(57)【要約】      （修正有）【課題】耐摩耗性と耐欠損性との両方を高水準でバランスよく備える超硬合金、及び、前記超硬合金を基材として用いた切削工具の提供。【解決手段】炭化タングステン１００を主成分とする硬質相１０と、鉄族元素を主成分とする結合相２０とを備える超硬合金１Ａであって、炭化タングステン１００が、多結晶炭化タングステン粒子１０１を含む超硬合金１Ａ。超硬合金１Ａは、その断面組織において、硬質相１０の面積をＳｔ、多結晶炭化タングステン粒子１０１の面積をＳｐとするとき、Ｓｐ／Ｓｔ≧０．５を満たすことが好ましい。亦、その断面組織において、硬質相１０を構成する全硬質相粒子の個数をＮｔ、多結晶炭化タングステン粒子１０１の個数をＮｐとするとき、Ｎｐ／Ｎｔ≧０．２を満たすことが好ましい。【選択図】図１
2016030846.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える超硬合金であって、
前記炭化タングステンが、多結晶炭化タングステン粒子を含む超硬合金。
【請求項２】
前記超硬合金における断面組織において、前記硬質相の面積をＳｔ、前記多結晶炭化タングステン粒子の面積をＳｐとするとき、Ｓｐ／Ｓｔ≧０．５を満たす請求項１に記載の超硬合金。
【請求項３】
前記超硬合金における断面組織において、前記硬質相を構成する粒子の個数をＮｔ、前記多結晶炭化タングステン粒子の個数をＮｐとするとき、Ｎｐ／Ｎｔ≧０．２を満たす請求項１または請求項２に記載の超硬合金。
【請求項４】
前記硬質相が、周期表４，５，６族元素とケイ素よりなる群から選択される少なくとも１つの元素の炭化物（ただし炭化タングステンを除く）、窒化物および炭窒化物の少なくとも一つを含む請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の超硬合金。
【請求項５】
前記多結晶炭化タングステン粒子の平均粒径が２μｍ以上である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の超硬合金。
【請求項６】
前記多結晶炭化タングステン粒子を構成する複数の単結晶炭化タングステン粒子の平均粒径が１μｍ以下である請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の超硬合金。
【請求項７】
クロムおよびバナジウムの少なくとも一方を含む請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の超硬合金。
【請求項８】
請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載の超硬合金を基材として用いた切削工具。
【請求項９】
前記基材の表面の少なくとも一部に被覆された硬質膜を備える請求項８に記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金および超硬合金を用いた切削工具に関する。特に、耐摩耗性と耐欠損性とをバランスよく備える超硬合金、およびその超硬合金を用いた切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
切削工具や金型の素材に超硬合金と呼ばれる硬質材料が利用されている。超硬合金は、炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える複合材料である。
【０００３】
従来から、耐摩耗性と耐欠損性との両方をバランスよく備える超硬合金が求められてきた。例えば、特許文献１は、硬質相の主成分であるＷＣを微粒とし、かつ、このＷＣの粒度分布の偏りが小さい超硬合金を開示している。この超硬合金は、ＷＣが微粒であり、かつ、粒度分布の偏りが小さいことで、耐摩耗性と耐欠損性とをバランスよく備える。このような従来の超硬合金を構成するＷＣは、超硬合金の製造方法から、単結晶構造のＷＣ粒子（以下、単結晶ＷＣ粒子という）であると考えられている。例えば、図１２の超硬合金１Ｊは、ＷＣ１００を主成分とする硬質相１０と、鉄族元素を主成分とする結合相２０とを備え、ＷＣ１００がすべて単結晶ＷＣ粒子１０５である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１２−１１７１００号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上述したような従来の超硬合金では、耐摩耗性と耐欠損性との両立をある程度の水準では達成できている。しかし、近年求められるより厳しい切削条件に対応した高効率の加工や長寿命の工具を実現するには、さらに高水準での耐摩耗性と耐欠損性との両立が望まれている。
【０００６】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明の目的の一つは、耐摩耗性と耐欠損性とを高水準でバランスよく備える超硬合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一態様に係る超硬合金は、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える超硬合金であって、前記炭化タングステンが、多結晶炭化タングステン粒子を含む。
【発明の効果】
【０００８】
上記超硬合金によれば、耐摩耗性と耐欠損性とを高水準でバランスよく備えた超硬合金を提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】本発明の一態様に係る超硬合金１Ａの組織の一例を示す模式図である。
【図２】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｂの組織の一例を示す模式図である。
【図３】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｃの組織の一例を示す模式図である。
【図４】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｄの組織の一例を示す模式図である。
【図５】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｅの組織の一例を示す模式図である。
【図６】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｆの組織の一例を示す模式図である。
【図７】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｇの組織の一例を示す模式図である。
【図８】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｈの組織の一例を示す模式図である。
【図９】本発明の一態様に係る超硬合金１Ｉの組織の一例を示す模式図である。
【図１０】本発明の一態様に係る切削工具の一例である刃先交換型切削チップの概略斜視図である。
【図１１】図１０の（ＸＩ）−（ＸＩ）断面における刃先近傍の部分拡大概略断面図である。
【図１２】従来の超硬合金１Ｊの代表的な組織の一例を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
［本発明の実施形態の説明］
最初に本発明の実施態様を列記して説明する。
【００１１】
（１）本発明の一態様に係る超硬合金は、炭化タングステンを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える超硬合金であって、前記炭化タングステンが、多結晶炭化タングステン粒子を含む。
【００１２】
