JP5651053B2 - 刃先交換型切削チップおよびそれを用いた切削加工方法、ならびに刃先交換型切削チップの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、刃先交換型切削チップに関し、特に鋼高速切削加工用またはダイス鋼の切削工具に使用される刃先交換型切削チップに関する。

従来から、切削工具の先端部分（刃先）に刃先交換型切削チップを取り付けて、各種の被削材を切削加工することが行なわれている。切削工具を長期間使用することによって刃先交換型切削チップが寿命を迎えると、その時点で刃先交換型切削チップを交換して切削加工を継続する。

このような刃先交換型切削チップは、耐摩耗性、靭性、耐熱亀裂性等の切削性能が高いことが要求されることはもちろん、切り屑処理性に優れた工具形状であることも要求される。かかる要求性能を満たすために、硬質材料として知られる超硬合金が刃先交換型切削チップに用いられている。

上記の超硬合金は、ＷＣ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を混合した後、プレス法や射出成型法や押し出し法で成型し、さらにそれを液相焼結して焼結体を作製する。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、被覆後の表面処理等を行なう。

しかし、上記の液相焼結においては、成型体の部位による組成の疎密や、成型体の部位による焼結温度の高低に起因して、焼結が均一に進まずに、成型体の部位によって収縮率が異なることも多い。特に、超硬合金は、液相焼結によって５０％程度の体積収縮があるため、部位による収縮量の差が顕著であり、焼結体の形状や寸法にバラツキが生じる場合がある。

このように焼結体の形状や寸法にバラツキがあると、刃先交換型切削チップの交換前後で、刃先位置が微妙にズレて、加工精度や加工面品位が低下するという問題がある。かかる問題は、複数の刃先交換型切削チップを同時に使用するミリング加工において特に顕著となる。

特に、昨今では刃先交換型切削チップの形状が複雑化しているため、たとえばプレス時の臼への給粉において、給粉が多い部位つまり成型体密度が高い部位は焼結による収縮量が小さく、給粉が少ない部位つまりプレス体密度が低い部位は焼結による収縮量が大きい。このように収縮量が部位によって異なることにより、結果として焼結体が完全な相似形から歪みを持った形となる。

このような焼結体の形状や寸法のバラツキを解消するために、焼結後に焼結体の表面の一部または全部を砥石で研磨して、焼結体の寸法を均一にすることも行なわれている。しかし、焼結体の表面が三次元的に複雑な形状をしている場合、研磨だけでは全ての焼結体の寸法を均一にできないこともある。

そこで、特許文献１〜８では、寸法精度を高めるために、成型体を形成するときに分散剤を混入して成型体の密度をなるべく均一にしている。また、特許文献９〜１３では、複雑かつ高精度な刃先交換型切削チップを製造するために、研磨箇所をなるべく減らす努力がされたり、非研磨化の努力がされたりしている。

しかしながら、特許文献１〜１３に開示されている技術をもってしても、依然として焼結時の成型体の部位による収縮のバラツキに起因する歪み（変形）を解決することができておらず、いずれの刃先交換型切削チップも、ユーザーが要求する切削性能および寸法精度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。

特開２００６−１７６８００号公報 特開２００１−０８１５２５号公報 特開２００３−２９３０７１号公報 特開２００８−１８３７０８号公報 特開２００８−１２６４０３号公報 特公昭６２−０５６９４４号公報 特表２００４−５０９７７３号公報 特表２００９−５１９１３９号公報 特開２００６−０７５９１３号公報 特開２００６−０８８３３２号公報 特開平０５−１３８４４７号公報 特公平０７−００２２８４号公報 特公平０１−０３８６０２号公報

液相焼結 出版社：株式会社内田老鶴圃 ＩＳＢＮ ４−７５３６−５１８７−８

液相焼結時に焼結体が変形しないようにするためには、焼結体中の鉄系金属の質量比を減らすことが有効である。しかし、焼結体中の鉄系金属の質量比を減らすと、超硬合金の曲げ強度が低下するため、刃先交換型切削チップとして用いたときに必要とされる刃先強度を得ることができない。このように切削性能と寸法精度とはトレードオフの関係になっており、両者を両立する刃先交換型切削チップの登場が待ち望まれている。

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、切削性能に優れ、かつ寸法精度が高い刃先交換型切削チップを提供することである。

本発明者らは、上記課題を解決すべく、超硬合金を構成する各成分の質量比に関して鋭意研究を重ねたところ、ＷＣの質量比およびその平均粒子径、鉄系金属の質量比、ならびにＴａＣの質量比をある特定の数式を満たした場合に限り、刃先交換型切削チップの切削性能および寸法精度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、本発明の刃先交換型切削チップは、少なくとも基材を含むものであって、該基材は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属と、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなり、超硬合金の組織中のＷＣ粒子は、０．８〜３μｍの平均粒子径であり、基材の抗磁力をＨＣ（ｋＡ／ｍ）とし、飽和磁束密度を４πσ（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）とし、基材に含まれるＣｏの質量％をＭ_Ｃｏ（質量％）とすると、下記式（Ｉ）を満たし、かつ超硬合金の組織中にＴａを主成分とする相が析出しており、該Ｔａを主成分とする相は、０．４〜２．４μｍの平均粒子径であることを特徴とする。
−０．７×４πσ÷Ｍ_Ｃｏ−０．９×Ｍ_Ｃｏ＋３９．１５≧ＨＣ ・・・（Ｉ）。

上記基材は、０．２〜０．５５質量％のＣｒを含むことが好ましい。
本発明の刃先交換型切削チップは、基材と、該基材上に形成された被膜とを備え、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。

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。
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、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、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。

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。本発明の刃先交換型切削チップは、ミリング加工に用いられることが好ましい。本発明は、上記の刃先交換型切削チップを同時に２以上用いて切削加工を行なう切削加工方法でもある。

本発明の刃先交換型切削チップの製造方法は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属と、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、残部にＷＣとを少なくとも混合して原料粉末を作製するステップと、該原料粉末を成型することにより、成型体を作製するステップと、該成型体を１３５０〜１５００℃に保持することにより、焼結体を作製するステップと、該焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップと、焼結体を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却するステップとをこの順に含むことを特徴とする。

