CN103282147B - 切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种由烧制的变形较小且具有较高强度的金属陶瓷烧结体构成的切削工具。作为切削工具(1)，通过由第一硬质相(12)与第二硬质相(13)这两种构成的硬质相(11)和由Co及Ni的至少一种构成的结合相(14)来构成金属陶瓷烧结体(6)，在该金属陶瓷烧结体(6)的距前倾面两侧的表面400μm厚度以上的深度的内部中，利用2D法测定的第一硬质相(12)的σ11方向的残留应力σ11〔1i〕是压缩应力且为80MPa以上(σ11〔1i〕≤-80MPa)，第二硬质相(13)的σ11方向的残留应力σ11〔2i〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔2i〕＝-50MPa～50MPa)，并且结合相(14)的σ11方向的残留应力σ11〔bi〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔bi〕＝-50MPa～50MPa)。

Description

切削工具
技术领域
本发明涉及一种由金属陶瓷烧结体构成的切削工具。
背景技术
例如，在专利文献1中，公开有如下内容：通过使含有氮的TiC基金属陶瓷的表面部中的结合相(铁族金属)浓度与内部相比减少，表面部中的硬质相的存在比例较大，从而在烧结体表面部残存30kgf/mm2以上的压缩残留应力，提高了耐磨损性、耐缺损性、耐热冲击性。
此外，在专利文献2中，公开了如下内容：作为WC基超硬合金的主结晶的WC颗粒具有120kgf/mm2以上的压缩残留应力，从而使WC基超硬合金具备较高强度而耐缺损性优良。
另外，在专利文献3中，记载有如下内容：通过在第一硬质相与第二硬质相各自中施加不同大小的残留应力，能够抑制在金属陶瓷内产生裂缝或使裂缝进展，提高切削工具的耐缺损性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平05-9646号公报
专利文献2：日本特开平06-17182号公报
专利文献3：国际公开第2010/013735号小册子
发明要解决的课题
然而，在如上述专利文献1那样，结合相的含量在表面与内部之间存在差值而使金属陶瓷烧结体产生残留应力的方法中，由于结合相在金属陶瓷整体中所占的含有比率较小，未施加相对于金属陶瓷整体来说足够的残留应力，难以获得可满足的韧性。
此外，即使在如专利文献2那样在硬质相均匀地施加残留应力的方法中，在使硬质相的强度提高的方面也存在极限。
另外，在上述专利文献3的结构中，作为切削工具的金属陶瓷的耐缺损性提高，但是金属陶瓷存在与超硬合金相比由烧制产生的变形量较大的倾向，当制作具有多个角刀刃(日文：コ一ナ一刀刃)的复杂形状的切削工具时，产生了根据使用角的不同而使角刀刃的位置、形状不同，使切削加工时的尺寸不同等不良情况。
发明内容
本发明是为了解决上述问题而提出的，其目的在于，提供一种使金属陶瓷的韧性提高并且减少由烧制产生的变形而加工精度较高的切削工具。
用于解决课题的手段
本发明的切削工具由金属陶瓷烧结体构成，该金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，该硬质相由以Ti为主成分的周期表第四、第五以及第六族金属中的一种以上的碳化物、氮化物以及碳氮化合物的一种以上构成，且由第一硬质相与第二硬质相这两种构成，结合相主要由Co及Ni的至少一种构成，在金属陶瓷烧结体的距表面400μm厚度以上的深度的内部中，利用2D法测定的上述第一硬质相的σ11方向(与前倾面平行且朝向刀刃的方向)的残留应力σ11〔1i〕是压缩应力且为80MPa以上(σ11〔1i〕≤-80MPa)，上述第二硬质相的σ11方向的残留应力σ11〔2i〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔2i〕＝-50MPa～50MPa)，并且上述结合相的σ11方向的残留应力σ11〔bi〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔bi〕＝-50MPa～50MPa)的范围内。
