(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有し、前記結合相の含有量が４質量％以上１１質量％以下である内部と表面部とを有し、
前記表面部に前記内部よりも前記第２硬質相の含有量が少ない低β層が形成されており、
断面において、前記内部に対する前記第２硬質相の面積比が５０％未満の領域を前記低β層とし、
前記低β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす超硬合金。
【請求項２】
前記低β層における前記第２硬質相の最大粒径が４μｍ未満である請求項１に記載の超硬合金。
【請求項３】
前記ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上４．０μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載の超硬合金。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の超硬合金からなる基材を備える切削工具。
【請求項５】
前記基材の表面に被覆膜を備える請求項４に記載の切削工具。
【請求項６】
前記被覆膜が化学蒸着法により形成されている請求項５に記載の切削工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超硬合金及び切削工具に関する。特に、逃げ面摩耗を効果的に抑制でき、耐チッピング性に優れる超硬合金及び切削工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、切削工具として、ＷＣ粒子を主たる硬質相とし、これをＣｏ，Ｎｉなどの鉄族金属を主成分とする結合相により結合した超硬合金を基材に備える超硬合金工具が利用されている。超硬合金工具に求められる代表的な性能としては、耐摩耗性や耐欠損（耐チッピング）性が挙げられる。
【０００３】
切削工具で被削材を切削すると、切削した切りくずの変形、被削材や切りくずとの摩擦によって熱が発生し、切削工具の刃先表面は切削時に高温になる。超硬合金は、高温になると、硬度が低下して強度が低下する傾向があり、摩耗や欠損が生じ易くなる他、化学的な摩耗も進行し易くなる。
【０００４】
そこで、切削工具の基材となる超硬合金において、耐摩耗性や耐熱性を改善するため、硬質相としてＷＣの他に、ＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣなどを添加したり、超硬合金の基材表面に、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，Ａｌ２Ｏ３などを被覆したりすることが行われている。（特許文献１〜３を参照。）
【０００５】
特許文献１〜３には、超硬合金の表面部に、脱β層（β相が存在せず、ＷＣ−Ｃｏのみからなる層）を形成する技術が記載されている。一般に、脱β層は、超硬合金の内部よりも結合相の含有量が多く、軟らかいため、靱性に優れる。それ故、超硬合金の表面部に脱β層を形成することによって、切削時の衝撃を緩和したり、亀裂の進展を抑制したりでき、超硬合金の耐衝撃性や耐欠損性を改善できる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭６０−１７４８７６号公報
【特許文献２】特開昭６１−３４１０３号公報
【特許文献３】特開平８−２２５８７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
近年、切削加工の高能率化が求められ、高速、高送り、高切込といった高負荷切削条件での加工が増加しており、切削時の工具刃先の温度上昇が著しい。そのため、超硬合金工具の耐摩耗性や耐欠損性の向上に対する要求が一層強まっている。
【０００８】
超硬合金の基材において、切削時に刃先表面が局所的に高温になると、表面部の硬度・強度が低下するため、切削時の衝撃によってチッピングが生じ、それを起点として欠損が生じ易い。また、刃先を構成する逃げ面は、切削時に被削材との擦過により発熱し、高温状態で被削材が押し当てられることにより変形が生じ易いため、逃げ面摩耗の進行も速い。
【０００９】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的の一つは、逃げ面摩耗を効果的に抑制でき、耐チッピング性に優れる超硬合金を提供することにある。また、別の目的は、上記超硬合金からなる基材を備える切削工具を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一態様に係る超硬合金は、ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有し、前記結合相の含有量が４質量％以上１１質量％以下であり、表面部に内部よりも前記第２硬質相の含有量が少ない低β層が形成されており、前記低β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす。
【００１１】
本発明の一態様に係る切削工具は、上記本発明の一態様に係る超硬合金からなる基材を備える。
【発明の効果】
【００１２】
上記超硬合金は、逃げ面摩耗を効果的に抑制でき、耐チッピング性に優れる。上記切削工具は、優れた耐摩耗性と耐欠損性を発揮できる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】実施形態に係る超硬合金の断面の光学顕微鏡写真を示す図である。
【図２】本発明の実施形態に係る切削工具の一例である刃先交換型切削チップの概略斜視図である。
【図３】図２に示す刃先交換型切削チップの（ＩＩ）−（ＩＩ）断面における刃先近傍の部分拡大概略断面図である。
【図４】従来の超硬合金の断面の光学顕微鏡写真を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、表面部に脱β層（ＴｉＣやＴａＣなどの化合物を含む固溶体（β相）が存在せず、実質的にＷＣと結合相（鉄族金属）とからなる層）を有し、ＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣなどを添加した超硬合金における熱特性と切削性能との関係について、鋭意研究した結果、以下のような知見を得た。
【００１５】
文献にもよるが、超硬合金の主たる硬質相であるＷＣの熱伝導率は、１４０Ｗ／ｍＫ程度といわれている。これに対し、硬質相として添加したＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣなどの熱伝導率は、１０〜５０Ｗ／ｍＫ程度と低い。また、結合相である鉄族金属の熱伝導率は、Ｃｏが１００Ｗ／ｍＫ、Ｎｉが９０Ｗ／ｍＫ、Ｆｅが８０Ｗ／ｍＫ程度である。そして、一般的な超硬合金の熱伝導率は、硬質相を構成する化合物粒子の種類や粒径、含有率などにもよるが、５０〜８０Ｗ／ｍＫ程度である。
【００１６】
図４は、脱β層を有する従来の超硬合金の断面の顕微鏡写真（倍率１０００倍）を示す図であり、組織中、濃いグレーの粒子がβ相である。図４では、紙面上側が超硬合金の表面側であり、上方の黒の部分が超硬合金を包埋した樹脂で、それ以外の部分が超硬合金である。図４に示すように、脱β層１１０は、超硬合金の表面部に形成されており、脱β層１１０には、β相１０１が殆ど存在していない。従来の超硬合金の熱特性について検討してみると、表面部の脱β層には、熱伝導率の高いＷＣと鉄族金属とが存在し、内部には、硬質相に熱伝導率の低いＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣなどが存在することから、表面部（脱β層）は、内部に比較して相対的に熱伝導率が高い。そして、従来の超硬合金では、切削時に刃先表面で発生した熱の一部が表面部の脱β層から内部に拡散しようとするが、内部の熱伝導率が低いため、脱β層と内部との界面で熱の伝導が阻害されることから、脱β層に熱が籠り易く、表面部（特に、刃先部位）が局所的に高温になり易い。したがって、従来の超硬合金は、表面部の摩耗が進行し易く、更には、表面部の強度低下に起因する欠損、表面部の局所的な熱膨張や熱衝撃に起因する熱亀裂や欠損などの問題が生じ易いと考えられる。
【００１７】
本発明者らは、超硬合金における表面部と内部との熱浸透率に着目し、表面部と内部との熱浸透率比を小さくすることが、超硬合金工具の耐摩耗性や耐欠損性の向上に有効であることを見出した。具体的には、超硬合金の表面部の脱β層において、β相を完全に消失させずにβ相を一部残存させることで、表面部と内部の熱浸透率比を小さくしながら、従来の脱β層としての機能（耐衝撃性や耐欠損性）をある程度確保する。このような超硬合金は、表面部と内部の熱浸透率比が小さいことから、表面部と内部との界面で熱の反射が生じ難く、表面部から内部に熱を効果的に拡散できるため、表面部の温度上昇が小さく、表面部が高温になり難い。その結果、高温による摩耗や欠損を抑制でき、工具の耐摩耗性や耐欠損性が向上する。熱浸透率とは、互いに接する２つの物質間の熱の伝わり易さを表す指標（単位：Ｊ／（ｍ２ｓ１／２Ｋ））であり、２つの物質の熱浸透率が等しければ、例え熱伝導率や比熱が異なっていても、２つの物質間の界面で熱の反射が生じずに熱の拡散が行われる。
【００１８】
［本発明の実施形態の説明］
本発明の実施態様を列記して説明する。
【００１９】
