專利名稱：多刃刀片及切削工具的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有高的切削性能的金屬陶瓷制多刃刀片及切削工具，具體涉及具有微細(xì)的組織，同時特性偏差小的金屬陶瓷制多刃刀片及切削工具。
背景技術(shù)：
以往，用于鋼等連續(xù)切削或間斷切削等的金屬陶瓷制多刃刀片，采用化學(xué)蒸鍍法或物理蒸鍍法，在由Co及/或Ni的結(jié)合相構(gòu)成的金屬陶瓷或此種金屬陶瓷的表面，用由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的一種以上的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相，覆蓋TiC、TiN、TiCN等硬質(zhì)覆蓋層(例如，特開平5-222551號公報及特開平4-289003號公報)。
此外，在這樣的金屬陶瓷中，為了通過提高其硬度、強度達(dá)到提高多刃刀片的耐磨損性及耐缺損性的目的，進(jìn)行硬質(zhì)相的粒徑控制，例如，在特開平5-192804號公報、特開平6-17229號公報中，記載了將金屬陶瓷內(nèi)部的平均粒徑控制在2μm以下。
但是，如特開平5-192804號公報、特開平6-17229號公報中所述，在控制硬質(zhì)相的粒徑使其微細(xì)的問題上，原料粉末的微細(xì)化是不可缺的，但此時，由于形成硬質(zhì)相的碳化物、氮化物、碳氮化物等原料粉末凝集，或伴隨的難燒結(jié)化，必須提高燒成溫度。其結(jié)果，由于促進(jìn)結(jié)合相的熔融或分解，結(jié)合相偏析或在燒結(jié)體表面或內(nèi)部產(chǎn)生空隙等而使組織容易成為不均勻，每個刀片的機械特性或切削性產(chǎn)生大的偏差。
為此，在使用多刃刀片時，在刀片達(dá)到特定的切削個數(shù)的時候，不根據(jù)各刀片的磨損狀態(tài)而自動交換一定數(shù)量刀片時，不得不適應(yīng)切削性能低的刀片，即使形成高性能的刀片，也不能發(fā)揮其性能，成為增加工具費用的原因。
可是，作為切削加工用的多刃刀片的原料，主要使用用Co的結(jié)合相結(jié)合由碳化鎢構(gòu)成的硬質(zhì)相的超硬合金(例如，參照特開平8-57703號公報、特開2001-329331號公報)、用Co和/或Ni的結(jié)合相結(jié)合由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的一種以上金屬的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相的TiCN基金屬陶瓷(例如，參照特開2001-277008號公報、特開平9-239605號公報)。超硬合金用于從精加工到粗加工的廣泛的加工領(lǐng)域，TiCN基金屬陶瓷具有高的耐磨損性和與鋼材的優(yōu)異的抗反應(yīng)性，被用于精加工領(lǐng)域。
可是，近年來，存在碳化鎢資源枯竭的危機。為此，在使用TiCN基金屬陶瓷的廣泛的可加工領(lǐng)域，特別是在粗加工領(lǐng)域，期望采用發(fā)揮高切削性能的TiCN基金屬陶瓷。
但是，粗加工與精加工相比，施加給切削工具的沖擊大。因此，如果在粗加工中采用特開2001-277008號公報、特開平9-239605號公報展示的TiCN基金屬陶瓷，則因切削時的沖擊，工具容易早期缺損，影響超硬合金的切削性能。
此外，由于無鉛易切削鋼等新的難切削材料的出現(xiàn)，即使是以往的TiCN基金屬陶瓷，作為精加工用也不能說具有充分最佳化的特性，所以，在金屬陶瓷的優(yōu)勢領(lǐng)域即精加工領(lǐng)域，急切希望出現(xiàn)更優(yōu)良切削性能的金屬陶瓷。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明者從上述觀點出發(fā)，經(jīng)過反復(fù)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過使硬質(zhì)相微粒子化，同時降低刀片的抗彎強度(flexural strength)的偏差，能夠提高多刃刀片的切削性能的可靠性。
即，本發(fā)明的多刃刀片具有略平板形狀，由至少含有Co及Ni中一種的結(jié)合相1％～30質(zhì)量％，及以Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的一種以上金屬的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相70％～99質(zhì)量％構(gòu)成，其中，上述硬質(zhì)相的平均粒徑在1.5μm以下，同時，對于上述多刃刀片10個，包括該刀片的側(cè)面而切出的抗彎試驗片的抗彎強度的威布爾系數(shù)在5以上。
此外，由測定抗彎強度后的上述試驗片的斷裂面中觀察到的50％以上斷裂源，優(yōu)選由部分或全部的壁面被由上述結(jié)合相構(gòu)成的薄膜所覆蓋的空隙構(gòu)成。由此，能夠?qū)⒊蔀槎嗳械镀匦云钭畲笤虻拇执罂障犊刂圃诓灰妆粩嗔训男誀?，能夠大大降低燒結(jié)體中內(nèi)在的斷裂源的影響，能夠抑制特性偏差。
此外，在上述多刃刀片中，通過控制Ti及結(jié)合相的含量、硬質(zhì)相的粒徑，能夠得到具有與超硬合金同等或更高的高切削性能的粗加工用多刃刀片，或得到在精加工領(lǐng)域耐缺損性及耐磨損性優(yōu)良并且具有高切削性能的精加工用的多刃刀片。
即，本發(fā)明的粗加工用的多刃刀片，由含有Co和Ni中的至少一種的結(jié)合相，及由以Ti為主的元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相構(gòu)成，其中，含有占總量15％～22質(zhì)量％的Co及Ni，相對于上述元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，含有55％～80質(zhì)量％的Ti，而且中心部的上述硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑為0.5～1.0μm。
本發(fā)明的精加工用多刃刀片，由含有Co和Ni中的至少一種的結(jié)合相，及由以Ti為主的元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相構(gòu)成，其中，含有占總量4％～14質(zhì)量％的上述Co及Ni，相對于上述元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，含有55％～80質(zhì)量％的Ti，而且中心部的上述硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑為0.5～1μm。


圖1是實施例的試樣No.II-4的抗彎強度測定后的斷裂面的斷裂源附近的掃描電子顯微鏡(SEM)觀察照片。
圖2是表示采用能量分散光譜分析(EDX)分析得到的圖1的結(jié)合相膜構(gòu)成成分的特定結(jié)果曲線圖。
具體實施例方式
第1實施方式以下，說明本發(fā)明的多刃刀片的制造方法。
首先，按下記(1)～(3)規(guī)定的比率稱量。
