JP5811952B2

JP5811952B2 - 超硬合金およびこれを用いた表面被覆切削工具

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Publication number: JP5811952B2
Application number: JP2012122355A
Authority: JP
Inventors: 大森　直也; 直也大森; 倫子松川; 森口　秀樹; 秀樹森口
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2012-05-29
Filing date: 2012-05-29
Publication date: 2015-11-11
Anticipated expiration: 2032-05-29
Also published as: JP2013244588A

Description

本発明は、超硬合金およびこれを用いた表面被覆切削工具に関する。より詳細には、広範な使用用途を持ち、特に鋼加工やチタン加工に効果の高い超硬合金およびこれを用いた表面被覆切削工具に関する。

従来から、炭化タングステンを主成分とする超硬合金で構成された切削工具を用いて、各種の被削材を切削加工することが行なわれている。

このような超硬合金製切削工具は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性などの切削性能が高いことが要求される。

上記の超硬合金は、炭化タングステン（以下、「ＷＣ」とも記す）を主体として含むＷＣ粉末と、ＷＣ粉末同士を結合する結合相と、必要に応じて周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、およびＶＩａ族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物の１種以上からなる化合物相または固溶体相を主体とする粉末を混合した後、プレス法、射出成形法、または押し出し法で成形し、さらにそれら成形体を焼結プレートに載せて焼結炉に入れ、液相焼結して焼結体を作製することにより得られる。

そして、必要に応じて、焼結体の表面に対し、砥石による部分研磨または全面研磨を行ない、さらに刃先処理や、焼結体表面への硬質層被覆や、被覆後の表面処理などを行なうことにより切削工具が作製される。

昨今、被削材の硬度化が進み、加工能率を高めるため切削速度が高速化されるなど、切削工具の使用条件は過酷化を極めている。それに加えて、切削油を使用しないドライ切削などのニーズが高まるなど、用途の多様化も進んでいる。

かかる状況下、切削工具には、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性の改善が益々望まれるようになっている。

しかしながら、耐摩耗性と、耐初期欠損性および耐疲労欠損性はトレードオフの関係にあることが一般に知られており、これらの特性を両立させて優れた切削性能を実現することが、当該技術分野における長年の課題となっている。

上記課題を解決するため、従来から、さまざまな試みがなされている。たとえば、特開平１０−１７６２３４号公報（特許文献１）、特開平１０−００８１８２号公報（特許文献２）および特開平０７−２７８７１９号公報（特許文献３）では、超硬合金組織において、ＷＣ粒子の形状を制御することで、切削性能を高める試みがなされている。また、特開平０５−３０２１３６号公報（特許文献４）では、超硬合金組織において、Ｔｉ化合物相の形状を制御し、特開２００３−１５５５３７号公報（特許文献５）では結合相の形状を制御することで、切削性能を高める試みがなされている。

これらは、材料粒子の異方性すなわちアスペクト比（粒子の長径をＸ、短径をＹとすると、Ｘ／Ｙ）を高くすることで、ウィスカー強化を利用し、切削性能の改善を図ろうとするものである。

しかしながら、特許文献１〜５に開示されている技術をもってしても、依然として、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性の両立が図れておらず、いずれの超硬合金およびこれを用いた切削工具も、ユーザーが要求する切削性能を満たすレベルには達していないというのが現状である。

そして、これらの超硬合金は、たとえば、「超硬合金と焼結硬質材料基礎と応用」（１９８６年丸善出版株式会社発行）（非特許文献１）に説明されているように、原料粉末を鋼球とともに密閉容器に入れ、粉砕と混合を繰り返す工程を経て製造されている。

特開平１０−１７６２３４号公報特開平１０−００８１８２号公報特開平０７−２７８７１９号公報特開平０５−３０２１３６号公報特開２００３−１５５５３７号公報

「超硬合金と焼結硬質材料基礎と応用発行元：株式会社丸善出版株式会社」

本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を兼ね備えた超硬合金およびこれを用いた表面被覆切削工具を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決すべく、超硬合金の組織におけるＷＣ粒子の粒径およびアスペクト比と材料特性との関係について鋭意研究を重ねたところ、ＷＣ粒子の平均粒径とアスペクト比が特定の範囲を占めるとき、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性の両立を達成し得ることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明の超硬合金は、ＷＣ粒子を含み、該ＷＣ粒子は、
ａ）その平均粒径Ｄが、０．８〜３．０μｍであり、
ｂ）０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、該ＷＣ粒子の全粒子数に対して３８％以上を占め、
ｃ）該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めることを特徴とする。

ここで、該超硬合金は、
ｉ）該ＷＣ粒子と、
ｉｉ）周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、およびＶＩａ族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とから構成される化合物の１種以上からなる化合物相または固溶体相と、
ｉｉｉ）鉄族元素の１種以上からなる結合相と、
ｉｖ）不可避不純物と、を含み、
該化合物相または固溶体相は、０．１〜７０質量％の範囲で含まれ、
該結合相は、０．２〜２０質量％の範囲で含まれる、超硬合金であることが好ましい。

また、該超硬合金は、
ｉ）該ＷＣ粒子と、
ｉｉ）鉄族元素の１種以上からなる結合相と、
ｉｉｉ）不可避不純物と、を含み、
該結合相は、０．２〜２０質量％の範囲で含まれる、超硬合金であっても好ましい。

また、該超硬合金は、切削工具に用いられ、該切削工具は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切り工具、リーマ、またはタップのいずれかであることが好ましい。

また、本発明の超硬合金を用いた切削工具としては、基材と該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
該基材は、本発明の超硬合金により構成される、表面被覆切削工具であることが好ましい。

ここで、該被膜は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、または該元素と、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１層以上の層を含むことが好ましい。

また、該被膜は、物理蒸着法および／または化学蒸着法により形成されることが好ましい。

また、該被膜は、物理蒸着法により形成されるものであり、かつ超多層構造層または変調構造層を含み、
該超多層構造層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物によって構成される２種以上の単位層が、各々０．２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の厚みで周期的に繰り返して積層された構造を有し、
該変調構造層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物によって構成され、その化合物の組成または組成比が厚み方向において０．２ｎｍ以上４０ｎｍ以下の周期で変化する構造を有することが好ましい。

また、該被膜は、化学蒸着法により形成されるものであり、ＭＴ−ＴｉＣＮ層および／またはα−アルミナ層を少なくとも１層含むことが好ましい。

また、該被膜は、０．１ＧＰａ以上の圧縮残留応力が付与されていることが好ましい。

本発明の超硬合金は、上記のような構成を有することにより、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させた優れた効果を示す。したがって、該超硬合金を用いた表面被覆切削工具は、極めて良好な切削性能を示す。

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
＜超硬合金＞
本発明の超硬合金は、ＷＣ粒子を含む。そして、このＷＣ粒子は、
ａ）その平均粒径Ｄが、０．８〜３．０μｍであり、
ｂ）０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、該ＷＣ粒子の全粒子数に対して３８％以上を占め、
ｃ）該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めることを特徴としている。

このような超硬合金は、粉末冶金法によって作製されるのが一般的である。すなわち、原料である金属粉末を粉砕混合し、プレス成形してから、液相焼結が行なわれる。そして、必要に応じて、その後に研磨加工が実行される。この場合、得られた超硬合金の組織は、出発原料および／または粉末混合後の粉末物性に大きく依存していることが判明した。

粉砕混合では、たとえば非特許文献１に記載されているように、ボールミル、振動ミル、アトライターなどを用いて、原料粉末に大きな衝撃力を加えて粉砕するため、粉砕時にアスペクト比の大きな粒子が発生する。これは、ＷＣの結晶構造が、六方最密充填構造であるため硬くて脆い性質を持つことが原因と考えられる。

超硬合金の組織中に、アスペクト比の大きなＷＣ粒子が含まれると、ウィスカー強化と類似の作用により超硬合金の耐初期欠損性がある程度改善する。

しかしながら、該組織中に、アスペクト比の大きなＷＣ粒子を含んだ超硬合金は、耐疲労欠損性が低下する傾向があり、切削工具の寿命は、むしろ短くなる場合があった。

さらに、アスペクト比の大きなＷＣ粒子を含んだ超硬合金では、合金組織内においてＷＣ粒子の存在状態に方向性が生じるが、ＷＣ粒子の方向性によっては、切削中にＷＣ粒子が脱落するなど、耐摩耗性が低下する場合があった。

