CN102046823A

CN102046823A - 金属陶瓷

Info

Publication number: CN102046823A
Application number: CN201080001593.3A
Authority: CN
Inventors: 广濑和弘; 森口秀树; 津田圭一
Original assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp; Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Hardmetal Corp; Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2009-03-24
Filing date: 2010-03-19
Publication date: 2011-05-04
Anticipated expiration: 2030-03-19
Also published as: TW201042054A; SE536731C2; KR101253853B1; CN102046823B; JP4690475B2; SE1051204A1; KR20100135941A; TWI457445B; WO2010110197A1; JP2010222650A

Abstract

本发明提供了一种适于用作切削工具的构成材料的金属陶瓷，以及被覆金属陶瓷工具，其中这种切削工具具有优异的抗破裂性，并且使切削工具能够切削被加工件，从而在被加工件上形成高质量的加工面。这种金属陶瓷包含由化合物构成硬质相、以及主要由铁族元素构成的粘合剂相，硬质相借助于粘合剂相而相互结合在一起，其中构成硬质相的所述化合物为(例如)选自周期表第4族、第5族和第6族中的金属的碳氮化物。这种金属陶瓷包含由具有不同组成和形态的四种晶粒形成的硬质相；因此，这种金属陶瓷具有高耐磨性，并具有优异的抗破裂性和耐焊接性，并且可提供质量令人满意的加工面。第一硬质相1由具有单相的晶粒形成，其中该单相晶粒由Ti(C，N)构成。第二硬质相2由具有核-边结构的晶粒形成，该核-边结构包含由Ti(C，N)构成的核部2a以及几乎覆盖住核部2a的周边部2b。第三硬质相3由具有核-边结构的晶粒形成，该核-边结构包含核部和周边部，并且该核部和周边部由包含Ti和W的复合的碳氮化物固溶体构成，核部3a的W浓度高于周边部3b中的W浓度。第四硬质相4由具有单相的晶粒形成，该单相晶粒由含有Ti的复合的碳氮化物固溶体构成。

Description

金属陶瓷

技术领域

本发明涉及一种适合用作切削工具的构成材料的金属陶瓷，以及以这种金属陶瓷作为基材而构成的被覆金属陶瓷工具。具体而言，本发明涉及这样一种金属陶瓷，该金属陶瓷使切削工具具有优异的抗破裂性，并且使切削工具能够切削被加工件，从而在被加工件上形成高质量的加工面。

背景技术

目前为止，这样的金属陶瓷已用作切削工具的基材，该金属陶瓷包含由碳化钛(TiC)和碳氮化钛(Ti(C，N))构成的主要硬质相、并且包含用以将所述硬质相相互结合在一起的铁族元素(如钴(Co)和镍(Ni))。专利文献1披露了一种金属陶瓷，该金属陶瓷包含由具有单相结构的晶粒和具有核-边结构的晶粒形成的硬质相，其中在该核-边结构中，核被边所覆盖。专利文献2和专利文献3披露了一种金属陶瓷，该金属陶瓷包含由核-边结构构成的晶粒形成的硬质相，其中该核-边结构具有核以及围绕在核周围的边。

引用列表

专利文献

专利文献1：日本JP2-190438A

专利文献2：日本JP2004-292842A

专利文献3：日本JP2006-131975A

发明内容

本发明要解决的问题

与由硬质合金(其具有由碳化钨(WC)形成的主要硬质相)构成的工具相比，由用作基材的金属陶瓷构成的金属陶瓷工具通常具有优异的耐磨性，并且可使被加工件具有美丽的加工面，但是这种金属陶瓷工具的韧性较低，并且抗破裂性较差。因此，易于发生突然的破裂，从而不能获得稳定的工具寿命。近年来，在切削加工中，需要进一步提高被加工件的加工面质量并且提高抗破裂性(这一点为金属陶瓷工具的缺陷)，以获得稳定的工具寿命。

已知的金属陶瓷包含由不具有边的单相结构晶粒形成的硬质相，这些金属陶瓷与粘合剂相的润湿性差，因此，抗破裂性较差。

已知的一些金属陶瓷包含由具有核-边结构的晶粒形成的硬质相，其中龟裂易于沿着核边间的边界而增长，从而降低了抗破裂性。尤其是当核较小时，则难以抑制龟裂的增长，从而难以提高抗破裂性。

因此，本发明的一个目的在于提供这样一种金属陶瓷，该金属陶瓷具有优异的抗破裂性，并且适于用作切削工具的材料，该切削工具能够切削被加工件，从而在被加工件上形成高质量的加工面。本发明的另一目的在于提供含有由这种金属陶瓷构成的基材的被覆金属陶瓷工具。

解决问题的手段

本发明人发现，当金属陶瓷中所存在的硬质相处于特定范围内，并且存在具有不同组成和形态的四种晶粒作为构成该硬质相的晶粒时，该金属陶瓷便具有高耐磨性，并且抗破裂性和耐焊接性得以大幅提高。此外，耐焊接性得以提高，由此还会使得被加工件的表面质量得到改善。基于上述发现，本发明限定了硬质相含量、以及构成该硬质相的四种晶粒。

