(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステン（ＷＣ）を主成分としＮｉ量が０．１２ｍａｓｓ％以上０．３ｍａｓｓ％以下の超硬合金において、Ｖ添加量を、Ｎｉに対して３０ｍａｓｓ％以上１００ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ添加量を、Ｎｉに対して３００ｍａｓｓ％を超え１２５０ｍａｓｓ％以下とすることにより、Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉを含むＭ２Ｃ相（Ｍ：金属元素を表す記号）を合金組織中に生じさせ、かつ抗折力が２１００ＭＰａ以上、かつ熱膨張係数（ＲＴ−６００℃）が４．８ＭＫ−１以上５．１ＭＫ−１以下である、ＷＣ−Ｍ２Ｃ相のバインダーレス超微粒超硬合金。
【請求項２】
請求項１に記載のバインダーレス超微粒超硬合金のＮｉの一部または全てをＣｏに置換したＷＣ−Ｍ２Ｃ相のバインダーレス超微粒超硬合金。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載のバインダーレス超微粒超硬合金を用いて作った、非球面ガラスレンズ成形用金型、または高硬度を要求される耐摩耗工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に非球面ガラスレンズ成形用金型などで優れた鏡面性を得易く、また、高硬度を要求される耐摩耗工具などで長寿命の、バインダーレス超微粒超硬合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
耐摩耗工具のうち、高鏡面性または高硬度が要求される用途では、結合相を含まないか極少量含む、ＷＣ基超硬合金が用いられている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第２５７４４２６号公報
【特許文献２】特許第５０８５７９９号公報
【非特許文献】
【０００４】
【非特許文献１】Ｔ．Ｙａ．Ｖｅｌｉｋａｎｏｖａ，Ａ．Ａ．Ｂｏｎｄａｒ，Ａ．Ｖ．Ｇｒｙｔｓｉｖ：「Ｔｈｅ  Ｃｈｒｏｍｉｕｍ−Ｎｉｃｋｅｌ−Ｃａｒｂｏｎ  （Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃ）  Ｐｈａｓｅ  Ｄｉａｇｒａｍ」，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｐｈａｓｅ  Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ，Ｖｏｌ．２０，Ｎｏ．２，１９９９，ｐ．１２５−１４７
【非特許文献２】ＩＣＤＤ：Ｐｏｗｄｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｆｉｌｅ  （ＴＭ），３５−７７６，α−Ｗ２Ｃ
【非特許文献３】鈴木寿、林宏爾、山本孝春、中條宣義：「ＷＣ−１０％Ｎｉ超硬合金の性質と結合相組成との関係」、粉体および粉末冶金、第１３巻第６号、１９６６年、ｐ．２９０−２９５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
耐摩耗工具用超硬合金のうち、非球面ガラスレンズの成形で用いられる金型では、６００℃〜１０００℃の高温下でガラスレンズ素球をプレスして成形するため、金型には、耐酸化性、高硬度、高鏡面性が必要となっている。特に高鏡面性は、表面粗さを数ｎｍＲａとする必要がある。
【０００６】
これを満たすには、結合相を含まないか、極少量とする。主に用いられているのは特許文献１に見られるＷＣ相とＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相の２相から成る超硬合金である。ただし、ＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相は被研削性がＷＣ相と比べると高硬度でやや脆性があるため、加工し難い場合がある。
