(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（Ｔｉ・Ｗx Ｍy ）（Ｃu Ｎ1-u ）（ただし、ＭはＷを除く周期律表６Ａ族金属の少なくとも１種、０＜ｘ＜１，０≦ｙ≦０．９，０≦ｕ＜０．９）およびＷＣを含む硬質相を７５重量％以上９５重量％以下、Ｎｉ，Ｃｏおよび不可避不純物を含む結合相を５重量％以上２５重量％以下含み、
Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以上６０重量％以下、周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算して３０重量％以上７０重量％以下含有し、かつ、
前記硬質相の窒素／（炭素＋窒素）が原子比で０．２以上０．５未満であり、最表面に結合相金属とＷＣとを含む軟質層が存在し、該軟質層の直下に３μｍ以上３０μｍ以下の厚みでＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層を有する、窒素含有焼結硬質合金。
【請求項２】
前記ＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層から、最表面からの最大深さ１ｍｍまで、内部に向かってＷＣを含む硬質相の存在量が漸次増加する、請求項１記載の窒素含有焼結硬質合金。
【請求項３】
前記ＷＣを含む硬質相の存在量が、最表面から１ｍｍ以上の深さの内部において５体積％以上５０体積％未満である、請求項１または２記載の窒素含有焼結硬質合金。
【請求項４】
（Ｔｉ・Ｗx Ｍy ）（Ｃu Ｎ1-u ）（ただし、ＭはＴｉ，Ｗを除く周期律表４Ａ，５Ａ，６Ａ族金属の少なくとも１種、０＜ｘ＜１，０＜ｙ≦０．９，０≦ｕ＜０．９）およびＷＣを含む硬質相を７５重量％以上９５重量％以下、Ｎｉ，Ｃｏおよび不可避不純物を含む結合相を５重量％以上２５重量％以下含み、
Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以上６０重量％以下、周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算して３０重量％以上７０重量％以下、Ｔａ，Ｎｂの合計含有量を炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して２重量％以上１５重量％以下、Ｖ，Ｚｒ，およびＨｆの合計含有量を炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以下含有し、かつ、
前記硬質相の窒素／（炭素＋窒素）が原子比で０．２以上０．５未満であり、最表面に結合相金属およびＷＣを含む軟質層が存在し、該軟質層の直下に３μｍ以上３０μｍ以下の厚みでＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層を有する、窒素含有焼結硬質合金。
【請求項５】
前記ＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層から、最表面からの最大深さ１ｍｍまで、内部に向かってＷＣを含む硬質相の存在量が漸次増加する、請求項４記載の窒素含有焼結硬質合金。
【請求項６】
前記ＷＣを含む硬質相の存在量が、最表面から深さ１ｍｍ以上の内部において５体積％以上５０体積％未満である、請求項４または５記載の窒素含有焼結硬質合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、窒素含有焼結硬質合金に関し、特に、切削加工用工具の材質としての耐熱衝撃性、耐摩耗性および強度の向上を図り、かつ湿式切削への適用を可能にする窒素含有焼結硬質合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｔｉを主成分とする炭窒化物などを硬質相とし、これをＮｉおよびＣｏを含む金属で結合した窒素を含有する焼結硬質合金が、切削工具として既に実用化されている。この窒素含有焼結硬質合金は、従来の窒素を含有しない焼結硬質合金に比べて硬質相が著しく微粒になり、その結果耐高温クリープ特性が大幅に改善されるため、ＷＣを主成分としたいわゆる超硬合金と並んで、切削工具として広く使用されてきている。
