CN113172226B - 烧结体的结合剂金属相的强化方法 - Google Patents

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Abstract

在本发明中，通过以0.2MPa～0.6MPa的喷射压力或以80m/s～200m/s的喷射速度将球形喷射粒子与压缩气体一起喷射，从而将所述球形喷射粒子喷射到包括硬质粒子和将所述硬质粒子结合在一起的结合剂金属相的烧结体的表面上，所述球形喷射粒子的硬度不小于所述结合剂金属相的硬度且硬度不大于1000HV，并且是#100粒度～#800粒度的平均粒径为20μm～149μm的粒子，因此由这种撞击引起的塑性变形和在撞击部位发生的瞬时温度上升和冷却使所述结合剂金属相的结构微细化，引起致密结构的变化，并且赋予压缩残余应力，从而导致强化，并且能够防止所述烧结体中的脆性断裂。

Description

烧结体的结合剂金属相的强化方法
技术领域
本发明涉及一种在碳化物、氧化物、氮化物、硼化物、硅化物等的硬质粒子与诸如Fe、Ni或Co等结合剂金属一起烧结的烧结体中强化结合剂金属的相(在本发明中称为“结合剂金属相”)的方法，例如在硬质合金、金属陶瓷或cBN中。
背景技术
以硬质合金的例子作为烧结体的例子，硬质合金由使用诸如铁(Fe)、镍(Ni)或钴(Co)等金属作为结合剂一起烧结的诸如钨(W)、钛(Ti)、钽(Ta)等金属的碳化物(WC、TiC、TaC)的微细粒子构成(硬质合金的普通粒子的粒径为几μm，硬质合金的超细粒子的粒径为约0.5μm～约0.8μm)。如狭义定义的那样，硬质合金有时仅指由使用钴(Co)结合剂一起烧结的碳化钨(WC)的粒子构成的WC-Co系合金。
这种硬质合金是具有在1000HV～1800HV的硬度范围内的非凡硬度并且具有优异的耐磨性的材料，因此被用作诸如切削工具等的要求耐磨性的工具、机械部件等用的材料。
然而，尽管硬质合金具有高硬度，但是它们具有脆性并且容易发生脆性断裂的缺点。这意味着，例如，在由硬质合金制成的切削工具的刀刃处容易出现裂纹、缺口等。由于在出现这种裂纹或缺口时需要中断工作来更换切削工具或者需要执行再研磨操作等以使切削工具的刀刃再生，因此这降低了生产率。
因此，期望提供一种硬质合金，其在具有高硬度的同时，也具有优异的韧性，并且不易产生诸如裂纹或缺口等脆性断裂。
已知的是，硬质合金的机械特性，例如硬度和韧性，根据硬质粒子的粒径和结合剂金属的添加量而变化。
因此，可以认为，应该改变硬质粒子的粒径和结合剂金属的添加量以获得具有目标硬度和韧性的硬质合金。
然而，如图1所示，硬度和韧性相对于硬质粒子的粒径的关系是如下的关系，随着硬质合金的平均粒径减小，硬质合金的硬度增大但韧性降低，相反，随着硬质粒子的平均粒径增加，断裂韧性增大但硬度降低。
另外，如图2所示，硬度和韧性相对于结合剂金属的添加量的关系是如下的关系，随着结合剂金属的添加量减小，硬质合金的硬度增大但韧性降低，并且随着结合剂金属的添加量增加，硬质合金的韧性增大但硬度降低。
因此，硬质合金的硬度和韧性具有冲突的关系，因为增大一种导致另一种降低。这意味着，具有两种冲突性质(具有优异韧性的同时还具有高硬度)的硬质合金因而难以通过调节硬质粒子的粒径和调节结合剂金属的添加量来获得。
因此，在不降低硬质合金的硬度的情况下提高韧性的提议方法例如包括：用硬涂层涂布由硬质合金制成的基体的表面的方法，该硬涂层包括优异韧性的增韧区(参见日本专利特开2000-246509号公报(JP2000-246509A)的摘要；以及在保持硬质合金的整体硬度的同时仅提高表面部分的断裂韧性的方法，这通过设置经由在硬质合金的表面处增加WC粒径和/或增加Co浓度而提高韧性的表面层来实现(参见日本专利特表2004-514790号公报(JP2004-514790A)的摘要)。
注意，尽管不旨在提高诸如硬质合金等烧结体的韧性，但是本发明的发明人已经提出了一种用于金属制品的瞬时热处理方法，旨在通过喷丸处理在表面上形成微细结构、微凹等。在该瞬时热处理方法中，具有比工件的母材硬度更高的硬度并且包括在#100粒度～#800粒度(平均粒径：20μm～149μm)的范围内的三种以上不同的近似粒度范围的大致球形的丸粒被混合在一起，并且每经过0.5秒～5秒，将喷丸与压缩空气组合的混合流体间歇地喷射到工件上0.1秒～1秒。该喷射以0.3MPa～0.6MPa的喷射压力、以100m/s～200m/s的喷射速度和以100mm～250mm的喷射距离进行，从而在工件的表面上形成许多随机的具有大致圆形底面且直径为0.1μm～5μm的微小凹部(日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)的权利要求1)。注意，在日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)中记载了其中“硬质合金”用作工件的实施例(参见日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)的表11-1)。
