JP2012193430A

JP2012193430A - 超硬質合金

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Publication number: JP2012193430A
Application number: JP2011059361A
Authority: JP
Inventors: Yukihiro Hosoda; 幸宏細田; Kusuhiko Sakagami; 楠彦阪上; Tsutomu Yamamoto; 勉山本
Original assignee: Dijet Industrial Co Ltd
Current assignee: Dijet Industrial Co Ltd
Priority date: 2011-03-17
Filing date: 2011-03-17
Publication date: 2012-10-11
Anticipated expiration: 2031-03-17
Also published as: JP5684014B2

Abstract

【課題】高速切削や高送り切削においても、耐摩耗性や耐欠損性や耐溶着性に優れ、さらに従来の超硬合金よりもＷＣの使用量が少ない超硬質合金を提供する。
【解決手段】ＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）及びＭｏ_２Ｃを含む硬質相成分の量が80重量％〜92重量％、Ｃｏ及び／又はＮｉの結合相成分の量が8重量％〜20重量％の範囲、硬質相成分のＭｏ_２Ｃの量が5重量％〜15重量％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の量が8重量％〜35重量％の範囲である超硬質合金であって、合金組織が、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相と、結合相の４相で構成され、ＷＣ相の平均粒径が0.8μｍ以下である。
【選択図】図１

Description

本発明は、切削工具等に用いられる超硬質合金に関し、特に、従来の超硬合金よりもＷＣの使用量の少ない超硬質合金において、高速切削や高送り切削においても、耐摩耗性や耐欠損性や耐溶着性に優れた特性を有するようにした点に特徴を有するものである。

従来から、切削工具等に用いる切削加工用の材料に、ＷＣ、ＴｉＣ、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃの硬質相成分とＣｏ及び／又はＮｉの結合相成分とを含む超硬合金が耐摩耗性や耐欠損性に優れているとして広く使用されている。

ここで、このような超硬合金の組織は、ＷＣ相と、一般にβ相と呼ばれる立方晶からなる（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ相と、結合相との３相からなることが知られている。

しかし、近年においては、切削工具等により切削加工を行うにあたり、さらなる高速切削や高送り切削が行われるようになり、上記のような超硬合金を用いた場合においても、十分な耐摩耗性や耐溶着性を得ることができないという問題があり、耐摩耗性や耐溶着性をさらに改善することが要望されるようになった。

また、高速切削用の材料として、ＴｉＣＮを主体とするサーメットが開発され、このサーメットの組織は、ＴｉＣＮを主成分とする芯部と（Ｔｉ、Ｍ）ＣＮを主成分とする周辺組織（Ｍは周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族の元素）とからなるいわゆる有芯構造の硬質相と、結合相とからなることが知られている。

しかし、ＴｉＣＮが多く含まれるサーメットは、上記のＷＣを主体とする超硬合金に比べてその強度が低く、また熱伝導度も低いために、高送り切削や高速で断続切削した場合に、欠損が生じやすい等の問題があった。

また、近年においては、ＷＣ原料の高騰と省資源の面から、ＷＣを他の化合物で置き換えて、ＷＣの使用量を減少させた超硬質合金の開発が進んできている。

そして、本出願人は、先の出願である特許文献１において、耐欠損性に優れているＷＣを主体とする超硬合金と、耐摩耗性に優れているサーメットの両方の特性を持たせた超硬質合金として、組織構成がＷＣ相、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ=０の場合を含む）、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相、結合相の４相からなる超硬質合金を提案した。

しかし、このような超硬質合金に対しても、さらなる耐摩耗性の改善が要求されている。

特開２００９−２７５２３７号公報

本発明は、上記の特許文献１で示されるＷＣを主体とする超硬合金とサーメットの両方の特性を持った、ＷＣ相と（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相とＴｉ（Ｃ，Ｎ）相及び結合相の４相からなる超硬質合金において、耐欠損性や耐溶着性を低下させることなく、さらに耐摩耗性を著しく向上させた超硬質合金を提供することを課題とするものである。

本発明においては、上記のような課題を解決するため、ＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）及びＭｏ_２Ｃを含む硬質相成分と、Ｃｏ及び／又はＮｉの結合相成分とを含む超硬質合金において、上記の硬質相成分のＭｏ_２Ｃの量が５重量％〜１５重量％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の量が８重量％〜３５重量％の範囲であって、硬質相成分の総量が８０重量％〜９２重量％の範囲であり、また結合相成分の量が８重量％〜２０重量％の範囲であり、その合金組織が、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相と、結合相の４相で構成されると共に、この合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径が０．８μｍ以下であるようにした。なお、上記の合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径は、フルマンの式を用いて算出した値である。

