專利名稱：旋轉(zhuǎn)工具的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及由金屬陶瓷燒結(jié)體形成的旋轉(zhuǎn)工具。
背景技術(shù)：
目前，作為切削工具或耐磨損部件、滑動部件這樣的需要耐磨損性或滑動性、耐損壞性的部件，廣泛使用以WC為主成分的超硬合金或以Ti為主成分的金屬陶瓷燒結(jié)體等燒結(jié)合金。但是，由于金屬陶瓷燒結(jié)體在具有高的硬度的同時，耐熱沖擊性及耐塑性變形性降低，所以不適用于旋轉(zhuǎn)工具。因此，在例如專利文獻1中公開了以下技術(shù)硬質(zhì)相由以TiCN為主的I型粒子和向TiCN中添加了 WC或TaC而成的II型粒子形成，并且I型粒子形成為微結(jié)晶粒子和粗結(jié)晶粒子的二群分布，由此，形成耐磨損性、耐熱沖擊性及耐塑性變形性優(yōu)異且適用于旋轉(zhuǎn)工具的材料。另外，本申請人在專利文獻2中提出了在金屬陶瓷的表面生成黑色的第一硬質(zhì)相的存在比率比灰白色的第二硬質(zhì)相的存在比率高的表面區(qū)域，由此提高金屬陶瓷的表面的耐沖擊性?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1 (日本)特開平5-98382號公報專利文獻2 (日本)特開2009-108338號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題但是，已清楚在上述專利文獻1、2的構(gòu)成中，作為旋轉(zhuǎn)工具的金屬陶瓷的耐熱沖擊性未充分提高，為了作為旋轉(zhuǎn)工具使用而需要進一步提高耐熱沖擊性。另外，金屬陶瓷與超硬合金相比具有燒成引起的變形量大的傾向，當(dāng)制作復(fù)雜的形狀的旋轉(zhuǎn)工具時，根據(jù)使用角度，產(chǎn)生了切削刃的位置或形狀不同，切削加工時的尺寸不同等不良情況。本發(fā)明是用于解決上述問題的發(fā)明，其目的在于提供一種旋轉(zhuǎn)工具，其提高耐熱沖擊性并且降低燒成引起的變形，從而提高加工精度。用于解決課題的手段本發(fā)明第一方面提供一種旋轉(zhuǎn)工具，由金屬陶瓷燒結(jié)體形成，所述金屬陶瓷燒結(jié)體由硬質(zhì)相和結(jié)合相構(gòu)成，所述硬質(zhì)相由以Ti為主的元素周期表第4、5及6族金屬中的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物構(gòu)成，且包括第一硬質(zhì)相和第二硬質(zhì)相，所述第一硬質(zhì)相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質(zhì)相與該第一硬質(zhì)相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結(jié)合相主要由Co及Ni的至少一種形成，在包含該金屬陶瓷燒結(jié)體的表面在內(nèi)的任意剖面的掃描型電子顯微鏡觀察中，存在1 ΙΟμπι厚度的以所述第一硬質(zhì)相為主體的表面區(qū)域，并且，在所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質(zhì)相的(220)面的峰值被檢測出低角度側(cè)峰值和高角度側(cè)峰值這兩個峰值，所述低角度側(cè)峰值的峰值強度Ia和所述高角度側(cè)峰值的峰值強度Λ的強度比為rt/Ia = 0. 5 1. 5。另外，本發(fā)明第二方面提供一種旋轉(zhuǎn)工具，由金屬陶瓷燒結(jié)體形成，所述金屬陶瓷燒結(jié)體由硬質(zhì)相和結(jié)合相構(gòu)成，所述硬質(zhì)相由以Ti為主的元素周期表第4、5及6族金屬中的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物構(gòu)成，且包括第一硬質(zhì)相和第二硬質(zhì)相，所述第一硬質(zhì)相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質(zhì)相與該第一硬質(zhì)相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結(jié)合相主要由Co及Ni的至少一種形成，在所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質(zhì)相的(220)面的峰值被檢測出低角度側(cè)峰值和高角度側(cè)峰值這兩個峰值，所述低角度側(cè)峰值的峰值強度Ia和所述高角度側(cè)峰值的峰值強度Λ的強度比為HVIa = 0. 