DE3511734A1

DE3511734A1 - Keramisches material

Info

Publication number: DE3511734A1
Application number: DE19853511734
Authority: DE
Inventors: Thommy Clas Ekström; Nils Anders Stockholm Ingelström
Original assignee: Santrade Ltd
Current assignee: Santrade Ltd
Priority date: 1984-04-06
Filing date: 1985-03-30
Publication date: 1985-10-17
Also published as: CA1236490A; JPH0566340B2; JPS60239365A; SE8401921D0; IT1187654B; GB8508931D0; US4818635A; GB2157282A; IT8520083A0; DE3511734C2; GB2157282B; FR2562537A1; SE8401921L; SE451581B; FR2562537B1

Description

Keramisches Material

Die vorliegende Erfindung betrifft ein keramisches Material 5 auf Nitridbasis mit ungewöhnlichen Hochtemperatureigenschaften, hoher Beständigkeit gegen Wärmeschocks und ausgezeichneter Wärmeleitfähigkeit. Das Material ist besonders geeignet als Schneidwerkzeugmaterial. Die Erfindung bezieht sich auf eine Art einer Nitridkeramik vom Si-Al-O-N-Typ, in weleher eine feine disperse Polytypausfällung positive Wirkungen auf die Eigenschaften des keramischen Materials gegeben

hat.

Es gibt viele Artikel und Patente, die das Si-Al-O-N-Systern beschreiben (_z. _B. in dem Buch "Progress in Nitrogen Ceramics», Herausgeber F. L. Riley, 1₉₈3, Martinus Nijhoff Publ.) und die die Phasenbeziehungen, wenn bestimmte Oxide, wie beispielsweise Y₂O₃, zugegeben werden, beschreiben. Eine hexagonale Phase mit der allgemeinen Zusammensetzung Si_g__z-A1^0_zN₈__z, worin 0 < ζ < 4,2 bedeutet, ist bekannt als beta ' -Si-Al-O-N, und dieses Material hat die gleiche Kristallstruktur wie beta-Si₃N₄. Eine andere hexagonale Phase hat die allgemeine Zusammensetzung M_x(Si, Al) _±2 (0,N) ₁₍., worin ⁰ < x < 2 und M = Yttrium oder andere Metalle, wie Li, Ca, Mg und die Lanthaniden oder Gemische dieser Metalle. Andere Metalle mit einem geeigneten Ionenradius können auch die alpha'-Phase stabilisieren. Sie hat die gleiche prinzipielle Struktur, wie alpha-S^Nj. Es erwies sich jedoch als schwierig, La und Ce zum Teil des alpha '-Si-Al-O-N zu machen, da der Ionenradius etwas zu groß zu sein scheint.

Viele Phasen in dem Si-Al-O-N-System oder in den M-Si-Al-O-N-Sytemen haben Strukturen, die als eine SuperStruktur vom Wurzit-Typ beschrieben werden können, in dem AlN kristallisiert. Der Buchstabe M bedeutet, wie vorher, eines oder mehrere Metalle, wie Y, Mg, Be, Li oder Sc. Andere Metalle mit einem geeigneten Ionenradius können wahrscheinlich auch eingeschlossen werden. Diese Phasen sind gewöhnlich

1 als Polytypen bekannt, und sie sind in dem Si-Al-O-N-System in dem durch hohe Al- und N-Gehalte definierten Quadranten, d. h. nahe der AlN-Ecke, vorhanden. Im folgenden werden die Phase oder die Phasen durch die Angabe "Polytyp" bezeichnet. 5 Dxe Polytyp-Strukturen sind mehr oder weniger gut geordnet und können in Bezug zu der erwähnten Wurzit-Grundstruktur (siehe z. B. das oben erwähnte Buch) gesetzt werden. Die Polytypen haben entweder hexagonale oder rhomboedrische Einheitszellen, die durch die sogenannten Ramsdell-Symbole als 8H, 15R, 12H, 21R, 27R und 2H beschrieben werden. Diese Polytypen werden daher oftmals in der Literatur gemäß diesen Symbolen, z. B. als 12H-Polytypmaterial, beschrieben.

Die analytischen Grundphasenstudien für Si-Al-O-N und viele der M-Si-Al-O-N-Systeme erfolgten bereits während der siebziger Jahre, und es gibt eine große Anzahl von Publikationen, wie bereits erwähnt wurde. Es gibt auch mehrere Patente aus den frühen siebziger Jahren für die Verwendung von beta '-Si-Al-O-N, besonders von Toshiba (z. B. die US-PS 3 969 125), von Toyota (z. B. die US-PS 3 903 230) und von Lucas (z. B. US-PS 3 991 166). Ein erster Artikel über die Bildung eines alpha¹-Si-Al-O-N mit Li wurde bereits 1972 veröffentlicht, und dann folgten viele andere. Es wurde bestätigt, daß das Element Yttrium, das von Interesse bei Schneidwerkzeugmaterialien ist, diese Phase bildete (S. Hampshire, H. K. Park, D. P. Thompson und K. H. Jack, Nature, Band 274, 1978, Seiten 880 bis 882), und es wurde früh darauf hingewiesen, daß alpha'-Si-Al-O-N von technologischem Interesse sein könne. Beispielsweise von H. K. Park, D. P. Thompson und K. H. Jack in "Alpha'-sialon Ceramics", Science, Band 10, 1980, Seiten 251 bis 256, H. Hausner (Herausgeber) und außerdem in der britischen Patentanmeldung GB 2 118 927 A wurde beschrieben, daß Materialien von alpha'- und beta'-Si-Al-o-N mit bestimmten Zusammensetzungen erhalten werden könnten. Die erwähnte Patentanmeldung betrifft ein keramisches Schneidmaterial vom Silicium-Aluminiumoxynitrid-Typ mit einer alpha'-Phase von Si-Al-O-N und einer beta'-Phase von Si-Al-O-N und einer Glasphase. Die Vorteile, z. B. beim

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Schneiden, von denen man gemäß der vorliegenden Erfindung überraschenderweise fand, daß sie in polytyphaltigen Si-Al-O-N-Materialien existieren, wurden jedoch bisher weder berichtet noch vorgeschlagen.

Die Si-Al-O-N-Materialien, die oben beschrieben wurden, können in bestimmen Fällen durch Sintern - ohne Druck - von Si^N^ mit einer bestimmten Menge von Siliciumdioxid auf der Oberfläche, Al^O, - gewöhnlich einer kleinen Menge - und kleiner Zusätze von Metalloxiden, -nitriden oder -oxynitriden, wie der Oxide, Nitride oder Oxynitride von Y, Ca, Mg, Be, der Elemente der Lanthanidenreihe usw. oder von Gemischen derselben, erhalten werden. Solche Zusätze wirken als Sinterhilfen und bilden zusammen mit SiO₂ und/oder Al₃O₃ ei-

ne intergranulare hochschmelzende Glasphase bei der Sintertemperatur des Keramikmaterials. Auch andere ähnliche Verbindungen glasbildender Metalle könnten als Sinterhilfen verwendet werden. Typische Beispiele sind die Metalle Zr und Hf, die in der Form von Oxiden, Oxynitriden oder Nitriden zugesezt werden können und hochschmelzende und feste Gläser bilden. Außerdem könnten Metalle, die beim Erhitzen in einer Stickstoffatmosphäre leicht Nitride bilden, eine der Komponenten einer Sinterhilfe sein, wie Si, Mg, Cr. Die Menge an Glasphase soll natürlich ausreichend sein, um das Sintern der keramischen Ausgangsmaterialien zu gestatten. Um ein keramisches Material mit beispielsweise optimalen Schneideigenschaften herzustellen, muß die Menge an Glasphase klein sein, jedoch nicht so klein sein, daß das Zähigkeitsverhalten des Materials verloren geht.

Es ist auch bekannt, daß bestimmte Metalle, wie beispielsweise Ca, Mg, Fe usw., die Erweichungstemperatur der Glasphase erniedrigen. Um eine Glasphase mit optimalen Hochtemperatureigenschaften zu erhalten, müssen daher die Gehalte solcher Elemente in der Glasphase so klein sein, daß die guten Eigenschaften der Si-Al-O-N-Materialien, besonders bei Verwendung als Schneidwerkzeugmaterial, nicht verloren gehen.

