硬質合金及切削工具的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明的課題在于，提供降低WC的含有比例，并且使耐缺損性提高的硬質合金及切削工具。解決上述問題的該硬質合金，其含有硬質相和結合相，所述硬質相含有50～70質量%的WC、15～30質量%的TiCN、和0～10質量%的W和Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬中的1種以上元素的碳化物、氮化物及碳氮化物中的至少1種作為主體，含有WC相和復合硬質相的硬質相，所述結合相以6～12質量%的Co和Ni中的至少1種以上為主體的結合相，在該硬質合金的表面，存在WC的含有比例相比硬質合金的內部區(qū)域更低的表面區(qū)域，并且表面區(qū)域中的WC相的平均粒徑相對內部區(qū)域中的WC相的平均粒徑更大。
【專利說明】硬質合金及切削工具
【技術領域】
[0001]本發(fā)明涉及硬質合金及切削工具。
【背景技術】
[0002]目前，作為切削工具，而使用含有多于70質量％的WC的超硬合金或以Ti為主成分的金屬陶瓷。超硬合金的耐磨損性和耐缺損性強，被作為切削工具廣泛使用，但是，由于WC原料的價格上漲，因此正在研究用其他的材料代替WC，以減少WC的使用量。另一方面，金屬陶瓷具有比超硬合金強的耐磨損性，但其耐缺損性比超硬合金差，存在可用用途受限的問題。
[0003]例如，專利文獻I中，公開了含有規(guī)定比例的WC、Ti (C，N)、(Ta，Nb) C的3種硬質相的金屬陶瓷。并且，非專利文獻I中，公開了通過向金屬陶瓷中添加20~50體積％的WC原料，并在調整氮氣流氣氛和真空氣氛的同時進行燒成，從而在燒結體的表面形成規(guī)定厚度的表面區(qū)域(WC以外的元素周期表4、5和6族金屬的碳化物、氮化物、碳氮化物的存在比例低、WC的存在比例高的區(qū)域)的方案。
[0004]在先技術文獻
[0005]專利文獻
[0006]專利文獻1:日本特開2009-275237號公報
[0007]非專利文獻
[0008]非專利文獻1:竹澤大輔，其他4人，“ W C相殘存寸一 ^ 卜O表面領域形成(二及ff + WC添加量b J: t/焼成雰囲気O影響”，2010年度粉體粉末冶金秋季大會講演集，P105。

【發(fā)明內容】

[0009]發(fā)明所要解決的問題
[0010]但是，對于像專利文獻I這樣分散有3種硬質相的金屬陶瓷(硬質合金)而言，雖然合金的硬度變強、工具的耐磨損性提高，但合金的耐缺損性并不充分。并且，對于像非專利文獻I這樣在合金的表面形成有表面區(qū)域的硬質合金而言，也存在合金的耐缺損性相對于超硬質合金更差的問題。
[0011]本發(fā)明的目的在于，提供降低WC的含有比例、并且提高耐缺損性的硬質合金及切削工具。
[0012]用于解決問題的手段
[0013]本發(fā)明的硬質合金，其含有硬質相和結合相，所述硬質相含有50~70質量％的WC、15~30質量％的TiCNJP 0~10質量％的W和Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬中的I種以上元素的碳化物、氮化物及碳氮化物中的至少I種作為主體，含有WC相和復合硬質相，所述結合相以6~12質量％的Co和Ni中的至少I種以上為主體，在該硬質合金的表面，存在WC的 含有比例高于所述硬質合金的內部區(qū)域的表面區(qū)域，并且該表面區(qū)域中的WC相的平均粒徑相對于所述內部區(qū)域中的WC相的平均粒徑更大。
[0014]發(fā)明的效果
[0015] 根據本發(fā)明的硬質合金及切削工具，雖然相對于超硬合金，WC的含有比例更低，但能夠相對于以往的金屬陶瓷而改善耐缺損性。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0016]圖1涉及本發(fā)明的硬質合金的一例，圖1 (a)是表面附近的截面的掃描型電子顯微鏡照片，圖1 (b)是內部區(qū)域的截面的掃描型電子顯微鏡照片，圖1 (c)是表示表面附近的維氏硬度的分布的圖。
