JPS5917176B2

JPS5917176B2 - 硬化表層を有する焼結硬質合金

Info

Publication number: JPS5917176B2
Application number: JP4766578A
Authority: JP
Inventors: 寛範吉村; 賢一西垣
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1978-04-24
Filing date: 1978-04-24
Publication date: 1984-04-19
Also published as: JPS54139815A

Description

【発明の詳細な説明】この発明は、特にすぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性
を有する焼結硬質合金に関するものである。

従来、一般に焼結硬質合金は、（ａ）炭化タングステン（以下ＷＣで示す）を主成
分として含有するＷＣＣ超超硬合金（ｂ）炭化チタン（以下ＴｉＣで示す）、窒化チタ
ン（以下ＴｉＮで示す）、あるいは炭窒化チタン（以下
Ｔ１ＣＮで示す）を主成分として含有するサーメット、（ｃ）酸化アルミニウム（以下Ａｌ２Ｏ３で示す）
を主成分として含有するセラミックス、に大別されてきたーこれら従来焼結硬質合金のうちで、セラミックスは、こ
れを切削工具として使用した場合、靭性の点で上記ＷＣ
Ｃ超超硬合金よびサーメットに比して劣るため、Ａｌ２
Ｏ３のもつすぐれた耐熱性、耐酸化性、および耐溶着性
を十分に生かしきれず、したがってごく一部の限られた
分野で実用されているにすぎない。

また、上記サーメットにおいては、ＴｉＣを主成分とす
るものが大半を占めているが、ＴｉＣはＷＣに比して靭
性および耐塑性変形性が劣るために、このＴｉＣ基サー
メットを負荷の大きい断続切削や高硬度被剛材の切削に
使用した場合には、欠損や塑性変形を起しやすいという
問題点があり、このようなことから、ＴｉＣ基サーメッ
トの靭性を改良するために、種々の炭化物や窒化物を添
加することが検討され、これら成分の添加によって前記
ＴｉＣ基サーメットの靭性はある程度改善されたが耐摩
耗性および耐塑性変形性の面では十分な改善がなされて
いないのが現状である。

一方、ＷＣＣ超超硬合金、靭性面で上記サーメットに比
してすぐれているが、耐摩耗性では劣るので、このＷＣ
Ｃ超超硬合金高速切削に使用すると、前記サーメットに
比して著しく劣った切削性能を示す。

このように上記ＷＣＣ超超硬合金よびサーメットには、
それぞれ一長一短があり、いずれも十分に汎用性に富ん
だ材料とはいえず、特に比較的硬度の高い被削材の切削
や、負荷の大きい重切削に使用した場合には、その切刃
が著しく摩耗したり、塑性変形を起したりすることが多
く発生した。

そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の
従来サーメットおよびＷＣＣ超超硬合金比して、著しく
改善された耐摩耗性と耐塑性変形性とを有する焼結硬質
合金を得べく研究を行なった結果、（ａ）硬質相形成成分としての周期律表の４ａおよ
び５ａ族金属の窒化物、複合窒化物、炭窒化物、および
複合炭窒化物、並びに同４ａおよび５ａ族金属と同６ａ
族金属の複合炭窒化物からなる群のうちの１種または２
種以上の原料粉末と、結合相形成成分としての鉄族金属
のうちの１種または２種以上の原料粉末とからなる圧粉
体を、ＣＯやＣＨ４などの炭化水素などを含有する浸炭
ガス雰囲気中で、液相が出現する温度以下に加熱し、引
続いて真空焼結すると、この結果ボア（小孔）がなく、
シかも表面に向って連続的に高くなる硬さ分布を有した
硬化表層が形成された焼結硬質合金が得られ、前記焼結
硬質合金はすぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性を有す
ること。

（ｂ）上記（ａ）項における焼結硬質合金に、周期
律表の４ａ、５ａおよび６ａ族の金属の炭化物および複
合炭化物からなる群のうちの１種または２種以上を硬質
相形成成分として含有させると、前記焼結硬質合金にお
ける硬化表層の厚みおよび硬さを調整することができる
こと。

（ｃ）上言αω項および（ｂ）項に示される焼結硬
質合金の結合相に、Ｃｒ族金属（Ｃｒ、ＭｏおよびＷを
いう）のうちの１種または２種以上を含有させると、鉄
族金属からなる結合相中に前記Ｃｒ族金属が固溶して合
金の高温度強度が一層向上するようになると共に、焼結
時における硬質相とのぬれ性がさらに向上するようにな
ること。

