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CN106068167A - 金属陶瓷工具 - Google Patents

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CN106068167A CN201580012706.2A CN201580012706A CN106068167A CN 106068167 A CN106068167 A CN 106068167A CN 201580012706 A CN201580012706 A CN 201580012706A CN 106068167 A CN106068167 A CN 106068167A
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Abstract

本发明提供减小被切削材料的精加工表面粗糙度、耐磨性、耐缺损性及耐崩裂性优异、且能够延长工具寿命的金属陶瓷工具。一种金属陶瓷工具，其由75～95体积％的硬质相和5～25体积％的结合相构成，其中，硬质相由芯部为(Ti，Nb，Mo)(C，N)、周边部为(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)或(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)的第1硬质相、芯部及周边部这两者为(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)或(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)的第2硬质相、和(Ti，Nb，Mo)(C，N)的第3硬质相构成，表面区域的最大Nb量Nbs与内部区域的内部Nb量Nbi的关系Nbs/Nbi为0.8～1.2，表面区域的最大W量Ws与内部区域的内部W量Wi的关系Ws/Wi为1.0～1.5，关于各硬质相的面积率A1、A2及A3，A1为75～95面积％、A2为4～24面积％，A3为1～24面积％。

Description

金属陶瓷工具
技术领域
本发明涉及金属陶瓷工具。
背景技术
金属陶瓷工具与超硬合金工具相比，与铁的耐反应性、高温强度优异，有效利用该特性而被用于精加工。例如，在专利文献1中记载了一种金属陶瓷工具，其具有：有芯结构的第1硬质相，其中，芯部由Ti与Nb与Zr的复合碳氮化物相构成、周边部由Ti与Nb与Zr与W、或Ti与Nb与Zr与W与Ta的复合碳氮化物相构成；和有芯结构的第2硬质相，其中，芯部及周边部这两者由Ti与Nb与Zr与W的复合碳氮化物相、或Ti与Nb与Zr与W与Ta的复合碳氮化物相构成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-69311号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
然而，在近年来的切削加工中，高速化、高进给化及深切口化显著地进行。在这样的伴随高温发热的高速切削条件下，见到与以往相比工具寿命降低的倾向。即，对于上述以往的金属陶瓷工具而言，由于硬质相的粒子间的强度不充分，所以在伴随高温发热的高速切削条件下，存在由于硬质相粒子发生脱落而导致被切削材料的精加工表面粗糙度变粗糙的问题。此外，虽然硬质相的硬度优异，但存在耐崩裂性及耐缺损性差的问题。
本发明是为了解决上述的问题而进行的。本发明的目的是提供减小被切削材料的精加工表面粗糙度、不降低耐磨性而具有优异的耐缺损性和优异的耐崩裂性、且工具寿命长的金属陶瓷工具。
用于解决技术问题的方法
本发明人对金属陶瓷工具进行了各种研究。其结果是，本发明人认识到：通过对金属陶瓷工具的硬质相的组成进行设计，能够得到不降低耐磨性而具有优异的耐缺损性和优异的耐崩裂性、且减小被切削材料的精加工表面粗糙度的金属陶瓷工具，从而完成本发明。
即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种金属陶瓷工具，其是由75体积％以上且95体积％以下的硬质相、和5体积％以上且25体积％以下的结合相构成的金属陶瓷工具，其中，
上述硬质相由以下的(a)、(b)及(c)构成：
(a)芯部由Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物相构成、周边部由Ti与Nb与Mo与W与Zr的复合碳氮化物[以下，以(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)表示]相、或Ti与Nb与Mo与W的复合碳氮化物[以下，以(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)表示]相构成的有芯结构的第1硬质相、
(b)芯部及周边部这两者由(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)相、或(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)相构成的有芯结构的第2硬质相、
