CN105283569A - 金属陶瓷及其制造方法以及切削工具 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种耐缺损性和耐热冲击性高的金属陶瓷及其制造方法。金属陶瓷1包含结合相2和硬质相4，硬质相4包含：平均粒径为0.05～1μm的由TiCN构成的第1硬质相4；和平均粒径为0.2～2μm且大于第1硬质相5的平均粒径并由Ti与Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物构成的第2硬质相6，具有第2硬质相6彼此连结、由相对于第2硬质相6的平均粒径3倍以上的粒径构成的凝聚部10，形成凝聚部10的第2硬质相6中，存在内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比高于1.1倍的第2a硬质相7，凝聚部10在组织中以20～60面积％的比例存在，碳含量比例为6.00～6.50质量％的。

Description

金属陶瓷及其制造方法以及切削工具

技术领域

本发明涉及适于切削工具、耐磨损部件等的金属陶瓷(cermet)及其制造方法以及切削工具。

背景技术

现在，作为切削工具、耐磨损性部件、滑动部件等需要耐磨损性、滑动性、耐缺损性的部件的材料，广泛使用以Ti为主成分的金属陶瓷。

例如，在专利文献1中公开了一种金属陶瓷，其中存在如下3种硬质相：主要由周期表5或6族元素的碳氮化物等构成的周边部包围主要由Ti等周期表第4族元素的碳氮化物等构成的粒径为1μm以下的芯部的外周部的第一B1型结晶、上述芯部的粒径大于1μm的第二B1型结晶、和不存在芯部的第三B1型结晶，并且所述金属陶瓷中存在第一B1型结晶与第三B1型结晶凝聚成的凝聚部。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-168537号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，上述专利文献1的组织虽然具有提高切削工具的耐磨损性和耐缺损性的效果，但耐缺损性尚不充分，要求进一步提高耐缺损性。因此，本发明的金属陶瓷用于解决上述问题，其目的在于提供耐缺损性高的金属陶瓷及其制造方法以及切削工具。

用于解决问题的手段

本发明的金属陶瓷包含以Co和Ni中的至少1种为主的结合相、和由选自周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的碳氮化物构成的硬质相，

所述硬质相包含：平均粒径为0.05～1μm的由TiCN构成的第1硬质相；和平均粒径为0.2～2μm且大于所述第1硬质相的平均粒径的由复合碳氮化物构成的第2硬质相，

所述复合碳氮化物是Ti与、选自除Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物，

所述硬质相具有粒径相对于所述第2硬质相的平均粒径为3倍以上的由彼此连结的所述第2硬质相形成的凝聚部，形成该凝聚部的所述第2硬质相中，存在内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比高于1.1倍的第2a硬质相，所述凝聚部在所述金属陶瓷的组织中以20～60面积％的比例存在，所述金属陶瓷中的碳含量比例为6.00～6.50质量％。

本发明的金属陶瓷的制造方法中，将TiCN粉末；选自除TiCN以外的周期表4、5、6族金属的碳化物粉末、周期表4、5、6族金属的氮化物粉末、周期表4、5、6族金属的碳氮化物粉末中的至少1种；选自Co和Ni中的至少1种的粉末；以及选自金属W粉末和WC_1-x(0＜x≤1)粉末中的至少1种混合，

将所得的混合粉末成形后，在以下条件下进行烧制：

(a)从室温升温到1200℃，(b)在真空中以0.1～2℃/分钟的升温速度a从1200℃升温到1330～1380℃的烧制温度T₁，(c)在真空中或30～2000Pa的不活泼气体气氛中以4～15℃/分钟的升温速度b从烧制温度T₁升温到1500～1600℃的烧制温度T₂，(d)在真空或30～2000Pa的不活泼气体气氛中于烧制温度T₂下保持0.5～2小时后降温。

本发明的切削工具以上述金属陶瓷为基体。

发明效果

本发明的金属陶瓷能够维持高耐磨损性，且耐缺损性提高。

另外，本发明的金属陶瓷的制造方法能够制造上述高耐磨损性和耐缺损性的金属陶瓷。

此外，本发明的切削工具以上述金属陶瓷为基体，因此能够长时间进行切削。

附图说明

图1是关于表示本发明的金属陶瓷的一例的截面的扫描电子显微镜照片。

图2是关于本发明的金属陶瓷的一例的示意图。

具体实施方式

对于本发明的金属陶瓷的一例，以图1的关于金属陶瓷的截面的扫描电子显微镜(SEM)照片为基础进行说明。

本发明的金属陶瓷1包含：以Co和Ni中的至少1种为主的结合相(在图1的照片中为白色)2、和由选自周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的碳氮化物构成的硬质相4，硬质相4含有：由TiCN构成的第1硬质相5(在图1的照片中为黑色)、和由复合碳氮化物构成的第2硬质相6，所述复合碳氮化物是Ti与、选自Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物。