ここで、本発明の超硬質合金において、上記の硬質相成分のＭｏ_２Ｃの量を５重量％〜１５重量％の範囲になるようにしたのは、Ｍｏ_２Ｃの量を５重量％以上添加すると、超硬質合金原料を焼結させて超硬質合金を製造する際に、ＷＣ相の粒成長が著しく抑制されて、上記のように合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径が０．８μｍ以下になるように抑制することができ、この超硬質合金を切削工具に用いた場合に耐摩耗性が著しく改善される。一方、Ｍｏ_２Ｃの量が１５重量％を超えると、相対的に硬質相成分のＷＣ量やＴｉＣＮ量が減少して、耐磨耗性や耐欠損性が悪くなるためである。

なお、上記のＭｏ_２Ｃに代えて、従来の超硬合金において、ＷＣ相の粒成長を抑制するのに使用されているＣｒやＶの炭化物であるＣｒ_３Ｃ_２やＶＣを添加させる場合、これらの添加量が少ないと、超硬質合金原料を焼結させて超硬質合金を製造する際に、ＷＣ相の粒成長を抑制する効果は顕著ではなく、またこれらを５重量％以上添加させると、これらの炭化物あるいは複炭化物が形成されて、これらが合金組織中に単独で析出し、超硬質合金の強度が著しく低下するという問題が生じる。このため、ＣｒやＶの炭化物ではなく、Ｍｏ_２Ｃを５重量％〜１５重量％の範囲で添加させることが必要になる。

また、本発明の超硬質合金において、超硬質合金における硬質相成分として、上記のようにＴｉ（Ｃ，Ｎ）を添加させると、従来のβ相と呼ばれる立方晶からなる（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ相の粒成長が抑制され、合金組織が細かくなって超硬質合金の耐磨耗性が向上するようになる。

そして、このＴｉ（Ｃ，Ｎ）をある程度以上添加させると、前記のβ相が上記の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相に変化すると共に、合金組織中に、ＷＣ相と（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相と結合相の他に、単独のＴｉ（Ｃ，Ｎ）相が出現して４相になる。そして、このＴｉ（Ｃ，Ｎ）相により、超硬質合金の高温での化学的安定性や高速切削時の耐溶着性が著しく改善され、切削加工時に、より美しい加工面が得られるようになると共に、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相の粒成長も抑制されて、合金組織が細かくなり、超硬質合金の耐摩耗性がさらに向上するようになる。

一方、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の添加量が多くなりすぎると、ＷＣ相の面積比率が減少して、この超硬質合金における強度や熱伝導度が低下し、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の添加量をさらに多くすると、その詳しい機構は不明であるが、ＷＣが全て（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相中に固溶されて、合金組織中にＷＣ相が存在しなくなり、さらにＴｉＣＮ粒子の周りにＷＣ、ＴａＮｂＣやＭｏ_２Ｃを含んだ相が形成されて、硬質相成分がいわゆる有芯構造を有するようになり、この有芯構造の硬質相と結合相の２相の合金組織となって、超硬質合金の熱伝導度や強度が大きく低下する。

このため、本発明の超硬質合金においては、硬質相成分のＴｉ（Ｃ，Ｎ）の量が８重量％〜３５重量％の範囲になるようにしたのである。

なお、硬質相成分として添加させるＴｉ（Ｃ，Ｎ）におけるＣ／Ｎ比については特に限定されず、例えば、Ｃ／Ｎ比が７／３、５／５、３／７のもの等を用いることができる。但し、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）におけるＣ／Ｎ比が高くなるほど、硬質相成分のＷＣや（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃと反応して、前記の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相が形成されやすくなり、合金組織中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）相として残る割合が低下する。

一方、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）におけるＣ／Ｎ比が低くなるほど、前記の（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相を形成しにくくなり、合金組織中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）相として残る割合が高くなるが、焼結性が悪くなると共に、焼結中に脱窒が生じてポアが発生しやすくなる。但し、この場合、焼結後に不活性ガス中において約５ＭＰａの高圧で処理するシンターピップ処理や、焼結後に約１２０ＭＰａの高圧下で再度高温処理するＨＩＰ処理を行うことにより、上記のようなポアの発生を防止することができる。

また、本発明の超硬質合金において、硬質相成分の総量が８０重量％〜９２重量％、結合相成分の量が８重量％〜２０重量％の範囲になるようにしたのは、結合相成分の量が８重量％未満になると、超硬質合金の強度が低下して耐欠損性が低下する一方、結合相成分が２０重量％を越えると、超硬質合金の硬度が低下して、十分な耐磨耗性が得られなくなるためである。