5 1. 5，并且，屬于所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面的所述結(jié)合相的所述(200)面的峰值的半值寬度Ws和所述燒結(jié)體的內(nèi)部的所述結(jié)合相的所述峰值的半值寬度Wi的比率WsZVi為1. 1 1. 7。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明的旋轉(zhuǎn)工具，由于存在上述表面組織，從而可以形成如下旋轉(zhuǎn)工具金屬陶瓷燒結(jié)體的表面狀態(tài)能夠形成為適于旋轉(zhuǎn)工具使用的狀態(tài)，耐熱沖擊性高，且可以減小伴隨燒成引起的金屬陶瓷燒結(jié)體的變形量，從而加工尺寸精度高。


圖1是本發(fā)明的旋轉(zhuǎn)工具之一例，(A)是實施例No. 1-2的金屬陶瓷燒結(jié)體的表面附近的掃描型電子顯微鏡照片，(B)是實施例No. 1-7的金屬陶瓷燒結(jié)體的表面附近的掃描型電子顯微鏡照片，(C)是實施例No. 1-5的金屬陶瓷燒結(jié)體的表面附近的掃描型電子顯微鏡照片，(A’)是實施例No. 1-2的金屬陶瓷燒結(jié)體的內(nèi)部的剖面的掃描型電子顯微鏡照片，(B’)是實施例No. 1-7的金屬陶瓷燒結(jié)體的內(nèi)部的剖面的掃描型電子顯微鏡照片，(C’)是實施例No. 1-5的金屬陶瓷燒結(jié)體的內(nèi)部的剖面的掃描型電子顯微鏡照片；圖2是圖1的金屬陶瓷燒結(jié)體的(A’ )的放大照片；圖3是圖1的金屬陶瓷燒結(jié)體的表面的X射線衍射圖案；圖4是圖1、2的金屬陶瓷燒結(jié)體的內(nèi)部(從表面研磨Imm后的研磨面)的X射線衍射圖案。
具體實施例方式基于圖1、2的掃描型電子顯微鏡(SEM)照片及圖3、4的X射線衍射圖案說明本發(fā)明的旋轉(zhuǎn)工具的第一實施方式之一例。本發(fā)明的旋轉(zhuǎn)工具由金屬陶瓷燒結(jié)體1形成，該金屬陶瓷燒結(jié)體1由硬質(zhì)相2和結(jié)合相3構(gòu)成，所述硬質(zhì)相2由以Ti為主的元素周期表第4、5及6族金屬中的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物構(gòu)成，且包括第一硬質(zhì)相加和第二硬質(zhì)相2b，所述第一硬質(zhì)相2a在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質(zhì)相2b與第一硬質(zhì)相2a相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結(jié)合相3主要由Co及Ni的至少一種形成。
根據(jù)包含金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面在內(nèi)的任意剖面的掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察，如圖1及圖2所示，看到第一硬質(zhì)相加為黑色粒子，第二硬質(zhì)相2b為灰白色粒子，結(jié)合相3為白色。而且，根據(jù)本第一實施方式，如圖I(A)所示，以第一硬質(zhì)相加為主體的表面區(qū)域4以1 10 μ m的厚度存在，且如圖3㈧所示，在金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于硬質(zhì)相2的Q20)面的峰值(衍射角2 θ =60° 63° )被檢測出低角度側(cè)峰值(圖3中(1))和高角度側(cè)峰值(圖3中O))這兩個峰值，且在低角度側(cè)檢測出的峰值的峰值強度(Ia)和在高角度側(cè)檢測出的峰值的峰值強度(Ib)的強度比為rt/Ia =0. 