JP2016020541A - 超硬合金、および切削工具 - Google Patents

Abstract

【課題】耐塑性変形性に優れた超硬合金、および、この超硬合金を基材として用いた切削工具を提供する。
【解決手段】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、炭化タングステンの粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たす超硬合金。鉄族元素はコバルトを含み、コバルトの含有量は超硬合金中において８質量％以上であることが好ましい。炭化タングステン粒子の平均粒径は３μｍ以上であることが好ましい。
【選択図】図１

Description

本発明は、切削工具や金型などの素材に利用できる超硬合金、および切削工具に関する。特に、耐塑性変形性に優れる超硬合金、およびその超硬合金を用いた切削工具に関する。

切削工具や金型の素材などに超硬合金が利用されている。超硬合金は、代表的には、炭化タングステン（ＷＣ）を主成分とする硬質相と、コバルト（Ｃｏ）を主成分とする結合相とを備える。例えば、特許文献１では、耐塑性変形性に優れる超硬合金として、組成を調整すると共に、酸素の含有量、有孔度、および硬度を所定の範囲とした超硬合金を開示している。

特開２０１２−１４３８６２号公報

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より長寿命の切削工具、および長寿命の金型などを実現するために、さらに高い耐塑性変形性を備える超硬合金が望まれている。しかし、特許文献１に記載の超硬合金のように、組成の調整などによる耐塑性変形性の改善には限界がある。

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、耐塑性変形性に優れる超硬合金を提供することにある。

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る。この超硬合金は、炭化タングステンの粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たす。

上記発明の超硬合金は、耐塑性変形性に優れる。

本発明の一態様に係る超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡写真である。 比較例に係る超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡写真である。 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３の（ＩＶ）−（ＩＶ）断面における刃先近傍の部分拡大概略断面図である。 本発明の一態様に係る超硬合金（試料Ｎｏ．３−１）の断面の走査型電子顕微鏡写真である。

［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。

＜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る。この超硬合金は、炭化タングステンの粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たす。

上記超硬合金は耐塑性変形性に優れる。他のＷＣ粒子との接触点の点数が少ないＷＣ粒子の割合が小さいことでＷＣ粒子同士の接触点が多く、ＷＣ粒子同士が十分に結合した状態が維持されていると考えられるからである。

＜２＞本発明の一態様に係る超硬合金として、前記硬質相として、Ｗと、Ｗを除く周期表４，５，６族元素及びＳｉから選択される１種以上の元素と、を含む炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種の複合化合物からなる複合化合物相を備える態様が挙げられる。超硬合金の任意の表面または断面に対する前記複合化合物相の面積比率が１％以上１０％以下である。また、前記表面または断面に存在する全複合化合物相のうち面積が１０μｍ^２以上である複合化合物相の比率が５％未満である。

超硬合金中に上記複合化合物相を備えることで、ＷＣ粒子同士の結合による耐塑性変形性の向上に加え、ＷＣ粒子と複合化合物粒子との結合によって強度を向上できる。超硬合金の任意の表面または断面に対する複合化合物相の面積比率が１％以上であることで、強度を向上できる。一方、上記面積比率が１０％以下であることで、ＷＣ粒子を十分に確保することができ、耐塑性変形性および強度の双方に優れる。各複合化合物相の面積が１０μｍ^２以上であると、その複合化合物相が破壊の起点となり易く、耐欠損性の低下を招き得る。よって、面積が１０μｍ^２以上である複合化合物相の比率が５％未満であることで、破壊の起点が少なく、耐欠損性の低下を抑制することができる。

＜３＞本発明の一態様に係る超硬合金として、鉄族元素がコバルトを含み、コバルトの含有量が超硬合金中において８質量％以上である態様が挙げられる。

Ｃｏの含有量を超硬合金中において８質量％以上とすることで、欠損が生じ難い超硬合金とすることができる。また、Ｃｏの含有量が多い場合でも、ＷＣ粒子同士が接触して結合していると考えられる状態を実現できる。

＜４＞本発明の一態様に係る超硬合金として、炭化タングステン粒子の平均粒径が３μｍ以上である態様が挙げられる。

ＷＣ粒子の平均粒径が３μｍ以上であることで、靱性に優れ、耐欠損性に優れた超硬合金とすることができる。

＜５＞本発明の一態様に係る切削工具は、本発明の一態様に係る超硬合金を基材として用いた切削工具である。

上記切削工具は、耐塑性変形性に優れる上記超硬合金を基材に備えることで、より厳しい切削条件に対応した高効率の加工や長寿命化などを実現できる。

＜６＞本発明の一態様に係る切削工具として、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態様が挙げられる。

基材の表面に硬質膜を備えることで、工具の耐摩耗性などを改善できる。よって、上記の切削工具は、さらに厳しい切削条件への対応やさらなる長寿命化などを実現できる。

＜７＞本発明の一態様に係る切削工具として、硬質膜が、化学的蒸着法および物理的蒸着法の少なくとも一方により形成されたものである態様が挙げられる。

硬質膜が、気相法である化学的蒸着（ＣＶＤ）法や物理的蒸着（ＰＶＤ）法により形成されていることで、基材との密着性に優れる硬質膜とすることができる。

［本発明の実施形態の詳細］
本発明者らは、超硬合金の耐塑性変形性を向上させるための考え方として、組成の調整などではなく、硬質相のＷＣ粒子同士を十分に結合させることに着目して種々の検討を行った。その結果、以下の知見を得て本発明を完成するに至った。
（Ａ）超硬合金の焼結時、ＷＣ粒子同士が十分に結合されていない状態で結合相の液相が生成すると、ＷＣ粒子間に液相が侵入しやすく、焼結後にＷＣ粒子同士を十分に結合させることが難しい。
（Ｂ）超硬合金の焼結時、結合相の液相が生成する前にＷＣ粒子同士を十分に結合、例えばネッキングさせることができれば、焼結後にもＷＣ粒子同士が結合された状態を維持し易い。
（Ｃ）超硬合金の焼結後にＷＣ粒子同士が十分に結合した状態を維持できれば、個々のＷＣ粒子が他のＷＣ粒子と接触する接触点の点数が多くなる傾向にあり、他のＷＣ粒子との接触点の点数が少ないＷＣ粒子の割合が小さくなる傾向にある。