Es kann betont werden, daß die Gesamtzusammensetzung des Glases einen wesentlichen Einfluß sowohl auf die Verdichtungsstufe des keramischen Materials als auch auf die Eigenschaften des gesinterten Materials hat. Es ist daher wichtig, die Sinterhilfen (oder Gemische derselben) unter Beachtung der Arbeitsbedingungen der Materialien sorgfältig auzuwählen. Zugaben von Mg-Verbindungen ergeben beispielsweise ein keramisches Material, das leichter verarbeitbar ist und das in Verschleißteilen verwendet werden kann. Das Material hat aber keine guten Hochtemperatureigenschaften. Zu diesem Zweck müssen Elemente, die hochschmelzende Gläser hoher Festigkeit ergeben, wie Y, Zr und die Lanthaniden, verwendet werden. Schließlich kann durch die Wahl der Sinterhilfen die Bildung anderer kristalliner Phasen in einer erwünschten Richtung manipuliert werden, da die M-Si-Al-O-N-Phasensysteme nicht ähnlich aussehen. Eine ungeheure Zahl von Möglichkeiten entsteht, wenn Gemische verschiedener Elemente verwendet werden. Beispielsweise kann die Bildung von alpha'-Si-Al-O-N unter Verwendung von Elementen, wie Al und Ce in dem Sintergemisch beeinflußt werden.

Neben der Glasphase können, wie erwähnt, andere intergranulare Phasen gebildet werden, in denen Metalle aus den Sinterhilfen vorhanden sind. Im allgemeinen sind diese Phasen Silicate oder Aluminiumsilicate von beispielsweis Yttrium oder ähnlicher Strukturen, die auch Stickstoff enthalten, wie z. B. YAG (Yttrium-Aluminium-Granat), N-YAM oder YAM (Yttrium-Aluminium-Melilith), b-Phase (eine verformte Form von YAG) und Phasen mit der gleichen Struktur wie Apatit oder Wollastonit. Ähnliche Phasen erscheinen auch in anderen Sytemen als in dem Y-Si-Al-O-N-System, wie beispielsweise in entsprechenden Systemen mit Ca und Be. Mit anderen Metallen in den Sinterhilfen können andere kristalline Phasen auftreten, die andere Typen von Kristallstrukturen als die oben erwähnten haben.

Solche metallreichen Phasen der Sinterhilfen können dazu gebracht werden, aus der Glasphase in einer größeren Menge

1 auszukristallisieren, wie beispielsweise durch eine anschließende Hitzebehandlung. Durch diese Maßnahme kann die Menge an Glasphase radikal vermindert werden. Es wurde in der Literatur vorgeschlagen, daß eine solche Verminderung der Glasphasenmenge durch Kristallisation von Phasen, wie die Metallaluminiumgranate in Materialien, die für Hochtemperaturanwendungen bestimmt sind, wie Motorteile, vorteilhaft sein kann. i_m Falle von Yttrium sind solche Granate YAG oder b-Phase. i„ Si-Al-o-N-Materialien, die für Schneidwerkzeuge bestimmt sind, ist dies jedoch nicht immer ein Vorteil, da das Zähigkeitsverhalten bzw. Festigkeitsverhalten des Materials verschlechtert werden kann.

Andere Eigenschaften der Glasphase, wie die Mikrohärte, können auch durch Zugabe von Oxiden, Oxynitriden oder Nitriden der Seltenen Erdmetalle oder von Beryllium zu dem normalerweise verwendeten Y₃O₃ verändert werden. Dies begünstigt besonders die Hochtemperatureigenschaften des keramischen Materials.

terials.
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.-Al-O-N erMaterialien auf der Grundlage von Si₃N₄ und Si-Al^-« erhielten während der letzten zehn Jahre zunehmende Aufmerksamkeit, wie beispielsweise bei der Verwendung als Schneidwerkzeugmaterial für das Schneiden von Metall. Die Si-Al-O-N-Materialien, die als Schneidwerkzeugmaterial auf dem Markt sind, können in zwei Haupttypen klassifiziert werden: beta'-si-Al-o-N-Materialien und gemischte alpha¹- + beta¹-Si-Al-o-N-Materialien. Der Grund für die guten Schneideigenschaften wird in der geringen Wärmeausdehnung der Si₃N₄-Strukturen und der Gegenwart einer hochviskosen Glasphase gesehen, was zu einem ausgezeichneten Zähigkeits- oder Festigkeitsverhalten führt. Diese Tatsache in Kombination mit einer MikroStruktur, die zu einer guten Hochtemperaturfestigkeit und Härte führt, ergibt sehr interessante Eigenschäften bei Schneidanwendungen.

Es ist auch bekannt, daß eine Zugabe von hitzebeständigen harten Grundbestandteilen, wie beispielsweise Titannitrid

1 oder Titankarbid, die Verschleifbeständigkeit und Wärmeleitfähigkeit von Si-Al-O-N-Materialien erhöhen kann, in denen die gesinterte Struktur beta'-Si-Al-O-N und eine intergranulare Phase oder beta¹- + alpha¹-Si-Al-O-N und eine intergra-

5 nulare Phase enthält. Auch Zugaben von Oxiden, wie ZrO₂ und HfO₂, haben, wie erwartet, eine positive Wirkung auf die Eigenschaften des Materials, wie das Zähigkeitverhalten.

Gemäß unserer technologischen Untersuchung einer breiten Auswahl verschiedener Materialien zeigen die beta'-Si-Al-O-N-Materialien gute Schneideigenschaften in bestimmten Gußeisenanwendungen und beim Schneiden bestimmter hitzebeständiger Legierungen. Bei Verwendung eines Materials mit gemischtem alpha¹- und beta'-Si-Al-O-N können jedoch ein breiterer Gußeisenbereich sowie hitzebeständige Materialien mit guten Ergebnissen maschinell bearbeitet werden.

Es wurde gefunden, daß in Si-Al-O-N-Materialien mit einem höheren Gehalt an Stickstoff und/oder Aluminium die Härte bei Raumtemperatur, doch besonders bei höherer Temperatur ohne Beeinflussung des Zähigkeitsverhaltens in einem negativen Sinn erhöht wird. Auf diese Weise erhält man einen günstigen Einfluß auf die Widerstandsfähigkeit gegen plastische Verformung. So erfolgt plastische Verformung der Schneidkante unter Umständen, wenn die Kante hohen Temperaturen ausgesetzt wird, d. h. bei hoher Schneidgeschwindigkeit und großem Vorschub. Die plastische Verformung führt zur Bildung von Rissen der Schneidkante, und wenn die Risse wachsen, bekommt man Schneideinsatzfehler. Diese Art der Rißbildung wurde für ein beta¹ -Si-Al-O-N-Material in Metals Tech 10 (1983), Seiten 482 bis 489 (Bhattacharyya et al "Wear Mechanism of Syalon Ceramics Tools when Machining Nickel-based Materials") beschrieben.

Gemäß der Erfindung wurde nun überraschenderweise gefunden, daß die Schneidwerkzeugeigenschaften weiter verbessert werden können, wenn ein Si-Al-O-N-Material mit einer solchen Zusammensetzung und solcher Herstellungsweise, daß die

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ten b ^{eln ZU WeiCheS Material mit} schlechten Eigenschaf-G_P« *^{ei der Spanabhebe}naen maschinellen Bearbeitung. Die Gesamtmenge an intergranularer Phase sollte weniger als 20

ger'äls T """ "" ^**™^* *^IoB ^ist' vorzugsweise „eni_nh„ * . ^Vol-"^{% sei}"- Wenn andererseits die Menge an Glas-Phase bei der Si„terte_mperatur zu klein ist, wird es schwie-. as Material unter Atmosphärendruck dicht zu sintern.

erwL Γ¹"*" ^{Men9e an GlaSphase ist} ·»«"» »i«*tig. um die 3= PoZtT ^faSerfSrmi'^{e St}-*tur von alpha-, beta- und ' ^{ZU lden}· ^Die Gegenwart stäbchenförmiger oder fa-^{KriStalle Verb}—« «· Festigkeit und das «- ^{deS Material}- ^ »enge an Glasphase beim sollte mehr als 2 Vol.-% sein, von denen ein Teil

sekundär zu anderen metallreichen Phasen in der intergranularen Phase kristallisieren kann. Ein Teil der ursprünglichen Glasphase kann auch durch Wachstum der alpha'- oder der Polytypmaterialien während des Sinterverfahrens des Matenals herabgesetzt werden, wobei die Gesamtmenge an intergranularer Phase in dem gesinterten Material gemäß der Erfindung auf den niedrigsten Wert von 0,5 Vol.-«; herabgesetzt werden kann. Wenn ein erhöhter Druck beim Sintern verwendet wird, kann die Menge an intergranularer Phase auf den niedrigsten Wert von 0,1 Vol.-% herabgesetzt werden.

