DE3414979C2

DE3414979C2 -

Info

Publication number: DE3414979C2
Application number: DE3414979A
Authority: DE
Inventors: Teruyoshi Tokio/Tokyo Jp Tanase; Kenichi Nishigaki; Tatsuro Ohmiya Saitama Jp Ajima
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1983-04-25
Filing date: 1984-04-19
Publication date: 1987-05-27
Also published as: JPS6227033B2; US4547470A; DE3414979A1; JPS59199579A

Description

Die Erfindung betrifft Keramikkörper auf Sialon-Basis mit ganz ausgezeichneter Verschleißfestigkeit und besonders Keramikmaterialien auf Sialon-Basis zur Verwendung in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen.

Seit einigen Jahren werden Keramikmaterialien auf Siliciumnitridbasis in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen verwendet. Solche Keramikmaterialien haben jedoch den Nachteil einer schlechten Sinterbarkeit, da Siliciumnitrid (hiernach bezeichnet als "Si₃N₄") eine Verbindung mit einer starken covalenten Bindung ist. Daher wurden zahlreiche Keramikmaterialien dieses Typs üblicherweise durch Heißpressen hergestellt. Kompliziert geformte Produkte können jedoch aus Keramikmaterialien auf Si₃N₄-Basis nur mit Schwierigkeiten durch die übliche Heißpreßmethode erhalten werden, und die Methode liefert nur geringe Ausbeute.

Man hat versucht, in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen Keramikmaterialien auf Sialon-Basis zu verwenden, die eine höhere Sinterbarkeit als Si₃N₄ und auch eine hohe Wärmeschockbeständigkeit sowie Oxidationsbeständigkeit aufweisen. Solche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis bestehen hauptsächlich aus β-Sialon mit der chemischen Formel Si_6-zAl_zO_zN_8-z, worin z größer als 0, jedoch höchstens 4,3 ist. Diese Verbindung wird erhalten, indem man einen Teil des Si und einen Teil des N im Kristallgitter von β-Si₃N₄ durch Al bzw. O substituiert. Solche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis haben eine hohe Zähigkeit, jedoch keine genügende Härte, d. h. ihre Härte ist beispielsweise in der Größenordnung von 92 ausgedrückt als Rockwellhärte (A Skala). Daher können solche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis keine befriedigende Verschleißfestigkeit bei ihrer Verwendung in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen zeigen.

Aus der US-PS 42 52 768 ist ein keramisches Material bekannt, das ein Carbid als disperse Phase enthält, wobei das Carbid ausgewählt ist aus den Carbiden von Ti, Zr, Hf, V, Ta, W und Si, um die Verschleißfestigkeit des Materials zu erhöhen. Das keramische Material selbst besteht aus Si₃N₄, Al₂O₃, AlN, Y₂O₃ und Cr₂O₃ mit einem bestimmten Molverhältnis, wobei die Komponenten in einer Feststofflösung vorliegen. Der nach den Angaben dieser Schrift berechnete Anteil an α-Sialon kann dabei höchstens 10 Vol-%, bezogen auf die Summe von α- und β-Sialon, betragen.

Durch die Erfindung sollen Keramikkörper auf Sialon-Basis geschaffen werden, welche sowohl hohe Härte als auch ausgezeichnete Sinterbarkeit besitzen und daher ausgezeichnete Verschleißfestigkeit bei der Verwendung in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen zeigen.

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung gelöst durch ein Keramikmaterial auf Sialon-Basis, das besteht aus:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildende Komponente aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf,
b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildende Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride der Elemente Li, Na, Ca, Mg, Y, Seltene Erden, Ti, Zr, Hf, Si oder Al; und
c) Rest β-Sialon Si_6-zAl_zO_zN_8-z, worin z größer als 0, jedoch nicht größer als 4,3 ist, α-Sialon M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin x größer als 0, jedoch höchstens 2 ist und M wenigstens ein Element der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden ist, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis α-Sialon/β-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.