以下、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。

＜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。この超硬合金の特徴の一つは、ＷＣの粒子数をＡ、他のＷＣ粒子との接触点の点数が１点以下のＷＣ粒子の粒子数をＢとするとき、比率Ｂ／ＡがＢ／Ａ≦０．０５を満たすことにある。この比率Ｂ／Ａの限定により、他のＷＣ粒子との接触点の点数が少ないＷＣ粒子の割合が小さい超硬合金を実現している。以下、本発明の実施形態に係る超硬合金の構成および製造方法について説明する。

《硬質相》
〔ＷＣ粒子同士の接触状態〕
比率Ｂ／Ａが上記規定範囲内にあることは、全周が結合相に取り囲まれたＷＣ粒子（接触点の数がゼロ）や他のＷＣ粒子と１点のみで接触したＷＣ粒子が少なく、隣り合うＷＣ粒子同士の接触点数が多くなっていることを示している。これらの接触点では、後述するように、互いにＷＣ粒子同士が強固に結合した状態となっている箇所が従来の超硬合金に比べて多いと考えられる。よって、このようなＷＣ粒子同士の接触状態により、耐塑性変形性が向上できると推察される。

このＷＣ粒子同士の接触状態の具体例を、図を参照して説明する。ここでは、硬質相をＷＣとし、結合相をＣｏとした実施形態に係る超硬合金の断面写真を図１に、比較例に係る超硬合金の断面写真を図２に示す。いずれの図においても、灰色の粒子がＷＣ粒子を、その粒子間に見える黒色の領域がＣｏを示し、白色破線で囲んだＷＣ粒子が、他のＷＣ粒子との接触点の点数が１点以下のＷＣ粒子を表している。

図１に示すように、実施形態に係る超硬合金では、他のＷＣ粒子との接触点の点数が１点以下のＷＣ粒子が少なく、ほとんどのＷＣ粒子が他のＷＣ粒子との接触点を２点以上有している。換言すれば、ＷＣ粒子が塑性変形しやすい結合相をより細かく分断した状態になっているといえる。

一方、図２に示すように、比較例に係る超硬合金では、他のＷＣ粒子との接触点の点数が１点以下のＷＣ粒子が多い。つまり、結合相に全周を取り囲まれたＷＣ粒子、結合相が連続した箇所が多い状態となっているといえる。

接触点とは、超硬合金の平面組織中において、ＷＣ粒子同士が結合相を介さずに接触している部分をいう。この接触点には、ＷＣ粒子同士が単に接しているだけのものと、ＷＣ粒子同士が結合しているものとが含まれる。このＷＣ粒子同士の結合は、超硬合金を焼結する際に生成した液相がＷＣ粒子間に侵入することを阻止できる程度の結合状態であることが好ましい。より具体的には、ＷＣ粒子同士の界面で各粒子の構成元素の拡散が進展して所謂ネッキングを形成した結合状態が挙げられる。実施形態に係る超硬合金では、この結合状態にあるＷＣ粒子の数ができるだけ多い方が耐塑性変形性の向上に寄与すると考えられる。このような強固な結合状態を得る手法については、後の「超硬合金の製造方法」において詳述する。

接触点の数（以下、接触点数という場合がある）は、隣接するＷＣ粒子と連続して接触する限り、その大きさに関係なく一点とし、ＷＣ粒子ごとに接触点数を測定する。例えば、超硬合金の断面において、隣接するＷＣ粒子同士が点状に接触する箇所は、接触箇所ごとに１点と数え、一連の線状に接触する箇所も１点と数える。後述するように、実施形態の超硬合金は、ＷＣに加えてＷＣ以外の硬質相粒子を含みうる。この場合、ＷＣ粒子はＷＣ以外の硬質相粒子と接触することもありうるが、この接触はＷＣ粒子同士の接触ではないので、接触点数には含まない。

接触点数の測定は、例えば次のようにして行う。超硬合金の任意の表面または任意の断面を鏡面加工して観察面とし、この観察面を顕微鏡で観察することにより得られる観察画像とエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＳ）による分析（ＥＤＳ面分析）により得られる組成分布像とを用いて、画像解析などにより硬質相粒子をＷＣ粒子とＷＣ以外の硬質相粒子とに分類する。この分類後、それぞれのＷＣ粒子の接触点数を目視により計測することで、接触点数の測定を行うことができる。顕微鏡の種類としては、金属顕微鏡や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）などが挙げられる。特に、ＷＣ以外の硬質相粒子を含む場合には、顕微鏡による観察画像とＥＤＳ面分析とを用いることが好ましい。ＷＣ以外の硬質相粒子を含む場合であっても、ＷＣ粒子同士の接触点数を容易に測定することができるからである。硬質相がＷＣのみを含む場合には、光学顕微鏡により取得した観察画像から、接触点を目視により計測してもよい。観察面とする部位の一例としては、実施形態に係る超硬合金を工具とした場合に耐塑性変形性に優れることが特に求められる部位、例えば刃先などが挙げられる。

観察画像の一視野あたりのＷＣの粒子数Ａは、４５０個以上５５０個以下となるように設定することが好ましい。粒子数Ａを上記の範囲とするための具体的な観察倍率としては、ＷＣ粒子の平均粒径などにもよるが、ＳＥＭの場合には８０倍以上１００００倍以下、金属顕微鏡の場合には７５０倍以上１５００倍以下とすることが挙げられる。

上記の比率Ｂ／Ａは、複数の視野の比率Ｂ／Ａを測定し、各視野の比率Ｂ／Ａの平均値とすることが好ましい。より具体的には、視野数を５視野以上とすることが好ましい。ＷＣの粒子数Ａや粒子数Ｂ、ひいては比率Ｂ／Ａをより正確に測定できるからである。比率Ｂ／Ａを複数の視野の平均値とする場合、一つの観察面に複数の視野を設定してもよく、複数の観察面に複数の視野を設定してもよい。

