超硬合金及切削工具的製作方法

2023-05-05 10:31:46

專利名稱：：超硬合金及切削工具的製作方法
技術領域：
：本發明涉及一種用於切削工具和滑動構件、耐磨損構件等的超硬合金，以及使用該超硬合金的切削工具。10
背景技術：
作為廣泛應用於金屬切削加工用切削工具和滑動構件、耐磨損構件的超硬合金，具有兩種系列，一種是用以鈷(Co)為主體的結合相結合以碳化鎢(WC)粒子為主體的硬質相而形成的WC-Co合金；另一種是使被稱為e相(B-l型固溶體相)的硬質相分散在WC-Co合金中而成的，該硬15質相由元素周期表第4、5及6族金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物的P粒子(B-l型固溶體)組成。這些超硬合金尤其被用作對碳鋼和一般的合金鋼、不鏽鋼等的一般鋼材進行切削加工的切削工具用材料。在已經公開的技術中，可知在上述的超硬合金的表面到朝向內部規定的深度的領域中，存在結合相成分Co等的含量高的結合相富化層。通過20在超硬合金的整個表面形成該結合相富化層，在該超硬合金表面上形成硬質被覆膜，可以提高超硬合金的耐缺損性(例如參考特許文獻l)。然而，在特許文獻l的超硬合金中，雖然被覆硬質被覆膜可以提高超硬合金的耐缺損性，但存在硬質被覆膜剝離的情況，因此不能說超硬合金基體與硬質被覆膜之間具有充分的密著力。另外，在不形成硬質被覆膜的25情況下，超硬合金表面整體的硬度下降，導致表面中的塑性變形大，切削阻力增大後使切刃的溫度升高，逐漸地存在於切刃部分的結合相與被加工材料發生反應，即存在耐熔附性低的問題。其中，在超硬合金中的WC粒子的粒徑為lum以下的粒子超硬合金中，尤其會出現熱傳導率下降的傾向，使熔附問題更加明顯。結果，熔附在切刃部的被加工材料成為誘因，30導致容易產生小崩刃和突發性缺損，要求提高合金表面具有更高的耐熔附性。在特許文獻2中，公開了一種技術，在作為含氮燒結硬質合金的鈦基金屬陶瓷中，通過在該金屬陶瓷的整個表面上形成Co和鎳(Ni)的結合相的含量多的、或碳化鎢(WC)的含量多的多層構造的滲入層，可以提5高金屬陶瓷表面的熱傳導性，並抑制因切削變為高溫的表面和低溫內部的溫度差造成的熱裂紋。然而，如特許文獻2那樣，即使在金屬陶瓷的整個表面上形成滲入層的情況下，也存在整個表面的硬度下降，導致表面中的變形變大，切削阻力增大後使切刃的溫度升高，逐漸地存在於切刃部分的結合相與被加工材io料發生反應的問題。另外，即使在整個表面上形成滲入層的金屬陶瓷的表面上形成硬質被覆膜的情況下，也存在金屬陶瓷和硬質被覆膜的密著力不夠充分，從而出現硬質被覆膜剝離的情況。另一方面，在應用於飛機製造業等的鈦(Ti)合金的切削工藝中，為了防止加工面的汙染，一般採用無硬質被覆膜的超硬合金工具，但眾所周15知Ti合金的熱傳導率低而強度高，因此屬於難削材，使用原來的超硬合金工具時，存在磨損非常迅速而縮短工具壽命的問題。在特許文獻3中，公開了一種技術，在Co氣氛中對燒成的超硬合金再次進行熱處理，製成由表面被覆了8um以下的薄的Co層的超硬合金組成的切削工具，在高壓噴射冷卻劑的同時，用該切削工具對Ti合金進20行切削加工時，可以延長工具壽命。然而，在特許文獻3所述的超硬合金中，超硬合金表面的Co薄層雖然可以提高對Ti合金的切削性能，但存在切削中變為高溫時，Co薄層熔附在被加工材料上的危險。因此存在需要在加工時，同時向加工部位高壓噴射冷卻劑，以及需要配置用於高壓噴射冷卻劑的大型裝置的問題。另外，25由於Co薄層缺乏硬度，因此容易磨損，特別是在高切削速度的加工中，會出現工具壽命不夠充分問題。另外，關於因科內爾鉻鎳鐵合金(incond)和哈司特洛伊耐蝕高鎳合金(hastelloy)等Ni基耐熱合金，因康(incolloy)等的鐵(Fe)基耐熱合金，Co基耐熱合金等耐熱合金的切削，一般採用用硬質被覆膜被覆超30硬金屬表面的切削工具，但在涉及的耐熱合金中，也存在因為高溫強度高，導致切削工具過早受到磨損的問題。另一方面，一直以來圍繞超硬合金的特性改良進行了很多的研究工作，根據用途開發出了具有更高硬度、更高韌性或更高強度的材種。例如，在特許文獻4中，公開了一種在抑制CO成分的偏析的同時，將結合相調5節為每1重量％鈷(Co)的飽和磁化為1.62uTm3/kg以下，保持力為27.8~51.7kA/m的超硬合金，該調節使超硬合金內的缺陷減少而具有高抗析力，從而可以製成適用於開孔加工和銑削加工的切削工具。另外，在特許文獻5中，公開了一種用於切削領域和所有耐磨損部件的高韌性超硬合金，每1重量n/。鈷(Co)的飽和磁量(飽和磁化)為1.44~1.74iouTmVkg，保持力為24~52kA/m，平均粒徑不足lum時，在小粒子的組織中，僅存在5個以下的2pm以上的粗大WC粒子(硬質相)，從而可以提高其強韌性並使避免突發性破壞現象成為可能。然而，在特許文獻4及特許文獻5中所述的保持力(抗磁力)為24kA/m以上的超硬合金中，為了用於像切削鈦(Ti)合金和耐熱合金那樣苛刻的15切削加工，結合相厚度變得太薄，硬度變得過高，因此出現超硬合金的韌性不足，不能獲得足夠的耐缺損性等問題。在特許文獻6中，公開了一種超硬合金，使其平均粒徑為0.2~0.8um，飽和磁量理論比為0.750.9，抗磁力為200340Oe，從而提高了韌性及硬度，成為精密模具的最佳材質。20然而，在特許文獻6所述的超硬合金中，因為硬質相的粒徑過於微細，不具有用於鈦合金和耐熱合金那樣苛刻的切削加工的足夠的耐缺損性。另夕卜，在特許文獻6的製造方法中，存在通過通電加壓燒成製備超硬合金，導致生產性太差，成本過高的問題。在特許文獻7中，公開了一種超硬合金，其特徵在於，含有約10.425約12.7重量％的結合相成分和約0.2~約1.2重量％的Cr，保磁力約為1202衡e，鈷(Co)的飽和磁量(飽和磁化)為約143~約223卩TmVkg，碳化鎢(WC)粒子(硬質相)的粒度為l~6um，具有優良的韌性、強度和高耐缺損性，可以用作對Ti合金和鋼、鑄鐵進行銑削的切削工具。然而，在特許文獻7所述的超硬金屬中，由於結合相的含量多，雖然30耐缺損性高，但切削鈦合金和耐熱合金時的耐磨損性不夠。另外，當結合相的含量變多時，超硬合金與被加工材料的反應性變高，Ti合金等容易熔附在切削工具的切刃上，導致出現加工面品位劣化等加工精度下降問題，以及切刃小崩刃、異常磨損等工具損傷問題。特許文獻1:特開平2—221373號公報5特許文獻2:特開平8—225877號公報特許文獻3:特開2003—1505號公報特許文獻4:特開2004—59946號公報特許文獻5:特開2001—115229號公報特許文獻6:特開1999—181540號公報io特許文獻7:特表2004—506525號公報
發明內容本發明的主要課題在於，提供一種超硬合金以及長壽命的切削工具，通過提高超硬合金表面的耐塑性變形性及耐熔附性，使其具有優良的耐磨15損性及耐缺損性。本發明的其他的課題在於，提供一種具有優良的抗折強度的超硬合金，以及長壽命的切削工具。本發明的另外其他的課題在於，提供一種不使韌性下降而使其高強度化，具有優良的耐磨損性及耐缺損性的超硬合金，以及長壽命的切削工具。20為了解決上述課題，經過本發明的發明人員的反覆專心研究，結果發現了一種新的見解，從而完成本發明。即，使多個結合相凝集後的結合相凝集部散布在超硬合金的表面上形成海島構造，且將超硬合金表面的結合相凝集部的面積比例設為10~70面積％時，超硬合金表面的放熱性得到改善，耐磨損性及耐缺損性提高，因此形成具有優良耐磨損性及耐缺損性的25超硬合金。艮口，本發明的超硬合金含有510質量％的鈷(Co)及/或鎳(Ni)，和010質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去碳化鎢(WC))、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，餘量由碳化鎢(WC)構成；是用以所述鈷(Co)及/或鎳(Ni)30為主體的結合相結合以碳化鎢(WC)粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的3粒子的硬質相的超硬合金；所述碳化鎢(WC)粒子的平均粒徑為lum以下，且多個以鈷(Co)及/或鎳(Ni)為主凝集的結合相凝集部散布在所述佔超硬合金的表面上，佔到其總面積的10~70面積％，呈海島構造。5另外，為了解決上述課題，經過本發明的發明人員的反覆專心研究，結果發現了一種新的見解，從而完成本發明。