发明效果
根据本发明的切削工具，构成金属陶瓷烧结体的硬质相由第一硬质相和第二硬质相这两种构成。然后，在金属陶瓷烧结体的距表面400μm以上的深度的内部中，利用2D法测定的第一硬质相的σ11方向的残留应力σ11〔1i〕是压缩应力且为80MPa以上(σ11〔1i〕≤-80MPa)，第二硬质相的σ11方向的残留应力σ11〔2i〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔2i〕＝-50MPa～50MPa)，并且上述结合相的σ11方向的残留应力σ11〔bi〕是压缩或拉伸应力且构成在-50MPa～50MPa(σ11〔bi〕＝-50MPa～50MPa)的范围内，即，通过向两种硬质相各自施加不同大小的残留应力，使硬质相的硬度升高，并且提高将硬质相间结合的结合相的结合力而使裂缝的进展方向在硬质相的粒界处弯折，从而能够抑制裂缝的进展。由此，提高金属陶瓷烧结体的韧性而提高切削工具的耐缺损性。
附图说明
图1是表示对作为本发明的切削工具的一个例子的不重磨刀片(throwaway chip)在前倾面处测定残留应力时的测定部位的图，图1的(a)是概略俯视图，图1的(b)是图1的(a)的X-X剖视图。
图2是针对构成图1的不重磨刀片的金属陶瓷烧结体的剖面的扫描电子显微镜照片。
具体实施方式
对于本发明的切削工具，以前倾面与装配面是相同的负刀片形状(日文：ネガチツピ形状)的不重磨刀片为例，使用(a)是概略俯视图、(b)是(a)的X-X剖视图的图1以及作为针对构成刀片1的金属陶瓷烧结体6的剖面的扫描电子显微镜照片的图2进行说明。
图1、2的不重磨刀片(以下仅简称为刀片。)1如图1的(a)、图1的(b)所示成为大致平板状，呈在主表面上配有前倾面2、在侧表面上配有后隙面3、且在前倾面2与后隙面3的交叉棱线部具有刀刃4的形状。
此外，前倾面2呈菱形、三角形、四边形等多边形状(在图1中，使用锐角顶角为80度的菱形形状为例)，该多边形状的顶角中的锐角顶角(5a，5b)作为刀尖5与被削材料的加工部触碰，成为进行切削的部分。
如图2所示，构成刀片1的金属陶瓷烧结体6由硬质相11和结合相14构成，该硬质相11由以Ti为主成分的周期表第四、第五以及第六族金属中的一种以上的碳化物、氮化物以及碳氮化合物的一种以上构成，该结合相14主要由Co及Ni中的至少一种构成。而且，硬质相11由第一硬质相12和第二硬质相13这两种构成。
此外，作为第一硬质相12的组成，在周期表第四、第五及第六族金属元素之中Ti元素占有80重量％以上，作为第二硬质相13的组成，在周期表第四、第五及第六族金属元素之中Ti元素的含量构成为30重量％以上且不足80重量％的比例。因而，当利用扫描式电子显微镜来观察金属陶瓷烧结体6时，由于第一硬质相12与第二硬质相13相比轻元素的含有比例较大，观察到的是黑颗粒。
此外，在X射线衍射测定中，作为归属于Ti(C)N的(422)面的峰，观测到第一硬质相12的峰p1(422)和第二硬质相13的峰p2(422)这两个峰。相同地，作为归属于Ti(C)N的(511)面的峰，观测到第一硬质相12的峰p1(511)和第二硬质相13的峰p2(511)这两个峰。此外，第一硬质相12的峰在与第二硬质相13的峰相比在高角度侧被观测到。
