專利名稱：：碳氮化鈦基金屬陶瓷和鍍覆的金屬陶瓷制造的切削刀片的制作方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及金屬陶瓷制造的切削刀片(金屬陶瓷切削刀片)，尤其是涉及呈現(xiàn)優(yōu)越抗斷裂性的碳氮化鈦基金屬陶瓷制造的切削刀片。在金屬陶瓷切削刀片被開發(fā)后的早期，TiC-Mo-Ni合金被用作金屬陶瓷。雖然這類合金是高耐磨的，但在韌性方面它們遠劣于燒結的碳化物。這就限制了該金屬陶瓷切削刀片應用于鋼的高速切削加工。此后，發(fā)現(xiàn)添加氮化物化合物，如TiN對改善金屬陶瓷的韌性是十分有效的。因此，用這類金屬陶瓷制造的切削刀片，除用于鋼的車削，利用金屬陶瓷中的固有優(yōu)點，即高耐磨性和給產(chǎn)品提供高質量表面加工的能力，一直被主要用于間歇切削。同時，在燒結的碳化物制造的切削刀片方面，開發(fā)了鍍覆碳化物刀片。該鍍覆碳化物包括燒結的碳化物基體材料及設置在基體材料表面上的硬質化合物，如TiC、Ti(C.N)、Al2O3等的鍍層。這類鍍覆碳化物呈現(xiàn)出改善的耐磨性，又不損失作為燒結碳化物的原有特點的韌性。在這種情況下，一直要求金屬陶瓷進一步改進韌性，又不損失其高的耐磨性。一般說來，金屬陶瓷具有有芯/外層(或芯/邊緣)結構的硬質相，其中Ti(C、N)等晶粒被碳氮化物固溶體，如(Ti、Mo)(C、N)包圍。由于注意到金屬陶瓷中的這種固有特性，所以進行了許多研究以改善金屬陶瓷的韌性。比如，US、4,778,521專利說明書公開了一種包括三層的芯/外層結構，即Ti(C、N)的芯、包圍此芯的富WC的中間層及包圍此中間層的(Ti、W)(C、N)外層。還有，EP公開No.0,406,201B1公開了一種對于其硬質相有2種和多種類型芯/外層結構的金屬陶瓷。另外，EP公開No.0,578,031A2公開了一種包含常規(guī)的芯/外層結構的基體和分散于此基體中的富Ti硬質相的金屬陶瓷。雖然已完成了一些改進，但由于金屬陶瓷仍基于常規(guī)金屬陶瓷的結構，即包括硬的Ti的化合物晶?；蚋籘i化合物的晶粒的芯和圍繞這些晶粒的碳氮化物固溶體的外層，所以在韌性方面它們仍不盡人意。進一步提高這種金屬陶瓷的韌性的企圖則需要增加粘結金屬。如Co和Ni的含量。但這引起了某些問題，如降低耐磨性和降低抗塑性變形性。進而，利用金屬陶瓷中硬質相的主要成分Ti易與N反應的特性來生產(chǎn)高耐磨的金屬陶瓷。尤其是可通過控制燒結氣氛中N的分壓可在金屬陶瓷的表面上形成硬質層硬化區(qū)。實際上，日本的未審專利公開No.平2-15139公開了一種金屬陶瓷，其中，該金屬陶瓷的表面部位的耐磨性因采用了類似的上述技術而提高。雖然這種金屬陶瓷是高耐磨的，但由于此金屬陶瓷的組織還包括了上述的芯/外層結構，所以它仍有待改進。本發(fā)明解決上述問題已經(jīng)完成，而且本發(fā)明的目的如下在碳氮化鈦基金屬陶瓷制造的切削刀片中包含3-20％(重量)的粘結金屬相，其主要成分是Co和/或Ni，3-30％(重量)單結構硬質相，它包括至少一種選自由屬于周期表的4a、5a和6a族的金屬元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物組成的物組中的組分及包括至少兩種這些化合物的固溶體，而且余量是包含芯部和完全包圍此芯部的外層部分的雙結構硬質相，其中，除外層部分必須含至少是M的碳氮化物化合物外，所述的芯部和外層部分包含作為取代物Ti(C、N)和/或Ti和至少一種選自屬于周期表4a、5a和6a族中的，除Ti之外的金屬元素M的碳氮化物化合物，并且其中外層部分分別具有比芯部低的Ti含量和高的M含量，以及不可避免的雜質，改進包括所述的雙結構硬質相部分地和完全地被含芯部和外層部分的不連續(xù)雙結構硬質相取代，其中，該外層部分不連續(xù)地分布在芯部周圍，以使芯部被部分地暴露到粘結金屬相，而所述的不連續(xù)的雙結構硬質相，按電鏡組織分析，占據(jù)了該金屬陶瓷總面積的30％(面積)或更多，由此該切削刀片呈現(xiàn)出優(yōu)越的抗斷裂性。