专利名称：多刃刀片及切削工具的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种具有高的切削性能的金属陶瓷制多刃刀片及切削工具，具体涉及具有微细的组织，同时特性偏差小的金属陶瓷制多刃刀片及切削工具。
背景技术：
以往，用于钢等连续切削或间断切削等的金属陶瓷制多刃刀片，采用化学蒸镀法或物理蒸镀法，在由Co及/或Ni的结合相构成的金属陶瓷或此种金属陶瓷的表面，用由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的一种以上的复合金属碳氮化物构成的硬质相，覆盖TiC、TiN、TiCN等硬质覆盖层(例如，特开平5-222551号公报及特开平4-289003号公报)。
此外，在这样的金属陶瓷中，为了通过提高其硬度、强度达到提高多刃刀片的耐磨损性及耐缺损性的目的，进行硬质相的粒径控制，例如，在特开平5-192804号公报、特开平6-17229号公报中，记载了将金属陶瓷内部的平均粒径控制在2μm以下。
但是，如特开平5-192804号公报、特开平6-17229号公报中所述，在控制硬质相的粒径使其微细的问题上，原料粉末的微细化是不可缺的，但此时，由于形成硬质相的碳化物、氮化物、碳氮化物等原料粉末凝集，或伴随的难烧结化，必须提高烧成温度。其结果，由于促进结合相的熔融或分解，结合相偏析或在烧结体表面或内部产生空隙等而使组织容易成为不均匀，每个刀片的机械特性或切削性产生大的偏差。
为此，在使用多刃刀片时，在刀片达到特定的切削个数的时候，不根据各刀片的磨损状态而自动交换一定数量刀片时，不得不适应切削性能低的刀片，即使形成高性能的刀片，也不能发挥其性能，成为增加工具费用的原因。
可是，作为切削加工用的多刃刀片的原料，主要使用用Co的结合相结合由碳化钨构成的硬质相的超硬合金(例如，参照特开平8-57703号公报、特开2001-329331号公报)、用Co和/或Ni的结合相结合由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的一种以上金属的复合金属碳氮化物构成的硬质相的TiCN基金属陶瓷(例如，参照特开2001-277008号公报、特开平9-239605号公报)。超硬合金用于从精加工到粗加工的广泛的加工领域，TiCN基金属陶瓷具有高的耐磨损性和与钢材的优异的抗反应性，被用于精加工领域。
可是，近年来，存在碳化钨资源枯竭的危机。为此，在使用TiCN基金属陶瓷的广泛的可加工领域，特别是在粗加工领域，期望采用发挥高切削性能的TiCN基金属陶瓷。
但是，粗加工与精加工相比，施加给切削工具的冲击大。因此，如果在粗加工中采用特开2001-277008号公报、特开平9-239605号公报展示的TiCN基金属陶瓷，则因切削时的冲击，工具容易早期缺损，影响超硬合金的切削性能。
此外，由于无铅易切削钢等新的难切削材料的出现，即使是以往的TiCN基金属陶瓷，作为精加工用也不能说具有充分最佳化的特性，所以，在金属陶瓷的优势领域即精加工领域，急切希望出现更优良切削性能的金属陶瓷。
发明内容
本发明者从上述观点出发，经过反复研究，结果发现，通过使硬质相微粒子化，同时降低刀片的抗弯强度(flexural strength)的偏差，能够提高多刃刀片的切削性能的可靠性。
即，本发明的多刃刀片具有略平板形状，由至少含有Co及Ni中一种的结合相1％～30质量％，及以Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的一种以上金属的复合金属碳氮化物构成的硬质相70％～99质量％构成，其中，上述硬质相的平均粒径在1.5μm以下，同时，对于上述多刃刀片10个，包括该刀片的侧面而切出的抗弯试验片的抗弯强度的威布尔系数在5以上。
此外，由测定抗弯强度后的上述试验片的断裂面中观察到的50％以上断裂源，优选由部分或全部的壁面被由上述结合相构成的薄膜所覆盖的空隙构成。由此，能够将成为多刃刀片特性偏差最大原因的粗大空隙控制在不易被断裂的性状，能够大大降低烧结体中内在的断裂源的影响，能够抑制特性偏差。
此外，在上述多刃刀片中，通过控制Ti及结合相的含量、硬质相的粒径，能够得到具有与超硬合金同等或更高的高切削性能的粗加工用多刃刀片，或得到在精加工领域耐缺损性及耐磨损性优良并且具有高切削性能的精加工用的多刃刀片。
即，本发明的粗加工用的多刃刀片，由含有Co和Ni中的至少一种的结合相，及由以Ti为主的元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成的硬质相构成，其中，含有占总量15％～22质量％的Co及Ni，相对于上述元素周期表4a、5a及6a族金属总量，含有55％～80质量％的Ti，而且中心部的上述硬质相的平均结晶粒径为0.5～1.0μm。
本发明的精加工用多刃刀片，由含有Co和Ni中的至少一种的结合相，及由以Ti为主的元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成的硬质相构成，其中，含有占总量4％～14质量％的上述Co及Ni，相对于上述元素周期表4a、5a及6a族金属总量，含有55％～80质量％的Ti，而且中心部的上述硬质相的平均结晶粒径为0.5～1μm。
图1是实施例的试样No.II-4的抗弯强度测定后的断裂面的断裂源附近的扫描电子显微镜(SEM)观察照片。
图2是表示采用能量分散光谱分析(EDX)分析得到的图1的结合相膜构成成分的特定结果曲线图。
具体实施例方式
第1实施方式以下，说明本发明的多刃刀片的制造方法。
首先，按下记(1)～(3)规定的比率称量。
(1)TiCN粉末；(2)由选自碳化物粉末、氮化物粉末及碳氮化物粉末中的至少一种构成的硬质相形成成分，所述碳化物粉末、氮化物粉末及碳氮化物粉末含有Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的至少一种金属，尤其是含有W、Mo、Ta、V、Zr及Nb中的至少一种。