(1)TiCN粉末；(2)由選自碳化物粉末、氮化物粉末及碳氮化物粉末中的至少一種構(gòu)成的硬質(zhì)相形成成分，所述碳化物粉末、氮化物粉末及碳氮化物粉末含有Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的至少一種金屬，尤其是含有W、Mo、Ta、V、Zr及Nb中的至少一種。
(3)含有Co和Ni粉末中的至少一種的結(jié)合相形成成分。
此時，上述硬質(zhì)相形成成分的平均粒徑均為0.2～0.9μm，優(yōu)選0.5～0.8μm。通過控制在此范圍，能夠抑制在金屬陶瓷組織內(nèi)可成為斷裂源的結(jié)合相的凝集部或該結(jié)合相的凝集部析出而形成的空隙的產(chǎn)生，減小抗彎強度的偏差。此外，能夠總體地提高金屬陶瓷的抗彎強度。因此，如果平均粒徑小于0.2μm，則產(chǎn)生在金屬陶瓷組織內(nèi)可成為斷裂源的結(jié)合相的凝集部或該結(jié)合相的凝集部析出而形成的空隙，而有抗彎強度偏差容易增大的傾向，如果大于0.9μm，則金屬陶瓷的抗彎強度容易總體地降低。
上述結(jié)合相形成成分的平均粒徑為0.05～1μm，優(yōu)選0.3～0.6μm。通過控制在此范圍，能夠抑制結(jié)合相容易凝集、成為斷裂源主要原因的凝集部或凝集部中的金屬析出而形成的空隙的產(chǎn)生，此外，能夠均勻分布結(jié)合相。因此，如果平均粒徑小于0.05μm，則容易產(chǎn)生結(jié)合相容易凝集、成為斷裂源主要原因的凝集部或凝集部中的金屬溶出而形成的的空隙，如果大于1μm，則結(jié)合相的分布容易不均勻。
在上述硬質(zhì)相形成成分中，至少TiCN粉末的氧含量被控制在1質(zhì)量％以下，優(yōu)選被控制在0.05％～0.8質(zhì)量％。通過控制在此范圍，能夠防止在燒結(jié)體中產(chǎn)生空隙或產(chǎn)生結(jié)合相的凝集，能夠抑制燒結(jié)體的抗彎強度的偏差，從而抑制刀片的切削性能產(chǎn)生大的偏差。即，上述TiCN粉末的氧含量如果大于1質(zhì)量％，則在燒結(jié)體中產(chǎn)生空隙或產(chǎn)生結(jié)合相的凝集，燒結(jié)體的抗彎強度產(chǎn)生偏差，從而有刀片的切削性能產(chǎn)生大的偏差的傾向。
上述硬質(zhì)相形成成分和上述結(jié)合相形成成分，按硬質(zhì)相形成成分70％～99質(zhì)量％、優(yōu)選80％～90質(zhì)量％，結(jié)合相形成成分1％～30質(zhì)量％、優(yōu)選10％～20質(zhì)量％的比例稱量混合。通過控制在此范圍，能夠使合金致密化，同時，提高金屬陶瓷的硬度，提高多刃刀片的耐磨損性。即，如果硬質(zhì)相形成成分量小于上述范圍，或結(jié)合相形成成分大于上述范圍，則有可能硬質(zhì)相的粒徑為微粒而不能使合金致密化。如果硬質(zhì)相形成成分量大于上述范圍，或結(jié)合相形成成分小于上述范圍，則有可能金屬陶瓷的硬度下降而使多刃刀片的耐磨性下降。
接著，用磨碎機混合、粉碎上述粉末，得到在采用顯微跟蹤方法測定粒度分布時，混合粉末中粒徑1μm以上的粒子的比率在10質(zhì)量％以下的混合粉末?；旌戏勰┲兴牧?μm以上的粒子的比率被控制在10質(zhì)量％以下。由此，能夠防止在金屬陶瓷燒結(jié)體中存在粗大粒子，同時，通過抑制伴隨粗大粒子生成的燒結(jié)體表面的粗糙及組織變動，能夠形成具有均勻組織的金屬陶瓷。為使粒徑1μm以上的粒子的比率在10質(zhì)量％以下，只要在達(dá)到上述分布時結(jié)束粉碎處理，或根據(jù)需要進(jìn)行分級處理就可以。
然后，在將上述混合粉末成形為片狀后∶(a)從室溫升溫到1100～1250℃的燒成溫度A；(b)以0.5～3℃/min的升溫速度a，從燒成溫度A升溫到1300℃；(c)以5～15℃/min的升溫速度b，從1300℃升溫到1400～1500℃的燒成溫度B；(d)以4～14℃/min，以比升溫速度b慢的升溫速度c升溫到1500～1600℃的燒成溫度C，并進(jìn)行保溫；(e)在進(jìn)行降溫的條件下燒成。
此時，如果(b)的升溫速度a低于0.5℃/min，則硬質(zhì)相有晶粒長大的傾向。此外，若升溫速度a大于3℃/min，則結(jié)合相形成成分部分熔融，有產(chǎn)生結(jié)合相的凝集部的傾向。
如果(c)的升溫速度b低于5℃/min，則燒結(jié)體全體晶粒生長，不能夠?qū)⒂操|(zhì)相的平均粒徑控制在1.5μm以下，有耐缺損性下降的傾向。如果升溫速度b大于15℃/min，則燒結(jié)體的晶粒生長不均勻，有在局部由結(jié)合相凝集或異常晶粒生長而使刀片的威布爾系數(shù)小于5的傾向。此外，如果燒成溫度B低于1400℃，則在工序(b)的預(yù)燒成中，難于充分形成液相。相反，如果燒成溫度B超過1500℃，則液相形成量過多，結(jié)果，在金屬陶瓷基體的表面產(chǎn)生大量的空隙，有所有刀片的威布爾系數(shù)小于5的傾向。
如果(d)的升溫速度c低于4℃/min，則在基體表面，硬質(zhì)相的平均粒徑生長到1.5μm以上而使耐缺損性下降，相反，如果升溫速度大于14℃/min，則燒結(jié)體組織不均勻，耐磨損性下降。此外，如果燒成溫度C低于1500℃，則不能充分使基體致密化，在燒結(jié)體內(nèi)部殘存空隙等，使刀片的威布爾系數(shù)小于5。相反，如果燒成溫度C超過1600℃，則燒結(jié)體過燒結(jié)，表面粗糙，刀片的威布爾系數(shù)下降。
在用上述燒成條件燒成時，如果采用Co和Ni的固溶體作原料，能夠進(jìn)一步改善燒結(jié)性，能夠抑制在燒結(jié)體表面產(chǎn)生開孔或燒結(jié)不良。
對得到的金屬陶瓷基體，按要求進(jìn)行研磨等表面加工。之后，采用化學(xué)蒸鍍法或物理蒸鍍法等鍍覆法，覆蓋單層或雙層以上的硬質(zhì)覆蓋層。通過上述方法，能夠制造本實施方式的金屬陶瓷制的多刃刀片。此外，作為鍍覆法，從使硬質(zhì)覆蓋層的粒徑微細(xì)化的角度考慮，優(yōu)選采用與金屬陶瓷基體的反應(yīng)性低的物理蒸鍍法。
采用上述工序制作的多刃刀片由金屬陶瓷構(gòu)成，具有大致平板狀的刀片形狀，所述金屬陶瓷是通過用由Co及Ni構(gòu)成的結(jié)合相，結(jié)合由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的至少一種的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相而形成。此種多刃刀片成為上述切削工具的抗彎強度的威布爾系數(shù)優(yōu)選5以上、更優(yōu)選7以上、最優(yōu)選10以上的特性偏差小的多刃刀片。
特別是，本發(fā)明優(yōu)選的實施方式是滿足以下(a)～(e)的必要條件的、具有優(yōu)良切削性能的多刃刀片。
(a)含有1％～30質(zhì)量％的結(jié)合相(binder phase)，所述結(jié)合相含有Co及Ni中的至少一種；和(b)70％～99質(zhì)量％的硬質(zhì)相(carbonitride phase)，所述硬質(zhì)相由包含元素周期表4a、5a及6a族金屬中的Ti及Ti以外的一種以上元素的金屬碳氮化物構(gòu)成(comprising)；(c)上述(b)的硬質(zhì)相的平均粒徑在1.5μm以下；(d)形成大致平板狀；(e)對于多刃刀片10個，包含該刀片的側(cè)面而切制的抗彎試驗片的抗彎強度的威布爾系數(shù)在5以上。