【０００７】
そこで、ＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相を用いない超硬合金が望まれ、特許文献２に見られる粒度０．３μｍ以下のＷＣとＮｉを主成分とするＷＣ基超微粒超硬合金が提供された。
【０００８】
このＷＣ基超微粒超硬合金は、それまでのＷＣ基超微粒超硬合金よりも作りやすく、かつ高鏡面性が得られるため、広く市場に受け入れられた。ところが、従来のＷＣとＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相を用いた超硬合金と比べると、熱膨張係数が大きく異なる。ガラスレンズ成形用金型はｎｍレベルの寸法を制御するため、ＷＣ基超微粒超硬合金に変更する場合は、金型設計をやりなおす必要があるが、これは好まれていない。ＷＣ基超微粒超硬合金には、このような欠点があった。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
０．３μｍ以下のＷＣとＮｉを主成分とするＷＣ基超微粒超硬合金には、ＶＣとＣｒ３Ｃ２が添加されているが、これは焼結時におけるＷＣの粒成長をＶ、Ｃｒで抑制する目的がある。
【００１０】
しかし、ＶＣ、Ｃｒ３Ｃ２の添加量がＮｉに対して多すぎると、Ｖ、Ｃｒを含む第３相の晶出寸法が大となって、破壊の起源になりやすくなり合金の破壊強度が劣化するなどの問題を生じるので上限がある。
【００１１】
以上の理由で、本発明でもＶについては、特許文献２と同じくＶ添加量は、Ｎｉに対して３０ｍａｓｓ％以上１００ｍａｓｓ％以下とした。３０ｍａｓｓ％より少ないと粒成長抑制効果が得られず、高強度の合金を作れなくなる。１００ｍａｓｓ％より多くなるとＶＣ相を晶出しすぎて寸法が大となり、高強度の合金を作れなくなる。
【００１２】
また、特許文献２ではＣｒの添加量をＮｉに対して１１ｍａｓｓ％以上３００ｍａｓｓ％以下と制限している。１１ｍａｓｓ％より少ないと粒成長抑制効果が得られなくなる。３００ｍａｓｓ％より多く添加すると、Ｃｒ３Ｃ２相の晶出を招き、このＣｒ３Ｃ２相は巨大な炭化物を形成するので合金強度を低下させる。なお、Ｃｒの添加は通常、Ｃｒ３Ｃ２で添加されるので以下同様のこととして記載する。
【００１３】
しかし、Ｃｒ３Ｃ２の熱膨張係数がＷＣより大きいことに着目すると、Ｃｒ３Ｃ２を多量に添加することができれば、ＷＣ基超微粒超硬合金の熱膨張係数をＷＣ相とＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相から成る超硬合金のそれに近づけることが可能と思われる。
【００１４】
そこで、本発明者らはＣｒ３Ｃ２を多量に添加してもＣｒ３Ｃ２相の晶出をしない方法について研究した。まず、図１はＣｒ３Ｃ２−Ｎｉ系の状態図である（非特許文献１）。ここで、τ相はＣｒ３Ｃ２相であり、θ相はＣｒ７Ｃ３相である。
【００１５】
図１より、Ｃｒ３Ｃ２添加量を多くしても、Ｌ相（液相）しかない領域であれば、Ｃｒ３Ｃ２相を生じない可能性がある。例えばＮｉを２０ｍｏｌ％まですなわちＣｒ３Ｃ２を８０ｍｏｌ％としても、１６００℃程度の温度であれば、Ｃｒ３Ｃ２相を生じないことが分かる。すなわち、図１のＬ相の高温側であれば、Ｃｒ３Ｃ２相を生じない広い組成域があると推定される。これが第１の知見である。
【００１６】
次に、本発明者らは主成分をＷＣ、Ｎｉとし、Ｃｒ３Ｃ２を種々の量添加した試料を作り、１６００℃での相域をＸ線回折および組織観察により調べ図２を得た。この領域ではＭ３Ｃ２相すなわちＣｒ３Ｃ２相を生じず、そして、Ｍ２Ｃ相を生じる領域のあることが注目される。なお、Ｍは、この場合Ｗ，Ｃｒ，Ｎｉである。さらに、Ｎｉ相のない領域もあることが分かった。
【００１７】
ここで、Ｖを添加しその量をＮｉに対して３０ｍａｓｓ％以上１００ｍａｓｓ％以下としても、Ｍ２Ｃ相を生じる場合は、ＶはＭ２Ｃに含まれ、この場合のＭは、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｉに加えてＶであった。すなわち、ＶＣ添加でも図２とほぼ同じ状態図となることを確かめた。