[0017]圖2 (a)是圖1的硬質合金的表面附近的掃描型電子顯微鏡照片，圖2 (b)是圖1的硬質合金的表面附近的、由波長色散型X射線分光分析(WDS)得到的Co分布圖；圖2 (c)是圖1的硬質合金的表面附近的、由波長色散型X射線分光分析(WDS)得到的N (氮)分布圖。
[0018]圖3是圖1、2的硬質合金的表面附近的電子背散射衍射(EBSD)數據。
【具體實施方式】
[0019]基于圖1的(a)表面附近的截面的掃描型電子顯微鏡照片、(b)內部區(qū)域的截面的掃描型電子顯微鏡照片、(c)表示表面附近的維氏硬度Hv的圖，圖2的硬質合金的表面附近的(a)掃描型電子顯微鏡照片、(b)由波長色散型X射線分光分析(WDS)得到的Co分布圖、(c)由波長色散型X射線分光分析(WDS)得到的N (氮)分布圖，以及圖1、2的硬質合金的表面附近的電子背散射衍射(EBSD)數據、即圖3，對本發(fā)明的硬質合金的一例進行說明。
[0020]圖1的硬質合金I含有以下整體組成:以50~70質量％的比例含有WC，以15~30質量％的比例含有TiCN，以0~10質量％的比例含有W和Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬中的I種以上的碳化物、氮化物和碳氮化物中的至少I種，以6~12質量％的比例含有Co和Ni中的至少I種以上。并且，硬質合金I如圖1 (a) (b)所示含有以下組織，該組織含有復合硬質相(圖中被觀察到呈灰色。也稱為P相。)2、WC相3 (圖中被觀察到呈白色。)、及以Co和Ni中的至少I種以上作為主體的結合相4(圖中被觀察到呈黑色。)，其中，所述復合硬質相含有W和T1、及除它們以外的元素周期表第4、5及6族金屬中的I種以上金屬的碳化物、氮化物和碳氮化物中的至少I種。需要說明的是，就WC以外的元素周期表第4、5及6族金屬而言，除上述碳氮化物外，其一部分也可以碳化物或氮化物的形式存在。
[0021]而且，根據本實施方式，如圖1 (a)所示的，在硬質合金I的表面?zhèn)?，存在WC相3的含有比例相高于硬質合金I的內部區(qū)域的表面區(qū)域6。在表面區(qū)域6中，WC以外的元素周期表第4、5及6族金屬的碳化物、氮化物和碳氮化物中的至少I種的含有比例與硬質合金I的內部區(qū)域7相比而變低。而且，表面區(qū)域6中的WC相的平均粒徑相對于內部區(qū)域7中的WC相3的平均粒徑增大。由此，表面區(qū)域6中，與圍繞WC相3的結合相4的厚度相當的WC相3，3間的平均自由程變長(變厚)，從而WC相3的脫粒受到抑制，其結果是能夠使硬質合金I的表面的耐缺損性提高。需要說明的是，在表面區(qū)域6中，就WC以外的元素周期表第4、5及6族金屬而言，除上述碳氮化物外，其一部分也可以碳化物或氮化物的形式存在。[0022]并且，如圖1 (a) (C)所示，在表面區(qū)域6的正下方，存在相對于硬質合金I的內部區(qū)域7硬度更高的高硬度區(qū)域8。由此，能夠抑制硬質合金I的塑性變形并且提高耐磨損性的效果顯著。
[0023]即，在本實施方式中，硬質合金I中，從表面起，存在表面區(qū)域6、高硬度區(qū)域8、內部區(qū)域7這3個區(qū)域。需要說明的是，根據圖1可知，組織明顯不同，它們的邊界也是明顯的。假設，在表面區(qū)域6和高硬度區(qū)域8的邊界不清楚的情況下，可劃分為:WC相占硬質相的總量的比例為80面積％以上的區(qū)域為表面區(qū)域6，將WC相占硬質相的總量的比例小于80面積％的區(qū)域作為高硬度區(qū)域8。此外，即使在不存在高硬度區(qū)域8的情況下，表面區(qū)域6和內部區(qū)域7在組織上也明顯不同，它們的邊界明顯。假設，在表面區(qū)域6和內部區(qū)域7的邊界不清楚的情況下，可劃分為:WC相占硬質相的總量的比例為80面積％以上的區(qū)域為表面區(qū)域6，將WC相占硬質相的總量的比例為小于80面積％的區(qū)域作為內部區(qū)域7。