(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の結合金属を２〜２０重量％、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を０〜３０重量％含有するともに、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、残部が炭化タングステンと不可避不純物から成る超硬合金において、この超硬合金の表面近傍に、この超硬合金内部の前記結合金属の総含有量をｗ1in、この超硬合金内部の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、この超硬合金表面領域の前記結合金属の総含有量をｗ1suf、この超硬合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2sufとし、ｐin＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐinの条件を満足する表面領域を有することを特徴とする超硬合金。
【請求項２】
前記表面領域における前記ｐsufとｐinとの比（ｐsuf／ｐin）の最大値が０．５〜０．９５であることを特徴とする請求項１記載の超硬合金。
【請求項３】
前記表面領域の厚みが１〜２０μｍであることを特徴とする請求項１または２記載の超硬合金。
【請求項４】
前記超硬合金の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質被膜の少なくとも１層を総厚み１〜３０μｍで被着形成してなることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか記載の超硬合金。
【請求項５】
炭化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物粉末と、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからなる原料粉末を粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気中の１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜２時間保持し、この第１の焼成温度よりも２０〜２００℃低い第２の焼成温度に冷却し、続いて真空中の前記第２の焼成温度で１〜３時間保持することを特徴とする超硬合金の製造方法。
【請求項６】
前記原料粉末を粉砕混合する際に用いる容器および粉砕部材の前記原料粉末と接触する部分が鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）を実質的に含有しないことを特徴とする請求項５記載の超硬合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は超硬合金およびその製造方法に関し、特に炭素鋼、合金鋼、ステンレス鋼等の一般鋼の切削加工に適する切削工具や摺動部材、耐摩耗部材等に使用される高強度かつ高靭性な表面を有する超硬合金とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
金属の切削加工や摺動部材、耐摩耗部材等に広く用いられている超硬合金は、炭化タングステン（ＷＣ）を主体とする硬質相をコバルト（Ｃｏ）やニッケル（Ｎｉ）の結合相中で結合させたＷＣ−Ｃｏ（Ｎｉ）合金、もしくはこのＷＣ−Ｃｏ（Ｎｉ）合金に周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物の硬質相を分散せしめた系が知られている。これらの超硬合金は、特に、炭素鋼や合金鋼、ステンレス鋼等の一般鋼の切削工具として利用されている。
【０００３】
一般的に、かかる超硬合金を製造する方法としては、上記のような超硬合金を構成する原料粉末を粉砕して混合して成形した後、１３５０〜１６００℃で１〜３時間程度焼成する方法が知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来の超硬合金においては、これを切削工具等として用いた場合、超硬合金中に不純物として含まれる鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）が切削加工中に高温となった被削材に多量に含まれる鉄（Ｆｅ）やクロム（Ｃｒ）と結合し、被削材が切削工具表面に溶着や凝着して切れ刃等の作用部が異常に摩耗したり、切削抵抗が増大して切削工具表面に損傷が発生しやすくなったり、溶着物や凝着物の凹凸によって被削物表面の仕上面粗さが劣化する等の問題があった。
【０００５】
なお、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）は、一次原料に不可避不純物として含有していたり、製造工程において混入したりするものであるが、工業上完全に取り除くことはできず、また、製造工程で混入する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量は工程の変更や、粉砕機等の表面状態に伴って変動するために制御できないものであった。
【０００６】
