WO2022230364A1 - 超硬合金及びそれを用いた超高圧発生装置用金型 - Google Patents

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WO2022230364A1
WO2022230364A1 PCT/JP2022/009484 JP2022009484W WO2022230364A1 WO 2022230364 A1 WO2022230364 A1 WO 2022230364A1 JP 2022009484 W JP2022009484 W JP 2022009484W WO 2022230364 A1 WO2022230364 A1 WO 2022230364A1
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WO
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cemented carbide
phase
less
area
mass
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PCT/JP2022/009484
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English (en)
French (fr)
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俊佑 山中
英司 山本
和弘 広瀬
Original Assignee
住友電工ハードメタル株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/08—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on tungsten carbide

Definitions

  • the present disclosure relates to a cemented carbide and a mold for an ultrahigh pressure generator using the same.
  • This application claims priority from International Patent Application PCT/JP2021/016989 filed on April 28, 2021. The entire contents of that international patent application are incorporated herein by reference.
  • Tungsten carbide-cobalt (WC-Co) cemented carbide which has excellent mechanical properties, is used for molds for ultra-high pressure generators (for example, Patent Documents 1 to 7).
  • the cemented carbide of the present disclosure comprises a first phase composed of a plurality of tungsten carbide grains and a second phase comprising cobalt,
  • the cemented carbide contains chromium and vanadium,
  • the mass-based percentage of the chromium with respect to the cobalt is 5% or more and 9% or less,
  • the mass-based percentage of the vanadium with respect to the cobalt is 2% or more and 5% or less
  • the area ratio of the second phase is 7.5 area% or more and 13.5 area% or less
  • the number of the second phases is 1000 or more,
  • the area ratio of the second phase and the number of the second phases are measured in a measurement field of 101 ⁇ m 2 by performing image processing on a scanning electron microscope image of a cross section of the cemented carbide. alloy.
  • the mold for an ultra-high pressure generator of the present disclosure is a mold for an ultra-high pressure generator made of the cemented carbide described above.
  • FIG. 1 is an example of a scanning electron microscope image of a cemented carbide according to Embodiment 1.
  • FIG. FIG. 2 is an image obtained by binarizing the image in FIG.
  • a very high pressure of up to about 20 GPa is applied to the mold for the ultra-high pressure generator when the ultra-high pressure generator is used. Under such ultra-high pressure, breakage tends to occur and tool life tends to be shortened. Therefore, there is a demand for a mold for an ultrahigh pressure generator that has a long tool life even when used under ultrahigh pressure.
  • the cemented carbide of the present disclosure is a cemented carbide comprising a first phase composed of a plurality of tungsten carbide grains and a second phase containing cobalt,
  • the cemented carbide contains chromium and vanadium,
  • the mass-based percentage of the chromium with respect to the cobalt is 5% or more and 9% or less,
  • the mass-based percentage of the vanadium with respect to the cobalt is 2% or more and 5% or less
  • the area ratio of the second phase is 7.5 area% or more and 13.5 area% or less
  • the number of the second phases is 1000 or more,
  • the area ratio of the second phase and the number of the second phases are measured in a measurement field of 101 ⁇ m 2 by performing image processing on a scanning electron microscope image of a cross section of the cemented carbide. alloy.
  • cemented carbide of the present disclosure it is possible to obtain a mold for an ultra-high pressure generator having a long tool life even under ultra-high pressure.
  • the area ratio of the second phase is preferably 7.5 area % or more and 11.5 area % or less. According to this, it is possible to obtain an optimum balance between hardness and bending strength in the use of molds for ultra-high pressure generators.
  • the content of cobalt in the cemented carbide is preferably 4% by mass or more and 8% by mass or less. According to this, it is possible to obtain an optimum balance between hardness and bending strength in the use of molds for ultra-high pressure generators.
  • the mass-based percentage of chromium relative to cobalt is preferably 7% or more and 8% or less. According to this, the cemented carbide can obtain stable bending strength and maintain a fine structure regardless of the carbon content.
  • the mass-based percentage of vanadium relative to cobalt is preferably 2% or more and 4% or less. According to this, the cemented carbide can obtain stable bending strength and maintain a fine structure regardless of the carbon content.
  • the number of second phases is preferably 1000 or more and 1100 or less. According to this, the cemented carbide can obtain a fine structure and a high Vickers hardness.
  • the average particle size of the tungsten carbide particles is preferably 0.05 ⁇ m or more and 0.3 ⁇ m or less. According to this, the hardness of the cemented carbide is improved.
  • the area ratio of the first phase is preferably 86.5 area % or more and 92.5 area % or less. According to this, the hardness and wear resistance of the cemented carbide are improved.
  • the cemented carbide preferably consists of the first phase and the second phase. According to this, the bending strength of the cemented carbide is improved.
  • a mold for an ultrahigh pressure generator of the present disclosure is a mold for an ultrahigh pressure generator made of the cemented carbide described above.
  • the ultra-high pressure generator mold of the present disclosure can have a long tool life even under ultra-high pressure.
  • a to B means the upper and lower limits of a range (that is, A to B inclusive), and if no unit is stated in A and only a unit is stated in B, then the The unit and the unit of B are the same.
  • the atomic ratio when a compound or the like is represented by a chemical formula, when the atomic ratio is not particularly limited, it includes all conventionally known atomic ratios, and is not necessarily limited only to those within the stoichiometric range.
  • any one numerical value described in the lower limit and any one numerical value described in the upper limit shall also be disclosed.
  • a1 or more, b1 or more, c1 or more is described as the lower limit, and a2 or less, b2 or less, or c2 or less is described as the upper limit, a1 or more and a2 or less, a1 or more and b2 or less, a1 or more and c2 or less, b1 to a2, b1 to b2, b1 to c2, c1 to a2, c1 to b2, and c1 to c2.
  • a cemented carbide according to one embodiment of the present disclosure (hereinafter also referred to as "this embodiment") is a cemented carbide comprising a first phase composed of a plurality of tungsten carbide particles and a second phase containing cobalt.
  • the cemented carbide comprises chromium and vanadium;
  • the mass-based percentage of the chromium with respect to the cobalt is 5% or more and 9% or less,
  • the mass-based percentage of the vanadium with respect to the cobalt is 2% or more and 5% or less,
  • the area ratio of the second phase is 7.5 area% or more and 13.5 area% or less,
  • the number of the second phase is 1000 or more,
  • the area ratio of the second phase and the number of the second phase are measured in a measurement field of 101 ⁇ m 2 by performing image processing on a scanning electron microscope image of a cross section of the cemented carbide. alloy.
  • the cemented carbide of this embodiment comprises a first phase consisting of a plurality of tungsten carbide grains and a second phase comprising cobalt, and further comprising chromium and vanadium.
  • the first phase consists of a plurality of tungsten carbide grains (hereinafter also referred to as "WC grains").
  • the first phase is a hard phase.
  • the first phase can contain unavoidable impurity elements and the like in addition to WC particles. From the viewpoint of achieving the effects of the present disclosure, the content of WC particles in the first phase is preferably 99% by mass or more, more preferably 99.9% by mass or more, and more preferably substantially 100% by mass.
  • the first phase can contain unavoidable impurity elements, trace impurity elements, etc. mixed in the manufacturing process of the WC particles, as long as the effects of the present disclosure are exhibited.
  • impurity elements include, for example, molybdenum (Mo) and chromium (Cr).
  • the content of impurity elements in the first phase is preferably 1% by mass or less, 0.1% by mass or less, and less than 0.1% by mass. .
  • the content of impurity elements in the first phase is measured by ICP (Inductively Coupled Plasma) emission spectrometry (measuring device: "ICPS-8100" (trademark) manufactured by Shimadzu Corporation).
  • the area ratio of the first phase is preferably 86.5 area % or more and 92.5 area % or less.
  • the area ratio of the first phase is measured in a measurement field of 101 ⁇ m 2 by performing image processing on a scanning electron microscope image of a cross section of the cemented carbide. According to this, cemented carbide can have high hardness and excellent wear resistance.
  • the lower limit of the area ratio of the first phase is preferably 86.5 area % or more, 87.0 area % or more, and 88.5 area % or more from the viewpoint of improving the hardness and wear resistance of the cemented carbide.
  • the upper limit of the area ratio of the first phase is preferably 92.5 area % or less.
  • the area ratio of the first phase is preferably 86.5 area % or more and 92.5 area % or less, 87.0 area % or more and 92.5 area % or less, and 88.5 area % or more and 92.5 area % or less. The details of the method for measuring the area ratio of the first phase will be described later.
  • the area ratio of the second phase is 7.5 area % or more and 13.5 area % or less, and the number of the second phases is 1000 or more.
  • a plurality of WC particles constituting the second phase are fine, and the plurality of WC particles are dispersed in the second phase.
  • the average particle size of the plurality of WC particles can be, for example, 0.05 ⁇ m or more and 0.3 ⁇ m or less.
  • the cemented carbide of the present embodiment contains a small amount of coarse (for example, grain size of 2 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less) WC particles (for example, 20 or less per 1 mm 2 cross section of the cemented carbide) ).
  • the lower limit of the average particle size of WC particles is preferably 0.05 ⁇ m or more, 0.06 ⁇ m or more, or 0.08 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the average particle diameter of WC particles is preferably 0.3 ⁇ m or less, 0.27 ⁇ m or less, or 0.23 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the WC particles is preferably 0.05 ⁇ m to 0.3 ⁇ m, 0.06 ⁇ m to 0.27 ⁇ m, and 0.08 ⁇ m to 0.23 ⁇ m.
  • the average particle size of the above WC particles is measured by the following procedure.
  • a sample having a smooth cross section is obtained by subjecting the cemented carbide to CP (Cross Section Polisher) processing using an argon ion beam or the like.
  • CP Cross Section Polisher
  • SEM-BSE image scanning electron microscope image of the cross section of the sample.
