CN115385698A - 一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明属于非氧化物基陶瓷技术领域，公开了一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷及其制备方法和应用。该复合陶瓷是将α‑Si3N4粉、烧结助剂MgO‑Re2O3和过渡金属硼化物经过球磨得到混合粉体，将该混合粉体在氩气气氛下，升温至1450～1550℃并保温，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得生坯；将生坯在氩气气氛下，1550～1650℃经放电等离子烧结制得。本发明采用低温两次放电等离子烧结，通过向氮化硅陶瓷中引入过渡金属硼化物，与传统高温制得的织构化氮化硅陶瓷相比，在保持强度韧性的择优取向情况下的硬度提升了30～40％，可应用在刀具切削领域中。

Description

一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷及其制备方法和 应用
技术领域
本发明属于非氧化物陶瓷基复合材料技术领域，更具体地，涉及一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷及其制备方法和应用。
技术背景
Si3N4是一种强共价键化合物，很难通过固相烧结达到致密。因此，通常采用液相烧结来制备高性能Si3N4陶瓷。α-Si3N4属低温稳定晶型，具有等轴状晶体形貌，硬度较高，但韧性低；β-Si3N4属高温稳定晶型，具有长棒状、或针状晶体形貌，抗弯强度和断裂韧性较高，但硬度低。在不引入第二增强相的情况下，若要提高Si3N4陶瓷的硬度，需制备高α-Si3N4相含量且具有细小显微结构的Si3N4陶瓷，但也因此降低韧性和强度；反之亦然。国内外常用的Si3N4陶瓷零部件基本都是β-Si3N4相，具有优良的抗弯强度、断裂韧性及高温稳定性，但其硬度较低，故其应用范围也受到限制。
通过调整微观结构可以改善氮化硅陶瓷的性能，一般包括晶粒形貌、二次相化学成分和晶粒取向或织构。织构化Si3N4陶瓷相对于普通Si3N4陶瓷，往往拥有着更高的强度、硬度、耐磨性、和热导率。目前为止，基于高温塑性变形制备织构化Si3N4陶瓷的方法主要有热压烧结，热锻和烧结-锻造。Ye等以Y2O3和Al2O3为烧结助剂，在1750℃热压烧结获得的致密Si3N4陶瓷具有二维织构化结构，在垂直于晶粒取向的方向上的抗弯强度为817±46MPa，断裂韧性为6.9±0.22MPa·m1/2，但硬度只有16.31±0.33GPa；不仅如此，热压烧结通常需要长时间的保温以制得的织构氮化硅陶瓷，造成效率低下(C.C.Ye,Y.Jiang,X.Y.Yue,H.Q.Ru,H.S.Jia,Y.L.E,Q.X.Ren,S.Sun,W.Wang,C.P.Zhang,Effect oftemperature andpre-sintering on phase transformation,texture and mechanical properties ofsilicon nitride ceramics,Mater.Sci.Eng.731(2018)140–148.)。Tan等以Y2O3和Al2O3为烧结助剂，通过高温挤出法，利用放电等离子技术于1800℃制备了致密Si3N4陶瓷具有一维织构化结构，在裂纹扩展垂直挤出的方向上的断裂韧性为7.67±0.08MPa·m1/2，但硬度只有16.38±0.39GPa(D.Tan,W.Guo,Z.Lao,R.Lin,H.Lin,A novel strategy for c-axistextured silicon nitride ceramics by hot extrusion,J.Eur.Ceram.Soc.41(2021)6059–6063.)。基于此，在保持强度韧性明显的性能择优取向，进一步提升硬度和效率，可为织构化Si3N4陶瓷进一步拓宽其应用前景。
发明内容
为了解决上述现有技术存在的不足和缺点，本发明的目的在于提供一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷。
本发明的另一目的在于提供上述具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的制备方法。该方法采用两次放电等离子烧结，通过引入过渡金属硼化物和热挤压的处理方式，实现具有织构化的的硼化物/氮化硅复合陶瓷的制备。
本发明的再一目的在于提供上述具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的应用。
本发明的目的通过下述技术方案来实现：
一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，所述复合陶瓷是将α-Si3N4、MgO、Re2O3和过渡金属硼化物混合均匀，通过行星球磨混合，然后旋转蒸发处理后，烘干过筛得到α-Si3N4-MgO-Re2O3-MB混合粉体，将上述混合粉体在氩气气氛下，升温至1450～1550℃并保温，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得生坯；再将生坯在氩气气氛下，升温至1550～1650℃并保温，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得。
