CN106232554A - 烧结体及切削工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种烧结体，其包含立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒，该烧结体的热导率小于20W·m‑1·K‑1，所述烧结体用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金，根据ASTM标准E112‑13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。本发明还提供了一种包括该烧结体的切削工具。因此，本发明提供了一种除了具有高耐磨性和高耐缺损性的烧结体以及包括该烧结体的切削工具。

Description

烧结体及切削工具
技术领域
本发明涉及用于切削镍系耐热合金的烧结体以及包括该烧结体的切削工具，特别是涉及用于切削由粗粒度晶体构成的镍系耐热合金的烧结体、以及包括该烧结体的切削工具。
背景技术
镍系耐热合金为基于镍并添加有铬、铁、铌、钼等的合金。镍系耐热合金具有优异的耐热性、耐腐蚀性、耐氧化性和抗蠕变性等高温特性，并且适合用于需要耐热性的应用，诸如飞机喷气发动机、汽车发动机以及工业汽轮机。然而，镍系耐热合金为难以切削的材料。
作为用于切削这种镍系耐热合金的切削工具，已提出这样的切削工具，其包括含有强度仅次于金刚石并且耐磨性高的立方氮化硼的烧结体。
作为包含于如上所述的切削工具中的烧结体，例如，WO00/47537(专利文献1)公开了一种烧结体，该烧结体具有高耐月牙洼磨损性和高强度，其包含50体积％至78体积％的高压相氮化硼，余量为结合剂相。日本专利未审查公开No.2000-226262(专利文献2)也公开了一种高硬度高强度的烧结体，其通过烧结硬质颗粒以及使该硬质颗粒一体化的结合剂相而制备，其中该硬质颗粒均覆盖有覆层。此外，日本专利未审查公开No.2011-140415(专利文献3)公开了一种包含立方氮化硼、第一化合物和第二化合物的烧结体，其中立方氮化硼的含量为35体积％以上93体积％以下。
引用列表
专利文献
专利文献1：WO00/47537
专利文献2：日本专利未审查公开No.2000-226262
专利文献3：日本专利未审查公开No.2011-140415
发明内容
技术问题
在WO00/47537(专利文献1)、日本专利未审查公开No.2000-226262(专利文献2)、以及日本专利未审查公开No.2011-140415(专利文献3)中公开的各烧结体的问题在于：当该烧结体用于切削工件时，虽然耐磨性高，但烧结体的抗断裂性不高。当用于切削需要高尺寸精度和高表面质量的飞机喷气发动机、汽车发动机等部件时，切削工具的断裂是一个重要问题。特别是当切削工具用于切削由粗粒度晶粒构成的镍系耐热合金时，存在切削工具的切削刃可能会发生被称为边界损伤的断裂的问题，其中所述粗粒度具体为根据美国材料与试验协会(以下也称为ASTM)标准E112-13定义的5以下的粒度编号。
因此本发明的目的在于解决上述问题并且提供除了具有高耐磨性之外还具有高抗断裂性的烧结体，以及包括该烧结体的切削工具。
问题的解决方案
本发明的一个方面的烧结体为这样的烧结体，其包含立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒，并且该烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，所述烧结体用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金，根据美国材料与试验协会标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。
本发明的另一方面的切削工具为包括上述烧结体的切削工具。
本发明的有益效果
根据上述内容，可以提供除了具有高耐磨性之外还具有高抗断裂性的烧结体，以及包括该烧结体的切削工具。
具体实施方式
<本发明实施方式的说明>
本发明的一个实施方案中的烧结体为这样的烧结体，其包含立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒，并且该烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，所述烧结体用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金，根据美国材料与试验协会(以下也称为ASTM)标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。在本实施方案中的烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，因此在用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时展现出高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因而，烧结体除了具有源自立方氮化硼颗粒的高耐磨性之外，还具有高抗断裂性。
本实施方案中的烧结体可进一步包含结合剂、以及作为除了所述立方氮化硼颗粒以外的硬质相颗粒的不同类型的硬质相颗粒，其包括选自由氮化硅、SiAlON和氧化铝所构成的组中的至少一者。因此该烧结体进一步包含结合剂，以及包括选自由氮化硅、SiAlON和氧化铝所构成的组中的至少一者的不同类型的硬质相颗粒作为除了所述立方氮化硼颗粒以外的硬质相颗粒，因而在用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时展现出高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因此，烧结体除了具有高耐磨性之外，还具有高抗断裂性。
关于本实施方案的烧结体，所述立方氮化硼颗粒的体积VBN与所述不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH为0.5以上1.5以下。作为立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比，该烧结体的比值VBN/VH为0.5以上1.5以下，因而除了高耐磨性之外，还具有高抗断裂性。
关于本实施方案中的烧结体，SiAlON可以包括立方SiAlON。由于该烧结体包括与金属的反应性低并且硬度比α-SiAlON和β-SiAlON更高的立方SiAlON，因而具有更高的耐磨性。