  • the imaging conditions are an imaging magnification of 5000 times, an acceleration voltage of 5 kV, and a work distance of 10.0 mm.
  • a measurement field of 1 mm 2 (1 mm ⁇ 1 mm rectangle) is set in the scanning electron microscope image.
  • image analysis software ImageJ ver.1.51j8 (https://imagej.nih.gov/ij/)
  • the outer edge of each WC particle in the measurement field was identified, and the equivalent circle diameter of each WC particle was determined.
  • Calculate A number-based arithmetic mean diameter of equivalent circle diameters of all WC particles in the measurement field is calculated.
  • the arithmetic mean diameter is measured at five different measurement fields without overlapping.
  • the average value of the arithmetic mean diameters of the WC particles in the five measurement fields is calculated. This average value corresponds to the average particle size of the WC particles in this embodiment.
  • the second phase contains cobalt (Co).
  • the second phase is the binder phase.
  • the second phase may contain chromium (Cr), vanadium (V), unavoidable impurity elements, and the like.
  • inevitable impurity elements include iron (Fe), nickel (Ni), manganese (Mn), magnesium (Mg), calcium (Ca), molybdenum (Mo), sulfur (S), titanium (Ti), aluminum ( Al) and the like.
  • the cobalt content of the second phase is preferably 85% by mass or more and 100% by mass or less.
  • the content of elements other than cobalt in the second phase (the total content when two or more of these elements are present) is preferably 0% by mass or more and less than 1% by mass.
  • the content of elements other than cobalt in the second phase is measured by ICP (Inductively Coupled Plasma) emission spectrometry (measuring device: "ICPS-8100" (trademark) manufactured by Shimadzu Corporation).
  • the area ratio of the second phase is 7.5 area % or more and 13.5 area % or less, and the number of the second phases is 1000 or more.
  • the area ratio of the second phase and the number of second phases are measured in a measurement field of 101 ⁇ m 2 by performing image processing on a scanning electron microscope image of a cross section of the cemented carbide.
  • the cemented carbide can have excellent toughness.
  • the lower limit of the area ratio of the second phase is preferably 7.5 area % or more.
  • the upper limit of the area ratio of the second phase is 13.5 area% or less, 13.0 area% or less, 11.5 area% or less, 11.5 area% or less, from the viewpoint of improving the hardness and wear resistance of the cemented carbide. % or less is preferable.
  • the area ratio of the second phase is preferably 7.5 area % or more and 13.5 area % or less, 7.5 area % or more and 13.0 area % or less, or 7.5 area % or more and 11.5 area % or less.
  • the cemented carbide will break even under ultrahigh pressure. hard. Although the reason for this is not clear, in the cemented carbide, since fine WC particles (first phase) are dispersed in the second phase, the strength of the second phase is improved, and the cemented carbide This is probably because the hardness, bending strength and high-temperature strength of the steel were improved.
  • the area ratio of the second phase is 7.5 area % or more and 13.5 area % or less, and the number of second phases is 1000 or more.
  • the lower limit of the number of second phases is preferably 1,000 or more, 1,010 or more, 1,020 or more, 1,030 or more, or 1,040 or more from the viewpoint of the crystal grain content and the fineness of the structure.
  • the upper limit of the number of second phases is preferably 1,200 or less, 1,150 or less, or 1,100 or less from the viewpoint of improving bending strength and fracture toughness.
  • the number of second phases is 1000 or more and 1200 or less, 1010 or more and 1200 or less, 1020 or more and 1150 or less, 1030 or more and 1150 or less, 1040 1100 or less is preferable.
  • the number of the second phase is from the viewpoint of improving the strength and fracture toughness, the number is preferably 1,000 to 1,200, 1,010 to 1,200, 1,020 to 1,150, 1,030 to 1,150, and 1,040 to 1,100.
  • a sample with a smooth cross section is obtained by CP (Cross Section Polisher) processing of the cemented carbide using an argon ion beam or the like.
  • CP Cross Section Polisher
  • SEM-BSE image scanning electron microscope image of the cross section of the sample.
  • the photographing conditions are a photographing magnification of 10,000 times, an acceleration voltage of 5 kV, and a work distance of 10.0 mm, and photographing is performed as a backscattered electron image.
  • FIG. 1 An example of a scanning electron microscope image of the cemented carbide according to this embodiment is shown in FIG.
  • the gray area corresponds to the first phase
  • the black area corresponds to the second phase.
  • a measurement field of 101 ⁇ m 2 (11.88 ⁇ m ⁇ 8.5 ⁇ m rectangle) is set in the scanning electron microscope image.
  • FIG. 2 shows an image obtained by binarizing the scanning electron microscope image of FIG. In FIG. 2, the white area corresponds to the first phase, and the black area corresponds to the second phase.
  • the sum (total area) of the areas of all the first phases in the above measurement field is calculated.
  • the percentage of the total area of the first phase with respect to the entire measurement visual field is calculated, taking the entire measurement visual field as 100 area %. This percentage corresponds to the area ratio of the first phase in the measurement field.
  • the sum (total area) of all the areas of the second phase in the above measurement field is calculated.
  • the percentage of the total area of the second phase with respect to the entire measurement visual field is calculated, taking the entire measurement visual field as 100 area %. This percentage corresponds to the area ratio of the second phase in the measurement field.
  • the number of second phases in the measurement visual field is measured based on the binarization process. From the shape of the second phase, when it is considered that the second phase is formed by bonding or contacting two or more second phases, the number of second phases in the shape is judged to be one.
  • 5 measurement fields are set so that there are no overlapping parts, and in each of the 5 fields, the area ratio of the first phase and the second phase in the measurement field, and the measurement field Obtain the number of second phases in the
  • the average value of the area ratio of the first phase in the five measurement visual fields corresponds to the "area ratio of the first phase in the measurement visual field" in this specification.
  • the average value of the area ratio of the second phase in the five measurement fields corresponds to the "area ratio of the second phase in the measurement field” in this specification.
  • the average value of the number of second phases in the five measurement visual fields corresponds to "the number of second phases in the measurement visual field" in this specification.
  • the cobalt content of the cemented carbide of the present embodiment is preferably 4% by mass or more and 8% by mass or less. According to this, cemented carbide can have excellent toughness. From the viewpoint of improving toughness, the lower limit of the cobalt content of the cemented carbide is preferably 4% by mass or more, 4.5% by mass or more, and 5% by mass or more. From the viewpoint of improving wear resistance, the upper limit of the cobalt content of the cemented carbide is preferably 8% by mass or less, 7.5% by mass or less, or 7% by mass or less.
  • the cobalt content of the cemented carbide is 4% by mass or more and 8% by mass or less, 4.5% by mass or more and 7.5% by mass or less, 5% by mass or more and 7% by mass or less. is preferred.
  • Cobalt content in the cemented carbide is obtained by analysis by TAS0054:2017 cobalt potentiometric titration method for cemented carbide.
  • the mass-based percentage of chromium with respect to cobalt is 5% or more and 9% or less.
  • Chromium has an effect of suppressing grain growth of tungsten carbide grains.
  • Chromium is usually added as carbides of chromium such as Cr 3 C 2 in the cemented carbide manufacturing process.
  • the lower limit of the mass-based percentage of chromium with respect to cobalt is preferably 5% or more, 5.5% or more, 6% or more, 6.6% or more, and 7% or more from the viewpoint of improving grain growth suppressing action.
  • the upper limit of the mass-based percentage of chromium with respect to cobalt is preferably 9% or less, 8.5% or less, or 8% or less from the viewpoint of improving bending strength and fracture toughness.
  • the mass-based percentage of chromium with respect to cobalt is 5% or more and 9% or less, 5.5% or more and 8.5% or less, 6% or more and 8% or less, 6 .6% or more and 8% or less, preferably 7% or more and 8% or less.
  • the mass-based percentage of chromium with respect to cobalt in the cemented carbide of the present embodiment is determined by analyzing the cobalt content and chromium content of the cemented carbide by ICP (inductively coupled plasma emission spectroscopy).
  • the lower limit of the mass-based percentage of chromium is preferably 0.20% or more, 0.25% or more, and 0.30% or more.
  • the mass-based content of chromium is preferably 0.72% or less, 0.65% or less, or 0.60% or less.
  • the mass-based percentage of chromium is preferably 0.20% or more and 0.72% or less, 0.25% or more and 0.65% or less, and 0.30% or more and 0.60% or less.
  • the mass-based percentage of chromium in the cemented carbide of this embodiment is measured by ICP (Inductively Coupled Plasma Emission Spectroscopy).
  • the mass-based percentage of vanadium with respect to cobalt is 2% or more and 5% or less. Vanadium has an effect of suppressing grain growth of tungsten carbide grains. Vanadium is usually added as vanadium carbides such as VC in the manufacturing process of cemented carbide.
  • the lower limit of the mass-based percentage of vanadium relative to cobalt can be 2% or more, 2.1% or more, 2.2% or more, or 3% or more from the viewpoint of improving grain growth suppressing action.
  • the upper limit of the mass-based percentage of vanadium relative to cobalt is preferably 5% or less, 4.5% or less, or 4% or less from the viewpoint of improving bending strength and fracture toughness.
  • the mass-based percentage of vanadium with respect to cobalt is 2% or more and 5% or less, 2.1% or more and 5% or less, and 2.1% or more and 4.5% or less, from the viewpoint of improving grain growth suppressing action and improving hardness.
  • the mass-based percentage of vanadium with respect to cobalt is obtained by analyzing the cobalt content and vanadium content of the cemented carbide by ICP (inductively coupled plasma emission spectroscopy).
  • the lower limit of the mass-based percentage of vanadium is preferably 0.08% or more, 0.10% or more, and 0.12% or more.
  • the mass-based content of vanadium is preferably 0.30% or less, 0.35% or less, or 0.40% or less.