即，在超硬合金的表面上具有厚度為0.15ym的結合相富化層，並且當把所述表面的X射線衍射圖案中的碳化鎢(WC)的(001)面峰值強度設為Iwc，將鈷(Co)及/或鎳(Ni)的(111)面峰值強度設為Ic。時，在0.02《Ic。/(Iwc+Ic。)《0.5的io情況下，超硬合金的抗折強度變優，將該超硬合金用於切削工具時，例如對Ti合金等耐熱合金進行加工時，即使在不使用高壓力的冷卻劑等特殊裝置的通常的切削條件下，也可以抑制磨損和缺損的產生，從而延長工具壽命。艮口，本發明的其他的超硬合金，含有5~10質量％的鈷(Co)及/或鎳15(Ni)，和0~10質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去碳化鎢(WC))、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，餘量由碳化鎢(WC)構成；是用以所述鈷(Co)及/或鎳(Ni)為主體的結合相結合以碳化鎢(WC)粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的e粒子的硬質相的超20硬合金；表面上具有厚度為0.1~5um的結合相富化層，並且當把所述表面的X射線衍射圖案中的碳化鎢(WC)的(001)面峰值強度設為Iwc，將鈷(Co)及/或鎳(Ni)的(111)面峰值強度設為Ic。時，0.02《W(Iwc+ICo)《0.5。另外，為了解決上述課題，經過本發明的發明人員的反覆專心研究，25結果發現了一種新的見解，從而完成本發明。即，通過合理調整超硬合金中的硬質相的粒徑、結合相厚度、碳量，使超硬合金實現高硬度化，並且通過控制超硬合金中的含氧量，使之成為在對Ti合金和耐熱合金進行切削加工時具有優良耐缺損性及耐磨損性的超硬合金，當使用該超硬合金作為切削工具時，可以對Ti合金和耐熱合金進行切削加工，而且使用壽命30長。艮口，本發明的另外其他的超硬合金，含有5~7質量°/。的鈷(CO)及/或鎳(Ni)，和010質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去碳化鎢(WC))、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，餘量由碳化鎢(WC)構成；是用以所述鈷(Co)5及/或鎳(Ni)為主體的結合相結合以碳化鎢(WC)粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的e粒子的硬質相的超硬合金；所述硬質相的平均粒徑為0.6-1.0um，飽和磁化為912uTmVkg，抗磁力為15~25kA/m，且含氧量在0.045質量％以下。本發明的切削工具，將形成在前面和後面的交叉稜部上的切刃放在被io加工材料上進行切削加工，所述切刃由所述超硬合金構成。根據本發明的超硬合金，使結合相凝集後的結合相凝集部散布在超硬合金的表面上，形成海島形狀，且將超硬合金表面的結合相凝集部的面積比例設為1070面積％，因此，可以抑制超硬合金表面的塑性變形，並且提高超硬合金表面的耐熔附性，結果，具有提高耐磨損性及耐缺損性的效15果。所以，具備由該超硬合金構成的切刃的切削工具，可以表現出優良的耐磨損性及耐缺損性。根據本發明的其他的超硬合金，在超硬合金的表面上具有厚度為0.15um的結合相富化層，並且當把所述表面的X射線衍射圖案中的碳化鎢(WC)的(001)面峰值強度設為Iwe，將鈷(Co)及/或鎳(Ni)的20(111)面峰值強度設為Ic。時，被控制為滿足0.02《IC。/(Iwe+Ic。)《0.5的關係，因此，超硬合金的抗折強度變優，將該超硬合金用於切削工具時，例如對Ti合金等耐熱合金進行加工時，即使在不使用通過高壓力噴射冷卻劑的特殊裝置的通常的切削條件下，也可以抑制磨損和缺損的產生，從而延長工具壽命。25根據本發明的另外其他的超硬合金，由於結合相的含量、硬質相的平均粒徑、飽和磁化和抗磁力Hc的磁特性，以及所述超硬合金中的含氧量被控制在制定的範圍內，可以優化對碳化鎢(WC)粒子間進行結合的結合相厚度(即所謂平均自由行程)，使構成被固溶在結合相中的鎢(W)等的硬質相的金屬成分和碳含量合理化，雖然僅有少的結合相量，仍然形30成具有良好韌性且硬度極高的超硬合金。另外，因為含氧量低，將該超硬合金用於切削工具時，即使切削中切刃變為高溫，也可以防止結合相結合硬質相的保持力的下降，並且抑制超硬合金的強度下降。結果，可以獲得適於對Ti合金和耐熱合金進行切削的超硬合金制的切削工具。圖1是表示切斷本發明的第1實施方式的超硬合金，對切斷面進行研磨而成的研磨麵通過掃描電子顯微鏡進行觀察的放大圖像。圖2是表示對本發明的第1實施方式的超硬合金的表面通過掃描電子顯微鏡進行觀察的放大圖像。io圖3是表示用於對本發明的第1實施方式的硬質被覆膜進行說明的概略截面圖。具體實施方式〈超硬合金〉15(第1實施方式)以下，參考附圖對本發明的第1實施方式的超硬合金進行詳細說明。圖1是表示切斷本發明的第1實施方式的超硬合金，對切斷面進行研磨而成的研磨麵通過掃描電子顯微鏡進行觀察的放大圖像(10000倍)，顯示超硬合金內部的組織狀態。圖2表示對本發明的第1實施方式的超硬合金的20表面通過掃描電子顯微鏡進行觀察的放大圖像(200倍)。如圖1所示，該超硬合金1通過結合相3結合硬質相2而成。具體地說，就是超硬合金l的組成中含有5~10質量％的鈷(Co)及/或鎳(Ni)，和010質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去碳化鎢(WC))、氮化物以及碳氮化物中選出25的至少一種，餘量由WC構成。硬質相2以由WC粒子組成的硬質相為主體，根據需要，含有從所述碳化物、氮化物及碳氮化物中選出的至少一種的P粒子組成的硬質相(P相)。結合相3以Co及/或M為主體。在該結合相3中，除了Co及/或Ni以外，也可以固溶有上述元素周期表第4、5及6族的元素，再者，也30可以含有碳、氮及其氧等不可避免的雜質。作為具體的硬質相的形態，可以舉出(1)僅由WC構成的組織；(2)由WC和佔超硬合金整體的10質量％以下比例的上述3粒子(B-l型固溶體)混在一起的組織，可以是其中的任何一種。3粒子(B-l型固溶體)的形態既可以作為碳化物、氮化物及碳氮化物單獨存在，也可以作為它們中兩種以上的混合物存在。另夕卜，e粒子(B-l型固溶體)中也可以固溶有W元素。形成硬質相2的WC粒子的平均粒徑為l^m以下。因此，可以提高超硬合金1的強度及耐磨損性。這樣，在WC粒子的平均粒徑為1wm以下的所謂粒子超硬合金中，結合各WC粒子的結合相3的厚度變薄，出現熱傳導變差的傾向，但在本實施方式中，即使是粒子超硬合金，也向下述io說明那樣，使超硬合金1的表面形成特定的構成，因此可以付與其高放熱性。另外，由於超硬合金l的燒結性下降使燒結狀態容易出現偏差，因此當在粒子超硬合金上被覆硬質被覆膜時，會出現該被覆膜的附著力的不均變大的傾向，如後所述，可以用高附著力被覆硬質被覆膜。考慮到保持母材的韌性，所述平均粒徑的下限值優選為0.4Pm以上。在此，在本實施方式中，如圖2所示，超硬合金1的表面使如圖1所示的多個由結合相3凝集而成的結合相凝集部4散布其上，形成海島形狀。由此，結合相凝集部4(島部)可以使超硬合金1表面的耐熔附性得到提高，從而提高超硬合金1的耐缺損性。再者，由於結合相凝集部4以外的正常部5(海洋部)抑制耐磨損性的下降，將超硬合金1應用於後述的切削工具時，可以製成長壽命的切削工具。所述多個結合相凝集部4散布的狀態，並不意味著結合相凝集部4存在於整個表面上的狀態，而是指通過目視或顯微鏡觀察，可以確認到結合相凝集部4和該結合相凝集部4以外的WC粒子等的結合相的超硬合金部分(正常部)5的狀態。尤其是在本實施方式中，在提高結合相凝集部4的放熱性之上，將正常部5(白色)作為矩陣，從表面來看結合相凝集部4為獨立散布的島狀組織，即形成將正常部5作為海洋部，將結合相凝集部4作為島部的海島形狀。另一方面，當超硬合金1表面上不存在結合相凝集部4，由均勻組織組成的情況下，超硬合金1表面的放熱性低，超硬合金l表面的局部產生的熱量不能釋放而使局部出現高溫。結果，高溫部分發生局部劣化，作為切削工具使用時，出現被加工材料熔附在高溫切刃上的現象。另外，也不能獲得充分的韌性，並出現突發性缺損和小崩刃。相反，當具有結合相富化層，超硬合金1的整個表面中的結合相3的含量多時，導致超硬合金1表面的塑性變形變大，並且耐熔附性下降。5超硬合金1表面的結合相凝集部4的面積比例為10~70%，優選為2060%。在該範圍內使多個結合相凝集部4散布其上的話，可以獲得上述的效果。