硬質相の主成分であるＷＣが、複数の単結晶ＷＣ粒子から構成される多結晶ＷＣ粒子を含むことで、耐摩耗性と耐欠損性とを高水準でバランス良く備える超硬合金とできる。高水準の耐摩耗性及び耐欠損性を備える理由は、ＷＣに含まれる多結晶ＷＣ粒子中に存在する結晶粒界によるものと考えられる。結晶粒界は、超硬合金の変形に対する抵抗や亀裂の伝播に対する抵抗として働くと考えられる。特に、多結晶ＷＣ粒子の平均粒径がある程度大きい場合でも、高水準の耐摩耗性を備える理由は、多結晶ＷＣ粒子が複数の単結晶ＷＣ粒子から形成されることによるものと考えられる。多結晶ＷＣ粒子は、その平均粒径がある程度大きくとも、多結晶ＷＣ粒子を形成する単結晶ＷＣ粒子の平均粒径がある程度小さい。これにより、硬質相が微粒のＷＣから構成される場合と同様の耐摩耗性の向上が得られると考えられる。よって、本発明の一態様に係る超硬合金は、耐摩耗性と耐欠損性とを高水準でバランスよく備える。
【００１３】
（２）上記超硬合金の一形態としては、その断面組織において、前記硬質相の面積をＳｔ、前記多結晶炭化タングステン粒子の面積をＳｐとするとき、Ｓｐ／Ｓｔ≧０．５を満たすことが挙げられる。
【００１４】
Ｓｐ／Ｓｔ≧０．５を満たす超硬合金は、硬質相の面積に対する多結晶ＷＣ粒子の面積の割合が大きく、ひいては、硬質相に占める多結晶ＷＣ粒子の割合が所定量以上となることで、より高水準の耐摩耗性と耐欠損性とを実現できる。
【００１５】
（３）上記超硬合金の一形態としては、その断面組織において、前記硬質相を構成する全硬質相粒子の個数をＮｔ、前記多結晶炭化タングステン粒子の個数をＮｐとするとき、Ｎｐ／Ｎｔ≧０．２を満たすことが挙げられる。
【００１６】
Ｎｐ／Ｎｔ≧０．２を満たす超硬合金は、全硬質相粒子の個数に対する多結晶ＷＣ粒子の個数の割合が大きく、ひいては、硬質相に占める多結晶ＷＣ粒子の割合が所定量以上となることで、より高水準の耐摩耗性と耐欠損性とを実現できる。
【００１７】
（４）上記超硬合金の一形態としては、前記硬質相が、周期表４，５，６族元素とケイ素よりなる群から選択される少なくとも１つの元素の炭化物（ただし炭化タングステンを除く）、窒化物および炭窒化物の少なくとも一つを含むことが挙げられる。
【００１８】
硬質相として上記の群から選択される少なくとも一つの元素の炭化物、窒化物、および炭窒化物の少なくとも一つを含む超硬合金は、特に耐摩耗性に優れる。これは、上記の各化合物は、ＷＣと比べて硬度に優れるためと考えられる。
【００１９】
（５）上記超硬合金の一形態としては、前記多結晶炭化タングステン粒子の平均粒径が２μｍ以上であることが挙げられる。
【００２０】
多結晶ＷＣ粒子の平均粒径が２μｍ以上であることで、耐欠損性がより向上する。これは、多結晶ＷＣ粒子がある程度大きいことで、破壊経路となる硬質相／結合相界面が少なくなるためと考えられる。
【００２１】
（６）上記超硬合金の一形態としては、前記多結晶炭化タングステン粒子を構成する複数の単結晶炭化タングステン粒子の平均粒径が１μｍ以下であることが挙げられる。
【００２２】
多結晶ＷＣ粒子を構成する複数の単結晶ＷＣ粒子の平均粒径が１μｍ以下であることで、耐摩耗性がより向上すると期待される。これは、多結晶ＷＣ粒子を構成する単結晶ＷＣ粒子が小さいことで、変形抵抗や破壊伝播抵抗となる結晶粒界の数が多くなるためと考えられる。
【００２３】
（７）上記超硬合金の一形態としては、クロムおよびバナジウムの少なくとも一方を含むことが挙げられる。
【００２４】
超硬合金がクロム（Ｃｒ）およびバナジウム（Ｖ）の少なくとも一方を含有することで、超硬合金の製造過程においてＷＣ粒子が溶解再析出することを抑制できるので、多結晶ＷＣ粒子を維持しやすくなる。
【００２５】
（８）本発明の一態様に係る切削工具は、上述の（１）から（７）のいずれか一つに記載の超硬合金を基材として用いた切削工具である。
【００２６】
本発明の一態様に係る超硬合金を基材として用いることで、耐摩耗性と耐欠損性との両方をバランスよく備える切削工具を提供できる。
【００２７】
（９）上記切削工具の一形態としては、前記基材の表面の少なくとも一部に被覆された硬質膜を備えることが挙げられる。
【００２８】
基材に硬質膜を形成することで、基材の靱性を維持したまま、耐摩耗性を向上させることができる。また、基材に硬質膜を形成することで、被削材の仕上げ面の状態を良好にすることができると期待される。
【００２９】
［本発明の実施形態の詳細］
本発明の実施形態に係る超硬合金、および切削工具について図面を参照しつつ説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、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の全ての変更が含まれることを意図する。
【００３０】
＜超硬合金＞
《概要》 
本発明の実施形態に係る超硬合金は、ＷＣを主成分とする硬質相と、鉄族元素を主成分とする結合相とを備える。硬質相の主成分であるＷＣとしては、（１）複数の単結晶粒子の集合体から構成される多結晶ＷＣ粒子、および、（２）分散単結晶ＷＣ粒子、が挙げられる。本発明の実施形態に係る超硬合金は、硬質相の主成分であるＷＣが多結晶ＷＣ粒子を含むことを特徴の一つとする。以下、必要に応じて、図１〜図９を参照して各構成要件を説明する。各図において、超硬合金１Ａ〜１Ｉは硬質相１０の粒子が結合相２０のマトリクス中に分散された構成である。説明の便宜上、基本的には、多結晶ＷＣ粒子同士、一つの多結晶ＷＣ粒子を構成する単結晶ＷＣ粒子同士、及びＷＣ以外の粒子同士は、同一形状、同一粒度に図示しているが、実際には種々の形状が存在し、粒度分布も存在する。また、図２、図７の多結晶ＷＣ粒子などのように、図示する粒度が異なる場合は、多結晶ＷＣ粒子の粒度分布に複数のピークがあることを示している。
【００３１】
〔多結晶ＷＣ粒子〕
多結晶ＷＣ粒子とは、複数の単結晶ＷＣ粒子が異なる結晶方位をもって直接結合しているＷＣをいう。以下、本発明の実施形態に係る超硬合金において、多結晶ＷＣ粒子を構成する単結晶ＷＣ粒子を構成単結晶ＷＣ粒子という。図１〜図９に示すように、多結晶ＷＣ粒子１０１内には、結晶方位の境界である結晶粒界１０３が観察される。
【００３２】
〔分散単結晶ＷＣ粒子〕
分散多結晶ＷＣ粒子とは、硬質相を構成するＷＣであって、多結晶ＷＣ粒子を構成することなく、超硬合金中に分散している単結晶ＷＣ粒子をいう。分散単結晶ＷＣ粒子には、原料段階から意図的に含有した単結晶ＷＣ粒子と、原料粉末混合時などに多結晶ＷＣ粒子からばらけた単結晶ＷＣ粒子とが含まれうる。分散単結晶ＷＣ粒子には、複数の分散単結晶ＷＣ粒子同士がネッキング等により３次元的に連結したものなども含まれる（図示せず）。
【００３３】
《硬質相の材質と結晶構造》
硬質相は、（１）硬質相がＷＣのみで構成される場合と、（２）硬質相がＷＣとＷＣ以外の粒子から構成される場合とがある。いずれの場合も、ＷＣは多結晶ＷＣ粒子を含む。
【００３４】
〔硬質相がＷＣのみ〕
（ＷＣが多結晶ＷＣ粒子のみ）
硬質相が、ＷＣのみから構成される超硬合金の一例としては、図１に示す超硬合金１Ａが挙げられる。超硬合金１Ａは、硬質相１０がＷＣ１００のみから構成され、このＷＣ１００のすべてが多結晶ＷＣ粒子１０１である。ここでは、超硬合金１Ａの断面を観察して多結晶ＷＣ粒子１０１の粒度分布を求めた場合に、ピークが単一である。換言すれば、多結晶ＷＣ粒子の平均粒径はこのピークとほぼ等しくなる。
【００３５】
ＷＣが多結晶ＷＣ粒子のみから構成される超硬合金の他の例として、図２に示す超硬合金１Ｂが挙げられる。この超硬合金１Ｂにおける多結晶ＷＣ粒子１０１は、複数のピークを持つ粒度分布を有する。例えば、超硬合金１Ｂの断面を観察して多結晶ＷＣ粒子１０１の粒度分布を求めた場合に、微粒と粗粒の２つのピークが存在する。すなわち、超硬合金１Ｂでは、微粒側のピークを含む分布を形成する多結晶ＷＣ粒子１０１ａと、粗粒側のピークを含む分布を形成する多結晶ＷＣ粒子１０１ｂとが含まれる。
