CN105308200A - 金属陶瓷、金属陶瓷的制备方法以及切削工具 - Google Patents

金属陶瓷、金属陶瓷的制备方法以及切削工具 Download PDF

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Abstract

一种金属陶瓷，包括：包含Ti的硬质相颗粒；和包含Ni和Co中的至少一者的结合相，并且70％以上(数量)的所述硬质相颗粒具有含芯结构，该含芯结构包括芯部和围绕所述芯部的外周部。芯部主要由Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种构成，并且外周部主要由包含Ti以及选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种的Ti复合化合物构成。芯部的平均粒径为α，外周部的平均粒径为β，且α和β满足1.1≤β/α≤1.7。

Description

金属陶瓷、金属陶瓷的制备方法以及切削工具
技术领域
本发明涉及金属陶瓷、金属陶瓷的制备方法以及包含所述金属陶瓷的切削工具，其中该金属陶瓷包含至少具有Ti的硬质相颗粒以及包含Ni和Co中的至少一者的结合相。
背景技术
切削工具的主体(基材)中利用了称为金属陶瓷的硬质材料。金属陶瓷是其中硬质相颗粒被铁族金属结合相结合在一起的烧结体，并且金属陶瓷为其中诸如碳化钛(TiC)、氮化钛(TiN)或碳氮化钛(TiCN)之类的Ti化合物被用作硬质相颗粒的硬质材料。与其中碳化钨(WC)用于主要硬质相颗粒中的烧结硬质合金相比，金属陶瓷具有如下优点，如：[1]降低了稀缺资源钨的用量，[2]具有高耐磨性，[3]在钢切削中可获得精细加工表面，和[4]重量轻。另一方面，金属陶瓷存在的问题在于：其强度和韧性低于烧结硬质合金，容易受到热冲击，因此其加工应用受到限制。
一些金属陶瓷中的硬质相颗粒具有由芯部和围绕该芯部的外周部构成的含芯结构。该芯部富含TiC或TiCN，并且外周部富含Ti复合化合物，该Ti复合化合物包含Ti和另一种金属(如在日本使用的元素周期表中的IV族、V族和/或VI族元素)。外周部改善了硬质相颗粒和结合相之间的润湿性，赋予了金属陶瓷以良好的可烧结性，并由此有助于改善金属陶瓷的强度和韧性。本领域技术人员试图(例如)通过控制这种含芯结构的组成来进一步改善金属陶瓷的强度和韧性(例如，参见专利文献1至专利文献4)。
引用列表
专利文献
专利文献1：日本未审查的专利申请公开No.06-172913
专利文献2：日本未审查的专利申请公开No.2007-111786
专利文献3：日本未审查的专利申请公开No.2009-19276
专利文献4：日本未审查的专利申请公开No.2010-31308
发明内容
技术问题
尽管一些现有金属陶瓷的强度和韧性得以改善，然而对于某些应用来说，它们可能不具有足够高的强度和韧性。尤其是，当将包含现有的金属陶瓷的切削工具用于100m/min以上的切削速度下的切削时或用于断续切削时，热倾向于积聚在切削工具的切削刃及其附近，这往往会导致后刀面磨损、前刀面磨损(月牙洼磨损)、热龟裂和由此导致的断裂。
鉴于上述情况，本发明的目的在于提供一种金属陶瓷及其制备方法，该金属陶瓷能够构成耐热性切削工具。本发明的另一目的在于提供一种耐热性切削工具。
解决问题的方案
切削期间热倾向于积聚在现有切削工具的切削刃及其附近的原因可能是由于切削刃的热量不能通过切削工具的内部耗散。因此，本发明人研究了金属陶瓷的热性能，发现由于具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部中的Ti复合化合物具有固溶体结构，因此，外周部的导热率低于由TiC或TiN构成的芯部的导热率。虽然外周部有助于改善金属陶瓷的可烧结性，但是据发现，金属陶瓷中过量的外周部显著降低了金属陶瓷的导热率，从而降低了金属陶瓷的耐热性。基于这些发现，根据本发明的一个方面的金属陶瓷和根据本发明的一个方面的金属陶瓷的制备方法如下所述。