SiAlON可进一步包括α-SiAlON和β-SiAlON中的至少一者，并且相对于所述α-SiAlON、所述β-SiAlON和所述立方SiAlON的各自的X射线衍射主峰处的各强度的总和，所述立方SiAlON的X射线衍射主峰处的强度的峰强度比率Rc为20％以上。由此，该烧结体包含立方SiAlON，并包含α-SiAlON和β-SiAlON中的至少一者，并且以X射线衍射主峰处的强度计算，相对于α-SiAlON、β-SiAlON和立方SiAlON的总和，立方SiAlON的比率为20％以上。因此，该烧结体具有高抗断裂性以及高耐磨性。
关于本实施方案中的烧结体，结合剂可包括选自由钛、锆、铝、镍和钴中的至少一种元素、该元素的氮化物、碳化物、氧化物、碳氮化物和硼化物、及其固溶体所组成的组中的至少一种结合剂。在该烧结体中，结合剂牢固地结合不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒，并且提高了烧结体的断裂韧性。因此该烧结体具有更高的抗断裂性。
关于本实施方案中的烧结体，所述烧结体中的所述硬质相颗粒的含量可为60体积％以上90体积％以下。该烧结体在高耐磨性和高抗断裂性方面具有优良的平衡性。
关于本实施方案中的烧结体，所述烧结体的维氏硬度可以为20GPa以上。由于该烧结体的维氏硬度为20GPa以上，因此具有高的耐磨性。
关于本实施方案中的烧结体，所述镍系耐热合金可为718。在用于切削由这样的晶粒所构成的718时，该烧结体除了表现出高耐磨性之外还表现出了高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度，其中718为镍系耐热合金的一个典型例子。
本发明的另一个实施方案中的切削工具为包括上述实施方案中的烧结体的切削工具。本实施方案的切削工具包括上述实施方案的烧结体，因此在用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金展现出了高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因而该切削工具除了高耐磨性之外还具有高断裂性。
<本发明实施方案的详细说明>
[第一实施方案：烧结体]
{烧结体}
本发明的一个实施方案中的烧结体为这样的烧结体，其包含立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒，并且该烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，所述烧结体用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金，根据美国材料与试验协会(ASTM)标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。晶粒的粒度编号越小，则晶粒越粗。关于被本实施方案的烧结体切削的镍系耐热合金，5以下的粒度编号相当于晶粒度为约50μm以上。本实施方案的烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，因此在用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时，展现出了高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因而该切削工具除了高耐磨性之外还具有高断裂性。
为了研制出在用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时展现出高抗断裂性的烧结体，本发明的发明人最初考察了切削阻力与切削刃损伤之间的关系，其中根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。当切削镍系耐热合金时，切削阻力为针对切削工具的切削刃的切削阻力，其中该切削工具包括含有高耐磨性的立方氮化硼颗粒的烧结体。结果有以下发现。当切削镍系耐热合金时，相比于切削同样为难切削材料的硬化钢时的切削阻力，镍系耐热合金切削时的切削阻力明显更高。因此，由于与高硬度的切屑相接触，因而在工具中形成了较深的边界损伤，从工具的后刀面看，该边界损伤呈V形。还发现了该边界损伤扩展到了切削刃，从而致使切削刃强度降低。
本发明的发明人认为，这种边界损伤的原因是：由于构成切削刃的立方氮化硼颗粒的热导率高，使得切削时切削刃的温度降低。
在具有高含量立方氮化硼颗粒(其热导率仅次于金刚石颗粒)的烧结体中，在烧结体中发生立方氮化硼颗粒之间的颈缩(necking)现象，从而形成三维网状结构。因此，通过该三维网状结构使得热导率提高。特别是在烧结体包含诸如钴(Co)或铝(Al)之类的金属结合剂作为立方氮化硼颗粒的结合剂时，金属结合剂本身的高热导率使得烧结体的热导率进一步增加到热导率为70W·m-1·K-1。
本发明的发明人研究了切削阻力与包含立方氮化硼颗粒的烧结体的热导率之间的关系，其中所述立方氮化硼颗粒形成切削工具的切削刃。其结果是，本发明人发现，当切削诸如之类的Ni系耐热合金时，烧结体的热导率的增加导致切削阻力增大。当切削Ni系耐热合金时，在工件(被加工材料)与切削工具的切削刃相互接触的部分处的温度升高至约700℃，因此软化了接触部分处的工件。然后，变形应力降低，因此切削阻力降低。然而，当由具有高含量立方氮化硼颗粒并且具有该颗粒的三维网状结构的烧结体形成切削工具，并且利用该切削工具进行切削时，据认为，在切削时切削刃的温度保持为较低的温度，因此，工件没有被软化并且切削阻力增大。
如上所述，本发明的发明人研究了切削阻力与烧结体的热导率之间的关系，其中该烧结体构成切削工具的切削刃并且包含立方氮化硼颗粒，结果发现，构成切削工具的切削刃的烧结体的热导率越高，会造成切削阻力越高，对切削刃的损伤越大。
另外，本发明的发明人详尽地进行了晶粒的粒度彼此不同的多种镍系耐热合金工件的切削，结果发现：镍系耐热合金的晶粒的粒度越粗，切削加工时的切削阻力越高。特别地，发明人发现，当切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时，在磨损增加前，切削工具会由于断裂从而在相当短的时间内达到使用寿命的尽头，其中根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因而，镍系耐热合金为切削时不容易软化的材料。如上所述，构成切削工具的切削刃的烧结体的热导率增大伴随着切削阻力的增大。据认为切削刃的断裂源于此。