(c)由Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物相构成的第3硬质相，
上述结合相由以选自由Co、Ni及Fe组成的组中的至少1种作为主要成分的元素构成，
当设上述金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的上述Nb元素浓度的最大含量为Nbs、设与上述表面区域相比更内部的内部区域中的上述Nb元素浓度的内部含量为Nbi时，Nbs/Nbi为0.8以上且1.2以下，
当设上述表面区域中的上述W元素浓度的最大含量为Ws、设上述内部区域中的上述W元素浓度的内部含量为Wi时，Ws/Wi为1.0以上且1.5以下，
在金属陶瓷工具的上述内部区域的截面中，当设上述第1硬质相的面积率为A1、设上述第2硬质相的面积率为A2、设上述第3硬质相的面积率为A3、设上述硬质相整体的面积为100面积％时，上述A1为75面积％以上且95面积％以下、上述A2为4面积％以上且24面积％以下、上述A3为1面积％以上且24面积％以下。
(2)根据(1)的金属陶瓷工具，其中，当设上述表面区域中的维氏硬度为Hs、设上述内部区域中的维氏硬度为Hi时，Hs/Hi为1.1以上且1.3以下。
(3)根据(1)或(2)的金属陶瓷工具，其中，当设上述表面区域中的上述第1硬质相的芯部的面积率为C1s、设上述内部区域中的上述第1硬质相的芯部的面积率为C1i时，C1s/C1i为0.3以上且0.9以下。
(4)根据(1)～(3)中任一项的金属陶瓷工具，其中，当设上述表面区域中的上述硬质相的平均粒径为ds、设上述内部区域中的上述硬质相的平均粒径为di时，ds/di为1.0以上且2.0以下。
(5)根据(1)～(4)中任一项的金属陶瓷工具，其中，上述硬质相的平均粒径为1.0μm以上且3.0μm以下。
(6)根据(1)～(5)中任一项的金属陶瓷工具，其特征在于，将上述硬质相中包含的Nb的一部分用Ta进行了置换。
(7)一种被覆金属陶瓷工具，其在(1)～(6)中任一项所述的金属陶瓷工具的表面上形成有被覆层。
<金属陶瓷工具>
作为本发明的金属陶瓷工具的种类，具体而言，可列举出铣削加工用或车削加工用刀尖更换型切削刀片、钻头及立铣刀等。
本发明的金属陶瓷工具是由硬质相、和以选自由Co、Ni及Fe组成的组中的至少1种作为主要成分的结合相构成的金属陶瓷工具。上述硬质相相对于金属陶瓷工具整体(100体积％)的比例为75～95体积％，上述结合相占剩余部分。
本发明的金属陶瓷工具若硬质相的比例低于75体积％，则金属陶瓷工具的耐磨性降低。此外，本发明的金属陶瓷工具若硬质相的比例超过95体积％，则由于金属陶瓷工具的耐缺损性降低的同时相对地剩余部分的结合相量减少，所以金属陶瓷工具的制造时的原料的烧结性降低。因此，将硬质相的比例规定为75～95体积％，将结合相的比例规定为剩余部分。从上述的观点出发，若硬质相的比例为80～90体积％、结合相的比例为剩余部分，则进一步优选。
另外，本发明的金属陶瓷工具中的硬质相及结合相的比例如以下那样求出。利用带有能量分散型X射线分光器(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)观察金属陶瓷工具的从表面至深度方向上500μm内部为止的截面组织，进一步使用王水对截面组织进行蚀刻，利用带有EDS的SEM观察蚀刻后的截面组织。进而，由这两种截面组织测定没有被蚀刻的硬质相的面积率和被蚀刻的结合相的面积率，由其结果求出金属陶瓷工具的硬质相的体积％与结合相的体积％的比例。
本发明的金属陶瓷工具的结合相是以选自Co、Ni及Fe中的至少1种作为主要成分的金属。以选自Co、Ni及Fe中的至少1种作为主要成分的金属是指结合相的选自Co、Ni及Fe中的至少1种金属的合计质量相对于结合相的总质量为50质量％以上的金属。在本发明的结合相中，除了Co、Ni及Fe以外，也可以包含硬质相成分。通常，本发明的结合相中包含的硬质相成分的合计含量相对于结合相的总质量为20质量％以下。其中，本发明的金属陶瓷工具的结合相更优选为以Co及Ni中的1种或2种作为主要成分的金属。这种情况下，能够得到结合相与硬质相的润湿性、耐热性及耐腐蚀性优异的金属陶瓷工具。
本发明的金属陶瓷工具的硬质相具有芯部由Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物[以下，以(Ti，Nb，Mo)(C，N)表示]相构成、周边部由Ti与Nb与Mo与W与Zr的复合碳氮化物[以下，以(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)表示]相、或Ti与Nb与Mo与W的复合碳氮化物[以下，以(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)表示]相构成的有芯结构的第1硬质相。另外，芯部与周边部具有不同的组成。Nb由于高温硬度及耐氧化性优异，所以在高速的加工中，反应磨损得到抑制，因此金属陶瓷工具的耐磨性优异。Mo与烧结时的结合相的润湿性优异，硬质相彼此的润湿性也优异。因此，通过第1硬质相包含Mo而金属陶瓷工具的强度提高，从而耐缺损性及耐崩裂性提高。进而，W的硬度优异。因此，通过第1硬质相包含W而金属陶瓷工具的耐磨性优异。此外，硬质相中的Zr由于高温强度优异，所以通过第1硬质相包含Zr，金属陶瓷工具的耐塑性变形性优异。
