專利名稱：旋轉工具的制作方法
技術領域：
本發明涉及由金屬陶瓷燒結體形成的旋轉工具。
背景技術：
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體等燒結合金。但是，由于金屬陶瓷燒結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，所以不適用于旋轉工具。因此，在例如專利文獻1中公開了以下技術硬質相由以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型粒子形成為微結晶粒子和粗結晶粒子的二群分布，由此，形成耐磨損性、耐熱沖擊性及耐塑性變形性優異且適用于旋轉工具的材料。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相的存在比率比灰白色的第二硬質相的存在比率高的表面區域，由此提高金屬陶瓷的表面的耐沖擊性。現有技術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
發明內容
發明要解決的課題但是，已清楚在上述專利文獻1、2的構成中，作為旋轉工具的金屬陶瓷的耐熱沖擊性未充分提高，為了作為旋轉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，當制作復雜的形狀的旋轉工具時，根據使用角度，產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。本發明是用于解決上述問題的發明，其目的在于提供一種旋轉工具，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明第一方面提供一種旋轉工具，由金屬陶瓷燒結體形成，所述金屬陶瓷燒結體由硬質相和結合相構成，所述硬質相由以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成，且包括第一硬質相和第二硬質相，所述第一硬質相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質相與該第一硬質相相比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體的表面在內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相為主體的表面區域，并且，在所述金屬陶瓷燒結體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質相的(220)面的峰值被檢測出低角度側峰值和高角度側峰值這兩個峰值，所述低角度側峰值的峰值強度Ia和所述高角度側峰值的峰值強度Λ的強度比為rt/Ia = 0. 5 1. 5。另外，本發明第二方面提供一種旋轉工具，由金屬陶瓷燒結體形成，所述金屬陶瓷燒結體由硬質相和結合相構成，所述硬質相由以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成，且包括第一硬質相和第二硬質相，所述第一硬質相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質相與該第一硬質相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結合相主要由Co及Ni的至少一種形成，在所述金屬陶瓷燒結體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質相的(220)面的峰值被檢測出低角度側峰值和高角度側峰值這兩個峰值，所述低角度側峰值的峰值強度Ia和所述高角度側峰值的峰值強度Λ的強度比為HVIa = 0. 5 1. 5，并且，屬于所述金屬陶瓷燒結體的表面的所述結合相的所述(200)面的峰值的半值寬度Ws和所述燒結體的內部的所述結合相的所述峰值的半值寬度Wi的比率WsZVi為1. 1 1. 7。發明效果根據本發明的旋轉工具，由于存在上述表面組織，從而可以形成如下旋轉工具金屬陶瓷燒結體的表面狀態能夠形成為適于旋轉工具使用的狀態，耐熱沖擊性高，且可以減小伴隨燒成引起的金屬陶瓷燒結體的變形量，從而加工尺寸精度高。