【０００３】
しかしながら、この窒素含有焼結硬質合金は、
▲１▼  主成分であるＴｉの炭窒化物の熱伝導度が超硬合金の主成分であるＷＣの熱伝導度に比べて著しく小さいため、この窒素含有焼結硬質合金の熱伝導度は超硬合金の熱伝導の約２分の１であること、
▲２▼  熱膨張係数も、熱伝導度と同様に主成分の特性値に依存するため、窒素含有焼結硬質合金の熱膨張係数は超硬合金の熱膨張係数の約１．３倍になること、
などの理由により、熱衝撃に対する抵抗が低くなる。そのため、たとえばフライス切削や角材の旋盤による切削加工、あるいは切込みが大きく変動する湿式での倣い切削などのように特に熱衝撃が厳しくなる条件下での切削においては、被覆超硬合金などに比べて、窒素含有焼結硬質合金の信頼性が低いという問題があった。
【０００４】
このような窒素含有焼結硬質合金の従来の問題点を解消するため、以下に示すようなさまざまな改良が試みられている。たとえば、特開平２−１５１３９号公報には、Ｔｉを炭化物などに換算して５０重量％以上、Ｗなどの６Ａ族元素を炭化物換算で４０重量％未満、Ｎ／（Ｃ＋Ｎ）の原子比が０．４〜０．６の窒素含有量の高いものを、焼結雰囲気を制御して表面粗さを向上させ、表層部に高い靱性と硬度とを有する改質部を形成させることが提案されている。また、特開平５−９６４６号公報には、Ｔｉを主成分とし、Ｗ，Ｍｏ，Ｃｒを炭化物換算で合計４０重量％未満含有したものを焼結後の冷却工程を制御して、表面部に内部よりも結合相の減少した領域を形成し、表面に圧縮応力を残すサーメットが開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら上記いずれの公報に開示されたサーメットにおいても、耐摩耗性および靱性は向上しているが、被覆超硬合金に比べれて耐欠損性は不十分である。また耐熱衝撃性に乏しく、特に、熱亀裂の発生や、熱衝撃および機械的衝撃の両者に起因する亀裂の進展による突発欠損が生じやすく、十分な信頼性が得られない。すなわち、このような先行技術では、コーティング工程を省略することによって製造コストが下がるものの、性能的にはそれに見合っただけのものしか発揮できない。これは、ある程度以上のＴｉの含有を前提としたいわゆるサーメットという範疇においては、欠損に対する強度向上を図ることに自ずと限界があるということを示している。
【０００６】
そこで本発明者らは、種々の切削における温度分布などの切削現象の解析と、工具内の材料成分の配置との詳細な研究を行なった結果、以下の知見を得た。
【０００７】
切削中において切削部は被削材と接触している切れ刃表面部分やすくい面の切り屑の擦過していく部分など、部分的に高温環境にさらされる。サーメットと超硬合金とを比較すると、上述のようにサーメットは熱伝導度が超硬合金の２分の１程度であるため、表面で発生する熱が内部へ拡散しにくく、表面は高温であるにもかかわらず内部では急激に温度が低下するという状態が生じる。このような状態においては一度亀裂が入ると、著しく欠損しやすくなるという問題がある。さらに、高温のサーメットが水溶性切削油によって急冷却されたり、切削空転して冷却されたりすると、その極表面部分のみが急冷されることになる。
【０００８】
サーメットと超硬合金とを比較すると、上述のようにサーメットは熱膨張係数が超硬合金の約１．３倍であるため、表層部に引張り応力が発生し、熱亀裂が非常に発生しやすくなる。いずれの特性も耐熱衝撃性では、超硬合金よりもサーメットのほうが不利である。
【０００９】
さらに、同一粒度および同一結合相量で見た場合、サーメットは超硬合金に比べて破壊靱性値も３０ないし５０％低下するため、合金内部での亀裂進展抵抗も低くなる。
【００１０】
すなわち、窒素含有焼結硬質合金において、切削仕上げ面を良好にできかつ資源的にも有利なＴｉを多量に含有したまま、熱伝導度の向上、熱膨張係数の低減、および亀裂進展抵抗の向上を図ることには、限界があるという問題があった。
【００１１】
