专利名称：：碳氮化钛基金属陶瓷和镀覆的金属陶瓷制造的切削刀片的制作方法
技术领域：
：本发明涉及金属陶瓷制造的切削刀片(金属陶瓷切削刀片)，尤其是涉及呈现优越抗断裂性的碳氮化钛基金属陶瓷制造的切削刀片。在金属陶瓷切削刀片被开发后的早期，TiC-Mo-Ni合金被用作金属陶瓷。虽然这类合金是高耐磨的，但在韧性方面它们远劣于烧结的碳化物。这就限制了该金属陶瓷切削刀片应用于钢的高速切削加工。此后，发现添加氮化物化合物，如TiN对改善金属陶瓷的韧性是十分有效的。因此，用这类金属陶瓷制造的切削刀片，除用于钢的车削，利用金属陶瓷中的固有优点，即高耐磨性和给产品提供高质量表面加工的能力，一直被主要用于间歇切削。同时，在烧结的碳化物制造的切削刀片方面，开发了镀覆碳化物刀片。该镀覆碳化物包括烧结的碳化物基体材料及设置在基体材料表面上的硬质化合物，如TiC、Ti(C.N)、Al2O3等的镀层。这类镀覆碳化物呈现出改善的耐磨性，又不损失作为烧结碳化物的原有特点的韧性。在这种情况下，一直要求金属陶瓷进一步改进韧性，又不损失其高的耐磨性。一般说来，金属陶瓷具有有芯/外层(或芯/边缘)结构的硬质相，其中Ti(C、N)等晶粒被碳氮化物固溶体，如(Ti、Mo)(C、N)包围。由于注意到金属陶瓷中的这种固有特性，所以进行了许多研究以改善金属陶瓷的韧性。比如，US、4,778,521专利说明书公开了一种包括三层的芯/外层结构，即Ti(C、N)的芯、包围此芯的富WC的中间层及包围此中间层的(Ti、W)(C、N)外层。还有，EP公开No.0,406,201B1公开了一种对于其硬质相有2种和多种类型芯/外层结构的金属陶瓷。另外，EP公开No.0,578,031A2公开了一种包含常规的芯/外层结构的基体和分散于此基体中的富Ti硬质相的金属陶瓷。虽然已完成了一些改进，但由于金属陶瓷仍基于常规金属陶瓷的结构，即包括硬的Ti的化合物晶粒或富Ti化合物的晶粒的芯和围绕这些晶粒的碳氮化物固溶体的外层，所以在韧性方面它们仍不尽人意。进一步提高这种金属陶瓷的韧性的企图则需要增加粘结金属。如Co和Ni的含量。但这引起了某些问题，如降低耐磨性和降低抗塑性变形性。进而，利用金属陶瓷中硬质相的主要成分Ti易与N反应的特性来生产高耐磨的金属陶瓷。尤其是可通过控制烧结气氛中N的分压可在金属陶瓷的表面上形成硬质层硬化区。实际上，日本的未审专利公开No.平2-15139公开了一种金属陶瓷，其中，该金属陶瓷的表面部位的耐磨性因采用了类似的上述技术而提高。虽然这种金属陶瓷是高耐磨的，但由于此金属陶瓷的组织还包括了上述的芯/外层结构，所以它仍有待改进。本发明解决上述问题已经完成，而且本发明的目的如下在碳氮化钛基金属陶瓷制造的切削刀片中包含3-20％(重量)的粘结金属相，其主要成分是Co和/或Ni，3-30％(重量)单结构硬质相，它包括至少一种选自由属于周期表的4a、5a和6a族的金属元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物组成的物组中的组分及包括至少两种这些化合物的固溶体，而且余量是包含芯部和完全包围此芯部的外层部分的双结构硬质相，其中，除外层部分必须含至少是M的碳氮化物化合物外，所述的芯部和外层部分包含作为取代物Ti(C、N)和/或Ti和至少一种选自属于周期表4a、5a和6a族中的，除Ti之外的金属元素M的碳氮化物化合物，并且其中外层部分分别具有比芯部低的Ti含量和高的M含量，以及不可避免的杂质，改进包括所述的双结构硬质相部分地和完全地被含芯部和外层部分的不连续双结构硬质相取代，其中，该外层部分不连续地分布在芯部周围，以使芯部被部分地暴露到粘结金属相，而所述的不连续的双结构硬质相，按电镜组织分析，占据了该金属陶瓷总面积的30％(面积)或更多，由此该切削刀片呈现出优越的抗断裂性。