(3)含有Co和Ni粉末中的至少一种的结合相形成成分。
此时，上述硬质相形成成分的平均粒径均为0.2～0.9μm，优选0.5～0.8μm。通过控制在此范围，能够抑制在金属陶瓷组织内可成为断裂源的结合相的凝集部或该结合相的凝集部析出而形成的空隙的产生，减小抗弯强度的偏差。此外，能够总体地提高金属陶瓷的抗弯强度。因此，如果平均粒径小于0.2μm，则产生在金属陶瓷组织内可成为断裂源的结合相的凝集部或该结合相的凝集部析出而形成的空隙，而有抗弯强度偏差容易增大的倾向，如果大于0.9μm，则金属陶瓷的抗弯强度容易总体地降低。
上述结合相形成成分的平均粒径为0.05～1μm，优选0.3～0.6μm。通过控制在此范围，能够抑制结合相容易凝集、成为断裂源主要原因的凝集部或凝集部中的金属析出而形成的空隙的产生，此外，能够均匀分布结合相。因此，如果平均粒径小于0.05μm，则容易产生结合相容易凝集、成为断裂源主要原因的凝集部或凝集部中的金属溶出而形成的的空隙，如果大于1μm，则结合相的分布容易不均匀。
在上述硬质相形成成分中，至少TiCN粉末的氧含量被控制在1质量％以下，优选被控制在0.05％～0.8质量％。通过控制在此范围，能够防止在烧结体中产生空隙或产生结合相的凝集，能够抑制烧结体的抗弯强度的偏差，从而抑制刀片的切削性能产生大的偏差。即，上述TiCN粉末的氧含量如果大于1质量％，则在烧结体中产生空隙或产生结合相的凝集，烧结体的抗弯强度产生偏差，从而有刀片的切削性能产生大的偏差的倾向。
上述硬质相形成成分和上述结合相形成成分，按硬质相形成成分70％～99质量％、优选80％～90质量％，结合相形成成分1％～30质量％、优选10％～20质量％的比例称量混合。通过控制在此范围，能够使合金致密化，同时，提高金属陶瓷的硬度，提高多刃刀片的耐磨损性。即，如果硬质相形成成分量小于上述范围，或结合相形成成分大于上述范围，则有可能硬质相的粒径为微粒而不能使合金致密化。如果硬质相形成成分量大于上述范围，或结合相形成成分小于上述范围，则有可能金属陶瓷的硬度下降而使多刃刀片的耐磨性下降。
接着，用磨碎机混合、粉碎上述粉末，得到在采用显微跟踪方法测定粒度分布时，混合粉末中粒径1μm以上的粒子的比率在10质量％以下的混合粉末。混合粉末中所含的粒径1μm以上的粒子的比率被控制在10质量％以下。由此，能够防止在金属陶瓷烧结体中存在粗大粒子，同时，通过抑制伴随粗大粒子生成的烧结体表面的粗糙及组织变动，能够形成具有均匀组织的金属陶瓷。为使粒径1μm以上的粒子的比率在10质量％以下，只要在达到上述分布时结束粉碎处理，或根据需要进行分级处理就可以。
然后，在将上述混合粉末成形为片状后∶(a)从室温升温到1100～1250℃的烧成温度A；(b)以0.5～3℃/min的升温速度a，从烧成温度A升温到1300℃；(c)以5～15℃/min的升温速度b，从1300℃升温到1400～1500℃的烧成温度B；(d)以4～14℃/min，以比升温速度b慢的升温速度c升温到1500～1600℃的烧成温度C，并进行保温；(e)在进行降温的条件下烧成。
此时，如果(b)的升温速度a低于0.5℃/min，则硬质相有晶粒长大的倾向。此外，若升温速度a大于3℃/min，则结合相形成成分部分熔融，有产生结合相的凝集部的倾向。
如果(c)的升温速度b低于5℃/min，则烧结体全体晶粒生长，不能够将硬质相的平均粒径控制在1.5μm以下，有耐缺损性下降的倾向。如果升温速度b大于15℃/min，则烧结体的晶粒生长不均匀，有在局部由结合相凝集或异常晶粒生长而使刀片的威布尔系数小于5的倾向。此外，如果烧成温度B低于1400℃，则在工序(b)的预烧成中，难于充分形成液相。相反，如果烧成温度B超过1500℃，则液相形成量过多，结果，在金属陶瓷基体的表面产生大量的空隙，有所有刀片的威布尔系数小于5的倾向。
如果(d)的升温速度c低于4℃/min，则在基体表面，硬质相的平均粒径生长到1.5μm以上而使耐缺损性下降，相反，如果升温速度大于14℃/min，则烧结体组织不均匀，耐磨损性下降。此外，如果烧成温度C低于1500℃，则不能充分使基体致密化，在烧结体内部残存空隙等，使刀片的威布尔系数小于5。相反，如果烧成温度C超过1600℃，则烧结体过烧结，表面粗糙，刀片的威布尔系数下降。
在用上述烧成条件烧成时，如果采用Co和Ni的固溶体作原料，能够进一步改善烧结性，能够抑制在烧结体表面产生开孔或烧结不良。
对得到的金属陶瓷基体，按要求进行研磨等表面加工。之后，采用化学蒸镀法或物理蒸镀法等镀覆法，覆盖单层或双层以上的硬质覆盖层。通过上述方法，能够制造本实施方式的金属陶瓷制的多刃刀片。此外，作为镀覆法，从使硬质覆盖层的粒径微细化的角度考虑，优选采用与金属陶瓷基体的反应性低的物理蒸镀法。
采用上述工序制作的多刃刀片由金属陶瓷构成，具有大致平板状的刀片形状，所述金属陶瓷是通过用由Co及Ni构成的结合相，结合由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的至少一种的复合金属碳氮化物构成的硬质相而形成。此种多刃刀片成为上述切削工具的抗弯强度的威布尔系数优选5以上、更优选7以上、最优选10以上的特性偏差小的多刃刀片。
特别是，本发明优选的实施方式是满足以下(a)～(e)的必要条件的、具有优良切削性能的多刃刀片。
(a)含有1％～30质量％的结合相(binder phase)，所述结合相含有Co及Ni中的至少一种；和(b)70％～99质量％的硬质相(carbonitride phase)，所述硬质相由包含元素周期表4a、5a及6a族金属中的Ti及Ti以外的一种以上元素的金属碳氮化物构成(comprising)；(c)上述(b)的硬质相的平均粒径在1.5μm以下；(d)形成大致平板状；(e)对于多刃刀片10个，包含该刀片的侧面而切制的抗弯试验片的抗弯强度的威布尔系数在5以上。
