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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024092850
(43)【公開日】2024-07-08
(54)【発明の名称】被覆超硬合金
(51)【国際特許分類】
C22C 29/08 20060101AFI20240701BHJP
B23B 27/14 20060101ALI20240701BHJP
C04B 35/56 20060101ALI20240701BHJP
C22C 1/051 20230101ALN20240701BHJP
【ＦＩ】
C22C29/08
B23B27/14 A
C04B35/56 260
C22C1/051 G
【審査請求】未請求
【請求項の数】7
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022209045
(22)【出願日】2022-12-26
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第２項適用申請有り 令和４年５月１０日に講演概要集のウェブサイト掲載による公開 令和４年５月２４日に一般社団法人粉体粉末冶金協会の２０２２年度春季大会にて発表
(71)【出願人】
【識別番号】000221144
【氏名又は名称】株式会社タンガロイ
(74)【代理人】
【識別番号】100079108
【弁理士】
【氏名又は名称】稲葉 良幸
(74)【代理人】
【識別番号】100109346
【弁理士】
【氏名又は名称】大貫 敏史
(74)【代理人】
【識別番号】100117189
【弁理士】
【氏名又は名称】江口 昭彦
(74)【代理人】
【識別番号】100134120
【弁理士】
【氏名又は名称】内藤 和彦
(72)【発明者】
【氏名】▲徳▼増 旭俊
(72)【発明者】
【氏名】大理 伸哉
(72)【発明者】
【氏名】原 宏樹
【テーマコード（参考）】
3C046
4K018
【Ｆターム（参考）】
3C046FF03
3C046FF09
3C046FF10
3C046FF13
3C046FF16
3C046FF21
3C046FF23
3C046FF24
3C046FF25
4K018AB02
4K018AB03
4K018AC01
4K018AD06
4K018BA04
4K018BA09
4K018BA13
4K018BA20
4K018CA02
4K018CA11
4K018DA22
4K018DA29
4K018DA32
4K018FA06
4K018FA24
4K018KA15
(57)【要約】
【課題】耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を向上させた被覆超硬合金を提供する。
【解決手段】超硬合金からなる基体と、基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、超硬合金が硬質相と結合相とを含み、硬質相の含有割合は超硬合金に対し８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、結合相の含有割合は超硬合金に対し５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、硬質相はＷＣからなる第１硬質相を含み、結合相はＣｏとＮｉとＦｅとＣｒ及びＭｏのうち１種以上とを含み、結合相はＫ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1で表されるＫ1の値が０以上０．１５未満である第１領域と０．１５以上０．３０未満である第２領域と０．３０以上である第３領域とからなり、第３領域の含有割合は結合相に対し１０％以上４０％以下であり、超硬合金の全体においてＫ2＝ｍFE／Ｎで表されるＫ2の値が０．０５以上０．３５以下である、被覆超硬合金。
【選択図】なし
【解決手段】超硬合金からなる基体と、基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、超硬合金が硬質相と結合相とを含み、硬質相の含有割合は超硬合金に対し８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、結合相の含有割合は超硬合金に対し５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、硬質相はＷＣからなる第１硬質相を含み、結合相はＣｏとＮｉとＦｅとＣｒ及びＭｏのうち１種以上とを含み、結合相はＫ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1で表されるＫ1の値が０以上０．１５未満である第１領域と０．１５以上０．３０未満である第２領域と０．３０以上である第３領域とからなり、第３領域の含有割合は結合相に対し１０％以上４０％以下であり、超硬合金の全体においてＫ2＝ｍFE／Ｎで表されるＫ2の値が０．０５以上０．３５以下である、被覆超硬合金。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
超硬合金からなる基体と、前記基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、
前記超硬合金が、硬質相と結合相とを含み、
前記硬質相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、
前記結合相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、
前記硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、
前記結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、
前記結合相は、下記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、前記結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、前記結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、前記結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
前記第３領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、
前記超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である、
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、前記超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、前記超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、前記超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、前記超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、前記超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、前記超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
被覆超硬合金。
前記超硬合金が、硬質相と結合相とを含み、
前記硬質相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、
前記結合相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、
前記硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、
前記結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、
前記結合相は、下記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、前記結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、前記結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、前記結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
前記第３領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、
前記超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である、
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、前記超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、前記超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、前記超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、前記超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、前記超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、前記超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
被覆超硬合金。
【請求項2】
前記結合相が、Ｍｎ元素をさらに含む、
請求項１に記載の被覆超硬合金。
請求項１に記載の被覆超硬合金。
【請求項3】
前記第３領域の全体において、前記式（１）で表されるＫ1の平均値が、０．３５以上０．４５以下である、請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
【請求項4】
前記第２領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、０％以上３５％以下である、請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
【請求項5】
前記第１領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、４５％以上９０％未満である、請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
【請求項6】
前記結合相の全体において、下記式（５）で表されるＫ3の平均値をＸ、前記第１領域における前記Ｋ3の平均値をＹ、前記第３領域における前記Ｋ3の平均値をＺ、としたとき、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たし、
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
下記式（７）で表されるＫ4は０．０１以上０．１５以下である、
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
下記式（７）で表されるＫ4は０．０１以上０．１５以下である、
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
【請求項7】
前記被覆層が、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、及びＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる１種以上の元素と、を含む単層又は積層であり、
前記被覆層全体の平均厚さは、２．０μｍ以上５．０μｍ以下である、請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
前記被覆層全体の平均厚さは、２．０μｍ以上５．０μｍ以下である、請求項１又は２に記載の被覆超硬合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、被覆超硬合金に関するものである。