ここで、超硬合金は、ＷＣ粒子以外に結合相などの他の化合物を含むため、その物理特性は、一般的に金属材料よりもセラミックス材料に近い挙動を示すことが知られている。

本発明者らは、耐疲労欠損性と耐摩耗性の低下現象と超硬合金の物理特性から、超硬合金の組織中における、アスペクト比の大きな異方性ＷＣ粒子の存在が、一種の組織欠陥となっており、物理的な破壊の起点となっている可能性があることを見出した。

そこで、本発明は、ＷＣ粒子のアスペクト比を大きくするという従来技術とは全く逆の発想に基づき、ＷＣ粒子のアスペクト比を小さくすることにより、組織内の欠陥を少なくし、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させたものである。

また、同時にＷＣ粒子の粒径バラツキを小さくすることで、応力集中が緩和され、上記効果をさらに高めることができる。

すなわち、超硬合金は、ＷＣ粒子を含み、該ＷＣ粒子は、
ａ）平均粒径Ｄが、０．８〜３．０μｍ（０．８μｍ以上３．０μｍ以下）であり、
ｂ）０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、該ＷＣ粒子の全粒子数に対して３８％以上を占め、
ｃ）該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めることを特徴としている。

ここで、短径とは、超硬合金のいずれか１の表面に対する垂直断面において、ＷＣ粒子に外接する長方形のうち、面積が最小となる長方形の短辺とし、長径とは、同長方形の長辺とする。

ここで、平均粒径Ｄが、０．８μｍ未満であると超硬合金組織内に亀裂が発生した際、亀裂が伝播しやすくなるため好ましくなく、３．０μｍを超過すると、ＷＣ粒界に含まれる結合相の厚みが増加して曲げ強度が低下するため好ましくない。したがって、平均粒径Ｄは、０．８μｍ以上３．０μｍ以下であることを要し、好ましくは０．９μｍ以上２．０μｍ以下であり、より好ましくは１．０μｍ以上２．０μｍ以下である。

また、粒子の異方性低減と応力集中緩和の観点から、粒度分布は狭く、かつアスペクト比の小さい粒子が、一定の粒径範囲に集中していることが好ましい。すなわち、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合が、該ＷＣ粒子の全粒子数に対して３８％以上を占め、該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合が、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めることを要し、好ましくは０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合が、該ＷＣ粒子の全粒子数に対して３４％以上を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合が、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５０％以上を占めることが好適であり、さらに好ましくは、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合が、該ＷＣ粒子の全粒子数に対して３２％以上を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合が、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５０％以上を占めることが好適である。

＜超硬合金の製造方法＞
＜ＷＣ粒子の均一化処理＞
このような本発明のＷＣ粉末を得るためには、原料となるＷＣ粉末だけを、粉砕が発生しない状態で長時間攪拌する。このような処理を行なうことで、ＷＣ粒子同士の衝突によって、粒子各々が研磨されてアスペクト比が小さい原料粉末を得ることができる。上記の長時間攪拌は、乾式状態で行なってもよく、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を用いてスラリー状態として行なってもよい。

＜ＷＣ粉末の分級処理＞
上記のようにして得られたＷＣの原料粉末を、分級装置によって適宜分級して、粒度分布が狭く、かつアスペクト比の小さい原料粉末とすることができる。

ここで、分級方式は特に限定されず、たとえば気流方式、湿式ふるい方式、乾式ふるい方式などを用いることができる。分級済みの粉末を再度分級する複数処理を行なうこともできる。この場合、原料粉末の粒度分布をよりシャープなものとすることができる。

＜超硬合金原料の混合＞
このようにして得られたＷＣの原料粉末は、他の原料と混合する際にも、粉砕が発生しない状態で行なうことが好ましい。すなわち、他の原料と混合する際に粉砕が発生すると、ＷＣ粒子のアスペクト比が増大し、所望のＷＣ粒子を含んだ超硬合金が得られないからである。

粉砕の発生しない方法としては、たとえば、原料粉末の混合物を、粉砕用ボールの入っていないボールミルに入れて長時間攪拌するか、またはＶ型混合機で長時間低速で混合する方法が挙げられる。ここで、攪拌方法は特に限定されず、インペラを用いる方法、水流のみを用いる方法およびこれらを兼ね備えた方法など、粉砕が生じ難い方法であれば、いかなる方法を用いてもよい。

＜超硬合金の調製＞
上記の均一化処理および／または分級処理を経たＷＣ原料粉末と、その他原料を、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とともに攪拌機に入れ、低速回転で長時間攪拌した後、得られた混合物を乾燥させて、成形し、焼結することで、目的の粒度分布とアスペクト比を備えた超硬合金を得ることができる。なお、本発明では、ＷＣ粒子の均一化処理および／またはＷＣ粉末の分級処理を実行することを、均一化処理と総称することもある。

＜ＷＣ粒子の評価＞
超硬合金組織中のＷＣ粒子の評価は、超硬合金の任意の表面または断面を鏡面加工して、該加工面を顕微鏡で観察して行なう。

鏡面加工の方法としては、たとえば、ダイヤモンドペーストで研磨する方法、ＦＩＢ装置（集束イオンビーム装置）を用いる方法、ＣＰ装置（クロスセクションポリッシャー装置）を用いる方法およ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。

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することができる。

なお、観察面としては工具として機能する部位において行なうのが好ましい。
顕微鏡観察の方法としては、たとえば金属顕微鏡で７５０〜１５００倍、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で８０〜１００００倍の倍率で観察することができる。

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）を算出できる。

ここで、Ｈｅｙｗｏｏｄ径とは、観察画像中のＷＣ粒子断面の面積を求め、該面積と同じ面積を有する円の直径を示す。これ以降、単に粒径という場合は、Ｈｅｙｗｏｏｄ径を示す。

平均粒径Ｄは、観察画像の中で、一定数の粒子について粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）を測定し、個々の粒径の総和を、粒径を測定した粒子の数で、除算することで求める。

ここで、一定数の粒子とは、たとえば、１０００〜５０００倍で顕微鏡観察したとき、２００個以上とすることが好ましい。

また、粒度分布の評価は、上記一定数の粒子のうち、粒径が平均粒径を中心とした一定の範囲内に含まれる粒子数の割合を求めることで行なうことができる。こで、平均粒径を中心とした一定の範囲とは、たとえば平均粒径Ｄに対して、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下の如くである。

また、アスペクト比の評価は、観察画像上でのＷＣ粒子の長径をＸ、短径をＹとすると、Ｘ／Ｙで求めることができる。

＜超硬合金の組成＞
本発明の超硬合金の組成としては、特に限定されることなく、従来公知の組成を採用することができる。たとえば、次のような組成を有するものを採用することが好ましい。

すなわち、超硬合金として、
ｉ）該ＷＣ粒子と、
ｉｉ）周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆなど）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａなど）、およびＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなど）からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とから構成される化合物の１種以上からなる化合物相または固溶体相（ただし、Ｃｒ₃Ｃ₂、ＶＣは除く）と、
ｉｉｉ）鉄族元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉをいい、鉄系金属ともいう）の１種以上からなる結合相と、
ｉｖ）不可避不純物と、を含み、
該化合物相または固溶体相は、０．１〜７０．０質量％（０．１質量％以上７０．０質量％以下）の範囲で含まれ、該結合相は、０．２〜２０．０質量％（０．２質量％以上２０．０質量％以下）の範囲で含まれるものを挙げることができる。

ここで、化合物相また固溶体相は、好ましくは、０．４〜１５．０質量％（０．４質量％以上１５．０質量％以下）であり、より好ましくは、０．８〜５．０質量％（０．８質量％以上５．０質量％以下）とすることが好適である。

さらに、化合物相または固溶体相が、Ｔｉと、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とから構成される化合物を含む場合は、該化合物の含有量は、０．５質量％未満であることが好ましい。

このような化合物の含有量が０．５質量％以上となると、用途によっては、耐欠損性が低下する場合があるからである。

また、上記化合物相または固溶体相の組成としては、Ｔａと、炭素および／または窒素と、から構成される化合物が、耐摩耗性の観点から特に好ましい。

このような化合物としては、たとえば、ＴａＣ、ＴａＮ、ＴａＣＮなどを挙げることができる。

また、超硬合金として、
ｉ）該ＷＣ粒子と、
ｉｉ）鉄族元素の１種以上からなる結合相と、
ｉｉｉ）不可避不純物と、を含み、
該結合相は、０．２〜２０．０質量％（０．２質量％以上２０．０質量％以下）の範囲で含まれるものを挙げることもできる。