还有，本发明的另一目的是用一种基于上述金属陶瓷的经镀覆的金属陶瓷制造的切削刀片，其中该金属陶瓷用至少一种选自TiC、TiN、Ti(C、N)，钛的碳酸盐-氮化物、(Ti、Al)N和Al2O3的化合物以0.5-20μm的厚度镀覆。在上述本发明的金属陶瓷切削刀片或镀覆的金属陶瓷的切削刀片中，在其表面部分可存有硬化区，其中，在从该刀片的顶部表面到该顶部表面以下50μm的范围内有高于内部维氏硬度的维氏硬度峰值。另外，在上述本发明的金属陶瓷切削刀片或镀覆的金属陶瓷切削刀片中，硬质相的平均晶粒尺寸较好分别为0.1-1.5μm，而更好分别为0.5-1.2μm。还有，在上述本发明的镀覆的金属陶瓷刀片中，镀层可包括厚0.5-5μm，并以PVD法提供的(Ti、Al)N镀层，或厚0.5-5μm，并以MT-CVD法提供的TiCN镀层，以使TiCN晶粒在垂直于该金属陶瓷表面方向以纵向晶粒生长。图1和3是显示符合权利要求的本发明的金属陶瓷切削刀片内部组织的示意图，是用电子显微镜观察的。图2和4是类似的，但不符合权利要求的本发明金属陶瓷切削刀片的内部组织示意图。由于注意到的以前的发明中所采用的芯/外层结构，所以本发明人研究改进了用于切削刀片的金属陶瓷的韧性。一般说来，为改善耐磨性，金属陶瓷含有Ti的化合物。该Ti的化合物主要作为硬质相芯存在于金属陶瓷中，即，作为Ti(C、N)或富Ti的碳氮化物固溶体晶粒的芯存在，而且每个芯都被外层，即含Ti含量比前一种晶粒低的其它的碳氮化物固溶体晶粒包围。虽然芯部晶粒和外层晶粒的晶体结构都是NaCl型的结构，但是由于成分构成的不同，所以这些晶粒的热膨胀系数不同。因此，在芯和外层之间就有这种区别引起的热应力。由于这种热应力的模式根据芯和边缘的成分含量变化，所以它不能一成不变地被确定，芯和外层的热应力模式是受拉应力或该应力的大小影响的。然而，含有大量Ti的芯似乎比含相对大量的W和Mo的边缘更多地受拉应力的影响。具有NaCl型晶体结构的晶粒，如上述的芯和外层，在具有WC型晶体结构的晶粒滑动变形时不呈显滑动变形。因此由前一种晶粒构成的相是脆的，而且易被拉应力拉断。因此，认为降低芯/外层结构中的热应力象改进金属陶瓷的韧性一样重要。在日本未审专利公开No.6-248385中公开了一种含单结构，即非芯/外层结构的Ti(C、N)晶粒相的金属陶瓷。然而在这种金属陶瓷中，这类相的含量低到1-5％(体积)，而大部分构成此金属陶瓷的相是原来的芯/外层结构型的相。因此在这种金属陶瓷中热应力未被充分地降低。进而，即使提高Ti(C、N)的单相的结构含量，含这种晶粒的部分的硬度也将是低的，而且由于Ti(C、N)晶粒和金属粘结相之间的粘结强度小，所以耐磨性也将下降。在这种情况下，本发明人获得了如下想法可通过使芯/外层结构不完整，即通过使Ti(C、N)的，或富Ti的复合金属碳氮化物化合物的硬的晶粒(这些晶粒相当于原来芯/外层结构的芯)处于与Ti含量相应低的晶粒(这些晶粒相当于原来芯/外层结构的外层)相互接触的状态，或通过使Ti(C，N)的，或富Ti的复合金属碳氮化物化合物处于被Ti含量相当低的晶粒不完全包围的状态而降低原来芯/外层结构中固有的热应力，其中前种晶粒的一部分被暴露。换言之，本发明人为金属陶瓷设想了一种结构，其中一部分芯暴露于粘结金属相，而外层则在芯周围不连续地分布。按以下步骤可实际完成这种结构。首先，将直接由氧化钛化合物生产的Ti(C，N)粉末选作原料。然后，在烧结原料的混合粉末的过程中，在芯/外层结构充分发展之前停止烧结。对这样获得的金属陶瓷进行切削试验，从而揭示了具有经上述前期处理的这种结构的金属陶瓷有高的耐磨性和高的韧性。根据以上发现完成了本发明。一般，本发明的金属陶瓷包括粘结金属相、单结构硬质相、每个相都包括芯部和完全围绕此芯部分的外层部分的双结构硬质相和每个相都包括芯部和不连续地分布在芯部周围的外层部分的双结构硬质相。作为金属陶瓷中的粘结金属相的主要成份，一般用Co和/或Ni。这些元素含量小于3％(重量)，金属陶瓷由于保持金属陶瓷的韧性的粘结金属相的量太小是脆性的。