另一方面，在存在高硬度區(qū)域8的情況下，由于高硬度區(qū)域8和內部區(qū)域7之間作為硬質合金I的整體而連續(xù)地變化，因此難以通過目視準確地判別邊界，從而可由將圖1的各測定點的硬度連結而成的硬度分布的結果來確定邊界。即，內部區(qū)域7是指，在硬度分布中，硬度在偏差范圍內不發(fā)生變化的區(qū)域，高硬度區(qū)域8和內部區(qū)域7的邊界是，內部區(qū)域7內的硬度偏差的范圍的中間值與高硬度區(qū)域8的硬度曲線相交的點。需要說明的是，在分析內部區(qū)域7的組成、組織等的性狀時，在遠離內部區(qū)域7與高硬度區(qū)域8的邊界的、距離硬質合金1表面1000 u m的深度的位置進行分析。[0024]在此，如果表面區(qū)域6中的WC相3的平均粒徑相對于內部區(qū)域7中的WC相3的平均粒徑為1.1~1.5倍，則能夠更加平衡良好地維持硬質合金I的耐缺損性和耐磨損性。需要說明的是，在本實施方式中，內部區(qū)域7中的WC相3的平均粒徑為1.5~4.0 y m，特別優(yōu)選的平均粒徑為2.7~3.5 ii m。[0025]并且，根據圖2 (b)的由波長色散型X射線分光分析(WDS)得到的Co分布圖可知:Co散布地存在。而且，再參考圖1、圖2的數據可知:在表面區(qū)域6中Co含有比例最聞(圖中，白色的比例多)，其次，在內部區(qū)域7 (在圖2中，指定靠近高硬度區(qū)域8側作為內部區(qū)域7。)中Co含有比例較高，在高硬度區(qū)域8中Co含有比例低(圖2 (b)中，白色的比例少)。此外，如對圖2 (b)的所述Co分布圖和圖2 (c)的N分布圖進行比較，則可知:在Co的含有比例高的部分、即結合相4的位置處N (氮)的含有比例高(圖2 (c)中，白色的比例多)，其次，在復合硬質相2的位置處N的含有比例較高，在WC相3的位置處N的含有比例低(圖中，白色的比例少)。[0026]即，根據圖2，表面區(qū)域6所含有的結合相的含有比例多于內部區(qū)域7所含有的結合相的含有比例，且在表面區(qū)域6中，結合相4所含有的氮含有比例多于WC相3所含有的氮含有比例。因此，表面區(qū)域6的結合相4所含有的氮含有比例高于內部區(qū)域7的結合相4所含有的氮含有比例。其結果是，表面區(qū)域6中，圍繞WC相3的結合相4的耐塑性變形性提高，WC相3的脫粒得到抑制，結果能夠提高硬質合金I的表面的耐缺損性。[0027]在此，內部區(qū)域7含有與硬質合金I的整體組成相同的組成。表面區(qū)域6含有，相對于內部區(qū)域7而WC相3的含有比例更高、復合硬質相2的含有比例更低的組成。高硬度區(qū)域8含有，與內部區(qū)域7和表面區(qū)域6相比而復合硬質相2的含有比例更高、且WC相3、Co和氮的含有比例更低的組成。[0028]此外，在本實施例方式中，表面區(qū)域6中的氮含有比例相對于內部區(qū)域7中的氮含有比例為1.1倍以上。由此，能夠同時平衡良好地維持硬質合金I的耐缺損性及耐磨損性。表面區(qū)域6中的氮含有比例相對于內部區(qū)域7中的氮含有比例的優(yōu)選范圍是1.08~1.10。
[0029]需要說明的是，在本實施方式中，表面區(qū)域6的厚度為5~20 iim。由此，能夠提高硬質合金I的表面的韌性，并且可抑制硬質合金I的表面的塑性變形。此外，如果表面區(qū)域6為該厚度，則在硬質合金I的表面成膜后述的化學氣相沉積(CVD)膜時，硬質合金I中的成分能夠抑制構成該膜的部分結晶的異常生長，從而在硬質合金I的表面形成良好的CVD膜。表面區(qū)域6的特別優(yōu)選的厚度為10~20 ii m。
[0030]如果根據本實施方式，高硬度區(qū)域8的厚度為30~200iim，特別優(yōu)選為50~150 ym，從而可提高硬質合金I的耐塑性變形性，并提高耐磨損性。
