CN102143814A - 金属陶瓷烧结体和切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种具有高韧性和耐缺损性的金属陶瓷烧结体和切削工具。该金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，其中，所述硬质相由以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物和碳氮化物的1种以上构成，所述结合相以Ni和Co为主成分，在内部通过Pawley法测定所述结合相的晶格常数时，存在具有B1、B2两种晶格常数的2种的结合相，或者存在改性部，在该改性部中，在内部归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值两条，并且，在表面附近归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出所述低角度侧峰值、中间位置峰值和所述高角度侧峰值三条。

Description

金属陶瓷烧结体和切削工具
技术领域
本发明涉及金属陶瓷烧结体和由该金属陶瓷烧结体构成的切削工具。
背景技术
金属陶瓷烧结体作为切削工具或耐磨部件、滑动部件这种需要耐磨损性、滑动性、耐缺损性的部件广为使用。对于这些金属陶瓷烧结体为了其性能的改善，在继续开发新材料并尝试特性的改善。
例如，在专利文献1中公开了如下内容：通过使构成金属陶瓷制切削工具的表面的结合相的晶格常数的值与金属陶瓷制切削工具内部的结合相的晶格常数的值相比小0.01埃以上，从而提高耐磨损性、耐缺损性、耐热冲击性。
另外，在专利文献2中公开了一种金属陶瓷烧结体，以Ti为主成分的硬质相和铁族金属为结合相，其中，具有X射线衍射分析的(113)面的峰值位置分别偏离0.2～1.0度的3种以上的B1型结晶。
另外，在专利文献3中公开了一种金属陶瓷烧结体，在X射线衍射分析中显示硬质相的峰值中，在低角度侧检测的强度大的峰值中，在金属陶瓷烧结体的表面部测定的峰值的半幅宽度相对于内部的X射线衍射峰值为40～60％，并且，在图3、4中公开了示例有在表面部(113)面的峰值检测出一条，在内部(113)面的峰值检测出2条的金属陶瓷烧结体。
专利文献
专利文献1：特开平6-114609号公报
专利文献2：特开平8-176718号公报
专利文献3：特开平8-13077号公报
但是，如上述专利文献1所述的、使表面的结合相的晶格常数比内部的结合相的晶格常数小的金属陶瓷烧结体，存在韧性不充分耐缺损性差的问题。
另外，如上述专利文献2所述，具有偏离0.2～1.0度的3个B1结构的金属陶瓷烧结体能够使残留应力在硬质相中产生，提高耐缺损性，但是，在金属陶瓷烧结体内部中，3条峰值存在时，在金属陶瓷烧结体成为高温时，残存于金属陶瓷烧结体全体的残留应力的表面和内部的差过大，存在金属陶瓷烧结体的表面的耐热冲击性下降的问题。
另外，如上述专利文献3所述，在合金内部硬质相的峰值存在2条，在表面部硬质相的峰值仅存在一条时，表面部的硬质相中的残留应力国小，耐缺损性差，有可能发生切刃的突发缺损和崩刃。
发明内容
因此，本发明的目的在于，提高金属陶瓷烧结体的韧性和耐热冲击性，并且，提高切削工具的耐缺损性。
本发明的第一实施方式的金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物和碳氮化物的1种以上构成，所述结合相以Ni和Co为主成分，并且，在该金属陶瓷烧结体的内部，通过Pawley法测定所述结合相的晶格常数时，存在具有B1、B2两种晶格常数的2种的结合相。
在此，优选所述B1和所述B2的差为
Figure BPA00001328160100021
以上，所述B1为
Figure BPA00001328160100022
以上低于
Figure BPA00001328160100023
所述B2为以上
Figure BPA00001328160100025
以下。
另外，优选存在于所述金属陶瓷烧结体的表面的结合相仅为所述B1。
另外，本发明的切削工具至少切刃由上述金属陶瓷烧结体构成，或者在上述金属陶瓷烧结体的表面形成被覆层而成。
