专利名称：旋转工具的制作方法
技术领域：
本发明涉及由金属陶瓷烧结体形成的旋转工具。
背景技术：
目前，作为切削工具或耐磨损部件、滑动部件这样的需要耐磨损性或滑动性、耐损坏性的部件，广泛使用以WC为主成分的超硬合金或以Ti为主成分的金属陶瓷烧结体等烧结合金。但是，由于金属陶瓷烧结体在具有高的硬度的同时，耐热冲击性及耐塑性变形性降低，所以不适用于旋转工具。因此，在例如专利文献1中公开了以下技术硬质相由以TiCN为主的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型粒子形成为微结晶粒子和粗结晶粒子的二群分布，由此，形成耐磨损性、耐热冲击性及耐塑性变形性优异且适用于旋转工具的材料。另外，本申请人在专利文献2中提出了在金属陶瓷的表面生成黑色的第一硬质相的存在比率比灰白色的第二硬质相的存在比率高的表面区域，由此提高金属陶瓷的表面的耐冲击性。现有技术文献专利文献专利文献1 (日本)特开平5-98382号公报专利文献2 (日本)特开2009-108338号公报
发明内容
发明要解决的课题但是，已清楚在上述专利文献1、2的构成中，作为旋转工具的金属陶瓷的耐热冲击性未充分提高，为了作为旋转工具使用而需要进一步提高耐热冲击性。另外，金属陶瓷与超硬合金相比具有烧成引起的变形量大的倾向，当制作复杂的形状的旋转工具时，根据使用角度，产生了切削刃的位置或形状不同，切削加工时的尺寸不同等不良情况。本发明是用于解决上述问题的发明，其目的在于提供一种旋转工具，其提高耐热冲击性并且降低烧成引起的变形，从而提高加工精度。用于解决课题的手段本发明第一方面提供一种旋转工具，由金属陶瓷烧结体形成，所述金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主的元素周期表第4、5及6族金属中的一种以上的碳化物、氮化物及碳氮化物构成，且包括第一硬质相和第二硬质相，所述第一硬质相在元素周期表第4、5及6族金属中Ti的含有比率高，所述第二硬质相与该第一硬质相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金属的含有比率高，所述结合相主要由Co及Ni的至少一种形成，在包含该金属陶瓷烧结体的表面在内的任意剖面的扫描型电子显微镜观察中，存在1 ΙΟμπι厚度的以所述第一硬质相为主体的表面区域，并且，在所述金属陶瓷烧结体的表面进行了 X射线衍射测定时，属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值这两个峰值，所述低角度侧峰值的峰值强度Ia和所述高角度侧峰值的峰值强度Λ的强度比为rt/Ia = 0. 5 1. 5。另外，本发明第二方面提供一种旋转工具，由金属陶瓷烧结体形成，所述金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主的元素周期表第4、5及6族金属中的一种以上的碳化物、氮化物及碳氮化物构成，且包括第一硬质相和第二硬质相，所述第一硬质相在元素周期表第4、5及6族金属中Ti的含有比率高，所述第二硬质相与该第一硬质相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金属的含有比率高，所述结合相主要由Co及Ni的至少一种形成，在所述金属陶瓷烧结体的表面进行了 X射线衍射测定时，属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值这两个峰值，所述低角度侧峰值的峰值强度Ia和所述高角度侧峰值的峰值强度Λ的强度比为HVIa = 0. 5 1. 5，并且，属于所述金属陶瓷烧结体的表面的所述结合相的所述(200)面的峰值的半值宽度Ws和所述烧结体的内部的所述结合相的所述峰值的半值宽度Wi的比率WsZVi为1. 1 1. 7。发明效果根据本发明的旋转工具，由于存在上述表面组织，从而可以形成如下旋转工具金属陶瓷烧结体的表面状态能够形成为适于旋转工具使用的状态，耐热冲击性高，且可以减小伴随烧成引起的金属陶瓷烧结体的变形量，从而加工尺寸精度高。