[0031]此外，在本實施方式中，表面區(qū)域6的厚度方向的中央的維氏硬度相對于內部區(qū)域7中的平均維氏硬度為0.8~1.0倍的范圍，高硬度區(qū)域8的維氏硬度的極大值相對于內部區(qū)域7中的平均維氏硬度為1.2~1.3倍的范圍。如果為該范圍，則可同時提高硬質合金I的耐磨損性和耐缺損性。
[0032]而且，在本實施方式中，如圖3的硬質合金I的表面附近的電子背散射衍射(EBSD)數據所示，在表面區(qū)域6的正下方的高硬度區(qū)域8中，復合硬質相2的平均粒徑也從表面起向內部區(qū)域而減少，發(fā)揮提高高硬度區(qū)域8的表面的硬度、使耐磨損性優(yōu)異的效果。而且，就本實施方式而言，在高硬度區(qū)域8中，相對于內部區(qū)域7，WC相3的含有比例更低，高硬度區(qū)域8的硬度增高。需要說明的是，在圖3的EBSD數據中，復合硬質相2用白色表示，WC相3用灰色表不，結合相4用黑色表不。
[0033]此外，根據要求，在上述硬質合金I的表面，通過化學氣相沉積(CVD)法、或者離子鍍法或濺射法等物理氣相沉積(PVD)法成膜被覆層。根據上述硬質合金1，由于存在表面區(qū)域6，因此可抑制被覆層立即發(fā)生卷刀的情況，密合性也良好。尤其是，CVD膜對高速切削的耐磨損性優(yōu)異，并由于存在表面區(qū)域6，因此CVD膜未發(fā)生異常的晶粒生長，從而能夠制作含有正常的粒子的被覆層。
[0034]本實施方式中的被覆層從硬質合金I側起具備4~10 ii m的TiCN層、和3~8 ii m的Al2O3層。就被覆層的更為具體的構成而言，可列舉:從硬質合金I側起，具備0.1~0.3 ii m 的 TiN 層、4 ~10 ii m 的 TiCN 層、0.1 ~0.5 y m 的 TiCNO 層、3 ~8 y m 的 Al2O3 層、0.1~0.5 ii m的TiN層。尤其是，如果Al2O3層的厚度為4~8 y m，則即便在使前面發(fā)生前面磨損這樣的切削速度為250m/分鐘以上、特別是300m/分鐘以上的高速切削條件下，也能發(fā)揮優(yōu)異的耐缺損性和耐磨損性。
[0035]需要說明的是，由于上述硬質合金I具有優(yōu)異的耐磨損性和耐缺損性，因此可適用于各種結構部件或耐磨工具、切削工具等，尤其是，可適宜用作要求高耐磨損性和耐缺損性的切削工具。
[0036](制造方法)
[0037]以下，對上述硬質合金的制造方法的一例進行說明。
[0038]首先，制備混合了下述粉末的混合原料粉末，所述粉末包括:平均粒徑為0.5~
2.0u m、優(yōu)選為0.6~1.5 ii m的TiCN粉末，平均粒徑為0.5~5 y m的WC粉末，平均粒徑為0.1~2 iim的上述其他的元素周期表第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意I種，和平均粒徑為1.0~3.0 i! m的Co粉末與平均粒徑為0.3~0.8 ii m的Ni粉末中的至少I種。需要說明的是，也可在該混合原料粉末中與TiCN粉末一起而添加TiC粉末、TiN粉末，這些原料粉末在燒成中發(fā)生固溶，在燒成后的復合硬質相中共同構成TiCN。
[0039]接著，使用上述混合原料粉末成形為切削工具形狀等的規(guī)定的形狀。作為成形方法，可采用壓制成形、擠出成形、澆鑄成形、注射成形等公知的成形方法。然后，通過對上述成形體在下述的條件下進行燒成，可制作上述規(guī)定組織的硬質合金。作為具體的燒成條件的一例，可通過下述工序進行燒成:
[0040](a)升溫至 1050 ~125(TC，
[0041](b)在真空氣氛中，以5~10°C /分鐘的升溫速度A升溫至1300~1400°C，
[0042](c)在填充了 1000~3000Pa氮(N)的氣氛中，以0.1~5°C /分鐘的升溫速度r2升溫至1500~1600°C的燒成溫度T，并且
[0043](d)在真空氣氛、或填充了不活潑氣體的氣氛中維持0.5~I小時，
[0044](e)以3~15°C /分鐘的冷卻速度進行冷卻的工序。