  • the mass-based percentage of vanadium is preferably 0.08% or more and 0.40% or less, 0.10% or more and 0.35% or less, and 0.12% or more and 0.30% or less.
  • the mass-based percentage of vanadium in the cemented carbide of this embodiment is measured by ICP (inductively coupled plasma emission spectroscopy).
  • the cemented carbide of the present embodiment consists of a first phase and a second phase, and substantially includes phases other than the first phase and the second phase (also referred to as "third phase" in this specification). preferably not.
  • the cemented carbide of this embodiment preferably consists of a first phase and a second phase.
  • the cemented carbide of the present embodiment can contain unavoidable impurities in addition to the first phase and the second phase as long as the effect of the present disclosure is exhibited.
  • An example of the third phase is one in which Cr or V contained in Cr 3 C 2 or VC added as a grain growth inhibitor forms a different phase from the first and second phases.
  • Cr 3 C 2 and VC added as grain growth inhibitors form a third phase separate from the first and second phases.
  • the third phase acts as a starting point for fracture, lowering the bending strength, and also serves as a starting point for fracture of the mold for an ultra-high pressure generator, shortening the life of the cemented carbide.
  • the third phase does not exist in the cemented carbide, it does not act as a starting point for fracture, so the transverse rupture strength is improved and the life of the mold for the ultra-high pressure generator is improved.
  • the present inventors have found that the presence of Cr or V on the boundary between the first phase and the second phase or in the second phase improves the grain growth inhibition effect rather than the presence of Cr or V in the third phase. Assuming that, as a result of intensive studies, a method for producing a cemented carbide substantially free of the third phase was established, and the cemented carbide of the present embodiment was obtained.
  • substantially free of the third phase does not exclude the presence of a trace amount of the third phase as long as the effects of the present disclosure are not achieved.
  • Whether or not the above-described third phase exists in the cemented carbide is determined by analyzing the cemented carbide structure by wavelength dispersive X-ray analysis (WDX) using the field emission scanning electron microscope described above. can be confirmed. Details of the WDX are described in Reference 1 (Hisashi Suzuki, Kei Tokumoto (1984). Structure and mechanical properties of WC-Cr 3 C 2 -15% Co cemented carbide, Powder and Powder Metallurgy, Vol. 31). 2, 56-59.). If the third phase is present in the cemented carbide, the WDX analysis confirms Cr, V and C enriched phases.
  • WDX wavelength dispersive X-ray analysis
  • the above-mentioned third phase is substantially absent, no Cr, V, and C-enriched phases are confirmed in the above WDX analysis.
  • the above-mentioned third phase does not substantially exist, it does not become the starting point of fracture, so the bending strength is improved, and the life is extended when used for a mold for an ultra-high pressure generator. improves.
  • tertiary phases are carbon - poor cobalt tungsten carbides, known as eta phases, e.g., Co3W3C , Co6W6C , Co2W4C , Co3W9C4 . mentioned.
  • the ⁇ phase tends to be the starting point of fracture. Since the cemented carbide according to the present embodiment does not contain an ⁇ phase, the bending strength is improved, and the life of the cemented carbide is improved when used for a mold for an ultra-high pressure generator.
  • the following procedure confirms whether or not the ⁇ phase exists in the cemented carbide. After grinding the surface of the cemented carbide with a diamond wheel using diamond particles with an average particle size of 150 ⁇ m, it is polished by a predetermined thickness with diamond paste with an average particle size of 1 ⁇ m. The polished surface is etched to observe the structure. When the ⁇ phase exists in the superconcave alloy, a structure in which the ⁇ phase is preferentially etched is confirmed.
  • the Vickers hardness Hv30 of the cemented carbide of this embodiment is preferably 1950 or more. According to this, the wear resistance of the cemented carbide is improved.
  • the lower limit of the Vickers hardness is preferably 1950 or more, 2000 or more, or 2030 or more from the viewpoint of improving wear resistance.
  • the upper limit of the Vickers hardness is preferably 2500 or less, 2300 or less, or 2200 or less from the viewpoint of improving wear resistance.
  • the Vickers hardness is preferably 1950 or more and 2500 or less, 2000 or more and 2300 or less, or 2030 or more and 2200 or less.
  • the Vickers hardness is measured according to JISZ2244:2009 Vickers hardness test.
  • the measurement conditions are room temperature (23° C. ⁇ 5° C.), a test load of 294.2 N (30 kgf, Hv30), and a holding time of 20 seconds.
  • the bending strength of the cemented carbide of this embodiment is preferably 2.8 GPa or more. According to this, the life of the mold for the ultra-high pressure generator is improved.
  • the lower limit of the bending strength is preferably 2.8 GPa or more, 3.0 GPa or more, or 3.2 GPa or more from the viewpoint of improving the life of the mold for the ultra-high pressure generator.
  • the upper limit of the bending strength is not particularly limited, it can be 6.0 GPa or less from the viewpoint of manufacturing.
  • the bending strength of the cemented carbide is 2.8 GPa or more and 6.0 GPa or less, 3.0 GPa or more and 6.0 GPa or less, or 3.2 GPa or more and 6.0 GPa or less from the viewpoint of improving the life of the mold for the ultra-high pressure generator. preferable.
  • the above bending strength is measured according to CIS026B-2007 Cemented Carbide Alloy Bending Strength (Bending Strength) Test Method.
  • the test piece size is 4 mm ⁇ 8 mm ⁇ 25 mm
  • the load point/fulcrum size is R2.0 mm
  • the fulcrum span is 20 mm.
  • the measurement temperature is room temperature (23° C. ⁇ 5° C.).
  • the cemented carbide of this embodiment can be suitably used for tools used under ultrahigh pressure.
  • tools used under ultrahigh pressure include dies for ultra-high pressure generators, wire drawing dies, extrusion dies, rolling rolls, can manufacturing tools, forging dies, powder molding dies, and the like.
  • the cemented carbide of this embodiment can be manufactured, for example, by the following method.
  • the cemented carbide of this embodiment may be manufactured by methods other than the following.
  • the cemented carbide of the present embodiment can typically be produced by performing the raw material powder preparation process, mixing process, molding process, sintering process, and cooling process in the above order. Each step will be described below.
  • the preparation step is a step of preparing all the raw material powders of the materials that constitute the cemented carbide.
  • raw material powders tungsten carbide powder as the raw material of the first phase, cobalt (Co) powder as the raw material of the second phase, and chromium carbide (Cr 3 C 2 ) powder and vanadium carbide (VC) as grain growth inhibitors.
  • tungsten carbide powder, cobalt powder, chromium carbide powder, and vanadium carbide powder can be used.
  • the tungsten carbide powder it is preferable to use tungsten carbide powder carbonized at a temperature of 1400° C. or higher and 1600° C. or lower.
  • the particle size of the tungsten carbide powder is preferably about 0.1 to 0.3 ⁇ m. According to this, the stability of WC grains is enhanced at the stage of appearance of the liquid phase during sintering, dissolution and reprecipitation are suppressed, a fine cemented carbide structure is obtained, and coarse WC grains are less likely to occur. As an effect of this, the amount of Cr 3 C 2 and VC added for the purpose of suppressing grain growth can be kept low, and the precipitation of the third phase in the cemented carbide structure, which causes a decrease in strength, can be suppressed.
  • the average particle size of the raw material powder is the average particle size measured by the FSSS (Fisher Sub-Sieve Sizer) method (measuring device: "Fisher Sub-Sieve Sizer Model 95" (trademark) manufactured by Fisher Scientific). means diameter.
  • tungsten carbide powder that has been carbonized at a temperature of 1100° C. or higher and 1350° C. or lower has been pulverized to a particle size of 0.1 to 0.3 ⁇ m.
  • the tungsten carbide powder is fine, the tungsten carbide is dissolved and reprecipitated in cobalt during sintering, resulting in an increase in the grain size of the WC grains and a tendency to lower the hardness of the cemented carbide.
  • the average particle size of the cobalt powder can be 0.4 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less (FSSS method).
  • the average particle size of the chromium carbide powder can be 0.5 ⁇ m or more and 3 ⁇ m or less (FSSS method).
  • the average particle size of the vanadium carbide powder can be 0.5 ⁇ m or more and 3 ⁇ m or less (FSSS method).
  • the mixing step is a step of mixing each raw material powder prepared in the preparation step.
  • a mixed powder in which each raw material powder is mixed is obtained by the mixing step.
  • the content of the tungsten carbide powder in the mixed powder can be, for example, 90.88% by mass or more and 95.72% by mass or less.
  • the content of cobalt powder in the mixed powder can be, for example, 4% by mass or more and 8% by mass or less.
  • the content of the chromium carbide powder in the mixed powder can be, for example, 0.2% by mass or more and 0.72% by mass or less.
  • the content of the vanadium carbide powder in the mixed powder can be, for example, 0.08% by mass or more and 0.4% by mass or less.
  • the mixed powder is mixed using a ball mill.
  • the media diameter can be 1 mm to 10 mm.
  • the rotation speed can be 10-120 rpm.
  • Mixing time can be from 20 hours to 48 hours.
  • the mixed powder may be granulated as needed.
  • it is easy to fill the mixed powder into a die or mold during the molding process described below.
  • a known granulation method can be applied for granulation, and for example, a commercially available granulator such as a spray dryer can be used.
  • the molding step is a step of molding the mixed powder obtained in the mixing step into a predetermined shape to obtain a compact.
  • General methods and conditions may be adopted for the molding method and molding conditions in the molding step, and are not particularly limited.
  • the predetermined shape may be, for example, the shape of a mold for an ultrahigh pressure generator (for example, the shape of an anvil).
  • the sintering step is a step of sintering the compact obtained in the forming step to obtain a cemented carbide.
  • the sintering temperature can be 1340 to 1450° C.
  • the sintering time can be 30 to 180 minutes. According to this, generation of coarse tungsten carbide particles is suppressed.