Die Zusammensetzung der Glasphase beeinflußt die Lösung von Aluminium und Sauerstoff in der beta¹-Si-Al-O-N-Phase. Es kann schwierig sein, Zusammensetzungen mit sehr niedrigen z-Werten (bei Atmosphärendruck) dicht zu sintern. Andererseits lassen sich Materialien mit sehr hohen z-Werten leichter sintern, und Zugaben von Sinterhilfsmitteln, wie Y₃O₃, können dann vermindert werden. Es wurde jedoch gefunden, daß Materialien, die die beta'-Phase mit z-Werten größer als etwa 1,5 bis 2 enthalten, eine bestimmte Verschlechterung des Zähigkeitsverhaltens bekommen, was wichtig sein kann, wenn das Material bei der spanabhebenden maschinellen Bearbeitet verwendet wird. Der Grund kann darin bestehen, daß die beta'-Phase sich beim Auflösen großer Mengen von Aluminium und Sauerstoff ausdehnt und daß die chemische Bindung daher geschwächt wird. Andererseits wurde auch festgestellt, daß der Auflösungsverschleiß, beeinflußt durch chemische Beständigkeit durch höhere Aluminiumsubstitution abnimmt. Somit kann man bei bestimmten Metallschneidanwendungen nicht ausschließen, daß ein Material mit hohem z-Wert bevorzugt ist.

Es wurde gefunden, daß es wichtig ist, daß die Gesamtzusammensetzung des Si-Al-O-N-Materials nach der Erfindung in den richtigen Teil des M-Si-Al-O-N-Phasendiagramms fällt, wobei M, wie oben, ein Metall, wie beispielsweise Yttrium, ist. Verglichen mit der Zusammensetzung der im Handel erhaltlichen Schneidwerkzeugmaterialien aus Si-Al-O-N sind

1 die Gehalte an Stickstoff und/oder Aluminium größer als in dem Material nach der Erfindung. Die Mengen der Elemente Si, Al, 0 und N sollten vorzugsweise so ausgewählt werden, daß in Gleichgewichtsbedingungen die Gesamtzusammensetzung

5 in den Stickstoff- und aluminiumreichen Bereich des Phasen-

diagramms fällt, der durch die Linien Si, Al 0 N_Q definiert

6-z ζ ζ o-z ist, d. h. die beta¹-Si-Al-O-N-Phase, wobei die Linien die

binären Phasendiagramme AIN-Al₃O₃ und AlN-Si₃N₄ sind. Das beta'-Si-Al-O-N-Phasengebiet bewegt sich jedoch bei Zugabe anderer Metallverbindungen als Sinterhilfsmittel je nach der Menge des zugesetzten Metalles. Durch eine solche Gesamtzusammensetzung und eine geeignete Herstellungsmethode bekommt man die erwünschte MikroStruktur und Phasenzusammensetzung einschließlich Polytypphasen. Bei der Verwendung von Si-Al-O-N-Materialien für spanabhebende maschinelle Behandlung mit einem Material, das schwer zu schneiden ist, wie beispielsweise hitzebeständige Legierungen, wurde gefunden, daß der Polytypvolumenanteil größer als 1 %, vorzugsweise größer als 2 % sein sollte. Nicht im Gleichgewicht befindliche oder zusammengesetzte keramische Materialien können mit einer Gesamtzusammensetzung außerhalb des oben definierten Phasenbereiches hergestellt werden und enthalten Polytyp zusammen mit Al₃O, oder Polytyp zusammen mit Al₃O₃ und der beta¹-Si-Al-O-N-Phase. Auch in diesem letzteren Fall sollte der Polytypvolumenanteil größer als 1 %, vorzugsweise größer als 2 % sein. Die Polytypmenge soll jedoch niemals größer als 99 Vol.-% sein.

In einem gemischten alpha¹- + beta¹-Si-Al-O-N-Material können die Hochtemperatureigenschaften, wie beispielsweise die Widerstandsfähigkeit gegen plastische Verformung, durch Steigerung des Verhältnisses von alpha' zu beta¹ verbessert werden. Bei der Verwendung gemischter alpha¹- + beta'-Si-Al-O-N-Materialien als Schneidwerkzeugmaterial wurde beobachtet, daß der Volumenanteil der alpha'-Phase 2 0 % übersteigen sollte und daß der Anteil der beta'-Phase kleiner als 80 % sein sollte. Vorzugsweise sind wenigstens 30 Vol.-% alpha'-Phase und höchstens 70 Vol.-% beta'-Phase.

1 Dies begünstigt die Schneideigenschaften des Materials bei bestimmten Anwendungen. Um aber ungewöhnliche Schneidleistungen zu erhalten, die bei Materialien nach der Erfindung beobachtet wurden, muß eine bestimmte Polytypmenge in der 5 MikroStruktur vorhanden sein. Der Polytypvolumenanteil sollte wenigstens 0,5 %, vorzugsweise wenigstens 1 % betragen. Em zu großer Polytypvolumenanteil jedoch beeinträchtigt die Schneideigenschaften des Materials, besonders die Verschleißfestigkeit. Die Polytypmenge sollte geringer als 70 % bei Anwendungen als Schneidwerkzeugmaterial sein, vorzugsweise weniger als 50 %. Die Menge der alpha'-Phase oder der beta'-Phase soll niemals größer als 99 Vol.-% sein.

Em Zusatz eines oder mehrerer hitzebeständiger harter Grundbestandteile zu Si-Al-O-N-Material nach der Erfindung, besonders von Nitriden oder Oxynitriden, wie beispielsweise TiN, ZrN oder kubisches AlON, ergibt ein keramisches Material mit verbesserter Verschleißbeständigkeit. Außerdem verbessern Metallnitride, wie TiN und ZrN auch die Sinterfähigkeit. Ähnliche Vorteile hinsichtlich der Verschleißfestigkeit erhält man durch Zugabe anderer hitzebeständiger harter Grundbestandteile der Übergangselemente aus den Gruppen IV bis VI des Periodensystems der Elemente und von Elementen, wie Aluminium, Silicium oder Bor und ihrer Verbindungen mit Kohlenstoff, Stickstoff und/oder Sauerstoff oder von Gemischen derselben, vorzugsweise von Titankarbid, Titannitrid, Siliciumkarbid, Borkarbid und/oder kubischem AlON. Der VoIumenanteil der zugesetzten harten Grundbestandteile muß wenigstens 2 Vol.-%, vorzugsweise größer als 5 Vol.-%, aber nicht mehr als 60 Vol.-% sein.

Zusammensetzungen, die in der Nähe der Al₃O₃-AlN-Verbindung m dem Phasendiagramm bei niedrigen Temperaturen hergestellt werden, könnten Polytyp, AlN und Al₃O₃ enthalten, während bei höheren Temperaturen sich die kubische AlON-Phase bildet. Dessenungeachtet verbessert die Gegenwart von mehr als 1 Vol.-% Polytyp die Eigenschaften. Bei sehr hohen Temperaturen oder durch Zugabe von Oxiden, Nitriden oder Oxynitri-

den als Sinterhilfsmittel findet man die Bildung von Polytypen auch bei Zusammensetzungen an der Al^-AlN-Verbindung.