本发明的金属陶瓷工具的硬质相具有芯部及周边部这两者由(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)相、或(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)相构成的有芯结构的第2硬质相。W的硬度优异。因此，通过第2硬质相包含W而金属陶瓷工具的耐磨性优异。此外，硬质相中的Zr由于高温强度优异，所以通过第2硬质相包含Zr，金属陶瓷工具的耐塑性变形性优异。
本发明的金属陶瓷工具的硬质相具有由Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物[以下，以(Ti，Nb，Mo)(C，N)表示]相构成的单一相粒子结构的第3硬质相。第3硬质相由于热导率高，所以耐热冲击性优异，因此能够抑制热裂纹的产生。因此，通过在金属陶瓷工具中分散地存在第3硬质相，从而耐缺损性提高。
特别是本发明的金属陶瓷工具由于在第1硬质相、第2硬质相及第3硬质相的全部的硬质相中包含Nb及Mo，所以高温下的耐磨性优异，耐缺损性也优异。此外，Ta与Nb同样地高温硬度优异。因此，本发明的金属陶瓷工具还优选在由第1硬质相、第2硬质相及第3硬质相构成的硬质相的至少1种硬质相中将硬质相中包含的Nb的一部分用Ta进行置换。
在本发明的金属陶瓷工具中，当设金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的Nb元素浓度的最大含量为Nbs、设与表面区域相比更内部的内部区域中的Nb元素浓度的内部含量为Nbi时，Nbs/Nbi为0.8以上且1.2以下。若Nbs/Nbi为该范围，则由于金属陶瓷工具的表面区域与内部区域中的Nb元素浓度大致均匀，因而金属陶瓷工具的高温强度优异。若Nbs/Nbi低于0.8，则金属陶瓷工具的耐磨性降低，若Nbs/Nbi超过1.2，则金属陶瓷工具的耐缺损性降低。
在本发明的金属陶瓷工具中，当设金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的W元素浓度的最大含量为Ws、设与表面区域相比更内部的内部区域中的W元素浓度的内部含量为Wi时，Ws/Wi为1.0以上且1.5以下。若Ws/Wi为该范围，则由于金属陶瓷工具的表面区域的硬度优异、内部区域的韧性优异，因而金属陶瓷工具的耐磨性、耐崩裂性及耐缺损性提高。若Ws/Wi低于1.0，则金属陶瓷工具的耐磨性降低，若Ws/Wi超过1.5，则金属陶瓷工具的耐崩裂性及耐缺损性降低。
本发明的金属陶瓷工具通过使表面区域与内部区域中的Nb元素浓度均匀、提高表面区域的W元素浓度，从而耐磨性、耐崩裂性及耐缺损性等切削性能提高。即，在伴随高温发热的高速切削条件中，高温硬度优异的Nb有助于切削性能，在以往的切削条件中，W有助于切削性能，所以在所有的加工条件中均能够在不使切削性能降低的情况下进行加工。
对于本发明的金属陶瓷工具来说，在金属陶瓷工具的与从表面至300μm深度为止的范围的表面区域相比更内部的内部区域的截面中，当设第1硬质相的面积率为A1、设第2硬质相的面积率为A2、设第3硬质相的面积率为A3、设硬质相整体的面积为100面积％时，A1为75面积％以上且95面积％以下，A2为4面积％以上且24面积％以下，A3为1面积％以上且24面积％以下。若A1低于75面积％，则由于韧性不充分，所以金属陶瓷工具的耐缺损性降低。若A1超过95面积％，则由于相对地A2或A3的面积变小，所以硬度或热导率降低，因此金属陶瓷工具的耐磨性或耐热冲击性降低。若A2低于4面积％，则由于硬度不充分，所以金属陶瓷工具的耐磨性降低。若A2超过24面积％，则由于相对地A1或A3的面积变小，所以韧性及热导率降低，因此金属陶瓷工具的耐缺损性或耐热冲击性降低。若A3低于1面积％，则由于热导率不充分，所以金属陶瓷工具的耐热冲击性降低。若A3超过24面积％，则由于相对地A1或A2的面积变小，所以韧性降低，因此金属陶瓷工具的耐缺损性降低。
对于本发明的金属陶瓷工具来说，当设金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的维氏硬度为Hs、设与表面区域相比更内部的内部区域中的维氏硬度为Hi时，优选Hs/Hi为1.1以上且1.3以下。本发明的金属陶瓷工具的Hs/Hi低于1.1时，见到耐磨性变差的倾向，若超过1.3，则见到耐崩裂性及耐缺损性变差的倾向。
对于本发明的金属陶瓷工具来说，当设金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的第1硬质相的芯部的面积率为C1s、设与表面区域相比更内部的内部区域中的第1硬质相的芯部的面积率为C1i时，优选C1s/C1i为0.3以上且0.9以下。本发明的金属陶瓷工具的C1s/C1i低于0.3时，见到耐缺损性降低的倾向，若超过0.9，则见到耐磨性降低的倾向。
对于本发明的金属陶瓷工具来说，当设金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的硬质相的平均粒径为ds、设与表面区域相比更内部的内部区域中的硬质相的平均粒径为di时，优选ds/di为1.1以上且2.0以下。本发明的金属陶瓷工具的ds/di低于1.1时，见到耐缺损性降低的倾向，若超过2.0，则见到耐磨性降低的倾向。
本发明的金属陶瓷工具优选硬质相的平均粒径为1.0μm以上且3.0μm以下。本发明的金属陶瓷工具的硬质相的平均粒径低于1.0μm时，见到耐缺损性降低的倾向，若超过3.0μm，则见到硬度降低且耐磨性降低的倾向。
本发明的金属陶瓷工具的Nb元素浓度及W元素浓度可以如以下那样求出。可以相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地对金属陶瓷工具进行研磨，利用SEM观察该研磨面的截面组织，使用附带于SEM的EDS而求出。按照距金属陶瓷工具的表面在垂直方向上成为10μm间隔的方式测定10处的浓度，将它们中的最大含量作为Nbs及Ws，对距表面为500μm的位置测定任意的10处的浓度，将其平均值作为Nbi及Wi。
本发明的金属陶瓷工具的表面区域中的维氏硬度Hs及内部区域中的维氏硬度Hi可以如以下那样求出。为了测定金属陶瓷工具的从表面至内部为止的硬度，相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地对金属陶瓷工具进行研磨，按照距金属陶瓷工具的表面在垂直方向上成为10μm间隔的方式使用显微维氏硬度计测定施加载荷为4.9N的维氏硬度。将金属陶瓷工具的从表面至300μm为止的范围的最大硬度作为Hs，对金属陶瓷工具的距表面为500μm的位置测定5处的维氏硬度，将这5处中的最大硬度作为Hi。
本发明的金属陶瓷工具的硬质相的表面区域中的平均粒径ds及内部区域中的平均粒径di可以如以下那样求出。可以相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地对金属陶瓷工具进行研磨，由将该研磨面的截面组织用SEM放大至2000～10000倍而得到的图像，使用Fullman的式(1)而求出。
dm＝(4/π)·(NL/NS) (1)
(式中，dm为平均粒径，π为圆周率，NL为被截面组织上的任意的直线命中的每单位长度的硬质相的数目，NS为任意的单位面积内包含的硬质相的数目)
此外，硬质相的平均粒径为求出表面区域中的平均粒径ds与内部区域中的平均粒径di的平均而得到的值。
本发明的金属陶瓷工具的内部区域中的各硬质相的面积率A1、A2及A3可以由截面组织的SEM图像，通过使用市售的图像解析软件的方法或使用上述Fullman的式子的方法而求出。以下示出使用Fullman的式子时的具体的测定方法。可以将金属陶瓷工具进行研磨，由将金属陶瓷工具的内部区域中的该研磨面的截面组织用SEM放大至2000～10000倍的图像，使用上述Fullman的式(1)而求出。使用上述的Fullman的式(1)分别求出第1硬质相、第2硬质相及第3硬质相的平均粒径。可以通过利用各硬质相的平均粒径和单位面积内包含的各硬质相的数目而求出单位面积内包含的各硬质相的面积，从而求出各硬质相的面积率A1、A2及A3。
本发明的金属陶瓷工具的表面区域中的第1硬质相的芯部的面积率C1s及内部区域中的第1硬质相的芯部的面积率C1i可以如以下那样求出。可以相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地对金属陶瓷工具进行研磨，拍摄将该截面研磨面用SEM放大至2000～10000倍的照片，对该照片使用市售的图像解析软件，算出C1s及C1i。
发明效果
通过本发明的金属陶瓷工具，能够减小被切削材料的精加工表面粗糙度。此外，本发明的金属陶瓷工具由于不使耐磨性降低而具有优异的耐缺损性和优异的耐崩裂性，所以发挥与以往相比能够延长工具寿命这样的效果。
具体实施方式
接着，对本发明的金属陶瓷工具的制造方法使用具体例子进行说明。另外，本发明的金属陶瓷工具的制造方法只要可以实现该金属陶瓷工具的构成(硬质相及结合相)，则没有特别限制。
例如，本发明的金属陶瓷工具的制造方法包括以下工序：
工序(A)：将平均粒径为0.5～4.0μm的碳氮化钛铌钼粉末或碳氮化钛铌钽钼粉末30～90质量％、除碳氮化钛铌钼及碳氮化钛铌钽钼粉末以外的平均粒径为0.5～4.0μm的选自由Ti、Zr、Nb、Mo及W组成的组中的至少1种金属元素的选自由碳化物、氮化物及碳氮化物组成的组中的至少1种的粉末5～40质量％、和平均粒径为0.5～3.0μm的选自由Co、Ni及Fe组成的组中的至少1种的粉末5～30质量％进行配合(其中，它们的合计为100质量％)的工序；
工序(B)：将原料粉末配合并通过5～35小时的湿式球磨机混合来准备混合物的混合工序；
工序(C)：将所得到的混合物成型为规定的工具的形状而得到成型体的成型工序；
工序(D)：将上述工序(C)中得到的成型体在67Pa以下的真空中升温至1200～1400℃的范围的规定的温度为止的第1升温工序；
工序(E)：将经由上述工序(D)的成型体在50～1330Pa的氮气氛中从1200～1400℃的范围的规定的温度升温至比该温度高的1400～1600℃的范围的烧结温度为止的第2升温工序；
工序(F)：将经由上述工序(E)的成型体在与工序(E)相同的压力的氮气氛中在1400～1600℃的范围的烧结温度下保持规定的时间而进行烧结的第1烧结工序；
工序(G)：将经由上述工序(F)的成型体从1400～1600℃的范围以1～50℃/分钟的速度在比上述工序(F)低的1～50Pa的氮压力下冷却至1000～1200℃的范围的温度为止的第1冷却工序；
工序(H)：将经由上述工序(G)的成型体在与工序(G)相同的压力的氮气氛中在1000～1200℃的范围的烧结温度下保持规定的时间而进行烧结的第2烧结工序；和
工序(I)：将经由上述工序(H)的成型体从1000～1200℃的范围的规定的温度冷却至常温为止的第2冷却工序。
另外，工序(A)中使用的原料粉末的平均粒径是通过美国材料试验协会(ASTM)标准B330中记载的Fisher法(Fisher Sub-Sieve Sizer(FSSS)，费氏微粒测量仪)而测定的值。
本发明的金属陶瓷工具的制造方法的各工序具有以下的意义。
在工序(A)中通过使用碳氮化钛铌钼粉末或碳氮化钛铌钽钼粉末、和选自由Ti、Zr、Nb、Mo及W组成的组中的至少1种金属元素的选自由碳化物、氮化物及碳氮化物组成的组中的至少1种的粉末，可以构成第1硬质相、第2硬质相及第3硬质相。
在工序(B)中可以调整硬质相的平均粒径、或者将规定的配合组成的混合粉末均匀地混合。通过在以下的工序中将其进行成型、烧结、冷却，可以得到由特定的组成的硬质相及结合相构成的本发明的金属陶瓷工具。
在工序(C)中将所得到的混合物成型为规定的工具的形状。将所得到的成型体在以下的烧结工序中进行烧结。
在工序(D)中通过将成型体在67Pa以下的真空中升温，从而促进液相出现前及液相刚出现后的脱气，使以下的烧结工序中的烧结性提高。
在工序(E)中通过在1400～1600℃的范围的温度下进行烧结，能够提高金属陶瓷工具的表面区域的W元素浓度。此外，在工序(E)及(F)中通过设定为氮气氛，从而防止来自成型体的表面的脱氮，由此来抑制伴随脱氮的烧结表面的平滑性的降低及烧结表面附近的(Ti，Nb，Mo)(C，N)等硬质相的减少。
在工序(G)中通过以比工序(E)及(F)低的1～50Pa的氮压力、且1～50℃/分钟的冷却速度进行冷却，能够抑制Nb元素向成型体的表面的移动。
在工序(H)中通过在比工序(F)低的温度下进行保持，从而使第1～第3硬质相的面积率为任意值。
进而在工序(I)中，将烧结后的成型体冷却至常温，得到本发明的金属陶瓷工具。
对于经由从工序(A)到工序(I)为止的工序而得到的金属陶瓷工具，也可以根据需要进行磨削加工或刀尖的珩磨加工。
实施例1
[金属陶瓷工具的制造]
作为原料粉末，准备市售的平均粒径为2.0μm的(Ti，Nb，Mo)(C，N)粉末(以质量比计TiC/TiN＝50/50)、平均粒径为2.0μm的(Ti，Nb，Ta，Mo)(C，N)粉末(以质量比计TiC/TiN＝50/50)、平均粒径为1.5μm的WC粉末、平均粒径为1.5μm的ZrC粉末、平均粒径为1.0μm的Co粉末及平均粒径为1.0μm的Ni粉末。另外，原料粉末的平均粒径是通过美国材料试验协会(ASTM)标准B330中记载的Fisher法(Fisher Sub-Sieve Sizer(FSSS))而测定的值。此外，(Ti，Nb，Mo)(C，N)是指Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物，(Ti，Nb，Ta，Mo)(C，N)是指Ti与Nb与Ta与Mo的复合碳氮化物。
将所准备的原料粉末按照成为下述表1的配合组成的方式进行称量，将经称量的原料粉末与丙酮溶剂和超硬合金制球一起放入不锈钢制钵中而用湿式球磨机进行混合及粉碎。将利用湿式球磨机的混合及粉碎时间示于表2中。在利用湿式球磨机的混合、粉碎后，将使丙酮溶剂蒸发而得到的混合物通过烧结后的形状变成JIS B 4120的刀片形状SDKN1203带有断屑槽的模具在压力196MPa下进行压制成型，得到混合物的成型体。
表1
试样编号 配合组成(质量％)
发明品1 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
发明品2 70％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，11％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
发明品3 50％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，33％WC，1％ZrC，8％Co，8％Ni
发明品4 60％(Ti0.70Nb0.20Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
发明品5 60％(Ti0.90Nb0.08Mo0.02)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
