JP2022504253A - 靭性向上のための微細構造を有する硬質金属 - Google Patents

Abstract

本発明は、炭化タングステンと、立方晶結晶構造を有する追加の金属炭化物相と、バインダー金属相とを含む、ナノスケール又はウルトラファイン硬質金属に関するものである。本発明はさらに、前記硬質金属を製造するための方法、及び、工具及び摩耗部品を製造するための前記硬質金属の使用に関する。本発明はさらに、記載された硬質金属から製造された部品に関するものである。

Description

本発明は、炭化タングステン、立方晶結晶構造で存在する追加の金属炭化物相、及びバインダー金属相を含むナノスケールまたはウルトラファイン超硬合金、その製造プロセス、及び工具や摩耗部品の製造するためのその使用に関する。さらに、本発明は、記載された超硬合金から作られた部品に関するものである。

超硬合金は、小さな粒子として存在する硬い材料を、金属のマトリックスで固めた金属マトリックス複合材料である。超硬合金は、高い耐摩耗性と硬度、及び高い強度が要求される用途に多くしようされている。そのため、超硬合金は、例えば、工具（回転工具、ドリル、フライス工具など）の切削材料として、また、例えば、成形工具やパンチング工具などの耐摩耗性マトリックスとして使用されている。しかし、従来の超硬合金は、破壊靱性が非常に低いという欠点があり、その適用範囲が大きく制限されていた。従来、バインダー金属の含有量を増やすことで破壊靱性を向上させることが可能であったが、その結果、硬度が低下してしまう。超硬合金製の工具は、高硬度であると同時に高破壊靱性であることが理想的である。

ＵＳ５，５９３，４７４には、第１の金属炭化物の複数の領域と、第２の金属炭化物の複数の領域とを含む複合材料の焼結体が記載されており、第１の金属炭化物は第２の金属炭化物よりも大きな粒径を有している。

ＤＥ １０ ２００４ ０５１ ２８８では、靭性を維持しながら硬度を向上させた多結晶硬質材料粉末を提供することを目的としている。この目的は、周期律表の４族、５族、６族（チタン族、バナジウム族、クロム族）の遷移金属の炭化物、窒化物、及び／又は炭窒化物の結晶からなる多結晶硬質材料粒子からなる多結晶硬質材料粉末によって達成される。

ＷＯ ２０１７／１８６４６８は、硬質材料粒子の相と不均一に分散したバインダー金属の相を含む超硬合金に関し、前記硬質材料粒子は、１ｎｍ～１０００ｎｍの範囲内の平均粒径を有し、前記不均一に分散したバインダー金属は、平均サイズが０．１μｍ～１０μｍで、隣接するバインダー島間の平均距離が１μｍ～７μｍであるバインダー島の形で超硬合金中に存在する。

ＥＰ １ ５２６ １８９には、ＷＣ、Ｃｏ、Ｎｉ又はＦｅをベースにしたバインダー相、及びガンマ相を含む超硬合金が記載されており、前記ガンマ相は１μｍ未満の平均粒径を有している。前記ガンマ相は、（Ｍｅ，Ｗ）Ｃの形で予め合成された混合炭化物によって調製される。

ＣＮ １０３５４０８２３には、４０～５０重量％のＷＣ、５～１０重量％の炭化バナジウム、３～８重量％の炭化クロム、５～９重量％の炭化チタン、６～１重量％の炭化タンタル、２～５重量％の炭化ニオブ、及び１２～１８重量％のコバルトを含む超硬合金組成物が記載されている。前記ＷＣの粒径は、０．１～０．８μｍの範囲内である。

ＥＰ １，５５７ ２３０は、１０～１２重量％のコバルト、３重量％未満の炭化タンタル、１～５．５重量％の炭化ニオブ、３～５重量％の炭化チタンを含み、残りがＷＣである超硬合金体に関するものである。前記ＷＣは、０．４～１．５μｍ、特に０．８～１．５μｍの粒径を有する。

