工程に機械的合金
化法を用いると、焼結体の緻密化が容易となることがわ
かった。

【００７５】（試験例１３）表７に示す組成（体積％）
を有する粉末を層状にプレスして黒鉛型に充填し、50MP
a の圧力を上下方向から負荷しながら昇温スピード 200
℃／分となるように黒鉛型に電流を通じ、1200℃に達し
た時点で１分キープして急冷を行った。得られた直径50
mm、厚み20mmの円板状焼結体を観察したところ、各層の
間にクラックの発生はなく、よく接合していた。この焼
結体の厚み方向の断面を鏡面研磨し、ＥＰＭＡにて組成
分析を行ったが、各層間での元素の移動は比較的少な
く、従来の焼結体で問題があった層間の成分の拡散が抑
制されていた。

【００７６】本構造の焼結体は表面層はダイヤモンドを
含有していることによる高耐摩耗性、内部層は超硬、鋼
層としたことによる高強度、高靭性を得ることができ、
通常相反する両特性を両立することのできる材料となっ
ている。しかも、超高圧容器を用いず安価にこのような
材料を製造できたメリットは非常に大きい。

【００７７】

【表７】

【００７８】（試験例１４）図３は、鋼製の基体１の球
面状端面２上に試験例５の組成の混合粉末３を充填し、
同例の焼結条件により混合粉末３を焼結すると同時に、
基体１の端面２上に焼結接合する場合の加圧加熱装置の
一例を示す概略図である。この加熱加圧装置は基体１上
の原料粉末３の形状に対応したヒータ５（黒鉛）を具
え、このヒータ５を上部加圧ラム６で基体側へ押圧しな
がらプレス積層体を加熱する。ヒータ５と加圧ラム６と
の間には断熱体(Si₃Ｎ₄)４が介在されている。焼結は加
熱電源７（ＤＣ）よりヒータ５に通電して行われる。ヒ
ータ５の温度制御は熱電対(Si₃N₄）８を用いて行う。ま
た、基体１の底面は空冷されている。原料粉末３の表面
側から加熱することで、表面側が高温に、接合面側が低
温となる温度勾配を形成することができる。なお、従来
の焼結炉では基体も高温にさらされたが、上記の装置は
基体の温度上昇を抑制できるため、焼入れ処理された鋼
（基体）のアニールを防ぐことができる。

【００７９】混合粉末３の充填は、試験例５の試料 No.
５−４の１層のみとしてもよいし、図３の様に積層構造
とし、端面２に接する層を試料 No.５−２で、次の層を
試料No.５−３で、最外層を試料 No.５−４で構成して
もよい。この積層構造とした場合、最外層の硬度が高
く、他の層の靱性が高い構造の複合材料とすることがで
きる。上記の装置でこの積層構造の焼結体と基体とを接
合したところ、各層の接合性に加え、基体と焼結体の接
合性も良好であった。

【００８０】なお、本発明は図４に示す様にカーボン外
枠９に原料部材３と基体１を配置し、上パンチ10と下パ
ンチ11で加圧しながらパルス電源12でパルス電流を加え
て、通電加圧焼結してもよい。

【００８１】（試験例１５）試験例１で作製した試料 N
o.１−４の加圧軸に垂直な面（Ｖ面／Ｖ断面）と水平な
面（Ｈ面／Ｈ断面）において、Ｃｕ−Ｋα線を用いてＸ
線回折を行った。Ｖ断面での(001)面のピーク強度をＶ
(001)、(101)面のピーク強度をＶ(101)、同様にＨ断面
でのそれぞれのピーク強度をＨ(001)、Ｈ(101)とした。
このときＶ(001)／Ｖ(101)とＨ(001)／Ｈ(101)の値を表
８中に示す。

