焼結体およびその製造方法

本発明は、焼結体およびその製造方法に関する。

切削加工などに用いられる切削工具の材料として、炭化タングステン（ＷＣ）や立法晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）などの硬質粒子をＣｏやＮｉを主体とした金属で結合した焼結体が市販されている。 これらの焼結体は、耐欠損性は高いものの、結合金属相が高温で軟化するため、切削工具として使用した場合、耐摩耗性が低下したり、被削材金属が工具に溶着して工具が損傷するなどの問題があった。 特に近年は、耐熱合金など、難削材に対する切削工具性能の向上の要求が強まっている。

ｃＢＮやサーメットなどの焼結体の切削性能を改善するために、ＴｉＮやＡｌ _２ Ｏ _３などのコーティングが行われてきた（特許文献１：特開昭５９−８６７９号公報）。

しかし、高温での硬度の維持と耐欠損性を十分に維持することは困難であった。 特に近年は、耐熱合金など、難削材に対する切削工具性能の向上の要求が強まっている。

上記の事情に鑑みて、本発明は、工具材料として用いた場合に、優れた高温硬度と耐欠損性とを有する焼結体およびその製造方法を提供することを目的とする。

本願１の発明は、
（１）硬質粒子として立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）、Ａｌ _２ Ｏ _３ 、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）で表される金属相とを含むことを特徴とする焼結体である。

本発明によれば、工具材料として用いた場合に、優れた高温硬度と耐欠損性を有する焼結体を得ることができる。

［本願発明の実施形態の説明］
最初に本願発明の実施形態の内容を列記して説明する。

本願の実施形態に係る発明は、（１）硬質粒子として立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）、Ａｌ _２ Ｏ _３ 、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）で表される金属相とを含むことを特徴とする焼結体である。 このような焼結体は、工具材料として用いた場合に、優れた高温硬度と耐欠損性を有する。

（２）前記硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属相との両者は、焼結体中に分散された状態で含まれることが好ましい。 これにより、高温硬度と耐欠損性を両立させた焼結体を得ることができる。

（３）前記金属相中において、Ｃｏの含有率が０〜９０質量％であり、Ｎｉの含有率が０〜９０質量％であり、Ａｌの含有率が０．１〜１５質量％であり、Ｗの含有率が０〜４５質量％であり、Ｖの含有量が０〜２５質量％であり、Ｔｉの含有率が０〜２５質量％であり、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉの合計量の比率が５０質量％以下であることが好ましい。 これにより、時効処理後に高温硬度の高い強化相（（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相）が析出し、焼結体の高温硬度を上げることができる。

（４）前記金属相が、ＣｏおよびＮｉからなるマトリックス相であるγ相と、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相である強化相とを含むことが好ましい。 これにより、焼結体の高温硬度を上げることができる。 ここで強化相とは、Ｎｉ _３ Ａｌなどに代表されるＬ１ _２構造（γ'相）、Ｎｉ _３ Ｖなどに代表されるＤ０ _２２相（γ”相）、Ｎｉ _３ Ｔｉなどに代表されるＤ０ _２４構造など、優れた高温強度特性を持つ析出相のことである。

（５）前記強化相の平均結晶粒径は、３０〜１０００ｎｍであることが好ましい。 この範囲である場合、得られる焼結体の高温硬度がより高くなるからである。

（６）前記硬質粒子の平均粒径が０．１〜１０μｍであり、焼結体中の前記硬質粒子の含有率が５０〜９９体積％であることが好ましい。 このような粒径範囲と組成範囲である場合、得られる焼結体の硬度がより高くなるからである。

（７）前記硬質粒子にｃＢＮを含む場合に、前記金属相中のＣｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒのそれぞれの含有量は０．１質量％以下であることが好ましい。 Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒのいずれかの添加量が０．１質量％を超えると、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒの触媒反応により、時効処理の際にｃＢＮが柔らかい六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変化してしまう畏れがあるためである。