根据本发明的一个方面的金属陶瓷是这样的一种金属陶瓷，其包括：包含Ti的硬质相颗粒；和包含Ni和Co中的至少一者的结合相，并且70％以上(个数)的硬质相颗粒具有含芯结构，所述含芯结构包括芯部和围绕所述芯部的外周部。具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部主要由Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种构成。具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部主要由包含Ti以及选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种的Ti复合化合物构成。在根据本发明的一个方面的金属陶瓷中，所述芯部的平均粒径为α，所述外周部的平均粒径为β，并且α和β满足1.1≤β/α≤1.7。
如下所述，根据本发明的一个方面的制造金属陶瓷的方法包括准备步骤、混合步骤、成形步骤和烧结步骤。
·准备步骤：准备如下粉末：第一硬质相原料粉末，其包含Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种；第二硬质相原料粉末，其包含选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种；和结合相原料粉末，其包含Co和Ni中的至少一者。
·混合步骤：在磨碎机中将第一硬质相原料粉末、第二硬质相原料粉末和结合相原料粉末混合。在该混合步骤中，磨碎机的周速为100m/min至400m/min，并且混合时间在0.1小时至5小时的范围内。
·成形步骤：将在混合步骤中制备的混合原料成形。
·烧结步骤：将在成形步骤中制备的成形体烧结。
本发明的有益效果
根据本发明的金属陶瓷具有高的耐热性。根据本发明的耐热性金属陶瓷能够通过根据本发明的金属陶瓷的制备方法来制备。
附图简要说明
[图1]图1是根据本发明实施方案的金属陶瓷的扫描电子显微镜照片。
具体实施方式
[本发明实施方案的描述]
首先，以下将描述本发明的实施方案。
<1>根据本发明的实施方案的金属陶瓷是这样的一种金属陶瓷，其包括：包含Ti的硬质相颗粒；和包含Ni和Co中的至少一者的结合相，并且70％以上(个数)的硬质相颗粒具有含芯结构，所述含芯结构包括芯部和围绕芯部的外周部。具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部主要由Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种构成。具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部主要由包含Ti以及选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种的Ti复合化合物构成。所述芯部的平均粒径为α，所述外周部的平均粒径(即，具有含芯结构的硬质相颗粒的平均粒径)为β，且α和β满足1.1≤β/α≤1.7。
具有满足上式的含芯结构的硬质相颗粒的导热率低的外周部薄，且该硬质相颗粒具有高导热率。因此，包含具有这种含芯结构的硬质相颗粒的金属陶瓷具有比现有金属陶瓷更高的导热率，所保留的热量更少，并且受到的热损伤更少。
<<硬质相颗粒>>
具有含芯结构的硬质相颗粒占全部硬质相颗粒的70％以上。不具有含芯结构的硬质相颗粒为几乎不具有外周部的硬质相颗粒，即，为Ti碳化物颗粒、Ti氮化物颗粒或Ti碳氮化物颗粒。具有含芯结构的硬质相颗粒优选占全部硬质相颗粒的90％以上，从而保持金属陶瓷的可烧结性。
具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部主要由Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种构成。即，芯部基本上由Ti化合物构成。因此，芯部的Ti含量为50质量％以上。