【００３６】
（ＷＣが多結晶ＷＣ粒子と分散単結晶ＷＣ粒子）
硬質相のＷＣは、多結晶ＷＣ粒子と分散単結晶ＷＣ粒子とを含んでいても良い。例えば、図３に示す超硬合金１Ｃでは、硬質相１０がＷＣ１００のみから構成されるが、ＷＣ１００は、多結晶ＷＣ粒子１０１と分散単結晶ＷＣ粒子１０５とから構成される。超硬合金１Ｃでは、多結晶ＷＣ粒子１０１の平均粒径βｐと、分散単結晶ＷＣ粒子１０５の平均粒径βｍとがほぼ同一である。もちろん、βｐとβｍは異なってもよい。このような例としては、図４に示す超硬合金１Ｄと、図５に示す超硬合金１Ｅとが挙げられる。超硬合金１Ｄは、βｐがβｍよりも大きい。超硬合金１Ｅは、βｐがβｍよりも小さい。
【００３７】
多結晶ＷＣ粒子は、構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αが異なる複数の多結晶ＷＣ粒子から構成されてもよい。このような超硬合金の例としては、図６に示す超硬合金１Ｆや、図７に示す超硬合金１Ｇなどが挙げられる。
【００３８】
超硬合金１Ｆは、多結晶ＷＣ粒子１０１自体の粒度分布は単一のピークだが、多結晶ＷＣ粒子１０１における構成単結晶ＷＣ粒子１０２の粒度分布を測定した際に、二つのピークが存在する。すなわち、超硬合金１Ｆの硬質相１０は、多結晶ＷＣ粒子１０１ｃと多結晶ＷＣ粒子１０１ｄのそれぞれの構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αを比較した場合、多結晶ＷＣ粒子１０１ｃの構成単結晶ＷＣ粒子１０２ａの平均粒径α１は、多結晶ＷＣ粒子１０１ｄの構成単結晶ＷＣ粒子１０２ｂの平均粒径α２よりも小さい。さらに、図７に示す超硬合金１Ｇのように多結晶ＷＣ粒子１０１の粒度分布はピークが複数であってもよい。図７に示す超硬合金１Ｇは、多結晶ＷＣ粒子１０１の粒度分布を求めた場合に、微粒と粗粒の２つのピークが存在する。すなわち、超硬合金１Ｇでは、粗粒側のピークを含む分布を形成する多結晶ＷＣ粒子１０１ｃと、微粒側のピークを含む分布を形成する多結晶ＷＣ粒子１０１ｄとが含まれる。多結晶ＷＣ粒子１０１ｃの構成単結晶ＷＣ粒子１０２ａの平均粒径α１は、多結晶ＷＣ粒子１０１ｄの構成単結晶ＷＣ粒子１０２ｂの平均粒径α２よりも小さい。
【００３９】
〔ＷＣ以外の粒子〕
硬質相は、ＷＣ以外の粒子（以下、他の粒子という）を含んでもよい。ＷＣ粒子以外の他の粒子を含有することで、超硬合金の耐摩耗性などが向上する場合があるからである。硬質相が他の粒子を含む超硬合金の一例としては、図８に示す超硬合金１Ｈが挙げられる。超硬合金１Ｈは、硬質相１０が、多結晶ＷＣ粒子１０１と、他の粒子１１０とから構成される。他の粒子を含む超硬合金の他の例としては、図９に示す超硬合金１Ｉのように、硬質相１０が、多結晶ＷＣ粒子１０１と、分散単結晶ＷＣ粒子１０５と、他の粒子１１０とを含む形態が挙げられる。
【００４０】
他の粒子の一例としては、周期表４，５，６族元素とケイ素（Ｓｉ）よりなる群から選択される少なくとも１つの元素の炭化物（ただしＷＣを除く）、窒化物および炭窒化物などが挙げられる。周期表４，５，６族元素としては、チタン（Ｔｉ）、Ｖ、Ｃｒ、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）等が挙げられる。具体的な他の粒子としては、炭化ニオブ（ＮｂＣ）、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、炭窒化ジルコニウム（ＺｒＣＮ）、およびこれらの複合炭窒化物などが挙げられる。
【００４１】
《硬質相の割合》
硬質相の割合には、超硬合金中の硬質相の割合、硬質相における多結晶ＷＣ粒子の割合、および、ＷＣ以外の硬質相の割合が含まれる。上記多結晶ＷＣ粒子の割合には、面積比で規定する場合と、粒子数で規定する場合とが挙げられる。
【００４２】
〔超硬合金中の硬質相の割合〕
硬質相は、超硬合金全体の質量の７５質量％以上９６質量％以下、さらには８０質量％以上９５質量％以下となることが好ましい。超硬合金に十分な靭性を持たせることができ、耐欠損性に優れる超硬合金とすることができるからである。
【００４３】
（硬質相中のＷＣの割合）
硬質相は、ＷＣを主成分とする。主成分とは、硬質相中、５０質量％以上の割合でＷＣを含むことをいう。ＷＣの含有量の下限は、例えば、硬質相全体の７０質量％以上、７５質量％以上、８０質量％以上、８５質量％以上とすることができる。一方、ＷＣの含有量の上限は、例えば、硬質相全体の９８質量％以下、９５質量％以下とすることができる。
【００４４】
（硬質相中の多結晶ＷＣ粒子の割合）
面積比を指標とした上記多結晶ＷＣ粒子の割合は、超硬合金の断面組織において、硬質相の面積をＳｔ、多結晶ＷＣ粒子の面積をＳｐとするとき、Ｓｐ／Ｓｔ≧０．５を満たすことが好ましい。上記式を満たす超硬合金は、硬質相の面積に対する多結晶ＷＣ粒子の面積の割合が大きいといえる。よって、硬質相に占める多結晶ＷＣ粒子の割合が所定量以上となるといえ、より高水準の耐摩耗性と耐欠損性とを実現できる。特に、上記式により表される硬質相の面積に対する多結晶ＷＣ粒子の面積の割合が、０．８以上、さらには０．９以上であると、耐欠損性に優れた超硬合金とできる。
【００４５】
粒子数を指標とした上記多結晶ＷＣ粒子の割合は、超硬合金の断面組織において、硬質相を構成する全硬質相粒子の個数をＮｔ、多結晶ＷＣ粒子の個数をＮｐとするとき、Ｎｐ／Ｎｔ≧０．１７を満たすことが好ましく、Ｎｐ／Ｎｔ≧０．２を満たすことがより好ましい。上記式を満たす超硬合金は、全硬質相粒子の個数に対する多結晶ＷＣ粒子の個数の割合が大きいといえる。よって、硬質相に占める多結晶ＷＣ粒子の割合が所定量以上となるといえ、より高水準の耐摩耗性と耐欠損性とを実現できる。特に、上記式により表される全硬質相粒子の個数に対する多結晶ＷＣ粒子の個数の割合の値は、０．４以上、さらには０．５以上であると、耐欠損性に優れた超硬合金とできる。
【００４６】
（硬質相中の他の粒子の割合）
硬質相に他の粒子が含まれる場合、面積比を指標とした上記他の粒子の割合は、超硬合金の断面組織において、他の粒子の面積をＳａとするとき、０＜Ｓａ／Ｓｔ≦０．５を満たすことが好ましい。他の粒子の組成にもよるが、硬質相に他の粒子が含まれることで、耐摩耗性などがより向上するものと期待される。上記式により表される全硬質相粒子の面積に対する他の粒子の面積の割合の下限は、０．０１以上、さらには０．１以上とすることができる。一方、全硬質相粒子の面積に対する他の粒子の面積の割合の上限が０．５以下であることで、ＷＣが相対的に減少することによる超硬合金の耐欠損性や熱伝導性の低下を抑制できる。上記式により表される全硬質相粒子の面積に対する他の粒子の面積の割合の上限は、０．４５以下、さらには０．３以下とすることができる。
【００４７】
硬質相に他の粒子が含まれる場合、硬質相全体における他の粒子の割合は、他の粒子の個数をＮａとするとき、０＜Ｎａ／Ｎｔ≦０．７以下を満たすことが好ましい。他の粒子の組成にもよるが、硬質相に他の粒子が含まれることで、超硬合金の耐摩耗性などがより向上するものと期待される。上記式により表される全硬質相粒子の個数に対する他の粒子の個数の割合の下限は、０．０５以上、さらには０．１以上、特には０．２以上とすることができる。一方、全硬質相粒子の個数に対する他の粒子の個数の割合の上限が０．７以下であることで、ＷＣに含まれる多結晶ＷＣ粒子の割合が相対的に減少することを抑制できる。これにより、ＷＣが相対的に減少することによる超硬合金の耐欠損性や熱伝導性の低下を抑制できる。上記式により表される全硬質相粒子の個数に対する他の粒子の個数の割合の上限は、０．６５以下、さらには０．４５以下、特には０．３５以下とすることができる。
