DE60036814T2

DE60036814T2 - Verfahren zur wärmebehandlung von keramik und damit hergestellter gegenstand

Info

Publication number: DE60036814T2
Application number: DE60036814T
Authority: DE
Inventors: Pankaj K. Greensburg MEHROTRA; Mark A. Johnstown GARMAN; Chuck E. Greensburg LIPNISKIS; Frank B. Latrobe BATTAGLIA
Original assignee: Kennametal Inc
Current assignee: Kennametal Inc
Priority date: 1999-09-09
Filing date: 2000-08-23
Publication date: 2008-07-31
Anticipated expiration: 2020-08-24
Also published as: WO2001017928A1; US20020105116A1; CA2381619A1; AU6931600A; IL148077A; EP1222149B1; DE60036814D1; EP1222149A1; JP2003508341A; US6610113B1; IL148077A0; US6737010B2; ATE375971T1; DE1222149T1; US20040026813A1; ES2293919T3

Description

Die vorliegende Patentanmeldung ist eine teilweise Fortsetzung der ebenfalls anhängigen US-Patentanmeldung der Seriennummer 09/393,004, eingereicht am 9. September 1999, von Mehrotra et al.
Gebiet der Erfindung
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Schneideinsatzes aus wärmebehandelter, geschliffener Keramik wie z. B. Schneidwerkzeugen auf Siliciumnitridbasis, SiAlON-Basis, Aluminiumoxidbasis und Titancarbonitridbasis sowie whisker-verstärkten Keramikschneidwerkzeugen wie z. B. einem whisker-verstärkten Keramikschneidwerkzeug auf Titancarbonitridbasis und einem whisker-verstärkten Keramikschneidwerkzeug auf Aluminiumoxidbasis.
Hintergrund der Erfindung
Schneideinsätze auf Siliciumnitridbasis und SiAlON-Basis, bei denen es sich um keramische Herstellungsartikel handelt, haben sich bislang bei vielen Anwendungszwecken zur Materialentfernung als nützlich erwiesen. Die US-Patente Nr. 4,127,416 von Lumby et al., 4,563,433 von Yeckley et al., 4,711,644 von Yeckley et al., 5,370,716 von Mehrotra et al., 5,382,273 von Mehrotra et al., 5,525,134 von Mehrotra et al., 4,880,755 von Mehrotra et al. und 4,913,936 von Mehrotra et al. offenbaren verschiedene SiAlON- und Siliciumnitridzusammensetzungen, die als Schneideinsätze nützlich sind.
Auch whisker-verstärkte Schneideinsätze, bei denen es sich ebenfalls um keramische Herstellungsartikel handelt, haben sich bislang bei Anwendungszwecken zur Materialentfernung als nützlich erwiesen. Diese whisker-verstärkten Schneideinsätze sind z. B. mit Siliciumcarbid-Whiskern verstärkte Materialien auf Aluminiumoxidbasis, wie sie in dem US-Patent Nr. B2 4,789,277 von Rhodes et at. und dem US-Patent Nr. 4,961,757 von Rhodes et al. dargestellt und beschrieben sind. Ein whisker-verstärkter Schneideinsatz auf Aluminiumoxidbasis mit einer Zirconiumoxid-Beimengung ist auch in dem US-Patent Nr. 4,959,332 von Mehrotra et al. dargestellt und beschrieben. Ein whisker-verstärkter Schneideinsatz auf Titancarbonitridbasis ist in der WO 97/18177 dargestellt und beschrieben. Die japanische Patentanmeldung JP-A 4-136174 bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines beschichteten Keramikschneidwerkzeugs. Das Substrat umfasst einen Keramikwerkstoff auf Siliciumnitrid- bzw. SiAlON-Basis. Gemäß der Patentanmeldung umfasst das Verfahren zur Verbesserung der Haftung ein Schleifen der Oberfläche des Substrats und anschließend eine Wärmebehandlung des geschliffenen Substrats in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1050 und 1400°C. Anschließend wird der Überzug auf dem wärmebehandelten Substrat mittels herkömmlicher chemischer (CVD) und physikalischer (PVD) Dampfabscheidungsverfahren abgeschieden.
Zwar weisen die Schneideinsätze aus den Materialien der zuvor genannten Patente und der Patentanmeldung eine akzeptable Leistung bei Anwendungszwecken zur Materialentfernung wie z. B. Fräsen und Drehen auf, ein Ziel ist jedoch weiterhin die Herstellung von Keramikschneideinsätzen (z. B. Schneideinsätzen auf Siliciumnitridbasis, SiAlON-Basis, Aluminiumoxidbasis und Titancarbonitridbasis sowie whisker-verstärkten Keramikschneidwerkzeugen) mit noch besseren Gebrauchseigenschaften bei Anwendungszwecken zur Materialentfernung. Ein Ziel ist darüber hinaus weiterhin die Herstellung von Keramikschneideinsätzen (z. B. Schneideinsätzen auf Siliciumnitridbasis, SiAlON-Basis, Aluminiumoxidbasis und Titancarbonitridbasis sowie whisker-verstärkten Keramikschneideinsätzen), die eine Mikrostruktur aufweisen, die zu besseren physikalischen Eigenschaften und Gebrauchseigenschaften führt.
Zusammenfassung der Erfindung