在上述的现有技术中，在包括增韧区的硬涂层设置在硬质合金的表面上的构成中，如同在日本专利特开2000-246509号公报(JP2000-246509A)记载的构成中那样，通过在保持硬质合金的硬度不受影响的同时在表面上形成具有高韧性的增韧区的硬涂层，能够赋予韧性，同时保持硬质合金的特性，即，高硬度。
然而，该方法需要使用诸如物理气相沉积(PVD)、化学气相沉积(CVD)等方法在硬质合金的表面上形成具有增韧区的硬涂层的操作。以这种方式形成硬涂膜需要设备等的大量投资，例如需要昂贵的真空沉积系统。
此外，该方法获得高韧性的原因是在表面上形成了硬涂膜，而不是因为硬质合金本身的韧性增加，这意味着，如果硬涂膜剥离，则会失去韧性。
然而，通过增加WC粒径和/或增加Co浓度而在硬质合金上设置高韧性的表面层的构成，如日本专利特表No.2004-514790(JP2004-514790A)中记载的构成，使得仅对于表面层部分局部地提高了韧性，而不降低硬质合金内部的硬度。
然而，以这种方式具有增加的WC粒径和/或增加的Co浓度的表面层具有由于韧性增大而降低的硬度。因此，其耐磨性降低(参照图1和图2)，并且当在相对于其他构件发生直接接触或滑动的应用中使用时，容易发生磨损。
因此，在日本专利特表No.2004-514790号公报(JP2004-514790A)记载的处理中，在上述表面层上形成有更耐磨的涂布膜的情况下，进行准备性处理以防止该耐磨的涂布膜的剥离(日本专利特表No.2004-514790号公报(JP2004-514790A)，[0001])。然而，以这种方式形成表面层不能在硬质合金本身中获得韧性和硬度二者。
因此，即使强烈期望赋予硬质合金以硬度和韧性二者，但是以上列出的现有技术都不能为这种期望提供解决对策。
因此，本发明的发明人进行了认真的研究，以研究在不形成如上所述的硬涂膜等的情况下，需要如何才能够提高硬质合金本身的韧性。
结果，本发明人考虑了如果至少在硬质合金1的表面附近可以强化结合剂金属相，是否可以抑制诸如裂纹或缺口等脆性断裂的发生。
即，如图3所示，硬质合金1具有如下结构：其中诸如WC等硬质粒子10通过延展性比硬质粒子10高的诸如Co等结合剂金属相20结合在一起。
其中的硬质粒子10具有极高的硬度，例如对于WC为1780HV，对于TiC为3200HV，对于TaC为1800HV，并且几乎不变形。因此，当外力作用于硬质合金1时发生的任何塑性变形可以从逻辑上推断出主要在存在诸如Co等结合剂金属相20的部分中发生。这提供了关于为什么通过增加结合剂金属的添加量来提高硬质合金1的整体韧性(可变形性)的支撑(参照图2)。
以这种方式，硬质合金1的变形被认为主要发生在结合剂金属相20的部分中，并且例如在硬质合金1中出现的诸如裂纹或缺口等脆性断裂被认为是由于伴随变形的应变而引起结合剂金属相20的破裂而产生的，这最终导致断裂出现。
根据上述预测，如果可以强化硬质合金1的结合剂金属相20的部分，特别是可以强化在工件的易于产生断裂的表面附近的结合剂金属相20，则这应该能够提高其耐受诸如裂纹或缺口等脆性断裂的能力，即，断裂韧性。
此外，不仅对于硬质合金1，而且对于通常具有与结合剂金属相20结合在一起的硬质粒子10的类似结构的诸如金属陶瓷、cBN等烧结体而言，强化结合剂金属相20被认为有助于使脆性断裂不易发生，并且有助于提高烧结体的韧性。
注意，日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)公开了一种通过将由高速钢(HSS)制成的球珠喷射到由硬质合金制成的拉冲头实施例的处理对象上来进行的瞬时热处理方法(日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)的表11-1)。
然而，日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)与本发明的显著不同之处在于，关键点是这种处理应该使用比处理对象更硬的喷射粒子来进行(日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)的权利要求1)。