上記の比率Ｂ／Ａは、０．０５以下を満たし、さらに０．０３以下、０．０１以下を満たすことが好ましい。特に、他のＷＣ粒子との接触点が１点以下のＷＣ粒子が実質的に存在しない、つまりＷＣ粒子の実質的に全てが他のＷＣ粒子との接触点を２点以上有することが好ましい。

鏡面加工の方法としては、例えば、ダイヤモンドペーストで研磨する方法、集束イオンビーム装置（ＦＩＢ装置）を用いる方法、クロスセクションポリッシャー装置（ＣＰ装置）を用いる方法、およびこれらを組み合わせる方法などを挙げることができる。特に、観察画像を金属顕微鏡によって取得する場合には、観察面を村上氏試薬でエッチングした上で観察画像を取得すると、その後の測定を行いやすいので好ましい。

〔組成〕
（超硬合金中の硬質相の割合）
超硬合金中の硬質相の割合は、超硬合金全体の８０質量％以上、さらには９０質量％以上とすることが挙げられる。一方、超硬合金中の硬質相の割合は、超硬合金全体の９６質量％以下、さらには９５質量％以下とすることが挙げられる。

（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の割合は、例えば、硬質相の７０質量％以上、さらに７５質量％以上、８０質量％以上、８５質量％以上とすることが挙げられる。硬質相に後述する他の成分を含む場合、ＷＣの割合は、９８質量％以下、さらに９５質量％以下とすることが挙げられる。

（他の成分の割合）
硬質相は、ＷＣ以外の他の成分を含みうる。硬質相における他の成分の割合は、硬質相中の２質量％以上、さらには５質量％以上、８質量％以上とすることが挙げられる。硬質相がＷＣ以外の他の成分を含むことで、例えば耐摩耗性の向上などが得られると期待される。一方、硬質相における他の成分の割合は、硬質相中の５０質量％以下、さらには３０質量％以下とすることが挙げられる。ＷＣの割合が相対的に減少し、上記の比率Ｂ／Ａが０．０５超となることを抑制できるからである。

（他の成分の一例）
ＷＣ以外の他の成分の一例としては、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（バナジウム）、Ｃｒ（クロム）、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。具体的な他の成分としては、炭化ニオブ（ＮｂＣ）、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、炭化バナジウム（ＶＣ）、二炭化三クロム（Ｃｒ_３Ｃ_２）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）、炭窒化ジルコニウム（ＺｒＣＮ）、などが挙げられる。

特に、硬質相として、Ｗと、Ｗを除く周期表４，５，６族元素及びＳｉから選択される１種以上の元素と、を含む炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種の複合化合物からなる複合化合物相を備えることが好ましい。周期表４，５，６族元素としては、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ等が挙げられる。具体的な複合化合物としては、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ）Ｎ，（Ｗ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｍｏ）Ｎ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｃｒ）Ｃ、（Ｗ，Ｃｒ）Ｎ、（Ｗ，Ｃｒ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｃ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）Ｎ、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ）Ｃ、（Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ）Ｎ、（Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｗ，Ｚｒ）Ｃ、（Ｗ，Ｚｒ）Ｎ、（Ｗ，Ｚｒ）（Ｃ，Ｎ）などが挙げられる。

超硬合金中にＷを含む複合化合物相が存在することで、Ｗを含む複合化合物粒子とＷＣ粒子との界面において強度を向上することができ、超硬合金の強度を向上することができる。Ｗを含む複合化合物粒子とＷＣ粒子との結合は、ＷＣ粒子同士の結合よりも結合強度が高いからである。

上記複合化合物相の生成過程には、以下の二つのパターンが挙げられる。一つ目は、原料粉末として複合化合物の構成元素を個々に含む化合物粉末又は個々の構成元素粉末を用いた場合に、焼結時に各粉末の構成元素が一旦結合相中に溶解して、各粉末の構成元素が複合し、その後の冷却によって複合化合物相として析出するパターンである。析出による複合化合物相の制御は、例えば、各粉末の構成元素の種類や組み合わせ、含有量を制御したり、焼結後の冷却速度を制御したりすることで行える。この一つ目のパターンは、例えば、原料粉末としてＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、Ｃｏ粉末を用いた場合、焼結時にＷＣとＴｉＣがそれぞれ溶解して複合し、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃとして析出されることがある。この（Ｗ，Ｔｉ）Ｃが複合化合物である。

二つ目は、原料粉末として複合化合物粉末を用いた場合に、焼結後も原料粉末の形態を維持したまま存在するパターンである。この二つ目のパターンは、例えば、原料粉末としてＷＣ粉末、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉末、Ｃｏ粉末を用いた場合、（Ｗ，Ｔｉ）Ｃ粉末が特に過剰に含まれると焼結後もその形態を維持したまま存在することがある。この（Ｗ，Ｔｉ）Ｃが複合化合物である。

〔平均粒径〕
硬質相を構成する全粒子の平均粒径は、１．５μｍ以上、さらには３μｍ以上であることが好ましい。超硬合金の靱性を高くできるからである。一方、硬質相を構成する全粒子の平均粒径は、９μｍ以下、さらには６μｍ以下とすることが好ましい。超硬合金の硬度を高くできるからである。ここでの平均粒径は、ｆｅｒｅｔ径である。

硬質相を構成する全粒子の平均粒径やＷＣ粒子の平均粒径の測定は、上述した接触点やその点数の測定方法と同様、観察面を顕微鏡で観察することにより得られる観察画像とＥＤＳ面分析とを用いた画像解析などにより行うことができる。各平均粒径の値も、複数の視野、特に５以上の視野において求めた各視野の値の平均値とすることが好ましい。