圖1是本發明的旋轉工具之一例，(A)是實施例No. 1-2的金屬陶瓷燒結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的金屬陶瓷燒結體的內部的剖面的掃描型電子顯微鏡照片，(B’)是實施例No. 1-7的金屬陶瓷燒結體的內部的剖面的掃描型電子顯微鏡照片，(C’)是實施例No. 1-5的金屬陶瓷燒結體的內部的剖面的掃描型電子顯微鏡照片；圖2是圖1的金屬陶瓷燒結體的(A’ )的放大照片；圖3是圖1的金屬陶瓷燒結體的表面的X射線衍射圖案；圖4是圖1、2的金屬陶瓷燒結體的內部(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明的旋轉工具的第一實施方式之一例。本發明的旋轉工具由金屬陶瓷燒結體1形成，該金屬陶瓷燒結體1由硬質相2和結合相3構成，所述硬質相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成，且包括第一硬質相加和第二硬質相2b，所述第一硬質相2a在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質相2b與第一硬質相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，所述結合相3主要由Co及Ni的至少一種形成。
根據包含金屬陶瓷燒結體1的表面在內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，看到第一硬質相加為黑色粒子，第二硬質相2b為灰白色粒子，結合相3為白色。而且，根據本第一實施方式，如圖I(A)所示，以第一硬質相加為主體的表面區域4以1 10 μ m的厚度存在，且如圖3㈧所示，在金屬陶瓷燒結體1的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于硬質相2的Q20)面的峰值(衍射角2 θ =60° 63° )被檢測出低角度側峰值(圖3中(1))和高角度側峰值(圖3中O))這兩個峰值，且在低角度側檢測出的峰值的峰值強度(Ia)和在高角度側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工具金屬陶瓷燒結體1的表面狀態能夠形成為適于旋轉工具使用的狀態，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體1的變形量，從而加工精度高。在此，表面區域4的厚度的優選范圍為3 6μπι。另外，表面區域4的HVIa的優選范圍為0. 5 1. 0，特別優選為0. 7 0. 95。另外，當考慮元素的質量及原子半徑時，推測上述X射線衍射的屬于(220)面的峰值中的高角度側峰值相當于第一硬質相加，上述X射線衍射的屬于(220)面的峰值中的低角度側峰值相當于第二硬質相2b。另外，在金屬陶瓷燒結體1的內部進行了 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中金屬陶瓷燒結體)的任一試樣中，如圖4(A’) (C’)所示，屬于硬質相2的(220)面的低角度側峰值(圖4的(1))和高角度側峰值(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，內部區域6的rt/Ia的優選范圍為0. 4 0. 6。在此，在實現耐熱沖擊性方面，優選在金屬陶瓷燒結體1的表面區域4的表面上存在結合相3滲出到表面而形成的結合相3的濃度高的頂表面層(top surface layer) 5。另外，頂表面層5可以構成為覆蓋金屬陶瓷燒結體1的表面區域4的整體，也可以構成為局部地覆蓋表面區域4的一部分。而且，根據本發明，金屬陶瓷燒結體1的優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質量％，特別從提高耐磨損性方面出發，優選是85 96質量％。另外，從金屬陶瓷燒結體1的硬度和韌性的平衡方面出發，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的含有比率優選為50質量％以上，特別優選為60 90質量％。另一方面，優選結合相3的含有比率為4 30質量％，特別優選為10 15質量％，由此，金屬陶瓷燒結體1的硬度及韌性的平衡優異。另外，金屬陶瓷燒結體1優選的具體的組成比例為Co為5 15質量％、Ni為2 10質量％、TiCN為40 70質量％、WC為5 30質量％、NbC為5 30質量％、VC為1. 0 3. 0質量％、MoC為0 5質量％、TaC為0 10質量％、ZrC為0 3.0質量％，由此，可以兼得金屬陶瓷燒結體1的耐磨損性和耐損壞性。在此，首先，對金屬陶瓷燒結體1的表面在以下測定條件下進行本發明中的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體1內部的X射線衍射測定的情況下，在從金屬陶瓷燒結體1的表面研磨0. 5mm以上后的研磨面上進行測定。另外，對于硬質相2的平均粒徑，從可以提高韌性方面出發，優選在金屬陶瓷燒結體1的內部的剖面觀察中，第一硬質相加的平均粒徑為0. 3 0. 7 μ m，第二硬質相2b的平均粒徑為0. 8 1. 5 μ m。另外，本發明中的硬質相的粒徑的測定是以在CIS-019D-2005規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，在硬質相2的中心是第一硬質相加且由第二硬質相2b包圍了第一硬質相加周邊的有芯構造的情況下，該粒子的第一硬質相加的粒徑就是第一硬質相加的粒徑自身，第二硬質相2b的粒徑是直到包括芯部的第一硬質相加和周邊部的第二硬質相2b在內的周邊部的外緣為止的粒徑，視為一個硬質相2而算出第二硬質相2b的粒徑。