第IVB族元素硼化物基的切削刀具 本发明涉及第IVB族元素(钛、铪、锆)硼化物基的制品、切削刀具和它们的致密化技术。特别涉及到的是二硼化钛基的切削刀具和它们在加工第IVB族金属及其合金、特别是钛及其合金上的应用。
早在1955年人们就已经认识到“不管使用什么技术，对钛及其合金的切削加工将一直是一个问题”(Siekman，H.J.Tool Engng，Jan.1955，Vol.34.Pages78-82)。
在过去的近四十年中，对大多数工件材料的工业加工技术都得到了显著发展。陶瓷、金属陶瓷和陶瓷涂层刀具得到了开发和商业应用，这大大提高了加工钢、铸铁和高温合金的效率。但是，同一时期，钛合金的加工技术进展缓慢。在大多数钛的加工场合，首先选用的工业化切削刀具材料仍然是高速钢和末涂层的、约含6％(重量)钴的烧结碳化钨材料，如Kennametal K313牌号的硬质合金刀具。使涂层的硬质合金刀具(如牌号Kennamatal、KC720和KC739)来加工钛合金，只获得了有限的改进。使用未涂层地硬质合金刀具来加工钛基金属材料大大限制了加工这些材料的效率的提高，因为在加工钛合金时，未涂层硬质合金在大多数工业应用中被限制在250英尺/分钟的速率以内(参见Dearnley et al.，“Evaluation of PrincialWear Mechanisms of Cemented Carbides and Ceramics used forMachining Titanium Alloy IMI318，″Materials Science andTechnology，January 1986，Vol.2，Pages 47-58；Dearnleyet al.，″Wear Mechanisms of Cemented Carbides andCeramics used for Machining Titanium，″High TechCeramics，ed.by P.Vincenzini，Elsevier Sci.Publ.(1987)Pages 2699-2712；Metals Handbook，Ninth Edition，Vol.16，″Machining，″(1989)，Pages 844-857；Marchadoet al.，″Machining of Titanium and Its Alloys-AReview，″Proc.Instn.Mech.Engrs.，Vol.204(1990)Pages 53-60；and″Kennametal Tools，Tooling Systems andServices for the Global Metalworking Industry，″Catalogue No.A90-41(150)E1，(1991)Page274.
Kennametal、KC、K313、KC720和KC730是Kennametal Inc.(Latrobe，Pennsylvania)切削刀具品牌的商标。
通过使用高压冷却液切削加工系统，用未涂层硬质合金刀具加工钛合金时切削速度可提高到500～1000英尺/分钟(例如，U.S.专利No.4621547)。但这些系统价格昂贵，难以结合到现有加工机器中，并且需要大量维修费。因此，它们在加工钛合金的应用中受到限制。
很显然，为了加工钛基金属材料，人们迫切需要高级的切削刀具材料，和先进的加工方法。