另外，本发明的第二实施方式的金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物和碳氮化物构成，所述结合相主要由Co和Ni的至少一种构成，其中，所述金属陶瓷烧结体中存在改性部，所述改性部中，在X射线衍射测定时，在所述金属陶瓷烧结体的内部归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值两条，并且，在所述金属陶瓷烧结体的表面附近归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出所述低角度侧峰值、中间位置峰值和所述高角度侧峰值三条。
在此，优选所述改性部中的所述归属于所述硬质相的(220)面的峰值中，低角度侧峰值和中间位置峰值以衍射角2θ计在0.2°以内的间隔的位置被检测出，并且，所述中间位置峰值和所述高角度侧峰值以衍射角2θ计在0.3°～0.5°的间隔的位置被检测出。
另外，优选所述改性部中的所述归属于所述硬质相的(220)面的峰值中，所述低角度侧峰值的峰值强度p1相对于所述中间位置峰值的峰值强度p2的比率(p1/p2)比1大。
另外，优选在所述金属陶瓷烧结体的表面部，归属于所述硬质相的(220)面的峰值中的所述高角度侧的峰值消失。
另外，优选在所述表面部，检测出所述低角度侧峰值和所述中间位置峰值2条，并且，所述低角度侧峰值的峰值强度P1相对于中间位置峰值的峰值强度P2的比率(P1/P2)比1大。
另外，本发明的切削工具具备上述金属陶瓷烧结体，耐缺损性和耐热冲击性优异。
发明效果
根据本发明的第一实施方式的金属陶瓷烧结体，在内部存在具有B1、B2两种晶格常数的两种结合相，即存在具有不同大小的分子的两种结合相，由此，抑制金属陶瓷烧结体的裂纹发生时的进展，耐热冲击性和耐缺损性优异。
另外，根据本发明的第二实施方式的金属陶瓷烧结体，其中存在改性部，所述改性部在X射线衍射测定时，在内部归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值两条，并且，在表面附近检测出所述低角度侧峰值、中间位置峰值和所述高角度侧峰值三条，由此，能够使金属陶瓷烧结体中产生的残留应力适当化，提高金属陶瓷烧结体的耐热冲击性和耐缺损性。
具体实施方式
对作为本发明的金属陶瓷烧结体的优选实施方式例的切削工具(以下，简称为工具)进行说明。
构成工具的金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物和碳氮化物的1种以上构成，所述结合相以Co和Ni为主成分。
还有，本发明的金属陶瓷烧结体的优选组成优选为构成硬质相的以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属的氮化物或碳氮化物的合计含有比率为70～96质量％，特别是从提高耐磨损性的观点出发，优选为85～96质量％。而结合相的含有比率优选为4～30质量％，特别是优选为4～15质量％，由此，金属陶瓷烧结体的硬度和韧性的平衡优异。
另外，金属陶瓷烧结体的优选具体组成为如下比例：5～15质量％的Co、2～10质量％的Ni、40～60质量％的TiCN、5～30质量％的WC、5～30质量％的NbC、1.0～3.0质量％的VC、0～5质量％的MoC、0～10质量％的TaC、0～3.0质量％的ZrC，由此，可以同时得到金属陶瓷烧结体的耐磨损性和耐缺损性。
而且，根据本发明的第一实施方式，在所述金属陶瓷烧结体的内部通过Pawley法测定所述结合相的晶格常数时，存在具有B1、B2两种晶格常数的2种结合相，由此，抑制金属陶瓷烧结体的裂纹发生时的进展，耐热冲击性和耐缺损性优异。
在此，作为测定结合相的晶格常数的条件为
X射线衍射分析：2θ＝20°～100°、CuKα线
解析方法：WPPD(Pawley法)
轮廓函数：Fundamental Parameter
解析使用的结晶相：Co、立方晶(Cubic)、
Figure BPA00001328160100041
还有，在本发明中，测定结合相的晶格常数时，为了提高测定精度而在金属陶瓷烧结体的平坦面进行测定。另外，本发明中所谓金属陶瓷烧结体的内部是指距金属陶瓷烧结体的表面1mm以上的内部。