发明品6 65％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，22％WC，1％ZrC，6％Co，6％Ni
发明品7 53％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，22％WC，1％ZrC，12％Co，12％Ni
发明品8 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，22％WC，1％ZrC，12％Co，5％Ni
发明品9 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，22％WC，1％ZrC，5％Co，12％Ni
发明品10 60％(Ti0.70Nb0.10Ta0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，20％WC，1％ZrC，10％Co，9％Ni
比较品1 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
比较品2 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
比较品3 50％Ti(C0.5N0.5)，22％WC，8％NbC，1％Mo2C，1％ZrC，9％Co，9％Ni
比较品4 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
比较品5 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
比较品6 60％(Ti0.80Nb0.10Mo0.10)(C0.5N0.5)，21％WC，1％ZrC，9％Co，9％Ni
表2
试样编号 湿式球磨机时间(小时)
发明品1 13
发明品2 12
发明品3 15
发明品4 13
发明品5 13
发明品6 12
发明品7 15
发明品8 13
发明品9 14
发明品10 14
比较品1 13
比较品2 30
比较品3 15
比较品4 13
比较品5 14
比较品6 13
将混合物的成型体放入烧结炉内后，在67Pa以下的真空中从室温升温至下述表3(a)中记载的氮导入温度T1(℃)为止。当炉内温度成为氮导入温度T1(℃)时，将氮气导入到烧结炉内直至炉内压力成为表3(b)中记载的炉内压力P1(Pa)为止。在炉内压力P1(Pa)的氮气氛中从氮导入温度T1(℃)升温至表3(c)中记载的烧结温度T2(℃)为止。当炉内温度成为烧结温度T2(℃)时，在炉内压力P1(Pa)的氮气氛中在烧结温度T2(℃)下保持60分钟而进行烧结。之后，从炉内压力P1(Pa)开始将氮气排气直至成为表3(d)中记载的炉内压力P2(Pa)为止，之后，以表3(e)中记载的冷却速度R1(℃/分钟)，从烧结温度T2(℃)冷却至表3(f)中记载的烧结温度T3(℃)为止。当炉内温度成为烧结温度T3(℃)时，在炉内压力P2(Pa)的氮气氛中在烧结温度T3(℃)下保持60分钟而进行烧结。之后，将氮排气从而置换成氩气氛。从烧结温度为T3(℃)在氩气氛下冷却至室温为止。
表3
烧结而得到的金属陶瓷工具通过湿式刷珩磨机对金属陶瓷工具的刀尖实施珩磨处理。
相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地对所制作的发明品及比较品的金属陶瓷工具进行研磨。利用SEM观察该研磨面的截面组织，使用附带于SEM的EDS分别测定表面区域的Nbs及Ws、内部区域的Nbi及Wi的各组成。由所测定的组成求出Nbs/Nbi及Ws/Wi。将其结果示于表4中。
表4
试样编号 Nbs/Nbi Ws/Wi
发明品1 0.9 1.1
发明品2 1.0 1.0
发明品3 0.8 1.4
发明品4 0.9 1.1
发明品5 0.9 1.0
发明品6 1.0 1.1
发明品7 1.1 1.1
发明品8 1.1 1.5
发明品9 1.0 1.0
发明品10 1.0 1.1
比较品1 1.1 1.4
比较品2 1.1 0.9
比较品3 1.5 1.5
比较品4 1.1 1.3
比较品5 0.9 1.6
比较品6 1.4 1.3
对于相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地研磨的研磨面，拍摄将该研磨面的截面组织用SEM放大至5000倍的图像，由拍摄的图像使用Fullman的式(1)测定硬质相的表面区域中的平均粒径ds及内部区域中的平均粒径di，从而求出ds/di。此外，硬质相的平均粒径为表面区域中的平均粒径ds与内部区域中的平均粒径di的平均值。将ds/di及硬质相的平均粒径示于表5中。进而，由拍摄的图像使用Fullman的式(1)测定表面区域中的第1硬质相的芯部的面积率C1s、内部区域中的第1硬质相的芯部的面积率C1i。由测定的C1s及C1i求出C1s/C1i，将其结果示于表5中。
表5