在此，根据本实施方式，在金属陶瓷烧结体6的距表面400μm以上的深度的内部(以下，仅简称为内部。)中，利用2D法测定的第一硬质相12的σ11方向的残留应力σ11〔1i〕是压缩应力且为80MPa以上(σ11〔1i〕≤-80MPa)，第二硬质相13的σ11方向的残留应力σ11〔2i〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔2i〕＝-50MPa～50MPa)，并且结合相14的σ11方向的残留应力σ11〔bi〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔bi〕＝-50MPa～50MPa)的范围内。由此，在金属陶瓷烧结体6的变形量受到抑制的情况下，向两种硬质相各自施加不同大小的压缩应力，从而使裂缝难以进入到硬质相11的颗粒内，并且，在硬质相11之间的粒界上施加拉伸应力，使裂缝的进展方向弯折而能够抑制裂缝的进展。由此，提高金属陶瓷烧结体6的硬质相的韧性而提高刀片1的耐缺损性。σ11〔1i〕的期望范围是σ11〔1i〕＝-160MPa～-350MPa，σ11〔2i〕的期望范围是σ11〔2i〕＝-50MPa～-20MPa。
即，当施加于第一硬质相12的残留应力σ11〔1i〕是压缩应力且小于80MPa时，不能使硬质相11的硬度提高并且不能对硬质相11给予应力，降低金属陶瓷烧结体6的耐缺损性。此外，当施加于第二硬质相13的残留应力σ11〔2i〕偏离-50MPa～50MPa的范围，即为拉伸应力或者压缩应力且大于50MPa时，存在金属陶瓷烧结体6的烧制所产生的变形增大的情况。
此外，对于本发明的金属陶瓷烧结体6的表面以及内部的残留应力σ11的测定，测定位置是比由金属陶瓷烧结体6构成的切削工具的刀刃4靠中心侧1mm以上的位置P而进行测定。此外，作为残留应力的测定所使用的X射线衍射峰，使用2θ的值出现于135～140度之间的(511)面的峰。此时，将出现于低角度侧的峰p2(511)作为归属于第二硬质相13的峰，将出现于高角度侧的峰p1(511)作为归属于第一硬质相的峰，对各个硬质相11的残留应力进行测定。此外，对于计算残留应力时所需的数值，使用氮化钛的泊松比＝0.20、杨氏模量＝423729MPa进行计算。此外，作为X射线衍射测定的条件，在镜面加工过的前倾面上，作为X射线的线源而使用CuKa线，在输出＝45kV、110mA的条件下照射而进行残留应力的测定。
在此，上述残留应力σ11〔1i〕与σ11〔2i〕的绝对值之比(σ11〔2i〕/σ11〔1i〕)为0.05～0.3，这对于调整金属陶瓷烧结体6的硬度与变形量的情况是理想的。
此外，在金属陶瓷烧结体6的表面(未抛光面或者以0.05mm以下的厚度进行了镜面加工的加工面)处利用2D法测定残留应力时，第一硬质相12的上述σ11方向的残留应力σ11〔1s〕是压缩应力或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔1s〕＝-50MPa～50MPa)，第二硬质相13的针对σ11方向的残留应力σ11〔2s〕是压缩应力或拉伸应力且为-50～50MPa(σ11〔2s〕＝-50MPa～50MPa)，这对于抑制金属陶瓷烧结体6的烧制时的变形的情况是理想的。
在此，对于金属陶瓷表面(未抛光面或者以0.05mm以下的厚度进行了镜面加工的加工面)中的残留应力σ11〔1s〕、σ11〔2s〕的测定，如图1的工具形状所示，在前倾面2上具有断屑槽8这样的凹部的情况下，在凹部以外的平坦部分进行测定。在表面的表面粗糙度较大时，为了尽可能不增加应力，在将金属陶瓷烧结体6的前倾面2镜面加工0.05mm的厚度而确保了平坦部分的状态下进行测定。此外，对于σ11〔1i〕、σ11〔2i〕的测定，在从金属陶瓷烧结体6的前倾面2表面抛光了比0.4mm(400μm)厚的厚度的状态下，在对抛光面进行了镜面加工的状态下进行测定。