本発明は、従来は高価な被覆超硬合金でしか使用できなかった、厳しい熱衝撃を受ける条件下での加工領域においても、表面被覆を施すことなくかつ高い信頼性を持って切削工具として使用可能な窒素含有焼結硬質合金を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の窒素含有焼結硬質合金は、組織的に従来の窒素含有焼結硬質合金に比べて内部にＷＣを多く存在させ、亀裂進展に対する抵抗を向上させることを狙いとしている。ＷＣを多く配合させると、従来の窒素含有焼結硬質合金においては、合金表面へのＷＣ粒子が出現して、いわゆるＰ種と呼ばれている工具材料となるが、この工具材料は切削仕上げ面の性状が低い。そのため、耐アブレッシブ摩耗性も、いわゆるサーメットや被覆超硬合金に比べると格段に劣るものとなっていた。
【００１３】
しかしながら、焼結を特定の高窒素雰囲気で行なうと、切削仕上げ面の性状を決定する、工具の最表面に存在する軟質層、すなわちいわゆる染み出し層直下から特定の深さまでの表面部分の、ＷＣ粒子を消失させ得ることが判明した。これにより、耐アブレッシブ摩耗性や耐クレーター摩耗性が大幅に向上できること、それに加えて冷却を真空などの脱炭雰囲気で行なうと、表面層付近は結合相量が減少し、それと同時に硬質相粒子にＷなどの６Ａ族金属が多く固溶する。また、結合相量勾配により熱膨張係数差に起因する表面部への圧縮応力が発生することなどの効果により合金表面が硬化し、かつ靱性を向上させることができ、その結果、耐摩耗性や靱性、耐熱衝撃性を顕著に向上させ得ることが可能になった。
【００１４】
そこで、本発明の請求項１に記載の窒素含有焼結硬質合金は、
（Ｔｉ・Ｗx Ｍy ）（Ｃu Ｎ1-u ）（ただし、ＭはＷを除く周期律表６Ａ族金属の少なくとも１種、０＜ｘ＜１，０≦ｙ≦０．９，０≦ｕ＜０．９）およびＷＣを含む硬質相を７５重量％以上９５重量％以下、Ｎｉ，Ｃｏおよび不可避不純物を含む結合相を５重量％以上２５重量％以下含み、
Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以上６０重量％以下、周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算して３０重量％以上７０重量％以下含有し、かつ、
前記硬質相の窒素／（炭素＋窒素）が原子比で０．２以上０．５未満であり、最表面に結合相金属とＷＣとを含む軟質層が存在し、該軟質層の直下に３μｍ以上３０μｍ以下の厚みでＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層を有することを特徴とする。
【００１５】
また、請求項２に記載の窒素含有焼結硬質合金は、上記請求項１に記載の組成において、ＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層から、最表面からの最大深さ１ｍｍまで、内部に向かってＷＣを含む硬質相の存在量が漸次増加することを特徴とする。
【００１６】
さらに、請求項３に記載の窒素含有焼結硬質合金は、上記請求項１または２に記載の組成において、ＷＣを含む硬質相の存在量が、最表面から１ｍｍ以上の深さの内部において５体積％以上５０体積％未満であることを特徴とする。
【００１７】
本発明の請求項４に記載の窒素含有焼結硬質合金は、
（Ｔｉ・Ｗx Ｍy ）（Ｃu Ｎ1-u ）（ただし、ＭはＴｉ，Ｗを除く周期律表４Ａ，５Ａ，６Ａ族金属の少なくとも１種、０＜ｘ＜１，０＜ｙ≦０．９，０≦ｕ＜０．９）およびＷＣを含む硬質相を７５重量％以上９５重量％以下、Ｎｉ，Ｃｏおよび不可避不純物を含む結合相を５重量％以上２５重量％以下含み、
Ｔｉを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以上６０重量％以下、周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算して３０重量％以上７０重量％以下、Ｔａ，Ｎｂの合計含有量を炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して２重量％以上１５重量％以下、Ｖ，Ｚｒ，およびＨｆの合計含有量を炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以下含有し、かつ、
硬質相の窒素／（炭素＋窒素）が原子比で０．２以上０．５未満であり、最表面に結合相金属およびＷＣを含む軟質層が存在し、該軟質層の直下に３μｍ以上３０μｍ以下の厚みでＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層を有することを特徴とする。