また、鉄（Ｆｅ）は炭素との親和性が高いために、超硬合金の表面における鉄（Ｆｅ）の含有量が多いと、ＣＶＤ法やＰＶＤ法等の気相合成法で硬質被膜をコーティングする場合には炭素と鉄（Ｆｅ）とが優先的に結合し、超硬合金と硬質被膜との界面にη相等の脆化相が生成しやすく、硬質被膜の密着強度が低下する結果、硬質被膜が剥離して破壊したり、これを切削工具や摺動部材として使用した場合には寿命が低下するという問題があった。
【０００７】
したがって、本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その目的は、切削時や摺動時等の被削材との溶着や凝着を抑制でき、また、良好な硬質被膜を形成することも可能な超硬合金を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記課題、特に超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）が被削材に与える影響を抑制できる構成について検討した結果、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を制御し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合金内部よりも低減させることにより、被削材との溶着や凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られることを知見して本発明に至った。
【０００９】
すなわち、請求項１に係る超硬合金は、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の結合金属を２〜２０重量％、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を０〜３０重量％含有するともに、鉄（Ｆｅ）を１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）を１００〜１０００ｐｐｍ含有し、残部が炭化タングステンと不可避不純物から成る超硬合金において、この超硬合金の表面近傍に、この超硬合金内部の前記結合金属の総含有量をｗ1in、この超硬合金内部の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、この超硬合金表面領域の前記結合金属の総含有量をｗ1suf、この超硬合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2sufとし、ｐin＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐinの条件を満足する表面領域を有することを特徴とするものである。
【００１０】
上記超硬合金では、前記表面領域における前記ｐsufとｐinとの比（ｐsuf／ｐin）の最大値が０．５〜０．９５であることが望ましく、前記表面領域の厚みが１〜２０μｍであることが望ましい。
【００１１】
また、上記超硬合金では、超硬合金の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質被膜を少なくとも１層を総厚み１〜３０μｍで被着形成してなることが望ましい。
【００１２】
請求項５に係る超硬合金の製造方法は、炭化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物粉末と、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからなる原料粉末を粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気中の１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜２時間保持し、この第１の焼成温度よりも２０〜２００℃低い第２の焼成温度に冷却し、続いて真空中の前記第２の焼成温度で１〜３時間保持することを特徴とするものである。
【００１３】
上記超硬合金の製造方法では、前記原料粉末を粉砕混合する際に用いる容器および粉砕部材の前記原料粉末と接触する部分が鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）を含有しないことが望ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を詳細に説明する。
本発明の超硬合金は、炭化タングステン相と、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）の結合金属を２〜２０重量％、特に６〜１５重量％と、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物からなる結晶相を０〜３０重量％、特に２〜２０重量％、さらに５〜１５重量％と、不可避不純物とからなるものである。
【００１５】
ここで、コバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の結合金属の総含有量が２重量％より少ないと、焼結時に発生する液相量が不足して焼結不良となる結果、超硬合金の強度が低下し、逆に、結合金属の総含有量が３０重量％より多いと、超硬合金に占める結合金属相量が過剰となり、硬度が低下するとともに、切削加工として金属加工に使用した場合に大きく塑性変形する。
【００１６】