上述抗彎強度的威布爾系數(shù)，指的是，對于包含多刃刀片的側(cè)面(后隙面)而切制的抗彎試驗片(試驗片的形狀是按刀片的尺寸形成的四角棒狀形狀)，除了試驗片的形狀之外按JIS R1601測定10個以上，并按JISR1625計算出的威布爾系數(shù)。
此處，上述JISR1601中規(guī)定的試驗片的形狀是，截面(縱、橫)和抗彎試驗時的間距(span)滿足縱∶橫∶間距＝3mm∶4mm∶30mm關(guān)系的試驗片。此外，在將側(cè)面(后隙面)配置在拉伸面(應(yīng)力附加面的相反側(cè))，將支撐試驗片的下面(上述拉伸面)的支柱的間隔(span)設(shè)定為30mm的狀態(tài)下，從試驗片上面的中央部施加負(fù)荷，測定試驗片折斷的負(fù)荷。
但是，多刃刀片大多尺寸小，一般不能采用JISR1601規(guī)定的試驗片的尺寸。此時試驗片的形狀是，能夠由多刃刀片包含側(cè)面(后隙面)而切出的最大的方柱形狀，且按縱∶橫∶間距的比為3∶4∶30切制的形狀。
此外，除多刃刀片以外，在用金屬陶瓷一體形成刀刃部到刀柄部的立銑刀、鉆頭等切削工具中，進(jìn)行上述抗彎強度試驗時的試驗片的形狀是能夠由上述切削工具包含表面而切出的最大方柱形狀，且按縱∶橫∶間距的比為3∶4∶30切制的形狀。
此外，在本實施方式的金屬陶瓷制多刃刀片中，在刀片的抗彎強度測定后從斷裂面觀察到的異常顆?；虺蔀榭障兜葦嗔言吹木Я５淖畲罅剑瑑?yōu)選直徑10μm以下、更優(yōu)選5μm以下、最優(yōu)選3μm以下。由此，能夠提高金屬陶瓷的抗彎強度，能夠提高多刃刀片的耐缺損性。結(jié)果，能夠提高刀片的威布爾系數(shù)，從而能夠進(jìn)一步降低刀片的切削性能的偏差。
在上述金屬陶瓷基體的最表面，優(yōu)選存在結(jié)合相(Co含量+Ni含量)濃度逐漸增加的結(jié)合相富集區(qū)域。即，在金屬陶瓷表面存在結(jié)合相濃度高的結(jié)合相富集區(qū)域(has a surface zone of binder alloy enrichment)。由此，能夠緩和在上述硬質(zhì)相覆蓋層和上述金屬陶瓷之間產(chǎn)生的剪切應(yīng)力，能夠顯著提高兩者間的密接性，從而提高多刃刀片的耐缺損性。
從在確保硬質(zhì)相覆蓋層的密接性的同時，提高熱傳導(dǎo)率差并容易達(dá)到高溫的Ti基金屬陶瓷基體的基體表面的熱傳導(dǎo)率的角度考慮，上述結(jié)合相富集區(qū)域的厚度優(yōu)選0.01～5μm，更優(yōu)選1～3μm。此外，從抑制工具刀刃的塑性變形方面考慮，上述結(jié)合相富集區(qū)域的厚度優(yōu)選1～2.5μm。
另外，從燒結(jié)性、耐磨損性及耐塑性變形性方面考慮，結(jié)合相的含量優(yōu)選1％～30質(zhì)量％。即，如果結(jié)合相的含量低于1質(zhì)量％，則不能得到所希望的強度及耐磨性，相反，如果結(jié)合相的含量超過30質(zhì)量％，則有耐磨性急劇降低的危險。結(jié)合相的優(yōu)選含量為4％～20質(zhì)量％。
形成本發(fā)明的多刃刀片的金屬陶瓷，作為硬質(zhì)相，由Ti和Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的至少一種，尤其是從W、Zr、V、Ta、Nb、Mo一組中選擇的至少一種的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成。特別是，硬質(zhì)相優(yōu)選形成，由以Ti(TiCN)構(gòu)成的芯部和以Ti與W、Mo、Ta及Nb中的一種以上元素的復(fù)合化合物構(gòu)成的周邊部形成的2重有芯結(jié)構(gòu)或3重有芯結(jié)構(gòu)。是由于具有控制晶粒生長的效果、金屬陶瓷基體形成微細(xì)均勻的組織，同時與結(jié)合相的潤濕性優(yōu)良而有助于金屬陶瓷的高強度化。另外，在硬質(zhì)相中除了存在carbonitride phase以外，有時還少量地存在carbidephase和nitride phase中的至少一種。
從提高與硬質(zhì)覆蓋層的密接性及熱傳導(dǎo)率、抑制塑性變形方面考慮，金屬陶瓷基體的表面上的硬質(zhì)相的平均粒徑r1優(yōu)選大于金屬陶瓷基體內(nèi)部的平均粒徑r2，此外，優(yōu)選r1＝0.5～2μm、r2＝0.2～1μm。
此外，如果采用本發(fā)明，在金屬陶瓷基體表面上，也可以覆蓋由(Tix、M1-x)(CyN1-Y)(其中，M為Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬、Al、Si中的至少一種，0.4≤x≤1、0≤y≤1)表示的硬質(zhì)覆蓋層(以下，簡稱Ti系覆蓋層)。優(yōu)選上述Ti系覆蓋層形成在金屬陶瓷母材的正上方。此外，從高硬度及高溫穩(wěn)定性等耐熱性方面考慮，優(yōu)選覆蓋由(Ti、M1)N(其中，M1為從Al、Si、Zr及Cr的組中選擇的一種)構(gòu)成的硬質(zhì)覆蓋層，最優(yōu)選覆蓋由(Tix、Al1-x)N構(gòu)成的硬質(zhì)覆蓋層。
此外，作為硬質(zhì)覆蓋層，除上述Ti系覆蓋層外，例如，也可以形成由金剛石，立方晶氮化硼，氧化鋁，Zr、Hf、Cr、Si的碳化物、氮化物、碳氮化物中的一種以上構(gòu)成的其他硬質(zhì)覆蓋層。
第2實施方式本實施方式的金屬陶瓷由1％～30質(zhì)量％的結(jié)合相和70％～99質(zhì)量％的硬質(zhì)相構(gòu)成，其中所述結(jié)合相含有Co和Ni中的至少一種，且所述硬質(zhì)相由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的至少一種金屬的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成。特別是，在上述硬質(zhì)相的平均粒徑在1.5μm以下，尤其是在0.3～1μm時，最大的特征在于，在對由上述金屬陶瓷切制的抗彎試驗片進(jìn)行抗彎強度測定后的斷面上，觀察到的50％以上、特別是80％以上的斷裂源由用由上述結(jié)合相構(gòu)成的薄膜(以下，簡稱結(jié)合相膜)覆蓋部分或全部壁面的空隙構(gòu)成。由此，能夠?qū)⑽⒘＝饘偬沾商匦云畹淖畲笤蚣创执罂障犊刂圃诓灰讛嗔训男誀?，能夠大大降低燒結(jié)體中內(nèi)在的斷裂源的影響，能夠抑制上述金屬陶瓷的特性偏差。
其結(jié)果，例如，對于以上述金屬陶瓷作為母材的多刃刀片10個，在由該刀片切制抗彎試驗片時的抗彎強度的威布爾系數(shù)為5以上、更優(yōu)選7以上、最優(yōu)選10以上，能夠減小特性偏差。
即，在上述斷裂源是壁面被結(jié)合相膜所覆蓋的空隙時，由于空隙難以被破壞，所以能夠降低抗彎強度的偏差，金屬陶瓷特性均勻。換句話講，在上述斷裂源是晶粒生長的異常晶?；虮诿嫖幢唤Y(jié)合相膜所覆蓋時，由于用小的負(fù)荷就能斷裂該異常晶?；蚩障?，所以，根據(jù)試樣，抗彎強度的偏差增大，即有金屬陶瓷的特性局部不均勻的傾向。
金屬陶瓷的抗彎試驗不一定必須按JIS標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，也可以用任意的方法及任意的形狀測定抗彎強度，但從能夠可靠地特定斷裂源這一點考慮，優(yōu)選采用與3點彎曲強度試驗類似的方法。作為測定多刃刀片的抗彎強度的方法的一例，與上述第1實施方式同樣，除了將包括多刃刀片的側(cè)面(后隙面)而切制的抗彎試驗片(試驗片的形狀是按刀刃的尺寸形成的四角棒狀形狀)作為試驗片的形狀外，可按JISR1601測定。