图1是本发明的旋转工具之一例，(A)是实施例No. 1-2的金属陶瓷烧结体的表面附近的扫描型电子显微镜照片，(B)是实施例No. 1-7的金属陶瓷烧结体的表面附近的扫描型电子显微镜照片，(C)是实施例No. 1-5的金属陶瓷烧结体的表面附近的扫描型电子显微镜照片，(A’)是实施例No. 1-2的金属陶瓷烧结体的内部的剖面的扫描型电子显微镜照片，(B’)是实施例No. 1-7的金属陶瓷烧结体的内部的剖面的扫描型电子显微镜照片，(C’)是实施例No. 1-5的金属陶瓷烧结体的内部的剖面的扫描型电子显微镜照片；图2是图1的金属陶瓷烧结体的(A’ )的放大照片；图3是图1的金属陶瓷烧结体的表面的X射线衍射图案；图4是图1、2的金属陶瓷烧结体的内部(从表面研磨Imm后的研磨面)的X射线衍射图案。
具体实施例方式基于图1、2的扫描型电子显微镜(SEM)照片及图3、4的X射线衍射图案说明本发明的旋转工具的第一实施方式之一例。本发明的旋转工具由金属陶瓷烧结体1形成，该金属陶瓷烧结体1由硬质相2和结合相3构成，所述硬质相2由以Ti为主的元素周期表第4、5及6族金属中的一种以上的碳化物、氮化物及碳氮化物构成，且包括第一硬质相加和第二硬质相2b，所述第一硬质相2a在元素周期表第4、5及6族金属中Ti的含有比率高，所述第二硬质相2b与第一硬质相2a相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金属的含有比率高，所述结合相3主要由Co及Ni的至少一种形成。
根据包含金属陶瓷烧结体1的表面在内的任意剖面的扫描型电子显微镜(SEM)观察，如图1及图2所示，看到第一硬质相加为黑色粒子，第二硬质相2b为灰白色粒子，结合相3为白色。而且，根据本第一实施方式，如图I(A)所示，以第一硬质相加为主体的表面区域4以1 10 μ m的厚度存在，且如图3㈧所示，在金属陶瓷烧结体1的表面进行了 X射线衍射测定时，属于硬质相2的Q20)面的峰值(衍射角2 θ =60° 63° )被检测出低角度侧峰值(图3中(1))和高角度侧峰值(图3中O))这两个峰值，且在低角度侧检测出的峰值的峰值强度(Ia)和在高角度侧检测出的峰值的峰值强度(Ib)的强度比为rt/Ia =0. 5 1. 5。由此，可以形成如下的旋转工具金属陶瓷烧结体1的表面状态能够形成为适于旋转工具使用的状态，耐磨损性及耐损坏性高，且可以减小伴随烧成引起的金属陶瓷烧结体1的变形量，从而加工精度高。在此，表面区域4的厚度的优选范围为3 6μπι。另外，表面区域4的HVIa的优选范围为0. 5 1. 0，特别优选为0. 7 0. 95。另外，当考虑元素的质量及原子半径时，推测上述X射线衍射的属于(220)面的峰值中的高角度侧峰值相当于第一硬质相加，上述X射线衍射的属于(220)面的峰值中的低角度侧峰值相当于第二硬质相2b。另外，在金属陶瓷烧结体1的内部进行了 X射线衍射测定时，在图1(A’ ) (C，)(后述实施例No. 1-2、No. 1-7、No. 1-5中金属陶瓷烧结体)的任一试样中，如图4(A’) (C’)所示，属于硬质相2的(220)面的低角度侧峰值(图4的(1))和高角度侧峰值(图4的O))的比率都大致相同。在耐磨损性及伴随烧成引起的变形抑制方面，内部区域6的rt/Ia的优选范围为0. 4 0. 6。