JP6066365B2 - 超硬合金及び切削工具 - Google Patents

Description

本発明は、超硬合金及び切削工具に関する。特に、すくい面摩耗を効果的に抑制でき、耐熱亀裂性に優れる超硬合金及び切削工具に関する。

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、耐摩耗性や耐欠損性が挙げられる。

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。

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，Ａｌ_２Ｏ_３などを被覆したりすることが行われている。（特許文献１〜６を参照。）

特許文献１には、超硬合金全体の熱拡散率を高めることで、局所的に高温になり易い表面部と内部との熱膨張差に起因する熱亀裂の発生を抑制し、耐熱亀裂性の向上を図ることが提案されている。特許文献２には、ＷＣ粒子のアスペクト比を小さく、かつＷＣ粒子の粒径バラツキを小さくすることで、組織内の欠陥を少なくし、耐摩耗性、耐初期欠損性及び耐疲労欠損性の両立を図ることが提案されている。特許文献３には、温度に対する超硬合金の線膨張係数の変動幅を減少させると共に、ＷＣ粒子に含まれる微粒子を少なくすることで、熱亀裂の発生を防止し、耐初期欠損性を維持したまま、耐熱亀裂性と耐摩耗性の両立を図ることが提案されている。特許文献４には、ＷＣ粒子を球形に近づけると共に、ＷＣ粒子形状のバラツキを小さくすることで、放熱量が増加し、耐摩耗性をはじめとする刃先強度の改善を図ることが提案されている。特許文献５には、超硬合金の表面部に熱伝導率の高いＷＣリッチ（残部Ｃｏ，Ｎｉを主成分とする金属結合相）な層を形成することで、熱発散（フィン）効果により、耐熱衝撃性の向上を図ることが提案されている。特許文献６には、基材表面に耐摩耗性に優れる表面層を形成した表面被覆工具において、表面層と基材との間に熱伝導率の低い中間層を形成することにより、基材への熱の伝達を遮断して基材の温度上昇を抑止すると共に、熱伝導率の高い表面層を通じて熱を放出することが提案されている。

特開２０１１−４２８３０号公報 特開２０１３−２４４５８８号公報 特開２０１３−２４４５８９号公報 特開２０１３−２４４５９０号公報 特開平８−２２５８７７号公報 特開２００５−２１２０２５号公報

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熱亀裂性の向上に対する要求が一層強まっている。

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、表面部に熱膨張が起きる。特に、表面部の刃先部位では温度上昇が大きく、熱膨張が大きい。例えば、被削材の旋削を断続的に行った場合、刃先が断続的に被削材に接触する、即ち接触（切削）と非接触（空転）を繰り返すことになり、空転時に冷却されることにより熱収縮が起きる。そのため、切削と空転を繰り返し行うと、発熱と冷却の熱サイクルによる熱衝撃（熱膨張と熱収縮の繰り返し）によって、表面部に熱亀裂が発生して、熱亀裂によるチッピングや欠損が生じ易い。また、刃先を構成するすくい面は、切削時に変形により発熱した切りくずと擦過することから、最も高温になるため、硬度・強度の低下が著しく、すくい面摩耗（クレータ摩耗）が生じ易く、すくい面摩耗に起因する欠損が生じ易い。

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、すくい面摩耗を効果的に抑制でき、耐熱亀裂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。

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ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上４．０μｍ以下であり、表面部に前記第１硬質相と前記結合相とからなる脱β層が形成されており、前記脱β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．１０を満たす。

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。

上記超硬合金は、すくい面摩耗を効果的に抑制でき、耐熱亀裂性に優れる。上記切削工具は、優れた耐摩耗性と耐熱亀裂性を発揮できる。

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１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。

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。

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大きくすることが、超硬合金工具の耐摩耗性や耐熱亀裂性の向上に有効であることを見出した。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／（ｍ^２ｓ^１／２Ｋ））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。

具体的には、超硬合金の表面部の脱β層の熱浸透率を高めることで、表面部と内部との熱浸透率比を従来に比べて大きくする（ＴＥａ／ＴＥｂを１．１０以上とする）。このような超硬合金は、表面部と内部との熱浸透率比が大きいことで、切削時に熱が発生した刃先表面から周囲（表面に沿った方向）に向かって広範囲に温度勾配が生じる。これにより、熱伝導率の高い表面部（脱β層）に沿って広範囲に熱を効果的に拡散でき、表面部全体で放熱できるため、表面部の温度上昇を低減でき、表面部が高温になり難い。その結果、高温による摩耗や熱衝撃を抑制でき、工具の耐摩耗性や耐熱亀裂性が向上する。特に、表面部と内部との熱浸透率比が大きいことで、すくい面摩耗や熱亀裂に効果がある。