5 1. 5。由此，可以形成如下的旋轉(zhuǎn)工具金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面狀態(tài)能夠形成為適于旋轉(zhuǎn)工具使用的狀態(tài)，耐磨損性及耐損壞性高，且可以減小伴隨燒成引起的金屬陶瓷燒結(jié)體1的變形量，從而加工精度高。在此，表面區(qū)域4的厚度的優(yōu)選范圍為3 6μπι。另外，表面區(qū)域4的HVIa的優(yōu)選范圍為0. 5 1. 0，特別優(yōu)選為0. 7 0. 95。另外，當(dāng)考慮元素的質(zhì)量及原子半徑時，推測上述X射線衍射的屬于(220)面的峰值中的高角度側(cè)峰值相當(dāng)于第一硬質(zhì)相加，上述X射線衍射的屬于(220)面的峰值中的低角度側(cè)峰值相當(dāng)于第二硬質(zhì)相2b。另外，在金屬陶瓷燒結(jié)體1的內(nèi)部進行了 X射線衍射測定時，在圖1(A’ ) (C，)(后述實施例No. 1-2、No. 1-7、No. 1-5中金屬陶瓷燒結(jié)體)的任一試樣中，如圖4(A’) (C’)所示，屬于硬質(zhì)相2的(220)面的低角度側(cè)峰值(圖4的(1))和高角度側(cè)峰值(圖4的O))的比率都大致相同。在耐磨損性及伴隨燒成引起的變形抑制方面，內(nèi)部區(qū)域6的rt/Ia的優(yōu)選范圍為0. 4 0. 6。在此，在實現(xiàn)耐熱沖擊性方面，優(yōu)選在金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面區(qū)域4的表面上存在結(jié)合相3滲出到表面而形成的結(jié)合相3的濃度高的頂表面層(top surface layer) 5。另外，頂表面層5可以構(gòu)成為覆蓋金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面區(qū)域4的整體，也可以構(gòu)成為局部地覆蓋表面區(qū)域4的一部分。而且，根據(jù)本發(fā)明，金屬陶瓷燒結(jié)體1的優(yōu)選的組成為元素周期表第4、5及6族金屬的氮化物或碳氮化物的合計含有比率是70 96質(zhì)量％，特別從提高耐磨損性方面出發(fā)，優(yōu)選是85 96質(zhì)量％。另外，從金屬陶瓷燒結(jié)體1的硬度和韌性的平衡方面出發(fā)，元素周期表第4、5及6族金屬的氮化物或碳氮化物中的Ti的含有比率優(yōu)選為50質(zhì)量％以上，特別優(yōu)選為60 90質(zhì)量％。另一方面，優(yōu)選結(jié)合相3的含有比率為4 30質(zhì)量％，特別優(yōu)選為10 15質(zhì)量％，由此，金屬陶瓷燒結(jié)體1的硬度及韌性的平衡優(yōu)異。另外，金屬陶瓷燒結(jié)體1優(yōu)選的具體的組成比例為Co為5 15質(zhì)量％、Ni為2 10質(zhì)量％、TiCN為40 70質(zhì)量％、WC為5 30質(zhì)量％、NbC為5 30質(zhì)量％、VC為1. 0 3. 0質(zhì)量％、MoC為0 5質(zhì)量％、TaC為0 10質(zhì)量％、ZrC為0 3.0質(zhì)量％，由此，可以兼得金屬陶瓷燒結(jié)體1的耐磨損性和耐損壞性。在此，首先，對金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面在以下測定條件下進行本發(fā)明中的X射線衍射測定輻射源CuK α (去除K α 2)、點徑100 μ m以下、輸出:40kV、40mA、步長0. 016°、測定峰值TiM220)結(jié)晶面(在60 65°的附近檢測出衍射角2Θ。)。然后，在進行金屬陶瓷燒結(jié)體1內(nèi)部的X射線衍射測定的情況下，在從金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面研磨0. 