优选地，所述α-Si3N4:MgO:Re2O3:过渡金属硼化物的体积比为(90～95):(4～6):(1～4)；所述MgO-Re2O3中MgO:Re2O3的体积比为(1～99):(1～99)；所述过渡金属硼化物MB为TiB2、HfB2或ZrB2。
优选地，所述α-Si3N4:MgO-Re2O3:过渡金属硼化物的体积比为37:2:1，所述MgO-Re2O3中MgO:Re2O3的体积比为3:2。
优选地，所述Re2O3中Re为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu。
优选地，所述α-Si3N4的纯度为98～100wt％，α-Si3N4的粒径为1～5μm；所述MgO的纯度为99.8～99.99wt％，MgO的粒径为50～100nm；所述Re2O3的纯度为99.9～99.99wt％，Re2O3的粒径为50～100nm；所述过渡金属硼化物的纯度为98～99wt％，过渡金属硼化物的粒径为100～200nm。
优选地，所述复合陶瓷的相对密度为98～100％，该复合陶瓷在平行于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的硬度为22～25GPa，在垂直于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的硬度为19～22GPa；在平行于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的断裂韧性为5～7MPa·m1/2，抗弯强度为800～1000MPa；在垂直于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的断裂韧性为7～9MPa·m1/2，抗弯强度为1000～1400MPa。
所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的制备方法，包括如下具体步骤：
S1.以Si3N4粉体和过渡金属硼化物，MgO粉-Re2O3为烧结助剂混合，经行星球磨并旋转蒸发处理后，过筛得到均匀的Si3N4-MgO-Re2O3-MB2混合粉体。
S2.将Si3N4-MgO-Re2O3-过渡金属硼化物混合粉体放入石墨模具中，在1atm的氩气下，以130～160℃/min的速率升温至1100～1200℃，然后以80～120℃/min的速率升温至1450～1550℃保温5～15min，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得块体，其直径为20～50mm，厚度为5.5～6.5mm，然后加工成内径为10～35mm圆环的生坯；
S3.将生坯放入石墨模具中，在1atm的氩气下，以130～160℃/min的速率升温至1100～1200℃，然后以80～120℃/min的速率升温至1550～1650℃，并保温5～15min，保温过程轴向加压为10～50MPa，通过放电等离子烧结，制得具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷。
优选地，步骤S1中所述行星球磨是以无水乙醇为溶剂，Si3N4研磨球为混料介质，所述行星球磨的转速为250～350r/min，所述混合的时间为12～24h；所述旋转蒸发处理的水浴温度为45～60℃，转速为40～70r/min。
更为优选地，所述行星球磨的转速为300r/min；所述旋转蒸发处理的水浴温度为55℃，转速为50r/min。
所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷在刀具切削领域中的应用。
与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
1.本发明采用放电等离子烧结技术，实现了在较低烧结温度(1450～1550℃和1550～1650℃)下通过两次烧结促进α-Si3N4到β-Si3N4的相变，以及β-Si3N4晶粒定向排列形成二维织构化结构。
2.本发明制得的织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷中氮化硅的等效晶粒尺寸较小(100～250nm)，与传统高温1750～1800℃制得的织构化氮化硅陶瓷相比，在保持强度韧性的择优取向的情况下，硬度提升了30～40％。
3.本发明采用放电等离子烧结在1550～1650℃制得织构化硼化物复合氮化硅陶瓷，其烧结温度较常规高温塑性变形(1750～1800℃)制备的织构化氮化硅陶瓷温度低，节约了成本。
附图说明
图1为实施例1制得的织构化的TiB2/Si3N4复合陶瓷的显微形貌照片。
图2为对比例1制得的Si3N4陶瓷显微形貌照片。
图3为对比例2制得的TiB2/Si3N4复合陶瓷显微形貌照片。
图4为本发明织构化的硼化物/氮化硅复合和氮化硅陶瓷显微结构示意图。
具体实施方式
下面结合具体实施例进一步说明本发明的内容，但不应理解为对本发明的限制。若未特别指明，实施例中所用的技术手段为本领域技术人员所熟知的常规手段。除非特别说明，本发明采用的试剂、方法和设备为本技术领域常规试剂、方法和设备。
实施例1
一种模具挤压制备织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的方法，按照以下步骤：
1.制备：(1)以Si3N4粉体、烧结助剂MgO-Yb2O3和过渡金属硼化物TiB2混合，按照Si3N4:MgO:Yb2O3:TiB2的体积比为92:3:2:3进行配料，经行星球磨并旋转蒸发处理后，过筛得到均匀的Si3N4-MgO-Yb2O3-TiB2混合粉体。