このような超硬合金に含まれる鉄族元素の１種以上からなる結合相の質量％は、０．２〜２０．０質量％（０．２質量％以上２０．０質量％以下）が好ましく、より好ましくは０．３〜１５．０質量％（０．３質量％以上１５．０質量％以下）である。０．２質量％未満であると、刃先強度が不十分となる場合があるため好ましくなく、２０．０質量％を超えると、耐摩耗性が不足する場合が生じるため好ましくない。

上記超硬合金の組成範囲は、一般的に工業的に製造されている範囲であるが、この範囲を超えてもよく、また部位により結合相の上記割合が変わっていてもよい。

また、このような超硬合金は、組織中に局所的にη相と呼ばれる異常相を含んでいても本発明の効果は示される。なお、本発明の超硬合金を切削工具の基材として用いた場合、その表面に脱β層やＣｏ富化層や表面硬化層が形成されていてもよく、このように表面が改質されていても本発明の効果は示される。

＜使用用途＞
このような本発明の超硬合金は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性の両立が図られるだけでなく、耐熱亀裂性も優れている。したがって、本発明の超硬合金は、温度や応力の面で過酷な環境となる切削工具への適応性が高い。

特に、刃先温度が高くなる鋼切削加工およびチタン加工用途で、優れた性能を発揮する。チタン加工では、被削材であるチタンまたはチタン合金の熱伝導度が低く、かつ加工硬化が生じやすい。そのため、被削材と切れ刃との境界部分に局所的な温度上昇と応力集中が発生するいわゆる境界摩耗が発生しやすい過酷な環境となる。従来の超硬合金を用いた切削工具では、この過酷な環境に耐えることができず、短寿命であった。しかし、本発明の超硬合金を用いた切削工具では、このような過酷な環境でも十分な材料寿命を示す。

これは、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性に優れる本発明の超硬合金を用いた切削工具では、温度上昇や応力集中による工具摩耗や損傷が発生し難いためと推測される。

なお、上記のような切削工具としては、たとえばドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型チップ、メタルソー、歯切工具、リーマまたはタップなどを挙げることができる。

＜表面被覆切削工具＞
本発明の超硬合金により構成される基材を用いた切削工具は、該基材上に被膜が形成された表面被覆切削工具であることが好ましい。

＜被膜＞
該被膜は、切削工具の全面を覆うようにして形成されていてもよいし、切削工具の一部分のみを覆うようにして形成されていてもよいが、その形成目的が切削工具の諸特性の向上（すなわち切削性能の向上）にあることから、全面を覆うか、もしくは一部分を覆う場合であっても切削性能の向上に寄与する部位の少なくとも一部分を覆うことが好ましい。

また、該被膜の構成は部分的に異なっていたとしてもよく、異なっていたとしても本発明の範囲を逸脱するものではない。

このように被膜によって切削工具を覆うことにより、切削工具の耐摩耗性、耐酸化性、靭性、および使用済み刃先部の識別のための色付き性などの諸特性を向上させる作用が付与される。

このような被膜は、周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆなど）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａなど）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなど）、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、または該元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１層以上の層を含むことが好ましい。

上記のような元素または化合物としては、たとえばＴｉＣＮ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＯ₂、ＴｉＮＯ、ＴｉＢ₂、ＴｉＢＮ、ＴｉＳｉＮ、ＴｉＳｉＣＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＡｌＳｉＮ、ＴｉＡｌＳｉＣｒＮ、ＡｌＣｒＮ、ＡｌＣｒＣＮ、ＡｌＣｒＶＮ、ＴｉＡｌＢＮ、ＴｉＢＣＮ、ＴｉＡｌＢＣＮ、ＴｉＳｉＢＣＮ、ＡｌＮ、ＡｌＣＮ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＺｒＮ、ＺｒＣＮ、ＺｒＮ、ＺｒＯ₂、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＨｆＣＮ、ＮｂＣ、ＮｂＣＮ、ＮｂＮ、Ｍｏ₂Ｃ、ＷＣ、Ｗ₂Ｃ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｖなどを挙げることができる。また、上記の元素または化合物に対し、他の元素が微量にドープされたものであってもよい。これらの組成中、各原子比は上記一般式に倣うものとする。なお、本発明において上記のように化合物を化学式で表わす場合、原子比を特に限定しない場合は従来公知のあらゆる原子比を含むものとし、必ずしも化学量論的範囲のもののみに限定されるものではない。たとえば単に「ＴｉＣＮ」と記す場合、「Ｔｉ」と「Ｃ」と「Ｎ」の原子比は５０：２５：２５の場合のみに限られず、また「ＴｉＮ」と記す場合も「Ｔｉ」と「Ｎ」の原子比は５０：５０の場合のみに限られず、従来公知のあらゆる原子比が含まれるものとする。また、ＴｉＣＮには、公知の化学蒸着法（ＣＶＤ法）を用いたＭＴ−ＴｉＣＮも含まれる（本発明において、「ＭＴ」とは低温のＣＶＤ法で形成されることを示す）。また、Ａｌ₂Ｏ₃には、α−アルミナも含まれるものとする。

したがって、本発明の被膜としては、化学蒸着法により形成されたＭＴ−ＴｉＣＮ層および／またはα−アルミナ層を少なくとも１層含むことが好ましい。

そして、このような被膜は、少なくともその１層が圧縮残留応力を有していることが特に好ましい。これにより、被膜の靭性が飛躍的に向上し切削加工時に発生する亀裂の伝播を効果的に防止することが可能になるという極めて優れた効果が示される。このように被膜の少なくとも１層が圧縮残留応力を有し、かつ被膜が後述する超多層構造層または変調構造層を含むことによりこれらが相乗的に作用し極めて高度に耐摩耗性と靭性とを両立させることができる。

ここで、圧縮残留応力とは、このような被膜に存する内部応力（固有ひずみ）の一種であって、「−」（マイナス）の数値（単位：本発明では「ＧＰａ」を使う）で表される応力をいう。このため、圧縮残留応力が大きいという概念は、上記数値の絶対値が大きくなることを示し、また、圧縮残留応力が小さいという概念は、上記数値の絶対値が小さくなることを示す。因みに、引張残留応力とは、被膜に存する内部応力（固有ひずみ）の一種であって、「＋」（プラス）の数値で表される応力をいう。なお、単に残留応力という場合は、圧縮残留応力と引張残留応力との両者を含むものとする。

そして、本発明の被膜は、その絶対値が０．１ＧＰａ以上の圧縮残留応力が付与されていることが好ましく、より好ましくは０．２ＧＰａ以上、さらに好ましくは０．５ＧＰａ以上の応力である。その絶対値が０．１ＧＰａ未満では、十分な靭性を得ることができない場合があり、上記のような優れた効果を得ることができない場合がある。一方、その絶対値は大きくなればなる程靭性の付与という観点からは好ましいが、その絶対値が６ＧＰａを超えると該被膜自体が破壊したり剥離したりすることがあり好ましくない。

なお、このような圧縮残留応力（残留応力）は、Ｘ線応力測定装置を用いたｓｉｎ²ψ法により測定することができる。そしてこのような圧縮残留応力は被膜中の圧縮残留応力が付与される層に含まれる任意の点（１点、好ましくは２点、より好ましくは３〜５点、さらに好ましくは１０点（複数点で測定する場合の各点は当該層の応力を代表できるように互いに０．１ｍｍ以上の距離を離して選択することが好ましい））の応力を該ｓｉｎ²ψ法により測定し、その平均値を求めることにより測定することができる。

このようなＸ線を用いたｓｉｎ²ψ法は、多結晶材料の残留応力の測定方法として広く用いられているものであり、たとえば「Ｘ線応力測定法」（日本材料学会、１９８１年株式会社養賢堂発行）の５４〜６７頁に詳細に説明されている方法を用いればよい。

また、上記圧縮残留応力は、ラマン分光法を用いた方法を利用することにより測定することも可能である。このようなラマン分光法は、狭い範囲、たとえばスポット径１μｍといった局所的な測定ができるというメリットを有している。このようなラマン分光法を用いた残留応力の測定は、一般的なものであるがたとえば「薄膜の力学的特性評価技術」（サイペック（現在リアライズ理工センターに社名変更）、１９９２年発行）の２６４〜２７１頁に記載の方法を採用することができる。

さらに、上記圧縮残留応力は、放射光を用いて測定することもできる。この場合、被膜の厚み方向で残留応力の分布を求めることができるというメリットがある。

本発明の被膜は、物理蒸着法（ＰＶＤ法）および／または化学蒸着法（ＣＶＤ法）により形成されることが好ましいが、圧縮残留応力を導入しやすく、かつ切削性能を改善することができるという点で、物理蒸着法がさらに好ましい。