另外，在对金属陶瓷烧结体6的表面中的残留应力进行测定时，在即使金属陶瓷烧结体6的表面上成膜有覆盖层，由于覆盖层的厚度较薄而能够检测金属陶瓷烧结体6的硬质相11的峰时，从覆盖层的表面测定金属陶瓷烧结体6的硬质相11的残留应力。在覆盖层的厚度较厚而不能检测金属陶瓷烧结体6的硬质相11的峰时，在将覆盖层抛光到能够检测硬质相11的峰的程度之后，对金属陶瓷烧结体6的硬质相11的残留应力进行测定。
此外，金属陶瓷烧结体6的表面中的结合相14的浓度c〔bs〕与金属陶瓷烧结体6的内部中的结合相14的浓度c〔bi〕之比(c〔bs〕/c〔bi〕)是0.8～1.1，这在能够对硬质相11以及结合相14各自给予所期望的残留应力这点上是理想的。
此外，上述内部中的第一硬质相12的面积比率S〔1i〕与上述内部中的第二硬质相13的面积比率S〔2i〕的比率(S〔2i〕/S〔1i〕)是2～4，这在能够对硬质相11以及结合相14各自给予所期望的残留应力这点上是理想的。
另外，作为硬质相11的平均颗粒直径，在金属陶瓷烧结体6的内部的剖面观察下第一硬质相12为0.3～0.7μm，第二硬质相13为0.8～1.5μm，这在能够提高韧性这点上是理想的。在其内部，在将第一硬质相12的平均颗粒直径设为d1i，将第二硬质相13的平均颗粒直径设为d2i时，d1i与d2i的比率(d2i/d1i)是2～3，这在对第一硬质相12与第二硬质相13的残留应力进行控制的方面是理想的。此外，金属陶瓷烧结体6的内部的硬质相11整体的平均颗粒直径d是0.3～1μm，这在能够给予规定的残留应力这点上是理想的。此外，本发明中的硬质相11的颗粒直径的测定是以CIS-019D-2005所规定的超硬合金的平均颗粒直径的测定方法为基准进行测定的。此时，在由硬质相11的中心为第一硬质相12且其周边包围有第二硬质相13的有芯构造来构成的情况下，该颗粒的第一硬质相12的颗粒直径是第一硬质相12的颗粒直径自身，第二硬质相13的颗粒直径是将芯部的第一硬质相12和直至包含周边部的第二硬质相13的周边部的外缘看成一个硬质相11而算出的。
此外，上述金属陶瓷烧结体6的结合相14的浓度、第一硬质相12与第二硬质相13的面积比率、硬质相11的平均颗粒直径是基于利用随附于电子显微镜的能量分散分光分析(EPMA)测定出的数据，使用图像解析法而算出的。此外，在数据加工时需要决定阈值的情况下，将EPMA的最高计数值的10％的值作为阈值而算出。
在此，第一硬质相12及第二硬质相13并非全部呈有芯构造，通过其一部分各自单独地存在，从而调整金属陶瓷烧结体6的残留应力。优选第一硬质相12整体中的形成有芯构造的比例是60～90面积％，第二硬质相13整体中的形成有芯构造的比例是40～80面积％。另外，第一硬质相12整体中的形成有芯构造的比例的理想范围是70～80面积％，第二硬质相13整体中的形成有芯构造的比例是60～70面积％。即，第一硬质相12整体中的、并非有芯构造而是单独存在的颗粒的比例是10～40面积％，特别地20～30面积％是理想的，第二硬质相13整体中的、并非有芯构造而是单独存在的颗粒的比例是20～60面积％，特别地30～40面积％是理想的。
另外，硬质相11由碳氮化合物构成，硬质相11的CN比(氮含有比N/(C+N))在金属陶瓷烧结体6的平均中为0.42～0.46，这在提高硬质相11的硬度并且使结合相14抑制在硬质相11的粒界处进展的裂缝的产生这点上是理想的。硬质相11的CN比(氮含有比N/(C+N))的理想范围是0.43～0.45。
此外，金属陶瓷烧结体6的表面中的硬质相11的CN比(氮含有比N/(C+N))小于金属陶瓷烧结体6的内部中的硬质相11的CN比，这在能够减小与烧制相伴的金属陶瓷烧结体6的变形量这点上是理想的。