【００１８】
なお、Ｍ２Ｃ相を生じないＷＣ−Ｎｉ領域はＶＣ添加の場合、ＷＣ―ＶＣ−Ｎｉ三相となる（但し、Ｖ添加量が１００ｍａｓｓ％以下では日立製作所製走査型電子顕微鏡（以下ＳＥＭと記載する）Ｓ４８００で２万倍程度ではＶＣ相は確認できず、５万倍ぐらいから僅かに確認可能となったことから、ＶＣ相はかなり微細である）。
【００１９】
図３は、図２に中に示した試料Ｎｏ．１、試料Ｎｏ．６および試料Ｎｏ．１０のＸ線回折結果である。試料Ｎｏ．６に認められるピークは非特許文献２によれば、Ｗ２Ｃ相であるが、この相をＳＥＭ付属のＥＤＸで元素分析した結果、Ｗ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉが認められたため、Ｍ２Ｃと表現することとする。よって、試料Ｎｏ．６はＭ２Ｃ相を生じていることが明瞭である。Ｎｉ相については、添加量が少ないためＸ線回折ではピークがほとんどない。
【００２０】
そこで図３のＮｏ．１、Ｎｏ．６およびＮｏ．１０の3種の試料についてＳＥＭ観察を行い、図４を得た。試料Ｎｏ．６の灰色の部分はＷＣ相であり、黒色の部分はＭ２Ｃ相である。試料Ｎｏ．１および試料Ｎｏ．１０には黒色相は見られないが、代わりに、試料Ｎｏ．６では見られない白色相を生じている。なお、WC相が各粒子ごとに濃淡が多少異なるのは、試料表面におけるWC相の結晶面と結晶方向が各粒子ごとに異なるために食刻程度および二次電子強度が各粒子ごとに異なるためである。
【００２１】
白色相について、ＳＥＭ付属のＥＤＸで定性分析した結果、図５が得られ、Ｎｉ相であることが確認された。本来Ｎｉ相は、ＷＣ相より平均原子番号が小さいので、ＳＥＭ像では、ＷＣ相より暗いコントラストを示すはずであるが、この場合、ＷＣ相が食刻された結果Ｎｉ相が凸になり、そのエッジ効果により白くなりかつ微細であるためＮｉ相全体が図４の倍率では白くなっている。
【００２２】
なお、図３のＸ線回折図では、試料Ｎｏ．１とＮｏ．１０のいずれでもＮｉ相のピークが認められないが、これは合金Ｎｉ量が微少すなわちＮｉ相が微量であることなどに因ると見做せた。
【００２３】
以上により、試料Ｎｏ．６にはＮｉ相のないことが分かった。なお、Ｎｏ．１および１０については、Ｘ線回折ではＭ２Ｃ相のピークを生じないが、図4のＳＥＭ像では若干の黒点として認められ、Ｍ２Ｃ相が極く僅か存在することが分かる。
【００２４】
以上により、１６００℃で焼結する場合、Ｃｒ３Ｃ２を多量添加しても、Ｃｒ３Ｃ２相を生じず、さらに、Ｎｉ相のない合金を作製できることが分かった。後述するが、Ｃｒ３Ｃ２相を生じないこと、およびＭ２Ｃ相はＣｒ添加量がＮｉに対して１２５０ｍａｓｓ％以下では比較的微細であるため、これらは破壊の起源にならないことにより、高強度である。これらは第２、第３の知見である。
【００２５】
何故、Ｍ２Ｃ相を生じるかは、関連状態図が見当たらないため、よく分かっていないが、ＷＣの存在および炭素量が関係していると考えている。Ｎｉ相のない合金が得られるのは、Ｍ２Ｃ相にＮｉが固溶するためと思われる。
【００２６】
ここで、特許文献２で示されるＮｉの粉砕特性の悪さも、粗いＮｉ粒子またはＮｉ相は焼結中にＭ２Ｃ相に固溶して消失するため、それほど影響しない。従って、Ｎｉを強粉砕して用いなくてもよい。これは第４の知見である。
【００２７】
次に、Ｍ２Ｃ相にＮｉが固溶した合金組織を詳しく調べた結果、ＷＣ粒度が、そうでない合金と比べて小さくなっていることが分かった。平均粒度（ＢＥＴ値より換算）が１５０ｎｍのＷＣ原料粉末を用いて、１６００℃の高温焼結をしても、Ｆｕｌｌｍａｎの平均粒度測定方法で、ＷＣ粒度が１２０ｎｍ以上２７０ｎｍ以下の合金を作ることが出来た。
【００２８】