與此相對，當結合相凝集部4的面積比例佔超硬合金1的總面積小於10面積％時，不但放熱性差而且耐熔附性下降，發生因熔附導致的小崩刃和缺損。另夕卜，超過70面積％時，金屬所佔的比例變多，超硬合金io1表面的硬度下降導致耐塑性變形性劣化。如後所述，對於超硬合金1的任意表面，通過掃描電子顯微鏡觀察如圖2所示的200倍的二次電子像，對於lmmXlmm的任意領域，測出結合相凝集部4的面積，算出存在比例(測定了結合相凝集部4的視野範圍中的結合相凝集部4的面積比例)而獲得結合相凝集部4的面積％。此外，15將結合相凝集部4的測定個數設為10個以上，算出其平均值。在超硬合金1的表面中，相對於超硬合金1表面的金屬元素的總量，Co及Ni的總含量為15~70質量％，優選為20~60質量％。由此，不但可以提高超硬合金1表面的韌性，而且可以提高其耐塑性變形性。另外，在超硬合金1的表面上被覆後述的硬質被覆膜時，可以提高該被覆膜的耐缺20損性。優選為結合相凝集部4中的Co及Ni的總含量ml，與該結合相凝集部4以外的正常部5中的Co及Ni的總含量m2之比(ml/m2)為2~10。由此，可以進一步提高超硬合金1表面的耐塑性變形性及耐熔附性。此外，當ml/m2為2以上時，放熱性得到改善；m1/m2為10以下時，具有優25良的耐熔附性。所述比率(ml/m2)的優選範圍為37。結合相凝集部4的平均直徑為10~300um，優選為50250um,但為了確保熱傳導性良好的、有助於提高放熱性的路徑，優選為能夠提高放熱性。另外，在被覆硬質被覆膜的情況下，可以提高該硬質被覆膜的附著力。通過顯微鏡觀察超硬合金1的表面，分別規定各個結合相凝集部4的所述30平均粒徑，例如採用LUZEX法等，算出各個結合相凝集部4及它們的平均面積，將該平均面積換算成圓時的圓的直徑作為結合相凝集部4的所述平均直徑。此外，所述顯微鏡觀察，可以採用金屬顯微鏡、數字顯微鏡、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡的任何一種，可以根據結合相凝集部4的大小進行適當選擇。5優選為結合相凝集部4存在於超硬合金1的表面5um為止的深度範圍，如此可以對超硬合金l的表面產生的熱量確實進行釋放，並且可以提高超硬合金1表面的被加工物中的耐塑性變形性。優選為在超硬合金1的表面中，含有1570質量％的結合相3成分量，由此可以在不降低耐磨損性及耐熔附性的同時，提高超硬合金1表面的耐io缺損性。另外，在超硬合金1的表面上被覆硬質被覆膜時，可以提高該被覆膜的耐缺損性。對超硬合金1表面的結合相3的成分量進行測定時，可以通過電子探針X射線微區分析儀(ElectronProbeMicro-Analysis:EPMA)、俄歇電子能譜儀(AugerElectronSpectroscopy:AES)等的表面分析法進行測定。15另一方面，優選為超硬金屬1內部的結合相3的含量為6~15質量％，如此不但可以防止超硬合金1發生燒結不良，而且可以確保超硬合金1的耐磨損性並抑制塑性變形。所謂所述超硬合金l的內部，是指從超硬合金1的表面到300iim以上的深度範圍。另外，在超硬合金1的表面上被覆硬質被覆膜時，是指除過該硬質被覆膜的厚度，從硬質被覆膜與超硬合金201的界面起朝向超硬合金l的中心達300um以上的深度範圍。此外，通過電子探針X射線微區分析儀(EPMA)對超硬金屬1的截面進行組織觀察，具體地說，就是對超硬金屬1的截面中從表面朝向中心300um以上的深度內部的30umX30um的任意範圍進行面分析，可以測出作為該範圍中的結合相3的Co及Ni的總含量的平均值，將其作為超25硬金屬1內部的結合相3的含量。優選為超硬合金1中含有鉻(Cr)及減釩(V)，如此可以抑制WC粒子在燒結中的晶粒生長，抑制硬度下降，防止耐磨損性的降低。Cr及V的優選範圍分別為0.01~3質量％，Cr及V的合計含量為0.1~6質量％。尤其是Cr不但能夠提高超硬合金1的燒結性，還具有抑制結合相3的腐蝕，30從而提高耐缺損性的效果。在此，在本實施方式中，也可以在超硬合金1的表面上被覆硬質被覆膜。以下參考附圖，對在超硬合金1的表面上被覆硬質被覆膜的情況下，將超硬合金1用於後述的切削工具時的例子進行說明。圖3是表示對本實施方式的硬質被覆膜進行說明的概略截面圖。5如圖3所示，該切削工具10以超硬合金1為基體，在前面和後面的交叉稜部上形成有切刃13，將該切刃13放在被加工材料上進行切削加工。而且，在超硬合金1的表面上被覆有表面被覆膜7。當超硬合金1的表面上被覆硬質被覆膜7時，該硬質被覆膜7的附著力升高，因此硬質被覆膜7難以從超硬合金1的表面上剝離，從而提高其耐缺損性。另外，如上所io述，因為超硬合金1表面的放熱性高，硬質被覆膜7表面上的放熱性也隨之變高，硬質被覆膜7表面上的耐熔附性也得到提高。結果，形成具有優良耐缺損性及耐磨損性的超硬合金1。硬質被覆膜7的附著力提高的理由可以推斷如下，即，由於將超硬合金1表面中的結合相凝集部4的面積比例設為1070面積％，導致結合相15凝集部4中的結合相3的濃度變高，因此該結合相3擴散到硬質被覆膜7內部產生反應，結果提高了硬質被覆膜7的附著力。艮P，當超硬合金1的表面上不存在結合相凝集部4，且由均勻的組織組成時，硬質被覆膜的附著力不充分導致耐缺損性下降。相反，即使在具有結合相富化層，超硬合金1的整個表面中的結合相含量一樣多的情況下，20硬質被覆膜的附著力也會下降。另外，當結合相凝集部4的面積比例小於超硬合金1總面積的10面積％時，硬質被覆膜的附著力下降，導致因硬質被覆膜剝離造成的小崩刃和缺損，當超過70面積％時，金屬所佔比例變大，超硬合金表面的硬度下降，導致耐塑性變形性劣化。對被覆了硬質被覆膜7時的結合相凝集部4的觀察，基本上可以在被25覆了硬質被覆膜7的狀態下進行觀察。此外，硬質被覆膜7的膜厚過厚，在被覆了硬質被覆膜7時的狀態下，難以對結合相凝集部4進行觀察時，例如，像設在不重磨刀片中心的螺絲孔的壁面等那樣，可以用沒有被覆硬質被覆膜7的超硬合金1的表面代替露出部分進行觀察。另外，超硬合金1的表面沒有露出部分時，也可以在對硬質被覆膜7進行一定程度的研磨30後使之變薄的狀態下對結合相凝集部4的分布狀態進行觀察。作為硬質被覆膜7，優選為金屬的碳化物、氮化物、氧化物、硼化物、碳氮化物、碳酸化物以及由2種以上這些化合物組成的複合化合物、類金剛石碳(DLC)、金剛石、八1203以及立方晶氮化硼(cBN)的組群中選出的至少1種，該金屬由從元素周期表第4、5、6族金屬和Si，以及Al中5選出的1種或2種以上組成。它們具有優良的機械特性，可以提高耐磨損性及耐缺損性。尤其是硬質被覆膜7優選為(Tix，A1lx)d_yNy(x，y的範圍為0.2《x《0.7;0《y《l)。由此，硬質被覆膜7與結合相凝集部4的接合性良好，且可以獲得優良的耐磨損性和耐氧化性以及高耐缺損性。io硬質被覆膜7的膜厚優選為l-10ym。由此，可以提高硬質被覆膜7的耐缺損性，並且提高硬質被覆膜7表面的放熱性。其次，根據上述內容對超硬合金l的製造方法進行說明。首先，例如將79~94.8%質量％的平均粒徑l.Oum以下的炭化鴇(WC)粉末、0.1~3質量％的平均粒徑0.3~1.0ym的碳化釩(VC)、0.13質量％的平均粒徑150.32.0um的碳化鉻(Cr3C2)、515質量％的平均粒徑0.20.6um的金屬鈷(Co)混合到一起，再根據需要，混入金屬鎢(W)粉末或者碳黑(C)。接著，在進行上述混合時，添加甲醇等有機溶劑，使漿狀物的固形成分比例佔到60~80質量％，並且添加適量的分散劑，用球磨機和振動磨等粉碎裝置進行1020小時的粉碎，使混合粉末均勻後，向混合粉末中添加20石蠟等有機粘合劑製成成形用的混合粉末。而且，將上述混合粉末，通過公開的擠壓成形、鑲鑄成形、擠壓成形、冷靜水壓擠壓成形等成形方法成形為規定形狀後，在0.01~0.6MPa的氬氣中，在1350~1450°C，優選為13751425'C的條件下，進行0.2-2小時的焙燒後，以5565'C/分鐘的速度將其冷卻到80(TC以下，製成超硬合金1。25在此，在上述焙燒條件中，焙燒溫度低於135(TC時，不能使合金緻密化而導致其硬度下降，相反焙燒溫度超過145(TC時，WC粒子發生晶粒生長導致硬度、強度同時下降。另外，當該焙燒溫度超逸上述範圍時，或者焙燒時的氣體氣氛低於0.01MPa，或者超過0.6MPa時，均不能生成結合相凝集部，導致超硬合金表面的放熱性下降。另外，當把N2氣氛作為焙30燒時的氣氛時，不生成結合相凝集部。而且，在結合相的含有比例多的表面領域存在形成深度(厚度)厚於5um的結合相富化層的傾向。