本発明の刃先交換型切削チップの製造方法は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属と、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、残部にＷＣとを少なくとも混合して原料粉末を作製するステップと、該原料粉末を成型することにより、成型体を作製するステップと、該成型体を１３５０〜１５００℃に保持することにより、焼結体を作製するステップと、該焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で液相固化温度以上１３５０℃以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を液相固化温度以上１３５０℃以下の温度に１０分以上保持するステップと、焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップと、焼結体を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却するステップとをこの順に含むことを特徴とする。

本発明の刃先交換型切削チップは、上記のような構成を有することにより、切削性能に優れ、かつ寸法精度が高いという効果を示す。

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
＜刃先交換型切削チップ＞
本発明の刃先交換型切削チップは、少なくとも基材を含み、該基材は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属と、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなるものである。上記の超硬合金からなる基材上に形成された被膜とを備えていてもよい。このような基本構成を備える限り、その形状は特に限定されず従来公知のあらゆる形状を有し得る。

このような本発明の刃先交換型切削チップは、たとえばドリル加工用、エンドミル加工用、ミリング加工用、フライス加工用、旋削加工用、メタルソー加工用、歯切工具加工用、リーマ加工用、タップ加工用、またはクランクシャフトのピンミーリング加工用等の用途に適用することが可能である。

上記の加工の中でも、同時に複数個の刃先交換型切削チップを用いるミリング加工に適用することが好ましい。なぜなら、本発明の刃先交換型切削チップを用いてミリング加工した場合、被削材の加工面品質（光沢や寸法精度）を良好にするだけでなく、切り屑の排出方向を安定化することができるからである。これにより切削時の切り屑咬み込みによる刃先の欠損を抑止するとともに、切り屑が衝突して被削材の加工面に傷が発生するのを抑制することができる。しかも、切り込みが安定化して切れ刃間の負荷バラツキが小さくなることから、刃先欠損が生じ難くなるというメリットもある。

＜基材＞
本発明の刃先交換型切削チップの基材は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属と、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなり、該超硬合金の組織中のＷＣ粒子は、０．８〜３μｍの平均粒子径であり、基材の抗磁力をＨＣ（ｋＡ／ｍ）とし、飽和磁束密度を４πσ（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）とし、基材に含まれるＣｏの質量％をＭ_Ｃｏ（質量％）とすると、下記式（Ｉ）を満たし、かつ金属組織中にＴａを主成分とする相が析出しており、該Ｔａを主成分とする相は、０．４〜２．４μｍの平均粒子径であることを特徴とする。
−０．７×４πσ÷Ｍ_Ｃｏ−０．９×Ｍ_Ｃｏ＋３９．１５≧ＨＣ ・・・（Ｉ）。

上記の超硬合金の抗磁力ＨＣは、ＷＣ粒子の粒度や、組織における鉄系金属の厚みを表すことが知られているが、かかる抗磁力ＨＣが上記式（Ｉ）を満たすことにより、焼結体の変形を抑止することができ、もって刃先交換型切削チップの寸法精度を高めることができる。なお、抗磁力ＨＣは、「保磁力」と呼ばれることもあり、飽和磁束密度４πσは、「飽和磁気量」または「残留磁束密度」と呼ばれることもある。

このような基材として用いられる超硬合金は、組織中に遊離炭素やε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、これらの基材は、その表面が改質されたものであっても差し支えない。たとえば、超硬合金の表面に脱β層が形成されていたり、サーメットの場合には表面硬化層が形成されていても良く、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。

上記の基材に含まれるＣｏの質量％（Ｍ_Ｃｏ）は、９〜１２質量％であることが好ましく、より好ましくは９．５〜１１．５質量％である。８．５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、１２．５質量％を超えると、焼結体の寸法精度が劣化するため好ましくない。

また、上記の基材は、０．２〜０．５５質量％のＣｒを含むことが好ましい。基材にＣｒを添加することにより、超硬合金の抗折力を改善することができる。このようなＣｒは、基材に対し、０．２〜０．５質量％を含むことがより好ましく、さらに好ましくは０．２〜０．４５質量％である。上記のＣｒが０．２質量％未満であると、抗折力の改善効果を十分に得ることができず、０．５５質量％を超えると、超硬合金が劣化することになるため好ましくない。なお、超硬合金中のＣｒは、超硬合金を作製するときの焼結時にＣｒ金属粉末を添加することによって導入してもよいし、Ｃｒ₃Ｃ₂、Ｃｒ₂Ｏ₃などの原料粉末を添加することによって導入してもよい。

＜ＷＣ粒子＞
本発明において、基材の超硬合金の組織は、０．８〜３μｍの平均粒子径のＷＣ粒子を含む超硬合金であることを特徴とする。このような平均粒子径のＷＣ粒子を含むことにより、超硬合金の耐摩耗性および刃先強度を向上させることができる。上記のＷＣ粒子の平均粒子径は、１〜２μｍであることが好ましく、より好ましくは１〜１．８μｍである。上記のＷＣ粒子の平均粒子径が０．８μｍ未満であると、耐摩耗性が低下することになり、３μｍを超えると、刃先強度が低下するため好ましくない。

なお、上記のＷＣ粒子の平均粒子径は、ＣＩＳ０１９Ｄ−２００５に記載された方法によって算出した値を採用するものとする。

本発明の基材は、鉄系金属とＴａＣと不可避不純物以外の残部としてＷＣを含むことを特徴とする。上記「残部」とは、具体的には８４．６５〜９０．９５質量％のＷＣを含むことになるが、好ましくは８６〜９０．５質量％のＷＣを含むことである。このような質量比でＷＣを含むことにより、刃先強度および耐摩耗性を向上させることができる。ＷＣが９０．９５質量％を超えると、刃先強度が低下し、８４．６５質量％未満であると、耐摩耗性が低下するため好ましくない。

＜Ｔａを主成分とする相＞
本発明において、基材は、０．５５〜２．３質量％のＴａＣを含む超硬合金であることを特徴とする。ＴａＣが０．５５質量％未満であると、耐摩耗性が不足するため好ましくなく、２．３質量％を超えると、焼結時に焼結体が変形しやすくなることにより寸法精度が低下するため好ましくない。このようにＴａＣの質量比が多いときに寸法精度が低下する原因は必ずしも明確ではないが、おそらくＴａＣの熱伝導率がＷＣの熱伝導率よりも低いことに起因して、冷却時に焼結体の熱分布がバラつくことが一因と推測される。上記のＴａＣは、超硬合金の組織中にＴａＣ相またはＴａを主成分とする相として存在する。