  • HIP treatment may be performed under conditions of 1340 to 1450° C., 10 MPa to 200 MPa, and 0.5 to 2 hours.
  • a cooling process is a process of cooling the cemented carbide after completion of sintering.
  • the cooling rate is preferably 2°C/min to 10°C/min. According to this, abnormal grain growth is suppressed.
  • the cemented carbide of the present embodiment can be obtained through the above steps. This was newly discovered by the present inventors as a result of extensive studies.
  • the mold for an ultrahigh pressure generator of this embodiment is made of the cemented carbide of the first embodiment.
  • Examples of molds for ultrahigh pressure generators include anvils and pistons.
  • the mold for an ultrahigh pressure generator of this embodiment can have a long tool life even under ultrahigh pressure.
  • the area ratio of the first phase is 86.5 area% or more and 92.5 area% or less
  • the area ratio of the second phase is preferably 7.5 area % or more and 13.5 area % or less.
  • the area ratio of the first phase is 88.5 area% or more and 92.5 area% or less
  • the area ratio of the second phase is preferably 7.5 area % or more and 11.5 area % or less.
  • the Vickers hardness Hv30 of the cemented carbide of the present disclosure is preferably 1950 or more and 2500 or less.
  • the bending strength of the cemented carbide of the present disclosure is preferably 2.8 GPa or more and 5.0 GPa or less.
  • cemented carbides of the present disclosure are preferably free of ⁇ -phase.
  • the cobalt content of the second phase is preferably 85% by mass or more and 100% by mass or less.
  • Tungsten carbide powder (average particle size 0.1-0.2 ⁇ m, carbonization temperature 1400° C.) or tungsten carbide powder (average particle size 0.1-0.2 ⁇ m, carbonization temperature less than 1400° C.), and cobalt (Co) powder (average particle size 0.8 ⁇ m), chromium carbide (Cr 3 C 2 ) powder (average particle size 1.0 ⁇ m) and vanadium carbide (VC) powder (average particle size 0.9 ⁇ m) were prepared. Samples 1-1 to 1-5 used the tungsten carbide powder having a carbonization temperature of less than 1400°C. For other samples, the tungsten carbide powder with a carbonization temperature of 1400° C. is used.
  • the above mixed powder was press molded at a pressure of 1000 kg/cm 2 , heated to 1350° C. in vacuum, and sintered at 1350° C. for 1 hour. After that, HIP treatment was performed under the conditions of 1350 ° C., 100 MPa, 1 hour, and then cooled to 20 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./min. 10 mm) was obtained.
  • the “remainder” in the “WC (mass%)” column means that the content of WC is the value obtained by subtracting the sum of the Co content, Cr content and V content from 100 mass% of the entire cemented carbide. indicates For example, sample 1 has a WC content of 95.00% by mass.
  • Samples 1 to 23 correspond to Examples.
  • Samples 1-1 to 1-8 and samples 2-1 to 2-13 correspond to comparative examples. It was confirmed that Samples 1 to 23 (Examples) had longer lives than Samples 1-1 to 1-8 and Samples 2-1 to 2-13 (Comparative Examples). This is because, in Samples 1 to 23 (Example), the contents of Cr and V, which suppress the grain growth of WC grains, are moderate, so that the structure is refined and the third phase that can be the starting point of fracture is not generated, and it is presumed that destruction is unlikely to occur.
  • Samples 1 to 16 have 1000 or more second phases
  • Samples 1-1 to 1-5 which correspond to conventional alloys, have the number of second phases. (702 to 801), it can be seen that the number is large and a very fine structure is obtained.
  • the carbonization temperature of the raw material WC particles used is less than 1400° C., a fine structure cannot be obtained, and the number of second phases in the structure is small.
  • Samples 1-6 had a small Cr/Co ratio, could not obtain a fine structure, and had an insufficient tool life.
  • Samples 1-7 had a small V/Co, could not obtain a fine structure, and had an insufficient tool life.
  • Sample 1-8 had a large V/Co ratio and insufficient bending strength, so the tool life was insufficient.
  • Samples 2-1 to 2-6 which correspond to conventional alloys, had excessive Cr/Co and/or V/Co, so a fine structure was obtained, but Cr/Co and/or V/Co was excessive. Therefore, it has been confirmed that the bending strength or hardness tends to be low, and the life is shortened when used in an ultrahigh pressure mold.
  • Sample 2-7 had an insufficient tool life because the area ratio of the second phase was small and the bending strength was low.
  • Sample 2-8 had a large area ratio of the second phase and lacked hardness, so the tool life was insufficient.
  • Sample 2-9 had a small Cr/Co ratio, could not obtain a fine structure, and lacked hardness, so the tool life was insufficient.
  • Sample 2-10 had insufficient tool life due to lack of hardness due to lack of microstructure.
  • Sample 2-11 had insufficient tool life due to lack of hardness due to lack of microstructure.
  • Sample 2-12 had a large Cr/Co ratio and lacked hardness, so the tool life was insufficient.