【背景技術】
【0002】
航空機部品等に使用されるチタン合金、並びに発電機用のタービンブレードに使用されるニッケル基耐熱合金及びコバルト基耐熱合金のような難削材を、切削加工により加工する機会が増えている。ニッケル基耐熱合金及びコバルト基耐熱合金のような熱伝導率が低い難削材の切削加工においては、切削温度が高くなりやすい。そのような高温の加工においては、切削工具の刃先の強度が低下することにより欠損が生じるため、これまでの一般鋼の加工よりも工具寿命が極端に短くなる。そこで、そのような難削材の切削加工においても切削工具の長寿命を達成するために、切削工具の高温強度を高めることが要求されている。
【0003】
そのような要求に対し、近年、超硬合金を用いた切削工具が提案されている。例えば、特許文献１には、第１硬質相及び結合相を含む超硬合金であって、第１硬質相はＷＣからなり、結合相は、Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｒの３種の元素、又はＣｏ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの４種の元素から構成され、超硬合金中のＣｏ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量について所定の条件を満たし、さらに、超硬合金中においてＣｒ及びＭｏのリッチ粒子が占める面積の割合が１％未満になるようにすることで、超硬合金の耐熱性及び耐欠損性が向上することが開示されている。
【0004】
また、特許文献２には、炭化タングステン基の硬質金属基材と被膜とからなる切削工具インサートにおいて、上記硬質金属が、固溶元素に加えて３５～６５ｗｔ％のＦｅと残部Ｎｉとからなるバインダー相とを有することで、機械加工において、Ｃｏバインダー相を有する当業界のインサートの従来状態と同様の良好な性能が得られる旨が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】国際公開第２０２０／０９０２８０号
【特許文献2】特表２００４－５１６９４８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
このように、近年では結合相においてＣｒ、Ｍｏ、又はＦｅを添加することが試みられているが、そのような結合相を有する超硬合金は、耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を全て優れたものとすることが困難である。例えば、Ｃｒ及びＭｏを多く含む領域の割合を単に小さくすると、Ｃｒ及びＭｏの添加による効果が十分に発揮されない傾向にあり、また、Ｆｅを含まない場合は、耐摩耗性及び耐塑性変形性が十分でない可能性がある等、その制御において更なる改善の余地がある。
【0007】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を向上させた被覆超硬合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者は、上記課題を解決するため鋭意研究をした結果、超硬合金において、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＭｎの含有割合を所定の基準により制御することで、被覆超硬合金が耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性に優れたものとなることを見出し、本発明を完成するに至った。
【0009】
すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］
超硬合金からなる基体と、前記基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、
前記超硬合金が、硬質相と結合相とを含み、
前記硬質相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、
前記結合相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、
前記硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、
前記結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、
前記結合相は、下記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、前記結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、前記結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、前記結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
前記第３領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、
前記超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である、
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、前記超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、前記超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、前記超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、前記超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、前記超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、前記超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
被覆超硬合金。
［２］
前記結合相が、Ｍｎ元素をさらに含む、
［１］に記載の被覆超硬合金。
［３］
前記第３領域の全体において、前記式（１）で表されるＫ1の平均値が、０．３５以上０．４５以下である、［１］又は［２］に記載の被覆超硬合金。
［４］
前記第２領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、０％以上３５％以下である、［１］～［３］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［５］
前記第１領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、４５％以上９０％未満である、［１］～［４］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［６］
前記結合相の全体において、下記式（５）で表されるＫ3の平均値をＸ、前記第１領域における前記Ｋ3の平均値をＹ、前記第３領域における前記Ｋ3の平均値をＺ、としたとき、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たし、
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
下記式（７）で表されるＫ4は０．０１以上０．１５以下である、
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
［１］～［５］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［７］
前記被覆層が、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、及びＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる１種以上の元素と、を含む単層又は積層であり、
前記被覆層全体の平均厚さは、２．０μｍ以上５．０μｍ以下である、［１］～［６］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［１］
超硬合金からなる基体と、前記基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、
前記超硬合金が、硬質相と結合相とを含み、
前記硬質相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、
前記結合相の含有割合は、前記超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、
前記硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、
前記結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、
前記結合相は、下記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、前記結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、前記結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、前記結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
前記第３領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、
前記超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である、
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、前記超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、前記超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、前記超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、前記超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、前記超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、前記超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
被覆超硬合金。
［２］
前記結合相が、Ｍｎ元素をさらに含む、
［１］に記載の被覆超硬合金。
［３］
前記第３領域の全体において、前記式（１）で表されるＫ1の平均値が、０．３５以上０．４５以下である、［１］又は［２］に記載の被覆超硬合金。
［４］
前記第２領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、０％以上３５％以下である、［１］～［３］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［５］
前記第１領域の含有割合は、前記結合相の全体１００％に対して、４５％以上９０％未満である、［１］～［４］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［６］
前記結合相の全体において、下記式（５）で表されるＫ3の平均値をＸ、前記第１領域における前記Ｋ3の平均値をＹ、前記第３領域における前記Ｋ3の平均値をＺ、としたとき、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たし、
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、前記結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、前記結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、前記結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