【００４８】
〔硬質相の分析方法〕
硬質相の面積や個数、および組成の識別は、超硬合金の断面を光学顕微鏡で観察したり、超硬合金の断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）とエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＳ）による分析（ＥＤＳ面分析）とを用いた画像解析を行ったりすることで、容易に行うことができる。分析方法の詳細は、後述する試験例にて説明する。
【００４９】
〔硬質相の平均粒径〕
硬質相を構成する全粒子の平均粒径βは、２μｍ以上、さらには５μｍ以上であることが好ましい。βが大きくなることで硬質相／結合相界面が減少し、さらに耐欠損性に優れた超硬合金とすることができるからである。
【００５０】
特に、多結晶ＷＣ粒子の平均粒径βｐが、１μｍ以上であることが好ましく、２μｍ以上であることがより好ましく、５μｍ以上であることがさらに好ましい。βｐがある程度大きいことで、βを大きくでき、耐欠損性に優れた超硬合金とできるからである。
【００５１】
構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは１μｍ以下であることが好ましく、０．８μｍ以下であることがより好ましく、０．７μｍ以下であることがさらに好ましく、０．５μｍ以下であることが特に好ましく、０．３μｍ以下であることが最も好ましい。βｐが同一であれば、αが小さくなるに従って多結晶ＷＣ粒子内に変形抵抗や破壊伝播抵抗として働く結晶粒界が多数存在することとなり、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れるからである。
【００５２】
βｐはαの１．４倍以上、２倍以上、５倍以上、１０倍以上、さらには１５倍以上とすることが挙げられる。αがβｐに対して小さくなることで、多結晶ＷＣ粒子内に変形抵抗や破壊伝播抵抗として働く結晶粒界が多数存在することとなり、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れるからである。
【００５３】
〔平均粒径の測定方法〕
硬質相を構成する各粒子の平均粒径β（μｍ）は、超硬合金の断面を画像解析し、断面画像中の水平方向のｆｅｒｅｔ径と垂直方向のｆｅｒｅｔ径の平均値とする。具体的には、上記の画像解析などで識別したそれぞれの粒子について、断面画像中の少なくとも１００個以上の粒子の各々について水平方向のｆｅｒｅｔ径と垂直方向のｆｅｒｅｔ径を測定する。そして、各硬質相粒子の両ｆｅｒｅｔ径の平均値を合算して、測定粒子数で除したものが硬質相粒子の平均粒径βである。上述した多結晶ＷＣ粒子の平均粒径βｐ、構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径α、および、分散単結晶ＷＣ粒子の平均粒径βｍに関しても、上記同様の画像解析から求めるものとする。詳細な画像解析の方法については、後述の試験例１で説明する。この超硬合金における硬質相の各粒子の平均粒径は、後述する原料粉末の平均粒径とは測定方法が異なる。
【００５４】
《結合相》
結合相は、鉄族元素を主成分とする。主成分とは、結合相全体の５０質量％以上の割合で鉄族元素を含むことをいう。結合相を構成する鉄族元素としては、代表的にはニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）および鉄（Ｆｅ）等を挙げることができる。これらは単独で用いてもよいし、複数を組合せて用いてもよい。また、結合相は、硬質相の成分であるＷや炭素（Ｃ）、その他の不可避的な成分を含んでいても良い。
【００５５】
結合相は、ＣｒおよびＶの少なくとも一方を含んでもよい。これらの元素が結合相中に存在する場合、結合相に固溶された状態で存在すると考えられる。
【００５６】
結合相の含有量は、超硬合金全体の４質量％以上２５質量％以下、さらには５質量％以上２０質量％以下であることが好ましい。結合相の含有量の下限が４質量％以上、さらには５質量％以上であることで、製造時の焼結性の悪化を防止し、結合相によって硬質相が強固に結合されるため、強度が高く、欠損が生じ難い。また、結合相の含有量の下限が４質量％以上、さらには５質量％以上であることで、超硬合金の靱性が向上する。一方、結合相の含有量の上限が２５質量％以下、さらには２０質量％以下、特には１５質量％以下であることで、硬質相が相対的に減少することによる超硬合金の硬度の低下を抑制し、耐摩耗性や耐塑性変形性の低下を抑制できる。
【００５７】
《作用・効果》
〔１〕以上説明した実施形態に係る超硬合金は、硬質相を構成する硬質相粒子の主成分であるＷＣ粒子が多結晶ＷＣ粒子を含むことで、分散単結晶ＷＣ粒子のみから構成される従来の超硬合金（図１２参照）と比べて、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスが良い。
【００５８】
〔２〕硬質相の各粒子の粒度分布が複数のピークを有する場合、耐摩耗性と耐欠損性のさらなる向上が期待される。例えば、図２や図７に示した超硬合金のように、多結晶ＷＣ粒子が微粒多結晶ＷＣ粒子と粗粒多結晶ＷＣ粒子とから構成される場合や、図４、図５に示すように、分散単結晶ＷＣ粒子の平均粒径と多結晶ＷＣ粒子の平均粒径が異なる場合などは、微粒と粗粒の硬質相の存在による耐摩耗性と耐欠損性の向上効果が期待できる。
【００５９】
〔３〕例えば、図８に示した超硬合金１Ｈのように、硬質相粒子が他の粒子を含む場合、他の粒子の組成によっては、耐摩耗性や耐欠損性がさらに向上する可能性があると考えられる。
【００６０】
＜超硬合金の製造方法＞
《概要》
上述した本発明の実施形態に係る超硬合金は、原料粉末の準備工程と、混合工程と、混合粉末の成形・焼結工程とを備える超硬合金の製造方法により製造することができる。この製造方法の特徴の一つは、（１）多結晶ＷＣ粒子を含む多結晶ＷＣ粉末を用いること、（２）原料粉末の混合工程や混合粉末の焼結工程の条件を工夫することにある。以下、各工程につき説明する。
【００６１】
《原料粉末の準備工程》
原料粉末の準備工程では、超硬合金を構成する材料の全ての原料粉末を準備する。準備対象としては、多結晶ＷＣ粉末及び結合相粉末が必須として挙げられ、必要に応じて単結晶ＷＣ粉末や、ＷＣ以外の硬質相粉末が挙げられる。この単結晶ＷＣ粉末には、原料粉末として意図的に多結晶ＷＣ粉末と共に混合されて焼結後に分散単結晶粒子となるものや、後述する多結晶ＷＣ粉末の素材として用いられ、焼結後に構成単結晶ＷＣ粒子となるものが含まれる。多結晶ＷＣ粉末以外の粉末は市販のものを利用できる。多結晶ＷＣ粉末は、例えば、以下に示す製造方法で得ることが好ましい。
【００６２】
〔多結晶ＷＣ粉末の製造方法〕
多結晶ＷＣ粉末は、単結晶ＷＣ粉末の準備工程、単結晶ＷＣ粉末の成形・焼結工程、および粉砕工程により製造することができる。また、所望の平均粒径（粒度分布）の多結晶ＷＣ粉末は、分級工程により得ることができる。以下、各工程につき説明する。
【００６３】
（単結晶ＷＣ粉末の準備工程）
単結晶ＷＣ粉末準備工程では、多結晶ＷＣ粒子の素材となる単結晶ＷＣ粉末を準備する。この単結晶ＷＣ粉末の平均粒径は０．３μｍ以上１μｍ以下が好適に利用できる。平均粒径を０．３μｍ以上とすることで、取り扱いやすい粉末とすることができる。平均粒径を１．０μｍ以下とすることで、耐摩耗性に優れた超硬合金を得やすい。この単結晶ＷＣ粉末の平均粒径は、製造しようとする多結晶ＷＣ粒子の構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αと同等のものを用いることが好ましい。多結晶ＷＣ粒子における構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは、原料である単結晶ＷＣ粉末を構成する単結晶ＷＣ粒子の平均粒径とほぼ等しくなるからである。