還有，本發(fā)明的另一目的是用一種基于上述金屬陶瓷的經(jīng)鍍覆的金屬陶瓷制造的切削刀片，其中該金屬陶瓷用至少一種選自TiC、TiN、Ti(C、N)，鈦的碳酸鹽-氮化物、(Ti、Al)N和Al2O3的化合物以0.5-20μm的厚度鍍覆。在上述本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片或鍍覆的金屬陶瓷的切削刀片中，在其表面部分可存有硬化區(qū)，其中，在從該刀片的頂部表面到該頂部表面以下50μm的范圍內有高于內部維氏硬度的維氏硬度峰值。另外，在上述本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片或鍍覆的金屬陶瓷切削刀片中，硬質相的平均晶粒尺寸較好分別為0.1-1.5μm，而更好分別為0.5-1.2μm。還有，在上述本發(fā)明的鍍覆的金屬陶瓷刀片中，鍍層可包括厚0.5-5μm，并以PVD法提供的(Ti、Al)N鍍層，或厚0.5-5μm，并以MT-CVD法提供的TiCN鍍層，以使TiCN晶粒在垂直于該金屬陶瓷表面方向以縱向晶粒生長。圖1和3是顯示符合權利要求的本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片內部組織的示意圖，是用電子顯微鏡觀察的。圖2和4是類似的，但不符合權利要求的本發(fā)明金屬陶瓷切削刀片的內部組織示意圖。由于注意到的以前的發(fā)明中所采用的芯/外層結構，所以本發(fā)明人研究改進了用于切削刀片的金屬陶瓷的韌性。一般說來，為改善耐磨性，金屬陶瓷含有Ti的化合物。該Ti的化合物主要作為硬質相芯存在于金屬陶瓷中，即，作為Ti(C、N)或富Ti的碳氮化物固溶體晶粒的芯存在，而且每個芯都被外層，即含Ti含量比前一種晶粒低的其它的碳氮化物固溶體晶粒包圍。雖然芯部晶粒和外層晶粒的晶體結構都是NaCl型的結構，但是由于成分構成的不同，所以這些晶粒的熱膨脹系數(shù)不同。因此，在芯和外層之間就有這種區(qū)別引起的熱應力。由于這種熱應力的模式根據(jù)芯和邊緣的成分含量變化，所以它不能一成不變地被確定，芯和外層的熱應力模式是受拉應力或該應力的大小影響的。然而，含有大量Ti的芯似乎比含相對大量的W和Mo的邊緣更多地受拉應力的影響。具有NaCl型晶體結構的晶粒，如上述的芯和外層，在具有WC型晶體結構的晶?；瑒幼冃螘r不呈顯滑動變形。因此由前一種晶粒構成的相是脆的，而且易被拉應力拉斷。因此，認為降低芯/外層結構中的熱應力象改進金屬陶瓷的韌性一樣重要。在日本未審專利公開No.6-248385中公開了一種含單結構，即非芯/外層結構的Ti(C、N)晶粒相的金屬陶瓷。然而在這種金屬陶瓷中，這類相的含量低到1-5％(體積)，而大部分構成此金屬陶瓷的相是原來的芯/外層結構型的相。因此在這種金屬陶瓷中熱應力未被充分地降低。進而，即使提高Ti(C、N)的單相的結構含量，含這種晶粒的部分的硬度也將是低的，而且由于Ti(C、N)晶粒和金屬粘結相之間的粘結強度小，所以耐磨性也將下降。在這種情況下，本發(fā)明人獲得了如下想法可通過使芯/外層結構不完整，即通過使Ti(C、N)的，或富Ti的復合金屬碳氮化物化合物的硬的晶粒(這些晶粒相當于原來芯/外層結構的芯)處于與Ti含量相應低的晶粒(這些晶粒相當于原來芯/外層結構的外層)相互接觸的狀態(tài)，或通過使Ti(C，N)的，或富Ti的復合金屬碳氮化物化合物處于被Ti含量相當?shù)偷木Я２煌耆鼑臓顟B(tài)而降低原來芯/外層結構中固有的熱應力，其中前種晶粒的一部分被暴露。換言之，本發(fā)明人為金屬陶瓷設想了一種結構，其中一部分芯暴露于粘結金屬相，而外層則在芯周圍不連續(xù)地分布。按以下步驟可實際完成這種結構。首先，將直接由氧化鈦化合物生產(chǎn)的Ti(C，N)粉末選作原料。然后，在燒結原料的混合粉末的過程中，在芯/外層結構充分發(fā)展之前停止燒結。對這樣獲得的金屬陶瓷進行切削試驗，從而揭示了具有經(jīng)上述前期處理的這種結構的金屬陶瓷有高的耐磨性和高的韌性。根據(jù)以上發(fā)現(xiàn)完成了本發(fā)明。一般，本發(fā)明的金屬陶瓷包括粘結金屬相、單結構硬質相、每個相都包括芯部和完全圍繞此芯部分的外層部分的雙結構硬質相和每個相都包括芯部和不連續(xù)地分布在芯部周圍的外層部分的雙結構硬質相。