在此，优选所述B1和所述B2的差为
Figure BPA00001328160100042
以上，所述B1为
Figure BPA00001328160100043
以上低于
Figure BPA00001328160100044
所述B2为
Figure BPA00001328160100045
以上
Figure BPA00001328160100046
以下，由此，通过加大B1和B2的晶格常数的差，钨(W)的固溶进行而得到的结合相和立方晶(fcc)结构的高温稳定相具有各自的特征而存在。其结果是，所产生的裂纹的偏向效果和结合相的固溶强化，能够提高耐缺损性。
另外，优选存在于金属陶瓷烧结体的表面的结合相仅是所述B1。由此，表面的硬质相的固溶与内部相比进一步进行，在金属陶瓷烧结体表面，硬度提高，提高金属陶瓷烧结体表面的耐磨损性。
还有，在内部的任意截面的扫描型电子显微镜(SEM)照片中，硬质相由相对观察为黑色的第1硬质相和相对观察为白色的第2硬质相构成。另外，从提高韧性的观点出发，优选其平均粒径在金属陶瓷烧结体的内部的截面观察中，第1硬质相为0.1～0.5μm，第2硬质相为0.8～1.5μm。还有，本法明的硬质相的粒径的测定根据CIS-019D-2005规定的超硬合金的平均粒径的测定方法进行测定。此时，硬质相由有芯结构构成时，到包括芯部和周边部的周边部的外缘为止作为一个硬质相测定其粒径。
另外，根据本发明的第二实施方式，存在改性部，所述改性部在X射线衍射测定时，在内部归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值两条，并且，在表面附近归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出所述低角度侧峰值、中间位置峰值和所述高角度侧峰值三条，由此，能够使金属陶瓷烧结体中产生的残留应力适当化，提高金属陶瓷烧结体的耐热冲击性和耐缺损性。
在此，本发明的X射线衍射的测定是对金属陶瓷烧结体的截面进行研磨的研磨面，以线源：CuKα(除去Kα2)、点径100μm以下，输出：40kV、40mA、阶跃：0.016°，测定峰值：TiN(220)晶面(衍射角2θ为60～65°附近检测)的测定条件下进行。而且，从金属陶瓷烧结体的内部向表面一边变换测定位置一边照射X射线进行测定，由此，能够观察改性层的有无和表面部的X射线衍射峰值的检测状态。
还有，在本发明的金属陶瓷烧结体中，对于在内部、改性部和表面部检测出的X射线衍射峰值的不同，被认为多种元素的固溶状态不同的硬质相存在3种类，其存在比率不同是主要原因。而且，推定为改性部和表面部与内部相比烧结进行元素的扩散和移动活跃，其结果是硬质相的存在状态不同。
在此，对于所述改性部的归属于所述硬质相的(220)面的三条峰值，从改性层的硬质相的固溶充分进行硬度高，并且，能够赋予改性部大的残留应力金属陶瓷烧结体的表面的耐崩刃性优异的观点出发，优选所述低角度侧峰值和所述中间位置峰值以衍射角2θ计在0.2°以内的间隔的位置被检测出，并且，所述中间峰值和所述高角度侧检测出的峰值以衍射角2θ计在0.3°～0.5°的间隔的位置被检测出。此时，对于所述改性部的三条峰值，从提高改性部的残留应力的观点出发，优选所述低角度侧峰值的峰值强度p1相对于所述中间位置峰值的峰值强度p2的比率(p1/p2)比1大。
另外，在表面部归属于所述硬质相的(220)面的峰值中的所述高角度侧峰值消失，能够提高金属陶瓷烧结体的表面的耐磨损性，因此优选。
另外，在所述表面部，检测出2条归属于所述硬质相的(220)面的峰值，并且，所述低角度侧峰值的峰值强度P1相对于中间位置峰值的峰值强度P2的比率(P1/P2)比1大，能够提高表面部的残留应力，因此优选。
还有，在内部的任意截面的扫描型电子显微镜(SEM)照片中，硬质相观察到相对观察为黑色的第1硬质相和相对观察为白色的第2硬质相。考虑到元素的质量和原子半径，推定为通过上述X射线衍射在高角度侧检测的峰值相当于第1硬质相，在中间检测出的峰值和在低角侧检测出的峰值相当于第2硬质相。此时，通过扫描型电子显微镜(SEM)难以区分在中间检测出的峰值的硬质相和在低角侧检测出的峰值的硬质相的不同。