具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部主要由Ti复合化合物(＝包含Ti以及选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种的化合物)构成。即，外周部基本上由Ti复合化合物构成。因此，外周部的W、Mo、Ta、Nb和Cr的含量为50质量％以上。
在本说明书中，芯部的平均粒径α(μm)和外周部的平均粒径β(μm)是在金属陶瓷的截面的图像分析中，截面图像中的水平方向的费雷特(Feret’s)直径和垂直方向的费雷特直径的平均值。更具体地说，关于截面图像中的至少200个具有含芯结构的硬质相颗粒，测定水平方向的费雷特直径和垂直方向的费雷特直径。对硬质相颗粒的费雷特直径的平均值进行求和，并将该总和除以测量的颗粒数目。当以这种方式计算出的β/α在1.1至1.7的范围内时，外周部的厚度足以提高硬质相颗粒和结合相之间的可润湿性，但并没有厚到能够显著降低硬质相颗粒的导热率。β/α优选在1.3至1.5的范围内。外周部的平均粒径β与具有含芯结构的硬质相颗粒的平均粒径相同。
<<结合相>>
结合相包含Ni和Co中的至少一者，并且结合相将硬质相颗粒结合在一起。结合相基本上由Ni和Co中的至少一者构成，并可包含硬质相颗粒的成分(Ti、W、Mo、Ta、Nb、Cr、C和/或N)以及不可避免的成分。
<<金属陶瓷的导热率>>
由于提高了硬质相颗粒的导热率，所以根据本发明实施方案的金属陶瓷具有比此前的金属陶瓷更高的导热率。金属陶瓷的导热率优选为20W/mK以上。
<2>根据本发明实施方案的金属陶瓷包含平均粒径为1.0μm以下的硬质相颗粒。
当包括具有含芯结构的硬质相颗粒的全部硬质相颗粒的平均粒径为1.0μm以下时，金属陶瓷在韧性和硬度之间存在良好的平衡性。平均粒径减小倾向于导致低的韧性，平均粒径增大倾向于导致低的硬度。平均粒径优选在0.3μm至0.7μm的范围内。可以在全部的硬质相颗粒的数目为200以上的截面图像中确定全部硬质相颗粒的平均粒径。所述全部的硬质相颗粒的数目是指截面图像中具有含芯结构的硬质相颗粒的数目和不具有含芯结构的硬质相颗粒的数目的总和。具有含芯结构的硬质相颗粒的粒径和不具有含芯结构的硬质相颗粒的粒径是水平方向的费雷特直径和垂直方向的费雷特直径的平均值。通过将全部的硬质相颗粒的粒径相加，并用总和除以测量的颗粒数目来计算硬质相颗粒的平均粒径。
<3>根据本发明实施方案的金属陶瓷具有含量在50质量％至70质量％范围内的Ti，含量在15质量％至30质量％范围内的W、Mo、Ta、Nb和Cr，以及含量在15质量％至20质量％范围内的Co和Ni。
含有预定量元素的金属陶瓷在结合相与具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部和外周部之间具有良好的均衡性，并具有高韧性和耐粘附性。例如，当外周部中Ti复合化合物中的W、Mo、Ta、Nb和Cr含量为15质量％以上时，由于金属陶瓷中外周部的绝对量足够高，所以金属陶瓷具有改善的可烧结性。因此，金属陶瓷倾向于具有改善的韧性。当W、Mo、Ta、Nb和Cr的含量为30质量％以下时，这可抑制金属陶瓷中含有这些元素且不具有含芯结构的硬质相颗粒(例如，WC)的数目增加，并抑制金属陶瓷耐粘附性降低。
<4>如下所述，根据本发明的实施方案的金属陶瓷的制造方法包括准备步骤、混合步骤、成形步骤和烧结步骤。
·准备步骤：准备如下粉末：第一硬质相原料粉末，其包含Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种；第二硬质相原料粉末，其包含选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种；和结合相原料粉末，其包含Co和Ni中的至少一者。
·混合步骤：在磨碎机中将第一硬质相原料粉末、第二硬质相原料粉末和结合相原料粉末混合。在该混合步骤中，磨碎机的周速为100m/min至400m/min，并且混合时间在0.1小时至5小时的范围内。
·成形步骤：将在混合步骤中制备的混合原料成形。
·烧结步骤：将在成形步骤中制备的成形体烧结。