作為金屬陶瓷中的粘結金屬相的主要成份，一般用Co和/或Ni。這些元素含量小于3％(重量)，金屬陶瓷由于保持金屬陶瓷的韌性的粘結金屬相的量太小是脆性的。另一方面，超過20％(重量)的含量，金屬陶瓷硬度低而不能應用于切削刀片。因此，在本發(fā)明的金屬陶瓷中將Co和/或Ni的含量定為3-20％(重量)。還有，構成本發(fā)明金屬陶瓷中的單結構硬度相的金屬碳氮化物化合物的含量規(guī)定為3-30％(重量)。低于3％(重量)的含量，耐磨性不能達到期望的改進效果。另一方面，超過30％(重量)的含量，金屬陶瓷的抗斷裂性將變差。在本發(fā)明金屬陶瓷的雙結構硬質相中，其中外層部位不連續(xù)地分布在芯部位周圍的雙結構硬質相規(guī)定為占該金屬陶瓷的總表面30％(面積)或更多。低于30％(面積)的比率，達不到充分降低芯/外層結構中的固有熱應力的效果。當將這種金屬陶瓷用于切削刀片時，該組合物中的相將在切削過程中破裂。換言之，該金屬陶瓷的抗斷裂性由于這種比率而不能明顯改善。如上所述，通過控制燒結氣氛，則可生產(chǎn)比金屬陶瓷，以使靠近組合物表面的部位有少量的金屬粘結相，而同時有大量的硬質相。根據(jù)于此，可在切削刀片的表面部位設有硬化區(qū)，并可改善該刀片的耐磨性。在這一點上，通過用本發(fā)明的金屬陶瓷作基體，將這種硬化區(qū)設在該刀片的頂部表面部位，使切削刀片可具備很高的韌性以及高的耐磨性。這類金屬陶瓷切削刀片實際上已被生產(chǎn)，并用顯微維氏硬度代檢測每個切削刀片的橫斷面硬度。結果，在每個切削刀片的橫斷面觀察硬度梯度。該硬度梯度在表面下0.5-1mm處開始，并向著表面基本上連續(xù)上升。在每個切削刀片中，高于切削刀片內部硬度值的峰值是在從頂表面到頂表面下50μm的范圍內測到的，而不是在更深的部位測到的。根據(jù)于此，在本發(fā)明金屬陶瓷切削刀片中，可將維氏硬度峰規(guī)定存在于一個從頂表面到其下50μm的范圍中位置。關于該峰硬度值與內部硬度值之比，小于1.3的比率則達不到所需的耐磨性，而此比率超過1.8，切削刀片的表面就變得太硬而傾向于容易斷裂。因此，在本發(fā)明切削刀片中峰值硬度值與內部硬度值之比最好應在1.3-1.8。根據(jù)制造條件，切削刀片的頂表面還可設有軟化區(qū)，該區(qū)含有單獨的粘結相或含有金屬粘結相和僅有單結構的硬質相，而且其硬度值比內部硬度值低。這類軟化區(qū)可與在本發(fā)明的金屬陶瓷刀片頂表面的上述硬化區(qū)共存。金屬陶瓷常被用作切削刀片的基體，該切削刀片通過CVD法或PVD法用碳化鈦、氮化鈦、碳氮化鈦和鈦的碳酸鹽-氮化物(下文中將這些化合物統(tǒng)稱為Ti的化合物)、(Ti、Al)N、氧化鋁和/或類似物鍍覆該基體而制成。在這里，起因于鍍層的效果通過使用本發(fā)明的，具有高韌性和優(yōu)越耐磨性的金屬陶瓷作基體而進一步加強。設在金屬陶瓷基體材料的表面上的鍍層厚度最好為0.5-2.0μm。按PVD法，沉積速度相當慢，當此鍍層太厚時，由于鍍層中的壓縮殘余應力使所得的鍍層易引起剝落。因此，以PVD法形成的鍍層厚度應為0.5-15μ，而更好為1-10μm。由于以PVD法形成的(Ti、Al)N鍍層是高導熱的，所以特別是在使用本發(fā)明的有高韌性和優(yōu)越耐磨性的金屬陶瓷作基體，并在此基體表面上設有(Ti、Al)N鍍層的產(chǎn)品中，獲得顯著改進的耐熱沖擊性。在用Ti化合物或氧化鋁由CVD法鍍覆金屬陶瓷基體中，當在高溫下(即用HT-CVD法)用具有與金屬陶瓷中的粘結金屬相中的成分高潤濕性的TiC或Ti(C、N)鍍覆此基體時，該金屬粘結相中的這些成份，尤其是Ni將擴散到此鍍層中，以使降低鍍覆產(chǎn)物的耐磨性。為此，當采用CVD法時，最好在低溫下涂覆金屬陶瓷的基體，即，用可在1000℃或更低的溫度下用Ti(C、N)鍍覆此基體的MT-CVD法進行涂覆。這就抑制了金屬粘結相的成分向鍍層的擴散?？晒┻x擇的是，可采用以下的鍍覆工藝首先，用HT-CVD法形成具有與金屬粘結中的成分低的潤濕性的TiN鍍層；在這樣形成的鍍層上，用MT-CVD法形成Ti(C、N)鍍層；然后再于其上形成氧化鋁或其類似物的鍍層。用MT-CVD法形成的Ti(C、N)鍍層可以是一厚層，它是通過以柱狀晶沿垂直于基體表面的方向生長而形成的，它不降低用其生產(chǎn)的切削刀片的切削邊緣的強度。