下記式（７）で表されるＫ4は０．０１以上０．１５以下である、
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
［１］～［５］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
［７］
前記被覆層が、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、及びＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる１種以上の元素と、を含む単層又は積層であり、
前記被覆層全体の平均厚さは、２．０μｍ以上５．０μｍ以下である、［１］～［６］のいずれか１つに記載の被覆超硬合金。
【発明の効果】
【0010】
本発明によれば、耐摩耗性、耐塑性変形性及び耐欠損性が向上した超硬合金及び被覆超硬合金を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0011】
以下、本発明を実施するための形態（以下、単に「本実施形態」という。）について詳細に説明するが、本発明は下記本実施形態に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形が可能である。
【0012】
［被覆超硬合金］
本実施形態の被覆超硬合金は、超硬合金からなる基体と、基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、
超硬合金が、硬質相と結合相とを含み、
硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、
結合相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、
硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、
結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、
結合相は、下記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
第３領域の含有割合（以下、「含有割合Ｃ」とも表記する。）は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、
超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である。
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
本実施形態の被覆超硬合金は、超硬合金からなる基体と、基体の表面に形成された被覆層と、を備える被覆超硬合金であって、
超硬合金が、硬質相と結合相とを含み、
硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、
結合相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、
硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、
結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、
結合相は、下記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
第３領域の含有割合（以下、「含有割合Ｃ」とも表記する。）は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、
超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である。
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
【0013】
このような被覆超硬合金が、耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を向上させたものとなる要因は、詳細には明らかでないが、下記のように推定される。ただし、要因は下記に限定されない。
硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上であると、超硬合金の硬さが向上して耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、９５．０体積％以下であると、結合相の割合が高くなり超硬合金の靭性が向上して耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上して耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。
結合相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上であると、超硬合金の靭性が向上し耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上することで耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。結合相の含有割合が超硬合金１００体積％に対して、２０．０体積％以下であると、硬質相の割合が高くなることで超硬合金の硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。
硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含むことにより、超硬合金の硬さが向上し耐摩耗性が向上する。
結合相が、Ｎｉ元素を含むことにより、Ｃｒ元素及びＭｏ元素の炭化物の析出が抑制され、上記第３領域を形成することが容易になる。結合相が、Ｆｅ元素を含むことにより、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。結合相がＣｒ元素及びＭｏ元素の少なくとも１種を含むことにより、超硬合金の耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。
また、結合相の全体１００％に対して、含有割合Ｃが１０％以上であると、超硬合金の耐熱性が向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。結合相の全体１００％に対して、含有割合Ｃが４０％以下であると、超硬合金の靭性が向上し、耐欠損性が向上する。
超硬合金において、上記式（３）で表されるＫ2の値が０．０５以上であると、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。また、Ｋ2の値が０．３５以下であると、靭性が向上し、耐欠損性が向上する。
これらの効果が相俟って、本実施形態の被覆超硬合金は耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を向上させたものとなる。
なお、本実施形態においてＫ1及びＫ2は、それぞれ後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上であると、超硬合金の硬さが向上して耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、９５．０体積％以下であると、結合相の割合が高くなり超硬合金の靭性が向上して耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上して耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。
結合相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上であると、超硬合金の靭性が向上し耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上することで耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。結合相の含有割合が超硬合金１００体積％に対して、２０．０体積％以下であると、硬質相の割合が高くなることで超硬合金の硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。
硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含むことにより、超硬合金の硬さが向上し耐摩耗性が向上する。
結合相が、Ｎｉ元素を含むことにより、Ｃｒ元素及びＭｏ元素の炭化物の析出が抑制され、上記第３領域を形成することが容易になる。結合相が、Ｆｅ元素を含むことにより、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。結合相がＣｒ元素及びＭｏ元素の少なくとも１種を含むことにより、超硬合金の耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。
また、結合相の全体１００％に対して、含有割合Ｃが１０％以上であると、超硬合金の耐熱性が向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。結合相の全体１００％に対して、含有割合Ｃが４０％以下であると、超硬合金の靭性が向上し、耐欠損性が向上する。
超硬合金において、上記式（３）で表されるＫ2の値が０．０５以上であると、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。また、Ｋ2の値が０．３５以下であると、靭性が向上し、耐欠損性が向上する。
これらの効果が相俟って、本実施形態の被覆超硬合金は耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を向上させたものとなる。
なお、本実施形態においてＫ1及びＫ2は、それぞれ後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
【0014】
［超硬合金］
超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値は、０．０５以上０．３５以下である。Ｋ2の値が０．０５以上であると、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。また、Ｋ2の値が０．３５以下であると、靭性が向上し、耐欠損性が向上する。同様の観点から、Ｋ2の値は、０．１７以上０．３０以下であることが好ましく、０．１９以上０．２５以下であることがより好ましい。
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
超硬合金の全体において、下記式（３）で表されるＫ2の値は、０．０５以上０．３５以下である。Ｋ2の値が０．０５以上であると、硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。また、Ｋ2の値が０．３５以下であると、靭性が向上し、耐欠損性が向上する。同様の観点から、Ｋ2の値は、０．１７以上０．３０以下であることが好ましく、０．１９以上０．２５以下であることがより好ましい。
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
【0015】
上記式（４）で表されるＮ（以下、「合計原子比Ｎ」とも表記する。）に対するＣｒ元素の原子比であるｍCR／Ｎは、特に限定されないが、例えば、０．００以上０．２５以下である。本発明による効果を一層有効かつ確実に奏する観点から、ｍCR／Ｎが０．０７以上０．２３以下であると好ましく、０．１０以上０．１９以下であるとより好ましい。
【0016】
合計原子比Ｎに対するＭｏ元素の原子比であるｍMO／Ｎは、特に限定されないが、例えば、０．００以上０．２５以下である。本発明による効果を一層有効かつ確実に奏する観点からは、ｍMO／Ｎが０．０７以上０．１９以下であると好ましく、０．０９以上０．１７以下であるとより好ましい。
【0017】
合計原子比Ｎに対するＣｏ元素の原子比であるｍCO／Ｎは、特に限定されないが、例えば、０．１０以上０．５０以下である。本発明による効果を一層有効かつ確実に奏する観点からは、ｍCO／Ｎが０．１５以上０．４６以下であると好ましく、０．２６以上０．４０以下であるとより好ましい。