ＵＳ ４，６９８，２６６は、最大７０重量％のＷＣと、５～１０重量％のコバルトバインダー相とを含み、組成物の残りの部分は、ＴｉＣ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＨｆＣ、およびそれらの混合物からなる群から選択された金属炭化物によって形成されている切削工具を開示している。前記ＷＣの平均粒径は、０．９～１．３μｍである。

すでに先行技術でいくつかの解決策が提示されているとしても、高硬度・耐摩耗性と高破壊靱性を併せ持つ超硬合金の商業的解決策はまだない。

したがって、本発明の目的は、改善された硬度と破壊靱性の組み合わせを有する超硬合金を提供することであり、好ましくは、簡単な方法でアクセス可能な超硬合金を提供することである。

驚くべきことに、この目的は、室温で立方晶結晶構造を持つ金属炭化物相をさらに含む、炭化タングステンをベースにしたナノスケールまたはウルトラファインの超硬合金を提供することによって達成されることがわかった。

本発明による超硬合金の走査型電子顕微鏡写真である。

したがって、本発明はまず、以下を含む超硬合金に関するものである。
ａ）０．０５～０．５μｍの平均粒径を有する炭化タングステン相と、
ｂ）追加の金属炭化物相と、
ｃ）バインダー金属相と、を含み、
前記追加の金属炭化物相は、室温で立方晶結晶構造で存在し、前記超硬合金中の前記追加の金属炭化物相の割合は、超硬合金の総体積を基準にして少なくとも４体積％であり、前記平均粒径はＩＳＯ ４４９９－２に準拠した線形切片法によって求めた、超硬合金。

体積パーセントから重量パーセントへの変換、または重量パーセントから体積パーセントへの換算は、以下の式に従って行われる。

ここで、ｍｉは質量分率、ｖｉは体積分率、ρｉは各成分の密度を表す。

本発明による超硬合金は、ナノスケールまたはウルトラファインの超硬合金であり、その分類はＩＳＯ ４４９９－２に準拠している。

本発明の範囲内で、「超硬合金」は、焼結された複合材料を表す。室温で、すなわち、本発明の範囲内では２５℃で立方晶結晶構造で存在する前記追加の金属炭化物相は、以下では互換的に「立方晶金属炭化物」と呼ぶ。

本発明による超硬合金は、高い硬度と高い破壊靱性を有している。従来の超硬合金で発生していた、超硬合金の硬度が高くなると破壊靱性が低下する、すなわち、材料が脆くなって砕けやすくなるという問題は、本発明による超硬合金の場合には観察されなかった。特定の理論に縛られることなく、本発明による超硬合金のポジティブな特性は、特に、炭化タングステンの小さな粒径と、立方晶金属炭化物相の存在の組み合わせに起因すると考えられる。したがって、本発明による超硬合金に用いられる炭化タングステンは、ＩＳＯ ４４９９－２に準拠した線形切片法に従って測定された平均粒径が、０．０５～０．５μｍ、好ましくは０．０５～０．２３μｍ、より好ましくは０．０５～０．０９μｍである。

さらに好ましい実施形態では、室温で立方晶結晶構造である金属炭化物相は、炭化チタン、炭化タンタル、炭化ニオブ、炭化ハフニウム、炭化ジルコニウム、それらの混合物、およびこれらの化合物の混合炭化物からなる群から選択される。

好ましくは、本発明による超硬合金に用いられる金属炭化物相は、ＩＳＯ ４４９９－２に準拠した線形切片法に従って測定された平均粒径が、０．３～４．０μｍ、好ましくは０．５～１．５μｍである。

驚くべきことに、本発明による超硬合金に存在する金属炭化物相が均一に分布している場合、硬度と破壊靭性の特に有利な関係が得られることがわかった。したがって、超硬合金に含まれる金属炭化物相が、平均間隔が０．５～１０μｍ、好ましくは１～３μｍの規則的に繰り返される分布となっている実施形態が好ましい。前記平均間隔は、電子顕微鏡写真を線形解析（線形切片法）することによって求めることができ、結晶粒の中心から結晶粒の中心までの間隔を指す。特定の理論に縛られることなく、本発明による超硬合金における金属炭化物相の特に均一な分布は、特に、上記の粒径を有する炭化タングステン粉末を使用したことに起因する。