（８）本発明は、上記の焼結体の製造方法であって、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉを含む金属間化合物を合成する工程と、前記金属間化合物を粉砕して、金属間化合物粉末を得る工程と、前記金属間化合物粉末と前記硬質粒子の粉末とを混合して、混合粉末を得る工程と、前記混合粉末を１０ＭＰａ〜１６ＧＰａ、１０００〜１８００℃の条件で焼結する工程と、焼結後に５００〜１１００℃で時効処理を行う工程とを含む、製造方法にも関する。 １０ＭＰａ〜１６ＧＰａの圧力と、１０００〜１８００℃の温度で焼結することにより、硬質粒子と金属間化合物の緻密な焼結体を形成できる。 また、時効化処理を行うことにより、γ相（高靭性のＣｏおよびＮｉからなるマトリクス相）中に高温硬度の高い強化相（（Ｃｏ、Ｎｉ） _３ （Ａｌ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ）の析出相）が形成され、高温硬度の高い焼結体を形成することができる。

［本願発明の実施形態の詳細］
本発明の焼結体は、立方晶窒化ホウ素、Ａｌ _２ Ｏ _３ 、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＷＣおよびダイヤモンドからなる群から選択される１種類以上よりなる硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）で表される金属相とを含むことを特徴とする。 （Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属相とは、ＣｏおよびＮｉの合計と、Ａｌ，Ｗ，ＶおよびＴｉの合計との比が３：１となるような元素比率組成を主として構成される、強化相を意味する。 ここで、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）と表現しているが、強化相として最適な金属相を示しているのであり、このうちＣｏ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉについては含有しなくても良い。

前記硬質粒子と、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属相との両者は、ＣｏおよびＮｉからなるマトリックス相であるγ相と共に焼結体中に分散された状態で含まれることが好ましい。 これにより、高温硬度と耐欠損性を両立させた焼結体を得ることができる。 両者は、焼結体中に均一に分散された状態で含まれていることが、より好ましい。

本発明の一実施の形態においては、まず、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉを原料として使用し、アトマイズ、アーク溶解、またはプラズマ処理などにより、金属間化合物を作製する。 この金属間化合物を用いて、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属相が構成される。

（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の金属相の全量に対して、Ｃｏの含有率が０〜９０質量％であり、Ｎｉの含有率が０〜９０質量％であり、Ａｌの含有率が０．１〜１５質量％であり、Ｗの含有率が０〜４５質量％であり、Ｖの含有量が０〜２５質量％であり、Ｔｉの含有率が０〜２５質量％であり、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉの合計量の比率が５０質量％以下であることが好ましい。 これにより、時効処理後に高温硬度の高い強化相（（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相）が析出し、焼結体の高温硬度を上げることができる。 より好ましくは、Ｃｏの含有率が１〜５０質量％、Ｎｉの含有率が１〜５０質量％、Ａｌの含有率が０．１〜１０質量％、Ｗの含有率が３〜４５質量％の組成である。

なお、金属間化合物粉末を作製する際には、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉ以外に、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｃなどを添加しても良い。 ただし、硬質粒子にｃＢＮを用いる場合、金属相の全量に対するＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒのそれぞれの添加量は０．１質量％以下とすることが好ましい。 Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒのいずれかの添加量が０．１質量％を超えると、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＺｒの触媒反応により、時効処理の際にｃＢＮが柔らかい六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変化してしまう畏れがあるためである。 ここで、時効処理（時効硬化処理、析出熱処理）とは、硬さ、強さ又は耐食性などを増進させるために適切な温度、又はある種類の合金や質別に対しては室温で、溶体化処理（固溶化熱処理）した製品を均熱保持する処理（ＪＩＳ Ｗ １１０３ 参照）を意味する。

また、前記硬質粒子にｃＢＮを用いる場合には、前記強化相が硬質粒子周辺において高いＢ濃度を含有することが好ましい。

また、前記硬質粒子にＡｌ _２ Ｏ _３ ，ＡｌＯＮ，ＳｉＡｌＯＮを用いる場合には、前記強化相が硬質粒子周辺においてその他の領域より高いＡｌ濃度を含有することが好ましい。