なお、超硬合金中のＴａＣは、超硬合金を作製するときの焼結時にＴａ金属粉末を添加することによって導入してもよいし、ＴａＣ、ＴａＮ、Ｔａ₂Ｏ₅などの原料粉末を添加することによって導入してもよい。上記のＴａ金属粉末を混入する場合は、Ｔａ金属粉末と炭素とが反応してＴａＣ相またはＴａを主成分とする相となる。

本発明において、超硬合金の組織中にＴａを主成分とする相が析出しており、該Ｔａを主成分とする相は、０．４〜２．４μｍの平均粒子径であることを特徴とする。このように超硬合金の組織中にＴａを主成分とする相が析出していることにより、耐摩耗性を向上させることができる。Ｔａを主成分とする相が超硬合金の組織中に単独相として析出していない場合、特に鋼の高速切削やダイス鋼の切削において、耐摩耗性の劣化が顕著となるため好ましくない。ここで、上記の「超硬合金の組織」とは、超硬合金中の硬質相（ＷＣ）および結合相（鉄系金属、Ｃｏ等）の他に、第３成分（ＴａＣ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、ＺｒＣＮ、ＴｉＣＮ等の１種以上の化合物または該化合物とＷＣとの固溶体）を含むものを意味する。また、「Ｔａを主成分とする相」は、超硬合金の組織中のＴａが、超硬合金の合計体積に対し、原子比で０．５を超えて含む領域をいい、（Ｔａ_1-xＷ_x）_z（Ｃ_1-y、Ｎ_y）_1-z、０≦ｘ≦０．５、０≦ｙ≦１、０＜ｚ＜１として表される化合物、またはＴａＣ、ＴａＮ、ＴａＣＮ等の複合炭化物または複合炭窒化物の形をとる場合が一般的である。なお、「超硬合金の組織中にＴａを主成分とする相が析出する」という状態は、金属顕微鏡または電子顕微鏡を用いて観察することによって確認することができる。

上記のＴａを主成分とする相の平均粒子径は、０．５〜２．０μｍであることが好ましく、より好ましくは、０．６〜１．６μｍである。Ｔａを主成分とする相の平均粒子径が０．４μｍ未満であると、耐摩耗性の向上効果を十分に得ることができず、２．４μｍを超えると、寸法精度が悪くなるため好ましくない。かかるＴａを主成分とする相の平均粒子径は、上記のＷＣ粒子の平均粒子径と同様の算出方法により算出することができる。

＜鉄系金属＞
本発明において、基材を構成する超硬合金は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属を含むことを特徴とする。このような鉄系金属は、超硬合金中において、強度を維持する役割を示すものである。鉄系金属は、９〜１２質量％であることが好ましく、より好ましくは９．５〜１１．５質量％である。鉄系金属の質量比が８．５質量％未満であると、十分な刃先強度を得ることができなくなるため好ましくなく、１２．５質量％を超えると、必要な刃先精度および／または耐摩耗性を得ることができなくなるため好ましくない。上記の鉄系金属としては、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ等を挙げることができる。なお、本発明の超硬合金は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、またはＺｒの１以上の組成を１．０質量％程度含有しても、本発明の効果は失われない。

＜基材の製造方法＞
本発明において、刃先交換型切削チップを構成する基材の製造方法は、８．５〜１２．５質量％の鉄系金属と、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、残部にＷＣとを少なくとも混合して原料粉末を作製するステップと、該原料粉末を成型することにより、成型体を作製するステップと、該成型体を１３５０〜１５００℃に保持することにより、焼結体を作製するステップと、該焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップと、焼結体を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却するステップとをこの順に含むことを特徴とする。

上記の製造方法以外の刃先交換型切削チップの製造方法としては、上記の焼結体を作製するステップまでは上記と同様として、その後に、該焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で液相固化温度以上１３５０℃以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を液相固化温度以上１３５０℃以下の温度に１０分以上保持するステップと、焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップと、焼結体を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却するステップとをこの順に含むものであってもよい。このような製造方法で基材を製造することにより、焼結体の変形を抑止することができる。

本発明に用いる基材を作製する方法としては、粉末冶金プロセスを用いることが好ましい。このようなプロセスを用いて基材を作製することにより、切削性能および寸法精度を両立した刃先交換型切削チップを作製しやすいからである。

上記の原料粉末を成型するステップにおいては、従来公知のいかなる方法をも用いることができ、たとえばプレス法、射出成形法、押し出し法、ＣＩＰ法等を挙げることができる。

＜焼結体を冷却するステップ＞
従来は、液相が固化する温度以下では焼結体の寸法は変化しないと考えられていたが、本発明者は、超硬合金の液相固化温度以下でも、焼結体の寸法に大きな影響を与えることを見い出した。かかる温度で焼結体の寸法が変化することの原因は定かではないが、おそらく液相が固化する温度以下に冷却した直後の鉄系金属は、その硬度が低いことに起因して、結合相中で移動することによるものと推察される。

このような推察に基づくと、成型体の焼結を終えた直後の冷却条件が寸法精度を高めるポイントになると考えられた。このため、本発明は、従来技術では着目していなかった焼結直後の冷却条件を鋭意研究することで完成したものである。上述のような冷却条件で、焼結直後の冷却を行なうことにより、所望の合金組織、切削性能、および変形抑止を達成することができる。上記の液相固化温度は、合金に含まれる炭素量やＣｏ量、焼結条件等によって変化するが、特に合金に含まれる炭素量の影響が大きく、たとえば書籍「超硬合金と焼結硬質材料（丸善）」のＰ９７には、低炭素合金の液相固化温度が１２９８℃と示されており、高炭素合金の液相固化温度が１３５７℃と示されている。

上記のように液相固化温度は、合金中に含まれる炭素量によって異なるため一律に規定することは困難であるが、液相固化温度が多少上下したとしても、焼結直後の焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップとを含むことが必須である。このような冷却条件を満たすことにより、上述の式（Ｉ）を満たす性質を示す超硬合金を作製することができ、もって基材の切削性能に優れ、かつ寸法精度を高めることができる。

上記の冷却速度が１０℃／ｍｉｎを超えると、結晶粒が微細化して、目的とする合金組織が得ることができないため好ましくなく、０．５℃／ｍｉｎ未満であると、焼結時間が長くなるため工業的に不利であるとともに、結晶粒の成長が激しくなり、ＷＣ粒径およびＴａＣ粒径が粗大化して目的とする合金組織を得ることができない可能性がある。