これは、（１）ＷＣ粒子のオストワルド機構による粒成長（すなわちＷＣ小粒子のＮｉ液相中への溶解→Ｎｉ液相中のＷ、Ｃ溶質原子のＷＣ大粒子へ向かっての拡散→Ｗ、Ｃ溶質原子のＷＣ大粒子上への析出）が、ＮｉがＭ２Ｃ相中に固溶してＮｉ液相が消失するため、起こらなくなるため、ならびに（２）ＷＣも一部がＭ２Ｃ相に固溶し、その分、ＷＣ粒子が縮小するため、と思われた。これは第５の知見である。
【００２９】
以上のようにして、炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とする０．１２ｍａｓｓ％Ｎｉ以上０．３ｍａｓｓ％Ｎｉ以下の超硬合金において、Ｖ添加量を、Ｎｉに対して３０ｍａｓｓ％以上１００ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ添加量を、Ｎｉに対して３００ｍａｓｓ％を超え１２５０ｍａｓｓ％以下とすることにより、Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉを含むＭ２Ｃ相を合金組織中に分散させ、添加したＶ、Ｃｒ、ＮｉがＳＥＭ  Ｓ４８００で２万倍までに拡大観察した範囲では全てＭ２Ｃ相中に存在する、ＷＣ−Ｍ２Ｃ相のバインダーレス超微粒超硬合金の開発に成功した。
【００３０】
Ｎｉ量を０．１２ｍａｓｓ％以上０．３ｍａｓｓ％以下としたのは、０．１２ｍａｓｓ％より少ないと焼結性が悪くなりすぎて工業的に生産し難かったためである。また０．３ｍａｓｓ％より多いと組織中にＮｉ相を生じて鏡面性およびまたは強度低下を生じるためである。
【００３１】
前述したが、Ｖ添加量を、Ｎｉに対して３０ｍａｓｓ％以上１００ｍａｓｓ％以下としたのは、３０ｍａｓｓ％未満では粒成長抑制が不十分となって粒成長を生じ強度低下するためである。また１００ｍａｓｓ％より多くなるとＶを主体とした相の晶出量及び寸法が大となりすぎて強度低下するためである。
【００３２】
さらに、Ｃｒ添加量をＮｉに対して３００ｍａｓｓ％を超え１２５０ｍａｓｓ％以下としたのは、３００ｍａｓｓ％以下ではＭ２Ｃ相が少なくなりすぎてＮｉを消滅させられないことおよびまたは熱膨張係数を大きく出来ないためである。また１２５０ｍａｓｓ％より多く添加すると、Ｍ２Ｃの寸法が大となり過ぎて、合金が低強度・低高度となり鏡面性も低下するためである。
【００３３】
最後に、ＮｉをＳＥＭ  Ｓ４８００で２万倍までに拡大観察した範囲では全てＭ２Ｃ相中に存在するように出来ることから、Ｎｉを一部または全てＣｏに置き換えた、ＷＣ−Ｍ２Ｃ相のバインダーレス超微粒超硬合金も同様の特性が得られると考え、ＮｉをＣｏに置き換えた試料を作成した結果、やや粒度は大となったが同様の結果が得られた。
【００３４】
粒度がＮｉの場合よりやや大となったのは、Ｃｏの場合の方がＮｉより液相出現温度が７０℃程度低いことによると考えられた（非特許文献３）。なお、この場合のＭ２ＣのＭは通常Ｗ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉであるが、このＮｉの一部およびまたは全てがＣｏとなる。
【００３５】
以上の様にして得られたＷＣ−Ｍ２Ｃ相のバインダーレス超微粒超硬合金の熱膨張係数は４．８ＭＫ−１以上５．１ＭＫ−１以下の範囲となり、ＷＣとＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相の超硬合金とほぼ同じ熱膨張係数とすることに成功したばかりでなく、より微粒で作ることが出来るため鏡面性の改良も達成した。さらに、高硬度であり耐摩耗性が改善され、かつＣｒが多いことから耐酸化性の改善も出来た。この詳細は表１に示しており、後記する。
【発明の効果】
【００３６】