【００１８】
また請求項５に記載の窒素含有焼結硬質合金は、上記請求項４に記載の組成において、前記ＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層から、最表面からの最大深さ１ｍｍまで、内部に向かってＷＣを含む硬質相が漸次増加することを特徴とする。
【００１９】
さらに、請求項６記載の窒素含有焼結硬質合金は、上記請求項４または５に記載の組成において、前記ＷＣを含む硬質相の存在量が、最表面から深さ１ｍｍ以上の内部において５体積％以上５０体積％未満であることを特徴とする。
【００２０】
【作用】
請求項１に記載の本発明の窒素含有焼結硬質合金によれば、まず、硬質相の含有量が７５重量％以上９５重量％以下としている。これは、硬質相が７５重量％未満では耐摩耗性、耐塑性変形性の低下が著しく、９５重量％を超えると強度および靱性が不足するためである。またＴｉの含有量を炭化物などに換算して５重量％以上６０重量％以下としたのは、５重量％未満では耐摩耗性が所望のレベルに達せず、６０重量％を超えると靱性が劣化するためである。このＴｉの含有量は、５重量％以上５０重量％以下であることが望ましく、２０重量％以上５０重量％以下であることが特に望まれる。
【００２１】
周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算して３０重量％以上７０重量％以下としたのは、３０重量％未満では所望の靱性が得られず、７０重量％を超えるとＷＣ粒子が表面にも多く残存するようになり、耐摩耗性が不十分となって好ましくないからである。この周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算した含有量は、４０重量％以上７０重量％以下であることが望ましく、４０重量％以上６０重量％以下であることが特に望ましい。
【００２２】
また、硬質相の窒素／（炭素＋窒素）の原子比を０．２以上０．５未満としたのは、この原子比が０．２未満であると靱性および耐摩耗性ともに所望のレベルに達せず、０．５を超えると焼結性が低下し、靱性が劣化するためである。この原子比は、０．２以上０．４未満であることが望ましい。
【００２３】
さらに、ＷＣを含む硬質相がほとんど存在しない層、具体的には１体積％以下である層の厚みを、最表面の結合相金属とＷＣとからなる軟質層の直下において３μｍ以上３０μｍ以下としたのは、３μｍ未満では所望の耐アブレッシブ摩耗性および耐クレータ摩耗性を得ることができず、３０μｍを超えると亀裂進展抵抗を促進する効果が発揮されず、その結果靱性が低下するためである。
【００２４】
本発明の請求項２に記載の窒素含有焼結硬質合金によれば、ＷＣを含む硬質相が１体積％以下の層から、最表面から最大深さ１ｍｍまで、内部に向かってＷＣを含む硬質相の存在量が漸次増加することにより、ＷＣが存在する領域と存在しない領域との境界におけるＷＣ含有分布の急激な変化が防止され、その境界での残留応力の発生が緩和される。
【００２５】
本発明の請求項３に記載の窒素含有焼結硬質合金において、ＷＣを含む硬質相が、最表面から最大深さ１ｍｍ以上の内部において、５体積％以上５０体積％未満であるとしたのは、５体積％未満では所望の靱性向上効果が得られず、５０体積％では表層部分の熱衝撃に対する靱性と合金の耐塑性変形性が低下するためである。
【００２６】
さらに、上記請求項１に記載の窒素含有焼結硬質合金の硬質相の組成に代えて、請求項４に記載の組成のように、Ｗを除く周期律表６Ａ族金属に加えて、Ｔｉを除く周期律表４Ａ族金属および／または５Ａ族金属を含有し、Ｔａ，Ｎｂの合計含有量を炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して２重量％以上１５重量％以下とし、Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆの合計含有量を炭化物、窒化物あるいは炭窒化物に換算して５重量％以下含むことによっても、請求項１に記載の組成と同様の作用効果を有する。Ｔａ，Ｎｂの炭化物等に換算した合計含有量が２重量％未満では耐クレーター摩耗性が向上せず、１５重量％を超えると耐欠損性が低下する。Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆは高温における強度や硬度を向上させるために含有することが好ましいが、炭化物等に換算した合計含有量が５重量％を超えると、焼結性が低下し、その結果耐欠損性も低下する。