ここで、物理蒸着法としては、たとえば従来公知の真空蒸着法やスパッタ法などを採用することができ、化学蒸着法としては、たとえば従来公知のプラズマＣＶＤ法などを採用することができる。

上記の物理蒸着法としては、従来公知の物理蒸着法をいずれも採用することができ特に限定されることはない。より詳細には、たとえばマグネトロンスパッタリング法、アーク式イオンプレーティング法、ホロカソード法、イオンビーム法、電子ビーム法、バランストマグネトロンスパッタリング法、アンバランストマグネトロンスパッタリング法、デュアルマグネトロンスパッタリング法などを挙げることができる。

上記に例示した方法の中でも、特にアーク式イオンプレーティング法を採用することが好ましい。被膜に対して極めて有効に圧縮残留応力を付与することができるからである。なお、物理蒸着法を実行する装置としては、上記のような方法に用いられる各イオン源を併設したものを採用することが好ましい。なお、被膜を形成した後に、ブラシ、バレル、ブラスト、ダイヤモンド砥石、レーザー加工などによって被膜の一部を除去したり、被膜の表面に対し、平滑化加工などの表面処理を施したりしても本発明の効果は失われない。また、被膜に対し、乾式ショットブラスト処理、湿式ショットブラスト処理、ブラシ処理、バレル処理、レーザー加工などの表面処理方法を用いて被膜に圧縮残留応力を付与してもよい。

なお、本発明の被膜の厚み（２層以上で形成される場合はその全体の厚み）は、１μｍ以上３０μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは２μｍ以上２０μｍ以下である。その厚みが１μｍ未満の場合、耐摩耗性の向上作用が十分に示されないためであり、一方、３０μｍを超えてもそれ以上の諸特性の向上が認められないことから経済的に有利ではない。しかし、経済性を無視する限りその厚みは３０μｍ以上としても何等差し支えなく、本発明の効果は示される。このような厚みの測定方法としては、たとえば被膜を形成した刃先交換型切削チップを切断し、その断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscope）により測定するものとする。また、被膜の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ：Energy Dispersive x-ray Spectroscopy）により測定するものとする。

また、本発明の被膜は、物理蒸着法により形成されるものであり、かつ超多層構造層または変調構造層を含むことが好ましい。以下、これらについて説明する。

＜超多層構造層＞
本発明の超多層構造層は、周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆなど）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａなど）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗなど）、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物によって構成される２種以上の単位層が、各々０．２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の厚みで周期的に繰り返して積層された構造を有する。

ここで、周期的に繰り返して積層させるとは、たとえば２種の単位層を上下交互に積層させる場合や、３種の単位層を上中下と繰り返して積層させる場合など、一定の周期性をもって積層させることをいう。なお、各単位層の厚みが０．２ｎｍ未満となる場合や２０ｎｍを超える場合には、超多層構造層による耐摩耗性の向上効果が示されない場合がある。各単位層の厚みは、それを構成する組成や成膜条件により適宜調整することができる。なお、各単位層は、実質的に同じ厚みを有していてもよいし、異なる厚みを有していてもよい。

このような単位層を構成する周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物としては、たとえばＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＴｉＮＯ、ＴｉＣＮＯ、ＴｉＢ₂、ＴｉＯ₂、ＴｉＢＮ、ＴｉＢＮＯ、ＴｉＣＢＮ、ＺｒＣ、ＺｒＯ₂、ＨｆＣ、ＨｆＮ、ＴｉＡｌＮ、ＴｉＡｌＣｒＮ、ＴｉＺｒＮ、ＴｉＣｒＮ、ＡｌＣｒＮ、ＣｒＮ、ＶＮ、ＴｉＳｉＮ、ＴｉＳｉＣＮ、ＡｌＴｉＣｒＮ、ＴｉＡｌＣＮ、ＺｒＣＮ、ＺｒＣＮＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、ＡｌＮ、ＡｌＣＮ、ＺｒＮ、ＴｉＡｌＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＮｂＣＮ、Ｍｏ₂Ｃ、ＷＣ、Ｗ₂Ｃなどを挙げることができる。

なお、超多層構造層を構成する単位層の積層数（合計積層数）は、特に限定されるものではないが通常１０層以上５０００層以下とすることが好ましい。１０層未満の場合は、各単位層における結晶粒が粗大化することから被膜の硬度が低下する場合があり、５０００層を超えると各単位層が薄くなり過ぎ各層が混合する傾向を示すためである。

このような超多層構造層は、従来公知の物理蒸着法により形成され、物理蒸着法により形成される限りその製造方法は特に限定されない。以下、物理蒸着法としてアークイオンプレーティング法を採用する場合を例示する。

まず、アークイオンプレーティング成膜装置において、形成する単位層の種類に対応する複数の蒸発源にターゲットをセットする。そして、該装置のチャンバー内の基材ホルダーに基材をセットし、この基材ホルダーを上記蒸発源に対向するように回転させながら該蒸発源のターゲットを蒸発、イオン化させることにより超多層構造層を形成する。より具体的な条件の一例は以下の通りである。

すなわち、チャンバー内に設置されているヒーターにより基材を加熱する。その後、アルゴンガスを導入してチャンバー内の圧力を１〜１０Ｐａに維持しつつ、基材にバイアス電圧を印加することにより、アルゴンイオンによる基材表面のクリーニング処理を１〜１２０分間行なう。

続いて、チャンバー内のアルゴンガスを排出した後、反応ガスを導入し、チャンバー内の圧力を２〜１０Ｐａに維持しつつ、基材をセットした基材ホルダーを回転させながら基材にバイアス電圧（−２０〜−２００Ｖ）を印加することにより、蒸発源にセットしたターゲットをイオン化させ単位層を逐次周期的に積層することにより超多層構造層を形成することができる。

＜変調構造層＞
本発明の変調構造層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物によって構成され、その化合物の組成または組成比が厚み方向において０．２ｎｍ以上４０ｎｍ以下の周期で変化する構造を有する。このように被膜として変調構造層を形成することにより、極めて優れた耐摩耗性を付与することができる。

ここで、化合物の組成または組成比が厚み方向において０．２ｎｍ以上４０ｎｍ以下の周期で変化するとは、たとえば構成元素が同一でその組成比が異なるＡ、Ｂ２種の状態を例にとると、変調構造層の基材（刃先交換型切削チップ）側から表面側への厚み方向において、まず地点Ｘで状態Ａであったものが、徐々に変化して地点Ｙで状態Ｂとなり、再度徐々に変化して地点Ｚにおいて状態Ａとなる場合、地点ＸとＺの距離が周期（０．２ｎｍ以上４０ｎｍ以下）となり（この場合地点Ｙは地点ＸとＺとのほぼ中点に位置する）、かつこのような状態Ａ−Ｂ−Ａの変化が同様の周期で繰り返されることをいう。なお、上記周期が０．２ｎｍ未満となる場合や４０ｎｍを超える場合には、変調構造層による耐摩耗性の向上効果が示されない場合がある。上記周期のより好ましい範囲は、その上限が３５ｎｍ以下、さらに好ましくは３０ｎｍ以下であり、その下限が０．５ｎｍ以上、さらに好ましくは１ｎｍ以上である。

このような変調構造層を構成する周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物としては、上記超多層構造層において例示した化合物と同様の化合物を挙げることができる。

なお、このような変調構造層は、上記で説明した超多層構造層の製造方法と同様の製造方法により形成することができ、特に組成比が厚み方向において変化する構造の変調構造層の場合は、組成比の異なるターゲットを蒸発源にセットし、基材ホルダーの回転数などを制御することにより形成することができる。

また、組成が厚み方向において変化する場合は、この変調構造層と上記超多層構造層との間で明確な差異が存在しない場合があるが、そのような差異を明確に区別する必要はなくいずれのものも本発明の範囲を逸脱するものではない。

＜製造方法＞
本発明の超硬合金は、上記のようにＷＣ粒子の均一化処理を実行することおよび粉砕が生じ難い方法で原料粉末の混合処理を実行することを除き、従来公知の製造方法により、特に限定されることなく製造することができる。

たとえば、上記の均一化処理を経たＷＣ粒子を、その他の原料粉末と上記の粉砕が生じ難い方法で混合処理した後、その混合物をプレス成形するとともに焼結させることにより本発明の超硬合金を得ることができる。

そして、該超硬合金にホーニング処理など種々の刃先処理加工を行ない、切削工具とすることができるとともに、上記のような被膜を形成することもできる。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