（ｄ）上記ａ）項、（ｂ）項、および（ｃ）項に示
される焼結硬質合金の結合相に、Ａｌを含有させると、
前記結合相には微細なＡＡの金属間化合物が形成し、前
記焼結硬質合金における硬化表層の高温強度が一層向上
するようになること。

以上（ａ）〜（ｄ）項に示される知見を得たのである。

したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
ものであって、焼結硬質合金を、（ａ）硬質相形成
成分として、周期律表の４ａ、５ａ。

および６ａ族の金属の炭化物および複合炭化物からなる
群のうちの１種または２種以上（以下硬化表層調整成分
という）：１０〜８５．５％、（ｂ）同じく硬質相
形成成分として、周期律表の４３および５ａ族金属の窒
化物、複合窒化物、炭窒化物、および複合炭窒化物、並
びに同４ａおよび５ａ族金属と同６ａ族金属の複合炭窒
化物からなる群のうちの１種または２種以上（以下硬化
表層形成成分という）：９．５〜８５％、を含有し、さ
らに必要に応じて、（ｃ）結合相形成成分として、Ｃｒ族金属のうちの
１種または２種以上：１−１５％、（ｄ）同じく結合相形成成分として、Ａ７：０．０
５〜５％、以上Ｃおよびｄのうちの１種または２種を含有し、（ｅ）残りが結合相形成成分としての鉄族金属のう
ちの１種または２種以上と不可避不純物からなり、かつ
、硬質相：５０〜９５％、結合相：５〜５０％、からなる組成（以上容量％）で構成し、しかも前記焼結
硬質合金は、ｉの表面から最大深さ１ｍｍまで内部に向
って連続的に低くなる硬さ分布を有すると共に、内部硬
さに対して表面硬さが５〜３０％高い硬質表層をもつこ
とに特徴を有するものである。

ついで、この発明の焼結硬質合金をこおいて、上述のよ
うに数値限定した理由を説明する。

（ａ）硬質相および結合相の含有量硬質相の含有量が５０容量％未満では、相対的に結合相
の含有量が５０容量％を越えて多くなるため、合金の耐
摩耗性、耐塑性変形性が劣化するようになり、一方硬質
相の含有量が９５容量％を越えて多くなると、相対的に
結合相の含有量が５容量％未満となり、合金の靭性が著
しく低くなることから、硬質相の含有量を５０〜９５容
量％および結合相の含有量を５〜５０容量％とそれぞれ
定めた。

（ｂ）硬化表層調整成分および硬化表層形成成分の
含有量硬化表層調整成分の含有量が１０容量％未満では、相対
的に硬化表層形成成分の含有量が８５容量％を越えて多
くなりすぎ、硬化表層の厚みが１韻を越えて厚くなり、
合金の靭性が劣化するようになり、一方硬化表層調整成
分の含有量が８５．５容量％を越えると相対的に硬化表
層形成成分の含有量が９．５％未満と少なくなりすぎ、
硬化表層を形成するのが困難となることから、硬化表層
調整成分の含有量を１０〜８５．５容量％、硬化表層形
成成分の含有量を９．５〜８５容量％と定めた。

（ｅ）Ｃｒ族金属の含有量その含有量が１容量％未満では、所望の高温強度改善効
果および硬質相とのぬれ性改善効果を確保することがで
きず、一方１５容量％を越えて含有させると、合金の靭
性が低下するようになることから、その含有量を１〜１
５容量％と定めた。

（ｄ）ＡＡの含有量その含有量が０．０５容量％未満では所望の高温強度が
得られず、一方５容量％を越えて含有させると、例えば
ＮｉＴｉ（Ａｌ）などの脆化相が析出するようになっ
て合金の靭性が低下することから、その含有量を０．０
５〜５容量％と定めた。

（ｅ）硬化表層の厚さ硬化表層を１間を越えて厚くすると靭性が低下し、これ
を切刃として適用した場合、欠損を起しやすくなること
から、その厚さをｌｉ７＋！以下と定めた。