Die Zusätze harter hitzebeständiger Materialien in einer faserförmigen oder haarkristallartigen Form haben auch einen sehr positiven Einfluß auf die Zähigkeit der keramischen Zusammensetzung. Solche Fasern sollen vorzugsweise aus den un vorausgehenden Absatz erwähnten hitzebeständigen harten Stoffen oder Gemischen derselben bestehen, besonders aus Fasern von SiC, TiN, B₄C und TiC. Außerdem können Fasern von Al₂O₃ und Si₂N₂O für diesen Zweck verwendet werden. Die Fasern oder Fadenkristalle sollen einen Durchmesser unterhalb 2 Mm, vorzugsweise unterhalb 1 _μΐη haben. Das Aussehensverhaltnxs (Verhältnis von Länge zu Durchmesser) soll größer als 10 und vorzugsweise größer als 20 für Fasern mit einem Durchmesser unter 1 _m _sein. _Es ist die Anwesenheit sehr fexner haarkristallartiger bzw. whiskerartiger Kristalle von Materialien hoher Festigkeit, die die optimale Wirkung hat. um einen positiven Effekt zu haben, soll der Volumenanteil des faserartigen Materials 1 % übersteigen, aber unter % liegen. Die besten Ergebnisse erhält man normalerweise fur den Bereich von 5 bis 30 Vol.-%, doch können die Grenzen etwas je nach der Auswahl des Fasermaterials, den Durchmessern und den Aussehensverhältnissen variieren. 25

Zusammenfassend ist zu sagen, daß vorzugsweise die Mengen der Rohmaterialien so ausgewählt werden sollen, daß die gesinterte Struktur in einem Schneidwerkzeugmaterial 0,5 bis 70 Vol.-% eines Polytyps von Si-Al-O-N in einer Matrix aus 20 bis 99 Vol.-% eines alpha'-Si-Al-O-N und/oder bis 80 Vol.-% eines beta'-Si-Al-O-N und/oder einer intergranularen Phase, die 0,1 bis 20 Vol.-% ausmacht und teilweise kristallin sein kann und/oder Tonerde enthält. Im allgemeinen hat die Matrix einen Gehalt an intergranularer Phase von normalerweise wenigstens 0,5 Vol.-% und normalerweise höchstens 10 Vol.-%, wenn der Hauptteil der intergranularen Phase aus einer Glasphase besteht und ein Sintern ohne hohen Druck angewendet wird. Die gesinterte Struktur enthält ge-

wohnlich wenigstens 1 Vol.-% und höchstens 50 Vol.-% Polytyp von Si-Al-O-N. Außerdem besteht die Matrix von gemischter alpha¹- + beta'-Phase vorzugsweise aus wenigstens 30 Vol.-% alpha'-Si-Al-O-N und höchstens 70 Vol.-% beta¹-Si-Al-O-N.

Wenn der Polytypvolumananteil eine bestimmte Menge überschreitet, wird die Verschleißfestigkeit bei Verwendung als Schneidwerkzeugmaterial verschlechtert. Bei dieser Anwendung ist dies nicht notwendigerweise eine Beschränkung. Überzüge mit dünnen verschleißfesten Schichten können die Möglichkeit einer Verwendung von polytypreichen Materialien auch in Schneidwerkzeuganwendungen ergeben.

Die verschleißfesten Schichten auf keramischen Materialien können nach dem PVD-Verfahren (Physical Vapour Deposition) oder nach dem CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition) aufgebracht werden. Auf Si-Al-O-N-Material nach der Erfindung ergeben Schichten von Nitriden, Oxynitriden oder Oxiden der Übergangselemente in den Gruppen IV, V, VI und/oder des Elementes Aluminium eine gute Bindung zwischen Schicht und Substrat. Besonders in Verbindung mit der Verwendung von Mehrfachschichten können vorzugsweise Boride, Karbide, Carbonitride oder Oxykarbide der erwähnten Elemente vorliegen (siehe GB-PS 1 464 022). Außerdem kann erwähnt werden, daß in der europäischen Patentanmeldung Nr. 83 850 211.0 (Sandvik) beschrieben ist, daß eine Zwischenschicht harter Boride der Elemente der Gruppen III bis V oder harter Yttriumverbindungen auf Si-Al-O-N-Material von Vorteil ist. Diese Art von Schichten erwies sich auch als günstig für das Material nach der Erfindung.

Dünne verschleißfeste Schichten der oben erwähnten Art sind vorteilhaft für die Verwendung von Si-Al-O-N-Material nach der Erfindung in Schneidwerkzeuganwendungen oder in Anwendüngen, wo eine verschleißfeste Schicht zu einer weiteren \

Verbesserung beispielsweise als Verschleißteilmaterial

führt. ■ j

Der Mechanismus des günstigen Einflusses des Polytyps auf die Materialeigenschaften ist derzeit nicht ganz klar, doch wissen wir, daß viele Phasen mit einer Kristallstruktur vom Wurzittyp, wie AlN, oder SuperStrukturen dieser Verbindung, wie Polytypphasen, eine kleine Wärmeausdehnung haben und daß die Wärmeleitfähigkeit dieser Phasen größer als die von Phasen ist, die auf Strukturen vom Si-N.-Typ beruhen. Außerdem kann eine Ausfällung von feinem dispersem Polytypmaterial aus dem Glas dieses Material festigen. Ausfällung von Polytyp vermindert die Glasmenge und verändert die Zusammensetzung der restlichen Glasphase und hierdurch auch die Viskosität. Polytypkörner wachsen in einer deutlichen Stab- oder Faserform. Alle diese Umstände können von Wichtigkeit für die Eigenschaften des Materials, wie die Beständigkeit gegen Wärmeschocks, die Zähigkeit, die Härte oder die verminderte Neigung zu chemischer Reaktion bei hohen Temperaturen, sein.

Das Material nach der Erfindung, das vom Si-Al-O-N-Typ ist und Polytyp mit einer SuperStruktur vom Wurzittyp enthält, hat daher interessante Eigenschaften auf vielen Anwendungsgebieten wegen der ausgezeichneten Hochtemperatureigenschaften und Hitzeschockbeständigkeit. Diese Gruppe kann beispielsweise Motorteile und Verschleißteile und auch Wärmeaustauscher wegen der guten Wärmeleitfähigkeit des Materials einschließen.

Andere Eigenschaften des Materials nach der Erfindung, wie hoher elektrischer Widerstand in Kombination mit geringer Wärmeausdehnung und großer Wärmeleitfähigkeit, sind auch wichtig für ein solches Substratmaterial, das in der Elektronikindustrie verwendet wird. Die Herstellung dichter gepackter integrierter Schaltungen erfordert neue Materialien, die eine Kombination dieser Eigenschaften haben.

Es wurde gefunden, daß gesinterte Materialien mit beta'-Si-Al-O-N-Phase eine annehmbare Wärmeleitfähigkeit haben. Dies ist auch der Fall für ein gemischtes alpha¹- + beta'-Si-Al-

1 O-N-Material. Wenn jedoch der Anteil an alpha¹-Si-Al-O-N-Phase hoch ist, nimmt-die Wärmeleitfähigkeit ab. Das Vorhandensein von mehr als 30 % Polytyp in solchen gesinterten Materialien ergibt ein Material mit außerordentlich guten Eigenschaften in dieser Hinsicht wegen der hervorragenden Wärmeleitfähigkeit der Polytypen. Daher sollte in solchen Anwendungen als Substratmaterialien oder Wärmeaustauscher der Volumanteil an Polytyp 30 Vol.-% übersteigen und vorzugsweise bei wenigstens 40 Vol.-% liegen. Der Volumenanteil an alpha¹- oder beta¹-Si-Al-O-N sollte höchstens 70 %, vorzugsweise höchstens 60 % sein. Wenn das Material beide Phasen alpha¹- + beta¹-Si-Al-O-N enthält, soll der Gesamtvolumenanteil dieser Phasen höchstens 70 Vol.-%, vorzugsweise höchstens 60 Vol.-% sein. Die gesinterte Struktur kann auch eine intergranulare Phase enthalten, die teilweise kristallin sei kann und 0,1 bis 20 Vol.-% und, wenn der Glasphasenanteil groß ist, vorzugsweise weniger als 15 Vol.-% ausmacht. Die Struktur kann auch kristallines AlN enthalten, welches weniger als 30 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 20 Vol.-% ausmachen soll. In einem solchen keramischen Material nahe der AlN-Ecke des Phasendiagramms, wo der Volumenanteil an alpha'- und beta¹-Si-Al-O-N unter 10 % liegt, soll der Volumenanteil an kristallinem AlN kleiner als 95 %, vorzugsweise kleiner als 90 % und der Volumenanteil an Polytyp größer als 5 %, vorzugsweise größer als 10 % sein. Der Anteil an intergranularer Phase soll 0,1 bis 20 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 15 Vol.-%, wenn die Glasphase groß ist, sein. Wenn hoher elektrischer Widerstand erforderlich ist, soll der Anteil an intergranularer Phase normalerweise höchstens 10 Vol.-% sein, wenn die Glasphase groß ist. Ein leichter sinterfähiges Material erhält man, wenn der Volumenanteil an kristallinem AlN kleiner als 80 % und die Polytypmenge größer als 20 Vol.-% ist. Die Menge an Oxid, Nitrid, oder Oxynitrid von Aluminium, die als eine kristalline Phase vorliegt, soll jedoch niemals größer als 99 Vol.-% sein.

