氧化铝-氧化锆-碳化物晶须增强切削刀具

摘要

提供了一种具有氧化铝基陶瓷成分的金属切削镶嵌件，其组成为(体积百分率V％)：契1.5至12.5V％的硅化硅晶须和约7.5至17.5V％的氧化锆。碳化硅晶须和氧化锆基本上均匀地分布在氧化铝基基体中。最好是，氧化铝基陶瓷成分的至少约7V％为四方晶系氧化锆。

说明书

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本发明涉及含氧化锆的氧化铝基陶瓷切削刀具。它特别涉及用于软钢的高速粗加工的陶瓷切削刀具。

过去，美国专利No.4，534，345和No.4，507，224中所说明的精选的氧化铝-碳化硅晶须增强复合材料中已经加入过规定量的氧化锆，以提供增强的抗断韧性和（或）抗弯强度（见美国专利No.4，657，877和No.4，749，667;日本专利公告No.昭62-265182;Clausen等人，《晶须增强的氧化物陶瓷》，Journal    de    physique    Colloque    CL，Sopplement（增刊）No.2，Tome    47，1986年2月，CL-693至CL-702页;Becher等人，《利用晶须增强的陶瓷韧化》，陶瓷断裂力学7，Bradt等人编，Plenum出版社，纽约（1986年），61-73页）。

人们已经指出，为了改善抗断韧性和（或）抗弯强度，氧化锆应当是单斜晶系和（或）（亚稳态的）四方晶系相。人们已经进一步指出，亚稳态的四方晶系相是通过缩小氧化锆粒径或利用含量小于完全稳定立方晶系氧化锆相所需的量的立方晶系氧化锆稳定促进剂如氧化钇、氧化钙、氧化镁和稀土氧化物来得到的。

已经提出了由许多种含氧化铝、氧化锆和碳化硅晶须而具有或不具有其它添加剂的复合材料制成的切削刀具（见欧洲专利申请No.86107916.8（1987年1月21日作为No.0208910公布）;美国专利No.4，749，667;《多次韧化陶瓷》，Techno    Japan，19卷，第10期，1986年10月，78页;以及欧洲专利申请No.86301597.0，1986年9月17日作为No.0194811公布）。

至于用这些刀具切削的材料，人们指出这些刀具已被用于加工铸铁、淬硬钢和镍基超级耐热合金。这些材料在金属切削期间遇到的高温下与切削镶嵌件中的碳化硅的反应都相当小。上述文献没有一篇指出，对于软钢高速粗加工用的金属切削镶嵌件，通过现在由本申请人发现的将氧化铝基陶瓷的成分控制在组合的临界范围内的方法，可以显著地改善切削性能。

根据本发明，氧化铝基陶瓷切削镶嵌件包括（按照体积百分率，V%）约1.5至12.5V%的碳化硅晶须、约7.5至17.5V%的分散在氧化铝基体中的氧化锆。氧化铝基陶瓷复合材料含有四方晶系的氧化锆，其含量当在1000表面英尺/分、0.025英寸/转和0.100英寸切削深度的条件下车削硬度处于约190-200BHN（布氏硬度数值）范围内的AISI    1045钢时，足以提供寿命至少为约10分钟，较好的是至少为约12分钟，而更好的是至少为15分钟的切削刀刃。

较好的是，复合材料的至少约7V%为四方晶系氧化锆。更好的是，陶瓷复合材料的至少约7.5V%为四方晶系氧化锆，而最好的是至少约8V%为四方晶系氧化锆。

较好的是，碳化硅晶须的含量保持在约2.5至12.5V%，更好的是，2.5至11V%，而最好的是约2.5至7.5V%。氧化锆含量较好的是保持在约9和16V%之间。

目前的氧化铝基陶瓷至少含40V%氧化铝，而较好的是，至少含约50V%氧化铝。

结合下面简要说明的附图考察本发明的详细说明，将会更加清楚地理解本发明的这些方面和其它方面。

图1是根据本发明所述的一种方形切削镶嵌件实施例的立体图。

图2是高速粗加工AISI    1045钢时金属切削镶嵌件寿命作为各种不同的氧化锆含量下碳化硅晶须含量的函数的图形。

图1表示本发明的一种优选实施例，其中金属切削镶嵌件10具有一个前倾面30、一个侧面50和一个位于前倾面和侧面交界处的切削刀刃70。较好的是，切削刀刃70处于削边状态（如K棱面）切削镶嵌件是用本发明的氧化铝-碳化硅晶须-氧化锆复合材料制成的。