  • Sample 2-13 had a large V/Co and insufficient hardness, so the tool life was insufficient.

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Abstract

複数の炭化タングステン粒子からなる第１相と、コバルトを含む第２相と、を備える超硬合金であって、前記超硬合金は、クロム及びバナジウムを含み、前記コバルトに対する前記クロムの質量基準の百分率は、５％以上９％以下であり、前記コバルトに対する前記バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上５％以下であり、前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、前記第２相の個数は１０００個以上であり、前記第２相の面積比率及び前記第２相の個数は、前記超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される、超硬合金である。

Description

超硬合金及びそれを用いた超高圧発生装置用金型
　本開示は、超硬合金及びそれを用いた超高圧発生装置用金型に関する。本出願は、２０２１年４月２８日に出願した国際特許出願であるＰＣＴ／ＪＰ２０２１／０１６９８９に基づく優先権を主張する。当該国際特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。
　超高圧発生装置用金型には、機械特性に優れる炭化タングステン－コバルト（ＷＣ－Ｃｏ）超硬合金が用いられている（例えば、特許文献１～特許文献７）。
特開２００１－１８１７７７号公報 特開２００８－３８２４２号公報 特開２０１５－１０８１６２号公報 特開２０１６－０９８４２１号公報 国際公開第２００９／００１９２９号 特開２０１５－０８１３８２号公報 中国特許出願公開第１１１３７８８８６号明細書
　本開示の超硬合金は、複数の炭化タングステン粒子からなる第１相と、コバルトを含む第２相と、を備える超硬合金であって、
　前記超硬合金は、クロム及びバナジウムを含み、
　前記コバルトに対する前記クロムの質量基準の百分率は、５％以上９％以下であり、
　前記コバルトに対する前記バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上５％以下であり、
　前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、
　前記第２相の個数は１０００個以上であり、
　前記第２相の面積比率及び前記第２相の個数は、前記超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される、超硬合金である。
　本開示の超高圧発生装置用金型は、上記の超硬合金からなる超高圧発生装置用金型である。
図１は、実施形態１に係る超硬合金の走査型電子顕微鏡像の一例である。 図２は、図１に対して２値化処理を行った画像である。
［本開示が解決しようとする課題］
　超高圧発生装置用金型には、超高圧発生装置の使用時に最大約２０ＧＰａの非常に高い圧力が加わる。このような超高圧下では、破損が生じやすく、工具寿命が低下する傾向がある。よって、超高圧下での使用においても、長い工具寿命を有する超高圧発生装置用金型が求められている。
［本開示の効果］
　本開示の超硬合金によれば、超高圧下においても、長い工具寿命を有する超高圧発生装置用金型を得ることができる。
［本開示の実施形態の説明］
　最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
　（１）本開示の超硬合金は、複数の炭化タングステン粒子からなる第１相と、コバルトを含む第２相と、を備える超硬合金であって、
　前記超硬合金は、クロム及びバナジウムを含み、
　前記コバルトに対する前記クロムの質量基準の百分率は、５％以上９％以下であり、
　前記コバルトに対する前記バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上５％以下であり、
　前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、
　前記第２相の個数は１０００個以上であり、
　前記第２相の面積比率及び前記第２相の個数は、前記超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される、超硬合金である。
　本開示の超硬合金によれば、超高圧下においても、長い工具寿命を有する超高圧発生装置用金型を得ることができる。
　（２）前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１１．５面積％以下が好ましい。これによると、超高圧発生装置用金型の用途において、硬度及び抗折強度の最適なバランスを得ることができる。
　（３）前記超硬合金のコバルト含有率は、４質量％以上８質量％以下が好ましい。これによると、超高圧発生装置用金型の用途において、硬度及び抗折強度の最適なバランスを得ることができる。
　（４）前記コバルトに対する前記クロムの質量基準の百分率は、７％以上８％以下が好ましい。これによると、超硬合金は、炭素含有量に関わらず、安定した抗折強度を得ることができる上、微細な組織を維持することができる。
　（５）前記コバルトに対する前記バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上４％以下が好ましい。これによると、超硬合金は、炭素含有量に関わらず、安定した抗折強度を得ることができる上、微細な組織を維持することができる。
　（６）前記第２相の個数は１０００個以上１１００個以下が好ましい。これによると、超硬合金は微細な組織を得られ、高いビッカース硬度を得ることができる。
　（７）前記炭化タングステン粒子の平均粒径は、０．０５μｍ以上０．３μｍ以下であることが好ましい。これによると、超硬合金の硬度が向上する。
　（８）前記第１相の面積比率は、８６．５面積％以上９２．５面積％以下であることが好ましい。これによると、超硬合金の硬度及び耐摩耗性が向上する。
　（９）前記超硬合金は、前記第１相と、前記第２相とからなることが好ましい。これによると、超硬合金の抗折強度が向上する。
　（１０）本開示の超高圧発生装置用金型は、上記の超硬合金からなる超高圧発生装置用金型である。本開示の超高圧発生装置用金型は、超高圧下においても、長い工具寿命を有することができる。
　［本開示の実施形態の詳細］
　本開示の超硬合金及びそれを用いた超高圧発生装置用金型の具体例を、以下に図面を参照しつつ説明する。本開示の図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表すものである。また、長さ、幅、厚さ、深さなどの寸法関係は図面の明瞭化と簡略化のために適宜変更されており、必ずしも実際の寸法関係を表すものではない。
　本開示において「Ａ～Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。
　本開示において化合物などを化学式で表す場合、原子比を特に限定しないときは従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。たとえば「ＷＣ」と記載されている場合、ＷＣを構成する原子数の比はＷ：Ｃ＝１：１に限られず、従来公知のあらゆる原子比が含まれる。このことは、「ＷＣ」以外の化合物の記載についても同様である。
　本開示において、数値範囲下限及び上限として、それぞれ１つ以上の数値が記載されている場合は、下限に記載されている任意の１つの数値と、上限に記載されている任意の１つの数値との組み合わせも開示されているものとする。例えば、下限として、ａ１以上、ｂ１以上、ｃ１以上が記載され、上限としてａ２以下、ｂ２以下、ｃ２以下が記載されている場合は、ａ１以上ａ２以下、ａ１以上ｂ２以下、ａ１以上ｃ２以下、ｂ１以上ａ２以下、ｂ１以上ｂ２以下、ｂ１以上ｃ２以下、ｃ１以上ａ２以下、ｃ１以上ｂ２以下、ｃ１以上ｃ２以下が開示されているものとする。
　［実施形態１：超硬合金］
　本開示の一実施形態（以下「本実施形態」とも記す。）の超硬合金は、複数の炭化タングステン粒子からなる第１相と、コバルトを含む第２相と、を備える超硬合金であって、
　該超硬合金は、クロム及びバナジウムを含み、
　該コバルトに対する該クロムの質量基準の百分率は、５％以上９％以下であり、
　該コバルトに対する該バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上５％以下であり、
　該第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、
　該第２相の個数は１０００個以上であり、
　該第２相の面積比率及び該第２相の個数は、該超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される、超硬合金である。
　＜組成＞
　本実施形態の超硬合金は、複数の炭化タングステン粒子からなる第１相と、コバルトを含む第２相と、を備え、更に、クロム及びバナジウムを含む。
　≪第１相の組成≫
　本実施形態の超硬合金において、第１相は、複数の炭化タングステン粒子（以下、「ＷＣ粒子」とも記す。）からなる。本実施形態の超硬合金において、第１相は硬質相である。第１相は、ＷＣ粒子の他、不可避不純物元素などを含むことができる。第１相におけるＷＣ粒子の含有率は、本開示の効果を奏する観点から、９９質量％以上が好ましく、９９．９質量％以上がより好ましく、実質的に１００質量％であることがより好ましい。
　第１相は炭化タングステン粒子以外にも、本開示の効果を示す限りにおいて、ＷＣ粒子の製造過程で混入する不可避不純物元素及び微量の不純物元素等を含むことができる。これらの不純物元素としては、例えば、モリブデン（Ｍｏ）及びクロム（Ｃｒ）が挙げられる。第１相中の不純物元素の含有率（不純物元素が２種類以上の場合は、合計含有率）は、１質量％以下、０．１質量％以下、０．１質量％未満であることが好ましい。第１相中の不純物元素の含有率は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）発光分析（測定装置：島津製作所製「ＩＣＰＳ－８１００」（商標））により測定される。
　≪第１相の面積比率≫
　本実施形態の超硬合金において、第１相の面積比率は、８６．５面積％以上９２．５面積％以下であることが好ましい。第１相の面積比率は、超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される。これによると、超硬合金は高い硬度及び優れた耐摩耗性を有することができる。第１相の面積比率の下限は、超硬合金の硬度向上及び耐摩耗性向上の観点から、８６．５面積％以上、８７．０面積％以上、８８．５面積％以上が好ましい。第１相の面積比率の上限は、超硬合金の靱性向上の観点から、９２．５面積％以下が好ましい。第１相の面積比率は、８６．５面積％以上９２．５面積％以下、８７．０面積％以上９２．５面積％以下、８８．５面積％以上９２．５面積％以下が好ましい。第１相の面積比率の測定方法の詳細は後述する。
　≪第１相を構成する複数の炭化タングステン粒子の平均粒径≫
　本実施形態の超硬合金は、第２相の面積比率が７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、かつ、第２相の個数が１０００個以上であるため、第１相を構成する複数のＷＣ粒子が微細であり、かつ、第２相中に複数のＷＣ粒子が分散して存在している。該複数のＷＣ粒子の平均粒径は、例えば０．０５μｍ以上０．３μｍ以下とすることができる。ただし、本実施形態の超硬合金は、本開示の効果を奏する限り、粗大（例えば、粒径２μｍ以上５μｍ以下）なＷＣ粒子を微量（例えば、超硬合金の断面１ｍｍ２当たり、２０個以下）含むことができる。