上述抗弯强度的威布尔系数，指的是，对于包含多刃刀片的侧面(后隙面)而切制的抗弯试验片(试验片的形状是按刀片的尺寸形成的四角棒状形状)，除了试验片的形状之外按JIS R1601测定10个以上，并按JISR1625计算出的威布尔系数。
此处，上述JISR1601中规定的试验片的形状是，截面(纵、横)和抗弯试验时的间距(span)满足纵∶横∶间距＝3mm∶4mm∶30mm关系的试验片。此外，在将侧面(后隙面)配置在拉伸面(应力附加面的相反侧)，将支撑试验片的下面(上述拉伸面)的支柱的间隔(span)设定为30mm的状态下，从试验片上面的中央部施加负荷，测定试验片折断的负荷。
但是，多刃刀片大多尺寸小，一般不能采用JISR1601规定的试验片的尺寸。此时试验片的形状是，能够由多刃刀片包含侧面(后隙面)而切出的最大的方柱形状，且按纵∶横∶间距的比为3∶4∶30切制的形状。
此外，除多刃刀片以外，在用金属陶瓷一体形成刀刃部到刀柄部的立铣刀、钻头等切削工具中，进行上述抗弯强度试验时的试验片的形状是能够由上述切削工具包含表面而切出的最大方柱形状，且按纵∶横∶间距的比为3∶4∶30切制的形状。
此外，在本实施方式的金属陶瓷制多刃刀片中，在刀片的抗弯强度测定后从断裂面观察到的异常颗粒或成为空隙等断裂源的晶粒的最大粒径，优选直径10μm以下、更优选5μm以下、最优选3μm以下。由此，能够提高金属陶瓷的抗弯强度，能够提高多刃刀片的耐缺损性。结果，能够提高刀片的威布尔系数，从而能够进一步降低刀片的切削性能的偏差。
在上述金属陶瓷基体的最表面，优选存在结合相(Co含量+Ni含量)浓度逐渐增加的结合相富集区域。即，在金属陶瓷表面存在结合相浓度高的结合相富集区域(has a surface zone of binder alloy enrichment)。由此，能够缓和在上述硬质相覆盖层和上述金属陶瓷之间产生的剪切应力，能够显著提高两者间的密接性，从而提高多刃刀片的耐缺损性。
从在确保硬质相覆盖层的密接性的同时，提高热传导率差并容易达到高温的Ti基金属陶瓷基体的基体表面的热传导率的角度考虑，上述结合相富集区域的厚度优选0.01～5μm，更优选1～3μm。此外，从抑制工具刀刃的塑性变形方面考虑，上述结合相富集区域的厚度优选1～2.5μm。
另外，从烧结性、耐磨损性及耐塑性变形性方面考虑，结合相的含量优选1％～30质量％。即，如果结合相的含量低于1质量％，则不能得到所希望的强度及耐磨性，相反，如果结合相的含量超过30质量％，则有耐磨性急剧降低的危险。结合相的优选含量为4％～20质量％。
形成本发明的多刃刀片的金属陶瓷，作为硬质相，由Ti和Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的至少一种，尤其是从W、Zr、V、Ta、Nb、Mo一组中选择的至少一种的复合金属碳氮化物构成。特别是，硬质相优选形成，由以Ti(TiCN)构成的芯部和以Ti与W、Mo、Ta及Nb中的一种以上元素的复合化合物构成的周边部形成的2重有芯结构或3重有芯结构。是由于具有控制晶粒生长的效果、金属陶瓷基体形成微细均匀的组织，同时与结合相的润湿性优良而有助于金属陶瓷的高强度化。另外，在硬质相中除了存在carbonitride phase以外，有时还少量地存在carbidephase和nitride phase中的至少一种。
从提高与硬质覆盖层的密接性及热传导率、抑制塑性变形方面考虑，金属陶瓷基体的表面上的硬质相的平均粒径r1优选大于金属陶瓷基体内部的平均粒径r2，此外，优选r1＝0.5～2μm、r2＝0.2～1μm。
此外，如果采用本发明，在金属陶瓷基体表面上，也可以覆盖由(Tix、M1-x)(CyN1-Y)(其中，M为Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属、Al、Si中的至少一种，0.4≤x≤1、0≤y≤1)表示的硬质覆盖层(以下，简称Ti系覆盖层)。优选上述Ti系覆盖层形成在金属陶瓷母材的正上方。此外，从高硬度及高温稳定性等耐热性方面考虑，优选覆盖由(Ti、M1)N(其中，M1为从Al、Si、Zr及Cr的组中选择的一种)构成的硬质覆盖层，最优选覆盖由(Tix、Al1-x)N构成的硬质覆盖层。
此外，作为硬质覆盖层，除上述Ti系覆盖层外，例如，也可以形成由金刚石，立方晶氮化硼，氧化铝，Zr、Hf、Cr、Si的碳化物、氮化物、碳氮化物中的一种以上构成的其他硬质覆盖层。
第2实施方式本实施方式的金属陶瓷由1％～30质量％的结合相和70％～99质量％的硬质相构成，其中所述结合相含有Co和Ni中的至少一种，且所述硬质相由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的至少一种金属的复合金属碳氮化物构成。特别是，在上述硬质相的平均粒径在1.5μm以下，尤其是在0.3～1μm时，最大的特征在于，在对由上述金属陶瓷切制的抗弯试验片进行抗弯强度测定后的断面上，观察到的50％以上、特别是80％以上的断裂源由用由上述结合相构成的薄膜(以下，简称结合相膜)覆盖部分或全部壁面的空隙构成。由此，能够将微粒金属陶瓷特性偏差的最大原因即粗大空隙控制在不易断裂的性状，能够大大降低烧结体中内在的断裂源的影响，能够抑制上述金属陶瓷的特性偏差。
其结果，例如，对于以上述金属陶瓷作为母材的多刃刀片10个，在由该刀片切制抗弯试验片时的抗弯强度的威布尔系数为5以上、更优选7以上、最优选10以上，能够减小特性偏差。
即，在上述断裂源是壁面被结合相膜所覆盖的空隙时，由于空隙难以被破坏，所以能够降低抗弯强度的偏差，金属陶瓷特性均匀。换句话讲，在上述断裂源是晶粒生长的异常晶粒或壁面未被结合相膜所覆盖时，由于用小的负荷就能断裂该异常晶粒或空隙，所以，根据试样，抗弯强度的偏差增大，即有金属陶瓷的特性局部不均匀的倾向。