【0018】
合計原子比Ｎに対するＮｉ元素の原子比であるｍNI／Ｎは、特に限定されないが、例えば、０．０５以上０．３５以下である。本発明による効果を一層有効かつ確実に奏する観点からは、ｍNI／Ｎが０．１０以上０．３０以下であると好ましく、０．１４以上０．２４以下であるとより好ましい。
【0019】
合計原子比Ｎに対するＭｎ元素の原子比であるｍMN／Ｎは、特に限定されないが、例えば、０．００以上０．１０以下である。本発明による効果を一層有効かつ確実に奏する観点からは、ｍMN／Ｎが０．０４以上０．０９以下であると好ましく、０．０４以上０．０８以下であるとより好ましい。
【0020】
［結合相］
本実施形態の結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上、を含み、上記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、上記第３領域の含有割合は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下である。
本実施形態の結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上、を含み、上記式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、上記第３領域の含有割合は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下である。
【0021】
本実施形態の結合相は、Ｍｎ元素をさらに含むと好ましい。結合相がＭｎ元素を更に含むことにより、脱酸素効果が生じることで超硬合金の焼結性が向上する傾向にあり、耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。
【0022】
上記第１領域の含有割合（以下、「含有割合Ａ」とも表記する。）は、結合相の全体１００％に対して、４５％以上９０％未満であると好ましい。含有割合Ａが４５％以上であることにより超硬合金の靭性が向上し耐欠損性が向上する傾向にあり、含有割合Ａが９０％未満であることにより超硬合金の耐熱性が向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する傾向にある。同様の観点から、含有割合Ａは、結合相の全体１００％に対して、５４％以上７８％以下であるとより好ましく、５５％以上７１％以下であると更に好ましい。
【0023】
上記第２領域の含有割合（以下、「含有割合Ｂ」とも表記する。）は、結合相の全体１００％に対して、０％以上３５％以下であると好ましい。含有割合Ｂが上記範囲であれは、焼結が十分であることを示し、耐摩耗性及び耐欠損性に優れる傾向にある。同様の観点から、含有割合Ｂは、結合相の全体１００％に対して、０％以上３０％以下であるとより好ましく、０％以上２０％以下であると更に好ましい。
【0024】
上記第３領域の含有割合（含有割合Ｃ）は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下である。含有割合Ｃが１０％以上であると、超硬合金の耐熱性が向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。含有割合Ｃが４０％以下であると、超硬合金の靭性が向上し、耐欠損性が向上する。同様の観点から、同様の観点から、含有割合Ｃは、結合相の全体１００％に対して、１２％以上３９％以下であるとより好ましく、１４％以上３３％以下であると更に好ましく、２０％以上３３％以下であるとより更に好ましい。
なお、本実施形態において各領域の含有割合は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
なお、本実施形態において各領域の含有割合は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
【0025】
第３領域の全体において、式（１）で表されるＫ1の平均値が、０．３５以上０．４５以下であると好ましい。第３領域の全体におけるＫ1の平均値が０．３５以上であると、結合相の耐熱性が向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する傾向にある。また、第３領域の全体におけるＫ1の平均値が０．４５以下であると、結合相の靭性が向上し、耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、上記平均値は、０．３６以上０．４４以下であるとより好ましく、０．３７以上０．４３以下であると更に好ましい。
なお、本実施形態において、第３領域の全体におけるＫ1の平均値は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
なお、本実施形態において、第３領域の全体におけるＫ1の平均値は、後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
【0026】
本実施形態の超硬合金は、結合相の全体において、下記式（５）で表されるＫ3の平均値をＸ、第１領域におけるＫ3の平均値をＹ、第３領域におけるＫ3の平均値をＺ、としたとき、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たし、下記式（７）で表されるＫ4は０．０１以上０．１５以下であることが好ましい。Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たすことにより、超硬合金が耐摩耗性及び耐欠損性に優れる傾向にある。
また、式（７）で表されるＫ4が０．０１以上であることで、結合相の耐熱性及び靭性のバランスに優れる傾向にあり、超硬合金の耐摩耗性及び耐欠損性に優れる。さらに、式（７）で表されるＫ4が０．１５以下であると、製造の容易になる傾向にある。このような観点から、式（７）で表されるＫ4は、０．０２以上０．１４以下であるとより好ましく、０．０３以上０．１２以下であると更に好ましい。
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
なお、本実施形態において、上記Ｋ3及びＫ4は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
また、式（７）で表されるＫ4が０．０１以上であることで、結合相の耐熱性及び靭性のバランスに優れる傾向にあり、超硬合金の耐摩耗性及び耐欠損性に優れる。さらに、式（７）で表されるＫ4が０．１５以下であると、製造の容易になる傾向にある。このような観点から、式（７）で表されるＫ4は、０．０２以上０．１４以下であるとより好ましく、０．０３以上０．１２以下であると更に好ましい。
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
なお、本実施形態において、上記Ｋ3及びＫ4は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
【0027】
本実施形態において、結合相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下である。結合相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上であると、超硬合金の靭性が向上し耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上することで耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。結合相の含有割合が超硬合金１００体積％に対して、２０．０体積％以下であると、硬質相の割合が高くなることで超硬合金の硬さが向上し、耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。同様の観点から、結合相の含有割合が、６．０体積％以上１７．０体積％以下であると好ましく、７．０体積％以上１５．０体積％以下であるとより好ましい。
なお、結合相の含有割合は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
なお、結合相の含有割合は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
【0028】
［第１硬質相］
本実施形態の超硬合金は、ＷＣ（炭化タングステン）からなる第１硬質相を有する。ＷＣからなる第１硬質相を含むことにより、超硬合金の硬さが向上し耐摩耗性が向上する。
本実施形態の超硬合金は、ＷＣ（炭化タングステン）からなる第１硬質相を有する。ＷＣからなる第１硬質相を含むことにより、超硬合金の硬さが向上し耐摩耗性が向上する。
【0029】
第１硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であると好ましい。第１硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上であると、超硬合金の硬さが向上して耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する傾向にある。また、第１硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、９５．０体積％以下であると、結合相の割合が高くなり超硬合金の靭性が向上して耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上して耐摩耗性及び耐欠損性が向上する傾向にある。同様の観点から、第１硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８１．０体積％以上９４．０体積％以下であるとより好ましく、８２．０体積％以上９３．０体積％以下であると更に好ましい。
【0030】
［第２硬質相］
本実施形態の硬質相は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＭｏからなる群より選ばれる１種以上の元素の、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種からなる第２硬質相を含んでいてもよい。また、第２硬質相には、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、及びＺｒＣからなる群より選択される少なくとも１種を含んでいてもよく、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、及びＴｉＣからなる群より選択される少なくとも１種を含んでいてもよい。
本実施形態の硬質相は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＭｏからなる群より選ばれる１種以上の元素の、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種からなる第２硬質相を含んでいてもよい。また、第２硬質相には、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、及びＺｒＣからなる群より選択される少なくとも１種を含んでいてもよく、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、及びＴｉＣからなる群より選択される少なくとも１種を含んでいてもよい。
【0031】
上述した第２硬質相の含有割合は、特に限定されず、例えば、超硬合金１００体積％に対して、０．５体積％以上５．０体積％以下であってもよく、０．５体積％以上２．０体積％以下であってもよい。
なお、本実施形態において、各相の割合は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
なお、本実施形態において、各相の割合は後述の実施例に記載の方法により測定することができる。
【0032】
本実施形態の超硬合金は、上記の第１硬質相、及び結合相を有しており、さらに第２硬質相を有していてもよい。また、超硬合金は、第１硬質相、結合相、及び第２硬質相以外の異なる相を更に有していてもよい。そのような相は、特に限定されないが、例えば、第１硬質相、結合相、及び第２硬質相のいずれの相にも固溶しなかった金属元素からなる相が挙げられる。本実施形態の超硬合金は、本発明の効果を一層有効かつ確実に奏する観点から、第１硬質相、及び結合相からなるか、第１硬質相、結合相、及び第２硬質相からなることが好ましい。