再者，冷卻速度慢於55'C/分鐘時不生成結合相凝集部，冷卻溫度快於65i:/分鐘時結合相凝集部的面積比例變得過大。在向通過上述方法製備的超硬合金1表面上被覆硬質被覆膜7時，將5超硬合金1洗淨後，在超硬合金1的表面上形成硬質被覆膜7即可。成膜方法可以採用巳知的化學氣相沉積(CVD)法(熱CVD、等離子體CVD、有機CVD、觸媒CVD)，和物理氣相沉積(離子電鍍法、濺射法)等。特別是考慮到結晶相凝集部4的金屬元素和硬質被覆膜7的反應範圍的深度，以及超硬合金1和硬質被覆膜7的密著性，硬質被覆膜7的厚度優選io為0.110um，如果再考慮到放熱性，厚度優選為0.13um。(第2實施方式)與上述實施方式相同，第2實施方式的超硬合金含有510質量％的鈷(Co)及/或鎳(Ni)，和010質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去碳化鎢(WC))、氮15化物以及碳氮化物中選出的至少一種，餘量由WC構成。而且，是用以所述Co及/或Ni為主體的結合相結合以WC粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的P粒子的硬質相而成的。超硬合金中的Co及/或Ni的含量不足5質量％時，超硬合金的韌性下降導致耐缺損性變差。因此，將該超硬合金用於後述的切削工具時，例如20對Ti合金和耐熱合金進行加工時會出現強度不足，有可能引起切刃缺損的頻發。另外，當所述含量超過10質量％時，對Ti合金和耐熱合金進行切削時硬度變低，導致超硬合金表面的耐磨損性下降。在本實施方式中，作為結合相的Co及/或Ni的含量的優選範圍是佔到超硬合金總量的5~8.5質量％，更優為5~7質量％，最優為5.5~6.5質量％。由此，不會使超硬合25金中的WC粒子的平均粒徑超過1.0um，從而可以良好地進行焙燒。尤其是當Co及/或Ni的含量位於5~7質量％的範圍時，一般會出現燒結性極端下降的傾向。因此，以往不依靠高溫下的焙燒或Sinter-HIP等加壓焙燒的話，通過對超硬合金進行焙燒是不能使其緻密化的，另一方面，焙燒溫度升高時，WC粒子出現晶粒生長，難以使超硬合金的組織實現粒30子化。但是，即使Co及/或Ni的含量位於57質量y。的範圍內，通過採用後述的製造工藝，可以在143(TC以下的焙燒溫度下，不使硬質相中的WC粒子根本出現晶粒生長而使超硬合金實現緻密化。當超硬合金中的WC以外的硬質相的含量在10質量％以內時，具有高機械衝擊性和高熱衝擊性，使工具壽命延長。另外，具體的硬質相的形s態與所述構成相同。在此，本實施方式的超硬合金，在表面上具有厚度為0.15um的結合相富化層，並且當把所述表面的X射線衍射圖案中WC的(001)面峰值強度設為Iwc，將Co及/或鎳Ni)的(111)面峰值強度設為ICo時，滿足0.02《ICo/(Iwc+ICo)《0.5。如此，超硬合金表面上的結合相的存io在狀態，即，通過將結合相富化層和Co及/或Ni的(111)面峰值的出現狀態控制為特定的關係，可以使超硬合金具有優良的抗折強度。而且，將該超硬合金用於後述的切削工具時，例如對Ti合金進行切削時，即使在沒有高壓力的冷卻劑等的特殊裝置的常規切削條件下，也可以抑制磨損和缺損的產生，從而延長工具壽命。15另一方面，沒有結合相富化層或薄於O.lum時，由於形成潤滑層的Co及/或Ni出現不足，會出現切削阻力增大而刃頭溫度上升，刃頭附近的超硬合金出現急劇氧化。結果導致刀頭強度喪失出現熔附，從而縮短工具壽命。另外，當結合相富化層厚於5um時，在切削時產生的熱量作用下，形成潤滑層的結合相富化層的結合相被氧化後出現劣化，且由於結合相富20化層過厚，出現大量劣化結合相的原因，導致被加工材料熔附在切削工具表面上而不能獲得期望的尺寸精度。結合相富化層的優選厚度範圍為0.5~3um。所述結合相富化層是指與超硬合金的內部相比結合相的濃度高，且存在於超硬合金表面上的表面領域，可以通過X射線光電子能譜分析法25(XPS)，對在包括超硬合金截面的表面附近在內的領域中的、Co及/或Ni在深度方向的濃度分布進行測定，再測定出與超硬合金的內部相比，Co及/或Ni的濃度較高的領域的厚度，從而計算出結合相富化層的厚度。另外，作為另外的測定結合相富化層厚度的方法，也可以通過俄歇電子能譜儀沿深度方向對Co及/或Ni的濃度進行測定後算出。30另一方面，上述X射線衍射圖案中Ic。/(Iwe+Ic。)小於0.02時，結合相富化層變薄，相反，Ic。/(Iw+Ic。)大於0.5時，結合相富化層變厚導致耐磨損性下降。W(Iwc+Ic。)的優選範圍是0.05《Ic。/(Iwc+ICo)《0.2。在本實施方式中，關於X射線衍射圖案中的所述WC的峰值，將下述公式(I)求得的值作為(001)面的取向係數Te時，優選為超硬合金5表面上的取向係數Tcs和超硬合金內部的取向係數Tci之比(Tc/Tci)為1~5。由此，在超硬合金表面上，可以使WC處於被取向到熱傳導率髙的面上的狀態，從而提高超硬合金表面的熱傳導率，使切刃進行有效放熱，達到抑制切刃溫度上升的效果。還有，所謂所述超硬合金的內部是指距超硬合金的表面300um以上io的深度的區域。[數1]Tc(001)=[1(001)/Io(001)]/[(1/n)E(I(hkl)/Io(hkl))](I)I(hkl):X射線衍射測定峰值的(hkl)反射面的峰值強度Io(hkl):ASTM標準強度圖案中X射線衍射數據的標準峰值強度15E(I(hkl)=1(001)+1(100)+1(101)+1(110)+1(002)+1(111)+1(200)+1(102)n=8(用於計算Io(hkl)及I(hkl)的反射面峰值的數)此外I(001)為所述的U。另外，在本實施方式中，優選為超硬合金中的含氧量為超硬合金全體20質量的0.045質量％以下，且所述硬質相的WC粒子的平均粒徑為0.41.0nm。由此，超硬合金的含氧量少，可以防止其在高溫下的氧化，並且由於硬質相中的WC粒子的平均粒徑在上述範圍內，可以提高超硬合金的硬度，將該超硬合金用於切削工具時具有良好的切削特性。具體地說，就是當超硬合金中的含氧量相對於超硬合金全體的質量為250.045質量％以下時，採用該超硬合金的切削工具，可以抑制切削加工時處於高溫下的切刃發生氧化，使長期穩定的切削成為可能。此外，即使Co及/或Ni的含量在5~7質量％的範圍內，通過採用後述的對WC原料粉末的粒徑及其粉碎方法進行了改良的製造方法，可以實現超硬合金的低溫焙燒，並且可以將超硬合金中的含氧量控制到佔超硬合金全體質量的0.04530質量％以下。從切削性能的穩定性及耐缺損性來看，構成硬質相的WC粒子的平均粒徑為0.1um以下，優選為0.4-1.0iim，更優為0.61.0ym。另外，為了提高耐磨損性、降低切削阻力、提高耐熔附性及耐缺損性，優選為將超硬合金表面的算術平均粗度(Ra)控制在0.2um以下。超硬5合金表面的表面粗度的測定，可以採用接觸式的表面粗度計，或者非接觸式的雷射顯微鏡，測定時使測定面相對雷射呈垂直狀態，移動超硬合金進行測定即可。另夕卜，切刃形狀自身具有起伏的情況下，扣除該起伏量(JISB0610所規定的波起伏曲線量)，使之與直線近似後算出表面粗度即可。既可以在焙燒後的超硬合金的切刃周圍施加R珩磨或者倒角絎磨，也io可以在焙燒前對將切刃做成珩磨形狀。採用該方法的話，可以對切刃表面的Co及/或Ni的濃度分布進行精密控制。其次，對上述說明了的實施方式的超硬合金的製造方法進行說明。首先，例如將80~95質量％的、平均粒徑為0.01-1.5um的WC粉末；除了WC的、010質量％的、平均粒徑為0.32.0ym的、從元素周期表第4、155及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的粉末；510質量％的、平均粒徑為0.2~3um的Co粉末混合到一起，再根據需要添加金屬鴇(W)粉末或者碳黑(C)。而且，向其中加入溶劑進行混合，根據需要添加有機粘合劑後，製成用於成形的顆粒。20接著，用上述顆粒，通過公開的擠壓成形、鑲鑄成形、擠壓成形、冷靜水壓擠壓成形等成形方法成形為規定形狀後，在抽真空到真空度0.4kPa以下的氣氛中進行升溫，在13201430'C的溫度下進行0.2~2小時的焙燒。在本實施方式中，將焙燒時的氣氛設為自生氣氛，一直到達到所述焙燒溫度為止進行抽真空，到達所述焙燒溫度時停止抽真空，進行密封使焙燒爐25內處於後述的壓力狀態，僅使燒結體自身發出的分解氣體存在於氣氛中。此外，在該自生氣氛中，或者設置傳感器通入氬氣使焙燒爐內保持0.1k10kPa的一定壓力，或者對爐內氣體的一部分進行脫氣後進行調整。