【００８２】

【表８】

【００８３】同様に、試料 No.１−４と同一の組成で、
ＷＣの平均粒径が0.25μmのものに変えた以外は同一の
粉末を用いて、試験例３と同様の条件で超高圧容器を用
いて作製した試料15−１についてもＸ線回折を行った。
また、試料No. 15−１と同一の粉末について、試験例１
の方法（キープ時間：２分）で焼結温度のみを1200℃、
1250℃、1300℃として作製した試料15−２、15−３、15
−４と、焼結温度は1300℃でキープ時間を10分とした試
料15−５とを作製し、同様にしてＸ線回折を行った。こ
れらの結果もまとめて表８中に記載する。なお、各試料
のＷＣの平均粒径を測定した結果も併記した。

【００８４】また、以上のようにして作製した焼結体を
Ｖ面がすくい面、Ｈ面が逃げ面となるようにＩＳＯ型番
RNGN120400となる形状に加工し、刃先に0.2×−25°の
面取り加工を施して花コウ岩を次の切削条件で切削加工
した。

【００８５】 切削速度 50m／min 送り量 0.2mm／rev 切込み量 1.0mm 切削油 なし

【００８６】５分加工後の逃げ面摩耗量を測定した結果
を表８中に併せて記載した。表８の結果より、ＷＣ結晶
の(001) 面が特定の方向に配向していると考えられるN
o.15−２，15−３，15−４，15−５の試料は、特定方向
への配向が見られない試料15−１に比べて耐摩耗性に優
れた結果を示すことがわかる。

【００８７】中でも、Ｖ(001)／Ｖ(101)の値が0.5以
上、Ｈ(001)／Ｈ(101)の値が0.45以下となった試料15−
２，３，４，５は特に優れた切削性能を示した。これ
は、これらの試料がＷＣ結晶で最高硬さを示す(001)面
がすくい面方向に優先的に成長したため、硬い岩を切削
した際に生成しやすいフレーキング現象（すくい面上で
の欠け）を抑制することができたためと思われる。

【００８８】（試験例１６）試験例１で作製した試料N
o. １と同一組成の原料粉末を用い、1000℃、1100℃、1
200℃、1300℃の焼結温度で、他の条件は試験例１と同
様にして焼結体を作製した。そして、そのすくい面をラ
ッピングし、ＷＣ−Ｃｏ相中の気孔の存在有無を光学顕
微鏡を用いて×1200の倍率にて観察した。観察結果をＩ
ＳＯに基づいてＡ００〜Ｂ０８まで分類し、表９中に記
載した。また、表９中には各焼結体の曲げ強度も記載し
た。

【００８９】なお、キープ中に各試料の実際の温度を確
認するため、試料に接する形で熱電対が設置できるよう
に黒鉛型に穴をあけ、シース付ＰＲ熱電対を設置して実
際の焼結温度を測定した。その結果についても表９に記
載した。

【００９０】

【表９】

【００９１】表９より、Ａタイプの気孔が０４より少な
く、Ｂタイプの気孔が存在しない試料 No.16−３と16−
４の試料は特に緻密であり、優れた特性を示すことが確
認できた。なお、本試験により温度制御のための焼結温
度と実際の焼結温度との差は約200℃であり、その差は
使用する黒鉛型および試料のサイズと形状に依存して変
化するものと思われた。

【００９２】（試験例１７）表１に示した組成の粉末
（試料 No.１，３，５）を用いて40MPa，0.005Torrの真
空中で昇温スピードが200℃／分となるように黒鉛型に
電流を流し、1150℃に達した時点で１分キープした後、
急冷を行って、30mm角で厚みが５mmの焼結体（試料 No.
17−１，３，10）を作製した。また、これらと組成は同
一で、ダイヤモンドのみにｌｒ、Ｏｓ、Ｐｔ、Ｒｅ、Ｒ
ｈ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなどの金属を電気めっき法で約５μ
mの厚さに被覆した原料粉末を用い、同様に焼結体（試
料 No.17−２〜４，No.17 −６〜９，No.17 −11）を作
製した。試料No.17 −７はダイヤモンド表面に２層の被
覆を有し、外層がＷ、内層がＣｒで構成されている。