在此，在实现耐热冲击性方面，优选在金属陶瓷烧结体1的表面区域4的表面上存在结合相3渗出到表面而形成的结合相3的浓度高的顶表面层(top surface layer) 5。另外，顶表面层5可以构成为覆盖金属陶瓷烧结体1的表面区域4的整体，也可以构成为局部地覆盖表面区域4的一部分。而且，根据本发明，金属陶瓷烧结体1的优选的组成为元素周期表第4、5及6族金属的氮化物或碳氮化物的合计含有比率是70 96质量％，特别从提高耐磨损性方面出发，优选是85 96质量％。另外，从金属陶瓷烧结体1的硬度和韧性的平衡方面出发，元素周期表第4、5及6族金属的氮化物或碳氮化物中的Ti的含有比率优选为50质量％以上，特别优选为60 90质量％。另一方面，优选结合相3的含有比率为4 30质量％，特别优选为10 15质量％，由此，金属陶瓷烧结体1的硬度及韧性的平衡优异。另外，金属陶瓷烧结体1优选的具体的组成比例为Co为5 15质量％、Ni为2 10质量％、TiCN为40 70质量％、WC为5 30质量％、NbC为5 30质量％、VC为1. 0 3. 0质量％、MoC为0 5质量％、TaC为0 10质量％、ZrC为0 3.0质量％，由此，可以兼得金属陶瓷烧结体1的耐磨损性和耐损坏性。在此，首先，对金属陶瓷烧结体1的表面在以下测定条件下进行本发明中的X射线衍射测定辐射源CuK α (去除K α 2)、点径100 μ m以下、输出:40kV、40mA、步长0. 016°、测定峰值TiM220)结晶面(在60 65°的附近检测出衍射角2Θ。)。然后，在进行金属陶瓷烧结体1内部的X射线衍射测定的情况下，在从金属陶瓷烧结体1的表面研磨0. 5mm以上后的研磨面上进行测定。另外，对于硬质相2的平均粒径，从可以提高韧性方面出发，优选在金属陶瓷烧结体1的内部的剖面观察中，第一硬质相加的平均粒径为0. 3 0. 7 μ m，第二硬质相2b的平均粒径为0. 8 1. 5 μ m。另外，本发明中的硬质相的粒径的测定是以在CIS-019D-2005规定的超硬合金的平均粒径的测定方法为基准进行测定的。此时，在硬质相2的中心是第一硬质相加且由第二硬质相2b包围了第一硬质相加周边的有芯构造的情况下，该粒子的第一硬质相加的粒径就是第一硬质相加的粒径自身，第二硬质相2b的粒径是直到包括芯部的第一硬质相加和周边部的第二硬质相2b在内的周边部的外缘为止的粒径，视为一个硬质相2而算出第二硬质相2b的粒径。另外，在图KA)的表面区域4和图1(A’ )的内部区域6之间，为了提高耐塑性变形性，优选存在10 200 μ m厚度的中间区域7，在该中间区域7中，硬质相2的平均粒径比内部区域6大。中间区域7的剖面观察中的硬质相2的平均粒径的优选范围是第一硬质相加为0. 5 1. 0 μ m，第二硬质相2b为1. 0 2. 5 μ m。另外，对金属陶瓷烧结体1用2D法测定而得的σ 11方向的残留应力，在烧结体1内部的第二硬质相2b为150MPa以上的压缩应力，并且在烧结体1表面部的第二硬质相2b为IOMPa以下的压缩应力，由此可有效抑制在表面产生的裂纹扩散，使耐损坏性优异，并且，因为在烧结体1的表面部几乎不作用残留应力，所以烧结体1的变形小，也可以应对复杂形状的旋转工具。另外，在本发明中，也可以在金属陶瓷烧结体的表面使用物理蒸镀法(PVD法)或化学蒸镀法(CVD法)等公知的薄膜形成方法形成TiN、TiCN、TiAlN、Al203等公知硬质膜的被覆层(未图示。)。另外，本发明的工具可以适用于不重磨刀片型的一般车削工具或开槽工具、螺纹加工工具、立铣刀或钻头及整体立铣刀或实心钻头等。对本发明第二方式的旋转工具之一例进行说明。另外，省略与第一方式的旋转工具相同的构成。