根据本发明的实施方案的金属陶瓷的制造方法的特征之一为在磨碎机中以预定的周速对原料粉末进行短时间混合。这使得在具有含芯结构的硬质相颗粒中包围芯部的外周部具有适当的状态。更具体地说，所述外周部可具有足够的厚度以提高硬质相颗粒和结合相之间的可润湿性，但并没有厚到足以大幅降低具有含芯结构的硬质相颗粒的导热率。
<<准备步骤>>
在该制造方法的准备步骤中，准备第一硬质相原料粉末、第二硬质相原料粉末和结合相原料粉末。根据金属陶瓷的所需特性适当地选择原料粉末的混合比。典型地，第一硬质相原料粉末与第二硬质相原料粉末的质量比优选在50:30至70:20的范围内，并且硬质相原料与结合相原料粉末的质量比优选在80:20至90:10的范围内。
第一硬质相原料粉末的平均粒径、第二硬质相原料粉末的平均粒径、结合相原料粉末的平均粒径分别在0.5μm至1.0μm范围内、0.5μm至2.0μm范围内以及0.5μm至3.0μm范围内。与金属陶瓷中的硬质相颗粒的平均粒径不同，原料粉末的平均粒径是由Fisher法测定的。通过如下所述的混合步骤和成形步骤使原料粉末的颗粒粉碎变形。
<<混合步骤>>
在该制造方法的混合步骤中，在磨碎机中将第一硬质相原料粉末、第二硬质相原料粉末和结合相原料粉末混合。如果需要，可以向混合物中加入成形助剂(例如，石蜡)。
磨碎机是这样一种混合器，其包括旋转轴和从所述旋转轴以圆周方向突出的多个搅拌棒。磨碎机的周速(转速)在100m/min至400m/min的范围内，并且混合时间在0.1小时(＝6分钟)至5小时的范围内。当周速和混合时间不低于上述特定范围的下限时，原料粉末被充分混合，能够抑制金属陶瓷中的结合相的积聚或聚集相的形成，并且具有含芯结构的硬质相颗粒可占金属陶瓷的70％以上。当周速和混合时间不超过上述特定范围的上限时，这样可以防止金属陶瓷中具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部变得过厚。在磨碎机内混合的优选条件包括周速在200m/min至300m/min的范围内，混合时间在0.5小时至3小时的范围内。可以用烧结硬质合金球介质或不用介质来进行磨碎机中的混合。
<<成形步骤>>
在该制造方法的成形步骤中，将混合的粉末(第一硬质相原料粉末+第二硬质相原料粉末+结合相原料粉末+任选的成形助剂)填充压制在模具内。压制压力优选取决于原料粉末的组成，并且优选在约50MPa至250MPa的范围内，更优选在90MPa至110MPa的范围内。
<<烧结步骤>>
在该制造方法的烧结步骤中，优选分步进行烧结。例如，烧结具有成形助剂去除期、第一加热期、第二加热期、保持期，以及冷却期。成形助剂去除期指的是这样的时期，在此期间温度升高到成形助剂的挥发温度，例如，350℃至500℃。在接下来的第一加热期，成形体在真空下被加热到约1200℃至1300℃的温度范围内。在接下来的第二加热期中，在氮气氛中，在0.4kPa至3.3kPa的压力范围内，成形体被加热到约1300℃至1600℃的温度范围内。在保持期，将成形体在第二加热期的最终温度下保持1至2小时。在冷却期中，成形体在氮气氛中被冷却至室温下。
<5>根据本发明实施方案的切削工具是包含根据本发明实施方案的金属陶瓷作为基材的切削工具。
根据本发明实施方案的金属陶瓷具有高的耐热性，并且在韧性和硬度方面具有良好的平衡性，因此适用作切削工具的基材。切削工具可以是任意类型的，例如，可转位刀片、钻头或铰刀。
<6>在根据本发明的实施方案的切削工具中，基材表面中的至少一部分被覆有硬质膜。
硬质膜优选覆盖基材中将要成为切削刃的部分或该部分的附近，或者可覆盖基材的整个表面。基材上形成硬质膜能够改善耐磨性，同时保持基材的韧性。基材上形成硬质膜能够提高基材的切削刃的耐崩裂性并改善工件的加工表面的状态。
硬质膜可以为单层或多层，其总厚度优选在1μm至20μm的范围内。
硬质膜的组成可以为选自在日本使用的周期表中的IV族、V族和VI族金属、铝(Al)和硅(Si)中的一种或多种元素的碳化物、氮化物、氧化物、或硼化物，以及它们的固溶体，例如Ti(C，N)、Al2O3、(Ti，Al)N、TiN、TiC或(Al，Cr)N。立方氮化硼(cBN)和类金刚石碳也适合用作硬质膜的组成。硬质膜可以通过气相方法形成，如化学气相沉积方法或物理气相沉积方法。