此外，日本专利特开2012-135864号公报(JP2012-135864A)具有如下有益效果：通过使用瞬时热处理方法使表面结构微细化来提高硬度，并且通过由此形成的凹坑起到储油槽的作用而防止卡死等。还提及增大了“耐磨性”，但是没有提及提高耐受诸如碎裂等裂纹和缺口(即，脆性断裂)的能力，即，没有提及增加韧性。
根据本发明人的预测，本发明旨在解决诸如上述的硬质合金等烧结体中的断裂韧性低的缺点，并且提出了一种使用比较简单的方法来强化烧结体1的表面附近的结合剂金属相20的方法。
发明内容
本发明的目的是在保持诸如硬质合金、金属陶瓷和cBN等烧结体的高硬度特性的同时，使脆性断裂不易发生(赋予韧性)。
以下对用于解决问题的手段的说明附有用于实施本发明的附图标记。这些附图标记用于阐明专利权利要求的范围和用于实施本发明的说明之间的对应关系，并且显然不限制本发明的技术范围的解释。
为了实现本发明的目的，在一种烧结体的结合剂金属相的强化方法中，所述的烧结体1的结合剂金属相20的强化方法包括：
通过以0.2MPa～0.6MPa的喷射压力或以80m/s～200m/s的喷射速度将球形喷射粒子30与压缩气体一起喷射，从而将所述球形喷射粒子30喷射到包括诸如碳化钨(WC)等硬质粒子10和将所述硬质粒子10结合在一起的诸如钴(Co)等结合剂金属相20的烧结体1的表面上，所述球形喷射粒子30的硬度不小于所述结合剂金属相20的硬度且硬度不大于1000HV，并且是#100粒度～#800粒度(平均粒径为20μm～149μm)的粒子。
在所述强化方法中，用作处理对象的烧结体1是在表面的至少一部分上以不大于5μm的厚度涂布有硬涂膜(未图示)的烧结体1，并且所述喷射粒子30可以喷射到所述烧结体1的涂布有所述硬涂膜的那部分表面上。
此外，所述喷射粒子30可以是金属粒子、陶瓷粒子或者金属粒子和陶瓷粒子的混合物中的任一种，并且所使用的陶瓷粒子的硬度优选不大于800HV。
发明效果
通过使用如上所述的本发明的构成和本发明的方法来强化烧结体1的结合剂金属相20，可以获得以下显著的有益效果。
喷射到烧结体1的表面上的喷射粒子30撞击烧结体1的表面。烧结体1由硬质粒子10(由WC、TiC或TaC制成)和结合剂金属相20(例如在硬质粒子10之间结合的Co相等)构成(参照图3)。
诸如WC(1780HV)、TiC(3200HV)或TaC(1800HV)等硬质粒子10具有高于喷射粒子30的硬度，后者的硬度不大于1000HV。当硬度不小于结合剂金属相20的硬度的喷射粒子30撞击作为工件的烧结体1的表面时，如图4B所示，尽管烧结体1中的硬质粒子10没有变形，但是存在于硬质粒子10之间的结合剂金属相20经历塑性变形并使硬质粒子10移动，从而导致烧结体1的表面变形。
由这种撞击引起的塑性变形和在撞击部位发生的瞬时温度上升和冷却(瞬时热处理)使烧结体1的表面附近的结合剂金属相20的结构微细化，引起致密结构的变化，并且赋予压缩残余应力，从而导致强化。
以这种方式，本发明的方法使得能够强化烧结体1的表面附近的结合剂金属相20，并且能够良好地防止在烧结体1中诸如裂纹或缺口等脆性断裂的发生，其是由在硬质粒子10的晶界处的破裂和断裂引起的。
在烧结体1的表面上形成有5μm以下的硬涂膜(未图示)的情况下，也可以同样地进行这样的结合剂金属相20的强化，即使在烧结体1的表面上形成了硬涂膜之后，在硬涂膜的下方的烧结体的金属相20也能够被强化。
此外，通过以这种方式强化结合剂金属相20，可以提高硬涂膜的内聚强度，并且不易发生剥离。
此外，通过喷射粒子30的喷射在结合剂金属相20的结构中发生的微细化和致密化以及所赋予的压缩残余应力可能会由于加热烧结体1而失去。通过涉及加热烧结体1的方法使硬涂膜成膜不能在通过喷射粒子30的喷射而使结合剂金属相20强化之后来进行。然而，在以此方式使硬涂膜成膜之后的烧结体1可以用作处理对象，因此这不会对形成硬涂膜的方法构成限制。
此外，金属粒子、陶瓷粒子以及金属粒子和陶瓷粒子的混合物都可以用作喷射粒子30。在使用陶瓷粒子的情况下，这种陶瓷粒子的硬度不大于800HV使得能够更加确实地提高韧性。
附图说明
从以下结合附图对优选实施方案的详细说明中，将理解本发明的目的和优点，在附图中，相同的附图标记表示相同的元件，并且其中：
图1是说明硬质合金的硬度和韧性相对于硬质粒子的粒径的关系的图。
图2是说明硬质合金的硬度和韧性相对于结合剂金属的添加量的关系的图。