In einer Ausführungsform ist die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Schneideinsatzes aus wärmebehandelter, geschliffener Keramik, wobei die Keramik ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Keramik auf Siliciumnitridbasis, siliciumcarbidwhisker-verstärkter Keramik, Keramik auf Aluminiumoxidbasis und Keramik auf Titancarbonitridbasis, wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst: (a) Herstellung eines grünen Keramikschneideinsatz-Presslings aus einem Pulvergemisch, (b) Verfestigung des grünen Keramikschneideinsatz-Presslings zur Herstellung eines unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings, (c) Schleifen zumindest eines Teils des unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings zur Herstellung eines unbeschichteten, geschliffenen Keramikschneideinsatzes und (d) Wärmebehandlung des unbeschichteten, geschliffenen Keramikschneideinsatzes zur Herstellung eines wärmebehandelten, geschliffenen Keramikschneideinsatzes, wobei die Wärmebehandlung in einer Atmosphäre aus Stickstoff und/oder Argon und/oder Kohlenmonoxid und einem Druck im Bereich von weniger als 1 Atmosphäre bis 206,8 × 10⁶ Pa (30.000 psi) und – wenn die Keramik eine Keramik auf Siliciumnitridbasis ist – bei einer Temperatur im Bereich von 1600 bis 2200°C bzw. – wenn die Keramik ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus siliciumcarbidwhisker-verstärkter Keramik, Keramik auf Aluminiumoxidbasis und Keramik auf Titancarbonitridbasis – bei einer Temperatur von 1300 bis 1700°C und jeweils über einen Zeitraum von 15 bis 360 Minuten erfolgt.
Bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung umfassen zusätzlich die Merkmale eines der Ansprüche 2 bis 28.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Nachfolgendend werden die Zeichnungen, die Teil dieser Patentanmeldung sind, kurz beschrieben:
1 ist eine isometrische Ansicht eines erfindungsgemäßen Schneideinsatzes;
2 ist eine rasterelektronenmikroskopische Mikrophotographie, die Sekundärelektronenaufnahmen (SEI) der 1000-fach vergrößerten Spanfläche eines Schneideinsatzes mit geschliffener Oberfläche aus Mischung I darstellt;
3 ist eine rasterelektronenmikroskopische Mikrophotographie, die Sekundärelektronenaufnahmen (SEI) der 3000-fach vergrößerten Spanfläche eines Schneideinsatzes mit geschliffener Oberfläche aus Mischung I darstellt;
4 ist eine rasterelektronenmikroskopische Mikrophotographie, die Sekundärelektronenaufnahmen (SEI) der 1000-fach vergrößerten Spanfläche eines geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatzes aus Mischung I darstellt;
5 ist eine rasterelektronenmikroskopische Mikrophotographie, die Sekundärelektronenaufnahmen (SEI) der 3000-fach vergrößerten Spanfläche eines geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatzes aus Mischung I darstellt;
6 ist eine rasterelektronenmikroskopische Mikrophotographie, die Sekundärelektronenaufnahmen (SEI) der 1000-fach vergrößerten Spanfläche eines Schneideinsatz-Rohlings mit ungeschliffener Oberfläche aus Mischung I darstellt; und
7 ist eine rasterelektronenmikroskopische Mikrophotographie, die Sekundärelektronenaufnahmen (SEI) der 3000-fach vergrößerten Spanfläche eines Schneideinsatz-Rohlings mit ungeschliffener Oberfläche aus. Mischung I darstellt.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Mit Bezug auf die Zeichnungen ist in 1 ein im Allgemeinen mit 20 bezeichneter Keramikschneideinsatz dargestellt. Der Schneideinsatz 20 besitzt eine Spanfläche 22 und Freiflächen 24. Am Zusammentreffen der Spanfläche 22 und der Freiflächen befinden sich Schneidkanten 26. Der erfindungsgemäß hergestellte Schneideinsatz kann eine Vielzahl von Schneideinsatzgeometrien annehmen, so dass der Anmelder den Umfang der vorliegenden Erfindung nicht auf die Geometrie des in 1 dargestellten spezifischen Schneideinsatzes oder die in den Beispielen hierin dargelegten Geometrien beschränken möchte.
Bezüglich der Herstellung der Schneideinsätze, wie sie in den Tests eingesetzt werden, wurden die Pulverkomponenten kugelgemahlen, getrocknet und anschließend zur Herstellung der Pulvermischung gesiebt. Einige Pulvermischungen, auf die die vorliegende Erfindung angewandt werden kann, werden nachfolgend beschrieben. Diese Pulvermischungen sind z. B. die vier in der nachfolgenden Tabelle I aufgeführten Mischungen auf Siliciumnitridbasis (Mischungen I bis IV). Tabelle I Zusammensetzung (Gewichtsprozent) der Ausgangspulvermischungen I-IV auf Siliciumnitridbasis