炭化タングステンと立方晶金属炭化物の出発材料として、特定の粒径を持つ粉末を使用すると有利であることが分かっている。本発明の範囲内での「出発材料」とは、未焼結の粉末を意味する。したがって、好ましい実施形態では、出発材料は、平均粒径ｄ_ＢＥＴが０．０５～０．３０μｍ、好ましくは０．０５～０．２５μｍ、より好ましくは０．０５～０．２μｍである炭化タングステン粉末が出発材料として用いられる。平均粒子径ｄ_ＢＥＴは、ＢＥＴ（ＢＥＴ表面積）に従って測定された出発材料の比表面積から、式ｄ_ＢＥＴ＝６／（ＢＥＴ表面積＊密度）に従って換算して算出される。比表面積は、ＤＩＮ ＩＳＯ ９２７７に準拠したＢＥＴ法によって求めることができる。密度は純固体の物理的密度に相当し、文献から引用することができ、炭化タングステンの密度は通常１５．７ｇ／ｃｍ^３とされている。

立方晶金属炭化物の出発材料は、出発材料のＢＥＴ比表面積に基づいて、ｄ_ＢＥＴ＝６／（ＢＥＴ比表面積＊密度）の式で換算した平均粒径ｄ_ＢＥＴが０．３～５μｍ、より好ましくは０．４～１μｍの立方晶金属炭化物粉末であることが好ましい。前記密度として、それぞれの立方晶炭化物の物理的密度を使用する。その値は、文献から引用することができる。

好ましい実施形態では、バインダー金属は、コバルト、鉄、ニッケル、及びそれらの混合物からなる群から選択される化合物である。より好ましくは、バインダー金属はコバルトである。さらに好ましい実施形態では、バインダー金属は、鉄、コバルト、及びニッケルからなる混合物であり、この混合物中のそれぞれの金属の割合は、１質量％以上である。

驚くべきことに、上述のような立方晶金属炭化物を単独で添加しても、製造工程中の粒成長には影響がないことが分かったので、本発明による超硬合金の製造工程中の粒成長を抑えるために、粒成長抑制剤を任意に添加してもよい。したがって、超硬合金が粒成長抑制剤をさらに含む実施形態が好ましく、好ましくは、粒成長抑制剤は、炭化バナジウム、炭化クロム、それらの混合物、及びこれらの化合物の混合炭化物からなる群から選択されるものである。超硬合金中の粒成長抑制剤の割合は、超硬合金の全体積を基準にして、０．０５～６体積％であることが好ましい。

本発明の範囲内では、本発明による超硬合金中の炭化タングステンの割合が９５体積％の割合を超えないと有利であることがわかった。したがって、本発明による超硬合金中の炭化タングステンの割合は、超硬合金の全体積を基準にして、４０～９０体積％である実施形態が好ましい。これにより、超硬合金の十分な硬度、及び破壊靱性を確保することができる。

さらに、超硬合金中のバインダー金属の割合を制限することが有利であることがわかっている。したがって、本発明による超硬合金中のバインダー金属の割合は、超硬合金の全体積を基準にして、それぞれ４０体積％以下、好ましくは１０～３２体積％である実施形態が好ましい。

驚くべきことに、本発明による超硬合金における追加の金属炭化物相の体積分率が少なくとも４重量％であれば、破壊靱性を維持しながら超硬合金の硬度を高めることができることが分かった。したがって、追加の金属炭化物相の割合が、それぞれ超硬合金の全体積を基準にして、４～３０体積％、好ましくは１０～２０体積％、或いは２５～３７体積％である実施形態が好ましい。

特に好ましい実施形態では、本発明による超硬合金は、以下の組成を有する。
ｉ）４０～９０体積％の炭化タングステン相と、
ｉｉ）１０～３２体積％のバインダー金属相、および
残部：追加の金属炭化物相。
ここで、追加の金属炭化物相の割合は、超硬合金の総体積を基準にして、少なくとも４体積％であり、前記体積％は、それぞれ超硬合金の総体積を基準にして、合計すると１００体積％になり、任意に、粒成長抑制剤などのさらなる成分を考慮する。