〔面積比率〕
硬質相として上記複合化合物相を備える場合、複合化合物相は、超硬合金の任意の表面または任意の断面に対する面積比率が１％以上１０％以下であることが挙げられる。複合化合物相の面積比率が１％以上であることで、Ｗを含む複合化合物粒子とＷＣ粒子との結合をある程度確保することができ、超硬合金の強度を向上することができる。一方、複合化合物相の面積比率が１０％以下であることで、ＷＣ粒子を十分に確保することができ、ＷＣ粒子同士の結合による耐塑性変形性の向上と、Ｗを含む複合化合物粒子とＷＣ粒子との結合による強度の向上との双方を得ることができる。複合化合物相の上記面積比率は、さらに３％以上８％以下が好ましく、特に４％以上７．５％以下が好ましい。

各複合化合物相の大きさは、１μｍ^２以上１０μｍ^２未満であることが挙げられる。超硬合金の任意の表面または任意の断面に存在する複合化合物相は、面積が１μｍ^２以上であることで、ＷＣ粒子との結合を行い易く、強度を向上し易い。一方、複合化合物相の面積が大きいと、その複合化合物相が破壊の起点となり易く、耐欠損性の低下を招き得る。よって、複合化合物相の面積が１０μｍ^２未満であることで、破壊の起点を減少できる。複合化合物相の大きさは、さらに２μｍ^２以上９μｍ^２以下が好ましく、特に３μｍ^２以上８μｍ^２以下が好ましい。

面積が１０μｍ^２以上の複合化合物相が存在していたとしても、その存在比率が、５％未満であることで、破壊の起点を減少できるため、耐欠損性の低下を抑制できる。この面積が１０μｍ^２以上である複合化合物相の存在比率は、さらに３％未満、２％未満が好ましく、特に面積が１０μｍ^２以上である複合化合物相が実質的に存在しないことが好ましい。

複合化合物相の面積、面積比率や存在比率は、上述したＷＣ粒子同士における接触点数などの測定方法と同様、観察面を顕微鏡で観察することにより得られる観察画像とＥＤＳ面分析とを用いた画像解析などにより行うことができる。観察画像の一視野は、ＷＣ粒子の個数と、Ｗを含む複合化合物粒子の個数と、の合計が、４５０個以上５５０個以下となるように設定することが好ましい。面積比率及び存在比率ともに、複数の視野、特に５以上の視野において求めた各視野の値の平均値とすることが好ましい。

《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、Ｃｏ、ニッケル（Ｎｉ）、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）、上述した他の成分、その他の不可避的な成分を含んでいても良い。

結合相は、ＣｒおよびＶの少なくとも一方を含んでもよい。これらの元素は、必要に応じて超硬合金の製造の際に用いられる粒成長抑制剤などに由来して結合相に含まれうる。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。

超硬合金中の結合相の含有量は、４質量％以上、さらには６質量％以上であることが好ましい。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、欠損が生じ難い超硬合金とできるからである。また、結合相の含有量が４質量％以上であることで、超硬合金の靱性が向上する。特に、Ｃｏが超硬合金中の６質量％以上、さらには８質量％以上であることが好ましい。欠損が生じ難い超硬合金としやすいからである。一方、超硬合金においては、結合相の含有量が増加するに従って耐塑性変形性が低下する傾向がある。実施形態に係る超硬合金は、比率Ｂ／Ａが上記の規定を満たすことで、結合相の主体となるＣｏ量がある程度多い場合、例えば超硬合金中に８質量％以上のＣｏが含まれるような場合であっても、耐塑性変形性に優れる。このため、耐欠損性を向上させるためにＣｏの含有量をある程度多くしても、一定の耐塑性変形性を備える超硬合金とできる。結合相の含有量は、２０質量％以下、さらには１０質量％以下であることが好ましい。硬質相が相対的に減少することによる硬度や耐塑性変形性の低下を抑制できるからである。

《作用・効果》
以上説明した実施形態に係る超硬合金は、比率Ｂ／ＡがＢ／Ａ≦０．０５を満たすことで、耐塑性変形性に優れる。例えば、実施形態に係る超硬合金を切削工具とした場合、切削工具の寿命をＢ／Ａ≦０．０５を満たさないものの２倍以上、さらには４倍以上とできる。他にも、金型の素材など、耐塑性変形性が特に要求される用途に実施形態に係る超硬合金を好適に用いることができる。

＜超硬合金の製造方法＞
《概要》
上述した比率Ｂ／ＡがＢ／Ａ≦０．０５を満たす本発明の実施形態に係る超硬合金は、例えば、準備工程と、混合工程と、成形工程と、仮焼工程と、焼結工程とを備える超硬合金の製造方法により製造できる。この製造方法の特徴の一つは、仮焼工程を行うことにある。

《準備工程》
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、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ＷＣ以外の硬質相粉末や粒成長抑制剤などが挙げられる。これらには、市販のものを利用できる。

各原料粉末の平均粒径は、特に限定されないが、例えば０．５μｍ以上１０μｍ以下の範囲とすることが挙げられる。なお、各原料粉末の平均粒径は、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。一般に、原料に用いるＷＣ粉末の平均粒径が小さいほど、最終的に得られる超硬合金中のＷＣ粒子の平均粒径が小さくなり、ＷＣ粉末の平均粒径が大きいほど、超硬合金中のＷＣ粒子の平均粒径が大きくなる。ＷＣ粉末の平均粒径は、例えば１．５μｍ以上６．０μｍ以下、さらには２．０μｍ以上５．０μｍ以下とすることが挙げられる。結合相粉末の平均粒径は０．５μｍ以上３．０μｍ以下、さらには０．８μｍ以上１．６μｍ以下とすることが挙げられる。

《混合工程》
混合工程では、準備工程で準備した各原料粉末を混合する。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。混合工程に用いる装置には公知の装置を用いることができ、例えば、アトライター、転動ボールミル、およびビーズミルなどを用いることができる。混合条件も公知の条件とすればよく、湿式混合であっても乾式混合であってもよい。混合条件の一例としては、アトライターを用いた場合において、回転数：３０ｒｐｍ以上５００ｒｐｍ以下、混合時間：３０分以上９００分以下が挙げられる。アトライターによる混合は、超硬合金製のボール状メディアを利用して行なっても良いし、メディアレスで行なっても良い。