另外，根据本实施方式，作为金属陶瓷烧结体6的理想组成，周期表第四、第五以及第六族金属的氮化物或碳氮化合物的合计含有比率为70～96质量％的情况是理想的，特别是在提高耐磨损性这点上为85～96质量％的情况是理想的。此外，周期表第四、第五以及第六族金属的氮化物或碳氮化合物中的Ti的含有比率是50质量％以上，特别是60～90质量％，这在金属陶瓷烧结体6的硬度和韧性的平衡这点上是理想的。另一方面，结合相14的含有比率是4～30质量％，特别是10～15质量％的情况是理想的，由此，金属陶瓷烧结体6的硬度及韧性的平衡变得优良。另外，金属陶瓷烧结体6的理想的具体组成的比例如下：Co为5～15质量％，Ni为2～10质量％，TiCN为40～70质量％，WC为5～30质量％，NbC为5～30质量％，VC为1.0～3.0质量％，MoC为0～5质量％，TaC为0～10质量％，ZrC为0～3.0质量％，由此，能够兼备金属陶瓷烧结体6的耐磨损性和耐缺损性。
另外，在由金属陶瓷烧结体6构成的基体的表面上形成覆盖层(未图示)而在前倾面2处从上述覆盖层的表面利用2D法来测定残留应力时，第二硬质相13的前倾面2的针对面内方向(σ11方向)的残留应力(σ11〔2cs〕)是压缩应力且为60MPa以上(σ11〔2cs〕≤-60MPa)，并且，相对于形成上述覆盖层之前的金属陶瓷烧结体6的第二硬质相13的针对上述σ11方向的残留应力(σ11〔2ns〕)而言为1.1倍以上，这对于提高覆盖层的紧贴性来说是理想的。
此外，在本实施方式中，也可以在金属陶瓷烧结体的表面上，使用物理蒸镀法(PVD法)、化学蒸镀法(CVD法)等公知的薄膜形成方法将TiN、TiCN、TiAlN、Al2O3等公知的硬质膜形成为覆盖层(未图示。)。其中，作为上述覆盖层，由Ti1-a-b-c-dAlaWbSicMd(CxN1-x)(其中，M是从Nb、Mo、Ta、Hf、Y选择的一种以上，0.45≤a≤0.55，0.01≤b≤0.1，0≤c≤0.05，0≤d≤0.1，0≤x≤1)构成是理想的。
此外，本发明的工具能够应用于不重磨刀片类型的普通旋削工具或者开槽工具、攻丝工具、立铣刀或钻头以及整体立铣刀、整体钻头等。
(制造方法)
接下来，对上述金属陶瓷的制造方法的一个例子进行说明。
首先，调制混合粉末，该混合粉末混合有平均颗粒直径为0.1～2μm、理想的是0.2～1.2μm的TiCN粉末；平均颗粒直径为0.1～2μm的VC粉末；平均颗粒直径为0.1～2μm的上述其他金属的碳化物粉末、氮化物粉末或者碳氮化合物粉末中的任一种；平均颗粒直径为0.8～2.0μm的Co粉末；平均颗粒直径为0.5～3.0μm的Ni粉末；以及根据期望添加的平均颗粒直径为0.5～10μm的MnCO3粉末。此外，在原料中也添加TiC粉末、TiN粉末，这些原料粉末在烧制后的金属陶瓷中构成TiCN。然后，向该混合粉末中添加粘合剂，利用喷雾干燥等方法，制作平均颗粒直径10～200μm的颗粒体，通过冲压成形而成形为规定形状。
接下来，向该混合粉末添加粘合剂，通过冲压成形、挤压成形、注射成形等公知的成形方法而成形为规定形状。接下来，根据本发明，通过在下述条件下进行烧制，能够制作上述的规定组织的金属陶瓷。
第一实施方式的烧制条件是通过按顺序进行下述(a)～(h)工序的烧制模式进行烧制，
(a)在真空中从室温升温至1200℃的工序，
(b)在真空中以0.1～2℃/分的升温速度r1从1200℃升温至1330～1380℃的烧制温度(称为温度T1)的工序，
(c)在温度T1下将烧制炉内的环境替换为30～2000Pa的非活性气体环境，以4～15℃/分的升温速度r2从温度T1升温至1450～1600℃的烧制温度(称为温度T2)的工序，
(d)在30～2000Pa的非活性气体环境中，状态不变地在温度T2下保持0.5～2小时的工序，
(e)在0.1MPa～0.9MPa的非活性气体环境中以10～50℃/分的降温速度r3下降至100℃以下的温度(称为温度T3)的工序，
(f)在保持与(e)工序相同的环境的状态下以10～20℃/分的升温速度r4从温度T3升温至800～1100℃(称为温度T4)的工序，
(g)在上升到温度T4的时刻，使非活性气体达成0.1MPa～0.9MPa的气压，以20～50℃/分的降温速度r5冷却至室温的工序，