另外，从提高韧性的观点出发，优选硬质相的平均粒径在金属陶瓷烧结体的内部的截面观察中，第1硬质相为0.1～0.5μm，第2硬质相为0.8～1.5μm。还有，本法明的硬质相的粒径的测定根据CIS-019D-2005规定的超硬合金的平均粒径的测定方法进行测定。此时，硬质相由有芯结构构成时，到包括芯部和周边部的周边部的外缘为止作为一个硬质相测定其粒径。
另外，在工具中也可以使用物理沉积法(PVD法)、化学沉积法(CVD法)等公知的方法在上述金属陶瓷烧结体的表面形成TiN、TiCN、TiAlN、Al2O3等公知的被覆层。作为具体的被覆层的构成，可以例举出TiN、TiCN、TiAlN、Al2O3等，特别是由Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x)(其中，M为从Nb、Mo、Ta、Hf、Y中选出的一种以上，0.45≤a≤0.55、0.01≤b≤0.1、0≤c≤0.05、0≤d≤0.1、0≤x≤1)构成，能够使金属陶瓷烧结体的表面的残留应力为最佳范围，并且被覆层自身的硬度高提高耐磨损性，因此优选。
还有，本发明的金属陶瓷烧结体可以适用于不重磨刀片型的通常的旋削工具、或开槽工具、切削螺纹工具、立铣刀或钻头以及整体立铣刀或整体立钻头灯的切削工具，此外也可以作为耐磨部件和滑动部件适用。
(制造方法)
接着，对上述金属陶瓷烧结体的制造方法的一例进行说明。
首先，混合如下粉末调制混合粉末：平均粒径为0.6～1.0μm，优选为0.8～1.0μm的TiCN粉末；平均粒径为0.1～2μm的上述之外的元素周期表第4、5和6族金属的碳化物粉末、氮化物粉末或碳氮化物粉末的任一种；平均粒径为1.0～3.0μm的Co粉末；平均粒径为0.3～0.8μm的Ni粉末；根据希望混合的平均粒径为0.5～10μm的MnCO3粉末。还有，在原料中添加TiC和TiN粉末，但是这些原料粉末在烧成后的金属陶瓷烧结体中形成TiCN。在此，TiCN粉末的平均粒径在上述范围之外时，以及Ni粉末的平均粒径在上述范围之外时，不能产生具有B1和B2的晶格常数的两种的结合相。
而且，在混合粉末中添加粘合剂，通过冲压成形、挤压成形、射出成形等公知的成形方法成形为规定形状。
接着，根据本发明通过在下述条件对上述成形体进行烧成，从而能够制作上述第一实施方式中的规定组织的金属陶瓷烧结体。作为烧成条件，以顺序进行如下的(a)～(g)的工序的烧成模式进行烧成：
(a)在真空中从室温升温到1200℃的工序；
(b)在真空中以0.1～2℃/分钟的升温速度r1从1200℃升温到1330～1380℃的烧成温度T1的工序；
(c)在温度T1将烧成炉内的气氛切换成0.1MPa～0.9MPa惰性气体气氛，以4～15℃/分钟的升温速度r2从温度T1升温到1450～1600℃的烧成温度T2的工序；
(d)在0.1MPa～0.9MPa惰性气体气氛中在温度T2保持0.5～2小时的工序；
(e)将保持在该烧成温度的炉内气氛变为真空再保持60～90分钟的工序；
(f)以4～15℃/分钟的冷却速度在真空度为0.1～3Pa的真空气氛中从温度T2真空冷却到1100℃的工序；
(g)在下降到1100℃的时刻，以0.05MPa～0.9MPa的气压导入惰性气体急冷到室温的工序。
即，在上述烧成条件中，(d)工序的气氛为全部真空或0.1MPa以下的低压气氛时，或者气压为0.9MPa以上的惰性气氛时，不能够产生两种类的结合相。
另外，根据本发明，通过以下述条件烧成上述成形体，能够制作上述的规定组织的第二实施方式的金属陶瓷烧结体。作为烧成条件，以顺序进行如下的(h)～(1)的工序的烧成模式进行烧成：
(h)以5～15℃/分钟的升温速度升温到1050～1250℃；
(i)在填充有30～2000Pa的氮(N)的气氛中以0.1～2℃/分钟的升温速度升温到1330～1380℃；
(j)在填充有30～2000Pa的氮(N)的气氛中以4～15℃/分钟的升温速度升温到1400～1500℃，并且，在该状态下维持0.5～1.0小时；
(k)再从真空变为氮气氛以4～15℃/分钟的升温速度升温到比1500℃高50～100℃的高温，在最高温度在真空气氛中保持0.5～1.0小时后；