本发明人意外地发现了一种新的加工钛基金属材料的刀具材料，它明显提高了钛的加工效率并且满足了前面所说的人们长期以来的需要。本专利中请人已经发现，使用溢流冷却(flood cooling)加工钛合金时在保持每条切削刃切削大致相同数量金属的前提下，本发明刀具切削金属的速率为使用未涂层碳化物刀具时的二至三倍。结果明显提高了加工效率，并且使得加工一定的钛合金工件所需劳动时间明显降低。这些结果是在使用标准的溢流冷却方法时得到的。因此，本发明进一步的优点在于它不需要使用高压冷却液系统就可获得高的加工速度。
根据本发明的一方面，提供了一种钛合金的切削加工(chipforming machining)(例如，车)方法，根据该方法切削是在溢流冷却时，在速度至少为400，甚至至少为500英尺/分的情况下完成的，刀具的持续工作时间至少为3分钟。
根据本发明的另一方面，提供了一种用于第IVB族(Ti，Hf，Zr)金属材料切削加工的金属切削刀具，它有一个前倾面(在加工时，第IVB族金属材料的金属屑流过该面)，一个侧面和一条切削刃，该刃以高速度(≥400英尺/分钟)切削第IVB族材料。这种金属切削刀具的组成是以第IVB族元素硼化物为基(即，至少60％重量的第IVB族元素的硼化物)，确切地说，是含有IVB族元素硼化物相的陶瓷组合物，最好是含有作为烧结助剂的残余物形成的第二相和这种IVB族元素硼化物相。
这种陶瓷成分应含有一种或多种下面的相：NxnMyn硼化物，其中xn＞yn，yn≥0，n是≥1的整数，N是钛，铪或锆中的一种或相互间的固溶体，M可以是W、Co、Mo、Ta、Nb、Fe、Ni、Al和/或Cr，但最好是W和/或Co。优选地，Nx1My1硼化物相应为二硼化物，如果是Tix1My1B2相更合适，最合适的，对于致密陶瓷是具有TiB2晶体结构(用X射线衍射法测定)。
在本发明的一个优选实施方案中，第IVB族元素硼化物基的致密陶瓷组合物具有下面的显微结构：其中有如上所述的Nx1My1硼化物相，和含有N和M的第二相(例如，Nx2My2Z、其中Z可以是硼，或者碳化硼，氧化硼，氮化硼，碳氮化硼，碳氮氧化硼，氧碳化硼或氧氮化硼)。优选地，还存在一种也含N和M的第三相(例如，Nx3My3Z)。优选地，第二相中的y2/x2比应大于第三相中的y3/x3比，并且y3/x3比应大于第一相中的y1/x1之比。对于第一种硼化物相而言，M可以是上述元素中的任何几种，但最好为钨和/或钴。确切地说，第二相和第三相形成一种埋置Nx1My1硼化物相的基体。在许多情况下，第二相在Nx1My1硼化物相的周围形成晕圈，第三相存在于第二相的外边。
除了上述相以外，在本发明刀具的显微结构中还可能发现少数相包括，CoW2B2，CoWB5、WB、W2B、W3CoB、TiB和Ti3B4。
应该理解，上述的各相中还可包含少量的氧、碳、氮和由助烧剂、增韧剂、颗粒均匀剂(grain refining agents)和杂质带入的其它元素。
上述的致密陶瓷、除了用作高速切削活性金属(即，Hf、Ti、Zr)及其合金的刀具以外，也可用来切削其它材料(例如，铝和铝合金，淬硬钢和冷硬铸铁)，还可用于非切削领域。在这种非切削领域的应用中有用于装载或接触液体金属(如铝)的制品(例如，舟、坩埚和电极)，还有成型片状金属制品(如罐)的插入件和模具。
根据本发明的另一方面，提供了一种制造上述二硼化钛基的制品的工艺。该工艺包括向TiB2粉末中添加足够数量的Co和WC以使材料在烧结过程中充分致密化(即；达到至少97％的理论密度)。现已发现，若向现在的组合物中同时添加足够量的Co和WC，它们一方面能改善组合物的致密化，另一方面能促使在致密化的材料中形成细的晶粒尺寸。优选地，如果材料准备通过单轴热压致密化，WC+Co的总量至少为2.5％(重量)，更优选为至少3％(重量)。如果材料准备冷压成型，再烧结而致密化，那么，WC+Co的总量应至少为3％(重量)才合适，更好一点为至少3.5％(重量)，这样才能保证在大约2200℃或更低的温度下进行充分的致密化(即；至少97的理论密度)。当本发明刀具中WC+Co的含量高于大约12％(重量)时，它在加工钛合金时的磨损速率也增加。因此，最好尽量减少WC+Co的含量，以避免过大的磨损速率。确切地说，WC+Co含量应低于12％(重量)，最好低于10％(重量)。