而且，焙燒完成時以50400。C/分鐘的冷卻速度將其冷卻到IOO(TC以下的溫度。30通過對上述的製造條件進行控制，可以將結合相富化層的厚度、X射線衍射圖案中的Ico/(Iwc+Ic。)值控制到上述規定的範圍內。例如，將焙燒時的升溫氣氛設為惰性氣體氣氛的話，結合相富化層的厚度會超過m。另外，將焙燒氣氛設為真空氣氛的話，結合相富化層的厚度變為薄於O.liim，將焙燒氣氛設為惰性氣體氣氛的話，結合相富化層的厚度有變得5厚於5um的傾向。另夕卜，在上述製造條件中，當把Co及域Ni粉末的添加量控制到5.58.5質量％時，也可以將所述取向係數之比TJTci控制在1~5的範圍內。另外，根據本方法也可以形成第l實施方式的結合相凝集部。在此，在上述製造工序中，當採用下述的製造工序時，即使Co及/或ioNi的含量為57質量％，超硬合金的焙燒溫度的低溫化也成為可能，WC等的原料粉末因為焙燒而不產生晶粒生長，可以將硬質相的粒徑控制在1iim以下，且可以將超硬合金中的含氧量控制在超硬合金全體的0.045質量％以下。B卩，為了將超硬合金中的含氧量及WC粒子的平均粒徑控制在上述範圍內，作為WC原料粉末採用粗粒粉末，粉末混合時對WC粗粒粉15末進行控制，使混合粉末的粒度達到期望的粒度，再者，通過採用抑制了成形體中的WC粉末表面的氧化的、對焙燒超硬合金時的WC粉末的燒結性進行改良的製造方法，可以將超硬合金的含氧量控制在0.045質量％以下。另外，由此超硬合金的燒結容易，能夠不使WC粒成長抑制成為破壞源的缺陷的發生。20特別是即使在超硬合金中的結合相少量，即Co及減Ni的含量為57質量％的情況下，也能夠在常壓氣氛下，在143(TC的低溫下進行焙燒，製成硬度、強度及韌性優良的超硬合金。結果可以獲得高可靠性的超硬合金制的切削工具。具體地說，將用作原料的WC粉末的平均粒徑設為5~200um，將其25加入到含氧量少的溶劑中進行混合、粉碎，把漿狀體中的原料粉末的平均粒徑調整到l.Oum以下。通過對WC粉末進行粉碎，表面沒有被氧化的活性粉末表面露出。對其進行成形、焙燒時，因為粒子之間的燒結性高，即使金屬量少也可以在低溫下使之緻密化，即使Co及/或Ni的含量為57質量％，也可以用粒子製成良好的超硬合金。30另外，在採用本製造方法的情況下，因為含在成形體中的不可避免的氧氣量減少，可以抑制燒結中產生的一氧化碳(CO)量。結果可以使從被燒中產生的成形體中的脫碳量減少，因此可以高精度地對超硬合金中重要的燒結體中的含碳量進行管理。結果，不但可以抑制燒結過程中發生的燒結體中出現缺陷，而且使對超硬合金中的含碳量的控制變得容易。5更具體地對製造工序進行說明的話，就是將80~95質量％的、優選為93~95質量％的、平均粒徑為5200um的WC粉末；和除了WC的、0~10質量％的、優選為0.3-2質量％的、平均粒徑為0.3~2.0iim的從元素周期表第4、6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的粉末；和510質量％的、優選為5~7質io量％的、平均粒徑為0.23um的Co及/或Ni粉末混合在一起，再根據需要添加金屬鎢(W)粉末或者碳黑(C)。向它們的混合粉末中加入作為溶劑的含氧率為100ppm以下的水，或者含氧率為100ppm以下的有機溶劑製成漿狀體，對該漿狀體進行溼式粉碎。此時，採用碾磨(Attritormill)和噴射磨、行星磨等破碎力強的粉碎方法，直到粉碎後的混合粉末的平均15粒徑達到l.Oum以下為止進行粉碎。其次，將粉碎的上述漿狀體投入到噴霧乾燥機中，製成成形用的顆粒。此時，在製造混合粉末的粉碎及成形用的顆粒的工序中，通入惰性氣體作為非氧化性氣氛，優選為極力抑制氧氣混入到成形用的顆粒中。而且，採用上述成形用的顆粒，通過擠壓成形、冷靜水壓擠壓成形等20方法成形為規定形狀後，在抽真空到真空度為0.4kPa以下的氣氛中進行升溫，作為所述自生氣氛在1320143(TC的溫度下進行0.2~2小時的焙燒。其後，焙燒完成時對爐進行冷卻。通過在冷卻工序中通入惰性氣體的同時進行冷卻，可以將超硬合金中的含氧量控制在相對於超硬合金全體的0.045質量％以下。25此外，上述以外的構成與上述說明的第l實施方式相同，因此省略其說明。(第3實施方式)第3實施方式的超硬合金含有5~7質量％的Co及/或Ni，和0~10質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳30化物(但，除去WC)、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，餘量由22WC構成。而且，與上述實施方式相同，是用以所述Co及/或Ni為主體的結合相，結合以WC粒子為主體的、含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的P粒子的硬質相而成的。在此，在本實施方式中，超硬合金中的結合相的含量為5~7質量％，5硬質相的平均粒徑為0.6~1.0um，飽和磁化為9~12uTmVkg，抗磁力He為1525kA/m，且含氧量為0.045質量％以下。由此，形成高硬度且高韌性的超硬合金。另外，將該超硬合金用於切削工具時，可以製成具有優良耐磨損性及耐缺損性的工具，並且因為結合相的含量低，使Ti合金和耐熱合金等的被加工材料不易產生熔附，從而能夠防止因為熔附導致切刃的io小崩刃和加工面的表面粗度的下降。相反，當所述結合相的含量少於5質量％時，超硬合金的韌性不足導致切削工具的耐缺損性惡化。另外，燒結性顯著下降，燒結時需要採用特殊的焙燒方法，導致成本過高。另外，當結合相的含量超過7質量％時，超硬合金的硬度下降，導致切削工具的耐磨損性降低。另外，結合相含量15多時，被加工材料熔附到工具的切刃上，因熔附在切刃和後面上的被加工材料導致加工面的表面粗度變大，或者出現在熔附的被加工材料脫落時產生小崩刃等問題。另外，當硬質相的平均粒徑小於0.6um時，超硬合金的硬度變得高出所需硬度以上很多，導致切削工具的耐缺損性下降。另外，超硬合金的20燒結性下降導致容易發生燒結不良，燒結不良時超硬合金的強度及硬度極度下降。另外，當硬質相的平均粒徑大於l.Oum時，不能獲得充分的硬度，導致切削工具的耐磨損性下降。硬質相的平均粒徑的範圍優選為0.75~0.95lim。當飽和磁化不足9uTmVkg時，超硬合金中的含碳量不足導致硬度變25得過高，因此超硬合金的韌性下降，導致作為切削工具的耐缺損性下降。另外，當飽和磁化超過12uTmVkg時，超硬合金中的含碳量過高，導致超硬合金的硬度下降，作為切削工具不能獲得充分的耐磨損性，在異常磨損和磨損進行的作用下，使切刃出現缺損等損傷。飽和磁化的優選範圍是9.5~11uTm3/kg。30當超硬合金的抗磁力He不足15kA/m時，對超硬合金中的硬質相之間進行結合的結合相的厚度(所謂的平均自由行程；MeanFreePath)變得過厚，導致出現超硬合金的硬度下降引起的耐磨損性的下降，和引發被加工材料的熔附，因熔附導致切刃的小崩刃和被加工材料的加工面的表面粗度劣化等問題。另外，當抗磁力He超過25kA/m時，超硬合金中的結合5相的厚度(MeanFreePath)變得太薄，超硬合金的韌性變得不充分，耐缺損性下降，導致切刃出現小崩刃和突發性缺損等損傷。抗磁力的優選範圍是1822kA/m。超硬合金中的含氧量相對於超硬合金總量的比率超過0.045質量％時，變為高溫時，結合相結合硬質相的保持力下降，導致切削中切刃變為高溫io時超硬合金的硬度下降，出現小崩刃和缺損。超硬合金中的含氧量優選為0.035質量％以下。與上述說明的實施方式相同，在超硬合金中，除了WC和Co等以外，還可以以0~10質量％的比例含有從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去WC)、氮化物以及碳氮化物。15特別是，使Cr以相對於超硬合金中的結合相的含量(質量％)，以碳化物(Cr3C2)的換算量佔到210質量％、優選為佔到3~7質量％的比例包含在超硬合金中。由此，不會因結合相引發氧化和腐蝕等的變質，從而能夠防止結合相的強度下降，使超硬合金的耐腐蝕性得到提高。而且，使用該超硬合金的切削工具，可以使工具表面不易產生氧化和腐蝕等變質現20象，從而可以防止變質造成的強度下降。另外，切削中切刃變為高溫的情況下，固溶在結合相中的&造出氧化被膜，可以抑制結合相氧化的進展，因此可以抑制因熱導致的結合相的劣化。再者，所述氧化皮膜具有穩定的化學性質，不易於被加工材料發生反應，被加工材料不易熔附在切刃上，因此在對容易產生熔附的Ti合金進行切削時，可以發揮出優良的切削性25能。