考虑下述例子将会更清楚地理解本发明。下面表1列举的是试验的氢化铝-碳化硅晶须-氧化锆成分及其热压温度。

通常，每种混合物是通过在罐状研磨机中存在约4公斤氧化铝圆球的条件下将Al₂O₃（AlCOA>2（Zircar未稳定的）球浆一起混合1小时而制成的。而后加入经过声波处理的碳化硅晶须（日本东京的Tokai碳公司，TOKAWHISKER（TOKAMAX）2级，纯度＞997%）粉浆，全部混合物混合1小时。Al₂O₃和ZrO₂粉浆预先受到充分的研磨，以便分别得到0.5至0.6μm和0.6至0.8μm的平均粒径（用BET法（布鲁瑙厄-埃梅特-泰勒法）测定的相应的比表面积分别为10至14m²/g和20至40m²/g）。碳化硅晶须的直径为约0.3至0.7μm、长度为约5至50μm。所有粉浆都在异丙醇中制成，最终粉浆含有约25至30W%（重量百分率）的固体。混合后的粉浆在盘中干燥，由此得到的粉末通过100目的筛网进行筛选。通过在石墨模具中在1500至1800℃温度（见表1）和约4000至5000psi（磅/平方英寸）的压力下在氩气氛中的单轴热压得到这些复合材料的完全致密的（＞理论密度的98%）坯料。从这些坯料上切割下样品，用于评价物理和机械性能，并制备金属切削试验用的镶嵌件。

表1

混合物    热压温度    成分

编号 （℃） V%SiCw V%ZrO₂

1    1650    5    5

2    1570    10    5

3    1650    15    5

4    1650    25    5

5    1700    35    5

6    1540    5    7.5

7    1510    0    10

8    1540    2.5    10

9    1650    5    10

10    1540    7.5    10

（续表1）

混合物    热压温度    成分

编号 （℃） V%SiCw V%ZrO₂

11    1550    10    10

12    1550    12.5    10

13    1555    15    10

14    1550    17.5    10

15    1550    20    10

16    1650    30    10

17    1700    35    10

18    1540    5    12.5

19    1510    0    15

20    1530    2.5    15

21    1555    5    15

22    1520    7.5    15

23    1550    15    15

24    1600    20    15

25    1650    30    15

26    1740    35    15

27    1530    5    17.5

28    1650    5    20

（续表1）

混合物    热压温度    成分

编号 （℃） V%SiCw V%ZrO₂

29    1550    15    20

30    1575    25    20

31    1700    35    20

32    1800    15    0

33    1800    20    0

34    1800    25    0

35    1800    30    0

36    1800    35    0

表2表示致密化混合物的洛氏A标（RA）硬度抗断韧性和四方晶系氧化锆含量。根据本发明，洛氏A标硬度较好的是至少为93，而更好的是至少为93.5。抗断韧性（K_IC）是利用Palmpvi>

在室温下具有单斜晶系（m）平衡结构的ZrO₂能发生相变。当加热超过约1200℃时，ZrO₂转变为四方晶系（t）相，它可以通过掺加化学成分（如与Y₂O₃）的方法或通过保持粒径足够小的方法在室温下保持亚稳态。当四方晶系ZrO₂转变为单斜晶系相对体积约增大4%，这导致杭伸应力减小和抗断韧性增大，也就是所谓“相变韧性”。ZrO₂在抛光或研磨期间由于应力感生相变可能会发生变成单斜晶系形成的自发相变，从而产生表面压缩应力。将Porter-Heuer公式（Porter等人，J.Amer.Ceramic>2的111反射峰值强度（Im（111））和四方晶系ZrO₂的111反射峰值强度估算单斜晶系ZrO₂的百分率（Vm）：