本实施方案中，第1硬质相5的平均粒径为0.05～1μm，第2硬质相6的平均粒径为0.2～2μm且大于第1硬质相5的平均粒径。进一步，第2硬质相6形成粒径相对于第2硬质相6的平均粒径为3倍以上的凝聚部10，凝聚部10在金属陶瓷1的组织中以20～60面积％的比例存在。在形成凝聚部10的第2硬质相6中，存在内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比高于1.1倍的(在图1的照片中，中心部为接近白色的灰色且外周部为灰色)第2a硬质相7。另外，金属陶瓷1中的碳含量比例为6.00～6.50质量％。

由此，金属陶瓷1的耐缺损性提高。即，由于金属陶瓷1中的碳含量比例为6.00～6.50质量％，与以往相比较低，因而金属陶瓷1变得不易发挥硬度高的碳化物的性质，金属陶瓷1的韧性提高。另外，第1硬质相5以平均粒径0.05～1μm存在，由此能够抑制金属陶瓷1的硬度降低。其结果是，不会使金属陶瓷的耐磨损性降低，而且使耐缺损性提高。另外，第2a硬质相7由复合碳氮化物构成，并且内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的含量比例的质量比高于1.1倍，韧性高，所述复合碳氮化物是Ti与、选自除Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物。而且，第2a硬质相7在大到规定的尺寸以上的凝聚部10中存在，凝聚部10在金属陶瓷1的组织中以20～60面积％的比例存在。由此，凝聚部10具有抑制裂纹进展的效果。此处，本发明中的硬质相4的内部是指，比距硬质相4的外周的厚度为最大径的0.1倍处更内侧的区域。

即，凝聚部10并非如专利文献1所示的有芯结构颗粒那样存在芯部与周边部的界面而使裂纹在该界面进展(所述有芯结构颗粒包含由TiCN构成的黑色芯部与由Ti与W等的复合碳氮化物构成的灰色周边部)，而且多个硬质相4连结，因而使裂纹偏向的效果高。因此，凝聚部10与由单纯的均匀组织构成的硬质相相比，裂纹复杂地进展而使裂纹的进展能量减弱的效果高。而且，第2a硬质相7的韧性优异，因而能够进一步提高金属陶瓷的耐缺损性。需要说明的是，第2a硬质相7可以在凝聚部10外存在。

本实施方案中，将金属陶瓷1中的第1硬质相5所占面积比例设为SA，将第2a硬质相7所占面积比例设为SB时，SA与SB的比例(SB/SA)为1.0～2.5。若为该范围，则不会使金属陶瓷1的耐磨损性降低，能够提高耐缺损性。

需要说明的是，第2硬质相6由复合碳氮化物构成，存在内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比高于1.1倍的第2a硬质相7、和内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比为1.1倍以下的第2b硬质相8，所述复合碳氮化物是Ti与、选自Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物。在凝聚部10中，可以与第2a硬质相7同时存在第2b硬质相8。金属陶瓷1中存在的第2b硬质相8的面积比例(SC)相对于金属陶瓷1的组织整体为0～40面积％。

另外，作为硬质相4，可以存在第3硬质相9，所述第3硬质相9由由TiCN构成的芯部、和由复合碳氮化物构成的外周部组成，所述复合碳氮化物是Ti与、选自除Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物。在凝聚部10中，可以与第2a硬质相7同时存在第3硬质相9。金属陶瓷1中存在的第3硬质相9的面积比例(SD)相对于金属陶瓷1的组织整体为0～30面积％。