对于相对于金属陶瓷工具的表面倾斜10°地研磨的研磨面，按照距金属陶瓷工具的表面在垂直方向上成为10μm间隔的方式使用显微维氏硬度计测定施加载荷为4.9N的维氏硬度。将金属陶瓷工具的从表面至300μm为止的范围的最大硬度设为Hs，对金属陶瓷工具的距表面为500μm的位置测定5处的维氏硬度，将这5处中的最大硬度设为Hi。将其结果示于表6中。
表6
试样编号 Hs/Hi
发明品1 1.1
发明品2 1.1
发明品3 1.3
发明品4 1.1
发明品5 1.1
发明品6 1.3
发明品7 1.1
发明品8 1.3
发明品9 1.1
发明品10 1.1
比较品1 1.4
比较品2 1.0
比较品3 1.4
比较品4 1.3
比较品5 1.4
比较品6 1.3
相对于金属陶瓷工具的表面垂直地对发明品及比较品的金属陶瓷工具进行研磨，对该研磨面的截面组织利用带有EDS的SEM鉴定各硬质相的组成。进一步用SEM拍摄将金属陶瓷工具的内部区域中的截面组织放大至10000倍的图像，对拍摄的图像使用市售的图像解析软件求出各硬质相的面积率A1、A2及A3。将其结果示于表7中。之后，用带有EDS的SEM观察金属陶瓷工具的从表面至深度方向上500μm内部为止的截面组织，鉴定结合相的组成。进一步使用王水对截面组织进行蚀刻，利用带有EDS的SEM观察被蚀刻的截面组织。进而，由这两种截面组织测定没有被蚀刻的硬质相的面积率和被蚀刻的结合相的面积率，由其结果求出金属陶瓷工具的硬质相的体积％与结合相的体积％的比例。将其结果示于表8中。
表8
使用所得到的试样，进行切削试验1、切削试验2及切削试验3。切削试验1是评价耐缺损性的试验，切削试验2是评价耐磨性的试验，切削试验3是评价被切削材料的精加工表面的试验。将切削试验的结果示于表9中。
[切削试验1]
加工形态：铣削、
工具形状：SDKN1203、
被切削材料：SCM440、
被切削材料形状：200mm×80mm×200mm(形状：在板材中φ30mm的孔为6个)、
切削速度：150m/分钟、
进给：0.25mm/tooth、
切深：2.0mm、
冷却剂：无、
评价项目：将试样达到缺损时作为工具寿命，测定至工具寿命为止的加工长度。
[切削试验2]
加工形态：铣削、
工具形状：SDKN1203、
被切削材料：SCM440、
被切削材料形状：200mm×80mm×200mm、
切削速度：250m/分钟、
进给：0.15mm/tooth、
切深：2.0mm、
冷却剂：无、
评价项目：将试样达到缺损时或试样的最大后隙面磨损宽度或边角磨损宽度达到0.3mm时作为工具寿命，测定至工具寿命为止的加工长度。
[切削试验3]
加工形态：铣削、
工具形状：SDKN1203、
被切削材料：SS400、
被切削材料形状：150mm×70mm×150mm、
切削速度：150m/分钟、
进给：0.15mm/tooth、
切深：0.3mm、
冷却剂：无、
评价项目：评价加工长度为5.0m时的被切削材料的加工面的算术平均粗糙度Ra。
表9
另外，关于切削试验1的加工长度，将3m以上评价为◎，将2m以上且低于3m评价为○，将1m以上且低于2m评价为△，将低于1m评价为×。此外，关于切削试验2的加工长度，将10m以上评价为◎，将7m以上且低于10m评价为○，将3m以上且低于7m评价为△，将低于3m评价为×。此外，关于切削试验3的被切削材料的加工面的算术平均粗糙度Ra，将低于0.15μm评价为◎，将0.15μm以上且低于0.25μm评价为○，将0.25μm以上且低于0.35μm评价为△，将0.35μm以上评价为×。在该评价中，成为(优)◎>○>△>×(差)的顺序，越是具有◎或○，切削性能越优异。将所得到的评价的结果示于表10中。
表10
试样编号 切削试验1 切削试验2 切削试验3
发明品1 ◎ ◎ ◎
发明品2 ◎ ◎ ◎
发明品3 ◎ ◎ ○
发明品4 ◎ ◎ ◎
发明品5 ◎ ◎ ◎
发明品6 ○ ◎ ◎
发明品7 ◎ ○ ◎
发明品8 ◎ ◎ ◎
发明品9 ◎ ○ ◎
发明品10 ◎ ◎ ◎
比较品1 ○ ○ △
比较品2 △ △ ○
比较品3 × △ △
比较品4 ○ × ×
比较品5 × ◎ ○
比较品6 △ ◎ ○
可知：发明品的评价全部具有◎或○，耐磨性及耐缺损性优异，能够减小精加工表面粗糙度。另一方面可知：比较品的评价具有△或×，不满足耐磨性、耐缺损性及精加工表面粗糙度中的任一个的性能。
实施例2
对实施例1的发明品1～10的表面使用PVD装置进行被覆处理。将在发明品1～10及比较品1～6的金属陶瓷工具的表面被覆平均层厚为2.5μm的TiAlN层而得到的试样作为发明品11～20、比较品7～12，将在发明品1的金属陶瓷工具的表面被覆平均层厚为2.5μm的Ti(C，N)层而得到的试样作为发明品21。此外，将在发明品1的金属陶瓷工具的表面被覆将每1层为2nm的TiAlN和每1层为3nm的TiAlNbWN交替地各层叠500层而成的交替叠层而得到的试样作为发明品22。对发明品11～22及比较品7～12进行与实施例1相同的切削试验1、2及3。将其结果示于表11中。
表11