5mm以上后的研磨面上進行測定。另外，對于硬質(zhì)相2的平均粒徑，從可以提高韌性方面出發(fā)，優(yōu)選在金屬陶瓷燒結(jié)體1的內(nèi)部的剖面觀察中，第一硬質(zhì)相加的平均粒徑為0. 3 0. 7 μ m，第二硬質(zhì)相2b的平均粒徑為0. 8 1. 5 μ m。另外，本發(fā)明中的硬質(zhì)相的粒徑的測定是以在CIS-019D-2005規(guī)定的超硬合金的平均粒徑的測定方法為基準進行測定的。此時，在硬質(zhì)相2的中心是第一硬質(zhì)相加且由第二硬質(zhì)相2b包圍了第一硬質(zhì)相加周邊的有芯構(gòu)造的情況下，該粒子的第一硬質(zhì)相加的粒徑就是第一硬質(zhì)相加的粒徑自身，第二硬質(zhì)相2b的粒徑是直到包括芯部的第一硬質(zhì)相加和周邊部的第二硬質(zhì)相2b在內(nèi)的周邊部的外緣為止的粒徑，視為一個硬質(zhì)相2而算出第二硬質(zhì)相2b的粒徑。另外，在圖KA)的表面區(qū)域4和圖1(A’ )的內(nèi)部區(qū)域6之間，為了提高耐塑性變形性，優(yōu)選存在10 200 μ m厚度的中間區(qū)域7，在該中間區(qū)域7中，硬質(zhì)相2的平均粒徑比內(nèi)部區(qū)域6大。中間區(qū)域7的剖面觀察中的硬質(zhì)相2的平均粒徑的優(yōu)選范圍是第一硬質(zhì)相加為0. 5 1. 0 μ m，第二硬質(zhì)相2b為1. 0 2. 5 μ m。另外，對金屬陶瓷燒結(jié)體1用2D法測定而得的σ 11方向的殘留應(yīng)力，在燒結(jié)體1內(nèi)部的第二硬質(zhì)相2b為150MPa以上的壓縮應(yīng)力，并且在燒結(jié)體1表面部的第二硬質(zhì)相2b為IOMPa以下的壓縮應(yīng)力，由此可有效抑制在表面產(chǎn)生的裂紋擴散，使耐損壞性優(yōu)異，并且，因為在燒結(jié)體1的表面部幾乎不作用殘留應(yīng)力，所以燒結(jié)體1的變形小，也可以應(yīng)對復(fù)雜形狀的旋轉(zhuǎn)工具。另外，在本發(fā)明中，也可以在金屬陶瓷燒結(jié)體的表面使用物理蒸鍍法(PVD法)或化學(xué)蒸鍍法(CVD法)等公知的薄膜形成方法形成TiN、TiCN、TiAlN、Al203等公知硬質(zhì)膜的被覆層(未圖示。)。另外，本發(fā)明的工具可以適用于不重磨刀片型的一般車削工具或開槽工具、螺紋加工工具、立銑刀或鉆頭及整體立銑刀或?qū)嵭你@頭等。對本發(fā)明第二方式的旋轉(zhuǎn)工具之一例進行說明。另外，省略與第一方式的旋轉(zhuǎn)工具相同的構(gòu)成。根據(jù)本實施方式，對于屬于上述金屬陶瓷燒結(jié)體1的X射線衍射圖案中的結(jié)合相3的(200)面的峰值(圖中記為Co(200))，在圖2、3的㈧中，屬于金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面的結(jié)合相3的(200)面的峰值的半值寬度Ws和金屬陶瓷燒結(jié)體1的內(nèi)部的結(jié)合相3的峰值的半值寬度Wi的比率WsZVi為1. 1 1. 7?？芍绻窃摲秶瑒t金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面的耐熱沖擊性提高。比率WsZVi的優(yōu)選范圍是1. 2 1. 5。在此，金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面的結(jié)合相3的峰值相對于燒結(jié)體1的內(nèi)部的結(jié)合相3的峰值向高角度側(cè)位移了 0. 3 1. 0度，由此減小了金屬陶瓷燒結(jié)體1的燒成所引起的變形。峰值位移量的優(yōu)選范圍是0.4 0.6度。另外，從可以減小金屬陶瓷燒結(jié)體1的變形且提高耐磨損性方面出發(fā)，優(yōu)選形成有結(jié)合相3滲出到表面而成的頂表面層5，從而在金屬陶瓷燒結(jié)體1的表面進行了 X射線衍射測定時，使結(jié)合相3的峰值的峰值強度Ic相對于硬質(zhì)相2的低角度側(cè)峰值的峰值強度Ia和高角度側(cè)峰值的峰值強度Ib的合計Ia+Ib之比Ic/(Ia+Ib)為0. 