根据本发明的一个优选实施方案，向TiB2粉末(或任选地，ZrB2、HfB2、或它们彼此之间和/或TiB2的固溶体)中加入大约3.0～10％(重量)的WC+Co，并一起混合形成混合物。优选地，还可加入0.25～1％(体积)的BN以进一步控制晶粒生长。然后最好在室温下干压粉末混合物，形成坯块。然后，在不超过30000psi压力下烧结坯块，制成充分致密的制品(即：至少97％的理论密度)，制品的适宜平均晶粒度为8μm或更小，再好一点为6μm或更小，4μm或更小时最好。
从下面简要描述的附图以及本发明的详细说明中，可以更清楚看到本发明的这些及其它特别。
图1表示本发明的刀具的一个实施方案。
图2表示利用背散射成像方法，通过扫描电镜观察本发明刀具的显微结构的一个实施方案。
图3表示用5倍于图2所用放大倍数来观察本发明刀具的显微结构的一个实施方案。
图4在车削Ti-6Al-4V合金时、本发明刀具和现有技术的未涂层硬质合金刀具的刀尖磨损与切削时间的关系图。
图5是用本发明刀具和现有技术的未涂层硬质合金刀具在车削Ti-6Al-4V合金时，最大侧面磨损量与切削时间的关系图。
图6是用本发明刀具和现有技术的未涂层硬质合金刀具分别以152和213米/分钟(相当于500和700英尺/分)的速度加工Ti-6Al-4V合金时，最大侧面磨损量与切削时间的关系图。
图1示出了根据本发明制造制品的一个最佳实施方案。尽管本发明可用于许多领域，但发明者发现它特别适合用作切削刀具。
图1表示了一个由本发明人发现的陶瓷材料构成的金属切削可转位刀片10的实施方案。本发明的刀具最好用于第IVB族金属材料(锆及其合金、钛及其合金和铪及其合金)的高速(≥400英尺/分钟)切削加工(例如：车、铣、开槽、攻丝、钻孔、镗孔、锯)。本发明人已经发现本发明特别适宜于钛合金的高速加工。在加工这些材料时，为了获得本发明材料的最佳使用效果，切削速度应至少为500英尺/分钟，并且最好等于或小于1000英尺/分钟。
适合于加工钛合金的最佳进给量预计为0.002～0.015英寸/转，为0.002～0.010英寸/转时更好。加工钛合金的最佳切深约为0.01～0.2英寸，为0.01至0.15英寸时更好。
切削刀具10有一个前倾面30，在高速加工第IVB族金属材料时形成的切屑流过此面。与前倾面30相连的是至少一个侧面50。在前倾面30和侧面50的至少一个连接处，形成一条切削刃70，以便切削第IVB族金属材料。
尽管切削刃70可以是尖锐的，油石研磨过的、倒角过的、或倒角后再用油石研磨过的，它最好是倒角过的，它的一个实施方案示于图1。
确切地说，可转位刀片10在高速加工(例如：车)钛合金时，其切削刃持续工作时间至少为3分钟，甚至至少为5分钟。此外，在相同的高速切削条件(包括溢流冷却)下加工钛合金(例如，车)时，本发明刀具的最大侧面磨损速率不超过未涂层硬质合金刀具的1/2，甚至不超过1/3。