本发明的金属陶瓷包含由选自周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物和固溶体中的一种或多种化合物构成的硬质相，并且粘合剂相主要由铁族元素构成，所述硬质相借助于所述粘合剂相而相互粘结在一起。该金属陶瓷含有70质量％至97质量％的硬质相，其余部分基本上由粘合剂相构成。另外，所述金属陶瓷的硬质相包含下述第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相。

所述第一硬质相为这样的硬质相：该硬质相具有仅由碳氮化钛(Ti(C，N))构成的单相；或者所述第一硬质相为这样的硬质相：其中，Ti(C，N)的一部分被复合碳氮化物固溶体覆盖，其中该复合碳氮化物固溶体含有钛(Ti)、以及选自周期表第4族、第5族和第6族中除了钛以外的其他金属中的一种或多种金属。

所述第二硬质相为具有核-边结构的硬质相，该核-边结构包含核部以及完全覆盖住该核部的周边部。所述核部由Ti(C，N)构成。所述周边部由复合碳氮化物固溶体构成，其中该复合碳氮化物固溶体含有钛、以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除了钛以外的其他金属中的一种或多种金属。

所述第三硬质相为具有核-边结构的硬质相，该核-边结构包含核部以及完全覆盖住该核部的周边部。所述核部和所述周边部含有相同的元素、并且均由至少含有Ti和W的复合碳氮化物固溶体构成。所述核部中的钨浓度高于所述周边部中的钨浓度。

所述第四硬质相为具有单相结构的硬质相，该单相结构由复合碳氮化物固溶体构成，其中该复合碳氮化物固溶体含有Ti、以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除了钛以外的其他金属中的一种或多种金属。

在本发明的金属陶瓷中，引入特定量的硬质相，并且第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相共存作为硬质相，由此能够使金属陶瓷具有第一硬质相至第四硬质相的功能。具体而言，对于本发明的金属陶瓷，高硬度硬质相的存在可获得优异的耐磨性。另外，与粘合剂相具有优异润湿性的硬质相的存在可使得金属陶瓷在保持与粘合剂相令人满意的润湿性，同时可使得金属陶瓷的微结构中的粘合剂相均匀分布。微结构的均匀化改善了耐磨性和抗破裂性。此外，对于本发明的金属陶瓷而言，具有优异热性能的硬质相的存在提高了热传导性，从而抑制了热裂的发生并改善了耐焊接性。如上所述，本发明的金属陶瓷具有优异的耐磨性，并且抗破裂性和耐焊接性得以改善。这样，由本发明金属陶瓷构成的切削工具不易磨损或破裂，从而使工具寿命稳定且延长。此外，具有令人满意的耐焊接性可提供美丽的加工面，从而改善被加工件的加工面质量。下面将对本发明进行更为详细地阐述。

<金属陶瓷>

《总体组成》

本发明的金属陶瓷含有70质量％至97质量％的硬质相，其余部分基本上由粘合剂相以及不可避免的杂质形成。不可避免的杂质的例子包括原料中所含有的以及生产过程中混入的氧元素和金属元素，其浓度为百万分之一(ppm)数量级。

《硬质相》

[组成]

各硬质相均含有由选自周期表第4族、第5族和第6族中的至少一种金属元素以及选自碳(C)和氮(N)中的至少一种元素形成的化合物。换言之，各硬质相均含有选自上述金属元素的碳化物、氮化物、碳氮化物和固溶体中的至少一者。具体而言，本发明的金属陶瓷为至少含有碳氮化物固溶体的Ti(C，N)类金属陶瓷，其中所述碳氮化物固溶体含有碳氮化钛(Ti(C，N))和钛(Ti)。如果硬质相的比例超过97质量％，则会由于粘合剂相含量过低而导致抗破裂性大幅下降。如果硬质相的比例低于70质量％，则会由于粘合剂相含量过高而导致硬度大幅降低，从而使耐磨性降低。硬质相的比例更优选为80质量％至90质量％。

硬质相包括四种：第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相，这些硬质相的组成和形态不同。具体而言，硬质相包括Ti(C，N)类硬质相、具有其它组成的含Ti硬质相、具有单相结构的硬质相、以及具有核-边结构的硬质相。可通过扫描电镜(SEM)所拍摄的显微照片中的光影来容易地区分上述四种硬质相的存在状态。

(第一硬质相)

由这样的晶粒形成第一硬质相：该晶粒具有基本上仅由Ti(C，N)构成的单相结构；或者在该晶粒中，Ti(C，N)的一部分被复合碳氮化物固溶体覆盖，其中所述复合碳氮化物固溶体包含Ti以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除Ti以外的其他金属中的一种或多种金属，即Ti(C，N)并未完全被复合碳氮化物固溶体覆盖。与下面所述的第三硬质相和第四硬质相相比，第一硬质相具有高的Ti含量，因此第一硬质相具有高硬度，并且与通常用于被加工件的钢的反应性较低。因此，金属陶瓷中存在第一硬质相可尤其改善耐磨性和耐焊接性。

(第二硬质相)