這就明顯地改善了產(chǎn)品的耐磨性。起因于這種鍍層的效果特別是通過使用具有高韌性和優(yōu)越耐磨性的本發(fā)明的金屬陶瓷作基體而被加強。另外，可通過聯(lián)合使用PVD法將很少可用于CVD法的化合物，如(Ti、Al)N作為鍍層引到金屬陶瓷。尤其是，首先用CVD法形成帶有鍍層材料的芯，然后用PVD法在首先形成的鍍層上形成(Ti、Al)N或類似物的鍍層。在本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片和鍍覆的金屬陶瓷切削刀片中，作為基體的金屬陶瓷是主要含Ti的Ti(C、N)為基的金屬陶瓷，而在此組合物中全部硬質相都有NaCl型的晶體結構。一般說來，主要由Ti構成的硬質相是硬而脆的，而且當硬質相的晶粒尺寸超過1.5μm時易因應力集中而破裂。另一方面，當此晶粒尺寸小于0.1μm時，硬質相的耐磨性變低，并由于磨損破裂易變大，此外，塑性變形易發(fā)生，出于這些原因，本發(fā)明硬質相的晶粒尺寸應為0.1-1.5μm，而更好為0.5-1.2μm。關于除Ti之外的，屬于周期表4a、5a或6a族的金屬元素M，當M的含量超過50％(重量)時，Ti的相對含量低，因此，由于Ti是提高金屬陶瓷硬度的有效成分，所以生產(chǎn)的金屬陶瓷的耐磨性下降。為此，M的含量應為50％(重量)或更少。在Ti(C、N)基金屬陶瓷中的N含量提高以固溶存在于金屬粘結相中的M的量，以使固溶強化粘結相。此外，N改善硬質相的韌性并在燒結過程中抑制硬質相中的晶粒的顆粒生長。按以摩爾表達的公式N/(C+N)計算出的N含量最好應為0.1-0.6。當以上式表達的含量低于0.1時，達不到上述的希望效果。另一方面，當以上式表達的含量超過0.6時，燒結程度將下降，而且在金屬陶瓷中常有孔隙。實施例1本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片，EX1-EX10和用于對比的金屬陶瓷切削刀片CE1-CE10被分別制備如下。制備作為原料的下列粉末。每種粉末的預定平均顆粒尺寸在0.5-2μm的范圍內。Ti(C、N)粉末(C/N＝50/50(重量))、TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、MO2C粉末、VC粉末、ZrC粉末、Cr3C2粉末，(Ti、W、Mo)(C、N)粉末(Ti/W/Mo＝70/20/10，C/N＝70/30)、(Ti、Ta、V)(C、N)粉末(Ti/Ta/V＝70/20/10，C/N＝60/40)、(Ti、Nb、Mo)(C、N)粉末(Ti/Nb/Mo＝80/10/10，C/N＝50/50)。Co粉末、Ni粉末及石墨粉末C。將這些粉末混合，以使分別具有表1所示的組成，并將每種混合物濕混24小時再干燥。將所得組成物以1t/cm2的壓力壓制成形而得到未燒結壓塊A-J。表1</tables>用以下的燒結條件將上述制成的未燒結壓塊A-J燒結首先在0.05乇的真空氣氛中以2℃/分的速度將燒結溫度從室溫升到1300℃；然后將氣氛換成10乇或更低的氮氣氛，并以相同的升溫速度將燒結溫度升至范圍為1380-1460℃的預定溫度；在燒結溫度達到預定溫度后，將氣氛換成范圍為0.5-30乇的預定壓力的真空氣氛，并將此狀態(tài)保持60分鐘；再以同樣的氣氛進行爐冷。按上述燒結工藝，制成10個本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片、EX1-EX10。每個金屬陶瓷切削刀片都是具有ISO標準CNMG120408的切削刀片。為了對比，制備另一組未燒結壓塊A-J，并用以上述相同的過程燒結，但將燒結溫度升到范圍為1530-1560℃的更高的預定溫度，以得到10個用于對比的金屬陶瓷切削刀片，CE1-CE10。接著順次從刀片的頂表面到其內部，檢查每個金屬陶瓷切削刀片橫截面的維氏硬度，以確定存在維氏硬度峰值的深度。進而用電子顯微鏡觀察該部位橫截面中的內部部位，并用圖象分析系統(tǒng)分析該組織中硬度相的構成和百分比。另外，也用圖象分析測量硬質相的平均晶粒尺寸。