Mischung Siliciumnitrid Aluminiumnitrid Aluminiumoxid Magnesiumoxid Yttriumoxid

I 98,0 - - 1,0 1,0

II 85,4 6,2 3,7 - 4,7

III 63,3 9,3 22,7 - 4,7

IV 91,6 1,6 1,3 - 5,5
Die in Tabelle I zuvor aufgeführten Pulverkomponenten werden nachfolgend kurz beschrieben. In den Mischungen I und III ist das Siliciumnitrid Siliciumnitridpulver SNE10 von Ube Industries, Ltd., Tokyo, Japan. In Mischung II ist das Siliciumnitrid ein Siliciumnitridpulver mit Nitrid geringerer Reinheit, erhältlich von Herman C. Starck, Inc., New York, New York, USA. In Mischung IV ist das Siliciumnitridpulver LC10 oder M11, erhältlich von Herman C. Starck, Inc. In den Mischungen I-IV ist das Aluminiumnitrid AlN-Pulver der Güte C, erhältlich von Herman C. Starck, Inc., New York, New York, USA: In den Mischungen I-IV ist das Aluminiumoxid Ceralox HPA 0,5, erhältlich von Ceralox Corporation, Tucson, Arizona, USA. In den Mischungen I-IV ist das Yttriumoxidpulver Yttriumoxidpulver feiner Güte von Herman C. Starck, Inc., New York, New York, USA. Eine detailliertere Beschreibung dieser Pulver findet sich in dem US-Patent Nr. 5,370,716 .

Die bei der Erfindung eingesetzten Pulvermischungen sind weiterhin siliciumcarbidwhisker-verstärkte Keramik, Keramik auf Aluminiumoxidbasis und Keramik auf Titancarbonitridbasis. Beispiele für diese Pulvermischungen, die als Mischungen V, VI und VII bezeichnet werden, sind in der nachfolgenden Tabelle II aufgeführt. Tabelle II Zusammensetzung (Gewichtsprozent) der Ausgangspulvermischungen V, VI und VII (siliciumcarbidwhisker-verstärkte (SiC_w) Keramik, Keramik auf Aluminiumoxidbasis und Keramik auf Titancarbonitridbasis)

Mischung	Zirconiumoxid	Aluminiumoxid	Titancarbonitrid	SiC_w	Sonstige
V	14,2	Rest	Kein	1,2	2,3 MgAl₂O₄ 0,14 SiO₂ 0,02 CaO
VI	Kein	34,4	Rest	19,1	0,3 Y₂O₃
VII	Kein	Rest	Kein	25	500 ppm MgO als MgAl₂O₄