金属陶瓷的抗弯试验不一定必须按JIS标准进行，也可以用任意的方法及任意的形状测定抗弯强度，但从能够可靠地特定断裂源这一点考虑，优选采用与3点弯曲强度试验类似的方法。作为测定多刃刀片的抗弯强度的方法的一例，与上述第1实施方式同样，除了将包括多刃刀片的侧面(后隙面)而切制的抗弯试验片(试验片的形状是按刀刃的尺寸形成的四角棒状形状)作为试验片的形状外，可按JISR1601测定。
在测定刀片的抗弯强度后的断面观察到的作为断裂源的粗大空隙，优选直径10μm以下、更优选5μm以下、最优选3μm以下。由此，能够提高刀片的威布尔系数，进一步降低刀片的切削性能偏差。
此外，在成为断裂源的空隙壁面的结合相膜表面，优选以0.5μm以下的间隔存在波纹。由此，具有抑制裂纹(crack)扩展的效果。此外，在提高空隙和结合相膜的密接性、提高裂纹抑制效果的方面考虑，优选在结合相膜中点状存在针孔部，并在该针孔中硬质相以突出状态存在。
此外，从抑制裂纹的角度考虑，结合相膜的平均厚度优选5μm以下、更优选3μm以下。此外，结合相膜含有Co和Ni中的至少一种，但形成硬质相的金属元素，特别是从提高结合相膜本身强度这一点考虑，优选按占总量1％～20质量％的比例含有Ti、W、Mo、Cr。
制造多刃刀片的方法与上述的第1实施方式大致相同。即，按规定的比率，称量TiCN粉末；由从含有Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的至少一种尤其是含有W、Mo、Ta、V、Zr及Nb中的至少一种的金属碳化物粉末、氮化物粉末及碳氮化物粉末中选择的至少一种构成的硬质相形成成分；含有Co及Ni粉末中的至少一种的结合相形成成分。TiCN粉末的平均粒径、结合相形成成分的平均粒径、以及硬质相形成成分和结合相形成成分的比例等，与上述的第1实施方式大致相同就可以。
为了得到上述组织的金属陶瓷，上述结合相形成成分中的碳含量优选被控制在0.02％～0.40质量％、更优选被控制在0.15％～0.30质量％。也就是说，结合相形成成分粉末中的碳含量如果低于0.02质量％，则在烧结体中生成的空隙的壁面上不形成结合相膜，以低负荷就能破坏粗大空隙，相反，结合相形成成分粉末中的碳含量如果大于0.40质量％，则在烧结体中生成粒径200μm以上的空隙，在烧结体的抗弯强度方面产生偏差，刀片的切削性能有产生大的偏差的危险。
其它方面与第1实施方式相同。
第3实施方式本实施方式的多刃刀片(切削工具)由TiCN基金属陶瓷构成，特别适合粗加工，其中所述TiCN基金属陶瓷由含有Co及Ni中的至少一种的结合相，及由以Ti为主的元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成的硬质相构成。
所谓本发明的粗加工领域，指的是以进刀0.30mm/rev(旋转)以上、且切入量2.0mm以上、切削速度250m/min以上，进行的湿式或干式状态下的加工，特别是车削加工。
适合作为该粗加工的工具，重要的是TiCN基金属陶瓷含有占总量15％～22质量％的Co及Ni。也就是说，如果结合相的含量低于15质量％，则不能得到所期望的强度及耐冲击性，相反，如果结合相的含量超过22质量％，则耐磨性能急剧下降，结果，无论在何种情况下，如果用作粗加工用，缺损及刀尖的塑性变形立即恶化，容易被磨损掉，不能够得到优良的切削性能。Co及Ni的含量优选16％～20质量％，更优选17％～19.5质量％。
此外，相对于金属陶瓷中的上述元素周期表4a、5a及6a族金属总量，含有55％～80质量％Ti。Ti含量如果低于55质量％，则不能保证粗加工所需的强度，相反，如果大于80质量％，则有粗加工时的耐冲击性下降的危险。上述Ti含量特别优选在65％～77质量％。
该包含Ti的元素周期表4a、5a及6a族金属，作为硬质相形成复合金属碳氮化物，特别是，硬质相优选形成以下这种2重有芯结构或3重有芯结构，即，所述2重有芯结构由芯部和周边部构成，其中所述芯部由TiCN构成，并且所述周边部由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属特别是W、Mo、Ta及Nb中的一种以上金属的复合碳化物、复合氮化物、复合碳氮化物中的至少一种构成。如此，具有控制晶粒生长的效果，金属陶瓷基体形成微细均匀的组织，同时与结合相的润湿性优良，能够有助于金属陶瓷的高强度化。
此外，切削工具的中心部的上述硬质相的平均结晶粒径，优选0.5～1μm，更优选0.6～0.9μm，最优选0.7～0.9μm。即，如果该硬质相的平均结晶粒径小于0.5μm，容易产生硬质相的凝集，形成不均匀的组织，金属陶瓷的耐冲击性或硬度下降，工具的耐缺损性及耐磨损性下降。相反，如果硬质相的平均结晶粒径超过1μm，则金属陶瓷的强度下降，刀片的耐缺损性下降。
此外，在本发明的切削工具中，与第1实施方式同样，在上述金属陶瓷的最表面，优选存在结合相浓度逐渐增加的结合相富集区域。通过存在这样的结合相富集区域，能够提高切削工具的刀刃的导热性，结果，能够增加刀刃的散热性，能够提高粗加工时的苛刻切削条件下的耐缺损性。此外，由此，具有相对于被切削材料的加工面的形状，刀刃微小地变形，使被切削材料的加工面的面粗糙度平滑的效果。上述结合相富集1区域的厚度，为了提高上述导热性，同时抑制工具刀刃的过度塑性变形，相对于切削工具的中心部分的结合相量，作为具有1.1倍以上的结合相量的区域，从最表面的厚度优选0.01～5μm，更优选1～3μm，最优选1～2.5μm。
此外，从提高与硬质覆盖层的密接性及热传导率、抑制塑性变形方面考虑，金属陶瓷基体的表面上的硬质相的平均结晶粒径r1优选大于金属陶瓷基体中心部的硬质相的平均结晶粒径r2，具体是r1＝0.5～2μm。