（ｆ）硬化表層の表面硬さ合金内部硬さに対する表面硬さの硬化度が５％未満の硬
さ分布では、所望の耐摩耗性および耐塑性変形性を合金
に付与することができず、一方同じく表面硬さの硬化度
が合金内部硬さに比して３０％を越えて高くなると、合
金を切刃として使用した場合、欠損を起しやすくなるこ
とから、表面硬さを合金の内部硬さに比して５〜３０％
高い硬さに定めた。

つぎに、この発明の焼結硬質合金を実施例により説明す
る。

実施例ｌ原料粉末として、平均粒径：１．０μｍのＴｉＣ粉末、同１．２μｍのＴａＣ粉末、同１．２μｍのＷＣ粉末、同１．０μｍのＴｉＮ粉末、平均粒径：１．５μｍのＺｒＮ粉末、同０．６μｍのＭｏ粉末、同１．０μｍのＷ粉末、同１．０μｍのＮｉ粉末、同１．２μｍのＣｏ粉末、を使用し、これらの原料粉末を第１表に示される配合組
成に配合し、この配合粉末をボールミル中で粉砕混合し
、ついでこの混合粉末より圧粉体をプレス成形し、前記
圧粉体を圧カニ１１００ｍ１ＨのＣＯガス雰囲気中で温
度１２５０℃に加熱し、引続いて真空度：１σ２１ｎｒ
ＩＬＨｇの真空中で、温度１４５０℃に１時間保持して
焼結することによって実質的に配合組成と同一の成分組
成をもった本発明焼結硬質合金（以下本発明合金という
）１〜３と、比較焼結硬質合金（以下比較合金という）
１とをそれぞれ製造した。

なお、比較合金ｌは硬化表層調整成分が本発明範囲から
外れた含有量のものである。

また比較の目的で、同じく第１表に示される配合組成に
配合し、混合し、プレス成形した圧粉体を、真空度０．
５ｍｍＨｇの真空中、温度１４５０℃に１時間保持して
焼結することによって硬化表層を有しない比較合金２を
製造した。

ついで、上記本発明合金１〜３、比較合金１〜２、およ
び従来切削工具用材料として知られている硬化表層を有
しない市販のＴｉＣ基サーメット（以下従来合金１とい
う）から、Ｃｌ５（超硬工具協会規格）・ＳＮＭＮ４３
２に則した形状の切削試験用チップをそれぞれ製作し、被削材：ＪＩＳ −８ＮＣＭ−８（硬さＨＢ：２７０）
、チップホーニング：０．１ｍｍ。

切削速度：２００ｍ／ｍｉ！Ｌ。

送り：０．４ｍｍ１ｒｅｖ、、切込み＝１．５朋、切削時間：５．ａｍｉｎ。

の条件で連続切削試験を行ない、試験切刃の逃げ面最大
摩耗幅を測定した。

この結果を第２表に示したが、第２表には硬化表層の平
均厚みおよび硬さ分布、並びに合金の内部硬さを示すと
共に、内部硬さに対する表面硬さの硬化率をそれぞれ合
せて示した。

また、第１図に、本発明合金１、比較合金１、および比
較合金２に関して、硬さ分布態様を示した。

第２表および第１図に示される結果から明らかなように
、この発明で定めた硬化表層を有する本発明合金１〜３
は、いずれも比較合金１．２および従来合金１に比して
すぐれた連続切削特性を示し、高い耐摩耗性と耐塑性変
形性をもつどとが確認された。

実施例２原料粉末として、平均粒径１．５μｍの（Ｔｉ、Ｍｏ）ＣＮ粉末（ＴｉＮ
／Ｍｏ２Ｃ＝２０重量％／８０重量％）、平均粒径１．
５μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）ＣＮ粉末（ＴｉＮ／ＮｂＣ＝
５０重量％１５０重量％）、同１．２μｍのＷＣ粉末およびＣｏ粉末、同１．５μｍ
のＺｒＣ粉末およびＦｅ粉末、同２．０μｍのＶＣ粉末
、同０．６μｍのＭＯ＠末、同１．０μｍのＷ粉末、Ｃｒ粉末、およびＮｉ粉末、を使用し、これらの原料粉末を第３表に示される配合組
成に配合し、ついで実施例１におけると同様に圧粉体を
成形し、前記圧粉体を、ＣＨ４：０．２１７ｍ１ｔｔ
とＨ２：１．０１Ｊ／ｍｉｘからなる混合ガスの流
通下で温度１２５０℃まで加熱し、引続いて真空度１０
−１０−２７１Ｌの真空中で温度１４００°Ｃに１時間
保持して焼結することによって実質的に配合組成と同一
の成分組成をもった本発明合金４〜６を製造した。