通常，为了防止切削工具本身的塑性变形(热变形)或热龟裂，用作切割工具的材料经常需要具有高热导率。然而，本发明的发明人发现，在切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金的情况下，切削工具用材料的热导率的增加伴随着切削刃的刃尖的边界损伤增加以及切削阻力增加，相应地切削刃的刃尖可能会断裂，其中根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因此，与常规方法相反地，本发明人尝试降低包含立方氮化硼颗粒的烧结体的热导率。
作为该尝试的结果，本发明人发现，可使用作烧结体材料的立方氮化硼粉末的粒度更小并且可使用诸如TiN、TiC、TiAlN或AlB2等无机化合物作为结合剂，从而降低烧结体的热导率。优选地，立方氮化硼粉末的平均粒度为1.5μm以下。
或者，将热导率低于立方氮化硼颗粒的晶粒添加到烧结体中，从而抑制烧结体中的立方氮化硼颗粒之间的颈缩现象，并且成功地降低了烧结体的热导率。因此，在切削镍系耐热合金时，工具的刃口的温度可以保持较高，因此工件被软化从而减少切削阻力，并且减少了切削刃的刃口的边界损伤。因此，切削工具的切削刃的刃口的断裂可得到抑制。通过这种方法，本发明得以完成。
为了使本实施方案的烧结体包含立方氮化硼颗粒并且仍然具有低热导率，从而在切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时具有更高的抗断裂性，烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，优选小于15W·m-1·K-1，其中根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。为了在切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时展现出耐磨性和抗断裂性之间良好的平衡性，烧结体的热导率优选为5W·m-1·K-1以上且小于20W·m-1·K-1，更优选为10W·m-1·K-1以上且小于20W·m-1·K-1，特别优选为10W·m-1·K-1以上且小于15W·m-1·K-1，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。
烧结体的热导率通过以下方式来确定。从烧结体上切割出直径为18mm且厚度为1mm的试样作为热导率测定用试样，使用激光脉冲法(laser-flash-method)热常数测定装置来测定比热和热扩散系数。通过将热扩散系数乘以比热和烧结体的密度，从而计算出热导率。
优选地，本实施方案中的烧结体进一步包括结合剂以及作为除了所述立方氮化硼颗粒以外的硬质相颗粒的不同类型的硬质相颗粒，其包括选自由氮化硅、SiAlON和氧化铝所构成的组中的至少一者。该烧结体因而进一步包括：不同类型的硬质相颗粒，其为选自由氮化硅、SiAlON和氧化铝所构成的组中的至少一者的颗粒；立方氮化硼颗粒；以及结合剂，因而在用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时展现出高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。因而烧结体除了具有高耐磨性之外，还具有高抗断裂性。由于烧结体包含立方氮化硼颗粒并且额外地包含不同类型的硬质相颗粒，该不同类型的硬质相颗粒为选自由氮化硅、SiAlON以及氧化铝所构成的组中的至少一者的颗粒，并且该不同类型的硬质相颗粒为热导率低于立方氮化硼颗粒的不同类型的硬质相颗粒，因而烧结体中的立方氮化硼颗粒之间的颈缩现象得到抑制，并且烧结体的热导率降低。
关于本实施方案中的烧结体，立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH优选为0.5以上1.5以下。作为立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比，由于该烧结体的比值VBN/VH为0.5以上1.5以下，因而除了高耐磨性之外，还具有高抗断裂性。若比值VBN/VH小于0.5，则高硬度的立方氮化硼颗粒的含量相对较低，导致烧结体硬度降低，这可能导致使用该烧结体的切削工具的耐磨性降低。与此相反，若比值VBN/VH大于1.5，则烧结体中存在过多的具有高热导率的立方氮化硼颗粒，这使得烧结体的热导率不可能小于20W·m-1·K-1。
关于本实施方案中的烧结体，添加预定量的粉末状态的不同类型的硬质相颗粒和预定量的粉末状态的立方氮化硼颗粒，并在烧结前将它们混合。据信，当在烧结前和烧结后进行X射线衍射时，不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒之间的峰强度比率没有显著的变化，并且以粉末状态添加的不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒之间的体积比在烧结体中得以基本保持。因此，进行烧结体的X射线衍射，并且可以通过不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒之间的X射线衍射峰强度之比计算立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH。除了上述X射线衍射外，也可使用CP(截面抛光机)(JEOL Ltd.制)等对烧结体截面进行镜面抛光，采用SEM(扫描电子显微镜)观察该截面，通过EDX(能量色散X射线光谱仪)检查晶粒的构成元素，并且识别不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒，从而确定它们之间的面积比，并将该面积比视为体积比。以这种方法，也可以计算立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH。
关于本实施方案中的烧结体，SiAlON优选包括立方SiAlON。由于该烧结体包含与金属的反应性低并且硬度比α-SiAlON和β-SiAlON更高的立方SiAlON，因而具有更高的耐磨性。
SiAlON优选进一步包括α-SiAlON和β-SiAlON中的至少一者，并且相对于α-SiAlON、β-SiAlON和立方SiAlON的各自的X射线衍射主峰处的各强度的总和，立方SiAlON的X射线衍射主峰处的强度的峰强度比率Rc为20％以上(以下，该峰强度比率也称为立方SiAlON的峰强度比率Rc)。由于该烧结体包含立方SiAlON，并且包含α-SiAlON和β-SiAlON中的至少一者，并且就X射线衍射主峰处的强度而言，立方SiAlON在α-SiAlON、β-SiAlON和立方SiAlON的总和中所占的比率为20％以上。因此，该烧结体具有高抗断裂性以及高耐磨性。