これに対し、従来の超硬合金では、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比が小さい（ＴＥａ／ＴＥｂが１．１０未満である）ため、切削時に刃先表面で発生した熱が刃先表面から周囲に向かって広範囲に拡散され難く、熱が籠り易い。それ故、表面部（特に、刃先部位）が局所的に高温になり易い。

［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。

（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、ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上４．０μｍ以下である。そして、この超硬合金は、表面部に第１硬質相と結合相とからなる脱β層が形成されており、脱β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．１０を満たす。

上記超硬合金によれば、脱β層の熱浸透率が高く、表面部の脱β層の熱浸透率ＴＥａと内部の熱浸透率ＴＥｂとの比がＴＥａ／ＴＥｂ≧１．１０を満たす。したがって、上記超硬合金は、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比が大きいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の脱β層に沿って広範囲に拡散され易く、表面部全体から放熱できる。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いため、切削時の熱サイクルによって熱膨張と熱収縮とを繰り返すことにより生じる熱亀裂を抑制でき、それに起因する欠損も抑制できる。つまり、熱サイクル（熱衝撃）が負荷される切削条件において、工具寿命が向上する。特に、発熱した切りくずとの擦過により最も高温になり易いすくい面において、温度上昇が抑制されるため、すくい面摩耗（クレータ摩耗）を効果的に抑制でき、すくい面摩耗に起因する欠損も抑制できる。

ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．１０のときは、表面部の脱β層と内部の熱浸透率比が小さいため、表面部において、高温の刃先部位から低温の刃先周辺に向かって広範囲に熱の拡散（放熱）が十分に進まない。

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。

（２）上記超硬合金の一例として、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２０を満たす態様が挙げられる。

ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２０を満たすことで、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比がより大きくなるため、表面部に沿って広範囲に熱を拡散でき、表面部全体から効果的に放熱できる。よって、表面部が局所的に高温になることをより抑制でき、表面部の硬度・強度の低下や熱衝撃による熱亀裂をより抑制できることから、耐摩耗性や耐欠損性、耐熱亀裂性がより向上する。

（３）上記超硬合金の一例として、上記脱β層中に存在する前記ＷＣ粒子のうち、他のＷＣ粒子との接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率が５％以下である態様が挙げられる。

他のＷＣ粒子との接触点数が１点以下のＷＣ粒子（即ち、他のＷＣ粒子と１点のみ接触又は接触しないＷＣ粒子）の存在比率が５％以下であることで、複数のＷＣ粒子と接触しないＷＣ粒子の数が少ない。換言すれば、複数のＷＣ粒子と接触するＷＣ粒子の数が多い。ＷＣ粒子同士が接触してネットワークを形成し、熱伝導パスが形成されることにより、熱浸透率を高めることができ、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比をより大きくできる。脱β層における接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率が５％以下であることで、複数のＷＣ粒子と接触してネットワークを形成するＷＣ粒子が多く、ＷＣ粒子同士の接触点が増加して熱伝導パスが増加するため、脱β層の熱浸透率をより高められる。

（４）上記超硬合金の一例として、上記第２硬質相がＮを含有する少なくとも１種の窒素含有化合物を含む態様が挙げられる。

第２硬質相が窒素含有化合物（窒化物や炭窒化物など、及びこれらの化合物を含む固溶体）を含むことで、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比を大きくできる。超硬合金の製造段階において、原料粉末を焼結する際に結合相への硬質相の溶解・再析出が生じ、脱β層は、硬質相の溶解・再析出時の移動や焼結時の脱窒によって形成される。窒素含有化合物を含むことで、脱窒が効果的に起こり、脱β層の熱浸透率をより高められる。

（５）本発明の一態様に係る切削工具は、上記（１）〜（４）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。

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。特に、上記超硬合金は、すくい面摩耗や熱亀裂を抑制できることから、上記切削工具は、耐すくい面摩耗性や耐熱亀裂性に優れる。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。

（６）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。

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，Ａｌ_２Ｏ_３などが挙げられる

（７）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。

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。

［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。

《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。

［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。

（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以下が更に好ましい。

（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，Ｃｒ_３Ｃ_２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。

第２硬質相には、Ｎを含有する少なくとも１種の窒素含有化合物を含むことが好ましい。第２硬質相が窒素含有化合物（窒化物や炭窒化物など、及びこれらの化合物を含む固溶体）を含むことで、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比を大きくできる。脱β層は、焼結時に表面部を脱窒することによって形成されることから、第２硬質相が窒素含有化合物を含むことで、脱窒が効果的に起こり、脱β層の熱浸透率をより高められる。