また比較の目的で、上記焼結条件を変えることによって
成分組成は本発明に定めた成分組成をもつが、硬化表層
の深さが本発明範囲から外れて深い比較合金３、および
同じく成分組成は本発明範囲内にあるが、硬化表層の表
面硬さの硬化率が本発明範囲を越えて硬い比較合金４を
製造した１ついで、本発明合金４〜６、比較合金３，４
、および従来切削工具用材料として知られている硬化表
層を有しない超硬合金Ｐ２０（以下従来合金２という）
より、実施例１におけると同条件で切削試験用チップを
製作し、被削材：ＪＩＳ−８ＮＣＭ−８（硬さＨＢ：２７０）チ
ップホーニング：０．０３ｍｍ。

切削速度：１５０ｍ／ｍへ送り：０．４ｍｍ／ｒｅｖ、、
場１切込み：１．５ｍｍ。

切削時間：ｉｏｍｉｙｔ。

の条件で連続切削試験を行ない、実施例１におけると同
様に切刃の逃げ面最大摩耗幅を測定した。

この結果を硬化表層の態様とともに第４表に示した。

また第２図に本発明合金４および比較合金３４の硬さ分
布態様を示した。

第４表に示されるように、本発明合金４〜６は硬化表層
の平均厚みおよび硬化率がそれぞれ本発明に定めた範囲
から外れているために、切刃欠損を起して逃げ面最大摩
耗幅の測定が不可能となった比較合金３，４、およｄ従
来合金（Ｐ２Ｏ）に比して、きわめてすぐれた切削特性
、すなわちすぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性を有す
ることが明らかである。

実施例３原料粉末として、平径粒径１．２μｍの（Ｔｉ、Ｗ）ＣＮ粉末（ＴｉＮ／
ＷＣ＝３０重量％／７０重量％）、同１．２μｍのＷＣ粉末、ＴａＣ粉末、およびＣ。

粉末を使用し、これらの原料粉末を第５表に示される配
合組成に配合し、実施例１におけると同様に粉砕混合し
、プレス成形し、ついでこの結果得られた圧粉体を、圧
力２０ｍｉＨｇのＣＨ４ガス雰囲気中で温度１２５０°
Ｃに加熱し、引続いて真空度１０−’ｍｍＨｇの真空中
、温度１４００°Ｃに１時間保持して焼結することによ
って実質的に配合組成と同一の成分組成をもった本発明
合金７〜９と比較合金５をそれぞれ製造した。

なお、比較合金５は硬化表層形成成分の含有量が本発明
範囲から低い方に外れたものである。

ついで、本発明合金７〜９および比較合金５より、実施
例１におけると同一の条件で切削試験用チップを製作し
、被削材：ＪＩＳ−８ＮＣＭ−８（硬さＨＢ：２７０）、
チップホーニング：０．０３朋、切削速度：１・ＯＯｍ／ｍｉｙ’ｔ。

送り：０．６ｍｍｌｒｅｖ、、切込み：１．５ｍｍ。

切削時間：１０ｍ１ｙｔ。

この結果を硬化表層の態様と合せて第６表に示した。

第６表に示されるように、本発明合金７〜９においては
、硬化表層調整成分の含有量によって硬化表層の厚みお
よび硬さが調整でき、すなわち硬化表層調整成分の含有
量が減少する（これに伴って相対的に硬化表層形成成分
の含有量が増加することになる）と、硬化表層の厚みお
よび確化率が増大する傾向を示し、さらに本発明合金７
〜９は比較合金５に比べて著しくすぐれた耐摩耗性をも
つことが明らかである。

実施例４原料粉末として、平均粒径２．０μｍのＣｒ３Ｃ２粉末、平均粒径１．５μｍのＭＯ２Ｃ粉末、同１．６μｍのＮｂＣ粉末、同１．８μｍの（Ｔｉ、Ｔａ）Ｃ粉末（ＴｉＣ／ＴａＣ
＝９０重量％／ｌＯ重量％）、同１．２μｍの（Ｈｆ、Ｎｂ）Ｃ粉末（ＨｆＣ／Ｎｂ
Ｃ−３０重量％／７０重量％）、同１．０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ）Ｃ粉末（Ｔ
ｉＣ／ＮｂＣ／ＷＣ＝３０重量％／２０重量％１５０
重量％）。