优选地，图1所示的切削刀具是由本发明的TiB2基陶瓷材料构成。图2和图3表示用两种不同放大倍数进行观察时，本发明最佳实施方案(见实施例1，表I)的典型显微结构。从图2可看出，晶粒结构基本上均匀并且很细，平均晶粒度估计约为4μm。从图3可以更清楚地看出，晶粒结构的特征在于黑色的核心相，或核心部分，它很可能是TiB2或Tix1My1B2，其中M最好为W和/或Co，而y1≥0。第一相埋置于由第二相，和可能还有第三相所构成的基体中。在许多情况下，与核心晶粒相邻并且基本上包围核心晶粒的是浅灰色的第二相，据认为它主要由Tix2My2Z构成，其中x2＞y2，y2＞0，y2/x2＞y1/x1，并且M最好为W和/或Co。在许多这些相的周围是第三相，其灰色的程度介于核心部分和第二相之间。这种第三相据认为是由Tix3My3Z相构成，其中My3最好是W和/或Co，x3＞y3，y3＞0。并且y2/x2＞y3/x3＞y1/x1(即，第二相基体中钨的浓度大于第三相基体中钨的浓度)。但是，钛的浓度则是在核心部分的晶粒中最高。X射线衍射分析也表明存在的主晶相具有TiB2型的晶体结构。但是，因为X射线衍射对少量相或少量的固溶体缺乏灵敏度、因此仅从X射线衍射还看不出存在哪些少量相或固溶体。
仅从X射线衍射分析也不能看出形成上述第二相和第三相的到底是什么相。但是，从显微照片上可以明显看到第二相和第三相的存在，如果这些相也是TixnMynB2相(即，Z＝B2)其中含有少量W和/或Co的固溶体(例如：Tix2Wy2B2，和Tix3Wy3B2)，那么它们从X射成衍射图谱中消失是可以解释的。在这种情况下，它们从X射线衍射分析中消失的原因为，它们具有与TiB2几乎相同的晶粒格常数。即，TiB2衍射峰基本上与第二相和第三相的相同，因此掩盖了这些相的峰。
尽管相信围绕第一相形成晕圈的相是二硼化物(见图3)，它们也可以含有少量的碳化硼，氮化硼，氧化硼、碳氮化硼、氧碳化硼，氧氮化硼或氧碳氮化硼；但是这还没有得到证实。但已经可以确定的是内晕圈即第二相的钨浓度大于外晕圈即第三相的钨浓度，并且所有的三相均含钛作为主要的金属元素成份。
除了用X射线衍射观察到的TiB2相以外，有时用X射线衍射可观察到其它的少量相有：CoW2B2，CoWB5、WB、W2B、W3CoB、TiB和Ti3B4。图3中看到的白色相据认为是上述富钨相中的一种。图3中的黑点据认为是气孔。
任选地，类似的组合物也可基于ZrB2或HfB2或它们的混合物、以及它们彼此之间或与TiB2的固溶体而制成。但因为价格太贵，这些组合物不如TiB2基的组合物好。总的来说，可以这样来说：本发明包括一种致密的组合物，该组合物包括第一种金属二硼化物相，最好还有第二种金属二硼化物相，其中第一种金属二硼化物相含有第一种金属元素，该金属选自钛、铪和锆中的一种或几种，而且还可结合W和/或Co；第二种金属二硼化物相含有金属W和/或Co，并结合有Ti、Hf和/或Zr。在这种材料中，Mo、Nb、Ta可以部分或全部取代W，而铁和/或镍可以部分或全部取代材料中的Co。此外，W、Mo、Al和/或Cr可以部分地取代材料中的钴。
本发明中的致密化可通过热压合适粉末的混合物来实现，也可以冷压混合物粉末形成坯块，然后无压烧结再热等静压烧结该坯块。
这些工艺可通过下面对于TiB2基组合物的讨论得以说明，但应该了解，所述的工艺也适用于本发明的以ZrB2和HfB2为基的组合物，以及它们的混合物或它们之间和/或TiB2的固溶体。
根据本发明，制得了一种粉末混合物，它含有至少60％(重量)的TiB2，适宜的含量至少为75％(重量)、再好一点至少为85％(重量)，最合适的含量是至少为90％(重量)。
优选地，为了获得在加工钛合金时具有高的耐磨性，使用的TiB2的量在组合物经热压或冷压成型—无压烧结—热等静压烧结后能致密化的前提下应尽可能地高。申请人业已发现，与其它陶瓷相比、TiB2在加工钛合金时具有优良的不与钛反应的特点，并且有良好的导热性；但是，要保持细的晶粒度，它就难以致密化。