従来の超硬合金は、バインダー金属の含有量を減らすことで硬度は向上するものの、破壊靱性が低下するという欠点があった。同時に、熱伝導率の望ましくない上昇が起こることもある。驚くべきことに、本発明による超硬合金は、有利な熱伝導率を有することが判明した。好ましい実施形態では、本発明による超硬合金は、４０℃でレーザーフラッシュ法によって測定された５０Ｗ／ｍ＊Ｋ未満、好ましくは４０Ｗ／ｍ＊Ｋ未満の熱伝導率を有する。

本発明による超硬合金は、有利な熱伝導性に加えて、さらに破壊靱性が向上していることを特徴とする。したがって、本発明による超硬合金は、Ｓｈｅｔｔｙら、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ２０（１９８５）、１８７３～１８８２頁に記載されているようなＰａｌｍｑｕｉｓｔ法によるビッカース硬さ圧痕で測定した破壊靭性が８．０ＭＰａ＊ｍ^１／２以上である実施形態が好ましい。

本発明はさらに、本発明による超硬合金を製造するためのプロセスに関し、以下を含む。
ｉ） 以下を含む粉末混合物を提供すること、
ａ）０．０５～０．３μｍ、好ましくは０．０５～０．２５μｍ、より好ましくは０．０５～０．２μｍの平均粒径ｄ_ＢＥＴを有する炭化タングステン粉末、
ｂ）室温（２５℃）で立方晶結晶構造で存在し、平均粒子径ｄ_ＢＥＴが０．３～５μｍである追加の金属炭化物粉末、及び
ｃ）バインダー金属粉末、及び
ｉｉ）混合物を形成し、焼結すること。

平均粒子径ｄ_ＢＥＴは、前述のようにＢＥＴ比表面積と換算から、ｄ_ＢＥＴ＝６／（ＢＥＴ比表面積＊密度）の式で求められる。

粉末混合物中の前記追加の立方晶金属炭化物粉末の割合は、得られる超硬合金が、超硬合金の総体積を基準にして、立方晶金属炭化物相の割合が少なくとも４体積％になるように選択される。

使用するバインダー金属粉は、上記のようなものが好ましい。

好ましい実施形態では、混合物の前記成形、及び焼結を行って超硬合金体を得る。前記超硬合金体は、例えば、部品であってもよい。

好ましい実施形態では、本発明によるプロセスの範囲内での焼結は、１１５０～１５５０℃の温度で行われる。このようにして、本発明による超硬合金は、工業的に容易に実施可能なプロセスによってアクセス可能である。

本発明の範囲内で、驚くべきことに、本発明による超硬合金を製造するために、先行技術に記載されているような（Ｍｅ，Ｗ）Ｃの形態の予め合成された混合炭化物を使用する必要がないことが判明した。むしろ、本発明による超硬合金は、純粋な金属炭化物、又はその混合物から製造することができる。

本発明による超硬合金は、特に、高い硬度と同時に良好な破壊靱性が要求される応用分野での使用に適している。したがって、本発明はさらに、工具の製造のための本発明による超硬合金の使用に関するものである。好ましくは、工具は、定形、及び不定形の切れ刃を有する工具であり、あらゆる種類の材料を加工するための工具である。

本発明はさらに、本発明による超硬合金を形成して得られる部品に関する。好ましくは、部品は、ドリル、超硬ソリッドカッター、スローアウェイチップ（ｉｎｄｅｘａｂｌｅ ｉｎｓｅｒｔｓ）、鋸歯、成形ダイ、シールリング、押し出しパンチ、プレスダイ、及び摩耗部品からなる群から選択される。