立方SiAlON的峰强度比率Rc为这样一个指标，其对应于立方SiAlON相对于不同类型的硬质相颗粒的比率。可以如下所述确定立方SiAlON的峰强度比率Rc。采用由通过#400筛子(筛孔尺寸为38μm的筛子)的金刚石磨料粒形成的金刚石磨料对烧结体进行表面研磨。通过Cu-Kα的特征X射线测定研磨面从而获得X射线衍射图，可以确定作为立方SiAlON的主峰的(311)面的峰强度Ic(311)、作为α-SiAlON的主峰的(201)面的峰强度Iα(201)、以及作为β-SiAlON的主峰的(200)面的峰强度Iβ(200)。可利用这些峰强度的数值并基于下式(I)来计算立方SiAlON的峰强度比率Rc。若立方SiAlON的峰强度比率Rc小于20％，则烧结体的硬度降低，并且耐磨性可能会降低。
Rc＝Ic(311)/(Ic(311)+Iα(201)+Iβ(200))×100...(I)
关于本实施方案中的烧结体，结合剂优选包括选自由钛(Ti)、锆(Zr)、铝(Al)、镍(Ni)、和钴(Co)中的至少一种元素、该元素的氮化物、碳化物、氧化物、碳氮化物和硼化物、及其固溶体所构成的组中的至少一种结合剂。在该烧结体中，结合剂牢固地结合不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒，并且提高了烧结体的断裂韧性。因此烧结体具有高的抗断裂性。
作为这种结合剂，(例如)适宜使用诸如Al、Ni、Co等的金属元素，诸如TiAl等的金属间化合物，或者诸如TiN、ZrN、TiCN、TiAlN、Ti2AlN、TiB2、AlB2等的化合物。在包含这种结合剂的烧结体中，不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒被牢固地结合。此外，在结合剂本身断裂韧性高的情况下，相应地，烧结体的断裂韧性也较高，因此烧结体的抗断裂性高。
关于本实施方案中的烧结体，烧结体中的硬质相颗粒的含量优选为60体积％以上90体积％以下(当包含立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒时，该含量指的是立方氮化硼颗粒的含量；当包含不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒时，该含量指的是不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量；因此，由于当硬质相颗粒不包含不同类型的硬质相颗粒时，不同类型的硬质相颗粒的含量可视作为0体积％，因此无论是否存在不同类型的硬质相颗粒，都可以将硬质相颗粒的含量定义为不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量)。该烧结体在高耐磨性和高抗断裂性方面具有良好的平衡性。若硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量)低于60体积％，则烧结体具有更低的硬度，这可能导致耐磨性降低。若硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量)大于90体积％，则烧结体具有更低的断裂韧性，这可能导致抗断裂性降低。
关于本实施方案中的烧结体，添加预定量的粉末状态的不同类型的硬质相颗粒、预定量的粉末状态的立方氮化硼颗粒、以及预定量的粉末状态的结合剂，并在烧结前将它们混合。据证实，当在烧结前和烧结后进行X射线衍射时，不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒和结合剂之间的峰强度比率没有显著的变化，并且以粉末状态添加的不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒和结合剂之间的体积之比在烧结体中得以基本保持。除了上述X射线衍射之外，也可使用CP等对烧结体截面进行镜面抛光，采用SEM观察该截面，通过EDX检查晶粒的构成元素，并且识别不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒以及结合剂，从而确定它们之间的面积比，并将该面积比视为体积比。以这种方法，还可以确定烧结体中所包含的不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒、以及结合剂之间的体积比。
关于本实施方案中的烧结体，烧结体的维氏硬度优选为20GPa以上，更优选为22GPa以上。由于该烧结体的维氏硬度为20GPa以上，因此具有高耐磨性。若维氏硬度低于20GPa，则耐磨性可能会较低。
可以如下所述测定本实施方案中的烧结体的维氏硬度。将包埋在酚醛塑料(Bakelite)树脂中的烧结体通过9μm的金刚石磨料颗粒抛光30分钟，再用3μm的金刚石磨料颗粒抛光30分钟。此后，采用维氏硬度测试仪以10kgf的负载将金刚石压头压入烧结体的已抛光表面。由通过金刚石压头的按压而形成的压痕确定维氏硬度HVH0。此外，测定延伸自压痕的裂纹的长度。根据JIS R 1607:2010(室温下细瓷断裂韧性的测试方法)基于IF(压痕-断裂)方法，从而确定断裂韧性。
关于本实施方案中的烧结体，镍系耐热合金优选为718。在用于切削由这样的晶粒形成的718时，除了高耐磨性以外，该烧结体也展示出高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度，其中718是镍系耐热合金的一个典型例子。
718合金主要包含(例如)50质量％至55质量％的镍(Ni)、17质量％至21质量％的铬(Cr)、4.75质量％至5.50质量％的铌(Nb)、2.80质量％至3.30质量％的钼(Mo)、以及约12质量％至24质量％的铁(Fe)。通过时效硬化所产生的Nb化合物赋予了718优异的高温强度，并且718用于飞机喷气发动机和各种高温结构部件。同时，在切削方面，718为难切削材料，由于其与工具材料间的亲和性高，因此加速了切削工具的磨损，并且由于工件的较大的高温强度，从而容易引起工具的断裂。
{烧结体的制造方法}
对于本实施方案中的烧结体的制造方法没有特别地限制。为了有效地制造除了具有高耐磨性之外还具有高抗断裂性的烧结体，该方法包括不同类型的硬质相粉末的制备步骤、不同类型的硬质相粉末、立方氮化硼粉末和结合剂粉末的混合步骤、以及烧结步骤。在下文中按步骤的顺序对该方法进行说明。
不同类型的硬质相粉末的制备步骤
作为不同类型的硬质相粉末，除了平均粒度为5μm以下的氮化硅粉末和氧化铝粉末以外，还可使用通过下述方法合成的β-SiAlON粉末和c-SiAlON粉末。
由化学式：Si6-ZAlZOZN8-Z(其中z为大于0且小于等于4.2)表示的β-SiAlON可通过以二氧化硅(SiO2)、氧化铝(Al2O3)以及碳(C)作为起始原料，并在常压的氮气气氛下使用一般碳还原氮化法而合成。