图3是说明烧结体(WC-Co系硬质合金)的结构的示意图。
图4是当喷射粒子撞击硬度比喷射粒子高的工件时产生的变形状态的说明图，图4A是针对烧结体以外的一般工件，图4B是针对包括硬度不大于喷射粒子的硬度的结合剂金属相的烧结体工件。
具体实施方式
以下是关于本发明的强化烧结体1的结合剂金属相20的方法的说明。
处理对象
在本发明中，将由与结合剂金属一起烧结的硬质粒子10构成的烧结体用作处理对象。硬质粒子10不限于单一类型的硬质粒子，多种类型的硬质粒子可以混合在一起使用。类似地，结合剂金属也不限于单一类型的金属，并且可以使用合金。
这种烧结体1的实例包括硬质合金、金属陶瓷和cBN。所有这些具有如图3中示意性示出的结构，其中硬质粒子10通过结合剂金属相20结合在一起。
烧结体1中的“硬质合金”由硬质粒子10构成，所述硬质粒子由使用诸如铁(Fe)、镍(Ni)或钴(Co)等结合剂金属一起烧结的诸如钨(W)、钛(Ti)、钽(Ta)等金属的碳化物(WC、TiC、TaC)制成。如狭义定义的那样，硬质合金有时仅指由使用钴(Co)结合剂一起烧结的碳化钨(WC)的粒子的WC-Co系合金。本发明不限于WC-Co系合金，并且可以将含有任何的上述碳化物粒子的硬质合金用作处理对象。
此外，除了WC-Co合金外，所述WC-Co系合金还包括含有WC以外的碳化物粒子的合金，如WC-TiC-Co合金、WC-TiC-TaC(NbC)-Co合金或WC-TaC(NbC)-Co合金。此外，结合剂金属不限于诸如Fe、Ni或Co等单一类型的金属，并且还可以使用诸如这些金属的合金等其他金属。
烧结体1中的“金属陶瓷”是由与结合剂金属结合在一起的诸如碳化物、氧化物、氮化物、硼化物或硅化物等陶瓷的硬质粒子10构成的烧结体，在广义定义上可以包括上面列出的硬质合金。
这种金属陶瓷的实例包括TiC-Mo-Ni金属陶瓷，以及添加有TiN、TaN的TiC系金属陶瓷、Al2O3-Cr金属陶瓷等。这些中的任何一种都可以用作本发明的处理对象。
此外，烧结体中的“cBN”是立方氮化硼的硬质(微细)粒子10的烧结体，其中六方氮化硼通过超高压和高温进行改性，并且使用诸如Co等结合剂金属进行烧结。
烧结体1可以以各种形态和应用来使用，例如在诸如铣刀或钻头等切削工具、诸如拉丝模头或定心工具等成形工具、诸如滚子等耐磨部件、打印机的量规或点销、采矿应用中的诸如凿岩机或切煤机等耐腐蚀工具以及模具等中。无论其形态和应用如何，这些都可以各自地用作处理对象。
此外，上述工具和部件不需要完全由烧结体形成，例如，可以将烧结体附接到工具或部件的一部分上，例如在切削工具等中，其中例如通过钎焊来附接烧结体仅作为刀刃部分。
此外，处理对象可以是其中用作处理对象的烧结体的表面其上通过物理气相沉积(PVD)或化学气相沉积(CVD)以不大于5μm的膜厚度形成有例如TiN、TiCN、TiAlN、DLC、TiCrN、CrN等的硬涂膜(陶瓷涂膜)的烧结体。
注意，对于其中通过钎焊或伴随加热形成硬涂膜而进行附接的情况，优选地，在执行本发明的强化方法之前，在烧结体1上完成这种处理，因为如果在通过本发明的方法处理之后施加热量，则通过结构的微细化和致密化而强化并且对结合剂金属相20赋予压缩残余应力的有益效果有时会失去。
处理内容
在用作上述处理对象的烧结体1的表面上，将喷射粒子30与压缩气体一起进行干式喷射。
对于用于喷射粒子30的材料没有特别限制，只要该材料处于后述的硬度范围内即可。除了由金属制成的喷射粒子30之外，还可以使用由陶瓷(包括玻璃)制成的那些。此外，不仅可以使用由单一类型的材料制成的喷射粒子30，而且可以使用由多种材料的混合物制成的喷射粒子30。
喷射粒子30的喷射的目的是通过使结合剂金属相20塑性变形来进行结构的微细化和致密化，并且赋予压缩残余应力等，即，其目的是获得所谓的“喷丸处理”的有益效果，因此使用球形的那些(球形粒子)。
注意，在本发明中对“球形”的引用不必须严格地指“球形”，而是包括范围广泛的无角圆形形状，例如回转椭圆体形状或桶形。
这种球形喷射粒子30可以通过对金属系材料进行的雾化方法获得，并且可以通过对陶瓷系材料进行粉碎然后熔融而获得。
所使用的喷射粒子30的硬度是不小于结合剂金属相20的硬度的硬度，并且使用不大于1000HV的喷射粒子。此外，当喷射粒子30是陶瓷粒子时，则优选使用不大于800HV的那些。
例如，可以用作结合剂金属的Co、Mo、Ni的各自的熔点是1495℃、2625℃、1455℃。在结合剂金属的熔点附近的高温下进行烧结，并且烧结后的结合剂金属相20的硬度为500HV～800HV(例如，Ni为约500HV，Co为约700HV～800HV)。