由具有核-边结构的晶粒形成第二硬质相，该晶粒包含核部以及完全覆盖住所述核部的周边部，所述核部基本上由Ti(C，N)构成(Ti(C，N)占整个核部的95原子％以上)，并且所述完全覆盖住所述核部的周边部由复合碳氮化物固溶体构成，该复合碳氮化物固溶体包含Ti以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除Ti以外的至少一种金属。所述周边部的组成的具体例子包括(Ti，W，Mo)(C，N)、(Ti，W，Nb)(C，N)、(Ti，W，Mo，Nb)(C，N)和(Ti，W，Mo，Nb，Zr)(C，N)。与第一硬质相不同，第二硬质相的周边部完全覆盖住核部，并且周边部与粘合剂相具有令人满意的润湿性，因此防止金属陶瓷中出现孔隙，从而可形成均匀的微结构并获得稳定的硬度。微结构的均匀化可进一步提高韧性，如抗破裂性。因此，金属陶瓷中存在第二硬质相尤其可使得耐磨性和抗破裂性稳定。

(第三硬质相)

由具有核-边结构的晶粒形成第三硬质相，该晶粒所包含的核部和周边部含有相同的元素、并且均由至少含有钛和钨的复合碳氮化物固溶体构成。此外，晶粒中，核部的钨浓度高于周边部中的钨浓度。其组成的具体例子包括(Ti，W)(C，N)、(Ti，W，Mo)(C，N)、(Ti，W，Nb)(C，N)和(Ti，W，Mo，Nb)(C，N)。第三硬质相的W含量高于第一硬质相和第二硬质相的W含量，因此在维持高硬度的同时，还提高了热传导性。这样便改善了热稳定性、抗热裂性能、抗破裂性以及抗塑性变形性。

(第四硬质相)

由这样的晶粒形成第四硬质相：该晶粒具有由复合碳氮化物固溶体构成的单相结构，其中所述复合碳氮化物固溶体包含Ti以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除Ti以外的至少一种金属。与第三硬质相不同，该晶粒的核部与周边部之间不存在明显的界限。所有晶粒均具有相同的组成。除Ti外，第四硬质相中所含其他金属的典型例子为W。第四硬质相组成的具体例子包括(Ti，W)(C，N)、(Ti，W，Mo)(C，N)、(Ti，W，Nb)(C，N)和(Ti，W，Mo，Nb)(C，N)。具体而言，与第三硬质相不同的是，当第四硬质相含有W时，W的浓度不存在明显的差别(W不是定域的)，即W均匀地分布在整个第四硬质相中。因此，金属陶瓷中存在第四硬质相仅会使硬度稍许降低，但会获得均匀的硬度，从而使硬质相不易于发生龟裂增长。另外，还会使热传导系数增加，从而改善抗热裂性和抗破裂性。

当硬质相基本上仅由第一硬质相和第二硬质相构成时，则难以改善抗破裂性。当硬质相基本上仅由第一硬质相和第三硬质相构成时，则由于该硬质相与粘合剂相的润湿性较差而易于形成孔隙，从而导致抗破裂性差。当硬质相基本上仅由第一硬质相和第四硬质相构成时，则由于该硬质相与粘合剂相的润湿性较差而易于形成孔隙，从而导致硬度不足且抗破裂性差。

当硬质相基本上仅由第二硬质相和第三硬质相构成时，则难以抑制沿着核部和周边部之间的边界发生龟裂增长(这是相关工艺中存在的问题)，从而不能获得所需的抗破裂性。当硬质相基本上仅由第二硬质相和第四硬质相构成时，则难以提高抗破裂性。

当硬质相基本上由第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相构成而不含第四硬质相时，含有W的第三硬质相的比例相对较高。在切削过程中，高的W含量易于引发W与被加工件(尤其是钢)之间的反应。因此易于发生焊接，从而导致被加工件的加工面劣化。即，除了第一硬质相、第二硬质相和第三硬质相外，第四硬质相的存在会使被加工件的加工面具有优异的质量(光泽度)，并可稳定地维持这种优异的质量。

当硬质相基本上由第一硬质相、第二硬质相和第四硬质相构成而不含第三硬质相时，尽管热传导系数得到提高，但是硬度降低。这样容易造成龟裂增长，从而导致破裂发生率提高。即，除了第一硬质相、第二硬质相和第四硬质相外，第三硬质相的存在会进一步提高热传导系数，从而抑制热裂的发生以及龟裂增长，从而有效地改善抗破裂性。

当硬质相基本上由第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相构成而不含第一硬质相时，则由于不存在第一硬质相而难以获得改善耐磨性和耐焊接性的效果。具体而言，被加工件的加工面的光泽度低。

当硬质相基本上由第一硬质相、第三硬质相和第四硬质相构成而不含第二硬质相时，换言之，当Ti(C，N)类硬质相(其为金属陶瓷中硬质相的主要成分)仅为第一硬质相时，其与粘合剂相的润湿性大幅降低，从而易于形成上述孔隙，进而导致加工性能发生劣化。

在本发明的金属陶瓷中，除了第一硬质相和第二硬质相外，第三硬质相和第四硬质相的共同存在尤其可抑制与钢之间的反应，并同时维持热稳定性。因此，含有以本发明金属陶瓷构成的基材的切削工具具有更高的耐热塑性变形性、更高的抗热裂性以及更高的耐焊接性，从而提高了被加工件的加工面质量。

[粒径]

硬质相优选由粗晶粒和细晶粒的混合物形成，具体而言，硬质相由尺寸均为1μm以下的细晶粒和尺寸均大于1μm且小于或等于3μm的粗晶粒形成。另外，相对于硬质相的总面积而言，硬质相的60％至90％由粗晶粒形成，并且硬质相的其余部分由细晶粒形成。另外优选的是，粗晶粒由第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相形成，而细晶粒基本上由第一硬质相和第二硬质相形成。