在測定刀片的抗彎強度后的斷面觀察到的作為斷裂源的粗大空隙，優(yōu)選直徑10μm以下、更優(yōu)選5μm以下、最優(yōu)選3μm以下。由此，能夠提高刀片的威布爾系數(shù)，進(jìn)一步降低刀片的切削性能偏差。
此外，在成為斷裂源的空隙壁面的結(jié)合相膜表面，優(yōu)選以0.5μm以下的間隔存在波紋。由此，具有抑制裂紋(crack)擴(kuò)展的效果。此外，在提高空隙和結(jié)合相膜的密接性、提高裂紋抑制效果的方面考慮，優(yōu)選在結(jié)合相膜中點狀存在針孔部，并在該針孔中硬質(zhì)相以突出狀態(tài)存在。
此外，從抑制裂紋的角度考慮，結(jié)合相膜的平均厚度優(yōu)選5μm以下、更優(yōu)選3μm以下。此外，結(jié)合相膜含有Co和Ni中的至少一種，但形成硬質(zhì)相的金屬元素，特別是從提高結(jié)合相膜本身強度這一點考慮，優(yōu)選按占總量1％～20質(zhì)量％的比例含有Ti、W、Mo、Cr。
制造多刃刀片的方法與上述的第1實施方式大致相同。即，按規(guī)定的比率，稱量TiCN粉末；由從含有Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的至少一種尤其是含有W、Mo、Ta、V、Zr及Nb中的至少一種的金屬碳化物粉末、氮化物粉末及碳氮化物粉末中選擇的至少一種構(gòu)成的硬質(zhì)相形成成分；含有Co及Ni粉末中的至少一種的結(jié)合相形成成分。TiCN粉末的平均粒徑、結(jié)合相形成成分的平均粒徑、以及硬質(zhì)相形成成分和結(jié)合相形成成分的比例等，與上述的第1實施方式大致相同就可以。
為了得到上述組織的金屬陶瓷，上述結(jié)合相形成成分中的碳含量優(yōu)選被控制在0.02％～0.40質(zhì)量％、更優(yōu)選被控制在0.15％～0.30質(zhì)量％。也就是說，結(jié)合相形成成分粉末中的碳含量如果低于0.02質(zhì)量％，則在燒結(jié)體中生成的空隙的壁面上不形成結(jié)合相膜，以低負(fù)荷就能破壞粗大空隙，相反，結(jié)合相形成成分粉末中的碳含量如果大于0.40質(zhì)量％，則在燒結(jié)體中生成粒徑200μm以上的空隙，在燒結(jié)體的抗彎強度方面產(chǎn)生偏差，刀片的切削性能有產(chǎn)生大的偏差的危險。
其它方面與第1實施方式相同。
第3實施方式本實施方式的多刃刀片(切削工具)由TiCN基金屬陶瓷構(gòu)成，特別適合粗加工，其中所述TiCN基金屬陶瓷由含有Co及Ni中的至少一種的結(jié)合相，及由以Ti為主的元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相構(gòu)成。
所謂本發(fā)明的粗加工領(lǐng)域，指的是以進(jìn)刀0.30mm/rev(旋轉(zhuǎn))以上、且切入量2.0mm以上、切削速度250m/min以上，進(jìn)行的濕式或干式狀態(tài)下的加工，特別是車削加工。
適合作為該粗加工的工具，重要的是TiCN基金屬陶瓷含有占總量15％～22質(zhì)量％的Co及Ni。也就是說，如果結(jié)合相的含量低于15質(zhì)量％，則不能得到所期望的強度及耐沖擊性，相反，如果結(jié)合相的含量超過22質(zhì)量％，則耐磨性能急劇下降，結(jié)果，無論在何種情況下，如果用作粗加工用，缺損及刀尖的塑性變形立即惡化，容易被磨損掉，不能夠得到優(yōu)良的切削性能。Co及Ni的含量優(yōu)選16％～20質(zhì)量％，更優(yōu)選17％～19.5質(zhì)量％。
此外，相對于金屬陶瓷中的上述元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，含有55％～80質(zhì)量％Ti。Ti含量如果低于55質(zhì)量％，則不能保證粗加工所需的強度，相反，如果大于80質(zhì)量％，則有粗加工時的耐沖擊性下降的危險。上述Ti含量特別優(yōu)選在65％～77質(zhì)量％。
該包含Ti的元素周期表4a、5a及6a族金屬，作為硬質(zhì)相形成復(fù)合金屬碳氮化物，特別是，硬質(zhì)相優(yōu)選形成以下這種2重有芯結(jié)構(gòu)或3重有芯結(jié)構(gòu)，即，所述2重有芯結(jié)構(gòu)由芯部和周邊部構(gòu)成，其中所述芯部由TiCN構(gòu)成，并且所述周邊部由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬特別是W、Mo、Ta及Nb中的一種以上金屬的復(fù)合碳化物、復(fù)合氮化物、復(fù)合碳氮化物中的至少一種構(gòu)成。如此，具有控制晶粒生長的效果，金屬陶瓷基體形成微細(xì)均勻的組織，同時與結(jié)合相的潤濕性優(yōu)良，能夠有助于金屬陶瓷的高強度化。
此外，切削工具的中心部的上述硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑，優(yōu)選0.5～1μm，更優(yōu)選0.6～0.9μm，最優(yōu)選0.7～0.9μm。即，如果該硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑小于0.5μm，容易產(chǎn)生硬質(zhì)相的凝集，形成不均勻的組織，金屬陶瓷的耐沖擊性或硬度下降，工具的耐缺損性及耐磨損性下降。相反，如果硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑超過1μm，則金屬陶瓷的強度下降，刀片的耐缺損性下降。
此外，在本發(fā)明的切削工具中，與第1實施方式同樣，在上述金屬陶瓷的最表面，優(yōu)選存在結(jié)合相濃度逐漸增加的結(jié)合相富集區(qū)域。通過存在這樣的結(jié)合相富集區(qū)域，能夠提高切削工具的刀刃的導(dǎo)熱性，結(jié)果，能夠增加刀刃的散熱性，能夠提高粗加工時的苛刻切削條件下的耐缺損性。此外，由此，具有相對于被切削材料的加工面的形狀，刀刃微小地變形，使被切削材料的加工面的面粗糙度平滑的效果。上述結(jié)合相富集1區(qū)域的厚度，為了提高上述導(dǎo)熱性，同時抑制工具刀刃的過度塑性變形，相對于切削工具的中心部分的結(jié)合相量，作為具有1.1倍以上的結(jié)合相量的區(qū)域，從最表面的厚度優(yōu)選0.01～5μm，更優(yōu)選1～3μm，最優(yōu)選1～2.5μm。
此外，從提高與硬質(zhì)覆蓋層的密接性及熱傳導(dǎo)率、抑制塑性變形方面考慮，金屬陶瓷基體的表面上的硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑r1優(yōu)選大于金屬陶瓷基體中心部的硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑r2，具體是r1＝0.5～2μm。
此外，如果采用本發(fā)明，與第1實施方式相同，在金屬陶瓷基體表面上，也可以覆蓋由(TixM1-x)(CyN1-Y)(其中，M、x及y與上述相同)表示的硬質(zhì)覆蓋層(Ti系覆蓋層)，優(yōu)選上述覆蓋層形成在金屬陶瓷母材的正上面。此外，從高硬度及高溫穩(wěn)定性等耐熱性方面考慮，M優(yōu)選是從Al、Si、Zr及Cr組中選擇的一種，最優(yōu)選是Al。