Diese Pulvermischungen (Mischungen I bis VII) lassen sich nach einer Vielzahl von Verfahren wie Verpressen, Sintern, heißisostatisches Verpressen, Heißverpressen und anderen in der Literatur bekannten Verfahren verfestigen.
Als ein Beispiel für die Verarbeitungsparameter der Pulvermischung I zur Herstellung der Schneideinsätze wurde die Pulvermischung nach dem Mischen der Pulverkomponenten uniaxial zu grünen Keramikschneideinsatz-Presslingen verpresst. Diese grünen Keramikschneideinsatz-Presslinge wurden in einen mit Siliciumcarbid ausgekleideten Graphitbehälter gefüllt und mit einem schützenden Härterpulver umgeben. Das Härterpulver war ein Pulver auf Siliciumnitridbasis mit einer darin enthaltenen kleinen Menge Aluminiumoxid und/oder Yttriumoxid und/oder Magnesiumoxid und/oder Kohlenstoff und/oder Siliciumcarbid und/oder Bornitrid oder deren Reaktionsprodukten.
Der Behälter mit den darin enthaltenen grünen Schneideinsatzpresslingen wurde in einen Chargensinterofen gestellt und die grünen Schneideinsatzpresslinge anschließend bei 1815°C 270 Minuten lang unter Stickstoff eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) chargenweise gesintert. Das entstandene Produkt war ein gesinterter Keramikschneideinsatz-Pressling. Nach Abschluss des Sinterns wurden die gesinterten Keramikschneideinsatz-Presslinge bei 1750°C unter Stickstoff eines Drucks von 137,9 × 10⁶ Pa (20.000 psi) über einen Zeitraum von 60 Minuten heißisostatisch verpresst. Die entstandenen Produkte waren unbeschichtete, ungeschliffene, Schneideinsatzrohlinge voller Dichte, d. h. Schneideinsatzrohlinge im Formzustand mit einer ungeschliffenen Oberfläche. An diesem Punkt der Verarbeitung entsprechen diese ungeschliffenen Schneideinsatzrohlinge im Formzustand der Charakterisierung nach Schneideinsätzen (oder Schneideinsatzrohlingen) mit „ungeschliffener Oberfläche", wie in den Tabellen III bis IX hierin dargestellt. Andere Verfahren zur Pulververdichtung sind z. B. Sintern (ohne heißisostatisches Verpressen), Heißverpressen, verkapseltes heißisostatisches Verpressen, Sintern ohne schützenden Pulverüberzug und andere in der Literatur bekannte Verfahren.
Zur Herstellung eines unbeschichteten, geschliffenen Keramikschneideinsatzes, d. h. eines Schneideinsatzes, der der Charakterisierung nach einem Schneideinsatz mit „geschliffener Oberfläche", wie er in den Tabellen III bis IX hierin dargestellt ist, entspricht, wurde der Schneideinsatzrohling mit der ungeschliffenen Oberfläche einem Schleifprozess unterzogen, bei dem die Oberseite, die Unterseite und der Umfang maßgeschliffen und Schneidkanten mit T-förmigem Rücken geschliffen wurden.
Es ist anzumerken, dass der Schleifschritt auch einen Honschritt oder dergleichen umfassen kann. Der Schleif- oder Honschritt erfolgt unter Umständen nur bei einem Teil des unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings, so dass nur ein Teil des unbeschichteten, geschliffenen Keramikschneideinsatzes geschliffen oder gehont wird. In dem Verfahren soll das Schleifen (oder Honen) bei einem gesinterten Artikel erfolgen, der zumindest im Wesentlichen eine volle Dichte (d. h. eine geschlossene Porosität) besitzt.
Zur Herstellung mittels Heißverpressen kann eine Platte oder Scheibe zur vollen Dichte heißverpresst werden, in die gewünschte Form geschnitten (oder gewürfelt) und feingeschliffen werden. Alternativ können beinahe netzförmige, heißverpresste Schneideinsatzrohlinge feingeschliffen werden.