＜実施例１＞
以下のようにして表面に被膜を有する超硬合金からなる切削工具（刃先交換型切削チップ）Ｎｏ．１〜１８を作製した（ただしＮｏ．９、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８は、被膜を有していない）。なお、各刃先交換型切削チップにおいて、均一化条件と成膜条件の組み合わせは、以下の表１の通りである。表１中、無処理とは、出発原料のＷＣ粉末に対し均一化処理を行わなかったことを示す。

まず、出発原料として、フィッシャー径が２．５μｍのＷＣ粉末を準備した。
このＷＣ粉末に、以下の均一化処理を実行し、目的の粒径、粒径分布およびアスペクト比を有するＷＣ粉末を得た。

＜均一化条件＞
＜均一化条件１−１＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．２μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件１−２＞
均一化条件１−１で得られた粉末を、分級点を１．２μｍに設定した気流分級機で、さらに１回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は２回である。

＜均一化条件１−３＞
均一化条件１−１で得られた粉末を、分級点を１．２μｍに設定した気流分級機で、さらに３回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は４回である。

＜均一化条件１−４＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．２μｍに設定した気流分級機で、４回分級した。

＜均一化条件１−５＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合後、分級点を１．２μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件１−６＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で８０時間混合後、分級点を１．２μｍに設定した気流分級機で、３回分級した。

＜均一化条件１−７＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件１−８＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件１−９＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜超硬合金の調製＞
まず、２．０質量％のＴａＣと、０．３質量％のＣｒ₃Ｃ₂と、９．０質量％のＣｏと、上記で得られたＷＣ粒子（残部）とからなる組成に配合した超硬合金原料粉末を準備した。

続いて、上記の超硬合金原料粉末と、液体パラフィンワックス（２．０質量％）と、エタノール溶媒とを、粉砕用ボールを入れないボールミルで２４時間攪拌することにより混合物を得た。

ここで、比較試験として、Ｎｏ．１５〜１８については、超硬合金原料粉末と、パラフィンワックスと、エタノール溶媒とを、粉砕用ボールを入れてボールミルで２４時間攪拌することにより混合物を得た。

その後、この混合物をスプレードライ乾燥して造粒粉末を得た。
＜基材の調製＞
次いで、上記の造粒粉末をプレス成形し、１０Ｐａ以下の真空雰囲気下１４００℃で１時間焼結した。

続いて、得られた焼結体の刃先稜線にＳｉＣブラシホーニング処理を行なうことによって、すくい面と逃げ面との交差部に対して、半径が約０．０５ｍｍのアール（Ｒ）を付与した（以下、該部分を刃先部とも記す）。そして、刃先交換型チップの底面に対して、平坦研磨処理行なって、ＳＥＭＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇ（住友電工ハードメタル株式会社製）形状の刃先交換型切削チップの基材とした。

＜超硬合金組織の観察＞
このようにして作製した基材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した後、クロスセクションポリッシャー装置を用いて、該加工面の一部をアルゴンイオンビームによってさらに研磨し、顕微鏡観察用試料とした。

上記観察用試料を、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、反射電子像画像を５視野撮影した。

得られた５視野のうち１視野において、視野中心部のＷＣ粒子３００個について、画像解析式粒度分布測定ソフトウェア（製品名：「Ｍａｃ−Ｖｉｅｗ」，株式会社マウンテック製）を用いて、個々のＷＣ粒子の粒径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）、短径、長径およびアスペクト比を求めた。

さらに、個々のＷＣ粒子の粒径の総和を、全粒子数（３００個）で除算して、平均粒径Ｄを算出した。

また、上記同視野において視野中心部のＷＣ粒子３００個のうち、粒径が０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒子を計数し、粒子群Ｐとした。そして、該粒子群Ｐの全粒子数が、ＷＣ粒子３００個に対して占める割合を算出した。

さらに、上記同視野の粒子群Ｐに含まれる粒子において、アスペクト比（粒子の長径をＸ、短径をＹとすると、Ｘ／Ｙ）が１．０以上１．４以下である粒子を計数して、該粒子群Ｐの全粒子数に対する割合を算出した。

その他４視野についても同様の計測および計算を行ない（すなわち、同様の計測および計算を５回行なった）、全５回の平均値を求めた。その結果（平均値）を表１に示す。

＜被膜の形成＞
続いて、このようにして得られた刃先交換型切削チップの基材に対して、以下の成膜条件で被膜を形成した。

＜成膜条件１−１１＞
刃先交換型切削チップの表面に、物理蒸着法である公知のイオンプレーティング法を用いて４μｍの超多層構造層と、０．４μｍのＴｉＳｉＣＮ層とを有する被膜を形成した。上記の超多層構造層は、１０ｎｍの厚みのＡｌＴｉＳｉＮ層と、８ｎｍの厚みのＴｉＳｉＮ層とを交互に積層することにより形成した。このようにして成膜した被膜の圧縮残留応力を、Ｘ線応力測定装置を用いたｓｉｎ²ψ法により測定したところ、圧縮残留応力の絶対値が０．１ＧＰａ以上であることを確認した。

＜成膜条件１−１２＞
刃先交換型切削チップの表面に、物理蒸着法である公知のイオンプレーティング法を用いて４．４μｍのＴｉＡｌＮ層である被膜を形成した。上記と同様にして圧縮残留応力の絶対値が０．１ＧＰａ以上であることを確認した。

＜成膜条件１−１３＞
刃先交換型切削チップの表面に、化学蒸着法である公知の気相合成法を用いて、ＴｉＮ層（０．２μｍ）とＭＴ−ＴｉＣＮ層（２．４μｍ）とκ−Ａｌ₂Ｏ₃層（１．６μｍ）とＴｉＮ層（０．２μｍ）とをこの順番で積層した被膜を形成した（括弧内の数値は厚みを示す）。上記と同様にして応力を測定したところ、絶対値が０．１ＧＰａ以上となる引張残留応力が付与されていることを確認した。

＜評価＞
＜耐摩耗性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐摩耗性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、これを用いて合金鋼の正面フライス加工による耐摩耗性試験を行なった。本性能評価は、１つの刃先交換型切削チップのみをカッタに取り付けて行なっている。

切削加工条件は、被削材として、ＳＣＭ４３５：ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２７５ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３５ｍｍ／刃、切込み量＝１．５ｍｍ、センターカット、切削油：水溶性油、として１０分間切削加工を行なった。このようにして切削加工を行なった後に、コンパレーターを用いて刃先交換型切削チップの逃げ面摩耗量（ＶＢ）を測定した。その結果を表１に示す。

逃げ面摩耗量が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。なお、表面に被膜を有しない刃先交換型切削チップＮｏ．９、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８については、摩耗量が多いので、３分間で試験を終了した。

＜耐初期欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐初期欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、これを用いて炭素鋼の強断続フライス加工による耐初期欠損性試験を行なった。本性能評価は、１つの刃先交換型切削チップのみをカッタに取り付けて行なっている。

切削加工の条件は、被削材として、Ｓ４５Ｃ：ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ、スリット有り）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１００ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．６５ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、センターカット、切削油：なし、として１分間切削加工を行なった。この条件で切削加工を２０回行ない、全２０個の刃先交換型切削チップのうちの破損が生じた刃先交換型切削チップの割合を破損率（％）として算出した。その結果を表１の「破損率（％）」の欄に示す。

表１中、破損率が低いほど、耐初期欠損性が優れていることを示している。
＜耐疲労欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐疲労欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、これを用いて炭素鋼の強断続フライス加工による耐疲労欠損性試験を行なった。本性能評価は、１つの刃先交換型切削チップのみをカッタに取り付けて行なっている。

切削加工の条件は、被削材として、Ｓ４５Ｃ：φ１０穴空き材ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２５０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３５ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、切削長：最大３００ｍｍ、センターカット、切削油：水溶性油、として加工を行なった。この条件で切削加工を６回行ない、全６回の切削加工において刃先交換型切削チップの破損が生じるまでの切削長の平均値（ｍｍ）を算出した。その結果を表１の「切削長（ｍｍ）」の欄に示す。

表１中、切削長が長いほど、耐疲労欠損性が優れていることを示している。

表１中、刃先交換型切削チップＮｏ．１〜９が本発明の実施例であり、Ｎｏ．１０〜１８が比較例である（比較例には「＊」が付されている）。

表１より明らかなように、本発明の超硬合金を用いた実施例の刃先交換型切削チップは、その平均粒径Ｄが０．８〜３．０μｍであり、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３８％以上を占め、該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めており、以って、本発明の超硬合金は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させたものであることが確認できた。