[0045]在此，如果(b)工序中的氣氛為氮(N)等不活潑氣體氣氛，則在合金內部區(qū)域氣體大量產生并殘存而成為空隙，因此將無法得到致密的合金，合金的韌性可能降低，如果(b)工序中的升溫速度慢于5°C /分鐘，則TiCN的分解進行至合金的內部區(qū)域而未形成表面區(qū)域，如果快于10°C /分鐘，則合金內部區(qū)域中由TiCN的分解引起氣體大量產生，并殘存空隙，因此無法得到致密的燒結體。此外,如果(c)工序中的氣氛為真空，則TiCN分解過度進行而發(fā)生過燒結，發(fā)生異常晶粒生長，從而WC相3的粒徑難以控制，(c)工序中的升溫速度慢于0.1°C /分鐘是不現(xiàn)實的，如果快于5°C /分鐘，則表面區(qū)域的厚度變薄，并且表面區(qū)域中的WC相的晶粒生長不充分。
[0046]需要說明的是，為了形成表面區(qū)域的結合相的氮含有比例多于內部區(qū)域的結合相的氮含有比例、且表面區(qū)域中結合相所含有的氮含有比例多于復合硬質相所含有的氮含有比例的構成，上述(e)工序中的冷卻時的氣氛需要控制為以達到3000~1000OPa的加壓狀態(tài)的方式而導入了氮氣(N2)的氣氛,如果(e)工序中的氮氣(N2)含量低于3000Pa,則存在與內部區(qū)域的結合相的氮含有比例相比、表面區(qū)域的結合相的氮含有比例將顯著減少的傾向。此外，通過使燒成后的冷卻速度為5~12°C /分鐘，從而在高硬度區(qū)域中可實現(xiàn)復合硬質相的平均粒徑從表面起向內部區(qū)域減少的構成。
[0047]而且，根據需要，在硬質合金的表面形成被覆層。作為被覆層的成膜方法，在利用化學氣相沉積(CVD)法成膜的情況下，首先，在硬質合金I上直接形成TiN層作為第I層。就TiN層的成膜條件而言，使用作為混合氣體的組成而含有0.5~10體積％的四氯化鈦(TiCl4)氣體、10~60體積％的氮(N2)氣、且余量為氫(H2)氣的混合氣體，使成膜溫度為800~940 V (腔室(chamber )內),使壓力為8~50kPa來進行成膜。
[0048]接著，形成TiCN層作為第2層。在此，對TiCN層由平均結晶寬度小的微細柱狀結晶層、平均結晶寬度大于該層的粗柱狀結晶層即MT-TiCN層、和HT-TiCN層這3層構成的情況下的成膜條件進行說明。
[0049]就MT-TiCN層中的微細柱狀結晶層的成膜條件而言，使用含有0.5~10體積％的四氯化鈦(TiCl4)氣體、10~60體積％的氮(N2)氣、0.1~0.4體積％的乙腈(CH3CN)氣體、且余量為氫(H2)氣的混合氣體，使成膜溫度為780~900°C，使壓力為5~25kPa。就MT-TiCN層中的粗柱狀結晶層的成膜條件而言，使用含有0.5~4.0體積％的四氯化鈦(TiCl4)氣體、10~40體積％的氮(N2)氣、0.4~2.0體積％的乙腈(CH3CN)氣體、且余量為氫(H2)氣的混合氣體，使成膜溫度為780~900°C，使壓力為5~25kPa。
[0050]就HT-TiCN層而言，使用含有0.1~4體積％的四氯化鈦(TiCl4)氣體、0.1~10體積％的甲烷(CH4)氣體、5~25體積％的氮(N2)氣、且余量為氫(H2)氣的混合氣體，使成膜溫度為950~1100°C，使壓力為5~40kPa來進行成膜。
[0051]就含有TiCNO的中間層而言，使腔室內為950~1100°C、且5~40kPa，調整為含有I~5體積％的四氯化鈦(TiCl4)氣體、4~10體積％的甲烷(CH4)氣體、10~30體積％的氮(N2)氣、4~8體積％的一氧化碳(CO)氣體、且余量為氫(H2)氣的混合氣體，導入腔室內10~60分鐘，從而進行成膜。需要說明的是，雖然也可以不經過流通該含有CO氣體的混合氣體的工序而形成中間層，但是，為了使構成a型Al2O3層的結晶變得微細，優(yōu)選經過流通含有CO氣體的混合氣體的工序。
[0052]就Al2O3層的成膜條件而言，將含有0.5~5.0體積％的三氯化鋁(AlCl3)氣體、0.5~3.5體積％的氯化氫(HCl)氣體、0.5~5.0體積％的二氧化碳(CO2)氣體、0~0.5體積％的硫化氫(H2S)氣體、且余量為氫(H2)氣的混合氣體導入腔室內，使成膜溫度為950~1100°C，使壓力為5~IOkPa來進行成膜。