另外，對超硬合金進行焙燒時，Cr抑制硬質相的晶粒生長，具有能夠控制超硬合金中的硬質相的粒徑的效果。除了Cr以外，在燒結中為了抑制硬質相的晶粒生長，還可以優選使用釩(V)和鉭(Ta)。此外，Cr、V及其Ta的至少一部分固溶在結合相中，餘量可以以單獨的碳化物或者它們的兩種以上和鎢(W)組合成的兩30種以上的複合碳化物的方式存在。另外，也可以在上述本發明的超硬合金的表面上形成硬質被覆層，該硬質被覆膜可以由從元素周期表第4、5及6族金屬、鋁(Al)以及矽(Si)的組群中選出的一種以上的元素，和從碳、氮、氧、硼中選出的一種以上的元素的化合物，硬質碳或者立方晶氮化硼的任何一項組成。由此，成膜5時超硬合金基體的表面不會因氧的影響發生變質，可以使超硬合金基體和硬質被覆膜之間獲得高附著力。結果，硬質被覆膜不會出現剝離或小崩刃，從而進一步提高切削工具的耐磨損性。此時，作為上述硬質被覆膜的優選材料種類，可以例舉出碳化鈦(TiC)、氮化鈦(TiN)及其碳氮化鈦(TiCN)、鈦鋁複合氮化物(TiAlN)、io氧化鋁(A1203)等。這些材料都具有高硬度及高強度，以及優良的耐磨損性和耐缺損性。另外，通過物理氣相沉積(PVD)法成膜的膜厚為0.1-1.8的硬質被覆層，在對高強度的容易熔附的材質即耐熱合金進行切削時，可以在保持高耐磨損性的同時，抑制硬質被覆層的剝離，因此可以在切削耐熱合金時發揮出優良特性，從而延長工具壽命。15其次，對上述說明的實施方式涉及的超硬合金的製造方法進行說明。首先，例如將83~95質量％的、平均粒徑為5200um的碳化鎢(WC)粉末；除了碳化鎢(WC)的、010質量％的、平均粒徑為0.32.0um的、從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物；5~7質量％的、平均粒徑為0.2~3Um的金屬鈷(Co)20粉末混合到一起，再根據需要調和金屬鎢(W)粉末或者碳黑(C)，再向其中加入水或有機溶劑，並根據需要添加有機粘合劑後進行混合，通過球磨、振動磨等已知的粉碎方法進行粉碎，在通過麥奇克(MICROTRAC)粒度儀進行的測定中，使粉碎後的混合原料的平均粒徑的D50值(出現率50%的位置上的粒徑)達到0.41.0um為止，調節粉碎時間進行粉碎。25也就是說，採用平均粒徑為5-200um的粗WC粉末，通過將其細粉碎到1/5以下且1.0um以下，使沒有吸附WC粒子的氧的新的面更多露出，所以不僅減少了混合粉末及成形體中的含氧量，還使混合粉末中的各個粒子的表面能量變大，導致容易進行燒結。並且，使WC粉末和結合相的潤溼性變優，所以即使是較少的結合相量，也不會出現空隙和裂紋等缺30陷，使低溫下焙燒成為可能。其次，採用上述混合粉末，通過公開的擠壓成形、鑲鑄成形、擠壓成形、冷靜水擠壓形成等成形方法成形為規定形狀後，在本發明中，將該焙燒時的氣氛作為自生氣氛進行焙燒。在此，所述自生氣氛是指進行抽真空到所述焙燒溫度為止，到達所述5焙燒溫度時停止抽真空，使焙燒爐內變為後述的壓力狀態進行密封，僅有從燒結體自身發出的分解氣體存在於氣氛中的氣氛。此外，在該自生氣氛中，設置傳感器，通過通入氬氣或者對爐內氣體的一部分進行脫氣，將爐內溫度調整到0.1k10kPa的一定壓力。而且，當焙燒完成時以50400。C/分鐘的冷卻速度將其冷卻到100CTCio以下的溫度，製成本實施方式的超硬合金。另外，根據本方法也可以形成第l實施方式的結合相凝集部。製備的超硬合金的形成切刃的邊稜部，可以在不進行加工的銳邊狀態下使用，但根據需要，也可以在形成切刃的邊稜部上施加微小的R桁磨或者倒角珩磨，使從前面來看加工餘量為10um以下，另外，至少在切刃表15面上施加刷磨加工和噴砂處理等研磨處理。其後，成膜上述種類的硬質被覆膜。作為硬質被覆膜的成膜方法，可以採用己知的化學氣相沉積法(熱CVD、等離子體CVD、有機CVD、觸媒CVD)，和物理氣相沉積法(離子電鍍法、濺射法等)等。尤其優選電弧離子電鍍法或濺射法等物理氣相沉積法，可以獲得優良的耐磨損性及潤20滑性，由此，在對難削材的耐熱合金進行切削時，可以發揮出優良的切削性能。此外，上述以外的構成，與上述說明了的第l、第2實施方式相同，因此省略其說明。25其次，對本發明涉及的切削工具進行說明。上述說明的各實施方式的超硬合金，具有高硬度、高強度及優良的耐變形性，並且具有高可靠性的機械性能，因此可以應用於模具、耐磨損部件、高溫構造材料等，特別是適用於將該切刃對準被切削物進行切削加工時的切削工具，該切刃形成於前面和後面的交叉稜部，由各實施方式的超硬合金構成。具體地說，用上30述第1到第3實施方式涉及的超硬合金作為切削工具時，加工時切削工具的切刃溫度不會升的過高，因此被加工的被加工材料的加工面不會出現白濁等不良狀況，而是形成平滑而有光澤的精加工面。特別是當切刃由上述第1實施方式涉及的超硬合金1構成的情況下，可以製成具有優良耐磨損性及耐熔附性的超硬合金切削工具。尤其將該切5削工具用於切削容易熔附的不鏽鋼或Ti合金時，在耐熔附性方面發揮出更好的效果，從而延長工具的壽命。另外，當被覆硬質被覆層的情況下，用於切削不鏽鋼時，一般切削阻力和切刃溫度容易變高，因此硬質被覆膜容易產生剝離，但因為第1實施方式涉及的硬質被覆膜7的附著力高，即使在被覆了硬質被覆膜的情況下，也可以發揮出優良的切削特性。10當切刃由上述第2實施方式的超硬合金構成的情況下，例如對Ti合金等的耐熱合金進行加工時，即使在不使用通過高壓力噴射冷卻劑等的特殊裝置的常規切削條件下，也可以抑制磨損的進展和缺損的產生，從而延長工具壽命。當切刃由上述第3實施方式的超硬合金構成的情況下，可以不使切削15工具的強度下降而使其具有高耐磨損性，且由於結合量少而具有優良的耐烙附性，因此即使是由無硬質被覆層的超硬合金構成的切削工具，在對容易熔附的、熱傳導性差的、而且高溫強度高的、難以切削的Ti合金進行切削時，也能夠發揮出非常優異的性能。另外，成膜硬質被覆層時，可以提高耐磨損性和遷都，在對具有更高強度的耐熱合金進行的加工中，可以20發揮出非常優異的性能。具體地說，就是顯示出優良的耐磨損性，成為壽命更長的切削工具。所述耐熱合金是指鉻鎳鐵合金(inconel)、哈氏合金(hastelloy)，鉤鉻鈷硬質合金等的Ni基合金、Co基合金、因康(incolloy)等的鐵(Fe)基合金的總稱。以下，舉出實施例，對本發明進行更詳細地說明，但本發明並不局限25於以下的實施例。[實施例1]以表1所示的比率添加碳化鎢(WC)粉末、金屬鈷(Co)粉末、碳化釩(VC)粉末及碳化鉻(Cr3C2)粉末，用振動磨進行18小時的粉碎混30合，然後進行乾燥，之後通過擠壓成形製成不重磨端銑刀用刀片(切削工具)的形狀。相對於焙燒溫度，從50(TC以上的低溫起，以10'C/分鐘的速度對該成形體進行升溫，在表l所示的焙燒條件下進行焙燒，製成超硬合金(表1屮的試料No.I-l14)。此外，表1中的冷卻速度表示被燒後冷卻到80(TC以下為止的冷卻速度。另夕卜，表l中的「Ar」表示氬氣；「N2」表示氮氣。[表l]tableseeoriginaldocumentpage28*表示本發明範圍外的試料。關於製備的超硬合金的任意表面，通過掃描電子顯微鏡對如圖2所示io的200倍的二次電子像進行觀察，在6mmX5mm任意範圍，測定結合相凝集部的面積和平均直徑，從而算出存在比率(測定了結合相凝集部的視野範圍中的結合相凝集部的面積比例)。此外，將結合相凝集部的測定個數設為IO個以上，算出其平均值。另外，通過Luzex圖像分析法算出WC粒子的平均粒徑。其結果如表2所示。15另夕卜，通過能量分散型X射線能譜儀(EnergyDispersiveSystem:EDS)進行分析，對製備的超硬合金的任意表面上的金屬Co的含有率進行了測定。其結果如表2所示。再者，將所述刀片形狀的超硬合金安裝在不重磨端銑刀上，使用多工床，在下述條件下進行切削評估試驗，對切削性能進行了評估。其結果如表2所示。(耐磨損性評估試驗(肩加工))5被加工材料不鏽鋼(SUS)304切削速度V=150(m/分鐘)進給速度0.12m/分鐘吃刀深度d(吃刀深度)=3mm;w(吃刀寬度)=10mm其他乾式切削10評估方法對進行了20分鐘切削時的切刃的磨損寬度進行了測定。(耐缺損性評估試驗(肩加工))被加工材料SUS304切削速度V=150(m/分鐘)進給速度O.lm/分鐘15吃刀深度d(吃刀深度)=4mm;w(吃刀寬度)=5mm其他乾式切削評估方法測定到切刃大崩刃，不能進行加工為止的切削時間。