β-SiAlON粉末也可通过在大气压以上的氮气气氛下应用金属硅的氮化反应的高温氮化合成法而得到，其由下式(II)所表示。
3(2-0.5Z)Si+ZAl+0.5ZSiO2+(4-0.5Z)N2
→Si6-ZAlZOZN8-Z...(II)
根据所希望的Z值称取硅粉末(平均粒度为0.5μm至45μm且纯度为96％以上，更优选为99％以上)、SiO2粉末(平均粒度为0.1μm至20μm)以及Al粉末(平均粒度为1μm至75μm)，然后采用球磨机或振动混合器等进行混合，因而制备了β-SiAlON合成用原料粉末。此时，除了上述式(II)，也可适当地组合氮化铝(AlN)和/或氧化铝(Al2O3)作为Al组分。合成β-SiAlON粉末时的温度优选为2300℃至2700℃。此外，合成β-SiAlON粉末的容器内所填充的氮气气压优选为1.5MPa以上。作为可承受这种气压的合成装置，燃烧合成装置或HIP(热等静压)装置是合适的。此外，也可使用市售的α-SiAlON粉末和β-SiAlON。
接着，可在1800℃至2000℃的温度以及40GPa至60GPa的压力下对α-SiAlON粉末和/或β-SiAlON粉末进行处理，从而使得它们中的一部分发生相转变而成为立方SiAlON，由此得到包含立方SiAlON的c-SiAlON。例如，在将冲击压缩工艺用于该处理以引起相转变的情况下，可使用约40GPa的冲击压力和1800℃至2000℃的温度从而得到其中混合有立方SiAlON和α-SiAlON和/或β-SiAlON的不同类型的硬质相粉末。此时，可改变冲击压力和温度从而控制立方SiAlON相对于不同类型的硬质相颗粒的比例。
不同类型的硬质相粉末、立方氮化硼粉末和结合剂粉末的混合步骤
向通过上述方法制得的不同类型的硬质相粉末和平均粒度为0.1μm至3μm的立方氮化硼粉末中，添加选自由钛(Ti)、锆(Zr)、铝(Al)、镍(Ni)、和钴(Co)中的至少一种元素、该元素的氮化物、碳化物、氧化物、碳氮化物和硼化物、以及其固溶体所组成的组中的至少一种结合剂的结合剂粉末，并进行混合。作为这种结合剂粉末，例如，优选使用平均粒度为0.01μm至1μm的Al、Ni、Co等金属元素的粉末、平均粒度为0.1μm至20μm的TiAl等金属间化合物的粉末、或者平均粒度为0.05μm至2μm的TiN、ZrN、TiCN、TiAlN、Ti2AlN、TIB2、AlB2等化合物的粉末。相对于不同类型的硬质相粉末、立方氮化硼粉末和结合剂粉末的总量，优选添加10体积％至40体积％的结合剂粉末。若添加的结合剂粉末的量小于10体积％，则烧结体的断裂韧性低，这可能导致抗断裂性降低。若添加的结合剂粉末的量高于40体积％，则烧结体的硬度降低，这可能导致耐磨性降低。
为了混合粉末，可使用约φ3mm至10mm的氮化硅制或氧化铝制的球作为介质，并在诸如乙醇的溶剂中进行12小时以内的短时间的球磨混合，或者通过诸如超声均化器或湿式喷射磨机等无介质混合装置进行混合，从而得到其中均匀分散有不同类型的硬质相粉末、立方氮化硼粉末和结合剂粉末的浆料混合物。
将由此得到的浆料混合物进行空气干燥，或采用喷雾干燥器或浆料干燥器等进行干燥，从而得到粉末混合物。
烧结步骤
在通过液压机等将粉末混合物成形后，通过带式超高压压力机等高压发生器在3GPa至7GPa的压力和1200℃至1800℃的温度下将成形的粉末混合物烧结。烧结前，可对成形的粉末混合物进行预烧结从而将其压实到一定程度，然后再进行烧结。此外，可使用SPS(火花等离子体烧结)装置在30MPa至200MPa的压力和保持为1200℃至1600℃的温度下烧结粉末混合物。
[第二实施方案：切削工具]
本发明的另一个实施方案中的切削工具为包括上述第一实施方案中的烧结体的切削工具。由于本实施方案的切削工具包括第一实施方案的烧结体，因此在切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金时展现出高抗断裂性，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号所表示的粗粒度。因此，切削工具除了具有高耐磨性之外，还具有高抗断裂性。本实施方案的切削工具可适宜用于高速切削耐热合金等难加工材料。用于飞机或汽车发动机部件的镍系耐热合金是难加工材料，由于镍系耐热合金具有较大的高温强度，因此其展现出高切削阻力，并且因此容易引起切削工具的磨损和/或断裂。然而，本实施方案中的切削工具即使在切削镍系耐热合金时也展现出优异的耐磨性和抗断裂性。特别地，当切削用于飞机发动机部件的718时，以100m/分钟以上的切削速度使用该切削工具展现出了优异的工具使用寿命。
实施例
实施例1
作为不同类型的硬质相颗粒，使用β-氮化硅粉末(SN-F1，Denka Company Limited制，平均粒度为2μm)、β-SiAlON粉末(Z-2，Zibo Hengshi Technology Development Co.,Ltd.制，平均粒度为2μm)以及α-氧化铝粉末(TM-D，Taimei Chemicals Co.,Ltd.制，平均粒度为0.1μm)。另外，使用由以下方法合成的c-SiAlON粉末作为不同类型的硬质相颗粒。
关于c-SiAlON粉末的制备，将通过混合500g的β-SiAlON粉末和起散热作用的9500g的铜粉末而得到的混合物置于钢管中，此后，设定一定量的炸药使得温度为1900℃并且冲击压力为40GPa，从而进行冲击压缩，由此合成包含立方SiAlON的c-SiAlON粉末。冲击压缩后除去钢管内的粉末混合物，并通过酸洗从而除去铜粉末。以这种方法得到合成的粉末。使用X射线衍射仪(X'pert Powder，PANalytical制，Cu-Kα射线，2θ-θ法，电压×电流：45kV×40A，测定范围：2θ＝10°至80°，扫描步进：0.03°，扫描速率：1步/秒)来分析所合成的粉末。然后，识别立方SiAlON(JCPDS卡：01-074-3494)和β-SiAlON(JCPDS卡：01-077-0755)。从合成粉末的X射线衍射图确定作为立方SiAlON的主峰的(311)面的峰强度Ic(311)以及作为β-SiAlON的主峰的(200)面的峰强度Iβ(200)。由上式(I)计算的立方SiAlON的峰强度比率Rc为95％。