また、本発明によれば、超硬合金の硬度を向上させるとともに、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の各金属濃度を所定の範囲内に制御する点で、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物を３０重量％以下の割合で含有せしめることが望ましい。
【００１７】
本発明によれば、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）の含有量が１０〜３００ｐｐｍ、クロム（Ｃｒ）の含有量が１００〜１０００ｐｐｍに制御され、かつ、超硬合金内部の結合金属の総含有量をｗ1in、超硬合金内部の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2in、超硬合金表面領域の結合金属の総含有量をｗ1suf、超硬合金表面領域の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の総含有量をｗ2sufとし、ｐin＝ｗ2in／ｗ1in、ｐsuf＝ｗ2suf／ｗ1sufとしたとき、ｐsuf＜ｐinの条件を満足する表面領域を具備する。すなわち、超硬合金の表面における結合金属に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合金の内部のそれよりも小さくすることが大きな特徴である。これによって、被削材との溶着や凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られる。
【００１８】
ここで、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）の含有量は、工業的に１０ｐｐｍより低くすることができず、また、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）の含有量が３００ｐｐｍを越えると、被削材との溶着や凝着が顕著となり、切削性が低下する。一方、クロム（Ｃｒ）の含有量が１００ｐｐｍより低いと、炭化タングステン相の粒成長が顕著となり、超硬合金の強度と靭性が低下する。逆に、クロム（Ｃｒ）の含有量が１０００ｐｐｍを越えると、被削材との溶着や凝着が顕著となり、切削性が低下する。
【００１９】
なお、本発明において、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を測定するには、焼結後の超硬合金を超硬合金製乳鉢などを使って粉砕した粉末を公知の方法で溶解した溶液を作製し、ＩＣＰ発光分光分析法で測定する方法によって定量することができる。また、これら鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）の表面と内部の局所的な含有量の比を測定するには、レーザーＩＣＰ質量分析法を用いることができる。さらに、本発明における超硬合金の内部とは、超硬合金の表面から１ｍｍ以上深い領域をいう。
【００２０】
また、表面領域におけるｐsufとｐinとの比（ｐsuf／ｐin）の最大値は、超硬合金表面の耐溶着性と耐凝着性を改善するために、０．５〜０．９５、特に０．６〜０．８であることが望ましい。
【００２１】
また、表面領域の厚みは、被削材等の溶着や凝着を抑制し、かつ表面領域の硬度を維持して、塑性変形を防止する点で、１〜２０μｍであることが望ましい。
【００２２】
なお、超硬合金中の炭化タングステン相は六方晶であって、その平均粒径が０．５〜３．０μｍであることが望ましい。ここで、本発明における炭化タングステン相等の結晶相の平均粒径とは、超硬合金断面のＳＥＭ写真からインターセプト法によって求められる値をいう。
【００２３】
また、本発明によれば、超硬合金の表面に、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）、ダイヤモンドおよびＡｌ2Ｏ3の群から選ばれる少なくとも１種からなる硬質被膜を少なくとも１層を被着形成してなるものであってもよく、これによって、超硬合金表面の硬度および耐摩耗性を著しく向上させることができる。
【００２４】
さらに、本発明によれば、超硬合金の表面に硬質被膜を被着形成する際においても、超硬合金表面における鉄（Ｆｅ）やクロム（Ｃｒ）の含有比率が低いために、フェライトや炭化クロム等の生成による炭素の減少が起きないために、界面付近にコバルトの低級炭化物であるη相（Ｗ3Ｃｏ3Ｃ、Ｗ6Ｃｏ6Ｃなど）等の脆化層が生成することなく、良好な硬質被膜を形成することができる。
【００２５】
なお、硬質被膜の膜厚は、耐摩耗性と靭性をともに維持する点で総厚み１〜３０μｍであることが望ましく、また、硬質被膜は従来公知のＰＶＤ法やＣＶＤ法等の薄膜形成法によって被着形成される。
【００２６】
（製造方法）
次に、上述した超硬合金の製造方法を説明する。
まず、例えば鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量がそれぞれ０．００５〜０．１重量％で平均粒径が０．５〜１０μｍの炭化タングステン粉末を７０〜９０重量％と、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）の含有量がそれぞれ１５〜５００ｐｐｍで平均粒径が０．５〜１０μｍの周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる炭化物、窒化物および／または炭窒化物粉末またはその固溶体粉末を０．１〜３０重量％と、鉄（Ｆｅ）の含有量が１〜１５ｐｐｍでクロム（Ｃｒ）の含有量が１〜２０ｐｐｍで平均粒径が０．５〜１０μｍのコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）を５〜１５重量％と、さらには所望により金属タングステン（Ｗ）粉末あるいはカーボンブラック（Ｃ）とを秤量して混合する。