5 1. 4。(制造方法)下面，對上述第一方式的金屬陶瓷燒結(jié)體的制造方法之一例進行說明。首先，調(diào)制混合粉末，該混合粉末混合了 平均粒徑0. 6 1. 0 μ m優(yōu)選為0. 8 l.OumW TiCN粉末、平均粒徑0. 1 2 μ m的上述其它的元素周期表第4、5及6族金屬的碳化物粉末、氮化物粉末或碳氮化物粉末中的任一種、平均粒徑1. 0 3. 0 μ m的Co粉末和平均粒徑0. 3 0. 8 μ m的Ni粉末的至少一種、根據(jù)期望而添加的平均粒徑0. 5 10 μ m的MnCO3粉末。另外，有時也向原料中添加TiC粉末或TiN粉末，這些原料粉末在燒成后的金屬陶瓷燒結(jié)體中構(gòu)成TiCN。然后，向該混合粉末中添加粘合劑，利用噴霧干燥等方法制作平均粒徑10 200 μ m的顆粒體，通過擠壓成形而形成規(guī)定形狀。在此，若顆粒體的平均粒徑比10 μ m小，則產(chǎn)生成形體的密度不均，燒成時的變形量增大，并且不能形成規(guī)定的表面區(qū)域。相反，若顆粒體的平均粒徑比200 μ m大，則易于在顆粒體間產(chǎn)生塊體，可能形成缺陷(空隙)，且Ib/Ia 超過了 1. 5。然后，根據(jù)本實施方式，通過將上述成形體在下述條件下燒成而可以制作上述規(guī)定組織的金屬陶瓷燒結(jié)體。作為燒成條件，在以下工序下燒成(a)以5 15°C /分鐘的升溫速度升溫至1050 1250°C ；(b)在將氮(N)填充為30 1500Pa的氣氛下，以0. 1 2°C /分鐘的升溫速度升溫至 1330 1380°C ；(c)在將氮(N)填充為30 1500 的氣氛下，以4 15°C /分鐘的升溫速度升溫至1400 1500°C，并且在該狀態(tài)下維持0. 5 1. 0小時；(d)在氮氣氛下以4 15°C /分鐘的升溫速度升溫至1550 1600°C的高溫，在最高溫度下在真空氣氛中保持0. 5 1. 0小時；然后，(e)以6 15°C /分鐘的冷卻速度在惰性氣體氣氛下冷卻。在此，若(c)工序在真空氣氛下進行，則由于過于進行向硬質(zhì)相的固溶狀態(tài)，而不能形成金屬陶瓷燒結(jié)體的表面區(qū)域。另外，若(c)工序在比氮壓力1500 高的氣氛下進行，則過于抑制向硬質(zhì)相的固溶狀態(tài)，而不能形成金屬陶瓷燒結(jié)體的表面區(qū)域。另外，在(d)工序中若升溫速度小于4°C/分鐘，則在金屬陶瓷燒結(jié)體2的表面部由于過于進行元素周期表第4、5及6族元素向硬質(zhì)相的固溶而不能將金屬陶瓷燒結(jié)體的表面的X射線衍射圖案中的(220)峰值控制在規(guī)定的范圍內(nèi)。另外，若升溫速度比15°C/分鐘快，則在金屬陶瓷燒結(jié)體的表面部未進行元素周期表第4、5及6族元素向硬質(zhì)相的固溶，從而不能得到本發(fā)明的表面區(qū)域。另外，在(c)(d)工序的溫度脫離規(guī)定范圍的情況下，也不能適當(dāng)進行向硬質(zhì)相的固溶狀態(tài)，不能得到表面區(qū)域。而且，根據(jù)期望，可以在片體的表面形成被覆層。被覆層的成膜方法可適宜應(yīng)用離子鍍敷法或濺射法等物理蒸鍍(PVD)法。下面，說明本發(fā)明第二實施方式的金屬陶瓷的制造方法。另外，省略與第一方式相同的條件。通過在下述條件下燒成與上述第一實施方式同樣地制造的成形體，可以制作第二方式的金屬陶瓷燒結(jié)體。作為燒成條件，在以下工序下燒成(a)以5 15°C /分鐘的升溫速度升溫至1050 1250°C ；(b)在真空氣氛下，以0. 1 2°C /分鐘的升溫速度升溫至1330 1380°C ；(c)在以30 500Pa的壓力充填了氮(N)的氣氛下，以5 10°C /分鐘的升溫速度升溫至1500 1600°C ；(d)改變?yōu)閷⒌?N)以比上述(c)工序中的氮壓力高的1500Pa以下的壓力填充的氣氛，維持0.5 1.0小時；
(e)再次從氮改變?yōu)檎婵諝夥?，并維持0. 5 1. 0小時；然后，(f)以5 10°C /分鐘的冷卻速度在真空氣氛中冷卻至1000 1100°C，之后以5 15°C /分鐘的冷卻速度在惰性氣體氣氛下冷卻。在此，若(c)工序在真空氣氛下進行，則向硬質(zhì)相的固溶狀態(tài)過量進行，而不能形成金屬陶瓷燒結(jié)體的表面區(qū)域。另外，若(c)工序在比氮壓力500 高的氣氛下進行，則過于抑制向硬質(zhì)相的固溶狀態(tài)，而不能形成金屬陶瓷燒結(jié)體的表面區(qū)域，在(c)工序和(d)工序的氣氛為相同的氮壓力的情況下，Ib/Ia超過了 1.5。另外，若在(c)工序中升溫速度小于5°C /分鐘，則在金屬陶瓷燒結(jié)體2的表面過多進行元素周期表第4、5及6族元素向硬質(zhì)相的固溶，而不能將金屬陶瓷燒結(jié)體的表面的X射線衍射圖案中的(220)峰值控制在規(guī)定的范圍內(nèi)。另外，若升溫速度比10°C /分鐘快，則在金屬陶瓷燒結(jié)體的表面未進行元素周期表第4、5及6族元素向硬質(zhì)相的固溶，不能得到本發(fā)明的結(jié)合相峰值向高角度側(cè)的位移。實施例1將在用微跟蹤法進行的測定下平均粒徑(d5(l值)為0. 6 μ m的TiCN粉末、平均粒徑1. 1 μ m的WC粉末、平均粒徑1. 5 μ m的TiN粉末、平均粒徑1. 0 μ m的VC粉末、平均粒徑2 μ m的TaC粉末、平均粒徑1. 5 μ m的MoC粉末、平均粒徑1. 5 μ m的NbC粉末、平均粒徑1. 8 μ m的ZrC粉末、平均粒徑2. 4 μ m的Ni粉末、及平均粒徑1. 9 μ m的Co粉末、平均粒徑5. 0 μ m的MnCO3粉末以表1所示的比例進行調(diào)整而得到混合粉末，對該混合粉末添加異丙醇(IPA)后使用不銹鋼制球磨機和超硬球進行濕式混合，然后添加3質(zhì)量％的石蠟進行混合。然后，將其投入到磨碎機，通過噴霧干燥制作具有表1的平均粒徑的顆粒。然后，以加壓壓力200MPa擠壓成形為京瓷株式會社制磁刀片型號BDMTl 1T308ER-JT的不重磨刀片工具形狀，并在(a)工序以10°C /分鐘的升溫速度升溫至1200°C，在(b)工序以1°C/分鐘的升溫速度升溫至1350°C，之后在表2所示的燒成條件下進行燒成，并在(e)工序以10°C /分鐘的冷卻速度在氮氣氣氛下進行冷卻，得到試樣No. I-I 8的金屬陶瓷制的不重磨刀片。[表1]
權(quán)利要求
1.一種旋轉(zhuǎn)工具，由金屬陶瓷燒結(jié)體形成，所述金屬陶瓷燒結(jié)體由硬質(zhì)相和結(jié)合相構(gòu)成，所述硬質(zhì)相由以Ti為主的元素周期表第4、5及6族金屬中的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物構(gòu)成，且包括第一硬質(zhì)相和第二硬質(zhì)相，所述第一硬質(zhì)相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質(zhì)相與該第一硬質(zhì)相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結(jié)合相主要由Co及Ni的至少一種形成，在包含該金屬陶瓷燒結(jié)體的表面在內(nèi)的任意剖面的掃描型電子顯微鏡觀察中，存在1 10 μ m厚度的以所述第一硬質(zhì)相為主體的表面區(qū)域，并且，在所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質(zhì)相的(220)面的峰值被檢測出低角度側(cè)峰值和高角度側(cè)峰值這兩個峰值，所述低角度側(cè)峰值的峰值強度Ia和所述高角度側(cè)峰值的峰值強度Λ的強度比為rt/Ia = 0. 5 1. 5。
2.如權(quán)利要求1所述的旋轉(zhuǎn)工具，其中，在所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面存在所述結(jié)合相濃度高的頂表面層。