对于各试样No.1-1至No.1-13，将作为结合剂的TiN粉末(TiN-01，Japan NewMetals Co.,Ltd.制，平均粒度为1μm)以表1中所示的比例添加到总量为30g的不同类型的硬质相粉末和立方氮化硼粉末(SBN-F G1-3，Showa Denko K.K.制，平均粒度为7μm)中。对于试样No.1-3和No.1-4，同时添加了β-SiAlON粉末和c-SiAlON粉末，其中烧结体中所包含的SiAlON中的c-SiAlON颗粒的比例不同。对于各试样No.1-1至No.1-15，所添加的结合剂粉末的量(体积％)等于表1所示的结合剂相对于烧结体中的不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒以及结合剂的总量的体积比(体积％)。此外，对于各试样No.1-1至No.1-13，将不同类型的硬质相粉末和立方氮化硼粉末混合，使得它们的体积比等于表1所示的立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH。混合后，将各试样No.1-1至No.1-13的粉末与60ml的乙醇和200g的φ6mm的氮化硅球一起置于容量为150ml的聚苯乙烯制的罐中，进行球磨混合12小时。由此制备了浆料混合物。对从罐中取出的浆料混合物进行空气干燥，然后将浆料混合物通过网孔为45μm的筛子，从而制备烧结用粉末。
另外，不添加不同类型的硬质相粉末，而只将立方氮化硼粉末和作为结合剂的TiN粉末混合，从而制备试样No.1-14。对于试样No.1-14，使用微细的立方氮化硼粉末(SBN-FG-1，Showa Denko KK.制，平均粒度为1μm)作为立方氮化硼粉末。
另外，不添加不同类型的硬质相粉末，而只将立方氮化硼粉末和作为结合剂的Co粉末(HMP，Umicore制)混合，从而制备试样No.1-15。对于试样No.1-15，其使用的立方氮化硼粉末与No.1-1至No.1-13所用的相同。
将通过以上述方式制备的试样No.1-1至No.1-15的待烧结粉末真空密封在直径为φ20mm的耐火金属容器(capsule)中，此后通过带式超高压压力机进行加压至压力为5GPa，同时电加热到1500℃的温度，从而制备烧结体。
通过#400金刚石磨料对烧结体表面进行表面研磨，然后通过上述的X射线衍射仪进行研磨面的X射线衍射。由所得的衍射图案，确定立方SiAlON的(311)面的峰强度Ic(311)以及β-SiAlON的(200)面的峰强度Iβ(200)，并计算立方SiAlON的峰强度比率Rc(Rc＝Ic(311)/(Ic(311)+Iβ(200))×100)。其结果是，对于添加有立方SiAlON的试样No.1-3至No.1-7的所有烧结体，立方SiAlON的峰强度比率Rc的数值在烧结前后几乎没有发生变化。
在通过CP对烧结体的横截面进行镜面抛光后，使用FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)来观察烧结体的组织，使用集成有FE-SEM的EDX(能量色散X射线光谱仪)系统来检查烧结体组织中的晶粒的构成元素，由此识别SEM图像中的不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒以及结合剂。采用Mitani Corporation开发的WinROOF对SEM图像进行图像处理，从而确定不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒以及结合剂之间的面积比，并将该面积比视为体积比。以这种方法，确定烧结体中包含的不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒以及结合剂之间的体积比。其结果是，在试样No.1-1至No.1-13的任何一个烧结体中，烧结体中的立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH基本上等于混合时立方氮化硼粉末的体积与不同类型的硬质相颗粒的体积之比。另外，在试样No.1-1至No.1-15的任何一个烧结体中，烧结体中的硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒与立方氮化硼颗粒的总含量)(体积％)基本上等于混合时硬质相颗粒的比例(混合时不同类型的硬质相粉末与立方氮化硼粉末的总比例)(体积％)。
从烧结体中切割出直径为18mm且厚度为1mm的试样作为热导率测定用试样，使用激光脉冲法热常数测定装置(LFA447，NETZSCH制)来测定比热和热扩散系数。通过将热扩散系数乘以比热和烧结体的密度从而计算出热导率。结果示于表1中。
从烧结体中切割出硬度测定用试样并将其包埋在酚醛塑料树脂中。此后，通过9μm的金刚石磨料颗粒对试样进行抛光30分钟，再用3μm的金刚石磨料颗粒抛光30分钟。采用维氏硬度测试仪(HV-112，Akashi制)以10kgf的负载将金刚石压头压入样品的已抛光表面。由通过金刚石压头的按压而形成的压痕确定维氏硬度HV10。此外，测定延伸自压痕的裂纹的长度。并且，测定延伸自压痕的裂纹的长度，并且根据JIS R 1607:2010(室温下细瓷断裂韧性的测试方法)并基于IF方法，从而确定断裂韧性数值。结果示于表1中。
接着，将烧结体加工成DNGA150412(ISO型号)的钎焊刀头的形状，并且通过将该刀头用于718(Daido-Special Metals Ltd.制)的车削，从而评价钎焊刀头的工具使用寿命，该718由这样的晶粒形成，根据美国材料与试验协会(ASTM)标准E112-13的定义，所述晶粒具有由粒度编号5表示的粗粒度。在以下条件下，进行外圆车削。确定工具刃口的后刀面磨损和后刀面断裂中的一者在另一者之前达到0.2mm时的切削长度，并且将所确定的切削长度视为工具使用寿命(km)。结果示于表1中。表明使工具到达工具使用寿命尽头的因素是否为磨损或断裂的寿命因素也示于表1中。
<切削条件>
本实施例的切削条件如下。
·工件：718(经过固溶热处理及时效硬化的材料，洛氏硬度HRC(采用顶端半径为0.2mm且顶角为120°的金刚石圆锥，并施加150kgf的负载)对应为41，并且根据ASTM标准E112-13的定义，其具有由粒度编号5表示的粒度)
·刀具形状：DNGA150412(ISO型号)
·刃口形状：倒角-20°×宽度0.1mm
·切削速度：200m/分钟
·切削深度：0.3mm
·进给速度：0.2mm/转
·湿式条件(水溶性油)
参见表1，热导率为22W·m-1·K-1的试样No.1-7的烧结体在切削长度达到0.2km时达到了工具使用寿命的尽头；并且热导率为35W·m-1·K-1的试样No.1-15的烧结体在切削长度达到0.1km时达到了工具使用寿命的尽头。热导率小于20W·m-1·K-1的试样No.1-1至No.1-6、以及No.1-8至No.1-14在切削长度达到0.3km至1.0km时达到了工具使用寿命的尽头。因此，试样No.1-1至No.1-6、以及No.1-8至No.1-14的烧结体的工具使用寿命显著延长，即其使用寿命为试样No.1-7或No.1-15的烧结体的工具使用寿命的1.5倍至10倍。
