金属陶瓷和切削工具的制作方法

本发明涉及金属陶瓷和切削工具。

背景技术：

现在，作为切削工具或耐磨损性部件、滑动部件等需要耐磨损性或滑动性、耐缺损性的部件的材料，以钛为主成分的金属陶瓷被广泛使用。

例如，专利文献1中，公开了由钛碳氮化物等硬质相和以钴为主体的金属结合相构成，在金属结合相中，存在具有六方晶体结构的钨和钴的复合碳化物相的金属陶瓷。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-154224号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

然而，金属陶瓷中，要求兼具能够耐受高温下的使用的耐磨损性和耐缺损性。例如，将上述专利文献1的金属陶瓷用于产生高热的高速切削的情况下，虽然具有提高耐磨损性的效果，但其效果尚不充分。另外，除了耐磨损性之外，还要求耐缺损性的提高。

用于解决问题的手段

本实施方式的金属陶瓷包含：由至少包含ti的周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳氮化物构成的硬质相、和含有金属co和金属ni中的至少1种与金属w的结合相，该结合相含有金属w相对于金属co和金属ni的总量的质量比(w/(co+ni))为0.8以下的第1结合相、和金属w相对于金属co和金属ni的总量的质量比(w/(co+ni))为1.2以上的第2结合相。

本实施方式的切削工具以上述金属陶瓷为基体。

发明效果

根据本实施方式的金属陶瓷，能够提高高温下的耐磨损性和耐缺损性。

根据本实施方式的切削工具，能够提高高温下的耐磨损性和耐缺损性，能够提供可长时间使用的切削工具。

附图说明

图1为关于本实施方式的金属陶瓷的一例的示意图。

图2为将图1的金属陶瓷中的固溶体相的1个放大的示意图。

具体实施方式

对于本实施方式的金属陶瓷的一例，基于图1的金属陶瓷的示意图进行说明。

本实施方式的金属陶瓷1含有：由至少包含ti的周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳氮化物构成的硬质相2、和含有co和ni中的至少1种与w的结合相3。金属陶瓷1的显微镜观察中，硬质相2的面积比为65～95面积％、结合相3的面积比为5～35面积％。面积比可以由金属陶瓷1的显微镜照片通过图像解析法算出。本实施方案中，硬质相2以ti为主成分。

结合相3含有w相对于co和ni的总量的质量比(w/(co+ni))为0.8以下的第1结合相4、和w相对于co和ni的总量的质量比(w/(co+ni))为1.2以上的第2结合相5。第1结合相4、第2结合相5的判别通过金属陶瓷1的显微镜观察，利用电子射线微量分析仪(epma)确认各金属元素的分布，基于各位置的金属元素的比率的结果来进行。

在此，对于确定第1结合相4和第2结合相5的轮廓的方法进行说明。观察第1结合相4、第2结合相5的外形时有收缩部的情况下，将该收缩部的最短长度假定为边界，按照以下方式判定。例如，如图1，观察第2结合相5的外形时有收缩部的情况下，相对于该收缩部的最短长度，夹着收缩部位于2个区域的第2结合层5的最长长度l1、l2均有3倍以上时，将收缩部作为边界，判定夹着该边界存在2个第2结合相5。另一方面，夹着收缩部的最细长度相邻的2个区域的最长长度的某一个小于3倍时，不作为具有边界而将2个区域判定为1个。需要说明的是，图1中，用虚线示出第1结合相4彼此、第2结合相5彼此、和第1结合相4与第2结合相5的边界。

另外，关于第1结合相4与第2结合相5的边界，通过确认w相对于co和ni的总量的质量比(w/(co+ni))来确定。另外，在第1结合相4与第2结合相5之间，有时存在不属于任一个的其它结合相。该情况下第1结合相4、第2结合相5、其它结合相的边界也通过确认w相对于co和ni的总量的质量比(w/(co+ni))来确定。