另外，在圖KA)的表面區域4和圖1(A’ )的內部區域6之間，為了提高耐塑性變形性，優選存在10 200 μ m厚度的中間區域7，在該中間區域7中，硬質相2的平均粒徑比內部區域6大。中間區域7的剖面觀察中的硬質相2的平均粒徑的優選范圍是第一硬質相加為0. 5 1. 0 μ m，第二硬質相2b為1. 0 2. 5 μ m。另外，對金屬陶瓷燒結體1用2D法測定而得的σ 11方向的殘留應力，在燒結體1內部的第二硬質相2b為150MPa以上的壓縮應力，并且在燒結體1表面部的第二硬質相2b為IOMPa以下的壓縮應力，由此可有效抑制在表面產生的裂紋擴散，使耐損壞性優異，并且，因為在燒結體1的表面部幾乎不作用殘留應力，所以燒結體1的變形小，也可以應對復雜形狀的旋轉工具。另外，在本發明中，也可以在金屬陶瓷燒結體的表面使用物理蒸鍍法(PVD法)或化學蒸鍍法(CVD法)等公知的薄膜形成方法形成TiN、TiCN、TiAlN、Al203等公知硬質膜的被覆層(未圖示。)。另外，本發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實心鉆頭等。對本發明第二方式的旋轉工具之一例進行說明。另外，省略與第一方式的旋轉工具相同的構成。根據本實施方式，對于屬于上述金屬陶瓷燒結體1的X射線衍射圖案中的結合相3的(200)面的峰值(圖中記為Co(200))，在圖2、3的㈧中，屬于金屬陶瓷燒結體1的表面的結合相3的(200)面的峰值的半值寬度Ws和金屬陶瓷燒結體1的內部的結合相3的峰值的半值寬度Wi的比率WsZVi為1. 1 1. 7。可知如果是該范圍，則金屬陶瓷燒結體1的表面的耐熱沖擊性提高。比率WsZVi的優選范圍是1. 2 1. 5。在此，金屬陶瓷燒結體1的表面的結合相3的峰值相對于燒結體1的內部的結合相3的峰值向高角度側位移了 0. 3 1. 0度，由此減小了金屬陶瓷燒結體1的燒成所引起的變形。峰值位移量的優選范圍是0.4 0.6度。另外，從可以減小金屬陶瓷燒結體1的變形且提高耐磨損性方面出發，優選形成有結合相3滲出到表面而成的頂表面層5，從而在金屬陶瓷燒結體1的表面進行了 X射線衍射測定時，使結合相3的峰值的峰值強度Ic相對于硬質相2的低角度側峰值的峰值強度Ia和高角度側峰值的峰值強度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體的制造方法之一例進行說明。首先，調制混合粉末，該混合粉末混合了 平均粒徑0. 6 1. 0 μ m優選為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體中構成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定形狀。在此，若顆粒體的平均粒徑比10 μ m小，則產生成形體的密度不均，燒成時的變形量增大，并且不能形成規定的表面區域。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生塊體，可能形成缺陷(空隙)，且Ib/Ia 超過了 1. 5。然后，根據本實施方式，通過將上述成形體在下述條件下燒成而可以制作上述規定組織的金屬陶瓷燒結體。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相的固溶狀態，而不能形成金屬陶瓷燒結體的表面區域。另外，若(c)工序在比氮壓力1500 高的氣氛下進行，則過于抑制向硬質相的固溶狀態，而不能形成金屬陶瓷燒結體的表面區域。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族元素向硬質相的固溶而不能將金屬陶瓷燒結體的表面的X射線衍射圖案中的(220)峰值控制在規定的范圍內。另外，若升溫速度比15°C/分鐘快，則在金屬陶瓷燒結體的表面部未進行元素周期表第4、5及6族元素向硬質相的固溶，從而不能得到本發明的表面區域。另外，在(c)(d)工序的溫度脫離規定范圍的情況下，也不能適當進行向硬質相的固溶狀態，不能得到表面區域。而且，根據期望，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用離子鍍敷法或濺射法等物理蒸鍍(PVD)法。下面，說明本發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)改變為將氮(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)再次從氮改變為真空氣氛，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，則向硬質相的固溶狀態過量進行，而不能形成金屬陶瓷燒結體的表面區域。另外，若(c)工序在比氮壓力500 高的氣氛下進行，則過于抑制向硬質相的固溶狀態，而不能形成金屬陶瓷燒結體的表面區域，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族元素向硬質相的固溶，而不能將金屬陶瓷燒結體的表面的X射線衍射圖案中的(220)峰值控制在規定的范圍內。另外，若升溫速度比10°C /分鐘快，則在金屬陶瓷燒結體的表面未進行元素周期表第4、5及6族元素向硬質相的固溶，不能得到本發明的結合相峰值向高角度側的位移。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]
