CN101218189A - 复合烧结体 - Google Patents

复合烧结体 Download PDF

Info

Publication number
CN101218189A
CN101218189A CNA2006800251412A CN200680025141A CN101218189A CN 101218189 A CN101218189 A CN 101218189A CN A2006800251412 A CNA2006800251412 A CN A2006800251412A CN 200680025141 A CN200680025141 A CN 200680025141A CN 101218189 A CN101218189 A CN 101218189A
Authority
CN
China
Prior art keywords
boron nitride
cubic boron
binding agent
composite sinter
particle
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CNA2006800251412A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101218189B (zh
Inventor
冈村克己
久木野晓
深谷朋弘
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Original Assignee
Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Electric Hardmetal Corp filed Critical Sumitomo Electric Hardmetal Corp
Publication of CN101218189A publication Critical patent/CN101218189A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101218189B publication Critical patent/CN101218189B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/583—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on boron nitride
    • C04B35/5831—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on boron nitride based on cubic boron nitrides or Wurtzitic boron nitrides, including crystal structure transformation of powder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23B—TURNING; BORING
    • B23B27/00—Tools for turning or boring machines; Tools of a similar kind in general; Accessories therefor
    • B23B27/14—Cutting tools of which the bits or tips or cutting inserts are of special material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/6265—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering involving reduction or oxidation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/6268—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering characterised by the applied pressure or type of atmosphere, e.g. in vacuum, hydrogen or a specific oxygen pressure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/6303—Inorganic additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/632—Organic additives
    • C04B35/634—Polymers
    • C04B35/63404—Polymers obtained by reactions only involving carbon-to-carbon unsaturated bonds
    • C04B35/63444—Nitrogen-containing polymers, e.g. polyacrylamides, polyacrylonitriles, polyvinylpyrrolidone [PVP], polyethylenimine [PEI]
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C04B35/645—Pressure sintering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3804—Borides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3804—Borides
    • C04B2235/3813—Refractory metal borides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3856—Carbonitrides, e.g. titanium carbonitride, zirconium carbonitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3865—Aluminium nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3865—Aluminium nitrides
    • C04B2235/3869—Aluminium oxynitrides, e.g. AlON, sialon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3886—Refractory metal nitrides, e.g. vanadium nitride, tungsten nitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/402—Aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5436—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof micrometer sized, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/9607—Thermal properties, e.g. thermal expansion coefficient
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/9669—Resistance against chemicals, e.g. against molten glass or molten salts
    • C04B2235/9692—Acid, alkali or halogen resistance
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/24—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.]
    • Y10T428/24802—Discontinuous or differential coating, impregnation or bond [e.g., artwork, printing, retouched photograph, etc.]
    • Y10T428/24893—Discontinuous or differential coating, impregnation or bond [e.g., artwork, printing, retouched photograph, etc.] including particulate material

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Cutting Tools, Boring Holders, And Turrets (AREA)

Abstract

本发明涉及一种复合烧结体，其至少含有立方氮化硼和粘结剂。所述立方氮化硼具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构。所述粘结剂具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的、位于所述立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面以外的区域中的连续结构。