Die Si-Al-O-N-Polytypphasen bilden in Kombination mit den SiC-Phasen keramische zusammengesetzte Materialien mit unge-

wohnlichen Eigenschaften wegen der großen strukturellen Ähn-• lichkeit und Verträglichkeit zwischen diesen Phasen. Keramische zusammengesetzte Materialien von SiC und Polyphasen von Si-A-O-N können bei hohen Temperaturen und/oder hohen Drücken hergestellt werden, je nach -der Gesamtzusammensetzung und den Sinterhilfsmitteln. Diese Zusammensetzungen sind durch eine hohe Wärmeleitfähigkeit in Verbindung mit mechanischer Festigkeit und chemischer Inertheit gekennzeichnet.
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Somit liegen Anwendungen, wie Wärmeaustauscher oder bestimmte Motorteile auf der Hand. Der elektrische Widerstand ist jedoch gering, was die Verwendung als elektronische Grundplatten unmöglich macht, wo diese Eigenschaft von Bedeutung ist. Andererseits macht die Fähigkeit, Strom zu leiten, eine viel einfachere und billigere Methode eines Funkenschneidens des keramischen Materials möglich. Dies ist auch der Fall, wenn die Zugabe hitzebeständiger harter Stoffe, wie von TiN, TaN usw., die elektrische Leitfähigkeit des keramischen Materials verbessert.

Keramische Materialien oder Zusammensetzungen, die aus SiC und den Si-Al-O-N-Polytypen hergestellt wurden, haben die erwünschten Eigenschaften, wenn der Volumenanteil an Polytyp größer als 1 %, vorzugsweise größer als 2 % ist. Die Menge an SiC muß 5 Vol.-% übersteigen und ist vorzugsweise größer als 10 Vol.-%. Der Anteil der anderen intergranularen Phasen muß unter 15 Vol.-% gehalten werden, wenn der Hauptteil kristallin ist, und muß vorzugsweise unter 5 % gehalten werden, wenn der Glasanteil groß ist. Das Vorhandensein von weniger wärmeleitenden Phasen wie alpha¹ und beta¹ soll zusammen weniger als 15 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 10 Vol.-% sein. Die Gegenwart von bis zu 95 Vol.-%, vorzugsweise von nicht mehr als 90 Vol.-% kristallinem AlN hat keine verschlechternde Wirkung auf die Eigenschaften des zusammengesetzten Materials.

Um Zusammensetzungen näher an der AIN-Ecke in dem Si N -

SiO-j-A^O^-AlN-Phasendiagramm zu erhalten oder die Bildung einer bestimmten Polytypstruktur oder eines bestimmten PoIytypgemisches in dem gesinterten Material nach der Erfindung zu begünstigen, wird vorzugsweise als ein Rohmaterial AlN verwendet. In der Literatur wurde bereits beschrieben, daß ein speziell hergestelltes Polyphasenmaterial, wie 21R, als Rohmaterial verwendet werden kann, siehe beispielsweise die US-PS 4 113 503 (Lucas Industries Ltd.) und die britische Patentanmeldung Nr. 2 118 927 (Kennametal Inc.). Bestimmte begrenzte Zusammensetzungen innerhalb der Erfindung können aus Rohmaterialien beispielsweise von 21R erhalten werden, doch wird AlN aus den oben erwähnten Gründen stark empfohlen. Die Verwendung von AlN macht es jedoch erforderlich, daß ein wasserfreies Zerkleinerungssystem verwendet wird, das bestimmte Anforderungen an Schmiermittel und Granuliermethoden mit sich bringt. Um alle Zusammensetzungen innerhalb der Erfindung zu erreichen, braucht man auch eine gleichbleibendere Zusammensetzung des getrockneten Pulvers beispielsweise bezüglich der zugesetzten Menge an Aluminiumoxid (wenn Mahlkörper aus Aluminiumoxide in der Mühle verwendet werden) und bezüglich der Siliciumdioxidmenge, die auf der Oberfläche des Siliciumnitrids ist. Es ist ersichtlich, daß es Vorteile für die Verwendung von Mahleinrichtungen oder Zerkleinerungseinrichtungen aus AlN gibt. Durch Zugabe der verwendeten Rohmaterialien, wie Si₃N₄ und AlN, kann das für das Material erforderliche Oxid aus Oxidverunreinigungen in den Nitriden bestehen.

Aus dem vorausgehenden Text ist ersichtlich, wie die verschiedenen Si-Al-O-N-Materialien aussehen sollen, um die erwünschten Eigenschaften zu ergeben. In Tabelle I sind einige Beispiele von Zusammensetzungen aufgeführt, die verschiedene im Text erwähnte Eigenschaften erläutern. Das Herstellungsverfahren war derart, daß die verschiedenen Rohmaterialien zusammen mit Schmiermitteln vermählen wurden. Wenn eine Kugelmühle verwendet wird, braucht man eine Mahlzeit von 1 bis 3 Tagen. Danach wurde das Material getrocknet und zu einem Pulver mit guter Fließfähigkeit granuliert, was

wichtig für das folgende Pressen zu der erwünschten Form ist. Das Sintern erfolgte in einer stickstoffreichen Atmosphäre derart, daß der Neigung des Siliciumnitrids zu einer Zersetzung so stark wie möglich entgegengewirkt wurde. Die Temperatur lag zwischen 1700 und 1860 ⁰C, was teilweise von dem angewendeten Druck in dem Ofen abhängt.

In der nachfolgenden Tabelle sind Beispiele von gewonnenem Si-Al-O-N-Material aufgeführt.

Tabelle I

Eingewogene Mengen, auf 1000 g insgesamt eingestellt

15 Material	Si-,Ν.	Al O	AlN	Polyphase	Y-O,	Bemerkung
1	874	63			—2—3 63
2	457	172	308	-	63
3	812	25	102	—	61
20 4	847	23	69	-	61
5	834	7	-	98	61
6	843	37	59	-	61
7	750	145	43	—	62
8	422	375	141	—	62
!5 9	862	72	3	_	63
10	832	45	97	_	26
11	-	50	950	-	-
12	-	40	910	-	-	SiO₂ 5 %
13	-	40	860	-	50	SiO„ 5 %
0 14	812	25	102	—	-	ZrO₂ 6 %
15	822	59	-	-	59	ZrO₂ 6 %
16	763	24	96	—	57	ZrO₂ 6 %
17	884	-	-	—	56	ZrO₂ 6 %
18	622	24	279	-	60
5 19	456	241	228	—	60
20	301	201	423	—	60
21	246	106	573	—	60
22	370	450		_	30	TiN 15 %

23	570	250	-
24	635	• 25	10
25	683	77	-
26	775	45	-
27	569	18	71
28	780	50	95
29	764	60	-
30	192	15	587
31	292	159	544

60

113

30

43

60

63

TiN 15 TiN 30 TiN 15 TiN 15 TiN 30

Das verwendete Polyphasenrohmaterial wurde in der Weise synthetisiert, daß die Zusammensetzung etwa 20 % Al₃O₃, 58 % AlN bzw. 20 % Si₃N₄ war. Der Rest bestand aus Verunreinigungen, wie beispielsweise Fe, C usw.

Die erhaltenen Materialien können in folgender Weise gekennzeichnet werden:

Tabelle II

Härte (HVl), ζ-Wert und Menge der vorhandenen Phasen

	Härte	ζ-Wert	beta'-	alpha¹-	andere Phasen
Material	1450	0,25	Phase	phase
1	1500	1,8	100 %		Polytyp 15R,40 %
2	1800	0,67	60 %	-	Polytyp 12H, 5 %
3	1720	0,57	57 %	38 %	-
4	1630	0,50	73 %	27 %	b-Phase 2 %
5	1600	0,53	85 %	13 %	b-Phase 2 %
6	1480	1,3	88 %	10 %	-
7	1450	2,7	100 %	-	Polytyp 15R, 2 %
8	1540	0,2	96 %	2 %	YAG 3 "
9	1590	0,84	97 %	-	Polytyp 12H, 2 %
10	-	-	78 %	20 %	AlN 85 %,2H 15 %
11	-	-	-	-	70%,AlN 27%,UNIC 3%
12	_		-	- 2H
13

UNID 5%

1 14	1600	0,9	75	%
15	-	0,31	75	%
16	-	0,66	65	%
17	-		80	%
5 18	—	0,45	15	% 51
19	-	1,80	57	%
20	-	2,0	7	%
21	-	_
10 22	1430	1,8	79 :	i
23	1300	0,9	80 ?	ι ) —
24	1450	0,1	85 S
25	1400	0,2	85 %
15 26	1320	0,2	85 %	_
27	1740	0,77	53 %	15 %
28	1770	0,73	76 %	20 %
29	1630	0,72	93 %
20 30
			1,0 %	20 %
31	-	—	1 %	15 %

ZrO,15%,ZrO₂ 7%,12Η 3%

ZrO₂ 15%,ZrO 10%,

ZrO 30%,YAG 3%,12H 2% ZrO₂ 15%, ZrO 5%

12Η 13%,b-Phase 10%,AlN 9%,UNID 2% 15R 43% 15R 93% 2Η 60%,UNID 40% X-Phase 5%, Al₃O₃ 1%, TiN

15%

X-Phase 5%,TiN 15% TiN 15% TiN 15% TiN 15% TiN 30%,YAM 1%, Polytyp

12H 4% 12H 4%,b-fas 3% 21R 10%,27R 10%,AlN 7%, 12H 52% AlN 7%,21R 77%, AlON 1%

Die verschiedenen Materialien enthalten zwischen 0 und 20 % Glasphase, die durch Rontgenstrahlenbeugung nicht ermittelt werden kann.