根据本实施方式，对于属于上述金属陶瓷烧结体1的X射线衍射图案中的结合相3的(200)面的峰值(图中记为Co(200))，在图2、3的㈧中，属于金属陶瓷烧结体1的表面的结合相3的(200)面的峰值的半值宽度Ws和金属陶瓷烧结体1的内部的结合相3的峰值的半值宽度Wi的比率WsZVi为1. 1 1. 7。可知如果是该范围，则金属陶瓷烧结体1的表面的耐热冲击性提高。比率WsZVi的优选范围是1. 2 1. 5。在此，金属陶瓷烧结体1的表面的结合相3的峰值相对于烧结体1的内部的结合相3的峰值向高角度侧位移了 0. 3 1. 0度，由此减小了金属陶瓷烧结体1的烧成所引起的变形。峰值位移量的优选范围是0.4 0.6度。另外，从可以减小金属陶瓷烧结体1的变形且提高耐磨损性方面出发，优选形成有结合相3渗出到表面而成的顶表面层5，从而在金属陶瓷烧结体1的表面进行了 X射线衍射测定时，使结合相3的峰值的峰值强度Ic相对于硬质相2的低角度侧峰值的峰值强度Ia和高角度侧峰值的峰值强度Ib的合计Ia+Ib之比Ic/(Ia+Ib)为0. 5 1. 4。(制造方法)下面，对上述第一方式的金属陶瓷烧结体的制造方法之一例进行说明。首先，调制混合粉末，该混合粉末混合了 平均粒径0. 6 1. 0 μ m优选为0. 8 l.OumW TiCN粉末、平均粒径0. 1 2 μ m的上述其它的元素周期表第4、5及6族金属的碳化物粉末、氮化物粉末或碳氮化物粉末中的任一种、平均粒径1. 0 3. 0 μ m的Co粉末和平均粒径0. 3 0. 8 μ m的Ni粉末的至少一种、根据期望而添加的平均粒径0. 5 10 μ m的MnCO3粉末。另外，有时也向原料中添加TiC粉末或TiN粉末，这些原料粉末在烧成后的金属陶瓷烧结体中构成TiCN。然后，向该混合粉末中添加粘合剂，利用喷雾干燥等方法制作平均粒径10 200 μ m的颗粒体，通过挤压成形而形成规定形状。在此，若颗粒体的平均粒径比10 μ m小，则产生成形体的密度不均，烧成时的变形量增大，并且不能形成规定的表面区域。相反，若颗粒体的平均粒径比200 μ m大，则易于在颗粒体间产生块体，可能形成缺陷(空隙)，且Ib/Ia 超过了 1. 5。然后，根据本实施方式，通过将上述成形体在下述条件下烧成而可以制作上述规定组织的金属陶瓷烧结体。作为烧成条件，在以下工序下烧成(a)以5 15°C /分钟的升温速度升温至1050 1250°C ；(b)在将氮(N)填充为30 1500Pa的气氛下，以0. 1 2°C /分钟的升温速度升温至 1330 1380°C ；(c)在将氮(N)填充为30 1500 的气氛下，以4 15°C /分钟的升温速度升温至1400 1500°C，并且在该状态下维持0. 5 1. 0小时；(d)在氮气氛下以4 15°C /分钟的升温速度升温至1550 1600°C的高温，在最高温度下在真空气氛中保持0. 5 1. 0小时；然后，(e)以6 15°C /分钟的冷却速度在惰性气体气氛下冷却。在此，若(c)工序在真空气氛下进行，则由于过于进行向硬质相的固溶状态，而不能形成金属陶瓷烧结体的表面区域。另外，若(c)工序在比氮压力1500 高的气氛下进行，则过于抑制向硬质相的固溶状态，而不能形成金属陶瓷烧结体的表面区域。另外，在(d)工序中若升温速度小于4°C/分钟，则在金属陶瓷烧结体2的表面部由于过于进行元素周期表第4、5及6族元素向硬质相的固溶而不能将金属陶瓷烧结体的表面的X射线衍射图案中的(220)峰值控制在规定的范围内。另外，若升温速度比15°C/分钟快，则在金属陶瓷烧结体的表面部未进行元素周期表第4、5及6族元素向硬质相的固溶，从而不能得到本发明的表面区域。另外，在(c)(d)工序的温度脱离规定范围的情况下，也不能适当进行向硬质相的固溶状态，不能得到表面区域。而且，根据期望，可以在片体的表面形成被覆层。