另一方面，超过20％(重量)的含量，金属陶瓷硬度低而不能应用于切削刀片。因此，在本发明的金属陶瓷中将Co和/或Ni的含量定为3-20％(重量)。还有，构成本发明金属陶瓷中的单结构硬度相的金属碳氮化物化合物的含量规定为3-30％(重量)。低于3％(重量)的含量，耐磨性不能达到期望的改进效果。另一方面，超过30％(重量)的含量，金属陶瓷的抗断裂性将变差。在本发明金属陶瓷的双结构硬质相中，其中外层部位不连续地分布在芯部位周围的双结构硬质相规定为占该金属陶瓷的总表面30％(面积)或更多。低于30％(面积)的比率，达不到充分降低芯/外层结构中的固有热应力的效果。当将这种金属陶瓷用于切削刀片时，该组合物中的相将在切削过程中破裂。换言之，该金属陶瓷的抗断裂性由于这种比率而不能明显改善。如上所述，通过控制烧结气氛，则可生产比金属陶瓷，以使靠近组合物表面的部位有少量的金属粘结相，而同时有大量的硬质相。根据于此，可在切削刀片的表面部位设有硬化区，并可改善该刀片的耐磨性。在这一点上，通过用本发明的金属陶瓷作基体，将这种硬化区设在该刀片的顶部表面部位，使切削刀片可具备很高的韧性以及高的耐磨性。这类金属陶瓷切削刀片实际上已被生产，并用显微维氏硬度代检测每个切削刀片的横断面硬度。结果，在每个切削刀片的横断面观察硬度梯度。该硬度梯度在表面下0.5-1mm处开始，并向着表面基本上连续上升。在每个切削刀片中，高于切削刀片内部硬度值的峰值是在从顶表面到顶表面下50μm的范围内测到的，而不是在更深的部位测到的。根据于此，在本发明金属陶瓷切削刀片中，可将维氏硬度峰规定存在于一个从顶表面到其下50μm的范围中位置。关于该峰硬度值与内部硬度值之比，小于1.3的比率则达不到所需的耐磨性，而此比率超过1.8，切削刀片的表面就变得太硬而倾向于容易断裂。因此，在本发明切削刀片中峰值硬度值与内部硬度值之比最好应在1.3-1.8。根据制造条件，切削刀片的顶表面还可设有软化区，该区含有单独的粘结相或含有金属粘结相和仅有单结构的硬质相，而且其硬度值比内部硬度值低。这类软化区可与在本发明的金属陶瓷刀片顶表面的上述硬化区共存。金属陶瓷常被用作切削刀片的基体，该切削刀片通过CVD法或PVD法用碳化钛、氮化钛、碳氮化钛和钛的碳酸盐-氮化物(下文中将这些化合物统称为Ti的化合物)、(Ti、Al)N、氧化铝和/或类似物镀覆该基体而制成。在这里，起因于镀层的效果通过使用本发明的，具有高韧性和优越耐磨性的金属陶瓷作基体而进一步加强。设在金属陶瓷基体材料的表面上的镀层厚度最好为0.5-2.0μm。按PVD法，沉积速度相当慢，当此镀层太厚时，由于镀层中的压缩残余应力使所得的镀层易引起剥落。因此，以PVD法形成的镀层厚度应为0.5-15μ，而更好为1-10μm。由于以PVD法形成的(Ti、Al)N镀层是高导热的，所以特别是在使用本发明的有高韧性和优越耐磨性的金属陶瓷作基体，并在此基体表面上设有(Ti、Al)N镀层的产品中，获得显著改进的耐热冲击性。在用Ti化合物或氧化铝由CVD法镀覆金属陶瓷基体中，当在高温下(即用HT-CVD法)用具有与金属陶瓷中的粘结金属相中的成分高润湿性的TiC或Ti(C、N)镀覆此基体时，该金属粘结相中的这些成份，尤其是Ni将扩散到此镀层中，以使降低镀覆产物的耐磨性。为此，当采用CVD法时，最好在低温下涂覆金属陶瓷的基体，即，用可在1000℃或更低的温度下用Ti(C、N)镀覆此基体的MT-CVD法进行涂覆。这就抑制了金属粘结相的成分向镀层的扩散。可供选择的是，可采用以下的镀覆工艺首先，用HT-CVD法形成具有与金属粘结中的成分低的润湿性的TiN镀层；在这样形成的镀层上，用MT-CVD法形成Ti(C、N)镀层；然后再于其上形成氧化铝或其类似物的镀层。用MT-CVD法形成的Ti(C、N)镀层可以是一厚层，它是通过以柱状晶沿垂直于基体表面的方向生长而形成的，它不降低用其生产的切削刀片的切削边缘的强度。