【００６４】
（単結晶ＷＣ粉末の成形・焼結工程）
単結晶ＷＣ粉末の成形・焼結工程では、通電加圧焼結法（Ｓｐａｒｋ-Ｐｌａｓｍａ  Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）などの公知の手法が利用できる。これにより、多結晶ＷＣ粒子が含まれるバルク状のＷＣ焼結体を得ることができる。通電加圧焼結法の場合、荷重：２５ＭＰａ以上１５０ＭＰａ以下、最高温度：１６００℃以上２０００℃以下、最高温度の保持時間：５分以上６０分以下、雰囲気：真空下の条件で行うことが好ましい。単結晶ＷＣ粒子同士を十分に結合させることができるからである。より好ましくは、荷重：５０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下、最高温度：１７５０℃以上１９５０℃以下、最高温度の保持時間：１０分以上３０分以下の条件であるとよい。通電加圧焼結法であれば、成形と焼結とを同時に行うことができる。この成形・焼結は、通電加圧焼結法の他、単結晶ＷＣ粉末をＣＩＰ（冷間等方圧加圧法）により成型した後、得られたＷＣ成型体を本焼結することで行っても良い。ＣＩＰ成型および本焼結の条件は、特に限定されるものでなく、ＷＣの理想比重（１５．６）を得られる範囲の条件を適宣選択することができる。一例として、ＣＩＰ成型の圧力：４００ＭＰａ、本焼結時の最高温度：１８００℃、保持時間：３０分、雰囲気：真空とすることが挙げられる。
【００６５】
（粉砕工程）
粉砕工程では、焼結工程により得られたバルク状のＷＣ焼結体を粉砕して粉砕粉末とする。粉砕は、バルク状のＷＣ焼結体を粉砕できるものであれば、特に限定されない。具体的には、ハンマーの打撃による破砕が挙げられる。必要に応じて、この粉砕粉末をさらにジェットミルなどの公知の方法により粉砕してより微細な粉砕粉末としても良い。
【００６６】
（分級工程）
分級工程では、粉砕工程を経た粉砕粉末から所定の粒度分布の粉末のみを抽出する。分級工程により、所望の平均粒径や粒度分布の多結晶ＷＣ粉末を得ることができる。分級工程は、手作業によるふるい分けや分級機による分級等、公知の方法が適用できる。特に、粉砕工程を経た粉末中に混合している単結晶ＷＣ粉末を除去することが好適である。
【００６７】
〔原料粉末の平均粒径〕
原料粉末（多結晶ＷＣ粉末の素材となる単結晶ＷＣ粉末も含む）の各粉末の平均粒径は、超硬合金における硬質相の平均粒径とは測定方法が異なる。具体的には、各粉末の平均粒径は、フィッシャーサブシーブサイザー（ＦＳＳＳ）法による平均粒径（ＦＳＳＳ径）のことである。但し、ｆｅｒｅｔ径とＦＳＳＳ径の各々で求めた平均粒径には、さほど大きな差はない。
【００６８】
《混合工程》
混合工程では、原料粉末の準備工程で準備した原料粉末を混合する。この混合工程により、各原料粉末が混合された混合粉末が製造される。混合は、湿式であっても乾式であってもよい。混合工程は、原料粉末の混合工程で発生する衝撃の影響で多結晶ＷＣ粒子が単結晶ＷＣ粒子にばらけることをできるだけ防止できるように、従来の超硬合金の製造の際よりも柔和な条件で行う。
【００６９】
混合工程には、超音波ホモジナイザー、転動ボールミル、およびＶ型ミキサーなど、公知の装置を用いることができる。これらの装置を用いた柔和な条件の一例を挙げれば、超音波による混合の場合、従来よりも通電電圧を下げることなどが挙げられる。転動ボールミルによる混合の際は、（１）周速を従来よりも低下させること、（２）混合時間を短くすること、（３）混合メディアを用いないことなどが挙げられる。Ｖ型ミキサーによる混合の場合も、同様にすることなどが挙げられる。このようにすることで、混合工程の際に発生する衝撃の影響で、多結晶ＷＣ粒子がばらけて単結晶ＷＣ粒子の割合が増加することをできるだけ防止できる。転動ボールミルを用いた場合の柔和な条件の一例としては、周速：１５ｍ／分以上６０ｍ／分以下、時間：０．５時間以上２．０時間以下、などが挙げられる。
【００７０】
原料粉末の混合工程の後、必要に応じて混合粉末を造粒してもよい。各粒子を造粒しておくことで、後述する混合粉末の成形・焼結工程の際にダイや金型等へ混合原料粉末を充填しやすい。造粒には、公知の造粒方法が適用でき、例えば、スプレードライヤー等の市販の造粒機を用いることができる。
【００７１】
《混合粉末の成形・焼結工程》
混合粉末の成形・焼結工程では、混合粉末を所定の形状に成形すると共に、その成形体を焼結する。具体的な手法としては、通電加圧焼結法のように、混合粉末の成形と焼結を同時に行う方法と、混合粉末をプレス成形してプレス体を作製した後、そのプレス体を焼結する方法とがある。通電加圧焼結法の場合、荷重：５ＭＰａ以上２０ＭＰａ以下、最高温度：１１５０℃以上１４５０℃以下、最高温度の保持時間：５分以上６０分以下、雰囲気：真空下の条件で行うことが好ましい。緻密な超硬合金を焼結することができるからである。より好ましくは、荷重：５ＭＰａ以上１０ＭＰａ以下、最高温度：１２００℃以上１３００℃以下、最高温度の保持時間：５分以上１５分以下の条件であるとよい。成形工程と焼結工程とを分ける場合、成形工程でのプレス条件としては、荷重：５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下ａが挙げられる。プレス体の焼結条件としては、最高温度：１３００℃以上１６００℃以下、最高温度の保持時間：３０分以上１２０分以下、雰囲気：真空下の条件で行うことが好ましい。なお、上記の雰囲気は真空下に限られない。雰囲気は、常圧（大気圧）状態、または加圧状態であってもよく、不活性ガスの雰囲気下であってもよい。具体的な不活性ガスとしては、窒素、アルゴン、およびヘリウムなどが挙げられる。
【００７２】
《作用・効果》
上述した超硬合金の製造方法によれば、多結晶ＷＣ粒子を硬質相粒子として含む超硬合金を効率よく製造することができる。
【００７３】
＜切削工具＞
《基材》
本発明の実施形態に係る切削工具は、超硬合金を基材として用いた切削工具である。本発明の実施形態に係る切削工具の特徴の一つは、上述した本発明の実施形態に係る超硬合金を基材として用いたことある。これにより、耐摩耗性と耐欠損性とをバランスよく備える切削工具を提供することができる。
【００７４】
上記の切削工具の形状については特に限定されない。切削工具の形状の一例としては、バイト、ボールミル、エンドミル、ドリル、およびリーマー等を挙げることができる。特に、バイトなどでは、刃先交換型切削チップを挙げることができる。
【００７５】
《硬質膜》
本発明の実施形態に係る切削工具は、その基材上に硬質膜を備えてもよい。硬質膜の組成は、周期表４，５，６族の金属、アルミニウム（Ａｌ）、およびＳｉから選択される１種以上の元素の炭化物、窒化物、酸化物、ホウ化物、およびこれらの固溶体を挙げることができる。例えば、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ａｌ２Ｏ３、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ、ＴｉＮ、ＴｉＣ、（Ａｌ，Ｃｒ）Ｎなどを挙げることができる。その他、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）や、ダイヤモンドライクカーボンなども、硬質膜の組成として好適である。このような硬質膜は、化学的蒸着（ＣＶＤ）法や物理的蒸着（ＰＶＤ）法などの気相法により形成することができる。硬質膜がＣＶＤ法により形成されていると、基材との密着性に優れる硬質膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えば熱ＣＶＤ法などが挙げられる。