30 Damit die Materialien als gute Schneidmaterialien oder spanabhebende Materialien arbeiten, ist es wichtig, daß die Härte bei höheren Temperaturen erhalten bleibt. Wie die Härte (HV 0,1) mit der Temperatur variiert, ist aus Fig. 1 für einige der getesteten Materialien ersichtlich. Eine herkömmliche Schneidkeramik auf der Basis von Al₂ O wurde zu Vergleichszwecken gezeigt und mit A bezeichnet.

Nachfolgend finden sich einige Beispiele für maschinelles

Bearbeiten hitzebeständiger Materialien in den Beispielen 1 bis 10 und von Gußeisen in den Beispielen 11 bis 18, wo Materialien gemäß der Erfindung mit bekannten Legierungen verglichen werden.

Maschinelle Behandlung hitzebeständiger Legierungen Beispiel 1

Schneideinsätze vom Typ SNGN 120 412 E wurden für die maschinelle Bearbeitung von "Incoloy 901" mit den folgenden Schneidwerten verwendet:

Schneidgeschwindigkeit: 150 und 310 m/min
Vorschub: 0,12 mm/U

Schneidtiefe: 1,0 mm

Ergebnis:

Relative Relative Relative
Werkzeuglebens- Flankenverschleiß- Kerbverschleiß-Material dauer geschwindigkeit geschwindigkeit

3	125 %	80 %	105 %
4	100 %	100 %	155 %
5	100 %	100 %	100 %
6	75 %	100 %	100 %
Beispiel 2

Bei einem anderen Test wurde "Incoloy 901" mit den folgenden Schneidwerten maschinell bearbeitet:

Schneidgeschwindigkeit: 310 m/min
Vorschub: 0,14 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm

Ergebnis:

Flankenverschleiß- Kerbverschleißgeschwindigkeit geschwindigkeit Material mm/min mm/min

3 0,32 0,32

4 0,35 0,44

Beispiel 3

Bei einem Drehtest wurde "Incoloy 713 C" (niedriger Kohlenstoffgehalt) mit einem Schneideinsatz vom Typ CNGN 120 812 % mit den folgenden Schneidwerten maschinell behanelt:

Schneidgeschwindigkeit: 183 m/min
Vorschub: 0,15 mm/U

Nach einer Maschinenbehandlungszeit von 96 see wurde die Flankenabnutzung bzw. der Flankenverschleiß in Millimetern gemessen.
20

Ergebnis:

Material Flankenverschleiß, mm

3 1,0

4 1,4

1 starkes Abplatzen

nach kurzer Zeit

Beispiel 4

Bei einem Test wurden die folgenden Werte für das gleiche Material wie in Beispiel 3 und mit einer Maschinenbearbeitungszeit von 78 see verwendet:

Schneidgeschwindigkeit: 213 m/min
Vorschub: 0,12 mm/U

Ergebnis:

Material Flankenverschleiß, mm

1,0 1,4

Beispiel 5

Bei einem Bohrtest mit dem Material "Rene 41" wurden Einsätze vom Typ RNGN 120 800 E mit den folgenden Schneidwerten verwendet:

Schneidgeschwindigkeit: 259 m/min
Vorschub: 0,2 mm/U

Die Lebensdauer des Materials 3 wurde mit 47 see und die des Material 4 mit 36 see geschätzt.

Beispiel 6

Bei einem Bohrtest mit dem Material "Waspaloy" wurden Einsätze vom Typ RNGN 120 800 E verwendet und die nachfolgenden Werte beachtet:
25

Schneidgeschwindigkeit: 225 bis 260 m/min Vorschub: 0,15 mm/U

Nach einer Maschinenbearbeitungszeit von insgesamt 33 see wurden Abplatzungen bei beiden Materialien 3 und 4 festgestellt. Bei dem Material 1 fand ein katastrophaler Bruch nach nur einigen wenigen Sekunden statt.

Beispiel 7
35

Bei der maschinellen Behandlung eines Ringes aus dem Material "Hastealloy X" (hitzebehandelt) wurden Schneideinsätze vom Typ RNGN 120 800 E mit den folgeden Werten verwendet:

-28- 3S11734

Schneidgeschwindigkeit: 282 m/min

^Vorschub: 0,175 nun/min

Schneidtiefe: 2,5 mm

Die Lebensdauer des Materials 3 war etwa 10 % größer als die des Materials 4 infolge geringeren Flankenverschleißes. Das Material 1 ergab eine sehr kurze Werkzeuglebensdauer, nur einige Sekunden.

Beispiel 8

Bei der maschinellen Behandlung von "Inconel 718" (lösungshitzebehandelt) mit Schneideinsätzen vom Typ SNGN 120 416 T fand man, daß der Kerbverschleiß für die Lebensdauer bestimmend war.

Schneidgeschwindigkeit: 70 - 130 - 180 - 220 m/min

Vorschub: 0,20 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm
20

Ergebnis:

Kerbverschleißgeschwindigkeit, mm/min

70 m/min 130 m/min 180 m/min 220 min/m

¹ 0,4 0,5 0,7 0,8

³ 0,3 0,4 0,6 0,6

⁴ 0,3 0,5 0,7 0,8

Beispiel 9

Bei der maschinellen Behandlung eines Stabes aus "Inconel 718" mit Schneideinsätzen vom Typ SNGN 120 416 T (Abfasung:

0,20 χ 20°) wurden die folgenden Werte angewendet:
35

Schneidgeschwindigkeit: 180 m/min
Vorschub: 0,25 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm

Es wurde ein Bespülkühlmittel verwendet. Ergebnis:

Kanten- Flankenverschleiß-Material lebensdauer geschwindigkeit

Kerbverschleiß-

1	93 %	122 %	86 %
3	100 %	100 %	100 %
29	117 %	103 %	74 %
Beispiel 10

Bei der maschinellen Behandlung von Stäben aus "Incoloy 901" mit Schneideinsätzen vom Typ SNGN 120 416 T mit einer Abfasung: 0,20 χ 20° wurden die folgenden Werte angewendet:

Schneidgeschwindigkeit: 310 m/min Vorschub: 0,15 mm/U

20 Schneidtiefe: 2,0 mm

Ein Angriffswinkel von 45° und ein Bespulungskuhlmittel wurden verwendet.

25 Ergebnis:

Kanten- Flankenverschleiß· Material lebensdauer geschwindigkeit

29

6 %

100 %

89 %

100 % 125 %

Kerbverschleißgeschwindigkeit

100 %
106 %

Material 1 zeigte starke Spanflächenabblätterung.