这就明显地改善了产品的耐磨性。起因于这种镀层的效果特别是通过使用具有高韧性和优越耐磨性的本发明的金属陶瓷作基体而被加强。另外，可通过联合使用PVD法将很少可用于CVD法的化合物，如(Ti、Al)N作为镀层引到金属陶瓷。尤其是，首先用CVD法形成带有镀层材料的芯，然后用PVD法在首先形成的镀层上形成(Ti、Al)N或类似物的镀层。在本发明的金属陶瓷切削刀片和镀覆的金属陶瓷切削刀片中，作为基体的金属陶瓷是主要含Ti的Ti(C、N)为基的金属陶瓷，而在此组合物中全部硬质相都有NaCl型的晶体结构。一般说来，主要由Ti构成的硬质相是硬而脆的，而且当硬质相的晶粒尺寸超过1.5μm时易因应力集中而破裂。另一方面，当此晶粒尺寸小于0.1μm时，硬质相的耐磨性变低，并由于磨损破裂易变大，此外，塑性变形易发生，出于这些原因，本发明硬质相的晶粒尺寸应为0.1-1.5μm，而更好为0.5-1.2μm。关于除Ti之外的，属于周期表4a、5a或6a族的金属元素M，当M的含量超过50％(重量)时，Ti的相对含量低，因此，由于Ti是提高金属陶瓷硬度的有效成分，所以生产的金属陶瓷的耐磨性下降。为此，M的含量应为50％(重量)或更少。在Ti(C、N)基金属陶瓷中的N含量提高以固溶存在于金属粘结相中的M的量，以使固溶强化粘结相。此外，N改善硬质相的韧性并在烧结过程中抑制硬质相中的晶粒的颗粒生长。按以摩尔表达的公式N/(C+N)计算出的N含量最好应为0.1-0.6。当以上式表达的含量低于0.1时，达不到上述的希望效果。另一方面，当以上式表达的含量超过0.6时，烧结程度将下降，而且在金属陶瓷中常有孔隙。实施例1本发明的金属陶瓷切削刀片，EX1-EX10和用于对比的金属陶瓷切削刀片CE1-CE10被分别制备如下。制备作为原料的下列粉末。每种粉末的预定平均颗粒尺寸在0.5-2μm的范围内。Ti(C、N)粉末(C/N＝50/50(重量))、TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、MO2C粉末、VC粉末、ZrC粉末、Cr3C2粉末，(Ti、W、Mo)(C、N)粉末(Ti/W/Mo＝70/20/10，C/N＝70/30)、(Ti、Ta、V)(C、N)粉末(Ti/Ta/V＝70/20/10，C/N＝60/40)、(Ti、Nb、Mo)(C、N)粉末(Ti/Nb/Mo＝80/10/10，C/N＝50/50)。Co粉末、Ni粉末及石墨粉末C。将这些粉末混合，以使分别具有表1所示的组成，并将每种混合物湿混24小时再干燥。将所得组成物以1t/cm2的压力压制成形而得到未烧结压块A-J。表1</tables>用以下的烧结条件将上述制成的未烧结压块A-J烧结首先在0.05乇的真空气氛中以2℃/分的速度将烧结温度从室温升到1300℃；然后将气氛换成10乇或更低的氮气氛，并以相同的升温速度将烧结温度升至范围为1380-1460℃的预定温度；在烧结温度达到预定温度后，将气氛换成范围为0.5-30乇的预定压力的真空气氛，并将此状态保持60分钟；再以同样的气氛进行炉冷。按上述烧结工艺，制成10个本发明的金属陶瓷切削刀片、EX1-EX10。每个金属陶瓷切削刀片都是具有ISO标准CNMG120408的切削刀片。为了对比，制备另一组未烧结压块A-J，并用以上述相同的过程烧结，但将烧结温度升到范围为1530-1560℃的更高的预定温度，以得到10个用于对比的金属陶瓷切削刀片，CE1-CE10。接着顺次从刀片的顶表面到其内部，检查每个金属陶瓷切削刀片横截面的维氏硬度，以确定存在维氏硬度峰值的深度。进而用电子显微镜观察该部位横截面中的内部部位，并用图象分析系统分析该组织中硬度相的构成和百分比。另外，也用图象分析测量硬质相的平均晶粒尺寸。图1和2分别显示用电子显微镜观察的金属陶瓷切削刀片EX7和CE7的内部组织的示意图。在这些示意图中，数字所标的意义如下。