本発明は、以下の実施例によってさらに説明されるが、これらは決して本発明の思想を限定するものとして理解されるものではない。

実施例１
出発粉末として、ｄ_ＢＥＴ値が９０ｎｍのＷＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が２０５ｎｍのコバルト金属粉末、ｄ_ＢＥＴ値が６１０ｎｍのＴｉＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が３７０ｎｍのＴａＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が４３０ｎｍのＣｒ_３Ｃ_２粉末、ｄ_ＢＥＴ値が３５０ｎｍのＶＣ粉末を用いた。６２．７体積％（７７重量％）のＷＣ、１５．９体積％（１１重量％）のＣｏ、１２．９体積％（５重量％）のＴｉＣ、４．４体積％（５重量％）のＴａＣ、１．９体積％（１重量％）のＣｒ_３Ｃ_２、２．２体積％（１重量％）のＶＣの混合物２００ｇをｎ－ヘプタン中でボールミルで４８時間粉砕した。得られた超硬合金の分散液を乾燥させ、３００ＭＰａの圧力で一軸加圧して、グリーン密度が固体の場合に期待される密度（理論密度）の５０％以上である長方形の試験片を得た。この試験片は、真空下で温度１４５０℃、保持時間３０分で理論密度の９５％以上まで圧縮され、その後、アルゴン雰囲気下で同じ温度で最終圧縮された（Ｓｉｎｔｅｒ－ＨＩＰ技術）。試験片は、光学顕微鏡下で完全に緻密であることが証明された。ＩＳＯ ４５０５による空隙率は、Ａ０２、Ｂ００、Ｃ００に相当する。ビッカース硬さは１７７０ＨＶ１０、破壊靱性（Ｋ_１Ｃ）は、亀裂長を測定し，Ｓｈｅｔｔｙの式（Ｓｈｅｔｔｙ １９８５ － Ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｆ ＷＣ－Ｃｏ ｃｅｒｍｅｔｓ、上記参考文献参照）を用いて算出したところ，９．５ＭＰａ＊ｍ^１／２であった。熱伝導率（ＴＣ）は２９Ｗ／ｍ＊Ｋ（レーザーフラッシュ法による４０℃での測定値）であった。

表１は、立方晶金属炭化物を添加していないが、バインダー金属の含有量が同等の組成の超硬合金と比較して求めた特性を示している。

実施例２
出発粉末として、ｄ_ＢＥＴ値が９０ｎｍのＷＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が２０５ｎｍのコバルト金属粉末、ｄ_ＢＥＴ値が６１０ｎｍのＴｉＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が３７０ｎｍのＴａＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が４３０ｎｍのＣｒ_３Ｃ_２粉末、及びｄ_ＢＥＴ値が３５０ｎｍのＶＣ粉末を用いた。６８．９体積％（８０．６重量％）のＷＣ、１６体積％（１０．６重量％）のＣｏ、４体積％（２．６重量％）のＴｉＣ、７体積％（４．３重量％）のＴａＣ、１．９体積％（０．９重量％）のＣｒ_３Ｃ_２、２．２体積％（１重量％）のＶＣの混合物２００ｇをｎ－ヘプタン中でボールミルで４８時間粉砕した。得られた超硬合金の分散液を乾燥させ、３００ＭＰａの圧力で一軸加圧して、グリーン密度が固体の場合に期待される密度（理論密度）の５０％以上である長方形の試験片を得た。この試験片は、真空下で温度１４５０℃、保持時間３０分で理論密度の９５％以上まで圧縮され、その後、アルゴン雰囲気下で同じ温度で最終圧縮された（Ｓｉｎｔｅｒ－ＨＩＰ技術）。試験片は、光学顕微鏡下で完全に緻密であることが証明された。ＩＳＯ ４５０５による空隙率は、Ａ０２、Ｂ００、Ｃ００に相当する。ビッカース硬さは１６９０ＨＶ１０、破壊靱性（Ｋ_１Ｃ）は、亀裂長を測定し、Ｓｈｅｔｔｙの式（Ｓｈｅｔｔｙ １９８５ － Ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｆ ＷＣ－Ｃｏ ｃｅｒｍｅｔｓ、上記参考文献参照）を用いて算出したところ、９．７ＭＰａ＊ｍ^１／２であった。熱伝導率（ＴＣ）は３９Ｗ／ｍ＊Ｋ（レーザーフラッシュ法による４０℃での測定値）であった。