混合工程の後、必要に応じて混合粉末を造粒してもよい。混合粉末を造粒しておくことで、後述する成形工程の際にダイや金型等へ混合粉末を充填しやすいからである。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。

《成形工程》
成形工程では、混合粉末を所定の形状に成形する。成形工程により、混合粉末が成形された成形体が得られる。成形工程における成形方法や成形条件は、一般的な方法や条件を採用すればよい。成形方法としては、乾式加圧成形法、冷間静水圧成形法、射出成形法、押出成形法などが挙げられる。成形条件の一例としては、荷重：５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下とすることが挙げられる。所定の形状としては、例えば切削工具形状とすることが挙げられる。この場合、最終的な製品形状とするために、必要に応じて、仮焼工程後または焼結工程後に適宜な機械加工を行ってもよい。

《仮焼工程》
仮焼工程では、成形工程により得られた成形体を、結合相の液相が生成せず、かつできるだけ多くのＷＣ粒子同士をより強固に結合できる条件にて熱処理する。仮焼工程により、個々のＷＣ粒子が他のＷＣ粒子と接触する接触点の点数が多い予備焼成体が得られる。仮焼工程は、市販の焼結炉など、公知の装置により行うことができる。以下、上記の熱処理の保持温度や成形体を保持する保持時間などの仮焼工程の条件（以下、熱処理条件という）について説明する。

〔熱処理条件〕
（保持温度）
仮焼工程における所定の温度は、ＷＣ粒子同士をできるだけ多く強固に結合できる温度以上である。この温度以上で成形体を保持することで、ＷＣ粒子同士が十分に結合することが促進され、個々のＷＣ粒子が他のＷＣ粒子と接触する接触点の点数が多くなると考えられる。それにより、後述する焼結工程の際に生成する液相がＷＣ粒子間に侵入することを阻止できる。一方、所定の温度は、結合相の液相温度未満である。成形体を結合相の液相温度未満の温度で保持することで、ＷＣ粒子同士が単に接しているだけの接触界面に液相が侵入することを阻止でき、ＷＣ粒子同士が離れた状態となり難い。よって、予備焼成体、ひいては実施形態の超硬合金では、ＷＣ粒子同士の接触点の点数が多くなると考えられる。具体的な温度の一例としては、１１００℃以上１２００℃以下、１１５０℃以上１２００℃以下とすることが挙げられる。

（保持時間）
成形体を所定温度に保持する保持時間は、後述する焼結工程の際に生成する液相がＷＣ粒子間に侵入することを阻止できる程度に個々のＷＣ粒子同士を結合するための十分な時間とすればよく、上述した所定の温度とともに適宜調整すればよい。保持時間の一例としては、３００分以上、さらには５００分以上が挙げられる。保持時間の上限は特に定めないが、１１００分以下、さらには９００分以下、特には６００分以下とすると、生産性に優れる。

（雰囲気）
仮焼工程を行う雰囲気は特に限定されず、大気、窒素、不活性ガス、および還元性ガスなどといった雰囲気下や真空（０．１〜０．５Ｐａ程度）で行うことができる。非酸化性雰囲気下で仮焼工程を行うと、ＷＣの酸化などを防止できるので好ましい。この点に関しては、後述する焼結工程においても同様である。

《焼結工程》
焼結工程では、仮焼工程で得られた予備焼成体を、結合相の液相が生じる温度域で所定時間保持して焼結体の超硬合金とする。焼結工程により、実施形態に係るＢ／Ａ≦０．０５を満たす超硬合金が得られる。焼結工程は、焼結炉などの一般的な装置を用いて行うことができる。焼結工程の条件は、公知の条件を適用できる。液相の生じる温度域の一例としては、１３００℃以上１６００℃以下、さらには１３５０℃以上１５００℃以下が挙げられる。所定時間の一例としては、０．５時間以上２．０時間以下、さらには１．０時間以上１．５時間以下が挙げられる。

硬質相として上述した複合化合物相を備える場合、例えば、原料粉末に複合化合物の構成元素を個々に含む化合物粉末又は個々の構成元素粉末が用いられた場合に、焼結時に各粉末の構成元素が一旦結合相中に溶解して、各粉末の構成元素が複合し、その後の冷却によって析出して生成されることが挙げられる。析出によって複合化合物相を生成する場合、焼結工程による加熱後、１２００℃まで１０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することが挙げられる。この冷却速度は、さらに８℃／ｍｉｎ以下とすることが挙げられる。また、１３００℃〜１１５０℃まで５℃／ｍｉｎ以下としたり、１２５０℃〜１２００℃まで３℃／ｍｉｎ以下としたりすることが挙げられる。

《作用・効果》
上述した超硬合金の製造方法によれば、接触点の点数が少ないＷＣ粒子の割合が小さく、ひいては耐塑性変形性に優れる実施形態に係る超硬合金を製造することができる。

＜切削工具＞
《基材》
本発明の実施形態に係る切削工具は、上述したＢ／Ａ≦０．０５を満たす超硬合金を基材として用いた切削工具である。これにより、本発明の実施形態に係る切削工具は、耐塑性変形性に優れる。

上記の切削工具は特に限定されない。切削工具の一例としては、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。

《硬質膜》
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。基材に硬質膜を形成することで、耐摩耗性などを向上させることができる。また、硬質膜による耐摩耗性の向上と、基材が耐塑性変形性に優れることとで、特に逃げ面摩耗を抑制しやすいと期待される。さらに、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。特に、実施形態に係る切削工具は、耐塑性変形性に優れる実施形態に係る超硬合金を基材とすることで、硬質膜が基材から剥離し難い。このため、より高効率な加工やより長い寿命を備える切削工具とすることができる。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。