对于试样No.1-1，构成烧结体的不同类型的硬质相颗粒为β-氮化硅颗粒，并且维氏硬度保持为21.0GPa。其结果是，在切削长度达到0.4km时，该试样由于磨损而达到了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-2，构成烧结体的不同类型的硬质相颗粒为β-SiAlON颗粒，并且维氏硬度保持为21.2GPa。其结果是，在切削长度达到0.4km时，该试样由于磨损而达到了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-3，尽管形成烧结体的不同类型的硬质相颗粒包含立方SiAlON颗粒，但是立方SiAlON颗粒的峰强度比率Rc不够高(为15％)，并且维氏硬度保持为22.4GPa。其结果是，在切削长度达到0.4km时，该试样由于磨损而达到了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-5，由于立方氮化硼颗粒的体积VBN与形成烧结体的不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH较低(为0.4)，因此断裂韧性较低，并且在切削长度达到0.3km时，该试样由于断裂而达到了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-7，由于立方氮化硼颗粒的体积VBN与形成烧结体的不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH较高(为1.6)，从而热导率为22W·m-1·K-1。其结果是，切削时工具的刃口的温度降低，因此切削阻力增大并且刃口的边界损伤增大。因此，该工具的刃口断裂。因此，在切削长度达到0.2km时，试样到达了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-8，由于烧结体中的硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量)较高(为95体积％)，从而断裂韧性为4.8MPa·m1/2。其结果是，在切削长度达到0.3km时，工具的刃口断裂，并且试样到达了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-12，由于烧结体中的硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量)较低(为55体积％)，从而维氏硬度保持为19.6GPa。其结果是，在切削长度达到0.3km时，试样由于磨损而到达了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-13，由于立方氮化硼颗粒的体积VBN与形成烧结体的不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH较低(为0.4)，因此热导率相当低。在切削长度达到0.3km时，该试样由于磨损而到达了工具使用寿命的尽头。
对于试样No.1-14，由于使用了立方氮化硼微细颗粒并且使用了TiN粉末作为结合剂，因此热导率小于20W·m-1·K-1，并且工具使用寿命比试样No.1-15更长。然而，由于烧结体未包含不同类型的硬质相颗粒，因此断裂韧性较低，从而在切削长度达到0.3km时，该试样由于断裂到达了工具使用寿命的尽头。
与此相反，对于试样No.1-4、No.1-6、No.1-9至No.1-11，由于形成烧结体的不同类型的硬质相颗粒中的立方SiAlON的峰强度比率Rc、立方氮化硼颗粒的体积VBN与形成烧结体的不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH、以及/或者烧结体中的硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒和立方氮化硼颗粒的总含量)均被控制在其各自的适当范围内，因此在维氏硬度和断裂韧性方面获得了良好的平衡性。其结果是，当试样由于磨损或断裂而达到工具使用寿命尽头时的切削长度可延长到0.5km以上。
对于未包含不同类型的硬质相颗粒的试样No.1-15，其热导率为35W·m-1·K-1。其结果是，切削时工具的刃口的温度降低，从而切削阻力增大并且刃口的边界损伤增大。因此，工具的刃口断裂。由于这一原因，在切削长度达到0.1km时，试样到达了工具使用寿命的尽头。
实施例2
通过与实施例1类似的方式由冲击压缩合成C-SiAlON粉末，并且其中立方SiAlON的峰强度比率Rc为95％，使用该C-SiAlON粉末作为用于制备试样No.2-1至No.2-10的各烧结体的不同类型的硬质相粉末。使用与用于实施例1中的试样No.1-1至No.1-13的立方氮化硼粉末相同的立方氮化硼粉末(SBN-F G1-3，Showa Denko K.K.制)，作为试样No.2-1至No.2-10的立方氮化硼粉末。
对于各试样No.2-1至No.2-10，将表2中示出的结合剂粉末添加到总量为30g的不同类型的硬质相粉末和立方氮化硼粉末中，使得相对于不同类型的硬质相粉末和立方氮化硼粉末的总量而言，结合剂粉末的含量为20体积％。此时，对于各试样No.2-1至No.2-10，将不同类型的硬质相粉末和立方氮化硼粉末混合，使得不同类型的硬质相粉末和立方氮化硼粉末之间的体积比等于烧结体中的立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH(该比值VBN/VH为1)。此外，作为结合剂粉末，使用TiCN粉末(TiN-TiC为50/50，Japan New Metals Co.,Ltd.制，平均粒度为1μm)、TiN粉末(TiN-01，Japan New MetalsCo.,Ltd.制，平均粒度为1μm)、TiAl粉末(TiAl，KCM Corporation制)、Al粉末(300F，Minalco Ltd.制)、Co粉末(HMP，Umicore制)、ZrN粉末(ZrN-1，Japan New Metals Co.,Ltd.制)、以及Ti2AlN粉末(平均粒度为1μm)。对于试样No.2-8至No.2-10，以2(陶瓷成分):1(金属成分)的质量比将陶瓷成分(TiN、TiCN、Ti2AlN)与金属成分(Co或Al)混合。
对于各试样No.2-1至No.2-10，将混合后所得到的粉末与60ml的乙醇和200g的φ6mm的氮化硅球一起置于容量为150ml的聚苯乙烯制罐中，进行球磨混合12小时。由此制备浆料。对从罐中取出的浆料进行空气干燥，然后将浆料通过网孔为45μm的筛子，从而制备待烧结粉末。