1表示金属粘结相，它主要含Co和/或Ni。2表示具有双结构的硬质相。详言之，2a表示含碳氮化物化合物和/或碳氮化钛的芯部、该碳氮化物化合物包含Ti和至少一种选自属于周期表4a、5a和6a族的除Ti以外的金属元素的元素M。另一方面，2b表示含(Ti、M)-碳氮化物化合物的，而Ti含量小于，M的含量大于芯部含量的外层部分。3表示具有单结构的硬质相，该单结构含至少一种选自属于周期表的4a、5a或6a族的金属元素的碳化物、氮化物或碳氮化物的化合物和由这些化合物的至少2种构成的固溶体。进而，如上所述制成的每种金属陶瓷切削刀片的抗断裂性通过测量在以下条件下进行湿的间断切削后切削边缘的侧面磨损宽度评价的。被切削的钢材按JISS20C，DIN，CK22，ANSI1020标准化的圆钢。沿其长度方向以规则的间距开有4道槽；切削速度250m/分；进刀速度0.2mm/转；切削深度2mm；切削时间20分。结果示于表2和3中。表2</tables>表3</tables>*由于断裂不能以括号中所示时间工作的刀片**由于破裂不能以括号中所示时间工作的刀片从上述的图象分析结果发现本发明的全部金属陶瓷切削刀片、EX1-EX10包含30％(面积)或更多双结构硬质相，其外层部分不连续地分布在芯部周围。另一方面，发现用于对比的全部金属陶瓷切削刀片，即常规的金属陶瓷切削刀片、CE1-CE10包含双结构硬质相，其外层部分完全分布在芯部周围，即完全地包围芯部；和/或包含单结构硬质相。从表2和表3中所示的结果明显可知，本发明的金属陶瓷切削刀片与常规金属陶瓷切削刀片相比，具有优越得多的抗断裂性。实施例2制备另一组未烧结压块A-J，并在以下条件下烧结这些未烧结压块中的一些，以制造6个本发明的金属陶瓷切削刀片，EX11-EX16首先在0.05乇的真空气氛中，以2℃/分的速度将烧结温度从室温升至1300℃；然后将气氛换成5乇的氮气氛，并以相同的升温速度将烧结温度升至范围为1400-1460℃的预定温度；在烧结温度达到预定温度后，将气氛换成范围为0.01-0.1乇的预定压力的真空气氛，并将此状态保持60分钟；再于相同的气氛中进行炉冷。每件这样得到的金属陶瓷切削刀片都是具有ISO标准CNMG12408的切削刀片。为了比较，制备另一组未烧结压块A-J，并将这些压块中的一些用与以上相同的过程烧结，但烧结温度升到范围为1530-1560℃的更高的预定温度，以及在该温度下的烧结步骤的气氛是在范围为5-15乇的预定压力的氮气氛，以得到用于对比的6个金属陶瓷切削刀片CE11-CE16。接着顺次从该刀片的顶表面到内部检查每个金属陶瓷切削刀片横截面的维氏硬度，以使确定存在硬度峰值的深度。进而，适当地选择该刀片的横截面中的内部部位，并用电子显微镜观察此部位周围的组织，再用图象分析系统分析该组织中的硬质相的构成和百分比。另外，用图象分析还测量硬质相的平均晶粒尺寸。图3和4是分别显示用电子显微镜观察到的金属陶瓷切削刀片EX14和CE14内部组织的示意图。进而，通过在以下条件下进行湿的间断切削后测量该切削边缘的侧面磨损宽度来评价如上所述制成的每个金属陶瓷切削刀片的抗断裂性。被切削的钢材按JISS20℃，DINCK22，ANSI1020标准化的圆钢，沿其长度方向，以规则的间距开有4道槽；切削速度300m/分；进刀速度0.2mm/转；切削深度2mm；切削时间20分。结果示于表4和5中。表4</tables>表5</tables>*由于断裂不能以括弧中所示时间工作的刀片**由于破裂不能以括弧中所示时间工作的刀片从上述图象分析结果发现本发明的全部金属陶瓷切削刀片、EX11-CX16，在其表面部分中都有硬化区，并包含30％(面积)和更多的双结构硬质相，其外层部分被不连续地分布在此芯部的周围。另一方面，发现用于对比的全部金属陶瓷切削刀片，即常规的切削刀片CE11-CE16包含双结构硬质相，而其外层部分完全地分布在此芯部的周围，即完全地围绕芯部；和/或单结构硬质相。