【００７６】
硬質膜は、基材における刃先となる部分とその近傍に被覆されていることが好ましく、基材の表面全体に被覆されていても良い。基材に硬質膜を形成することで、基材の靱性を維持したまま、耐摩耗性を向上させることができる。また、基材に硬質膜を形成することで、基材の刃先にチッピングが生じ難くなることから、被削材の仕上げ面の状態を良好にすることができると期待される。
【００７７】
上記硬質膜は１層でも多層でも良い。硬質膜の合計厚さは１μｍ以上、２０μｍ以下であることが好ましい。
【００７８】
《切削工具の一例》
本発明の実施形態に係る切削工具の一例として、刃先交換型切削チップを図１０に示す。刃先交換型切削チップＣは、略菱形片状であり、図１１に示すように、超硬合金の基材５０と、基材５０の表面に被覆された硬質膜６０を備える。基材５０は、上述した本発明の実施形態に係る超硬合金である。この刃先交換型切削チップＣは、図１０に示すように、すくい面５１と、逃げ面５２と、切れ刃（刃先）５３と、取付孔５４とを有する。このような刃先交換型切削チップＣは、例えばバイトの場合、適宜なシャンクに固定して利用される。
【００７９】
＜試験例１＞
試験例１では、硬質相を構成するＷＣが多結晶ＷＣ粒子を含む超硬合金と、多結晶ＷＣ粒子を含まない従来の超硬合金とを作製し、これらを基材として用いた切削工具の切削性能を調べた。原料粉末に併記した平均粒径はＦＳＳＳ法により求めた平均粒径、超硬合金における硬質相粒子の平均粒径および構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径はｆｅｒｅｔ径である。ＦＳＳＳ法により求めた平均粒径とｆｅｒｅｔ径とには、有意的な差がないとみなす。これらは、後述する他の試験例においても同様である。
【００８０】
《試料の作製》
〔多結晶ＷＣ粉末の作製〕
出発原料として、平均粒径が１．０μｍの単結晶ＷＣ粉末を用意した（単結晶ＷＣ粉末の準備工程）。このＷＣ粉末を、荷重：５０ＭＰａ、最高温度：１８００℃、最高温度の保持時間：１０分、の条件で通電加圧焼結法により焼結し、バルク状のＷＣ焼結体を得た（単結晶ＷＣ粉末の成形・焼結工程）。得られたバルク状のＷＣ焼結体を粉砕し、粉砕粉末を得た（粉砕工程）。この粉砕粉末を、市販の分級装置により分級し、平均粒径が５．０μｍの多結晶ＷＣ粉末を得た（分級工程）。このＷＣ粉末を樹脂に包埋し、観察用試料とした。この観察用試料の断面をイオンミリング装置にて断面ミリング加工を行い、断面ミリング加工した観察用試料の断面を走査型電子顕微鏡で観察した。その結果、試料に含まれるＷＣ粒子はすべて多結晶ＷＣ粒子であり、その構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径は１．０μｍであった。すなわち、この多結晶ＷＣ粉末では、原料として用いた単結晶ＷＣ粉末の平均粒径がおおむね維持されていた。試験例１では、この多結晶ＷＣ粉末を用いた。
【００８１】
〔単結晶ＷＣ粉末の用意〕
比較対象として、硬質相のＷＣが分散単結晶ＷＣ粒子のみから構成される超硬合金を作製するために、平均粒径がそれぞれ１μｍ，５μｍの市販の単結晶ＷＣ粉末を用意した。
【００８２】
〔超硬合金の作製〕
原料粉末として、上記の多結晶ＷＣ粉末、単結晶ＷＣ粉末、Ｃｒ３Ｃ２粉末（平均粒径１．０μｍ）、およびＣｏ粉末（平均粒径１．５μｍ）を準備した（原料粉末の準備工程）。そして、表１に示す配合割合で各粉末を配合し、エタノールを加えたうえでそれぞれの配合粉末を市販の超音波ホモジナイザーにより、超音波出力：３００μＡ、照射時間：１５分の条件で湿式混合して、混合粉末とした（混合工程）。各混合粉末を、荷重：５ＭＰａ、最高温度：１２８０℃、最高温度の保持時間：５分、の条件で通電加圧焼結法により真空下で焼結し、３種類の超硬合金を得た（混合粉末の成形・焼結工程）。以下、ＷＣ粉末として、上記の多結晶ＷＣ粉末のみを用いたものを試料１−１、平均粒径が１μｍの単結晶ＷＣ粉末のみを用いたものを試料１−１１、平均粒径が５μｍの単結晶ＷＣ粉末のみを用いたものを試料１−１２とする。
【００８３】
【表１】
2016030846.tif 000003
【００８４】
《硬質相粒子の分析》
上記の各試料を切断し、その断面を鏡面仕上げした後にアルゴン（Ａｒ）イオンビーム加工により断面の加工層を除去した。この断面をＳＥＭで撮影して反射電子像を取得した。また、この反射電子像と同一視野に対して、ＥＤＳ面分析を行った。以下、ＳＥＭによる撮影とＥＤＳ面分析について詳細に説明する。
【００８５】
〔ＳＥＭによる撮影〕
視野中に１００個以上の硬質相粒子が含まれるように、観察倍率１５００〜１００００倍で反射電子像を取得した。
【００８６】
〔ＥＤＳ面分析〕
配合組成から予め出現が予測される元素を解析対象として選択し、上記の反射電子像と同一の視野内でＥＤＳ面分析を実施し、組成分布像を取得した。ここでは、各試料に用いた原料粉末の組成から、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏを分析対象の元素として選択した。原料粉末がＴｉＣやＴａＣを含む場合には、ＴｉやＴａを分析対象に加える。Ｃや窒素（Ｎ）などの軽元素を解析対象に含めてもよいが、ＥＤＳのエネルギー分解能では軽元素の識別が困難である場合が多く、本試験例では選択しなかった。
【００８７】
〔硬質相粒子の分類〕
取得した反射電子像および組成分布像を比較し、Ｗの分布のみが観察される硬質相をＷＣに、それ以外の元素（例えばＴｉやＴａなど）の分布が観察される硬質相をＷＣ以外に分類した。本試験例の各試料においては、いずれの試料においても硬質相にはＷのみの分布が見られたため、すべての硬質相を「ＷＣ」に分類した。
【００８８】
〔ＷＣの分類〕
取得した反射電子像のコントラストと明るさを調節し、結晶方位の違いに応じたチャンネリングコントラスト像（結晶性コントラスト像とも言われる）を作製した。このチャンネリングコントラスト像から、ＷＣを多結晶ＷＣ粒子と、分散単結晶ＷＣ粒子とを分類した。チャネリングコントラスト像では、多結晶ＷＣ粒子が複数の構成単結晶ＷＣ粒子が結晶粒界を介して結合している状態を確認できるため、多結晶ＷＣ粒子と分散単結晶ＷＣ粒子との分類は容易である。上述したように、ネッキングにより結合したＷＣは分散単結晶ＷＣ粒子に分類した。
【００８９】
以上のようにして分析した結果、試料１−１においては、ほぼ全ての硬質相が多結晶ＷＣ粒子で構成されていた。そのため、硬質相を構成する硬質相粒子の平均粒径βは多結晶ＷＣ粒子の平均粒径βｐである。試料１−１では、βｐは５μｍ、構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは１μｍ、それぞれの粒度分布のピークは単一であった。このように、βｐおよびαは、原料粉末に用いた多結晶ＷＣ粉末のそれがほぼ維持されていることが判る。一方、試料１−１１および試料１−１２においては、硬質相を構成する全ての粒子が分散単結晶ＷＣ粒子で構成されていた。そのため、硬質相を構成する粒子の平均粒径βは分散単結晶ＷＣ粒子の平均粒径βｍと等しい。試料１−１１および試料１−１２は、それぞれβｍが１μｍと５μｍであり、粒度分布のピークはそれぞれ単一であった。試料１−１１および試料１−１２でも、βｍは、原料粉末に用いた単結晶ＷＣ粉末の平均粒径がほぼ維持されていることが判る。
【００９０】
《切削試験》
上記の各試料を基材として、＃２００のダイヤモンド砥石で座面の平面研削を行い、さらに刃先処理を行って、ＳＮＧＮ１２０４０８形状の切削工具を作製した。そして、各試料により作製した切削工具の耐摩耗性と耐欠損性とをそれぞれ評価した。耐摩耗性試験および耐欠損性試験の条件を表２に、これらの試験の結果を表３にそれぞれ示す。