［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。

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。

［脱β層］
超硬合金は、表面部に第１硬質相（ＷＣ粒子）と結合相（鉄族金属）とから実質的になる脱β層が形成されている。この脱β層には、β相（第２硬質相の化合物を含む固溶体）が実質的に存在しない。脱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。脱β層は、超硬合金の表面全体に形成されていることが好ましい。また、脱β層中に存在するＷＣ粒子のうち、他のＷＣ粒子との接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率（個数比率）が５％以下であることが好ましい。接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率が５％以下であることで、複数のＷＣ粒子と接触してネットワークを形成するＷＣ粒子が多く、ＷＣ粒子同士の接触点が増え、熱伝導パスが増加することから、熱浸透率が向上し、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比をより大きくできる。特に、脱β層は、実質的にＷＣ粒子と結合相のみからなる組成であるため、ＷＣ粒子同士の接触点が増えることによって、内部よりも熱浸透率が高くなり易い。接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率は低いことが好ましく、例えば４．５％以下、４％以下、３％以下がより好ましい。接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率の下限は特に限定されないが、例えば０．１％以上、０．５％以上、１％以上である。

［脱β層と内部との熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）］
超硬合金は、表面部に上記脱β層が形成されていることで、表面部の脱β層と内部との熱浸透率比が大きく、脱β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．１０を満たす。表面部の脱β層と内部との熱浸透率比が大きいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の脱β層に沿って広範囲に拡散され易く、表面部全体から放熱できる。ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．１０のときは、表面部の脱β層と内部の熱浸透率比が小さいため、表面部において、高温の刃先部位から低温の刃先周辺に向かって広範囲に熱の拡散が十分に進まない。熱浸透率比の好ましい範囲は、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２０である。熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）は、より好ましくは１．２２以上であり、更に１．２３以上、１．２４以上であることが好ましい。実施形態に係る超硬合金の脱β層と内部との熱浸透率比が従来に比べて大きい理由は、脱β層の熱浸透率が従来の脱β層に比較して高いためである。脱β層の熱浸透率が従来の脱β層に比較して高い理由は、従来に比べてＷＣ粒子の結晶性が高いことや、脱β層中の第２硬質相成分（β相）などの不純物が極めて少なく、脱β層の純度がより高いためと推定される。

《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。

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。

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。

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。

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。

〈脱β層の評価〉
脱β層は、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、上述したＷＣ粒子の評価と同じように、該加工面を顕微鏡で観察することで確認することができる。また、脱β層の厚さは、超硬合金断面の表面付近を観察し、表面から内部に向かって厚さ（深さ）方向にβ相が実質的に存在しない範囲を測定して、その厚さを脱β層の厚さとする。そして、測定箇所を変更して２０回以上測定を行い、その平均値を脱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。

脱β層における接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率は、脱β層中の複数のＷＣ粒子について他のＷＣ粒子との接触点数を計測し、計測した全粒子のうち、接触点数が１点以下のＷＣ粒子の割合を算出することで求めることができる。脱β層中に存在するＷＣ粒子の接触点数は、鏡面加工した超硬合金断面の脱β層を顕微鏡で観察し、断面観察像から、個々のＷＣ粒子における他のＷＣ粒子との接触点数をカウントすることで計測できる。具体的には、観察箇所を変更して複数（例えば、５以上）の領域を観察し、各領域内のＷＣ粒子の接触点数を計測する。そして、接触点数を計測した全粒子の総数に対する接触点数が１点以下のＷＣ粒子の数の割合を算出し、その値を脱β層における接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率とする。なお、観察箇所としては刃先部位とすることが好ましく、計測する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。

〈熱浸透率の評価〉
超硬合金の表面部（脱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。

（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、脱β層の厚さがＡのとき、切断面上の脱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。

（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。

（測定条件）
該加工面における脱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、超硬合金における脱β層及び内部の熱浸透率とする。

《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、内部に対して熱浸透率が十分に高い脱β層を形成するためには、ＷＣの結晶性や脱β層の純度を高めることが必要であり、その手法としては、原料組成、混合方法、焼結時の真空度（圧力）、冷却時の冷却速度などを制御することが挙げられる。

［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。特に、ＷＣ粉末を、後述するような粉砕が発生し難い方法で混合する場合は、混合後もＷＣ粉末の粒度がほぼ変わらないため、ＷＣ粉末の粒度は、例えば０．５μｍ以上４．０μｍ以下とすることが挙げられる。