(1)以6～15℃/分钟的冷却速度在惰性气体气氛中进行冷却的工序。
在此，在真空气氛中进行(j)工序时，向硬质相的固溶状态过度进行，金属陶瓷烧结体内部的X射线衍射峰值成为3条。另外，在氮压力比2000Pa高的气氛中进行(j)工序时，向硬质相的固溶状态被过度抑制，不能形成改性层。另外，在(k)工序中升温速度低于4℃/分钟时，在金属陶瓷烧结体2的表面部元素周期表第4、5和6族元素向硬质相的固溶过度进行，在金属陶瓷烧结体的内部硬质相的X射线峰值被检测出3条。另外，升温速度比15℃/分钟快时，在金属陶瓷烧结体2的表面部元素周期表第4、5和6族元素向硬质相的固溶不进行，不能得到本发明的改性层。另外，在(j)、(k)工序的温度在规定的范围之外时，向硬质相的固溶状态不能适当化，在金属陶瓷烧结体的内部X射线衍射峰值被检测出3条，或者不能形成改性层。
另外，根据希望，在刀片1的表面形成被覆层。作为被覆层的成膜方法可以适用离子镀敷法和溅射法等的物理沉积法(PVD)。
实施例1
以表1所示的比率混合如下粉末形成混合粉末：具有表1所示粒径的TiCN粉末、Ni粉末和Co粉末、平均粒径为1.1μm的WC粉末、平均粒径为0.8μm的TiN粉末、平均粒径为1.0μm的VC粉末、平均粒径为2μm的TaC粉末、平均粒径为1.5μm的Mo2C粉末、平均粒径为1.5μm的NbC粉末、平均粒径为1.8μm的ZrC粉末、平均粒径为5.0μm的MnCO3粉末，适用不锈钢制球磨机和超硬球，添加异丙醇(IPA)对该混合粉末进行湿式混合，混合添加3质量％的石蜡。
其后，以加压压力200MPa冲压成形为CNMG120408的不重磨刀片工具形状，(a)在真空度10Pa的真空中以10℃/分钟从室温升温到1200℃，(b)接着在真空度10Pa的真空中以升温速度r1＝0.8℃/分钟从1200℃升温到1350℃(烧成温度T1)，(c)在表2所示的烧成气氛下以升温速度r2＝7℃/分钟从1350℃(温度T1)升温到表2所示的烧成温度T2，(d)在烧成温度T2在与(c)工序相同的烧成气氛中保持表2的烧成时间t1后，(e)在真空度为10Pa的真空中，在烧成温度T2保持表2所示的烧成时间t2，(f)在真空中，以8℃/分钟的冷却速度从温度T2冷却到1100℃，(g)在0.1MPa的Ar气体气氛中从1100℃急冷到室温，得到试料No.I-1～13的金属陶瓷制不重磨刀片。
表1
Figure BPA00001328160100091
表2
Figure BPA00001328160100101
*标表示本发明范围之外的试料。
对所得到的金属陶瓷制不重磨刀片，研削加工退刀面0.5mm厚度形成镜面状态后，以如下条件进行金属陶瓷的内部的晶格常数的测定。
X射线衍射分析：2θ＝20°～100°、CuK α线，使用BrukerAXS社制ADVANCE装置
解析方法：WPPD：Pawley法
解析软件：TOPAS
轮廓函数：Fundamental Parameter
解析使用的结晶相：Co、立方晶(Cubic)、
Figure BPA00001328160100102
同样，对烧结体表面的区域实施X射线衍射分析，进行金属陶瓷的表面的晶格常数的测定。结果在表3中显示。
接着，使用所得到的金属陶瓷制不重磨刀片在以下的切削条件下进行切削试验。结果一并在表3中显示。
(耐磨损性试验)
被削材：SCM435
切削速度：200m/分钟
送给：0.20mm/rev
吃刀深度：1.0mm
切削状态：湿式(使用水溶性切削液)
评价方法：磨损量达0.2mm的时间
(耐缺损性评价)
被削材：S45C
切削速度：120m/分钟
送给：0.05～0.05mm/rev
吃刀深度：1.5mm
切削状态：干式
评价方法：以各送给10S到缺损的时间(秒)
表3
*标表示本发明范围之外的试料。
从表1～3可知，在金属陶瓷烧结体的内部存在具有B1、B2的两种类的晶格常数的两种结合相的试料No.I-1～6中，均具有优异的耐磨损性和耐缺损性。
对此，在金属陶瓷烧结体的内部只存在一种晶格常数的结合相的试料I-7～13中，耐磨损性和耐缺损性均差。
实施例2