此外，如果采用本发明，与第1实施方式相同，在金属陶瓷基体表面上，也可以覆盖由(TixM1-x)(CyN1-Y)(其中，M、x及y与上述相同)表示的硬质覆盖层(Ti系覆盖层)，优选上述覆盖层形成在金属陶瓷母材的正上面。此外，从高硬度及高温稳定性等耐热性方面考虑，M优选是从Al、Si、Zr及Cr组中选择的一种，最优选是Al。
此外，作为硬质覆盖层，除上述Ti系覆盖层外，例如，也可以形成由金刚石，立方晶氮化硼，氧化铝，Zr、Hf、Cr、Si的碳化物、氮化物、碳氮化物等中的一种以上构成的其他硬质覆盖层。
若要制造由本发明的TiCN基金属陶瓷构成的切削工具，首先，作为原料粉末，作为硬质相形成成分，使用TiCN粉末和选自元素周期表4a、5a及6a族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物一组中的至少一种粉末，并进行称量，使相对于元素周期表4a、5a及6a族金属总量，Ti量优选55％～80质量％，更优选65％～77质量％。此外，调节硬质相形成成分全体中的碳(C)和氮(N)的N/(C+N)的比率，使之达到0.4～0.6。
此外，此时所用的TiCN粉末的平均粒径必须是0.4～1.0μm的微细粉末。如果此时的TiCN粉末的平均粒径大于1.0μm，则金属陶瓷中的硬质相的上述平均结晶粒径难于达到1μm以下。此外，如果小于0.4μm，则硬质相的上述平均结晶粒径难于达到0.5μm以上。
此外，从元素周期表4a、5a及6a族金属的碳化物、氮化物、碳氮化物一组中选择的至少一种粉末的平均粒径在0.5～2μm比较合适。
此外，作为结合相形成成分，按15％～22质量％的比例添加平均粒径0.3～4μm的含有Ni和Co的至少一种的粉末。
此外，通过球磨机等混合上述称量的粉末后，通过冲压成形、挤压成形、注射成形等众所周知的成形方法，成形成规定的切削工具形状，之后进行烧成。
在烧成时，形成有芯结构的硬质相，此外，为了抑制硬质相的晶粒生长，优选，在真空度0.01Torr以下，以10～15℃/分从室温升温到950℃附近，之后，以1～5℃/分升温到1300℃附近，接着，以3～15℃/分再升温到1500℃～1600℃，保温时间在1小时以内，通过放冷，以10～15℃/分冷却到室温，用如此条件进行烧成。
此外，若要在金属陶瓷表面形成结合相富集区域，优选，在上述烧成条件下，从室温到1250℃～1350℃，在0.1～0.3kPa的氮气中进行处理，只将从1250℃～1350℃到1500℃～1600℃的升温过程设定在真空0.01Torr以下，在经过1500℃～1600℃烧成后，在冷却过程中，在真空0.01Torr以下，以10～15℃/分冷却到室温。
此外，可以将用上述方法制作的TiCN基金属陶瓷作为母材，在其表面上用化学气相生长法(CVD法)或溅射法、离子喷镀、蒸镀法等物理气相生长法(PVD法)等，形成上述的覆盖层。
第4实施方式本实施方式的多刃刀片(切削工具)由TiCN基金属陶瓷构成，该TiCN基金属陶瓷由含有Co和Ni中的至少一种的结合相，及由以Ti为主的元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成的硬质相构成，特别适合精加工。
此处，所谓本发明的精加工领域，指的是以进刀0.01～0.25mm/rev(旋转)、切入0.01～1.8mm、切削速度50～500m/min，进行的湿式或干式状态下的加工，特别是指车削加工。
在适合作为该精加工用工具的问题上，重要的是Co及Ni含量占总量4％～14质量％。也就是说，如果结合相的含量低于4质量％，则有强度及耐冲击性下降的倾向，相反，如果结合相的含量超过14质量％，则在精加工区域的切削中耐磨性能急剧下降。此外，无论在何种情况下，如果用作精加工用，则缺损或刀尖的塑性变形立即恶化，被磨损掉，不能够得到优良的切削性能。Co及Ni的含量，优选5％～12质量％，此外，为提高被切削材的精加工面光洁度，更优选6％～10质量％。
此外，相对于金属陶瓷中的上述元素周期表4a、5a及6a族金属总量，重要的是含有55％～80质量％Ti。所述Ti含量如果低于55质量％，则不能保证精加工所需的强度，相反，如果大于80质量％，则韧性下降，有加工热问题的高速精加工时的耐冲击性下降。从提高被切削材料的精加工面光洁度的角度考虑，上述Ti含量特别优选在65％～77质量％。
该包含Ti的元素周期表4a、5a及6a族金属，作为硬质相形成复合金属碳氮化物，特别是，从具有晶粒生长控制效果、金属陶瓷基体形成微细均匀的组织、同时与结合相的润湿性优异而有助于金属陶瓷的高强度化的角度考虑，硬质相优选形成，由(1)由TiCN构成的芯部；和(2)由Ti、与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属特别是W、Mo、Ta及Nb中的一种以上元素所形成的复合碳化物、复合氮化物、复合碳氮化物中的至少一种构成的周边部所构成的2重有芯结构或3重有芯结构，即由(1)及(2)构成的2重有芯结构或3重有芯结构。
重要的是，金属陶瓷的中心部的上述硬质相的平均结晶粒径为0.5～1μm，优选0.6～0.9μm，更优选0.7～0.9μm。即，如果该硬质相的平均结晶粒径小于0.5μm，则容易产生硬质相的凝集，形成不均匀的组织，金属陶瓷的耐冲击性或硬度下降，工具的耐缺损性及耐磨损性下降。相反，如果硬质相的平均结晶粒径超过1μm，则金属陶瓷的强度下降，刀片的耐缺损性下降。
此外，优选存在从上述金属陶瓷烧结体内部向表面金属钨元素浓度增加的表面层。由此，能够提高表面的热传导率而能够高效地释放切削产生加工热，同时能够降低表面的热膨胀率，抑制加工热产生时的刀刃部的热膨胀和冷却引起的刀刃部的热收缩等热过程，能够防止由于该热过程而引起的裂纹的发生。特别是，此构成对于易发生加工热的高速精加工切削加工或难切削材料的加工，特别有效。
此外，从对加工热的散热性考虑，优选从表面到30～60μm的深度存在上述表面层；另外，从抑制热膨胀的角度考虑，优选从表面到30～45μm的深度存在上述表面层。