申请人惊奇地发现，如果向TiB2粉末混合物中加入WC和Co，TiB2基陶瓷可以容易地致密化。WC和Co的加入方式可以是：(1)直接以WC(或W和C)和Co粉末形式单独加入；(2)在TiB2粉末碾磨过程中，以烧结的WC-Co球磨介质磨损的形式加入；(3)以一种烧结的WC-Co粉末的形式加入；或(4)以(1)，(2)和/或(3)的综合形式加入。为了保证热压时在2000℃或低于2000℃温度下实现致密化，至少应向TiB2粉末中加入总含量为2.5％(重量)的WC+Co。当致密化采用冷压成型—无压烧结和热等静压烧结来完成时，则应至少加入3％(重量)的WC+Co。
尽管不是最佳的比值，本发明人发现W/Co的重量百分数的比可以是约9∶1至约20∶1。业已发现、添加上述最低数量的Co和WC可以大大促进材料的致密化、而且对所得到的材料的晶粒度无不良作用。据认为这种作用是由于WC和Co在烧结过程中形成了低熔点的低共熔合金而造成的。因此，可以相信W/Co比即使低至1∶20仍然有用，并可在进一步降低充分致密化所需要的烧结或热压烧结温度。添加WC+Co的适宜总量应低于大约12％(重量)，再好一点应低于10％(重量)，因为随着WC+Co含量的增加，在高速加工钛合金时，所观测到的刀具磨损速率也增大。
本发明人还发现，向粉末混合物中加入有效量的晶粒生长抑制剂，可以进一步控制致密制品的晶粒尺寸。因此，本发明人倾向于向粉末混合物中加入占粉末混合物0.25～1.0％(体积)的BN粉末。
为了提高材料用于特殊场合时的某些性质，可以向粉末混合物中添加一定量(但总量应不超过35％(体积))的其它元素和/或化合物。现在认为合适的添加物有：(1)加入TiC、ZrC，B4C、TaC和Mo2C，以改善耐磨性；(2)加入TiN，TiC以促进致密化。可用二硼化铪和/或二硼化锆代替TiB2以提高耐磨性，优选地，组合物中HfB2和ZrB2的适宜总含量应控制在低于35％(体积)。还发现：添加的一部分Co可以被少量的W、Fe、Mo、Ni、Al和Cr代替或补充，也可全部被Fe和/或Ni取代。
使用具有长轴状或晶粒状形态的原料粉末可以进一步提高断裂韧性。例如，可用TiB2晶须代替一些TiB2原料粉末，或者加入SiC、B4C、TiC、ZrC、TaC或Mo2C长轴状颗粒或晶须。上述粉末应混合一段合适的时间，以从WC-Co硬质合金球磨介质中磨下所需要的WC和Co量。确切地说，至少有约2.5％(重量)的WC+Co以这种方式被加入到混合物中。
然后，使混合粉末致密化。如果是通过单轴热压来进行致密化，那么适宜的热压温度和压力分别为约1800-2000℃和约1-5KSi，压力为1～2Ksi时更可取。应尽量降低热压温度，以减少晶粒过分生长。热压过程中为了达到最大的致密化，在升温时，压力应保持在尽量低的水平以使得加热过程中产生的气体逸出。在这些气体逸出之后，就可施加全部的热压压力。
作为另一种选择方案，也可以将粉末混合物冷压成型成为素坯，然后在1800℃～2200℃之间烧结，再在1700-2100℃，不超过30000psi压力下的氩气、氦气或其它惰性气体(除N2气外)气氛下进行热等静压烧结。对于给定组合物，在获得相同的致密度和细的晶粒尺寸的前提下，第二条致密化途径比热压烧结要好，因为这样可以免去热压陶瓷片的切割和磨削，从而可降低生产成本。
本发明人认为，为获得最优异的金属削性能，控制好致密制品中的晶粒尺寸是很重要的，因此，所选择的适宜平均晶粒尺寸为8μm或更小，更可取的为6μm或更小，最好的为4μm或更小。本发明人认为组合物的晶粒尺寸很重要，因为TiB2具有很高的弹性模量E，和各向异性的热膨胀系数α，因此，含大的TiB2晶粒的陶瓷的耐热冲击性降低。但是，本发明人相信，如上所述，通过保持晶粒的细度(这些晶粒基上是无规取向)，可以降低这些性质的不良作用。