对实施例1的金属陶瓷烧结体使用电弧离子镀敷法以表4的成膜条件形成表4的膜构成的硬质层，制作试料No.II-1～II-13的金属陶瓷工具。
使用所得到的金属陶瓷制的切削工具在以下的切削条件下进行切削试验。结果一并在表4中显示。
(耐磨损性试验)
被削材：SCM435
切削速度：250m/分钟
送给：0.25mm/rev
吃刀深度：1.0mm
切削状态：湿式(使用水溶性切削液)
评价方法：磨损量达0.2mm的时间
(耐缺损性评价)
被削材：S45C
切削速度：150m/分钟
送给：0.05～0.05mm/rev
吃刀深度：2.0mm
切削状态：干式
评价方法：以各送给10S到缺损的时间(秒)
表4
Figure BPA00001328160100121
Figure BPA00001328160100131
*标表示本发明范围之外的试料。
从表4可知，具有本发明范围外的残留应力的试料No.II7～II13中，工具的韧性不充分，早期发生切刃的崩刃和切刃的突发缺损，不能得到充分的工具寿命。另外，作为本发明范围内的试料No.II-1～II-6中，由于具有高韧性，因此，没有刃尖的崩刃，发挥优异的工具寿命。
实施例3
以表5所示的比率调配通过微迹(microtrack)法测定的平均粒径(d50值)为0.6μm的TiCN粉末、平均粒径为1.5μm的TiN粉末、平均粒径为2.4μm的的Ni粉末、平均粒径为1.9μm的Co粉末、和实施例1中使用的WC粉末、VC粉末、TaC粉末、Mo2C粉末、NbC粉末、ZrC粉末、平均粒径为5.0μm的MnCO3粉末，形成混合粉末，与实施例1同样进行混合成形。
其后，对成形体进行(h)工序：以10℃/分钟的升温速度升温到1200℃，(i)工序：以1℃/分钟的升温速度升温到1350℃，其后，在表6所示的烧成条件下进行烧成，(l)工序：以10℃/分钟的冷却速度在氮气气氛中进行冷却，得到试料No.III-1～16的金属陶瓷制不重磨刀片。
表5
Figure BPA00001328160100132
*标表示本发明范围之外的试料。
表6
*标表示本发明范围之外的试料。
对所得到的金属陶瓷烧结体研削加工退刀面0.5mm厚度形成镜面状态后，以测定范围：2θ＝60°～63°、CuKα线(除去Kα1)、解析使用的结晶相：TiCN(220)的条件进行X射线衍射分析，得到峰值曲线。同样，对烧结体表面的区域实施X射线衍射分析，从烧结体表面倾斜3°的角度进行研磨，对该研磨面进行X射线衍射的测定，对该研磨面换算成深度方向调查改性部存在的区域。还有，改性部以金属陶瓷烧结体的表面为基准在20μm～80μm的深度位置存在。其结果在表7中显示。
Figure BPA00001328160100151
接着，使用所得到的金属陶瓷制的切削工具在以下的切削条件下进行切削试验。结果一并在表8中显示。
(耐磨损性试验)
被削材：SCM435
切削速度：200m/分钟
送给：0.20mm/rev
吃刀深度：1.0mm
切削状态：湿式(使用水溶性切削液)
评价方法：磨损量达0.2mm的时间
(耐缺损性评价)
被削材：S45C
切削速度：120m/分钟
送给：0.05～0.05mm/rev
吃刀深度：1.5mm
切削状态：干式
评价方法：以各送给10S到缺损的时间(秒)
表8
Figure BPA00001328160100161
*标表示本发明范围之外的试料。
从表5～8可知，不具备具有3条峰值的改性部，或者在内部具有3条峰值的试料No.III-8～14中，出现耐磨损性、耐缺损性的任一不充分的结果，不能得到充分的工具寿命。
而具有本发明范围内的XRD峰值的试料No.III-1～7能够发挥优异的耐磨损性、耐缺损性，发挥优异的工具寿命。
实施例4
对实施例3的金属陶瓷烧结体使用电弧离子镀敷法以表9的成膜条件形成表9的膜构成的硬质层，制作试料No.IV-1～13的金属陶瓷工具。
使用所得到的金属陶瓷制的切削工具在以下的切削条件下进行切削试验。结果一并在表9中显示。
(耐磨损性试验)
被削材：SCM435
切削速度：300m/分钟
送给：0.25mm/rev
吃刀深度：1.0mm
切削状态：湿式(使用水溶性切削液)
评价方法：磨损量达0.2mm的时间
(耐缺损性评价)
被削材：S45C