ＷＣ−Ｍ２Ｃ超微粒超硬合金は、熱膨張係数を４．８ＭＫ−１〜５．１ＭＫ−１まで変化することが出来、既存のＷＣとＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相で設計されたレンズ成形用金型を設計変更することなく代替できる。さらに、従来の合金より鏡面性、耐酸化性に優れ、従来にない高い精度の非球面ガラスレンズ成形が出来る。さらに、ＮｉがＭ２Ｃ相に固溶していてＮｉ相として存在しないため、高硬度でありながら高強度で、高硬度を要求される耐摩耗工具（流体噴霧用ノズル、超高圧発生用容器、金型、パンチ）で長寿命化を達成できる。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】非特許文献１による、Ｃｒ３Ｃ２−Ｎｉ系の状態図である。τはＣｒ３Ｃ２相、θはＣｒ７Ｃ３相である。
【図２】ＷＣ−Ｃｒ３Ｃ２−Ｎｉ系の状態図（ｍｏｌ％）である。ＷＣ−Ｃｒ３Ｃ２−Ｎｉ系のＷＣ付近の相域を調べた結果である。図中に試料Ｎｏ．を示している。ＷＣのｍｏｌ％表示は明朝体としている。表１と表２の試料Ｎｏ．１〜９は、Ｖ添加があるために組成が僅かに変化するが、図２のＮｏ．１〜９とほぼ対応するとしてよい。
【図３】試料Ｎｏ．６、Ｎｏ．１、Ｎｏ．１０のＸ線回折結果（ＣｕＫα）である。
【図４】試料Ｎｏ．６、Ｎｏ．１、Ｎｏ．１０のＳＥＭ観察結果である。各試料は見やすくするため村上試薬で軽食刻している。
【図５】試料Ｎｏ．１０の白色相をＥＤＸ分析した結果である。点線の部分をＮｉＬα線でライン分析した。白色部分にＮｉのピークが認められる。
【発明を実施するための形態】
【実施例１】
【００３８】
初めに、平均粒度（ＢＥＴ値より換算）が１５０ｎｍのＷＣ原料粉末を用い、配合組成をＷＣ−０．１５ｍａｓｓ％ＶＣ−０．７５ｍａｓｓ％Ｃｒ３Ｃ２−０．２ｍａｓｓ％Ｎｉとし、ボールミルによる湿式強粉砕を、粉砕メディアの超硬ボールと粉末の比率を５対１として、７２ｈｒ行った。湿式粉砕後、乾燥し、冷間成形して、真空焼結を１６００℃で１ｈｒ行い、１５００℃、１５０ＭＰａ、１ｈｒのＡｒ雰囲気のＨＩＰ処理をして合金とした。
【００３９】
こうして得られた合金は、日立製作所製走査型電子顕微鏡Ｓ４８００で２万倍までに拡大観察した範囲ではＷＣ−Ｍ２Ｃ合金であった。これは表１と表２の発明合金試料Ｎｏ．３である。
【００４０】
【表１】
0005606600.tif 000002
【００４１】
【表２】
0005606600.tif 000003
【実施例２】
【００４２】
表１は、実施例１（試料Ｎｏ．３）と同様にして作成した発明合金（試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．８、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１５）と比較合金（試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２、試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１２）について、硬さ、抗折力、粒度、熱膨張係数、鏡面性、耐酸化性を調べた結果である。試料の原料配合組成は表２に示した。表１と表２の試料Ｎｏ．１〜９は、Ｖ添加があるために組成が僅かに変化するが、図２のＮｏ．１〜９とほぼ対応するとしてよい。
【００４３】
発明合金Ｎｏ．３からＮｏ．８を選択することにより、熱膨張係数を４．８ＭＫ−１から５．１ＭＫ−１まで変化させることができた。すなわち、従来のＷＣとＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相の超硬合金である比較合金試料Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２の、熱膨張係数と一致できた。
【００４４】
比較合金試料Ｎｏ．２、Ｎｏ．９は、Ｎｉ相がまだ少ないため、微粒合金となっていて硬さが２５００ＨＶ２９６Ｎ、２５５０ＨＶ２９６Ｎと高いが、鏡面性は０．８４ｎｍＲａ、０．６０ｎｍＲａと低かった。これは僅かではあるが、Ｎｉ相があるためである。
【００４５】
これに対して、発明合金は、日立製作所製走査型電子顕微鏡Ｓ４８００で２万倍までに拡大観察した範囲でＷＣ−Ｍ２Ｃ合金で、ＮｉまたはＣｏ相がないため、硬さが２６００ＨＶ２９６Ｎ以上である。それでいて、ＷＣ粒度が１２０ｎｍ〜２７０ｎｍと非常に微細であった。このため、鏡面仕上げ後の表面粗さが０．４４ｎｍＲａ以下と非常に小さくなっていた。