硬质相4(第1硬质相5、第2a硬质相7、第2b硬质相8、第3硬质相9)的判定可以通过电子探针显微分析(EPMA)或俄歇分析确认硬质相内的W元素的分布状态。具体来说，对于金属陶瓷1的截面，利用扫描电子显微镜(SEM)观察金属陶瓷1的组织，对于观察区域进行EPMA的面分析，确认各位置处的各金属的含量比例。并且，对照SEM照片与EPMA面分析结果，确定硬质相4(第1硬质相5、第2硬质相6、第3硬质相)。对于第2硬质相6，确认相内的W的浓度分布，将厚度距第2硬质相6的外周为第2硬质相6的最大径的0.1倍的范围作为外周部，算出对于外周部的5点的W的含量比例的平均值。确认作为第2硬质相6的外周部的内侧的、第2硬质相6的内部的W的含量比例，确认W浓度相对于外周部的平均值为1.1倍以上的位置的有无，辨别第2a硬质相7与第2b硬质相8。在第2硬质相6的粒径小而EPMA的分辨率不充分的情况下，通过俄歇分析进行金属元素的测绘(mapping)。

硬质相4(第1硬质相5、第2a硬质相7、第2b硬质相8、第3硬质相9)的平均粒径的测定通过以下方法进行。首先，通过扫描电子显微镜观察，对于6μm以上×6μm以上的任意区域观察3个部位以上并拍摄照片。对于拍摄的照片确定各硬质相4，算出第1硬质相5和第2硬质相6的平均粒径。在确定硬质相4时，若有缩颈则以缩颈为分界处作为其它硬质相确定轮廓。在轮廓内存在第1硬质相5的情况下，如下进行判定。若第1硬质相5的周围完全被第2硬质相6包围，则将第1硬质相5纳入轮廓的框内，确定为第3硬质相9。在第1硬质相5的周围没有完全被第2硬质相6包围而在外插第2硬质相的外周的位置存在第1硬质相5的情况下，按照将第1硬质相5排除到轮廓的框外的方式确定轮廓。并且，求出各轮廓内的面积，算出3个部位以上的照片中的各轮廓内的平均值，将其平均面积换算成圆来算出各硬质相4的平均粒径。

另外，凝聚部10的确定通过以下方法进行。首先，通过扫描电子显微镜观察对于10μm以上×10μm以上的任意区域观察3个部位以上并拍摄照片。对于拍摄的照片，确定第2硬质相6彼此连结的区域。在连结区域的确定中，对于第2硬质相6间有缩颈的部分，按照如下方式进行判定。在缩颈的宽度为平均粒径以上的情况下，视为同一连结区域。在缩颈的宽度小于平均粒径的情况下，视为不同连结区域。在凝聚部中，还有结合相2、第1硬质相5被囊括的情况。若第1硬质相5的周围完全被第2硬质相包围，则视为第1硬质相被囊括在第2硬质相内而按照纳入轮廓的框内的方式确定连结部。在第1硬质相5的周围没有完全被第2硬质相6包围而在外侧存在第1硬质相5的情况下，按照将第1硬质相5排除到轮廓的外侧的方式确定连结部。对于确定的连结区域确定各自的最长长度。并且，将最长长度为第2硬质相6的平均颗粒的3倍以上的长度的连结区域确定为凝聚部10。即，还有存在粒径低于第2硬质相6的平均粒径的3倍的的连结区域的情况，这并不相当于本发明的凝聚部10。将3个部位以上的照片中的凝聚部10的面积比例的平均值作为凝聚部10的面积比例。图1中记载有确定凝聚部10后的轮廓。

此处，若第1硬质相5的平均粒径小于0.05μm，则第1硬质相5凝聚而在金属陶瓷1中分散状态变差，金属陶瓷1的硬度有降低的倾向。另外，若第1硬质相5的平均粒径大于1μm，则金属陶瓷1的硬度降低。第1硬质相5的平均粒径的优选范围为0.3～0.7μm。此外，若第2硬质相6的平均粒径小于0.2μm、或小于第1硬质相5的平均粒径，则金属陶瓷1的韧性降低，若第2硬质相6的平均粒径大于2μm，则金属陶瓷1的硬度降低。此外，若所述凝聚部10在金属陶瓷1的组织中不以20～60面积％的比例存在，则金属陶瓷1的耐缺损性降低。凝聚部10的面积比例的优选范围为30～50面积％。需要说明的是，还有第2硬质相6在凝聚部10外存在的情况。

另外，本实施方案中，将金属陶瓷1中的第1硬质相5的平均粒径设为d_A、将第2a硬质相7的平均粒径设为d_B时，比例(d_B/a_A)为3.0～10。由此，具有金属陶瓷1的耐磨损性提高这一效果。