權利要求
1.一種旋轉工具，由金屬陶瓷燒結體形成，所述金屬陶瓷燒結體由硬質相和結合相構成，所述硬質相由以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成，且包括第一硬質相和第二硬質相，所述第一硬質相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質相與該第一硬質相相比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體的表面在內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相為主體的表面區域，并且，在所述金屬陶瓷燒結體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質相的(220)面的峰值被檢測出低角度側峰值和高角度側峰值這兩個峰值，所述低角度側峰值的峰值強度Ia和所述高角度側峰值的峰值強度Λ的強度比為rt/Ia = 0. 5 1. 5。
2.如權利要求1所述的旋轉工具，其中，在所述金屬陶瓷燒結體的表面存在所述結合相濃度高的頂表面層。
3.一種旋轉工具，由金屬陶瓷燒結體形成，所述金屬陶瓷燒結體由硬質相和結合相構成，所述硬質相由以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成，且包括第一硬質相和第二硬質相，所述第一硬質相在元素周期表第4、5及6族金屬中Ti的含有比率高，所述第二硬質相與該第一硬質相相比Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬的含有比率高，所述結合相主要由Co及Ni的至少一種形成，在所述金屬陶瓷燒結體的表面進行了 X射線衍射測定時，屬于所述硬質相的(220)面的峰值被檢測出低角度側峰值和高角度側峰值這兩個峰值，所述低角度側峰值的峰值強度Ia和所述高角度側峰值的峰值強度Λ的強度比為HVIa = 0. 5 1. 5，并且，屬于所述金屬陶瓷燒結體的表面的所述結合相的(200)面的峰值的半值寬度Ws和所述燒結體的內部的所述結合相的所述峰值的半值寬度Wi的比率WsZVi為1. 1 1. 7。
4.如權利要求3所述的旋轉工具，其中，所述金屬陶瓷燒結體的表面的所述結合相的所述峰值相對于所述燒結體的內部的所述結合相的所述峰值向高角度側位移0. 3 1. 0度。
5.如權利要求3或4所述的旋轉工具，其中，在包含所述金屬陶瓷燒結體的表面在內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相為主體的表面區域。
6.如權利要求5所述的旋轉工具，其中，在所述表面區域的表面存在所述結合相的濃度高的頂表面層。
7.如權利要求6所述的旋轉工具，其中，在所述金屬陶瓷燒結體的表面進行了 X射線衍射測定時，所述結合相的所述峰值的峰值強度Ic相對于所述硬質相的所述低角度側峰值的峰值強度Ia和所述高角度側峰值的峰值強度Ib的合計Ia+Ib之比Ic/(Ia+Ib)為0. 5 1. 4。
8.如權利要求1 7中任一項所述的旋轉工具，其中，對所述金屬陶瓷燒結體用2D法測定而得的ο 11方向的殘留應力在燒結體內部的所述第二硬質相為150MPa以上的壓縮應力，并且，在燒結體表面部的所述第二硬質相為IOMPa以下的壓縮應力。
全文摘要
本發明提供一種旋轉工具，其耐熱沖擊性高且可以減小伴隨燒成的金屬陶瓷燒結體的變形量而提高加工尺寸精度。上述旋轉工具由金屬陶瓷(1)形成，該金屬陶瓷(1)由硬質相(2)和結合相(3)構成，該硬質相(2)由Ti的含有比率高的第一硬質相(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相(2)的(220)面的峰值，且在低角度側檢測出的峰值Ia和在高角度側檢測出的峰值Ib的強度比Ib/Ia為0.5～1.5，并且，在該表面存在1～10μm厚度的以第一硬質相為主體的表面區域(4)，或者，屬于該表面的結合相(3)的(200)面的峰值的半值寬度ws和內部的結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 優先權日2009年11月26日
發明者木下秀吉, 花木勝弘 申請人:京瓷株式會社