（１）本発明の一態様に係る超硬合金は、ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、を有する。この超硬合金は、結合相の含有量が４質量％以上１１質量％以下である。そして、この超硬合金は、表面部に内部よりも第２硬質相の含有量が少ない低β層が形成されており、低β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす。
【００２０】
上記超硬合金によれば、表面部に内部よりも第２硬質相の含有量が少ない低β層が形成されており、表面部の低β層の熱浸透率ＴＥａと内部の熱浸透率ＴＥｂとの比（熱浸透率比）が１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす。したがって、上記超硬合金は、表面部の低β層と内部との熱浸透率比が小さいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の低β層から内部に拡散され易く、表面部から内部に効果的に放熱できる。よって、上記超硬合金は、表面部が局所的に高温になることを抑制でき、表面部の硬度・強度の低下を抑制できることから、耐摩耗性や耐欠損（耐チッピング）性が向上する。更には、表面部の温度上昇が小さく、表面部と内部との温度差も小さくなるため、耐熱衝撃性も向上する。具体的には、切削時の衝撃によって表面部にチッピングが生じることを抑制でき、それを起点とする欠損も抑制できる。特に、逃げ面では、被削材との擦過による温度上昇が抑制されることから、高温になり難く、被削材が押し当てられることによる変形が生じ難いため、逃げ面摩耗を効果的に抑制できる。ここでは、表面部に形成された層にβ相（第２硬質相成分）が多少なりとも存在しているため、実質的に第１硬質相のＷＣと結合相の金属とからなる従来の「脱β層」と異なることから、「低β層」と呼ぶ。
【００２１】
ＴＥａ／ＴＥｂ≦１．０２のときは、表面部の低β層における第２硬質相の含有量（含有比率）が多くなるため、表面部（低β層）の靱性が低下することから、低β層による耐衝撃性や耐欠損性の機能が十分に発揮されない。ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．０８のときは、表面部の低β層と内部との熱浸透率比が大きくなるため、表面部から内部への放熱が阻害される。
【００２２】
結合相の含有量が４質量％以上であることで、製造時の焼結性の悪化を防止し、結合相によって硬質相が強固に結合されるため、強度が高く、欠損が生じ難い。また、結合相の含有量が４質量％以上であることで、超硬合金の靱性が向上する。結合相の含有量が１１質量％以下であることで、硬質相が相対的に減少することによる超硬合金の硬度の低下を抑制し、耐摩耗性や耐塑性変形性の低下を抑制できる。
【００２３】
（２）上記超硬合金の一例として、上記低β層における上記第２硬質相の最大粒径が４μｍ未満である態様が挙げられる。
【００２４】
表面部の低β層において、第２硬質相（β相）の最大粒径が４μｍ未満であることで、切削時の衝撃による亀裂の起点となり難く、チッピングや欠損を抑制できる。
【００２５】
（３）上記超硬合金の一例として、上記ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上４．０μｍ以下である態様が挙げられる。
【００２６】
ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上であることで、靱性が高く、機械的・熱的な衝撃によるチッピングや欠損を抑制できる。また、耐亀裂伝播性が向上することから、亀裂の伝播が抑制され、チッピングや欠損を抑制できる。ＷＣ粒子の平均粒径が４．０μｍ以下であることで、硬度が高く、切削時の変形が抑制されるため、摩耗や欠損を抑制できる。
【００２７】
（４）本発明の一態様に係る切削工具は、上記（１）〜（３）のいずれか１つに記載の超硬合金からなる基材を備える。
【００２８】
上記切削工具は、耐摩耗性や耐欠損（耐チッピング）性に優れる上記超硬合金を基材に備えることから、優れた耐摩耗性と耐欠損性を発揮でき、工具寿命が長い。切削工具の具体例としては、刃先交換型切削チップ（スローアウェイチップ）、バイト、エンドミル、ドリル、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどが挙げられる。
【００２９】
（５）上記切削工具の一例として、上記基材の表面に被覆膜を備える態様が挙げられる。
【００３０】
基材表面に被覆膜を備えることで、工具の耐摩耗性などを改善でき、更なる長寿命化が図れる。被覆膜の構成材料としては、例えばＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，Ａｌ２Ｏ３などが挙げられる
【００３１】
（６）上記切削工具の一例として、上記被覆膜が化学蒸着法により形成されている態様が挙げられる。
【００３２】
被覆膜が化学蒸着法（ＣＶＤ）法により形成されていることで、基材との密着性に優れる硬質膜を得ることができる。
【００３３】
［本発明の実施形態の詳細］
本発明の実施形態に係る超硬合金及び切削工具の具体例を、以下に説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許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。
【００３４】
《超硬合金》
実施形態に係る超硬合金は、ＷＣ粒子からなる第１硬質相と、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる第２硬質相と、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を含有する結合相と、不可避的不純物を有する組成からなる。超硬合金の組成としては、特に限定されるものではなく、公知の組成を採用することも可能である。
【００３５】
［第１硬質相］
超硬合金は、硬質相として第１硬質相と第２硬質相とを有し、第１硬質相のＷＣ粒子を主成分として含む。超硬合金中、ＷＣ粒子は少なくとも５０質量％以上含有し、例えば７０質量％以上９７質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。好ましいＷＣ粒子の含有量は、７５質量％以上、８０質量％以上、８５質量％以上であり、９５質量％以下である。
【００３６】
（ＷＣ粒子）
第１硬質相を構成するＷＣ粒子の平均粒径は０．４μｍ以上４．０μｍ以下であることが好ましい。ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上であることで、靱性が高く、機械的・熱的な衝撃によるチッピングや欠損を抑制できる。また、耐亀裂伝播性が向上することから、亀裂の伝播が抑制され、チッピングや欠損を抑制できる。ＷＣ粒子の平均粒径が４．０μｍ以下であることで、硬度が高く、切削時の変形が抑制されるため、摩耗や欠損を抑制できる。ＷＣ粒子の平均粒径は、１．０μｍ以上、２．０μｍ以上がより好ましく、更に２．５μｍ以上３．５μｍ以下が好ましい。
【００３７】
（第２硬質相）
第２硬質相は、ＷＣ粒子を除く、周期表４，５，６族元素から選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物（固溶体を含む）からなる粒子である。金属としては、Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ及びＣｒなどが挙げられる。化合物とは、主として、上記金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物などであり、化合物には、これらの固溶体も含まれる。具体的な化合物としては、ＴｉＣ，ＴａＣ，ＴｉＣＮ，ＮｂＣ，ＺｒＣ，ＺｒＮ，ＴｉＮ，ＴａＮ，ＴａＣＮ，（Ｔａ，Ｎｂ）Ｃ，ＶＣ，Ｃｒ３Ｃ２などが挙げられる。超硬合金中、第２硬質相は、例えば１質量％以上１５質量％以下の範囲で含有することが挙げられる。
【００３８】
［結合相］
結合相は、Ｃｏ，Ｎｉ及びＦｅから選ばれる少なくとも１種の鉄族金属を主成分として含有し、実質的に上記鉄族金属からなることが好ましい。結合相には、不可避的不純物の他、硬質相を構成するＷＣや第２硬質相の化合物（ＴｉＣ，ＴａＣ，ＮｂＣなど）の構成元素（ＷやＴｉ，Ｔａ，Ｎｂなど）が固溶することを許容する。
【００３９】
結合相の含有量は、４質量％以上１１質量％以下であることが好ましい。結合相の含有量が４質量％以上であることで、製造時の焼結性の悪化を防止し、結合相によって硬質相が強固に結合されるため、強度が高く、欠損が生じ難い。また、結合相の含有量が４質量％以上であることで、超硬合金の靱性が向上する。結合相の含有量が１１質量％以下であることで、硬質相が相対的に減少することによる超硬合金の硬度の低下を抑制し、耐摩耗性や耐塑性変形性の低下を抑制できる。
【００４０】
［低β層］