Die Aufgabe der Erfindung wird ferner gelöst durch ein zweites Keramikmaterial auf Sialon-Basis, das besteht aus:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente (hiernach S1) aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf und wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente (hiernach S2) aus der Gruppe Carbide, Carbo-Nitride, und Carbo-Oxi-Nitride von V, Nb, Ta oder Cr und Carbide von Mo und W, worin das Volumenverhältnis S2/(S1 + S2) im Bereich von 0,01 bis 0,5 liegt;
b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride von Li, Na, Mg, Y, Seltene-Erden- Elemente, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Si oder Al; und
c) Rest β-Sialon Si_6-zAl_zO_zN_8-z, worin z größer als 0, jedoch höchstens 4,3, α-Sialon M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin x größer als 0, jedoch höchstens 2 und M wenigstens ein Element aus der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden bedeutet, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis a-Sialon/β-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.

Die Erfindung wird mit weiteren Einzelheiten und Vorteilen erläutert durch die folgende Beschreibung.

Ausgehend von dem oben erwähnten Stand der Technik haben die Erfinder zahlreiche Untersuchungen durchgeführt, um übliche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis, die hauptsächlich aus dem erwähnten β-Sialon bestehen, so zu verbessern, daß sie höhere Härte und dementsprechend ausgezeichnete Verschleißfestigkeit zeigen, ohne ihre gute Sinterbarkeit zu beeinträchtigen. Die Untersuchungen der Erfinder führten zu den folgenden Ergebnissen:

a) Ein Keramikmaterial weist erhöhte Härte und demgemäß ausgezeichnete Verschleißfestigkeit auf, wenn es zusammen mit dem erwähnten β-Sialon eine Verbindung enthält, die erhalten wird, indem man einen Teil des Si und einen Teil des N, die das Kristallgitter von α-Si₃N₄ bilden, durch Al bzw. O ersetzt, und auch wenigstens ein Element aus der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und irgendein anderes Seltenes Erdelement (all diese Elemente werden hiernach allgemein mit "M" bezeichnet) enthält, worin das M im Kristallgitter interstitiell in Form einer festen Lösung vorhanden ist, d. h. α-Sialon der chemischen Formel M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin x größer als 0, jedoch höchstens 2 ist;
b) wenn ein Keramikmaterial, das alsowohl α-Sialon als auch β-Sialon, wie oben erwähnt, enthält, außerdem als eine eine disperse Phase bildende Komponente wenigstens eine Verbindung aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf (diese Verbindungen werden hiernach allgemein "S1" genannt) enthält, wird das Kornwachstum des Sialons während des Sinterns des Keramikmaterials zurückgedrängt, was die Sinterbarkeit des Keramikmaterials verbessert, so daß das Keramikmaterial eine weitere gesteigerte Härte und demgemäß weiter verbesserte Verschleißfähigkeit zeigt;
c) wenn in einem Keramikmaterial das sowohl α-Sialon als auch β-Sialon sowie S1, wie oben erwähnt, enthält, ein Teil des S1 durch wenigstens eine Verbindung aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von V, Nb, Ta oder Cr oder Carbide von Mo und W (diese Verbindungen werden hiernach allgemein "S2" genannt) ersetzt wird, wird das Kornwachstum des Sialons während des Sinterns des Keramikmaterials in einem stärkeren Ausmaß zurückgedrängt, so daß die Härte und Festigkeit des Keramikmaterials weiter verbessert wird; und
d) wenn ein Keramikmaterial mit der oben in b) oder c) angegebenen chemischen Zusammensetzung außerdem als eine eine kombinierte Phase bildende Komponente wenigstens eine enthält, die ausgewählt ist aus der Gruppe Oxide von oben mit M bezeichneten Elementen, von metallischen Elementen, welche die erwähnten, eine disperse Phase bildenden Komponenten S1 und S2 bilden, Si und Al, sowie deren Nitriden, so hat eine solche im keramischen Material enthaltene, eine kombinierte Phase bildende Komponente (oder solche Komponenten) einen genügend niedrigen Schmelzpunkt und bildet daher während des Sinterns des Keramikmaterials eine flüssige Phase, was das Sintern begünstigt. Außerdem liegen im gesinterten Keramikmaterial die eine kombinierte Phase bildenden Komponente oder Komponenten an der Kornrenze des Sialons in einem glasartigen oder Kristallzustand vor, so daß sie das gesinterte Keramikmaterial verdichten und demgemäß dessen Härte steigern.