1.603I_m（111）

V_m＝>

1.603I_m（111）+S_t（111）

和V_t＝1-V_m（2）

此处Vt为四方晶系ZrO₂的百分率。

四方晶系ZrO₂在整个复合材料中的体积百分率（V_t）估算如下：

vt＝Vt    vz    （3）

式中vz是混合物中加入的全部ZrO₂的体积百分率。上述关系假定在固结期间ZrO₂除了上面讨论的相变外基本上保持不变。

因为在进行X射线衍射、抗断韧性测量或其它评价时必须对表面进行切割、研磨或抛光，所以作为这种机械加工的结果表面上的一部分四方晶系ZrO₂转变为单斜晶系相。在这方面，抛光表面比起研磨表面来，其四方晶系ZrO₂的含量更接近于材料内部的数值，因为前者本质上是相当温和的。对研磨表面和抛光表面进行了Vt和vvt值的比较，我们发现抛光表面显示出比研磨表面要大的四方晶系ZrO₂含量。这种增大大体上平均为vt的约2.5v%。在表2中，对研磨表面测得的四方晶系氧化锆的体积百分率后面加注了字母“g”。在所有其它情况中，四方晶系体积百分率是在抛光表面上测得的。

我们发现，Vt和vt都随碳化硅晶须含量的增大而减小。当碳化硅晶须含量增大时，Al₂O₃-SiCw基体的热膨胀系数减小这减小了ZrO₂的临界粒径;也就是，在热压后冷却至室温时，大于该临界粒径的ZrO₂颗粒将自发地转变为单斜晶系结构。对于低含量的ZrO₂来说vt随ZrO₂含量而增大，通过一个最大值，而后随ZrO₂含量的进一步增大而减小。

表3    车削AISI    1045钢（约190至200BHN）

镶嵌件    切削刀刃寿命    平均寿命

材料    和失效方式    （分钟）

混合物1    2（BK）0.25（BK）    1.1

2    -    -

3    10.5（CH）7（BK）10.9（DN）6.2（BK）    8.7

4    7（BK）3.9（BK）7（CH）    6

5    0.5（CR）0.6（CR    0.6

6    10（DN）5（DN）    7.5

7    7（BK）20（BK）    13.5

8    12.5（BK）20（DN，BK）    16.5

9    11.3（DN）25.5（FW）    18.4

10    13（BK）11（BK    12

11    10.7（DN）19.2（FW）14（BK）14.7（BK）14.7

12    -    -

13    6.6（DN）16.1（BK）    11.4

14    -    -

15    10.1（BK）11.0（DN）8.1（DN）6.8（DN）9

16    4（CR）0.7（CR）    2.4

17    -    -

18    16.8（DN8.5（DN）    12.7

（续表3）

镶嵌件    切削刀刃寿命    平均寿命

材料    和失效方式    （分钟）

19    16.2（DN）15.1（DN）    15.7

20    12（CH）13.8（DN）    12.9

21    14（BK）21.7（DN）    17.9

22    15.4（DN）15（BK）    15.2

23    -    -

24    3.2（DN）6.8（DN）    5

25    2.1（DN）2.7（DN）    2.4

26    -    -

27    12.6（DN）16.2（BK）    14.4

28    0.6（CN）0.7（DN）    0.7

29    3.5（BK）4（DN）    3.8

30    3（DN）4.9（DN）    4.0

31    1.1（CR-DN）0.7（CR）    0.9

32 6.6（DN）5.0（CH）^＊5.8

33 ＜0.5（DN）4.0（BK）^＊2.25

34 9.5（CH）1.0（CR-BK）^＊5.25

35 0.6（CR）1.4（BK）^＊1.0

36 ＜0.5（CR）0.3（BK）^＊0.4

（续表3）

试验条件

1000Sfm（表面英尺/分钟）

0.025ipr（英寸/转）（^＊第二次试验为0.02

0.024ipr）

0.100英寸doc（切削深度）

SNGN-453T（按照ANSI    B2124-19

1986的美国国家标准规定）可以转换位置的切削

镶嵌件方式

（切削刀刃制备：

0.008英寸×20°K棱面）

15°导向角（侧面切削刀刃角）

-5°侧面前倾角

-5°背面前倾角

无冷却剂

切削刀刃寿命判断

FW-0.015英寸均匀侧面磨损

MW-0.030英寸集中侧面磨损

CR-0.004英寸坑口磨损

DN-0.030英寸深的切削缺口

CH-0.030英寸集中磨损或碎裂

（续表3）

BK-破裂

AISI    1045相当于统一编号系统（UNS）规定-G10450。

表3列举了预加工的AISI 1045钢的高速粗加工中可以转变位置的镶嵌件切削刀刃的寿命。图2中绘制了切削刀刃寿命作为碳化硅晶须含量的函数的图线。可以看出，切削刀刃寿命似乎在开始随碳化硅晶须含量的增大而增大。达到最大值的碳化硅晶须含量似乎是ZrO₂含量的函数。刀具寿命的最大值出现在约10至15V%的ZrO₂含量。我们发现，在碳化硅晶须的高含量。刀具寿命主要由于坑口磨损而终结，可能归因于铁和SiC之间的快速化学反应。导致硬度降低的高含量ZrO₂使刀具由于切削缺口的深度而失效。对于碳化硅晶须和ZrO₂含量都比较低的刀具，破裂和碎裂是主要的失效方式，可能归因于这些复合材料的抗断韧性很低。