また、前記硬質粒子にＴｉＣ，ＴｉＣＮ，ＴｉＮを用いる場合には、前記強化相が硬質粒子周辺においてその他の領域より高いＴｉ濃度を含有することが好ましい。

また、前記硬質粒子にＷＣを用いる場合には、前記強化相が硬質粒子周辺においてその他の領域より高いＷ濃度を含有することが好ましい。

また、硬質粒子として上記以外に、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮなどを用いても良い。 ＴｉＡｌＮの場合は、前記強化相が硬質粒子周辺において他の領域より高いＡｌ、Ｔｉ濃度を含有することが好ましい。 ＡｌＣｒＮの場合は、前記強化相が硬質粒子周辺において他の領域より高いＡｌ、Ｃｒ濃度を含有し、（Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）を形成することが好ましい。

さらに、焼結プロセスもしくは時効化処理プロセスによって、焼結体中にＮｉ _２０ Ａｌ _３ Ｂ _６などに代表される金属のアルミホウ化物を生成しても良い。 このようなアルミホウ化物を形成することにより、金属相とｃＢＮとの結合力が強化され、耐欠損性の優れた焼結体が得られる。

得られた金属間化合物は、例えばビーズミルやボールミル、ジェットミルなどによって粉砕されて、金属間化合物粉末となる。 金属間化合物粉末の平均粒径は、０．３〜３μｍであることが好ましい。 ビーズミル／ボールミルに用いるビーズ／ボールとしては、例えば粒径０．１〜３ｍｍのアルミナ製、窒化ケイ素製、超硬合金製ビーズ／ボールが挙げられ、分散媒としては、例えばエタノールやアセトン、液体窒素が挙げられる。 ビーズミル／ボールミルによる処理時間は、例えば３０分〜１０時間である。 ビーズミル／ボールミルにより得られたスラリーは、例えばＮ _２中で乾燥させる。

次に、得られた金属間化合物粉末と硬質粒子粉末を、ボールミルや乳鉢等によって混合する。 ｃＢＮは極めて硬度が高く、工具として高い切削性能を示す。 また、Ａｌ _２ Ｏ _３ 、ＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＡｌＮ、ＡｌＣｒＮはＦｅに対して反応摩耗しにくい物性を持っているため、Ｆｅを含む鋳鉄、鋼、焼入鋼などの被削材に好適である。 また、ＳｉＡｌＯＮ（α、β、立方晶のいずれの結晶構造も含む）はＮｉに対して反応摩耗しにくい物性を持っているため、インコネルなど耐熱合金に好適である。 またこれらの硬質粒子に加えて、Ｍｏ _２ Ｃ、Ｃｒ _３ Ｃ _２ 、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＶＣ、ＨｆＣ、ＺｒＣ、ＡｌＮ、ＣｒＮ、ＴａＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＨｆＮ、ＺｒＮなどの硬質粒子を添加しても良い。 なお、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮを硬質粒子として用いる場合は、ＣｏよりＮｉが多い方が硬質粒子と金属結合材との結合力が強くなり、耐欠損性が増加するため望ましい。 ボールミルに用いるボールとしては、例えばアルミナ製、窒化ケイ素製もしくは超硬合金製の直径３ｍｍのボールが挙げられ、分散媒としては例えばエタノールやアセトン、液体窒素が挙げられる。 処理時間は、例えば３〜２０時間である。 混合により得られたスラリーを、例えばＮ _２中で乾燥させることにより混合粉末が得られる。

得られた混合粉末を、Ｔａカプセルに入れ、プレスによって焼結体を形成する。 圧力は１０ＭＰａ〜１６ＧＰａ、温度は１０００〜１８００℃で焼結することが好ましい。 これにより硬質粒子と金属間化合物の緻密な焼結体を形成できる。