超硬合金は、表面部に内部よりも第２硬質相の含有量が少ない低β層が形成されている。低β層は、従来の「脱β層」と異なり、β相（第２硬質相の化合物を含む固溶体）をある程度含んでいる。低β層より深い内部では、超硬合金の組成、即ち、ＷＣ粒子、第２硬質相及び結合相の含有量が実質的に一定である。低β層における第２硬質相の含有比率（質量比）が内部に対して低いほど、低β層と内部との熱浸透率比が大きくなり、低β層における第２硬質相の含有比率が高いほど、低β層と内部との熱浸透率比が小さくなる。つまり、低β層と内部における第２硬質相の含有比率が近いほど、低β層と内部との熱浸透率比が１に近づく。低β層は、超硬合金の少なくとも刃先部位に形成されていればよく、超硬合金の表面全体に形成されていてもよい。低β層の具体的な厚さとしては、超硬合金の組成や製造方法にもよるが、例えば７μｍ〜３５μｍ程度である。低β層の厚さは、１０μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。低β層の厚さが１０μｍ以上であることで、耐衝撃性や耐欠損性の機能を発揮し易い。一方、低β層が厚すぎると、硬度低下を招き、耐塑性変形性が低下することから、低β層の厚さは３０μｍ以下が好ましい。また、低β層における第２硬質相の最大粒径は、４．０μｍ未満であることが好ましい。第２硬質相の最大粒径が４．０μｍ未満であることで、切削時の衝撃による亀裂の起点となり難く、チッピングや欠損を抑制できる。第２硬質相の最大粒径は、２．０μｍ以下、１．０μｍ以下がより好ましい。第２硬質相の最大粒径の下限は特に限定されないが、例えば０．１μｍ以上、０．４μｍ以上である。
【００４１】
［低β層と内部との熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）］
超硬合金は、表面部に上記低β層が形成されていることで、表面部の低β層と内部との熱浸透率比が小さく、低β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす。表面部の低β層と内部との熱浸透率比が小さいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の低β層から内部に拡散され易く、表面部から内部に効果的に放熱できる。ＴＥａ／ＴＥｂ≦１．０２のときは、表面部の低β層における第２硬質相の含有量（含有比率）が多くなるため、表面部（低β層）の靱性が低下することから、低β層による耐衝撃性や耐欠損性の機能が十分に発揮されない。ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．０８のときは、表面部の低β層と内部との熱浸透率比が大きくなるため、表面部から内部への放熱が阻害される。
【００４２】
《超硬合金の評価》
〈ＷＣ粒子の評価〉
超硬合金中のＷＣ粒子の評価は、超硬合金の任意の表面又は断面を鏡面加工して、該加工面を顕微鏡で観察して行う。
【００４３】
鏡面加工の方法としては、例えば、ダイヤモンドペーストで研磨する方法、集束イオンビーム（ＦＩＢ）装置を用いる方法、クロスセクションポリッシャー（ＣＰ）装置を用いる方法、及びこれらを組み合わせた方法などを挙げることができる。
【００４４】
該加工面を金属顕微鏡によって観察する場合には、加工面を村上氏試薬でエッチングするのが好ましい。顕微鏡観察で得られた画像をコンピュータに取り込み、画像解析ソフトウェアを用いて解析することで、平均粒径などの各種情報を取得できる。このようなソフトウェアとしては、画像解析式粒度分布ソフトウェア（例えば、株式会社マウンテック製「Ｍａｃ−Ｖｉｅｗ」）などが挙げられる。
【００４５】
なお、観察面としては刃先部位とすることが好ましい。顕微鏡観察の方法としては、例えば、金属顕微鏡で７５０〜１５００倍、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で３０００〜１００００倍の倍率で観察することが挙げられる。
【００４６】
顕微鏡観察で得られた画像から、個々のＷＣ粒子の粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径（等面積円相当径））を算出し、その平均値をＷＣ粒子の平均粒径とする。測定するＷＣ粒子の数は、少なくとも１００個以上とし、２００個以上とすることが好ましい。
【００４７】
〈低β層の評価〉
低β層の厚さは、超硬合金を表面に対して垂直に切断した断面を鏡面加工し、該加工面を光学顕微鏡で観察することで測定できる。図１は、実施形態に係る超硬合金の一例の断面の顕微鏡写真（倍率１０００倍）を示す図であり、組織中、濃いグレーの粒子がβ相である。図１では、紙面上側が超硬合金の表面側であり、上方の黒の部分が超硬合金を包埋した樹脂で、それ以外の部分が超硬合金である。図１に示すように、低β層１１１は、超硬合金の表面部に形成されており、低β層１１１には、β相１０１（図中、丸で囲んで示す）が微量に残留している。低β層１１１と内部１２０との間でβ相１０１の含有量（含有比率）が大きく異なることから、図１に示すように、β相１０１の存在比率が高い内部１２０の領域と内部１２０に対して低い低β層１１１の領域との界面を判断できる。そして、超硬合金断面の表面付近を観察したとき、β相の存在比率が相対的に低い領域を低β層１１１とし、その厚さを低β層の厚さとする。具体的には、内部に対するβ相（第２硬質相）の存在比率（面積比）が５０％未満の領域を低β層とすることが挙げられる。ここで、内部におけるβ相の存在比率を測定するときは、低β層より十分深く、かつ、組成的にも安定した領域を測定することが好ましく、例えば超硬合金の表面からの深さが１００μｍ以上３００μｍ以下の範囲の領域を測定することが挙げられる。低β層の厚さは、５視野以上で測定を行い、その平均値を低β層の厚さとする。なお、測定箇所としては刃先部位とすることが好ましい。
【００４８】
低β層中のβ相（第２硬質相）の最大粒径は、上述した低β層の厚さの測定と同じように、超硬合金を表面に対して垂直に切断した断面を鏡面加工し、該加工面を光学顕微鏡で観察することで測定できる。図１に示すような超硬合金の表面の断面観察像において、低β層の幅方向（表面に平行な方向、図中の左右方向）に１ｍｍの領域を観察する。そして、観察箇所を変更して複数（少なくとも５以上）の領域を観察し、各領域内に存在する全ての第２硬質相の長径を測定して、その最大値を低β層における第２硬質相の最大粒径とする。複数個の第２硬質相が凝集している場合は、凝集している２次粒子の長径を測定する。観察箇所としては刃先部位とすることが好ましい。
【００４９】
〈熱浸透率の評価〉
超硬合金の表面部（低β層）及び内部の熱浸透率の評価は、以下のようにして熱物性顕微鏡による位相差遅れを測定して行う。熱物性顕微鏡には、例えば株式会社ベテル製「サーマルマイクロスコープＴＭ３」を利用できる。
【００５０】
（準備）
超硬合金を表面に対して斜め方向に切断する。このとき、切断面の長さ（斜辺の長さ）が垂直方向に切断したときの切断面の長さ（即ち、超硬合金の厚さに同じ）の３倍の長さになるように切断する。つまり、低β層の厚さがＡのとき、切断面上の低β層の厚さ（切断方向に沿った長さ）が３Ａとなるように切断する。その後、切断面を鏡面加工する。
【００５１】
（校正）
該加工面と基準試料とを同時にＭｏスパッタリングし、熱物性顕微鏡により熱浸透率と位相差との校正曲線を得る。
【００５２】
（測定条件）
該加工面における低β層及び内部の４０μｍ×４０μｍの領域に対して、検出光スポット径３μｍ、測定間隔２μｍでマッピング測定を行い、２１×２１点、計４４１点の測定を行う。測定点１点につき１００回測定した平均値を算出し、全測定点のデータのうち、最大値から１０％の測定値及び最小値から１０％の測定値を除いた残りの８０％の測定値の平均値を、測定領域の熱浸透率とする。測定領域を変更して、異なる５か所の４０μｍ四方の領域について熱浸透率を測定し、その５か所の平均値を、超硬合金における低β層及び内部の熱浸透率とする。
【００５３】
《超硬合金の製造方法》
実施形態に係る超硬合金は、原料粉末の準備→原料粉末の混合→乾燥→成形→焼結→冷却という工程により製造できる。ここで、超硬合金の表面部にβ相（第２硬質相成分）を一部残存させることで低β層を形成する手法としては、原料粉末のサイズ（粒度）、焼結時の焼結温度、雰囲気及び圧力、冷却時の冷却速度及び雰囲気などを制御することで可能である。
【００５４】
［準備工程］
準備工程は、原料粉末として、第１硬質相となるＷＣ粉末、第２硬質相となる化合物粉末、結合相となる鉄族金属粉末を準備する工程である。各粉末の粒度は、特に限定されないが、例えば０．５μｍ以上１０μｍ以下の範囲とすることが挙げられる。なお、各粉末の粒度は、フィッシャーサブシーブサイザー（ＦＳＳＳ）法による平均粒径（ＦＳＳＳ径）のことである。一般に、原料に用いるＷＣ粉末の粒径が小さいほど、最終的に得られる超硬合金中のＷＣ粒子の粒径が小さくなり、ＷＣ粉末の粒径が大きいほど、超硬合金中のＷＣ粒子の粒径が大きくなる。ＷＣ粉末の粒度は、例えば１．５μｍ以上６．０μｍ以下とすることが挙げられる。また、第２硬質相の化合物粉末の粒度がある程度大きいと、焼結時に表面部にβ相が残留し易く、粒度が大きいほど、表面部の低β層におけるβ相（第２硬質相）のサイズ（最大粒径）が大きくなる傾向がある。化合物粉末の粒度は、例えば１．５μｍ以上６．０μｍ以下、好ましくは５．０μｍ以下、更に３．０μｍ以下とすることが挙げられる。
【００５５】
［混合工程］
混合工程は、原料粉末を混合して、混合物を得る工程である。混合方法としては、例えば、アトライターやボールミルなどを用いることができる。具体的には、原料の各粉末を所定の比率で配合し、メディア（粉砕ボール）を入れたアトライターやボールミルなどの混合装置を用いて粉砕混合することが挙げられる。混合は、水、エタノール、アセトン、イソプロピルアルコールなどの溶媒中で行ってもよい。
【００５６】