从表4和5的所示结构明显可知，本发明的金属陶瓷切削刀片与常规的金属陶瓷切削刀片相比，具有优越得多的抗断裂性。实施例3制造本发明的另一组金属陶瓷切削刀片EX1-EX10，然后将其中一些作为基体，再用表6中所示的方法进行镀覆，以得到本发明的镀覆的金属陶瓷切削刀片EXc1-EXc12，每个切削刀片都有表6中所示的镀层组成和平均层厚。当使用为物理蒸汽沉积系统的电弧离子镀系统时，镀覆条件如下原料Ti、Ti-Al靶，反应器气体(CH4和N2)镀覆温度700℃镀覆压力2×10-2乇偏电压-200V当使用化学蒸汽沉积系统时，镀覆条件如下。镀覆材料反应器气体(TiCl4、CH4，N2和H2；当沉积TiCN，用CH3CN代替CH4)镀覆温度1010℃；当沉积TiCN时，890℃。镀覆压力100乇；当沉积TiCN时，50乇。为了对比，制造另一组用于对比的金属陶瓷切削刀片CE1-CE10，将其中一些刀片经受与上述相同的过程，以制造对比镀覆金属陶瓷切削刀片CEc1-CEc12。在每一个如上所述制成的金属陶瓷切削刀片上，通过在下列条件下进行湿的间断切削之后测量切削边缘的侧面磨损宽度来评价拉断裂性。要切削的钢材按JISS20CDINCK22、ANSI1020标准化的圆钢，沿其长度方向以规则间隔开有4道槽；切削速度350m/分；进刀量速度0.2mm/转；切削深度2mm；切削时间20分。结果示于表6中。表6</tables></tables>*由于断裂不能以括弧中所示时间工作的刀片**由于破裂不能以括弧中所示时间工作的刀片从表6中的结果明显可知，本发明的镀覆的金属陶瓷切削刀片，EXc1-EXc12具有比用于对比的镀覆的金属陶瓷刀片CEc1-CEc12，优越得多的抗断裂性，EXc1-EXc12每个切削刀片的基体是包含双结构的和/或单结构的硬质相的金属陶瓷，其中外层部分不连续地分布在芯部的周围，CEc1-CEc12为比较的每个切削刀片的基体是包含双结构硬质相的金属陶瓷，其中外层部分完全分布在芯部周围，即完全围绕此芯部。实施例4制造另一组本发明的金属陶瓷切削刀片EX11-EX16，并将它们用作基体，并经表7中所示的方法镀覆，以得到本发明的镀覆的金属陶瓷切削刀片EXc13-EXc24，每个切削刀片都有表7中所示的镀覆组成及平均层厚。用一种物理蒸发沉积的电弧离子镀系统或化学沉积系统在与表3中相同镀覆条件下进行镀覆。为了对比，制造另一组用于对比的金属陶瓷切削刀片CE11-CE16，然后使之经受上述相同过程以制成用于对比的镀覆的金属陶瓷切削刀片CEc13-CEc24。对如上所述制成的每个金属陶瓷切削刀片，通过在以下条件进行的湿的间断切削后测量切削边缘的侧面磨损宽度来评价抗断裂性。要切削的钢材按JISS20C，DINCK22，ANSI1020标准化的圆钢，沿其长度方向的有规则的间隔开有4道槽；切削速度400m/分；进刀速度0.2mm/转；切削深度2mm；切削时间20分。结果示于表7。表7</tables></tables>*由于断裂不能以括弧中所示时间工作的刀片**由于破裂不能以括弧中所示时间工作的刀片从表7所示结果明显可知，本发明的镀覆的金属陶瓷切削刀片，EXc13-EXc24，每个切削刀片的基体都是包含双结构硬质相，其中外层部分不连续地分布于芯部周围的金属陶瓷，具有比对比的镀覆的金属陶瓷切削刀片CEc13-CEc24的优越得多的抗断裂性，CEc13-CEc24的为对比的每个切削刀片的基体是包含双结构硬质相，共中外层部分完全地分布在芯部周围，即完全地包围芯部的金属陶瓷；和/或单结构硬质相。如上面实施例1-4中所述，本发明的金属陶瓷切削刀片或镀覆的金属陶瓷切削刀片部具有优越的抗断裂性，因此，在连续切削期间在切削边缘处不发生破裂或断裂，此外，即使在严峻的切削条件下的间断切削过程中亦是如此。因此，本发明的金属陶瓷切削刀片或镀覆的金属陶瓷切削刀片都可呈现优越的长时期的切削性能，而且从工业的角度看也是有益的。