【００２７】
これらの混合粉末を鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）を含まない材料、例えば純度９９．９％以上の超硬合金からなる内張りやメディアや攪拌アーム等を有する粉砕機内に投入し、アルコール、アセトン、炭化水素等の分散媒を加えて５〜３０時間湿式粉砕した後、噴霧乾燥等の公知の造粒方法によって所望の粒径に造粒する。ここで、粉砕時間が５時間より短いと原料粉末を十分に粉砕して混合することができず、所望の均一な表面領域を形成することができない。逆に、粉砕時間が３０時間より長いと粉砕機から炭化タングステン成分および他の不純物が多量に混入して混合粉末の組成ずれを引き起こす。
【００２８】
次に、得られた混合粉末を用いて、プレス成形、鋳込成形、押出成形、冷間静水圧プレス成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形した後、２０Ｐａ以上の非酸化性雰囲気中、１〜２０℃／分で１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度に昇温し、次いで第１の焼成温度で０．３〜２時間、特に０．５〜１時間保持する。なお、非酸化性雰囲気とは、特に、窒素ガス（Ｎ2）、ヘリウムガス（Ｈｅ）、アルゴンガス（Ａｒ）、キセノンガス（Ｘｅ）等の不活性ガスを封入またはフローさせる状態をいう。
【００２９】
かかる非酸化性雰囲気中、第１の焼成温度で短時間保持することによって、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）からなる結合金属の一部が金属液相となる。このとき、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）は、コバルト（Ｃｏ）とニッケル（Ｎｉ）に伴って溶融して拡散する。
【００３０】
続いて上記第１の焼成温度から２０〜２００℃低い第２の焼成温度に、望ましくは、超硬合金中における各々の金属の分布状態を最適化するために降温速度５〜５０℃／時間で降温し、１０Ｐａより低い第２の焼成温度の真空中、特に１２００〜１３８０℃で１〜３時間保持し、表面からＣｏ（コバルト）および／またはニッケル（Ｎｉ）が選択的に真空雰囲気中に蒸発するとともに、内部に存在するＣｏ（コバルト）および／またはニッケル（Ｎｉ）が選択的に表面へと拡散する結果、焼結体中に所定の金属の濃度勾配をつけることができる。その後、室温まで冷却することにより本発明の超硬合金を作製することができる。
【００３１】
ここで、第１の焼成温度が１３５０℃より低いと、温度が低くて適量の液相を生成させることができず、焼結体を十分に緻密化させることができなくなり、逆に第１の焼成温度が１６００℃より高いと、焼結が過度に進行して炭化タングステン粒子等の硬質粒子が粒成長して靭性や強度が低下するとともに、金属液相中のコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）が選択的に表面から多量に蒸発して表面における金属の濃度分布を所定の範囲とすることができず、かつ表面が脆化する。
【００３２】
また、第１の焼成温度での保持時間が０．１時間よりも短いと、適量の液相を生成させることができず、焼結体を十分に緻密化させることができず、逆に第１の焼成温度での保持時間が２時間よりも長いと、焼結が過剰に進んで靭性や強度が低下するとともに、鉄（Ｆｅ）とクロム（Ｃｒ）が所定量を超えて表面に析出したり、表面が脆化する。
【００３３】
さらに、第２の焼成温度と第１の焼成温度との差が２０℃よりも小さいと、コバルト（Ｃｏ）およびニッケル（Ｎｉ）と鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）との移動速度（拡散速度）に差が生じないため、超硬合金中に所望の濃度分布をつけることができず、逆に第２の焼成温度と第１の焼成温度との差が２００℃よりも大きいと、各金属の拡散速度が全体的に低下して所定の金属濃度勾配をつけることができなくなる。
【００３４】
【実施例】
表１に示す量で鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）を含有する平均粒径が９μｍの炭化タングステン（ＷＣ）粉末、金属コバルト（Ｃｏ）粉末および化合物粉末を表１に示す比率で秤量し、純度９９．９９％以上の超硬合金からなる内壁、メディア、および攪拌アームを有するアトライタミル内に導入し、これに２−プロパノールを添加して１８時間湿式粉砕し、スプレードライによって造粒した後、プレス成形によって切削工具形状（ＳＤＫ１２０３）に成形した。
【００３５】
次に、得られた成形体を真空焼結炉にセットし、１２℃／分の速度で昇温して表１に示す第１の焼成温度で所定時間保持し、続いて表１に示す降温速度で第２の焼成温度に降温した後、この第２の焼成温度で所定時間保持し、その後室温まで冷却した。なお、表中の真空雰囲気とは真空度８Ｐａ以下の状態に制御し、かつ表中の各種ガス（Ａｒ、Ｎ2、Ｈｅ）雰囲気とは２５Ｐａの状態に制御した。