对于这种由不同尺寸的晶粒形成的微结构，所存在的细晶粒可填充粗晶粒间的缝隙，从而提高了硬度和破裂韧性。由于各粗晶粒的尺寸超过1μm且各细晶粒的尺寸小于或等于1μm，这样在粗晶粒间存在足够大的缝隙，因此细晶粒可存在于这些缝隙中。这样便可获得上述的硬度以及破裂韧性得到改善的效果。另外，由于各粗晶粒的尺寸为3μm以下，因此晶粒间不会存在过量的粘合剂相，从而可防止由大量粘合剂相汇聚(binder-phase pool)而导致硬度及破裂韧性下降。尤其优选的是，各细晶粒的尺寸为0.1μm至0.8μm。

粗晶粒的面积比例为60％以上。即，存在适量的粗晶粒，从而可有效地提供抑制龟裂增长以及提高韧性的效果。另外，粗晶粒的面积比例为90％以下。这样，在粗晶粒的缝隙内存在足够量的细晶粒，从而提高硬度并抑制龟裂的增长。另外，存在适量的细晶粒可使金属陶瓷的最外面的表面粗糙度降低，从而提供优异的切削性能。更优选的是，粗晶粒的面积比例为70％至85％。另外，相对于细晶粒的总面积而言，细晶粒的80％以上、优选90％以上、最优选基本上全部的细晶粒由第一硬质相和第二硬质相形成。这样，存在足量的高硬度细Ti(C，N)，从而提高耐磨性。下面将描述本发明中限定的晶粒尺寸、面积以及面积比例的确定方法。

可通过(例如)调节所加入的原料粉末的尺寸和加入量以及生产条件(例如，研磨时间和烧结条件)来调节构成硬质相的晶粒的尺寸和面积比例。研磨时间越长，构成金属陶瓷的硬质相的晶粒越细。烧结温度越高，则构成金属陶瓷的硬质相的晶粒越粗。即使将研磨时间延长以形成更为微细的粉末，但是更高的烧结温度可导致晶粒生长，从而形成构成硬质相的粗晶粒。

相对于硬质相的总面积而言，当将晶粒尺寸大于1μm且小于或等于3μm的第一硬质相(粗晶粒)的面积比例记为S1、并将晶粒尺寸大于1μm且小于或等于3μm的第二硬质相(粗晶粒)的面积比例记为S2时，则(S1+S2)的范围优选为0.1至0.5。当(S1+S2)为0.1以上时，不会轻易发生金属陶瓷焊接在被加工件上。这样抑制了在被加工件表面上发生微小的撕裂，从而改善了被加工件的加工面质量。此外，耐焊接性得以改善可使磨损降低，从而改善了工具的耐磨性。当(S1+S2)为0.5以下时，可抑制因硬度增加而导致的韧性降低，从而不太易于发生破裂和剥落。更优选的是，(S1+S2)为0.3至0.5。

在将晶粒尺寸大于1μm且小于或等于3μm的第三硬质相(粗晶粒)的面积比例记为S3、并将晶粒尺寸大于1μm且小于或等于3μm的第四硬质相(粗晶粒)的面积比例记为S4的情况下，当S1/(S1+S2)为0.1至0.4且S3/(S3+S4)为0.4至0.9时，可很好地兼顾耐磨性和抗破裂性的平衡。另外，还可进一步提高被加工件的表面光泽度。更优选的是，S1/(S1+S2)为0.3至0.4且S3/(S3+S4)为0.7至0.9。

在将晶粒尺寸为1μm以下的第一硬质相(细晶粒)的面积记为SS1、并将晶粒尺寸为1μm以下的第二硬质相(细晶粒)的面积记为SS2的情况下，SS1/(SS1+SS2)优选为0.5至0.9。当SS1/(SS1+SS2)为0.5以上时，微细的第一硬质相的面积大于第二硬质相的面积。这会大幅提高耐磨性。当SS1/(SS1+SS2)为0.9以下时，则微细的硬质相中第一硬质相的比例不会过大。这样可能会抑制硬度降低，这是因为存在过量的微细第一硬质相会造成润湿性降低，而润湿性降低会造成微孔隙的形成。更优选的是，SS1/(SS1+SS2)为0.55至0.7。

相对于金属陶瓷的总面积(硬质相+粘合剂相)而言，第三硬质相和第四硬质相的总面积比例优选为高于40％。在这种情况中，可获得稳定的热性质，提高了抗热裂性和抗破裂性。特别是，大部分的第三硬质相和第四硬质相优选由粗晶粒形成。

《粘合剂相》

粘合剂相由选自铁族元素钴(Co)、铁(Fe)和镍(Ni)中的至少一种金属(其作为主要成分)构成。当粘合剂相基本上由选自上述铁族金属中的一种或多种金属构成时，将这一种或多种金属定义为“主要成分”。或者，当由选自上述铁族金属中的一种或多种金属以及上述硬质相中所包含的元素构成的合金(固溶体)的含量为粘合剂相总质量的0.1质量％至20质量％时，即，当80质量％以上的粘合剂相由一种或多种铁族金属构成时，则将这一种或多种铁族金属定义为“主要成分”。当粘合剂相中含有硬质相所含元素时，可以通过固溶淬火而提高韧性，从而提高了抗破裂性。此外，当Co和Ni中的至少一者为主要成分(其含量为粘合剂相总质量的80质量％以上)时，粘合剂相与硬质相具有高润湿性，并且粘合剂相具有优异的耐腐蚀性。在这种情况中，金属陶瓷更适于用在切削工具中。

