DE3939989A1

DE3939989A1 - Siliziumnitridgrundstoff-sinterkoerper

Info

Publication number: DE3939989A1
Application number: DE3939989A
Authority: DE
Inventors: Junichiro Suzuki
Original assignee: NGK Spark Plug Co Ltd
Current assignee: Niterra Co Ltd
Priority date: 1988-12-03
Filing date: 1989-12-02
Publication date: 1990-07-05
Anticipated expiration: 2009-12-03
Also published as: DE3939989C2; JPH02153865A; KR900009499A; JP2719942B2; KR960016069B1

Description

Die Erfindung betrifft einen Siliziumnitridgrundstoff- Sinterkörper und insbesondere einen Siliziumnitrid grundstoff-Sinterkörper, der eine verbesserte Ver schleißfestigkeit hat, ohne in seinen wesentlichen Eigenschaften, wie Zähigkeit, verschlechtert zu sein. Die vorliegende Erfindung kann auf Werkzeugmaschinen, verschleißfeste (abnutzungsfeste) Teile und übereinan dergleitende Teile verwendet werden.

In der japanischen Auslegeschrift 63-1278 ist ein üblicher Siliziumnitrid-Sinterkörper beschrieben, der einen Oberflächenüberzug aus einem keramischen Material mit einer hohen Härte oder einer verbesserten Verschleißfestigkeit hat.

Ein weiterer Siliziumnitrid-Sinterkörper ist bekannt, bei dem Kristallphasen von sowohl α-Sialon als auch β- Sialon homogen über den gesamten Sinterkörper verteilt sind (japanische Auslegeschrift Nr. 63-35 594 (1988) usw.). Mit der Erfindung sollen die nachfolgenden Probleme gelöst werden:

Bei dem zuerst genannten Sinterkörper ist es schwie rig, eine ausreichende Haltekraft mit dem Substrat zu erhalten, da unterschiedliche thermische Ausdeh nungskoeffizienten und/oder chemische Affinitäten zwischen dem keramischen Überzugsmaterial und dem Siliziumnitridsubstrat vorhanden sind, aus denen sich hohe Kosten ergeben, die als ökonomisches Problem anzusehen sind. Aus diesem Grunde hat der zuerst genannte Sinterkörper fast keine praktische Anwendung gefunden.

Der zuletzt genannte Sinterkörper, der sowohl Kri stallphasen von α- und b-Sialon gleichmäßig verteilt über den gesamten Sinterkörper enthält, leidet unter der Veränderung in seinen Eigenschaften, wenn ihre Anteile sich ändern und kann nicht jede Eigenschaft entfalten. Insbesondere wenn man versucht, eine Eigenschaft zu verbessern, wird eine andere der Eigenschaften zwangsweise verschlechtert, was in eine mittelmäßige Leistungsfähigkeit beim Ausgleich beider Eigenschaften resultiert.

Daher ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Siliziumnitridgrundstoff-Sinterkörper zu schaffen, bei dem die Oberfläche verbessert ist, um einen Oberflächenbereich zu bilden, der eine höhere Verschleißfestigkeit hat, wobei die Eigenschaften des Materials im Oberflächenbereich und im Innenbereich in zufriedenstellender Weise vorkommen.

Als Ergebnis der Nachforschungen nach dem Grund der schlechten Verschleißfestigkeit von Siliziumnitrid wurde die nachfolgende Erkenntnis gewonnen, auf der die vorliegende Erfindung aufbaut.

Es wurde gefunden, daß das Werkstück oder das zu schneidende Material meistens eine auf Eisen basieren de Legierung ist, für die Silizium Si, das Hauptele ment des Siliziumnitrids, eine hohe chemische Affini tät zeigt, was die schlechte Verschleißfestigkeit von Siliziumnitrid erklärt. Beim Sintern von Silizium nitrid wurden bis jetzt Versuche unternommen, um eine Zersetzung und Verdampfung von Siliziumnitrid zu vermeiden. Die vorliegende Erfindung hat die Erkennt nis gebracht, daß bei einem Sinterkörper aus Silizium die Verschleißfestigkeit verbessert werden kann, ohne die Zähigkeit zu verschlechtern, wenn die Zersetzung und die Verdampfung von Siliziumnitrid in geschickter Weise ausgenutzt wird, indem die Größe des Abfallens der Konzentration von Siliziumnitrid im Oberflächen bereich 20 Gewichtsprozent oder mehr des Silizium gehalts im Siliziumnitrid im inneren Bereich beträgt.