また、本発明の超硬質合金においては、上記の相成分中に、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族（但し、Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏを除く。）の化合物を２重量％以下含有させることができる。

ここで、上記の化合物としては、炭化物や窒化物や炭窒化物を用いることができる。そして、例えば、ＣｒやＶの炭化物を２重量％以下の量で添加した場合には、上記のＭｏ_２Ｃと相俟って、ＷＣ相の粒成長がより一層抑制されるようになる。しかし、ＣｒやＶの炭化物を添加させる量が２重量％を超えると、合金組織中にＣｒやＶの炭化物やこれらの複炭化物が析出して、超硬質合金の強度が低下する。

本発明の超硬質合金においては、上記のように硬質相成分のＭｏ_２Ｃの量が５重量％〜１５重量％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の量が８重量％〜３５重量％の範囲であって、硬質相成分の総量が８０重量％〜９２重量％の範囲であり、結合相成分の量が８重量％〜２０重量％の範囲であり、その合金組織が、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相と、結合相の４相で構成されると共に、この合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径が０．８μｍ以下になるようにしたため、従来の超硬合金に比べて、ＷＣの使用量を少なくすることができると共に耐摩耗性や耐溶着性や大きく向上し、またサーメットに比べて耐欠損性が大きく向上し、さらに前記の特許文献１に示した超硬質合金に比べても、耐欠損性や耐溶着性が低下することなく、耐摩耗性が大きく向上し、鋼やステンレスの高速切削や高送り切削においても、摩耗や欠損や切屑の溶着が適切に防止されるようになった。

平均粒径が０．７５μｍのＷＣ粉末を用いて作製した実施例２の超硬質合金の組織状態を示した図である。平均粒径が０．７５μｍのＷＣ粉末を用いて作製した比較例２の超硬質合金の組織状態を示した図である。

次に、本発明に係る超硬質合金について、実施例を挙げて具体的に説明すると共に、この実施例に係る超硬質合金を用いたチップを正面フライスに使用してフライス加工と旋削加工とを行った場合に、チップにおける摩耗や欠損や切屑の溶着が防止されることを、比較例を挙げて明らかにする。なお、本発明に係る超硬質合金は、特に下記の実施例に示したものに限定されず、その要旨を変更しない範囲において適宜変更して実施できるものである。

（実施例１〜８及び比較例１〜１４）
実施例１〜８及び比較例１〜１４においては、硬質相成分として、平均粒径が０．２０μｍと０．５６μｍと０．７５μｍの３種類のＷＣ粉と、平均粒径が１．５μｍでＣ／Ｎ比が５／５のＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉と、平均粒径が１．２μｍでＴａ／Ｎｂ比が２／１の（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ粉と、結合相成分として、平均粒径が１．３μｍのＣｏ粉を用いるようにした。

また実施例１〜８及び比較例２、３、７、９〜１４においては、硬質相成分として平均粒径が２．５μｍのＭｏ_２Ｃ粉を、実施例６及び比較例６、１４においては、結合相成分として平均粒径が１．５μｍのＮｉ粉を用いるようにした。さらに、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族（但し、Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏを除く。）の化合物であるその他の成分として、実施例４及び比較例４においては、平均粒径が１．２μｍのＶＣ粉を、実施例５及び比較例５においては、平均粒径が１．２μｍのＣｒ_３Ｃ_２粉を用いるようにした。なお、実施例１〜８及び比較例２、３、７、９〜１４においては、硬質相成分としてＭｏ_２Ｃ粉を用いるようにしたが、Ｍｏ_２Ｃ粉に代えてＭｏ粉を用い、下記の焼成時にこのＭｏ粉を炭化させるようにすることもできる。

そして、実施例１〜８及び比較例１〜１４においては、上記の硬質相成分と結合相成分とその他の成分とを、それぞれ下記の表１に示す重量比になるように配合し、混合溶剤にアセトンを使用し、超硬合金製ボールを用いたボールミルにより、それぞれ４８時間混合させた後、各混合物に対してそれぞれ２重量％のパラフィンを添加し、これを乾燥させて各超硬質合金の原料粉末を得た。