当粘合剂相同时含有Ni和Co时，特别是，当将粘合剂相中的Ni与Co的质量比值(Ni的质量与Co的质量的比值)记为Ni/Co时，则Ni/Co优选为0.7至1.5。当Ni/Co为0.7至1.5时，可抑制润湿性的降低，从而维持高韧性，并且可抑制硬度的降低，从而维持高强度。尤其优选的是，Ni/Co为0.8至1.2。可通过(例如)调节作为原料而加入的Co粉末和Ni粉末的量来调节Ni/Co值。

[其他所含元素]

本发明的金属陶瓷可含有钼(Mo)。特别是，当含有钼时，易于形成第二硬质相。这样，硬质相与粘合剂相之间的润湿性便增强了，从而使足够量的粘合剂相位于构成硬质相的晶粒周围，进而提高了韧性。Mo含量优选为0.01质量％至2.0质量％。如上所述，Mo含量为0.01质量％以上时可提高金属陶瓷整体的润湿性、硬度和韧性。Mo含量为2.0质量％以下时可抑制难以形成第一硬质相、并且第二硬质相和第三硬质相的含量增加的现象。因而可抑制沿着核边间的边界发生龟裂增长(这是相关工艺中存在的一个问题)，从而获得所需的抗破裂性。更为优选的是，Mo含量为0.5质量％至1.5质量％。可以不含Mo。

<金属陶瓷工具>

《基材》

本发明具有上述结构的金属陶瓷包含上述四种类型的硬质相，因而具有优异的抗破裂性、耐焊接性以及耐磨性。因此，该金属陶瓷适于用作切削工具(金属陶瓷工具)的基材，所述切削工具能够提供令人满意的加工面。

《硬质涂层》

这种基材可包括覆盖所述基材表面的至少一部分的硬质涂层。优选的是，硬质涂层至少位于刀刃处以及刀刃附近。可使硬质涂层位于基材的整个表面上。硬质涂层可由单层或多层形成。硬质涂层的总厚度优选为1μm至20μm。关于制备硬质涂层的方法，可采用化学气相沉积法(CVD法)(如热CVD法)或物理气相沉积法(PVD法)(如电弧离子镀法)。

硬质涂层由选自铝(Al)、硅(Si)以及周期表第4族、第5族和第6族金属中的一种以上元素与选自碳(C)、氮(N)、氧(O)和硼(B)中的一种以上元素所形成的化合物构成。即，硬质涂层由选自立方氮化硼(cBN)、金刚石、类金刚石碳(DLC)、以及上述元素(如金属)的碳化物、氮化物、氧化物、硼化物和固溶体中的一种或多种物质构成。这些物质的具体例子包括Ti(C，N)、Al₂O₃、(Ti，Al)N、TiN、TiC、(Al，Cr)N。

<金属陶瓷的生产方法>

金属陶瓷通常通过如下步骤进行生产：原料准备步骤、原料的研磨和混合步骤、成型步骤以及烧结步骤。可通过使用下述原料粉末并调节研磨和混合时间以及烧结条件来生产本发明的金属陶瓷。

<原料的准备>

将如下粉末用作原料，这些粉末为：由选自周期表第4族、第5族和第6族金属中的至少一种金属与选自碳(C)和氮(N)中的至少一种元素所形成的化合物粉末；以及待形成为粘合剂相的粉末，通常为铁族金属粉末。如上面所说的那样，使用细粉末和相对较粗粉末作为上述粉末，这样易于形成具有由粗晶粒和细晶粒的混合晶粒形成的硬质相的金属陶瓷。可根据构成硬质相的晶粒尺寸来恰当地选择粉末的粒径。

为了形成第一硬质相和第二硬质相，可使用(例如)Ti(C，N)粉末。关于Ti(C，N)粉末，迄今为止，Ti(C，N)粉末由海绵钛作为起始材料而制得。具体而言，使用由TiO₂作为起始材料而制得的Ti(C，N)粉末易于形成微细的第一硬质相。另外，如上所述，组合使用含有Mo的化合物粉末易于形成第二硬质相。使用含W粉末(如WC粉末)以形成第三硬质相。使用含有Ti以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除Ti以外的其他金属中的金属的化合物粉末(如(Ti，W)(C，N)粉末)以形成第四硬质相。使用这种化合物粉末易于形成构成第四硬质相的晶粒，即该晶粒具有单相结构，其中Ti与选自周期表第4族、第5族以及第6族中除Ti以外的其他金属中的金属形成了均匀的固溶体。

《研磨和混合》

研磨时间较长可得到更为微细的粉末，并且易于形成金属陶瓷中的微细硬质相晶粒。然而，研磨时间过长可导致再聚集，或者会使得所形成的化合物尺寸过小而难以用作核。研磨和混合时间优选为12小时至36小时。

