WCを80~94質量、Coを5~15質量、Tiを炭化物換算量で0.1~5質量、Nbを炭化物換算量で0.1~10質量、TiおよびNbを除く周期表第4、5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の炭化物WCを除く、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも1種を0~10質量の割合で含有して、WC相と、B1型固溶相と、前記Coを主体とする結合相とからなり、かつ前記B1型固溶相は単一構造からなるとともに前記Tiと前記Nbの濃度が最高となる位置が異なる超硬合金からなる切削工具。前記超硬合金の表面から5~10μmの深さにわたって前記B1型固溶相が存在しない表面領域が存在するとともに、該表面領域よりも内側においては、前記B1型固溶相が5~20面積の割合で存在する請求項1に記載の切削工具。しかしながら、特許文献1に記載されているようにB1型固溶相が析出しない超硬合金の場合、高速加工の断続切削のような切刃が高温となりかつ強い衝撃を受ける切削加工では耐塑性変形性が不十分であり、切刃が変形して加工精度が低下したり、加工面が粗くなるという問題があった。また、特許文献2のようにB1型固溶相が有芯構造からなる超硬合金でも、高速断続切削加工に要求される耐塑性変形性を満足するには不十分であった。さらに、特許文献3のようにTiを主成分とする硬質相とZrを主成分とする硬質相との2種類の硬質相B1型固溶体相を含む超硬合金でも、高速断続の切削加工に要求される耐塑性変形性が十分であるとは言えなかった。そのため、切刃が高温になり衝撃を受ける切削のような高速断続切削加工においては切刃が塑性変形し、塑性変形からの異常摩耗および膜剥離が生じて工具寿命が短くなるという問題があった。本発明の目的は、高速かつ断続切削加工によって発生する塑性変形を抑えて、優れた耐摩耗性、耐欠損性を発揮することができる切削工具を提供することにある。本発明の切削工具は、WCを80~94質量、Coを5~15質量、Tiを炭化物換算量で01~5質量、Nbを炭化物換算量で01~10質量、TiおよびNbを除く周期表第4、5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の炭化物WCを除く、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも1種を0~10質量の割合で含有して、WC相と、B1型固溶相と、前記Coを主体とする結合相とからなり、かつ前記B1型固溶相は単一構造からなるとともに前記Tiと前記Nbの濃度が最高となる位置が異なる超硬合金からなる。ここで、前記超硬合金の表面から5~10μmの深さにわたって前記B1型固溶相が存在しない表面領域が存在するとともに、該表面領域よりも内側においては、前記B1型固溶相が5~20面積の割合で存在してもよい。本発明の切削工具によれば、B1型固溶相中の組成がランダムに分布している構成からなるために、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊の向きがランダムであり、総合的にB1型固溶相の高温での硬度と耐変形性をともに高めることができて、B1型固溶相がクラックの進展を抑制できるとともに超硬合金の変形を抑制できる結果、超硬合金の耐塑性変形性を向上できる。本発明の切削工具を構成する超硬合金は、WC相、結合相、B1型固溶相から形成されている。そして、WCを80~94質量、Coを5~15質量、Tiを炭化物換算量で0.1~5質量、Nbを炭化物換算量で0.1~10質量、TiおよびNbを除く周期表第4、5および6族金属の群から選ばれる少なくとも1種の炭化物WCを除く、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも1種を0~10質量の割合で含有する。そして、この超硬合金は、WC相と、B1型固溶相と、前記Coを主体とする結合相とからなり、前記B1型固溶相は有芯構造ではなくて単一構造からなるとともに、前記Tiと前記Nbの濃度が最高となる位置が異なっている。上記構成により、B1型固溶相中に各元素がランダムに分布しているために、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊の向きがランダムであり、総合的にB1型固溶相の高温での硬度と耐変形性をともに高めることができて、B1型固溶相がクラックの進展を抑制できるとともに超硬合金の変形を抑制できる結果、超硬合金の耐塑性変形性を向上できる。すなわち、B1型固溶相中の金属元素の分布が均一である場合には、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊が大きくて超硬合金の変形が大きくなる。また、有芯構造からなるB1型固溶相では、高温での応力やクラックの進展に対する変形や破壊の向きが一様であるために、総合的にB1型固溶相の高温での硬度と耐変形性が十分でなく、超硬合金の耐塑性変形性が不十分となる。ここで、前記超硬合金の表面から5~10μmの深さにわたって前記B1型固溶相が存在しない表面領域が存在するとともに、該表面領域よりも内側においては、前記B1型固溶相が5~20面積の割合で存在することが、高温における耐塑性変形性を最適化する上で望ましい。なお、TiとNbの濃度が最高となる位置が異なるとは、オージェ分光分析AESにてB1型固溶体相の各元素のマッピングをとって、TiとNbの濃度が最高となる位置の差がB1型固溶体相の最大径に対して10以上離れている状態を指す。