Es ist somit ein Merkmal der vorliegenden Erfindung, daß der Siliziumgehalt im Oberflächenbereich des Sinterkörpers aus Siliziumnitrid sich von demjenigen im Innenbereich unterscheidet. Die Steilheit des Abfallens im Siliziumgehalt wird gemäß der nachfolgend gezeigten Formel berechnet:

Bei dem Sinterkörper aus Siliziumnitrid gemäß der vorliegenden Erfindung ist der Siliziumgehalt im Oberflächenbereich um 20 Prozent oder mehr gegenüber seinem Innenbereich verringert, in dem Si₃N₄ unver dampft verbleibt. Aus diesem Grunde können die wesentlichen Eigenschaften in zufriedenstellender Weise erreicht werden, wobei eine von ihnen die höhere Verschleißfestigkeit des Oberflächenbereichs und die andere die hohe Zähigkeit des Innenbereichs ist. In anderen Worten, der Sinterkörper hat nicht die Eigenschaften, die zwischen diesen beiden Eigenschaf ten liegen. Demgemäß wurde es mit dem vorliegenden Sinterkörper möglich, die Verschleißfestigkeit durch eine Oberflächenveränderung zu verbessern, ohne die wesentlichen Eigenschaften im Innenbereich des Körpers zu verschlechtern.

Der Oberflächenbereich und der Innenbereich blättern nicht voneinander ab, wobei diese Bereiche einen Festkörper bilden, die miteinander durch eine starke Bindekraft zusammengehalten und vereinigt werden.

Die vorliegende Erfindung schafft auch ein Verfahren zum Erzeugen des verbesserten Siliziumnitridgrund stoff-Sinterkörpers, was später erörtert werden wird.

Bei einem bevorzugten Ausführungsbeispiel ist die Steilheit des Si-Konzentrationsabfalls so gewählt, daß sie nicht kleiner als 20 Gewichtsprozent ist, da, wenn die oben erwähnte Steilheit des Konzentrationsabfalls nicht ausreicht, der Abfalleffekt ungenügend ist, wohingegen wenn die Steilheit des Abfalls gleich oder größer als 20 Gewichtsprozent ist, die Verschleiß festigkeit verbessert werden kann, ohne die Zähigkeit zu verringern, die die Eigenschaft des Innenbereichs ist. Die Steilheit des Abfalls ist vorzugsweise nicht kleiner als 50 Gewichtsprozent, da dann die Ver schleißfestigkeit deutlich verbessert werden kann. Der Si-Gehalt im Oberflächenbereich kann sogar fast Null sein. Jedoch ist in einem solchen Fall, obwohl die Verschleißfestigkeit noch deutlicher verbessert werden kann, die Rauhigkeit verschlechtert. Aus diesem Grunde sollte der Si-Gehalt im Oberflächenbereich vorzugsweise in einem solchen Maß verkleinert werden, daß eine spröde Verbindung nicht erzeugt wird.

Der Siliziumnitridgrundstoff-Sinterkörper der vor liegenden Erfindung, der hauptsächlich aus Silizium nitrid besteht, kann auch aus Si-Al-O-N hergestellt werden. Das Siliziumnitrid oder Si-Al-O-N kann gemäß dem vorgesehenen Zweck und Anwendungsbereich aus gewählt werden und kann vom α- oder β-Typ oder ein Gemisch davon sein. Die Komponenten neben dem Sili ziumnitrid können die die Korngrenzenphase bildenden Komponenten oder dritte Komponenten neben der Korn grenzenphase sein. Die die Korngrenzenphase bildenden Komponenten können im allgemeinen als Sinterhilfen eingestuft werden, und können nur aus glasartigen (glasigen) Phasen bestehen oder können verschiedene Kristallphasen statt der glasartigen Phasen enthalten. Die dritten Komponenten können solche Komponenten sein, die wirksam sind, um die Verschleißfestigkeit oder Zähigkeit zu verbessern. Daher können die dritten Komponenten Verbindungen umfassen, beispielsweise Carbide, Nitride oder Oxide der Übergangsmetalle der Gruppen IVa, Va und VIa des internationalen perioden systems oder eine oder mehrere feste Lösungen aus zwei oder mehr von diesen Verbindungen. Diese Verbindungen liegen vorzugsweise in einer Menge von nicht mehr als 30 Gewichtsprozent vor, um auf diese Weise die Zähigkeit des Sinterkörpers nicht zu verkleinern. Bevorzugte dritte Komponenten sind TiN, ZrO₂, TiC, WC, TiB₂, HfO₂, ZrC und/oder Whiskers wie SiO und/oder Si₂N₄, vorzugsweise mit einem Durchmesser von 0,3 bis 2,0 Mikrometer und einer Länge von 10 bis 100 Mikro metern.