(h)在液氮中浸渍10秒钟而取出，返回到室温的工序。
即，当上述烧制条件中的、(b)工序中的升温速度r1为2℃/分以下时，能够抑制金属陶瓷的表面的空隙的产生。若升温速度r1为0.1℃/分以上，则成为使烧制时间与生产率相适的速度。当(c)工序中的从温度T1开始的升温形成30Pa以上的气体环境时，减少表面空隙的产生。使(e)(g)工序成为上述规定的气体环境的情况，以及实施(f)(g)(h)工序，从而控制硬质相以及结合相的残留应力。此外，在(e)工序、(f)工序、(g)工序的升温或降温速度处于规定的范围内的情况下，也能够将硬质相以及结合相的残留应力控制在规定的范围内。即，通过具备上述烧制条件中的、(a)～(h)工序的条件，能够将残留应力控制在规定的范围内。
此外，根据期望，将利用上述方法制成的金属陶瓷烧结体的主表面通过金刚石磨石、使用了SiC磨粒的磨石等进行磨削加工(两头加工)，另外，根据期望，进行金属陶瓷烧结体6的侧表面的加工、滚筒抛光、由刷抛光或喷砂抛光等进行的刀刃的珩磨加工。此外，在形成覆盖层的情况下，根据期望，进行成膜前的烧结体6的表面的清洗等工序。
然后，说明在根据期望而制成的金属陶瓷烧结体的表面上形成覆盖层的工序。
作为覆盖层的成膜方法，虽举出有化学蒸镀(CVD)法，也能够适当地应用离子镀法或溅射法等物理蒸镀(PVD)法。当对成膜方法的具体一个例子的详细内容进行说明时，在利用离子镀法来制作覆盖层的情况下，用于分别独立地含有金属钛(Ti)、金属铝(Al)、金属钨(W)、金属硅(Si)、金属M(M是从Nb、Mo、Ta、Hf、Y中选出的一种以上)的金属靶材或者复合化的合金靶材，在通过电弧放电或辉光放电等使金属源进行蒸发而实现离子化的同时，使其与氮源的氮(N2)气或碳源的甲烷(CH4)/乙炔(C2H2)气体进行反应而成膜。
此时，作为成膜覆盖层的前处理，施加高偏压，从Ar气体等蒸发源使Ar离子等颗粒飞溅到金属陶瓷烧结体，实施对金属陶瓷烧结体6的表面进行敲击的撞击处理。
此外，作为本发明中的撞击处理的具体条件，例如，首先在离子镀、电弧离子镀等的PVD炉内，使用蒸发源来加热钨丝，从而在炉内形成蒸发源的等离子体状态。然后，在炉内压力0.5Pa～6Pa、炉内温度400～600℃且处理时间2分～240分的条件下进行撞击的条件是理想的。在此，在本发明中，对于上述的金属陶瓷烧结体，利用比通常的偏压-400～-500V高的-600～-1000V，使用Ar气体或者Ti金属而进行撞击处理，从而能够对刀片1的金属陶瓷烧结体6的硬质相11的第一硬质相12与第二硬质相13各自给予规定的残留应力。
之后，通过离子镀法或溅射法来成膜覆盖层。作为具体的成膜条件，例如在使用离子镀法时，为了能够控制覆盖层的结晶构造以及取向性而制作高硬度的覆盖层并且提高与基体的紧贴性，优选的是，成膜温度200～600℃、施加偏压30～200V。
实施例
在激光粒度(日文：マィクロトラツク)法的测定中平均颗粒直径(d50值)0.6μm的TiCN粉末、平均颗粒直径1.1μm的WC粉末、平均颗粒直径1.5μm的TiN粉末、平均颗粒直径1.0μm的VC粉末、平均颗粒直径2μm的TaC粉末、平均颗粒直径1.5μm的MoC粉末、平均颗粒直径1.5μm的NbC粉末、平均颗粒直径1.8μm的ZrC粉末、平均颗粒直径2.4μm的Ni粉末以及平均颗粒直径1.9μm的Co粉末、平均颗粒直径5.0μm的MnCO3粉末以表1所示的比例进行调整而形成混合粉末，使用不锈钢制球磨机和超硬球，添加异丙醇(IPA)而对该混合粉末进行湿式混合，添加3质量％的石蜡进行混合。然后，将其投入到立式球磨机(日文：ァトラィタミル)中，通过喷雾干燥来制作平均颗粒直径200μm的颗粒。