また、超硬合金のB1型固溶相について有芯構造であるか否かを確認するには、走査型電子顕微鏡SEMの反射電子像BEIで鏡面加工された超硬合金の断面組織を観察し、観察される各B1型固溶相について均一な色調であるかどうかを確認することにより有芯構造をなしているかどうかを確認できる。製造方法上述した本発明の切削工具を構成する超硬合金の製造方法の一例について説明する。まず、WCWC粉末を80~94質量と、金属CoCo粉末を5~15質量と、B1型固溶相を形成するための化合物粉末として、NbC粉末を0.1~10質量、TiC粉末を0.1~5質量、他のB1型固溶相を形成するための化合物粉末を10質量以下の比率で調合する。このとき、B1型固溶相を形成するための化合物原料粉末であるTiC粉末の平均粒径を0.5~2μm、NbC粉末の平均粒径を0.5~2μm、WC粉末の平均粒径を0.5~10μm、金属Co粉末の平均粒径を1.0~2.0μmと調整するとともに、下記混合、焼成工程によって、本発明の切削工具を形成する超硬合金を作製することができる。この調合した粉末に溶媒を加えて、所定時間混合粉砕してスラリーとする。この際、NbC粉末およびTiC粉末以外の原料を先行して5~20時間混合粉砕した後、NbC粉末およびTiC粉末を投入して0.5~2時間混合粉砕する。このスラリーにバインダを添加してさらに混合し、スプレードライヤー等を用いてスラリーを乾燥しながら混合粉末の造粒を行う。次に、造粒された顆粒を用いてプレス成形により切削工具形状に成形を行う。その後、焼成炉にて脱脂を行った後、焼成炉の温度を1380~1450°Cの焼成温度に上げて1~1.5時間焼成して超硬合金を作製することができる。ここで、上記工程において、原料として用いるNbC粉末とTiC粉末の粉砕時間が2時間を超える場合、または焼成温度が1500°Cを超える場合には、B1型固溶体相中のTi元素とNb元素の最高濃度位置が一致する。そして、作製された超硬合金について、所望によって超硬合金の表面を研磨加工したり、切刃部にホーニング加工を施したりする。さらに、所望によって、超硬合金の表面に化学気相蒸着CVD法や、物理気相蒸着PVD法によって、公知の硬質被覆層を成膜して切削工具としてもよい。特にCVD法によって成膜した場合には、超硬合金からなる基体に塑性変形が生じることがないので、硬質被覆層が超硬合金からなる基体の塑性変形量に追従できずに超硬合金と硬質被覆層との界面から剥離してしまうこともなく、耐摩耗性耐欠損性とも優れるものとなる。表1に示す平均粒径のWCWC粉末、金属CoCo粉末および表1に示す化合物粉末を表1に示す比率で調合して、これに有機溶剤を加えて混合粉砕した後、保形剤を添加してさらに混合し、できたスラリーをスプレードライヤーに投入して造粒粉末を作製した。次に、この造粒粉末を用いて、プレス成形により切削工具形状CNMG120408PSに成形を行い、焼成炉にて450°Cで3時間脱脂を行った後、表1に示す温度および時間で保持して焼成前の熱処理を行い、その後に表1に示す条件で焼成して超硬合金を作製した。そして、上記CNMG120408PSの略平板形状の超硬合金の表面に対して、両主面を研磨加工し、さらに切刃部にホーニング加工を施した。さらに、この加工した超硬合金の表面に化学気相蒸着CVD法によって、0.5μmの窒化TiTiN膜、5.0μmの柱状の結晶構造をなす炭窒化TiTiCN膜、2.0μmのα型酸化アルミニウムAl2O3膜、1.0μmの窒化TiTiN膜を順次成膜した。得られた工具について、鏡面加工された超硬合金の断面組織をオージェ分光分析AESおよび透過型電子顕微鏡TEM観察にてTiとNbの分布状態を確認した。また、超硬合金の破面について走査型電子顕微鏡SEMの反射電子像BEIで観察し、観察される各B1型固溶相について均一な色調であるかどうかを確認することにより有芯構造をなしているかどうかを確認した。また、超硬合金の鏡面研磨加工面について走査型電子顕微鏡による3000倍の観察を行い、任意3箇所に対して電子線マイクロアナライザEPMAにて各金属元素の濃度分布を測定し、B1型固溶相の特定を行い、これをルーゼックスにより画像解析することによって、B1型固溶相の面積を算出した。また、この測定データから、超硬合金の表面にB1型固溶相が存在しない表面領域の厚みを測定した。結果は表2に示した。そして、この工具を用いて下記の条件により、連続切削試験および強断続切削試験を行い、耐摩耗性および耐欠損性を評価した。切込変動切削条件被削材:SCM435工具形状:CNMG120408PS切削速度:300m/分送り速度:0.3mm/rev切り込み:2.0mm3秒切削毎に切込変動切削時間:15分切削液:エマルジョン15水85混合液評価項目:顕微鏡にて切刃を観察し、フランク摩耗量先端摩耗量を測定強断続切削条件被削材:SCM4404本溝入材工具形状:CNMG120408PS切削速度:300m/分送り速度:0.35mm/rev切り込み:1.5mm切削液:エマルジョン15水85混合液評価項目:欠損に至る衝撃回数衝撃回数1000回時点で顕微鏡にて切刃の状態を観察結果は表2に示した。表1、2に示す結果より、B1型固溶体相が析出しない試料No.8では塑性変形が大きくて摩耗、欠損性能ともに悪いものであった。また、B1型固溶体相内のTiとNbの濃度が最高となる位置が異なる試料No.6、7でも、摩耗、欠損性能がともに悪かった。これに対して、B1型固溶相は単一構造からなるとともにTiとNbの濃度が最高となる位置が異なる試料No.1~5では、切込変動切削においても、強断続切削においても塑性変形は発生せず、長寿命であり、硬質被覆層の剥離や欠損も発生せず耐摩耗性および耐欠損性とも優れた切削性能を有するものであった。