[表2]tableseeoriginaldocumentpage29tableseeoriginaldocumentpage30*表示本發明範圍外的試料。1)凝集部/常規部在超硬合金的表面上，凝集部中的結合相總量(C0+Ni)的比率/常規部中的結合相總量(Co+Ni)的比率。5從表1、2的結果可知，在試料No.I-914中，超硬合金表面中的結合相凝集部的面積比例均低於10%，被加工材料熔附在切刃上，耐缺損評估試驗中的加工時間短，且耐磨損評估試驗中的磨損寬度大。另一方面，按照本發明將原料混合粉末的混合、粉碎條件、焙燒條件控制在規定的範圍內，在結合相凝集部中的島狀部分的面積比例均佔到io10~70%的試料No.I-l8中，因為放熱性變好使切刃不易變為高溫，從而具有優良的耐熔附性。另外，在超硬合金基體的表面全體上，結合相的總含量為15-70質量％，在切削試驗中，表現出加工時間5分鐘以上，磨損寬度0.02mm以下的優良的耐缺損性、耐磨損性。[實施例n]-15採用上述實施例I的超硬合金，對該超硬合金的表面進行清洗，通過離子電鍍法在其上成膜如表3所示厚度的如表3所示的硬質被覆膜(表3中的試料No.II-l14)。[表3]tableseeoriginaldocumentpage30再者，將所述刀片形狀的超硬合金安裝在不重磨端銑刀上，使用多工序自動數學控制工具機，在下述條件下進行切削評估試驗，對切削性能進行了評估。其結果如表3所示。<切削條件〉5(耐磨損性評估試驗(肩加工))被加工材料SUS304切削速度V=200(m/分鐘)進給速度0.12m/分鐘吃刀深度d(吃刀深度)=3mm;w(吃刀寬度)=10mm10其他乾式切削評估方法對進行了20分鐘切削時的切刃的磨損寬度進行了測定。(耐缺損性評估試驗(肩加工))被加工材料SUS304切削速度V=200(m/分鐘)15進給速度O.lm/分鐘吃刀深度d(吃刀深度)=4mm;w(吃刀寬度)=5mm其他乾式切削評估方法測定到切刃大崩刃，不能進行加工為止的切削時間。從表3的結果可知，在試料No.n-914中，超硬合金表面中的結合20相凝集部的面積比例均低於10%,硬質被覆膜發生剝離，耐缺損評估試驗中的加工時間短，且耐磨損評估試驗中的磨損寬度大。另一方面，在按照本發明將原料混合粉末的混合、粉碎條件、焙燒條件控制在規定範圍內的試料No.n-l8中，結合相凝集部的面積比例均佔到10~70%，因為硬質被覆膜的附著力高，以及放熱性良好，使切刃不易25變為高溫，從而具有優良的耐熔附性。在切削試驗中，表現出加工時間12分鐘以上，磨損寬度0.15mm以下的優良的耐缺損性、耐磨損性。[實施例3]<超硬合金的製備〉以表4所示的平均粒徑及組成比，對WC粉末、Co粉末以及其他的30碳化物粉末進行調和，將其添加到含氧量為10ppm的脫氧水中製成漿狀體後，通過碾磨機對該漿狀體進行粉碎混合，直到達到表4所示的平均粒徑為止。此時，通過雷射衍射散亂法(Microtmc)測定平均粒徑，將粒度分布中頻度為50%時的值(D50值)作為混合粉末的粒度。[表4]tableseeoriginaldocumentpage32formulaseeoriginaldocumentpage33*表示本發明範圍外的試料。注l)經過粉末混合工序的混合粉末的粒度分布，雷射衍射散亂法分析的D50值(^)接著，向該漿狀體中添加1.6質量％的作為有機粘合劑的石蠟，再進行混合，在氮氣氣氛中通過噴霧乾燥法製成顆粒。而且，對該顆粒進行模5具擠壓成形，分別製成規定數量的切削工具形狀及抗折試驗的試驗片形狀的成形體。而且，以6'C/分鐘的升溫速度對該成形體在表5所示的升溫氣氛中進行升溫，保持在表5所示的溫度、時間、氣氛下進行焙燒後，在氮氣氣氛中，以表5所示的降溫速度將其冷卻到100(TC以下，再冷卻到室溫製成超硬合金(表4、5中的試料No.m-1~16)[表5]tableseeoriginaldocumentpage33tableseeoriginaldocumentpage34*表示本發明範圍外的試料。注l)經過粉末混合工序的混合粉末的粒度分布，雷射衍射散亂法分析的D50值(聲)對製備的超硬合金的表面進行X射線衍射分析，求出X射線衍射圖5案中各衍射峰值強度後計算出所述峰值強度比[Ic。/(IWC+IC。)]。另夕卜，通過X射線光電子能譜分析法(XPS)，對包括超硬合金截面的表面附近的範圍中的Co在深度方向的濃度分布進行測定，將與超硬合金的內部相比，Co的濃度高的範圍的厚度作為結合相富化層的厚度進行了測定。此外，對於存在結合相富化層的試料，與實施例l相同，對結合相凝集部的有無io及性狀進行了評估。結果如表6、7所示。再者，在下述條件下對切削性能進行了評估。<切削條件〉被加工材料Ti6AUV合金切削速度100m/分鐘15進給0.5mm/rev吃刀深度2mm其他溼式切削評估方法當加工面粗度(最大高度Rz)超過0,8um，或者發生小崩刃、缺損時中止評估，對已經加工的被加工材料的數量進行了比較。此20夕卜，對各自10個通過相同製法製成的切削工具試料進行評估，計算出的平均值如表7所示。試驗片尺寸8mmX4mmX24mm倒角0.2mmX45。25試驗方法3點彎曲(支點間距離20士0.5)試驗加重以800N以下的載荷速度附加載荷，將斷裂時的載荷定為最大載荷。此外，對通過相同製法製成的各10個試驗片進行評估，算出的平均值如表7所示。[表6]tableseeoriginaldocumentpage35*表示本發明範圍外的試料。[表7]tableseeoriginaldocumentpage36*表示本發明範圍外的試料。1)凝集部/常規部在超硬合金的表面上，凝集部中的結合相總量(C0+Ni)的比率/常規5部中的結合相總量(Co+Ni)的比率。從表47可知，對超硬合金進行焙燒時，在真空氣氛下焙燒的試料No.m-6不能形成結合相富化層，在升溫時通入氮氣(N2)且焙燒後的冷卻速度慢於5(TC/分鐘的試料No.III-7及其焙燒時通入了氮氣(N2)的試料No.III-8中，形成了比5um更厚的結合相富化層。另夕卜，在Co含量io超過10質量％的試料No.m-9及其試料No.III-lO中，ICo/(Iwc+Ic。)超過了0.5。這些試料(No.III-610)與試料No.III-1~5及試料No.III-11~16相比，均加工數少且工具壽命短。另外，抗折強度也有變低的傾向。另一方面，在Co含量為5~10質量％的、結合相富化層為0.15Pm的、0.02《ICo/(Iwc+ICo)《0.5的試料No.III-l5及試料No.III-11~16中，15製備的工具壽命都長。其中，採用平均粒徑為5100um的WC原料粉末進行粉末混合時，對粉末的粒徑(粒度)進行調整，使超硬合金中的含氧量處於0.045質量。/。以下的試料No.III-1113、15，以相同構成與試料No.III-1~3、5進行比較時，不僅具有優良的抗折強度，並且增加了切削加工數量。特別是對於試料No.III-11~13，確認到雖然Co量少於57質量。/0，但也可以進行13801450'C的低溫焙燒，超硬合金中的碳化物粒子不會產生晶粒生長，可以發揮出優良的抗折強度及切削性能。[實施例IV]5向表8所示的平均粒徑及組成比的碳化鎢(WC)粉末、鈷(Co)粉末以及其他的碳化物粉末中，添加、混合1.6質量％的石蠟和甲醇，分別作為有機粘合劑和溶劑，再通過MICROTRAC法對混合粉末的粒徑進行測定，粉碎到表8所示的D50值為止後進行造粒。接著，對造粒後的混合io原料進行模具擠壓成形，以6'C/分鐘的速度升溫至表8所示的溫度，在表8所示的溫度及焙燒氣氛中保持1個小時對其進行焙燒後，以30(TC/分鐘的速度冷卻到室溫後製成超硬合金(表8中的試料No.IV-113)。[表8]tableseeoriginaldocumentpage37*表示本發明範圍外的試料。對於製備的超硬合金，用磁特性測定器(FOERSTERJAPANLimited製造的「KOERZIMATCS」)對抗磁力及飽和磁化進行了測定。另外，用以下的方法對超硬合金中的含氧量進行測定。即，將粉碎的超硬合金粉末試料與鎳及錫(Sn)混合，使其升溫到1000-2000。C使試料分解後，通過5紅外線檢測器對氧進行監測、定量。再者，按照CIS-019D-2005規定的超硬合金的平均粒徑的測定方法，對超硬合金中的硬質相的平均粒徑進行了觀U定。此外，對於存在結合相富化層的試料，與實施例l同樣，對結合相凝集部的有無及性狀進行了評估。其結果如表9所示。此外，表9中的「Hc」表示抗磁力；「4ko」表示飽和磁化。tableseeoriginaldocumentpage38*表示本發明範圍外的試料。