然后，通过如下烧制模式烧制，即，通过加压压力200MPa而冲压成形为不重磨刀片工具形状，(a)工序：以10℃/分的升温速度升温至1200℃，(b)工序：以1℃/分的升温速度升温至1350℃，(c)工序：将氮气以1500Pa且7℃/分的升温速度升温至表2所示的温度T2，(d)工序：使环境不变保持一小时。然后，(e)工序：以表1所示的环境和降温速度来降温至100℃，表2的(f)工序(将环境保持为(e)工序那样不变)，(g)冷却工序，(h)浸渍在液氮中的工序(在表2中记载处理的有无)。之后，向该金属陶瓷烧结体通过偏压-1000V进行600℃、30分钟的Ti撞击处理，之后，利用PVD法成膜2μm的TiAlN覆盖层，获得试样No.1～14的金属陶瓷制的不重磨刀片。
【表1】
【表2】
对于获得的金属陶瓷制的不重磨刀片，利用ICP分析来测定组成，并记载于表3。金属陶瓷的组成相对于原料组成而不存在金属成分的挥发等，但TiN粉末变化为TiCN。然后，进行扫描式电子显微镜(SEM)观察，在10000倍的照片中，对于内部的任意五处位置，使用市场上售卖的图像解析软件在8μm×8μm的区域内进行图像解析，计算出第一硬质相与第二硬质相各自的平均颗粒直径和其含有比率。此外，作为组织观察的结果，确认了任意试样都存在有在第一硬质相的周围处包围有第二硬质相的有芯构造的硬质相。将结果表示在表4中。
【表3】
【表4】
另外，对于将不重磨刀片的前倾面抛光0.05mm而形成镜面状态的表面以及从前倾面磨削加工0.5mm厚度而形成镜面状态的内部，使用2D法(装置：X射线衍射BrukerAXS公司制D8DISCOVER with GADDSSuper Speed，线源：CuKα，准直直径：0.3mmφ，测定衍射线：TiN(422)面)而测定第一硬质相与第二硬质相各自的残留应力。此外，利用热传导度法求出氮，利用红外吸收法求出碳，测定金属陶瓷烧结体整体的CN比，利用X射线光电子分光分析(XPS法)测定金属陶瓷烧结体的表面(镜面加工至距表面0.05m的深度的加工面)以及内部(抛光加工至距表面的深度为500μm之后进行镜面加工的加工面)中的CN比。将结果表示在表4中。
【表5】
接下来，使用获得的金属陶瓷制的切削工具(CNMG120408形状)在以下的切削条件下进行切削试验1。将结果表示在表6中。
(切削试验1)
(耐磨损性评价)
被削材料：SCM435
切削速度：200m/分
进给：0.20mm/rev
切深：1.0mm
切削状态：湿式(使用水溶性切削液)
评价方法：磨损量达到0.2mm为止的时间
(耐缺损性评价)
被削材料：S45C
切削速度：120m/min
进给：0.05～0.05mm/rev
切深：1.5mm
切削状态：干式
评价方法：直至各进给缺损10S的时间(秒)以及切削状态
此外，对于由上述金属陶瓷构成的切削工具(京瓷株式会社制不重磨刀片：BDMT111Y308ERJT)在以下的切削条件下进行切削试验。将结果一并表示在表6中。
(切削试验2)
被削材料：SCM440H
切削速度：150m/min
切深：2.0mm
进给：0.2mm/tooth
切削状态：干式
对切削长度达到8m的时刻的被削材料的底面的表面粗糙度以及延长切削加工直至表面粗糙度为0.70μm的切削长度进行测定。
【表6】
根据表1～6，在具有本发明的范围外的残留应力的试样No.7～13中，工具的韧性不足，在切削试验1中很早就出现刀刃的卷刃、刀刃的突发缺损，不能获得足够的工具寿命。另一方面，在本发明的范围内的试样No.1～6、14中，由于具有较高韧性，因此在切削试验1中不存在刀尖的卷刃，发挥优良的工具寿命。此外，在切削试验2中，在本发明的范围外的试样No.7～13中，在由烧制产生的变形的影响下刀刃的位置从设计的位置偏移，在切削15m的时刻切削面的表面粗糙度变差。此外，在继续进行切削评价时，由于磨损发展，也产生刀刃的卷刃，因此使能够加工的切削长度变短。另一方面，本发明的范围内的试样No.1～6、14的由烧制产生的变形较小且在切削15m的时刻下的切削面的表面粗糙度优良，并且即使继续进行切削评价，也不会发展磨损，不会产生卷刃，因此能够加工的切削长度较长。