Der Innenbereich ist der Bereich des Sinterkörpers ausschließlich des Oberflächenbereichs, das heißt der Bereich des Sinterkörpers, der die inhärenten Eigen schaften des Sinterkörpers hat. Da Si₃ N₄ nicht durch Zersetzung oder Verdampfung im Innenbereich entfernt wird, bleiben das oben erwähnte Siliziumnitrid, die die Korngrenzenphase bildenden Komponenten und die dritten Komponenten wie sie sind.

Der Oberflächenbereich ist der Bereich des Sinterkör pers, in dem andere Komponenten als Si₃ N₄ in dem Maß zurückbleiben, wie der Siliziumgehalt beim Verdampfen von Si₃ N₄ verkleinert wird. Somit ist der relative Anteil der Komponenten neben dem Si₃ N₄ entsprechend im Oberflächenbereich angereichert. Die Dicke des Oberflächenbereichs hängt vom Zweck, von der Verwen dung und der Herstellungsmethode ab und liegt gewöhn lich im Bereich von mehreren Mikrometern bis 0,1 Millimeter. Es sei bemerkt, daß ein Sinterkörper, in dem die obigen Zusammensetzungsverhältnisse sich nicht abrupt ändern, sondern sich kontinuierlich an der Grenze zwischen dem Oberflächenbereich und dem Innenbereich ändern, auch in den Bereich der vor liegenden Erfindung fällt. Somit ist es ausreichend, wenn der Sinterkörper über einen Oberflächenbereich verfügt, der eine erste spezielle relative Zusammen setzung und einen Innenbereich der eine zweite spezielle relative Zusammensetzung aufweist.

Insoweit wie die vorliegende Erfindung gewöhnlich mit ihrer rohgesinterten Oberfläche, wobei die Si₃N₄ Oberflächenkomponente weggedampft ist, verwendet wird, muß eine besondere Aufmerksamkeit gegen das Ver schlechtern der Oberflächenrauhigkeit durch eine derartige Verdampfung ausgeübt werden. Daher sollte die Oberflächenverdampfung gesteuert werden, so daß die Oberflächenrauhigkeit vorzugsweise nicht mehr als 12,5 S gemäß der Norm JIS B 0601 ist. Bei Anwendungen, bei denen der Oberflächenrauhigkeit eine besondere Bedeutung zukommt, ist es für die Korngrenzenphasen bildenden Komponenten vorzuziehen, diese zu belassen, so daß sie die Oberfläche des Sinterkörpers über decken.

Der vorliegende Sinterkörper wird gewöhnlich durch übliches Sintern unter atmosphärischem Druck herge stellt. Jedoch kann er auch hergestellt werden, indem ein Sintern unter einer unter Druck stehenden Gas atmosphäre oder gemäß einem heißen isostatischen Sintern (HIP-Methode) erfolgt. Es ist grundsätzlich notwendig, daß die Sinteratmosphäre Stickstoff enthält, jedoch unter der Bedingung, daß eine aus reichende Menge von Siliziumnitrid verdampft werden kann. Der Sinterdruck kann zwischen einem Vakuum ( oder reduziertem Druck ) bis zu mehreren tausend Atmosphären variieren. Die Sintertemperatur ist vorzugsweise in der Größenordnung von 1500 bis 1800 Grad Celsius und liegt insbesondere im Bereich zwischen 1600 und 1700 Grad Celsius.