硬質膜の構成材料としては、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）、Ａｌ_２Ｏ_３、（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）法などの公知の気相法により形成することができる。気相法により形成された硬質膜は、基材との密着性に優れるため、高効率の加工や長寿命化の要求に対応できる。ＣＶＤ法の一例としては、プラズマＣＶＤ法や熱ＣＶＤ法などが挙げられる。ＰＶＤ法の一例としては、カソードアークイオンプレーティング法、スパッタ法などが挙げられる。

上記硬質膜の層数は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く、１．５μｍ以上１５μｍ以下であることがより好ましい。

《切削工具の一例》
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３に示す。刃先交換型切削チップ１は、略菱形片状であり、図４に示すように、超硬合金の基材１０と、基材１０の表面に被覆された硬質膜２０を備える。基材１０は、上述した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１は、図３に示すように、すくい面２と、逃げ面３と、切れ刃（刃先）４と、取付孔５とを有する。このような刃先交換型切削チップ１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。

＜試験例１＞
試験例１では、製造した超硬合金を基材として用いた切削工具を作製し、その評価を行った。

《試料の作製》
原料粉末として、ＷＣ粉末（平均粒径：３．８μｍ）、Ｃｏ粉末（平均粒径：１．０μｍ）、およびＴａＣ粉末（平均粒径：１．５μｍ）を準備した（準備工程）。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である。これらは、後述する試験例２においても同様である。そして、ＷＣ粉末、Ｃｏ粉末、およびＴａＣ粉末を、質量割合で８８：９：３となるように市販のアトライターを用いて混合して、混合粉末を得た（混合工程）。混合条件は、２００ｒｐｍ、６時間（３６０分）とした。この混合粉末を、ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ形状に加圧成形して複数の成形体を得た（成形工程）。これらの成形体の一部に対して、表１に示す種々の条件で仮焼工程を行い、予備焼成体を得た。そして、各予備焼成体と仮焼工程を行っていない成形体とを、温度：１３８０℃、時間：１時間の条件でそれぞれ焼結して超硬合金を得た（焼結工程）。以下では、これらの超硬合金を試料とする。各試料は、後述する組織の観察用、ヤング率の測定用、および切削試験用にそれぞれ複数作製した。

《組織の観察》
〔観察面の形成〕
各試料に対して、任意の断面または任意の表面をそれぞれ鏡面仕上げし、その後、アルゴン（Ａｒ）イオンビーム加工により各断面または表面の加工層を除去し、これらの断面または表面を観察面とした。

〔ＳＥＭによる撮影〕
各試料の観察面をＳＥＭにより撮影し、観察画像として反射電子像を取得した。この撮影は、各試料に対して５視野ずつ行った。１視野あたりの粒子数は、それぞれ５００個程度となるように設定した。

〔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、Ｔａ、およびＣｏを分析対象の元素として選択した。原料粉末がＴｉＣやＣｒ_３Ｃ_２を含む場合には、ＴｉやＣｒを分析対象に加えればよい。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。

〔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Ｔａなど）の分布が観察される硬質相をＷＣ以外に分類した。

〔接触点数の測定〕
上記の反射電子像と組成分布像とを利用して、目視により、各試料の各視野におけるそれぞれの粒子数Ａおよび粒子数Ｂを測定し、比率Ｂ／Ａを求めた。そして、各試料におけるＢ／Ａの平均値を算出した。いずれの視野においても、１視野あたりの粒子数Ａは４５０個以上５５０個以下であった。各試料のＢ／Ａの平均値を表１に示す。

〔ＷＣ粒子の平均粒径〕
上記の反射電子像と組成分布像とを利用して、画像解析ソフト（マウンテック社製、Ｍａｃ−Ｖｉｅｗ）により各試料の各視野におけるそれぞれのＷＣ粒子の平均粒径（ｆｅｒｅｔ径）を求めた。そして、各試料における平均粒径の平均値を算出した。この結果、いずれの試料においても、ＷＣ粒子の平均粒径の平均値は３．３μｍであった。

《耐塑性変形性》
上記の各試料の特性を評価した。具体的には、各試料のヤング率と切削工具としての寿命とをそれぞれ評価した。

〔ヤング率〕
各試料のヤング率は、市販の高温動弾性率測定装置（探触子:５ＭＨｚ）を用い、超音波パルス法により縦波の音速と横波の音速とを測定して求めた。ヤング率が高い試料ほど剛性が高く、塑性変形しにくいといえる。この測定結果を表１に示す。

〔切削試験〕
各試料を表２に示す切削条件の切削試験に供して、各試料の摩耗が進行して基材が欠損に至るまでの時間を寿命とした。この切削試験の結果を表１に示す。

《結果》
表１に示すように、比率Ｂ／Ａが０．０５以下である試料１−１から試料１−４は、ヤング率が５６５ＧＰａ以上、特に５７０ＧＰａ以上であり、高い耐塑性変形性を備えることが判る。また、試料１−１から試料１−４は、比率Ｂ／Ａが０．０５を超える試料１−１１から試料１−１４よりも、切削工具としての寿命が長いことが判る。このように、超硬合金の耐塑性変形性は、切削工具とした場合の寿命に影響することが判る。この理由を、切刃稜線部の縦断面の一部を示す図４を参照して説明する。切削工具１の基材である超硬合金１０の耐塑性変形性が低いと、切削が進行するにしたがって、すくい面の刃先側（図４における左上側）が下方に傾斜し、逃げ面の刃先側が前方（図４の左側）に突出する。この結果、突出箇所が被削材に接触して逃げ面摩耗を起こす。このように、耐塑性変形性と逃げ面摩耗には密接な関連性がある。そして、基材では、塑性変形に伴い刃先周辺に微小な亀裂などが生じていると考えられ、その亀裂の進展により最終的に欠損に至る。したがって、基材である超硬合金の耐塑性変形性は、切削工具の寿命に影響するといえる。

このような耐塑性変形性に優れる超硬合金は、仮焼工程の熱処理条件を、温度：１１００℃以上１２００℃以下、時間：３００分以上６００分以下とすることで製造できることが判る。

＜試験例２＞
試験例２では、製造した超硬合金におけるＷＣ粒子の平均粒径、および、超硬合金におけるＣｏの含有量の多寡が耐塑性変形性にどのように影響するかを評価した。

《試料の作製》
〔超硬合金の作製〕
（試料２−１）
ＷＣ粉末とＣｏ粉末とＴａＣ粉末との質量割合を、８８．５：８．５：３．０とした点、形状をＳＮＧＮ１２０４０８Ｎ−ＥＧとした点以外は、試験例１の試料１−１と同様にして作製した超硬合金を試料２−１とした。

（試料２−２）
ＷＣ粉末とＣｏ粉末とＴａＣ粉末との質量割合を、８９．５：７．５：３．０とした以外は、試料２−１と同様にして作製した超硬合金を試料２−２とした。

（試料２−３）
準備工程で準備したＷＣ粉末の平均粒径を３．０μｍとした以外は、試料２−１と同様にして作製した超硬合金を試料２−３とした。

〔硬質膜の形成〕
各試料に対して、公知のＣＶＤ法により硬質膜を形成した。硬質膜の組成及び厚さは、基材側からＴｉＮ：０．２μｍ、ＭＴ−ＴｉＣＮ：５．０μｍ、ＴｉＢＮ：０．４μｍ、α−Ａｌ_２Ｏ_３：５．２μｍ、ＴｉＮ：０．２μｍの順である。上記ＭＴは、他の硬質膜よりも低温のＣＶＤ法で形成されたものであることを示す。

《組織の分析》
各試料における比率Ｂ／Ａの５視野の平均値を、試験例１と同様にして求めた。あわせて、各試料の各視野におけるＷＣ粒子の平均粒径を試験例１と同様にして求め、各試料のＷＣ粒子の平均粒径の平均値を求めた。この結果、いずれの試料も比率Ｂ／Ａは０．０５以下であった。各試料の焼結後のＷＣ粒子の平均粒径の平均値に関しては表３に示す。ここでの平均粒径はｆｅｒｅｔ径である。

《耐塑性変形性》
〔ヤング率〕
試験例１と同様にして、各試料におけるヤング率を測定した。この結果を、表３に示す。

〔切削試験〕
切削試験を実施し、超硬合金の寿命を評価した。この切削試験の結果を表３に、切削試験の条件を表４に示す。

《結果》
いずれの試料も、ヤング率が５８０ＧＰａ以上であり、高い耐塑性変形性を有することが判る。ＷＣ粒子の平均粒径が同程度の試料２−１と試料２−２とを比較すると、試料２−１の方がヤング率は低いものの、切削工具としての寿命が長いことが判る。これは、試料２−１では、Ｃｏの含有量が８質量％以上であることで、耐欠損性に優れるためと考えられる。また、Ｃｏの含有量が同程度の試料２−１と試料２−３とを比較すると、試料２−１の方が切削工具としての寿命が長いことが判る。この理由は、（１）試料２−１は試料２−３よりもヤング率が高いこと、（２）試料２−１は試料２−３よりもＷＣ粒子の平均粒径が大きい（３μｍ以上）ことで接触点の大きさが大きくなっていると考えられ、この結果、靱性、特に耐欠損性に優れるためなどと考えられる。Ｃｏの含有量が超硬合金中の８質量％以上、かつＷＣ粒子の平均粒径が３μｍ以上である試料２−１が最も切削工具としての寿命が長いことが判る。

＜試験例３＞
試験例３では、試験例１と同様の製造方法で、さらに硬質相としてＷを含む複合化合物からなる複合化合物相を備える超硬合金を作製した。そして、この超硬合金を基材として用いた切削工具を作製し、その評価を行った。

《試料の作製》
原料粉末として、表５に示す組成の粉末を準備した（準備工程）。準備した各粉末の平均粒径は、ＷＣ粉末：３．８μｍ、Ｃｏ粉末：１．０μｍ、ＴｉＣ粉末：３μｍ、ＴａＣ粉末：１．５μｍ、ＴｉＮ粉末：２μｍである。平均粒径はＦＳＳＳ法により求めた平均粒径である。その後、試験例１と同様に、混合工程⇒成形工程⇒仮焼工程（熱処理条件は表５に示す）⇒焼結工程を行い、超硬合金を得た（試料Ｎｏ．３−１〜３−４、３−１１〜３−１３）。

《組織の観察》
各試料に対して、試験例１と同様に断面をＳＥＭにより撮影し、観察画像として反射電子像を取得した。この撮影は、各試料に対して５視野ずつ行った。１視野あたりの粒子数は、ＷＣ粒子の個数と、Ｗを含む複合化合物粒子の個数と、の合計がそれぞれ５００個程度となるように設定した。代表して試料Ｎｏ．３−１の断面写真（倍率５０００倍）を図５に示す。図５において、薄い灰色がＷＣ粒子、濃い灰色がＷを含む複合化合物からなる複合化合物相、それらの間の黒色の領域が結合相を示す。図５に示すように、ＷＣ粒子間に複合化合物相が存在していた。この複合化合物相は、ＥＤＳ面分析の結果、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）の複合化合物であった。その他の試料についても、ＷＣ粒子間に複合化合物相が存在することを確認した。

〔ＷＣ粒子の測定〕
各試料に対して、上記反射電子像および組成分布像より、試験例１と同様にＷＣ粒子の接触状態を測定した。各試料のＢ／Ａの平均値を表７に示す。また、上記観察画像および組成分布像より、試験例１と同様に各試料におけるＷＣ粒子の平均粒径を求めた。この結果、いずれの試料においても、ＷＣ粒子の平均粒径は、２．４μｍであった。

〔複合化合物相の測定〕
各試料に対して、上記観察画像および組成分布像より、各複合化合物相の面積を画像計測ソフトＭａｃ−Ｖｉｅｗを用いて測定した。そして、観察画像に対する各複合化合物相の合計面積の割合（面積比率）を算出した。この面積比率は、（各複合化合物相の合計面積／観察視野面積）×１００として算出した。その結果（各試料における各視野の値の平均値）を表７に示す。また、観察画像中に存在する全複合化合物相のうち、面積が１０μｍ^２以上である複合化合物相の存在比率を算出した。この存在比率は、（面積が１０μｍ^２以上である複合化合物粒子の数／複合化合物粒子の総数）×１００として算出した。その結果（各試料における各視野の値の平均値）を併せて表７に示す。