なお、表１に示すように、実施例１〜８と比較例１〜８とは、Ｍｏ_２Ｃ粉の量を変更させた対応する関係にあり、実施例２〜６と対応する比較例２〜６においては、実施例２〜６において硬質相成分として用いたＭｏ_２Ｃ粉の全部又は一部を硬質相成分のＷＣ粉に変更させ、また実施例７と対応する比較例７においては、実施例７において硬質相成分として用いたＭｏ_２Ｃ粉の一部を硬質相成分のＷＣ粉とＴｉ（Ｃ，Ｎ）粉とに変更させ、また実施例１，８と対応する比較例１，８においては、実施例１，８において硬質相成分として用いたＭｏ_２Ｃ粉の全部を硬質相成分のＷＣ粉と結合相成分のＣｏ粉とに変更させた。

次いで、上記のようにして得た各超硬質合金の原料粉末をそれぞれ所定の形状にプレス成形した後、それぞれアルゴン雰囲気中で１００Ｐａの減圧下において１４５０℃で６０分間焼結させて、各超硬質合金を得た。

そして、上記のようにして得た各超硬質合金の面を鏡面仕上げし、鏡面仕上げされた面について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により８０００倍のＣＯＭＰＯ像を撮影して、各超硬質合金の組織構造を調べ、その結果を下記の表１に示した。

この結果、実施例１〜８及び比較例１〜１２の各超硬質合金においては、その合金組織が、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相又は（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相と、結合相の４相構造になっていたのに対して、比較例１３の超硬質合金においては、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）粉の量が少なかったため、その合金組織中にＴｉ（Ｃ，Ｎ）相が形成されず、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相のない３相構造となっており、また比較例１４の超硬質合金においては、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の量が多いため、合金組織中にＷＣ相が存在しなくなり、ＴｉＣＮ粒子の周りにＷＣ、ＴａＮｂＣやＭｏ_２Ｃを含んだ相が形成されて、有芯構造の硬質相と結合相の２相構造になっていた。

また、平均粒径が０．７５μｍのＷＣ粉を用いて作製した実施例２及び比較例２の超硬質合金について、上記のように走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により８０００倍にしてＣＯＭＰＯ像を撮影し、実施例２の超硬質合金におけるＳＥＭ写真を図１に、比較例２の超硬質合金におけるＳＥＭ写真を図２に示した。ここで、図１及び図２において、１として示した白色の部分はＷＣ相、２として示した黒い部分はＴｉ（Ｃ，Ｎ）相、３として示した薄い灰色の部分は（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相又は（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相、４として示した濃い灰色の部分は結合相であり、何れの超硬質合金も、合金組織が４相構造になっていた。また、図１と図２とを比較すると、実施例２の超硬質合金におけるＷＣ相の粒径が、比較例２の超硬質合金におけるＷＣ相の粒径に比べて小さくなっていることが分かる。

次に、平均粒径が０．２０μｍと０．５６μｍと０．７５μｍの３種類のＷＣ粉を用いて作製した実施例１〜８及び対応する比較例１〜８の各超硬質合金について、合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径を求め、その結果を下記の表２に示した。ここで、上記の各超硬質合金の合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径については、上記のように走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により８０００倍にして撮影したＣＯＭＰＯ像を、１視野１２×１６μｍの大きさで、１０視野についてそれぞれＷＣ相の粒径を測定し、その平均粒径をフルマンの式より求めた。

この結果、硬質相成分のＭｏ_２Ｃ粉の配合量を５〜１５重量％の範囲にした実施例１〜８の各超硬質合金においては、原料のＷＣ粉として、平均粒径が０．２０μｍと０．５６μｍと０．７５μｍの何れのＷＣ粉を用いた場合においても、合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径は何れも０．８μｍ以下になっていた。

これに対して、硬質相成分のＭｏ_２Ｃ粉の配合量が５重量％未満である比較例１〜８の各超硬質合金においては、原料のＷＣ粉として、平均粒径が０．２０μｍと０．５６μｍと０．７５μｍの何れのＷＣ粉を用いた場合においても、合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径は何れも０．８μｍを超えた値になっていた。これは、比較例１〜８の各超硬質合金においては、硬質相成分のＭｏ_２Ｃ粉の配合量が少ないため、焼結時にＷＣ相が粒成長したためであると考えられる。

また、上記のように平均粒径が０．２０μｍと０．５６μｍと０．７５μｍの３種類のＷＣ粉を用いて作製した実施例１〜８及び対応する比較例１〜８の各超硬質合金について、それぞれ１ｋｇのビッカース硬さ（Ｈｖ）を求め、その結果を下記の表３に示した。