3.一種旋轉(zhuǎn)工具，由金屬陶瓷燒結(jié)體形成，所述金屬陶瓷燒結(jié)體由硬質(zhì)相和結(jié)合相構(gòu)成，所述硬質(zhì)相由以Ti為主的元素周期表第4、5及6族金屬中的一種以上的碳化物、氮化物及碳氮化物構(gòu)成，且包括第一硬質(zhì)相和第二硬質(zhì)相，所述第一硬質(zhì)相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質(zhì)相與該第一硬質(zhì)相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結(jié)合相主要由Co及Ni的至少一種形成，在所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質(zhì)相的(220)面的峰值被檢測出低角度側(cè)峰值和高角度側(cè)峰值這兩個峰值，所述低角度側(cè)峰值的峰值強度Ia和所述高角度側(cè)峰值的峰值強度Λ的強度比為HVIa = 0. 5 1. 5，并且，屬于所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面的所述結(jié)合相的(200)面的峰值的半值寬度Ws和所述燒結(jié)體的內(nèi)部的所述結(jié)合相的所述峰值的半值寬度Wi的比率WsZVi為1. 1 1. 7。
4.如權(quán)利要求3所述的旋轉(zhuǎn)工具，其中，所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面的所述結(jié)合相的所述峰值相對于所述燒結(jié)體的內(nèi)部的所述結(jié)合相的所述峰值向高角度側(cè)位移0. 3 1. 0度。
5.如權(quán)利要求3或4所述的旋轉(zhuǎn)工具，其中，在包含所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面在內(nèi)的任意剖面的掃描型電子顯微鏡觀察中，存在1 10 μ m厚度的以所述第一硬質(zhì)相為主體的表面區(qū)域。
6.如權(quán)利要求5所述的旋轉(zhuǎn)工具，其中，在所述表面區(qū)域的表面存在所述結(jié)合相的濃度高的頂表面層。
7.如權(quán)利要求6所述的旋轉(zhuǎn)工具，其中，在所述金屬陶瓷燒結(jié)體的表面進行了 X射線衍射測定時，所述結(jié)合相的所述峰值的峰值強度Ic相對于所述硬質(zhì)相的所述低角度側(cè)峰值的峰值強度Ia和所述高角度側(cè)峰值的峰值強度Ib的合計Ia+Ib之比Ic/(Ia+Ib)為0. 5 1. 4。
8.如權(quán)利要求1 7中任一項所述的旋轉(zhuǎn)工具，其中，對所述金屬陶瓷燒結(jié)體用2D法測定而得的ο 11方向的殘留應(yīng)力在燒結(jié)體內(nèi)部的所述第二硬質(zhì)相為150MPa以上的壓縮應(yīng)力，并且，在燒結(jié)體表面部的所述第二硬質(zhì)相為IOMPa以下的壓縮應(yīng)力。
全文摘要
本發(fā)明提供一種旋轉(zhuǎn)工具，其耐熱沖擊性高且可以減小伴隨燒成的金屬陶瓷燒結(jié)體的變形量而提高加工尺寸精度。上述旋轉(zhuǎn)工具由金屬陶瓷(1)形成，該金屬陶瓷(1)由硬質(zhì)相(2)和結(jié)合相(3)構(gòu)成，該硬質(zhì)相(2)由Ti的含有比率高的第一硬質(zhì)相(2a)與Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高的第二硬質(zhì)相(2b)形成，在該金屬陶瓷(1)的表面進行X射線衍射測定時，檢測出兩個屬于硬質(zhì)相(2)的(220)面的峰值，且在低角度側(cè)檢測出的峰值Ia和在高角度側(cè)檢測出的峰值Ib的強度比Ib/Ia為0.5～1.5，并且，在該表面存在1～10μm厚度的以第一硬質(zhì)相為主體的表面區(qū)域(4)，或者，屬于該表面的結(jié)合相(3)的(200)面的峰值的半值寬度ws和內(nèi)部的結(jié)合相的峰值的半值寬度wi的比率ws/wi為1.1～1.7。
文檔編號B23B51/00GK102574223SQ20108004720
公開日2012年7月11日 申請日期2010年11月26日 優(yōu)先權(quán)日2009年11月26日
發(fā)明者木下秀吉, 花木勝弘 申請人:京瓷株式會社