ここで、メディアを入れた混合装置に原料の全粉末を一緒に投入し、長時間の粉砕混合を行うと、ＷＣ粉末だけでなく、第２硬質相の化合物粉末も粉砕され微粒になることから、焼結時に表面部にβ相が残留し難くなる。これは、低β層は、脱β層と同様に、焼結時に結合相への硬質相の溶解・再析出が生じ、硬質相の溶解・再析出時の移動により形成されるが、化合物粉末が微粒であると、溶解が速く、完全に溶解して表面部にβ相が残留し難くなるからである。
【００５７】
所定の低β層を形成するための形成条件Ｉとして、混合工程では、原料の全粉末を混合開始から一緒に粉砕混合するのではなく、原料の化合物粉末の粉砕混合時間が短くなるように、２段階以上に分けて行うことが好ましい。具体的には、ＷＣ粉末及び鉄族粉末、又はＷＣ粉末のみを混合装置に投入し、一定時間の粉砕混合を行う第１混合段階と、その後、化合物粉末、又は化合物粉末及び鉄族粉末を投入し、更に一定時間の粉砕混合を行う第２混合段階に分ける。これにより、化合物粉末の粉砕混合時間が短くなり、化合物粉末を粗粒の状態で維持できる。そして、化合物粉末が粗粒のため、焼結時の溶解が遅く、焼結時に完全に溶解しきれずに、表面部にβ相が残留し易くなる。第１混合段階での混合時間は、例えば３時間以上２４時間以下、好ましくは５時間以上１２時間以下とし、第２混合段階での混合時間は、例えば０．２５時間以上５時間以下、好ましくは０．５時間以上３時間以下とすることが挙げられる。第２混合段階での混合時間を調整することで、低β層におけるβ相のサイズを調整することが可能であり、混合時間を長くするほど、粗大な化合物粉末や凝集した化合物粉末を粉砕でき、β相のサイズが小さくなる。第２混合段階での混合時間は、化合物粉末の粒度（サイズ）に応じて調整することが好ましく、粗大な化合物粉末を原料に用いる場合は、比較的に長めに設定することが好ましい。
【００５８】
［乾燥工程］
乾燥工程は、混合工程で得られた混合物を乾燥する工程である。乾燥方法としては、公知の方法を採用することができ、例えばスプレードライなどを用いることができる。
【００５９】
［成形工程］
成形工程は、混合物を所定の形状に成形して、成形体を得る工程である。成形条件は、一般的な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、例えば切削工具形状とすることが挙げられる。
【００６０】
［焼結工程］
焼結工程は、成形体を焼結して、焼結体を得る工程である。所定の低β層を形成するための形成条件ＩＩとして、焼結工程では、比較的高い焼結温度で短時間保持する第１焼結段階と、その後、焼結温度を下げ、更に一定時間保持する第２焼結段階とに分けて行うことが好ましい。これにより、高い焼結温度で焼結を開始した後、低い焼結温度に変更することで、焼結時の溶解・再析出が抑制され、溶解・再析出の速度が遅くなるため、表面部にβ相が残留し易くなる。第１焼結段階での焼結温度は、例えば１３５０℃以上１５００℃以下、好ましくは１４００℃以上１４８０℃以下とし、保持時間は、例えば２０分以上８０分以下、好ましくは３０分以上６０分以下とすることが挙げられる。第２焼結段階での焼結温度は、第１焼結段階の焼結温度より例えば３０℃以上、好ましくは４０℃以上、５０℃以上低く設定し、例えば１３００℃以上１４５０℃以下、好ましくは１３５０℃以上１４３０℃以下とすることが挙げられる。第２焼結段階での保持時間は、第１焼結段階の保持時間より短くすることが好ましく、例えば１０分以上６０分以下、好ましくは４０分以下とすることが挙げられる。第１焼結段階での焼結温度又は保持時間を調整することで、低β層におけるβ相のサイズを調整することが可能であり、焼結温度を高く又は保持時間を長くするほど、β相のサイズが小さくなる。
【００６１】
焼結時の雰囲気は、Ｎ２ガス雰囲気やＡｒなどの不活性ガス雰囲気とすることが挙げられる。また、焼結時の真空度（圧力）は、例えば１０ｋＰａ以下、好ましくは５ｋＰａ以下、更に３ｋＰａ以下とすることが挙げられる。
【００６２】
［冷却工程］
冷却工程は、焼結完了後の焼結体を冷却する工程である。所定の低β層を形成するための形成条件ＩＩＩとして、冷却工程では、比較的速い冷却速度で冷却することが好ましい。これにより、溶解・再析出が抑制され、表面部にβ相が残留し易くなる。冷却速度は、例えば１０℃／ｍｉｎ以上、好ましくは３０℃／ｍｉｎ以上、更に５０℃／ｍｉｎ以上とすることが挙げられる。冷却速度を調整することで、低β層におけるβ相のサイズを調整することが可能であり、冷却速度を速くするほど、β相のサイズが小さくなる。
【００６３】
冷却時の雰囲気は、Ｎ２ガス雰囲気やＡｒなどの不活性ガス雰囲気とすることが挙げられる。また、冷却時の真空度（圧力）は、例えば１００ｋＰａ以下とし、１０ｋＰａ以上、更に５０ｋＰａ以上とすることが挙げられる。
【００６４】
上記低β層の形成条件Ｉ〜ＩＩＩのうち、少なくとも１つの条件を満たすことで、所定の低β層を形成することが可能であるが、これらのうち、２つ以上の条件を満たすことが好ましく、全ての条件を満たすことがより好ましい。特に、形成条件ＩとＩＩの両方を満たすことが好ましい。また、焼結時に表面部を脱窒することによって低β層を形成する観点から、第２硬質相として窒化物や炭窒化物などの窒素含有化合物（例、ＺｒＮ，ＴｉＮ，ＴａＮやＴｉＣＮ、及びこれらの化合物を含む固溶体など）を含有することが好ましい。
【００６５】
《用途》
上記実施形態に係る超硬合金は、表面部が局所的に高温になることを抑制でき、表面部の硬度・強度の低下を抑制できることから、耐摩耗性や耐欠損（耐チッピング）性が向上する。更には、表面部の温度上昇が小さく、表面部と内部との温度差も小さくなるため、耐熱衝撃性も向上する。具体的には、切削時の衝撃によって表面部にチッピングが生じることを抑制でき、それを起点とする欠損も抑制できる。特に、逃げ面では、被削材との擦過による温度上昇が抑制されることから、高温になり難く、被削材が押し当てられることによる変形が生じ難いため、逃げ面摩耗を効果的に抑制できる。よって、上記超硬合金を基材に使用した切削工具は、優れた耐摩耗性と耐欠損性を発揮し、工具寿命を延長できる。
【００６６】
《切削工具》
［基材］
実施形態に係る切削工具は、上記実施形態に係る超硬合金を基材に備える所謂超硬合金工具である。切削工具の具体例としては、刃先交換型切削チップ（スローアウェイチップ）、バイト、エンドミル、ドリル、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップなどが挙げられる。特に、上記超硬合金の基材を少なくとも刃先部に備えることが好ましい。
【００６７】
［被覆膜］
切削工具は、上記超硬合金の基材の表面に被覆膜を備えてもよい。基材表面に被覆膜を備えることで、工具の耐摩耗性などを改善でき、更なる長寿命化が図れる。被覆膜は、超硬合金基材の表面全体に形成されていてもよいし、刃先部のみ形成されていてもよい。
【００６８】
被覆膜は、周期表４，５，６族元素、Ａｌ及びＳｉから選ばれる少なくとも１種の金属と、Ｃ，Ｎ，Ｏ及びＢから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物（固溶体を含む）からなる１層以上の層を有することが好ましい。被覆膜を構成する具体的な化合物としては、例えば、ＴｉＣ，ＴｉＮ，ＴｉＣＮ，ＴｉＡｌＮ，ＴｉＡｌＣＮ，ＴｉＳｉＮ，Ａｌ２Ｏ３などが挙げられる。被覆膜は、１層のみからなる単層構造でもよいし、異なる構成材料で形成した層を２層以上積層した多層構造でもよい。被覆膜全体の厚さは、例えば１μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましい。被覆膜の厚さが１μｍ以上であることで、耐摩耗性などの向上効果が十分に得られ易い。一方、被覆膜の厚さが３０μｍを超えても、それ以上の効果が得られず、経済的ではない。
【００６９】
被覆膜は、物理蒸着（ＰＶＤ）法や化学蒸着（ＣＶＤ）法により形成することができる。被覆膜がＣＶＤ法により形成されていると、基材との密着性に優れる被覆膜が得られ易い。ＣＶＤ法としては、例えばプラズマＣＶＤ法などが挙げられる。
【００７０】
実施形態に係る切削工具の一例として、刃先交換型切削チップを図２に示す。図２に示す刃先交換型切削チップ１は、略菱形平板状であり、略菱形をなす上面及び下面に設けられたすくい面２と、すくい面２に交差する各側面に設けられた逃げ面３と、すくい面２と逃げ面３との交差稜線部に設けられた切れ刃（刃先）４と、中心部に取付孔５と、を有する。この切削チップ１は、上下の各稜線部に刃先４が設けられており、合計８つの刃先４を有する。切削チップ１は、図３に示すように、超硬合金の基材１０と、基材１０の表面に被覆膜２０を備える。この基材１０は、上記実施形態に係る超硬合金であり、超硬合金の表面部に低β層１１が形成されており、低β層１１と内部１２の熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）が１．０２超１．０８未満を満たす。切削チップ１は、例えばホルダ（シャンク）に取り付けられ使用される。
【００７１】
［実施例］
超硬合金からなる基材を備える切削工具（刃先交換型切削チップ）を作製し、その評価を行った。
【００７２】
＜実施例１＞
原料粉末として、ＦＳＳＳ径が３．８μｍのＷＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＴｉＣ粉末，ＴｉＣＮ粉末，ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＣｏ粉末とを準備した。そして、各粉末を以下に示す組成となるように原料を秤量した。