表１は、実施例１の特性と比較して求めた特性を示す。

表１：バインダー金属の含有量が１６±０．２体積％で、立方晶金属炭化物（ＭｅＣ）の添加量がそれぞれ１７体積％と１１体積％である、ナノスケール又はウルトラファイン超硬合金の組成と達成された硬度、破壊靱性、熱伝導率

実施例３
出発粉末として、ｄ_ＢＥＴ値が９０ｎｍのＷＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が２０５ｎｍのコバルト金属粉末、ｄ_ＢＥＴ値が６１０ｎｍのＴｉＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が３７０ｎｍのＴａＣ粉末、ｄ_ＢＥＴ値が４３０ｎｍのＣｒ_３Ｃ_２粉末、ｄ_ＢＥＴ値が３５０ｎｍのＶＣ粉末を用いた。６８．５体積％（７９．１重量％）のＷＣ、１０体積％（６．５重量％）のＣｏ、１０．１体積％（３．７重量％）のＴｉＣ、９体積％（９．６重量％）のＴａＣ、１．２体積％（０．６重量％）のＣｒ_３Ｃ_２、１．２体積％（０．５重量％）のＶＣの混合物２００ｇをｎ－ヘプタン中でボールミルで４４時間粉砕した。得られた超硬合金の分散液を乾燥させ、３００ＭＰａの圧力で一軸加圧して、グリーン密度が固体の場合に期待される密度（理論密度）の５０％以上である長方形の試験片を得た。試験片は、真空下で温度１４６０℃、保持時間３０分で理論密度の９５％以上まで圧縮され、その後、アルゴン雰囲気下で同じ温度で最終圧縮された（Ｓｉｎｔｅｒ－ＨＩＰ技術）。試験片は、光学顕微鏡下で完全に緻密であることが証明された。ＩＳＯ ４５０５による空隙率は、Ａ０２、Ｂ００、Ｃ００に相当する。ビッカース硬さは２０２０ＨＶ１０、破壊靱性（Ｋ_１Ｃ）は、亀裂長を測定し、Ｓｈｅｔｔｙの式（Ｓｈｅｔｔｙ １９８５ － Ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｆ ＷＣ－Ｃｏ ｃｅｒｍｅｔｓ， 上記参考文献参照）を用いて算出したところ、８．５ＭＰａ＊ｍ^１／２であった。また、熱伝導率（ＴＣ）は３５Ｗ／ｍ＊Ｋ（レーザーフラッシュ法による４０℃での測定値）であった。

表２は、立方晶金属炭化物を添加していないが、バインダー金属の含有量が同等の組成の超硬合金と比較して求めた特性を示している。

表２：立方晶金属炭化物（ＭｅＣ）を添加した場合と添加しない場合のバインダー金属の含有量が１０±０．２体積％のナノスケール又はウルトラファイン超硬合金の組成と達成された硬度、破壊靱性、熱伝導率

表１及び表２から分かるように、実施例による本発明の超硬合金は、従来の超硬合金よりも改善された破壊靱性を有し、受け入れられる許容範囲である±２０ＨＶ１０の範囲内で本発明による超硬合金のビッカース硬度さ悪影響を与えることなく、より低い熱伝導率を有する。

図１は、本発明による超硬合金の走査型電子顕微鏡写真であり、平均間隔が約１～３μｍの追加の金属炭化物相が規則的に繰り返し分布していることを示している。この写真は、加速電圧２ｋＶ、倍率１０，０００倍のＥｓＢ検出器を搭載した電子顕微鏡で撮影された。数字は以下を表している：１－炭化タングステン相、２－立方晶金属炭化物相、２－バインダー金属相。

Claims (16)