《切削試験》
各試料に対して、試験例２と同様に硬質膜を形成した。硬質膜は、基材（試料）側から順に、ＴｉＮ（０．２μｍ）、ＭＴ−ＴｉＣＮ（５．０μｍ）、ＴｉＢＮ（０．４μｍ）、α−Ａｌ_２Ｏ_３（５．２μｍ）、ＴｉＮ（０．２μｍ）とした。括弧内の数値は各膜の厚みを示す。硬質膜を備える各試料に対して、表６に示す切削条件の切削試験を施して、基材が欠損に至るまでの時間を寿命として測定した。その結果を併せて表７に示す。

《結果》
表７に示すように、比率Ｂ／Ａが０．０５以下であるとき、複合化合物相が（１）面積比率：１％以上１０％以下、（２）存在比率：５％未満、の双方を満たす試料Ｎｏ．３−１〜３−４は、（１）（２）のいずれかでも満たさない試料Ｎｏ．３−１１〜３−１３よりも、切削工具として寿命が長いことが判る。これは、試料Ｎｏ．３−１〜３−４は、面積比率が上記（１）を満たすことで、ＷＣ粒子に対して適度に複合化合物相が結合しており、存在比率が上記（２）を満たすことで、破壊の起点となり得る複合化合物相が少ない、ためと考えられる。試料Ｎｏ．３−１〜３−４は、原料粉末としてＷＣ以外の硬質相粉末（ＴｉＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＴｉＮ粉末）の合計含有量を適量とし、かつ焼結後に１０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却したため、上記（１）（２）の双方を満たす複合化合物相が析出によって生成されたと考えられる。

特に、面積比率が５．５％である試料Ｎｏ．３−１は、寿命がさらに長いことが判る。これは、複合化合物相が存在することで強度を向上できると共に、ＷＣ粒子が十分に存在し、かつ隣り合うＷＣ粒子同士が十分に結合していることで耐塑性変形性を向上できたためと考えられる。試料Ｎｏ．３−１は、焼結後の冷却速度が２．５℃／ｍｉｎと遅いため、析出が促進され、適度な大きさの複合化合物相がＷＣ粒子間に析出されたと考えられる。

試料Ｎｏ．３−１１は、ＷＣ以外の硬質相粉末の含有量が試料Ｎｏ．３−１〜３−４に比較して多いため、複合化合物相が析出され易く、面積比率が１１％と大きくなった（上記（１）を満たさない）と考えられる。しかし、試料Ｎｏ．３−１１は、焼結後の冷却速度が１００℃／ｍｉｎと非常に速いため、面積比率が大きくなったとしても、各複合化合物相の粗大化は抑制され、存在比率が３．３％と小さくなった（上記（２）を満たす）と考えられる。試料Ｎｏ．３−１２は、ＷＣ以外の硬質相粉末の含有量が試料Ｎｏ．３−１〜３−４と同等程度であるにもかかわらず、焼結後の冷却速度が３０℃／ｍｉｎと速いため、複合化合物相の析出が抑制され、面積比率が０．７％と小さくなった（上記（１）を満たさない）と考えられる。試料Ｎｏ．３−１３は、ＷＣ以外の硬質相粉末の含有量が試料Ｎｏ．３−１〜３−４に比較して多いため、複合化合物相が析出され易いが、焼結後の冷却速度が試料Ｎｏ．３−１〜３−４に比較して速いため、その析出量が適量となり、面積比率が７，１％となった（上記（１）を満たす）と考えられる。しかし、試料Ｎｏ．３−１３は、ＷＣ以外の硬質相粉末の含有量が多いにもかかわらず、試料Ｎｏ．３−１１に比較して冷却速度が遅いため、各複合化合物相は粗大化し、存在比率が６．２％と大きくなった（上記（２）を満たさない）と考えられる。

以上の結果より、適度な大きさの複合化合物相がＷＣ粒子間に適量析出されるためには、ＷＣ以外の硬質相粉末の含有量や、焼結後の冷却速度を制御すればよいと考えられる。

本発明の超硬合金は、耐塑性変形性に優れるので、切削工具や金型などの素材として好適に利用することができる。また、本発明の切削工具は、耐塑性変形性に優れる本発明の超硬合金を基材とすることで、より厳しい切削条件に対応した高効率の加工やより長寿命を実現できる。

１ 刃先交換型切削チップ（切削工具）
２ すくい面 ３ 逃げ面
４ 刃先（切れ刃） ５ 取付孔
１０ 基材（超硬合金） ２０ 硬質膜

Claims (7)

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の粒子数をＡ、他の炭化タングステン粒子との接触点の点数が１点以下の炭化タングステン粒子の粒子数をＢとするとき、Ｂ／Ａ≦０．０５を満たす超硬合金。
2. 前記硬質相として、Ｗと、Ｗを除く周期表４，５，６族元素及びＳｉから選択される１種以上の元素と、を含む炭化物、窒化物及び炭窒化物の少なくとも１種の複合化合物からなる複合化合物相を備え、
   超硬合金の任意の表面または断面に対する前記複合化合物相の面積比率が１％以上１０％以下であり、
   前記表面または断面に存在する全複合化合物相のうち面積が１０μｍ^２以上である複合化合物相の比率が５％未満である請求項１に記載の超硬合金。
3. 前記鉄族元素がコバルトを含み、前記コバルトの含有量が８質量％以上である請求項１または請求項２に記載の超硬合金。
4. 前記炭化タングステン粒子の平均粒径が３μｍ以上である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の超硬合金。
5. 請求項１〜請求項４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。
6. 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５に記載の切削工具。
7. 前記硬質膜が、化学的蒸着法および物理的蒸着法の少なくとも一方により形成されたものである請求項６に記載の切削工具。