此外，从提高与后述的硬质覆盖层的密接性及热传导率、抑制塑性变形方面考虑，金属陶瓷基体的表面上的硬质相的平均结晶粒径r1优选大于金属陶瓷基体中心部的硬质相的平均结晶粒径r2，具体是优选r1＝0.5～2μm。
此外，在金属陶瓷基体表面上，也可以覆盖由(TiM1-x)(CyN1-Y)(其中，M、x及y与上述相同)表示的硬质覆盖层(Ti系覆盖层)，优选上述覆盖层形成在金属陶瓷母材的正上方。
此外，作为硬质层，除上述Ti系覆盖层外，例如，也可以形成由金刚石，立方晶氮化硼，氧化铝，Zr、Hf、Cr、Si的碳化物、氮化物、碳氮化物等中的一种以上构成的其他硬质覆盖层。
由本实施方式的TiCN基金属陶瓷构成的切削工具，除按4％～14质量％的比例添加含有Ni和Co中的至少一种的粉末外，能够与第3实施方式同样地制造。此外，也能与第3实施方式中的结合相富集区域同样地形成上述表面层。
实施例I作为原料粉末，采用表1所示的平均粒径(d)及氧含量的TiCN粉末、均为0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、ZrC粉末、VC粉末及表1所示平均粒径(d)的Co和Ni的合金粉末(试样No.6和16为Co粉末和Ni粉末的单独粉末(平均粒径d都为0.5μm))，将上述原料粉末配合成表1所示的配合组成。然后，用球磨机湿法混合该配合粉末。此时，通过改变粉碎时间，将该配合粉末粉碎、干燥到在采用显微跟踪方法的粒度分布中，混合粉末中粒径1μm以上的粉末的比率达到表1所记载的比例。
接着，使用上述混合粉末，用98MPa成形压力压制成形，按表1中的烧成条件烧成该成形体，制作CNMG120408形状的金属陶瓷(试样No.I-1～11)各10个。
此外，在按与上述相同的工序制作的各金属陶瓷表面上，采用电弧放电型离子喷镀法，形成2.4μm的TiAlN的硬质覆盖层，从而分别制作了对表面实施了镀层的金属陶瓷制多刃刀片各10个(试样No.I-12)。
对得到刀片，按包括侧面(后隙面)的抗弯试验片(前倾面宽0.75mm×后隙面宽1mm×后隙面长10mm)的形状，各切2个(2个×刀片10个＝20个)，除各自试验片的形状外，按JISR1601，以间隔7.5mm，将后隙面作为拉伸面，测定3点弯曲强度，同时，按JISR1625计算威布尔系数。此外，对抗弯强度测定后的试验片的断裂面进行SEM观察，在特定断裂源的同时，求出成为断裂源的晶粒的最大直径。结果见表2。
此外，对在与上述相同的条件下制作的多刃刀片各10个，按以下切削条件A进行切削评价。
切削条件A被切削材料S45C被切削材料4根带槽圆棒切削速度100m/min进给量及切削时间以0.1mm/rev切削10秒钟后，将进给量每次提高0.05mm/rev并在该进给量下切削10秒钟(直到最大进给量为0.5mm/rev)切削深度2mm评价项目到缺损为止的总切削时间(平均值、偏差)
表1
*表示本发明范围以外的试样表2
*表示本发明范围以外的试样。
根据表1、2所示的结果可知，刀片的抗弯强度的威布尔系数在5以上的试样No.I-1～12，均示出了到缺损的平均时间在71分钟以上的优良的切削特性，同时，切削性能的偏差以标准偏差计也都在6.1以下。而刀片的抗弯强度的威布尔系数小于5的试样No.I-13～19，在切削试验中，不同刀片间的性能偏差较大，以标准偏差计在13.5以上。
实施粒II作为原料粉末，采用表3所示的平均粒径的TiCN粉末、均为0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、MoC粉末、ZrC粉末、VC粉末及表1所示的平均粒径及碳含量的Co和Ni的合金粉末(试样No.6和16为Co粉末和Ni粉末的单一粉末(平均粒径都为0.5μm))，将上述原料粉配合成表1所示的配合组成，然后，用球磨机湿法混合该配合粉末，通过改变粉碎时间，将该配合粉末粉碎、干燥到在采用显微跟踪方法的粒度分布中，混合粉末中粒径1μm以上的粉末的比率达到表3所记载的比例。
接着，使用上述混合粉末，用98MPa成形压力压制成形，以12℃/min将该成形体升温到950℃，再以2℃/min从950℃升温到1300以℃后，按表3的烧成条件烧成，分别制作CNMG120408形状的金属陶瓷各10个(试样No.II-1～11、13～19)。
此外，在按与上述相同的工序制作的各金属陶瓷表面上，采用电弧放电型离子喷镀法，形成2.4μm的TiAlN的硬质覆盖层，从而分别制作对表面实施了镀层的金属陶瓷制多刃刀片各10个(试样No.II-12)。
对得到刀片，按包括侧面的抗弯试验片(前倾面宽3.5mm×后隙面宽2.5mm×后隙面长10mm)的形状，各切2根(2根×刀片10个＝20根)，除各自试验片的形状外，按JISR1601，测定3点弯曲强度，同时，按JISR1625计算威布尔系数。此外，对抗弯强度测定后的试验片的断裂面进行SEM观察，在特定断裂源，观察断裂源的同时，求出其直径。结果见表4。
此外，分别对在与上述相同的条件下制作的多刃刀片各10个，按与实施例I相同的切削条件进行切削评价。
表3
*表示本发明范围以外的试样表4
*表示本发明范围以外的试样由表3、4所示的结果可知，在按本发明在断裂源的壁面上形成有结合相膜的试样No.II-1～12中，所有试样的平均抗弯强度都高，偏差小，刀片显示出优良的切削特性，同时，切削性能的偏差也小。此外，关于试样No.1～12的所有试样，对于其中一例试样No.II-4，观察断裂源的照片如图1所示，结合相膜的厚度大约为0.2μm，在表面以0.1μm的间隔形成了波纹，并且，在结合相膜中点状存在硬质相突出的针孔。此外，图1的结合相膜的基于能量分散光谱分析(EDX)进行的构成成分的特定结果如图2所示，结合相膜中的构成成分中Co最多，其他有Ni、Ti、W。
相对于此，在试样No.II-13～19中，抗弯强度的偏差大，即使在切削试验中不同刀片间的性能偏差也大。