圖1和2分別顯示用電子顯微鏡觀察的金屬陶瓷切削刀片EX7和CE7的內部組織的示意圖。在這些示意圖中，數(shù)字所標的意義如下。1表示金屬粘結相，它主要含Co和/或Ni。2表示具有雙結構的硬質相。詳言之，2a表示含碳氮化物化合物和/或碳氮化鈦的芯部、該碳氮化物化合物包含Ti和至少一種選自屬于周期表4a、5a和6a族的除Ti以外的金屬元素的元素M。另一方面，2b表示含(Ti、M)-碳氮化物化合物的，而Ti含量小于，M的含量大于芯部含量的外層部分。3表示具有單結構的硬質相，該單結構含至少一種選自屬于周期表的4a、5a或6a族的金屬元素的碳化物、氮化物或碳氮化物的化合物和由這些化合物的至少2種構成的固溶體。進而，如上所述制成的每種金屬陶瓷切削刀片的抗斷裂性通過測量在以下條件下進行濕的間斷切削后切削邊緣的側面磨損寬度評價的。被切削的鋼材按JISS20C，DIN，CK22，ANSI1020標準化的圓鋼。沿其長度方向以規(guī)則的間距開有4道槽；切削速度250m/分；進刀速度0.2mm/轉；切削深度2mm；切削時間20分。結果示于表2和3中。表2</tables>表3</tables>*由于斷裂不能以括號中所示時間工作的刀片**由于破裂不能以括號中所示時間工作的刀片從上述的圖象分析結果發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的全部金屬陶瓷切削刀片、EX1-EX10包含30％(面積)或更多雙結構硬質相，其外層部分不連續(xù)地分布在芯部周圍。另一方面，發(fā)現(xiàn)用于對比的全部金屬陶瓷切削刀片，即常規(guī)的金屬陶瓷切削刀片、CE1-CE10包含雙結構硬質相，其外層部分完全分布在芯部周圍，即完全地包圍芯部；和/或包含單結構硬質相。從表2和表3中所示的結果明顯可知，本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片與常規(guī)金屬陶瓷切削刀片相比，具有優(yōu)越得多的抗斷裂性。實施例2制備另一組未燒結壓塊A-J，并在以下條件下燒結這些未燒結壓塊中的一些，以制造6個本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片，EX11-EX16首先在0.05乇的真空氣氛中，以2℃/分的速度將燒結溫度從室溫升至1300℃；然后將氣氛換成5乇的氮氣氛，并以相同的升溫速度將燒結溫度升至范圍為1400-1460℃的預定溫度；在燒結溫度達到預定溫度后，將氣氛換成范圍為0.01-0.1乇的預定壓力的真空氣氛，并將此狀態(tài)保持60分鐘；再于相同的氣氛中進行爐冷。每件這樣得到的金屬陶瓷切削刀片都是具有ISO標準CNMG12408的切削刀片。為了比較，制備另一組未燒結壓塊A-J，并將這些壓塊中的一些用與以上相同的過程燒結，但燒結溫度升到范圍為1530-1560℃的更高的預定溫度，以及在該溫度下的燒結步驟的氣氛是在范圍為5-15乇的預定壓力的氮氣氛，以得到用于對比的6個金屬陶瓷切削刀片CE11-CE16。接著順次從該刀片的頂表面到內部檢查每個金屬陶瓷切削刀片橫截面的維氏硬度，以使確定存在硬度峰值的深度。進而，適當?shù)剡x擇該刀片的橫截面中的內部部位，并用電子顯微鏡觀察此部位周圍的組織，再用圖象分析系統(tǒng)分析該組織中的硬質相的構成和百分比。另外，用圖象分析還測量硬質相的平均晶粒尺寸。圖3和4是分別顯示用電子顯微鏡觀察到的金屬陶瓷切削刀片EX14和CE14內部組織的示意圖。進而，通過在以下條件下進行濕的間斷切削后測量該切削邊緣的側面磨損寬度來評價如上所述制成的每個金屬陶瓷切削刀片的抗斷裂性。被切削的鋼材按JISS20℃，DINCK22，ANSI1020標準化的圓鋼，沿其長度方向，以規(guī)則的間距開有4道槽；切削速度300m/分；進刀速度0.2mm/轉；切削深度2mm；切削時間20分。結果示于表4和5中。表4</tables>表5</tables>*由于斷裂不能以括弧中所示時間工作的刀片**由于破裂不能以括弧中所示時間工作的刀片從上述圖象分析結果發(fā)現(xiàn)本發(fā)明的全部金屬陶瓷切削刀片、EX11-CX16，在其表面部分中都有硬化區(qū)，并包含30％(面積)和更多的雙結構硬質相，其外層部分被不連續(xù)地分布在此芯部的周圍。