在先的日本专利申请平8-266017和平8-266018(均于1996、10、7申请)及平8-189184(1996、7，18申请)结合于本文供参考。很明显，按上述技术，本发明的各种修改或变化都是可能的。因此，不用说在所附权利要求的范围内，除本文所述之外可实施本发明。权利要求1.在碳氮化钛基的金属陶瓷制造的切削刀片中，含有3-20％(重量)的金属粘结相，其主要成分是Co和/或Ni，3-30％(重量)的单结构硬质相含至少一种选自由属于周期表中的4a，5a和6a族的金属元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物构成的物组中组份和一种含至少两种所述化合物的固溶体；和余量是含芯部和完全包围所述芯部的外层部分的双结构硬质相，其中，除外层部分必须含至少M的碳氮化物化合物外，所述的芯部和外层部分含作为替代物的碳氮化钛和/或Ti和至少一种选自属于周期表4a，5a和6a族的，除Ti之外的金属元素的元素M的碳氮化物化合物，并且其中所述外层部分具有分别比芯部低的Ti含量和高的M含量；及不可避免的杂质，改进包括所述的双结构硬质相部分或全部被包含芯部和外层部分的不连续的双结构硬质相取代，其中，该外层部分被不连续地分布在芯部周围，以使芯部部分地暴露于金属粘结相，并且所述的不连续的双结构硬质相，按电子显微镜组织分析，占金属陶瓷总表面的30％(面积)或更多。2.在碳氮化钛基的金属陶瓷制造的切削刀片中含有3-20％(重量)的主要成分为Co和/或Ni的金属粘结相，3-30％(重量)的单结构硬质相，包含至少一种选自由属于周期表4a，5a和6a族的金属元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物构成物组中的组分和一种包含至少两种所述化合物的固溶体，及余量是含芯部和完全包围所述芯部的外层部分的双结构硬质相，其中，除外层部分必须含至少M的碳氮化物化合物外，所述的芯部和外层部分含作为替代物的碳氮化钛和/或Ti和至少一种选自属于周期表的4a、5a和6a族的除Ti以外的金属元素的元素M的碳氮化物化合物，并且其中所述的外层部分具有分别比芯部低的Ti含量和高的M含量；及不可避免的杂质，和该切削刀片具有在其表面部位的硬化区，其中高于内部的维氏硬度的维氏硬度峰值存在于从刀片的表面到顶表面以下50μm的范围内，改进包括所述的双结构硬质相部分或全部被包含芯部和外层部分的不连续双结构硬质相取代，其中该外层部分被不连续地分布在芯部周围，以使芯部部分地暴露于金属粘结相，且所述的不连续的双结构硬质相，按电子显微镜组织分析，占金属陶瓷总面积的30％(面积)或更多。3.在其上有镀层的金属陶瓷制造的切削刀片中，含有3-20％(重量)的，主要成分为Co和/或Ni的金属粘结相，3-30％(重量)的单结构硬质相，含有至少一种选自属于周期表的4a、5a和6a族的金属元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物构成的物组中的组分和一种含至少两种所述化合物的固溶体，及余量是包含芯部和完全包围芯部的外层部分的双结构硬质相，其中除外层部分必须包含至少M的碳氮化物化合物外所述芯部和外层部分包含作为替代物的碳氮化钛和/或Ti和至少一种选自属于周期表4a、5a和6a族的，除Ti以外的金属元素的元素M的碳氮化物化合物，并且其中所述外层部分具有分别比芯部低的Ti含量和高的M含量；以及不可避免的杂质，和所述的镀层包括至少一种选自TiC、TiN、Ti(C、N)、Ti的碳酸盐-氮化物化合物、(Ti、Al)N和氧化铝的化合物，厚度为0.5-20μm，改进包括所述的双结构硬质相部分或全部被包含芯部和外层部分的不连续双结构硬质相取代，其中外层部分不连续地分布在芯部周围，以使芯部部分地暴露于金属粘结相，并且所述的不连续双结构硬质相，按电子显微镜组织分析，占金属陶瓷总面积的30％(面积)或更多。