被覆层的成膜方法可适宜应用离子镀敷法或溅射法等物理蒸镀(PVD)法。下面，说明本发明第二实施方式的金属陶瓷的制造方法。另外，省略与第一方式相同的条件。通过在下述条件下烧成与上述第一实施方式同样地制造的成形体，可以制作第二方式的金属陶瓷烧结体。作为烧成条件，在以下工序下烧成(a)以5 15°C /分钟的升温速度升温至1050 1250°C ；(b)在真空气氛下，以0. 1 2°C /分钟的升温速度升温至1330 1380°C ；(c)在以30 500Pa的压力充填了氮(N)的气氛下，以5 10°C /分钟的升温速度升温至1500 1600°C ；(d)改变为将氮(N)以比上述(c)工序中的氮压力高的1500Pa以下的压力填充的气氛，维持0.5 1.0小时；
(e)再次从氮改变为真空气氛，并维持0. 5 1. 0小时；然后，(f)以5 10°C /分钟的冷却速度在真空气氛中冷却至1000 1100°C，之后以5 15°C /分钟的冷却速度在惰性气体气氛下冷却。在此，若(c)工序在真空气氛下进行，则向硬质相的固溶状态过量进行，而不能形成金属陶瓷烧结体的表面区域。另外，若(c)工序在比氮压力500 高的气氛下进行，则过于抑制向硬质相的固溶状态，而不能形成金属陶瓷烧结体的表面区域，在(c)工序和(d)工序的气氛为相同的氮压力的情况下，Ib/Ia超过了 1.5。另外，若在(c)工序中升温速度小于5°C /分钟，则在金属陶瓷烧结体2的表面过多进行元素周期表第4、5及6族元素向硬质相的固溶，而不能将金属陶瓷烧结体的表面的X射线衍射图案中的(220)峰值控制在规定的范围内。另外，若升温速度比10°C /分钟快，则在金属陶瓷烧结体的表面未进行元素周期表第4、5及6族元素向硬质相的固溶，不能得到本发明的结合相峰值向高角度侧的位移。实施例1将在用微跟踪法进行的测定下平均粒径(d5(l值)为0. 6 μ m的TiCN粉末、平均粒径1. 1 μ m的WC粉末、平均粒径1. 5 μ m的TiN粉末、平均粒径1. 0 μ m的VC粉末、平均粒径2 μ m的TaC粉末、平均粒径1. 5 μ m的MoC粉末、平均粒径1. 5 μ m的NbC粉末、平均粒径1. 8 μ m的ZrC粉末、平均粒径2. 4 μ m的Ni粉末、及平均粒径1. 9 μ m的Co粉末、平均粒径5. 0 μ m的MnCO3粉末以表1所示的比例进行调整而得到混合粉末，对该混合粉末添加异丙醇(IPA)后使用不锈钢制球磨机和超硬球进行湿式混合，然后添加3质量％的石蜡进行混合。然后，将其投入到磨碎机，通过喷雾干燥制作具有表1的平均粒径的颗粒。然后，以加压压力200MPa挤压成形为京瓷株式会社制磁刀片型号BDMTl 1T308ER-JT的不重磨刀片工具形状，并在(a)工序以10°C /分钟的升温速度升温至1200°C，在(b)工序以1°C/分钟的升温速度升温至1350°C，之后在表2所示的烧成条件下进行烧成，并在(e)工序以10°C /分钟的冷却速度在氮气气氛下进行冷却，得到试样No. I-I 8的金属陶瓷制的不重磨刀片。[表1]
权利要求
1.一种旋转工具，由金属陶瓷烧结体形成，所述金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主的元素周期表第4、5及6族金属中的一种以上的碳化物、氮化物及碳氮化物构成，且包括第一硬质相和第二硬质相，所述第一硬质相在元素周期表第4、5及6族金属中Ti的含有比率高，所述第二硬质相与该第一硬质相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金属的含有比率高，所述结合相主要由Co及Ni的至少一种形成，在包含该金属陶瓷烧结体的表面在内的任意剖面的扫描型电子显微镜观察中，存在1 10 μ m厚度的以所述第一硬质相为主体的表面区域，并且，在所述金属陶瓷烧结体的表面进行了 X射线衍射测定时，属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值这两个峰值，所述低角度侧峰值的峰值强度Ia和所述高角度侧峰值的峰值强度Λ的强度比为rt/Ia = 0. 5 1. 5。