切削速度：130m/分钟
送给：0.05～0.05mm/rev
吃刀深度：2.0mm
切削状态：干式
评价方法：以各送给10S到缺损的时间(秒)
表9
*标表示本发明范围之外的试料。
从表9可知，具有本发明范围外的残留应力的试料No.IV-8～14中，工具的韧性不充分，早期发生切刃的崩刃和切刃的突发缺损，不能得到充分的工具寿命。另外，作为本发明范围内的试料No.IV-1～7中，由于具有高韧性，因此，没有刃尖的崩刃，发挥优异的工具寿命。

Claims (11)

1.一种金属陶瓷烧结体，其特征在于，由硬质相和结合相构成，其中，所述硬质相由以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物和碳氮化物的1种以上构成，所述结合相以Ni和Co为主成分，
并且，在该金属陶瓷烧结体的内部，通过Pawley法测定所述结合相的晶格常数时，存在具有B1、B2两种晶格常数的2种的结合相。
2.根据权利要求1所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，所述B1和所述B2的差为以上。
3.根据权利要求2所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，所述B1为
Figure FPA00001328160000012
以上低于
Figure FPA00001328160000013
所述B2为
Figure FPA00001328160000014
以上以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，存在于所述金属陶瓷烧结体的表面的结合相仅为所述B1。
5.一种切削工具，至少切刃由权利要求1～4中任一项所述的金属陶瓷烧结体构成，或者在权利要求1～4中任一项所述的金属陶瓷烧结体的表面形成被覆层而成。
6.一种金属陶瓷烧结体，其特征在于，由硬质相和结合相构成，其中，所述硬质相由以Ti为主成分的元素周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物和碳氮化物构成，所述结合相主要由Co和Ni的至少一种构成，
并且，所述金属陶瓷烧结体中存在改性部，所述改性部中，在X射线衍射测定时，在所述金属陶瓷烧结体的内部归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值两条，
并且，在所述金属陶瓷烧结体的表面附近归属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出所述低角度侧峰值、中间位置峰值和所述高角度侧峰值三条。
7.根据权利要求6所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，所述改性部中的归属于所述硬质相的(220)面的峰值中，所述低角度侧峰值和所述中间位置峰值以衍射角2θ计在0.2°以内的间隔的位置被检测出，并且，所述中间位置峰值和所述高角度侧峰值以衍射角2θ计在0.3°～0.5°的间隔的位置被检测出。
8.根据权利要求6或7所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，所述改性部中的归属于所述硬质相的(220)面的峰值中，所述低角度侧峰值的峰值强度p1相对于所述中间位置峰值的峰值强度p2的比率p1/p2比1大。
9.根据权利要求6所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，在所述金属陶瓷烧结体的表面部，归属于所述硬质相的(220)面的峰值中的所述高角度侧的峰值消失。
10.根据权利要求9所述的金属陶瓷烧结体，其特征在于，在所述表面部，检测出所述低角度侧峰值和所述中间位置峰值两条，并且，所述低角度侧峰值的峰值强度P1相对于所述中间位置峰值的峰值强度P2的比率P1/P2比1大。
11.一种切削工具，具备权利要求6～10中任一项所述的金属陶瓷烧结体。
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