Die vorliegende Erfindung beruht auf den oben angegebenen Erkenntnissen.

Erfindungsgemäße keramische Materialien auf Sialon- Basis haben die oben angegebenen chemischen Zusammensetzungen.

In erfindungsgemäßen keramischen Materialien auf Sialon-Basis ist das Verhältnis α/β des α-Sialons zu β-Sialon begrenzt auf einen Bereich von 25/75 bis 95/5, bezogen auf Volumen. Wenn der Anteil des α-Sialons unter 25 liegt, kann kein genügender Anstieg der Härte des Keramikmaterials erhalten werden. Wenn dagegen der Anteil des α-Sialons 95 übersteigt, wird die Sinterbarkeit des Keramikmaterials herabgesetzt.

Die besten Ergebnisse der Steigerung der Härte und Verschleißfestigkeit können erhalten werden, wenn der Volumenanteil des α-Sialons in einem Bereich von 30 bis 85% liegt.

Bei dem β-Sialon, das wie oben angegeben der chemischen Formel Si_6-zAl_zO_zN_8-z entspricht, muß der Wert von z die Bedingung 0 < z ≦ 4,3 erfüllen, da eine Zusammensetzung des β-Sialons mit einem Wert von z über 4,3 nicht existiert. Selbst innerhalb des angegebenen Bereichs können sich große Poren in den erhaltenen Keramikmaterialien bilden und die Festigkeit der Keramikmaterialien nimmt ab, wenn der Wert von z groß ist. Daher sollte der Wert von z vorzugsweise größer als 0, jedoch nicht mehr als 2,0 sein.

Für das α-Sialon, welches wie oben angegeben der chemischen Formel M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆ entspricht, muß der Wert von x die Bedingung 0 < x ≦ 2 erfüllen, da wenn x größer als 2 ist, das M Löcher zwischen den Atomen im Kristallgitter nicht in Form einer festen Lösung vollständig ausfüllen kann. Das Verhältnis zwischen Si, Al, O und N verändert sich in Abhängigkeit von der Art des M und dem Wert von x und nimmt einen solchen Wert an, daß die positiven Wertigkeiten gleich den negativen Wertigkeiten sind.

In den erfindungsgemäßen Keramikmaterialien ist der S1-Gehalt begrenzt auf 1 bis 40 Volumenprozent. Wenn der S1-Gehalt kleiner als 1 Volumenprozent ist, können die Keramikmaterialien nicht die geforderte Härte oder Verschleißfestigkeit haben; wenn er dagegen über 40 Volumenprozent liegt, ergibt sich eine Verschlechterung der Sinterbarkeit sowie der Wärmeschockfestigkeit. Die besten Ergebnisse der Steigerung von Härte und Verschleißfestigkeit werden erhalten, wenn der S1-Gehalt im Bereich von 5 bis 30 Volumenprozent liegt.

Andererseits sollte in solchen erfindungsgemäßen Keramikmaterialien, in denen ein Teil des S1 durch S2 substituiert ist, das Substitutionsverhältnis von S2, d. h. S2/(S1 + S2) im Bereich von 0,01 bis 0,5 bezogen auf Volumen liegen, da bei einem solchen Verhältnis von unter 0,01 eine gewünschte Zurückdrängung des Kornwachstums des Sialons nicht erreicht werden kann, während bei über 0,5 die Sinterbarkeit verschlechtert ist.

Der Gehalt an der obigen, eine kombinierte Phase bildenden Komponente ist begrenzt auf den Bereich von 1 bis 20 Volumenprozent. Wenn dieser Gehalt unter 1 Volumenprozent beträgt, können die Keramikmaterialien nicht die erwünschte hohe Dichte haben; wenn er dagegen über 20 Volumenprozent liegt, ist die Festigkeit der Keramikmaterialien herabgesetzt. Die besten Ergebnisse erhält man, wenn dieser Gehalt im Bereich von 2 bis 10 Volumenprozent liegt.