【0033】
本実施形態の超硬合金が、いずれの相を有するかを確かめるためには、例えば、下記の方法を用いればよい。超硬合金内部の任意の断面組織（例えば、表面から、内部に向かって深さ１００μｍ以上の位置の断面組織）を、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて１０００～１００００倍で観察し、ＳＥＭ像においてその断面組織における相構成を確認する。その後、ＳＥＭ像において互いに異なる相と認められる相のそれぞれについて、ＥＤＳを用いて組成を測定する。その結果から、その断面組織が、いずれの相を有するかを確かめることができる。なお、主成分が炭化タングステン（ＷＣ）である相を第１硬質相とし、また、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＭｏからなる群より選ばれる１種以上の元素の、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種からなる相を第２硬質相とする。また、硬質相間を結合する相であって、Ｃｏと、Ｎｉと、Ｃｒ及びＭｏのうち１種以上と、を含む相を結合相とする。硬質相間を結合する相とは、例えば、超硬合金が硬質相を島とした海島構造のような相構成である場合に、いわゆる海とされる相のことである。したがって、このような場合、比較的連続した結合相の中に、不連続に硬質相が存在することとなる。上述したＳＥＭ像による観察と、ＥＤＳによる組成の測定とを、少なくとも３つの断面組織について行い、いずれの観察においても、第１硬質相、結合相、及び第２硬質相とは異なる相が観察されなかった場合、その超硬合金は第１硬質相、結合相、及び第２硬質相からなるものであるとする。
【0034】
本実施形態において、硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下である。硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上であると、超硬合金の硬さが向上して耐摩耗性及び耐塑性変形性が向上する。硬質相の含有割合が、超硬合金１００体積％に対して、９５．０体積％以下であると、結合相の割合が高くなり超硬合金の靭性が向上して耐欠損性が向上するとともに、超硬合金の焼結性が向上して耐摩耗性及び耐欠損性が向上する。同様の観点から、硬質相の含有割合が、８３．０体積％以上９４．０体積％以下であると好ましく、８５．０体積％以上９３．０体積％以下であるとより好ましい。
【0035】
［被覆層］
本実施形態の被覆超硬合金は、上記の超硬合金と、該超硬合金の表面に配置される被覆層とを有する。かかる被覆超硬合金は、本実施形態の超硬合金の表面に被覆層を配置することにより、耐摩耗性を一層向上させる。ここで、被覆層は、単層の化合物からなる層（以下、単に「化合物層」とも表記する。）であってもよく、組成の異なる化合物層が２層以上積層した構造であってもよい。
本実施形態の被覆超硬合金は、上記の超硬合金と、該超硬合金の表面に配置される被覆層とを有する。かかる被覆超硬合金は、本実施形態の超硬合金の表面に被覆層を配置することにより、耐摩耗性を一層向上させる。ここで、被覆層は、単層の化合物からなる層（以下、単に「化合物層」とも表記する。）であってもよく、組成の異なる化合物層が２層以上積層した構造であってもよい。
【0036】
本実施形態に用いる被覆層は、超硬合金の表面を被覆するものであれば特に限定されず、被覆切削工具の被覆層として使用されるものであってもよい。その中でも、被覆層は、好ましくはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、及びＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｃ、Ｎ、Ｏ、及びＢからなる群より選ばれる１種以上の元素と、を含む単層又は積層である。より好ましくは、被覆層はＴｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、及びＳｉからなる群より選ばれる１種以上の元素と、Ｃ及びＮからなる群より選ばれる１種以上の元素と、を含む単層又は積層である。被覆層が上記構成を有すると、被覆超硬合金の耐摩耗性及び耐塑性変形性が一層向上する傾向にある。
【0037】
被覆層における化合物層の具体例としては、特に限定されないが、例えば、α型Ａｌ2Ｏ3層、ＴｉＮ層、ＴｉＣ層、ＴｉＣＮ層、ＴｉＣＮＯ層、ＴｉＣＯ層、（Ａｌ0.6Ｔｉ0.4）Ｎ層、（Ａｌ0.5Ｔｉ0.5）Ｎ層、（Ａｌ0.67Ｔｉ0.33）Ｎ層、（Ｔｉ0.9Ｓｉ0.1）Ｎ層、（Ｔｉ0.5Ａｌ0.5）Ｎ層、（Ｔｉ0.6Ａｌ0.3Ｗ0.1）Ｎ層、（Ｔｉ0.9Ｍｏ0.1）Ｎ層、（Ａｌ0.5Ｃｒ0.5）Ｎ層、（Ａｌ0.7Ｃｒ0.3）Ｎ層、（Ａｌ0.7Ｃｒ0.2Ｔｉ0.1）Ｎ層、（Ａｌ0.6Ｃｒ0.2Ｔｉ0.1Ｓｉ0.1）Ｎ層、ＮｂＮ層、（Ａｌ，Ｃｒ）2Ｏ3層が挙げられる。本発明による効果を一層有効かつ確実に奏する観点からは、被覆層における化合物層として、ＴｉＮ層、ＴｉＣＮ層、（Ａｌ0.6Ｔｉ0.4）Ｎ層、（Ａｌ0.67Ｔｉ0.33）Ｎ層、（Ｔｉ0.9Ｓｉ0.1）Ｎ層、（Ｔｉ0.5Ａｌ0.5）Ｎ層、（Ｔｉ0.6Ａｌ0.3Ｗ0.1）Ｎ層、（Ａｌ0.7Ｃｒ0.3）Ｎ層、（Ａｌ0.6Ｃｒ0.2Ｔｉ0.1Ｓｉ0.1）Ｎ層、及びＮｂＮ層からなる群より選ばれる少なくとも１種を用いると好ましい。
【0038】
被覆層において、層を積層する場合の各層の平均厚さは本発明の効果を阻害しない範囲であれば特に限定されない。各層の平均厚さとして、例えば、０．１μｍ以上５．０μｍ以下であってもよい。本発明の効果を一層有効かつ確実に奏する観点からは、各層の平均厚さが０．２μｍ以上４．５μｍ以下であると好ましく、０．３μｍ以上３．５μｍ以下であるとより好ましい。
また、被覆層全体の平均厚さは、特に限定されないが、例えば、１．０μｍ以上１０μｍ以下である。上述と同様の観点からは、被覆層全体の平均厚さが１．５μｍ以上８．０μｍ以下であると好ましく、２．０μｍ以上５．０μｍ以下であるとより好ましい。
また、被覆層全体の平均厚さは、特に限定されないが、例えば、１．０μｍ以上１０μｍ以下である。上述と同様の観点からは、被覆層全体の平均厚さが１．５μｍ以上８．０μｍ以下であると好ましく、２．０μｍ以上５．０μｍ以下であるとより好ましい。
【0039】
本実施形態に用いる被覆層を構成する各層の平均厚さ及び被覆層全体の平均厚さは、被覆超硬合金の断面組織から光学顕微鏡、ＳＥＭ、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などを用いて測定することができる。なお、本実施形態の被覆超硬合金における各層の平均厚さ及び被覆層全体の平均厚さは、例えば、少なくとも３箇所以上の断面から、各層の厚さ及び被覆層全体の厚さを測定して、その平均値を計算することで求めることができる。
【0040】
また、本実施形態の被覆超硬合金において、被覆層を構成する各層の組成は、被覆超硬合金の断面組織から、ＥＤＳや波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＳ）などを用いた測定により決定することができる。
【0041】
［超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法］
以下、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法は、当該超硬合金の構造を達成し得る限り特に制限されるものではなく、下記の具体例に制限されない。
以下、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法について、具体例を用いて説明する。なお、本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金の製造方法は、当該超硬合金の構造を達成し得る限り特に制限されるものではなく、下記の具体例に制限されない。
【0042】
例えば、本発明の超硬合金の製造方法は、以下の工程（Ａ）～（Ｈ）を含む。
【0043】
工程（Ａ）：以下の粉末のうち必要に応じて選ばれる粉末を、合計１００質量％となるように用意する工程。
（ア）平均粒径１．０μｍ以上１０．０μｍ以下の炭化タングステン（ＷＣ）粉末を、８５．０質量％以上９８．０質量％以下の量
（イ）平均粒径０．５μｍ以上５．０μｍ以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＭｏからなる群より選ばれる１種以上の元素の、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種の粉末を、０質量％以上５．０質量％以下の量
（ウ）平均粒径０．５μｍ以上２．０μｍ以下のＣｏ粉末を、０．５質量％以上５．０質量％以下の量
（エ）平均粒径０．８μｍ以上８．０μｍ以下のＮｉ粉末を、０．１質量％以上３．０質量％以下の量
（オ）平均粒径３．０μｍ以上５．０μｍ以下のＦｅ粉末を、０．１質量％以上３．０質量％以下の量
（カ）平均粒径４．０μｍ以上１２．０μｍ以下のＣｒ粉末を、０質量％以上２．５質量％以下の量
（キ）平均粒径１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＭｏ粉末を、０質量％以上５．０質量％以下の量
（ク）平均粒径１．０μｍ以上１０．０μｍ以下のＭｎ粉末を、０質量％以上１．０質量％以下の量
（ケ）平均粒径５．０μｍ以上１５．０μｍ以下のＣｏ元素、Ｆｅ元素、Ｎｉ元素、Ｃｒ元素及びＭｎ元素を、原子比で等比に含む合金（以下、「ＨＥＡ」とも記す。）粉末を、０質量％以上５．０質量％以下の量
（ア）平均粒径１．０μｍ以上１０．０μｍ以下の炭化タングステン（ＷＣ）粉末を、８５．０質量％以上９８．０質量％以下の量
（イ）平均粒径０．５μｍ以上５．０μｍ以下のＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、及びＭｏからなる群より選ばれる１種以上の元素の、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の少なくとも１種の粉末を、０質量％以上５．０質量％以下の量
（ウ）平均粒径０．５μｍ以上２．０μｍ以下のＣｏ粉末を、０．５質量％以上５．０質量％以下の量
（エ）平均粒径０．８μｍ以上８．０μｍ以下のＮｉ粉末を、０．１質量％以上３．０質量％以下の量
（オ）平均粒径３．０μｍ以上５．０μｍ以下のＦｅ粉末を、０．１質量％以上３．０質量％以下の量
（カ）平均粒径４．０μｍ以上１２．０μｍ以下のＣｒ粉末を、０質量％以上２．５質量％以下の量
（キ）平均粒径１．０μｍ以上３．０μｍ以下のＭｏ粉末を、０質量％以上５．０質量％以下の量
（ク）平均粒径１．０μｍ以上１０．０μｍ以下のＭｎ粉末を、０質量％以上１．０質量％以下の量
（ケ）平均粒径５．０μｍ以上１５．０μｍ以下のＣｏ元素、Ｆｅ元素、Ｎｉ元素、Ｃｒ元素及びＭｎ元素を、原子比で等比に含む合金（以下、「ＨＥＡ」とも記す。）粉末を、０質量％以上５．０質量％以下の量
【0044】
工程（Ｂ）：工程（Ａ）で用意した粉末に１．５質量％のパラフィンワックスを添加し、湿式ボールミルにより２０～６０時間混合する混合工程。
【0045】
工程（Ｃ）：工程（Ｂ）で得られた混合した粉末を、１００℃以下で加熱及び乾燥しながら溶媒を蒸発させて混合物を得る乾燥工程。
【0046】
工程（Ｄ）：工程（Ｃ）で得られた混合物を所定の形状に成形する成形工程。
【0047】
工程（Ｅ）：工程（Ｄ）で得られた成形体を、７０Ｐａ以下の真空にて、第２昇温工程における開始温度まで昇温する、第１昇温工程。
【0048】
工程（Ｆ）：１００～１０００ｋＰａの不活性ガス（例えば、Ａｒ）雰囲気下にて、焼結工程における温度まで、１～１０℃／分の速度で昇温する第２昇温工程。
【0049】
工程（Ｇ）：工程（Ｆ）を経た成形体を、１００～１０００ｋＰａの不活性ガス（例えば、Ａｒ）雰囲気下にて、１４００～１５００℃の温度で２０～４０分保持して焼結する焼結工程。
【0050】
工程（Ｈ）：工程（Ｇ）を経た成形体を、１０～３００ｋＰａ以下の不活性ガス（例えば、Ａｒ）雰囲気下にて、焼結工程における温度から室温まで冷却する冷却工程。この工程において、温度が９００℃に至るまでは、３０～５０℃／分の速度で冷却する。