なお、刃先交換型切削チップＮｏ．２では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．２％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５２．４％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．３では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３６．１％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５４．７％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．４では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３８．７％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５６．５％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．６では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３４．９％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５１．２％を占めていた。

＜実施例２＞
以下のようにして表面に被膜を有する超硬合金からなる切削工具（刃先交換型切削チップ）Ｎｏ．１〜１８を作製した（ただしＮｏ．９、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８は、被膜を有していない）。なお、各刃先交換型切削チップにおいて、均一化条件と成膜条件の組み合わせは、以下の表２の通りである。表２中、無処理とは、出発原料のＷＣ粉末に対し均一化処理を行わなかったことを示す。

まず、出発原料として、フィッシャー径が３．０μｍのＷＣ粉末を準備した。
このＷＣ粉末に、実施例１と同様の均一化処理を実行し、目的の粒径、粒径分布およびアスペクト比を有するＷＣ粉末を得た。ただし、実施例１と出発原料が異なるため、実施例２では、均一化条件１−１に相当する条件を、均一化条件２−１と称する。

＜均一化条件＞
＜均一化条件２−１＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件２−２＞
均一化条件２−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに１回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は２回である。

＜均一化条件２−３＞
均一化条件２−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに３回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は４回である。

＜均一化条件２−４＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、４回分級した。

＜均一化条件２−５＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件２−６＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で８０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、３回分級した。

＜均一化条件２−７＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件２−８＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件２−９＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜超硬合金の調製＞
まず、０．２質量％のＴｉＣと、０．６質量％のＴａＣと、０．３質量％のＮｂＣと、５．５質量％のＣｏと、上記で得られたＷＣ（残部）とからなる組成に配合した超硬合金原料粉末を準備した。

続いて、上記の超硬合金原料粉末と、液体パラフィンワックス（２．０質量％）と、エタノール溶媒とを、粉砕用ボールを入れないＶ型混合機で２４時間攪拌することにより混合物を得た。

その後、この混合物をスプレードライ乾燥して造粒粉末を得た。
＜基材の調製＞
次いで、上記の造粒粉末をプレス成形し、１０Ｐａ以下の真空雰囲気下１４５０℃で１時間焼結して、ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＥ（住友電工ハードメタル株式会社製）の焼結体を得た。

続いて、得られた焼結体の上面および下面の保持面をダイヤモンド砥石で研磨加工した後、刃先稜線にＳｉＣブラシホーニング処理を行なうことによって、すくい面と逃げ面との交差部に対して、半径が約０．０３ｍｍのアール（Ｒ）を付与して、刃先交換型切削チップの基材とした。なお、焼結体の表面には、厚み１５μｍの脱β層が形成されていた。

＜超硬合金組織の観察＞
上記で作製した基材の超硬合金組織を実施例１と同様にして評価した。その結果を表２に示す。

＜成膜条件２−１１＞
刃先交換型切削チップの表面に、化学蒸着法である公知の気相合成法を用いて、ＴｉＮ層（０．２μｍ）とＭＴ−ＴｉＣＮ層（８．８μｍ）とＴｉＢＮ層（０．９μｍ）とα−Ａｌ₂Ｏ₃層（６．７μｍ）とＴｉＮ層（０．２μｍ）とをこの順番で積層した被膜を形成した（括弧内の数値は厚みを示す）。上記と同様にして応力を測定したところ、絶対値が０．１ＧＰａ以上となる引張残留応力が付与されていることを確認した。

＜成膜条件２−１２＞
上記の成膜条件２−１１を行なって表面に被膜を形成した後、公知の表面処理法であるバレル処理を行なった。上記と同様にして応力を測定したところ、絶対値が０．１ＧＰａ以上となる圧縮残留応力が付与されていることを確認した。

＜成膜条件２−１３＞
上記の成膜条件２−１１を行なって表面に被膜を形成した後、公知の表面処理法である湿式ショットブラスト処理を行なった。上記と同様にして応力を測定したところ、絶対値が０．１ＧＰａ以上となる圧縮残留応力が付与されていることを確認した。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＰＣＬＮＲ２５２５−４３（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いて合金鋼の連続旋削加工による耐摩耗性試験を行なった。

切削加工条件は、被削材として、ＳＣＭ４３５：丸棒（φ３５０ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２８０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．２５ｍｍ／刃、切込み量＝１．５ｍｍ、切削油：なし、として２０分間切削加工を行なった。このようにして切削加工を行なった後に、コンパレーターを用いて刃先交換型切削チップの逃げ面摩耗量（ＶＢ）を測定した。その結果を表２に示す。

逃げ面摩耗量が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。なお、表面に被膜を有しない刃先交換型切削チップＮｏ．９、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８については、摩耗量が多いので、５分間で試験を終了した。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＰＣＬＮＲ２５２５−４３（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いて合金鋼の強断続旋削加工による耐初期欠損性試験を行なった。

切削加工の条件は、被削材として、ＳＣＭ４３５：丸棒（φ３５０ｍｍ、スリット有り）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１００ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．５０ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、切削油：なし、として０．５分間切削加工を行なった。この条件で切削加工を２０回行ない、全２０個の刃先交換型切削チップのうちの破損が生じた刃先交換型切削チップの割合を破損率（％）として算出した。その結果を表２の「破損率（％）」の欄に示す。

表２中、破損率が低いほど、耐初期欠損性が優れていることを示している。
＜耐疲労欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐疲労欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＰＣＬＮＲ２５２５−４３（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いて合金鋼の軽断続旋削加工による耐疲労欠損性試験を行なった。

切削加工の条件は、被削材として、Ｓｃｒ４２０Ｈ：丸棒（φ３５０ｍｍ、スリット有り）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２５０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．２５ｍｍ／刃、切込み量＝１．０ｍｍ、切削油：水溶性油、として切削加工を行なった。この条件で切削加工を６回行ない、全６回の切削加工において刃先交換型切削チップの破損が生じるまでの刃先への衝撃回数（回）を算出した。その結果を表２の「衝撃回数（回）」の欄に示す。

表２中、衝撃回数が多いほど、耐疲労欠損性が優れていることを示している。

表２中、刃先交換型切削チップＮｏ．１〜９が本発明の実施例であり、Ｎｏ．１０〜１８が比較例である（比較例には「＊」が付されている）。

表２より明らかなように、本発明の超硬合金を用いた実施例の刃先交換型切削チップは、その平均粒径Ｄが０．８〜３．０μｍであり、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３８％以上を占め、該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めており、以って、本発明の超硬合金は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させたものであることが確認できた。

なお、刃先交換型切削チップＮｏ．２では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３６．５％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５３．６％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．３では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．０％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５５．２％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．４では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３７．５％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５７．２％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．６では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．４％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５２．３％を占めていた。

＜実施例３＞
以下のようにして超硬合金からなる切削工具（刃先交換型切削チップ）Ｎｏ．１〜１３を作製した。なお、各刃先交換型切削チップにおいて、均一化条件は、以下の表３の通りである。表３中、無処理とは、出発原料のＷＣ粉末に対し均一化処理を行わなかったことを示す。

まず、出発原料として、フィッシャー径が３．５μｍのＷＣ粉末を準備した。
このＷＣ粉末に、実施例１と同様の均一化処理を実行し、目的の粒径、粒径分布およびアスペクト比を有するＷＣ粉末を得た。ただし、実施例１と出発原料が異なるため、実施例３では、均一化条件１−１に相当する条件を、均一化条件３−１と称する。

＜均一化条件＞
＜均一化条件３−１＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件３−２＞
均一化条件３−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに１回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は２回である。

＜均一化条件３−３＞
均一化条件３−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに３回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は４回である。

＜均一化条件３−４＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、４回分級した。

＜均一化条件３−５＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件３−６＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で８０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、３回分級した。

＜均一化条件３−７＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件３−８＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件３−９＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜超硬合金の調製＞
まず、０．３質量％のＣｒ_３Ｃ_２と、５．０質量％のＣｏと、０．１質量％のＮｉと、上記で得られたＷＣ（残部）とからなる組成に配合した超硬合金原料粉末を準備した。

ここで、比較試験として、Ｎｏ．１１〜１３については、超硬合金原料粉末と、パラフィンワックスと、エタノール溶媒とを、粉砕用ボールを入れてボールミルで２４時間攪拌することにより混合物を得た。

その後、この混合物をスプレードライ乾燥して造粒粉末を得た。
＜基材の調製＞
次いで、上記の造粒粉末をプレス成形し、１０Ｐａ以下の真空雰囲気下１４５０℃で１時間焼結して、形状がＳＰＧＮ１２０３０８（ＪＩＳＢ４１２０−１９９８）である焼結体を得た。