Maschinelle Behandlung von Gußeisen Beispiel 11

5 Schneideinsätze vom Typ SNGN 12 0 416 E wurden mit Grauguß mit den folgenden Schneidwerten getestet:

Schneidgeschwindigkeit: 300 m/min Vorschub: 0,15 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm

Ergebnis:

Material

Relative mittlere Lebensdauer Bemerkung

3
4
6
1

113

102

77

100 Vergleichsgröße

Beispiel 12

25 Die nachfolgenden Ergebnisse wurden in ähnlicher Weise mit den nachfolgenden Schneidwerten erhalten:

Schneidgeschwindigkeit: 300 m/min Vorschub: 0,50 mm/U

Schneidtiefe: 3,0 mm

Ergebnis:

Relative mittlere

Material ■ Lebensdauer Bemerkung

9 49 %

2 113 %

1 100 % Vergleichs

größe

Beispiel 13
10

Bei einem Test mit kontinuierlichem Längendrehen mit Grauguß wurde die Flankenverschleißgeschwindigkeit mit unterschiedlichen Schneidgeschwindigkeiten gemessen:

Schneidgeschwindigkeit: 400 bis 600 bis 800 m/min Vorschub: o,3 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm

Ergebnis:
20

FlankenverSchleißgeschwindigkeit

in mm/min bei einer Schneidge-Material schwindigkeit von m/min

25

3 4 1

Beispiel 14

Bei einem anderen Test wurden Bremstrommeln aus Grauguß mit den folgenden Schneidwerten geschält:

400	600	800
0,011	0,012	0,10
0,013	0,014	0,12
0,013	.0,015	0,13

Schneidgeschwindigkeit: 750 m/min
Vorschub: 0,3 mm/u

Schneidtiefe: 2 bis 3 mm

1 Ergebnis:

Material Lebensdauer, min

1 3,3

3 10

Beispiel 15

Bei einem Test mit intermittierender maschineller Behandlung von Gußeisen wurden Schneideinsätze vom Typ SNGN 120 416 T mit einer Abfasung 0,20 χ 20° beim Zurichten verwendet:

Schneidgeschwindigkeit: 300 m/min
Vorschub: 0,5 mm/U

Schneidtiefe: 3,0 mm

Die Materialien 1 und 4 erhielten die gleiche Lebensdauer, während das Material 3 eine etwa 20 % längere Lebensdauer hatte. Die Kriterien für die Lebensdauer waren ein Zerbrechen des Schneideinsatzes.

Beispiel 16

Bei einem Versuch mit maschineller Behandlung von Kugeleisen (SS 0737) wurden die folgenden Schneidwerte mit Schneideinsätzen vom Typ SNGN 120 416 T verwendet:

Schneidgeschwindigkeit: 400 - 600 - 800 m/min Vorschub: 0,3 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm

Ergebnis:

Lebensdauer (Zahl der Passagen vor einem
Brechen des Einsatzes)

Material	5	1	400 m/min	600 m/min	800 m/min
3
4	15	15	15
15	15	15
14	15	15

Der Test wurde nach 15 Passagen unterbrochen, was einem sehr guten Zähigkeitsverhalten entspricht. Ein herkömmliches Keramikmaterial auf Al₂O₃-Grundlage überstand nur wenig Passagen.

15 Beispiel 17

Ein intermittierendes maschinelles Behandeln von Grauguß mit Schneideinsätzen vom Typ SNGN 120 416 T mit einer Abfasung 0,2 0 χ 20° beim Ebenmachen wurden die folgenden Werte angewendet:

Schneidgeschwindigkeit: 300 m/min

Vorschub: 0,20 mm/U

Schneidtiefe: 2,0 mm
25

Ergebnis:

Mittlere Kantenlebens- Relative Kantendauer (Flankenver- bruchbeständigschleiß < 0,5 mm) keit*, %

30	Material
	1
	22
	23
35	26

4 min 100

35 min 7

25 min 7

* Bei intermittierendem Schneiden

¹ Beispiel 18

Bei maschineller Behandlung von Grauguß mit Material 1, unbeschichtet und mit 1,5 μ* Al₃O₃ (IA) oder mit 1,5 _m TiN

1,5 μια Al₂O₃ (IB) beschichtet, wurden die folgenden Werte angewendet:

Schneidgeschwindigkeit: 200 - 300 - 400 m/min ^VorSchub: 0,30 Μ,/ϋ

Schneidtiefe: 2,0 mm

Ergebnis:

• Flankenverschleißgeschwindigkeit (mm/min)

200 m/min 300 m/min 400 m/min

¹ °'⁰³ 0,05 0,14

^1A °'01 0,03 0,04

^1B °'°1 0,03 0,06

Aus den obigen Beispielen ist ersichtlich, daß Materialien, die Polytyp enthalten, verbesserte Verschleißeigenschaften im Vergleich mit Si-A-O-N-Materialien ohne Polytyp zeigen. Beispielsweise zeigten die Materialien 3 und 29 ausgezeichnete Ergebnisse bei maschineller Behandlung wärmebeständiger Legierungen. Außerdem wurde eine erhöhte Verschleißbeständigkeit bei Zugabe harter Substanzen oder durch Aufbringung eines hitzebeständigen Überzuges beobachtet.

Beispiel 19

Bei maschineller Behandlung von Grauguß mit Material 3, unbeschichtet und mit 1,5 μπ, Al₃O₃ (3A) beschichtet, wurden die folgenden Werte angewendet:
35

Schneidgeschwindigkeit: 400 - 800 m/min Vorschub: 0,30 mm/U

Schneidtiefe: _2/0 mm

Ergebnis:

Material Flankenverschleißgeschwindigkeit (mm/min)

4 00 m/min 800 m/min

³ 0,016 0,054

³A 0,012 0,035

Phasendefinition
10

In der obigen Beschreibung und den nachfolgenden Ansprüchen treten die folgenden Phasen auf, die Teil von Materialien nach der Erfindung sind:

!· beta'-Si-Al-O-N ist eine hexagonale Phase mit der gleichen Kristallstruktur wie beta-Si₃N.. Sie kann durch die allgemeine Formel Si- Al O N₀ beschrieben werden, wo-

D-Z Z Z O-Z

rin 0 < ζ < 4,2 ist. Die Phase erscheint in dem fragli chen Material in einer kristallinen Form, die durch ihr charakteristisches Rontgenstrahlenbeugungsbild festgestellt werden kann.

²- alpha'-Si-Al-O-N ist eine hexagonale Phase mit der gleichen Kristallstruktur wie alpha-Si^N. . Sie kann mit der ^^D allgemeinen Formel M (Si, Al)₁₀(O, N)_n, beschrieben wer-

X IZ J. O

den, worin 0 < χ < 2 ist. Das Metall M kann Y, Li, Ca, Mg oder ein Element aus der Lanthanidenreihe oder ein Gemisch dieser Metalle sein. Andere Metalle mit einem geeigneten Ionenradius können auch die alpha'-Phase stabilisieren. Die Phasen können durch Röntgenstrahlenbeugung . festgestellt werden.

3. alpha'-Si₃ N₄ und beta- Si₃N₄ sind zwei unsubstituierte Formen von Si-.N.. Auch kristallines AlN ist unsubstitu iert mit einer Struktur vom Wurzittyp.

4. Polytypen ist eine Sammelbezeichnung für eine Reihe von Phasen in den Si-Al-O-N- oder M-Si-Al-O-N-Systemen mit

Kristallstrukturen, die nahe verwandt der Wurzitstruktur sind, die für AlN charakteristisch ist, doch haben sie wesentlich größere Einheitszellen. Das Metall M kann Y, Li, Ca, Mg, Be, Sc oder ein Element aus der Lanthanidenreihe oder ein Gemisch dieser Metalle sein. Andere Elemente mit einer ähnlichen Größe und ähnlichem Strukturverhalten können jedoch auch mehr oder weniger in die Wurzitstruktur der M-Si-Al-O-N-Polytypen eintreten. Alle der Polytypphasen finden sich in dem Si-Al-O-N-System in dem Quadranten, der durch hohe Gehalte an Al und N gekennzeichnet ist, d.h. nahe der AIN-Ecke. Dies ist auch der Fall in den M-Si-Al-O-N-Systeinen, wo sich substitu ierte Formen finden. Alle der Polytypen haben ausgedehnte Löslichkeitsbereiche und können variierende Verhältnisse von Al/Si und 0/N haben, die sich mit der Sinter temperatur verändern. Bei sehr hohen Temperaturen bilden sich Polytypen in den Al-O-N- und M-Al-O-N-Systemen. Die Struktur kann unter günstigen Bedingungen gut geordnet gebildet werden, doch existieren einige strukturelle Störungen oder Unregelmäßigkeiten, da die Kristallstruktur aller Polytypen der Wurzitstruktur nahe verwandt ist. Die Phasen können daher nicht immer klar als nur aus einer bestimmten Polytypstruktur mit Röntgenstrahlenbeugung gekennzeichnet werden, selbst wenn das Vorhandensein von Polytyp ermittelt werden kann.