在上述几个物理和力学参数中，我们发现四方晶系ZrO₂成分的体积百分率与切削刀刃寿命直接有关。也就是，当混合物中四方晶系氧化锆的体积百分率增大时，切削刀刃的寿命也增大了。我们相邻这种行为的理由可为的理由可能是，因为抗断裂能力主要通过相变韧化得到，所以高含量的四方晶系氧化锆能提高抗断裂能力和刀具寿命。我们也相信，需要低含量的碳化硅晶须，以尽可能减小化学磨损，尽可能增大四方晶系氧化锆的量，和补偿由于添加ZrO₂而造成的硬度损失。

本发明的上述说明证实，为了尽可能增大低碳软钢的加工中切削刀刃的寿命，刀具材料应当在含Al₂O₃的基体中包含约1.5至12.5V%的碳化硅晶须，约7.5至17.5V%的ZrO₂较好的范围为约2.5至11V%的碳化硅晶须和9至16V%的YrO₂。其次，较好的是，复合材料的至少约7V%应当是四方晶系ZrO₂的形式。含大于17.5V%ZrO₂的切削刀具可能太软，因而可能由于过渡磨损而过早失效，另一方面，增大碳化硅晶须含量可能导至增大化学磨损和减小四方晶系氧化锆的含量，从而缩短切削刀刃的寿命。如图2中可见，当加入的碳化硅晶须为2.5至5V%时切削刀刃的寿命增大，在约5V%时出现最大值碳化硅晶须超过约5V%，切削刀刃寿命开始缩短。因此，最好是碳化硅晶须的最大含量为约5至7.5V%。

在本发明的另一个实施例中，除了碳化硅晶须以外（或者是部分地替代碳化硅晶须），还可以加入复合材料的约1.5至37.5V%量的作为晶须和（或）基本上等轴的微粒的碳化钛，较好的是2至35V%，更好的是约10至30V%。

在本发明的又一个实施例中，可以用1.5至37.5V%含量的（较好的是10至30V%含量的）碳化钛晶须单独地或与基本上等轴的碳化钛微粒相结合地完全替代此处所用的碳化硅晶须。

碳化钛具有比氧化铝高的热膨胀系数。因此，我们相信，碳化钛添加剂应当能够使更多的四方晶系氧化锆在室温下存留。此外，碳化钛虽然不如碳化硅硬，但它在金属切削遇到的高温下与铁的反应比碳化硅要弱得多。碱化钛晶须可以用下述文献的方法制造：A.Kat    Kato等人，《碳化钛晶须在化学气相沉积中的生长速率》，J.Cryst.Growth，37（1977），293-300页;N.Tamari等人，《各种金属和难熔氧化物对化学气相沉积法生长IiC晶须的催化效应》，J.Cryst.Growth，46（1979），221-237页。碳化钛晶须及其在氧化铝基切削镶嵌件中的结合和应用公开在Mehrotra等人在1987年5月28日申请的美国专利申请顺序号No.056，091中，该专利已转让给Kennametal公司，现在成为美国专利No.4，852，999。

本发明的其它实施例可以在与本发明同时申请并转让给此处的受让人的P.K.Mehrotra等人的美国专利申请顺序号No.266，721中找到。该专利证实，如果在本专利的复合材料（含碳化钛和（或）碳化硅晶须）中加入氧化镁，可以进一步改善切削刀刃的寿命，氧化镁的含量范围为复合材料的0.03至3V%最好是约0.04至1V%。

此处提到的所有专利、专利申请和文献都通过参考结合进去了。

如此处所述，所提到的四方晶系氧化锆含量是用此处所说明的技术从抛光表面的X射线衍射估算的含量。

考虑到本发明或此处公开的本发明的实施，对于那些熟悉本技术的人来说，本发明的其它实施例将是十分明显的。我们希望，说明书和例子只作为举例性质，同时通过下列权利要求书表明本发明的实际范围和精神实质。