《烧结》

烧结温度过高可造成构成硬质相的晶粒生长，这样易于使金属陶瓷中粗晶粒的数目增多。特别是，烧结温度过高会造成难以形成构成第四硬质相的晶粒。因此，烧结温度优选为1400℃至1600℃。另外，在烧结步骤中，优选将已被加热预定时间的成型制品在真空或惰性气体氛围(如氩气(Ar))中冷却。具体而言，当采用惰性气氛时，优选使用665Pa至6650Pa的相对较低的压力。此外，冷却速率较高(例如，10℃/分钟以上)则易于形成第四硬质相。

发明效果

本发明的被覆金属陶瓷工具具有优异的耐磨性和抗破裂性，并且能够切削被加工件以在被加工件上形成高质量的加工面。本发明的金属陶瓷适于用作工具的构成材料。

附图说明

[图1]图1为本发明金属陶瓷中所包含的四种类型的硬质相的示意图。

本发明实施方式

<试验例>

制造由金属陶瓷构成的切削工具。对金属陶瓷的组成和微结构、以及切削工具的切削性能进行测试。

按照以下方式制造切削工具。准备下述原料粉末。

(1)平均粒径为0.7μm的Ti(C，N)粉末

Ti(C，N)粉末为以TiO₂作为起始材料而制得的粉末。C/N比为1/1。

(2)平均粒径为0.8μm的Ti(C，N)粉末以及平均粒径为3.0μm的Ti(C，N)粉末

这两种Ti(C，N)粉末均为以海绵Ti作为起始材料而制得的粉末。C/N比为1/1。在表I中，将这些Ti(C，N)粉末表示为“s-TiCN”。

(3)平均粒径为2.8μm的(Ti，W)(C，N)粉末

在(Ti，W)(C，N)粉末中，Ti(C，N)粉末与W形成固溶体。C/N比值为1/1。

(4)平均粒径为0.5μm至3.0μm的WC粉末、NbC粉末、TaC粉末、Mo₂C粉末、Ni粉末和Co粉末

这些粉末均为市售可得的粉末。

将这些准备好的粉末称重，并按照表I中所示出的组成(质量％)混合，从而形成粉末1至粉末12。

[表I]

原料粉末的组成(质量％)

将所制得的粉末连同丙酮溶剂和硬质合金球粒一同投入到不锈钢炉内。将该混合物研磨并混合(湿法工艺)。表II示出了用以制备样品的原料粉末和研磨及混合时间(小时)。在研磨及混合后，将混合物干燥以形成混合粉末。向所得混合粉末中加入少量石蜡。利用模具在98MPa下进行压制成型，从而制得具有CNMG 120408形状的成形体。

[表II]

将各成形体加热至450℃以除去石蜡，随后将所得成形体在真空中由室温加热至1250℃。在表III所示条件下进行后续烧结工艺(包括冷却步骤)，从而形成烧结体。

[表III]

烧结条件

所得到的各烧结体的所有断面均得以形成。利用放大倍数为×5000的扫描电镜(SEM)对断面进行观察。结果显示：对于各烧结体，在观察视野内均观察到了如下晶粒中的至少一种：黑色晶粒；其中黑色晶粒的一部分被灰色区域覆盖的晶粒(下文中，这两种晶粒统称为“黑色单一晶粒”)；其中黑色晶粒完全被灰色区域覆盖的晶粒(下文中将这种晶粒称为“黑芯双重晶粒”)；其中白色晶粒完全被灰色区域覆盖的晶粒(下文中将这种晶粒称为“白芯双重晶粒”)；以及灰色晶粒(下文中将这种晶粒称为“灰色晶粒”)。如附图所示，在各烧结体1至烧结体19中，均观察到了四种晶粒：黑色单一晶粒(第一硬质相1)、黑芯双重晶粒(第二硬质相2)、白芯双重晶粒(第三硬质相3)和灰色晶粒(第四硬质相4)。所述第一硬质相1仅由黑色晶粒形成、或者由被灰色区域(周边部1b)部分覆盖的黑色晶粒形成。在第二硬质相2中，核部2a呈黑色，并且周边部2b呈灰色。在第三硬质相3中，核部3a呈白色，且周边部3b呈灰色。粘合剂相10位于晶粒之间。与此不同的是，在各烧结体样品100至105中，黑色单一晶粒、黑芯双重晶粒、白芯双重晶粒和灰色晶粒中的至少一者未被观察到。

对上述晶粒组成进行的TEM-EDX分析表明：黑色单一晶粒由Ti(C，N)构成；在黑芯双重晶粒中，核部由Ti(C，N)构成，且覆盖该核部的周边部由复合碳氮化物固溶体构成，该复合碳氮化物固溶体包含Ti以及选自W、Nb、Ta和Mo中的一种或多种金属；在白芯双重晶粒中，该晶粒为包含Ti以及选自W、Nb、Ta和Mo中的一种或多种金属的复合碳氮化物固溶体，并且核部中的W浓度高于覆盖该核部的周边部中的W浓度；并且所述灰色晶粒由包含Ti以及选自W、Nb、Ta和Mo中的一种或多种金属的复合碳氮化物固溶体构成。此外，灰色晶粒的核部和周边部之间不存在明显的界限。可通过(例如)EPMA、X射线荧光分析、ICP-AES以及TEM-EDX分析来对硬质相的成分进行分析。