另一方面，發(fā)現(xiàn)用于對比的全部金屬陶瓷切削刀片，即常規(guī)的切削刀片CE11-CE16包含雙結構硬質相，而其外層部分完全地分布在此芯部的周圍，即完全地圍繞芯部；和/或單結構硬質相。從表4和5的所示結構明顯可知，本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片與常規(guī)的金屬陶瓷切削刀片相比，具有優(yōu)越得多的抗斷裂性。實施例3制造本發(fā)明的另一組金屬陶瓷切削刀片EX1-EX10，然后將其中一些作為基體，再用表6中所示的方法進行鍍覆，以得到本發(fā)明的鍍覆的金屬陶瓷切削刀片EXc1-EXc12，每個切削刀片都有表6中所示的鍍層組成和平均層厚。當使用為物理蒸汽沉積系統(tǒng)的電弧離子鍍系統(tǒng)時，鍍覆條件如下原料Ti、Ti-Al靶，反應器氣體(CH4和N2)鍍覆溫度700℃鍍覆壓力2×10-2乇偏電壓-200V當使用化學蒸汽沉積系統(tǒng)時，鍍覆條件如下。鍍覆材料反應器氣體(TiCl4、CH4，N2和H2；當沉積TiCN，用CH3CN代替CH4)鍍覆溫度1010℃；當沉積TiCN時，890℃。鍍覆壓力100乇；當沉積TiCN時，50乇。為了對比，制造另一組用于對比的金屬陶瓷切削刀片CE1-CE10，將其中一些刀片經(jīng)受與上述相同的過程，以制造對比鍍覆金屬陶瓷切削刀片CEc1-CEc12。在每一個如上所述制成的金屬陶瓷切削刀片上，通過在下列條件下進行濕的間斷切削之后測量切削邊緣的側面磨損寬度來評價拉斷裂性。要切削的鋼材按JISS20CDINCK22、ANSI1020標準化的圓鋼，沿其長度方向以規(guī)則間隔開有4道槽；切削速度350m/分；進刀量速度0.2mm/轉；切削深度2mm；切削時間20分。結果示于表6中。表6</tables></tables>*由于斷裂不能以括弧中所示時間工作的刀片**由于破裂不能以括弧中所示時間工作的刀片從表6中的結果明顯可知，本發(fā)明的鍍覆的金屬陶瓷切削刀片，EXc1-EXc12具有比用于對比的鍍覆的金屬陶瓷刀片CEc1-CEc12，優(yōu)越得多的抗斷裂性，EXc1-EXc12每個切削刀片的基體是包含雙結構的和/或單結構的硬質相的金屬陶瓷，其中外層部分不連續(xù)地分布在芯部的周圍，CEc1-CEc12為比較的每個切削刀片的基體是包含雙結構硬質相的金屬陶瓷，其中外層部分完全分布在芯部周圍，即完全圍繞此芯部。實施例4制造另一組本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片EX11-EX16，并將它們用作基體，并經(jīng)表7中所示的方法鍍覆，以得到本發(fā)明的鍍覆的金屬陶瓷切削刀片EXc13-EXc24，每個切削刀片都有表7中所示的鍍覆組成及平均層厚。用一種物理蒸發(fā)沉積的電弧離子鍍系統(tǒng)或化學沉積系統(tǒng)在與表3中相同鍍覆條件下進行鍍覆。為了對比，制造另一組用于對比的金屬陶瓷切削刀片CE11-CE16，然后使之經(jīng)受上述相同過程以制成用于對比的鍍覆的金屬陶瓷切削刀片CEc13-CEc24。對如上所述制成的每個金屬陶瓷切削刀片，通過在以下條件進行的濕的間斷切削后測量切削邊緣的側面磨損寬度來評價抗斷裂性。要切削的鋼材按JISS20C，DINCK22，ANSI1020標準化的圓鋼，沿其長度方向的有規(guī)則的間隔開有4道槽；切削速度400m/分；進刀速度0.2mm/轉；切削深度2mm；切削時間20分。結果示于表7。表7</tables></tables>*由于斷裂不能以括弧中所示時間工作的刀片**由于破裂不能以括弧中所示時間工作的刀片從表7所示結果明顯可知，本發(fā)明的鍍覆的金屬陶瓷切削刀片，EXc13-EXc24，每個切削刀片的基體都是包含雙結構硬質相，其中外層部分不連續(xù)地分布于芯部周圍的金屬陶瓷，具有比對比的鍍覆的金屬陶瓷切削刀片CEc13-CEc24的優(yōu)越得多的抗斷裂性，CEc13-CEc24的為對比的每個切削刀片的基體是包含雙結構硬質相，共中外層部分完全地分布在芯部周圍，即完全地包圍芯部的金屬陶瓷；和/或單結構硬質相。