5. YAG (Yttrium-Aluminium-Granat) ist eine kubische Phase mit der Form Y₃Al₅O₁₂. Bestimmte Substitution von Al durch Si und gleichzeitiger Austausch von 0 durch N kann auftreten. Die Struktur kann daher so verformt sein, daß das Röntgenstrahlenbeugungbild einer Phase geringere Symmetrie als die kubische, wie z. B. b-Phase, entspricht. Ahnliche Metallaluminiumgranate bilden sich auch mit anderen Sintermetallen.

6. YAM (Yttrium-Aluminium-Melilith) ist eine monokline Phase mit der Formel Y₄Al₃O₉, die eine zusammenhängende Reihe fester Lösungen mit N-YAM (Y₄Si₂O₇N₂) bilden kann.

1. In Systemen des Typs M-Si-Al-O-N können Phasen auftreten, die die gleiche Kristallstruktur wie die Mineralien Apatit oder Wollastonit haben. Ein Beispiel für M = Y ist eine monokline Phase mit der Formel YSiO₃N vom Wollastonittyp. Auch andere kristalline Phasen können auftreten, wie die X-Phase in dem Si-Al-O-N-System oder andere Typen von Kristallstrukturen je nach den in den Sinterhilfsmitteln verwendeten Metallen.

⁸· ^Intergranulare Phase oder ein Phasengemisch bildet sich während des Sinterns in M-Si-Al-O-N-Systemen durch die Anwesenheit eines speziellen Sinterhilfsmittels, wie Al₃O₃, SiO₂ und/oder Oxiden, Nitriden oder Oxynitriden von M, worin M = Y, Ca, Sc, Mg, Be oder ein Element der Lanthanidenreihe oder ein Gemisch derselben. Andere ähnliche Verbindungen glasbildender Metalle könnten auch als Sinterhilfsmittel verwendet werden. Die intergranulare Phase ist flüssig beim Sintern. Beim Kühlen verfestigt sie sich zu einer Glasphase, doch können sich dabei auch andere Phasen, wie YAG usw., die in den Punkten 5 bis 7 oben beschrieben wurden, bilden. Durch Hitzebehandlung kann der Hauptteil der flüssigen Phase beim Sintern in die letzteren kristallinen Phasen umgewandelt werden, wobei der Anteil der Glasphase gering sein wird. Diese kristallinen Phasen können durch Rontgenstrahlenbeugung ermittelt werden.

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Claims

Dr. Dieter Weber Klaus Seiffert Dipl.-Chem. Dr. Dieter Weber · Dlpl.-Phys. Klaus Selflert Postfach 6145 · 6200 Wiesbaden Deutsches Patentamt Zweibrückenstr. 8000 München Patentanwälte D-6200 Wiesbaden 1 Gustav-Freytag-StraBe 25 Telefon 06121/37 27 20 + 372580 Telegrammadresse: Willpatent Telex: 4-186247 Telekopierer Gr. Ill 0612I/372111 Postscheck: Frankfurt/Main 67 63-602 Bank: Dresdner Bank AG. Wiesbaden. Konto-Nr-27680700 (BLZ51080060) PP 10098 DE Datum 26. März 1985 We/Wh Santrade Limited Alpenquai 12, CH-6002 Luzern Keramisches Material Priorität: Schwedische Patentanmeldung Nr. 8 401 921-5 vom 6. April 1984 Patentansprüche

1. Keramisches Material auf der Grundlage von Siliciumnitrid, Aluminiumnitrid und Aluminiumoxid, dadurch gekenn zeichnet, daß es eine Kombination von Polytyp von Si-Al-0-N mit alpha'-Phase von Si-Al-O-N und/oder beta'-Phase von Si-Al-O-N und/oder kristalliner AlN-Phase und/oder kristallinem Al O₃ und/oder intergranularer Phase, die teilweise kristallin sein kann, aufweist.

2. Keramisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekenn-

25 zeichnet, daß es einen Polytyp von Si-Al-O-N und eine alpha'-Phase von Si-Al-O-N und/oder eine b3ta'-Phase von

Si-Al-O-N und eine intergranulare Phase aufweist, wobei die gesinterte Struktur in Volumenprozenten 0,5 bis 70 % Polytyp, 5 bis 80 % beta'-Phase (mit oder ohne zusätzlicher alpha'-Phase) und 0,1 bis 20 % der intergranularen Phase enthält.

3. Keramisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß die gesinterte Struktur wenigstens 30 VoI,-% alpha'-Phase und höchsten 70 Vol.-% beta'-Phase enthält.

4. Keramisches Material nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur höchsten 15 Vol.-% intergranulare Phase enthält, wenn der Glasphasenanteil darin hoch ist.

5. Keramisches Material nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur wenigstens 1 oder höchsten 50 Vol.-% Polytyp enthält.

6. Keramisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß die gesinterte Struktur in Volumenprozenten 30 bis 99 % Polytyp von Si-Al-O-N, höchstens 70 % alpha'-Phase von Si-Al-O-N, höchstens 70 % beta'-Phase von Si-Al-O-N, höchstens 30 % kristallines AlN und 0,1 bis 20 % der intergranularen Phase enthält.

7. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur zusammengenommen höchstens 70 Vol.-% alpha'- + beta'-Phase von Si-Al-O-N enthält.

8. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur insgesamt höchstens 20 Vol.-% kristallines AlN enthält.

9- Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 6, 7

1 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur insgesamt wenigstens 40 Vol.-% Polytyp von Si-Al-O-N enthält.

10. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 6, 7, 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur insgesamt höchstens 60 Vol.-% alpha'- + beta'-Phase von Si-Al-O-N enthält.

11. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 6, 7, 8, 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinerte Struktur höchstens 15 Vol.-% intergranulare Phase enthält, wenn der Glasphasenanteil darin hoch ist.

12. Keramisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß die gesinterte Struktur in Volumenprozenten 5 bis 99 % Polytyp von Si-Al-O-N, höchstens 10 % alpha'-Phase von Si-Al-O-N, höchstens 10 % beta"-Phase von Si-Al-O-N, höchstens 95 % kristallines AlN und 0,1 bis 20 % der intergranularen Phase enthält.

13. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur insgesamt höchstens 10 Vol.-% alpha¹- + beta'-Phase von Si-Al-O-N enthält.

14. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur einen Volumenanteil Polytyp von Si-Al-O-N von wenigstens 20 % enthält.

15. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 12, 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, daß die gesinterte Struktur einen Volumenanteil von höchstens 80 Vol.-% kristallines AlN enthält.

16. Keramisches Material nach einem der Ansprüche 1, 12, 13, 14 oder 15, dadurch gekennzeichnet, daß die gesin-

terte Struktur einen Volumenanteil von höchstens 15 Vol.-% intergranularer Phase enthält, wenn der Glasphasenanteil darin hoch ist.

17. Keramisches Material nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß das Material Siliciumkarbid als eine Hauptkomponente aufweist und daß die gesinterte Struktur mehr als 1 Vol.-% Si-Al-O-N-Polytyp enthält.

18. Keramisches Material nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß das Material auch eine oder mehrere hitzebeständige harte Substanzphasen von Nitriden, Carbonitriden, Karbiden und/ oder Oxynitriden der Übergangselemente der Gruppen IV bis VI und/oder der Elemente Aluminium, Bor oder Silicium, vorzugsweise Titannitrid, Titankarbid oder kubisches AlON enthält.

19. Keramisches Material nach einem der vorausgehenden An-Sprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß es hitzebeständige harte Materialien in einer faserartigen oder whiskerartigen Form, vorzugsweise SiC, TiN, B.C, TiC, Al₃O₃ und/oder Si₂N₃O enthält, wobei die Fasern einen Durchmesser kleiner als 2 μπι und ein Verhältnis von Länge zu Durchmesser von mehr als 10 haben.

20. Keramisches Material nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, daß es mit einer oder mehreren verschleißfesten Schichten von Nitriden, Oxynitriden, Oxiden, Boriden, Karbiden, Carbonitriden oder Oxykarbiden der Übergangselemente aus den Gruppen III bis VI und/oder des Elementes Aluminium, vorzugsweise von Nitriden, Oxynitriden oder Oxiden der Übergangselemente der Gruppen IV bis VI und/oder des Elements Aluminium überzogen sind.

21. Keramisches Material nach einem der vorausgehenden Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, daß es Funken-

351Π3Α

1 schneiden durch Zusätze, die die elektrische Leitfähigkeit des gesinterten Materials verbessern, gestattet.