【００９３】このようにして作製した焼結体を＃250の
研削砥石で平面研削し、それに試験例２と同様にして10
kg／cm²の圧力で60分間のサントブラストテストを行っ
た。このテストによる重量減少率を表１０中に示す。

【００９４】

【表１０】

【００９５】その結果、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｐｔ、Ｒｅ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗなどの金属を被覆したダイヤモンド粒子を
用いた試料は被覆を行なわなかった場合に比べて、いず
れも重量減少率が低下しており、耐摩耗性が向上したこ
とが確認できた。しかも驚いたことに金属被覆を有する
ダイヤモンドを用いた焼結体の抗折力は向上することも
判明した。

【００９６】なお、比較のため、Ｔｉ、Ｚｒでダイヤモ
ンド粒子を被覆した試料 No.17−12〜14を試作し、評価
を行ったが、いずれも被覆のない試料（No.17-10) と比
較して耐摩耗性は低下した。このように被覆した金属の
種類によって耐摩耗性に性能差が生じたのは、焼結工程
で生成する液相の攻撃からダイヤモンドを防御できるか
どうかによるものと思われる。すなわち、液相生成時に
これらの被覆金属が固相となって液相とダイヤモンドと
の接触を防止できたためと思われた。

【００９７】（試験例１８）試験例１７で作製した焼結
体（試料 No.17−３，７）と、さらにこれらの試料のダ
イヤモンド粒子と外層被覆（Ｒｈ、Ｗ／Ｃｒ）との間に
それぞれＣｏを10μm、Ｎｉを20μm電気めっきにより被
覆した焼結体（試料 No.18−３，７）を作製した。これ
らの試料のシャルピー衝撃値を測定した。結果を表１１
中に記載する。

【００９８】

【表１１】

【００９９】表１１よりダイヤモンド粒子と外層被覆の
間にＣｏ、Ｎｉを被覆すると、シャルピー衝撃値が向上
することがわかる。本発明のダイヤモンド分散超硬質複
合部材はダイヤモンドを分散させたことにより超硬質部
材単体の場合よりも衝撃強度が低下し、例えばロックビ
ットなどに用いた場合、欠損が生じやすかった。しか
し、Ｃｏ、Ｎｉの被覆により衝撃強度を向上させること
ができた。

【０１００】なお、試料 No.17−１〜14，18−３，18−
７の外層被覆中の他の金属元素の有無をオージェ電子分
光法により測定したところ、これら外層被覆中には、
Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｔｉ（Ｔｉは試料 No.17−５〜14、18
−７のみ）元素が拡散していることが判明した。これら
拡散元素により、ダイヤモンド粒子の保持力は向上して
いると考えられる。

【０１０１】（試験例１９）平均結晶粒径５μmのＷＣ
粉末Ａ、平均結晶粒径２μmのＷＣ粉末Ｂ、平均結晶粒
径0.5μm のＷＣ粉末Ｃ、平均結晶粒径２μmのＣｏ粉末
20vol ％、および平均結晶粒径100μm のダイヤモンド
粉末５vol％を用いて、配合比の異なる６種類のプレス
用粉末を作製した。これらの粉末を昇温速度100℃／
分、焼結温度1200℃、キープ時間１分にて焼結後、急冷
して焼結体（試料 No.19−１〜６）を得た。そして、焼
結体を5000倍にて撮影した組織写真を２値化処理後、画
像解析装置を用いてＷＣの粒度分布を測定した。また、
これらの焼結体を用いて、シャルピー衝撃試験、20mmス
パンの３点曲げ試験を行った。これらの結果を表１２に
示す。

【０１０２】

【表１２】

【０１０３】同表に示すように、３μmより大きいＷＣ
粒の存在割合が50％を越える試料No.19 −３〜６のシャ
ルピー衝撃値はその他のものよりも比較的高く、耐衝撃
特性の要求される用途に適すと考えられた。また、これ
らの中でも１μmより小さいＷＣ粒の存在割合が10〜35
％の範囲にある試料 No.19−５と19−６の試料は曲げ強
度について優れた値を示し、優れた性能バランスを有し
ていることが確認できた。