Der erfindungsgemäße Sinterkörper kann im wesentlichen in der folgenden Weise hergestellt werden. Pulverför miges Siliziumnitrid und Sinterhilfen werden mit einem erwünschten Mischungsverhältnis ausgewogen, gemischt und pulverisiert. Die Sinterhilfen können solche sein, die beim Sintern unter Atmosphärendruck oder Gasdruck oder Sintern gemäß dem HIP-Verfahren verwen det werden und enthalten vorzugsweise das Element Si nicht. Somit können als Beispiele folgende Sinterhil fen wie Al₂O₃, AlN, MgO, CaO, Y₂O₃ oder Oxide der seltenen Erden aufgezählt werden. Die pulverartige Ausgangsmasse wird geformt und unter Druck auf die gewünschte Gestalt verdichtet und gesintert. Zum Verdampfen (oder Verflüchtigen) des Si₃N₄ auf der Oberfläche während des Sintern können die Partial drücke des Stickstoffs und/oder Siliziums erniedrigt werden, oder es kann eine reduzierende Atmosphäre eingesetzt werden.

Üblicherweise kann die pulverförmige Ausgangsmasse wie folgt zusammengesetzt sein:

Die Ausgangspulvermasse (Mischung) hat eine durch schnittliche Teilchengröße von vorzugsweise 5 Mikro meter oder weniger, am besten 2 Mikrometer oder weniger.

Somit kann der Herstellungsprozeß wie folgt zusammen gefaßt werden:

a) Vorbereiten einer Ausgangspulvermasse definierter Zusammensetzung, einschließlich Mischen (gewöhn lich mit gleichzeitiger Pulverisierung),
b) Herstellen eines Preßkörpers der gewünschten Gestalt, c) Sintern des Preßkörpers unter der Bedingung, daß das an der Oberfläche des Sinterkörpers vorhan dene Siliziumnitrid verdampft werden kann, um einen Si-verarmten Oberflächenbereich bei der spezifischen Temperatur zu bilden.

Das Sintern wird für eine gewisse Zeitperiode durchge führt, die ausreicht, um den Preßkörper zu sintern, vorzugsweise 0,5 bis 5 Stunden und am besten 1 bis 3 Stunden. Die Sinterbedingung wird durch eine spezielle Atmosphäre zum Sintern bereitgestellt, wobei ein reduzierter Teildruck des Stickstoffs und/oder Siliziums oder eine reduzierende Atmosphäre vorliegt, wie solche, die (insbesondere zusätzlich zu reduzier ten Partialdrücken) CO₂ und/oder Co enthalten. Im allgemeinen variieren die Sinterbedingungen in Abhängigkeit von der Zusammensetzung und der Sinter temperatur. Dies bedeutet, daß die Atmosphäre auf einen geringfügig niedrigeren Partialdruck des N₂ und/oder Si eingestellt ist als diejenigen, die als für eine gewisse Zusammensetzung bezüglich der Temperatur, zum Beispiel gemäß Fig. 5, als geeignet angesehen werden. In dieser Art und Weise kann eine geeignete Menge von Si und N zersetzt und vom Ober flächenbereich in einem solchen Ausmaß verflüchtigt werden, daß keine rauhe Oberfläche erzeugt wird.

Der resultierende Oberflächenbereich des Sinterkörpers wird hauptsächlich durch die Sinterhilfen und/oder resultierenden Verbindungen davon (oder weiteren dritten Komponenten) gebildet, in denen und/oder N als feste Lösung enthalten ist. Durch Verdampfen von Si und N werden die verbleibenden Grenzphasen und dritten Komponenten in dem Oberflächenbereich relativ zum Innenbereich angereichert, was eine Veränderung in der Dichte und der Härte (die Härte wird verbessert) nach sich zieht. Die Menge von Siliziumnitrid und/oder Si- Al-O-N im Oberflächenbereich ist relativ kleiner als im inneren Bereich (vorzugsweise um wenigstens 20 Volumenprozent, bis zu 100 Volumenprozent).

Nachfolgend wird die Erfindung anhand der Zeichnung näher beschrieben. Es zeigen:

Fig. 1 eine grafische Darstellung zur Veranschau lichung des Zusammenhanges zwischen der Steilheit des Si-Abfalles im Oberflächen bereich und der Verschleißfestigkeit,

Fig. 2 eine Querschnittsansicht der Gestalt eines Werkstückes, das im Testverfahren 1 verwen det wurde,

Fig. 3 eine Querschnittsansicht der Gestalt eines Werkstückes, das im Testverfahren 2 verwen det wurde,

Fig. 4 eine Querschnittsansicht der Gestalt eines Werkstückes, das im Testverfahren 3 verwen det wurde und

Fig. 5 ein Phasendiagramm, das die Beziehung zwischen der Si₃N₄-Phase und den Partial drücken der Sinteratmosphäre veranschau licht.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von speziellen Beispielen näher erörtert.