　ＷＣ粒子の平均粒径の下限は、０．０５μｍ以上、０．０６μｍ以上、０．０８μｍ以上が好ましい。ＷＣ粒子の平均粒径の上限は、０．３μｍ以下、０．２７μｍ以下、０．２３μｍ以下が好ましい。ＷＣ粒子の平均粒径は、０．０５μｍ以０．３μｍ以下上、０．０６μｍ以上０．２７μｍ以下、０．０８μｍ以上０．２３μｍ以下が好ましい。
　上記のＷＣ粒子の平均粒径は、下記の手順で測定される。アルゴンのイオンビーム等を用いて超硬合金をＣＰ（Ｃｒｏｓｓ　Ｓｅｃｔｉｏｎ　Ｐｏｌｉｓｈｅｒ）加工することにより、平滑な断面を有する試料を得る。この試料の上記断面に対し、電界放出形走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥ－ＳＥＭ、商品名：「ＪＳＭ－７８００Ｆ」、日本電子株式会社製）を用いて５０００倍で撮像することにより、上記試料の断面の走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ－ＢＳＥ像）を得る。撮像条件は、撮影倍率５０００倍、加速電圧５ｋＶ、ワークディスタンス１０．０ｍｍとする。
　上記走査型電子顕微鏡像中に１ｍｍ２（１ｍｍ×１ｍｍの矩形）の測定視野を設定する。画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＪ　ｖｅｒ．１．５１ｊ８（ｈｔｔｐｓ：／／ｉｍａｇｅｊ．ｎｉｈ．ｇｏｖ／ｉｊ／））を用いて、該測定視野中の各ＷＣ粒子の外縁を特定し、各ＷＣ粒子の円相当径を算出する。測定視野中の全てのＷＣ粒子の円相当径の個数基準の算術平均径を算出する。
　上記算術平均径の測定を、重複する部分のない、異なる５箇所の測定視野で行う。該５箇所の測定視野におけるＷＣ粒子の算術平均径の平均値を算出する。該平均値が、本実施形態におけるＷＣ粒子の平均粒径に該当する。
　出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、これらの測定を、測定視野の選択個所を変更して複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
　≪第２相の組成≫
　本実施形態の超硬合金において、第２相はコバルト（Ｃｏ）を含む。本実施形態の超硬合金において、第２相は結合相である。第２相はコバルトの他、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、不可避不純物元素などを含むことができる。不可避不純物元素としては、たとえば、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、モリブデン（Ｍｏ）、硫黄（Ｓ）、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）などが挙げられる。第２相のコバルト含有率は、８５質量％以上１００質量％以下が好ましい。第２相中のコバルト以外の元素の含有率（該元素が２種類以上の場合は、合計含有率）は、０質量％以上１質量％未満であることが好ましい。第２相中のコバルト以外の元素の含有率は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）発光分析（測定装置：島津製作所製「ＩＣＰＳ－８１００」（商標））により測定される。
　≪第２相の面積比率及び個数≫
　本実施形態の超硬合金において、第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、第２相の個数は１０００個以上である。第２相の面積比率及び第２相の個数は、超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される。
　第２相の面積比率が７．５面積％以上１３．５面積％以下であると、超硬合金は優れた靱性を有することができる。第２相の面積比率の下限は、超硬合金の靱性向上の観点から、７．５面積％以上が好ましい。第２相の面積比率の上限は、超硬合金の硬度向上及び耐摩耗性向上の観点から、１３．５面積％以下、１３．０面積％以下、１１．５面積％以下、１１．５面積％以下が好ましい。第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下、７．５面積％以上１３．０面積％以下、７．５面積％以上１１．５面積％以下が好ましい。
　第２相の面積比率が７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、かつ、第２相の個数が１０００個以上であると、超硬合金は超高圧下においても、破損が生じ難い。この理由は明らかではないが、該超硬合金では、第２相中に微細なＷＣ粒子（第１相）が分散して存在しているため、第２相の強度が向上し、超硬合金の硬度、抗折強度および高温強度が向上したためと考えられる。
　本実施形態の超硬合金において、第２相の面積比率が７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、かつ、第２相の個数は１０００個以上である。第２相の個数の下限は、個がルト含有量及び組織の微細さの観点から、１０００個以上、１０１０個以上、１０２０個以上、１０３０個以上、１０４０個以上が好ましい。第２相の個数の上限は、抗折強度および破壊靭性向上の観点から、１２００個以下、１１５０個以下、１１００個以下が好ましい。第２相の個数は、硬度向上及び抗折強度および破壊靭性向上の観点から、１０００個以上１２００個以下、１０１０個以上１２００個以下、１０２０個以上１１５０個以下、１０３０個以上１１５０個以下、１０４０個以上１１００個以下が好ましい。
　本実施形態の超硬合金において、第２相の面積比率が８面積％以上１２面積％以下、又は、９面積％以上１１面積％以下の場合、第２相の個数は、硬度向上及び抗折強度および破壊靭性向上の観点から、１０００個以上１２００個以下、１０１０個以上１２００個以下、１０２０個以上１１５０個以下、１０３０個以上１１５０個以下、１０４０個以上１１００個以下が好ましい。
　≪第１相及び第２相の面積比率、及び、第２相の個数の測定方法≫
　本明細書において、第１相及び第２相の面積比率、及び、第２相の個数の測定方法は以下の通りである。
　アルゴンのイオンビーム等を用いて超硬合金をＣＰ（ＣｒｏｓｓＳｅｃｔｉｏｎＰｏｌｉｓｈｅｒ）加工することにより、平滑な断面を有する試料を得る。この試料の上記断面に対し、電界放出形走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥ－ＳＥＭ、商品名：「ＪＳＭ－７８００Ｆ」、日本電子株式会社製）を用いて１００００倍で撮像することにより、上記試料の断面の走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ－ＢＳＥ像）を得る。撮像条件は、撮影倍率１万倍、加速電圧５ｋＶ、ワークディスタンス１０．０ｍｍとし、反射電子像により撮影される。本実施形態に係る超硬合金の走査型電子顕微鏡像の一例を図１に示す。図１において、灰色で示される領域が第１相に該当し、黒色で示される領域が第２相に該当する。
　上記走査型電子顕微鏡像中に１０１μｍ２（１１．８８μｍ×８．５μｍの矩形）の測定視野を設定する。
　次に、画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＪ　ｖｅｒ．１．５１ｊ８（ｈｔｔｐｓ：／／ｉｍａｇｅｊ．ｎｉｈ．ｇｏｖ／ｉｊ／））を用いて２値化処理を行う。２値化処理は、画像解析ソフトの初期設定の状態で、以下（ａ）～（ｄ）の手順で行う。
（ａ）Ｅｄｉｔ→Ｉｎｖｅｒｔ
（ｂ）上記（ａ）の後に、Ｐｒｏｃｅｓｓ→Ｂｉｎａｒｙ→ＭａｋｅＢｉｎａｒｙ
（ｃ）上記（ｂ）の後に、Ｐｒｏｃｅｓｓ→Ｎｏｉｓｅ→Ｄｅｓｐｅｃｋｌｅ。前記（ｃ）の操作を３回繰り返す。（ｃ）におけるＮｏｉｓｅ除去回数は、第２相の個数に影響を及ぼすため、本実施形態では、（ｃ）の操作の回数は３回と固定する。
（ｄ）上記（ｃ）の後に、Ｐｒｏｃｅｓｓ→Ｂｉｎａｒｙ→Ｗａｔｅｒｓｈｅｄ
　図１の走査型電子顕微鏡像に対して２値化処理を行った画像を図２に示す。図２において、白色で示される領域が第１相に該当し、黒色で示される部分が第２相に該当する。
　上記測定視野中の全ての第１相の面積の和（総面積）を算出する。測定視野全体を１００面積％として、測定視野全体に対する第１相の総面積の百分率を算出する。該百分率が、測定視野中の第１相の面積比率に該当する。
　上記測定視野中の全ての第２相の面積の和（総面積）を算出する。測定視野全体を１００面積％として、測定視野全体に対する第２相の総面積の百分率を算出する。該百分率が、測定視野中の第２相の面積比率に該当する。
　上記２値化処理に基づき、上記測定視野中の第２相の個数を測定する。第２相の形状から、該第２相は２個以上の第２相が接合または接して形成されていると考えられる場合は、該形状の第２相の個数は１個と判断される。
　上記走査型電子顕微鏡像において、重複する部分のないように５箇所の測定視野を設定し、この５視野のそれぞれにおいて、測定視野中の第１相及び第２相の面積比率、及び、測定視野中の第２相の個数を得る。５箇所の測定視野中の第１相の面積比率の平均値は、本明細書における「測定視野中の第１相の面積比率」に該当する。５箇所の測定視野中の第２相の面積比率の平均値は、本明細書における「測定視野中の第２相の面積比率」に該当する。５箇所の測定視野中の第２相の個数の平均値は、本明細書における「測定視野中の第２相の個数」に該当する。
　出願人が測定した限りでは、同一の試料において測定する限りにおいては、これらの測定を、測定視野の選択個所を変更して複数回行っても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
　≪コバルト含有率≫
　本実施形態の超硬合金のコバルト含有率は、４質量％以上８質量％以下が好ましい。これによると、超硬合金は優れた靱性を有することができる。超硬合金のコバルト含有率の下限は、靱性向上の観点から、４質量％以上、４．５質量％以上、５質量％以上が好ましい。超硬合金のコバルト含有率の上限は、耐摩耗性向上の観点から、８質量％以下、７．５質量％以下、７質量％以下が好ましい。超硬合金のコバルト含有率は、靱性向上及び耐摩耗性向上の観点から、４質量％以上８質量％以下、４．５質量％以上７．５質量％以下、５質量％以上７質量％以下が好ましい。超硬合金中のコバルト含有率はＴＡＳ００５４：２０１７超硬質合金のコバルト電位差滴定定量法にて分析することで求められる。
　≪クロム≫
　本実施形態の超硬合金において、コバルトに対するクロムの質量基準の百分率は、５％以上９％以下である。クロムは炭化タングステン粒子の粒成長抑制作用を有する。通常、クロムは、超硬合金の製造工程において、Ｃｒ３Ｃ２等のクロムの炭化物として添加される。
　クロムの百分率が上記の範囲であると、粒成長抑制作用が発揮されやすい。コバルトに対するクロムの質量基準の百分率の下限は、粒成長抑制作用向上の観点から、５％以上、５．５％以上、６％以上、６．６％以上、７％以上が好ましい。コバルトに対するクロムの質量基準の百分率の上限は、抗折強度および破壊靭性向上の観点から、９％以下、８．５％以下、８％以下が好ましい。コバルトに対するクロムの質量基準の百分率は、粒成長抑制作用向上及び硬度向上の観点から、５％以上９％以下であり、５．５％以上８．５％以下、６％以上８％以下、６．６％以上８％以下、７％以上８％以下が好ましい。本実施形態の超硬合金におけるコバルトに対するクロムの質量基準の百分率は、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分析）にて、超硬合金のコバルト含有率およびクロム含有率を分析することで求められる。