【０１０４】（試験例２０）試験例１９と同じ製造条件
で、使用するＷＣ粉末およびダイヤモンド粉末の粒径の
みが異なる焼結体（試料 No.20−１〜９）を作製した。
ダイヤモンドの含有量は30vol％、Ｃｏ含有量は15vol
％で固定した。これらの焼結体を試験例１５と同様の切
削条件で切削テストし、摩耗量を表１３中に記載した。

【０１０５】

【表１３】

【０１０６】表１３よりＷＣの平均粒径が３μm以下、
特に１μm以下の焼結体の耐摩耗性が優れており、ダイ
ヤモンドの平均粒径が10μm以下の焼結体の耐摩耗性は
されに優れている。従って、特に好ましいのはＷＣの平
均粒径が１μm以下、ダイヤモンドの平均粒径が３μm以
下の場合であることがわかる。

【０１０７】（試験例２１）試験例１に記載した試料N
o. １〜７のダイヤモンドを平均粒径５μmのＣＢＮまた
は平均粒径10μmのＷＢＮに一部または全てを置きかえ
た試料20−１〜20−７を同一の製造条件にて作製し、直
径20mm、厚み５mmの焼結体を作製した。

【０１０８】

【表１４】

【０１０９】これらの焼結体を＃250のダイヤモンド砥
石にて平面研削し、ラッピング後、光学顕微鏡にて観察
した。その結果、いずれの試料にもクラックの発生、Ｃ
ＢＮ粒子の脱落などは観察されず、緻密な焼結体とする
ことができていた。

【０１１０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば超
高圧容器を用いることなく、極めて硬度・耐摩耗性に優
れたダイヤモンド粒子を、強度・靭性の高い超硬合金や
サーメットなどで強固に分散・保持した超硬質・高強度
の部材を得ることができる。

【０１１１】従って、本発明の材料は、ケーシングビッ
ト，アースオーガビット，シールドカッタビットなどの
鉱山土木用工具、木工用・金属加工用・樹脂加工用チッ
プなどの切削加工用工具、工作機械の軸受け，ノズルな
どの耐摩材料、線引ダイスなどの塑性加工用工具、研削
加工用の工具などに利用することができる。

【０１１２】また、本発明の方法では、通電加圧焼結に
より、短時間に焼結を行うことで硬度・耐摩耗性に優
れ、緻密な超硬質複合部材を得ることができる。また、
昇温時間、キープ時間、冷却時間も短時間化できるた
め、従来の技術よりもさらに低コスト化が期待できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明超硬質複合部材の組織を示す光学顕微鏡
写真である。

【図２】硬質複合部材の組織を示す光学顕微鏡写真で、
（Ａ）は本発明複合部材、（Ｂ）は比較例を示す。

【図３】超硬質複合部材の原料粉末と鋼製の基体とを一
体に焼結接合する装置の概略図である。

【図４】図３とは別構成の装置の概略図である。

【符号の説明】

１ 基体 ２ 端面 ３ 混合粉末 ４ 断熱体 ５
ヒータ ６ 上部加圧ラム ７ 加熱電源 ８ 熱電対 ９ 外
枠 10 上パンチ 11 下パンチ 12 パルス電源