此外，作為硬質(zhì)覆蓋層，除上述Ti系覆蓋層外，例如，也可以形成由金剛石，立方晶氮化硼，氧化鋁，Zr、Hf、Cr、Si的碳化物、氮化物、碳氮化物等中的一種以上構(gòu)成的其他硬質(zhì)覆蓋層。
若要制造由本發(fā)明的TiCN基金屬陶瓷構(gòu)成的切削工具，首先，作為原料粉末，作為硬質(zhì)相形成成分，使用TiCN粉末和選自元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳化物、氮化物、碳氮化物一組中的至少一種粉末，并進(jìn)行稱量，使相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，Ti量優(yōu)選55％～80質(zhì)量％，更優(yōu)選65％～77質(zhì)量％。此外，調(diào)節(jié)硬質(zhì)相形成成分全體中的碳(C)和氮(N)的N/(C+N)的比率，使之達(dá)到0.4～0.6。
此外，此時所用的TiCN粉末的平均粒徑必須是0.4～1.0μm的微細(xì)粉末。如果此時的TiCN粉末的平均粒徑大于1.0μm，則金屬陶瓷中的硬質(zhì)相的上述平均結(jié)晶粒徑難于達(dá)到1μm以下。此外，如果小于0.4μm，則硬質(zhì)相的上述平均結(jié)晶粒徑難于達(dá)到0.5μm以上。
此外，從元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳化物、氮化物、碳氮化物一組中選擇的至少一種粉末的平均粒徑在0.5～2μm比較合適。
此外，作為結(jié)合相形成成分，按15％～22質(zhì)量％的比例添加平均粒徑0.3～4μm的含有Ni和Co的至少一種的粉末。
此外，通過球磨機等混合上述稱量的粉末后，通過沖壓成形、擠壓成形、注射成形等眾所周知的成形方法，成形成規(guī)定的切削工具形狀，之后進(jìn)行燒成。
在燒成時，形成有芯結(jié)構(gòu)的硬質(zhì)相，此外，為了抑制硬質(zhì)相的晶粒生長，優(yōu)選，在真空度0.01Torr以下，以10～15℃/分從室溫升溫到950℃附近，之后，以1～5℃/分升溫到1300℃附近，接著，以3～15℃/分再升溫到1500℃～1600℃，保溫時間在1小時以內(nèi)，通過放冷，以10～15℃/分冷卻到室溫，用如此條件進(jìn)行燒成。
此外，若要在金屬陶瓷表面形成結(jié)合相富集區(qū)域，優(yōu)選，在上述燒成條件下，從室溫到1250℃～1350℃，在0.1～0.3kPa的氮氣中進(jìn)行處理，只將從1250℃～1350℃到1500℃～1600℃的升溫過程設(shè)定在真空0.01Torr以下，在經(jīng)過1500℃～1600℃燒成后，在冷卻過程中，在真空0.01Torr以下，以10～15℃/分冷卻到室溫。
此外，可以將用上述方法制作的TiCN基金屬陶瓷作為母材，在其表面上用化學(xué)氣相生長法(CVD法)或濺射法、離子噴鍍、蒸鍍法等物理氣相生長法(PVD法)等，形成上述的覆蓋層。
第4實施方式本實施方式的多刃刀片(切削工具)由TiCN基金屬陶瓷構(gòu)成，該TiCN基金屬陶瓷由含有Co和Ni中的至少一種的結(jié)合相，及由以Ti為主的元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相構(gòu)成，特別適合精加工。
此處，所謂本發(fā)明的精加工領(lǐng)域，指的是以進(jìn)刀0.01～0.25mm/rev(旋轉(zhuǎn))、切入0.01～1.8mm、切削速度50～500m/min，進(jìn)行的濕式或干式狀態(tài)下的加工，特別是指車削加工。
在適合作為該精加工用工具的問題上，重要的是Co及Ni含量占總量4％～14質(zhì)量％。也就是說，如果結(jié)合相的含量低于4質(zhì)量％，則有強度及耐沖擊性下降的傾向，相反，如果結(jié)合相的含量超過14質(zhì)量％，則在精加工區(qū)域的切削中耐磨性能急劇下降。此外，無論在何種情況下，如果用作精加工用，則缺損或刀尖的塑性變形立即惡化，被磨損掉，不能夠得到優(yōu)良的切削性能。Co及Ni的含量，優(yōu)選5％～12質(zhì)量％，此外，為提高被切削材的精加工面光潔度，更優(yōu)選6％～10質(zhì)量％。
此外，相對于金屬陶瓷中的上述元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，重要的是含有55％～80質(zhì)量％Ti。所述Ti含量如果低于55質(zhì)量％，則不能保證精加工所需的強度，相反，如果大于80質(zhì)量％，則韌性下降，有加工熱問題的高速精加工時的耐沖擊性下降。從提高被切削材料的精加工面光潔度的角度考慮，上述Ti含量特別優(yōu)選在65％～77質(zhì)量％。
該包含Ti的元素周期表4a、5a及6a族金屬，作為硬質(zhì)相形成復(fù)合金屬碳氮化物，特別是，從具有晶粒生長控制效果、金屬陶瓷基體形成微細(xì)均勻的組織、同時與結(jié)合相的潤濕性優(yōu)異而有助于金屬陶瓷的高強度化的角度考慮，硬質(zhì)相優(yōu)選形成，由(1)由TiCN構(gòu)成的芯部；和(2)由Ti、與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬特別是W、Mo、Ta及Nb中的一種以上元素所形成的復(fù)合碳化物、復(fù)合氮化物、復(fù)合碳氮化物中的至少一種構(gòu)成的周邊部所構(gòu)成的2重有芯結(jié)構(gòu)或3重有芯結(jié)構(gòu)，即由(1)及(2)構(gòu)成的2重有芯結(jié)構(gòu)或3重有芯結(jié)構(gòu)。
重要的是，金屬陶瓷的中心部的上述硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑為0.5～1μm，優(yōu)選0.6～0.9μm，更優(yōu)選0.7～0.9μm。即，如果該硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑小于0.5μm，則容易產(chǎn)生硬質(zhì)相的凝集，形成不均勻的組織，金屬陶瓷的耐沖擊性或硬度下降，工具的耐缺損性及耐磨損性下降。相反，如果硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑超過1μm，則金屬陶瓷的強度下降，刀片的耐缺損性下降。
此外，優(yōu)選存在從上述金屬陶瓷燒結(jié)體內(nèi)部向表面金屬鎢元素濃度增加的表面層。由此，能夠提高表面的熱傳導(dǎo)率而能夠高效地釋放切削產(chǎn)生加工熱，同時能夠降低表面的熱膨脹率，抑制加工熱產(chǎn)生時的刀刃部的熱膨脹和冷卻引起的刀刃部的熱收縮等熱過程，能夠防止由于該熱過程而引起的裂紋的發(fā)生。特別是，此構(gòu)成對于易發(fā)生加工熱的高速精加工切削加工或難切削材料的加工，特別有效。
此外，從對加工熱的散熱性考慮，優(yōu)選從表面到30～60μm的深度存在上述表面層；另外，從抑制熱膨脹的角度考慮，優(yōu)選從表面到30～45μm的深度存在上述表面層。