Description

复合烧结体
技术领域
本发明涉及至少含有立方氮化硼和粘结剂的复合烧结体，更具体地说，本发明涉及尤其适合用于诸如切削工具等应用中的复合烧结体。
背景技术
传统上，主要由立方氮化硼构成的高硬度烧结体已用于诸如切削工具等应用中。这类烧结体通常是含有立方氮化硼和粘结剂(其主要目的是保持前者的强度)的复合烧结体。例如，公知的是具有“海-岛”结构的烧结体，其中立方氮化硼颗粒(岛)分散在由粘结剂构成的连续相(海)中(日本专利申请公开No.53-077811(专利文献1)和日本专利申请公开No.10-182242(专利文献2))。
采用这种海-岛结构的目的是为了避免在立方氮化硼颗粒彼此物理地接触的部位处出现立方氮化硼未被烧结的情况，通过将立方氮化硼颗粒彼此分开而不让它们接触，从而促进立方氮化硼颗粒的烧结状态，由此提高烧结体的强度(如韧性)。
另一方面，由于立方氮化硼颗粒不是互相接触而是彼此分开(即，这样一种结构：立方氮化硼颗粒以非连续状态存在)，因而这种烧结体不能充分体现出立方氮化硼所特有的高导热率这种优异的特性，从而产生诸如耐热性不足或韧性低等问题。具体而言，在将上述烧结体用在切削工具中的情况下，其不能抑制切削过程中切削刃温度的升高。此外，这种烧结体内部产生的微小龟裂会在韧性低的粘结剂中发展，从而使该烧结体更有可能破碎。因此，如果将上述烧结体用在断续切削和高效切削(如重切削和高速切削)所用的切削工具中，那么在一些情况下，可能无法充分获得令人满意的工具寿命。
与此同时，为了解决烧结体的上述问题，人们提出了各种方案来改善粘结剂的组成(日本专利公告No.60-014826(日本专利申请公开No.56-069350，专利文献3)，日本专利公告No.61-054857(日本专利申请公开No.61-179847，专利文献4)，日本专利公告No.61-054858(日本专利申请公开No.61-179848，专利文献5)，和日本专利申请公开No.05-287433(专利文献6))。这些方案似乎在改善烧结体的韧性方面取得了一些效果，但是仍然难于显著改善其耐热性，这是因为立方氮化硼颗粒互相分离，并且结构是不连续的。
与此同时，一种通过将立方氮化硼颗粒互相结合而形成具有由立方氮化硼颗粒构成的连续结构的烧结体已为人所知(美国专利No.5639285的说明书(专利文献7))。在这种烧结体中，由于立方氮化硼颗粒表现出连续的结构，因此，可以预期会在某种程度上起到提高烧结体耐热性的作用(即抑制切削刃温度升高的作用)。但是，由于粘结剂不连续地散布在由立方氮化硼颗粒形成的连续结构的周围，所以，这种烧结体的耐碎性或耐月牙洼磨损性较差，从而其韧性较差。
这种缺陷看来主要归因于烧结体中所含的立方氮化硼和粘结剂这两者之间的热膨胀系数的不同。具体地说，据推测其原因如下。当在切削过程中，采用该烧结体的切削工具经受高温时，由于温度变化(不仅包括温度升高，还包括随后的冷却)而引起体积改变。此时，立方氮化硼的体积变化和粘结剂的体积变化差异很大。因此，立方氮化硼和粘结剂之间会发生分离，结果，粘结剂等容易从烧结体上脱落下来。
这种缺陷尤其在切削诸如淬火钢等高硬度材料时会产生问题，因为在这种情况中切削工具的切削刃更有可能要经受600℃或更高的高温。此外，近来人们还要求在切削加工操作中提高生产率。随着切削速度或进给量的增加，切削刃的温度往往会升高到1000℃左右。因此，需要解决上述问题。
此外，对切削加工具有复杂形状的部件的要求与日俱增。在涉及更复杂形状的高效切削(如断续切削)过程中，切削工具的切削刃反复地离开被加工材料和与被加工材料接触(紧挨在一起)，当切削刃离开被加工材料时，切削刃会迅速冷却。从而，切削刃部分所含的烧结体会经历突然的温度变化和应力变化。因此，在近来要求的对高硬度钢实施的高效率加工或高速断续切削加工中，尤其需要解决以上指出的问题。
在这种情况下，需要同时显著地提高立方氮化硼烧结体的耐热性和韧性。人们在用于满足这种需要的方法上已经取得了多种进展，但是，在这些进展中，人们进行研究的前提是：通过将烧结体中所含的立方氮化硼与粘结剂牢固地结合而达到高强度。因此，在立方氮化硼与粘结剂之间的接触面积越大越有利于它们之间结合的前提下，为了增加所述的接触面积，立方氮化硼与粘结剂中的至少一者被制成非连续结构而不是连续结构。
专利文献1：日本专利申请公开No.53-077811
专利文献2：日本专利申请公开No.10-182242
专利文献3：日本专利公告No.60-014826(日本专利申请公开No.56-069350)
专利文献4：日本专利公告No.61-054857(日本专利申请公开No.61-179847)
专利文献5：日本专利公告No.61-054858(日本专利申请公开No.61-179848)
专利文献6：日本专利申请公开No.05-287433
专利文献7：美国专利No.5639285的说明书
发明内容
本发明要解决的问题
鉴于上述情况而得出本发明。本发明的目的是提供一种耐热性和韧性同时被显著提高的立方氮化硼烧结体。
解决所述问题的方法
本发明人从根本上重新审视了人们常规采用的前提，即，在含有立方氮化硼的复合烧结体中，立方氮化硼和粘结剂中的至少一者应该被制成非连续结构。结果，本发明人认为：如果烧结体中的立方氮化硼和粘结剂都被制成连续结构，那么可同时提高烧结体的耐热性和韧性。基于上述想法和进一步的研究而完成了本发明。
根据本发明的复合烧结体至少含有立方氮化硼和粘结剂。所述的立方氮化硼具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构。所述的粘结剂具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的、位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面以外区域中的连续结构。
优选的是，粘结剂至少含有：由Ti、Zr、Hf、V和Cr中的任何一种或两种或更多种元素与氮、碳、硼和氧中的任何一种或两种或更多种元素所构成的化合物和固态溶液中的至少一种；以及含铝化合物。
粘结剂可以以至多60％的存在概率存在于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处，并且位于此处的粘结剂可以与由粘结剂颗粒形成的连续结构相连从而作为该连续结构的一部分而存在，或者与由粘结剂颗粒形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在。
位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处的粘结剂可具有至少包含Ti或Al的组成。
在立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处可以不存在粘结剂。
所述复合烧结体经酸处理后的横向断裂强度可以为至少1gf/mm2到至多70kgf/mm2。
优选的是，在经酸处理后的复合烧结体中，采用X射线衍射测量，不能实质性地检测到除立方氮化硼和Al2O3之外的化合物。
立方氮化硼在复合烧结体中的含量可以为至少60体积％到至多85体积％，并且立方氮化硼颗粒的平均粒径可以为至少2μm到至多10μm。
优选的是，复合烧结体的导热率为至少60W/(m·K)到至多150W/(m·K)。
优选的是，含铝化合物是通过由铝、氧和氮构成的化合物和/或由铝、氧、氮和硼构成的化合物形成的，含铝化合物的平均粒径为至少50nm到至多1μm，并且含铝化合物在粘结剂中的比率为至少5体积％到至多30体积％。在这种情况下，复合烧结体的导热率可以为至少70W/(m·K)到至多150W/(m·K)。
根据本发明的切削工具可至少部分含有上述的复合烧结体。
发明效果
按上述方式进行构造，则本发明的复合烧结体的耐热性和韧性会同时得到显著的提高。由于韧性的提高(尤其是耐碎性和耐月牙洼磨损性的提高)，上述至少部分含有本发明的复合烧结体的切削工具可适合用于对高硬度钢进行高效加工或高速断续切削。
附图简要说明
图1为复合烧结体的部分立体图，其概念性地示出位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处的粘结剂与由粘结剂颗粒形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在的方式。
图2为复合烧结体的部分立体图，其概念性地示出位于立方氮化硼颗粒之间的三重点处的粘结剂与由粘结剂颗粒形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在的方式。
图3是示出横向断裂强度测定方法的示意图。
参考标号说明
1立方氮化硼颗粒；2粘结剂颗粒；3孤立的粘结剂；4复合烧结体；10被处理体；11支柱。
本发明的最佳实施方式
以下将进一步详细说明本发明。将参考附图来说明以下的实施方案，在本申请的附图中，相同的参考标号表示相同或相应的部分。
<复合烧结体>
本发明的复合烧结体至少含有立方氮化硼和粘结剂，并且可适用于诸如切削工具等应用中。应当注意的是，本发明的复合烧结体还可以含有其它成分和无法避免的杂质，只要它至少含有立方氮化硼和粘结剂即可。
<立方氮化硼>
由于本发明的复合烧结体中所含的立方氮化硼具有优异的硬度和导热率，所以它之前就已用于诸如切削工具等应用中。在本发明中，立方氮化硼具有后述的连续结构，并且立方氮化硼在复合烧结体中的含量为至少60体积％到至多85体积％。更优选的是，将立方氮化硼的含量的下限设定为至少65体积％，并且进一步优选为至少72体积％。更优选的是，将立方氮化硼的含量的上限设定为至多80体积％，并且进一步优选为至多77体积％。
如果立方氮化硼的比率低于60体积％，那么立方氮化硼颗粒之间就不可能达到充分接触。在这种情况下，由于可能无法充分地形成后述的连续结构，所以就不能充分地抑制切削刃的温度升高，从而可能无法达到使烧结体的耐热性充分提高的效果。另一方面，如果立方氮化硼的比率超过85体积％，那么后述的烧结体中的粘结剂的含量就会相对减小，从而烧结体的耐磨损性可能会显著降低。
通过将复合烧结体的制造过程中所用的立方氮化硼粉末的体积百分率调节为上述范围(即，至少60体积％到至多85体积％)内的值，可以使立方氮化硼的含量达到上述的体积百分率。可以通过采用ICP(电感耦合等离子体光谱化学分析)对复合烧结体进行定量分析或者采用SEM(扫描电子显微镜)或TEM(透射电子显微镜)对复合烧结体进行观察来测定体积百分率。
优选的是，立方氮化硼颗粒的平均粒径为至少2μm到至多10μm。如果立方氮化硼颗粒的平均粒径小于2μm，那么它的表面积就会变大。因此，立方氮化硼颗粒之间的结合部位(有时称之为颈部生长)的数目就会过量增加，并且后述的粘结剂就会进入立方氮化硼颗粒之间的诸如三重点或四重点之类的多重点(不是指立方氮化硼颗粒之间的接触界面，而是指立方氮化硼颗粒之间的空隙；以下简述为三重点)，从而不连续的孤立状态的粘结剂的存在概率也会增加。此外，随着立方氮化硼颗粒的接触界面增加，导热率可能会降低。另一方面，如果立方氮化硼颗粒的平均粒径超过10μm，则复合烧结体的强度就会降低。因此，当把这种复合烧结体用在切削工具中时，切削刃在苛刻的切削环境条件下可能会破碎。更优选的是，立方氮化硼颗粒的平均粒径的下限被设定为至少2.5μm，并且进一步优选为至少2.8μm。更优选的是，立方氮化硼颗粒的平均粒径的上限被设定为至多6μm，并且进一步优选为至多3.8μm。
<粘结剂>
根据本发明的粘结剂主要起到保持上述立方氮化硼的作用，并且只要粘结剂具有后述的连续结构，则对其组成不用特别限定。因此，可以采用任何用于这种粘结剂的常规已知的组成。
例如，粘结剂可至少含有：由Ti、Zr、Hf、V和Cr中的任何一种或两种或更多种元素与氮、碳、硼和氧中的任何一种或两种或更多种元素所构成的化合物和固态溶液中的至少一种；以及含铝化合物。上述的由这些元素构成的化合物或固态溶液与立方氮化硼之间的结合强度可以达到较高的水平，并且所述的化合物或固态溶液具有化学稳定性。因此，上述化合物或固态溶液具有优异的耐磨损性，并且是优选的。