4.在其上有镀层的金属陶瓷制造的切削刀片中，含有3-20％(重量)的，主要成分为Co和/或Ni的金属粘结相；3-30％(重量)的单结构硬质相，含至少一种选自属于周期表的4a、5a和6a族的金属元素的碳化物、氮化物和碳氮化物化合物的组分和一种含至少二种所述化合物的固溶体；和余量是含芯部及完全包围此芯部的外层部分的双结构硬质相，其中除外层部分必须含至少M的碳氮化物化合物外所述的芯部和外层部分含作为替代物的碳氮化钛和/或Ti和至少一种选自属于周期表的4a、5a和6a族的，除Ti以外的金属元素的元素M的碳氮化物化合物，且其中所述的外层部分具有分别比芯部低的Ti含量和高的M含量；以及不可避免的杂质，所述的切削刀片在其表面部分有硬化区，其中，高于内部的维氏硬度的维氏硬度峰值存在于从该刀片的顶表面至其下50μm的范围内，和所述的镀层包含至少一种选自TiC、TiN、Ti(C、N)、Ti的碳酸盐-氮化物化合物、(Ti、Al)N和氧化铝的化合物，其厚度为0.5-20μm，改进包括所述的双结构硬质相部分或全部被包含芯部和外层部分的不连续的双结构硬质相取代，其中外层部分不连续地分布在芯部周围，以使芯部部分地暴露于金属粘结相，并且不连续的双结构硬质相，按电子显微镜组织分析，占金属陶瓷总面积的30％(面积)或更多。5.权利要求1的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.1-1.5μm。6.权利要求2的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.1-1.5μm。7.权利要求3的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.1-1.5μm。8.权利要求4的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.1-1.5μm。9.权利要求5的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.5-1.2μm。10.权利要求6的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.5-1.2μm。11.权利要求7的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.5-1.2μm。12.权利要求8的切削刀片，其中金属陶瓷的硬质相的平均晶粒尺寸分别为0.5-1.2μm。13.权利要求3的削刀片，其中镀层包括厚度为0.5-5μm的(Ti、Al)N镀层。14.权利要求4的削刀片，其中镀层包括厚度为0.5-5μm的(Ti、Al)N镀层。15.权利要求3的切削刀片，其中镀层包括厚度为0.5-5μm的TiCN镀层，它具有纵向生长的晶体结构，其中结晶晶粒是沿垂直于金属陶瓷的表面的方向生长的。16.权利要求4的切削刀片，其中镀层包括厚度为0.5-5μm的TiCN镀层，它具有纵向生长的晶体结构，其中结晶晶粒是沿垂直于金属陶瓷的表面的方向生长的。全文摘要一种有芯/外层(或芯/边缘)双结构硬质相的碳氮化钛基的金属陶瓷制造的切削刀片,其特点在于该双结构硬质相部分或全部地被含芯部和外层部分的不连续的双结构硬质相取代,其中的外层部分不连续地分布在芯部周围,以使芯部部分地暴露于金属粘结相,且所述的不连续双结构硬质相,按电子显微镜分析,占金属陶瓷总面积的30%(面积)或更多,由此该切削刀片呈现出优越的抗断裂性。文档编号C22C29/04GK1180055SQ96121920公开日1998年4月29日申请日期1996年10月31日优先权日1996年7月18日发明者中村清一郎,照内清弘,藤泽隆史,辻崎久史,野中胜尚申请人:三菱麻铁里亚尔株式会社