粘合剂相存在于晶粒之间。TEM-EDX分析表明，粘合剂相基本上由Co和Ni构成。在这些样品中，一些粘合剂相含有若干质量百分比的呈固溶体形式的硬质相构成元素。对粘合剂相的分析表明：烧结体的Co含量基本上与所添加的原料Co粉末的量一致，而烧结体的Ni含量比所添加的原料Ni粉末的量要减少约0.2％至约0.3％。因此，各样品(烧结体)中的硬质相含量基本上等于减去用作原料的Co粉末和Ni粉末的量后所得到的量(86质量％)。此外，确定粘合剂相中的Ni与Co的质量比值，即Ni/Co。表II示出了该结果。另外，通过ICP分析测量各样品(烧结体)中的Mo含量(质量％)。该结果也示于表II中。

基于断面的SEM观察图像(×5000)来确定观察视野中存在的各样品(烧结体)的全部晶粒的尺寸。将马丁直径(Martin diameter)(当将晶粒沿着一定方向投影到平面上时，将晶粒的投影面积平分为二的直线长度)。具体而言，借助于各烧结体断面的显微照片，并将平分显微照片中晶粒面积的直线长度定义为晶粒尺寸。关于具有核-边结构的晶粒，将包含边在内的区域的直径定义为晶粒尺寸。结果证实：在所有样品中，几乎观察不到尺寸超过3μm的晶粒，硬质相基本上由尺寸均为3μm以下的晶粒形成。

利用由断面的观察图像(×5000)所测得的晶粒尺寸(上述的马丁直径)来确定各晶粒的面积。在第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相中，分别对尺寸大于1μm且小于或等于3μm的晶粒的总面积(下文中，将这些总面积称为“粗晶粒面积(1)”、粗晶粒面积(2)”、粗晶粒面积(3)”和粗晶粒面积(4)”)加以确定。在第一硬质相中，对尺寸均为1μm以下的晶粒的总面积(下文中，将这一总面积称为“细晶粒面积(1)”)进行确定。在第二硬质相中，对尺寸均为1μm以下的晶粒的总面积(下文中，将这一总面积称为“细晶粒面积(2)”)进行确定。将粗晶粒面积(1)、粗晶粒面积(2)、粗晶粒面积(3)、粗晶粒面积(4)、细晶粒面积(1)和细晶粒面积(2)的总和定义为硬质相的总面积。表IV示出了粗晶粒面积(1)至(4)之和相对于硬质相总面积的比例，即粗晶粒的面积比例“粗晶粒/总硬质相”(％)。此外，表IV还示出了粗晶粒面积(1)、粗晶粒面积(2)、粗晶粒面积(3)、粗晶粒面积(4)、细晶粒面积(1)和细晶粒面积(2)分别相对于硬质相总面积的面积比例。相对于硬质相的总面积，将粗晶粒面积(1)的面积比例记为S1、将粗晶粒面积(2)的面积比例记为S2、将粗晶粒面积(3)的面积比例记为S3、将粗晶粒面积(4)的面积比例记为S4。在这种情况下，确定(S1+S2)、S1/(S1+S2)和S3/(S3+S4)。表IV示出了该结果。另外，将细晶粒面积(1)记为SS1并将细晶粒面积(2)记为SS2，确定SS1/(SS1+SS2)以及第三硬质相和第四硬质相的总面积相对于整个金属陶瓷(硬质相+粘合剂相)的面积(这里，该面积为观察视野中的面积)的面积比例，即，(第三硬质相+第四硬质相)/(金属陶瓷总体)。表IV也示出了该结果。在包含第三硬质相或第四硬质相的全部样品中，构成第三硬质相的晶粒或者构成第四硬质相的晶粒的尺寸均超过约1μm。在构成第三硬质相或第四硬质相的晶粒中，几乎未观察到尺寸为1μm以下的晶粒。

[表IV]

对所得烧结体的表面进行表面研磨处理和磨边处理(edging treatment)，从而制得了设置有断屑槽的刀片(cutting insert)(切削工具)，该刀片具有CNMG 120408形状。利用所得刀片在下述表V所示条件下进行切削测试(均为车削测试)，以评价其耐磨性、抗破裂性以及加工面的表面粗糙度。表VI示出了该结果。根据JIS B 0601(2001)测量表面粗糙度Ra。

[表V]

[表VI]

表VI表明，与不具有上述四种硬质相中任意一者的样品100至样品105相比，包含所有的第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相的样品1至样品19均具有优异的耐磨性和优异的抗破裂性。此外，样品1至样品19均使被加工件的表面粗糙度Ra较小并具有高质量的加工面。

在样品1至样品19中，尤其是对于粗晶粒的面积比例为60％至90％的样品而言，其具有更高的硬度和破裂韧性，从而进一步提高了耐磨性和抗破裂性。另外，在样品1至样品19中，尤其是对于(S1+S2)为0.1至0.5的样品、以及S1/(S1+S2)为0.1至0.4且S3/(S3+S4)为0.4至0.9的样品而言，表面粗糙度Ra得以进一步降低，从而获得了优异的表面质量。在样品1至样品19中，尤其是对于SS1/(SS1+SS2)为0.5至0.9的样品而言，其具有更高的耐磨性。此外，在样品1至样品19中，尤其是对于(第三硬质相+第四硬质相)/(全部金属陶瓷)超过40％的样品而言，其具有优异的韧性。