需要说明的是，金属陶瓷1的显微镜照片存在第1结合相4和第2结合相5，且以第1结合相4和第2结合相5分别存在3个(3个部位)以上的倍率进行测定。

具有以上那样的构成的金属陶瓷1的放热性高。因此，将该金属陶瓷1用作切削工具的基体时，在切削时切刃的温度难以变高，切刃处的耐磨损性提高。另外，第2结合相5与w和co的复合碳氮化物相比弹性高，因而在对金属陶瓷1施加冲击时第2结合相5能够弹性变形而吸收冲击。因此，能够提高金属陶瓷1的耐缺损性。另外，第1结合相4与硬质相2的润湿性高，抑制裂纹的进展，在这点上也能提高金属陶瓷1的耐缺损性。

另外，本实施方式中，显微镜照片中的、第1结合相4的面积比w1为15～22面积％，第2结合相5的面积比w2为2～20面积％，w1与w2的合计为17～35面积％。测定设为任意3个部位以上，以其平均值进行评价。

进一步，本实施方式中，第1结合相4的总面积比s1(以下，有时仅示为s1。)与第2结合相5的总面积比s2(以下，有时仅示为s2。)的合计相对于结合相3整体的总面积比之比为0.9以上。即，结合相3的大部分由第1结合相4和第2结合相5构成，其它结合相相对于结合相3整体的面积比以小于0.1存在即可。对于不是第1结合相4或第2结合相5的其它结合相而言，w相对于co和ni的总量的质量比(w/(co+ni))为0.8＜(w/(co+ni))＜1.2，有时在第1结合相4与第2结合相5之间、结合相3(第1结合相4或第2结合相5)的与硬质相2的界面附近存在。需要说明的是，图1中，示出其它结合相不存在的组织。

另外，s2与s1之比(s2/s1)为0.2～1.5。由此，能够同时提高金属陶瓷1的耐磨损性和耐缺损性。s2与s1之比(s2/s1)的特别期望的范围为0.3～1.2。

需要说明的是，第1结合相4的总面积比s1是指，显微镜照片中的各第1结合相4的面积比的总和。第2结合相5的总面积比s2也同样为各第2结合相5的面积比的总和。结合相3整体的总面积比也同样为构成结合相3的所有结合相的面积比的总和。

此外，本实施方案中，第1结合相的平均面积比s1与第2结合相的平均面积比s2之比(s2/s1)为1.0～3.0。由此，金属陶瓷1的放热性高，且在金属陶瓷1产生压缩应力，能够提高金属陶瓷1的耐磨损性。比(s2/s1)的特别期望的范围为1.2～1.7。

平均面积比s1为显微镜照片中存在的各第1结合相4的面积比的平均值，平均面积比s2为显微镜照片中存在的各第2结合相5的面积比的平均值，通过图像解析法进行测定。

硬质相2含有ticn相2a、和由ti与ti以外的周期表第4、5和6族金属中的1种以上的复合碳氮化物构成的固溶体相2b。通过该结构，硬质相2的韧性提高，能够不使耐磨损性降低地提高耐缺损性。另外，其一部分可以呈将由ticn相2a构成的芯部用由固溶体相2b构成的周边部包围的有芯结构。另外，作为图1中可以看到的硬质相2以外的硬质相，例如，可以存在不含ti的硬质相、由周期表第4、5和6族金属中的1种以上的碳化物、氮化物构成的硬质相等其它硬质相，但在显微镜照片中，其它硬质相的面积比相对于硬质相整体的面积比合计为10面积％以下。本实施方式中，通过扫描电子显微镜(sem)观察中的电子射线微量分析仪(epma)分析，确认周期表第4、5和6族金属的分布，观察到ti与ti以外的周期表第4、5和6族金属的相认定为由复合碳氮化物构成的固溶体相2b。

本实施方式中，硬质相2包含ticn相2a、和由含有ti和w的复合碳氮化物构成的固溶体相2b，第2结合相5的w的原子比多于固溶体相2b的w的原子比，且第1结合相4的w的原子比与固溶体相2b的w的原子比相比，相同或更少。