Um erfindungsgemäße Keramikmaterialien auf Sialon-Basis herzustellen, werden zuerst beispielsweise die folgenden Ausgangspulver hergestellt:

1) Pulver von Verbindungen zur Bildung von α-Sialon und β-Sialon, welche irgendeine der folgenden Kombinationen a) bis c) sein können:
- a) Pulver von Si₃N₄ + Pulver von Al₂O₃ + Pulver von AlN;
- b) Pulver von Si₃N₄ + Pulver von SiO₂ + Pulver von AlN;
- c) Pulver von Si₂ON₂ + Pulver von AlN;
2) Pulver von einem Oxid oder Oxiden und von einem Nitrid oder Nitriden von M, welche als feste Lösung im α-Sialon gelöst werden können und auch die kombinierte Phase bilden können;
3) Pulver von Verbindungen von S1 und S2 zur Bildung der dispersen Phase und Pulver von zwei oder mehr festen Lösungen der S1- und S2-Verbindungen; und
4) Pulver von Oxiden von metallischen Elementen, die S1 und S2 bilden, als eine kombinierte Phase bildende Komponenten.

Das erwähnte Si₃N₄ sollte vorzugsweise einen hohen Gehalt an α-Phase aufweisen.

Diese Ausgangspulver werden zu einer bestimmten Zusammensetzung gemischt. Das Mischungsverhältnis wird so gewählt, daß die Verhältnisse von Al und N größer sind als die von der chemischen Formel des b-Sialons her berechneten. Die zusammengegebenen Pulver werden gemischt, und die erhaltene Mischung wird bei einer Temperatur im Bereich von 1550 bis 1800°C heiß gepreßt. Statt dessen kann ein aus der Mischung hergestellter grüner Preßling (Rohpreßling) bei einer Temperatur im angegebenen Bereich gesintert werden.

Obgleich ein solcher grüner Preßling während des Sinterns unmittelbar der Atmosphäre ausgesetzt werden kann, hat dann die durch Hitze beeinflußte Oberflächenschicht des erhaltenen gesinterten Keramikmaterials eine größere Dicke. Daher sollte vorzugsweise ein solcher grüner Preßling während des Sinterns in Si₃N₄-Pulver untergetaucht sein. Außerdem sollte das Sintern in einer N₂-haltigen Atmosphäre durchgeführt werden, um die Zersetzung des Si₃N₄ während des Sinterns zurückzudrängen. Vorzugsweise kann eine solche Atmosphäre nur aus N₂ bestehen, obgleich ein Gasgemisch von N₂ und H₂ oder N₂ und Ar statt dessen verwendet werden kann. Der Druck des atmosphärischen Gases wird vorzugsweise bei 1,01 bar gehalten, obgleich er auf etwa 0,91 bar gehalten werden kann. Der Druck des atmosphärischen Gases kann auch vorzugsweise auf einen Wert über 1,01 bar eingestellt werden, jedoch ist dann ein spezieller Sinterofen erforderlich. Die Sintertemperatur sollte wie angegeben im Bereich von 1550 bis 1800°C und vorzugsweise bei 1650 bis 1750°C liegen.

Ferner können so gesinterte Keramikmaterialien außerdem einem heißen Sintern unter hydrostatischem Druck unterworfen werden, falls gewünscht, um die Keramikmaterialien zu verdichten.

Die folgenden Beispiele erläutern die Herstellung erfindungsgemäßer Keramikmaterialien im einzelnen.

Beispiel 1

Es wurden die folgenden Ausgangspulver hergestellt: Pulver von Si₃N₄, worin der α-Phasen-Gehalt 90 Volumenprozent beträgt, und Pulver von CaO, beide mit einer mittleren Korngröße von 0,8 µm, Pulver von α-Al₂O₃ und Pulver von MgO, beide mit einer mittleren Korngröße von 0,6 µm, Pulver von AlN und Pulver von TiN, beide mit einer mittleren Korngröße von 1,5 µm, Pulver von Li₂O, Pulver von Na₂O, Pulver von Y₂O₃, alle mit einer mittleren Korngröße von 1,0 µm, Pulver von TiC und Pulver von ZrC_0,5N_0,5 (hiernach nur als "ZrCN" bezeichnet), beide mit einer mittleren Korngröße von 1,3 µm, und Pulver von HfC_0,7N_0,2O_0,1 (hiernach nur als "HfCNO" bezeichnet) mit einer mittleren Korngröße von 1,7 µm. Diese Ausgangspulver wurden zu den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen vereinigt. Jedes der vereinigten Pulver wurde 72 Stunden in einer Naß-Kugelmühle gemischt, dann getrocknet und in eine Heißpreß-Graphitform gegeben. In der Graphitform wurde jede Mischung der Heißpreß-Sinterung in der Atmosphäre unter einem Druck von 196 bar bei einer Temperatur von 1700°C und einer Preßzeit von 1 Stunde unterworfen, um die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 1 bis 10 und Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 zu erhalten. Bei den Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 liegt jeweils wenigstens eine ihrer Komponenten (in der Tabelle mit * gekennzeichnet) mengenmäßig außerhalb des Bereichs der Erfindung.