【0051】
なお、工程（Ａ）において使用される原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Ｆｉｓｈｅｒ Ｓｕｂ－Ｓｉｅｖｅ Ｓｉｚｅｒ（ＦＳＳＳ））により測定されたものである。
【0052】
上記工程（Ａ）～（Ｈ）は、以下の意義を有する。
工程（Ａ）において、Ｃｒ及び／又はＭｏの配合割合を大きくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ａが小さくなる傾向にあり、含有割合Ｃが大きくなる傾向にある。
また、ＣｒとＭｏの合計の配合割合に対する、Ｃｒの配合割合の比を大きくすると、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
さらに、Ｆｅ粉末の配合割合を小さくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが大きくなる傾向にあり、含有割合Ｃが小さくなる傾向にあり、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
また、Ｍｎ粉末の配合割合を大きくすると、含有割合Ａが大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが小さくなる傾向にあり、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
Ｃｏ粉末の配合割合を大きくすると、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
ＨＥＡ粉末の配合割合を小さくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ｃが小さくなる傾向にあり、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。また、硬質相を構成する粉末の配合割合を小さくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが小さくなる傾向にある。
工程（Ａ）において、Ｃｒ及び／又はＭｏの配合割合を大きくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ａが小さくなる傾向にあり、含有割合Ｃが大きくなる傾向にある。
また、ＣｒとＭｏの合計の配合割合に対する、Ｃｒの配合割合の比を大きくすると、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
さらに、Ｆｅ粉末の配合割合を小さくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが大きくなる傾向にあり、含有割合Ｃが小さくなる傾向にあり、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
また、Ｍｎ粉末の配合割合を大きくすると、含有割合Ａが大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが小さくなる傾向にあり、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
Ｃｏ粉末の配合割合を大きくすると、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。
ＨＥＡ粉末の配合割合を小さくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ｃが小さくなる傾向にあり、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たしかつＫ4の値が大きくなる傾向にある。また、硬質相を構成する粉末の配合割合を小さくすると、第３領域におけるＫ1の平均値が大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが小さくなる傾向にある。
【0053】
工程（Ｂ）では、硬質相の平均粒径を調整することができる。工程（Ｂ）では、工程（Ａ）で用意した原料粉末を均一に混合することができる。また、超硬合金の原料として、Ｃｏ元素、Ｆｅ元素、Ｎｉ元素、Ｃｒ元素及びＭｎ元素を、原子比で等比に含む合金を用いる場合は、例えば、当工程を５０時間行うと好ましい。
【0054】
工程（Ｃ）では、工程（Ｂ）で得られた混合した粉末を加熱及び乾燥して溶媒を蒸発させて混合物を得る。
【0055】
工程（Ｄ）では、工程（Ｃ）で得られた混合物を所定の形状に成形する。得られた成形体を、以下の焼結工程で焼結する。
【0056】
工程（Ｅ）では、成形体を、７０Ｐａ以下の真空で昇温する。これにより、液相出現前及び液相出現直後での脱ガスを促進するとともに、以降の焼結工程における焼結性を向上させる。
【0057】
工程（Ｆ）では、成形体を、不活性ガス雰囲気下で１４００～１５００℃の温度まで昇温する。超硬合金の原料において、Ｍｎ粉末及び／又はＨＥＡ粉末を含む場合は、Ｍｎ元素の蒸発を抑制するため、工程（Ｆ）における圧力を、Ｍｎ粉末及び／又はＨＥＡ粉末を含まない場合に比べて大きくすることが好ましい。具体的には、超硬合金の原料においてＭｎ粉末及び／又はＨＥＡ粉末を含む場合、工程（Ｆ）における圧力を４００～１０００ｋＰａにすると好ましい。
【0058】
工程（Ｇ）では、成形体を、不活性ガス雰囲気下で１４００～１５００℃の温度で焼結する。これにより、成形体は緻密化し、成形体の機械的強度が高まる。また、焼結工程において、温度を高くすると、含有割合Ａが大きくなる傾向にあり、含有割合Ｂが小さくなる傾向にあり、含有割合Ｃが大きくなる傾向にある。そして、超硬合金の原料において、Ｍｎ粉末及び／又はＨＥＡ粉末を含む場合は、Ｍｎ元素の蒸発を抑制するため、工程（Ｇ）における圧力を、Ｍｎ粉末及び／又はＨＥＡ粉末を含まない場合に比べて大きくすることが好ましい。具体的には、超硬合金の原料においてＭｎ粉末及び／又はＨＥＡ粉末を含む場合、工程（Ｇ）における圧力を４００～１０００ｋＰａにすると好ましい。
【0059】
工程（Ｈ）では、成形体を、不活性ガス雰囲気下で焼結工程における温度から室温まで冷却し、特に９００℃になるまでは３０～５０℃／分の速度にて急速冷却する。このような冷却速度によれば、含有割合Ｂが小さくなる傾向にあり、含有割合Ｃが大きくなる傾向にあり、第３領域におけるＫの平均値が大きくなる傾向にある。
【0060】
工程（Ａ）から工程（Ｈ）を経て得られた超硬合金に対して、必要に応じて、研削加工や刃先のホーニング加工を施してもよい。
【0061】
［被覆層の形成方法］
本実施形態の被覆超硬合金において、被覆層は、化学蒸着法によって形成してもよく、物理蒸着法によって形成してもよい。その中でも、被覆層を物理蒸着法によって形成するのが好ましい。物理蒸着法としては、例えば、アークイオンプレーティング法、イオンプレーティング法、スパッタ法及びイオンミキシング法が挙げられる。その中でも、アークイオンプレーティング法は、超硬合金と被覆層との密着性が一層優れるので好ましい。
本実施形態の被覆超硬合金において、被覆層は、化学蒸着法によって形成してもよく、物理蒸着法によって形成してもよい。その中でも、被覆層を物理蒸着法によって形成するのが好ましい。物理蒸着法としては、例えば、アークイオンプレーティング法、イオンプレーティング法、スパッタ法及びイオンミキシング法が挙げられる。その中でも、アークイオンプレーティング法は、超硬合金と被覆層との密着性が一層優れるので好ましい。
【0062】
（物理蒸着法）
工具のような所定の形状に加工した本実施形態の超硬合金を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、反応容器内をその圧力が１．０×１０-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引きした後、反応容器内のヒーターにより超硬合金をその温度が２００℃以上８００℃以下になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下に調整する。圧力０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下のＡｒガス雰囲気下にて、超硬合金に－１０００Ｖ以上－２００Ｖ以下のバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに１０Ａ以上６０Ａ以下の電流を流して、超硬合金の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。超硬合金の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内をその圧力が１．０×１０-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。
工具のような所定の形状に加工した本実施形態の超硬合金を物理蒸着装置の反応容器内に収容し、反応容器内をその圧力が１．０×１０-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。真空引きした後、反応容器内のヒーターにより超硬合金をその温度が２００℃以上８００℃以下になるまで加熱する。加熱後、反応容器内にＡｒガスを導入して、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下に調整する。圧力０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下のＡｒガス雰囲気下にて、超硬合金に－１０００Ｖ以上－２００Ｖ以下のバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに１０Ａ以上６０Ａ以下の電流を流して、超硬合金の表面にＡｒガスによるイオンボンバードメント処理を施す。超硬合金の表面にイオンボンバードメント処理を施した後、反応容器内をその圧力が１．０×１０-2Ｐａ以下の真空になるまで真空引きする。
【0063】
次いで、超硬合金をその温度が２００℃以上６００℃以下になるまで制御する。その後、窒素ガスなどの反応ガスを必要に応じてＡｒガスと共に反応容器内に導入し、反応容器内の圧力を０．５Ｐａ以上５．０Ｐａ以下に調整する。そして、超硬合金に－１５０Ｖ以上－１０Ｖ以下のバイアス電圧を印加し、被覆層の金属成分に応じた金属蒸発源を８０Ａ以上１８０Ａ以下のアーク放電により蒸発させて、超硬合金の表面に被覆層を形成する。こうして、被覆超硬合金を得る。
【0064】
（化学蒸着法）
工具形状に加工した本実施形態の超硬合金の表面に、被覆層を構成する各元素の化合物からなる層を化学蒸着法により形成してもよい。
工具形状に加工した本実施形態の超硬合金の表面に、被覆層を構成する各元素の化合物からなる層を化学蒸着法により形成してもよい。
【0065】
例えば、Ｔｉの窒化物層（ＴｉＮ層）からなるＴｉ化合物層は、原料組成をＴｉＣｌ4：５．０～１０．０ｍｏｌ％、Ｎ2：２０～６０ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を８５０～９５０℃、圧力を３００～４００ｈＰａとする化学蒸着法で形成してもよい。
【0066】
また、例えば、Ｔｉの炭窒化物層（ＴｉＣＮ層）からなるＴｉ化合物層は、原料組成をＴｉＣｌ4：５．０～７．０ｍｏｌ％、ＣＨ3ＣＮ：０．５～１．５ｍｏｌ％、Ｈ2：残部とし、温度を８００～９００℃、圧力を６０～８０ｈＰａとする化学蒸着法で形成してもよい。
【0067】
上述の化合物層を順番に積層して形成することで、複数の化合物層から構成される被覆層を形成してもよい。
【0068】
本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金は、特に難削材の加工において、優れた加工性能を有するものであるため、工具の構成材料として好適に用いることができる。本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金を、例えば切削工具の構成材料として用いた場合、特に難削材の切削加工に対し優れた性能を有する。また、熱伝導率が低い難削材を加工するための工具（例えば切削工具）の材料として本実施形態の超硬合金及び被覆超硬合金を用いた場合、その超硬合金及び被覆超硬合金は、優れた耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性を有するので、工具寿命が長くなる点で特に有用である。