在此，固溶体相2b和第2结合相5的w的原子比可以通过如下方式测定：通过金属陶瓷1的显微镜观察，利用电子射线微量分析仪(epma)确认各金属元素的分布，分别求出固溶体相2b和第2结合相5的组成的基础上，算出w元素相对于金属元素总量的原子比。测定设为任意3个部位以上，以其平均值进行评价。

通过上述构成，由于第2结合相5的高温硬度高，因而将金属陶瓷1用作切削工具的基体时，在切削时成为高温的切刃处的耐磨损性提高。另外，第2结合相5与w和co的复合碳氮化物相比弹性高，因而对金属陶瓷1施加冲击时第2结合相5能够弹性变形而吸收冲击。因此，能够提高金属陶瓷1的耐缺损性。另外，第1结合相4与硬质相2的润湿性高、抑制裂纹的进展，该这点上也能提高金属陶瓷1的耐缺损性。

金属陶瓷1在高温下的强度高、例如800℃下的3点弯曲强度为1700mpa以上的情况下，在用作切削工具的基体时，在切削时成为高温的切刃处的耐磨损性提高。

另外，800℃下的3点弯曲强度相对于室温(25℃)下的3点弯曲强度为65％以上的情况下，也在用作切削工具的基体时，在切削时成为高温的切刃处的耐磨损性提高。

在此，室温和800℃下的3点弯曲强度依据iso14704(jisr1601)和iso17565(jisr1604)测定。需要说明的是，试料的形状不满足制作规定的试验片的尺寸的情况下，在维持试验片的尺寸比的状态下，减小试验片的尺寸进行测定。此时，若试验片的尺寸变小则3点弯曲强度有变高的倾向。因此，用与金属陶瓷1类似的材料，制作依照iso14704和iso17565的尺寸的试验片、和金属陶瓷1的尺寸的试验片这二者，用二者的试验片测定3点弯曲强度，由二者的试验片的3点弯曲强度之比，可以估计金属陶瓷1的依据iso14704和iso17565的尺寸下的3点弯曲强度的绝对值。

另外，固溶体相2b的外周部之中存在与第2结合相5邻接的区域的ti的原子比高于该固溶体相2b的ti的原子比的平均值的部位。由此，能够对固溶体相2b赋予压缩应力，金属陶瓷1的韧性进一步提高。

在此，固溶体相2b的外周部之中与第2结合相5邻接的区域的ti的原子比如下定义：引出从固溶体相2b的外周端中的与第2结合相5邻接的任意的位置向固溶体相2b内引出的最长的直线，从上述任意的位置开始上述直线的长度的10％的长度位置(深度)的ti的原子比。需要说明的是，对于固溶体相2b而言，在外周部中的与第2结合相5邻接的所有区域，ti的原子比没有必要高于固溶体相2b的ti的原子比的平均值。另外，存在外周部之中与第2结合相5邻接的区域的ti的原子比高于该固溶体相2b的ti的原子比的平均值的部位的固溶体相2b在任意的50μm见方的区域内至少有1个即可。

需要说明的是，固溶体相2b的外周部之中与第1结合相4邻接的部位的ti的原子比也可以高于该固溶体相2b的ti的原子比的平均值。

进一步，存在ticn相2a的外周部中的与第2结合相5邻接的区域的ti的原子比低于该ticn相2a的中心的ti的原子比的部位。由此，第2结合相5与ticn相2a的密合性提高，金属陶瓷1的强度进一步提高。

在此，ticn相2a的外周部之中与第2结合相5邻接的区域的ti的原子比如下定义：引出从ticn相2a的外周端中的与第2结合相5邻接的任意的位置向ticn相2a内引出的最长的直线，从上述任意的位置开始上述直线的长度的10％的长度位置(深度)的ti的原子比。需要说明的是，对于ticn相2a而言，在外周部中的与第2结合相5邻接的所有区域，ti的原子比没有必要低于ticn相2a的中心。另外，外周部中的与第2结合相5邻接的区域的ti的原子比低于该ticn相2a的中心的ti的原子比的部位存在的ticn相2a在任意的50μm见方的区域内至少1个ticn相2a为上述组成即可。