【００３６】
得られた超硬合金に対して、超硬合金からなる乳鉢で粉砕し、この粉末を溶解した溶液に対してＩＣＰ発光分光分析を行ない、鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を測定した。また、超硬合金の表面と、１ｍｍ以上研削した面の鉄含有量をレーザーＩＣＰ−ＭＳで測定した。なお、レーザーＩＣＰ−ＭＳの測定面積は１０μｍφとした。
【００３７】
【表１】
0003762278.tif 000002
【００３８】
そして、得られた超硬合金を用いて下記（テスト１）の条件によりステンレス鋼の切削を１５分間行ない、切削工具のフランク摩耗量および境界損傷量を測定した。なお、切削試験中にフランク摩耗量が０．２ｍｍあるいは境界損傷量が０．５ｍｍに達した場合にはその切削時間を測定した。さらに、切削試験後の工具の刃先を観察し、変形や損傷の有無を確認した。その結果を表２に示す。
【００３９】
テスト１
被削材  ：ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）
工具形状：ＳＤＫＮ１２０３ＡＵＴＮ
切削速度：２００ｍ／分
送り速度：０．２ｍｍ／刃
切り込み：２ｍｍ
その他  ：乾式切削
【００４０】
【表２】
0003762278.tif 000003
【００４１】
表１、表２の結果より、原料中の鉄（Ｆｅ）の含有量が多い試料Ｎｏ．１および粉砕メディアおよび撹拌アームとしてステンレスを用いた試料Ｎｏ．２では、超硬合金全体中の鉄（Ｆｅ）の含有量が３００ｐｐｍを越えてしまい、切削加工中に硬質被膜が摩滅して超硬合金が露出した後に、急激に摩耗が進行して工具寿命に達してしまった。また、第１の焼成温度のみで保持する（一段焼成）パターンの焼成を行った試料Ｎｏ．３および第１の焼成温度と第２の焼成温度との差が２００℃を越える試料Ｎｏ．４では、いずれも表面におけるコバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率が同等以上となり、被削材の溶着や凝着が顕著で切削性能が低下した。さらに、第１の焼成温度での保持と第２の焼成温度での保持をともに真空中で行った試料Ｎｏ．５ではＰsuf／Ｐinがほぼ１．０となり、表面と内部における（鉄＋クロム）と（コバルト＋ニッケル）の存在比に差がない。つまり発明品に比べて表面における脆化相の生成量が多いため、硬質被膜の付着力が低下し、切削加工中に被膜の剥離が発生した。この結果、摩耗量は増大し、切削工具切れ刃に溶着物が多量に付着する結果となった。
【００４２】
これに対して、本発明に従う試料Ｎｏ．６〜１３では、いずれもフランク摩耗量０．２ｍｍ（加工時間／１５ｍｉｎ）以下の優れた耐摩耗性を有するものであった。
【００４３】
（実施例２）
また、試料Ｎｏ．２、１２、１３については、表面にＰＶＤ法により表３に示す材質と厚みの硬質被膜を成膜し、上記と同様の条件で切削試験を行った。
【００４４】
【表３】
0003762278.tif 000004
【００４５】
表３から明らかなように、鉄の含有量が多い試料２を母材とした試料Ｎｏ．２−１では硬質被膜が剥離して被削物が工具表面に多量に溶着したのに対して、本発明に従う試料Ｎｏ．１２を母材にした試料１２−１、２、３、および試料Ｎｏ．１３を母材にした試料１３−１では硬質被膜が剥離することはなく、かつ被削材の溶着も少ないものであった。
【００４６】
本発明品については、旋盤で使用する旋削加工用工具、フライス盤やマシニングセンターで使用する正面フライス、エンドミル、ボールエンドミル、ドリル用の工具材種等、汎用的に使用することができる。
【００４７】
【発明の効果】
以上詳述したとおり、請求項１に係る超硬合金によれば、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を制御し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃｏ）およびまたはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を超硬合金内部よりも低減させることにより、被削材との溶着や凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜を被着形成できる超硬合金が得られる。
【００４８】
また、請求項５に係る超硬合金の製造方法によれば、炭化タングステン粉末と、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族金属の群から選ばれる少なくとも１種の炭化物、窒化物および／または炭窒化物粉末と、コバルト（Ｃｏ）および／またはニッケル（Ｎｉ）粉末とからなる原料粉末を粉砕混合して成形した後、非酸化性雰囲気中、１３５０〜１６００℃の第１の焼成温度で０．３〜２時間保持し、続いて前記第１の焼成温度よりも２０〜２００℃低い第２の焼成温度に冷却し、この第２の焼成温度の真空中で１〜３時間保持することから、超硬合金中の鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有量を制御し、かつ超硬合金表面におけるコバルト（Ｃｏ）およびまたはニッケル（Ｎｉ）に対する鉄（Ｆｅ）およびクロム（Ｃｒ）の含有比率を、超硬合金内部よりも低減させた超硬合金となり、被削材との溶着や凝着が抑制でき、硬質被膜を被着形成する際にも良好な硬質被膜を被着形成できる。