如上面實施例1-4中所述，本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片或鍍覆的金屬陶瓷切削刀片部具有優(yōu)越的抗斷裂性，因此，在連續(xù)切削期間在切削邊緣處不發(fā)生破裂或斷裂，此外，即使在嚴峻的切削條件下的間斷切削過程中亦是如此。因此，本發(fā)明的金屬陶瓷切削刀片或鍍覆的金屬陶瓷切削刀片都可呈現(xiàn)優(yōu)越的長時期的切削性能，而且從工業(yè)的角度看也是有益的。在先的日本專利申請平8-266017和平8-266018(均于1996、10、7申請)及平8-189184(1996、7，18申請)結合于本文供參考。很明顯，按上述技術，本發(fā)明的各種修改或變化都是可能的。因此，不用說在所附權利要求的范圍內，除本文所述之外可實施本發(fā)明。權利要求1.在碳氮化鈦基的金屬陶瓷制造的切削刀片中，含有3-20％(重量)的金屬粘結相，其主要成分是Co和/或Ni，3-30％(重量)的單結構硬質相含至少一種選自由屬于周期表中的4a，5a和6a族的金屬元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物構成的物組中組份和一種含至少兩種所述化合物的固溶體；和余量是含芯部和完全包圍所述芯部的外層部分的雙結構硬質相，其中，除外層部分必須含至少M的碳氮化物化合物外，所述的芯部和外層部分含作為替代物的碳氮化鈦和/或Ti和至少一種選自屬于周期表4a，5a和6a族的，除Ti之外的金屬元素的元素M的碳氮化物化合物，并且其中所述外層部分具有分別比芯部低的Ti含量和高的M含量；及不可避免的雜質，改進包括所述的雙結構硬質相部分或全部被包含芯部和外層部分的不連續(xù)的雙結構硬質相取代，其中，該外層部分被不連續(xù)地分布在芯部周圍，以使芯部部分地暴露于金屬粘結相，并且所述的不連續(xù)的雙結構硬質相，按電子顯微鏡組織分析，占金屬陶瓷總表面的30％(面積)或更多。2.在碳氮化鈦基的金屬陶瓷制造的切削刀片中含有3-20％(重量)的主要成分為Co和/或Ni的金屬粘結相，3-30％(重量)的單結構硬質相，包含至少一種選自由屬于周期表4a，5a和6a族的金屬元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物構成物組中的組分和一種包含至少兩種所述化合物的固溶體，及余量是含芯部和完全包圍所述芯部的外層部分的雙結構硬質相，其中，除外層部分必須含至少M的碳氮化物化合物外，所述的芯部和外層部分含作為替代物的碳氮化鈦和/或Ti和至少一種選自屬于周期表的4a、5a和6a族的除Ti以外的金屬元素的元素M的碳氮化物化合物，并且其中所述的外層部分具有分別比芯部低的Ti含量和高的M含量；及不可避免的雜質，和該切削刀片具有在其表面部位的硬化區(qū)，其中高于內部的維氏硬度的維氏硬度峰值存在于從刀片的表面到頂表面以下50μm的范圍內，改進包括所述的雙結構硬質相部分或全部被包含芯部和外層部分的不連續(xù)雙結構硬質相取代，其中該外層部分被不連續(xù)地分布在芯部周圍，以使芯部部分地暴露于金屬粘結相，且所述的不連續(xù)的雙結構硬質相，按電子顯微鏡組織分析，占金屬陶瓷總面積的30％(面積)或更多。3.在其上有鍍層的金屬陶瓷制造的切削刀片中，含有3-20％(重量)的，主要成分為Co和/或Ni的金屬粘結相，3-30％(重量)的單結構硬質相，含有至少一種選自屬于周期表的4a、5a和6a族的金屬元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物構成的物組中的組分和一種含至少兩種所述化合物的固溶體，及余量是包含芯部和完全包圍芯部的外層部分的雙結構硬質相，其中除外層部分必須包含至少M的碳氮化物化合物外所述芯部和外層部分包含作為替代物的碳氮化鈦和/或Ti和至少一種選自屬于周期表4a、5a和6a族的，除Ti以外的金屬元素的元素M的碳氮化物化合物，并且其中所述外層部分具有分別比芯部低的Ti含量和高的M含量；以及不可避免的雜質，和所述的鍍層包括至少一種選自TiC、TiN、Ti(C、N)、Ti的碳酸鹽-氮化物化合物、(Ti、Al)N和氧化鋁的化合物，厚度為0.5-20μm，改進包括所述的雙結構硬質相部分或全部被包含芯部和外層部分的不連續(xù)雙結構硬質相取代，其中外層部分不連續(xù)地分布在芯部周圍，以使芯部部分地暴露于金屬粘結相，并且所述的不連續(xù)雙結構硬質相，按電子顯微鏡組織分析，占金屬陶瓷總面積的30％(面積)或更多。