Als Pulver für das Ausgangsmaterial wurden pulverför miges Si₃N₄ mit einer mittleren Teilchengröße von 0,6 Mikrometer (α Si₃N₄-Anteil nicht geringer als 90 Volumenprozent), pulverförmiges A1₂O₃ oder MgO mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 Mikrometern, AlN-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,3 Mikrometern, pulverförmiges Y₂O₃ mit einer mittleren Teilchengröße von 1,2 Mikrometern, pulverförmiges ZrO₂ mit einer mittleren Teilchengröße von 0,4 Mikrometern, pulverförmiges TiN mit einer mittleren Teilchengröße von 1,2 Mikrometern, pulverförmiges HfN mit einer mittleren Teilchengröße von 1,7 Mikrometern und pulverförmiges WC mit einer mittleren Teilchengröße von 2,0 Mikrometern unter Berücksichtigung der Zusammensetzungsverhältnisse in der Tabelle genommen und in einer Naß-Kugelmühle 48 Stunden gemischt. Dem resultierenden Gemisch wurde ein Formmittel beigefügt und es wurde getrocknet.

Jede der resultierenden Pulvermischungen (Ausgangspul vermasse) wurde in einer Metallform druckgeformt und in einer Atmosphäre, die hauptsächlich Stickstoff enthält, unter der Stickstoffatmosphäre von 0,7 bis 10 atom (und teilweise auch unter der Anwesenheit von Kohlensäuregas) und bei einer Temperatur von 1650 bis 1750 Grad Celsius gesintert, um Sinterprodukte herzustellen. Die Dicke des Oberflächenbereichs von diesen Sinterprodukten war etwa 0,01 bis 0,1 Milli meter für beide Fälle, wobei diese durch Oberflächen entfernung, durch Schleifen und Röntgenstrahlbrechung eines kleinen Bereiches (Röntgenstrahl-Mikroanalysa tor) gemessen wurde.

Die gesinterten Produkte wurden auf eine Größe von SNMN 432 gemäß der JIS B 4103 nachbearbeitet, um Teststücke (oder Spitzen) 2 zu bilden. Das Nachbe arbeiten der Sinterprodukte erfolgte durch Schleifen der oberen und unteren Oberflächen, wobei die Seiten flächen des Sinterproduktes im Zustand der rohgesin terten Flächen blieb. Die Größe der Teststücke wurde zum Zeitpunkt der Druckformung angepaßt. Eine Auswer tung wurde durch die folgenden drei Tests 1 bis 3 durchgeführt, wobei die Tests 1 und 2 zur Bewertung der Verschleißfestigkeit und der Test 3 zur Bewertung der Festigkeit dienen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle und in Fig. 1 dargestellt.

Alle Beispiele zeigen Dichten von wenigstens 99,5 Prozent bezüglich der theoretischen Dichte. Der Innenbereich bestehend aus Si-Al-O-N war vom β-Typus in Nr. 3, Nr. C2 und Nr. 4 und (b-Typus + α-Typus) in den Nrn. 5-9 und Nr. C3, in denen das α-Verhältnis jeweils 0,33, 0,28, 0,34, 0,42, 0,36 und 0,22 in dieser Reihenfolge ist. Das α-Verhältnis ist definiert durch α/(α+β) gemessen gemäß der Röntgenstrahlen maximalintensitätenverhältnismethode.

α-Si-Al-O-N ist eine feste Lösung des Substitu tions/Zwischengittertypes, bei der ein Teil der Siliziumatome in der α-Si₃N₄-Struktur durch Aluminium ersetzt ist und ein Teil der N-Atome in der gleichen Struktur durch O ersetzt ist, und bei der weiterhin Elemente wie Li, Na, Mg, Ca, Y oder seltene Erden elemente eine feste Lösung bilden, die in den Zwi schengitterraum zwischen (Si, Al) und (O, N) ein dringt. Im allgemeinen ist ein solches α-Si-Al-O-N durch die Formel

Mx (Si, Al)₁₂ (O, N)₁₆

ausgedrückt, wobei M = Li, Na, Mg, Ca, Y oder seltene Erdeelemente und 0 < x 2 ist.

Auf der anderen Seite ist β-Si-Al-O-N eine feste Lösung des Substitutionstypes, die aus einer festen Lösung von Al₂O₃, AIN und SiO₂ in β-Siliziumnitrid gebildet ist, das heißt, bei der Al und O ein Teil der Si-Atome und N-Atome in dem β-Siliziumnitrid jeweils substituieren.