　本実施形態の超硬合金において、クロムの質量基準の百分率の下限は、０．２０％以上、０．２５％以上、０．３０％以上が好ましい。該クロムの質量基準の含有率は、０．７２％以下、０．６５％以下、０．６０％以下が好ましい。該クロムの質量基準の百分率は、０．２０％以上０．７２％以下、０．２５％以上０．６５％以下、０．３０％以上０．６０％以下が好ましい。本実施形態の超硬合金におけるクロムの質量基準の百分率は、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分析）にて測定される。
　≪バナジウム≫
　本実施形態の超硬合金において、コバルトに対するバナジウムの質量基準の百分率は、２％以上５％以下である。バナジウムは炭化タングステン粒子の粒成長抑制作用を有する。通常、バナジウムは、超硬合金の製造工程において、ＶＣ等のバナジウムの炭化物として添加される。
　バナジウムの百分率が前記の範囲であると、粒成長抑制作用が発揮されやすい。コバルトに対するバナジウムの質量基準の百分率の下限は、粒成長抑制作用向上の観点から、２％以上、２．１％以上、２．２％以上、３％以上とすることができる。コバルトに対するバナジウムの質量基準の百分率の上限は、抗折強度および破壊靭性向上の観点から、５％以下、４．５％以下、４％以下が好ましい。コバルトに対するバナジウムの質量基準の百分率は、粒成長抑制作用向上及び硬度向上の観点から、２％以上５％以下であり、２．１％以上５％以下、２．１％以上４．５％以下、２．２％以上４％以下、３％以上４％以下が好ましい。コバルトに対するバナジウムの質量基準の百分率は、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分析）にて、超硬合金のコバルト含有率およびバナジウム含有率を分析することで求められる。
　本実施形態の超硬合金において、バナジウムの質量基準の百分率の下限は、０．０８％以上、０．１０％以上、０．１２％以上が好ましい。該バナジウムの質量基準の含有率は、０．３０％以下、０．３５％以下、０．４０％以下が好ましい。該バナジウムの質量基準の百分率は、０．０８％以上０．４０％以下、０．１０％以上０．３５％以下、０．１２％以上０．３０％以下が好ましい。本実施形態の超硬合金におけるバナジウムの質量基準の百分率は、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ発光分析）にて測定される。
　≪第３相≫
　本実施形態の超硬合金は、第１相及び第２相からなり、実質的に第１相及び第２相以外のその他の相（本明細書において「第３相」とも記す。）を含まないことが好ましい。本実施形態の超硬合金は、第１相と、第２相とからなることが好ましい。本実施形態の超硬合金は、本開示の効果を奏する限り、第１相及び第２相に加えて、不可避不純物を含むことができる。
　第３相の一例としては、粒成長抑制剤として添加されたＣｒ３Ｃ２やＶＣに含まれるＣｒやＶが、第１相及び第２相とは異なる相を形成したものが挙げられる。従来の超硬合金では、粒成長抑制剤として添加されたＣｒ３Ｃ２やＶＣは、第１相及び第２相とは別の第３相を形成していた。超硬合金中に第３相が存在する場合は、破壊の起点となり抗折強度が低下する他、超高圧発生装置用金型などの破壊起点となり、寿命が低下する。一方、超硬合金中に第３相が存在しない場合は、破壊の起点とならないため抗折強度が向上し、超高圧発生装置用金型などの寿命向上につながる。
　本発明者等は、ＣｒやＶが第３相中に存在するよりも、第１相と第２相との境界や、第２相中に存在している方が、粒成長抑制作用が向上すると想定し、鋭意検討の結果、実質的に第３相が存在しない超硬合金の製造方法を確立し、本実施形態の超硬合金を得た。ここで、実質的に第３相が存在しないとは、本開示の効果を奏しない限り、第３相が微量存在することを排除するものではない。
　超硬合金中に上記の第３相が存在するか否かは、前述の電界放出形走査電子顕微鏡を用いて、超硬合金組織を波長分散型Ｘ線分析法（ＷＤＸ）で分析することにより確認することができる。上記のＷＤＸの詳細は、参考文献１（鈴木寿、徳本啓（１９８４）．ＷＣ－Ｃｒ３Ｃ２－１５％Ｃｏ超硬合金の組織と機械的性質、粉体および粉末冶金、第３１巻第２号、５６－５９．）に記載されている。超硬合金中に上記の第３相が存在する場合は、上記ＷＤＸ分析において、Ｃｒ、ＶおよびＣの濃化相が確認される。本実施形態の超硬合金では、実質的に上記の第３相が存在しないため、上記ＷＤＸ分析において、Ｃｒ、ＶおよびＣの濃化相が確認されない。本実施形態の超硬合金では、実質的に上記の第３相が存在しないため、破壊の起点とならないため抗折強度が向上し、超高圧発生装置用金型などに用いた場合に寿命が向上する。
　第３相の他の例としては、η相として知られる、炭素が少ないコバルトタングステン炭化物、例えば、Ｃｏ３Ｗ３Ｃ、Ｃｏ６Ｗ６Ｃ、Ｃｏ２Ｗ４Ｃ、Ｃｏ３Ｗ９Ｃ４が挙げられる。η相は破壊の起点になりやすい。本実施形態の超硬合金はη相を含まないため、抗折強度が向上し、超高圧発生装置用金型などに用いた場合に寿命が向上する。
　超硬合金中にη相が存在するか否かは、以下の手順で確認される。超硬合金の表面を平均粒径１５０μｍダイヤモンド粒子を用いたダイヤモンドホイールで研削した後、平均粒径１μｍのダイヤモンドペーストで所定厚さずつ研摩する。研磨面をエッチングして、組織観察を行う。超凹合金中にη相が存在する場合は、η相が優先的にエッチングされた組織が確認される。
　＜ビッカース硬度＞
　本実施形態の超硬合金のビッカース硬度Ｈｖ３０は、１９５０以上が好ましい。これによると、超硬合金の耐摩耗性が向上する。該ビッカース硬度の下限は、耐摩耗性向上の観点から、１９５０以上、２０００以上、２０３０以上が好ましい。該ビッカース硬度の上限は、耐摩耗性向上の観点から、２５００以下、２３００以下、２２００以下が好ましい。該ビッカース硬度は、１９５０以上２５００以下、２０００以上２３００以下、２０３０以上２２００以下が好ましい。
　ビッカース硬度は、ＪＩＳＺ２２４４：２００９ビッカース硬さ試験に準拠して測定される。測定条件は、室温（２３℃±５℃）にて、試験荷重２９４．２Ｎ（３０ｋｇｆ、Ｈｖ３０）、保持時間２０秒である。
　＜抗折強度＞
　本実施形態の超硬合金の抗折強度は、２．８ＧＰａ以上が好ましい。これによると、超高圧発生装置用金型の寿命が向上する。抗折強度の下限は、超高圧発生装置用金型の寿命向上の観点から、２．８ＧＰａ以上、３．０ＧＰａ以上、３．２ＧＰａ以上が好ましい。該抗折強度の上限は、特に限定されないが、製造上の観点から、６．０ＧＰａ以下とすることができる。超硬合金の抗折強度は、超高圧発生装置用金型の寿命向上の観点から、２．８ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下、３．０ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下、３．２ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下が好ましい。
　上記抗折強度は、ＣＩＳ０２６Ｂ－２００７　超硬質合金の曲げ強さ（抗折力）試験方法に準拠して測定される。試験片サイズは４ｍｍ×８ｍｍ×２５ｍｍ、荷重点・支点サイズはＲ２．０ｍｍ、支点スパンは２０ｍｍである。測定温度は、室温（２３℃±５℃）である。
　＜用途＞
　本実施形態の超硬合金は、超高圧下で使用される工具に好適に用いることができる。このような工具としては、超高圧発生装置用金型、線引きダイス、押出ダイス、圧延ロール、製缶工具、鍛造用金型、粉末成型金型などが挙げられる。
　［実施形態２：超硬合金の製造方法］
　本実施形態の超硬合金は、例えば、下記の方法で製造することができる。なお、本実施形態の超硬合金は、下記以外の方法で製造されてもよい。
　本実施形態の超硬合金は、代表的には、原料粉末の準備工程、混合工程、成形工程、焼結工程、冷却工程を前記の順で行うことにより製造することができる。以下、各工程について説明する。
　≪準備工程≫
　準備工程は、超硬合金を構成する材料の全ての原料粉末を準備する工程である。原料粉末としては、第１相の原料である炭化タングステン粉末、第２相の原料であるコバルト（Ｃｏ）粉末、粒成長抑制剤として、炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）粉末及び炭化バナジウム（ＶＣ）粉末を準備する。炭化タングステン粉末、コバルト粉末、炭化クロム粉末、炭化バナジウム粉末は、市販のものを用いることができる。
　炭化タングステン粉末としては、１４００℃以上１６００℃以下の温度で炭化された炭化タングステン粉末を用いることが好ましい。該炭化タングステン粉末の粒径は、０．１～０．３μｍ程度が好ましい。これによると、焼結時の液相出現段階においてＷＣ粒子の安定性が高まって溶解と再析出が抑制され、微細な超硬合金組織が得られるとともに粗大ＷＣ粒子を生じにくくなる。この効果として粒成長抑制を目的としたＣｒ３Ｃ２やＶＣの添加量を低く抑えることができ、強度低下の要因となる超硬合金組織中への第３相の析出を抑制できる。上記のＷＣ粉末の使用により、超硬合金組織中への第３相の析出を抑制できることは、本発明者等が新たに見出したものである。本明細書において、特に規定のない限り、原料粉末の平均粒径とは、ＦＳＳＳ（ＦｉｓｈｅｒＳｕｂ－ＳｉｅｖｅＳｉｚｅｒ）法（測定装置：ＦｉｓｈｅｒＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃ社製の「ＦｉｓｈｅｒＳｕｂ－ＳｉｅｖｅＳｉｚｅｒＭｏｄｅｌ９５」（商標））により測定される平均粒径を意味する。
　なお、従来は、炭化タングステン粉末として、１１００℃以上１３５０℃以下の温度で炭化された炭化タングステン粉末を粒径０．１～０．３μｍまで粉砕したものを用いていた。この場合、炭化タングステン粉末が微粒のため、焼結時に炭化タングステンがコバルトに溶解再析出し、結果としてＷＣ粒子の粒径が大きくなり、超硬合金の硬度が低下する傾向があった。
　コバルト粉末の平均粒径は、０．４μｍ以上１．０μｍ以下（ＦＳＳＳ法）とすることができる。炭化クロム粉末の平均粒径は、０．５μｍ以上３μｍ以下（ＦＳＳＳ法）とすることができる。炭化バナジウム粉末の平均粒径は、０．５μｍ以上３μｍ以下（ＦＳＳＳ法）とすることができる。
　≪混合工程≫
　混合工程は、準備工程で準備した各原料粉末を混合する工程である。混合工程により、各原料粉末が混合された混合粉末が得られる。
　混合粉末中の炭化タングステン粉末の含有率は、例えば、９０．８８質量％以上９５．７２質量％以下とすることができる。
　混合粉末中のコバルト粉末の含有率は、例えば、４質量％以上８質量％以下とすることができる。
　混合粉末中の炭化クロム粉末の含有率は、例えば、０．２質量％以上０．７２質量％以下とすることができる。
　混合粉末中の炭化バナジウム粉末の含有率は、例えば、０．０８質量％以上０．４質量％以下とすることができる。
　混合粉末をボールミルを用いて混合する。メディア径は１ｍｍ～１０ｍｍとすることができる。回転数は１０～１２０ｒｐｍとすることができる。混合時間は２０時間以上４８時間以下とすることができる。
　混合工程の後、必要に応じて混合粉末を造粒してもよい。混合粉末を造粒することで、後述する成形工程の際にダイ又は金型へ混合粉末を充填し易い。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≫
　成形工程は、混合工程で得られた混合粉末を所定の形状に成形して、成形体を得る工程である。成形工程における成形方法及び成形条件は、一般的な方法及び条件を採用すればよく、特に問わない。所定の形状としては、例えば、超高圧発生装置用金型形状（例えば、アンビルの形状）とすることが挙げられる。
　≪焼結工程≫