另外，在下述條件下對切削性能進行了評估。結果如表10所示。<切削條件〉被加工材料Ti6AUV合金圓棒15切削速度150m/分鐘進給0.3mm/rev吃刀深度1.5mm其他溼式切削評估方法對進行了20分鐘切削時的前端的磨損量進行了測定。中途出現缺損時當即中止試驗。(耐缺損性試驗)被加工材料Ti6AUV合金4根帶槽園棒切削速度120m/分鐘5進給0.3mm吃刀深度2.0mm其他溼式切削評估方法測定到切刃出現缺損時切刃受到的衝擊次數。[表io:tableseeoriginaldocumentpage3910*表示本發明範圍外的試料。1)凝集部/常規部在超硬合金的表面上，凝集部中的結合相總量(C0+Ni)的比率/常規部中的結合相總量(Co+Ni)的比率。從表8、表9以及表10可知，用於調和的WC原料粉末的平均粒徑15超出5200um的範圍，使用該原料粉末的試料No.IV-7、9、11，其含氧量超過0.045質量％，導致耐磨損性及耐缺損性同時惡化。另外，在Co含量超過7質量n/。的試料No.IV-8、9中，耐磨損性下降；在Co含量少於5質量。/。的試料No.IV-7中，過早出現缺損。再者，焙燒氣氛為真空或者氮氣流程氣氛，在硬質相的平均粒徑小於0.6um的試料No.IV-10、12中，過早出現缺損；在硬質相的平均粒徑大於1.0um的試料No.IV-13中，耐磨損性下降。另外，在抗磁力低於15kA/m的試料No.IV-8、11中，耐磨損性下降；在抗磁力超過25kA/m的試料No.IV-10中，耐缺損性下降。再者，在飽和磁化低於9uTmVkg的試料No.IV-7、12中，耐缺損性下降；5在飽和磁化超過12uTmVkg的試料No.IV-8中，耐磨損性下降。另一方面，在本發明的範圍內的具有特性的試料No.IV-16中，耐磨損性及耐缺損性均為良好，顯示出工具具有極優的壽命。[實施例V]在表8~10所示的試料No.IV-1和試料No.IV-7的超硬合金的表面上，io分別通過電弧離子電鍍法成膜厚度為1.5Pm的(Ti，Al)N膜，製成試料No.V-l和試料No.V-2。以下述的條件對製成的試料的切削性能進行了評估。其結果如表11所示。(耐磨損性試驗)15被加工材料Inconel718園棒切削速度180m/分鐘進給0.3mm/rev吃刀深度1.0mm其他溼式切削20評估方法對進行了20分鐘切削時的前端的磨損量進行了測定。中途出現缺損時當即中止試驗。(耐缺損性試驗)被加工材料Inconel718;4根帶槽園棒切削速度150m/分鐘25進給0.3mm/rev吃刀深度2.0mm其他溼式切削評估方法對到切刃出現缺損時施加到切刃上的衝擊次數進行測定。[表ll]tableseeoriginaldocumentpage41*表示本發明範圍外的試料。從表11可知，本發明的範圍外的試料No.V-2，由於強度不充分導致在耐缺損性試驗中過早產生缺損，且在耐磨損試驗中也產生了缺損。與此相反，本發明的範圍內的No.V-l，在耐磨損性及耐缺損性上都能發揮出優良的性能，從而延長了切削工具的壽命。權利要求1.一種超硬合金，含有5～10質量％的鈷及/或鎳；0～10質量％的元素周期表第4、5及6族金屬中的至少一種金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，但不包括碳化鎢，餘量由碳化鎢構成，該超硬合金用以所述鈷及/或鎳為主體的結合相，結合以碳化鎢粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的β粒子的硬質相，其特徵在於，所述碳化鎢粒子的平均粒徑為1μm以下，且以所述鈷及/或鎳為主凝集的結合相凝集部相對於超硬合金的表面的總面積以10～70面積％的比率多處分布，形成海島構造。2.根據權利要求1所述的超硬合金，其特徵在於，所述超硬合金表面中的鈷及鎳的總含量，相對於該超硬合金表面的金屬元素的總量為15~70質量％。3.根據權利要求1所述的超硬合金，其特徵在於，所述結合相凝集部中的鈷及鎳的總含量ml，與該結合相凝集部以外的正常部中的鈷及鎳20的總含量m2的比率ml/m2為2~10。4.根據權利要求1所述的超硬合金，其特徵在於，從表面觀察所述超硬合金時，所述結合相凝集部的平均直徑為10~300um。5.根據權利要求1所述的超硬合金，其特徵在於，所述結合相凝集部存在於從超硬合金的表面起到5Um為止的深度區域。256.根據權利要求1所述的超硬合金，其特徵在於，含有鉻及/或釩。7.根據權利要求1所述的超硬合金，其特徵在於，在所述超硬合金的表面上被覆有硬質被覆膜。8.—種超硬合金，含有510質量％的鈷及/或鎳；0~10質量％的從元素周期表第4、5及630族金屬中選出的至少一種金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，但不包括碳化鎢，餘量由碳化鎢構成，該超硬合金用以所述鈷及/或鎳為主體的結合相，結合以碳化鎢粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的e粒子5的硬質相，其特徵在於，在表面具有厚度為0.1~5wm的結合相富化層，並且在所述表面的X射線衍射圖案中的所述碳化鎢的(001)面峰值強度為Iwe，所述鈷及/或鎳的(111)面峰值強度為Ic。時，0.02《W(Iwc+ICo)《0.5。9.根據權利要求8所述的超硬合金，其特徵在於，在X射線衍射圖io案中的所述碳化鎢的峰值中，在將由下述公式(I)求得的值作為(001)面的取向係數Tc時，所述表面的取向係數T^和超硬合金內部的取向係數L之比TcAci為1~5，[式2〗Tc(001)=[I(001)/I。(001)]/[(l/n)i:(I(hkl)/I。(hkl))]…(I)15其中，I(hkl):X射線衍射測定峰值的(hkl)反射面的峰值強度，I。(hkl):ASTM標準強度圖案中的X射線衍射數據的標準峰值強度，￡I(hkl)二I(OO1)+I(1OO)十I(101)+1(110)+I(002)+I(111)+I(200)+I(102)，11=8(用於計算Io(hkl)及I(hkl)的反射面峰值的數)，還有，1(001)為權利要求8所述的Iwe。10.根據權利要求9所述的超硬合金，其特徵在於，超硬合金中的氧含量相對於超硬合金的整體質量在0.045質量％以下，且所述硬質相的碳化鎢粒子的平均粒徑為0.41.0lim。11.根據權利要求10所述的超硬合金，其特徵在於，所述鈷及/或鎳的含量為5~7質量％。12.—種超硬合金，含有5~7質量％的鈷及/或鎳；0~10質量％的從元素周期表第4、5及6族金屬中選出的至少一種金屬的碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，但不包括碳化鎢，餘量由碳化鎢構成，該超硬合金用以所述鈷及/或鎳為主體的結合相，結合以碳化鎢粒子為主體含有從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的e粒子的硬質相，其特徵在於，所述硬質相的平均粒徑為0.61.0um，飽和磁化為912uTm3/kg，抗磁力為15~25kA/m，且氧含量在0.045質量％以下。513.根據權利要求12所述的超硬合金，其特徵在於，作為從所述元素周期表第4、5及6族金屬中選出的至少一種含有Cr，該Cr相對於所述結合相的含量以碳化物Cr3C2的換算量計含有2~10質量％的比率。14.一種切削工具，其特徵在於，是將形成在前面和後面的交叉稜部上的切刃與被切削物接觸而進行切削加工的切削工具，所述切刃由權利要io求l、8或者12所述的超硬合金構成。全文摘要本發明涉及一種超硬合金，其特徵在於，含有5～10質量％的鈷及/或鎳；和0～10質量％的、從元素周期表第4、5及6族金屬的組群中選出的至少一種金屬的碳化物(但，除去碳化鎢)、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種，餘量由碳化鎢構成；是用以所述鈷及/或鎳為主體的結合相，結合以碳化鎢粒子和從所述碳化物、氮化物以及碳氮化物中選出的至少一種的β粒子為主體的硬質相而成的超硬合金；所述碳化鎢粒子的平均粒徑為1μm以下，且多個以鈷及/或鎳為主凝集的結合相凝集部散布在所述佔超硬合金的表面上，佔到其總面積的10～70面積％，呈海島構造。文檔編號C22C29/08GK101151386SQ20068000988公開日2008年3月26日申請日期2006年3月23日優先權日2005年3月28日發明者德永隆司,藤野亞紗子申請人:京瓷株式會社