因此，对于具有Co相作为结合剂金属相20的烧结体1，氧化铝-氧化硅球珠(792HV)、HSS珠(1000HV)等适合用作喷射粒子30。然而，对于具有Ni相作为结合剂金属相20的烧结体1，优选玻璃珠(565HV)用作喷射粒子30。
注意，在使用相同的金属作为结合剂的情况下，结合剂金属相20的硬度差异根据烧结条件(加热温度、压力等)而产生，因此基于结合剂金属相20的相应硬度来选择喷射粒子30的硬度。
在结合剂金属相20的硬度未知的情况下，例如，进行试验，其中实际上将不大于1000HV的不同硬度的多种类型的喷射粒子30喷射到烧结体1的表面上。在这种试验中，能够在烧结体1的表面上形成哑光面(或毛面)的喷射粒子30可以用作硬度不小于结合剂金属相20的硬度的喷射粒子30。
注意，即使在使用硬度不大于1000HV的喷射粒子30的情况下，当使用硬度超过800HV的陶瓷系(包括玻璃)喷射粒子30时，有时在烧结体1的表面上也会造成相当大的损坏，其韧性实际上降低了。因此，硬度不大于800HV的喷射粒子30优选用于陶瓷系喷射粒子30。
此外，对于由JIS R 6001(1987)定义的粒度分布，所使用的喷射粒子30具有在#100粒度～#800粒度的粒径(平均粒径为20μm～149μm)。只要粒径在该粒度范围内，就可以使用粒径不同的多种喷射粒子30的混合物。
将这种喷射粒子30喷射到作为工件的烧结体1上的方法可以使用各种已知的能够喷射粒子的干式喷砂处理设备，并且由于能够比较容易地调节喷射速度和喷射压力，因此优选地使用鼓风式喷砂处理设备。
这样的鼓风式喷砂处理设备的各种示例包括直接压力式、重力吸入式和其他类型的喷砂处理设备。可以使用这些类型的喷砂处理设备中的任何一种，并且对其类型没有特别限制，只要该喷砂处理设备具有能够以0.2MPa～0.6MPa的喷射压力或以80m/sec～200m/sec的喷射速度喷射喷射粒子的性能即可。
有益效果等
以上述方式，喷射喷射粒子30并使喷射粒子30撞击烧结体1的表面，使得能够通过脆性断裂不易产生并获得优异的韧性而改善烧结体1。
尽管获得这种有益效果的机理尚不完全清楚，但是据认为以如下方式强化结合剂金属相20能够在不降低烧结体1的硬度的情况下提高韧性。
即，在其中将硬度比工件低的喷射粒子30喷射到工件上并且该工件是一般工件而不是烧结体的情况下，则通常，如图4A所示，当喷射粒子30撞击时发生塑性变形，塑性变形主要发生在喷射粒子30的硬度较低的那侧。
结果，当使用硬度比工件低的喷射粒子30时，工件的表面不能塑性变形，并且伴随塑性变形的结构的微细化和致密化、压缩残余应力的赋予等有益效果不能被赋予给工件。
然而，在具有其中硬质粒子10通过结合剂金属相20结合在一起的结构的烧结体1中，例如WC-Co硬质合金，尽管构成硬质粒子10的WC粒子的硬度为1780HV的高硬度，但是构成结合剂金属相20的Co相的硬度为约700HV，这使得组合的整体硬度为约1450HV。
因此，尽管不大于1000HV的喷射粒子30的硬度是低于烧结体1的整体硬度(WC-Co系硬质合金的硬度：1450HV)并且低于硬质粒子10的硬度(WC粒子的硬度：1780HV)的硬度，但是喷射粒子30的硬度不小于结合剂金属相20的硬度(Co相的硬度：700HV)。
另外，烧结体1中的硬质粒子的平均粒径通常为几μm左右，微细的硬质粒子的平均粒径为约0.5μm～约0.8μm，这充分小于#100粒度～#800粒度的喷射粒子30的粒径(平均粒径为20μm～149μm)。
结果，当使喷射粒子30撞击烧结体1的表面时，如图4B所示，即使对于具有比喷射粒子30更高硬度的硬质粒子10不能获得变形，通过使结合剂金属相20变形，也可以使硬质粒子移动，这被认为使烧结体1的表面变形，从而能够加工成略微哑光面。
此外，在被喷射粒子30撞击的部位，由于发生撞击时产生的热量，在撞击部位瞬时地发生局部的加热和冷却，这被认为通过由此进行的瞬时热处理而导致结合剂金属相20的微结晶化。
结果，由此认为，至少在烧结体1的表面附近，在结合剂金属相20中引起通过微细结晶化和致密化造成的加工硬化，从而提高了硬度。另外，据认为，通过赋予抑制裂纹的产生和成长的压裂残余应力而强化了结合剂金属相20。
结合剂金属相20的这种强化不仅在其中使喷射粒子30直接撞击烧结体1的表面的情况下获得，而且在其中对于在表面上涂布有诸如陶瓷涂膜等硬涂膜(未图示)的烧结体1使喷射粒子30从硬涂膜的上方撞击的情况下也获得。由此，提高了硬涂膜的内聚强度，从而使得它的剥离等变得不易发生。
据认为，其结果是，通过抑制硬质粒子10的晶界处的破坏(结合剂金属相20中的破坏)，即使当外力和应变被赋予烧结体1的情况下，也不易发生脆性断裂，因此可以提高烧结体1的韧性。
实施例
接下来，对关于使用本发明的方法进行了结合剂金属相强化的烧结体的耐久性试验的结果进行说明。
试验例1：冷锻冲头(硬质合金)
(1)试验方法
在下表1中列出的条件下，将喷射粒子喷射到由WC-Co硬质合金(1450HV)制成的冷锻冲头(直径20mm，长度150mm)上。
作为结合剂金属相的Co相的硬度为约700HV。
表1
用肉眼观察在喷射粒子的喷射之后的冷锻冲头的表面状态。使用未处理的冷锻冲头、实施例1以及比较例1和2的冷锻冲头分别进行反复的冷锻(冲出直径20mm的孔)，并且在各冷锻冲头中产生碎裂(缺口)时的循环次数(射出数)用于评价各冷锻冲头的寿命。
(2)试验结果
下表2中示出了试验例1的试验结果。
表2
(3)解释
以上结果可以确认，在使用硬度比Co相的硬度(约700HV)高的1000HV的喷射粒子的实施例1中，处理对象的表面引起变形而产生略微哑光，实现了寿命是未处理的情况的三倍。
然而，在使用硬度比Co相的硬度(约700HV)低的534HV的喷射粒子的比较例1中，处理对象的表面状态不变，保持平滑，与未处理的情况相比，寿命几乎也没有任何变化。
此外，在使用1200HV的喷射粒子的比较例2(即，比Co相的硬度(约700HV)高的硬度且比实施例1的喷射粒子高的硬度)中，尽管在处理对象的表面中引起塑性变形并且可以实现哑光，但是实际上寿命相对于未处理的情况降低。
在实施例1中使用的由HSS制成的喷射粒子具有约1000HV的硬度并且比构成用作处理对象的冷锻冲头的材料的硬质合金的硬度(1450HV)低。因此，对于一般工件作为处理对象的情况，在喷射粒子撞击时发生的变形将在具有较低硬度的喷射粒子侧发生，结果在处理对象上几乎不会引起任何塑性变形(参照图4A)。因此，将无法获得工件的表面结构的微细化和致密化、压缩残余应力的赋予等有益效果。
然而，如图3所示，用作本发明中的处理对象的烧结体1具有其中高硬度(即，1780HV)的WC粒子10与具有约700HV的较低硬度的Co相20结合在一起的结构。这意味着，即使当硬度比烧结体(硬质合金工具)的整体硬度(1450HV)低的喷射粒子用作喷射粒子30时，由于使用Co相20的硬度(约700HV)以上的喷射粒子，如参照图4B所说明的，尽管喷射粒子30的撞击不能使WC粒子10变形，但是与WC粒子10结合在一起的Co相20变形，从而使WC粒子10移动。这使得烧结体1的表面变形，并且通过伴随这种变形形成微细晶体且赋予压缩残余应力来强化Co相20。据认为，这是可以在使诸如碎裂等脆性断裂不易发生且赋予优异的韧性特性的方面实现改善的原因。
然而，在使用硬度比Co相低的喷射粒子30的比较例1中，显然没有实现WC粒子的塑性变形，并且Co相的塑性变形也未实现。据认为，这就是为什么与未处理的情况相比在外观和寿命方面均未获得变化的原因。
此外，在使用硬度为1200HV的喷射粒子的比较例2(即，比烧结体1的硬度低但比Co相的硬度高)中，在Co相中可以引起塑性变形。这可以在表2所示的试验结果中通过烧结体的表面变为哑光而得到证实。
然而，在比较例2的条件下处理的烧结体1中，相对于未处理的情况，确认了寿命降低，并且确认了诸如碎裂等脆性断裂实际上更易发生。
由此确认，为了提高烧结体(硬质合金)的韧性，需要使用硬度不小于结合剂金属相(Co相)的硬度的喷射粒子作为喷射粒子，并且硬度小于1200HV的喷射粒子、更具体地优选使用的喷射粒子具有不大于1000HV的硬度，例如在实施例1中证实强化了Co相的那些。
试验例2：集管加工模具(硬质合金)
在下表3中列出的条件下，将喷射粒子喷射到由WC-Co硬质合金(1150HV)制成的集管加工模具(外径50mm，内径15mm，高度30mm)上。
注意，作为结合剂金属相的Co相的硬度为约700HV。
表3
用肉眼观察在喷射粒子30的喷射之后的集管加工模具的表面状态。使用未处理的集管加工模具和在上述条件下处理的集管加工模具(实施例2)分别进行反复的SCM435的集管加工(冷锻)，并且在模具的内周面上发生损坏时的循环数(射出数)用于评价各集管加工模具的寿命。
(2)试验结果
下表4中示出了试验例2的试验结果。
表4
未处理 实施例2
表面状态 平滑 略微哑光
循环数(寿命) 300,000 900,000
(3)解释
以上结果可以确认，在使用硬度比Co相的硬度(约700HV)高的1000HV的喷射粒子的实施例2中，处理对象的表面引起变形而产生略微哑光。寿命也能够延长到未处理的情况的三倍。使用在本发明规定的硬度范围内的喷射粒子被证实在提高烧结体的韧性方面是有效的。
试验例3：钻头(硬质合金)
(1)试验方法
在下表5中列出的条件下，将喷射粒子喷射到由WC-TiC-TaC-Co硬质合金(91.5HRA(1600HV))制成的钻头(5mm直径)上。
注意，作为结合剂金属相的Co相的硬度为约700HV。
表5
使用已经进行了喷射粒子喷射的钻头在球墨铸铁(FCD400)中钻孔。
(2)试验结果
在未处理的钻头中，由于在钻出500个孔时的碎裂而需要对刀刃进行再研磨，然而根据本发明的方法处理的钻头能够在未进行再研磨的情况下钻出多达1300个孔，从而大幅延长了钻头的寿命。
此外，与使用未处理的钻头的情况相比，证实了使用实施例3的钻头形成的孔具有改善的内周面的平滑度。
此外，在其中在比较例3的加工条件下喷射喷射粒子的示例中，与未处理的钻头相比，钻头的寿命由于发生碎裂而缩短。
据认为，产生上述结果的原因是，在使用韧性比由金属制成的喷射粒子低的由陶瓷制成的喷射粒子的情况下，与使用由金属制成的喷射粒子的情况相比，对处理对象的表面造成相当大的损坏。
据认为，这些结果表明，即使在使用相同的1000HV的喷射粒子的情况下，在使用由金属(高速钢)制成的喷射粒子的情况(实施例1，2)和在使用由陶瓷(氧化锆-氧化硅)制成的喷射粒子的情况(比较例3)，对于相同的处理对象也获得了不同的结果。
因此，在使用由陶瓷制成的喷射粒子的情况下，优选使用的喷射粒子具有不大于792HV(约800HV)的硬度，例如在实施例中证实强化了结合剂金属相(Co相)的有益效果的那些。
试验例4：气缸内径车削刀片(金属陶瓷)
(1)试验方法
在下表6中列出的条件下，将喷射粒子喷射到用于车削由SUS304制成的气缸的内径的由TiCN-NbC-Ni金属陶瓷(93HRA(1900HV))制成的菱形刀片上。
注意，作为结合剂金属相的Ni相的硬度为约500HV。
表6
用肉眼观察在实施例4的条件下喷射粒子的喷射之后的刀片的表面状态。使用未处理的刀片和实施例4的刀片分别车削由SUS304制成的气缸的内径。
(2)试验结果
未处理的刀片的刀刃部分的表面是平滑的，并且在实施例4的处理条件下处理后的刀片的刀刃是略微哑光的。这证实了喷射粒子的喷射使得能够在刀片的刀刃表面中引起塑性变形。
此外，尽管使用未处理的刀片获得了1000个循环的气缸加工的寿命，但是使用镍相在实施例4的处理条件下强化的刀片可以加工3000个循环的气缸，从而寿命大幅提高了两倍。
此外，与使用未处理的刀片加工的气缸相比，使用实施例4的刀片加工的气缸其内径的精加工面的光洁度更好。
对于表1中所示的WC-Co硬质合金，由于结合剂金属相(Co相)的硬度为700HV，所以当将565HV的玻璃珠用作比较例1中的喷射粒子时，不能强化结合剂金属相(Co相)。然而，在其中处理对象是具有约500HV的结合剂金属相(Ni相)的TiCN-NbC-Ni金属陶瓷的实施例4中，通过使用这种565HV的玻璃珠作为喷射粒子，获得了大幅提高的寿命。本试验结果能够确认，相对于结合剂金属相的硬度来决定能够强化结合剂金属相的喷射粒子的硬度的下限值。
试验例5：TiC涂布的切削刀片(硬质合金)
(1)试验方法
在下表7中列出的条件下，将喷射粒子喷射到使用CVD法涂布有约3μm膜厚的TiC膜的由WC-TiC-TaC-Co硬质合金(91.5HRA(1600HV))制成的菱形切削刀片上。
注意，作为结合剂金属相的Co相的硬度为约700HV。
表7
在未处理的刀片和在实施例5的条件下喷射有喷射粒子的刀片的表面附近测量压缩残余应力值。也使用各刀片来加工由SCM440制成的轴。
(2)试验结果
表8中示出了上述试验的结果。
表8
实施例5 未处理
在距母材表面5μm处的残余应力 -1050MPa +130MPa
加工的轴数(寿命) 120个轴 60个轴
(3)解释
对于未处理的刀片，当加工60个轴时，TiC涂层剥离，并且由于在由硬质合金制成的母材中出现碎裂，因此需要进行更换。然而，对于实施例5处理的刀片，防止了TiC膜的剥离，从而能够加工120个轴并且大幅提高了寿命。
据认为，TiC膜的内聚强度的这种增加是通过用作母材的硬质合金的韧性增大而获得的。
此外，对于距母材表面5μm位置的残余应力，在压缩残余应力值的测量结果中，尽管在未处理的情况下残留有拉应力(+130MPa)，这被认为当使用CVD形成TiC膜时的加热而产生，但是当进行实施例5的处理时其变为压缩应力(-1050MPa)。
这些结果已经证实，即使在其中涂布有诸如TiC等硬涂膜的烧结体作为处理对象的情况下，使用本发明的方法也能够改变硬涂膜下方的层中的烧结体母材的机械特性，而不会引起硬涂膜等的剥离。
注意，在实施例5中，即使形成膜厚度为3μm的TiC涂膜，也确认了压缩残余应力被赋予到至少其下的母材中的5μm的深度(当包括3μm厚度的硬涂膜时，总深度为8μm)。
因此，由此得出的逻辑推论是，如果在表面上形成的硬涂膜具有达到约5μm的膜厚度，则压缩残余应力可以赋予到至少距母材表面约3μm的深度(当包括5μm厚度的硬涂膜时，总深度为8μm)，并且可以强化烧结体的表面附近的结合剂金属相。
试验例6：切削刀片(cBN)
(1)试验方法
在下表9中列出的条件下，将喷射粒子喷射到由cBN(4700HV)制成的菱形切削刀片上，其中cBN由与Co结合剂一起烧结的氮化硼的立方晶体构成。
注意，在超高压下烧结的cBN中，Co相结合剂的硬度高于硬质合金工具中的硬度，并且本试验例的cBN中的Co相的硬度为约800HV。
表9
使用未处理的刀片以及在实施例6和比较例6的条件下处理的刀片分别对渗碳淬火钢的轴进行加工，并确认其间的寿命差异。
(2)试验结果
于是，上述试验的结果是，尽管未处理的刀片具有加工200个渗碳淬火轴的寿命，但是在实施例6的条件下已向其上喷射了喷射粒子的刀片能够加工两倍量的400个渗碳淬火轴。
上述结果证实，不仅对于硬质合金和金属陶瓷，而且对于cBN，都可以进行结合剂金属相的强化。由此得出的逻辑推论是，本发明的方法通常适用于具有其中硬质粒子通过结合剂金属相结合在一起的结构的烧结体。
注意，尽管在由硬质合金制成的钻头作为处理对象的实施例3中，可以通过使用作为792HV的氧化铝-氧化硅球珠的喷射粒子来进行Co相的强化，但是在cBN的烧结体作为处理对象的比较例6中，对于具有相同的Co结合剂金属的烧结体作为处理对象，即使在其上喷射792HV的氧化铝-氧化硅球珠的喷射粒子，也不能实现寿命的增加，并且不能实现Co相的强化。
据认为，这种差异是由于cBN如上所述地在超高压下烧结，使得Co相的硬度为约800HV，比在硬质合金中高约100HV，从而通过792HV的氧化铝-氧化硅球珠无法赋予Co相以充分的塑性变形。据认为，这导致不能通过晶体结构的微细化的加工硬化和赋予压缩残余应力来实现强化。
因此，本试验已经确认，即使在用作结合剂的材料的金属相同的情况下，如果由于烧结条件等的不同，结合剂金属相的硬度也不同，则需要选择喷射粒子以匹配相关的硬度。
由此，所附的最广泛的权利要求不针对以特定方式配置的设计。相反，所述最广泛的权利要求旨在保护该突破性发明的核心或本质。显然，本发明是新的和有用的。此外，考虑到现有技术的整体情况，对于当时的本领域普通技术人员而言，这不是显而易见的。
此外，鉴于本发明的革命性，显然这是开创性的发明。这样，所附的权利要求有权得到非常广泛的解释，以便从法律上保护本发明的核心。
因此，可以看出，能够有效地获取上述目的以及从前述说明中显而易见的目的，并且由于可以在不脱离本发明范围的情况下对上述构成进行某些改变，因此本发明的意思是在前述说明中包含的或附图中显示的所有内容应解释为说明性的，而不是限制性的。
还应该理解，所附权利要求旨在覆盖所描述的发明的所有上位和下位特征，并且本发明范围的所有陈述就语言方面而言都可以说落于其间。
由此，已经说明了本发明。
附图标记说明
1 烧结体(硬质合金)
10 硬质粒子
20 结合剂金属相
30 球形喷射粒子

Claims (2)

1.一种烧结体的结合剂金属相的强化方法，所述的结合剂金属相的强化方法包括：
通过以80m/s～200m/s的喷射速度将基于陶瓷的球形喷射粒子与压缩气体一起喷射，从而将所述球形喷射粒子喷射到包括硬质粒子和将所述硬质粒子结合在一起的结合剂金属相的烧结体的表面上，所述球形喷射粒子的硬度不小于所述结合剂金属相的硬度且硬度不大于800HV，并且是#100粒度～#800粒度的平均粒径为20μm～149μm的粒子，由此，由所述球形喷射粒子的冲击引起的所述结合剂金属相的塑性变形和在冲击部位发生的瞬时温度上升和冷却，使所述烧结体的表面附近的所述结合剂金属相的结构微细化，并且赋予压缩残余应力。
2.根据权利要求1所述的烧结体的结合剂金属相的强化方法，其中用作处理对象的烧结体是在表面的至少一部分上以不大于5μm的厚度涂布有硬涂膜的烧结体，并且所述喷射粒子喷射到所述烧结体的涂布有所述硬涂膜的那部分表面上。
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