　焼結工程は、成形工程で得られた成形体を焼結して、超硬合金を得る工程である。本実施形態の超硬合金の製造方法においては、焼結温度は１３４０～１４５０℃、焼結時間は３０～１８０分とすることができる。これによると、粗大炭化タングステン粒子の発生が抑制される。その後、１３４０～１４５０℃、１０ＭＰａ～２００ＭＰａ、０．５～２時間の条件でＨＩＰ処理を行っても良い。
　≪冷却工程≫
　冷却工程は、焼結完了後の超硬合金を冷却する工程である。冷却速度は２℃／分～１０℃／分とすることが好ましい。これによると、異常粒成長が抑制される。
　上記の工程により、本実施形態の超硬合金を得ることができる。これは、本発明者らが鋭意検討の結果、新たに見いだしたものである。
［実施形態２：超高圧発生装置用金型］
　本実施形態の超高圧発生装置用金型は、実施形態１の超硬合金からなる。超高圧発生装置用金型としては、例えば、アンビル、ピストンが挙げられる。本実施形態の超高圧発生装置用金型は、超高圧下においても、長い工具寿命を有することができる。
　［付記１］
　本開示の超硬合金において、
　前記第１相の面積比率は、８６．５面積％以上９２．５面積％以下であり、
　前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であることが好ましい。
　［付記２］
　本開示の超硬合金において、
　前記第１相の面積比率は、８８．５面積％以上９２．５面積％以下であり、
　前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１１．５面積％以下であることが好ましい。
　［付記３］
　本開示の超硬合金のビッカース硬度Ｈｖ３０は、１９５０以上２５００以下が好ましい。
　［付記４］
　本開示の超硬合金の抗折強度は、２．８ＧＰａ以上５．０ＧＰａ以下が好ましい。
　［付記５］
　本開示の超硬合金は、η相を含まないことが好ましい。
　［付記６］
　本開示の超硬合金において、第２相のコバルト含有率は、８５質量％以上１００質量％以下が好ましい。
　本実施の形態を実施例によりさらに具体的に説明する。ただし、これらの実施例により本実施の形態が限定されるものではない。
　＜超硬合金の作製＞
　第１相及び第２相の面積比率、第２相の個数、炭化タングステン粒子の平均粒径、Ｃｏ含有率、Ｃｒ含有率及びＶ含有率が異なる種々の超硬合金を作製し、合金特性を測定した。試験に用いた超硬合金は、以下のように作製した。
　炭化タングステン粉末（平均粒径０．１～０．２μｍ、炭化温度１４００℃）又は炭化タングステン粉末（平均粒径０．１～０．２μｍ、炭化温度１４００℃未満）、並びに、コバルト（Ｃｏ）粉末（平均粒径０．８μｍ）、炭化クロム（Ｃｒ３Ｃ２）粉末（平均粒径１．０μｍ）及び炭化バナジウム（ＶＣ）粉末（平均粒径０．９μｍ）を準備した。試料１－１～試料１－５では、炭化温度１４００℃未満の上記炭化タングステン粉末を用いた。その他の試料では、炭化温度１４００℃の上記炭化タングステン粉末を用いる。これらの粉末をボールミルを用いて混合して混合粉末を得る。メディア径は６ｍｍ、回転数は６０ｒｐｍとし、２０時間湿式混合する。混合粉末中の各粉末の含有率は、焼結後の超硬合金中のＣｏ、Ｃｒ、Ｖ及びＷＣの含有量が、表１及び表２の「Ｃｏ（質量％）」、「Ｃｒ（質量％）」、「Ｖ（質量％）」、「ＷＣ（質量％）」、となるように調整した。
　上記の混合粉末を、１０００ｋｇ／ｃｍ２の圧力にてプレス成形し、真空中で１３５０℃まで昇温し、１３５０℃で１時間焼結を行った。その後、１３５０℃、１００ＭＰａ、１時間の条件でＨＩＰ処理を施し、続いて、冷却速度１０℃／分で２０℃まで冷却して、各試料の超硬合金（幅１５ｍｍ×長さ１５ｍｍ×厚さ１０ｍｍ）を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜評価＞
　≪Ｃｏ、Ｃｒ、Ｖの含有率≫
　各試料において、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｖの含有率を測定した。測定方法は実施形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１及び表２の「Ｃｏ（質量％）」、「Ｃｒ（質量％）」、「Ｖ（質量％）欄に示す。これらの値に基づき、「コバルトに対するクロムの質量基準の百分率（Ｃｒ／Ｃｏ）」及び「コバルトに対するバナジウムの質量基準の百分率（Ｖ／Ｃｏ）」を算出した。結果を表１及び表２の「Ｃｒ／Ｃｏ（％）」及び「Ｖ／Ｃｏ（％）」欄に示す。「ＷＣ（質量％）」欄における「残」とは、超硬合金全体１００質量％から、Ｃｏ含有率、Ｃｒ含有率及びＶ含有率の合計を減じた値が、ＷＣの含有率であることを示す。例えば、試料１では、ＷＣ含有率は９５．００質量％である。
　≪第１相及び第２相の面積比率、及び、第２相の個数≫
　各試料において、第１相及び第２相の面積比率、第２相の個数を測定した。測定方法は実施形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１及び表２の「第１相面積比率（面積％）」、「第２相面積比率（面積％）」、「第２相個数」欄に示す。
　≪第２相のコバルト含有率≫
　各試料において、第２相のコバルト以外の元素の含有率をＩＣＰで測定し、その値を第２相全体（１００質量％）から減じることにより、第２相のコバルト含有率を測定した。全ての試料において、第２相のコバルト含有率は、８５質量％以上であることが確認された。
　≪ビッカース硬度Ｈｖ３０≫
　各試料において、ビッカース硬度（Ｈｖ３０）を測定した。測定方法は実施形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１及び表２の「硬度　Ｈｖ３０」欄に示す。
　≪抗折強度≫
　得られた超硬合金において、抗折強度を測定した。測定方法は実施形態１に記載されているため、その説明は繰り返さない。結果を表１及び表２の「抗折強度（ＧＰａ）」欄に示す。
　≪寿命≫
　各試料の超硬合金を用いて、８個の立方体で構成されるマルチアンビルを作製し、該マルチアンビルを用いてグラファイト粉末に対して１６ＧＰａ及び２２００℃の条件下で高温高圧処理を行い、ダイヤモンドを作製した。各試料において、同一のマルチアンビルを用いて上記のダイヤモンドの作製を複数回行い、１個以上のマルチアンビルに破損が生じた場合の作製回数を工具寿命とした。例えば、５回目のダイヤモンドの作製時に１個以上のマルチアンビルに破損が生じた場合は、工具寿命は５回となる。試料１－１の工具寿命を１．０とした場合の、各試料の工具寿命の割合を表１及び表２の「寿命」欄に示す。例えば、試料１は寿命が「１１．０」である。これは、試料１の工具寿命が、試料１－１の工具寿命の１１倍であることを意味する。
　≪考察≫
　試料１～試料２３は実施例に該当する。試料１－１～試料１－８及び試料２－１～試料２－１３は比較例に該当する。試料１～試料２３（実施例）は、試料１－１～試料１－８及び試料２－１～試料２－１３（比較例）に比べて、寿命が長いことが確認された。これは、試料１～試料２３（実施例）では、ＷＣ粒子の粒成長を抑制するＣｒ及びＶの含有量が適度であるため、組織が微細化しているとともに、破壊の起点となり得る第３相が生成されておらず、破壊が生じ難いためと推察される。
　表１及び表２に示されるように、試料１～試料１６は、第２相の個数が１０００個以上であり、従来合金に該当する試料１－１～試料１－５の第２相の個数（７０２～８０１個）に比べると、数が多く、非常に微細な組織が得られていることがわかる。試料１－１～試料１－５では、使用する原料のＷＣ粒子の炭化温度が１４００℃未満であるため、微細な組織が得られず、組織上は第２相の個数が少ない。
　試料１－６は、Ｃｒ／Ｃｏが小さく、微細組織が得られず工具寿命が不十分であった。
　試料１－７は、Ｖ／Ｃｏが小さく、微細組織が得られず工具寿命が不十分であった。
　試料１－８は、Ｖ／Ｃｏが大きく、抗折強度が不足するため工具寿命が不十分であった。
　従来合金に該当する試料２－１～２－６では、Ｃｒ／Ｃｏ及び／又はＶ／Ｃｏが過剰であるため、微細な組織を得られたが、Ｃｒ／Ｃｏ及び／又はＶ／Ｃｏが過剰であるため抗折強度又は硬度が低い傾向にあり、超高圧金型に使用した際に寿命が短くなることが確認された。
　試料２－７は、第２相の面積比率が小さく、抗折強度が低いため、工具寿命が不十分であった。
　試料２－８は、第２相の面積比率が大きく、硬度が不足するため、工具寿命が不十分であった。
　試料２－９は、Ｃｒ／Ｃｏが小さく、微細組織が得られず、硬度が不足するため、工具寿命が不十分であった。
　試料２－１０は、微細組織が得られず硬度が不足するため、工具寿命が不十分であった。
　試料２－１１は、微細組織が得られず硬度が不足するため、工具寿命が不十分であった。
　試料２－１２は、Ｃｒ／Ｃｏが大きく、硬度が不足するため工具寿命が不十分であった。
　試料２－１３は、Ｖ／Ｃｏが大きく、硬度が不足するため工具寿命が不十分であった。
　以上のように本開示の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (10)

  1. 　複数の炭化タングステン粒子からなる第１相と、コバルトを含む第２相と、を備える超硬合金であって、
    　前記超硬合金は、クロム及びバナジウムを含み、
    　前記コバルトに対する前記クロムの質量基準の百分率は、５％以上９％以下であり、
    　前記コバルトに対する前記バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上５％以下であり、
    　前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１３．５面積％以下であり、
    　前記第２相の個数は１０００個以上であり、
    　前記第２相の面積比率及び前記第２相の個数は、前記超硬合金の断面の走査型電子顕微鏡像に対して画像処理を行うことにより、１０１μｍ２の測定視野において測定される、超硬合金。
  2. 　前記第２相の面積比率は、７．５面積％以上１１．５面積％以下である、請求項１に記載の超硬合金。
  3. 　前記超硬合金のコバルト含有率は、４質量％以上８質量％以下である、請求項１又は請求項２に記載の超硬合金。
  4. 　前記コバルトに対する前記クロムの質量基準の百分率は、７％以上８％以下である、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の超硬合金。
  5. 　前記コバルトに対する前記バナジウムの質量基準の百分率は、２％以上４％以下である、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の超硬合金。
  6. 　前記第２相の個数は１０００個以上１１００個以下である、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の超硬合金。
  7. 　前記炭化タングステン粒子の平均粒径は、０．０５μｍ以上０．３μｍ以下である、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の超硬合金。
  8. 　前記第１相の面積比率は、８６．５面積％以上９２．５面積％以下である、請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の超硬合金。
  9. 　前記超硬合金は、前記第１相と、前記第２相とからなる、請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の超硬合金。
  10. 　請求項１から請求項９のいずれか１項に記載の超硬合金からなる超高圧発生装置用金型。
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