続いて、得られた焼結体の上面および下面の保持面をダイヤモンド砥石で研磨加工した後、刃先稜線に、すくい面から見て幅が０．０５ｍｍ、角度１５度のチャンファーホーニング処理を行なって、刃先交換型切削チップを作製した。

＜超硬合金組織の観察＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの超硬合金組織を、評価対象とする視野中心部のＷＣ粒子数を２００個とした以外は、実施例１と同様にして評価した。その結果を表３に示す。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＦＰ１１Ｒ−４４Ａ（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いてＴｉ合金の連続旋削加工による耐摩耗性試験を行なった。

切削加工条件は、被削材として、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ：丸棒（φ２００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝８０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３０ｍｍ／刃、切込み量＝１．５ｍｍ、切削油：水溶性油、として５分間切削加工を行なった。このようにして切削加工を行なった後に、コンパレーターを用いて刃先交換型切削チップの逃げ面摩耗量（ＶＢ）を測定した。その結果を表３に示す。

逃げ面摩耗量が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。
＜耐初期欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐初期欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＰＧ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、合金鋼のフライス加工による耐初期欠損性試験を行なった。

切削加工の条件は、被削材として、ＳＣＭ４３５：ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１００ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．５０ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、切削油：水溶性油、として０．５分間切削加工を行なった。この条件で切削加工を２０回行ない、全２０個の刃先交換型切削チップのうちの破損が生じたチップの割合を破損率（％）として算出した。その結果を表３の「破損率（％）」の欄に示す。

表３中、破損率が低いほど、刃先強度が優れていることを示している。
＜耐疲労欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐疲労欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＰＣＬＮＲ２５２５−４３（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いてＴｉ合金の軽断続旋削加工による耐疲労欠損性試験を行なった。

切削加工の条件は、被削材として、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ：丸棒（φ２００ｍｍ、スリット有り）を用い、この被削材に対し、切削速度＝６０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．１５ｍｍ／刃、切込み量＝１．０ｍｍ、切削油：水溶性油、として切削加工を行なった。この条件で切削加工を８回行ない、全８回の切削加工において刃先交換型切削チップの破損が生じるまでの刃先への衝撃回数（回）を算出した。その結果を表３の「衝撃回数（回）」の欄に示す。

表３中、衝撃回数が多いほど、耐疲労欠損性が優れていることを示している。

表３中、刃先交換型切削チップＮｏ．１〜６が本発明の実施例であり、Ｎｏ．７〜１３が比較例である（比較例には「＊」が付されている）。

表３より明らかなように、本発明の超硬合金を用いた実施例の刃先交換型切削チップは、その平均粒径Ｄが０．８〜３．０μｍであり、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３８％以上を占め、該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めており、以って、本発明の超硬合金は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させたものであることが確認できた。

なお、刃先交換型切削チップＮｏ．２では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．１％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５３．３％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．３では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３４．２％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５４．６％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．４では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．５％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５６．０％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．６では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．４％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５３．４％を占めていた。

＜実施例４＞
以下のようにして表面に被膜を有する超硬合金からなる切削工具（刃先交換型切削チップ）Ｎｏ．１〜１３を作製した。なお、各刃先交換型切削チップにおいて、均一化条件と成膜条件の組み合わせは、以下の表４の通りである。表４中、無処理とは、出発原料のＷＣ粉末に対し均一化処理を行わなかったことを示す。

まず、出発原料として、フィッシャー径が４．０μｍのＷＣ粉末を準備した。
このＷＣ粉末に、実施例１と同様の均一化処理を実行し、目的の粒径、粒径分布およびアスペクト比を有するＷＣ粉末を得た。ただし、実施例１と出発原料が異なるため、実施例４では、均一化条件１−１に相当する条件を、均一化条件４−１と称する。

＜均一化条件＞
＜均一化条件４−１＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件４−２＞
均一化条件４−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに１回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は２回である。

＜均一化条件４−３＞
均一化条件４−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに３回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は４回である。

＜均一化条件４−４＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、４回分級した。

＜均一化条件４−５＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件４−６＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で８０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、３回分級した。

＜均一化条件４−７＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件４−８＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜均一化条件４−９＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合した（本条件では、分級は行なわなかった）。

＜超硬合金の調製＞
まず、６．０質量％のＣｏと、上記で得られたＷＣ（残部）とからなる組成に配合した超硬合金原料粉末を準備した。

続いて、得られた焼結体の上面および下面の保持面をダイヤモンド砥石で研磨加工して、刃先交換型切削チップを作製した（刃先処理は施さなかった）。

＜超硬合金組織の観察＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの超硬合金組織を、評価対象とする視野中心部のＷＣ粒子数を２００個とした以外は、実施例１と同様にして評価した。その結果を表４に示す。

＜被膜の形成＞
続いて、このようにして得られた刃先交換型切削チップの基材に対して、実施例１の＜成膜条件１−１１＞と同様にして被膜を形成した。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＳＢＮＲ２５２５Ｍ１２（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いてインコネル鋼の連続旋削加工による耐摩耗性試験を行なった。

切削加工条件は、被削材として、インコネル７１８：丸棒（φ２００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝７０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３０ｍｍ／刃、切込み量＝１．５ｍｍ、切削油：水溶性油、として５分間切削加工を行なった。このようにして切削加工を行なった後に、コンパレーターを用いて刃先交換型切削チップの逃げ面摩耗量（ＶＢ）を測定した。その結果を表４に示す。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＮＦ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、合金鋼のフライス加工による耐初期欠損性試験を行なった。

切削加工の条件は、被削材として、ＳＣＭ４３５：ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝８０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．５０ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、切削油：水溶性油、として０．５分間切削加工を行なった。この条件で切削加工を２０回行ない、全２０個の刃先交換型切削チップのうちの破損が生じたチップの割合を破損率（％）として算出した。その結果を表４の「破損率（％）」の欄に示す。

表４中、破損率が低いほど、刃先強度が優れていることを示している。
＜耐疲労欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐疲労欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＳＢＮＲ２５２５Ｍ１２（住友電工ハードメタル株式会社製）のバイトにセットし、これを用いてインコネル鋼の軽断続旋削加工による耐疲労欠損性試験を行なった。

切削加工の条件は、被削材として、インコネル７１８：丸棒（φ２００ｍｍ、スリット有り）を用い、この被削材に対し、切削速度＝５５ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．１７ｍｍ／刃、切込み量＝１．０ｍｍ、切削油：水溶性油、として切削加工を行なった。この条件で切削加工を８回行ない、全８回の切削加工において刃先交換型切削チップの破損が生じるまでの刃先への衝撃回数（回）を算出した。その結果を表４の「衝撃回数（回）」の欄に示す。

表４中、衝撃回数が多いほど、耐疲労欠損性が優れていることを示している。

表４中、刃先交換型切削チップＮｏ．１〜６が本発明の実施例であり、Ｎｏ．７〜１３が比較例である（比較例には「＊」が付されている）。

表４より明らかなように、本発明の超硬合金を用いた実施例の刃先交換型切削チップは、その平均粒径Ｄが０．８〜３．０μｍであり、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３８％以上を占め、該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めており、以って、本発明の超硬合金は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させたものであることが確認できた。

なお、刃先交換型切削チップＮｏ．２では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３４．５％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５２．２％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．３では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３３．４％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５３．８％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．４では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３３．７％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５４．５％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．６では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３４．２％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５２．２％を占めていた。

＜実施例５＞
以下のようにして表面に被膜を有する超硬合金からなる切削工具（刃先交換型切削チップ）Ｎｏ．１〜１６を作製した。なお、各刃先交換型切削チップにおいて、均一化条件、成膜条件および超硬合金の組成の組み合わせは、以下の表５の通りである。表５中、無処理とは、出発原料のＷＣ粉末に対し均一化処理を行わなかったことを示す。

まず、出発原料として、フィッシャー径が１．８μｍのＷＣ粉末を準備した。
このＷＣ粉末に、実施例１と同様の均一化処理を実行し、目的の粒径、粒径分布およびアスペクト比を有するＷＣ粉末を得た。ただし、実施例１と出発原料が異なるため、実施例５では、均一化条件１−１に相当する条件を、均一化条件５−１と称する。

＜均一化条件＞
＜均一化条件５−１＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで６０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜均一化条件５−２＞
均一化条件５−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに１回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は２回である。

＜均一化条件５−３＞
均一化条件５−１で得られた粉末を、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、さらに３回追加分級した。すなわち、合計分級処理数は４回である。