焼結後に、５００〜１１００℃で１〜２４時間で時効化処理を行う。 これにより、γ相（高靭性のＣｏおよびＮｉからなるマトリクス相）中に高温硬度の高い強化相（（Ｃｏ、Ｎｉ） _３ （Ａｌ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ）の析出相）が形成され、高温硬度の高い焼結体を形成することができる。 強化相単体では、粒界脆性を起こしやすい欠点を持っている。

しかしながら本発明により、例えばｃＢＮと焼結した状態で時効処理することにより、粒界へのホウ素添加効果が表れ、従来工具と比べてｃＢＮとの焼結体は特に粒界破壊が起こりにくいため、高温硬度と耐欠損性を両立させた焼結体を得ることができる。

また、Ａｌ _２ Ｏ _３ 、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属相との間に他の場所より高濃度Ａｌ領域が形成された（Ｃｏ、Ｎｉ） _３ （Ａｌ、Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相が多数形成されるため、硬質粒子と金属相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることが出来る。

また、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属相との間に高濃度Ｔｉ領域が形成された（Ｃｏ、Ｎｉ） _３ （Ａｌ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ）の析出相が形成され、硬質粒子と金属相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることが出来る。

また、ＷＣを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属相との間に他の場所より高濃度Ｗ領域が形成された（Ｃｏ、Ｎｉ） _３ （Ａｌ、Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）の析出相が多数形成されるため、硬質粒子と金属相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることが出来る。

また、ＴｉＡｌＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属相との間に他の場所より高いＡｌ、Ｔｉ濃度を含有し、（Ｃｏ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）を形成されるため、硬質粒子と金属相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることが出来る。

また、ＡｌＣｒＮを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属相との間に他の場所より高いＡｌ、Ｃｒ濃度を含有し、（Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｖ，Ｔｉ）を形成されるため、硬質粒子と金属相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることが出来る。

また、ダイヤモンドを硬質粒子として用いた場合は、硬質粒子と金属相との間において、Ｃ濃度が他の場所より高く、（ＣＯ，Ｎｉ） _３ （Ａｌ，Ｗ，Ｃ）が形成されるため、硬質粒子と金属相の結合力が増加し、耐欠損性の高い焼結体を得ることが出来る。

強化相の平均結晶粒径は３０〜１０００ｎｍであることが好ましい。 この範囲である場合、得られる焼結体の高温硬度がより高くなるからである。

硬質粒子の平均粒径は０．１〜１０μｍであることが好ましく、焼結体中の硬質粒子の含有率は５０〜９９体積％であることが好ましい。 このような粒径範囲と組成範囲である場合、得られる焼結体の硬度がより高くなるからである。 なお、硬質粒子の平均粒径は、マイクロトラックなどの粒度分布測定機により測定することができる。

なお、本発明の焼結体は、不可避不純物としてＢ、Ｎ、Ｏ等を本発明の効果を損なわない範囲で含んでいてもよい。

以下に、本発明を実施例を用いて詳細に説明するが、これらの実施例は例示的なものであり、本発明の範囲はこれに限定されるものではない。

［実施例１〜３７］
（粉末の作製）
表１〜４の「金属間化合物組成（体積％）」欄に記載の割合となるようにＣｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｗ、ＶおよびＴｉを混合し、アトマイズ法により金属間化合物を作製した。 これを粒径０．５ｍｍのアルミナビーズを用い、ビーズミルによって粉砕した。 得られたスラリーをＮ _２雰囲気中で乾燥させ、金属間化合物粉末を得た。

次に、該金属間化合物粉末と表１〜３に記載の硬質粒子粉末とを超硬合金製の直径３ｍｍのボールとエタノールと共にボールミルに投入し、５時間混合した。 得られたスラリーをＮ _２雰囲気中で乾燥させ、混合粉末を得た。

（焼結体の作製）
次に、得られた混合粉末をタンタル製のカプセルに充填し、プレス機を用いて、表１〜４の「焼結条件」欄に記載の圧力および温度で焼結処理を行い、焼結体を作製した。