この結果、対応する実施例１〜８と比較例１〜８の各超硬質合金について、ビッカース硬さ（Ｈｖ）を比較すると、実施例１〜８の各超硬質合金は、それぞれ対応する比較例１〜８の各超硬質合金に比べて、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が高くなっていた。これは、上記のように実施例１〜８の各超硬質合金は、それぞれ対応する比較例１〜８の各超硬質合金に比べて、ＷＣ相の平均粒径が小さくなっていたためであると考えられる。

次に、平均粒径が０．７５μｍのＷＣ粉を用いて作製した実施例１〜８及び比較例１〜１４の各超硬質合金を用いて作製した各チップを使用し、第１切削試験においてはフライス加工を、第２切削試験においては旋削加工を行った。

ここで、第１切削試験においては、上記の実施例１〜８及び比較例１〜１４の各超硬質合金を用いて作製したＩＳＯ規格ＳＥＫＮ１２０３ＡＦＴＮの各チップを使用し、炭素鋼Ｓ５３Ｃ生材に対して、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、送り０．３ｍｍ／刃、切り込み２．０ｍｍ、切削幅７５ｍｍ、乾式切削の条件でフライス加工を行い、切削時間２０分後の各チップにおける逃げ面の摩耗量、チッピング及び溶着の有無を調べ、その結果を下記の表４に示した。

この結果、実施例１〜８の各超硬質合金を用いて作製した各チップにおいては、チッピングや溶着が発生せず、また逃げ面の摩耗量も、対応する比較例１〜８の各超硬質合金を用いて作製した各チップに比べて減少していた。

また、結合相成分が少ない比較例９の超硬質合金を用いて作製したチップにおいては、チッピングが発生しており、結合相成分が多い比較例８，１０の各超硬質合金を用いて作製したチップにおいては、溶着が発生すると共に摩耗量が大きくなっていた。また、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）粉の量が少ない比較例１１の超硬質合金を用いて作製したチップにおいては、溶着が発生すると共に摩耗量が大きくなっており、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）粉の量が多い比較例１２の超硬質合金を用いて作製したチップにおいては、チッピングが発生していた。また、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）粉の量がさらに少なくてＴｉ（Ｃ，Ｎ）相が形成されず、３相構造となっている比較例１３の超硬質合金を用いて作製したチップにおいては、溶着が発生しており、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）粉の量がさらに多くて有芯構造の硬質相が形成されて、２相構造となっている比較例１３の超硬質合金を用いて作製したチップにおいては、チッピングが発生していた。

また、第２切削試験においては、上記の実施例１〜８及び比較例１〜１４の各超硬質合金を用いて作製したＣＮＭＧ１２０４０８のチップを用い、ＳＵＳ３０４に対して、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み２．０ｍｍ、湿式切削の条件で旋削加工を行い、２０分後の各チップにおける逃げ面の切削境界部分における摩耗量、チッピングの有無を調べ、その結果を下記の表５に示した。

この結果、第２切削試験においても、実施例１〜８の各超硬質合金を用いて作製した各チップにおいては、チッピングが発生せず、また上記の摩耗量も、対応する比較例１〜８の各超硬質合金を用いて作製した各チップに比べて減少していた。

また、上記の比較例９，１２，１４の各超硬質合金を用いて作製した各チップにおいては、チッピングが発生しており、上記の比較例１０，１１，１３の各超硬質合金を用いて作製した各チップにおいては、上記の摩耗量が大きくなっていた。

また、本発明における超硬質合金の表面に、通常行われている物理蒸着法（ＰＶＤ法）や化学蒸着法（ＣＶＤ法）等により硬質層を形成して、この超硬質合金の表面を硬質層で被覆させると、上記のように切削加工する際に、この超硬質合金の耐摩耗性がさらに向上する。

１ＷＣ相
２Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相
３（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相又は（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）相
４結合相

Claims

ＷＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）及びＭｏ_２Ｃを含む硬質相成分と、Ｃｏ及び／又はＮｉの結合相成分とを含む超硬質合金において、上記の硬質相成分のＭｏ_２Ｃの量が５重量％〜１５重量％、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の量が８重量％〜３５重量％の範囲であって、硬質相成分の総量が８０重量％〜９２重量％の範囲であり、また結合相成分の量が８重量％〜２０重量％の範囲であり、その合金組織が、ＷＣ相と、（Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ）（Ｃ，Ｎ）相（但し、Ｎｂ＝０の場合を含む。）と、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）相と、結合相の４相で構成されると共に、この合金組織中におけるＷＣ相の平均粒径が０．８μｍ以下であることを特徴とする超硬質合金。
請求項１に記載の超硬質合金において、上記の相成分中に、周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族（但し、Ｗ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏを除く。）の化合物が２重量％以下含有されていることを特徴とする超硬質合金。