Dieses β-Si-Al-O-N wird durch die Formel

Si₆-_zAl_zO_zN_8-z mit 0 <z 4

ausgedrückt.

Tabelle

Die Bedingungen für die Tests 1, 2 und 3 sind wie unten dargestellt, wobei die Bedingungen für den Test 2 in Klammern gezeigt sind und diejenigen für den Test 3 in rechteckigen Klammern. Die Haltbarkeit im Verfahren 1 ist als die Zeit gegeben, die bis zur Zerstörung oder Versagen, wie nachfolgend beschrieben, führt. Die Zerstörung oder das Versagen in diesem Fall ist nicht nur eine Folge der mechanischen Festigkeit, sondern auch der Vergrößerung des Schneid- und Bearbeitungswiderstandes infolge der Abnutzung und ist als Maß für die Verschleißfestigkeit verwendet.

Das Bezugszeichen 3 in der Zeichnung bezieht sich auf einen Werkzeughalter. Die Haltbarkeit oder Abnutzungs festigkeit wurde im Test 2 durch die Abnutzung an den Seitenflächen bewertet.

Das Zusammensetzungsverhältnis für Si₃N einschließlich des Si-Al-o-N wird als Funktion der Verwendung oder Anwendung bestimmt. Es ist daher schwierig, alle Beispiele unter den gleichen Bedingungen zu verglei chen. Somit ist ein Typ höherer Festigkeit und ein zweiter mehr für Ni-Legierungen besser geeigneter Typ sowie ein dritter für Gußerzeugnisse mehr geeigneter Typ als Vergleichsbeispiele 1, 2und 3 jeweils dargestellt. Es gibt praktisch keinen Sinn, diese drei Typen miteinander zu vergleichen, aber es ist sinnvoll, die Eigenschaften innerhalb jeden dieses Types gegenüberzustellen. Daher ist die Tabelle so aufgebaut, daß die Eigenschaften leicht innerhalb des gleichen Types, der die gleiche oder ähnliche Zusam mensetzung des Ausgangsmaterials (Ausgangspulvermasse) hat, verglichen werden können. Ergebnisse des Ver gleichs sind nachstehend wiedergegeben. Die Teststücke der Vergleichsbeispiele 1 und 3 wurden durch Schleifen derjenigen gemäß den Beispielen 1 und 6 durch Be seitigen des Materials bis zu einer Tiefe von mehr als 2 Millimetern von der Oberfläche vorbereitet, um den Oberflächenbereich vollständig zu beseitigen, bis der Innenbereich offengelegt wird. Das Teststück des Vergleichsbeispiels 2 hat eine Zusammensetzung, die die gleiche wie die Zusammensetzung des Beispiels 3 ist und hat eine rohgesinterte Oberfläche, in der der Si-Gehalt auf der Oberfläche kaum reduziert worden ist.

Ein Vergleich der Beispiele mit den Vergleichsbei spielen mit dem reduzierten Si-Anteil im Oberflächen bereich (Beispiel 1 mit dem Vergleichsbeispiel 1, Beispiel 3 mit dem Vergleichsbeispiel 2 und Beispiele 6 bis 8 mit dem Vergleichsbeispiel 3) bringt zutage, daß die Verschleißfestigkeit ungewöhnlich stark verbessert ist. Obwohl die Festigkeit in jedem Fall leicht verringert ist, bedeutet dies noch keinen praktischen Nachteil. Die relative Verschleißfestig keit in den Beispielen 6 bis 8 und dem Vergleichsbei spiel ist in Fig. 1 dargestellt, aus der entnommen werden kann, daß die Verschleißfestigkeit um so größer wird, je größer der Abfall im Si-Anteil ist, und daß ein derartiger Effekt am stärksten bei einem Abfall im Si-Inhalt von mehr als 20 Gewichtsprozent vorliegt.

Auf der anderen Seite zeigt der Vergleich der Bei spiele 2, 4 und 6 beim Vergleich der Beispiele 1, 3 und 5 jeweils plus den Verbindungen der Übergangs metalle der Gruppen IVa und Va (HfN, WC und TiN) mit den Beispielen 1, 3 und 5, daß die Verschleißfestig keit gegenüber derjenigen gemäß den Beispielen 1, 3 und 5 verbessert ist. Jedoch mit einer größeren Menge des Zusatzes der Verbindung des Übergangsmetalls kann es vorkommen, daß die Festigkeit wesentlich verringert ist, wie im Beispiel 9.