原料１Ａ’：１．０質量％のＴｉＣと、２．５質量％のＴｉＣＮと、２．０質量％のＴａＣと、１．０質量％のＮｂＣと、３．０質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。
原料１Ｂ：１．０質量％のＴｉＣと、２．５質量％のＴｉＣＮと、２．０質量％のＴａＣと、１．０質量％のＮｂＣと、５．０質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。
【００７３】
［超硬合金の調整］
上記原料を用い、以下のように製造条件を変更して、表１に示す試料Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−５の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。
【００７４】
秤量した原料を、エタノール溶媒とメディアと共にアトライターに投入し、アトライターで混合して混合物を作製した。混合条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
混合条件Ｍ１ａ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とを投入して９．５時間の粉砕混合をした後、残るＴｉＣ粉末，ＴｉＣＮ粉末，ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末を投入し、０．５時間の粉砕混合。
混合条件Ｍ１ｂ’：原料の全粉末を投入して１０時間の粉砕混合。
【００７５】
混合後、混合物をスプレードライ乾燥して造粒した。次いで、混合物を１４７ＭＰａ（１５００ｋｇｆ／ｃｍ２）の圧力でプレス成形して、型番ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の成形体を作製した。
【００７６】
次に、真空度及び温度を制御可能な炉に成形体を入れ、成形体を焼結した。焼結条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
焼結条件Ｓ１ａ：Ｎ２ガス雰囲気（炉内圧力０．８ｋＰａ）中、１４６０℃で４０分間保持した後、温度を下げ、１４１０℃で２０分間保持。
焼結条件Ｓ１ｂ’：Ｎ２ガス雰囲気（炉内圧力０．２ｋＰａ）中、１４６０℃で１時間保持。
焼結条件Ｓ１ｃ：Ｎ２ガス雰囲気（炉内圧力０．８ｋＰａ）中、１４６０℃で１時間保持した後、温度を下げ、１４１０℃で１時間保持。
【００７７】
焼結完了後、冷却した。冷却条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
冷却条件Ｃ１ａ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力８０ｋＰａ）中、１００℃／ｍｉｎで冷却。
冷却条件Ｃ１ｂ’：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力４ｋＰａ）中、５℃／ｍｉｎで冷却。
【００７８】
［基材の調整］
以上のようにして得られた超硬合金に適宜ホーニング処理などの刃先処理加工を施して、表１に示す試料Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−５の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ）を完成した。
【００７９】
［超硬合金の特性評価］
（ＷＣ粒子の評価）
作製した超硬合金製基材（試料）の刃先部を切断して、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面加工する、又は、ＣＰ装置を用いて、切断面の一部をアルゴンイオンビームによってイオンミリング加工し、顕微鏡用観察試料とした。
【００８０】
この観察試料の加工面を、電界放射型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で観察し、反射電子画像を５視野撮影した。１視野につき、視野中心部のＷＣ粒子５００個について、画像解析式粒度分布ソフトウェア（株式会社マウンテック製「Ｍａｃ−Ｖｉｅｗ」）を用いて、個々のＷＣ粒子の粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）を求め、計５視野におけるＷＣ粒子の平均粒径を算出した。その結果を表１に示す。
【００８１】
（低β層の評価）
超硬合金製基材（試料）を表面に対して垂直に切断した断面を鏡面加工し、加工面を光学顕微鏡で観察することで、低β層の厚さを測定した。顕微鏡の視野の倍率は、例えば１０００倍とすることが挙げられる。具体的には、試料断面を表面から内部に向かって厚さ（深さ）方向に観察し、第２硬質相（β相）の含有量が少なく、β相の存在比率が相対的に低い領域を低β層とし、その厚さを低β層の厚さとした。ここでは、観察画像上で、超硬合金製基材の内部に対してβ相の存在比率（面積比）が５０％未満の領域を低β層とした。低β層の厚さは、観察箇所を変更して５視野について測定を行い、その平均値を低β層の厚さとした。その結果を表１に示す。
【００８２】
（熱浸透率の評価）
作製した超硬合金製基材の刃先部を斜め方向に切断して、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面加工し、熱浸透率評価用試料とした。切断方向は、切断面の長さが垂直方向に切断したときの切断面の長さの３倍の長さになるように、表面に対して斜めに切断した。この評価用試料の加工面と基準試料とを同時にＭｏスパッタリングし、熱物性顕微鏡（株式会社ベテル製「サーマルマイクロスコープＴＭ３」）により熱浸透率と位相差との校正曲線を得た。そして、加工面における低β層及び内部の４０μｍ×４０μｍの領域に対して、検出光スポット径３μｍ、測定間隔２μｍでマッピング測定を行い、２１×２１点、計４４１点の測定を行う。測定点１点につき１００回測定した平均値を算出し、全測定点のデータのうち、最大値から１０％の測定値及び最小値から１０％の測定値を除いた残りの８０％の測定値の平均値を、測定領域の熱浸透率とする。測定領域を変更して、異なる５か所の４０μｍ四方の領域について熱浸透率を測定し、その５か所の平均値を算出して、試料の低β層の熱浸透率（ＴＥａ）及び内部の熱浸透率（ＴＥｂ）を求め、熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）を求めた。その結果を表１に示す。
【００８３】
［被覆膜の形成］
作製した超硬合金製基材の表面に、ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＮ（０．３μｍ）、ＭＴ−ＴｉＣＮ（５．０μｍ）、α−Ａｌ２Ｏ３（４．０μｍ）をこの順番で積層した被覆膜を形成した（括弧内の数値は厚さを示す）。なお、「ＭＴ−ＴｉＣＮ」の「ＭＴ」とは、ＭＴ（Ｍｏｄｅｒａｔｅ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）−ＣＶＤ法を用いて形成されていることを示す。
【００８４】
以上のようにして、表１に示す試料Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−５の刃先交換型切削チップを完成した。
【００８５】
［切削工具の評価］
各試料の刃先交換型切削チップについて、耐摩耗性を評価した。刃先交換型切削チップを型番ＤＣＬＮＲ２５２５（住友電工ハードメタル株式会社製）のホルダに取り付け、以下に示す切削条件で鋼旋削による耐摩耗性試験を実施した。
【００８６】
（切削条件）
被削材：ＳＣＭ４３５
切削速度（Ｖ）：２２０ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．３ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：１．５ｍｍ
クーラント：湿式（ＷＥＴ）
【００８７】
評価は、逃げ面摩耗幅を適宜測定して逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍ以上となるか、又は、欠損した場合に寿命と判定した。その結果を表１に示す。
【００８８】
【表１】
0006443207.tif 000002
【００８９】
原料１Ａ’（Ｃｏ：３質量％）を用いた試料Ｎｏ．１−１は、短時間で欠損した。試料Ｎｏ．１−１は、結合相となるＣｏ量が少なく、焼結性が悪化したため、強度が著しく低下して、欠損により寿命となったものと推定される。
【００９０】
原料１Ｂ（Ｃｏ：５質量％）を用いた試料Ｎｏ．１−２〜Ｎｏ．１−５は、結合相となるＣｏが一定量含まれており、十分な強度を有しているため、逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍ以上となるまで欠損に至ることなく切削できた。中でも、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす試料Ｎｏ．１−２〜Ｎｏ．１−４は、寿命が２０分以上であることから、逃げ面摩耗が効果的に抑制されており、耐摩耗性に優れることが分かる。これは、ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たすことで、低β層と内部との熱浸透率比が小さいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の低β層から内部に効果的に拡散できたことから、表面部が局所的に高温になることが抑制され、耐摩耗性が向上したものと推定される。特に、ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０７を満たす試料Ｎｏ．１−２，Ｎｏ．１−３は、寿命が２５分以上であり、耐摩耗性に優れる。なお、試料Ｎｏ．１−２の超硬合金製基材における低β層及び内部の熱浸透率（実測値）は、低β層：１４７８６（Ｊ／（ｍ２ｓ１／２Ｋ）、内部：１４１２０（Ｊ／（ｍ２ｓ１／２Ｋ）であった。