更具体地说，可以采用Ti、Zr、Hf、V和Cr中的任何一种或两种或更多种元素的氮化物、碳化物、碳氮化物、硼化物、氧化物和固态溶液中的任何一种或多种作为上述的化合物或固态溶液，并且更优选的是，可以采用Ti、Zr、Hf、V和Cr中的任何一种或两种或更多种元素的氮化物、硼化物、氧化物和固态溶液中的至少一种。可以采用这样的化合物或固态溶液是因为其与立方氮化硼之间的结合强度可以达到很高的水平。
含铝化合物的实例包括AlN、AlB2、Al2O3等，并且含铝化合物更优选为由铝、氧和氮构成的化合物和/或由铝、氧、氮和硼构成的化合物。合适的是，含铝化合物的平均粒径为至少50nm到至多1μm，并且粘结剂中含铝化合物的比率(在以上二者均存在的情况下为二者的总比率)被调节为至少5体积％到至多30体积％。
当含铝化合物为AlN时，可以预期到烧结体的耐热性会得到提高，这是因为AlN是一种具有优异的导热性的材料，就像在热沉中所用的那样。但是，AlN的强度较低。因此，如果在复合烧结体中含有大量的AlN，则AlN会成为龟裂的起点，并且使烧结体的韧性降低。在采用Al2O3的情况下，从Al2O3可以单独用作陶瓷工具这一事实来看，Al2O3具有高硬度并且在高温下稳定，但是它的导热性较差。因此，使用大量的Al2O3会导致复合烧结体的导热率降低并且其耐热性也会降低。
与此形成对比的是，由铝、氧和氮构成的化合物和/或由铝、氧、氮和硼构成的化合物在强度上优于AlN和Al2O3，并且在导热性上优于Al2O3。因此，如果粘结剂中含有至少5体积％到至多30体积％的、平均粒径为至少50nm到至多1μm的这种化合物，就可以获得强度和导热性俱佳的粘结剂，这种粘结剂有助于提高复合烧结体的韧性和耐热性。因此，尤其是在这种含铝化合物的存在方式满足以上条件的情况下，复合烧结体就能具有至少为70W/(m·K)到至多150W/(m·K)的导热率(下文进行说明)。
此外，根据本发明人所进行的研究，由铝、氧、氮和硼构成的化合物选择性地存在于立方氮化硼颗粒的周围。因此推测出，立方氮化硼提供了用于构成上述化合物的氮和硼，这似乎起到了增强立方氮化硼和粘结剂之间的结合强度的作用。由此推测出，这种化合物的存在有助于显著提高复合烧结体的韧性。
如果含铝化合物的平均粒径小于50nm，则由于界面的增加，提高导热率的效果可能会被减弱。另一方面，如果平均粒径超过1μm，则强度可能会降低。优选将平均粒径设定为至少80nm到至多0.7μm。如果像上文所述的那样，含铝化合物的比率小于5体积％，那么不会获得使强度和导热率提高的效果，并且可能也不会充分获得使粘结剂与立方氮化硼之间的结合强度增强的效果。如果含铝化合物的比率超过30体积％，那么除了含铝化合物之外的其它具有较好韧性的粘结剂成分的含量就会降低，因而复合烧结体的韧性可能也会降低。优选将所述的比率设定为至少10体积％到至多27体积％。可以通过采用ICP(电感耦合等离子体光谱化学分析)对复合烧结体进行定量分析或者用SEM(扫描电子显微镜)或TEM(透射电子显微镜)对复合烧结体进行观察来测定体积百分率。
由铝、氧和氮构成的化合物优选以通式AlXOYNZ(其中X＝0.5并且Y+Z≤0.5)来表示，由铝、氧、氮和硼构成的化合物优选以通式AlSBTOUNV(其中S+T＝0.5并且U+V≤0.5)来表示。以下，这些化合物可以简单地由通式AlXOYNZ和通式AlSBTOUNV来表示。
<连续结构>
在本发明的复合烧结体中，立方氮化硼具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构，并且粘结剂具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的、位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面以外的区域中的连续结构。复合烧结体是通过对立方氮化硼和粘结剂进行烧结而制成的，并且这二者均具有如上所述的连续结构。因此，立方氮化硼和粘结剂彼此牢固地结合在一起。
本发明的复合烧结体采用了上述的连续结构。因此，即使将该复合烧结体用于在苛刻的切削条件(如上文所述的对高硬度钢进行的高效加工、高速断续切削等)下使用的切削工具中时，该复合烧结体也能表现出足够的耐热性和韧性，并提供令人满意的工具寿命。
也就是说，首先，在本发明的复合烧结体中，即使在断续切削中温度反复发生急剧变化这样的条件下，粘结剂等也不会从复合烧结体上脱落，因此烧结体的韧性会得到显著的提高。这种在传统实例中发生的脱落现象被认为是归因于上文所述的立方氮化硼和粘结剂之间热膨胀系数的不同。而本发明的复合烧结体即使在温度变化时由于立方氮化硼和粘结剂之间热膨胀系数的不同而产生微小的龟裂，也会由于粘结剂具有连续结构而有效地防止出现上述脱落现象。
另外，与传统实例中粘结剂不连续散布的结构相比，由于在本发明的复合烧结体中立方氮化硼和粘结剂都具有上述的连续结构，所以立方氮化硼和粘结剂之间的结合强度会得到进一步增强。据认为，这归因于所述的连续结构，并且认为这是一种从根本上颠覆了这样一种常识的有益效果，所述常识为：为了增加立方氮化硼和粘结剂之间的接触面积从而达到牢固的结合，立方氮化硼和粘结剂中的任意一者被不连续地散布。
此外，由于立方氮化硼具有连续结构，所以，可充分体现出立方氮化硼所特有的高硬度和高导热率的优异特性，从而表现出优异的韧性和耐热性。据认为，由于立方氮化硼的连续结构表现出优异的散热效果，所以使温度升高受到抑制，从而使耐热性得到显著提高，并且由于立方氮化硼的连续结构会阻碍复合烧结体内部产生的微小龟裂的扩展，从而使韧性也会得到进一步提高。
在复合烧结体所表现出的高导热率这一点上，更具体地说，本发明的复合烧结体的导热率为至少60W/(m·K)到至多150W/(m·K)。由于导热率较高，切削过程中切削刃的温度升高就会受到抑制。因此，优选较高的导热率。但是，如果导热率超过150W/(m·K)，立方氮化硼颗粒之间的结合区域就会过度增加。因此，粘结剂就会进入立方氮化硼颗粒的三重点，并且会使不连续的孤立状态的粘结剂的存在概率增加，这不是优选的。应当注意的是，可通过用激光闪光或氚闪光热扩散率测量装置测定热扩散率、基于比热和密度来计算导热率。
本文所用的措辞“具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构”是指一种完全不同于传统实例中的海-岛结构(其中立方氮化硼颗粒分散在连续的粘结剂相中，参见专利文献1、2)的结构，并且是指由于立方氮化硼颗粒互相结合而表现出的连续结构。据认为，所述连续结构表现为其中立方氮化硼颗粒互相三维结合的这样一种立体结构。
另一方面，措辞“具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的、位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面以外区域中的连续结构”是指一种完全不同于传统实例中的结构(其中粘结剂不连续地散布在由立方氮化硼颗粒互相结合而形成的结构的周围，参见专利文献7)，并且是指由于粘结剂颗粒互相结合而表现出的连续结构。据认为，所述连续结构表现为其中粘结剂颗粒互相三维结合的这样一种立体结构。
本文之所以将构成连续结构的粘结剂颗粒所存在的区域限定为立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面以外的区域是为了阐明本申请的复合烧结体具有如下所述的各种形式的结构。具体地说，如果在上述立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处存在粘结剂，那么位于此处的粘结剂的存在方式包括以下存在方式中的任意一种或全部：该粘结剂与由粘结剂颗粒形成的连续结构相连从而作为该连续结构的一部分而存在的方式；以及如图1所示的、该粘结剂与由粘结剂颗粒形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在的方式。此外，还要阐明的是，如果在上述立方氮化硼颗粒之间的结合界面处不存在粘结剂，那么本申请的复合烧结体还会包括所述的不存在粘结剂的这样一种方式。
图1为复合烧结体4的部分立体图，其概念性地示出位于立方氮化硼颗粒1互相结合的结合界面处的粘结剂与由粘结剂颗粒2形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在的方式。即，图1在中间箭头的右侧示出其中立方氮化硼颗粒1被从该箭头左侧所示的复合烧结体4上概念性地除去后的状态，并且在该箭头的右侧还示出位于结合界面处的粘结剂作为孤立的粘结剂3而存在。
如果在立方氮化硼颗粒之间的结合界面处存在粘结剂，那么优选的是，位于此处的粘结剂的存在概率为至多60％，并且该粘结剂与由粘结剂颗粒形成的连续结构相连从而作为该连续结构的一部分而存在、或者与由粘结剂颗粒形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在。优选的是，位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处的粘结剂具有至少包含Ti或Al的组成。考虑到导热率，最优选的是，立方氮化硼颗粒可直接牢固地互相结合，而在其结合界面处不存在粘结剂。但是，如果把位于立方氮化硼颗粒之间的结合界面处的粘结剂的存在概率设定为60％或更低，那么由于保证了立方氮化硼颗粒之间的连贯性，所以可以使导热率的降低达到最小化。如果粘结剂由含有与氧具有高亲和性的Ti或Al元素的成分构成，那么该成分在烧结过程中会起到吸收残留在立方氮化硼颗粒之间的结合界面处的被吸附的氧的吸气剂的作用。因此，可防止由于立方氮化硼中的氧的固态溶液而导致的立方氮化硼颗粒本身发生改变的现象，或者可防止由于在立方氮化硼颗粒之间的结合界面处产生氧化相而导致的热阻增加的现象。如果所述的存在概率超过60％，那么就会有大量的其导热率低于立方氮化硼的粘结剂存在，从而整个复合烧结体的导热率会降低，这不是优选的。因此，如上所述，特别优选在立方氮化硼颗粒之间的结合界面处不存在粘结剂。本文中所述的60％或更低的存在概率是指：当在立方氮化硼颗粒之间的一个结合界面上的多个测定点处进行AES(俄歇电子能谱)分析或EDS(能量色散X射线光谱)分析时，最多只能在占全部测定点的60％的测定点上检测到粘结剂。
在以上的说明中，措辞“立方氮化硼颗粒互相结合”或“粘结剂颗粒互相结合”是指：虽然各颗粒的晶体取向互不相同，但是由于某种化学结合作用或物理结合作用、或者第三化合物的介入，而使得各颗粒在颗粒之间的结合界面处互相牢固地结合。另外，以上的说明中，措辞“立方氮化硼和粘结剂彼此结合”是指：与以上颗粒之间结合的情况一样，由于某种化学结合作用或物理结合作用、或者第三化合物的介入，而使得立方氮化硼和粘结剂彼此牢固地结合。
由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构和由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的、位于立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面以外区域中的连续结构可通过以下方式来确认：对复合烧结体进行酸处理，然后对得到的被处理体进行XRD(X射线衍射)测量，目视观察被处理体的外观，并且测定其横向断裂强度。
首先，此处的酸处理是指如下的处理：把由浓硝酸(60％)、蒸馏水和浓氢氟酸(47％)以2∶2∶1的体积比混合所得到的混合酸与切成预定大小的复合烧结体(长6mm×宽3mm×厚0.5mm的长方形)置于一个密闭容器中，并将复合烧结体在140℃的温度和一定的压力下溶解48小时。
接下来，对经过“酸处理”的“被处理体”进行XRD测量。如果在测量过程中没有检测到粘结剂成分，则表明已经将粘结剂从复合烧结体中彻底除去，并且证实粘结剂具有连续结构。混合酸起到选择性地溶解粘结剂和仅仅除去粘结剂的作用。如果粘结剂形成非连续结构而不是本申请所述的连续结构，则认为存在如图2所示的、岛状结构的并且被立方氮化硼包围的孤立的粘结剂，在酸处理过程中，这种孤立的粘结剂不会被溶解和除去，而是仍然留在被处理体中。因此，在XRD测量过程中会检测到粘结剂成分。应当注意的是，在酸处理过程中，除了立方氮化硼以外Al2O3也不会被溶解和除去，因此如果粘结剂含有Al2O3，则可以检测到痕量的Al2O3。但是，在这种情况中，由于粘结剂不可能仅由Al2O3组成，因此，可以基于对组成粘结剂的其它成分所做的检测来测定粘结剂是否表现出连续结构。因此，对本发明的复合烧结体而言特别优选的是，经酸处理后在X射线衍射测量过程中不能实质性地检测到除立方氮化硼和Al2O3之外的其它化合物。