【実施例0069】
以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【0070】
（実施例１）
［超硬合金の製造］
原料粉末として、炭化タングステン（ＷＣ）粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、Ｆｅ粉末、Ｃｒ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉末、ＨＥＡ粉末を用意した。なお、これらの原料粉末は、市販されているものを使用した。また、原料の炭化タングステン（ＷＣ）粉末は、粉末全体に対して、タングステンの量が９３．８質量％であり炭素の量が６．２質量％であるものを用いた。そして、原料粉末の平均粒径はそれぞれ、ＷＣ粉末が１．２μｍ、ＴａＣ粉末が１．５μｍ、ＮｂＣ粉末が１．５μｍ、ＴｉＣ粉末が１．２μｍ、Ｃｏ粉末が１．３μｍ、Ｎｉ粉末が１．５μｍ、Ｆｅ粉末が４．０μｍ、Ｃｒ粉末が１０．０μｍ、Ｍｏ粉末が２．５μｍ、Ｍｎ粉末が２．５μｍ、ＨＥＡ粉末が１０．０μｍであった。なお、原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Fisher Sub-Sieve Sizer（FSSS））により測定した。
［超硬合金の製造］
原料粉末として、炭化タングステン（ＷＣ）粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＴｉＣ粉末、Ｃｏ粉末、Ｎｉ粉末、Ｆｅ粉末、Ｃｒ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉末、ＨＥＡ粉末を用意した。なお、これらの原料粉末は、市販されているものを使用した。また、原料の炭化タングステン（ＷＣ）粉末は、粉末全体に対して、タングステンの量が９３．８質量％であり炭素の量が６．２質量％であるものを用いた。そして、原料粉末の平均粒径はそれぞれ、ＷＣ粉末が１．２μｍ、ＴａＣ粉末が１．５μｍ、ＮｂＣ粉末が１．５μｍ、ＴｉＣ粉末が１．２μｍ、Ｃｏ粉末が１．３μｍ、Ｎｉ粉末が１．５μｍ、Ｆｅ粉末が４．０μｍ、Ｃｒ粉末が１０．０μｍ、Ｍｏ粉末が２．５μｍ、Ｍｎ粉末が２．５μｍ、ＨＥＡ粉末が１０．０μｍであった。なお、原料粉末の平均粒径は、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規格Ｂ３３０に記載のフィッシャー法（Fisher Sub-Sieve Sizer（FSSS））により測定した。
【0071】
発明品１～２５、及び比較品１～１４について、超硬合金の組成が下記表１及び表２に記載の組成になるように、用意した原料粉末を秤量した。秤量した原料粉末を、アセトン溶媒と原料粉末１００質量％に対して１．５質量％のパラフィンワックスと超硬合金製ボールとを共にステンレス製ポットに収容して配合し、ＨＥＡ粉末を用いる場合は５０時間、それ以外の試料は３０時間の間湿式ボールミルで混合及び粉砕を行い、混合物を得た。得られた混合物を８０℃で加熱してアセトンを蒸発させることで、乾燥混合物を得た。得られた乾燥混合物を所定の金型を用いて圧力１９６ＭＰａでプレス成型することで、混合物の成形体を得た。金型としては、焼結後の形状がＩＳＯ規格インサート形状ＣＮＭＧ１２０４０８になる金型を用いた。
【0072】
各混合物の成形体を焼結炉内に収容した後、７０Ｐａ以下の真空にて室温から９００℃まで昇温した（第１昇温）。さらに、下記表３及び表４に記載の各々の圧力において、記載の温度まで５℃／分の速度で昇温した（第２昇温）。その後、表３及び表４に記載の各々の焼結温度にて、３０分間保持することにより成形体を焼結した。焼結後、成形体を２５０ｋＰａのＡｒ雰囲気下にて、冷却速度５０℃／分で９００℃に至るまで冷却し、さらに室温まで放冷した。
【0073】
上記のようにして、工具形状に加工した超硬合金を作製した。さらに、得られた超硬合金の切れ刃稜線部にＳｉＣブラシによりホーニング処理を施した。
【0074】
【表1】
【0075】
【表2】
【0076】
【表3】
【0077】
【表4】
【0078】
［超硬合金の組成］
得られた超硬合金の各組成及び各割合は、下記のようにして求めた。
超硬合金内部の任意の少なくとも３か所の断面組織（表面から、内部に向かって深さ５００μｍの位置の断面組織）を、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察した。また、ＳＥＭで撮影した超硬合金の組織写真から、観察される相の組成をＥＤＳにより測定し、市販の画像解析ソフトで解析を行い、第１硬質相、第２硬質相、及び結合相の超硬合金における含有割合（体積％）を求めた。その結果を表５及び表６に示す。
得られた超硬合金の各組成及び各割合は、下記のようにして求めた。
超硬合金内部の任意の少なくとも３か所の断面組織（表面から、内部に向かって深さ５００μｍの位置の断面組織）を、エネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察した。また、ＳＥＭで撮影した超硬合金の組織写真から、観察される相の組成をＥＤＳにより測定し、市販の画像解析ソフトで解析を行い、第１硬質相、第２硬質相、及び結合相の超硬合金における含有割合（体積％）を求めた。その結果を表５及び表６に示す。
【0079】
また、各元素の原子比は、超硬合金内部の任意の少なくとも３か所の断面組織（表面から内部に向かって深さ５００μｍの位置の断面組織）をＥＤＳ付きの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察し、ＥＤＳによる面分析を行った。これにより超硬合金全体における全元素に対する各金属元素の原子比を測定し、下記式（３）で表されるＫ2の値を求めた。その結果を表５及び表６に示す。
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
Ｋ2＝ｍFE／Ｎ （３）
Ｎ＝ｍCR＋ｍMO＋ｍFE＋ｍCO＋ｍNI＋ｍMN （４）
（式（３）及び式（４）中、ｍFEは、超硬合金における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ｍCRは、超硬合金における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ｍMOは、超硬合金における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ｍCOは、超硬合金における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ｍNIは、超硬合金における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ｍMNは、超硬合金における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
【0080】
さらに、結合相に対しては以下の通り線分析を行った。まず、超硬合金の表面に対して直行する方向に鏡面研磨を行い、ＥＤＳ付きＳＥＭを用いて、超硬合金内部の任意の断面組織（表面から、内部に向かって深さ５００μｍの位置の断面組織）を観察し反射電子組成像（ＢＳＥ像）を得た。この際、１００００倍の倍率で拡大して観察し、ＥＤＳによる線分析を行った。線分析を行うと同時に、ＢＳＥ像におけるコントラストの情報を取得し、結合相において０（黒色）、硬質相において０超の値（灰色から白色）を持つように調整した。
線分析は、結合相上の測定点の数の合計が５００点以上となるよう、各視野の像において１本ずつ得られる結果の複数視野分を合わせた。この際、線はステップサイズ０．０２μｍの間隔で、長さ１０μｍの線について分析を行った。上記でコントラストが０である領域（結合相）の位置を特定し、ＥＤＳにより得られる各測定点での元素の含有量から、各測定点について下記式（１）におけるＫ1の値を算出した。
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
例えば、結合相の測定点の数が５００点である場合、そのうちＫ1の値が０以上０．１５未満である測定点は第１領域に該当するとし、Ｋ1の値が０．１５以上０．３０未満であると第２領域に該当するとし、Ｋ1の値が０．３０以上であると第３領域に該当するとして各領域の割合を測定点の数の比から算出した。また、第３領域におけるＫ1の値の平均は、コントラストが０であり、Ｋ1の値が０．３０以上である全ての測定点におけるＫ1の値の相加平均値を求めることで算出した。このようにして得られた各領域の含有割合（％）と、第３領域におけるＫ1の値の平均を表７及び表８に示す。
線分析は、結合相上の測定点の数の合計が５００点以上となるよう、各視野の像において１本ずつ得られる結果の複数視野分を合わせた。この際、線はステップサイズ０．０２μｍの間隔で、長さ１０μｍの線について分析を行った。上記でコントラストが０である領域（結合相）の位置を特定し、ＥＤＳにより得られる各測定点での元素の含有量から、各測定点について下記式（１）におけるＫ1の値を算出した。
Ｋ1＝（ＭCR＋ＭMO）／Ｍ1 （１）
Ｍ1＝ＭCR＋ＭMO＋ＭFE＋ＭCO＋ＭNI＋ＭMN （２）
（式（１）及び式（２）中、ＭCRは、結合相における全元素に対するＣｒ元素の原子比を示し、ＭMOは、結合相における全元素に対するＭｏ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示し、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭMNは、結合相における全元素に対するＭｎ元素の原子比を示す。）
例えば、結合相の測定点の数が５００点である場合、そのうちＫ1の値が０以上０．１５未満である測定点は第１領域に該当するとし、Ｋ1の値が０．１５以上０．３０未満であると第２領域に該当するとし、Ｋ1の値が０．３０以上であると第３領域に該当するとして各領域の割合を測定点の数の比から算出した。また、第３領域におけるＫ1の値の平均は、コントラストが０であり、Ｋ1の値が０．３０以上である全ての測定点におけるＫ1の値の相加平均値を求めることで算出した。このようにして得られた各領域の含有割合（％）と、第３領域におけるＫ1の値の平均を表７及び表８に示す。
【0081】
また、上記各測定点において、ＥＤＳにより得られる各測定点での元素の含有量から、下記式（５）におけるＫ3の、結合相の測定点全体における平均値Ｘと、上記第１領域に分類された測定点における平均値Ｙと、上記第３領域に分類された測定点における平均値Ｚと、をそれぞれ算出した。
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
また、下記式（７）で表されるＫ4の値を求め、さらに、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たすか否か確認した。その結果を表９及び表１０に示す。
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
Ｋ3＝ＭFE／Ｍ2 （５）
Ｍ2＝ＭCO＋ＭNI＋ＭFE （６）
（式（５）及び式（６）中、ＭCOは、結合相における全元素に対するＣｏ元素の原子比を示し、ＭNIは、結合相における全元素に対するＮｉ元素の原子比を示し、ＭFEは、結合相における全元素に対するＦｅ元素の原子比を示す。）
また、下記式（７）で表されるＫ4の値を求め、さらに、Ｚ＞Ｘ≧Ｙの関係を満たすか否か確認した。その結果を表９及び表１０に示す。
Ｋ4＝Ｚ－Ｙ （７）
【0082】
【表5】
【0083】
【表6】
【0084】
【表7】
【0085】
【表8】
【0086】
【表9】
【0087】
【表10】
【0088】
［被覆層の形成］
作製した超硬合金を、アークイオンプレーティング装置の反応容器内のホルダーに取り付けた。反応容器内の圧力を、１．０×１０-2Ｐａ以下の真空にした。炉内ヒーターで、超硬合金を５００℃の温度に加熱した。超硬合金の温度が５００℃になった後、反応容器内の圧力が３．０Ｐａになるまで、反応容器内にＡrガスを導入した。反応容器内の超硬合金に－４００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、超硬合金の表面にＡｒイオンボンバードメント処理を行った。Ａｒイオンボンバードメント処理後、Ａｒガスを排出して反応容器内の圧力が５．０×１０-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。