(2)将Si3N4-MgO-Yb2O3-TiB2混合粉体放入直径为30mm的石墨模具中，在1atm的氩气下，以150℃/min的速率升温至1200℃，然后以100℃/min的速率升温至1500℃保温10min，保温过程轴向加压为30MPa，将放电等离子烧结获得的直径为30mm，厚度为5.5mm块体，加工成内径为20mm圆环的生坯。
(3)将生坯放入直径为30mm的石墨模具中，在1atm的氩气下，以150℃/min的速率升温至1200℃，然后以100℃/min的速率升温至1600℃保温10min，保温过程轴向加压为35MPa，通过放电等离子烧结获得直径为30mm，厚度为2mm具有织构化的TiB2/Si3N4复合陶瓷，其中Si3N4的等效晶粒(等轴晶粒+棒状晶粒)尺寸为100～250nm。
2.性能测试：本实施例所得的具有织构化的TiB2/Si3N4复合陶瓷的相对密度为98.7％，在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为22.8GPa，在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为20.8GPa；在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为6.2MPa·m1/2，抗弯强度为931MPa；在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为8.4MPa·m1/2，抗弯强度为1123MPa。
对比例1
与实施例1不同在于：所述步骤(1)中未加入TiB2粉，且Si3N4:MgO:Yb2O3的体积比为95:3:2，制得Si3N4陶瓷，Si3N4的等效晶粒(等轴晶粒+棒状晶粒)尺寸为80～180nm。经过第一次烧结，Si3N4的晶粒主要以等轴晶粒为主，二次烧结是为了促进棒状Si3N4晶粒生长同时促进晶粒排列，但二次烧结的温度仍不足以让对比例1中的棒状晶粒发育，两次烧结晶粒大小差异不大，烧结后发现无织构化现象。
对比例2
与实施例1不同在于：所述步骤(2)中升温至1600℃保温10min，将放电等离子烧结获得的直径为30mm，厚度为5.5mm块体，但不对其进行加工并且省略步骤(3)，制得TiB2/Si3N4复合陶瓷。
对比例1所得的Si3N4陶瓷的相对密度为99.2％，硬度为21.5GPa，断裂韧性为4.1MPa·m1/2，抗弯强度为479MPa。对比例2所得的TiB2/Si3N4复合陶瓷的相对密度为98.6％，硬度为21.3GPa，断裂韧性为6.2MPa·m1/2，抗弯强度为879MPa。
图1为实施例1制得的织构化的TiB2/Si3N4复合陶瓷的微形貌照片。从图1可知，该织构化TiB2/Si3N4复合陶瓷中氮化硅呈棒状，β-Si3N4晶粒丰富，同时有明显的晶粒取向。图2为对比例1制得的Si3N4陶瓷的显微形貌照片。从图2可知，未添加TiB2的Si3N4陶瓷仅有少量的棒状β-Si3N4晶粒，且棒状β-Si3N4晶粒随机分布，无明显的晶粒取向，进而导致力学性能无择优取向。图3为对比例2制得的TiB2/Si3N4复合陶瓷的显微形貌照片。从图3可知，该TiB2/Si3N4复合陶瓷中Si3N4呈棒状并随机分布，β-Si3N4晶粒丰富，无明显的晶粒取向。
与对比例1相比，实施例1中实现了Si3N4的织构化，虽然在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度有小幅度降低，但实现强度和韧性的各向异性；且织构化的TiB2/Si3N4复合陶瓷的韧性与强度也均较高。由此可知，实施例1中通过加入TiB2粉，可实现低温烧结获得TiB2/Si3N4复合陶瓷具有织构化，使得Si3N4晶粒呈现定向取向，进而导致织构化的TiB2/Si3N4复合陶瓷的强度韧性表现出明显的性能择优取向，说明硼化物TiB2的添加是实现织构化Si3N4陶瓷低温(1600℃)制备的关键。
与实施例2相比，在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度、在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上断裂韧性、抗弯强度无明显差异，但在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上硬度、在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上断裂韧性和抗弯强度均优于无织构化的硼化物复合氮化硅陶瓷。说明对硼化物/氮化硅复合陶瓷实现织构化是提高材料性能的有效方法。
实施例2
与实施例1不同的在于：所述步骤(1)中的Si3N4粉体积分数为91.5％、MgO体积分数为3％、Yb2O3体积分数为2％、过渡金属硼化物HfB2粉的体积分数为3.5％进行配料，制得织构化的HfB2/Si3N4复合陶瓷。
本实施例制得的织构化的HfB2/Si3N4复合陶瓷的相对密度为98.5％，在平行于棒状v晶粒取向的方向上的硬度为23.4GPa，在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为21.1GPa；在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为6.4MPa·m1/2，抗弯强度为955MPa；在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为8.6MPa·m1/2，抗弯强度为1275MPa。