图2为复合烧结体4的部分立体图，其概念性地示出位于立方氮化硼颗粒1之间的三重点处的粘结剂与由粘结剂颗粒2形成的连续结构分开从而作为非连续结构而存在的方式。即，图2在中间箭头的右侧示出其中立方氮化硼颗粒1被从该箭头左侧所示的复合烧结体4上概念性地除去后的状态，并且在该箭头的右侧还示出粘结剂颗粒2作为孤立的粘结剂3而存在。
如图1所示，如果粘结剂在立方氮化硼颗粒之间的结合界面处与由粘结剂颗粒形成的连续结构分开从而以非连续结构而存在，那么可以在X射线衍射测量过程中检测到粘结剂成分。因此，如果用这种方式检测到粘结剂成分，那么可通过后述的在酸处理后对横向断裂强度所做的测定来确定粘结剂成分的来源，即确定粘结剂是位于立方氮化硼颗粒之间的结合界面处作为非连续结构而存在(图1)、还是作为被立方氮化硼颗粒包围的岛状的、孤立的非连续结构而存在(图2)。下文将提供详细的描述。
然后，目视观察被处理体的外观。如果立方氮化硼不具有如上所述的连续结构，而是如传统实例那样具有非连续结构，那么经过酸处理后被处理体就会变成粉状并且坍塌，并且表现出与处理前的复合烧结体完全不同的外观。相反，如果立方氮化硼具有如上所述的连续结构，那么被处理体就会保持酸处理前所表现出的初始形状。此处所用的措辞“保持初始形状”是指在一般的过滤操作等过程中，在受到负荷小于1gf/mm2的处理时初始形状不会分裂为两部分或多个部分。以这种方式，通过目视观察酸处理后的被处理体的外观就可以确认立方氮化硼的连续结构。
如果立方氮化硼表观上具有连续结构，但是各个颗粒之间不是互相结合而是简单地互相接触，那么虽然在酸处理后被处理体会在一定的程度上保持初始形状，但是各个颗粒之间的结合强度较弱。因此，在酸处理过程中被处理体的边缘部位会发生部分脱落，或者被处理体在受到应力小于1gf/mm2的处理时容易发生坍塌。因此，可以容易地区别与本申请中的连续结构的不同。
接下来测定所述被处理体的横向断裂强度。在测量过程中，如图3所示采用以下条件：用三根支柱11(直径为2mm)支承长方形(长6mm×宽3mm×厚0.5mm)的被处理体10中的三个点，并且将跨距L调节为4mm。然后，将负荷N施加于跨距L的中间部分，测定被处理体10断裂时的负荷N作为横向断裂强度。在本发明中，优选横向断裂强度的值达到至少1gf/mm2到至多70kgf/mm2。被处理体表现出的高的横向断裂强度归因于立方氮化硼具有上述的连续结构，而如果立方氮化硼形成非连续结构，则横向断裂强度会小于1gf/mm2。本文优选较高的横向断裂强度，并且不必限定其上限。但是，如果横向断裂强度超过70kgf/mm2，则立方氮化硼颗粒之间的结合界面的数量就会变得过多，从而，粘结剂更可能会不连续地位于立方氮化硼颗粒之间的三重点处。具体地说，如果粘结剂作为上述的被立方氮化硼颗粒包围的岛状的、孤立的非连续结构(图2)而存在，那么横向断裂强度的值就会超过70kgf/mm2。与此形成对照的是，如果横向断裂强度的值为70kgf/mm2或更小，那么即使在酸处理后检测到粘结剂成分，这种情况也表明粘结剂是作为位于立方氮化硼颗粒之间的结合界面处的非连续结构而存在(图1)。
<复合烧结体的制备方法>
可以采用以下方法制备本发明的复合烧结体。首先，将作为原料粉末的立方氮化硼粉末和粘结剂粉末混合在一起。然后，在不会使立方氮化硼转化成六方氮化硼的温度和压力的条件下对所得的混合物进行烧结，或者在不会使立方氮化硼转化成六方氮化硼的温度和压力的条件下进行烧结的过程中，使粘结剂成分从外部渗入上述混合物中。
在此优选的是，在对混合粉末进行烧结的过程中，当将上述混合粉末填充到由高熔点金属制备的密封容器(例如，由Mo(钼)制备的密封容器)中以制备烧结体时，填充混合粉末使得它们被夹在由Ti和Al的合金制备的金属箔之间，然后进行烧结。金属箔起到构成粘结剂的作用，并且其熔点不超过烧结温度。因此，金属箔在烧结过程中会变成液体，并且将上述混合粉末浸透，从而使立方氮化硼颗粒和粘结剂都可形成连续结构。此外，不是使全部粘结剂成分都预先与立方氮化硼粉末混合，而是在烧结过程中，使粘结剂成分从外部渗入由立方氮化硼粉末和(相对较少量的)粘结剂粉末形成的混合粉末中。从而，可以制成其中立方氮化硼颗粒之间和粘结剂颗粒之间的连贯性均得到进一步增强的本发明的复合烧结体。具体地说，当上述合金浸透立方氮化硼颗粒之间的小空隙时，位于立方氮化硼颗粒之间的三重点处的粘结剂不再孤立，从而增强了粘结剂结构的连贯性。
优选的是，应当控制诸如压力历史和温度历史之类的条件，以便在烧结过程中设定使立方氮化硼达到热力学稳定所要求的温度和压力条件。在具体说明本申请中所用的条件之前，首先说明用于获得立方氮化硼烧结体的一般条件。首先，在低温下对上述的由立方氮化硼和粘结剂形成的混合粉末施压，以促进其致密化，然后在升高的温度下对上述混合粉末进行烧结。例如，在室温下将压力升高到4到6GPa之后，将温度升高至1300到1800℃。在保持最高温度的条件下进行烧结。
但是，在上述常规烧结条件下，应当考虑以下因素。具体地说，在施压过程中，主要是硬度低的粘结剂发生破碎，并且破碎的、细的粘结剂会滑进立方氮化硼颗粒之间。此外，与粘结剂相比而言较不易破碎的硬度高的立方氮化硼颗粒排列在粘结剂的周围，从而形成三重点。然后，对混合粉末进行加热烧结，而微小区域中不会再发生致密化。因此，据推测，产生了这样一种烧结体组织结构，在该烧结体组织结构散布有：其中粘结剂被引入立方氮化硼颗粒之间的区域，或者具有被立方氮化硼颗粒包围而形成的不连续结构的粘结剂区域。
在此，采用以下条件作为本申请烧结方法的具体条件。首先，将压力和温度一次分别升高到2到5GPa和1000到1500℃(立方氮化硼在这样的压力和温度下是热力学稳定的)(加压和升温同时进行)，并且将上述压力和温度条件保持1到5分钟。从而，在立方氮化硼颗粒互相接触的部分，初始时烧结与致密化同时进行。在此考虑到粘结剂会随着温度升高而软化并且塑性变形，因此流动性增强。所以，据认为，即使立方氮化硼颗粒排列在粘结剂的周围，粘结剂也会滑进立方氮化硼颗粒之间的间隙(渗入立方氮化硼颗粒之间)，从而形成连续结构。
在立方氮化硼和粘结剂都形成上述的连续结构之后，再将压力和温度分别升高到5到8GPa和1400到2000℃(立方氮化硼在这样的压力和温度下仍然是热力学稳定的)(加压和升温同时进行)，并且将上述压力和温度条件保持1到15分钟。据推测，这样会进一步增强立方氮化硼颗粒之间、粘结剂颗粒之间以及立方氮化硼颗粒和粘结剂颗粒之间的结合强度。
应当注意的是，通过对立方氮化硼颗粒和粘结剂颗粒进行表面改性，可以进一步增强立方氮化硼颗粒之间、粘结剂颗粒之间以及立方氮化硼颗粒和粘结剂颗粒之间的结合强度。在此，例如在烧结前通过在氢气气氛中的等离子体处理或者在氨气气氛中的热处理来对原材料粉末进行表面改性。或者，为了强化立方氮化硼颗粒之间的直接结合作用，在烧结前加入对上述混合粉末具有催化作用的由碳、氢和氮构成的化合物(如三聚氰胺)也是有效的。
<切削工具>
根据本发明的切削工具至少部分含有上述的复合烧结体。例如，可以由该复合烧结体制成在切削过程中发挥中心作用点功能的切削刃前端部分(cutting-edge nose portion)。可供选用的其它方式是，可以由该复合烧结体制成切削刃部分，或者，可以由该复合烧结体制成包括切削刃部分在内的前刀面的整个表面。另外，可供选用的其它方式是，可以由该复合烧结体制成整个切削工具。
如上所述，对根据本发明的切削工具的结构没有特别限定，只要该结构中至少部分含有本发明的复合烧结体即可。在用本发明的复合烧结体制成切削工具的一部分的情况中，该切削工具的其余部分可以采用任何传统上已知的用作这种切削工具基材的基材来构成。例如采用以下物质作为所述的基材：硬质合金(如WC基硬质合金、除WC外还含有Co的材料、或者还添加有Ti、Ta、Nb等的碳氮化物的材料)、金属陶瓷(主要由TiC、TiN、TiCN等构成)、高速钢、陶瓷(碳化钛、碳化硅、氮化硅、氮化铝、氧化铝、及其混合物)、烧结金刚石、烧结氮化硅等。
例子
以下将参照例子来详细描述本发明，但是本发明并不局限于此。
<实施例1>
首先，将TiXNY(其中X＝0.5并且Y＝0.25)粉末和Al粉末以80∶20的质量比均匀地混合在一起，然后采用真空炉在1200℃的温度下将所得的混合粉末真空热处理30分钟。此后，使用由桶(由硬质合金制成)和球(由硬质合金制成)构成的球磨机把经过上述热处理的混合粉末粉碎，从而得到粘结剂原材料粉末。
接下来，用球磨机把平均粒径为3.8μm的立方氮化硼粉末和按照上述方式得到的粘结剂原材料粉末以立方氮化硼粉末占70体积％的混合比均匀混合。此后，将所得的混合粉末置于真空炉中在900℃的温度下保持20分钟，以进行脱气处理。
然后，把经过上述脱气处理的混合粉末夹在由TiAl合金(Ti(50原子％)Al(50原子％))制成的金属箔之间，并填充到由钼(Mo)制成的密封容器中。此后，采用超高压设备分别将压力和温度同时升高到3GPa和1200℃，并将该混合粉末在此压力和温度条件下保持2分钟。
接下来，再用上述设备分别将压力和温度同时升高到6.2GPa和1750℃，并将该混合粉末在此压力和温度条件下保持15分钟，以进行烧结。这样就制成了至少含有立方氮化硼和粘结剂的本发明的复合烧结体。
采用XRD测量(为方便起见，称之为初始XRD测量)确定上述复合烧结体的组成，并测定其导热率。导热率测定在下文所述的酸处理之前进行。具体地说，在把如上所得的复合烧结体制成等腰三角形(顶角为80°，底边为4mm，厚度为1mm)的形状之后，采用激光闪光热扩散率测量装置测定热扩散率，并基于比热和密度来计算导热率。接下来，对该复合烧结体进行TEM(透射电子显微镜)观察、EDS分析和AES分析，以便对立方氮化硼颗粒之间的结合界面进行元素分析，从而计算出位于结合界面处的粘结剂的组成(元素类型)和存在概率。下表1示出结果。应该指出的是，在表1中除了立方氮化硼，TiN(将上文中的TiXNY简单地表示为TiN；以下表示方法与此相似)、TiB2、AlN和AlB2是组成粘结剂的成分。尽管这些成分与上文所述的粘结剂原材料粉末的组成不同，但是，据认为，这归因于在烧结过程中粘结剂与立方氮化硼所发生的化学反应。
接下来，在把如上制备的本发明的复合烧结体制成长方形(长6mm×宽3mm×厚0.5mm)的形状后，对所得的复合烧结体进行酸处理(如上文所述，在该处理过程中，采用通过将浓硝酸(60％)、蒸馏水和浓氢氟酸(47％)以2∶2∶1的体积比混合而得到的混合酸进行处理，并在140℃的温度和一定的压力下溶解48小时)。然后，对经过这种方式的酸处理的被处理体进行XRD测量以确定酸处理后的组成，并目视观察其外观。下表1示出结果。
接下来，采用参照图3所述的方法来测定上述被处理体的横向断裂强度。下表1示出结果。
另一方面，使用如上制备的复合烧结体(酸处理之前的复合烧结体)来制造切削工具。具体地说，将如上制备的复合烧结体钎焊到由硬质合金制成的基材上，并成形为预定的形状(ISO型号：SNGA120408)，从而制成切削工具。采用这种切削工具，在如下条件下对淬火钢进行高速断续切削的切削试验，以测定工具寿命(直到破碎所持续的时间)。下表1示出结果。
<切削试验条件>
被加工材料：渗碳淬火钢SCM415H，HRC62(直径100mm×长300mm；在被加工材料的轴向上有六个V型沟槽)
切削速度：V＝200m/分钟
进给量：f＝0.15mm/转
切削深度：d＝0.3mm
湿态/干态：干态
<实施例2到3>
按照实施例1中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于用ZrXNY(其中X＝0.5并且Y＝0.25)粉末(实施例2)或TiXCYNZ(其中X＝0.5并且Y＝Z＝0.125)粉末(实施例3)来代替实施例1中的TiXNY(其中X＝0.5并且Y＝0.25)粉末。下表1示出按照实施例1中的方法进行测量或试验而得到的各种性能。
<实施例4到5>