另外，若金属陶瓷1中的碳含量比例少于6.00质量％，则金属陶瓷1的硬度降低，若金属陶瓷1中的碳含量比例多于6.50质量％，则金属陶瓷1的耐缺损性降低。

此外，根据本实施方案，通过使用X射线衍射测定的2θ-sin2ψ法测定金属陶瓷1的表面处的残余应力时，TiCN的残余应力为-500MPa～-1200MPa，复合碳氮化物的残余应力为-1000MPa～-1500MPa，结合相2的残余应力为-400MPa～-800MPa。其中，负号表示是压缩应力。即，在金属陶瓷1的表面，作为硬质相4的TiCN和复合碳氮化物、以及结合相都产生了压缩应力。通过像这样在金属陶瓷1的表面产生压缩应力，能够进一步抑制在金属陶瓷1的表面产生的裂纹的进展，能够降低金属陶瓷1的耐缺损性。需要说明的是，TiCN的残余应力是第1硬质相5的残余应力、以及第3硬质相9的芯部的TiCN的残余应力的总和，复合碳氮化物的残余应力是第2硬质相6的残余应力、以及第3硬质相9的周边部的残余应力的总和。起因于TiCN的X射线衍射峰与起因于复合碳氮化物的X射线衍射峰作为不同的峰被检测出。由于构成结合相2的Co和Ni为完全固溶体，因此作为1条峰被检测出，利用含量比例多的一方的峰进行确定。

此处，本实施方案中，形成金属陶瓷1中含有的硬质相4的以Ti为主成分的周期表4、5和6族金属的氮化物或碳氮化物的合计含量为70～90质量％，尤其在提高耐磨损性的方面为80～90质量％。另一方面，通过使结合相2的含量为10～30质量％，金属陶瓷1的硬度和韧性的平衡变得优异。结合相的优选范围为10～25质量％。在本实施方案中，各金属元素相对于金属陶瓷1的金属元素的总量的比例由如下比例构成：Ti为40～70质量％、W为10～30质量％、Nb为0～20质量％、Mo为0～10质量％、Ta为0～10质量％、V为0～5质量％、Zr为0～5质量％、Co为5～20质量％、Ni为3～15质量％。若为该组成范围，则金属陶瓷1的耐磨损性和耐缺损性变高。各金属元素相对于金属陶瓷1的金属元素的总量的比例可以通过ICP分析进行测定。

上述的本发明的金属陶瓷由于耐磨损性和耐缺损性高，能够适当用作切削工具、挖掘工具、耐磨损部件，尤其能够适当用作切削工具。

(制造方法)

接着，对上述的工具的制造方法进行说明。

首先，添加平均粒径0.1～1.2μm、特别是0.3～0.9μm的TiCN粉末；选自除TiCN以外的周期表4、5、6族金属的碳化物粉末、周期表4、5、6族金属的氮化物粉末、周期表4、5、6族金属的碳氮化物粉末中的至少1种；平均粒径0.2～5μm的规定量的金属Co粉末、金属Ni粉末；平均粒径2～10μm的选自金属W粉末和WC_1-x(0＜x≤1)粉末中的至少1种；和根据期望添加的碳粉末进行混合来制备混合粉末。

在本实施方案中，作为选自除TiCN以外的周期表4、5、6族金属的碳化物粉末、周期表4、5、6族金属的氮化物粉末、周期表4、5、6族金属的碳氮化物粉末中的至少1种，可以应用平均粒径0.1～3μm的TiN粉末、WC粉末、NbC粉末、MoC、TaC粉末、VC粉末、ZrC粉末。

混合粉末的制备、在上述称量的原料粉末中添加粘合剂、溶剂等，利用球磨、振动磨、喷磨、立式球磨(attritormill)等公知的混合方法进行混合。本实施方案中采用立式球磨机。通过利用立式球磨机的粉末混合，原料粉末被粉碎而粒径变小，由于选自金属W粉末和WC_1-x(0＜x≤1)粉末中的至少1种、金属Co粉末以及金属Ni粉末的延展性高，因此通过粉碎反而有凝聚的倾向。然后，将该混合粉末通过冲压成形、挤出成形、注塑成形等公知的成形方法成形为规定形状。