根据本发明制得的制品，优选具有室温洛氏硬底为94.3～96.5，更优选为94.7～96，最优选为95.0～96.0。它们的密度至少为理论计算密度的97％，甚至至少为98％。这些制品的断裂韧性KIC(Evans&Charles)难以测定，但估计(用300-500gm负载)，用Palmqvist压痕法测得的断裂韧性，为约3.5～约4.5MPam。尽管其力学断裂韧性值低，但正如下面实施例所述的那样，根据本发明制备的制品在车削钛合金时意外地有优良的韧性。这些实施例进一步说明了本发明刀具在高速加工钛合金时表现的显著优越性。
根据本发明制备的制品由表1所示组合物构成。
表I
球磨后WC 密度(相对于
洛氏硬度 晶粒尺
球磨时间 +Co总含 热压温度(℃) 密度
理论计算密实施例 原料* (分钟) 量(wt％) 压力(Ksi) (g/cm3) 度的％) (室温) 寸范围No. (R.T.) (μm)1. .25v/o BN + .63 v/o
WC + .07v/o Co 50 4.3 1900/1 4.619 99 95.2 1-62. .25v/o BN 120 5.1 1850/1 4.554 98 95.5 1-73. .25v/o BN 120 5.1 1900/1 4.611 99 94.9 nm4. .25v/o BN + 1.28v/o
WC + .15v/o Co 50 1900/1 4.662 99 95.2 0.5-75. .25v/o BN 45 2.5 1900/1 4.489 98 94.5 2-176. .25v/o BN + 2v/o
WC + 0.08v/o Co 50 1900/1 4.689 98 95.4 1-87. .63v/o WC + .07v/o Co 50 1900/1 4.589 99 95.5 1-10
*其余的为TiB2和杂质
1估计值
所用二硼化钛原料从是Hermann C.Starck Nerlin GmbH&Co.KG，(P.O.B.1229，D-7887 Laufenburg/Baden，Germany)公司得到的F级产品。这种粉末是经粉碎并球磨过的无规则形状的颗粒，它具有六方晶系晶体结构。表2列出了该TiB2粉末说明书中的性质及实测到的性质：
表II说明书 实测性质BET 比表面积 ＞4m2/g 4.m2/Scott TAP 密度/表征密度-- 9.2g/in3FSSS 颗粒尺寸 max.0.9μm 0.9μm
最大颗粒尺寸 98％＜6μm -Ti ≥66.5wt.％ 剩余量B ≥28.5wt.％ 29.8非金属杂质C ≤0.25wt.％ 0.21O ≤2.0wt.％ 1.92N ≤0.25wt.％ 0.11金属杂质Fe ≤0.25wt.％ 0.18其它-总量 ≤0.2wt.％ ＜0.2
氧化硼原料是使用Union Carbide的HCP牌号产品
WC粉末性质如下：
总碳 6.11w/o Cr .01w/o
自由碳 .01w/o Ta .12w/o
O2 .17w/o Ca .21w/o
Ni .01w/o Fe .02w/o
BET 1.36m2/g
钴粉是一种超细级的钴粉。
按表I所示比例将这些粉末一起球磨、形成100克批量。粉末在聚氨酯衬里的球磨机中用异丙醇和约3900克WC-Co硬质合金球湿磨表1所示的时间。这些硬质合金球的标定组成为约含5.7％(重量)的Co，1.9％(重量)的Ta，标定洛氏硬度和标定磁饱和度分别约为92.7和92％。
根据我们在上述这些条件下球磨这些粉末的经验估计，当球磨45至50分钟时，由于WC-Co硬质合金的磨损而向混合物中加入的WC+Co含量约为2.4～2.7％(重量)；当球磨120分钟时，含量将约为4.1～5.8％(重量)。