【００９１】
【表２】
2016030846.tif 000004
【００９２】
【表３】
2016030846.tif 000005
【００９３】
表３に示すように、試料１−１１は硬質相を構成する粒子が比較的小さいことから耐摩耗性に優れるが、耐欠損性が低い。試料１−１２では硬質相粒子が比較的大きいことから耐欠損性に優れるが、耐摩耗性が低い。これに対し、試料１−１では、硬質相粒子の平均粒径が５μｍと比較的大きいにも関わらず、耐摩耗性が試料１−１１と同程度となっている。また、試料１−１は、耐欠損性も硬質相粒子の平均粒径が比較的小さい試料１−１２と同程度となっている。このように、硬質相のＷＣが多結晶ＷＣ粒子を含む超硬合金を基材として用いた切削工具は、耐欠損性と耐摩耗性とのバランスに優れることが判る。
【００９４】
＜試験例２＞
試験例２では、硬質相を構成するＷＣに占める多結晶ＷＣ粒子の多寡がどのような影響を及ぼすかについて調べた。
【００９５】
《試料の作製》
〔多結晶ＷＣ粉末の作製〕
出発原料としての平均粒径が０．８μｍの単結晶ＷＣ粉末を用いた以外は試験例１と同様にして、平均粒径βが３．５μｍ、粒度分布のピークが単一の多結晶ＷＣ粉末を作製した。この多結晶ＷＣ粉末を試験例１と同様に観察したところ、すべて多結晶ＷＣ粒子から構成されており、構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは０．８μｍであった。試験例２では、この多結晶ＷＣ粉末を用いた。
【００９６】
〔単結晶ＷＣ粉末の用意〕
硬質相の多結晶ＷＣ粒子の割合を調整するために、単結晶ＷＣ粉末として、平均粒径０．８μｍのものを用意した。
【００９７】
〔超硬合金の作製〕
上記の各ＷＣ粉末と、ＴａＣ粉末（平均粒径１．０μｍ）、ＮｂＣ粉末（平均粒径１．０μｍ）、ＴｉＣ粉末（１．２μｍ）、ＺｒＣＮ粉末（平均粒径０．８μｍ）、Ｃｒ３Ｃ２粉末（平均粒径１．０μｍ）、ＶＣ粉末（平均粒径０．５μｍ）、Ｃｏ粉末（平均粒径１．５μｍ）、Ｎｉ粉末（平均粒径２．０μｍ）およびＦｅ粉末（平均粒径１．３μｍ）を準備した（原料粉末の準備工程）。そして、表４に示す配合割合で各粉末を配合し、エタノールおよび超硬ボール（ボール径１．５ｍｍ）とともにステンレスポットにそれぞれ充填し、市販の転動ボールミルにて、周速：６０ｍ／分、時間：２時間、の条件で混合して、１６種類の混合粉末を作製した（混合工程）。
【００９８】
【表４】
2016030846.tif 000006
【００９９】
これらの混合粉末に樟脳とエタノールを加えて造粒し、１ｔｏｎ／ｃｍ２（約９８ＭＰａ）の荷重でプレス成形した（混合粉末の成形工程）。その後、成形した混合粉末の成形体を、最高温度：１４００℃、最高温度の保持時間：１時間の条件で真空下にて焼結して、試料２−１から試料２−１２、試料２−２１から試料２−２４の超硬合金を得た（プレス体の焼結工程）。
【０１００】
《硬質相の分析》
これら各試料に対し、試験例１と同様にして硬質相を観察し、硬質相を構成する粒子の分類を行うと共に、各粒子の平均粒径を調べた。この結果を表５に示す。合わせて、（１）硬質相の面積Ｓｔに対する多結晶ＷＣ粒子の面積Ｓｐの割合であるＳｐ／Ｓｔ、（２）Ｓｔに対する分散単結晶ＷＣ粒子の面積Ｓｍの割合であるＳｍ／Ｓｔ、（３）Ｓｔに対する他の粒子の面積Ｓａの割合であるＳａ／Ｓｔ、を調べた。この結果を表６に示す。
【０１０１】
加えて、（４）硬質相を構成する全硬質相粒子の個数Ｎｔに対する多結晶ＷＣ粒子の個数Ｎｐの割合であるＮｐ／Ｎｔ、（５）Ｎｔに対する分散単結晶ＷＣ粒子の個数Ｎｍの割合であるＮｍ／Ｎｔ、（６）Ｎｔに対する他の粒子の個数Ｎａの割合であるＮａ／Ｎｔ、を調べた。この結果を表７に示す。
【０１０２】
【表５】
2016030846.tif 000007
【０１０３】
【表６】
2016030846.tif 000008
【０１０４】
【表７】
2016030846.tif 000009
【０１０５】
《切削試験》
試験例１と同様にしてＳＮＧＮ１２０４０８形状の切削工具を作製し、表８に示す条件で切削試験を実施して耐摩耗性および耐欠損性を評価した。この評価結果を表９に示す。
【０１０６】
【表８】
2016030846.tif 000010
【０１０７】
【表９】
2016030846.tif 000011
【０１０８】
表９より、硬質相の主成分であるＷＣが多結晶ＷＣ粒子を含む試料２−１から試料２−９は、硬質相の主成分であるＷＣが多結晶ＷＣ粒子を含まない試料２−２１から試料２−２４に比べて、耐摩耗性と耐欠損性とを高水準でバランスよく備えることが判る。例えば、硬質相がＷＣのみの試料２−１から試料２−５と、試料２−２１においては、耐摩耗性は同程度である。一方で、多結晶ＷＣ粒子を含む試料２−１から試料２−５は、多結晶ＷＣ粒子を含まない試料２−２１よりも耐欠損性が高い。よって、多結晶ＷＣ粒子を含むことで、耐摩耗性と耐欠損性とのバランスに優れるといえる。
【０１０９】
試料２−１では、硬質相粉末として単結晶ＷＣ粒子が含まれない多結晶ＷＣ粉末のみを用いているが、硬質相には分散単結晶ＷＣ粒子が観察された（表６および表７を参照）。また、ＷＣ粉末として多結晶ＷＣ粉末のみを用いた試料２−６から試料２−１２でも、分散単結晶ＷＣ粒子が観察された。ここで、試料２−９は、表６中のＳｍ／Ｓｔの値が０．００となっており、面積比の値からは分散単結晶ＷＣ粒子を含まないようにもみえる。これは、面積比の各値の有効数字を３桁としたためであり、表７に示す個数比の値から明らかなように試料２−９でも微量の分散単結晶ＷＣ粒子が観察された。
【０１１０】
試料２−１および試料２−６から試料２−１２において観察された分散単結晶ＷＣ粒子の多くは、混合工程などにより多結晶ＷＣ粒子の構成単結晶ＷＣ粒子が分離したものであると考えられる。また、配合組成が比較的近い試料２−１と試料２−９とを比較すると、Ｃｒ３Ｃ２およびＶＣを配合した試料２−９のほうが、分散単結晶ＷＣ粒子の個数の割合が小さい（表７を参照）。これは、試料２−９は、粒成長抑制効果のあるＣｒおよびＶを含有することで、混合粉末の成形体の焼結工程において単結晶ＷＣ粒子が溶解再析出することが抑制されたためと推察される。そのため、試料２−９では、多結晶ＷＣ粒子の含有割合が試料２−１から試料２−３と比較して大きく、ひいては、本試験例の中で最も耐欠損性に優れる結果となったと考えられる。
【０１１１】
試料２−１から試料２−５を比較すると、Ｓｐ／Ｓｔが０．８以上であることで、耐摩耗性を維持しつつ耐欠損性を向上できることが判る（表６および表９）。特に、Ｓｐ／Ｓｔが０．９以上となる試料２−２や試料２−１では、耐欠損性の向上が大きいことが判る。
【０１１２】
試料２−１から試料２−５を比較すると、Ｎｐ／Ｎｔが０．１７以上、特には０．２以上であることで、上記の切削試験において、耐欠損性が向上することが判る（表７および表９）。また、Ｎｐ／Ｎｔが０．４以上となる試料２−２や、Ｎｐ／Ｎｔが０．８以上となる試料２−１では、耐欠損性の向上が大きいことが判る。
【０１１３】
試料２−６から試料２−８、および試料２−２１を比較すると、硬質相が一定の量の他の粒子を含んでいても、多結晶ＷＣ粒子を含むことにより、耐摩耗性と耐欠損性とを高い水準でバランスよく備えることが判る。また、試料２−６から試料２−８、試料２−２２から試料２−２４をそれぞれ比較すると、他の粒子を含むことにより耐摩耗性が向上する傾向があることが判る。
【０１１４】
Ｃｏ以外の鉄系元素であるＮｉおよびＦｅを結合相として含有する試料２−１０から試料２−１２の超硬合金においても、他の試料と同様に耐欠損性に優れることが分かる。したがって、以下のような効果を奏すると期待される。