同２．２μｍのＶＮ粉末、同１．５μｍのＨｆＮ粉末、同１．２μｍのＴａＮ粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎ粉末（ＴｉＮ／ＮｂＮ
−５０重量％１５０重量％）、同１．５μｍのＴ１ＣＮ粉末（ＴｉＣ／ＴｉＮ＝５０重
量％１５０重量％）、同１．８μｍのＨｆＣＮ粉末（ＨｆＣ／ＨｆＮ＝６０重
量％／４０重量％）、同２．０μｍの■ＣＮ粉末（ＶＣ／ＶＮ＝７０重量％／
３０重量％）、同２．０μｍの（Ｔｉ、Ｔａ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／Ｔａ
Ｎ−７０重量％／３０重量％）、平均粒径２．５μｍの（Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ）ＣＮ粉末（
ＺｒＣ／ＮｂＣ／ＮｂＮ／ＴａＮ＝１０重量％１５０重
量％／２０重量％／２０重量％）、同２．８μｍの（Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｒ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ
／ＴｉＮ／ＨｆＮ／Ｃｒ５Ｃ２＝５０重量％／２０重
量％／２５重量％１５重量％）、同２．０μｍの（Ｔｉ、Ｖ、Ｗ）ＣＮ粉末（ＴｉＣ／Ｔ
ｉＮ／ＶＮ／ＷＣ＝４０重量％／３０重量％１５重量％
／重量％／３０重子（ＴｉＣ／ＴｉＮ／ＴａＮ／ＮｂＣ／Ｍｏ２Ｃ＝３０重
量％／３０重量％／１０重量％／１０重量％／２０重量
％）、同０．６μｍのＭｏ粉末、同１．０μｍのＷ粉末、Ｃｒ粉末、およびＮｉ粉末、同
２．５μｍのＮ１−Ａ７合金粉末（Ａｌ：３１重量％含
有）、同１．２μｍのＣｏ粉末、同２．７μｍのＦｅ粉末、を用意し、これら原料粉末を番７表に示される配合組成
に配合し、ボールミルにて粉砕混合し、圧粉体にプレス
成形した後、この圧粉体を、ＣＨ，：ｌｌ／ｍ１ｙｔ
、Ｈ２：ＩＩｔ７ｍＶｔからなる混合ガスノ流
通下で温度１２５０℃に加熱し、引続いて真空度１Ｏ−
２１ｎ７！ＬＨｇの真空中、１４００〜１４５０℃の範
囲内の所定温度に１時間保持して焼結することによって
実質的に配合組成と同一の成分組成をもった本発明合金
１０〜２０をそれぞれ製造した。

ついで、本発明合金ｌＯ〜２０について、実施例１にお
けると同一の条件で硬化表層の平均厚みおよび硬さ分布
を測定すると共に、合金の内部硬さを測定し、さらに連
続切削試験を行なった。

これらの結果を第７表に合せて示したが、第７表に示さ
れるように、本発明合金ｌＯ〜２０は、いずれもすぐれ
た耐摩耗性と耐塑性変形性をもつので、すぐれた切削性
能を示すことが明らかである。

上述のように、この発明の焼結硬質合金は、きわめてす
ぐれた耐摩耗性および耐塑性変形性、並びに靭性を有す
るので、これを一般の切削はもちろんのこと、従来サー
メットやＷＣＣ超超硬合金不得意としていた比較的硬度
の高い被削材の切削や、負荷の大きい重切削に適用した
場合にすぐれた切削性能を発揮すると共に、耐摩耗部品
の製造にも使用できるなど工業上有用な特性をもつもの
である。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明合金および比較合金の硬さ
分布を示す曲線図である。