また、上記の「１１５０℃以上液相固化温度以下の温度」に関し、液相固化温度を敢えて特定すると、１１５０〜１３２０℃であることが好ましく、より好ましくは１２００〜１３１０℃である。また、「液相固化温度以上１３５０℃以下の温度」に関しても同様に温度を特定すると、１３１０〜１３５０℃であることが好ましく、より好ましくは１３２０〜１３５０℃である。

そして、上記の１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に保持するステップの後は、１５℃／ｍｉｎよりも速い速度で少なくとも１０００℃まで冷却する必要がある。１０００℃まで冷却するときの冷却速度は、５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度であることが好ましく、より好ましくは１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度である。冷却速度が１５℃／ｍｉｎ未満であると、ＷＣ粒子の粗大化が起こるとともに、ＴａＣ集合体等の異常相が発生する場合があるため好ましくない。

＜被膜＞
本発明の刃先交換型切削チップは、上記の基材上に被膜を形成することが好ましい。かかる被膜は、基材の全面を覆うようにして形成されていても良いし、基材の一部分のみを覆うようにして形成されていても良いが、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、基材の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。

このように被膜によって基材を覆うことにより、刃先交換型切削チップの耐摩耗性、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等の諸特性を向上させる作用を付与するものであり、その組成は特に限定されるものではなく、従来公知のものを採用することができる。

このような被膜の各層は、周期律表のＩＶａ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ等）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等）、Ａｌ、およびＳｉからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素によって構成されるか、または該元素の少なくとも１種と、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等である。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ＣＶＤ法を用いたＭＴ−ＴｉＣＮも含まれる。

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。

本発明の被膜は、従来公知の物理蒸着法、化学蒸着法、真空蒸着法、スパッタ法、プラズマＣＶＤ法等によって形成することができるが、化学蒸着法または物理蒸着法により形成されることがより好ましく、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。

このような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。このような物理蒸着法としては、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等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、レーザ加工等によって被膜の一部を除去したり、被膜の表面に対し、平滑化加工等の表面処理を施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、レーザー加工等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。

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、このような圧縮残留応力は、その絶対値が０．１ＧＰａ以上の応力であることが好ましく、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を超えると該層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化学蒸着層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良い。

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」（サイぺック（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。

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、たとえば表面被覆切削工具を切断し、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、被覆膜の組成は、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。

そして、本発明の被膜は、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等）、Ｖａ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ等）、ＶＩａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等）、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良いし、異なる厚みを有していても良い。

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等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、上記の超多層構造層の形成と相俟って、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等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。

＜寸法精度の評価＞
刃先交換型切削チップの寸法精度を検証するための方法としては、たとえば刃先交換型切削チップ単体を汎用のマイクロメーター等の計測器で寸法を測定してもよいし、レーザーを用いた非接触法によって形状を測定してもよい。また、刃先交換型切削チップを複数個（たとえば１００個）準備して、チップ保持具（たとえば旋削用途の場合はバイト、ミリング用途の場合はカッター）に取り付けて刃先位置を測定した後、刃先交換型切削チップを取り外して刃先の位置を複数回測定して刃先位置のバラツキを検証してもよいし、複数のチップを同時に用いるカッターに複数の刃先交換型切削チップを取り付けて刃振れ精度を測定することを繰り返して刃振れ精度を用いてもよいし、他のあらゆる方法を用いてもよい。

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＞
本実施例では、以下のようにして刃先交換型切削チップＮｏ．１０１を作製した。基材の質量比が８６．７４質量％のＷＣと、２質量％のＴａＣと、０．２６質量％のＣｒと、１１質量％のＣｏとなるように、平均粒子径１．３μｍのＷＣ粒子と、ＴａＣ粉末と、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末と、Ｃｏ粉末とを配合した。そして、エタノール溶媒にてアトライターで７時間粉砕混合した後に、造粒乾燥することにより、造粒粉末を準備した。なお、配合時の炭素添加量を変化させた２種の造粒粉末（高炭素量および低炭素量）を準備した。そして、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１では低炭素量のものを用い、刃先交換型切削チップＮｏ．１０２では高炭素量のものを用いた。

次に、得られた造粒粉末をプレス成形し、２ｋＰａのアルゴン雰囲気において１３８０℃で１時間保持した。その後、−２．５℃／ｍｉｎの速度で１２８０℃まで冷却して、１２８０℃で３０分間保持し、最後に炉内にＡｒガスを導入して−１００℃／ｍｉｎの速度で少なくとも１０００℃まで冷却を行なった。

そして、刃先稜線に対し、ＳｉＣブラシホーニング処理を行なうことにより、すくい面と逃げ面との交差部に対し、半径が約０．０５ｍｍのアール（Ｒ）を付与する刃先処理を行なった。そして、刃先交換型切削チップの底面に対し、平坦研磨処理を行なった。以上のようにして、ＳＥＭＴ１３Ｔ３ＡＧＳＮ−Ｇ（住友電気工業株式会社製）形状の刃先交換型切削チップＮｏ．１０１の基材を作製した。

このようにして作製した基材に対し、公知のイオンプレ−ティング法を用いて３μｍの超多層構造層と、０．５μｍのＴｉＳｉＣＮ層とを有する被膜を成膜することにより、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１を作製した。上記の超多層構造層は、８ｎｍの厚みのＡｌＴｉＳｉＮ層と、６ｎｍ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、圧縮応力の絶対値が０．１ＧＰａ以上であることを確認した。作製した刃先交換型切削チップの寸法精度を評価するために、敢えて刃先交換型切削チップの側面は研磨しなかった。

上記の刃先交換型切削チップＮｏ．１０１に対し、炭素配合量を増加させたことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．１０２を作製した。なお、超硬合金においては一般に、炭素配合量を増加させることにより、飽和磁束密度４πσは増加する傾向にあり、抗磁力ＨＣは減少する傾向にある。

また、上記の刃先交換型切削チップＮｏ．１０１に対し、以下のように焼結条件を変えたことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．１０３を作製した。すなわち、刃先交換型切削チップＮｏ．１０３では、プレス成形した後に、２ｋＰａのアルゴン雰囲気において１３８０℃で１時間保持し、その後、−２．５℃／ｍｉｎの速度で１３３０℃まで冷却して、１３３０℃で３０分間保持し、さらに−２．５℃／ｍｉｎの速度で１２８０℃まで冷却して、１２８０℃で３０分間保持し、最後に炉内にＡｒガスを導入して−１００゜Ｃ／ｍｉｎの速度で少なくとも１０００℃まで冷却を行なった。