【００９１】
これに対し、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．０８の試料Ｎｏ．１−５は、逃げ面摩耗の進行が速く、寿命が短い。これは、熱浸透率比が大きいため、表面部の低β層から内部に熱が拡散され難く、表面部が局所的に高温になり、耐摩耗性が低下したものと推定される。熱浸透率比が大きくなった原因は、表面部にβ相を残存させることができず、表面部に含有するβ相が少ない（脱β層に近い）ため、内部に対する低β層の熱浸透率が高くなったことによるものと考えられる。
【００９２】
＜実施例２＞
原料粉末として、ＦＳＳＳ径がそれぞれ４．７μｍ，３．８μｍ，１．２μｍ，６．３μｍの４種類のＷＣ粉末を準備した。各粒度のＷＣ粉末を、ＷＣ粉末１（４．７μｍ），ＷＣ粉末２（３．８μｍ），ＷＣ粉末３（１．２μｍ），ＷＣ粉末４（６．３μｍ）とした（括弧内の数値は粒度を示す）。また、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＴｉＣ粉末，ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＣｏ粉末及びＮｉ粉末とを準備した。そして、各粉末を以下に示す組成となるように原料を秤量した。
原料２Ａ１：１．０質量％のＴｉＣと、３．０質量％のＺｒＣと、０．６質量％のＺｒＮと、９．０質量％のＣｏと、１．０質量％のＮｉと、残部がＷＣの組成。但し、ＷＣ粉末１（４．７μｍ）を用いる。
原料２Ｂ’：１．０質量％のＴｉＣと、３．０質量％のＺｒＣと、０．６質量％のＺｒＮと、１１．８質量％のＣｏと、１．２質量％のＮｉと、残部がＷＣの組成。但し、ＷＣ粉末１（４．７μｍ）を用いる。
原料２Ａ２：ＷＣ粉末２（３．８μｍ）を用いる以外は、原料２Ａ１と同じ組成。
原料２Ａ３：ＷＣ粉末３（１．２μｍ）を用いる以外は、原料２Ａ１と同じ組成。
原料２Ａ４：ＷＣ粉末４（６．３μｍ）を用いる以外は、原料２Ａ１と同じ組成。
【００９３】
［超硬合金の調整］
上記原料を用い、以下のように製造条件を変更して、表２に示す試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−８の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。
【００９４】
秤量した原料を、エタノール溶媒とメディアと共にアトライターに投入し、アトライターで混合して混合物を作製した。混合条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
混合条件Ｍ２ａ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とＮｉ粉末とを投入して９時間の粉砕混合をした後、残るＴｉＣ粉末，ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を投入し、０．５時間の粉砕混合。
混合条件Ｍ２ｂ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とＮｉ粉末とを投入して７時間の粉砕混合をした後、残るＴｉＣ粉末，ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を投入し、２．５時間の粉砕混合。
混合条件Ｍ２ｃ’：原料の全粉末を投入して９．５時間の粉砕混合。
【００９５】
混合後、混合物をスプレードライ乾燥して造粒した。次いで、混合物を１４７ＭＰａ（１５００ｋｇｆ／ｃｍ２）の圧力でプレス成形して、型番ＣＮＭＧ１２０４１２Ｎ−ＧＵ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の成形体を作製した。
【００９６】
次に、真空度及び温度を制御可能な炉に成形体を入れ、成形体を焼結した。焼結条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
焼結条件Ｓ２ａ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１ｋＰａ）中、１４００℃で３０分間保持した後、温度を下げ、１３６０℃で２０分間保持。
焼結条件Ｓ２ｂ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１ｋＰａ）中、１４００℃で４０分間保持した後、温度を下げ、１３５０℃で１０分間保持。
焼結条件Ｓ２ｃ’：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１ｋＰａ）中、１４００℃で５０分間保持。
【００９７】
焼結完了後、冷却した。冷却条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
冷却条件Ｃ２ａ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１００ｋＰａ）中、１１０℃／ｍｉｎで冷却。
冷却条件Ｃ２ｂ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力７０ｋＰａ）中、９０℃／ｍｉｎで冷却。
冷却条件Ｃ２ｃ’：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１０ｋＰａ）中、３℃／ｍｉｎで冷却。
【００９８】
［基材の調整］
以上のようにして得られた超硬合金に適宜ホーニング処理などの刃先処理加工を施して、表２に示す試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−８の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４１２Ｎ−ＧＵ）を完成した。
【００９９】
［超硬合金の評価］
作製した超硬合金製基材（試料）について、実施例１と同じようにして、超硬合金の特性を評価した。ＷＣ粒子の平均粒径、低β層の厚さ、並びに、低β層の熱浸透率（ＴＥａ）と内部の熱浸透率（ＴＥｂ）との熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）を表２に示す。
【０１００】
［被覆膜の形成］
作製した超硬合金製基材の表面に、ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＮ（０．３μｍ）、ＭＴ−ＴｉＣＮ（３．０μｍ）、α−Ａｌ２Ｏ３（３．０μｍ）をこの順番で積層した被覆膜を形成した（括弧内の数値は厚さを示す）。
【０１０１】
以上のようにして、表２に示す試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−８の刃先交換型切削チップを完成した。
【０１０２】
［切削工具の評価］
各試料の刃先交換型切削チップについて、耐欠損性を評価した。刃先交換型切削チップを型番ＤＣＬＮＲ２５２５（住友電工ハードメタル株式会社製）のホルダに取り付け、以下に示す切削条件で鋼旋削による耐欠損性試験を実施した。
【０１０３】
（切削条件）
被削材：ＳＣＭ４３５（φ１５０〜１８０ｍｍの丸棒、４溝材）
切削速度（Ｖ）：１１０ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：１．６ｍｍ
クーラント：湿式（ＷＥＴ）
【０１０４】
評価は、上記条件で５分間の切削を行い、全１０個の刃先交換型切削チップのうち、刃先が欠損した割合（欠損率：欠損数／１０）を調べた。その結果を表２に示す。
【０１０５】
【表２】
0006443207.tif 000003
【０１０６】
原料２Ｂ’（Ｃｏ：１１．８質量％，Ｎｉ：１．２質量％）を用いた試料Ｎｏ．２−５は、欠損率が高い。試料Ｎｏ．２−５は、結合相となるＣｏとＮｉの合計量が多く、硬度が低下したため、切削時に塑性変形を起こして欠損が多発したものと推定される。
【０１０７】
１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−３及び試料Ｎｏ．２−６〜Ｎｏ．２−８は、欠損率が５０％以下であり、耐欠損性に優れることが分かる。これは、ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たすことで、低β層と内部との熱浸透率比が小さいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の低β層から内部に効果的に拡散することから、表面部が局所的に高温になることによる強度低下が生じ難く、耐欠損性が向上したものと推定される。加えて、これら試料の比較から、ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ〜４μｍの範囲内である試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−３及びＮｏ．２−６は欠損率が３０％以下であり、範囲外である試料Ｎｏ．２−７，Ｎｏ．２−８に比較して耐欠損性に優れる。これは、試料Ｎｏ．２−７では、超硬合金中のＷＣ粒子の粒径が小さいことから、耐亀裂伝播性に劣り、切削時の機械的・熱的な衝撃による欠損が生じ易く、一方、試料Ｎｏ．２−８では、超硬合金中のＷＣ粒子の粒径が大きいことから、硬度が低下し、切削時の変形によって欠損が生じ易くなったものと推定される。また、同じ原料２Ａ１を用いた試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−３の比較から、ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０７を満たすことで、耐欠損性がより向上することが分かる。