[本发明实施方案的详述]
以下将描述根据本发明实施方案的金属陶瓷及其制备方法。本发明由所附权利要求而不是由这些实施方案所限定。落入权利要求及其等价物范围内的所有变形都涵盖在本权利要求的范围内。
(试验例1)
实际制造了包含金属陶瓷的切削工具，并检查金属陶瓷的组成和结构以及切削工具的切削性能。
<<试样1至13的制备>>
按照准备步骤→混合步骤→成形步骤→烧结步骤的顺序制备试样。以下将详细描述这些步骤。在这些步骤中，混合步骤为特征之一。
[准备步骤]
准备TiCN粉末及TiC粉末作为第一硬质相原料粉末。准备WC粉末、Mo2C粉末、NbC粉末、TaC粉末和Cr3C2粉末作为第二硬质相原料粉末。准备Co粉末和Ni粉末作为结合相原料粉末。按照表I所示的质量比混合第一硬质相原料粉末、第二硬质相原料粉末和结合相原料粉末。各粉末的平均粒径如下所示：TiCN:0.7μm、TiC:1.2μm、WC:1.2μm、Mo2C:1.2μm、NbC:1.0μm、TaC:1.0μm、Cr3C2:1.4μm、Co:1.4μm和Ni:2.6μm。这些平均粒径是通过Fisher方法进行测量的。
[混合步骤]
在磨碎机中混合按表1所示的质量比配合的原料粉末、溶剂乙醇和成形助剂石蜡，从而制备混合原料浆料。石蜡占浆料的2质量％。用于在磨碎机中进行混合的条件包括以周速250m/min混合1.5小时。从原料粉末浆料中蒸发掉溶剂，从而制备混合的粉末。
[成形步骤]
将混合的粉末装填到模具中，并以98MPa的压力压制。成形体具有根据ISO标准的SNG432形状。
[烧结步骤]
烧结具有SNG432形状的成形体。更具体而言，首先将成形体加热至370℃以除去成形助剂石蜡。然后在真空下将成形体加热至1200℃。然后在3.3kPa的氮气氛中将成形体加热至1520℃，并在1520℃下保持1小时。然后在真空下将成形体冷却到1150℃，然后在氮气氛中于压力下冷却至室温，由此形成烧结体(金属陶瓷)。
<<试样21和22的制备>>
除了以下方面不同之外，制备试样21和22的工序与制备试样1至13的工序相同。
·制备的作为第一硬质相原料粉末的TiCN的平均粒径为1.0μm。
·原料粉末的比例(比例在表1中列出)。
·在磨碎机内，以200m/min的周速将原料粉末混合15小时。
<<试样特性的测定>>
测定试样1至13、21和22的金属陶瓷的结构、组成、导热率、韧性和硬度。表1列出了结构的β/α(以下描述β/α的定义)、硬质相颗粒的平均粒径、导热率、韧性、硬度以及原料粉末比例。
<<硬质相颗粒的结构和组成的测定>>
使用扫描电镜-能量色散X射线光谱仪(SEM-EDX)装置检测各试样的金属陶瓷的截面。通过对利用SEM-EDX装置获取的SEM照片进行观察发现，在所有试样中，视野中的硬质相颗粒的70％以上具有含芯结构，该含芯结构包括芯部和包围芯部的外周部。作为代表，图1示出了试样1的金属陶瓷的SEM照片。图中的黑色部分表示具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部。灰色部分表示具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部。白色部分表示结合相。仅具有黑色部分或灰色部分的颗粒为不具有含芯结构的硬质相颗粒。
EDX测量结果表明，具有含芯结构的各硬质相颗粒的芯部基本上由Ti碳氮化物(和试样10中的TiC)构成，芯部的Ti含量为50质量％以上。EDX测量结果表明，具有含芯结构的各硬质相颗粒的外周部由包含Ti的碳氮化物的固溶体(Ti复合化合物)构成，并且外周部中的W、Mo、Ta、Nb和Cr的含量为50质量％以上。
金属陶瓷中的元素含量与混合原料中的元素含量相同。因此，各试样中的Ti含量在50质量％至70质量％的范围内，W、Mo、Ta、Nb和Cr含量在15质量％至35质量％的范围内，并且Co和Ni的含量在15质量％至20质量％的范围内。