将以上述方式制备的各试样No.2-1至No.2-10的待烧结粉末真空密封在直径为φ20mm的耐火金属容器中，此后通过带式超高压压力机进行加压至压力为5GPa，同时电加热到1500℃的温度，从而制备烧结体。
通过#400金刚石磨料对烧结体表面进行表面研磨，然后通过上述的X射线衍射仪进行研磨面的X射线衍射。由所得的衍射图案，确定立方SiAlON的(311)面的峰强度Ic(311)以及β-SiAlON的(200)面的峰强度Iβ(200)，并计算峰强度比率Rc(Ic(311)/(Ic(311)+Iβ(200))×100)。结果示于表2中。
在通过CP对烧结体的横截面进行镜面抛光后，采用与实施例1类似的方法，确定不同类型的硬质相颗粒、立方氮化硼颗粒以及结合剂之间的体积比例。其结果是，在所有的试样No.2-1至No.2-10的烧结体中，烧结体中的立方氮化硼颗粒的体积VBN与不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH基本上为1。此外，烧结体中的硬质相颗粒的含量(不同类型的硬质相颗粒与立方氮化硼颗粒的总含量)为约80体积％。
从烧结体中切割出直径为18mm且厚度为1mm的试样作为热导率测定用试样，采用与实施例1类似的方法，计算出试样No.2-1至No.2-10的各烧结体的热导率。结果示于表2中。
从烧结体中切割出用于测定硬度的试样，采用与实施例1类似的方法确定试样No.2-1至No.2-10中的各烧结体的维氏硬度HV10和断裂韧性数值。结果示于表2中。
接着，将烧结体加工成DNGA150412(ISO型号)的钎焊刀头的形状，并且通过将该刀头用于713C的车削，从而评价钎焊刀头的工具使用寿命，该713C由这样的晶粒形成，根据ASTM标准E112-13的定义，所述晶粒具有由粒度编号2表示的粗粒度。在以下条件下，进行外圆车削。确定工具刃口的后刀面磨损和后刀面断裂中的一者在另一者之前达到0.2mm时的切削长度，并且将所确定的切削长度视为工具使用寿命(km)。结果示于表2中。表2中还示出了使工具到达工具使用寿命尽头的因素是否为磨损或断裂的寿命因素。
<切削条件>
本实施例的切削条件如下。
·工件：713C(经固溶热处理和时效硬化的材料，洛氏硬度HRC对应为40，并且根据ASTM标准E112-13的定义，其具有由粒度编号2表示的粒度)
·刀具形状：DNGA150412(ISO型号)
·刃口形状：倒角-20°×宽度0.1mm
·切削速度：150m/分钟
·切削深度：0.2mm
·进给速度：0.1mm/转
·湿式条件(水溶性油)
参见表2，试样No.2-1至No.2-10的烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，特别地为10W·m-1·K-1以上且小于20W·m-1·K-1，因而具有对应于0.5km至1.2km的切削长度的较长的工具使用寿命。
对于其中使用金属成分作为结合剂的试样No.2-4和No.2-5，烧结体具有高的断裂韧性。然而，烧结体具有相对高的热导率。因此，烧结体由于断裂从而具有对应于0.5km的切削长度的工具使用寿命。
与此相反，对于其中结合剂为陶瓷或金属间结合剂的试样No.2-1至No.2-3、No.2-6以及No.2-7，可以获得在热导率和维氏硬度之间良好的平衡性。其结果是，在由于磨损或断裂而使工具达到工具使用寿命的尽头时的切削长度可延长到0.7km以上。
对于其中同时使用陶瓷成分和金属成分作为结合剂的试样No.2-8至No.2-10，烧结体展现出优异的维氏硬度和断裂韧性。因此，在达到工具使用寿命的尽头时，切削长度为1.0km以上。
应当理解的是，本文所公开的实施方案和实施例在各方面都是示例性的而非限制性的。本发明的范围旨在由权利要求书、而不是以上说明来限定，并且涵盖与权利要求书等同的含义与范围内的任何变形和修改。
工业应用
从上述可知，对于包含立方氮化硼颗粒的烧结体，其同时包含具有优异硬度和韧性的立方氮化硼颗粒和具有低热导率的陶瓷颗粒，因而具有这样的优点，即：在用于切削诸如镍系耐热合金等具有高切削阻力并且难以软化的难切削材料时，烧结体具有优异的耐磨性。此外，烧结体提供了一种提高切削工具的刃口的抗断裂性的工具材料。虽然只在实施例中公开了切削时所产生的效果，但是除了等耐热合金之外，在用于切削钛(Ti)等难切削材料时，烧结体也展现出耐磨性和抗断裂性，并且该烧结体特别适用于高速切削。

Claims (10)

1.一种烧结体，包含立方氮化硼颗粒作为硬质相颗粒，并且该烧结体的热导率小于20W·m-1·K-1，所述烧结体用于切削由这样的晶粒形成的镍系耐热合金，根据美国材料与试验协会标准E112-13的定义，所述晶粒具有由5以下的粒度编号表示的粗粒度。
2.根据权利要求1所述的烧结体，其中
所述烧结体进一步包含：
结合剂；以及
作为除了所述立方氮化硼颗粒以外的硬质相颗粒的不同类型的硬质相颗粒，其包括选自由氮化硅、SiAlON和氧化铝所构成的组中的至少一者。
3.根据权利要求2所述的烧结体，其中
所述立方氮化硼颗粒的体积VBN与所述不同类型的硬质相颗粒的体积VH之比VBN/VH为0.5以上1.5以下。
4.根据权利要求2或3所述的烧结体，其中
所述SiAlON包括立方SiAlON。
5.根据权利要求4所述的烧结体，其中
所述SiAlON进一步包括α-SiAlON和β-SiAlON中的至少一者，并且
相对于所述α-SiAlON、所述β-SiAlON和所述立方SiAlON的各自的X射线衍射主峰处的各强度的总和，所述立方SiAlON的X射线衍射主峰处的强度的峰强度比率Rc为20％以上。
6.根据权利要求2至5中任一项所述的烧结体，其中
所述结合剂包括选自由钛、锆、铝、镍和钴中的至少一种元素，所述元素的氮化物、碳化物、氧化物、碳氮化物和硼化物、及其固溶体所组成的组中的至少一种结合剂。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的烧结体，其中
所述烧结体中的所述硬质相颗粒的含量为60体积％以上90体积％以下。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的烧结体，其中
所述烧结体的维氏硬度为20GPa以上。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的烧结体，其中
所述镍系耐热合金为
10.一种切削工具，包括根据权利要求1至9中任一项所述的烧结体。
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