实施例III作为原料粉末，采用表5所示的平均粒径的TiCN粉末、平均粒径均为0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、ZrC粉末、VC粉末及平均粒径2μm的Co粉末、Ni粉末或Co和Ni的合金粉末，将上述这些原料粉配合成表5所示的配合组成，然后，用球磨机湿法混合粉碎该配合粉末。采用显微跟踪方法测定上述平均粒径。
接着，使用上述混合粉末，用98MPa成形压力压制成形为刀片形状及抗弯试验片形状，将各成形体在0.01Torr以下的真空中，以12℃/min升温到950℃，再以2℃/min从950℃升温到1300℃，接着以5℃/min升温到表5的烧成温度，保温1小时后，在真空中，以12℃/min降温到室温，从而制作了CNMG120408形状的金属陶瓷。此外，关于试样No.III-8、9，在升温过程中，除到1300℃温度为止，在0.2KPa的氮气中外，与上述同样进行烧成。
对于制作的金属陶瓷，按照JIS R1601，测定3点弯曲强度，同时，按JISR1607，测定韧性(IF法)。结果见表6。
用电子显微镜观察所得到的刀片中心部的截面，并对于2个7×7μm的观察区，用遮断法(intercept)测定硬质相的结晶粒径，测定了其平均结晶粒径。
此外，对于刀片表面附近的结合相的Ni和Co的浓度分布，用EPMA法测定浓度变化，以Ni和Co的浓度变化的合计，观察Ni+Co的浓度变化，测定3处的从表面到相对于中心部的浓度具有1.1倍以上浓度的区域的厚度，并求出其平均值。
此外，对所得到的多刃刀片各10个，在以下粗切削条件A下进行切削，缺损时的进给量见表1。
切削条件A被切削材料SCM435被切削材料4根带槽圆棒切削速度250m/min进给量及切削时间以0.1mm/rev切削10秒钟后，将进给量每次提高0.05mm/rev并在该进给量下切削10秒钟(直到最大进给量为0.5mm/rev)切削深度2mm
表5
*表示本发明范围以外的试样表6
*表示本发明范围以外的试样。
从表6的结果可以看出，试样No.III-1～3、5～11都具有高强度、高硬度，同时，在粗加工切削中也显示出与试样No.16的超硬合金相同的优良切削特性。
相对于此，在Ni+Co含量小于15质量％的试样No.III-13中，抗弯强度低，在粗加工条件下，早期发生了缺损。此外，在Ni+Co含量超过22质量％的试样No.III-15中，金属富集层增厚，耐氧化性及耐塑性变形性下降，刀尖磨损。
此外，在相对于元素周期表4a、5a及6a族金属的总量，Ti含量小于55质量％的试样No.III-12中，刀片的刀尖早期发生了缺损，而在相对于元素周期表4a、5a及6a族金属的总量，Ti含量超过80质量％的试样No.III-12中，磨损加深，早期就不能切削。此外，在复合金属碳氮化物的平均粒径超过1μm的试样No.III-4、14中，在粗加工切削中早期发生缺损。
实施粒IV作为原料粉末，采用表7所示的平均粒径的TiCN粉末、平均粒径均在0.5～2μm的TiN粉末、TaC粉末、NbC粉末、WC粉末、ZrC粉末、VC粉末及平均粒径2μm的Co粉末、Ni粉末或Co和Ni的合金粉末，将上述原料粉配合成表7所示的配合组成，然后，用球磨机湿法混合粉碎该配合粉末。另外，采用显微跟踪方法测定上述平均粒径。
接着，使用上述混合粉末，用98MPa成形压力压制成形为刀片形状及抗弯试验片形状，将各成形体在0.01Torr以下的真空中，以12℃/min升温到950℃，再以2℃/min从950℃升温到1300℃，接着以5℃/min升温到表1的烧成温度，保温1小时后，在真空中，以12℃/min降温到室温，从而制作了TNGA160408R-S形状的金属陶瓷。此外，对于试样No.IV-8、9，在升温过程中，除到1300℃温度为止设定在0.2KPa的氮气中外，与上述同样地进行烧成。
对于制作的金属陶瓷，按照JISR1607，进行韧性(IF法)的测定。结果见表8。
用电子显微镜观察所得到的刀片中心部的截面，并对于2个7×7μm的观察区，用遮断法(intercept)测定硬质相的结晶粒径，测定了其平均结晶粒径。
此外，对于刀片表面附近的钨金属元素的浓度分布，用EPMA法测定浓度变化，观察钨金属元素的浓度变化，测定从烧结体内部(从表面到1000μm的深度)位置向表面的钨金属元素的浓度分布，测定相对于内部具有1.1倍以上钨金属元素浓度的表面层的深度。此外，在测定时，测定3个在相同的条件下制作的试样，求出其平均值。
此外，对所得到的多刃刀片各10个，在以下精加工切削条件下进行切削，测定了磨损幅度和被切削材料的面粗糙度。
切削条件被切削材料无铅易切削钢 圆棒切削速度210m/min进给量0.13mm/rev切削深度0.5mm切削时间20min
表7
*表示本发明范围以外的试样表8
*表示本发明范围以外的试样。
从表8的结果可以看出，试样No.IV-1～7都具有高强度，同时，加工后的被切削材料的面粗糙度非常小，稳定。
对此，在Ni+Co含量大于4质量％的试样No.IV-8中，抗弯强度低，在精加工条件下也早期发生了缺损。此外，在Ni+Co含量超过14质量％的试样No.IV-9中，表面层增厚，耐氧化性及耐塑性变形性下降，刀尖磨损。
此外，在相对于元素周期表4a、5a及6a族金属的总量，Ti含量小于55质量％的试样No.IV-10中，刀片的刀尖早期发生了缺损；而在相对于元素周期表4a、5a及6a族金属的总量，Ti含量超过80质量％的试样No.IV-11中，磨损加深，早期不能切削。
权利要求
1.一种多刃刀片，是由结合相1％～30质量％及硬质相70％～99质量％构成的略平板形状多刃刀片，所述结合相含有Co及Ni中的至少一种，且所述硬质相由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的一种以上金属的复合金属碳氮化物构成，其中(a)所述硬质相的平均粒径在1.5μm以下，且(b)对于所述多刃刀片10个，包括该刀片的侧面而切出的抗弯试验片的抗弯强度的威布尔系数在5以上。