利用图像分析装置Mac-VIEW(由Mountech公司制造)在SEM图像(x10000)中测定各试样中的芯部的平均粒径α(μm)和外周部的平均粒径β(μm)(外周部的平均粒径等于具有含芯结构的硬质相颗粒的平均粒径)。在各试样中，通过测定200个以上具有含芯结构的硬质相颗粒的水平方向的费雷特直径和垂直方向的费雷特直径，计算各平均值，将具有含芯结构的硬质相颗粒的平均值相加并用总和除以测定的颗粒数目，从而确定具有含芯结构的硬质相颗粒的平均粒径。然后计算作为硬质相颗粒的外周部的薄厚程度指标的β/α。大的β/α表示外周部相对较厚，小的β/α表示外周部相对较薄。
利用低切(low-cut)处理区分具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部和外周部，在低切处理中，按照如下所述对图像分析软件的自动分析条件进行设定。低切色区域(low-cutcolorregion)中的值表示目标颜色接近白色还是黑色。值越小，表明目标颜色越接近黑色。
具有低于低切指定值(low-cutspecifiedvalue)的值的部分(接近黑色的部分)被识别是颗粒。
·检测模式：色差，误差幅度：32，扫描密度：7，检测精度：0.7
·芯部测量中的低切指定值：50至100
·外周部测量中的低切指定值：150至200
将具有含芯结构的硬质相颗粒的芯部和外周部的低切指定值之间的差值固定为100。
硬质相颗粒的平均粒径(各表中的硬质相粒径)是由SEM图像中全部硬质相颗粒(200个以上)的数目和各硬质相颗粒的粒径所确定的。利用图像分析装置在上述条件下确定各硬质相颗粒的粒径。
<<导热率的测定>>
通过比热×热扩散率×密度来计算各试样的导热率(W/m·K)。利用ULVAC-RIKO公司制造的TC-7000，使用激光闪光法测量比热和热扩散率。通过阿基米德原理测量密度。可使用以下等式计算导热率：热渗透率＝(导热率×密度×比热)1/2。可以使用市售的热显微镜测定热渗透率。可通过差示扫描量热法(DSC)测定比热。
<<韧性和硬度的测定>>
分别根据JISR1607和JISZ2244确定韧性(MPa·m1/2)和硬度(GPa)。
<<测定结果小结>>
表I中的结果示出，试样1至13(其中原料粉末混合时间为5小时以下)比试样21和22(其中原料粉末混合时间超过10小时)具有更高的导热率和硬度。这可能是因为构成外周部的Ti复合化合物的固溶体比构成芯部的TiCN和TiC具有更低的导热率和硬度。这可能是因为试样1至13中的具有含芯结构的硬质相颗粒的β/α在1.1至1.7的范围内，而试样21和22中的硬质相颗粒的β/α超过2.0(试样1至13中的具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部的厚度小于试样21和22中的外周部厚度)。因此，具有含芯结构的硬质相颗粒的厚的外周部倾向于降低金属陶瓷的导热率以及硬度。
表1中的结果表明试样21和22的韧性并不一定比试样1至13的韧性低。这可能是因为构成具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部的Ti复合化合物的固溶体的韧性高。
<<切削试验>>
然后，用试样中的一部分制作切削工具，并进行切削试验。该切削试验包括耐断裂性试验、耐磨性试验和加工表面精度试验。
对试样1、4、11、13和22的金属陶瓷进行磨削(平面磨削)，然后进行切削刃加工，从而制得刀头。将刀头固定在钻的边缘，从而制备切削工具。在表II所示的条件下，检测切削工具在车削中的切削性能。表III示出了表I所示的各试样的结果和条件。进行耐断裂性试验、耐磨性试验和加工表面精度试验。在耐断裂性试验中，测定刀头的切削刃断裂的时间。在耐磨性试验中，切削10分钟后测定刀头的后刀面磨损。这两个试验都与刀头的寿命有关。在加工表面精度试验中，切削工件1分钟后，测定加工表面的中心线平均粗糙度Ra。由此，对刀头切削刃的耐磨性、耐微断裂性以及耐粘附性进行了检查。
[表II]
[表III]