（時効処理）
得られた焼結体をアルゴン雰囲気炉で表１〜４の「時効処理条件」欄に記載の温度と時間で時効処理を行い、強化相を析出させた。

（焼結体の測定）
強化相の平均結晶粒径は、焼結体を研磨した後、ＳＥＭによる撮影像を基にして測定した。 具体的には、ＳＥＭ撮影像の測定範囲内にある結晶粒数Ｎを数え、測定範囲の全面積Ａ _Ｍを結晶粒数Ｎで除して結晶粒１個あたりの面積Ａ _ｇを求めた。 結晶粒の形状を円と仮定して，Ａ _ｇから半径を算出して、その値を平均結晶粒径ｄ _ＡＶＥとした。

また、硬質粒子にｃＢＮ、Ａｌ _２ Ｏ _３ 、ＡｌＯＮ、ＳｉＡｌＯＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮまたはＷＣを用いた試料については、常温における焼結体の硬度、および、８００℃における焼結体の硬度（高温硬度）を、アルゴン雰囲気下で、ビッカース硬度計によって測定した。 なお、硬質粒子にダイヤモンドを用いた試料については、硬度測定は不可能であった。 また、硬質粒子にｃＢＮを用いた試料については、ＸＲＤ強度を測定することにより、時効処理後の際にｃＢＮが低硬度の六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）に変換されていないことを確認した。

（切削工具の作製）
得られた焼結体を、ワイヤー放電加工により切断して仕上げ加工し、先端ノーズＲ０．８ｍｍの切削工具を作製した。

比較例１〜４として、表２に示すようにＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ濃度が高いｃＢＮ焼結体を作製し、ＸＲＤ測定と切削工具の作製を行った。 また、表２および３に示すように、比較例５として、８０体積％のＷＣ（炭化タングステン）および２０体積％のＣｏからなる超硬合金を、比較例６として、８０体積％のＴｉＣ（炭化チタン）および２０体積％のＮｉからなるサーメットを用いて、上記と同様の切削工具を作製した。 また、表４に示すように、比較例７〜８として、９０体積％のダイヤモンドおよび１０体積％のＣｏからなるダイヤモンド焼結体を用いて、上記と同様の切削工具を作製した。

（切削試験１）
得られた切削工具を用いて、実施例１〜２８と比較例１〜５については以下の切削条件でインコネル（登録商標）７１８（商品名、インコネル社製）を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、０．７ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。

切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．２ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり 結果を表１および２に示す。

（評価結果１）
実施例１〜２８の焼結体および切削工具は、比較例１〜５の焼結体および切削工具よりも、耐熱合金に対する耐摩耗性が優れていた。

（切削試験２）
得られた切削工具を用いて、実施例２９〜３７と比較例６については以下の切削条件で焼入鋼ＳＣＭ４１５を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、３．０ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。

切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．１ｍｍ
送り量：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり 結果を表３に示す。

（評価結果２）
実施例２９〜３７の焼結体および切削工具は、比較例６の焼結体および切削工具よりも、焼入鋼に対する耐摩耗性が優れていた。

（切削試験３）
得られた切削工具を用いて、実施例３８〜４７と比較例７〜８については以下の切削条件でアルミニウム合金Ａ３９０（１７％Ｓｉ−Ａｌ合金）を被削材としてＮＣ旋盤で切削試験を行い、５．０ｋｍ切削後の各切削工具の逃げ面の摩耗量（μｍ）を測定した。

切削速度：５００ｍ／ｍｉｎ．
切込み量：０．５ｍｍ
送り量：０．１２ｍｍ／ｒｅｖ
切削油：あり 結果を表４に示す。

（評価結果３）
実施例３８〜４７の焼結体および切削工具は、比較例７〜８の焼結体および切削工具よりも、アルミニウム合金に対する耐摩耗性が優れていた。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。 本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

本発明による焼結体は、切削工具に広く利用することができ、長距離にわたって、被削材の表面に平滑な切削表面を形成することができる。 特に、高温での硬度の高い被削材、耐熱合金からなる被削材、鉄系材料を含む被削材を切削するための切削工具に好適に利用することができる。