图4为本发明的织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷和氮化硅陶瓷的显微结构示意图。其中，(a)是低温烧结的氮化硅陶瓷；(b)是织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷；(c)是高温制备的织构化氮化硅陶瓷。图4中可知，(a)在较低温度下(1550～1650℃)通过放电等离子烧结得到的氮化硅陶瓷，棒状Si3N4晶粒数量少，无法实现织构化，无法通过晶粒择优取向得到性能提升；(c)在高温(1750～1800℃)通过放电等离子烧结得到的织构化的氮化硅陶瓷。该织构化Si3N4陶瓷虽然强度和韧性可通过氮化硅晶粒择优取向得到提升，但由于α-β相变，在高温(1750～1800℃)的情况下α-Si3N4相完全转变为β-Si3N4相(α-Si3N4相硬度高于β-Si3N4相)，同时伴随晶粒粗大(等效晶粒尺寸为350～800nm)，硬度会大幅度降低。(b)在较低温度下(1550～1650℃)通过两次放电等离子烧结得到的织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷；该织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷。棒状Si3N4晶粒体积大数量多，能实现织构化，进而强度韧性明显性能择优取向，同时由于较低温度制备，α-Si3N4相丰富，Si3N4等效晶粒小(100～250nm)，硬度仍维持在较高水平。该复合陶瓷在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为22～25GPa，在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为19～22GPa；在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为5～7MPa·m1/2，抗弯强度为800～1000MPa；在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为7～9MPa·m1/2，抗弯强度为1000～1400MPa。
实施例3
与实施例1不同的在于：所述步骤(1)中Si3N4粉体积分数为94％、MgO体积分数为3％、Yb2O3体积分数为2％、过渡金属硼化物ZrB2粉的体积分数为1％进行配料，制得织构化的ZrB2/Si3N4复合陶瓷。
本实施例制得的织构化的ZrB2/Si3N4复合陶瓷的相对密度为98.8％，在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为22.8GPa，在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为20.6GPa；在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为6.1MPa·m1/2，抗弯强度为898MPa；在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为8.1MPa·m1/2，抗弯强度为1187MPa。
实施例4
与实施例1不同的在于：所述步骤(1)中Si3N4粉体积分数为94％、MgO体积分数为3％、Yb2O3体积分数为2％、过渡金属硼化物HfB2粉的体积分数为1％进行配料，制得织构化的HfB2/Si3N4复合陶瓷。
本实施例制得的织构化的HfB2/Si3N4复合陶瓷的相对密度为99.3％，在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为23.8GPa，在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的硬度为21.3GPa；在平行于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为6.6MPa·m1/2，抗弯强度为994MPa；在垂直于棒状Si3N4晶粒取向的方向上的断裂韧性为8.7MPa·m1/2，抗弯强度为1456MPa。
本发明采用放电等离子烧结技术，通过两次烧结促进α-Si3N4到β-Si3N4的相变，以及β-Si3N4晶粒定向排列形成二维织构化结构，实现了在较低烧结温度(1450～1550℃和1550～1650℃)下制得的织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，氮化硅的等效晶粒尺寸较小(100～250nm)，与传统高温1750～1800℃制得的织构化氮化硅陶瓷相比，在保持强度韧性的择优取向的情况下，硬度提升了30～40％，可应用在刀具切削领域中。该复合陶瓷的相对密度为98～100％，该复合陶瓷在平行于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的硬度为22～25GPa，在垂直于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的硬度为19～22GPa；在平行于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的断裂韧性为5～7MPa·m1/2，抗弯强度为800～1000MPa；在垂直于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的断裂韧性为7～9MPa·m1/2，抗弯强度为1000～1400MPa。