接着，根据本发明，在真空或不活泼气体气氛中烧制上述成形体。根据本实施方案，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。作为具体的烧制条件，在如下条件下烧制：(a)从室温升温到1200℃，(b)在真空中以0.1～2℃/分钟的升温速度a从1200℃升温到1330～1380℃的烧制温度T₁，(c)在真空中或30～2000Pa的不活泼气体气氛中以4～15℃/分钟的升温速度b从烧制温度T₁升温到1500～1600℃的烧制温度T₂，(d)在真空或30～2000Pa的不活泼气体气氛中于烧制温度T₂下保持0.5～2小时后降温。

通过控制上述烧制时的升温模式、和导入规定量的不活泼气体的时机，在混合粉末中凝聚的选自金属W粉末和WC_1-x(0＜x≤1)粉末中的至少1种由于其它4、5、6族元素边固溶边碳化和氮化，从而形成凝聚部。另外，Co粉末、Ni粉末边相互固溶边熔融，绕进硬质相的周围，将硬质相间结合。其结果是，能够制作上述组织的金属陶瓷1。

即，(b)工序中的升温速度若慢于0.1℃/分钟，则烧制时间过长而不现实，(b)工序中的升温速度若快于2℃/分钟，则凝聚的金属Co粉末和金属Ni粉末的烧结不能充分进行，且由于金属W粉末的烧结性差，因而难以形成凝聚部10。另外，(c)工序中的升温速度若慢于4℃/分钟，则难以形成内部的W的最大含量比例高的第2硬质相。(c)工序中的升温速度若快于15℃/分钟，则金属W粉末的烧结性变得过高而难以形成凝聚部10。烧制温度T₂低于1500℃时，难以形成第2硬质相，若烧制温度T₂高于1600℃，则在凝聚部10中的烧结性活化，凝聚部10变成1个均匀的硬质相。

然后，根据期望，在金属陶瓷1的表面进行被覆层的成膜。作为被覆层的成膜方法，可以适当应用离子镀法、溅射法等物理蒸镀(PVD)法。

实施例

以表1所示比例调配利用MICROTRAC法(激光折射散射法)测定的平均粒径0.6μm的TiCN粉末、平均粒径1.1μm的WC粉末、平均粒径1.5μm的TiN粉末、平均粒径2μm的TaC粉末、平均粒径1.5μm的NbC粉末、平均粒径2.0μm的MoC粉末、平均粒径1.8μm的ZrC粉末、平均粒径1.0μm的VC粉末、平均粒径6μm的W粉末、平均粒径6μm的WC_0.5粉末(在表中，将W粉末和WC_0.5粉末记载为W·WC_1-x)、平均粒径2.4μm的Ni粉末、和平均粒径1.9μm的Co粉末，对于所得到的混合粉末使用不锈钢制球磨机和超硬球，在异丙醇(IPA)中进行湿式混合，添加石蜡3质量％，用立式球磨机进行混合。其后，使用通过喷雾干燥造粒的造粒粉，以200MPa冲压成形为CNMG120408的切削工具(不重磨刀片：throwawaychip)形状。

然后，在如下烧制条件进行烧制：(a)从室温升温到1200℃，(b)在真空中以表1所示升温速度a(表中，记载为速度a)从1200℃升温到1350℃，(c)在1000Pa的N₂气气氛中以表1所示升温速度b(表中，记载为速度b)从烧制温度1350℃升温到表1所示烧制温度T₂，(d)在1000Pa的N₂气气氛中于烧制温度T₂下保持1小时后降温。

表1

对于所得到的切削工具，进行扫描电子显微镜(SEM)观察，利用5000倍的照片，对金属陶瓷的截面的任意5个部位进行观察，通过电子射线显微分析(EPMA)确定各硬质相的类型，使用市售的图像分析软件在8μm×8μm的区域内进行图像分析，确认硬质相内的各金属浓度分布，确认是否存在第1硬质相、第2a硬质相、第2b硬质相、第3硬质相、和凝聚部。然后，测定第1硬质相及第2硬质相的平均粒径(d_A、d_B)和在视野内的面积比例(第1硬质相(SA)、第2a硬质相(SB)、第2b硬质相(SC)、第3硬质相(SD)和结合相)，算出比例(SB/SA)。另外，利用碳分析法，将碳含量已知的超硬合金作为标准试样，测定金属陶瓷中的碳量。结果示于表2。

另外，通过ICP分析，算出金属陶瓷中的金属含量。进一步利用X射线衍射测定通过2θ-sin2ψ法，由TiCN(422)的高角度侧峰测定第1硬质相的残余应力，由TiCN(422)的低角度侧峰测定第2硬质相的残余应力，由Co(311)峰测定结合相的残余应力。需要说明的是，表3的残余应力为负号表示是压缩应力。结果示于表3。