球磨后，将粉末混合物干燥，过筛，然后在表1所示条件下在氩气气氛中进行单轴热压。加热过程中不施加压力。升到热压温度时开始施加压力，并通常保持1小时。得到的制品几乎完全致密化并具有表1所列的密度、硬度和晶粒尺寸。将实施例1制得的热压坯块切割并磨制成SNGN-453T(0.002-0.004英寸×20°倒角)型的可转位金属切削刀片(见图1)。
对这些刀片进行了表III所列的金属切削实验，并与现有技术中尖刃的K313牌号硬质合金的SNGN-433型可转位刀片进行比较。如表III所示，这些实验是通过溢流冷却在600，800和1000英尺/分钟(sfm)，0.005英寸/转(ipr)，0.050英寸切深(DOC)的条件下进行的。用本发明材料制成的刀具的寿命是现有技术的硬质合金刀具的寿命的两倍还多。观察到在前倾面和侧面上，磨损机制主要是钛合金工件和本发明刀具之间的化学反应。从表4和表5分别所示的刀尖磨损和最大侧面磨损来看(它们都是表III中600英寸/分钟条件下的结果)，本发明刀具的磨损速率明显低于现有技术的刀具。
可用于这些应用中的一种水溶性冷却剂是Cimtech 500。Cimtech500是用来加工或模锻铁合金的一种合成流体浓缩物。它由Cincin-nati Milicron Marketing Co.，(Cincinnati，ohio)提供。当用于加工领域时，通常将它以水：冷却剂为30∶1到20∶1的比例在水中稀释。
表III
金属切削试验结果
刀具寿命(分钟)600英尺/分钟800英尺/分钟1000英尺/分钟本发明刀具现有技术刀具 ＞5.0 2.5FW ＞1.5 ＜0.5BK 1.5BK 未做条件：加工种类：车工件材料：Ti-6Al-4V钛合金(1300°F条件下退火2小时，空气中冷却)切削速度：如上所述进给量：0.0050英寸/转切深：0.050英寸主偏角：45°前角：-5°后倾角，-5°侧前角冷却液：20∶1的水稀释的溢流水溶性冷却液寿命结束的判据：破裂(BK)侧面磨损量(FW) ≥0.030英寸最大侧面磨损量(MW) ≥0.040英寸刀尖磨损量(NW) ≥0.040英寸切口深度(DW) ≥0.080英寸
如上所述本发明人还惊奇地发现，尽管刀具断裂韧性低，它对该材料车削上述钛合金并无不良作用。还发现使用溢流冷却液不会使本发明刀具由于过大的热冲击而破裂。这些结果表明，在达大于未涂层硬质合金刀具的推荐切削速度(即：＜250英尺/分钟)下切削，本发明刀具的切削刃寿命至少为现有技术硬质合金刀具的两倍。
尽管在低速下(＜250英尺/分钟)，未涂层硬质合金刀具可达到本发明刀具类似的使用寿命，但低的速度明显降低了金属的切削速度，而此切削速度在确定加工费用和加工实用性时是重要的因素。
在另一个实施方案中，根据实施例1，将实施例1所用的组合物混合。球磨后，将粉末干燥，借助润滑剂和挥发性粘合剂(例如：树脂/聚乙二醇)造粒、然后单轴冷压成为生坯刀片，将生坯刀片在真空中加热至大约460℃以蒸发润滑剂和挥发性粘合剂，再在1个大气压的氩气气氛中继续加热至约2000℃的烧结温度，并保持60分钟、然后冷致室温。然后将烧好的刀片在15Kpsi氩气压力下，于1850℃热等静压烧结60分钟。无压烧结和热等静压烧结都是将刀片埋在氮化硼埋粉中进行的。最后将刀片磨至最终尺寸。以这种方式，制得了RNGN-45T(0.002-0.004英寸×20°倒角)型的切削刀片。在车削Ti-6Al-4V钛合金时，测试了这些刀片的性能，并与现有技术的K313牌号硬质合金切削刀片(RNGN-45型，尖锐切削刃)进行比较。测试条件，及测试结果列于表IV和图6，并综合如下：