【００２７】
請求項５および６に記載の窒素含有焼結硬質合金の作用効果は、請求項２および３に記載の構造の作用効果と同様である。
【００２８】
【実施例】
以下、本発明の具体的な実施例について説明する。
【００２９】
実施例１
平均粒径が２μｍで、有芯構造の外郭部分が、反射電子顕微鏡像で純白に見え、芯部分が真っ黒に見える（Ｔｉ0.85Ｔａ0.04Ｎｂ0.04Ｗ0.07）（Ｃ0.56Ｎ0.44）粉末と、平均粒径が０．７μｍのＷＣ粉末と、平均粒径１．５μｍのＮｉ粉末とＣｏ粉末とを、それぞれ４５重量％、４０重量％、７重量％、８重量％の割合で、湿式混合後、型押し成形し、１０-2Ｔｏｒｒの真空中で１２００℃で脱ガスした。その後、窒素ガス分圧３０Ｔｏｒｒで、１４５０℃で１時間焼結後、真空中で５℃／分で冷却し、試料１を形成した。この試料１のＴｉ含有量はＴｉＣＮ換算で３４重量％、Ｗ含有量はＷＣ換算で４５重量％、ＴａおよびＮｂの含有量はＴａＣ＋Ｎｂ換算で６重量％であった。またＮ／（Ｃ＋Ｎ）は、原子比で０．３となった。軟質層直下から厚さ１０μｍの領域においては、ＷＣ粒子が全く存在せず、最表面から１ｍｍの深さにおける内部のＷＣを含む硬質相の存在量は１５体積％となっていた。
【００３０】
比較のために、従来の製法によって形成したサンプルとして、試料２ないし４を形成した。試料２は、試料１と同一の型押し成形体を窒素分圧５Ｔｏｒｒ、１４００℃で焼結したものである。また、試料３は、試料２と同一の焼結体を、焼結後にＣＯ分圧２００Ｔｏｒｒで冷却したものである。また試料４は、試料２と同一の焼結体を、焼結後に窒素分圧１８０Ｔｏｒｒで冷却したものである。
【００３１】
試料２ないし４の構造は、軟質層直下のＷＣを含む硬質相の存在量が、それぞれ１０体積％、１５体積％、５体積％であった。さらに、試料１と同一原料に加えて、平均粒径１〜３μｍのＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＶＣを使用し、下記の表１に示す重量比率で配合し、試料１と同様の工程で焼結合金を形成し、表１に示す換算含有量を有する試料５ないし１０とした。Ｎｉ，Ｃｏ，ＺｒＣ，ＶＣは、換算含有量が配合組成とほぼ同じ量であるため、記載を省略した。また、このときのＮ／（Ｃ＋Ｎ）の原子比と、合金表面部の軟質層直下のＷＣを含む硬質相が１体積％以下の層の厚みと、最表面から１ｍｍにおけるＷＣを含む硬質相の存在量を、下記の表２に示した。
【００３２】
【表１】
0003648758.tif 000002
【００３３】
【表２】
0003648758.tif 000003
【００３４】
上記各試料１ないし１０の窒素含有焼結硬質合金について、下記の表３の切削条件１ないし３を用いて切削加工を実施し、その結果下記の表４に示す判定結果を得た。
【００３５】
【表３】
0003648758.tif 000004
【００３６】
【表４】
0003648758.tif 000005
【００３７】
表４に示した判定結果からわかるように、請求項１または４に記載された本発明の条件を満たす組成などを有する試料１，５および６を用いた場合には、本発明の条件から外れる組成等を有する試料２ないし４および７ないし１０を用いた場合と比べて、いずれも優れた耐摩耗性、靱性および耐熱衝撃性を示している。
【００３８】
実施例２
下記の表５に示す原料粉末を用いて、それぞれの換算含有重量になるように配合および混合粉砕して、試料１１ないし２３を成形した。ここで、ＴｉＣＮ粉末は平均粒径２μｍでＣ／Ｎ原子比５／５のものを用い、その他の粉末は平均粒径１〜３μｍのものを用いた。試料１２は、Ｔａ、Ｎｂ源として平均粒径１．５μｍの（ＴａＮｂ）Ｃ粉末（ＴａＣ：ＮｂＣ＝２：１（重量比））を用い、試料１７は、Ｔｉ、Ｗ源として平均粒径２μｍの（Ｔｉ0.8 Ｗ0.2 ）（Ｃ0.7 Ｎ0.3 ）粉末を使用した。これらの固溶体原料粉末の配合量については、表５においては単体の化合物に換算して示した。各試料の配合組成については、換算含有量が配合組成とほぼ同量であるため、その記載を省略した。