（１）Ｃｏ以外の鉄系元素であるＮｉおよびＦｅを結合相として含有する場合であっても、多結晶ＷＣ粒子を含むことで、多結晶ＷＣ粒子を含まない場合よりも耐摩耗性と耐欠損性のバランスが良い超硬合金とすることができる。
（２）Ｃｏと比べて耐欠損性に劣るＮｉやＦｅを用いても、耐欠損性に優れた超硬合金を製造できる。
（３）ＣｏやＮｉと比べて供給の安定しているＦｅを用いても一定の耐欠損性を備えることで、安定的に超硬合金を製造できる。
【０１１５】
＜試験例３＞
試験例３では、多結晶ＷＣ粒子の平均粒径の違いがどのような影響を及ぼすかについて調べた。
【０１１６】
《試料の作製》
〔多結晶ＷＣ粉末の作製１〕
出発原料としての平均粒径が０．３μｍの単結晶ＷＣ粉末を用いた以外は試験例１と同様にしてＷＣ焼結体を作製し、試験例１と同様にして、平均粒径βｍが１．０μｍ、２．０μｍ、５．０μｍの多結晶ＷＣ粉末をそれぞれ用意した。すべての多結晶ＷＣ粉末は、多結晶ＷＣ粒子のみから構成され、粒度分布のピークは単一であった。各多結晶ＷＣ粉末を構成する構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは、すべて０．３μｍ、粒度分布のピークは単一であった。
【０１１７】
〔多結晶ＷＣ粉末の作製２〕
出発原料として平均粒径０．５μｍのＷＣ粉末を用いた以外は、上記の多結晶ＷＣ粉末の作製１と同様にして平均粒径が１．０μｍ、２．０μｍ、５．０μｍの多結晶ＷＣ粉末を作製したすべての多結晶ＷＣ粉末は、多結晶ＷＣ粒子のみから構成され、粒度分布のピークは単一であった。各多結晶ＷＣ粉末を構成する構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは、すべて０．５μｍ、粒度分布のピークは単一であった。
【０１１８】
〔多結晶ＷＣ粉末の作製３〕
出発原料として平均粒径０．７μｍのＷＣ粉末を用いた以外は、上記の多結晶ＷＣ粉末の作製１と同様にして平均粒径が１．０μｍ、２．０μｍ、５．０μｍの多結晶ＷＣ粉末を作製した。すべての多結晶ＷＣ粉末は、多結晶ＷＣ粒子のみから構成され、粒度分布のピークは単一であった。各多結晶ＷＣ粉末を構成する構成単結晶ＷＣ粒子の平均粒径αは、すべて０．７μｍ、粒度分布のピークは単一であった。
【０１１９】
〔単結晶ＷＣ粉末の準備〕
市販の６種類の単結晶ＷＣ粉末を用意した。各単結晶ＷＣ粉末は、平均粒径がそれぞれ０．３μｍ、０．５μｍ、０．７μｍ、１．０μｍ、２．０μｍ、５．０μｍ、粒度分布のピークは単一であった。
【０１２０】
〔超硬合金の作製〕
これらのＷＣ粉末とＣｏ粉末（平均粒径１．５μｍ）とを準備し（原料粉末の準備工程）、ＷＣ：Ｃｏ＝９２．５：７．５の質量比でそれぞれ配合し、試験例１と同様にして１５種類の混合粉末を作製した（混合工程）。これらの混合原料粉末を、試験例１と同様の条件の通電加圧焼結装置によりそれぞれ焼結して、試料３−１から試料３−１５の１５種類の超硬合金を得た（混合粉末の成形・焼結工程）。
【０１２１】
《硬質相の観察》
これら各試料に対し、試験例１と同様にして硬質相を観察した。その結果、試料３−１から試料３−９の硬質相はすべて多結晶ＷＣ粒子から構成されていた。一方、試料３−１０から試料３−１５の硬質相は、すべて単結晶ＷＣ粒子から構成されていた。よって、各試料のβはβｐまたはβｍと等しい。各試料のβを表１０に示す。硬質相が多結晶ＷＣ粒子である試料３−１から試料３−９については、αも合わせて示す。
【０１２２】
《切削試験》
各試料から試験例１と同様にしてＳＮＧＮ１２０４０８形状の切削工具を作製し、試験例２と同様の条件で切削試験を実施して耐摩耗性および耐欠損性を評価した。この評価結果を表１０に示す。
【０１２３】
【表１０】
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【０１２４】
表１０より、βｐが等しい試料３−１から試料３−３を比較すると、αが小さいほど耐摩耗性が向上することが判る。一方、耐欠損性に関してはαの大小による大きな差はない。同様のことが、βｐが等しい試料３−４から試料３−６、および試料３−７から試料３−９をそれぞれ比較することでいえる。特に、αが０．５μｍ以下である試料３−１，３−２，３−４，３−５，３−７，３−８は、耐摩耗性に優れることが判る。一方、試料３−１から試料３−９を比較すると、βが大きいほど耐欠損性が向上する傾向にあることが分かる。特に、βｐが２．０μｍ以上である試料３−４から試料３−９は優れた耐欠損性を備えることが判る。さらに、αが０．５μｍ以下であり、かつ、βｐが２．０μｍ以上である試料３−４，３−５，３−７，３−８は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスに極めて優れていることが判る。特に、βｐがαの約１６．７倍となる試料３−７は、耐摩耗性と耐欠損性の両方が最も高い。
【０１２５】
試料３−１と試料３−１０とを比較すると、試料３−１は、αが試料３−１０のβと等しく、同等の耐摩耗性を備える。試料３−１と試料３−１３とを比較すると、試料３−１はβ同士が等しく、ほぼ同等の耐欠損性を備えることが判る。各試料から、同様のことが多結晶ＷＣ粒子のαとβについていえる。このように、硬質相が多結晶ＷＣ粒子を含むことで、耐欠損性と耐摩耗性とを高い水準でバランス良く備える超硬合金とできることが判る。
【０１２６】
＜試験例４＞
試験例４では、硬質膜を被覆した切削工具の切削性能を調べた。
【０１２７】
《試料の作製および切削試験》
試験例１と同様にして、試料１−１および試料１−１１からＳＮＧＮ１２０４０８（逃げ面、すくい面は研削加工なし）形状の基材を作製した。そして、それぞれの基材の表面に公知のＰＶＤ法でＴｉＡｌＮからなる硬質被覆を５μｍの平均厚みとなるように被覆した。以下、試料１−１を基材とした切削工具に被覆を行ったものを試料４−１、試料１−１１を基材とした切削工具に被覆を行ったものを試料４−１１とする。これらの試料を用いて、以下の表１１に示す条件で切削試験を行い、両試料の切削性能を評価した。この結果を表１２に示す。
【０１２８】
【表１１】
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【０１２９】
【表１２】
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【０１３０】
表１２より、多結晶ＷＣ粒子を含む試料４−１は、多結晶ＷＣ粒子を含まない試料４−１１よりも耐欠損性に優れ、耐摩耗性と耐欠損性をバランスよく備えることが判る。
【産業上の利用可能性】
【０１３１】
本発明の超硬合金は、耐摩耗性と耐欠損性とをバランスよく備えるので、切削工具の基材や金型の材料として好適に利用することができる。
【符号の説明】
【０１３２】
１Ａ〜１Ｊ  超硬合金
１０  硬質相
１００  炭化タングステン（ＷＣ）
１０１，１０１ａ，１０１ｂ，１０１ｃ，１０１ｄ  多結晶ＷＣ粒子
１０２，１０２ａ，１０２ｂ  構成単結晶ＷＣ粒子（単結晶ＷＣ粒子）
１０３  結晶粒界
１０５  分散単結晶ＷＣ粒子（単結晶ＷＣ粒子）
１１０  ＷＣ以外の粒子（他の粒子）
２０  結合相
Ｃ  刃先交換型切削チップ（切削工具）
５０  基材（超硬合金）    ５１  すくい面    ５２    逃げ面
５３  刃先（切れ刃）    ５４  取付孔
６０  硬質膜
【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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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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