另外，关于切削试验1的加工长度，将3m以上评价为◎，将2m以上且低于3m评价为○，将1m以上且低于2m评价为△，将低于1m评价为×。此外，关于切削试验2的加工长度，将10m以上评价为◎，将7m以上且低于10m评价为○，将3m以上且低于7m评价为△，将低于3m评价为×。此外，关于切削试验3的被切削材料的加工面的算术平均粗糙度Ra，将低于0.15μm评价为◎，将0.15μm以上且低于0.25μm评价为○，将0.25μm以上且低于0.35μm评价为△，将0.35μm以上评价为×。在该评价中，成为(优)◎>○>△>×(差)的顺序，越是具有◎或○，切削性能越优异。将所得到的评价的结果示于表12中。
表12
试样编号 切削试验1 切削试验2 切削试验3
发明品11 ◎ ◎ ○
发明品12 ○ ◎ ○
发明品13 ◎ ◎ ○
发明品14 ○ ◎ ○
发明品15 ○ ◎ ○
发明品16 ○ ◎ ◎
发明品17 ◎ ◎ ○
发明品18 ○ ◎ ○
发明品19 ◎ ◎ ○
发明品20 ◎ ◎ ○
发明品21 ○ ◎ ○
发明品22 ◎ ◎ ○
比较品7 △ ◎ △
比较品8 × ○ △
比较品9 × ○ ×
比较品10 △ △ ×
比较品11 × ◎ ×
比较品12 × ◎ ×
可知：发明品的评价全部具有◎或○，耐磨性及耐缺损性优异，能够减小精加工表面粗糙度。另一方面可知：比较品的评价具有△或×，不满足耐磨性、耐缺损性及精加工表面粗糙度中的任一个的性能。此外可知：在耐磨性试验中，没有被覆被覆层的发明品的工具寿命为9.5m以上，与此相对，被覆有被覆层的发明品的工具寿命变成10.8m以上，工具寿命延长。被覆有被覆层的发明品11～22与比较品7～12相比被切削材料的加工面的精加工表面粗糙度小，与没有被覆被覆层的发明品1～10的全部相比，进一步延长了耐磨性的工具寿命。
产业上的可利用性
本发明的被覆切削工具由于通过能够减小被切削材料的精加工表面粗糙度、不使耐磨性降低而耐缺损性和耐崩裂性优异，从而与以往相比能够延长工具寿命，所以产业上的可利用性高。

Claims (7)

1.一种金属陶瓷工具，其是由75体积％以上且95体积％以下的硬质相、和5体积％以上且25体积％以下的结合相构成的金属陶瓷工具，其中，
所述硬质相由以下的(a)、(b)及(c)构成：
(a)芯部由Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物相构成、周边部由Ti与Nb与Mo与W与Zr的复合碳氮化物相、或Ti与Nb与Mo与W的复合碳氮化物相构成的有芯结构的第1硬质相，以下，Ti与Nb与Mo与W与Zr的复合碳氮化物以(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)表示，Ti与Nb与Mo与W的复合碳氮化物以(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)表示，
(b)芯部及周边部这两者由(Ti，Nb，Mo，W，Zr)(C，N)相、或(Ti，Nb，Mo，W)(C，N)相构成的有芯结构的第2硬质相，
(c)由Ti与Nb与Mo的复合碳氮化物相构成的第3硬质相，
所述结合相由以选自由Co、Ni及Fe组成的组中的至少1种作为主要成分的元素构成，
当设所述金属陶瓷工具的从表面至300μm深度为止的范围的表面区域中的所述Nb元素浓度的最大含量为Nbs、设与所述表面区域相比更内部的内部区域中的所述Nb元素浓度的内部含量为Nbi时，Nbs/Nbi为0.8以上且1.2以下，
当设所述表面区域中的所述W元素浓度的最大含量为Ws、设所述内部区域中的所述W元素浓度的内部含量为Wi时，Ws/Wi为1.0以上且1.5以下，
在金属陶瓷工具的所述内部区域的截面中，当设所述第1硬质相的面积率为A1、设所述第2硬质相的面积率为A2、设所述第3硬质相的面积率为A3、设所述硬质相整体的面积为100面积％时，所述A1为75面积％以上且95面积％以下、所述A2为4面积％以上且24面积％以下、所述A3为1面积％以上且24面积％以下。
2.根据权利要求1所述的金属陶瓷工具，其中，当设所述表面区域中的维氏硬度为Hs、设所述内部区域中的维氏硬度为Hi时，Hs/Hi为1.1以上且1.3以下。
3.根据权利要求1或2所述的金属陶瓷工具，其中，当设所述表面区域中的所述第1硬质相的芯部的面积率为C1s、设所述内部区域中的所述第1硬质相的芯部的面积率为C1i时，C1s/C1i为0.3以上且0.9以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的金属陶瓷工具，其中，当设所述表面区域中的所述硬质相的平均粒径为ds、设所述内部区域中的所述硬质相的平均粒径为di时，ds/di为1.0以上且2.0以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的金属陶瓷工具，其中，所述硬质相的平均粒径为1.0μm以上且3.0μm以下。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的金属陶瓷工具，其特征在于，将所述硬质相中包含的Nb的一部分用Ta进行了置换。
7.一种被覆金属陶瓷工具，其在权利要求1～6中任一项所述的金属陶瓷工具的表面上形成有被覆层。
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