【０１０８】
これに対し、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．０８の試料Ｎｏ．２−４は、欠損率が高く、耐欠損性に劣る。これは、熱浸透率比が大きいため、表面部が局所的に高温になることで強度が低下し、切削時の衝撃によってチッピングを起点とする欠損が多発したものと推定される。熱浸透率比が大きくなった原因は、表面部にβ相を残存させることができず、表面部に含有するβ相が少ない（脱β層に近い）ため、内部に対する低β層の熱浸透率が高くなったことによるものと考えられる。
【０１０９】
＜実施例３＞
原料粉末として、ＦＳＳＳ径が４．７μｍのＷＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＴｉＣ粉末，ＴｉＣＮ粉末，ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＣｏ粉末とを準備した。そして、各粉末を以下に示す組成となるように原料を秤量した。ＴｉＣとＴｉＣＮの合計量は、１．５質量％とした。
原料３Ａ：１．５質量％のＴｉＣと、３．０質量％のＴａＣと、１．５質量％のＮｂＣと、７．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。
原料３Ｂ：１．２質量％のＴｉＣと、０．３質量％のＴｉＣＮと、３．０質量％のＴａＣと、１．５質量％のＮｂＣと、７．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。
原料３Ｃ：０．５質量％のＴｉＣと、１．０質量％のＴｉＣＮと、３．０質量％のＴａＣと、１．５質量％のＮｂＣと、７．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。
【０１１０】
［超硬合金の調整］
上記原料を用い、以下のように製造条件を変更して、表３に示す試料Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−４の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。
【０１１１】
秤量した原料を、エタノール溶媒とメディアと共にボールミルに投入し、ボールミルで混合して混合物を作製した。混合条件は、以下に示す条件とした。
混合条件Ｍ３ａ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とを投入して１１時間の粉砕混合をした後、残るＴｉＣ粉末，ＴｉＣＮ粉末，ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末を投入し、１時間の粉砕混合。
【０１１２】
混合後、混合物をスプレードライ乾燥して造粒した。次いで、混合物を１４７ＭＰａ（１５００ｋｇｆ／ｃｍ２）の圧力でプレス成形して、型番ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の成形体を作製した。
【０１１３】
次に、真空度及び温度を制御可能な炉に成形体を入れ、成形体を焼結した。焼結条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
焼結条件Ｓ３ａ’：Ｎ２ガス雰囲気（炉内圧力３０ｋＰａ）中、１４２０℃で１．５時間保持。
焼結条件Ｓ３ｂ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力２ｋＰａ）中、１４２０℃で１時間保持した後、温度を下げ、１３８０℃で０．５時間保持。
【０１１４】
焼結完了後、冷却した。冷却条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
冷却条件Ｃ３ａ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１０ｋＰａ）中、１０℃／ｍｉｎで冷却。
冷却条件Ｃ３ｂ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力８０ｋＰａ）中、１００℃／ｍｉｎで冷却。
【０１１５】
［基材の調整］
以上のようにして得られた超硬合金に適宜ホーニング処理などの刃先処理加工を施して、表３に示す試料Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−４の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ）を完成した。
【０１１６】
［超硬合金の評価］
作製した超硬合金製基材（試料）について、実施例１と同じようにして、超硬合金の特性を評価した。ＷＣ粒子の平均粒径、低β層の厚さ、並びに、低β層の熱浸透率（ＴＥａ）と内部の熱浸透率（ＴＥｂ）との熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）を表３に示す。
【０１１７】
［被覆膜の形成］
作製した超硬合金製基材の表面に、ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＮ（０．２μｍ）、ＭＴ−ＴｉＣＮ（５．０μｍ）、α−Ａｌ２Ｏ３（５．０μｍ）をこの順番で積層した被覆膜を形成した（括弧内の数値は厚さを示す）。
【０１１８】
以上のようにして、表３に示す試料Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−４の刃先交換型切削チップを完成した。
【０１１９】
［切削工具の評価］
各試料の刃先交換型切削チップについて、耐欠損性を評価した。刃先交換型切削チップを型番ＤＣＬＮＲ２５２５（住友電工ハードメタル株式会社製）のホルダに取り付け、以下に示す切削条件で鋼旋削による耐欠損性試験を実施した。
【０１２０】
（切削条件）
被削材：ＳＣｒ４２０（φ１５０〜１８０ｍｍの丸棒、１溝材）
切削速度（Ｖ）：１９０ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．２３ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：３．０ｍｍ
クーラント：湿式（ＷＥＴ）
【０１２１】
評価は、欠損するまでの時間を測定した。その結果を表３に示す。
【０１２２】
【表３】
0006443207.tif 000004
【０１２３】
第２硬質相として窒化物や炭窒化物などの窒素含有化合物（例、ＴｉＣＮ）を含有しない原料３Ａを用いた試料Ｎｏ．３−１は、短時間で欠損した。試料Ｎｏ．３−１は、ＴＥａ／ＴＥｂ≦１．０２であり、低β層と内部との熱浸透率が略同じであることから、表面部に多量のβ相が残存していると考えられる。これは、試料Ｎｏ．３−１では、原料に窒素含有化合物が含まれていないため、焼結をＮ２雰囲気で行って表面部を脱窒することにより低β層を形成したが、β相がほとんど消失せず、表面部に多くのβ相が残存したことが原因と考えられる。そのため、試料Ｎｏ．３−１では、表面部（低β層）にβ相を多く含むため、表面部の靱性が低下して欠損が生じ易く、耐衝撃性や耐欠損性が低下したものと推定される。
【０１２４】
これに対し、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たす試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−４は、欠損までの時間が１５分以上であり、耐欠損性に優れることが分かる。これは、ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．０８を満たすことで、低β層と内部との熱浸透率比が小さいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の低β層から内部に効果的に拡散することから、表面部が局所的に高温になることによる強度低下が生じ難く、耐欠損性が向上したものと推定される。また、試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−４は、１．０２＜ＴＥａ／ＴＥｂであり、試料Ｎｏ．３−１との比較から、表面部に多量のβ相が残存していないと考えられる。そのため、試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−４では、表面部の靱性が高く、低β層によって切削時の衝撃を効果的に吸収できたため、低β層による耐衝撃性や耐欠損性の機能が十分に発揮されているものと推定される。
【０１２５】
＜実施例４＞
原料粉末として、ＦＳＳＳ径が３．８μｍのＷＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍ又は６．０μｍのＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＣｏ粉末とを準備した。そして、各粉末を以下に示す組成となるように原料を秤量した。