接着，使用所得到的切削工具在以下切削条件下进行切削试验。结果一并记于表3。

(耐缺损性试验)

被切削材料：S45C

切削速度：100m/分钟

进给：0.1～0.5mm/rev(+0.05mm/rev各进给10秒)

吃刀深度：2.0mm

切削状态：干式

评价方法：到缺损为止的切削时间(秒)

表2

1)第2b硬质相的凝聚部

表3

由表1～3可知，金属W粉末和WC_1-x(0＜x≤1)粉末均未添加在原料中的试样No.8的情况下，金属陶瓷中的碳含量比例高于6.50质量％，且未形成凝聚部，金属陶瓷的耐缺损性降低，在切削试验中提前缺损。另外，升温速度a快于2℃/分钟的试样No.9、升温速度b快于15℃/分钟的试样No.11、烧制温度T₂超出1500～1600℃的试样No.12、13中，未形成凝聚部，金属陶瓷的耐缺损性降低，在切削试验中提前缺损。另外，试样No.12、13中，连第2硬质相也未形成。此外，升温速度b慢于4℃/分钟的试样No.10也未形成第2硬质相，虽然形成了仅有第3硬质相的凝聚部，但金属陶瓷的耐缺损性低。

与此相对，作为由具有本发明的组织的金属陶瓷形成的切削工具的试样No.1～7中，均发挥优异的耐缺损性，到缺损为止的切削时间长。

符号说明

1金属陶瓷

2结合相

4硬质相

5第1硬质相

6第2硬质相

7第2a硬质相

8第2b硬质相

9第3硬质相

10凝聚部

Claims (6)

1.一种金属陶瓷，其包含以Co和Ni中的至少1种为主的结合相、和由选白周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的碳氮化物构成的硬质相，

所述硬质相包含：平均粒径为0.05～1μm的由TiCN构成的第1硬质相；和平均粒径为0.2～2μm且大于所述第1硬质相的平均粒径的由复合碳氮化物构成的第2硬质相，

所述复合碳氮化物是Ti与、选白除Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物，

所述硬质相具有粒径相对于所述第2硬质相的平均粒径为3倍以上的由彼此连结的所述第2硬质相形成的凝聚部，形成该凝聚部的所述第2硬质相中，存在内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比高于1.1倍的第2a硬质相，所述凝聚部在所述金属陶瓷的组织中以20～60面积％的比例存在，所述金属陶瓷中的碳含量比例为6.00～6.50质量％。

2.如权利要求1所述的金属陶瓷，其中，所述第2硬质相包含：所述第2a硬质相、和内部的W的最大含量比例相对于外周部的W的平均含量比例的质量比为1.1倍以下的第2b硬质相。

3.如权利要求1或2所述的金属陶瓷，其中，所述硬质相进一步包含第3硬质相，所述第3硬质相包含由TiCN构成的芯部和由复合碳氮化物构成的外周部，所述复合碳氮化物是Ti与、选白除Ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上金属的复合碳氮化物。

4.如权利要求1至3中任一项所述的金属陶瓷，其中，所述TiCN的残余应力为-500MPa～-1200MPa，所述复合碳氮化物的残余应力为-1000MPa～-1500MPa，所述结合相的残余应力为-400MPa～-800MPa。

5.一种金属陶瓷的制造方法，其中，将TiCN粉末；选白除TiCN以外的周期表4、5、6族金属的碳化物粉末、周期表4、5、6族金属的氮化物粉末、周期表4、5、6族金属的碳氮化物粉末中的至少1种；选白Co和Ni中的至少1种的粉末；以及选白金属W粉末和WC_1-x粉末中的至少1种混合，其中，0＜x≤1，

将所得的混合粉末成形后，在以下条件下进行烧制：

(a)从室温升温到1200℃，(b)在真空中以0.1～2℃/分钟的升温速度a从1200℃升温到1330～1380℃的烧制温度T₁，(c)在真空中或30～2000Pa的不活泼气体气氛中以4～15℃/分钟的升温速度b从烧制温度T₁升温到1500～1600℃的烧制温度T₂，(d)在真空或30～2000Pa的不活泼气体气氛中于烧制温度T₂下保持0.5～2小时后降温。

6.一种切削工具，其以权利要求1至4中任一项所述的金属陶瓷为基体。