Aus dem obigen kann entnommen werden, daß bei den Beispielen 1 bis 9, bei denen der Abfall von Si im Oberflächenbereich im Bereich zwischen 25 und 61 Pro zent liegt, die Verschleißfestigkeit verbessert ist, während die Festigkeit unverändert bleibt und daß die Eigenschaften der Materialien der oberflächigen und der inneren Abschnitte sich zufriedenstellend dar stellen.

Wie sich aus den vorstehenden Beispielen ergibt, ist die Verbesserung signifikant. Jedoch können zusätz liche Überzugsschichten oder Schichten auf den erfindungsgemäß gesinterten Körper aufgebracht werden, wobei die Überzugsschicht aus Al₂O₃, TiC, TiN, AlON oder dergleichen mit einer Stärke von 0,5 bis 10 Mikrometern gebildet ist.

Es soll erwähnt werden, daß Abwandlungen vorgenommen werden können, ohne vom Kern- und Grundgedanken der vorliegenden Erfindung abzuweichen, wie er hierin innerhalb des Umfangs der beigefügten Ansprüche geoffenbart ist.

Claims

1. Siliziumkörper auf Siliziumnitridbasis, dadurch gekennzeichnet, daß die Steilheit des Abfalls des Si- Inhalts im Oberflächenbereich bezüglich des Si-Inhalts im inneren Bereich gemäß der Formel nicht kleiner als 20 Gewichtsprozent ist.

2. Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß der Oberflächenbereich mit dem ver ringerten Si-Inhalt durch Sintern hergestellt worden ist.

3. Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß der Abfall von Si 25 bis 61 Gewichtspro zent ist.

4. Sinterkörper nach Anspruch 3, dadurch gekenn zeichnet, daß der Abfall von Si 50 bis 60 Gewichtspro zent ist.

5. Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß der Innenbereich des Sinterkörpers hauptsächlich aus Siliziumnitrid und/oder Si-Al-O-N mit Grenzphasen gebildet ist.

6. Sinterkörper nach Anspruch 5, dadurch gekennzeich net, daß der Sinterkörper dritte Komponenten mit einem Anteil von 30 Gewichtsprozent oder weniger des gesamten Sinterkörpers enthält, wobei die dritten Komponenten, insbesondere solche aus den Untergruppen IVa, Va und VIa des internationalen Periodensystems sind.

7. Sinterkörper nach Anspruch 6, bei dem die Verbindungen Oxide, Carbide und Nitride sowie feste Lösungen davon sind.

8. Sinterkörper nach Anspruch 7, dadurch gekenn zeichnet, daß die Verbindungen ZrO₂, WC und TiN sind.

9. Sinterkörper nach Anspruch 5, dadurch gekenn zeichnet, daß die Grenzphasen durch eine Sinterhilfe gebildet sind.

10. Sinterkörper nach Anspruch 9, dadurch gekenn zeichnet, daß die Sinterhilfe wenigstens eine Verbin dung ist, die zu der Gruppe aus Al₂O₃, YN, AlN, MgO, CaO, Y₂O₃ und Oxiden der seltenen Erden gehört.

11. Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß der Oberflächenbereich weniger als 0,1 Millimeter dick ist.

12. Sinterkörper nach Anspruch 11, dadurch gekenn zeichnet, daß der Oberflächenbereich wenigstens mehrere Mikrometer dick ist.

13. Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß er durch Sintern einer Masse aus einer α-Siliziumnitridgrundstoffkomposition bei einer Temperatur von 1550- 1800 Grad unter Bedingungen erzeugt ist, die das Verdampfen von Siliziumcarbid gestatten, das im Oberflächenabschnitt der Masse vorkommt.

14. Sinterkörper nach Anspruch 13, dadurch gekenn zeichnet daß das Sintern in einer Atmosphäre mit reduziertem Partialdruck des Stickstoffes und/oder Silizium oder in einer reduzierenden Atmosphäre durchgeführt wird.

15. Sinterkörper nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß der Oberflächenbereich eine geringere Menge von Siliziumnitrid und/oder Si-Al-O-N um wenigstens 20 Volumenprozent als der Innenbereich aufweist.