所定の脱β層を形成するための形成条件Ｉとして、原料に用いる第２硬質相の化合物粉末の一つに、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）を用いることが好ましい。原料に窒素含有化合物を用いることで、焼結時に表面部の脱窒が効果的に起こり、内部よりも熱浸透率の高い脱β層を形成できる。原料粉末における窒素含有化合物の含有量は、例えば０．１質量％以上５質量％以下とすることが挙げられる。原料として窒素含有化合物を０．１質量％以上含有することで、熱浸透率の高い脱β層が形成され易い。窒素含有化合物の含有量を５質量％以下とすることで、抗折力の低下などを抑制でき、かつ経済的である。

［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。混合工程において、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原料のＷＣ粉末を粉砕混合した場合、ＷＣ粒子が粉砕され、ＷＣの結晶性が低い、アスペクト比の大きな粒子が発生する。そこで、所定の脱β層を形成するための形成条件ＩＩとして、混合工程では、原料となるＷＣ粉末を、粉砕が発生し難い方法で混合することが好ましい。このような処理を行うことで、ＷＣ粒子同士の衝突によって、ＷＣ粒子の角が取れてアスペクト比が小さくなる。また、ＷＣ粒子が粉砕されないため、結晶性の高いＷＣ粒子を得ることができる。このようなＷＣ粒子を用いることで、超硬合金全体の熱浸透率を高められると共に、脱β層と内部との熱浸透率比を大きくできる。

粉砕が発生し難い混合方法としては、例えば、ＷＣ粉末を含む原料粉末を、メディアの入っていないアトライターやボールミルなどで撹拌したり、Ｖ型混合機で低速で撹拌する方法が挙げられる。その他、インペラを用いる方法、水流を用いる方法、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ることが可能である。

混合（撹拌）する時間は、長時間とすることが好ましく、例えば１０時間以上、更に１２時間以上とすることが挙げられる。混合時間が短過ぎると、ＷＣ粒子のアスペクト比を十分に小さくできず、長過ぎても、それ以上の効果は得られず、混合時間が長くなることから、経済的ではない。よって、混合方法にもよるが、混合時間は、例えば２４時間以下、更に２２時間以下とすることが挙げられる。混合（撹拌）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。

原料粉末を配合する前に、ＷＣ粉末のみを上記の粉砕が発生し難い方法で混合して、調整してもよい。更に、得られたＷＣ粉末を分級装置によって適宜分級してもよい。この分級処理により、粒度分布が狭く、粒子のアスペクト比の小さいＷＣ粉末が得られる。分級方式には、例えば気流方式、湿式ふるい方式、乾式ふるい方式などを採用することができ、分級処理を複数回繰り返し行ってもよい。

［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。

［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。

［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。一般に、焼結は、１０ｋＰａ以下の真空雰囲気中で１３５０℃〜１６００℃の温度で行われる。所定の脱β層を形成するための形成条件ＩＩＩとして、焼結時の最高温度での真空度（圧力）を５．０ｋＰａ未満とすることが好ましい。焼結時の真空度を高く（圧力を低く）することで、第２硬質相成分（β相）などの不純物が少なく、より純度の高い脱β層を形成することができ、脱β層と内部との熱浸透率比を大きできる。焼結時の真空度（圧力）は、好ましくは４ｋＰａ以下である。焼結時の雰囲気は、Ｎ_２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。

更に別の形成条件ＩＶとして、焼結前に成形体を上記焼結温度より低い温度で一定時間保持して予備加熱を行い、続いて所定の焼結温度まで昇温して焼結することが好ましい。具体的には、焼結工程では、焼結温度より低い温度で一定時間保持して予備加熱する予備加熱段階と、その後、昇温して、所定の焼結温度で焼結する焼結段階とに分けて行うことが好ましい。焼結前に成形体を予備加熱することで、ＷＣ粒子同士の接触界面でネッキングが生じ、ＷＣ粒子同士を強固に結合することができる。つまり、予備加熱により、ＷＣ粒子同士が単に接触しているだけでなく、ＷＣ粒子同士が結合した状態となる。そのため、焼結時に、溶融した液相の結合相（鉄族金属粉末）がＷＣ粒子同士の接触界面に浸入してＷＣ粒子同士が離間した状態となり難い。したがって、焼結後の焼結体において、ＷＣ粒子同士の接触点が多い、即ち、複数のＷＣ粒子と接触するＷＣ粒子の数が多くなるため、熱伝導パスが増加して、超硬合金全体の熱浸透率が高くなる。特に、脱β層では、実質的にＷＣ粒子と結合相のみの組成であるため、脱β層の方が内部よりも熱浸透率が高くなり易く、内部との熱浸透率の差が大きくなり易い。よって、焼結前に予備加熱を行うことで、ＷＣ粒子同士のネッキングを増やして、ＷＣ粒子同士の接触点が多くなるため、超硬合金全体の熱浸透率を高められると共に、脱β層と内部との熱浸透率比をより大きくできる。