按照实施例1中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将立方氮化硼粉末的混合比由实施例1中的70体积％改为75体积％(实施例4)或65体积％(实施例5)。下表1示出按照实施例1中的方法进行测量或试验而得到的各种性能。
<对比例1>
按照实施例1中的方法制备本对比例的复合烧结体，不同之处在于：在用混合粉末填充由钼(Mo)制成的密封容器时，不采用由TiAl合金(Ti(50原子％)Al(50原子％))制成的金属箔；此外，不是在实施例1的烧结条件下而是在传统方法的条件(在室温下将压力升到5GPa，然后将温度升至1500℃)下烧结15分钟。下表1示出按照实施例1中的方法进行测量或试验而得到的各种性能。
<对比例2>
按照对比例1中的方法制备本对比例的复合烧结体，不同之处在于：将立方氮化硼粉末的混合比由对比例1中的70体积％改为85体积％。下表1示出按照实施例1中的方法进行测量或试验而得到的各种性能。
<对比例3到5>
准备市售可得的、其形状(ISO型号：SNGA120408)与实施例1中通过将含有立方氮化硼的复合烧结体钎焊到基材(由硬质合金制成)上而获得的切削工具的形状相同的切削工具，下表1示出按照实施例1中的方法进行测量或试验而得到的各种性能。采用SEM(扫描电子显微镜)测定复合烧结体中立方氮化硼的体积百分比。
表1
编号 cBN[体积％] 导热率[W/(m·K)]  位于cBN颗粒之间的结合界面处的粘结剂 初始XRD测量 酸处理后的XRD测量 酸处理后的外观 酸处理后的横向断裂强度 切削试验中的工具寿命
元素 存在概率[％]
实施例 1 70 72 Ti，Al 45 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 保持初始形状 10.2[gf/mm2] 6.5分钟
2 70 63 Ti，Al 57 cBN，ZrN，ZrB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 保持初始形状 5.7[gf/mm2] 3.5分钟
3 70 66 Ti，Al 55 cBN，TiCN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 保持初始形状 7.6[gf/mm2] 4.1分钟
4 75 75 Ti，Al 50 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 保持初始形状 12.8[gf/mm2] 7.1分钟
5 65 68 Ti，Al 60 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 保持初始形状 3.2[gf/mm2] 3.2分钟
对比例 1 70 55 - - cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 坍塌 不可测定 1.0分钟
2 85 68 Ti，Al 65 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3   cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3(除了cBN外，检测到痕量的其余成分) 保持初始形状 80[kgf/mm2] 1.0分钟
3     70     57  - - cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3   cBN，Al2O3 边缘部分剥落 不可测定 1.5分钟
4 65 52 - - cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 坍塌 不可测定 0.7分钟
5 55 41 - - cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 坍塌 不可测定 0.5分钟
在上表中，“cBN”代表“立方氮化硼”。
从表1中可以清楚地看出，对于实施例1到5制备的复合烧结体，酸处理后的XRD测量仅检测到立方氮化硼(虽然还部分地含有Al2O3)。这一事实表明粘结剂具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的连续结构。此外，这一事实同时还表明，在立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处不存在具有非连续结构的粘结剂。此处，通过TEM观察、EDS分析和AES分析，结果证实在结合界面处存在粘结剂。因此，这一事实同时还表明，位于结合界面处的粘结剂与由粘结剂颗粒形成的连续结构相连从而作为该连续结构的一部分而存在。这一事实还得到了酸处理后的横向断裂强度值的支持，该值达到为至少1gf/mm2到至多70kgf/mm2。
此外，目视观察酸处理后被处理体的外观。结果发现，实施例1到5制备的复合烧结体完全保持它们各自的初始形状，并且它们的横向断裂强度值也达到为至少1gf/mm2到至多70kgf/mm2。因此，这一事实表明，立方氮化硼具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构。
另一方面，在对比例1中，当对酸处理后的被处理体的外观进行观察时，结果证实其形状发生坍塌。因此，这一事实表明，该复合烧结体中的立方氮化硼颗粒具有非连续结构，而不是连续结构。与此相应的是，在切削试验中，与实施例中制备的复合烧结体相比，本对比例制备的复合烧结体的导热率较低、并且本对比例制备的工具的工具寿命也较短。由于上述原因，所以不能测定位于立方氮化硼颗粒之间的结合界面处的粘结剂的组成和存在概率(因此，在表1中表示为“-”)。
在对比例2中，当对酸处理后的被处理体的外观进行观察时，发现其仍然保持初始形状。因此，认为形成了明显的、其中立方氮化硼颗粒互相结合的连续结构。另一方面，在酸处理后的XRD测量过程中检测出痕量的粘结剂成分(TiN、TiB2、AlN、AlB2、Al2O3)，并且酸处理后的横向断裂强度超过70kgf/mm2。因此，这一事实表明，粘结剂被立方氮化硼的连续结构包围从而作为孤立的非连续结构而存在。因此，在切削试验中工具寿命较短。
在对比例3到5中，通过对酸处理后的被处理体的外观进行目视观察，结果证实它们并未保持初始形状(在对比例3中，边缘部分发生剥落，而在对比例4和5中，观察到坍塌现象)。这一事实表明立方氮化硼颗粒之间的结合作用不够充足，并且其结构是非连续的。由于上述原因，所以不能测定位于立方氮化硼颗粒之间的结合界面处的粘结剂的组成和存在概率(因此，在表1中表示为“-”)。此外，在这些采用市售产品的对比例中不能测定横向断裂强度。
切削试验的结果表明，实施例1到5制备的切削工具的工具寿命是对比例1到5中的切削工具的工具寿命的两倍。这一事实表明，这些实施例中制备的复合烧结体分别包含：具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构的立方氮化硼，和具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的连续结构的粘结剂，从而使得这些复合烧结体既具有优异的耐热性，又具有优异的韧性，因而所制工具的工具寿命明显延长。
<实施例6>
采用微波反应器借助于微波等离子体将实施例1中所用的立方氮化硼粉末在氢气流中、在1000℃的温度和1.333×104Pa(100托)的减压条件下进行30分钟的氢等离子体处理。此后，再搅拌由此获得的粉末，并在与上述条件相同的条件下重复进行5次氢等离子体处理，从而得到经过表面处理的立方氮化硼粉末。
在与实施例1相同的制造条件下制备本发明的复合烧结体，不同之处在于用以上所得的立方氮化硼粉末代替实施例1中所用的立方氮化硼粉末。下表2示出按照实施例1中的方法对复合烧结体进行测量或试验而得到的各种性能。
<实施例7>
在氨气气氛中将实施例4所用的立方氮化硼在1200℃的温度下热处理30分钟，由此得到经过表面处理的立方氮化硼粉末。
在与实施例4相同的制造条件下制备本发明的复合烧结体，不同之处在于用以上所得的立方氮化硼粉末代替实施例4中所用的立方氮化硼粉末。下表2示出按照实施例1中的方法对复合烧结体进行测量或试验而得到的各种性能。
<实施例8>
在与实施例1相同的制造条件下制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：用球磨机将实施例1中的粘结剂原材料粉末和平均粒径为3.8μm的立方氮化硼粉末以立方氮化硼粉末占65体积％的混合比均匀混合，然后在与实施例1中的条件相同的条件下进行脱气，并将3质量％的三聚氰胺树脂粉末(市售可得的产品)加入到脱气后的混合粉末中。下表2示出按照实施例1中的方法对复合烧结体进行测量或试验而得到的各种性能。
表2
编号 cBN[体积％] 导热率[W/(m·K)] 位于cBN颗粒之间的结合界面处的粘结剂 初始XRD测量 酸处理后的XRD测量 酸处理后的外观 酸处理后的横向断裂强度 切削试验中的工具寿命
元素 存在概率[％]
实施例 6 70 80 Ti，Al 15 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2 cBN 保持初始形状 12.7[gf/mm2] 7.8分钟
7 75 88 - 0 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2 cBN 保持初始形状 15.2[gf/mm2] 8.5分钟
8 65 76 Ti，Al 25 cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3 cBN，Al2O3 保持初始形状 5.6[gf/mm2] 3.5分钟
在上表中，“cBN”代表“立方氮化硼”。
从表2的结果可以清楚地看出，在以上实施例6到8制备的所有复合烧结体中，立方氮化硼均具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构，并且粘结剂均具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的连续结构。
此外，采用实施例6到8中的复合烧结体制备的切削工具与采用实施例1、4和5中的、具有相对应的立方氮化硼含量的复合烧结体制备的切削工具相比，前者的工具寿命更长。而且，与实施例1、4和5中的复合烧结体相比，在实施例6到8中的复合烧结体中，粘结剂在立方氮化硼颗粒互相结合的结合界面处的存在概率更低。因此，与实施例1、4和5中的复合烧结体相比，实施例6到8中的复合烧结体具有更高的导热率。看起来产生上述结果的原因如下。
具体地说，在实施例6中，认为在氢等离子体处理过程中，经过表面处理的立方氮化硼粉末的表面上的氧气被有效地除去，同时所述表面被氢基封端。此外，产生上述结果的原因据推测如下。具体地说，以这种方式存在于所述表面的氢基在高温高压下会产生催化作用，从而进一步增强立方氮化硼颗粒之间的结合强度。
另一方面，在实施例7中，认为在氨处理过程中，经过表面处理的立方氮化硼粉末的表面上的氧气被有效地除去，同时所述表面被氨基封端。此外，产生上述结果的原因据推测如下。具体地说，具体地说，以这种方式存在于所述表面的氨基在高温高压下会产生催化作用，从而进一步增强立方氮化硼颗粒之间的结合强度。
在实施例8中，认为由于加入了3质量％的三聚氰胺粉末而使得在立方氮化硼颗粒的周围产生了碳自由基(如-CH3基)、氢自由基(如-H基)和氮自由基(如-NH2基)。碳自由基被认为具有除去位于立方氮化硼颗粒表面上的诸如B2O3之类的含氧杂质(是由于与立方氮化硼颗粒发生反应而产生的)的作用；氢自由基和氮自由基被认为对促进立方氮化硼的多晶化具有催化作用。据推测产生上述结果的原因是：立方氮化硼颗粒之间的结合强度得到增强。
<实施例9>
首先，将TiXNY(其中X＝0.5并且Y＝0.25)粉末和Al粉末以80∶20的质量比均匀地混合在一起，然后采用真空炉在1200℃的温度下将所得的混合粉末真空热处理30分钟。此后，使用由桶(由硬质合金制成)和球(由硬质合金制成)构成的球磨机把经过上述热处理的混合粉末粉碎，从而得到粘结剂原材料粉末。