以152m/分钟(500英尺/分钟)速度进行了一次测试，比较了冷压成型—无压烧结—热等静压烧结刀片与现有技术的K313牌号硬质合金刀片的性能。图6是最大侧面磨损量的曲线图。观察到的很重要的一点是本发明刀具的磨损速率在整个使用寿命期间相对均匀，该寿命为10分钟(基于0.040英寸的最大侧面磨损量)。152m/分钟的切削速度对现有技术刀片而言太高了，根据超过0.040英寸的最大侧面磨损量判定，其使用寿命不到3分钟。
表IV条件 时间 最大侧面磨损量(英寸)500sfm/ 分钟 第1次 第二次.0072IPR/ 本发明刀具 现有技术刀具 本发明刀具 现有技术刀具.050*DOC/溢流冷却液
1 .0151 .0081
2 .0169 .0203
3 .0182 .0428
4 .0214
5 .0223
6 .0255
7 .0286
8 .0301
9 .0345
10 .0401 700sfm/.0072IPR/.050*DOC/溢流冷却液
1 .0163 .0263 .0170 .0354
2 .0228 .0984 .0230 .0510
3 .0285 .0296
4 .0367 .0359
5 .0445 .04341000sfm/.005IPR.050*DOC/溢流冷却液
1 .0202 .1436
2 破裂
以213m/分钟(700英寸/分钟)转速进行了二次测试(参见表IV和图6)。发现在这些条件下压片—无压烧结—热等静压烧结的刀片(△)与热压烧结刀片(□)相比具有相等甚至更好的磨损速率(热压力片(RNGN-43T)由于开裂过早而失效，因为它太薄不适合这种场合)。在700sfm(英尺/分钟)下，本发明刀片保持均匀的磨损速率，这明显优于现有技术的刀片。而700sfm的切削速度也超出了未涂层碳化物刀具的使用范围，这种刀具在不到2分钟时间内就产生严重的局部磨损。
为测定本发明刀具切削速度的上限，进行了一次在1000sfm下的测试(参见表IV)。刀具由于破裂在2分钟时失效。而现有技术的硬质合金刀具在不到1分钟内就产生严重的局部磨损，使前倾面和侧面碎裂。
基于前述实施例，可清楚地看到，根据本发明冷压成型—无压烧结—热等静压烧结的刀具与本发明的热压刀具相比，具有相同时加工钛基合金材料的能力。本发明刀具可以在明显超过未涂层硬质合金刀具工作范围的切削速度下工作。还发现本发明刀具可以经受更大的磨痕而不致于增加磨损速度、而这种磨损速度的增加在硬质合金刀具中是常见的。
还认为通过在前倾面、侧面、切削刃上施加耐磨涂层，可进一步提高本发明刀具的金属切削性能，延长切削刃的使用寿命和/或提高加工速度。涂层可用现在用于涂敷切削刀具的PVD或CVD技术来涂敷。含有一层或多层的耐磨涂层应由一种或多种下述耐磨涂料组成：氧化铝，以及锆、铪和钛的硼化物、碳化物、氮化物和碳氮化物，它们彼此之间的固溶体和合金。还进一步提出，使用了这种耐磨涂层，便可以使用更多量的增韧剂或WC+Co以进一步提高本发明刀具的烧结性，同时在加工钛合金时又能把这种含量增加对磨损速率的不良影响降到最低程度。
本发明的切削刀片也可以制成带有一个刃磨或模制的断屑槽结构。这里可使用的断屑槽结构的例子在U.S.No.5141367中有描述。钛合金切屑是很难切断的。其部分原因可能是由于使用未涂层的硬质合金刀具车削钛合金时切屑速度太低的缘故。我们相信，通过本发明可使用较高的切削速度，再加上断屑槽结构，在车削钛合金时就可以提高对切屑的控制。
本文引用的所有专利和其它文献都是用作参考。
从本说明书的描述和它公开的实际例子，本领域熟练技术人员可以看出其它的实施方案。应该认为本说明书和实施例仅是例举性的，本发明的真实范围和精神限定在下面的权利要求书中。