需要说明的是，与第2结合相5邻接的ticn相2a的ti的原子比可以朝向外周部变低，与第1结合相4邻接的ticn相2a的ti的原子比也可以朝向外周部变低。

固溶体相2b中的各元素的原子比的平均值利用以下的方法测定。首先，决定固溶体相2b的中心。固溶体相2b的中心设为固溶体相2b中引出的最长的线段的中间位置。引出通过该固溶体相2b的中心到达固溶体相2b的两外周端的直线，通过epma测定该直线上的w和ti的分布状态。将该直线上的w和ti的原子比的平均值作为固溶体相2b的w和ti的原子比的平均值。

本实施方式中，ticn相2a的平均粒径da为0.05～0.5μm，固溶体相2b的平均粒径db为0.5～2μm且大于ticn相2a的平均粒径da。粒径比(db/da)为3.0～10。由此，能够不使金属陶瓷的耐磨损性降低地提高耐缺损性。显微镜照片中的ticn相2a的面积比sa按相对于视野整体的面积比计为20～35面积％，固溶体相2b的面积比sb按相对于视野整体的面积比计为35～50面积％。若为该范围，则能够不使金属陶瓷1的耐磨损性降低地提高耐缺损性。

在此，图1的示意图之中，将把固溶体相2b的1个放大的示意图示于图2。本实施方式中，固溶体相2b含有w，并且含有w的固溶体相2b可以是在该固溶体相2b中包含w相对于金属元素的总量的质量比不同的多个微细粒子的结构。在内部含有该微细粒子的固溶体相2b在显微镜观察中，可以通过确认构成固溶体相2b的金属元素的分布状态来确认。通过该构成，能够在金属陶瓷1中赋予更大的压缩应力，能够提高金属陶瓷1的耐缺损性。相对于固溶体相2b整体，由微细粒子的集合体构成的固溶体相2b的面积比的期望范围为50～100面积％。

需要说明的是，硬质相2、结合相3的确定可以通过利用电子射线微量分析仪(epma)或俄歇分析确认各元素的分布状态和含有比来判别。另外，硬质相2的粒径的测定依据cis-019d-2005规定的超硬合金的平均粒径的测定方法进行测定。此时，呈有芯结构的固溶体相2b的粒径忽略构成芯部的ticn相2a的存在而算出。

本实施方案中，金属陶瓷1中的碳含量为6.00质量％～8.00质量％。若为该范围，则金属陶瓷1的耐磨损性和耐缺损性都高。对于金属陶瓷1中的碳含量而言，由于还有在金属陶瓷1的表面存在与金属陶瓷1的内部不同的组成的变质相的可能性，因而可以将从金属陶瓷1的表面研磨除去500μm以上的组织的一部分制成粉末并通过碳分析测定。碳含量的特别适宜的范围为6.00质量％～7.50质量％，特别期望的范围为6.50质量％～7.00质量％。若为该范围，则能够进一步提高金属陶瓷1的耐磨损性。另外，金属陶瓷1中的含氮量为5.0质量％～7.5质量％。含氮量的期望的范围为6.2质量％～7.2质量％。金属陶瓷1中的含氮量可以利用与碳含量的分析法相同的方法进行分析。含氮量/(碳含量+含氮量)之比即cn比的期望的范围为0.42～0.53。若为该范围，则金属陶瓷1的耐缺损性与耐磨损性的平衡良好。

另外，本实施方式中，金属陶瓷1中含有的各金属元素相对于金属元素的总量的含量包含如下比率：ti为30～55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5～25质量％、ni为0～15质量％。若为该组成范围，则金属陶瓷1成为耐磨损性和耐缺损性高的金属陶瓷。

金属陶瓷1还可以含有mn成分。由此，具有抑制硬质相2的粒子生长的效果，金属陶瓷1的硬度和强度提高。作为原料添加的mn成分的一部分在烧成中可以挥发，金属陶瓷1中含有的mn含量少于向原料中添加的mn成分的含量。金属陶瓷1中含有的mn含量相对于金属元素的总量为0.01质量％～0.5质量％。

mn成分在金属陶瓷1中，比起硬质相2在第2结合相5中更多地含有的情况下，有抑制硬质相2的粒子生长的效果。另外，硬质相2中含有的mn含量与第1结合相4中含有的mn含量之比为0.7～1.5。

固溶体相2b、第1结合相4和第2结合相5中的mn的原子比可以通过如下方式测定：通过金属陶瓷1的显微镜观察，利用电子射线微量分析仪(epma)确认各金属元素的分布，分别求出固溶体相2b和第2结合相5的平均的组成的基础上，算出mn元素相对于金属元素总量的原子比。

本实施方式的切削工具是以上述金属陶瓷为基体的切削工具，由于金属陶瓷的放热性高、耐冲击性高、且耐缺损性高，因此作为切削工具成为耐磨损性和耐缺损性高的切削工具。需要说明的是，切削工具可以为以上述的金属陶瓷为基体，在其表面设有tin层、tialn层等被覆层的切削工具。

(制造方法)

接着，对于上述的金属陶瓷和切削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；平均粒径0.1～2.5μm的wc粉末；ticn和wc以外的周期表4、5、6族金属的碳化物粉末、氮化物粉末、碳氮化物粉末中的至少1种；平均粒径0.5～5μm的规定量的金属co粉末、金属ni粉末；平均粒径3～15μm的金属w粉末和wc1-x(0＜x≤1)粉末中的至少1种1～20质量％；根据需要的炭黑等碳粉末混合调整混合粉末。进一步，在混合粉末中，可以添加平均粒径0.5～5μm的规定量的mnc粉末。

本实施方式中，作为ticn以外的周期表4、5、6族金属的碳化物粉末、氮化物粉末、碳氮化物粉末中的至少1种，可应用平均粒径0.1～3μm的tin粉末、wc粉末、nbc粉末、moc、tac粉末、vc粉末、zrc粉末。

混合粉末的调整是向上述原料粉末添加粘合剂、溶剂等，利用球磨、振动磨、喷磨、超微粉碎磨等的公知的混合方法进行混合。若使用基于超微粉碎磨的粉末混合，则原料粉末被粉碎而粒径变小，但金属粉末由于延展性高而具有难以粉碎的倾向。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形成规定形状的成形体。

接着，根据本实施方式，在真空或不活泼气体气氛中对上述成形体进行烧成。根据本实施方案，通过在以下的条件下进行烧成，能够制作上述的规定组织的金属陶瓷。作为具体的烧成条件，以如下烧成条件进行烧成：(a)从室温升温至1100℃，(b)在真空中以0.1～2℃/分的升温速度a从1100℃升温至1330～1380℃的烧成温度t1，(c)在真空中或30～2000pa的不活泼气体气氛中以4～15℃/分的升温速度b从烧成温度t1升温至1500～1600℃的烧成温度t2，(d)在真空或30～2000pa的不活泼气体气氛中以烧成温度t2保持0.5～2小时后，(e)以5～15℃/分的降温速度e降温。

通过调整上述原料粉末中的wc粉末和金属w粉末的平均粒径，并且控制上述烧成时的升温模式、和导入规定量的不活泼气体的时机，co粉末和ni粉末一边相互固溶一边熔解，包裹在硬质相的周围，将硬质相间结合。另外，在成形体中在比其它原料粉末的平均粒径大的状态下存在的金属w粉末和wc1-x(0＜x≤1)粉末中的至少1种通过烧成，其一部分向硬质相内扩散，而一部分形成第2结合相。其结果是，能够制作上述的组织的金属陶瓷1。

即，若(b)工序中的升温速度比0.1℃/分慢，则烧成时间过长而不现实，若(b)工序中的升温速度比2℃/分快，则容易在金属陶瓷1的表面产生空孔。另外，若(c)工序中的升温速度比4℃/分慢，则难以存在第1结合相和第2结合相二者。若(c)工序中的升温速度比15℃/分快，则容易在金属陶瓷1的表面产生空孔。烧成温度t2低于1500℃时，烧结性不充分，若烧成温度t2高于1600℃，则难以存在第1结合相和第2结合相二者。若(e)工序中的降温速度比5℃/分慢，则尤其在(c)(d)工序中作为不活泼气体混合ch4气体的情况下，不形成第2结合相而容易形成含有w和co的复合碳氮化物。若(e)工序中的降温速度比15℃/分快，则容易在金属陶瓷的表面产生裂纹。

然后，根据期望，通过在金属陶瓷的表面成膜被覆层，来制作切削工具。作为被覆层的成膜方法，可适当应用离子镀法、溅射法等物理蒸镀(pvd)法。

实施例

在基于microtrac法的测定中准备平均粒径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3.0μm的mnc粉末、平均粒径2.4μm的ni粉末、和平均粒径1.9μm的co粉末、表1所示的平均粒径的w粉末、wc0.5粉末(将w粉末和wc0.5粉末在表中记载为w、wc0.5)。将按照表1所示的比率调整这些原料粉末并且按照烧成后的金属陶瓷中的碳含量成为表2的值的方式添加了炭黑的混合粉末使用不锈钢制球磨机和超硬球，用异丙醇(ipa)湿式混合，添加链烷烃3质量％，用超微粉碎机混合。其后，使用通过喷射干燥造粒的造粒粉，以150mpa冲压成形成cnmg120408的切削工具(不重磨刀片)形状。

并且，(a)从室温升温至1100℃，(b)在真空中以升温速度a为0.7℃/分从1100℃升温至1350℃，(c)在1000pa的n2气体气氛中以升温速度b(表中，记载为速度b)从烧成温度1350℃升温至表1所示的烧成温度t2，(d)在1000pa的n2气体气氛中以烧成温度t2保持1小时后，(e)在以表1所示的降温速度e(表中，记载为速度e)降温的烧成条件下进行烧成。需要说明的是，关于试料no.14、15，(c)(d)工序中，在将n2气的一部分置换为ch4气的气氛中进行烧成。

【表1】

对于所得到的切削工具，通过icp分析，分析金属陶瓷中含有的金属元素的组成，算出各金属元素相对于金属元素的总量的含量。另外，使用碳氮分析装置，将碳含量和含氮量已知的金属陶瓷作为标准试料，测定从金属陶瓷的表面研磨500μm以上的中央部分的碳含量、含氮量，将含氮量/(碳含量+含氮量)作为cn比算出。结果示于表2。

另外，进行透射型电子显微镜(tem)观察，确认金属陶瓷的组织，用50000倍的照片通过电子射线微量分析仪(epma)确定硬质相和结合相的类型，确认ticn相、固溶体相、第1结合相、第2结合相的存在的有无、固溶体相是否包含w相对于金属元素的总量的质量比不同的多个微细粒子，示于表3、4。关于试料no.1～7、16～27，第1结合相和第2结合相分别存在3个部位以上。进一步，求出第1结合相、第2结合相、ticn相和固溶体相中的w的原子比和ti的原子比的平均值，并且还对固溶体相和ticn相的与第2结合相邻接的外周部的ti的原子比进行了测定(表中，记载为ti外周)，与固溶体相的ti的原子比的平均值(表中，记载为ti平均)进行比较，示于表3。需要说明的是，在ticn相的中心进行了组成分析，结果ti相对于金属元素总量的原子比率为97原子％以上。另外，将固溶体相、第1结合相、第2结合相中的mn含量示于表4。

另外，可知在有芯结构相相对于硬质相整体以10面积％以下的比例存在、存在包含w的质量比不同的多个微细粒子的固溶体相的情况下，包含微细粒子的固溶体相相对于固溶体相整体的面积比为50面积％以上。并且，使用市售的图像解析软件以2500nm×2000nm的区域进行图像解析，确认视野内的第1结合相的平均面积比s1、第2结合相的平均面积比s2、第1结合相的总面积比s1、第2结合相的总面积比s2及其他的结合相的总面积比(表中，记载为其它)，记为比率s2/s1和比率s2/s1。另外，算出s1与s2的合计相对于结合相整体的面积比(表中，记载为s1+s2比)。对于硬质相，测定ticn相和固溶体相的平均粒径(da、db)与其比率db/da、视野内的ticn相的面积比sa、固溶体相的面积比sb。进一步，依据iso14704和iso17565，测定室温和800℃下的3点弯曲强度。结果示于表4、5。

接着，使用所得到的切削工具在以下的切削条件下进行切削试验。结果一并记载于表5。

(耐磨损性试验)

被削材：scm435

切削速度：200m/分

进料：0.2mm/rev

缺口：2.0mm

切削状态：湿式

评价方法：切削切削长10m的时刻的退刀面磨损幅度(mm)

(耐缺损性试验)

被削材：s45c

切削速度：100m/分

进料：0.1～0.5mm/rev(+0.05mm/rev各进10秒)

缺口：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】

【表3】

【表4】

【表5】

1)微细粒子：

将观察到在内部含有微细粒子的固溶体相的金属陶瓷记为有

将未观察到在内部含有微细粒子的固溶体相的金属陶瓷记为无。

根据表1～5，在原料中未添加金属w粉末和wc1-x(0＜x≤1)粉末中的任一种的试料no.8、原料中的金属w粉末和wc1-x(0＜x≤1)粉末的添加量少于1质量％的试料no.9、原料中添加的金属w粉末的平均粒径小于3μm的试料no.10、烧成时的(c)工序中的升温速度比4℃/分慢的试料no.11、烧成温度t2高于1600℃的试料no.13中，均不存在第2结合相，退刀面磨损幅度大，且到缺损为止的时间早。另外，(c)工序中的升温速度比15℃/分快的试料no.12中，在烧成的金属陶瓷的表面产生空孔，不能耐受使用。(e)工序中的降温速度比5℃/分慢的试料no.14中，不形成第2结合相而形成含有w和co的复合碳氮化物。(e)工序中的降温速度比15℃/分快的试料no.15中，在金属陶瓷的表面产生裂纹，不能耐受使用。

与此相对，作为由具有本实施方式的组织的金属陶瓷构成的切削工具的试料no.1～7、16～27中，退刀面磨损幅度都小，且到缺损为止的切削时间都长。

比(s2/s1)为0.2～1.5的试料no.1、3～7、16～18、24～27中，到缺损为止的时间变长，其中，比(s2/s1)为1.0～3.0的试料no.1～7、16～18、20～27中，退刀面磨损幅度变小。此外，观察到在固溶体相的内部含有微细粒子的结构的试料no.1～7、16～18、20～27中，退刀面磨损幅度小，到缺损为止的时间也长。需要说明的是，关于试料no.2、6，在金属陶瓷组织中存在wc等其它硬质相。

另外，第2结合相的w的原子比多于固溶体相的w的原子比、且第1结合相的w的原子比与固溶体相的w的原子比相比相同或更少的试料no.1～7、16～18、20、22～27中，退刀面磨损幅度都小，且到缺损为止的切削时间都长。特别是与第2结合相邻接的固溶体相的外周部的ti的原子比高于该固溶体相的ti的原子比的平均值的no.1、3～7、16～18、24～27中，退刀面磨损幅度小。此外，与第2结合相邻接的ticn相的ti的原子比在外周部变低的no.1～7、16～27中退刀面磨损幅度小。另外，碳含量为6.00～8.00质量％、含氮量为5.00～7.50质量％、cn比为0.42～0.53的试料no.1～7、16～19、24、25中，退刀面磨损幅度都小，且到缺损为止的切削时间都长。

符号说明

1金属陶瓷

2硬质相

2aticn相

2b固溶体相

3结合相

4第1结合相

5第2结合相