接下来，用球磨机把平均粒径为2.8μm的立方氮化硼粉末和按照上述方式得到的粘结剂原材料粉末以立方氮化硼粉末占80体积％的混合比均匀混合。此后，将所得的混合粉末置于真空炉中在900℃的温度下保持20分钟，以进行脱气处理。
然后，把经过上述脱气处理的混合粉末夹在由TiAl合金(Ti(50原子％)Al(50原子％))制成的金属箔之间，并填充到由钼(Mo)制成的密封容器中。此后，采用超高压设备分别将压力和温度同时升高到3.5GPa和1200℃，并将该混合粉末在此压力和温度条件下保持1.5分钟(第一次加压升温)。
接下来，用上述设备分别将压力和温度同时升高到6.5GPa和1850℃(第二次加压升温)，并将该混合粉末在此压力和温度条件下保持15分钟，以进行烧结。这样就制成了至少含有立方氮化硼和粘结剂的本发明的复合烧结体。按照实施例1中的方法对该复合烧结体进行初始XRD测量、导热率测量(酸处理之前)、酸处理后的XRD测量、酸处理后的外观观察和酸处理后的横向断裂强度测量。下表3示出结果。
<实施例10>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到77体积％，并以该混合比将粉末均匀混合。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例11>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到72体积％，并以该混合比将粉末均匀混合。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例12>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，并以该混合比将粉末均匀混合。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例13>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，以该混合比将粉末均匀混合，并把实施例9中的保持在压力为6.5GPa、温度为1850℃的条件下的持续时间调节到60分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例14>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，以该混合比将粉末均匀混合，并把实施例9中的保持在压力为6.5GPa、温度为1850℃的条件下的持续时间调节到40分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例15>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，以该混合比将粉末均匀混合，并把实施例9中的保持在压力为6.5GPa、温度为1850℃的条件下的持续时间调节到20分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例16>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，以该混合比将粉末均匀混合，并把实施例9中的第二次加压升温的条件调节为5.5GPa和1850℃并且在该条件下保持10分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例17>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，以该混合比将粉末均匀混合，并把实施例9中的第二次加压升温的条件调节为5.5GPa和1700℃并且在该条件下保持15分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<实施例18>
按照实施例9中的方法制备本发明的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼粉末的混合比调节到65体积％，以该混合比将粉末均匀混合，并把实施例9中的第二次加压升温的条件调节为5.5GPa和1550℃并且在该条件下保持15分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
<对比例6>
按照实施例9中的方法制造本对比例的复合烧结体，不同之处在于：将实施例9中的立方氮化硼的混合比调节到65体积％，并以该混合比将粉末均匀混合；而且，在用混合粉末填充由钼(Mo)制成的密封容器的过程中，不采用由TiAl合金(Ti(50原子％)Al(50原子％))制成的金属箔；此外，不是在实施例9的烧结条件下而是在传统方法的条件(在室温下将压力升到5.5GPa，然后将温度升至1550℃)下烧结30分钟。下表3示出按照实施例9中的方法测得的复合烧结体的各种性能。
表3
编号 cBN[体积％] 导热率[W/(m·K)] 初始XRD测量 酸处理后的XRD测量 酸处理后的外观  酸处理后的横向断裂强度[kgf/mm2]
实施例   9     80     150  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     70
  10     77     95  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     10
  11     72     85  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     1
  12     65     77  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.01
  13     65     120  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.01
  14     65     100  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.01
  15     65     95  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.01
  16     65     72  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.008
  17     65     70  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.006
  18     65     65  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3，AlON  cBN，Al2O3 保持初始形状     0.001
对比例   6     65     50  cBN，TiN，TiB2，AlN，AlB2，Al2O3  cBN，Al2O3 坍塌     不可测定
在上表中，“cBN”代表“立方氮化硼”。
从表3的结果可以清楚地看出，在以上实施例9到18制备的所有复合烧结体中，立方氮化硼具有由多个立方氮化硼颗粒互相结合而形成的连续结构，并且粘结剂具有由多个粘结剂颗粒互相结合而形成的连续结构。
另一方面，在对比例6中，当对酸处理后的被处理体的外观进行观察时，结果证实其形状发生坍塌。因此，这一事实表明，该复合烧结体中的立方氮化硼颗粒具有非连续结构，而不是连续结构。与此相应的是，在下文所述的切削试验中，与实施例中制备的那些复合烧结体相比，本对比例制备的复合烧结体的导热率较低、并且本对比例制备的工具的工具寿命也较短。
对实施例9到18和对比例6制成的复合烧结体进行TEM(透射电子显微镜)观察(用以测定粘结剂颗粒中所含的含铝化合物的平均粒径)、以及EDS分析和AES分析(用以进行元素分析，从而测定粘结剂中各种含铝化合物的比率)。下表4示出结果。
另一方面，使用实施例9到18和对比例6制备的复合烧结体(酸处理之前的复合烧结体)来制造切削工具。具体地说，将如上制备的各种复合烧结体分别钎焊到由硬质合金制成的基材上，并成形为预定的形状(ISO型号：SNGA120408)，从而制成切削工具。采用这种切削工具，在如下条件下进行粗切削轴承钢的切削试验，以测定工具寿命(直到破碎所持续的时间)。下表4示出结果。
<切削试验条件>
被加工材料：轴承钢SUJ2，HRC63(直径100mm×长300mm；圆棒状)
切削速度：V＝100m/分钟
进给量：f＝0.15mm/转
切削深度：d＝0.4mm
湿态/干态：干态
表4
编号     含铝化合物的平均粒径  粘结剂中AlXOYNZ的比率 粘结剂中AlSBTOUNV的比率 粘结剂中AlXOYNZ和AlSBTOUNV的总比率 切削试验中的工具寿命
实施例 9     0.5μm  17体积％ 8体积％ 25体积％ 12.5分钟
10     0.6μm  16体积％ 6体积％ 22体积％ 21.5分钟
11     0.5μm  15体积％ 5体积％ 20体积％ 21.5分钟
12     0.5μm  15体积％ 3体积％ 18体积％ 19分钟
13     2.5μm  28体积％ 7体积％ 35体积％ 10.5分钟
14     1μm  22体积％ 5体积％ 27体积％ 17.5分钟
15     0.7μm  20体积％ 4体积％ 24体积％ 20分钟
16     80nm  7体积％ 1.5体积％ 8.5体积％ 18分钟
17     50nm  4体积％ 1体积％ 5体积％ 17.5分钟
18     40nm  2.5体积％ 1体积％ 3.5体积％ 10分钟
  对比例 6     21nm  2体积％ 0体积％ 2体积％ 3分钟
EDS分析和AES分析的结果表明，在立方氮化硼和粘结剂之间的界面处检测到AlXOYNZ和AlSBTOUNV，并且在粘结剂颗粒之间的界面处检测到AlXOYNZ。据推测，在XRD测量过程中未检测到AlSBTOUNV的原因是：在作为粘结剂成分的含铝化合物中，AlSBTOUNV可能以无定形状态存在。
切削试验的结果表明，与对比例6相比，实施例9到18制备的切削工具具有更长的工具寿命。这可能是因为在各实施例制备的复合烧结体中立方氮化硼和粘结剂都具有连续结构。
实施例13制备的复合烧结体的强度比其它实施例制备的复合烧结体的强度低，据考虑其原因是：实施例13中的含铝化合物的平均粒径比其它实施例中的含铝化合物的平均粒径大。此外，在实施例13中，粘结剂中的AlXOYNZ和AlSBTOUNV的比率超过30体积％，并且认为在实施例13中，不同于含铝化合物的其它韧性相对较好的粘结剂成分的含量较低。因此，据推测，实施例13与其它实施例相比，前者的工具寿命较短。
另一方面，实施例18中的复合烧结体的导热率比其它实施例中的复合烧结体的导热率低，据考虑其原因是：实施例18中的含铝化合物的平均粒径比其它实施例中的含铝化合物的平均粒径小。此外，在实施例18中，粘结剂中的AlXOYNZ和AlSBTOUNV的比率低于5体积％，并且认为在实施例18中，大部分含铝化合物的存在形式为AlN和Al2O3。因此，据推测，实施例18与其它实施例相比，前者的工具寿命较短。
概括以上结果可以理解，如果在切削工具中采用下述这样的本发明的复合烧结体，则可以获得较长的工具寿命，其中该复合烧结体含有其平均粒径为至少50nm到至多1μm、并且在粘结剂中的含量为至少5体积％到至多30体积％的选自AlXOYNZ和AlSBTOUNV中的至少一种作为粘结剂中的含铝化合物。这可能是因为如上所述，AlXOYNZ和AlSBTOUNV有助于提高复合烧结体的耐热性和韧性。
虽然以上描述了本发明的实施方案和例子，但是上述实施方案和例子的恰当组合也是符合发明人本意的。
应当理解，本文所公开的实施方案和例子在各方面都是示例性的，而非限定性的。本发明的范围不是由上面的说明书部分而是由权利要求来限定，并且在与权利要求等同的范围和含义内的任何修改也包括在本发明的范围内。