Sodann wurden die Zusammensetzungen der erhaltenen erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 1 bis 10 und der Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 mittels mikroskopischer Analyse, Röntgenstrahlbeugung usw. untersucht, und es wurde für jede Probe die Rockwell-Härte (A Skala) gemessen. Weiter wurde jede Probe zur Form eines Schneideinsatzes nach der Norm SNGN 432 (ISO: SNGN 120408) geschnitten. Die Schneideinsatzspitzen wurden einer Schneidprüfung an Hartgußeisen unter den folgenden Schneidbedingungen unterworfen:

Werkstoff:Gußeisen (gekühlte Walze mit einer Shore- Härte von 90); Schneidgeschwindigkeit:50 m/min; Vorschubgeschwindigkeit:· 0,15 mm pro Umdrehung; Schneidtiefe:0,5 mm; Schneidzeit:5 Minuten.

Nach der obigen Schneidprüfung wurde die Flankenabnutzung jedes Schneideinsatzes gemessen. Die Meßergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Tabelle 1

Tabelle 1 zeigt, daß die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 1 bis 10 ausgezeichnete Eigenschaften bezüglich Härte und Verschleißfestigkeit zeigen, während die Ergebnisse der Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 in der Tabelle zeigen, daß wenn eine Komponente oder mehrere Komponenten eines Keramikmaterials dieser Art in ihrem Gehalt aus dem erfindungsgemäßen Bereich herausfallen, das Keramikmaterial eine wesentlich schlechtere Verschleißfestigkeit aufweist, da es nicht genügend hart ist, und auch während des Schneidens leicht wegbricht.

Beispiel 2

Als Ausgangspulver wurden hergestellt Pulver von Er₂O₃ mit einer mittleren Korngröße von 0,5 µm, Pulver von TiC_0,3N_0,7 (hiernach bezeichnet als "TiCN") und Pulver von YN, beide mit einer mittleren Korngröße von 1,6 µm. Zusätzlich wurden die gleichen Pulver von Si₃N₄, von AlN, von a-Al₂O₃, von Y₂O₃ und von ZrCN, wie in Beispiel 1 verwendet, eingesetzt. Diese Ausgangspulver wurden zu den in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen zusammengegeben. Jede dieser Pulverzusammensetzungen wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 gemischt und getrocknet. Dann wurde jede der Mischungen unter einem Druck von 1000 bar zu einem grünen Preßling gepreßt, und dieser wurde eingebettet in Si₃N₄-Pulver in einer Stickstoff-Atmosphäre unter Atmosphärendruck bei einer Temperatur von 1720°C und während einer Haltezeit von zwei Stunden gesintert, um die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien, Nr. 15 bis 19 und die Vergleichsmaterialien Nr. 20 bis 22 zu erhalten.

Die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 15 bis 19 und die Vergleichsmaterialien Nr. 20 bis 22 wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 hinsichtlich Zusammensetzung und Härte untersucht, und es wurden von ihnen Schneideinsätze nach SNGN 432 ISO: SNGN 120 408 erhalten. Die Schneideinsätze wurden dann einer Gußeisen-Fräsprüfung unter den folgenden Prüfbedingungen unterworfen:

Tabelle 2

Messer:Messer vom doppelt negativen Typ mit einem Durchmesser von 160 mm;

Bearbeitetes Material:quadratischer Barren von grauem Gußeisen nach FC 25 (JIS), Breite 150 mm; Länge 400 mm;

Schneidgeschwindigkeit:300 m pro Minute

Schneidtiefe:2 mm;

Vorschubgeschwindigkeit:0,17 mm pro Zahn;

Schneidzeit:1 Stunde

Schneidart:der Schneideinsatz wurde am Messer montiert, und das Fräsen wurde so vorgenommen, daß der Mittelpunkt des Messers in einer Linie mit dem Quermittelpunkt des bearbeiteten Materials lag.