此外，從提高與后述的硬質(zhì)覆蓋層的密接性及熱傳導(dǎo)率、抑制塑性變形方面考慮，金屬陶瓷基體的表面上的硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑r1優(yōu)選大于金屬陶瓷基體中心部的硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑r2，具體是優(yōu)選r1＝0.5～2μm。
此外，在金屬陶瓷基體表面上，也可以覆蓋由(TiM1-x)(CyN1-Y)(其中，M、x及y與上述相同)表示的硬質(zhì)覆蓋層(Ti系覆蓋層)，優(yōu)選上述覆蓋層形成在金屬陶瓷母材的正上方。
此外，作為硬質(zhì)層，除上述Ti系覆蓋層外，例如，也可以形成由金剛石，立方晶氮化硼，氧化鋁，Zr、Hf、Cr、Si的碳化物、氮化物、碳氮化物等中的一種以上構(gòu)成的其他硬質(zhì)覆蓋層。
由本實施方式的TiCN基金屬陶瓷構(gòu)成的切削工具，除按4％～14質(zhì)量％的比例添加含有Ni和Co中的至少一種的粉末外，能夠與第3實施方式同樣地制造。此外，也能與第3實施方式中的結(jié)合相富集區(qū)域同樣地形成上述表面層。
實施例I作為原料粉末，采用表1所示的平均粒徑(d)及氧含量的TiCN粉末、均為0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、ZrC粉末、VC粉末及表1所示平均粒徑(d)的Co和Ni的合金粉末(試樣No.6和16為Co粉末和Ni粉末的單獨粉末(平均粒徑d都為0.5μm))，將上述原料粉末配合成表1所示的配合組成。然后，用球磨機濕法混合該配合粉末。此時，通過改變粉碎時間，將該配合粉末粉碎、干燥到在采用顯微跟蹤方法的粒度分布中，混合粉末中粒徑1μm以上的粉末的比率達(dá)到表1所記載的比例。
接著，使用上述混合粉末，用98MPa成形壓力壓制成形，按表1中的燒成條件燒成該成形體，制作CNMG120408形狀的金屬陶瓷(試樣No.I-1～11)各10個。
此外，在按與上述相同的工序制作的各金屬陶瓷表面上，采用電弧放電型離子噴鍍法，形成2.4μm的TiAlN的硬質(zhì)覆蓋層，從而分別制作了對表面實施了鍍層的金屬陶瓷制多刃刀片各10個(試樣No.I-12)。
對得到刀片，按包括側(cè)面(后隙面)的抗彎試驗片(前傾面寬0.75mm×后隙面寬1mm×后隙面長10mm)的形狀，各切2個(2個×刀片10個＝20個)，除各自試驗片的形狀外，按JISR1601，以間隔7.5mm，將后隙面作為拉伸面，測定3點彎曲強度，同時，按JISR1625計算威布爾系數(shù)。此外，對抗彎強度測定后的試驗片的斷裂面進(jìn)行SEM觀察，在特定斷裂源的同時，求出成為斷裂源的晶粒的最大直徑。結(jié)果見表2。
此外，對在與上述相同的條件下制作的多刃刀片各10個，按以下切削條件A進(jìn)行切削評價。
切削條件A被切削材料S45C被切削材料4根帶槽圓棒切削速度100m/min進(jìn)給量及切削時間以0.1mm/rev切削10秒鐘后，將進(jìn)給量每次提高0.05mm/rev并在該進(jìn)給量下切削10秒鐘(直到最大進(jìn)給量為0.5mm/rev)切削深度2mm評價項目到缺損為止的總切削時間(平均值、偏差)
表1

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣表2

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣。
根據(jù)表1、2所示的結(jié)果可知，刀片的抗彎強度的威布爾系數(shù)在5以上的試樣No.I-1～12，均示出了到缺損的平均時間在71分鐘以上的優(yōu)良的切削特性，同時，切削性能的偏差以標(biāo)準(zhǔn)偏差計也都在6.1以下。而刀片的抗彎強度的威布爾系數(shù)小于5的試樣No.I-13～19，在切削試驗中，不同刀片間的性能偏差較大，以標(biāo)準(zhǔn)偏差計在13.5以上。
實施粒II作為原料粉末，采用表3所示的平均粒徑的TiCN粉末、均為0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、MoC粉末、ZrC粉末、VC粉末及表1所示的平均粒徑及碳含量的Co和Ni的合金粉末(試樣No.6和16為Co粉末和Ni粉末的單一粉末(平均粒徑都為0.5μm))，將上述原料粉配合成表1所示的配合組成，然后，用球磨機濕法混合該配合粉末，通過改變粉碎時間，將該配合粉末粉碎、干燥到在采用顯微跟蹤方法的粒度分布中，混合粉末中粒徑1μm以上的粉末的比率達(dá)到表3所記載的比例。
接著，使用上述混合粉末，用98MPa成形壓力壓制成形，以12℃/min將該成形體升溫到950℃，再以2℃/min從950℃升溫到1300以℃后，按表3的燒成條件燒成，分別制作CNMG120408形狀的金屬陶瓷各10個(試樣No.II-1～11、13～19)。
此外，在按與上述相同的工序制作的各金屬陶瓷表面上，采用電弧放電型離子噴鍍法，形成2.4μm的TiAlN的硬質(zhì)覆蓋層，從而分別制作對表面實施了鍍層的金屬陶瓷制多刃刀片各10個(試樣No.II-12)。
對得到刀片，按包括側(cè)面的抗彎試驗片(前傾面寬3.5mm×后隙面寬2.5mm×后隙面長10mm)的形狀，各切2根(2根×刀片10個＝20根)，除各自試驗片的形狀外，按JISR1601，測定3點彎曲強度，同時，按JISR1625計算威布爾系數(shù)。此外，對抗彎強度測定后的試驗片的斷裂面進(jìn)行SEM觀察，在特定斷裂源，觀察斷裂源的同時，求出其直徑。結(jié)果見表4。
此外，分別對在與上述相同的條件下制作的多刃刀片各10個，按與實施例I相同的切削條件進(jìn)行切削評價。
表3

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣表4

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣由表3、4所示的結(jié)果可知，在按本發(fā)明在斷裂源的壁面上形成有結(jié)合相膜的試樣No.II-1～12中，所有試樣的平均抗彎強度都高，偏差小，刀片顯示出優(yōu)良的切削特性，同時，切削性能的偏差也小。此外，關(guān)于試樣No.1～12的所有試樣，對于其中一例試樣No.II-4，觀察斷裂源的照片如圖1所示，結(jié)合相膜的厚度大約為0.2μm，在表面以0.1μm的間隔形成了波紋，并且，在結(jié)合相膜中點狀存在硬質(zhì)相突出的針孔。此外，圖1的結(jié)合相膜的基于能量分散光譜分析(EDX)進(jìn)行的構(gòu)成成分的特定結(jié)果如圖2所示，結(jié)合相膜中的構(gòu)成成分中Co最多，其他有Ni、Ti、W。
相對于此，在試樣No.II-13～19中，抗彎強度的偏差大，即使在切削試驗中不同刀片間的性能偏差也大。
實施例III作為原料粉末，采用表5所示的平均粒徑的TiCN粉末、平均粒徑均為0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、ZrC粉末、VC粉末及平均粒徑2μm的Co粉末、Ni粉末或Co和Ni的合金粉末，將上述這些原料粉配合成表5所示的配合組成，然后，用球磨機濕法混合粉碎該配合粉末。采用顯微跟蹤方法測定上述平均粒徑。