＜均一化条件５−４＞
ＷＣ粉末を、アセトンともに、粉砕用ボールを入れないボールミルで１２０時間混合後、乾燥した後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、４回分級した。

＜均一化条件５−５＞
ＷＣ粉末を、Ｖ型混合機で４０時間混合後、分級点を１．５μｍに設定した気流分級機で、１回分級した。

＜超硬合金の調製＞
まず、表５に示す組成で配合した原料粉末を準備した。

ここで、比較試験として、Ｎｏ．１３については、超硬合金原料粉末を、圧力値を１００ＭＰａに設定した湿式ジェットミルで処理したのち、粉砕ボールと共に、アキシャルミキサーで２時間混合して混合物を得た。

また、別の比較試験として、Ｎｏ．１４〜１６については、超硬合金原料粉末と、パラフィンワックスと、エタノール溶媒とを、粉砕用ボールを入れてボールミルで２４時間攪拌することにより混合物を得た。

その後、この混合物をスプレードライ乾燥して造粒粉末を得た。
＜基材の調製＞
次いで、上記の造粒粉末をプレス成形し、１０Ｐａ以下の真空雰囲気下１４５０℃で１時間焼結して、形状がＳＮＧＮ１２０４０８（ＪＩＳＢ４１２０−１９９８）である刃先交換型切削チップの基材とした。（本実施例では、刃先への加工は行なわなかった。）
＜超硬合金組織の観察＞
上記で作製した基材の超硬合金組織を実施例１と同様にして評価した。その結果を表５に示す。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＮＦ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、これを用いて合金鋼の正面フライス加工による耐摩耗性試験を行なった。本性能評価は、１つの刃先交換型切削チップのみをカッタに取り付けて行なっている。

切削加工の条件は、被削材として、ＳＣＭ４４０：ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２１０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３０ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、センターカット、切削油：なし、として１５分間切削加工を行なった。このようにして切削加工を行なった後に、コンパレーターを用いて刃先交換型切削チップの逃げ面摩耗量（ＶＢ）を測定した。その結果を表５に示す。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＮＦ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、これを用いて炭素鋼の強断続フライス加工による耐初期欠損性試験を行なった。本性能評価は、１つの刃先交換型切削チップのみをカッタに取り付けて行なっている。

切削加工の条件は、被削材として、Ｓ５０Ｃ：ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ、スリット有り）を用い、この被削材に対し、切削速度＝８０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．６５ｍｍ／刃、切込み量＝２．０ｍｍ、センターカット、切削油：なし、として１分間切削加工を行なった。この条件で切削加工を２０回行ない、全２０個の刃先交換型切削チップのうちの破損が生じた刃先交換型切削チップの割合を破損率（％）として算出した。その結果を表５の「破損率（％）」の欄に示す。

表５中、破損率が低いほど、耐初期欠損性が優れていることを示している。
＜耐疲労欠損性評価＞
上記で作製した刃先交換型切削チップの耐疲労欠損性評価を以下のようにして行なった。

刃先交換型切削チップの１つを型番ＤＮＦ４１６０Ｒ（住友電工ハードメタル株式会社製）のカッタにセットし、これを用いて炭素鋼の強断続フライス加工による耐疲労欠損性試験を行なった。本性能評価は、１つの刃先交換型切削チップのみをカッタに取り付けて行なっている。

切削加工の条件は、被削材として、Ｓ５０Ｃ：φ８穴空き材ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２４０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３０ｍｍ／刃、切込み量＝２．５ｍｍ、切削長：最大３００ｍｍ、センターカット、切削油：水溶性油、として加工を行なった。この条件で切削加工を６回行ない、全６回の切削加工において刃先交換型切削チップの破損が生じるまでの切削長の平均値（ｍｍ）を算出した。その結果を表５の「切削長（ｍｍ）」の欄に示す。

表５中、切削長が長いほど、耐疲労欠損性が優れていることを示している。

表５中、刃先交換型切削チップＮｏ．１〜１１が本発明の実施例であり、Ｎｏ．１２〜１６が比較例である（比較例には「＊」が付されている）。

表５より明らかなように、本発明の超硬合金を用いた実施例の刃先交換型切削チップは、その平均粒径Ｄが０．８〜３．０μｍであり、０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３８％以上を占め、該粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占めており、以って、本発明の超硬合金は、耐摩耗性、耐初期欠損性および耐疲労欠損性を両立させたものであることが確認できた。

なお、刃先交換型切削チップＮｏ．６では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３４．８％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５２．８％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．７では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．７％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５６．５％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．８では、０．７４Ｄ以上１．２６Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₂に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３５．２％を占め、該粒子群Ｐ₂において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₂の全粒子数に対して５６．１％を占めていた。

また、刃先交換型切削チップＮｏ．９では、０．７２Ｄ以上１．２８Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐ₁に含まれる粒子の割合は、ＷＣ全粒子数に対して３４．８％を占め、該粒子群Ｐ₁において、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、該粒子群Ｐ₁の全粒子数に対して５１．５％を占めていた。

また、Ｎｏ．１〜５を比較すると、超硬合金に含まれる化合物相または固溶体相の配合量は、０〜３．５質量％の範囲においては、配合量が多いほど、耐摩耗性に優れる結果となった。

また、Ｎｏ．４と１０を比較すると、耐摩耗性の観点からは、超硬合金に含まれる化合物相または固溶体相としては、ＮｂＣに比べて、ＴａＣが好ましい結果となった。

また、Ｎｏ．５と１１を比較すると、ＴｉＣを０．５質量％含むＮｏ．１０は耐初期欠損性が低下していた。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて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。

Claims

炭化タングステン粒子を含む超硬合金であって、
前記炭化タングステン粒子は、
ａ）その平均粒径Ｄが、０．８〜３．０μｍであり、
ｂ）０．７Ｄ以上１．３Ｄ以下となる粒径を有する粒子群Ｐに含まれる粒子の割合は、前記炭化タングステン粒子の全粒子数に対して３８％以上を占め、
ｃ）前記粒子群Ｐにおいて、長径をＸ、短径をＹとすると、１．０≦Ｘ／Ｙ≦１．４を満たす粒子の割合は、前記粒子群Ｐの全粒子数に対して５０％以上を占める、超硬合金。
前記超硬合金は、
ｉ）前記炭化タングステン粒子と、
ｉｉ）周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、およびＶＩａ族元素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とから構成される化合物の１種以上からなる化合物相または固溶体相と、
ｉｉｉ）鉄族元素の１種以上からなる結合相と、
ｉｖ）不可避不純物と、を含み、
前記化合物相または固溶体相は、０．１〜７０質量％の範囲で含まれ、
前記結合相は、０．２〜２０質量％の範囲で含まれる、請求項１に記載の超硬合金。
前記超硬合金は、
ｉ）前記炭化タングステン粒子と、
ｉｉ）鉄族元素の１種以上からなる結合相と、
ｉｉｉ）不可避不純物と、を含み、
前記結合相は、０．２〜２０質量％の範囲で含まれる、請求項１に記載の超硬合金。
前記超硬合金は、切削工具に用いられ、
前記切削工具は、ドリル、エンドミル、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切り工具、リーマ、またはタップのいずれかである、請求項１〜３のいずれかに記載の超硬合金。
基材と該基材上に形成された被膜とを備える表面被覆切削工具であって、
前記基材は、請求項１〜４のいずれかに記載の超硬合金により構成される、表面被覆切削工具。
前記被膜は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素、または該元素と、炭素、窒素、酸素および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素との化合物からなる１層以上の層を含む、請求項５に記載の表面被覆切削工具。
前記被膜は、物理蒸着法および／または化学蒸着法により形成される、請求項５または６に記載の表面被覆切削工具。
前記被膜は、物理蒸着法により形成されるものであり、かつ超多層構造層または変調構造層を含み、
前記超多層構造層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物によって構成される２種以上の単位層が、各々０．２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の厚みで周期的に繰り返して積層された構造を有し、
前記変調構造層は、周期律表のＩＶａ族元素、Ｖａ族元素、ＶＩａ族元素、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素と、炭素、窒素、酸素、および硼素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素とからなる化合物によって構成され、その化合物の組成または組成比が厚み方向において０．２ｎｍ以上４０ｎｍ以下の周期で変化する構造を有する、請求項５〜７のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
前記被膜は、化学蒸着法により形成されるものであり、ＭＴ−ＴｉＣＮ層および／またはα−アルミナ層を含む、請求項５〜７のいずれかに記載の表面被覆切削工具。
前記被膜は、０．１ＧＰａ以上の圧縮残留応力が付与されている、請求項５〜９のいずれかに記載の表面被覆切削工具。