[0053]進一步地，在a型Al2O3層的上層形成TiN層。使用作為混合氣體組成而含有0.1~10體積％的TiCl4氣體、10~60體積％的N2氣、且余量為H2氣體的混合氣體，使反應腔室內的溫度為800~1010°C，使壓力為10~85kPa來進行成膜。
[0054]實施例1
[0055]使用通過激光衍射散射法(micro-track method)測定的平均粒徑(d5Q值)1.1 U m的WC粉末、平均粒徑2.0 ii m的TiCN粉末、平均粒徑1.5 y m的TiN粉末、平均粒徑2 y m的TaC粉末、平均粒徑1.5 ii m的NbC粉末、平均粒徑1.8 y m的ZrC粉末、平均粒徑1.0 y m的Mo2C粉末、平均粒徑2.4 ii m的Ni粉末、及平均粒徑1.9 y m的Co粉末，在按照表1所示的比例而制備出混合粉末中添加異丙醇(IPA)，使用不銹鋼制球磨機和超硬球進行濕式混合，添加3質量％的石蠟，混合后，用噴霧干燥機制成顆粒。
[0056]然后，使用該成形用的顆粒并以200MPa進行加壓，壓制成形為CNMA120408的工具形狀。
[0057][表 I]
[0058]
【權利要求】
1.一種硬質合金,其含有硬質相和結合相,所述硬質相含有50~70質量％的WC、15~30質量和0~10質量％的W和Ti以外的元素周期表第4、5及6族金屬中的I種以上元素的碳化物、氮化物及碳氮化物中的至少I種作為主體，含有WC相和復合硬質相，所述結合相以6~12質量％的Co和Ni中的至少I種以上為主體，在該硬質合金的表面，存在WC的含有比例高于所述硬質合金的內部區(qū)域的表面區(qū)域，并且該表面區(qū)域中的WC相的平均粒徑相對所述內部區(qū)域中的WC相的平均粒徑更大。
2.根據權利要求1所述的硬質合金，其中，所述表面區(qū)域中的WC相的平均粒徑相對于所述內部區(qū)域中的WC相的平均粒徑為1.1~1.5倍。
3.根據權利要求1或2所述的硬質合金，其中，所述表面區(qū)域的厚度為5~20y m。
4.根據權利要求1至3中任一項所述的硬質合金，其中，在所述表面區(qū)域的正下方，存在相對于所述硬質合金的內部區(qū)域而硬度更高的高硬度區(qū)域。
5.根據權利要求4所述的硬質合金，其中，在所述高硬度區(qū)域中，相對于所述內部區(qū)域，所述WC相的含有比例更低。
6.根據權利要求4或5所述的硬質合金，其中，所述高硬度區(qū)域中的復合硬質相的平均粒徑從表面起向內部區(qū)域減少。
7.根據權利要求1至6中任一項所述的硬質合金，其中，所述表面區(qū)域的厚度方向的中央的維氏硬度相對所述內部區(qū)域中的平均維氏硬度為0.8~1.0倍的范圍。
8.根據權利要求4至7中任一項所述的硬質合金，其中，所述高硬度區(qū)域中的維氏硬度的極大值相對所述內部區(qū)域中的平均維氏硬度為1.2~1.3倍的范圍。
9.根據權利要求1至 8中任一項所述的硬質合金，其中，所述表面區(qū)域的所述結合相的氮含有比例高于所述內部區(qū)域的所述結合相的氮含有比例，并且在所述表面區(qū)域中，所述結合相所含有的氮含有比例高于所述復合硬質相所含有的氮含有比例。
10.根據權利要求9所述的硬質合金，其中，所述表面區(qū)域的結合相所含有的氮含有比例相對于內部區(qū)域的所述結合相所含有的氮含有比例高1.1倍以上。
11.一種含有權利要求1至10中任一項所述的硬質合金的切削工具。
12.根據權利要求11所述的切削工具，其中，所述硬質合金的表面設置有被覆層。
13.根據權利要求12所述的切削工具，其中，所述被覆層從所述硬質合金側起依次具有4~IOiim的TiCN層和3~8iim的Al2O3層。
【文檔編號】C22C29/08GK103635599SQ201280030611
【公開日】2014年3月12日 申請日期:2012年6月27日 優(yōu)先權日:2011年6月27日
【發(fā)明者】木下秀吉, 花木勝弘, 廣崎浩司 申請人:京瓷株式會社