In der obigen Fräsprüfung wurde der Flankenabrieb jedes Schneideinsatzes gemessen. Die Meßergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 2 angegeben.

Tabelle 2 zeigt, daß die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 15 bis 19 eine sehr hohe Härte und ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufwiesen, während die keramischen Vergleichsmaterialien Nr. 20 bis 22, bei denen eine oder mehrere Komponenten in ihrer Zusammensetzung aus dem erfindungsgemäßen Bereich herausfallen, hinsichtlich Härte und Verschleißfestigkeit schlechtere Eigenschaften als die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien zeigen.

Beispiel 3

Als Ausgangspulver wurden hergestellt Pulver von VC, von ZrN und von einer festen Lösung (W, Ti)CN (WC/TiC/TiN = 60/25/15 in Gewichtsanteilen), sämtlich mit einer mittleren Korngröße von 1,8 µm, Pulver von einer festen Lösung (Nb, Ta)CNO (NbC/TaN/TaO = 70/29/1 in Gewichtsanteilen) und Pulver von Cr₃C₂, beide mit einer mittleren Korngröße von 1,5 µm, und Pulver von Mo₂C mit einer mittleren Korngröße von 1,2 µm. Außerdem wurden die gleichen Pulver von Si₃N₄ von AlN, von α-Al₂O₃ und von Y₂O₃ wie in Beispiel 1 verwendet und von TiCN wie in Beispiel 2 verwendet, eingesetzt. Aus diesen Ausgangspulvern wurden die in Tabelle 3 angegebenen Zusammensetzungen hergestellt. Jede der Pulverzusammensetzungen wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 gemischt und getrocknet. Danach wurden die getrockneten Mischungen jede unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 dem Heißpreß-Sintern unterworfen, außer daß die Heißpreß-Sintertemperatur 1670°C war, um die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 23 bis 27 und Vergleichsmaterialien Nr. 28 und 29 zu erhalten.

Die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 23 bis 27 und die Vergleichsmaterialien Nr. 28 und 29 wurden unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 auf Zusammensetzung und Härte untersucht, und es wurden von ihnen Schneideinsätze nach SNGN 432 (ISO: 120408) erhalten. Die Schneideinsätze wurden dann einer Fräsprüfung an gehärtetem Stahl unter den folgenden Fräsbedingungen unterworfen:

Bearbeitetes Material:Rundstabstahl SKD-61 nach JIS (HRC-Härte: 55); Schneidgeschwindigkeit:120 m pro Minute; Schneidtiefe:0,5 mm; Vorschubgeschwindigkeit:0,2 mm pro Umdrehung; Kühlmittel:kontinuierliche Kühlung mit wasserlöslichem Öl; Schneidzeit:15 Minuten.

Nach der Fräsprüfung wurde die Flankenabnutzung jeder Schneidspitze gemessen. Die Meßergebnisse sind auch in Tabelle 3 angegeben. Tabelle 3 zeigt ferner zum Vergleich die Ergebnisse einer Fräsprüfung an gehärtetem Stahl, die mit einem handelsüblichen Keramikmaterial auf Al₂O₃-Basis erhalten wurden.

Aus Tabelle 3 ergibt sich, daß die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 23 bis 27 ausgezeichnete Eigenschaften hinsichtlich Härte und Verschleißfestigkeit zeigen, während die keramischen Vergleichsmaterialien Nr. 28 und 29, bei denen eine oder mehrere Komponenten in ihrer Zusammensetzung aus dem erfindungsgemäßen Bereich herausfielen, und das Keramikmaterial auf Al₂O₃-Basis sämtlich schlechtere Eigenschaften als die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien zeigen, besonders hinsichtlich Verschleißfestigkeit.