Claims (35)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ダイヤモンド粒子と、 ＷＣ，ＴｉＣ，ＴｉＮおよびＴｉＣＮから選択された少
   なくとも１種の硬質相と、 鉄属金属からなる結合相金属とを含み、 これらが一体に通電加圧焼結されてなることを特徴とす
   る超硬質複合部材。
2. 【請求項２】 硬質相がＷＣで、結合相金属がＣｏであ
   ることを特徴とする請求項１記載の超硬質複合部材。
3. 【請求項３】 ダイヤモンドが熱力学的に準安定にあ
   り、かつ液相の存在する条件下で通電加圧焼結を行うこ
   とを特徴とする請求項１記載の超硬質複合部材。
4. 【請求項４】 結合相金属にＣｏを含み、 このＣｏの主たる結晶系がfcc であることを特徴とする
   請求項３記載の超硬質複合部材。
5. 【請求項５】 ＩＳＯ規格でＡ００〜０８およびＢ００
   〜Ｂ０８までの範囲を満たす緻密度を有することを特徴
   とする請求項３記載の超硬質複合部材。
6. 【請求項６】 液相出現温度が1300℃よりも高温である
   ことを特徴とする請求項３記載の超硬質複合部材。
7. 【請求項７】 ダイヤモンド粒子はｌｒ、Ｏｓ、Ｐｔ、
   Ｒｅ、Ｒｈ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた少なくとも一
   種の金属からなる外層被覆を具えることを特徴とする請
   求項３記載の超硬質複合部材。
8. 【請求項８】 外層被覆とダイヤモンド粒子との間にＣ
   ｏ、Ｎｉから選ばれた一種以上の金属からなる内層被覆
   を具えることを特徴とする請求項７記載の超硬質複合部
   材。
9. 【請求項９】 外層被覆中にＷ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｎｉから
   選ばれた一種以上の元素の拡散が生じていることを特徴
   とする請求項７記載の超硬質複合部材。
10. 【請求項１０】 結晶粒径が３μmより大きいＷＣを任
    意の断面組織で全ＷＣのうち面積率で50％以上含有する
    ことを特徴とする請求項２記載の超硬質複合部材。
11. 【請求項１１】 結晶粒径が１μmより小さいＷＣを任
    意の断面組織でＷＣのうち面積率で10〜35％含有するこ
    とを特徴とする請求項２に記載の超硬質複合部材。
12. 【請求項１２】 ＷＣの平均粒径が１μmより小さいこ
    とを特徴とする請求項２記載の超硬質複合部材。
13. 【請求項１３】 ＷＣの平均粒径が３μmより小さく、
    かつダイヤモンド粒子の平均粒径が10μmよりも小さい
    ことを特徴とする請求項２記載の超硬質複合部材。
14. 【請求項１４】 内部に存在するＷＣ結晶の（001）面
    が特に発達した断面を有することを特徴とする請求項２
    記載の超硬質複合部材。
15. 【請求項１５】 通電加圧焼結の加圧軸に垂直な断面で
    のＸ線回折法によるＷＣ結晶(001)面のピーク強度をＶ
    (001) とし、(101)面のピーク強度をＶ(101) としたと
    きに、Ｖ(001)／Ｖ(101)が0.5よりも大きく、 前記加圧軸に水平な断面でのＸ線回折法によるＷＣ結晶
    の(001)面のピーク強度をＨ(001) とし、(101)面のピー
    ク強度をＨ(101)としたときに、Ｈ(001)／Ｈ(101)が0.4
    5より小さいことを特徴とする請求項１４に記載の超硬
    質複合部材。
16. 【請求項１６】 内部に遊離炭素が存在していることを
    特徴とする請求項１記載の超硬質複合部材。
17. 【請求項１７】 硬質相とダイヤモンドとの界面の少な
    くとも一部に、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物お
    よびＳｉＣから選択された１種以上が析出していること
    を特徴とする請求項１記載の超硬質複合部材。
18. 【請求項１８】 ダイヤモンド粒子の平均粒径が10〜10
    00μmであることを特徴とする請求項１記載の超硬質複
    合部材。
19. 【請求項１９】 ダイヤモンド粒子の含有量が５〜50体
    積％であることを特徴とする請求項１記載の超硬質複合
    部材。
20. 【請求項２０】 結合相金属の含有量が10〜50体積％で
    あることを特徴とする請求項１記載の超硬質複合部材。
21. 【請求項２１】 超硬質複合部材の一面側ほどダイヤモ
    ンドが多く、他面側ほど少なくなるように厚さ方向にダ
    イヤモンドの含有量が変化されてなることを特徴とする
    請求項１記載の超硬質複合部材。
22. 【請求項２２】 ＷＣ基超硬合金、ＴｉＣ（Ｎ）基サー
    メットおよび金属材料のいずれかよりなる基体上に接合
    されてなることを特徴とする請求項１記載の超硬質複合
    部材。
23. 【請求項２３】 ダイヤモンド粒子の少なくとも一部を
    立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素の少なく
    とも一方に置き換えたことを特徴とする請求項１記載の
    超硬質複合部材。
24. 【請求項２４】 ダイヤモンド粒子と、 ＷＣ，ＴｉＣおよびＴｉＮから選択された少なくとも１
    種の硬質相と、 結合相金属とを含み、 これらが一体に焼結されてなる超硬質複合部材であっ
    て、 下記，の少なくとも一方を具えていることを特徴と
    する超硬質複合部材。 ダイヤモンド粒子がスケルトンを形成していない。 ダイヤモンド粒子同士の直接結合した部分が存在しな
    い。
25. 【請求項２５】 シールド掘進機用カッタービットとし
    て用いられることを特徴とする請求項２記載の超硬質複
    合材料。
26. 【請求項２６】 ダイヤモンド粒子、硬質相粒子および
    結合相金属を含む原料粉末を混合する工程と、 この混合原料を通電加熱装置に装入する工程と、 1100℃〜1350℃、５〜200 MPa で通電焼結する工程とを
    具えることを特徴とする超硬質複合部材の製造方法。
27. 【請求項２７】 予め、ダイヤモンド粒子および硬質相
    粒子の少なくとも一方をＣｏおよびＮｉの少なくとも一
    方で被覆しておくことを特徴とする請求項２６記載の製
    造方法。
28. 【請求項２８】 原料粉末のうち、ダイヤモンドを予め
    ｌｒ、Ｏｓ、Ｐｔ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選
    ばれた少なくとも一種の金属で被覆しておくことを特徴
    とする請求項２６記載超硬質複合部材の製造方法。
29. 【請求項２９】 原料粉末として、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩ
    ａ族元素およびＳｉから選ばれた１種以上の金属を用い
    ることを特徴とする請求項２６記載の超硬質複合部材の
    製造方法。
30. 【請求項３０】 原料粉末を混合する工程において、機
    械的合金化法を用いることを特徴とする請求項２６記載
    の超硬質複合部材の製造方法。
31. 【請求項３１】 焼結時間が10分以内であることを特徴
    とする請求項２６記載の超硬質複合部材の製造方法。
32. 【請求項３２】 焼結は液相を出現させて行うことを特
    徴とする請求項２６記載の超硬質複合部材の製造方法。
33. 【請求項３３】 原料粉末を混合する工程において、ダ
    イヤモンド粒子の混合割合の異なる複数種を準備し、 混合原料を通電加熱装置に装入する工程において、これ
    ら複数種の混合粉末をダイヤモンド粒子の含有量順に配
    置し、ダイヤモンド粒子の含有量を厚さ方向に変化させ
    ることを特徴とする請求項２６記載の超硬質複合部材の
    製造方法。
34. 【請求項３４】 原料粉末を混合する工程の後、この混
    合原料を基体上に配置する工程を具え、 この基体と混合原料の複合体を通電加熱装置に装入し、 この複合体を通電により加熱して混合原料を焼結すると
    共に、この焼結体を基体上に焼結接合することを特徴と
    する請求項２６記載の超硬質複合部材の製造方法。
35. 【請求項３５】 原料粉末を混合する工程において、ダ
    イヤモンド粒子の混合割合の異なる複数種を準備し、 混合原料を通電加熱装置に装入する工程において、これ
    ら複数種の混合粉末をダイヤモンド粒子の含有量順に配
    置し、ダイヤモンド粒子の含有量を厚さ方向に変化させ
    ることを特徴とする請求項３４記載の超硬質複合部材の
    製造方法。