原料４Ａ：３．５質量％のＮｂＣと、３．０質量％のＺｒＣと、０．５質量％のＺｒＮと、１０．０質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。但し、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を用いる。
原料４Ｂ：ＦＳＳＳ径が６．０μｍのＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を用いる以外は、原料４Ａと同じ組成。
【０１２６】
［超硬合金の調整］
上記原料を用い、以下のように製造条件を変更して、表４に示す試料Ｎｏ．４−１〜Ｎｏ．４−６の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。
【０１２７】
秤量した原料を、エタノール溶媒とメディアと共にアトライターに投入し、アトライターで混合して混合物を作製した。混合条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
混合条件Ｍ４ａ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とを投入して８時間の粉砕混合をした後、残るＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を投入し、１時間の粉砕混合。
混合条件Ｍ４ｂ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とを投入して５時間の粉砕混合をした後、残るＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を投入し、４時間の粉砕混合。
混合条件Ｍ４ｃ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とを投入して８．７時間の粉砕混合をした後、残るＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を投入し、０．３時間の粉砕混合。
混合条件Ｍ４ｄ：原料のうち、ＷＣ粉末とＣｏ粉末とを投入して８．８５時間の粉砕混合をした後、残るＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末を投入し、０．１５時間の粉砕混合。
【０１２８】
混合後、混合物をスプレードライ乾燥して造粒した。次いで、混合物を１４７ＭＰａ（１５００ｋｇｆ／ｃｍ２）の圧力でプレス成形して、型番ＣＮＭＧ１２０４１２Ｎ−ＧＵ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の成形体を作製した。
【０１２９】
次に、真空度及び温度を制御可能な炉に成形体を入れ、成形体を焼結した。焼結条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
焼結条件Ｓ４ａ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１ｋＰａ）中、１４００℃で３０分間保持した後、温度を下げ、１３６０℃で２０分間保持。
焼結条件Ｓ４ｂ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１ｋＰａ）中、１４００℃で４０分間保持した後、温度を下げ、１３５０℃で１０分間保持。
焼結条件Ｓ４ｃ’：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１ｋＰａ）中、１４００℃で５０分間保持。
【０１３０】
焼結完了後、冷却した。冷却条件は、以下に示す条件のいずれかとした。
冷却条件Ｃ４ａ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１００ｋＰａ）中、１１０℃／ｍｉｎで冷却。
冷却条件Ｃ４ｂ：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力７０ｋＰａ）中、９０℃／ｍｉｎで冷却。
冷却条件Ｃ４ｃ’：Ａｒガス雰囲気（炉内圧力１０ｋＰａ）中、３℃／ｍｉｎで冷却。
【０１３１】
［基材の調整］
以上のようにして得られた超硬合金に適宜ホーニング処理などの刃先処理加工を施して、表４に示す試料Ｎｏ．４−１〜Ｎｏ．４−６の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４１２Ｎ−ＧＵ）を完成した。
【０１３２】
［超硬合金の評価］
作製した超硬合金製基材（試料）について、実施例１と同じようにして、超硬合金の特性を評価した。ＷＣ粒子の平均粒径、低β層の厚さ、並びに、低β層の熱浸透率（ＴＥａ）と内部の熱浸透率（ＴＥｂ）との熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）を表４に示す。
【０１３３】
（低β層中のβ相の最大粒径の評価）
更に、この例では、低β層におけるβ相（第２硬質相）の最大粒径を測定した。具体的には、低β層の厚さの測定に用いた断面観察像において、低β層の幅方向に１ｍｍの領域を観察し、その領域内に存在する全てのβ相の長径を測定する。そして、観察箇所を変更した５つの領域について測定を行い、各領域内に存在する全てのβ相のうち、最も大きいβ相の長径を低β層中のβ相の最大粒径とした。その結果を表４に示す。
【０１３４】
［被覆膜の形成］
作製した超硬合金製基材の表面に、ＣＶＤ法を用いて、ＴｉＮ（０．３μｍ）、ＭＴ−ＴｉＣＮ（３．０μｍ）、α−Ａｌ２Ｏ３（３．０μｍ）をこの順番で積層した被覆膜を形成した（括弧内の数値は厚さを示す）。
【０１３５】
以上のようにして、表４に示す試料Ｎｏ．４−１〜Ｎｏ．４−６の刃先交換型切削チップを完成した。
【０１３６】
［切削工具の評価］
各試料の刃先交換型切削チップについて、耐欠損性を評価した。刃先交換型切削チップを型番ＤＣＬＮＲ２５２５（住友電工ハードメタル株式会社製）のホルダに取り付け、以下に示す切削条件で鋼旋削による耐欠損性試験を実施した。
【０１３７】
（切削条件）
被削材：ＳＣＭ４３５（φ１５０〜１８０ｍｍの丸棒、４溝材）
切削速度（Ｖ）：５５ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：１．０ｍｍ
クーラント：なし
【０１３８】
評価は、上記条件で２分間の切削を行い、全１０個の刃先交換型切削チップのうち、刃先が欠損した割合（欠損率：欠損数／１０）を調べた。その結果を表４に示す。
【０１３９】
【表４】
0006443207.tif 000005
【０１４０】
試料Ｎｏ．４−１〜Ｎｏ．４−６はいずれも、同じ組成（Ｃｏ：１０質量％）であり、ＴＥａ／ＴＥｂが同程度（１．０５０〜１．０５５）であると共に、ＷＣ粒子の平均粒径も同程度（３．３μｍ〜３．４μｍ）である。これら試料のうち、低β層中のβ相（第２硬質相）の最大粒径が４μｍ未満である試料Ｎｏ．４−１〜Ｎｏ．４−４は、β相の最大粒径が大きい試料Ｎｏ．４−５，Ｎｏ．４−６に比較して、欠損率が大幅に低減されており、耐欠損性により優れることが分かる。これは、低β層中のβ相の最大粒径が４μｍ未満を満たすことで、表面部（低β層）のβ相のサイズが小さいため、β相が断続切削時の衝撃による亀裂の起点となり難く、耐欠損性が向上したものと推定される。中でも、低β層中のβ相の最大粒径が２μｍ以下であり、β相のサイズが十分に小さい試料Ｎｏ．４−１，Ｎｏ．４−２は、欠損率が１０％以下であり、試料Ｎｏ．４−３，Ｎｏ．４−４に比較して、耐欠損性がより向上している。一方、試料Ｎｏ．４−５，Ｎｏ．４−６では、低β層中のβ相のサイズが大きいことから、断続切削時の衝撃による亀裂の起点となり易く、欠損が生じ易くなったものと推定される。
【０１４１】
試料Ｎｏ．４−５，Ｎｏ．４−６において、低β層中のβ相のサイズ（最大粒径）が大きくなった理由は、原料に用いた化合物粉末（ＮｂＣ粉末、ＺｒＣ粉末及びＺｒＮ粉末）のサイズに対する粉砕混合時間が短過ぎたため、粗大な化合物粉末や凝集した化合物粉末が十分に粉砕されず、低β層に粗大なβ相や凝集したβ相が多く残存したことが原因と考えられる。これに対し、試料Ｎｏ．４−１，Ｎｏ．４−２では、粉砕混合時間を長くしたことにより、粗大な化合物粉末や凝集した化合物粉末が十分に粉砕され、低β層中のβ相のサイズが十分に小さくなったものと考えられる。また、試料Ｎｏ．４−３，Ｎｏ．４−４では、粉砕混合時間がやや短いため、若干大きめのβ相や凝集したβ相が残存したものと考えられる。
【産業上の利用可能性】
【０１４２】
本発明の実施態様に係る超硬合金は、例えば、切削工具の基材に好適に利用可能である。本発明の実施態様に係る切削工具は、例えば、鋼材の切削加工に好適に利用可能である。
【符号の説明】
【０１４３】
１  刃先交換型切削チップ（切削工具）
２  すくい面    ３    逃げ面    ４  刃先（切れ刃）
５  取付孔
１０  基材（超硬合金）
１１  低β層（表面部）    １２  内部
２０  被覆膜
１１０  脱β層    １１１  低β層    １２０  内部
１０１  β相
【図１】
0006443207.tif 000006
【図２】
0006443207.tif 000007
【図３】
0006443207.tif 000008
【図４】
0006443207.tif 000009