Wie oben angegeben besitzen die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien hohe Härte und zeigen im praktischen Gebrauch ausgezeichnete Verschleißfestigkeit. Sie können daher über eine lange Zeit eine ausgezeichnete stabile Leistung als Schneidwerkzeuge oder andere verschleißfeste Werkzeuge erbringen.

Claims

1. Keramikkörper auf Sialon-Basis, ggf. mit einem Anteil an Carbiden von Ti, Zr oder Hf als Komponente einer dispersen Phase, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr, Hf,
b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride der Elemente Li, Na, Ca, Mg, Y, Seltene Erden, Ti, Zr, Hf, Si oder Al; und
c) Rest β-Sialon Si_6-zAl_zO_zN_8-z, worin z größer als 0, jedoch nicht größer als 4,3 ist, α-Sialon M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin x größer als 0, jedoch höchstens 2 ist und M wenigstens ein Element der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden ist, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis α-Sialon/β-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.

2. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach Anspruch 1, worin das Volumenverhältnis a-Sialon/β-Sialon im Bereich von 30/70 bis 85/15 liegt.

3. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach Anspruch 1 oder 2, worin z größer als 0, jedoch höchstens 2,0 ist.

4. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 3, worin die wenigstens eine eine disperse Phase bildende Komponente (a) in einer Menge von 5 bis 30 Volumenprozent vorhanden ist.

5. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 4, worin wenigstens eine eine kombinierte Phase bildende Komponente (b) in einer Menge von 2 bis 10 Volumenprozent vorhanden ist.

6. Keramikkörper auf Sialon-Basis ggf. mit einem Anteil an Carbiden, von Ti, Hf, V, Ta, Zr und/oder W als Komponente einer dispersen Phase, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente (hiernach S1) aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf, und wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente (hiernach S2) aus der Gruppe Carbide, Carbo-Nitride, und Carbo-Oxi- Nitride von V, Nb, Ta, oder Cr und Carbide von Mo und W, worin das Volumenverhältnis S2/(S1 + S2) im Bereich von 0,01 bis 0,5 liegt;
b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride von Li, Na, Mg, Y, Seltene-Erden-Elemente, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Si oder Al; und
c) Rest β-Sialon Si_6-zAl_zO_zN_8-z, worin z größer als 0, jedoch höchstens 4,3, α-Sialon M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin x größer als 0, jedoch höchstens 2 und M wenigstens ein Element aus der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden bedeutet, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis a-Sialon/β-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.

7. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach Anspruch 6, worin das Volumenverhältnis α-Sialon/b-Sialon im Bereich von 30/70 bis 85/15 ist.

8. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach Anspruch 6 oder 7, worin z größer als 0, jedoch höchstens 2,0 ist.

9. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 6 bis 8, worin S1 und S2 insgesamt in einer Menge von 5 bis 30 Volumenprozent vorliegen.

10. Keramikkörper auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 6 bis 9, worin die wenigstens eine eine kombinierte Phase bildende Komponente (b) in einer Menge von 2 bis 10 Volumenprozent vorhanden ist.

11. Verfahren zur Herstellung eines Keramikkörpers auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß Pulver der angegebenen Ausgangsstoffe a) und b) und von α- und β-Sialon (c) bildenden Ausgangsstoffe durch Mahlen innig gemischt und getrocknet wird, wobei die Bestandteile der Mischung sämtlich eine mittlere Korngröße im Bereich von 0,5 bis 2,0 µm haben und in den in den Ansprüchen 1 bis 10 angegebenen jeweiligen Mengenverhältnissen vorliegen, und der Keramikkörper durch Heißpreß-Sintern bei einer Temperatur von 1550°C bis 1800°C, vorzugsweise 1650 bis 1750°C an der Luft oder durch Pressen bei 190 bis 1000 bar zur Herstellung eines Rohpreßlings und anschließendes Sintern desselben bei 1550 bis 1800°C in einer N₂, H₂- oder Inertgasatmosphäre bei etwa Atmosphärendruck hergestellt wird, wobei das Sintern des Rohpreßlings gegebenenfalls durchgeführt wird, während dieser in Si₃N₄-Pulver eingebettet ist.