表III表明，即使在切削刃被加热至高温的切削(切削速度：100m/min以上)中，由试样1、4、11和13制造的切削工具(其具有比试样22更薄的具有含芯结构的硬质相颗粒的外周部)仍具有高的耐磨性和高的耐断裂性。由试样1、4、11和13制造的切削工具具有良好的切削性能的原因可能是：由于具有低的导热率的外周部薄，因此具有含芯结构的硬质相颗粒具有高的导热率。据推测，硬质相颗粒的高导热率使得通过切削产生的切削刃热量易于消散，从而减少了切削刃及其附近的热量积聚。对试样1、4、11和13进行了比较，随着硬质相颗粒的平均粒径减小，后刀面磨损降低。因此，随着硬质相颗粒的平均粒径降低，耐磨性倾向于提高。同样地，比较了试样4和11，它们在导热率方面有一些不同，硬质相颗粒的平均粒径更大的试样11具有更长的断裂时间。在试样1、4、11和13中，具有最大平均粒径的试样13具有最高的耐断裂性。因此，随着硬质相颗粒的平均粒径的增加，耐断裂性倾向于提高。比较了试样1和11，硬质相颗粒的平均粒径更小的试样1具有更长的断裂时间以及更高的耐断裂性。这可能是因为试样1比试样11具有更高的导热率。
<试验例2>
在试验例2中，检测了混合步骤对于金属陶瓷的结构以及切削性能的影响。
首先，在与试验例1中的试样1相同的条件下(原料的混合比也和试样1相同)制备包含金属陶瓷的切削工具(试样14至16)，不同之处在于：混合步骤中，磨碎机的周速和混合时间有所不同。试样14至16的混合条件如下所示。
·试样14：磨碎机的周速＝100m/min，混合时间＝0.1小时
·试样15：磨碎机的周速＝250m/min，混合时间＝5.0小时
·试样16：磨碎机的周速＝400m/min，混合时间＝5.0小时
然后按照与试验例1相同的方法测定各试样的“硬质相颗粒的平均粒径”、“β/α”、“导热率”、“韧性”和“硬度”。表IV示出了结果。表IV也示出了试验例1的试样1的结果。
[表IV]
表IV表明，通过增加磨碎机的周速或混合时间，β/α倾向于增加。
具体而言，经发现，当磨碎机的周速大约为250m/min，且混合时间约为1.5小时时，切削工具(金属陶瓷)在韧性和硬度之间能够取得良好的平衡性，且具有高导热率，这有助于提高耐熔焊性。
工业实用性
根据本发明的金属陶瓷能够适合用作为切削工具的基材。

Claims (6)

1.一种金属陶瓷，包括：包含Ti的硬质相颗粒；和包含Ni和Co中的至少一者的结合相，
其中70％以上的所述硬质相颗粒具有含芯结构，该含芯结构包括芯部和围绕所述芯部的外周部，
所述芯部主要由Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种构成，
所述外周部主要由包含Ti以及选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种的Ti复合化合物构成，
所述芯部的平均粒径为α，所述外周部的平均粒径为β，并且α和β满足1.1≤β/α≤1.7。
2.根据权利要求1所述的金属陶瓷，其中所述金属陶瓷中的所述硬质相颗粒的平均粒径为1.0μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的金属陶瓷，其中所述金属陶瓷具有
含量在50质量％至70质量％范围内的Ti，
含量在15质量％至30质量％范围内的W、Mo、Ta、Nb和Cr，以及
含量在15质量％至20质量％范围内的Co和Ni。
4.一种制造金属陶瓷的方法，包括：
准备步骤，其中准备如下粉末：第一硬质相原料粉末，其包含Ti碳化物、Ti氮化物和Ti碳氮化物中的至少一种；第二硬质相原料粉末，其包含选自W、Mo、Ta、Nb和Cr中的至少一种；和结合相原料粉末，其包含Co和Ni中的至少一者，
混合步骤，其中在磨碎机中将所述第一硬质相原料粉末、所述第二硬质相原料粉末和所述结合相原料粉末混合，
成形步骤，其中将在所述混合步骤中制备的混合原料成形，以及
烧结步骤，其中将在所述成形步骤中制备的成形体烧结，
其中在所述混合步骤中，所述磨碎机的周速为100m/min至400m/min，并且混合时间在0.1小时至5小时的范围内。
5.一种切削工具，其包括根据权利要求1至3中任一项所述的金属陶瓷作为基材。
6.根据权利要求5所述的切削工具，其中所述基材的表面的至少一部分被覆有硬质膜。
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