接著，使用上述混合粉末，用98MPa成形壓力壓制成形為刀片形狀及抗彎試驗片形狀，將各成形體在0.01Torr以下的真空中，以12℃/min升溫到950℃，再以2℃/min從950℃升溫到1300℃，接著以5℃/min升溫到表5的燒成溫度，保溫1小時后，在真空中，以12℃/min降溫到室溫，從而制作了CNMG120408形狀的金屬陶瓷。此外，關(guān)于試樣No.III-8、9，在升溫過程中，除到1300℃溫度為止，在0.2KPa的氮氣中外，與上述同樣進(jìn)行燒成。
對于制作的金屬陶瓷，按照J(rèn)IS R1601，測定3點彎曲強度，同時，按JISR1607，測定韌性(IF法)。結(jié)果見表6。
用電子顯微鏡觀察所得到的刀片中心部的截面，并對于2個7×7μm的觀察區(qū)，用遮斷法(intercept)測定硬質(zhì)相的結(jié)晶粒徑，測定了其平均結(jié)晶粒徑。
此外，對于刀片表面附近的結(jié)合相的Ni和Co的濃度分布，用EPMA法測定濃度變化，以Ni和Co的濃度變化的合計，觀察Ni+Co的濃度變化，測定3處的從表面到相對于中心部的濃度具有1.1倍以上濃度的區(qū)域的厚度，并求出其平均值。
此外，對所得到的多刃刀片各10個，在以下粗切削條件A下進(jìn)行切削，缺損時的進(jìn)給量見表1。
切削條件A被切削材料SCM435被切削材料4根帶槽圓棒切削速度250m/min進(jìn)給量及切削時間以0.1mm/rev切削10秒鐘后，將進(jìn)給量每次提高0.05mm/rev并在該進(jìn)給量下切削10秒鐘(直到最大進(jìn)給量為0.5mm/rev)切削深度2mm
表5

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣表6

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣。
從表6的結(jié)果可以看出，試樣No.III-1～3、5～11都具有高強度、高硬度，同時，在粗加工切削中也顯示出與試樣No.16的超硬合金相同的優(yōu)良切削特性。
相對于此，在Ni+Co含量小于15質(zhì)量％的試樣No.III-13中，抗彎強度低，在粗加工條件下，早期發(fā)生了缺損。此外，在Ni+Co含量超過22質(zhì)量％的試樣No.III-15中，金屬富集層增厚，耐氧化性及耐塑性變形性下降，刀尖磨損。
此外，在相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬的總量，Ti含量小于55質(zhì)量％的試樣No.III-12中，刀片的刀尖早期發(fā)生了缺損，而在相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬的總量，Ti含量超過80質(zhì)量％的試樣No.III-12中，磨損加深，早期就不能切削。此外，在復(fù)合金屬碳氮化物的平均粒徑超過1μm的試樣No.III-4、14中，在粗加工切削中早期發(fā)生缺損。
實施粒IV作為原料粉末，采用表7所示的平均粒徑的TiCN粉末、平均粒徑均在0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、ZrC粉末、VC粉末及平均粒徑2μm的Co粉末、Ni粉末或Co和Ni的合金粉末，將上述原料粉配合成表7所示的配合組成，然后，用球磨機濕法混合粉碎該配合粉末。另外，采用顯微跟蹤方法測定上述平均粒徑。
接著，使用上述混合粉末，用98MPa成形壓力壓制成形為刀片形狀及抗彎試驗片形狀，將各成形體在0.01Torr以下的真空中，以12℃/min升溫到950℃，再以2℃/min從950℃升溫到1300℃，接著以5℃/min升溫到表1的燒成溫度，保溫1小時后，在真空中，以12℃/min降溫到室溫，從而制作了TNGA160408R-S形狀的金屬陶瓷。此外，對于試樣No.IV-8、9，在升溫過程中，除到1300℃溫度為止設(shè)定在0.2KPa的氮氣中外，與上述同樣地進(jìn)行燒成。
對于制作的金屬陶瓷，按照J(rèn)ISR1607，進(jìn)行韌性(IF法)的測定。結(jié)果見表8。
用電子顯微鏡觀察所得到的刀片中心部的截面，并對于2個7×7μm的觀察區(qū)，用遮斷法(intercept)測定硬質(zhì)相的結(jié)晶粒徑，測定了其平均結(jié)晶粒徑。
此外，對于刀片表面附近的鎢金屬元素的濃度分布，用EPMA法測定濃度變化，觀察鎢金屬元素的濃度變化，測定從燒結(jié)體內(nèi)部(從表面到1000μm的深度)位置向表面的鎢金屬元素的濃度分布，測定相對于內(nèi)部具有1.1倍以上鎢金屬元素濃度的表面層的深度。此外，在測定時，測定3個在相同的條件下制作的試樣，求出其平均值。
此外，對所得到的多刃刀片各10個，在以下精加工切削條件下進(jìn)行切削，測定了磨損幅度和被切削材料的面粗糙度。
切削條件被切削材料無鉛易切削鋼 圓棒切削速度210m/min進(jìn)給量0.13mm/rev切削深度0.5mm切削時間20min
表7

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣表8

*表示本發(fā)明范圍以外的試樣。
從表8的結(jié)果可以看出，試樣No.IV-1～7都具有高強度，同時，加工后的被切削材料的面粗糙度非常小，穩(wěn)定。
對此，在Ni+Co含量大于4質(zhì)量％的試樣No.IV-8中，抗彎強度低，在精加工條件下也早期發(fā)生了缺損。此外，在Ni+Co含量超過14質(zhì)量％的試樣No.IV-9中，表面層增厚，耐氧化性及耐塑性變形性下降，刀尖磨損。
此外，在相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬的總量，Ti含量小于55質(zhì)量％的試樣No.IV-10中，刀片的刀尖早期發(fā)生了缺損；而在相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬的總量，Ti含量超過80質(zhì)量％的試樣No.IV-11中，磨損加深，早期不能切削。
權(quán)利要求
1.一種多刃刀片，是由結(jié)合相1％～30質(zhì)量％及硬質(zhì)相70％～99質(zhì)量％構(gòu)成的略平板形狀多刃刀片，所述結(jié)合相含有Co及Ni中的至少一種，且所述硬質(zhì)相由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的一種以上金屬的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成，其中(a)所述硬質(zhì)相的平均粒徑在1.5μm以下，且(b)對于所述多刃刀片10個，包括該刀片的側(cè)面而切出的抗彎試驗片的抗彎強度的威布爾系數(shù)在5以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的多刃刀片，其中在所述多刃刀片的抗彎強度測定的斷裂面上觀察到的成為斷裂源的結(jié)晶粒子的最大直徑在10μm以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的多刃刀片，其中用所述試驗片測定抗彎強度后的斷裂面上觀察到的50％以上的斷裂源，是由部分或全部的壁面被由所述結(jié)合相構(gòu)成的薄膜所覆蓋的空隙構(gòu)成。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的多刃刀片，其中所述斷裂源的空隙的最大直徑在20μm以下。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的多刃刀片，其中在所述部分或全部的壁面被由所述結(jié)合相構(gòu)成的薄膜所覆蓋的空隙的薄膜表面上存在波紋。