1. 超硬合金であって、
   ａ）０．０５～０．５μｍ、好ましくは０．０５～０．２３μｍ、より好ましくは０．０５～０．０９μｍの平均粒径を有する炭化タングステン相と、
   ｂ）追加の金属炭化物相と、
   ｃ）バインダー金属相と、を含み、
   前記追加の金属炭化物相は、室温で立方晶結晶構造で存在し、前記超硬合金中の前記追加の金属炭化物相の割合は、前記超硬合金の総体積を基準にして、少なくとも４体積％であり、前記平均粒径はＩＳＯ ４４９９－２に準拠した線形切片法によって求めた、超硬合金。
2. 前記追加の金属炭化物相が、炭化チタン（ＴｉＣ）、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化ニオブ（ＮｂＣ）、炭化ハフニウム（ＨｆＣ）、炭化ジルコニウム、これらの混合物、及びこれらの化合物の混合炭化物からなる群から選択されることを特徴とする、請求項１に記載の超硬合金。
3. 前記追加金属炭化物相は、ＩＳＯ４４９９－２に準拠した線形切片法で求めた平均粒径が０．３～４μｍ、好ましくは０．５～１．５μｍであることを特徴とする、請求項１又は２に記載の超硬合金。
4. 前記追加の金属炭化物相が、切片の電子顕微鏡写真の線形解析（線形切片法）によって求めた平均間隔が０．５～１０μｍ、好ましくは１～３μｍの規則的に繰り返される分布で前記超硬合金中に存在することを特徴とする、前述の請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
5. 出発材料として、ＢＥＴ表面積に応じて、式ｄ_ＢＥＴ＝６／（ＢＥＴ表面積＊密度）に従って換算して求められる平均粒径ｄ_ＢＥＴが、０．０５～０．３μｍ、好ましくは０．０５～０．２５μｍ、より好ましくは０．０５～０．２μｍの炭化タングステン粉末を用いることを特徴とする、前述の請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
6. ＢＥＴ比表面積に応じて求められ、式ｄ_ＢＥＴ＝６／（ＢＥＴ比表面積＊密度）に従って換算して求められる平均粒径ｄ_ＢＥＴが０．３～５μｍ、より好ましくは０．４～１μｍの金属炭化物粉末を出発材料として用いることを特徴とする、前述の請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
7. 前記バインダー金属相が、鉄、コバルト、ニッケル、及びそれらの混合物からなる群から選択されることを特徴とする、前述の請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
8. 前記バインダー金属相が、鉄、コバルト、ニッケルからなる混合物であり、各成分の含有量が１質量％以上であることを特徴とする、請求項７に記載の超硬合金。
9. 前記超硬合金が、好ましくは炭化バナジウム、炭化クロム、それらの混合物、及びこれらの化合物の混合炭化物からなる群から選択される粒成長抑制剤をさらに含むことを特徴とする、前述の請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
10. 前記超硬合金中の前記炭化タングステン相が、前記超硬合金の全体積を基準にして、４０～９０体積％で構成されていることを特徴とする、前述の請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
11. 前記超硬合金は、４０℃でのレーザーフラッシュ法による熱伝導率が５０Ｗ／ｍ＊Ｋ未満であることを特徴とする、前記請求項の少なくとも１つに記載の超硬合金。
12. ｉ）ａ）０．０５～０．３μｍの平均粒径ｄ_ＢＥＴを有する炭化タングステン粉末、
    ｂ）室温（２５℃）で立方晶結晶構造で存在し、平均粒子径ｄ_ＢＥＴが０．３～５μｍである追加の金属炭化物粉末、及び
    ｃ）バインダー金属粉末、を含む粉末混合物を提供すること、
    及び
    ｉｉ）前記混合物を形成し、焼結すること、
    を含む、請求項１～１１の１つ以上に記載の超硬合金を調製するためのプロセス。
13. 前記焼結は、１１５０～１５５０℃の温度で行われることを特徴とする、請求項１２に記載のプロセス。
14. 請求項１～１１の１つ以上に記載の超硬合金の、工具の製造のための使用。
15. 請求項１～１１の１つ以上に記載の超硬合金を成形して得られることを特徴とする部品。
16. 前記部品は、ドリル、超硬ソリッドカッター、スローアウェイチップ、鋸歯、成形ダイ、シールリング、押し出しパンチ、プレスダイ、及び摩耗部品であることを特徴とする、請求項１５に記載の部品。

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