4.在其上有鍍層的金屬陶瓷制造的切削刀片中，含有3-20％(重量)的，主要成分為Co和/或Ni的金屬粘結相；3-30％(重量)的單結構硬質相，含至少一種選自屬于周期表的4a、5a和6a族的金屬元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物的組分和一種含至少二種所述化合物的固溶體；和余量是含芯部及完全包圍此芯部的外層部分的雙結構硬質相，其中除外層部分必須含至少M的碳氮化物化合物外所述的芯部和外層部分含作為替代物的碳氮化鈦和/或Ti和至少一種選自屬于周期表的4a、5a和6a族的，除Ti以外的金屬元素的元素M的碳氮化物化合物，且其中所述的外層部分具有分別比芯部低的Ti含量和高的M含量；以及不可避免的雜質，所述的切削刀片在其表面部分有硬化區(qū)，其中，高于內部的維氏硬度的維氏硬度峰值存在于從該刀片的頂表面至其下50μm的范圍內，和所述的鍍層包含至少一種選自TiC、TiN、Ti(C、N)、Ti的碳酸鹽-氮化物化合物、(Ti、Al)N和氧化鋁的化合物，其厚度為0.5-20μm，改進包括所述的雙結構硬質相部分或全部被包含芯部和外層部分的不連續(xù)的雙結構硬質相取代，其中外層部分不連續(xù)地分布在芯部周圍，以使芯部部分地暴露于金屬粘結相，并且不連續(xù)的雙結構硬質相，按電子顯微鏡組織分析，占金屬陶瓷總面積的30％(面積)或更多。5.權利要求1的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.1-1.5μm。6.權利要求2的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.1-1.5μm。7.權利要求3的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.1-1.5μm。8.權利要求4的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.1-1.5μm。9.權利要求5的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.5-1.2μm。10.權利要求6的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.5-1.2μm。11.權利要求7的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.5-1.2μm。12.權利要求8的切削刀片，其中金屬陶瓷的硬質相的平均晶粒尺寸分別為0.5-1.2μm。13.權利要求3的削刀片，其中鍍層包括厚度為0.5-5μm的(Ti、Al)N鍍層。14.權利要求4的削刀片，其中鍍層包括厚度為0.5-5μm的(Ti、Al)N鍍層。15.權利要求3的切削刀片，其中鍍層包括厚度為0.5-5μm的TiCN鍍層，它具有縱向生長的晶體結構，其中結晶晶粒是沿垂直于金屬陶瓷的表面的方向生長的。16.權利要求4的切削刀片，其中鍍層包括厚度為0.5-5μm的TiCN鍍層，它具有縱向生長的晶體結構，其中結晶晶粒是沿垂直于金屬陶瓷的表面的方向生長的。全文摘要一種有芯/外層(或芯/邊緣)雙結構硬質相的碳氮化鈦基的金屬陶瓷制造的切削刀片,其特點在于該雙結構硬質相部分或全部地被含芯部和外層部分的不連續(xù)的雙結構硬質相取代,其中的外層部分不連續(xù)地分布在芯部周圍,以使芯部部分地暴露于金屬粘結相,且所述的不連續(xù)雙結構硬質相,按電子顯微鏡分析,占金屬陶瓷總面積的30%(面積)或更多,由此該切削刀片呈現(xiàn)出優(yōu)越的抗斷裂性。文檔編號C22C29/04GK1180055SQ96121920公開日1998年4月29日申請日期1996年10月31日優(yōu)先權日1996年7月18日發(fā)明者中村清一郎,照內清弘,藤澤隆史,辻崎久史,野中勝尚申請人:三菱麻鐵里亞爾株式會社