Claims

【特許請求の範囲】１硬質相形成成分おして、周期律表の４ａ、５ａおよ
び６ａ族金属の炭化物および複合炭化物からなる群のう
ちの１種または２種以上：ｌＯ〜８５．５％、同じく硬質相形成成分として、周期律表の４ａおよび５
ａ族金属の窒化物、複合窒化物、炭窒化物、および複合
炭窒化物、並びに同４ａおよび５ａ族金属と同６ａ族金
属の複合炭窒化物からなる群のうちの１種または２種以
上：９．５〜８５％、を含有し、残りが結合相形成成分
としての鉄族金属のうちの１種または２種以上と不可避
不純物からなり、かつ、硬質相：５０〜９５％。結合相：５〜５０％、からなる組成（以上容量％）を有する焼結硬質合金にし
て、さらに、上記焼結硬質合金は、その表面から最大深さ１ｍｍまで
内部に向って連続的に低くなる硬さ分布を有し、しかも
内部硬さに対して表面硬さが５〜３０％高い硬質表層を
もつことを特徴とする硬化表層を有する焼結硬質合金。２硬質相形成成分として、周期律表の４ａ。５ａ、および６ａ族金属の炭化物および複合炭化物から
なる群のうちの１［または２種以上：１０〜８５．５％
、同じく硬質相形成成分として、周期律表の４３および５
ａ族金属の窒化物、複合窒化物、炭窒化物、および複合
炭窒化物、並びに同４ａおよび５ａ族金属と同６ａ族金
属の複合炭窒化物からなる群のうちの１種または２種以
上：９．５〜８５％、結合相形成成分として、Ｃｒ族金
属のうちの１種または２種以上＝１〜１５％、を含有し、残りが結合相形成成分としての鉄族金属のう
ちの１種または２種以上と不可避不純物からなり、かつ
、硬質相：５０〜９５％、結合相：５〜５０％、からなる組成（以上容量％）を有する焼結硬質合金にし
て、さら）こ、上記焼結硬質合金は、その表面から最大深さ１１ｒＬｍ
まで内部に向って連続的に低くなる硬さ分布を有し、し
かも内部硬さに対して表面硬さが５〜３０％高い硬質表
層をもつことを特徴とする硬化表層を有する焼結硬質合
金。３硬質相形成成分として、周期律表の４ａ。５ａ、および６ａ族金属の炭化物および複合炭化物から
なる群のうちの１種または２種以上：１０〜８５．５％
、同じく硬質相形成成分として、周期律表の４３および５
ａ族金属の窒化物、複合窒化物、炭窒化物、および複合
炭窒化物、並びに同４ａおよび５ａ族金属と同６ａ族金
属の複合炭窒化物からなる群のうちの１種または２種以
上＝９．５〜８５％、結合相形成成分として、ｌ：０．
０５〜５％、を含有し、残りが結合相形成成分としての
鉄族金属のうちの１種または２種以上と不可避不純物か
らなり、かつ、硬質相：５０〜９５％、結合相：５〜５０％、からなる組成（以上容量％）を有する焼結硬質合金にし
て、さらに、上記焼結硬質合金は、その表面から最大深さ１間まで内
部に向って連続的に低くなる硬さ分布を有し、しかも内
部硬さに対して表面硬さが５〜３０％高い硬質表層をも
つことを特徴とする硬化表層を有する焼結硬質合金。４硬質相形成成分として、周期律表の４ａ。５ａ、および６ａ族金属の炭化物および複合炭化物から
なる群のうちの１種または２種以上＝１０〜８５．５％
、同じく硬質相形成成分として、周期律表の４ａおよび５
ａ族金属の窒化物、複合窒化物、炭窒化物、および複合
炭窒化物、並びに同４ａおよび５ａ族金属と同６ａ族金
属の複合炭窒化物からなる群のうちの１種または２種以
上＝９．５〜８５％、結合相形成成分として、Ｃｒ族金
属のうちの１種または２種以上＝１〜１５％、同じく結合相形成成分として、Ａ７：０．０５〜５％％を含有し、残りが結合相形成成分としての鉄族金属のう
ちの１種または２種以上と不可避不純物からなり、かつ
、硬質相：５０〜９５％、結合相：５〜５０％、からなる組成（以上容量％）を有する焼結硬質合金にし
て、さらに、上記焼結硬質合金は、その表面から最大深さ１ｍｍまで
内部に向って連続的に低くなる硬さ分布を有し、しかも
内部硬さに対して表面硬さが５〜３０％高い硬質表層を
もつことを特徴とする硬化表層を有する焼結硬質合金。