【００４６】
また、発明合金は、日立製作所製走査型電子顕微鏡Ｓ４８００で２万倍までに拡大観察した範囲でＷＣ−Ｍ２Ｃ合金で、ＮｉまたはＣｏ相がないため、硬さが２６００ＨＶ２９６Ｎ以上であった。それでいて、ＷＣ粒度が１２０ｎｍ〜２７０ｎｍと非常に微細であるため破壊の起源が小さくなり、抗折力が２１００ＭＰａ以上と優れていた。硬さが２６００ＨＶ２９６Ｎ以上で抗折力が２１００ＭＰａ以上となるのは発明合金だけである。
【００４７】
さらに、大気中８００℃で３０ｍｉｎ加熱しても、酸化増量が１５０ｇ／ｃｍ２以下と従来合金より耐酸化性が優れるが、これは従来合金よりＣｒ３Ｃ２の添加量が多いためである。
【実施例３】
【００４８】
表３は、発明合金Ｎｏ．３の原料ＷＣ粉末の平均粒度（ＢＥＴ値換算値）を変化させ、その他は同様にして作成した合金のＦｕｌｌｍａｎの式による平均粒度を測定した結果であるが、原料ＷＣ粉末の平均粒度の影響は少ないことが分かる。
【００４９】
【表３】
0005606600.tif 000004
【００５０】
これは、粉末混合用ボールの硬質ＷＣ粉衝撃粉砕に対する軟質Ｎｉ粉の緩衝効果が、Ｎｉ粉量が少量であることにより、極めて小さいために、ＷＣ粉が粉砕平衡に達することにより、混合粉の平均粒度は、原料ＷＣ粉平均粒度によらずほぼ同じとなったためと考えている。
【実施例４】
【００５１】
発明合金試料Ｎｏ．７は、比較合金試料Ｎｏ．１１で設計されたレンズ成形用金型を設計変更することなく代替し、表面粗さを１／１０まで小さくすることに成功し、より高精度のレンズ成形を可能とした。耐酸化性も優れることから、高温で使用されても、比較合金試料Ｎｏ．１１と比べて約１．５倍の長寿命を達成した。
【実施例５】
【００５２】
発明合金試料Ｎｏ．４は、高硬度を要求される耐摩耗工具（流体噴霧用ノズル、超高圧発生用容器、金型、パンチ）で高性能を示した。すなわち、比較合金試料Ｎｏ．１と比べて、流体噴霧用ノズルで１．５倍以上、超高圧発生用容器で２倍以上、金型で３倍以上、パンチで１．５倍以上の長寿命化を達成した。
【産業上の利用可能性】
【００５３】
レンズ成形用金型に応用することで、従来より表面粗さが小さく、かつ長寿命のレンズを容易に成形できるようになり、各種のカメラの映像が向上する。さらに、耐摩耗工具（流体噴霧用ノズル、超高圧発生用容器、金型、パンチ）に応用することで、それらに係るコストが大幅に削減される。
【要約】      （修正有）【課題】非球面ガラスレンズ成形用金型においてレンズ成形精度を向上させるために、既存のＷＣとＴｉＣ−ＷＣ固溶体複炭化物相を用いた超硬合金に代替し、その熱膨張係数がほぼ同じとなるＷＣ−Ｍ２Ｃ相のバインダーレス超微粒超硬合金を提供する。【解決手段】炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とし、主成分としＮｉ量が０．１２ｍａｓｓ％以上０．３ｍａｓｓ％以下の超硬合金において、Ｖ添加量を、Ｎｉに対して３０ｍａｓｓ％以上１００ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ添加量を、Ｎｉに対して３００ｍａｓｓ％を超え１２５０ｍａｓｓ％以下とすることにより、Ｗ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉを含むＭ２Ｃ相（Ｍ：金属元素を表す記号）を合金組織中に分散させ、抗折力が２１００ＭＰａ以上、かつ熱膨張係数（ＲＴ−６００℃）が４．８ＭＫ−１以上５．１ＭＫ−１以下とできる。また、Ｎｉを一部または全てＣｏに置き換えても同様の特性が得られる。【選択図】図２【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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