Claims (13)

1.一种至少含有立方氮化硼和粘结剂的复合烧结体(4)，其中：
所述立方氮化硼具有由多个立方氮化硼颗粒(1)互相结合而形成的连续结构；并且
所述粘结剂具有由多个粘结剂颗粒(2)互相结合而形成的、位于所述立方氮化硼颗粒(1)互相结合的结合界面以外的区域中的连续结构。
2.根据权利要求1所述的复合烧结体，其中：
所述的粘结剂含有：由Ti、Zr、Hf、V和Cr中的任何一种或两种或更多种元素与氮、碳、硼和氧中的任何一种或两种或更多种元素所构成的化合物和固态溶液中的至少一种；以及含铝化合物。
3.根据权利要求2所述的复合烧结体(4)，其中
所述含铝化合物是通过由铝、氧与氮构成的化合物和/或由铝、氧、氮与硼构成的化合物形成的，所述含铝化合物的平均粒径为至少50nm到至多1μm，并且在所述粘结剂中所述含铝化合物的比率为至少5体积％到至多30体积％。
4.根据权利要求3所述的复合烧结体(4)，其导热率为至少70W/(m·K)到至多150W/(m·K)。
5.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其中
所述粘结剂以至多60％的存在概率存在于所述立方氮化硼颗粒(1)互相结合的所述结合界面处，并且这样的粘结剂与由所述粘结剂颗粒(2)形成的所述连续结构相连从而作为该连续结构的一部分而存在、或者与由所述粘结剂颗粒(2)形成的所述连续结构分开从而作为非连续结构而存在。
6.根据权利要求5所述的复合烧结体(4)，其中
在所述立方氮化硼颗粒(1)互相结合的所述结合界面处，所述粘结剂具有至少包含Ti或Al的组成。
7.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其中，
在所述立方氮化硼颗粒(1)互相结合的所述结合界面处，不存在所述粘结剂。
8.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其在酸处理后的横向断裂强度为至少1gf/mm2到至多70kgf/mm2。
9.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其中，
在酸处理后的X射线衍射测量过程中，不能实质性地检测到除立方氮化硼和Al2O3之外的化合物。
10.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其中，
在所述复合烧结体(4)中所述立方氮化硼的含量为至少60体积％到至多85体积％。
11.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其中，
所述立方氮化硼颗粒(1)的平均粒径为至少2μm到至多10μm。
12.根据权利要求1所述的复合烧结体(4)，其导热率为至少60W/(m·K)至至多150W/(m·K)。
13.一种切削工具，其至少部分含有根据权利要求1所述的复合烧结体(4)。
CN2006800251412A 2005-07-15 2006-05-23 复合烧结体 Active CN101218189B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP207319/2005 2005-07-15
JP2005207319 2005-07-15
PCT/JP2006/310200 WO2007010670A1 (ja) 2005-07-15 2006-05-23 複合焼結体