2.根据权利要求1所述的多刃刀片，其中在所述多刃刀片的抗弯强度测定的断裂面上观察到的成为断裂源的结晶粒子的最大直径在10μm以下。
3.根据权利要求1所述的多刃刀片，其中用所述试验片测定抗弯强度后的断裂面上观察到的50％以上的断裂源，是由部分或全部的壁面被由所述结合相构成的薄膜所覆盖的空隙构成。
4.根据权利要求3所述的多刃刀片，其中所述断裂源的空隙的最大直径在20μm以下。
5.根据权利要求3所述的多刃刀片，其中在所述部分或全部的壁面被由所述结合相构成的薄膜所覆盖的空隙的薄膜表面上存在波纹。
6.根据权利要求3所述的多刃刀片，其中所述结合相中Co的含有量最多。
7.根据权利要求1所述的多刃刀片，其中所述多刃刀片中的硬质相的平均粒径为0.3～1μm。
8.根据权利要求1所述的多刃刀片，其中将所述多刃刀片的表面用以(Tix、M1-x)(CyN1-y)(其中，M为Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属、Al、Si中的一种以上，0.4≤x≤1、0≤y≤1)表示的硬质覆盖层覆盖。
9.一种多刃刀片，由含有Co及Ni中的至少一种的结合相及由元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成的硬质相构成，其中(a)以15％～22质量％的比例含有所述结合相；(b)所述硬质相中，相对于元素周期表4a、5a及6a族金属总量，以55％～80质量％的比例含有Ti；(c)多刃刀片中心部中所述硬质相的平均粒径为0.5～1.0μm；并且，(c)用作粗加工切削用。
10.根据权利要求9所述的多刃刀片，其中在所述多刃刀片的最表面存在结合相浓度高的结合相富集区域。
11.根据权利要求10所述的多刃刀片，其中所述结合相富集区域的结合相浓度向表面逐渐增加。
12.根据权利要求10所述的多刃刀片，其中所述结合相富集区域以0.01～5μm的厚度存在。
13.根据权利要求9所述的多刃刀片，其中在所述多刃刀片的表面，覆盖有以(TixM1-x)(CyN1-y)(其中，M为Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属、Al、Si中的一种以上，0.4≤x≤1、0≤y≤1)表示的硬质覆盖层。
14.一种多刃刀片，由含有Co及Ni中的至少一种的结合相和由元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成的硬质相构成，其中(a)以4％～14质量％的比例含有所述结合相；(b)所述硬质相中，相对于元素周期表4a、5a及6a族金属总量，以55％～80质量％的比例含有Ti；(c)多刃刀片中心部的所述硬质相的平均结晶粒径为0.5～1.0μm；(d)用作精加工切削用。
15.根据权利要求14所述的多刃刀片，其中存在从所述多刃刀片内部向表面，金属钨元素浓度增加的表面层。
16.根据权利要求15所述的多刃刀片，其中所述表面层以30～60μm的厚度存在。
17.一种金属陶瓷，由结合相1％～30质量％和硬质相70％～99质量％构成，所述结合相含有Co及Ni中的至少一种，且所述硬质相由元素周期表4a、5a及6a族金属的碳氮化物构成，其中(a)所述硬质相的平均粒径在1.5μm以下；并且，(b)用从所述金属陶瓷切出的试验片测定抗弯强度后的断裂面中观察到的50％以上的断裂源，是由部分或全部的壁面被由所述结合相构成的薄膜所覆盖的空隙构成。
18.根据权利要求17所述的金属陶瓷，其中所述断裂源的空隙的最大直径在200μm以下。
19.一种切削工具，由结合相和硬质相构成，所述结合相含有Co及Ni中的至少一种，且所述硬质相由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的至少一种金属的复合金属碳氮化物构成，其中所述切削工具的抗弯强度的威布尔系数在5以上。
20.根据权利要求19所述的切削工具，其中威布尔系数是，除了将包括切削工具的表面而切制的抗弯试验片(试验片的形状按切削工具的尺寸形成四方棒状形状)作为试验片的形状外，按JISR1601测定10个以上，并按JISR1625计算而得。
21.根据权利要求19所述的切削工具，其中在不能将试验片的形状加工成JISR1601规定的尺寸时，对于截面(纵、横)和抗弯试验时的间距，按纵∶横∶间距的比为3∶4∶30的关系，切制试验片，将表面配置在拉伸面(应力附加面的相反侧)上，进行测定。
22.根据权利要求19所述的切削工具，其中所述硬质相由多个粒子构成，多个粒子的平均粒径在1.5μm以下。
23.根据权利要求19所述的切削工具，其中所述结合相为1％～30质量％，所述硬质相为70％～99质量％。
24.根据权利要求19所述的切削工具，其中所述结合相中Co含有量最多。
25.根据权利要求19所述的切削工具，其中在所述切削工具的最表面，存在结合相浓度高的结合相富集区域。
26.根据权利要求25所述的切削工具，其中所述结合相富集区域的结合相浓度向表面逐渐增加。
全文摘要
一种由金属陶瓷构成的略平板形状的多刃刀片，其金属陶瓷由结合相1～30质量％及硬质相70～99质量％构成，所述结合相含有Co及Ni中的至少一种，所述硬质相由Ti与Ti以外的元素周期表4a、5a及6a族金属中的一种以上金属的复合金属碳氮化物构成，其中所述硬质相的平均粒径在1.5μm以下，同时对于10个所述多刃刀片，包括该刀片的侧面而切制的抗弯试验片的抗弯强度的威布尔系数在5以上。根据本发明，能够具有微细的硬质相组织，具有高的切削性能，同时能够降低刀片间的特性偏差。
文档编号C23C30/00GK1509832SQ20031012471
公开日2004年7月7日 申请日期2003年12月24日 优先权日2002年12月24日
发明者德永隆司 申请人:京瓷株式会社