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的多刃刀片，其中所述結(jié)合相中Co的含有量最多。
7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的多刃刀片，其中所述多刃刀片中的硬質(zhì)相的平均粒徑為0.3～1μm。
8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的多刃刀片，其中將所述多刃刀片的表面用以(Tix、M1-x)(CyN1-y)(其中，M為Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬、Al、Si中的一種以上，0.4≤x≤1、0≤y≤1)表示的硬質(zhì)覆蓋層覆蓋。
9.一種多刃刀片，由含有Co及Ni中的至少一種的結(jié)合相及由元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相構(gòu)成，其中(a)以15％～22質(zhì)量％的比例含有所述結(jié)合相；(b)所述硬質(zhì)相中，相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，以55％～80質(zhì)量％的比例含有Ti；(c)多刃刀片中心部中所述硬質(zhì)相的平均粒徑為0.5～1.0μm；并且，(c)用作粗加工切削用。
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的多刃刀片，其中在所述多刃刀片的最表面存在結(jié)合相濃度高的結(jié)合相富集區(qū)域。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的多刃刀片，其中所述結(jié)合相富集區(qū)域的結(jié)合相濃度向表面逐漸增加。
12.根據(jù)權(quán)利要求10所述的多刃刀片，其中所述結(jié)合相富集區(qū)域以0.01～5μm的厚度存在。
13.根據(jù)權(quán)利要求9所述的多刃刀片，其中在所述多刃刀片的表面，覆蓋有以(TixM1-x)(CyN1-y)(其中，M為Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬、Al、Si中的一種以上，0.4≤x≤1、0≤y≤1)表示的硬質(zhì)覆蓋層。
14.一種多刃刀片，由含有Co及Ni中的至少一種的結(jié)合相和由元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成的硬質(zhì)相構(gòu)成，其中(a)以4％～14質(zhì)量％的比例含有所述結(jié)合相；(b)所述硬質(zhì)相中，相對于元素周期表4a、5a及6a族金屬總量，以55％～80質(zhì)量％的比例含有Ti；(c)多刃刀片中心部的所述硬質(zhì)相的平均結(jié)晶粒徑為0.5～1.0μm；(d)用作精加工切削用。
15.根據(jù)權(quán)利要求14所述的多刃刀片，其中存在從所述多刃刀片內(nèi)部向表面，金屬鎢元素濃度增加的表面層。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的多刃刀片，其中所述表面層以30～60μm的厚度存在。
17.一種金屬陶瓷，由結(jié)合相1％～30質(zhì)量％和硬質(zhì)相70％～99質(zhì)量％構(gòu)成，所述結(jié)合相含有Co及Ni中的至少一種，且所述硬質(zhì)相由元素周期表4a、5a及6a族金屬的碳氮化物構(gòu)成，其中(a)所述硬質(zhì)相的平均粒徑在1.5μm以下；并且，(b)用從所述金屬陶瓷切出的試驗片測定抗彎強度后的斷裂面中觀察到的50％以上的斷裂源，是由部分或全部的壁面被由所述結(jié)合相構(gòu)成的薄膜所覆蓋的空隙構(gòu)成。
18.根據(jù)權(quán)利要求17所述的金屬陶瓷，其中所述斷裂源的空隙的最大直徑在200μm以下。
19.一種切削工具，由結(jié)合相和硬質(zhì)相構(gòu)成，所述結(jié)合相含有Co及Ni中的至少一種，且所述硬質(zhì)相由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的至少一種金屬的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成，其中所述切削工具的抗彎強度的威布爾系數(shù)在5以上。
20.根據(jù)權(quán)利要求19所述的切削工具，其中威布爾系數(shù)是，除了將包括切削工具的表面而切制的抗彎試驗片(試驗片的形狀按切削工具的尺寸形成四方棒狀形狀)作為試驗片的形狀外，按JISR1601測定10個以上，并按JISR1625計算而得。
21.根據(jù)權(quán)利要求19所述的切削工具，其中在不能將試驗片的形狀加工成JISR1601規(guī)定的尺寸時，對于截面(縱、橫)和抗彎試驗時的間距，按縱∶橫∶間距的比為3∶4∶30的關(guān)系，切制試驗片，將表面配置在拉伸面(應(yīng)力附加面的相反側(cè))上，進(jìn)行測定。
22.根據(jù)權(quán)利要求19所述的切削工具，其中所述硬質(zhì)相由多個粒子構(gòu)成，多個粒子的平均粒徑在1.5μm以下。
23.根據(jù)權(quán)利要求19所述的切削工具，其中所述結(jié)合相為1％～30質(zhì)量％，所述硬質(zhì)相為70％～99質(zhì)量％。
24.根據(jù)權(quán)利要求19所述的切削工具，其中所述結(jié)合相中Co含有量最多。
25.根據(jù)權(quán)利要求19所述的切削工具，其中在所述切削工具的最表面，存在結(jié)合相濃度高的結(jié)合相富集區(qū)域。
26.根據(jù)權(quán)利要求25所述的切削工具，其中所述結(jié)合相富集區(qū)域的結(jié)合相濃度向表面逐漸增加。
全文摘要
一種由金屬陶瓷構(gòu)成的略平板形狀的多刃刀片，其金屬陶瓷由結(jié)合相1～30質(zhì)量％及硬質(zhì)相70～99質(zhì)量％構(gòu)成，所述結(jié)合相含有Co及Ni中的至少一種，所述硬質(zhì)相由Ti與Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金屬中的一種以上金屬的復(fù)合金屬碳氮化物構(gòu)成，其中所述硬質(zhì)相的平均粒徑在1.5μm以下，同時對于10個所述多刃刀片，包括該刀片的側(cè)面而切制的抗彎試驗片的抗彎強度的威布爾系數(shù)在5以上。根據(jù)本發(fā)明，能夠具有微細(xì)的硬質(zhì)相組織，具有高的切削性能，同時能夠降低刀片間的特性偏差。
文檔編號C23C30/00GK1509832SQ20031012471
公開日2004年7月7日 申請日期2003年12月24日 優(yōu)先權(quán)日2002年12月24日
發(fā)明者德永隆司 申請人:京瓷株式會社