作製した超硬合金を、アークイオンプレーティング装置の反応容器内のホルダーに取り付けた。反応容器内の圧力を、１．０×１０-2Ｐａ以下の真空にした。炉内ヒーターで、超硬合金を５００℃の温度に加熱した。超硬合金の温度が５００℃になった後、反応容器内の圧力が３．０Ｐａになるまで、反応容器内にＡrガスを導入した。反応容器内の超硬合金に－４００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、超硬合金の表面にＡｒイオンボンバードメント処理を行った。Ａｒイオンボンバードメント処理後、Ａｒガスを排出して反応容器内の圧力が５．０×１０-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。
【0089】
真空引き後、超硬合金の温度が４５０℃になるように制御し、反応容器内にＮ2ガスを導入して、反応容器内を圧力３．０Ｐａの窒素雰囲気にした。その後、超硬合金に―６０Ｖのバイアス電圧を印加するとともに、１５０Ａのアーク放電によって金属蒸発源を蒸発させた。これにより、超硬合金の表面に、被覆層を形成した。被覆層を形成した後、試料を冷却した。試料温度が１００℃以下になった後、反応容器内から試料を取り出した。被覆層の構成として、それぞれ厚さ５０ｎｍの（Ａｌ0.5Ｔｉ0.5）Ｎと（Ａｌ0.67Ｔｉ0.33）Ｎを繰り返し数３０回の交互積層構造にし、被覆層全体の厚さは３．０μｍとなった。
【0090】
被覆層の各層の組成は、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から中心部に向かって５０μｍまでの位置の近傍の断面において、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて測定した。なお、化合物の金属元素の組成比は、化合物層を構成する金属化合物における金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。
また、得られた被覆層の各層及び被覆層全体の平均厚さは、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、３か所の断面をＴＥＭ観察し化合物層の厚さ及び被覆層全体の厚さを測定した後、その相加平均値を計算することで求めた。
また、得られた被覆層の各層及び被覆層全体の平均厚さは、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から当該面の中心部に向かって５０μｍの位置の近傍において、３か所の断面をＴＥＭ観察し化合物層の厚さ及び被覆層全体の厚さを測定した後、その相加平均値を計算することで求めた。
【0091】
［切削試験］
得られた発明品１～２５及び比較品１～１４について、下記条件による切削試験１及び切削試験２を行った。
［切削試験１］
・被削材：インコネル（登録商標）７１８
・被削材形状：丸棒
・切削速度：８０ｍ／分
・切り込み深さ：１．０ｍｍ
・送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
・クーラント：有り
・評価項目：工具の逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工時間を測定した。切削試験１の工具寿命が長いほど、高温での耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れることを示す。本試験の加工時間について、２４分以上を「Ａ」、１６分以上２４分未満を「Ｂ」、１６分未満を「Ｃ」と評価した。
得られた発明品１～２５及び比較品１～１４について、下記条件による切削試験１及び切削試験２を行った。
［切削試験１］
・被削材：インコネル（登録商標）７１８
・被削材形状：丸棒
・切削速度：８０ｍ／分
・切り込み深さ：１．０ｍｍ
・送り：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
・クーラント：有り
・評価項目：工具の逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工時間を測定した。切削試験１の工具寿命が長いほど、高温での耐摩耗性及び耐塑性変形性に優れることを示す。本試験の加工時間について、２４分以上を「Ａ」、１６分以上２４分未満を「Ｂ」、１６分未満を「Ｃ」と評価した。
【0092】
［切削試験２］
・被削材：ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ
・切削材形状：外周面に１本の溝が入っている丸棒
・切削速度：２００ｍ／分
・切り込み深さ：１．０ｍｍ
・１刃あたりの送り量：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
・クーラント：有り
・評価項目：工具が欠損したとき、又は逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工時間を測定した。切削試験２の工具寿命が長いほど、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることを示す。本試験の加工時間について、１８分以上を「Ａ」、１３分以上１８分未満を「Ｂ」、１３分未満を「Ｃ」と評価した。
・被削材：ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ
・切削材形状：外周面に１本の溝が入っている丸棒
・切削速度：２００ｍ／分
・切り込み深さ：１．０ｍｍ
・１刃あたりの送り量：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
・クーラント：有り
・評価項目：工具が欠損したとき、又は逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至ったときを工具寿命とし、工具寿命に至るまでの加工時間を測定した。切削試験２の工具寿命が長いほど、耐摩耗性及び耐欠損性に優れることを示す。本試験の加工時間について、１８分以上を「Ａ」、１３分以上１８分未満を「Ｂ」、１３分未満を「Ｃ」と評価した。
【0093】
上記試験で得られた評価の結果を表１１及び表１２に示す。
【0094】
【表11】
【0095】
【表12】
【0096】
表１１及び表１２に示されている通り、発明品は、切削試験１及び切削試験２の評価がどちらもＢ以上であった。このような結果により、超硬合金が硬質相と結合相とを含み、硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、結合相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、結合相は、式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、第３領域の含有割合は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、結合相の全体において、式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である、発明品の方が、そうでない比較品より優れた耐欠損性、耐摩耗性及び耐塑性変形性を有し、長い工具寿命を有することがわかった。
【0097】
（実施例２）
基材として、上記発明品１における超硬合金をＣＮＭＧ１２０４０８のインサート形状に加工したものを用意した。当該基材の表面に、イオンボンバードメント処理を施した後、アークイオンプレーティング法により、被覆層を形成した。被覆層は、表１３に記載の組成と平均厚さになるように形成した。また、複数の層を形成する場合、超硬合金の表面に第１層、第２層、第３層の順で形成した。被覆層を形成する方法としては以下のとおりにした。
基材として、上記発明品１における超硬合金をＣＮＭＧ１２０４０８のインサート形状に加工したものを用意した。当該基材の表面に、イオンボンバードメント処理を施した後、アークイオンプレーティング法により、被覆層を形成した。被覆層は、表１３に記載の組成と平均厚さになるように形成した。また、複数の層を形成する場合、超硬合金の表面に第１層、第２層、第３層の順で形成した。被覆層を形成する方法としては以下のとおりにした。
【0098】
発明品１の超硬合金をアークイオンプレーティング装置の反応容器内のホルダーに取り付けた。反応容器内の圧力を、１．０×１０-2Ｐａ以下の真空にした。炉内ヒーターで、超硬合金を５００℃の温度に加熱した。超硬合金の温度が５００℃になった後、反応容器内の圧力が３．０Ｐａになるまで、反応容器内にＡｒガスを導入した。反応容器内の超硬合金に－４００Ｖのバイアス電圧を印加し、反応容器内のタングステンフィラメントに４０Ａの電流を流して、超硬合金の表面にＡｒイオンボンバードメント処理を行った。Ａｒイオンボンバードメント処理後、Ａｒガスを排出して反応容器内の圧力が５．０×１０-3Ｐａ以下の真空になるまで真空引きした。
【0099】
真空引き後、超硬合金の温度が４５０℃になるように制御し、反応容器内にＮ2ガスを導入して、反応容器内を圧力３．０Ｐａの窒素雰囲気にした。ここで、発明品２７の第２層の形成時にのみ、Ｎ2ガス、Ａｒガス、アセチレン（Ｃ2Ｈ2）ガスが、４５：４０：１５の体積比である混合ガスを導入して、反応容器内を圧力３．０Ｐａにした。
その後、超硬合金に－６０Ｖのバイアス電圧を印加するとともに、１５０Ａのアーク放電によって金属蒸発源を蒸発させ、超硬合金の表面に、被覆層を形成した。金属蒸発源としては、表１３に示す各層の金属成分に応じたものを用いた。被覆層を形成した後、試料を冷却した。試料温度が１００℃以下になった後、反応容器内から試料を取り出した。
その後、超硬合金に－６０Ｖのバイアス電圧を印加するとともに、１５０Ａのアーク放電によって金属蒸発源を蒸発させ、超硬合金の表面に、被覆層を形成した。金属蒸発源としては、表１３に示す各層の金属成分に応じたものを用いた。被覆層を形成した後、試料を冷却した。試料温度が１００℃以下になった後、反応容器内から試料を取り出した。
【0100】
被覆層の各層の組成は、被覆切削工具の金属蒸発源に対向する面の刃先稜線部から中心部に向かって５０μｍまでの位置の近傍の断面において、ＴＥＭに付属するＥＤＳを用いて測定した。なお、化合物層の金属元素の組成比は、化合物層を構成する金属化合物における金属元素全体に対する各金属元素の原子比を示す。
また、被覆層の各層及び被覆層全体の平均の平均厚さは、上記断面において少なくとも３か所をＴＥＭ観察し化合物層の厚さ及び被覆層全体の厚さを測定した後、その相加平均値を計算することで求めた。これらの結果を表１３に示す。
また、被覆層の各層及び被覆層全体の平均の平均厚さは、上記断面において少なくとも３か所をＴＥＭ観察し化合物層の厚さ及び被覆層全体の厚さを測定した後、その相加平均値を計算することで求めた。これらの結果を表１３に示す。
【0101】
また、得られた試料を用いて、実施例１と同じく切削試験を行い、発明品２６～３０を評価した。その結果を表１４に示す。
【0102】
【表13】
【0103】
【表14】
【0104】
表１４に示されている結果より、超硬合金が硬質相と結合相とを含み、硬質相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、８０．０体積％以上９５．０体積％以下であり、結合相の含有割合は、超硬合金１００体積％に対して、５．０体積％以上２０．０体積％以下であり、硬質相は、ＷＣからなる第１硬質相を含み、結合相は、Ｃｏ元素と、Ｎｉ元素と、Ｆｅ元素と、Ｃｒ元素及びＭｏ元素のうち１種以上と、を含み、結合相は、式（１）で表されるＫ1の値が、０以上０．１５未満である第１領域と、０．１５以上０．３０未満である第２領域と、０．３０以上である第３領域と、からなり、第３領域の含有割合は、結合相の全体１００％に対して、１０％以上４０％以下であり、結合相の全体において、式（３）で表されるＫ2の値が、０．０５以上０．３５以下である被覆超硬合金は、優れた耐欠損性、耐摩耗性及び耐塑性変形性を有し、長い工具寿命を有することがわかった。
【産業上の利用可能性】
【0105】
本発明の被覆超硬合金は、耐摩耗性、耐塑性変形性、及び耐欠損性に優れることにより、従来よりも工具寿命を延長できるので、その点で産業上の利用可能性が高い。