在样品1至样品19的刀片表面上，通过电弧离子镀法形成(Ti，Al)N涂层(厚度：4μm)，从而形成被覆刀片。在表V所示测试条件下进行耐磨性测试。结果证实，与不具有该硬质涂层的样品相比，所有这些样品均具有优异的耐磨性。

可在不脱离本发明范围的条件下对上述实施方案进行恰当地改变。本发明不局限于上述的构造。例如，可适当地改变原料粉末的组成和平均粒径、硬质相晶粒的存在状态、以及硬质涂层的组成和厚度。

工业适用性

本发明的金属陶瓷适用作切削工具的材料。本发明的被覆金属陶瓷工具适用于对钢进行车削、铣切，尤其是进行切削。

标号说明

1第一硬质相

1b周边部

2第二硬质相

2a、3a核部

2b、3b周边部

3第三硬质相

4第四硬质相

10粘合剂相

Claims

1.一种金属陶瓷，其包含：硬质相，该硬质相由选自周期表第4族、第5族和第6族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物和固溶体中的一种或多种化合物构成；以及主要由铁族元素构成的粘合剂相，所述硬质相通过所述粘合剂相而相互粘结在一起，

所述金属陶瓷含有70质量％至97质量％的所述硬质相，其余部分基本上由所述粘合剂相形成，

所述硬质相包含第一硬质相、第二硬质相、第三硬质相和第四硬质相，

其中所述第一硬质相为这样的硬质相：该硬质相具有仅由碳氮化钛构成的单相；或者该硬质相具有碳氮化钛的一部分被复合碳氮化物固溶体覆盖的单相结构，其中该复合碳氮化物固溶体含有钛、以及选自周期表第4族、第5族和第6族中除了钛以外的其他金属中的一种或多种金属，

所述第二硬质相为具有核-边结构的硬质相，该核-边结构包含核部以及完全覆盖住该核部的周边部，所述核部由碳氮化钛构成，并且所述周边部由复合碳氮化物固溶体构成，其中该复合碳氮化物固溶体含有钛、以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除了钛以外的其他金属中的一种或多种金属，

所述第三硬质相为具有核-边结构的硬质相，该核-边结构包含核部以及完全覆盖住该核部的周边部，所述核部和所述周边部含有相同的元素、并且均由至少含有钛和钨的复合碳氮化物固溶体构成，并且所述核部中的钨浓度高于所述周边部中的钨浓度，并且

所述第四硬质相为具有单相结构的硬质相，该单相结构由复合碳氮化物固溶体构成，其中该复合碳氮化物固溶体含有钛、以及选自周期表第4族、第5族以及第6族中除了钛以外的其他金属中的一种或多种金属。

2.根据权利要求1所述的金属陶瓷，其中，相对于所述硬质相的总面积，所述硬质相的60％至90％由尺寸均大于1μm且小于或等于3μm的粗晶粒形成，所述硬质相的其余部分由尺寸均小于或等于1.0μm的细晶粒形成，

其中所述粗晶粒由所述第一硬质相、所述第二硬质相、所述第三硬质相和所述第四硬质相形成，并且

所述细晶粒基本上由所述第一硬质相和所述第二硬质相形成。

3.根据权利要求2所述的金属陶瓷，其中相对于所述硬质相的总面积，当将所述粗晶粒的所述第一硬质相的面积比例记为S1、并将所述粗晶粒的所述第二硬质相的面积比例记为S2时，则(S1+S2)为0.1至0.5。

4.根据权利要求2或3所述的金属陶瓷，其中相对于所述硬质相的总面积，当将所述粗晶粒的所述第一硬质相的面积比例记为S1、将所述粗晶粒的所述第二硬质相的面积比例记为S2、将所述粗晶粒的所述第三硬质相的面积比例记为S3、并将所述粗晶粒的所述第四硬质相的面积比例记为S4时，则S1/(S1+S2)为0.1至0.4、且S3/(S3+S4)为0.4至0.9。

5.根据权利要求2至4中任意一项所述的金属陶瓷，其中，当将晶粒尺寸为1.0μm以下的所述第一硬质相的面积记为SS1、并将晶粒尺寸为1.0μm以下的所述第二硬质相的面积记为SS2时，则SS1/(SS1+SS2)为0.5至0.9。

6.根据权利要求1至5中任意一项所述的金属陶瓷，其中相对于所述金属陶瓷的总面积，所述第三硬质相和所述第四硬质相的总面积比例超过40％。

7.根据权利要求1至6中任意一项所述的金属陶瓷，其中所述金属陶瓷在所述粘合剂相中含有镍(Ni)和钴(Co)，并且

当将所述粘合剂相中所含的Ni与Co的质量比记为Ni/Co时，Ni/Co为0.7至1.5。

8.根据权利要求1至7中任意一项所述的金属陶瓷，其中所述金属陶瓷含有0.01质量％至2.0质量％的钼。

9.一种被覆金属陶瓷工具，其具有：由权利要求1至8中任意一项所述的金属陶瓷构成的基材、以及覆盖所述基材的至少一部分表面的硬质覆层。