上記の刃先交換型切削チップＮｏ．１０３に対し、炭素配合量を増加させたことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．１０３と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．１０４を作製した。

また、上記の刃先交換型切削チップＮｏ．１０１に対し、以下のように焼結条件を変えたことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．１０５を作製した。すなわち、刃先交換型切削チップＮｏ．１０５は、プレス成形した後に、２ｋＰａのアルゴン雰囲気において１３８０℃で１時間保持した。その後、炉内にＡｒガスを導入して−１００゜Ｃ／ｍｉｎの速度で少なくとも１０００℃まで冷却を行なった。

上記の刃先交換型切削チップＮｏ．１０５に対し、炭素配合量を増加させたことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．１０５と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．１０６を作製した。

上記のようにして作製した刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０６を切断し、その切断面を鏡面研磨した後に、村上試薬でその表面をエッチングした。そのエッチング面をＦＥ−ＳＥＭにて１５００倍の倍率において、３０枚の写真を撮影した。該写真によると、金属組織中には全てＴａを主成分とする単独相が存在していることが確認された。また、ＣＩＳ０１９Ｄ−２００５によりＷＣ粒子およびＴａを主成分とする相の平均粒子径を測定した。その結果を表１の「平均粒子径」の「ＷＣ」および「Ｔａ相」の欄に示す。なお、ＷＣ粒子は、１．３μｍの平均粒子径のものを原料として用いているが、その平均粒子径は粉砕によって減少したり、焼結によって粒成長したりして表１の「ＷＣ」に示す平均粒子径となる。

また、上記のようにして作製した基材の飽和磁束密度（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）を測定し、その結果を表１の「４πσ」の欄に示した。このようにして得られた各値を以下の式（Ｉ）に代入することにより、基材の抗磁力の上限（ＨＣ上限）を算出した。一方、基材の抗磁力を表１の「ＨＣ」の欄に示した。
−０．７×４πσ÷Ｍ_Ｃｏ−０．９×Ｍ_Ｃｏ＋３９．１５≧ＨＣ ・・・（Ｉ）。

表１に示される評価結果から明らかなように、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０４は、基材の超硬合金の抗磁力が式（Ｉ）によって算出されるＨＣ上限を下回るものであった。これに対し、刃先交換型切削チップＮｏ．１０５および１０６は、基材の超硬合金の抗磁力が式（Ｉ）によって算出されるＨＣ上限を上回るものであった。

（性能評価）
実施例１の刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０６について次に示す寸法精度評価および切削性能評価を行なった。寸法精度の評価は、複数の刃先交換型切削チップをカッター（刃先交換型切削チップの保持具）に取り付けて刃振れを評価することにより行なった。その評価結果を以下の表２に示す。

（１）寸法精度評価
上記で作製した刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０６を用いて寸法精度評価を行なった。まず、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０６をそれぞれ５０個ずつ作製し、そのうちから７個の刃先交換型切削チップを選択して、それらを全て７つのポケットを有する型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターに取り付けた。該カッターに刃先交換型切削チップを取り付けるポケットをＮｏ．１〜Ｎｏ．７まで定めておき、Ｎｏ．１のポケットに取り付けた刃先交換型切削チップの位置（刃先の高さ）を基準として、Ｎｏ．２〜Ｎｏ．７のポケットに取り付けた刃先交換型切削チップの位置との高低差を刃振れ幅とし、その最大値および平均値を算出した。

上記と同様の方法によって刃先交換型切削チップの刃振れ幅の最大値および平均値を１０回測定し、その高低差の最大値を表２の「寸法精度評価」の「最大」の欄に示し、高低差の平均値を表２の「平均」の欄に示した。なお、刃振れ幅が小さいほど、刃先交換型切削チップの寸法精度が高いことを示し、寸法精度が高いことにより、表面面粗度が低くなり、被削材の面光沢も優れることになる。

ちなみに、寸法精度が極めて高い検査用のマスターチップを用いて、カッターの７つのポケットのそれぞれに取り付けて、刃先交換型切削チップの位置を測定し、その後に取り外すという動作を７回繰り返した。この７回の測定によって算出された刃振れ幅は２μｍ以下であった。このことから、カッターのポケット間の刃振れの影響は２μｍ以下とみなすことができる。

次に、寸法精度が極めて高い検査用のマスターチップ７個を用いて、それぞれを寸法精度評価に用いるカッターの７つのポケットに取り付けて刃先交換型切削チップの位置および刃振れ幅を算出したところ、刃振れ幅が４μｍ以下であった。このことから、カッターのポケットのそれぞれにほぼ同一の寸法の刃先交換型切削チップを取り付けたときに、刃先交換型切削チップの刃振れの影響は４μｍ以下とみなすことができる。

（２）切削性能評価（耐摩耗性試験：鋼の高速フライス加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いて鋼の高速フライス試験を行なった。本性能評価は、７つの刃先交換型切削チップではなく、１つの刃先交換型切削チップのみをカッターに取り付けるという点で、上記の寸法精度評価とは異なる。高速フライス切削の条件は、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＝３１０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．２８ｍｍ／刃、切込み量＝１．５ｍｍ、センターカット、切削油なしで１２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（Ｖ_Ｂ）を測定した。その結果を表２の「耐摩耗性試験」の「鋼」の欄に示す。なお、摩耗幅が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。

（３）切削性能評価（耐摩耗性試験：ダイス鋼のフライス加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いてダイス鋼のフライス試験を行なった。本性能評価も、上記の鋼の高速フライス加工と同様に、１つの刃先交換型切削チップのみをカッターに取り付けて行なった。フライス切削の条件は、被削材として、ＳＫＤ１１生材 ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１７０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３１ｍｍ／刃、切込み量ａｐ＝３．０ｍｍ、ａｅ＝３０ｍｍ、センターカット、水溶性油で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（Ｖ_Ｂ）を測定した。その結果を表２の「耐摩耗性試験」の「ダイス」の欄に示す。なお、摩耗幅が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。

（４）切削性能評価（靭性試験：鋼の断続切削加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの７つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターの７つのポケットにそれぞれセットし、これを用いて鋼の断続切削加工を行なった。本性能評価は、上記の７つの刃先交換型切削チップの刃振れが、該刃振れの平均値の±３μｍ以下となる条件で行なった。鋼の断続切削加工の条件は、被削材として、Ｓ５０Ｃ 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＝１８０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．４５ｍｍ／刃、切込み量２．０ｍｍ、センターカット、切削油なしで、２分間切削加工を行なった。この条件で断続切削加工を４回行ない、全２８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。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。

（５）切削性能評価（被削材加工面試験）
上記で作製した刃先交換型切削チップの７つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターの７つのポケットにそれぞれセットし、これを用いて炭素鋼の切削加工を行なった。本性能評価は、上記の７つの刃先交換型切削チップの刃振れが、該刃振れの平均値の±３μｍ以下となる条件で行なった。炭素鋼の切削加工の条件は、被削材として、Ｓ１５Ｃブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１７５ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３ｍｍ／刃、切込み量１．５ｍｍ、センターカット、切削油なしで１パス行なった。このようにして切削加工した被削材の加工面の表面粗度（Ｒａ）をＪＩＳ Ｂ ０６０１−１９９４規定の方法で測定し、その結果を表２の「表面粗度Ｒａ」の欄に示した。表面粗度の値が小さいほど加工面が滑らかであり、寸法精度が優れていることを示している。また、このようにして加工した被削材の加工面の目視評価を行ない、その結果を表２の「加工面光沢」の欄に示した。

表２に示す結果から明らかなように、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０４は、刃先交換型切削チップＮｏ．１０５〜１０６に比して、寸法精度および切削性能が著しく向上している。これは、刃先交換型切削チップＮｏ．１０１〜１０４が式（Ｉ）の条件を満たすものであるのに対し、刃先交換型切削チップＮｏ．１０５および１０６が式（Ｉ）の条件を満たさないものであることによるものと考えられる。

＜実施例２＞
本実施例では、以下のようにして刃先交換型切削チップＮｏ．２０１を作製した。組成比が８９．２７質量％のＷＣと、２質量％のＴａＣと、０．２３質量％のＣｒと、８．５質量％のＣｏとなるように、平均粒子径１．５μｍのＷＣ粒子と、ＴａＣ粉末と、Ｃｒ₃Ｃ₂粉末と、Ｃｏ粉末とを配合した。そして、エタノール溶媒にてアトライターで７時間粉砕混合した後に、造粒乾燥することにより、造粒粉末を準備した。なお、配合時の炭素添加量を変化させた２種の造粒粉末（高炭素量および低炭素量）を準備した。

次に、得られた造粒粉末をプレス成形した後に、２ｋＰａのアルゴン雰囲気において１３８０℃で１時間保持し、その後、−２．５℃／ｍｉｎの速度で１３３０℃まで冷却して、１３３０℃で３０分間保持し、さらに−２．５℃／ｍｉｎの速度で１２８０℃まで冷却して、１２８０℃で３０分間保持し、最後に炉内にＡｒガスを導入して−１００゜Ｃ／ｍｉｎの速度で少なくとも１０００℃まで冷却を行なった。そして、刃先稜線に対し、ＳｉＣブラシホーニング処理を行なうことにより、すくい面と逃げ面との交差部に対し、半径が約０．０５ｍｍのアール（Ｒ）を付与する刃先処理を行なったとともに、チップ底面に対し、平坦研磨処理を行なった。以上のようにして、ＳＯＭＴ１２０４０８ＰＤＥＲ−Ｇ（住友電気工業株式会社製）形状の刃先交換型切削チップの基材を作製した。かかる基材上に、実施例１と同様の方法によって被膜を形成した。

上記の刃先交換型切削チップＮｏ．２０１に対し、以下の表３に示すように、ＴａＣ、Ｃｒ、Ｃｏ、およびＷＣの質量比を変えたことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．２０１と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．２０３、２０５、２０７、２０９〜２１７を作製した。

また、上記の刃先交換型切削チップＮｏ．２０１、２０３、２０５、２０７に対し、炭素配合量を増加したことが異なる他は、刃先交換型切削チップＮｏ．２０１、２０３、２０５、２０７と同様の方法によって、刃先交換型切削チップＮｏ．２０２、２０４、２０６、２０８を作製した。

上記のようにして作製した刃先交換型切削チップＮｏ．２０１〜２１７の超硬合金を加圧成型したときの加圧方向に平行な面で切断し、その切断面を♯２５０の砥石で鏡面研磨した後に、村上試薬でその表面をエッチングした。そのエッチング面をＦＥ−ＳＥＭにて１５００倍の倍率で３０枚の写真を撮影した。該写真によると、金属組織中には全てＴａを主成分とする単独相が存在していることが確認された。また、同写真を用いてＣＩＳ０１９Ｄ−２００５に記載された方法によりＷＣ粒子およびＴａを主成分とする相の平均粒子径を測定した。その結果を表３の「平均粒子径」の「ＷＣ」および「Ｔａ相」の欄に示す。

上記のようにして作製した基材の飽和磁束密度（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）を測定し、その結果を表３の「４πσ」の欄に示した。このようにして得られた各値を以下の式（Ｉ）に代入することにより、基材の抗磁力の上限（ＨＣ上限）を算出した。一方、基材の抗磁力を測定し、これを表３の「ＨＣ」の欄に示した。
−０．７×４πσ÷Ｍ_Ｃｏ−０．９×Ｍ_Ｃｏ＋３９．１５≧ＨＣ ・・・（Ｉ）。

表３に示される評価結果から明らかなように、刃先交換型切削チップＮｏ．２０１〜２１５、２１７は、基材の超硬合金の抗磁力が式（Ｉ）によって算出されるＨＣ上限を下回るものであった。これに対し、刃先交換型切削チップＮｏ．２１６は、基材の超硬合金の抗磁力が式（Ｉ）によって算出されるＨＣ上限を上回るものであった。

（性能評価）
上記のようにして作製した実施例２の刃先交換型切削チップＮｏ．２０１〜Ｎｏ．２１７について次に示す寸法精度評価および切削性能評価を行なった。その評価の結果を以下の表４に示す。

（１）寸法精度評価
上記で作製した刃先交換型切削チップを用いて寸法精度評価を行なった。まず、５０個の刃先交換型切削チップを作製し、そのうちから５個の刃先交換型切削チップを選択して、それらを全て５つのポケットを有する型番ＷＦＸ１２１００Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターに取り付けた。該カッターに刃先交換型切削チップを取り付けるポケットをＮｏ．１〜Ｎｏ．５まで定めておき、Ｎｏ．１のポケットに取り付けた刃先交換型切削チップの位置（刃先の高さ）を基準として、Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５のポケットに取り付けた刃先交換型切削チップの位置との高低差を刃振れ幅とし、その最大値および平均値を算出した。上記と同様の方法によって刃先交換型切削チップの刃振れ幅の最大値および平均値を１０回測定し、その高低差の最大値を表４の「最大」の欄に示し、高低差の平均値を表４の「平均」の欄に示した。

ちなみに、寸法精度が極めて高い検査用のマスターチップを用いて、カッターの７つのポケットのそれぞれに取り付けて、刃先交換型切削チップの位置を測定し、その後に取り外すという動作を７回繰り返した。この７回の測定によって算出された刃振れ幅は２μｍ以下であった。このことから、カッターのポケット間の刃振れの影響は２μｍ以下とみなすことができる。

次に、寸法精度が極めて高い検査用のマスターチップ７個を用いて、それぞれを寸法精度評価に用いるカッターの７つのポケットに取り付けて刃先交換型切削チップの位置および刃振れ幅を算出したところ、刃振れ幅が４μｍ以下であった。このことから、カッターのポケットのそれぞれにほぼ同一の寸法の刃先交換型切削チップを取り付けたときに、刃先交換型切削チップの刃振れの影響は４μｍ以下とみなすことができる。

（２）切削性能評価（耐摩耗性試験：鋼の高速フライス加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＦＸ１２１００Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いて鋼の高速フライス試験を行なった。本性能評価は、５つの刃先交換型切削チップではなく、１つの刃先交換型切削チップのみをカッターに取り付けるという点で、上記の寸法精度評価とは異なる。高速フライス切削の条件は、被削材として、ＳＣＭ４４０ブロック材（３００ｍｍ×２００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２２０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．１５ｍｍ／刃、切込み量ａｐ＝５．０ｍｍ、ａｅ＝３０ｍｍ、切削油なしで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（Ｖ_Ｂ）を測定し、その結果を表４の「耐摩耗性試験」の「鋼」の欄に示す。なお、摩耗幅が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。

（３）切削性能評価（耐摩耗性試験：ダイス鋼のフライス加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＦＸ１２１００Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いてダイス鋼のフライス試験を行なった。本性能評価も、上記の鋼の高速フライス加工と同様に、１つの刃先交換型切削チップのみをカッターに取り付けて行なった。フライス切削の条件は、被削材として、ＳＫＤ１１生材 ブロック材（３００ｍｍ×２００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１６０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．１５ｍｍ／刃、切込み量ａｐ＝５．０ｍｍ、ａｅ＝３０ｍｍ、切削油なしで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（Ｖ_Ｂ）を測定した。その結果を表４の「耐摩耗性試験」の「ダイス」の欄に示す。なお、摩耗幅が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。

（４）切削性能評価（靭性試験：鋼の断続切削加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの５つを型番ＷＦＸ１２１００Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターの５つのポケットにそれぞれセットし、これを用いて鋼の断続切削加工を行なった。本性能評価は、上記の５つの刃先交換型切削チップの刃振れが、該刃振れの平均値の±３μｍ以下となる条件で行なった。鋼の断続切削加工の条件は、被削材として、Ｓ５０Ｃ φ１０穴空き材ブロック材（３００ｍｍ×２００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２００ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．４０ｍｍ／刃、切込み量ａｐ＝５．０ｍｍ、ａｅ＝５０ｍｍ、切削油なしで、２分間切削加工を行なった。この条件で断続切削加工を４回行ない、全２０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４の「破損率（％）」の欄に示す。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。

（５）切削性能評価（被削材加工面試験）
上記で作製した刃先交換型切削チップの５つを型番ＷＦＸ１２１００Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターの５つのポケットにそれぞれセットし、これを用いてダイス鋼の切削加工を行なった。本性能評価は、上記の５つの刃先交換型切削チップの刃振れが、該刃振れの平均値の±３μｍ以下となる条件で行なった。ダイス鋼の切削加工の条件は、被削材として、ＳＫＤ１１ブロック材（３００ｍｍ×４００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝２００ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．１５ｍｍ／刃、切削油なしで、切込み量ａｐ＝８．０ｍｍ、ａｅ＝２０ｍｍを３パス行なった。このようにして切削加工した被削材の加工面の表面粗度（Ｒａ）をＪＩＳ Ｂ ０６０１−１９９４規定の方法で測定し、その結果を表４の「表面粗度Ｒａ」の欄に示した。表面粗度の値が小さいほど加工面が滑らかであり、寸法精度が優れていることを示している。また、このようにして加工した被削材の加工面の目視評価を行ない、その結果を表４の「加工面光沢」の欄に示した。

表４に示す結果から明らかなように、刃先交換型切削チップＮｏ．２０１〜２１３は、刃先交換型切削チップＮｏ．２１４〜２１７に比して、寸法精度および切削性能が著しく向上している。これは、刃先交換型切削チップＮｏ．２０１〜２１３が式（Ｉ）の条件を満たし、かつＷＣ粒子の平均粒子径およびＴａを主成分とする相の平均粒子径が所定の数値範囲を満たすものであるのに対し、刃先交換型切削チップＮｏ．２１４の超硬合金はＴａを主成分とする相の平均粒子径が０．４μｍを下回るものであり、刃先交換型切削チップＮｏ．２１５の超硬合金はＴａを主成分とする相の配合量が０．５５質量％を上回るものであり、刃先交換型切削チップＮｏ．２１６が式（Ｉ）の条件を満たさないものであり、刃先交換型切削チップＮｏ．２１７の超硬合金は、ＷＣ粒子の平均粒子径が３μｍを超えるものであったことによるものと考えられる。

＜実施例３＞
本実施例では、実施例１の刃先交換型切削チップＮｏ．１０１の基材の炭素配合量が異なる他は同様の方法によって作製した基材に対し、化学蒸着法（ＣＶＤ法）または物理蒸着法（ＰＶＤ法）を用いて該基材上に被膜を形成した。実施例１と同様の方法によってＷＣ粒子の平均粒子径およびＴａＣの平均粒子径を測定したところ、それぞれ１．１４μｍおよび０．８３μｍであった。

上記の基材の飽和磁束密度（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）を測定したところ、１８２（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）であった。このようにして得られた各値を以下の式（Ｉ）に代入することにより、基材の抗磁力の上限（ＨＣ上限）を算出したところ、１８．１７（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）であった。一方、基材の抗磁力を測定したところ、ＨＣは１６．０９であった。刃先交換型切削チップＮｏ．３０２〜３０３においては、ＣＶＤ法を用いて被膜を形成し、刃先交換型切削チップＮｏ．３０４〜３０９においては、ＰＶＤ法を用いて被膜を形成した。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、０．１ＧＰａ以上であり、ＣＶＤ法で成膜した被覆層は引張残留応力が発生していることを確認した。

（性能評価）
実施例３の刃先交換型切削チップＮｏ．３０１〜Ｎｏ．３０９について次に示す切削性能評価を行なった。その評価の結果を表６に示す。なお、本実施例では、被膜の性能を評価するために、寸法精度評価および被削材加工面試験は行なわなかった。

（１）切削性能評価（耐摩耗性試験：鋼の高速フライス加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いて鋼の高速フライス試験を行なった。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ーに取り付けて行なった。高速フライス切削の条件は、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＝３２０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．２８ｍｍ／刃、切込み量１．５ｍｍ、センターカット、水溶性油で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（Ｖ_Ｂ）を測定した。その結果を表６の「耐摩耗性試験」の「鋼」の欄に示す。なお、摩耗幅が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。

（２）切削性能評価（耐摩耗性試験：ダイス鋼のフライス加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いてダイス鋼のフライス試験を行なった。本性能評価も、上記の鋼の高速フライス加工と同様に、１つの刃先交換型切削チップのみをカッターに取り付けて行なった。フライス切削の条件は、被削材として、ＳＫＤ１１生材 ブロック材（３００ｍｍ×１００ｍｍ）を用い、この被削材に対し、切削速度＝１８５ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．３０ｍｍ／刃、切込み量ａｐ＝２．０ｍｍ、ａｅ＝４０ｍｍ、センターカット、切削油なしで３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（Ｖ_Ｂ）を測定した。その結果を表６の「耐摩耗性試験」の「ダイス」の欄に示す。なお、摩耗幅が少ないほど、耐摩耗性に優れていることを示している。

（３）切削性能評価（靭性試験：鋼の断続切削加工）
上記で作製した刃先交換型切削チップの１つを型番ＷＧＣ４１６０Ｒ（住友電気工業株式会社製）のカッターにセットし、これを用いて鋼の断続切削加工を行なった。鋼の断続切削加工の条件は、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＝１７０ｍ／ｍｉｎ、送り＝０．５０ｍｍ／刃、切込み量２．０ｍｍ、センターカット、切削油なしで３分間切削加工を行なった。この条件で断続切削加工を２０回行ない、全２０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６の「破損率（％）」の欄に示す。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。本実施例の刃先交換型切削チップＮｏ．３０１〜３０９の刃振れは、最大で２７μｍであり、平均で２３μｍであった。

表６に示す結果から明らかなように、刃先交換型切削チップＮｏ．３０１〜３０９は、寸法精度および切削性能が著しく向上している。これは、刃先交換型切削チップＮｏ．３０１〜３０９が式（Ｉ）の条件を満たすものであることによるものと考えられる。

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 (9)

1. 少なくとも基材を含む刃先交換型切削チップであって、
   前記基材は、８．５〜１２．５質量％のＣｏと、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、０．２〜０．５５質量％のＣｒと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなり、または１１．０質量％のＣｏと、２．０質量％のＴａＣと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなり、
   前記超硬合金の組織中のＷＣ粒子は、０．８〜３μｍの平均粒子径であり、
   前記基材の抗磁力をＨＣ（ｋＡ／ｍ）とし、飽和磁束密度を４πσ（１０^-7Ｔｍ³／ｋｇ）とし、前記基材に含まれるＣｏの質量％をＭ_Ｃｏ（質量％）とすると、下記式（Ｉ）を満たし、かつ前記超硬合金の組織中にＴａを主成分とする相が析出しており、
   前記Ｔａを主成分とする相は、０．４〜２．４μｍの平均粒子径である、刃先交換型切削チップ。
   −０．７×４πσ÷Ｍ_Ｃｏ−０．９×Ｍ_Ｃｏ＋３９．１５≧ＨＣ ・・・（Ｉ）
2. 前記刃先交換型切削チップは、前記基材と、該基材上に形成された被膜とを備え、
   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１に記載の刃先交換型切削チップ。
3. 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２に記載の刃先交換型切削チップ。
4. 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２または３に記載の刃先交換型切削チップ。
5. 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２〜４のいずれかに記載の刃先交換型切削チップ。
6. 前記刃先交換型切削チップは、ミリング加工に用いられる、請求項１〜５のいずれかに記載の刃先交換型切削チップ。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の刃先交換型切削チップを同時に２以上用いて切削加工を行なう、切削加工方法。
8. 少なくとも基材を含む刃先交換型切削チップの製造方法であって、
   前記基材が、８．５〜１２．５質量％のＣｏと、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、０．２〜０．５５質量％のＣｒと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなるように、または１１．０質量％のＣｏと、２．０質量％のＴａＣと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなるように、前記基材の原料粉末を作製するステップと、
   前記原料粉末を成型することにより、成型体を作製するステップと、
   前記成型体を１３５０〜１５００℃に保持することにより、焼結体を作製するステップと、
   前記焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、
   前記焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップと、
   前記焼結体を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却するステップとをこの順に含む、刃先交換型切削チップの製造方法。
9. 少なくとも基材を含む刃先交換型切削チップの製造方法であって、
   前記基材が、８．５〜１２．５質量％のＣｏと、０．５５〜２．３質量％のＴａＣと、０．２〜０．５５質量％のＣｒと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなるように、または１１．０質量％のＣｏと、２．０質量％のＴａＣと、不可避不純物とを含み、残部がＷＣである超硬合金からなるように、前記基材の原料粉末を作製するステップと、
   前記原料粉末を成型することにより、成型体を作製するステップと、
   前記成型体を１３５０〜１５００℃に保持することにより、焼結体を作製するステップと、
   前記焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で液相固化温度以上１３５０℃以下の温度まで冷却するステップと、
   前記焼結体を液相固化温度以上１３５０℃以下の温度に１０分以上保持するステップと、
   前記焼結体を０．５〜１０℃／ｍｉｎの冷却速度で１１５０℃以上液相固化温度以下の温度まで冷却するステップと、
   前記焼結体を１１５０℃以上液相固化温度以下の温度に１０分以上保持するステップと、
   前記焼結体を１５℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却するステップとをこの順に含む、刃先交換型切削チップの製造方法。