【００３９】
【表５】
0003648758.tif 000006
【００４０】
試料１１ないし２３を、１０-2Ｔｏｒｒの真空中で３℃／分で昇温し、１２００℃で１５分間脱ガス後、窒素ガス分圧１５〜４０Ｔｏｒｒ、１４５０℃で１時間焼結後、真空中で３℃／分で１２００℃まで制御冷却した後、窒素急冷した。試料１１，１２については、同一条件での焼結後に、冷却条件を変えて、試料１１Ａないし１１Ｃおよび１２Ａないし１２Ｃを形成した。そのうち１１Ａ，１２Ａは、試料１１，１２とそれぞれ同一条件での焼結後、ＣＯ分圧１５０Ｔｏｒｒで冷却し、試料１１Ｂ，１２Ｂについては、窒素分圧２００Ｔｏｒｒで冷却し、試料１１Ｃ，１２Ｃについては１５３０℃まで昇温後１．５時間焼結した後に制御冷却したものである。
【００４１】
試料１１ないし２３および試料１１Ａないし１１Ｃ，１２Ａないし１２ＣのＮ／（Ｃ＋Ｎ）原子比と、合金表面部の軟質層直下のＷＣを含む硬質相が１体積％以下の領域の厚みと、最表面から１ｍｍの深さにおけるＷＣを含む硬質相の存在量とを、下記の表６に示した。
【００４２】
【表６】
0003648758.tif 000007
【００４３】
表６に示した各試料について、下記の表７に示す切削条件４ないし６で切削加工を実施し、下記の表８に示す判定結果を得た。比較のため、市販の被覆超硬合金Ｐ１０グレードについても切削テストを行なった。
【００４４】
【表７】
0003648758.tif 000008
【００４５】
【表８】
0003648758.tif 000009
【００４６】
表８に示した判定結果からわかるように、請求項１または４に記載された本発明の条件を満たす組成等を有する試料１１，１２および１３ないし１７を用いた場合には、本発明の条件から外れる組成等を有する試料１１Ａないし１１Ｃ，１２Ａないし１２Ｃおよび１８ないし２３を用いた場合と比べて、いずれも優れた耐摩耗性、靱性および耐熱衝撃性を示している。
【００４７】
【発明の効果】
以上説明したように、請求項１あるいは４に記載の本発明の窒素含有焼結硬質合金によれば、硬質相の含有量を７０重量％以上とすることにより耐摩耗性、耐塑性変形性の低下を抑え、９０重量％以下とすることにより強度および靱性の不足を来すことがない。また、Ｔｉの含有量を炭化物などに換算して５重量％以上とすることにより耐摩耗性を所望のレベルに維持するととにもに、６０重量％以下とすることにより靱性の劣化を抑える。
【００４８】
また、周期律表６Ａ族金属を炭化物に換算して３０重量％以上含有することにより所望の靱性が維持され、７０重量％以下とすることにより表面でのＷＣ粒子の残存量が減少して十分な耐摩耗性を得ることができる。
【００４９】
また、硬質相の窒素／（炭素＋窒素）の原子比を０．２以上とすることにより靱性および耐摩耗性が所望のレベルに維持され、０．５以下とすることにより焼結性の低下および靱性の劣化が抑制される。
【００５０】
さらに、ＷＣを含む硬質相が１体積％以下である層の厚みを、最表面の結合相金属とＷＣとからなる軟質層の直下において３μｍ以上とすることにより所望の耐アブレッシブ摩耗性および耐クレータ摩耗性が得られ、３０μｍ以下とすることにより亀裂進展抵抗が維持されて靱性の劣化が抑えられる。
【００５１】
すなわち、請求項１あるいは４に記載の組成と構造を有することにより、表面被覆を施すことなく、切削工具用材料として優れた耐摩耗性、耐熱衝撃性および靱性を備えた窒素含有焼結硬質合金を得ることができる。
【００５２】
また、請求項２あるいは５に記載の窒素含有焼結硬質合金によれば、ＷＣが存在する領域と存在しない領域との境界で発生する残留応力は緩和され、その結果合金の強度を維持あるいは向上させることができる。
【００５３】
さらに、請求項３あるいは６に記載の窒素含有焼結硬質合金によれば、ＷＣを含む硬質相の存在量を、最表面から最大深さ１ｍｍ以上の内部において５体積％以上とすることにより所望の靱性向上効果が得られ、５０体積％以下とすることにより表層部分での熱衝撃に対する靱性と合金の耐塑性変形性が保持され、高温での過酷な切削条件下で使用される工具用材料としても優れた特性が発揮される。