2.如权利要求1所述的旋转工具，其中，在所述金属陶瓷烧结体的表面存在所述结合相浓度高的顶表面层。
3.一种旋转工具，由金属陶瓷烧结体形成，所述金属陶瓷烧结体由硬质相和结合相构成，所述硬质相由以Ti为主的元素周期表第4、5及6族金属中的一种以上的碳化物、氮化物及碳氮化物构成，且包括第一硬质相和第二硬质相，所述第一硬质相在元素周期表第4、5及6族金属中Ti的含有比率高，所述第二硬质相与该第一硬质相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金属的含有比率高，所述结合相主要由Co及Ni的至少一种形成，在所述金属陶瓷烧结体的表面进行了 X射线衍射测定时，属于所述硬质相的(220)面的峰值被检测出低角度侧峰值和高角度侧峰值这两个峰值，所述低角度侧峰值的峰值强度Ia和所述高角度侧峰值的峰值强度Λ的强度比为HVIa = 0. 5 1. 5，并且，属于所述金属陶瓷烧结体的表面的所述结合相的(200)面的峰值的半值宽度Ws和所述烧结体的内部的所述结合相的所述峰值的半值宽度Wi的比率WsZVi为1. 1 1. 7。
4.如权利要求3所述的旋转工具，其中，所述金属陶瓷烧结体的表面的所述结合相的所述峰值相对于所述烧结体的内部的所述结合相的所述峰值向高角度侧位移0. 3 1. 0度。
5.如权利要求3或4所述的旋转工具，其中，在包含所述金属陶瓷烧结体的表面在内的任意剖面的扫描型电子显微镜观察中，存在1 10 μ m厚度的以所述第一硬质相为主体的表面区域。
6.如权利要求5所述的旋转工具，其中，在所述表面区域的表面存在所述结合相的浓度高的顶表面层。
7.如权利要求6所述的旋转工具，其中，在所述金属陶瓷烧结体的表面进行了 X射线衍射测定时，所述结合相的所述峰值的峰值强度Ic相对于所述硬质相的所述低角度侧峰值的峰值强度Ia和所述高角度侧峰值的峰值强度Ib的合计Ia+Ib之比Ic/(Ia+Ib)为0. 5 1. 4。
8.如权利要求1 7中任一项所述的旋转工具，其中，对所述金属陶瓷烧结体用2D法测定而得的ο 11方向的残留应力在烧结体内部的所述第二硬质相为150MPa以上的压缩应力，并且，在烧结体表面部的所述第二硬质相为IOMPa以下的压缩应力。
全文摘要
本发明提供一种旋转工具，其耐热冲击性高且可以减小伴随烧成的金属陶瓷烧结体的变形量而提高加工尺寸精度。上述旋转工具由金属陶瓷(1)形成，该金属陶瓷(1)由硬质相(2)和结合相(3)构成，该硬质相(2)由Ti的含有比率高的第一硬质相(2a)与Ti以外的元素周期表第4、5及6族金属的含有比率高的第二硬质相(2b)形成，在该金属陶瓷(1)的表面进行X射线衍射测定时，检测出两个属于硬质相(2)的(220)面的峰值，且在低角度侧检测出的峰值Ia和在高角度侧检测出的峰值Ib的强度比Ib/Ia为0.5～1.5，并且，在该表面存在1～10μm厚度的以第一硬质相为主体的表面区域(4)，或者，属于该表面的结合相(3)的(200)面的峰值的半值宽度ws和内部的结合相的峰值的半值宽度wi的比率ws/wi为1.1～1.7。
文档编号B23B51/00GK102574223SQ20108004720
公开日2012年7月11日 申请日期2010年11月26日 优先权日2009年11月26日
发明者木下秀吉, 花木胜弘 申请人:京瓷株式会社