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101218189A true CN101218189A (zh) 2008-07-09
CN101218189B CN101218189B (zh) 2013-04-03

Family

ID=37668557

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2006800251412A Active CN101218189B (zh) 2005-07-15 2006-05-23 复合烧结体

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20090120011A1 (zh)
EP (1) EP1905751B1 (zh)
JP (1) JP5032318B2 (zh)
KR (1) KR101123490B1 (zh)
CN (1) CN101218189B (zh)
CA (1) CA2583686C (zh)
WO (1) WO2007010670A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102731097A (zh) * 2011-03-30 2012-10-17 三菱综合材料株式会社 立方晶氮化硼的合成方法及立方晶氮化硼烧结体的制法
CN112341993A (zh) * 2020-11-23 2021-02-09 新乡市炬能耐材有限公司 一种具有交叉晶体结构的复合非氧化物磨削材料生产工艺
CN114206806A (zh) * 2019-07-18 2022-03-18 住友电气工业株式会社 立方晶氮化硼烧结体以及切削工具

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101466651B (zh) * 2006-06-12 2012-10-03 住友电工硬质合金株式会社 复合烧结体
JP4933922B2 (ja) * 2007-03-12 2012-05-16 住友電工ハードメタル株式会社 被覆複合焼結体、切削工具および切削方法
WO2011084645A1 (en) * 2009-12-16 2011-07-14 Smith International, Inc. Thermally stable diamond bonded materials and compacts
JP5610357B2 (ja) 2010-03-12 2014-10-22 住友電工ハードメタル株式会社 立方晶窒化硼素焼結体工具
JP2011189421A (ja) * 2010-03-12 2011-09-29 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 立方晶窒化硼素焼結体工具
DE102012104049A1 (de) 2012-05-09 2013-11-28 Esk Ceramics Gmbh & Co. Kg Bornitrid-Agglomerate, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung
JP5740673B2 (ja) * 2013-05-10 2015-06-24 住友電工ハードメタル株式会社 ｃＢＮ切削工具
JP5725441B2 (ja) * 2014-05-19 2015-05-27 住友電工ハードメタル株式会社 立方晶窒化硼素焼結体工具
JP2015091627A (ja) * 2015-02-16 2015-05-14 住友電工ハードメタル株式会社 ｃＢＮ切削工具
KR102605373B1 (ko) 2018-09-19 2023-11-23 스미토모덴키고교가부시키가이샤 입방정 질화붕소 소결체, 그것을 포함하는 절삭 공구, 및 입방정 질화붕소 소결체의 제조 방법
CN112771190B (zh) * 2018-09-19 2022-06-28 住友电气工业株式会社 立方氮化硼烧结体的制造方法、立方氮化硼烧结体和包括该立方氮化硼烧结体的切削工具
WO2021010474A1 (ja) * 2019-07-18 2021-01-21 住友電気工業株式会社 立方晶窒化硼素焼結体
CN114096502B (zh) 2019-07-18 2023-03-21 住友电气工业株式会社 立方晶氮化硼烧结体及其制造方法
CN117957208A (zh) * 2021-10-01 2024-04-30 住友电工硬质合金株式会社 立方晶氮化硼烧结体

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08126903A (ja) * 1994-10-31 1996-05-21 Mitsubishi Materials Corp 耐摩耗性のすぐれた立方晶窒化硼素基超高圧焼結材料製切削工具
US5639285A (en) * 1995-05-15 1997-06-17 Smith International, Inc. Polycrystallline cubic boron nitride cutting tool
JPH10182242A (ja) 1996-10-31 1998-07-07 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度高靱性焼結体
KR100263594B1 (ko) * 1996-10-31 2000-08-01 오카야마 노리오 고경도 고인성 소결체
RU2220929C2 (ru) * 1998-07-22 2004-01-10 Сумитомо Электрик Индастриз, Лтд. Спеченная заготовка из нитрида бора с кубической решеткой (варианты)
JP4787388B2 (ja) * 1998-07-22 2011-10-05 住友電工ハードメタル株式会社 耐欠損性に優れた切削工具とその製造方法
JP4211203B2 (ja) * 2000-06-22 2009-01-21 住友化学株式会社 高分子蛍光体およびそれを用いた高分子発光素子
US6814775B2 (en) * 2002-06-26 2004-11-09 Diamond Innovations, Inc. Sintered compact for use in machining chemically reactive materials
JP2005082815A (ja) * 2003-09-04 2005-03-31 Sumitomo Electric Hardmetal Corp 高熱伝導性耐摩耗材料及びその製造方法
JP4160898B2 (ja) * 2003-12-25 2008-10-08 住友電工ハードメタル株式会社 高強度高熱伝導性立方晶窒化硼素焼結体
EP1716086B1 (en) * 2004-02-20 2008-04-30 Diamond Innovations, Inc. Sintered compact

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102731097A (zh) * 2011-03-30 2012-10-17 三菱综合材料株式会社 立方晶氮化硼的合成方法及立方晶氮化硼烧结体的制法
CN102731097B (zh) * 2011-03-30 2015-06-24 三菱综合材料株式会社 立方晶氮化硼的合成方法及立方晶氮化硼烧结体的制法
CN114206806A (zh) * 2019-07-18 2022-03-18 住友电气工业株式会社 立方晶氮化硼烧结体以及切削工具
CN112341993A (zh) * 2020-11-23 2021-02-09 新乡市炬能耐材有限公司 一种具有交叉晶体结构的复合非氧化物磨削材料生产工艺
CN112341993B (zh) * 2020-11-23 2021-10-29 新乡市炬能耐材有限公司 一种具有交叉晶体结构的复合非氧化物磨削材料生产工艺

Also Published As

Publication number Publication date
KR20080034825A (ko) 2008-04-22
CN101218189B (zh) 2013-04-03
JPWO2007010670A1 (ja) 2009-01-29
EP1905751A1 (en) 2008-04-02
JP5032318B2 (ja) 2012-09-26
US20090120011A1 (en) 2009-05-14
WO2007010670A1 (ja) 2007-01-25
EP1905751B1 (en) 2018-04-18
CA2583686C (en) 2013-02-12
CA2583686A1 (en) 2007-01-25
KR101123490B1 (ko) 2012-03-23
EP1905751A4 (en) 2011-04-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101218189B (zh) 复合烧结体
CN101466651B (zh) 复合烧结体
EP1547990B1 (en) High-strength, highly thermally conductive sintered compact of cubic boron nitride
JP5189504B2 (ja) 複合焼結体
EP1752431A2 (en) High content CBN materials, compacts incorporating the same and methods of making the same
JPWO2006112156A1 (ja) ｃＢＮ焼結体、及びそれを用いた切削工具
WO2012053507A1 (ja) 立方晶窒化硼素焼結体、及び立方晶窒化硼素焼結体工具
JP6343888B2 (ja) 耐欠損性にすぐれた立方晶窒化硼素焼結体切削工具
CN103459071A (zh) 立方氮化硼烧结体工具
JP5880598B2 (ja) 焼結体および焼結体を用いた切削工具
JP2011140415A (ja) 焼結体および焼結体を用いた切削工具
JP2009067637A (ja) 立方晶窒化硼素焼結体及びその製造方法
JPH0530897B2 (zh)
JP3472630B2 (ja) 切削工具用立方晶窒化ほう素燒結体及び切削工具
JP5499717B2 (ja) 焼結体および焼結体を用いた切削工具
KR102454037B1 (ko) 다이아몬드 복합 다결정체

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant