JPWO2014084389A1 - 総形刃物および木材用総形工具 - Google Patents

Abstract

【課題】軽量でありながら、高い耐欠損性、耐摩耗性および耐蝕性を備えている総形刃物と、この総形刃物を回転ホルダに複数装着してなる木材用総形工具とを提供する。【解決手段】基体（２ａ）と切刃部（２ｂ）とからなり、基体（２ａ）および切刃部（２ｂ）とが一体物の板状体であり、硬質相と結合相とを含むサーメットからなる総形刃物である。また、この総形刃物を回転ホルダに複数装着してなる木材用総形工具である。【選択図】図１

Description

本発明は、例えば、木材の切削加工に用いられる総形刃物およびこれを装着してなる木材用総形工具に関する。

被工作物である木材において、加工効率を高めて必要とする形状を１回の切削で削り出すのに、切削後形状に沿った切刃部を有する総形刃物が回転ホルダに複数装着されてなる木材用総形工具が用いられている。この木材用総形工具は、回転数が５０００〜１５０００ｒ．ｐ．ｍで用いられるものであり、総形刃物の材質としては、超硬合金やＳＫＨ材（高速度鋼）が用いられている（例えば、特許文献１）。

国際公開第２００９／１３１１５９号パンフレット

被工作物である木材は、種々雑多な原木や廃材など広範囲に及ぶものであり、接着剤を多く含有するＭＤＦ材（木材などの植物繊維を原料としドライプロセスによって製造される繊維板のうち、密度が０．３５〜０．８０ｇ／ｃｍ³のものをいう。）や水分を多く含有する自然木の加工によって、総形刃物における切刃部が腐食してチッピングを起こしたり、チッピングに起因して摩耗したりするおそれがあるため、長期間にわたって使用可能な総形刃物が求められている。

また、加工効率をより高めるとともに、加工面のむしれを抑制して加工面の性状を良好なものとするため、回転数をさらに上げようとすれば、回転に掛かる動力が大きくなることから、複数装着される総形刃物の軽量化が求められている。

本発明は上記要求を満たすべく案出されたものであり、軽量でありながら、高い耐欠損性、耐摩耗性および耐蝕性を備えている総形刃物と、この総形刃物を回転ホルダに複数装着してなる木材用総形工具とを提供することを目的とする。

本発明の総形刃物は、切刃部を有する一体物の板状体であり、この板状体が、硬質相と結合相とを含むサーメットからなるものである。

また、本発明の木材用総形工具は、上記の総形刃物を回転ホルダに複数装着してなるものである。

本発明の総形刃物によれば、軽量でありながら、高い耐欠損性、耐摩耗性および耐蝕性を備えているため、長期間にわたる使用に耐え得ることができる。

本発明の木材用総形工具によれば、大きな動力を必要とすることなく回転数を上げることができるため、加工効率をより高めることができる。また、高速回転で切削できることから、加工面のむしれが抑制されるため、良好な加工面性状を長期間にわたって得ることができる。

本実施形態の木材用総形工具の一例を示す正面図である。 本実施形態の総形刃物の一例を示す正面図である。 本実施態様の総形刃物を構成するサーメットの一例を示す断面についての走査型電子顕微鏡写真である。 本実施態様の総形刃物を構成するサーメットの一例についての模式図である。 本実施態様の総形刃物を構成するサーメットの一例について、表面付近における断面についての走査型電子顕微鏡写真である。 本実施態様の総形刃物を構成するサーメットの一例について、内部領域における断面についての走査型電子顕微鏡写真である。 本実施態様の総形刃物を構成するサーメットの一例について、表面付近におけるビッカース硬度の分布を示す図である。 図５Ａのサーメットの一部を拡大した走査型電子顕微鏡写真である。 図６Ａにおける波長分散型Ｘ線分光分析（ＷＤＳ）によるＣｏの分布図である。 図６Ａにおける波長分散型Ｘ線分光分析（ＷＤＳ）によるＮ（窒素）の分布図である。 図６Ａの一部における電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）データである。

以下、本実施形態の木材用総形工具について説明する。

図１は、本実施形態の木材用総形工具の一例を示す正面図であり、図２が、本実施形態の総形刃物の一例を示す正面図である。

図１に示す木材用総形工具１は、回転ホルダ３に総形刃物２が複数装着されてなるものであり、総形刃物２は、回転ホルダ３に設けられた装着口４に挿入されることによって装着されている。

総形刃物２は、基体２ａと、切刃部２ｂとにより構成され、被工作物である木材と接する切刃部２ｂの形状は、図２では湾曲した部分を有している。なお、総形刃物２は、ロウ付け等により基体２ａに切刃部２ｂを接合したものではなく、一体物の板状体からなるものであり、切刃部２ｂとは、刃先２ｃを含む刃付け加工が施された部位のことである。

また、総計刃物２を構成する板状体の材質は、硬質相と結合相とを含むサーメットからなる。ここで、本発明におけるサーメットとは、硬質相が、ＴｉＣ、ＴｉＮまたはＴｉＣＮを含有する立方晶の割合が、組織中で最も高い面積比率であるものと定義する。すなわち、炭化タングステン（ＷＣ）を最も多く含有する超硬合金は、本発明のサーメットには含まれない。なお、本実施形態の総形刃物２は、図示した形状に限定するものではないことはいうまでもない。

本実施形態の総形刃物２は、基体２ａと、被工作物である木材の切削後形状に沿った切刃部２ｂとが一体物の板状体であり、ロウ付け等により接合されたものではないため、高速回転においても、切刃部２ｂが基体２ａから剥がれるおそれがない。また、硬質相と結合相とを含むサーメットからなるため、高い耐欠損性、耐蝕性および耐摩耗性を備えており、接着剤を多く含有するＭＤＦ材や水分を多く含有する自然木を加工しても、チッピングやチッピングに起因する摩耗が少ない。さらに、超硬合金や高速度鋼（ＳＫＨ材）よりも比重が軽いことから、木材用総形工具１の回転数を上げることが可能となり、加工効率を高めるとともに、加工面のむしれを抑制して加工面の性状を良好なものとすることができる。具体的には、１８０００ｒ．ｐ．ｍ以上の回転数に対応することが可能となる。

また、具体的な総形刃物２の寸法としては、例えば、厚みが１．５〜３．５ｍｍであり、矩形状とみなした際の外形寸法が１５〜６０ｍｍ×１５〜６０ｍｍである。また、総形刃物２を構成するサーメットにおける硬質相と結合相との質量比は、硬質相が７０〜９５質量％であり、結合相が５〜３０質量％である。そして、サーメットの静的特性としては、比重が８．０ｇ／ｃｍ³以下であり、破壊靭性Ｋ_ICが８．５ＭＰａ・ｍ^1/2以上であり、サーメットの内部領域におけるビッカース硬度Ｈｖが１５００以上である。

破壊靭性Ｋ_ICについては、ＪＩＳ Ｒ １６０７（１９９５）に準拠して求めればよい。また、ビッカース硬度については、ＪＩＳ Ｒ １６１０（２００３）に準拠して求めればよい。

なお、本発明において、サーメットの内部領域とは、サーメットの表面から１００μｍ以上内側の領域のことをいう。
（第１の実施態様）
総形刃物２を構成するサーメットとしては、金属のうちでＴｉの質量の含有比率が最も高いＴｉ基サーメットを用いる。このとき、本実施態様では、結合相としてＣｏおよびＮｉを含み、ＣｏおよびＮｉの含有量に対するＮｉの含有比率が２５〜４５質量％である。この範囲であることにより、高い耐蝕性と耐摩耗性を併せ持つことから、接着剤を多く含有するＭＤＦ材や水分を多く含有する自然木であっても長期間にわたって切削加工できる総形刃物２となる。

なお、ＣｏおよびＮｉの含有量に対するＮｉの含有比率は、総形刃物２の一部を粉砕し、得られた粉体を塩酸に溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析装置（島津製作所製：ＩＣＰＳ−８１００）を用いてＣｏおよびＮｉについて測定し、ＣｏおよびＮｉの含有量の和でＮｉの含有量を除して求めればよい。

また、本実施形態の総形刃物２によれば、切刃部２ｂにおけるＣｏおよびＮｉの含有量に対するＮｉの含有比率が、内部より表面で多い。これによって、接着剤を多く含有するＭＤＦ材や水分を多く含有する自然木を切削加工した際におけるチッピングをさらに抑制することができるとともに、接着剤を多く含有するＭＤＦ材や水分を多く含有する自然木に接する切刃部２ｂの耐蝕性をさらに向上させることができる。

なお、切刃部２ｂにおける表面とは、切刃部２ｂの外側をなしている面のことであり、切刃部２ｂにおける内部とは、表面から１００μｍ以上内側の領域のことをいう。また、切刃部２ｂにおけるＮｉの含有比率は、表面および内部が観察できる試料を準備し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察し、付設のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）によって得られたカウント値を比較すればよい。なお、得られたカウント値に１０％以上の差があった場合、有意差があるものとみなす。
（第２の実施態様）
総形刃物２を構成するサーメットの第２の実施態様として、図３のサーメットの断面についての走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真および図４の模式図を基に説明する。

図３のサーメット１０は、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を主とする結合相（図３の写真では白色）１４と、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相１２とからなり、硬質相１２が、ＴｉＣＮからなる第１硬質相１２Ａ（図３の写真では黒色）と、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなるとともに中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率よりも高い第２硬質相１２Ｂ（図３の写真では中心部が白色に近い灰色で外周部が灰色）とを含有している。

第１硬質相１２Ａは平均粒径が０．０５〜１μｍであり、第２硬質相１２Ｂは平均粒径が０．２〜３μｍで、かつ第１硬質相１２Ａの平均粒径よりも大きい。さらに、第２硬質相１２Ｂは、第２硬質相１２Ｂの平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部１５を形成してなり、凝集部１５はサーメット１０の組織中に２０〜６０面積％の比率で存在している。また、サーメット１０中の炭素の含有比率は６．００〜６．５０質量％からなる。

上記構成によって、サーメット１０の耐欠損性が向上する。すなわち、サーメット１０は、炭素の含有比率が６．００〜６．５０質量％と従来に比べて低いので、硬度の高い炭化物の性質が発揮されにくくなり、サーメット１０の靭性は向上する。そのため、切刃部２ｂの刃付け加工において、刃先２ｃがチッピングすることを抑制でき、鋭利な刃先を形成することができる。その結果、総形刃物を備えた総形工具で木材を切削加工した際に、木材の加工面が滑らかで、むしれの生成も抑制できる。

また、第１硬質相１２Ａは、平均粒径が０．０５〜１μｍであり、このような粒径で分散することにより、サーメット１０の硬度が低下することを抑制できる。その結果、サーメット１０の耐摩耗性を低下させずに耐欠損性が向上する。一方、第２硬質相１２ＢはＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなるとともに、中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率よりも高いので、第２硬質相１２Ｂの靭性が高い。しかも、第２硬質相１２Ｂは第１硬質相１２Ａとは独立して所定の大きさ以上に大きい凝集部１５がサーメット１０の組織中に２０〜６０面積％の比率で存在する。

これによって、凝集部１５はクラックの進展を抑制する効果がある。すなわち、凝集部１５は、ＴｉＣＮからなる黒色の芯部とＴｉとＷ等との複合炭窒化物からなる灰色の周辺部との有芯構造粒子のように、芯部と周辺部との界面が存在してこの界面をクラックが進展するものではない。また、凝集部１５は、単純な均一組織からなる硬質相に比べて、クラックが複雑に進展してクラックの進展エネルギーを弱める効果が高い。よって、刃先２ｃのチッピングを抑制して鋭利な状態とできる。

さらに、第２硬質相は靭性に優れるので、サーメット１０の耐欠損性をさらに高めることができる。なお、硬質相１２が、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる場合、中心部におけるＷの含有比率と外周部におけるＷの含有比率よりも高い第２硬質相１２Ｂか、中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率と同じ第３硬質相１２Ｃか、中心部がＴｉＣＮからなる第４硬質相１２Ｄを判定するには、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）またはオージェ分析にて硬質相内のＷ元素の分布状態を確認することができる。第１硬質相１２Ａも電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で確認できる。

なお、本実施態様では、図４に示すように、第２硬質相１２Ｂは第１硬質相１２Ａとは独立して凝集部１５を形成している。つまり、凝集部１５の中には第２硬質相１２Ｂが存在するが、第１硬質相１２Ａは存在していない。

ここで、第１硬質相１２Ａの平均粒径が０．０５μｍ以上であると、第１硬質相１２Ａが凝集することなくサーメット１０中に分散状態が良好であり、サーメット１０の硬度が高い。また、第１硬質相１２Ａの平均粒径が１μｍ以下であると、サーメット１０の硬度が高い。さらに、第２硬質相１２Ｂの平均粒径が０．２μｍ以上であるとともに、第１硬質相１２Ａの平均粒径以上であると、サーメット１０の靭性が高く、第２硬質相１２Ｂの平均粒径が３μｍ以下であるとサーメット１０の硬度が高い。さらに、第２硬質相１２Ｂが第１硬質相１２Ａとは独立して、第２硬質相１２Ｂの平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部１５を形成し、第２硬質相１２Ｂの平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部１５はサーメット１０の組織中に２０〜６０面積％の比率で存在していると、サーメット１０の耐欠損性が高い。凝集部１５の面積比率の望ましい範囲は、３０〜５０面積％である。なお、第２硬質相１２Ｂは単独で存在する場合もある。また、第２硬質相１２Ｂの平均粒径に対して３倍未満の粒径からなる凝集部が存在する場合もあるが、これは凝集部１５には相当しない。

また、サーメット１０中の炭素含有比率が６．００質量％以上であると、サーメット１０の硬度が高く、サーメット１０中の炭素含有比率が６．５０質量％以下であると、サーメット１０の耐欠損性が高い。

なお、凝集部１５中には、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなり、中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率と同じ第３硬質相が、中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率よりも高い第２硬質相とともに存在していてもよい。サーメット１０中に存在する第３硬質相１２Ｃの面積比率は、サーメット１０の組織中に０〜４０面積％である。

また、凝集部１５以外の部分には、ＴｉＣＮからなる芯部と、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる周辺部とからなる第４硬質相が存在していてもよい。サーメット１０中に存在する第４硬質相１２Ｄの面積比率は、サーメット１０の組織中に０〜３０面積％である。

さらに、本実施態様では、サーメット１０中の第１硬質相１２Ａが占める面積比率をＳＡとし、第２硬質相１２Ｂが占める面積比率をＳＢとしたとき、ＳＡとＳＢとの比率（ＳＢ／ＳＡ）が１．０〜２．５である。この範囲であれば、サーメット１０の耐摩耗性を低下させることなく、耐欠損性を高めることができる。

また、本実施態様では、サーメット１０中の第１硬質相１２Ａの平均粒径をｄ_A、第２硬質相１２Ｂの平均粒径をｄ_Bとしたとき、比率（ｄ_B／ｄ_A）が３．０〜１０である。これによって、サーメット１０の耐摩耗性が向上するという効果がある。

なお、本発明における硬質相１２の粒径の測定は、ＣＩＳ−０１９Ｄ−２００５に規定された超硬合金の平均粒径の測定方法に準じて測定する。この時、硬質相１２が有芯構造からなる場合については、芯部と周辺部を含めた周辺部の外縁までを１つの硬質相１２として測定する。

ここで、本実施態様では、サーメット１０には、硬質相１２が７０〜９５面積％、結合相が５〜３０面積％で含有される。換言すると、硬質相１２をなすＴｉを主成分とする周期表４、５および６族金属の窒化物または炭窒化物の合計含有量は、７０〜９０質量％であり、特に、耐摩耗性の向上の点で８０〜９０質量％である。一方、結合相１４の含有量は１０〜３０質量％であることによって、サーメット１０の硬度および靭性のバランスに優れたものとなる。結合相の望ましい範囲は１０〜２５質量％である。本実施態様において、サーメット１０の金属元素の総量に対する各金属元素の比率は、Ｔｉが４０〜７０質量％、Ｗが１０〜３０質量％、Ｎｂが０〜２０質量％、Ｍｏが０〜１０質量％、Ｔａが０〜１０質量％、Ｖが０〜５質量％、Ｚｒが０〜５質量％、Ｃｏが５〜１５質量％、Ｎｉが５〜１５質量％の比率からなる。この組成範囲であれば、サーメット１０は耐摩耗性および耐欠損性の高いものとなる。
（第３の実施態様）
総形刃物２を構成するサーメットの第３の実施態様について、図５Ａの表面付近における断面についての走査型電子顕微鏡写真、図５Ｂの内部領域における断面についての走査型電子顕微鏡写真、図５Ｃの表面付近におけるビッカース硬度Ｈｖを示す図、図５Ａのサーメットの表面付近の一部において、図６Ａの走査型電子顕微鏡写真、図６Ｂの波長分散型Ｘ線分光分析（ＷＤＳ）によるＣｏの分布図、図６Ｃの波長分散型Ｘ線分光分析（ＷＤＳ）によるＮ（窒素）の分布図、および図５Ａ、図６Ａのサーメット２０の表面付近における電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）データである図７を基に説明する。

図５Ａ−図５Ｃのサーメット２０は、ＴｉＣＮ相と、Ｔｉと他の金属元素を含む立方晶結晶からなる硬質相を４０〜６０体積％と、他の硬質相としてＷＣ相を３０〜５０体積％と、結合相を８〜１５体積％との範囲で含有する。また、サーメット２０の組成は、ＷＣを５０〜７０質量％と、ＴｉＣＮを１５〜３０質量％と、ＷおよびＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭化物、窒化物および炭窒化物の少なくとも１種を０〜１０質量％と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種以上を６〜１２質量％との比率で含有する全体組成からなる。

また、サーメット２０は、図５Ａ、図５Ｂに示すように、ＷとＴｉおよびそれ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上を含む炭化物、窒化物および炭窒化物の少なくとも１種からなる複合硬質相（図中灰色に観察される。β相とも言われる。）２２と、ＷＣ相２３（図中白色に観察される。）と、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種以上を主体とする結合相２４（図中黒色に観察される。）とを含有する組織からなる。なお、ＷＣ以外の周期表第４、５および６族金属は上記炭窒化物以外に、その一部が炭化物または窒化物として存在することもできる。

そして、本実施態様によれば、図５Ａ−図５Ｃに示すように、サーメット２０の表面側には、ＷＣ相２３の含有比率がサーメット２０の内部領域に比べて高い表面領域２６が存在している。表面領域２６においては、ＷＣ以外の周期表第４、５および６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の少なくとも１種の含有比率が、サーメット２０の内部領域２７に比べて低くなっている。さらに、表面領域２６におけるＷＣ相の平均粒径が内部領域２７におけるＷＣ相２３の平均粒径に対して大きくなっている。これによって、表面領域２６中のＷＣ相２３を取り巻く結合相２４の厚みに相当するＷＣ相２３、２３間の平均自由工程が長く（厚く）なってＷＣ相２３の脱粒が抑制される結果、サーメット２０の表面における耐欠損性を向上させることができる。その結果、切刃部２ｂの刃先２ｃにおける刃付け加工時のチッピングを抑制して、鋭利な刃先３ｃとすることができる。なお、表面領域２６中でも、ＷＣ以外の周期表第４、５および６族金属は、上記炭窒化物以外に、その一部が炭化物または窒化物として存在することもできる。

また、図５Ａ−図５Ｃに示すように、表面領域２６の直下には、サーメット２０の内部領域２７に対して硬度が高い高硬度領域２８が存在している。これによって、サーメット２０の塑性変形を抑制できるとともに耐摩耗性を高める効果が顕著である。

つまり、本実施態様において、サーメット２０には、表面から、表面領域２６、高硬度領域２８、内部領域２７の３つの領域が存在する。なお、表面領域２６と高硬度領域２８とは、図５Ａから明らかなように、明確に組織が相違しており、それらの境界は明確である。もし、表面領域２６と高硬度領域２８との境界が不明瞭な場合には、硬質相の総量に占めるＷＣ相の比率が８０面積％以上の領域が表面領域２６、硬質相の総量に占めるＷＣ相の比率が８０面積％未満の領域を高硬度領域２８として分ける。また、高硬度領域２８が存在しない場合でも、表面領域２６と内部領域２７とは明確に組織が相違しており、それらの境界は明確である。もし、表面領域２６と内部領域２７との境界が不明瞭な場合には、硬質相の総量に占めるＷＣ相の比率が８０面積％以上の領域が表面領域２６、硬質相の総量に占めるＷＣ相の比率が８０面積％未満の領域を内部領域２７として明確に分けることができる。

一方、高硬度領域２８が存在する場合、高硬度領域２８と内部領域２７との間はサーメット２０の全体として連続的に変化するために、境界は目視で明確に判別することが困難であり、図５Ｃの各測定点の硬度をつないだ硬度分布の結果から境界を決定する。すなわち、内部領域２７は、硬度分布において、硬度がばらつきの範囲内で変化しない領域を指し、高硬度領域２８と内部領域２７との境界は、内部領域２７内の硬度ばらつきの範囲の中間値と高硬度領域２８の硬度曲線とが交わる点とする。なお、内部領域２７の組成や組織等の性状を分析する際には、内部領域２７の高硬度領域２８との境界からはるかに離れたサーメット２０の表面から１０００μｍの深さ位置にて分析する。

ここで、表面領域２６におけるＷＣ相２３の平均粒径が、内部領域２７におけるＷＣ相２３の平均粒径に対して１．１〜１．５倍であれば、サーメット２０の耐欠損性および耐摩耗性をよりバランスよく維持できる。なお、本実施態様では、内部領域２７におけるＷＣ相２３の平均粒径は１．５〜４．０μｍであり、特に望ましい平均粒径は２．７〜３．５μｍである。

また、図６Ｂの波長分散型Ｘ線分光分析（ＷＤＳ）によるＣｏの分布図より、Ｃｏは点在して存在していることがわかる。そして、図５Ａ−図５Ｃおよび図６Ａ−図６Ｃのデータを加味すると、表面領域２６において最もＣｏ含有比率が高く（図中、白色の割合が多い）、次に、内部領域２７（図６Ａ−図６Ｃでは高硬度領域２８に近い側を内部領域２７として指している。）においてＣｏ含有比率が高く、高硬度領域８においてはＣｏ含有比率が低い（図６Ｂ中、白色の割合が少ない）ことがわかる。また、図６Ｂの前記Ｃｏの分布図と図６ＣのＮの分布図とを比較すると、Ｃｏの含有比率が高い部分、すなわち結合相２４の位置でＮ（窒素）の含有比率が高く（図６Ｃ中、白色の割合が多い）、次に複合硬質相２２の位置で含有比率が高く、ＷＣ相２３の位置では含有比率が低い（図中、白色の割合が少ない）ことがわかる。

つまり、図６Ａ−図６Ｃによれば、表面領域２６に含有される結合相の含有比率が内部領域２７に含有される結合相の含有比率よりも多く、かつ表面領域２６において結合相２４に含有される窒素含有比率がＷＣ相２３に含有される窒素含有比率よりも多い。それゆえ、表面領域６の結合相２４に含有される窒素含有比率が内部領域２７の結合相２４に含有される窒素含有比率よりも高くなっている。その結果、表面領域２６のＷＣ相２３を取り巻く結合相２４の耐塑性変形性が向上してＷＣ相２３の脱粒が抑制される結果、切刃部２ｂの刃先２ｃにおける刃付け加工時のチッピングを抑制して、鋭利な刃先とすることができる。また、サーメット２０の表面における耐欠損性を向上させることができる。

ここで、内部領域２７は、サーメット２０の全体組成と同じ組成からなる。表面領域２６は、内部領域２７に対してＷＣ相２３の含有比率が高く、複合硬質相２２の含有比率が低い組成からなる。高硬度領域２８は、内部領域２７および表面領域２６に比較して、複合硬質相２２の含有比率が高く、ＷＣ相２３、Ｃｏおよび窒素の含有比率が低い組成からなる。

また、本実施態様では、表面領域２６における窒素含有比率が内部領域２７における窒素含有比率に対して１．１倍以上である。これによって、サーメット２０の耐欠損性および耐摩耗性をともにバランスよく維持できる。その結果、切刃部２の刃付け加工時のチッピングを抑制できて、鋭利な刃先２ｃを形成できるとともに、切刃部２の耐摩耗性および耐欠損性をよくせいできる。表面領域２６における窒素含有比率が内部領域２７における窒素含有比率の望ましい範囲は１．０８〜１．１０である。

なお、本実施態様では、表面領域２６の厚みは５〜２０μｍである。これによって、刃先２ｃにおける靭性を高めることができるとともに、サーメット２０の表面における塑性変形を抑制できる。また、表面領域２６がこの厚みであれば、サーメット２０中の成分がサーメット２０の表面に後述する化学蒸着（ＣＶＤ）膜を成膜しても、構成する結晶の一部が異常成長することを抑制して、サーメット２０の表面に良好なＣＶＤ膜を形成することができる。表面領域２６の特に望ましい厚みは１０〜２０μｍである。

本実施態様によれば、高硬度領域２８の厚みは３０〜２００μｍ、特に望ましくは５０〜１５０μｍであり、サーメット２０の耐塑性変形性を向上させるとともに、耐摩耗性を高めることができる。

また、本実施態様では、表面領域２６の厚み方向の中央におけるビッカース硬度Ｈｖｄが、内部領域７における平均ビッカース硬度Ｈｖｉに対して０．８〜１．０倍の範囲であり、高硬度領域２８のビッカース硬度の極大値Ｈｖｈが内部領域２７における平均ビッカース硬度Ｈｖｉに対して１．２〜１．３倍の範囲である。この範囲であれば、サーメット２０の耐摩耗性および耐欠損性をともに高めることができる。

さらに、本実施態様では、図７のサーメット２０の表面付近における電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）データに示すように、表面領域２６の直下の高硬度領域２８の中でも複合硬質相２２の平均粒径が表面から内部領域２７（図７には図示せず）に向かって減少しており、高硬度領域２８の表面における硬度を高めて耐摩耗性に優れるという効果を発揮する。さらに、本実施態様では、高硬度領域２８には内部領域２７に対してＷＣ相２３の含有比率が低く、高硬度領域２８の硬度が高くなる。なお、図７のＥＢＳＤデータでは、複合硬質相２２が白色から灰白色、ＷＣ相２３が濃い灰色、結合相２４が黒色の微粒で表される。

また、上記サーメット２０の表面には、所望により、化学蒸着（ＣＶＤ）法、もしくはイオンプレーティング法やスパッタリング法等の物理蒸着（ＰＶＤ）法による被覆層が成膜されてもよい。上記サーメット２０によれば、表面領域２６が存在することによって、被覆層がすぐにチッピングしてしまうことを抑制することができ、密着性も良好である。特に、ＣＶＤ膜は高速切削に対する耐摩耗性に優れているが、表面領域２６が存在することによって、ＣＶＤ膜が異常な粒成長をすることもなく、正常な粒子からなる被覆層を作製することができる。

なお、総形刃物２として、上記第１の実施態様から第３の実施態様の特徴の少なくとも２つを組み合わせたサーメットを採用することもできる。

（木材用総形工具）
本実施形態の木材用総形工具１は、本実施形態の総形刃物２を回転ホルダ３に複数装着してなるものであることから、複数装着する総形刃物２が従来の超硬合金やＳＫＨ材に比べて軽量であることにより、大きな動力を必要とすることなく回転数を上げることができるため、加工効率をより高めることができる。また、高速回転で切削できることから、加工面のむしれが抑制されるため、良好な加工面性状を長期間にわたって得ることができる。

次に、各実施形態の総形刃物を構成するサーメットの製造方法、および総形工具の製造方法の実施態様例について説明する。

（第１の実施態様のサーメットの製造方法）
第１の実施態様のサーメットの製造方法について説明する。ＴｉＣ、ＴｉＮおよびＴｉＣＮから選ばれる少なくとも１種の粉末と、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｖ、ＺｒおよびＮｂのうちの１種以上を含有する炭化物、窒化物、炭窒化物の少なくとも１種の粉末と、Ｃｏ粉末と、Ｎｉ粉末とを準備し、所定量秤量した後、混合する。なお、結合相であるＣｏとＮｉとにおけるＮｉの含有比率を２５％以上４５％以下とするには、秤量時におけるＣｏ粉末とＮｉ粉末とにおけるＮｉ粉末の質量比率を２５％以上４５％以下とすればよい。

そして、混合した粉末にバインダを加えて成形原料とする。次に、この成形原料を用いて、プレス成形、押出成形、射出成形等の公知の方法により所定の板形状に成形し、１４００〜１６００℃の最高温度で焼成する。そして、研削盤を用いた研削加工により切刃部２ｂを形成することによって総形刃物２を得ることができる。なお、切刃部２ｂにおけるＮｉの含有比率を、内部より表面で多くするには、切刃部２ｂをＮｉ溶液に浸漬した後、熱処理すればよい。

（第２の実施態様のサーメットの製造方法）
第２の実施態様のサーメットの製造方法について説明する。まず、平均粒径０．１〜１．２μｍ、特に０．３〜０．９μｍのＴｉＣＮ粉末と、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種と、平均粒径０．５〜５μｍの所定量の金属Ｃｏ粉末や金属Ｎｉ粉末と、平均粒径２〜１０μｍの金属Ｗ粉末およびＷＣ_1-x（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種と、所望により炭素粉末を添加して混合し混合粉末を調整する。

本実施態様においては、ＴｉＣＮ以外の周期表４、５、６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末、炭窒化物粉末の少なくとも１種として、平均粒径０．１〜３μｍのＴｉＮ粉末、ＷＣ粉末、ＮｂＣ粉末、ＭｏＣ、ＴａＣ粉末、ＶＣ粉末、ＺｒＣ粉末が適用可能である。

混合粉末の調整は、上記秤量した原料粉末にバインダや溶媒等を添加して、ボールミル、振動ミル、ジェットミル、アトライタミル等の公知の混合方法で混合する。本実施態様ではアトライタミルを採用する。アトライタミルによる粉末混合によって、原料粉末は粉砕されて粒径が小さくなるが、金属Ｗ粉末およびＷＣ_1-x（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種、金属Ｃｏ粉末および金属Ｎｉ粉末は、延性が高いので、粉砕によってかえって凝集してしまう傾向にある。そして、この混合粉末にプレス成形等の公知の成形方法によって所定形状に成形する。

次に、上記成形体を、真空または不活性ガス雰囲気中にて焼成する。本実施態様によれば、下記の条件にて焼成することにより、上述した所定組織の超硬合金を作製することができる。具体的な焼成条件としては、（ａ）室温から１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１２００℃から１３３０〜１３８０℃の焼成温度Ｔ₁まで０．１〜２℃／分の昇温速度ａで昇温し、（ｃ）真空中または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ₁から１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔ₂まで４〜１５℃／分の昇温速度ｂで昇温し、（ｄ）真空または３０〜２０００Ｐａの不活性ガス雰囲気中にて焼成温度Ｔ₂にて０．５〜２時間保持した後、降温する条件で焼成する。

上記焼成時の昇温パターン、および所定量の不活性ガスを導入するタイミングを制御することによって、混合粉末中で凝集した金属Ｗ粉末およびＷＣ_1-x（０＜ｘ≦１）粉末の少なくとも１種は、他の４、５、６族元素が固溶しながら炭化および窒化されることによって、凝集部を形成する。また、Ｃｏ粉末やＮｉ粉末は互いに固溶しながら溶解して、硬質相の周囲に回り込み、硬質相間を結合する。その結果、上述した組織のサーメット１０を作製することができる。

すなわち、（ｂ）工程における昇温速度が０．１℃／分より遅いと、焼成時間が長すぎて現実的ではなく、（ｂ）工程における昇温速度が２℃／分より速いと、凝集した金属Ｃｏ粉末および金属Ｎｉ粉末の焼結が十分に進まず、かつ金属Ｗ粉末の焼結性が劣るため、凝集部１５が形成されにくい。また、（ｃ）工程における昇温速度が４℃／分より遅いと、中心部におけるＷの含有比率が高い第２硬質相が形成されにくい。（ｃ）工程における昇温速度が１５℃／分より速いと、金属Ｗ粉末の焼結性が高くなりすぎて凝集部１５が形成されにくい。焼成温度Ｔ₂が１５００℃未満では、第２硬質相が形成されにくく、焼成温度Ｔ₂が１６００℃より高いと、凝集部１５における焼結性が活性になって、凝集部１５が１つの均一な硬質相になってしまう。

（第３の実施態様のサーメットの製造方法）
第３の実施態様のサーメットの製造方法について説明する。まず、平均粒径０．５〜２．０μｍ、望ましくは０．６〜１．５μｍのＴｉＣＮ粉末と、平均粒径０．５〜５μｍのＷＣ粉末と、平均粒径０．１〜２μｍの上述した他の周期表第４、５および６族金属の炭化物粉末、窒化物粉末または炭窒化物粉末のいずれか１種と、平均粒径１．０〜３．０μｍのＣｏ粉末と平均粒径０．３〜０．８μｍのＮｉ粉末との少なくとも１種と、を混合した混合原料粉末を作製する。なお、この混合原料粉末中にＴｉＣＮ粉末ととともにＴｉＣ粉末やＴｉＮ粉末を添加することもあるが、これらの原料粉末は焼成中に固溶して、焼成後の複合硬質相においてともにＴｉＣＮを構成する。

次に、上記混合原料粉末を用いて、プレス成形等の公知の成形方法により所定の形状に成形する。そして、上記成形体を下記の条件で焼成することにより、上述した所定組織のサーメットを作製することができる。具体的な焼成条件の一例としては、
（ａ）１０５０〜１２５０℃まで昇温し、
（ｂ）真空雰囲気で５〜１０℃／分の昇温速度ｒ₁で１３００〜１４００℃まで昇温し、（ｃ）窒素（Ｎ）を１０００〜３０００Ｐａ充填した雰囲気で０．１〜５℃／分の昇温速度ｒ₂で１５００〜１６００℃の焼成温度Ｔまで昇温するとともに、
（ｄ）真空雰囲気、または不活性ガスを充填した雰囲気で０．５〜１時間維持し、（ｅ）３〜１５℃／分の冷却速度で冷却する工程にて焼成する。

ここで、（ｂ）工程における雰囲気が窒素（Ｎ）などの不活性ガス雰囲気であると合金内部領域にガスが多量に発生して残存しボイドとなるために、緻密な合金が得られずに合金の靭性が低下する恐れがあり、（ｂ）工程における昇温速度が５℃／分より遅いとＴｉＣＮの分解が合金の内部領域まで進んで表面領域が形成されず、１０℃／分より速いと合金内部領域にＴｉＣＮの分解によるガスが多量に発生してボイドが残存するために緻密な焼結体が得られない。また、（ｃ）工程における雰囲気が真空であると、ＴｉＣＮの分解が進みすぎて過焼結となり異常粒成長が発生してＷＣ相３の粒径制御が困難であり、（ｃ）工程における昇温速度が０．１℃／分より遅いことは現実的でなく、５℃／分より速いと表面領域の厚みが薄くなるとともに、表面領域のおけるＷＣ相の粒成長が不十分となる。

なお、表面領域の結合相の窒素含有比率が内部領域の結合相の窒素含有比率よりも多く、かつ表面領域において結合相に含有される窒素含有比率が複合硬質相に含有される窒素含有比率よりも多い構成とするためには、上記（ｅ）工程における冷却時の雰囲気が窒素（Ｎ₂）を３０００〜１００００Ｐａの加圧状態となるように導入した雰囲気に制御する必要があり、（ｅ）工程における窒素（Ｎ₂）含有量が３０００Ｐａ未満であると、表面領域の結合相の窒素含有比率が内部領域の結合相の窒素含有比率に比べて著しく少なくなる傾向にある。また、焼成後の冷却速度を５〜１２℃／分とすることにより、高硬度領域において表面から内部領域に向かって複合硬質相の平均粒径が減少する構成とできる。

（木材用総形工具）
また、本実施形態の木材用総形工具は、複数の装着口４を設けた回転ホルダを作製し、それぞれの装着口４に総形刃物２を挿入して装着すればよい。

以下、本発明の実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

図１に示す外形状からなり、サーメット製、超硬合金製およびＳＫＨ材製の総形刃物を作製し、刃付け加工を行った。刃付け加工後の総形刃物に対して、刃先の鋭利さを金属顕微鏡観察にて確認した。拡大倍率３００倍の視野についてチッピングの数を確認し、５視野について確認して、３μｍ以上の深さのチッピングの総数を評価したところ、２０個のチッピングが存在していた。なお、サーメットの組成としては、ＴｉＣＮ：４０質量％、ＴｉＮ：１０質量％、ＷＣ：２０質量％、ＮｂＣ：１０質量％、Ｃｏ：１２質量％、Ｎｉ：８質量％である。そして、それぞれの回転ホルダに、８個の総形刃物を装着することにより、木材用総形工具を得た。

そして、ＭＤＦ材を１２２ｍ切削加工する加工条件で切削加工を行い、同じ動力における回転数の比較と、加工面性状を決定する刃先におけるチッピングの確認を行なった。その結果、超硬合金製、ＳＫＨ材製に比べ、サーメット製の総形刃物が最も回転数を高くすることができた。

また、超硬合金製、ＳＫＨ材製に比べ、サーメット製の総形刃物を用いて切削したＭＤＦ材の加工面には、むしれが少なく、非常に良い加工面性状であることが確認された。さらに、ＭＤＦ材の加工面状態を決定する刃先のチッピング状態を、切削加工後に金属顕微鏡を用いて同じ評価方法で確認したところ、加工終了後のチッピングの総数は４０個であった。

次に、硬質相と結合相とにおける質量比は同じとし、ＣｏとＮｉの添加量を異ならせた試料を作製し、破壊靭性Ｋ_ICおよびビッカース硬度Ｈｖの測定を行なった。

試料としては、ＣｏとＮｉとにおけるＮｉの含有比率が、２０％、２５％、３５％、４５％、５０％のものを用意した。なお、この含有比率は、試料の一部を粉砕し、得られた粉体を塩酸に溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析装置（島津製作所製：ＩＣＰＳ−８１００）を用いてＣｏおよびＮｉについて測定し、ＣｏおよびＮｉの含有量の和でＮｉの含有量を除して求めたものである。

そして、各試料の破壊靭性Ｋ_ICおよびビッカース硬度Ｈｖの測定を行なったところ、サーメットの比重が８．０ｇ／ｃｍ³以下であり、破壊靭性Ｋ_ICが８．５ＭＰａ・ｍ^1/2以上であり、かつサーメットの内部領域におけるビッカース硬度が１５００以上となるＮｉの含有範囲、すなわち、高い耐欠損性および耐摩耗性に優れているＮｉの含有比率は、２５〜４５質量％であることがわかった。

次に、切刃部の表面と内部とにおけるＮｉの含有比率を異ならせた試料を作製し、回転ホルダに装着して、実際に木材の切削加工を行ない、チッピングの確認を行なった。

試料としては、切刃部を形成する工程までは同じとし、一方の試料についてはそのまま、他方の試料については、切刃部をＮｉ溶液に浸漬した後に熱処理を施した。そして、各試料につき、表面と内部との観察試料を準備し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察し、付設のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）によって得られたカウント値を比較したところ、一方の試料については、表面と内部に有意差は見られず、他方の試料については、内部より表面の方がＮｉを多く含有していた。

そして、それぞれの回転ホルダに、各試料の総形刃物を装着し、実施例１と同じ切削加工条件で木材を加工したところ、他方の試料の総形刃物の方が、チッピングが生じるのが遅かったことから、切刃部におけるＮｉの含有比率が、内部より表面で多いことにより、さらに耐欠損性を高められることがわかった。

なお、刃付け加工後のチッピングの総数は１５個であり、切削加工後のチッピングの総数は３０個であった。

平均粒径０．６μｍのＴｉＣＮ粉末が４３質量％、平均粒径１．１μｍのＷＣ粉末が７質量％、平均粒径１．５μｍのＴｉＮ粉末が１０質量％、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末が１１質量％、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末が１質量％、平均粒径１．０μｍのＶＣ粉末が２質量％、平均粒径６μｍのＷ粉末が６質量％、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末が１０質量％、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末が１０質量％の比率で調整した混合粉末を、ステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）にて湿式混合し、パラフィンを上記混合粉末１００質量％に対して３質量％添加して、アトライタミルで混合した。その後、スプレードライで造粒した造粒粉を用いて、２００ＭＰａで実施例１と同じ形状にプレス成形した。

そして、（ａ）室温から１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空中にて１２００℃から１３５０℃まで０．７℃／分の昇温速度で昇温し、（ｃ）１０００ＰａのＮ₂ガス雰囲気中にて焼成温度１３５０℃から１５７５℃まで８℃／分の昇温速度で昇温し、（ｄ）１０００ＰａのＮ₂ガス雰囲気中にて１５７５℃にて１時間保持した後、降温する焼成条件で焼成した。

得られた総形刃物について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、５０００倍の写真にて、サーメットの断面の任意５箇所について観察し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）にて各硬質相のタイプを特定し、第１硬質相、第２硬質相、第３硬質相、第４硬質相、および凝集部が存在していることを確認した。

そして、市販の画像解析ソフトを用いて８μｍ×８μｍの領域で画像解析を行い、第１硬質相の平均粒径が０．３５μｍ、第２硬質相の平均粒径が１．１μｍであること、視野内での第１硬質相（ＳＡ）の面積比率が３３面積％、第２硬質相（ＳＢ）の面積比率が３４面積％、第３硬質相（ＳＣ）の面積比率が１６面積％、第４硬質相（ＳＤ）の面積比率が３面積％、結合相の面積比率が１４面積％であることを測定した。比率（ＳＢ／ＳＡ）は１．０３であった。

また、炭素分析法を用い、炭素含有量が既知の超硬合金を標準試料として、サーメット中の炭素量を測定したところ、６．１５質量％であった。さらに、サーメットの比重は６．４ｇ／ｃｍ³であり、破壊靭性Ｋ_ICが１５．０ＭＰａ・ｍ^1/2であり、サーメットの内部領域におけるビッカース硬度が１５００であった。

次に、得られた総形刃物を用いて、実施例１と同様に刃付け加工を行い、チッピングの数を確認したところ、チッピングの総数は５個であった。また、実施例１と同じ加工条件で切削加工して、加工後の刃先のチッピング状態を金属顕微鏡で確認したところ、チッピングの総数は１０個であった。

平均粒径が１．１μｍのＷＣ粉末を６０質量％、平均粒径２．０μｍのＴｉＣＮ粉末を２３質量％、平均粒径２μｍのＴａＣ粉末を２質量％、平均粒径１．５μｍのＮｂＣ粉末を１質量％、平均粒径１．８μｍのＺｒＣ粉末を０．５質量％、平均粒径２．４μｍのＮｉ粉末を５質量％、および平均粒径１．９μｍのＣｏ粉末を８．５質量％の割合で調製した混合粉末に、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）を添加して、ステンレス製ボールミルと超硬ボールを用いて湿式混合し、上記混合粉末１００質量％に対してパラフィンを３質量％添加、混合した後、スプレードライヤにて顆粒とした。

そして、この成形用の顆粒を用いて２００ＭＰａで加圧して実施例１と同じ形状にプレス成形した。

さらに、この成形体を焼成炉に投入して、（ａ）１０℃／分の昇温速度で１２００℃まで昇温し、（ｂ）真空雰囲気で６℃／分の昇温速度ｒ₁で１４００℃まで昇温し、（ｃ）窒素（Ｎ₂）ガス２５００Ｐａを充填した雰囲気にて、１．０℃／分の昇温速度ｒ₂で、１５５０℃まで昇温するとともに、その状態で１時間維持し、（ｄ）１０℃／分の冷却速度で冷却する工程にて焼成する焼成条件で焼成した。

得られたサーメットについて、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察および表面付近における電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）測定を行い、１００００倍の写真にて、表面および内部領域のそれぞれ任意５箇所について市販の画像解析ソフトを用いて８μｍ×８μｍの領域で画像解析を行い、硬質相の存在状態、表面領域の存在を確認するとともにこれらの面積比率および平均粒径を算出した。なお、面積比率は写真の一視野における画像データをグレースケールに変換して、各ドットにおける明度に基づいて明度の頻度グラフを作成し、明度が最も高い集合をＷＣ相、次に高い集合を複合粒子、明度が最も低い集合を結合相と特定して、そのドットの数の比率を面積比率として算出した。また、各集合の間の遷移領域については、その中間の明度を閾値として計算した。

その結果、内部においては、ＷとＴｉおよびＴａ、Ｎｂ、Ｚｒを含む炭窒化物の複合硬質相からなる立方晶粒子が５０面積％、ＷＣ粒子が３５面積％で、ＷＣ粒子の平均粒径が２．８μｍ、結合相が１５面積％であった。表面領域においては、立方晶粒子が２面積％、ＷＣ粒子が８３面積％で、ＷＣ粒子の平均粒径が２．１μｍ、結合相が１５面積％であった。高硬度領域においては、立方晶粒子が６０面積％、ＷＣ粒子が３０面積％で、ＷＣ粒子の平均粒径が２．７μｍ、結合相が１０面積％であった。

さらに、高硬度領域の表面領域との界面から２０μｍの深さまでの領域、および高硬度領域の内部領域との界面から２０μｍの深さまでの領域にて、表面領域側と内部領域側における複合硬質相（立方晶粒子）の平均粒径を測定したところ、高硬度領域の表面領域側では２．０μｍであり、高硬度領域の内部領域側では１．０μｍであった。なお、平均粒径は、サーメットの表面領域、高硬度領域および内部領域について、ＳＥＭ写真にて立方晶粒子およびＷＣ粒子を特定し、それらの面積を算出して平均値を求め、その平均面積を円に換算したときの円の直径を見積もって、立方晶粒子およびＷＣ粒子の平均粒径とした。

なお、焼成後のサーメット中の組成は、ＴｉＮが焼成中にＴｉＣＮに変化する以外は表１の混合原料粉末に記載された組成と同じであった。すなわち、ＷＣの含有量は上述した混合原料粉末中のＷＣの含有量と同じであり、ＴｉＣＮの含有量は上述した混合原料粉末中のＴｉＣＮの含有量と同じであった。また、ＷおよびＴｉ以外の周期表４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物の含有量は上述した混合原料粉末中の他の化合物の合計の金属含有量と同じであるが、すべてが炭窒化物となっていた。さらに、ＣｏおよびＮｉの含有量は上述した混合原料粉末中のＣｏおよびＮｉの合計の含有量と同じであった。

また、サーメットの表面から斜め研磨した状態で、サーメットの表面からの距離に対応する各位置にて荷重５０ｇでビッカース硬度を測定し、ビッカース硬度の分布を図５Ｃのようなグラフとした。このグラフから算出したところ、表面領域の厚み方向の中央におけるビッカース硬度Ｈｖｄ＝１４２０、内部領域における平均ビッカース硬度Ｈｖｉ＝１５５０、高硬度領域中のビッカース硬度の極大値Ｈｖｈ＝２０００ＧＰａであった。なお、内部領域における平均ビッカース硬度Ｈｖｉは、ビッカース硬度の分布から内部領域の始まりの境界位置を特定し、この境界位置から２０μｍおきに３点測定して、その平均値とした。

次に、得られた総形刃物を用いて、実施例１と同様に刃付け加工を行い、チッピングの数を確認したところ、チッピングの総数は７個であった。また、実施例１と同じ加工条件で切削加工して、加工後の刃先のチッピング状態を金属顕微鏡で確認したところ、チッピングの総数は１３個であった。

１ ：木材用総形工具
２ ：総形刃物
２ａ：基体
２ｂ：切刃部
３ ：回転ホルダ
４ ：装着口

Claims (14)

1. 切刃部を有する一体物の板状体であり、硬質相と結合相とを含むサーメットからなる総形刃物。
2. 前記結合相としてＣｏおよびＮｉを含み、ＣｏおよびＮｉの含有量に対するＮｉの含有比率が２５〜４５質量％である請求項１に記載の総形刃物。
3. 前記切刃部におけるＣｏおよびＮｉの含有量に対するＮｉの含有比率が、内部より表面で多い請求項１または請求項２に記載の総形刃物。
4. 前記サーメットが、ＣｏおよびＮｉの少なくとも１種を主とする結合相と、周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上の炭窒化物からなる硬質相とからなり、前記硬質相が、ＴｉＣＮからなる第１硬質相、およびＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなり、かつ中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率よりも高い第２硬質相を含み、前記第１硬質相は平均粒径が０．０５〜１μｍであり、前記第２硬質相は平均粒径が０．２〜３μｍでかつ前記第１硬質相の平均粒径よりも大きく、前記第２硬質相は、当該第２硬質相の平均粒径に対して３倍以上の粒径からなる凝集部を構成してなり、該凝集部はサーメットの組織中に２０〜６０面積％の比率で存在し、サーメット中の炭素の含有比率が６．００〜６．５０質量％である請求項１乃至３のいずれかに記載の総形刃物。
5. 前記凝集部中には、ＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなり、かつ中心部におけるＷの含有比率が外周部におけるＷの含有比率と同じ第３硬質相がさらに存在する請求項４に記載の総形刃物。
6. 前記凝集部以外の部分には、ＴｉＣＮからなる芯部およびＴｉとＴｉ以外の周期表第４、５および６族金属のうちの１種以上との複合炭窒化物からなる周辺部からなる第４硬質相がさらに存在する請求項４または５に記載の総形刃物。
7. 前記サーメットには、ＷＣ以外の周期表第４、５および６族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物の含有比率が前記サーメットの内部に比べて低い表面領域が存在するとともに、該表面領域におけるＷＣ相の平均粒径が前記内部におけるＷＣ相の平均粒径に対して大きい請求項１乃至６のいずれかに記載の総形刃物。
8. 前記表面領域におけるＷＣ相の平均粒径が、前記内部におけるＷＣ相の平均粒径に対して１．１〜１．５倍である請求項７に記載の総形刃物。
9. 前記表面領域の厚みが５〜２０μｍである請求項７または８に記載の総形刃物。
10. 前記表面領域の直下に、前記サーメットの内部に対して硬度が高い高硬度領域が存在する請求項７乃至９のいずれかに記載の総形刃物。
11. 前記高硬度領域中の前記ＷＣ相の含有比率が前記内部よりも低い請求項１０に記載の総形刃物。
12. 前記表面領域の厚み方向の中央におけるビッカース硬度が、前記内部における平均ビッカース硬度に対して０．８〜１．０倍である請求項７乃至１１のいずれかに記載の総形刃物。
13. 前記高硬度領域中のビッカース硬度の極大値が、前記内部における平均ビッカース硬度に対して１．２〜１．３倍である請求項１０乃至１３のいずれかに記載の総形刃物。
14. 請求項１乃至請求項１３のいずれかに記載の総形刃物を回転ホルダに複数装着してなる木材用総形工具。