其中，附图标记说明如下：
1 刀片(不重磨刀片)
2 前倾面
3 后隙面
4 刀刃
5 刀尖
6 金属陶瓷烧结体
8 断屑槽
11 硬质相
12 第一硬质相
13 第二硬质相
14 结合相
σ11方向
与前倾面平行，并且从前倾面的中心朝向与测定点最接近的刀尖的方向

Claims (8)

1.一种切削工具，其中，
该切削工具由金属陶瓷烧结体构成，
该金属陶瓷烧结体包含：
硬质相，其由以Ti为主成分的周期表第四、第五以及第六族金属中的一种以上的碳化物、氮化物以及碳氮化合物的一种以上构成，且由第一硬质相和第二硬质相这两种构成；以及
主要由Co及Ni的至少一种构成的结合相，
在该金属陶瓷烧结体的距表面400μm厚度以上的深度的内部中，
利用2D法测定出的所述第一硬质相的σ11方向的残留应力σ11〔li〕是压缩应力且为80MPa以上(σ11〔li〕≤-80MPa)，所述第二硬质相的σ11方向的残留应力σ11〔2i〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔2i〕＝-50MPa～50MPa)，并且所述结合相的σ11方向的残留应力σ11〔bi〕是压缩或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔bi〕＝-50MPa～50MPa)的范围内。
2.根据权利要求1所述的切削工具，其中，
所述残留应力σ11〔2i〕与σ11〔li〕的绝对值之比(σ11〔2i〕/σ11〔li〕)是0.05～0.3。
3.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，
在所述金属陶瓷烧结体的表面处利用2D法测定残留应力时，所述第一硬质相的所述σ11方向的残留应力σ11〔1s〕是压缩应力或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔1s〕＝-50MPa～50MPa)，所述第二硬质相的σ11方向上的残留应力σ11〔2s〕是压缩应力或拉伸应力且为-50MPa～50MPa(σ11〔2s〕＝-50MPa～50MPa)。
4.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，
所述金属陶瓷烧结体的表面中的所述结合相的浓度c〔bs〕与所述内部中的所述结合相的浓度c〔bi〕之比(c〔bs〕/c〔bi〕)是0.8～1.1。
5.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，
所述内部中的所述第二硬质相的面积比率S〔2i〕与所述内部中的所述第一硬质相的面积比率S〔li〕的比率(S〔2i〕/S〔li〕)是2～4。
6.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，
所述第一硬质相及第二硬质相由碳氮化合物构成，该硬质相的CN比，即氮含有比N/(C+N)在所述金属陶瓷烧结体整体的平均中为0.42～0.46。
7.根据权利要求6所述的切削工具，其中，
所述金属陶瓷烧结体的表面中的所述硬质相的CN比，即氮含有比N/(C+N)小于所述金属陶瓷烧结体的内部中的所述硬质相的CN比。
8.根据权利要求1或2所述的切削工具，其中，
在所述硬质相中，所述第一硬质相及所述第二硬质相的一部分呈在所述第一硬质相的周围包围有所述第二硬质相的有芯构造，所述第一硬质相整体中的呈有芯构造的第一硬质相的比例为60～90面积％，所述第二硬质相整体中的呈有芯构造的第二硬质相的比例为40～80面积％。
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