予備加熱の条件は、結合相が固相の状態で、ＷＣ粒子同士のネッキングが生じてＷＣ粒子同士が結合する温度と時間を設定することが挙げられる。予備加熱の温度は、結合相の融点より低い温度で、かつＷＣ粒子同士のネッキングを促進する温度とすることが挙げられ、例えば９００℃以上１３５０℃未満とすることが好ましい。予備加熱の温度は、より好ましくは１０００℃以上１３００℃以下であり、１１００℃以上１２００℃以下が更に好ましい。予備加熱の時間は、焼結時に液相になった結合相がＷＣ粒子間に侵入することを阻止できる程度にＷＣ粒子同士のネッキング（結合）が生じる時間とすることが挙げられ、例えば６０分以上とすることが好ましい。予備加熱の時間を長くするほど、ＷＣ粒子同士の結合が生じて、ＷＣ粒子の接触点が増える傾向がある。予備加熱の時間は、より好ましくは１２０分以上であり、１８０分以上が更に好ましい。予備加熱時間の上限は特に限定されないが、例えば９００分以下である。他方、焼結条件は、例えば１３５０℃以上１６００℃以下の温度、好ましくは１４００℃以上１５００℃以下の温度で、例えば３０分以上１８０分以下、好ましくは６０分以上１２０分以下保持することが挙げられる。

［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。所定の脱β層を形成するための形成条件Ｖとして、冷却工程では、３０℃／ｍｉｎ未満の冷却速度で冷却することが好ましい。冷却速度を遅く（徐冷）することで、表面部にβ相が残存し難くなり、より純度の高い脱β層を形成することができるため、脱β層と内部との熱浸透率比を大きくできる。冷却速度は、好ましくは２５℃／ｍｉｎ以下である。冷却時の雰囲気は、Ｎ_２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。

上記脱β層の形成条件Ｉ〜Ｖの全ての条件を満たすことが好ましい。特に、これら条件のうち、少なくとも形成条件ＩＩを満たすことが好ましく、更に形成条件Ｉも満たすことが好ましい。

《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いため、切削時の熱サイクルによって熱膨張と熱収縮とを繰り返すことにより生じる熱亀裂を抑制でき、それに起因する欠損も抑制できる。つまり、熱サイクル（熱衝撃）が負荷される切削条件において、工具寿命が向上する。特に、発熱した切りくずとの擦過により最も高温になり易いすくい面において、温度上昇が抑制されるため、すくい面摩耗（クレータ摩耗）を効果的に抑制でき、すくい面摩耗に起因する欠損も抑制できる。よって、上記超硬合金を切削工具の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。

《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。

［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。

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，Ａｌ_２Ｏ_３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。

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。

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１に示す。図１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２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脱β層１１が形成されており、脱β層１１と内部１２の熱浸透率比（ＴＥａ／ＴＥｂ）が１．１０以上を満たす。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。

［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。

＜実施例１＞
原料粉末として、ＦＳＳＳ径が３．１μｍと８．５μｍの２種類のＷＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＴｉＣＮ粉末，ＴｉＣ粉末，ＺｒＮ粉末，ＺｒＣ粉末，ＴａＣ粉末及びＮｂＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が１．５μｍのＣｏ粉末とを準備した。各粒度のＷＣ粉末を、ＷＣ粉末１（３．１μｍ），ＷＣ粉末２（８．５μｍ）とした（括弧内の数値は粒度を示す）。そして、各粉末を以下に示す組成となるように配合した原料を得た。
原料１Ａ：２．０質量％のＴｉＣＮと、２．０質量％のＴａＣと、１．５質量％のＮｂＣと、６．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。但し、ＷＣ粉末１（３．１μｍ）を用いる。
原料１Ａ’：ＷＣ粉末２（８．５μｍ）を用いる以外は、原料１Ａと同じ組成。
原料１Ｂ：２．０質量％のＴｉＣと、２．０質量％のＴａＣと、１．５質量％のＮｂＣと、６．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。但し、ＷＣ粉末１（３．１μｍ）を用いる。
原料１Ｃ：１．６質量％のＺｒＮと、１．４質量％のＴａＣと、２．５質量％のＴｉＣと、６．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。但し、ＷＣ粉末１（３．１μｍ）を用いる。
原料１Ｃ’：ＷＣ粉末２（８．５μｍ）を用いる以外は、原料１Ｃと同じ組成。
原料１Ｄ：１．６質量％のＺｒＣと、１．４質量％のＴａＣと、２．５質量％のＴｉＣと、６．５質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。但し、ＷＣ粉末１（３．１μｍ）を用いる。

［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．１−１２の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。

配合した原料と、液体パラフィン（２．０質量％）と、エタノール溶媒とを、以下に示すいずれかの混合方法で２４時間混合した。
粉砕混合：メディアを入れたアトライターで混合。
撹拌：メディアを入れずにアトライターで混合。

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／ｃｍ^２）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。

次に、真空度及び温度を制御可能な炉に成形体を入れ、炉内を表１に示す真空度（圧力）に制御して、１４３０℃の温度で１時間焼結した。焼結完了後、表１に示す冷却速度で冷却した。

［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．１−１２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。

［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）の刃先部を切断した断面を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。

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。

（脱β層の評価）
上記観察試料断面の表面付近を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて５０００倍の倍率で観察し、脱β層の有無を確認した。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２０％未満の領域を脱β層とした。試料断面の表面付近を全体に亘って観察したところ、いずれの試料も表面部に脱β層を有しており、超硬合金製基材の表面全体に脱β層が形成されていることが確認できた。

（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、加工面における脱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、試料の脱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。

［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）、ＴｉＣＮ（４．５μｍ）、ＴｉＢＮ（０．２μｍ）、α−Ａｌ_２Ｏ_３（５．５μｍ）、ＴｉＮ（０．２μｍ）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）。

以上のようにして、表１に示す試料Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−１２の刃先交換型切削チップを完成した。

［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高速旋削による耐摩耗性試験を実施した。

（切削条件）
被削材：Ｓ３５Ｃ
切削速度（Ｖ）：２７０ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．３５ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：１．７ｍｍ
クーラント：湿式（ＷＥＴ）

評価は、欠損するまでの時間（寿命）を測定すると共に、その要因を調べた。その結果を表１に示す。

ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．１０を満たす試料Ｎｏ．１−２〜Ｎｏ．１−７及び試料Ｎｏ．１−９〜Ｎｏ．１−１２は、ＴＥａ／ＴＥｂ＜１．１０である試料Ｎｏ．１−１及びＮｏ．１−８に比較して、クレータ欠損に至るまでの時間（寿命）が長いことから、すくい面摩耗（クレーター摩耗）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≧１．１０を満たすことで、脱β層と内部との熱浸透率比が大きいため、切削時に刃先表面で発生した熱が表面部の脱β層に沿って広範囲に拡散でき表面部全体で放熱できたことから、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。これら試料の熱浸透率比が大きくなった理由は、メディアを入れずに原料粉末を撹拌したことによってＷＣ粒子が粉砕され難く、ＷＣの結晶性が高いことから、超硬合金全体の熱浸透率が高められると共に、脱β層と内部との熱浸透率比が大きくなったものと考えられる。これに対し、試料Ｎｏ．１−１及びＮｏ．１−８では、原料粉末を粉砕混合したため、ＷＣの結晶性が低下したことから、脱β層と内部との熱浸透率比が小さくなったものと考えられる。

特に、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２０を満たす試料Ｎｏ．１−２及びＮｏ．１−９は、寿命が３５分以上であり、すくい面摩耗がより効果的に抑制され、耐摩耗性により優れる。したがって、熱浸透率比が大きいほど、すくい面摩耗が効果的に抑制され、耐摩耗性が向上していることから、放熱性が高いと考えられる。

また、試料Ｎｏ．１−２とＮｏ．１−３との比較、並びに、試料Ｎｏ．１−９とＮｏ．１−１０との比較から、第２硬質相として窒素含有化合物（例、ＴｉＣＮやＺｒＮ）を含有することで、熱浸透率比が大きくなることが分かる。これは、原料に窒素含有化合物を含むことで、焼結時に脱窒が効果的に起こり、β相が消失することで、より純度の高い脱β層を形成されたものと推定される。一方で、原料に窒素含有化合物が含まれていない場合、β相が十分に消失せず、脱β層の純度が低下したものと考えられる。

更に、試料Ｎｏ．１−２とＮｏ．１−４，Ｎｏ．１−５との比較、並びに、試料Ｎｏ．１−９とＮｏ．１−１１との比較から、焼結時の真空度を高く（炉内圧力を低く）することで、熱浸透率比が大きくなることが分かる。これは、真空度が高い（５．０ｋＰａ未満）ほど、表面部に第２硬質相成分（β相）などの不純物が残存し難くなり、より純度の高い脱β層を形成されたものと推定される。試料Ｎｏ．１−２とＮｏ．１−６，Ｎｏ．１−７との比較、並びに、試料Ｎｏ．１−９とＮｏ．１−１２との比較から、冷却時の冷却速度を遅く（徐冷）することで、熱浸透率比が大きくなることが分かる。これは、冷却速度が遅い（３０℃／ｍｉｎ未満）ほど、表面部にβ相が残存し難くなり、より純度の高い脱β層を形成されたものと推定される。なお、試料Ｎｏ．１−２の超硬合金製基材における脱β層及び内部の熱浸透率（実測値）は、脱β層：１８８２９（Ｊ／（ｍ^２ｓ^１／２Ｋ）、内部：１５６０２（Ｊ／（ｍ^２ｓ^１／２Ｋ）であった。

＜実施例２＞
原料粉末として、表１に示す粒度（ＦＳＳＳ径）のＷＣ粉末を準備した。また、ＦＳＳＳ径が２．５μｍのＴｉＣＮ粉末，ＴａＣ粉末，ＮｂＣ粉末と、ＦＳＳＳ径が１．５μｍ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配合して原料とした。
組成：１．８質量％のＴｉＣＮと、２．６質量％のＴａＣと、２．６質量％のＮｂＣと、８．０質量％のＣｏと、残部がＷＣの組成。

［超硬合金の調整］
上記原料を用い、以下のようにして、表２に示す試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−６の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。

配合した原料と、液体パラフィン（２．０質量％）と、エタノール溶媒とを、メディアの入っていないアトライターで撹拌して混合した。混合時間は、試料Ｎｏ．２−４のみ１２時間とし、その他の試料は全て２４時間とした。

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／ｃｍ^２）の圧力でプレス成形して、型番ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＥ（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。

次に、真空度及び温度を制御可能な炉に成形体を入れ、炉内圧力を４ｋＰａに制御して、１４５０℃の温度で１時間焼結した。焼結完了後、２５℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した。

［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．２−６の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＥ）を完成した。

［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。いずれの試料も表面部に脱β層を有しており、超硬合金製基材の表面全体に脱β層が形成されていた。ＷＣ粒子の平均粒径、並びに、脱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。

［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）、ＴｉＣＮ（６．０μｍ）、ＴｉＢＮ（０．８μｍ）、α−Ａｌ_２Ｏ_３（３．０μｍ）、ＴｉＮ（０．２μｍ）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）。

以上のようにして、表２に示す試料Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−６の刃先交換型切削チップを完成した。

［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、耐熱亀裂性を評価した。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繰り返し旋削による耐熱亀裂性試験を実施した。

（切削条件）
被削材：ＳＣｒ４２０Ｈ
切削速度（Ｖ）：２３０ｍ／ｍｉｎ
送り量（ｆ）：０．２８ｍｍ／ｒｅｖ
切込量（ａｐ）：２．２ｍｍ
クーラント：湿式（ＷＥＴ）
繰り返しサイクル：０．５秒の切削と０．５秒の空転を１サイクル

評価は、上記条件で繰り返し旋削を行い、２００サイクル時点で生じた熱亀裂の本数と、欠損するまでのサイクル数（切削回数）を調べた。なお、評価は、１試料につき６個について行い、熱亀裂の本数及び欠損までの切削回数は、その平均値とした。その結果を表２に示す。

ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ〜４μｍの範囲内である試料Ｎｏ．２−２〜Ｎｏ．２−５は熱亀裂の本数が少なく、切削回数が多いのに対し、範囲外である試料Ｎｏ．２−１，Ｎｏ．２−６は熱亀裂の本数が多く、切削回数が少ない。つまり、試料Ｎｏ．２−２〜Ｎｏ．２−５は、繰り返し旋削といった熱サイクル（熱衝撃）が負荷される切削条件であっても、熱亀裂が発生し難く、耐熱亀裂性に優れるため、それに起因する欠損も大幅に低減できる。試料Ｎｏ．２−１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、熱亀裂に起因する欠損が生じ易く、一方、試料Ｎｏ．２−６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、サイクルごとの熱衝撃によって変形が起き、熱亀裂に起因する欠損が生じ易くなったものと推定される。

＜実施例３＞
焼結工程で焼結前の成形体に予備加熱処理を施した超硬合金を製造し、その評価を行った。

［超硬合金製基材の作製］
実施例１の試料Ｎｏ．１−２と同じ原料（原料１Ａ）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．３−７の刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。

（試料Ｎｏ．３−１）
試料Ｎｏ．３−１は、実施例１の試料Ｎｏ．１−２と同じ製造条件で超硬合金を作製した。つまり、試料Ｎｏ．３−１では、焼結工程で予備加熱を行わず、炉内圧力（真空度）を４ｋＰａに制御して、１４３０℃の温度で１時間焼結した。そして、実施例１と同じように、得られた超硬合金に適宜刃先処理を施して、刃先交換型切削チップの超硬合金製基材（形状：ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＧＵ）を作製した。

（試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−７）
試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−７は、焼結工程で焼結前に予備加熱を行った以外は、試料Ｎｏ．３−１（試料Ｎｏ．１−２）と同様にして超硬合金を作製した。具体的には、試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−７では、炉内圧力を４ｋＰａに制御して、表３に示す条件（温度、時間）で予備加熱した後、炉内圧力を維持したまま、昇温して、１４３０℃の温度で１時間焼結した。そして、実施例１と同じように、得られた超硬合金に適宜刃先処理を施して、刃先交換型切削チップの超硬合金製基材を作製した。

［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。いずれの試料も表面部に脱β層を有しており、超硬合金製基材の表面全体に脱β層が形成されていた。ＷＣ粒子の平均粒径、並びに、脱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。

（脱β層中のＷＣ粒子の接触点数の評価）
更に、この例では、脱β層中に存在するＷＣ粒子のうち、他のＷＣ粒子との接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率を測定した。具体的には、上述した観察試料断面の脱β層を顕微鏡で観察し、観察視野内のＷＣ粒子の数が５００個程度になるように倍率を調整して撮影した。撮影した断面観察像において、視野内に存在する全てのＷＣ粒子について接触点数を計測した。そして、これを任意の５視野について行い、接触点数を計測した全粒子に対する接触点数が１点以下のＷＣ粒子の数の割合を算出して、脱β層における接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率（％）を求めた。その結果を表３に示す。

［切削工具の作製］
実施例１と同じように、作製した各試料の超硬合金製基材の表面に被覆膜を形成して、刃先交換型切削チップを作製した。

［切削工具の評価］
作製した各試料の刃先交換型切削チップについて、実施例１と同じ切削条件で耐摩耗性試験を実施して、同様に耐摩耗性を評価した。その結果を表３に示す。

焼結工程で予備加熱を行った試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−７は、予備加熱しなかった試料Ｎｏ．３−１（実施例１の試料Ｎｏ．１−２に同じ）に比較して、接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率が低く、ＴＥａ／ＴＥｂ＞１．２２であり、熱浸透率比が大きい。これは、予備加熱を行ったことで、ＷＣ粒子同士のネッキング（結合）が生じ、ＷＣ粒子同士の接触点が増えることによって、超硬合金全体の熱浸透率が高められると共に、脱β層と内部との熱浸透率比が大きくなったものと考えられる。そして、試料Ｎｏ．３−２〜Ｎｏ．３−７は、試料Ｎｏ．３−１に対して耐摩耗性試験での寿命が長く、すくい面摩耗がより効果的に抑制されており、耐摩耗性が向上していることが分かる。特に、予備加熱の温度を１１００〜１２００℃、時間を１８０分以上とした試料Ｎｏ．３−３，Ｎｏ．３−４及びＮｏ．３−７は、接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率が５％以下で、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２３であり、耐摩耗性が大幅に向上している。試料Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−７の結果の対比から、予備加熱を行うことで、接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率を低くして、熱浸透率比を大きくでき（例えば、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２２）、結果として、耐摩耗性を向上できることが分かる。特に、接触点数が１点以下のＷＣ粒子の存在比率が５％以下の場合、熱浸透率比をより大きくでき（例えば、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２３）、耐摩耗性をより向上できる。

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。

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 脱β層（表面部） １２ 内部
２０ 被覆膜

Claims (6)

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ＷＣ粒子の平均粒径が０．４μｍ以上４．０μｍ以下であり、
   表面部に前記第１硬質相と前記結合相とからなる脱β層が形成されており、
   前記脱β層の熱浸透率をＴＥａ、内部の熱浸透率をＴＥｂとするとき、ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．１０を満たす超硬合金。
2. ＴＥａ／ＴＥｂ≧１．２０を満たす請求項１に記載の超硬合金。
3. 前記第２硬質相がＮを含有する少なくとも１種の窒素含有化合物を含む請求項１又は請求項２に記載の超硬合金。
4. 請求項１から請求項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。
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。
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。

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