上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合和简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，其特征在于，所述复合陶瓷是将α-Si3N4、MgO、Re2O3和过渡金属硼化物混合均匀，通过行星球磨混合，然后旋转蒸发处理后，烘干过筛得到α-Si3N4-MgO-Re2O3-MB混合粉体，将上述混合粉体在氩气气氛下，升温至1450～1550℃并保温，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得生坯；再将生坯在氩气气氛下，升温至1550～1650℃并保温，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得。
2.根据权利要求1所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，其特征在于，所述α-Si3N4:MgO:Re2O3:过渡金属硼化物的体积比为(90～95):(4～6):(1～4)；所述MgO-Re2O3中MgO:Re2O3的体积比为(1～99):(1～99)；所述过渡金属硼化物MB为TiB2、HfB2或ZrB2。
3.根据权利要求2所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，其特征在于，所述α-Si3N4:MgO-Re2O3:过渡金属硼化物的体积比为37:2:1，所述MgO-Re2O3中MgO:Re2O3的体积比为3:2。
4.根据权利要求1所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，其特征在于，所述Re2O3中Re为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu。
5.根据权利要求1所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，其特征在于，所述α-Si3N4的纯度为98～100wt％，α-Si3N4的粒径为1～5μm；所述MgO的纯度为99.8～99.99wt％，MgO的粒径为50～100nm；所述Re2O3的纯度为99.9～99.99wt％，Re2O3的粒径为50～100nm；所述过渡金属硼化物的纯度为98～99wt％，过渡金属硼化物的粒径为100～200nm。
6.根据权利要求1所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷，其特征在于，所述复合陶瓷的相对密度为98～100％，该复合陶瓷在平行于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的硬度为22～25GPa，在垂直于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的硬度为19～22GPa；在平行于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的断裂韧性为5～7MPa·m1/2，抗弯强度为800～1000MPa；在垂直于棒状氮化硅晶粒取向的方向上的断裂韧性为7～9MPa·m1/2，抗弯强度为1000～1400MPa。
7.根据权利要求1-6任一项所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的制备方法，其特征在于，包括如下具体步骤：
S1.以Si3N4粉体和过渡金属硼化物，MgO粉-Re2O3为烧结助剂混合，经行星球磨并旋转蒸发处理后，过筛得到均匀的Si3N4-MgO-Re2O3-MB2混合粉体。
S2.将Si3N4-MgO-Re2O3-过渡金属硼化物混合粉体放入石墨模具中，在1atm的氩气下，以130～160℃/min的速率升温至1100～1200℃，然后以80～120℃/min的速率升温至1450～1550℃保温5～15min，保温过程中轴向加压为10～50MPa，经放电等离子烧结制得块体，其直径为20～50mm，厚度为5.5～6.5mm，然后加工成内径为10～35mm圆环的生坯；
S3.将生坯放入石墨模具中，在1atm的氩气下，以130～160℃/min的速率升温至1100～1200℃，然后以80～120℃/min的速率升温至1550～1650℃，并保温5～15min，保温过程轴向加压为10～50MPa，通过放电等离子烧结，制得具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷。
8.根据权利要求7所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的制备方法，其特征在于，步骤S1中所述行星球磨是以无水乙醇为溶剂，Si3N4研磨球为混料介质，所述行星球磨的转速为250～350r/min，所述混合的时间为12～24h；所述旋转蒸发处理的水浴温度为45～60℃，转速为40～70r/min。
9.根据权利要求8所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷的制备方法，其特征在于，所述行星球磨的转速为300r/min；所述旋转蒸发处理的水浴温度为55℃，转速为50r/min。
10.权利要求1-6任一项所述的具有织构化的硼化物/氮化硅复合陶瓷在刀具切削领域中的应用。
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