(57)【要約】【課題】本願発明は、優れた高温強度を有するＷＣ基超硬合金を提供することである。【解決手段】本願発明のＷＣ基超硬合金は、重量％で４％〜２０％のＣｏを結合相とし、Ｚｒを含有し、残部がＷＣ及び不可避不純物を有し、該超硬合金はＺｒを含む炭酸化物及び、ＺｒとＷを含む複炭化物を含有し、該Ｚｒを含む炭酸化物の平均粒子径をｄ１（μｍ）、ＺｒとＷを含む複炭化物の平均粒子径をｄ２（μｍ）、ＷＣの平均粒子径をＤ（μｍ）としたとき、（ｄ１／Ｄ）≦２、（ｄ２／Ｄ）≦２、抗折力が２．５ＧＰａ以上、であることを特徴とするＷＣ基超硬合金である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ基超硬合金は、重量％で４％〜２０％のＣｏを結合相とし、Ｚｒを含有し、残部がＷＣ及び不可避不純物を有し、該超硬合金はＺｒを含む炭酸化物及び、ＺｒとＷを含む複炭化物を含有し、該Ｚｒを含む炭酸化物の平均粒子径をｄ１（μｍ）、ＺｒとＷを含む複炭化物の平均粒子径をｄ２（μｍ）、ＷＣの平均粒子径をＤ（μｍ）としたとき、（ｄ１／Ｄ）≦２、（ｄ２／Ｄ）≦２、抗折力が２．５ＧＰａ以上、であることを特徴とするＷＣ基超硬合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願発明は、優れた高温強度を有するＷＣ基超硬合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
特許文献１から３には、Ｚｒを含有した超硬合金を用いた工具に関する技術が開示されている。
【０００３】
【特許文献１】特許第３２３５２５９号公報
【特許文献２】特開２００３−１１３４３７号公報
【特許文献３】特開２００５−５４２５８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本願発明の解決課題は、優れた高温強度を有するＷＣ基超硬合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本願発明のＷＣ基超硬合金は、重量％で４％〜２０％のＣｏを結合相とし、Ｚｒを含有し、残部がＷＣ及び不可避不純物を有し、該超硬合金はＺｒを含む炭酸化物及び、ＺｒとＷを含む複炭化物を含有し、該Ｚｒを含む炭酸化物の平均粒子径をｄ１（μｍ）、ＺｒとＷを含む複炭化物の平均粒子径をｄ２（μｍ）、ＷＣの平均粒子径をＤ（μｍ）としたとき、（ｄ１／Ｄ）≦２、（ｄ２／Ｄ）≦２、抗折力が２．５ＧＰａ以上、であることを特徴とするＷＣ基超硬合金である。上記の構成を採用することにより、優れた高温強度を有するＷＣ基超硬合金を実現できる。ここで言う高温強度とは、略８００℃における強度のことである。
【発明の効果】
【０００６】
本願発明によって、優れた高温強度を有するＷＣ基超硬合金を提供することができた。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
本願発明は、優れた高温強度を有するＷＣ基超硬合金を達成するため、超硬合金の高温強度を向上させるＺｒの含有に関する検討を行い、Ｚｒを含む炭酸化物及びＺｒとＷを含む複炭化物を含有させることにより高温強度が飛躍的に向上する効果を見出した。更に、ｄ１値、ｄ２値を制御することが必要であるとの知見を得た。Ｚｒは、従来、超硬合金の高温強度を改善する目的で含有されてきたが、本願発明では、Ｚｒを含む炭酸化物及びＺｒとＷを含む複炭化物の含有の有無を規定し、ｄ１値、ｄ２値を規定することにより、更なる高温強度の改善を図ったものである。同時に、室温の２５℃での抗折力も２．５ＧＰａ以上を達成することができた。
本願発明のＷＣ基超硬合金は、ＷＣを硬質相とし、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ等といった鉄族元素を結合相とする焼結体である。結合相の組成は、Ｃｏを含有する。結合相の含有量は、４％以上、２０％以下に規定する。４％未満であると、Ｚｒを含む炭酸化物及びＺｒとＷを含む複炭化物の粒子径が適量であっても、抗折力が低下する。一方、２０％を超えて多いと、結合相量が多すぎるため、硬度が低下する不都合が生じる。また、Ｃｏの１部をＮｉ等の他の鉄族元素に置換してもよい。
本願発明のＷＣ基超硬合金の高温強度を改善するには、Ｚｒを含む炭酸化物（以下、Ｚｒ系炭酸化物と記す。）及びＺｒとＷを含む複炭化物（以下、（ＺｒＷ）系複炭化物と記す。）を伴に含有する必要がある。高温強度の強化機構の１つとして、Ｚｒ元素がＺｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物となってＷＣ基超硬合金に効果的に分散することによって、高温強度が向上する。特に、Ｚｒ系炭酸化物の分散して存在することが、高温強度の改善と耐酸化性の改善に有効である。本願発明のＷＣ基超硬合金におけるＺｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物等のＺｒ化合物は、超硬合金内に分散して存在し材料の高温強度を向上させ、強化させる効果があり、またその含有量には適正な範囲がある。即ち、Ｚｒ化合物の含有量が少なすぎる場合は、高温強度の改善や、室温での抗折力の改善といったＺｒ化合物の含有効果を得ることができない。また、多すぎる場合には、超硬合金の焼結性が劣化してしまう等の不都合が生じる。そこで、Ｚｒ化合物の含有量にも適正な範囲が存在する。本願発明のＷＣ基超硬合金では、Ｚｒ元素添加量の範囲として、０．１％から５％が好ましい。
Ｚｒ（ＣＯ）等のＺｒ系炭酸化物は、Ｏ元素を含むＺｒＣ原料粉末や他の原料粉末のＯ元素及び配合時の混合工程に於いて酸化により付着するＯ元素から生成する。例えば、Ｚｒ系炭酸化物は、Ｏ元素を含むＺｒＣ原料粉末が合金の焼結中に結合相中に固溶及び再析出する過程で生成し、再析出する過程において、混合粉末全体の含有するＯ元素が、Ｚｒ系炭酸化物に含有される。しかし、焼結工程において、ＺｒＣ及び他の原料粉末のＯ含有量、原料粉末混合時に混入するＯ量等の増加により、焼結中に形成されるＺｒ系炭酸化物中のＯ含有量が多くなりすぎると、ＺｒＯ２となって焼結性が著しく低下してしまう。そこで焼結条件は、８００℃以上の焼結過程において、ＣＯやＨ２等の還元性のガスを分圧制御にて焼結炉内に導入し、Ｚｒ系炭酸化物としてのＯ含有量が３０重量％を超えない様にした。また、炭素量が適正値になる様、炉内雰囲気を制御した。また、（ＺｒＷ）Ｃ等の（ＺｒＷ）系複炭化物は、原料粉末の（ＺｒＷ）Ｃに由来するもの、もしくは、焼結工程中に結合相に溶解及び析出して生成したものと考えられる。添加したＺｒの１部は結合相中やＷＣ相中に固溶しているとも考えられる。他に結合相中やＷＣ相は、Ｃｒ、Ｖ、Ｈｆ等の各添加元素及び不可避不純物元素を少量含有しても良い。
本願発明は、ｄ１、ｄ２値を制御する為に、（ＺｒＷ）Ｃの固溶体粉末とＺｒＣ粉末とを併用した。即ち、（ＺｒＷ）Ｃ固溶体粉末だけの添加では、Ｚｒ系炭酸化物の含有量及びｄ１値が制御できない。一方、ＺｒＣ粉末だけのＺｒ添加では、Ｚｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物が超硬合金内に形成されるものの、これではｄ２値が制御できない。そこで本願発明は焼結工程において、結合相中に１部が固溶し焼結後に再析出してできると考えられるＺｒ系炭酸化物を得るため、結合相の含有量に配慮してＺｒＣ粉末を添加した。また、（ＺｒＷ）系複炭化物を超硬合金に含有させる為に、（ＺｒＷ）Ｃ固溶体粉末を原料粉末として添加した。具体的には、ＺｒＣ粉末に対する（ＺｒＷ）Ｃ固溶体粉末の重量比を０．２〜１の範囲として添加した。
また本願発明は、Ｚｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物を含有させ、これらのｄ１、ｄ２値をＤ値の２倍以下に制御する為に、Ｚｒ含有量、ＺｒＣ原料粉末と（ＺｒＷ）Ｃ固溶体原料粉末によるＺｒの添加、Ｚｒ含有量に合わせたＣｒ、Ｖ等の含有量、焼結温度などの調整と、焼結温度よりも低い温度での恒温保持の操作を行った。Ｚｒ含有量が増加すると必然的にｄ１値が増加する為、Ｚｒが焼結中に結合相中に固溶する結合相含有量の５％から１０％程度をＺｒＣ原料粉末として添加し、ｄ１値がＤ値の２倍以下になるようにした。（ＺｒＷ）系複炭化物について、ＺｒＣ原料粉末の含有によって生成する量、（ＺｒＷ）Ｃ固溶体原料粉末の量とのバランスから調整した。更にｄ２値も制御した。またＷＣ粒子の粒成長を抑制させる為に添加するＣｒ、ＶやＺｒは、超硬合金の焼結性を低下させる要因となる為、焼結性に影響の少ないＣｒを主として用い、Ｃｒ含有量もＺｒ含有量を配慮して調整し、Ｄ値を制御した。更に、ＷＣ原料粉末時点の平均粒子径にも配慮して調整した。焼結条件では、温度が高い場合、Ｚｒの粒成長も活性となる。そこでＺｒ含有量が多い場合は、１２９０℃での焼結時に２時間程度の中間保持を設定した。そして、Ｚｒ、ＣｒやＶ含有量によって低下する焼結性、特に超硬合金が固相焼結状態での焼結性を改善した。更に、Ｚｒ含有量が増加してゆくと、ｄ１値、ｄ２値がＤ値に対して大きくなる。すると、Ｚｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物が破壊の起点となって、高温強度や室温強度の低下を引き起こす。従って、本願発明のＷＣ基超硬合金のｄ１値、ｄ２値は、Ｄ値の２倍以下にする必要がある。一方、単にＺｒを添加した従来の超硬合金では、Ｚｒ系炭酸化物の存在は検出されていないことから、Ｚｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物を伴に含有することによって得られるという、本願発明の高温強度の改善効果を得ることはできない。
本願発明のＷＣ基超硬合金は、室温での抗折力が２．５ＧＰａ以上である。この理由は、抗折力が２．５ＧＰａ未満では、例えば切削工具に適用した場合、十分な強度を得ることができず、性能面において満足のいく耐欠損性や耐摩耗性を得ることができないからである。
【０００８】
本願発明のＷＣ基超硬合金の表面に、スパッタ法、アークイオンプレーティング法等の物理蒸着法、化学蒸着（以下、ＣＶＤと記す。）法等により、被覆を施して使用すると、更に硬度等の性能が改善されて好ましい。被覆する材料としては、例えば、周期律表４ａ、５ａ、６ａ族金属及びＡｌ、Ｓｉの１種以上の炭素、窒素、酸素、硼素等との化合物からなる皮膜や酸化アルミニウム膜、酸化ジルコニウム膜等の単層や多層膜からなる硬質皮膜が有効である。これらの硬質皮膜を本願発明の超硬合金部材に被覆することにより、表面の耐摩耗性や耐酸化性、摺動性等を改善することが出来る。本願発明のＷＣ基超硬合金は、硬さと高温強度が伴に優れているため、例えば、回転工具、旋削加工用工具、切断用工具、打ち抜き用工具などに広範囲に用いられ、性能の改善効果が得られる。本願発明のＷＣ基超硬合金を以下の実施例に基づいて具体的に説明する。
【実施例】
【０００９】
（実施例１）
原料粉末として、夫々、平均粒子径：０．４μｍ、１．０μｍ、１．５μｍ、２．５μｍ、３．５μｍ、４．５μｍのＷＣ粉末、平均粒子径：１．２μｍのＣｏ粉末、平均粒子径：１．５μｍのＮｉ粉末、平均粒子径：１．５μｍのＦｅ粉末、平均粒子径：１．５μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、平均粒子径：１．２μｍのＶＣ粉末、平均粒子径：１．５μｍのＨｆＣ粉末、平均粒子径：２．０μｍのＴｉＣ粉末、平均粒子径：１．５μｍのＴａＣ粉末、平均粒子径：０．４μｍの（ＺｒＷ）Ｃ固溶体粉末及び０．８μｍのＺｒＣ粉末を夫々用意した。これらの粉末を所定の組成に配合した。使用したＺｒＣ粉末はＯ元素を約１重量％程度含有している。配合粉をアルコール中で１２時間アトライター混合し、成型用の樹脂を添加し乾燥して混合粉末を作成した。次に混合粉末を１００ＭＰａの圧力でプレス成形し、ＪＩＳ抗折試験片（ＪＩＳ−Ｂ−４０５３）用の成形体とした。これらの成形体を真空雰囲気中、１４００℃で、３０分焼結した後、超硬合金内の残留空孔を無くす為に、アルゴンガスを用いて４．９ＭＰａで３０分間加圧し、炉冷した。
ＪＩＳ試験片用成形体より得られた焼結体は、ダイヤモンド砥石で研削し、４ｍｍ×８ｍｍ×２４ｍｍの寸法を有するＪＩＳ抗折力試験片を作製した。この試験片を用いて組成分析を行い、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ等の各含有量を求めた。金属結合相であるＣｏ、Ｎｉは、超硬合金の断面を鏡面研磨した後、蛍光Ｘ線分析装置（リガク製、ＺＳＸ−１００Ｅ型）により分析し、その含有量を定量的に求めた。他の金属元素は、超硬合金を微細に粉砕した粉を、Ｈ３ＰＯ４、ＨＣｌ、ＨＦ、ＨＮＯ３及びＨ２ＳＯ４を用いて溶解し、イオン化して、誘導結合プラズマ発光分析（以下、ＩＣＰ分析と記す。）することにより、各元素の種類を同定するとともに、その含有量を定量的に求めた。各試料の組成を表１に示す。
【００１０】
【表１】
2009074121.tif 000002
【００１１】
試験片の断面を鏡面研磨した後、村上試薬で０．５分、王水で０．５分間エッチング処理することにより、結晶粒界を明確にした後、各種粒子やＺｒ含有化合物の測定をおこなった。解析に使用した装置は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（日本電子製、ＪＸＡ−８５００Ｆ、以下、ＦＥ−ＥＰＭＡと記す。）である。この解析によって、Ｚｒ系炭酸化物の１例としてＺｒ（ＣＯ）、（ＺｒＷ）系複炭化物の１例として（ＺｒＷ）Ｃの有無を同定した。まず、ＦＥ−ＥＰＭＡを用いて、倍率５ｋ倍で２０視野の面分析を行った。次に、Ｚｒを含有する粒子の解析を行い、Ｚｒ（ＣＯ）、（ＺｒＷ）Ｃの識別を行った。ＦＥ−ＥＰＭＡ分析にて１視野以上に、Ｚｒ（ＣＯ）の存在が確認できた試料は、Ｚｒ系炭酸化物を含有していると判断した。同様に、（ＺｒＷ）Ｃの存在が確認できた試料は、（ＺｒＷ）系複炭化物を含有していると判断した。本発明例２、１６、１７及び比較例２５、２６、従来例３０の分析結果を表２に示す。ここで、従来例３０は市販の切削工具を用いた。
【００１２】
【表２】
2009074121.tif 000003
【００１３】
表２に示す様に、本発明例２には２種類の相が観察され、化合物番号２−１はＺｒ（ＣＯ）、化合物番号２−２は（ＺｒＷ）Ｃであった。両者化合物相を区別するに当たり、Ｚｒ（ＣＯ）の特徴は、Ｚｒ、Ｏ及びＣを含有することである。化合物番号２−１はＺｒ、Ｏ及びＣを含有するが、化合物番号２−２はＯを含有しなかった。これに対して（ＺｒＷ）Ｃの特徴は、Ｏを含有せず、ＺｒとＷを含有する複炭化物であることである。化合物番号２−１ではＷを含有するが、同時にＯも含有している為、（ＺｒＷ）Ｃではない。化合物番号２−２は、Ｚｒ、Ｗ及びＣを含有し、Ｏを含有しない為、（ＺｒＷ）Ｃと判断した。また、（ＺｒＷ）Ｃには本発明例１６の化合物番号１６−２や本発明例１７の化合物番号１７−２の様に、Ｃｏ、Ｖ及びＴａ等の他の元素を含有していても（ＺｒＷ）系複炭化物としての性質が損なわれることはなく、逆に性質が向上する可能性も考えられる。一方、比較例２５は、化合物番号２５−１のＺｒ（ＣＯ）のみの存在が確認され、（ＺｒＷ）Ｃを含有していなかった。従来例３０は、化合物番号３０−１の１種類の相が観察され、これは（ＺｒＷ）Ｃであった。また、Ｚｒ（ＣＯ）は含有していなかった。
ｄ１値、ｄ２値は、各化合物相を含有していると判別した試料について、倍率１０ｋ倍で撮影した画像を拡大コピーし、これを画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓＶｅｒｓｉｏｎ  ４．０  ｆｏｒ  Ｗｉｎｄｏｗｓ、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社、Ｗｉｎｄｏｗｓは登録商標です。）により解析することにより算出した。Ｄ値も同様に、倍率１０ｋ倍にて５視野観察して求めた。Ｄ値、ｄ１値、ｄ２値、とその比を表１に示した。
試験片の室温、高温での抗折力は、Ｍｅｔａｌ  Ｔｅｓｔｉｎｇ  Ｍａｃｈｉｎｅ（島津製作所製、ＥＨＦ−ＥＤ２０型）を用いて、スパン２０ｍｍ、クロスベッドスピード：１ｍｍ／ｍｉｎの条件で３点曲げ試験により求めた。室温条件は、室温が２５℃の大気中にて測定を行った。高温条件は、８００℃に保持したＡｒ雰囲気の恒温炉中にて測定を行った。夫々の試験数は５点とし、平均値を求めた。試験片の硬さは、ロックウェル硬度試験機（ミツトヨ製、ＨＲ−５２３型）を用い、Ａスケール、加重２４９．２Ｎの条件にて求めた。各試料の室温及び高温条件における抗折力、硬さを表３に示す。
【００１４】
【表３】
2009074121.tif 000004
【００１５】
表３の結果より、本発明例１から１９は、抗折力が高く、室温の２５℃では２．５ＧＰａから２．９ＧＰａ、高温の８００℃では１．６ＧＰａから２．１ＧＰａの強度を示した。また、結合相にＣｏを含有した本発明例２に対して、Ｃｏ、Ｎｉを含有した本発明例３、Ｃｏ、ＮｉとＦｅを含有した本発明例４では、何れも２．７ＧＰａ程度の室温強度、１．８ＧＰａ程度の高温強度、ＨＲＡ９０．３程度の硬さを示した。この結果より、本願発明の超硬合金における結合相はＣｏの他にＮｉやＦｅ等の鉄族元素を含有しても良い。Ｚｒ含有量の異なる本発明例９から１４は、Ｚｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物の含有効果が得られ、高温で１．６ＧＰａ以上の高い抗折力が得られた。Ｃｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉを含有した本発明例１５から１９も、同様の高い高温抗折力を示した。これより、添加元素を少量含有させても、高温抗折力の改善効果が見られた。更に、Ｄ値が１．０μｍ以下の微粒超硬合金である本発明例２０、２１は、２．９ＧＰａ以上の高い高温抗折力を示した。
しかし、結合相量の少ない比較例２２は、Ｚｒ（ＣＯ）、（ＺｒＷ）Ｃを含有し、ｄ１、ｄ２値及びＺｒ含有量が本願発明の規定範囲内であっても、１．９ＧＰａの低い室温強度、０．９ＧＰａの低い高温強度しか示さなかった。Ｃｏ含有量が本願発明の規定範囲より多い比較例２３は、Ｚｒ（ＣＯ）、（ＺｒＷ）Ｃを含有し、ｄ１、ｄ２値が本願発明の規定範囲内であっても、結合相量が多いため硬度が低下した。そこで、本願発明の超硬合金における結合相量は、４％以上、２０％以下とする必要がある。Ｚｒ（ＣＯ）及び（ＺｒＷ）Ｃを含有しない比較例２４は、両化合物の含有効果が得られず、高温で０．９ＧＰａの低い抗折力しか示さなかった。また、結合相含有量が本願発明規定の範囲内であっても、Ｚｒ（ＣＯ）のみ含有する比較例２５、２７は、（ＺｒＷ）系複炭化物の含有効果が得られず、高温で１．０ＧＰａ以下の低い抗折力しか示さなかった。表２の比較例２６に示す様に、Ｚｒ（ＣＯ）及び（ＺｒＷ）Ｃを含有していても、（ｄ１／Ｄ）値が２を超えて大きいと、Ｚｒ（ＣＯ）の粗大な粒子が破壊の起点となって、室温及び高温抗折力が１．０ＧＰａ以下であった。（ｄ１／Ｄ）値が２を超えて大きくなった比較例２８、２９は、１．９ＧＰａ以下の低い高温抗折力しか示さなかった。
【００１６】
（実施例２）
本願発明のＷＣ基超硬合金の高温強度を具体的に説明する為に、旋削用インサートを作成して比較検討を行った。ここで本発明例３１から３５、比較例３６から４１を作製した。各試料は、表１の試料から選択した材料を使用した。従って夫々の試料における各元素の含有量、Ｚｒ（ＣＯ）及び（ＺｒＷ）Ｃの含有の有無、ｄ１値、ｄ２値、Ｄ値、抗折力、硬さは、ＪＩＳ試験片と試料の作製方法が同じであるため、表１、表２と表３の測定値と同値であるとした。各試料に対応する表１の試料番号を表４に併記した。
【００１７】
【表４】
2009074121.tif 000005
【００１８】
表１の材料の造粒粉を用いて内接円が１２．４ｍｍ、厚さが４．８ｍｍのＣＮＭＧ型の切削用試験片プレス体を作製した。各プレス体は表１に示す同試料と同じ条件にて夫々焼結を行い、焼結体を作製した。夫々の焼結体を同寸法に研削加工を行い、ＣＶＤ成膜装置を用いて基体上にＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、Ａｌ２Ｏ３硬質皮膜を被覆した。各試料を用いて以下の試験条件１で切削加工を実施した。切削性能は、切削試験片の逃げ面最大摩耗幅が０．４ｍｍに達した時点までの切削時間を工具寿命と判断した。結果を表４に示す。
（試験条件１）
被削材：炭素鋼Ｓ５３Ｃ、直径３００ｍｍ
切削方法：旋削加工
切削速度：毎分２２０ｍ
切り込み量：２ｍｍ
送り量：１回転につき０．４ｍｍ
表４より、本発明例３１から３５は、何れも５５分以上の工具寿命を示した。この理由は、本発明例３１、３２は、表１に示す試料の中で、Ｃｏ含有量を変化させた本発明例１、２の材料を用いて作成し、本発明例３３から３５は、Ｚｒ含有量を変化させた本発明例１１、１２と、Ｔａを含有した本発明例１７の材料から作成したからである。以上の結果から、本願発明のＷＣ基超硬合金を用いて作製した切削工具は、優れた高温強度による耐欠損性と耐摩耗性を有し、切削加工における工具寿命を向上させることができた。一方、比較例３６から４１は、何れも２５分以下の工具寿命しか示さなかった。この理由は、比較例３６、３７のＣｏ含有量が、本願発明の規定外の材料である比較例２２、２３を用いて作成したためである。また比較例３８がＺｒ系炭酸化物及び（ＺｒＷ）系複炭化物を含有しない比較例２４を用いて作成し、比較例３９がＺｒ系炭酸化物のみを含有する比較例２５を用いて作成し、比較例４０が（ｄ１／Ｄ）値が２を超えて大きい比較例２６を用いて作成し、比較例４１がＺｒ系炭酸化物のみを含有する比較例２７の材料を用いて作成したためである。
【００１９】
（実施例３）
本願発明のＷＣ基超硬合金の高温強度を説明する為に、小径ドリルを用いた穴開け加工の試験を行った。小径ドリルは、刃先径が細く、微粒超硬合金の性能差が容易に比較できる。また、穴開け加工時には、ドリルの刃先が約８００℃以上になる。高温における強度の低下は、ドリルの刃先の変形を引き起こし、この変形によってドリルの破損が起きる。そこで、折損本数を測定することにより、高温強度が比較できる。表１に示した試料中、Ｄ値が１．０μｍ以下の本発明例２０、２１、比較例２８、２９の材料を用いて小径ドリルを作成し、これらを本発明例４２、４３、比較例４４、４５とした。各材料の混合粉末を、２５ＭＰａの圧力で押し出し成形し、φ４．７ｍｍの丸棒成形体を作製した。この丸棒成形体より得られた丸棒焼結体を夫々研磨し、全長が３８．１ｍｍ、シャンク径が３．１７５ｍｍ、刃先径が０．２５ｍｍ、溝長が５．５ｍｍの小径ドリルに加工した。これらの小径ドリルを用いて、以下の試験条件２で穴開け加工を行った。高温強度の指標となる耐折損性の良否を測定する為、夫々の条件について２０本のドリルを用いて、被削材を６０００ヒットした時、折損したドリルの本数を測定し、耐折損性を評価した。結果を表５に示す。
【００２０】
【表５】
2009074121.tif 000006
【００２１】
（試験条件２）
被削材：板厚が１．６ｍｍのガラスエポキシ銅張り４層積層板、２枚重ね
回転数：毎分１６０、０００回転
送り量：１９μｍ／回転
表５より、本発明例４２、４３は何れも折損本数が０本であったが、比較例４４、４５は何れも７本以上と、大変多い折損本数を示した。以上の結果から、本願発明のＷＣ基超硬合金を用いて作製した切削工具は、優れた高温強度による耐欠損性を有し、小径ドリル等の微粒超硬合金を用いた工具寿命を向上させることができた。