Zur Herstellung eines Schneideinsatzes aus wärmebehandelter, geschliffener Keramik, d. h. eines Schneideinsatzes, der der Charakterisierung nach einem „geschliffenen und wärmebehandelten" Schneideinsatz der Tabellen III bis IX entspricht, wurden die geschliffenen Keramikschneideinsätze aus Mischung I in einen mit Siliciumcarbid ausgekleideten Graphitbehälter gefüllt und mit einem schützenden Härterpulver umgeben. Das Härterpulver war ein Pulver auf Siliciumnitridbasis mit einer darin enthaltenen kleinen Menge Aluminiumoxid und/oder Yttriumoxid und/oder Magnesiumoxid und/oder Kohlenstoff und/oder Siliciumcarbid und/oder Bornitrid oder deren Reaktionsprodukten. Die Verwendung des schützenden Härterpulvers ist ein wahlweise vorliegendes Merkmal des Verfahrens und hier nur beispielhaft dargestellt.
Der Behälter mit den darin enthaltenen geschliffenen Standardschneideinsätzen wurde in einen Chargensinterofen gestellt und die geschliffenen Standardschneideinsätze bei einer Temperatur von 1815°C über einen Zeitraum von 270 Minuten unter Stickstoff eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) wärmebehandelt. Die Dauer der Wärmebehandlung kann zwischen etwa 15 Minuten und etwa 6 Stunden liegen. Der Temperaturbereich für die Wärmebehandlung von Keramik auf Siliciumnitridbasis beträgt etwa 1600 bis etwa 2200°C. Der Temperaturbereich für die Wärmebehandlung anderer hierin beschriebener Keramikzusammensetzungen beträgt etwa 1300 bis etwa 1700°C.
Nach Abschluss der Wärmebehandlung wurden die Schneideinsätze im Ofen abgekühlt. Wie zuvor erwähnt entsprechen die bei dieser Wärmebehandlung entstandenen Keramikschneideinsätze der Charakterisierung nach den „geschliffenen und wärmebehandelten" Schneideinsätzen der Tabellen III bis IX hierin.
Zwar bezieht sich die obige Beschreibung auf einen Chargenofen, das Verfahren kann aber auch in einem Durchlaufofen erfolgen.
Zwar können die Verarbeitungsbedingungen variieren, doch die Wärmebehandlung nach dem Schleifen soll eine Wärmebehandlung umfassen, bei der eine flüssige Phase entstehen kann oder auch nicht, und bei der eine weitere signifikante Verdichtung infolge der Wärmebehandlung nach dem Schleifen erfolgen kann, aber nicht notwendigerweise muss. Bei der Wärmebehandlung nach dem Schleifen kann außerdem ein Härterpulver eingesetzt werden oder nicht; sie kann bei Drücken im Bereich von weniger als 1 Atmosphäre bis etwa 206,8 × 10⁶ Pa (30.000 psi) durchgeführt werden.
Zwar schloss das obige Verfahren zur Herstellung der wärmebehandelten, geschliffenen Schneideinsätze den Schritt des Schleifens der unbeschichteten Keramikschneideinsatz-Rohlinge (d. h. Schneideinsatzrohlinge mit ungeschliffener Oberfläche) vor dem Wärmebehandlungsschritt ein, doch es ist davon auszugehen, dass einige der Schleifschritte nach Abschluss des Wärmebehandlungsschrittes erfolgen können. Dies gilt insbesondere für kleinere Schleifschritte, die nach dem Wärmebehandlungsschritt auf einigen oder allen Oberflächen erfolgen können (z. B. auf Oberflächen, die für die Zerspanungsleistung nicht ausschlaggebend sind, wie z. B. Löcher, sowie Ober- und Unterseiten). Bezüglich der kleineren Schleifschritte nach der Wärmebehandlung können die Schneidkanten leicht geschliffen oder poliert werden, so dass die Vorteile der vorliegenden Erfindung gegenüber geschliffenen Standardprodukten (d. h. Keramikschneideinsätzen mit unbeschichteter, geschliffener Oberfläche) beibehalten werden.
Zwar waren die zuvor beschriebenen geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze das Ergebnis der Schritte Sintern, heißistostatisches Verpressen, Schleifen und Wärmebehandeln, doch die wärmebehandelten, geschliffenen Schneideinsätze können auch durch die Schritte Sintern, heißistostatisches Verpressen, Wärmebehandeln vor dem Schleifen, Schleifen und Wärmebehandeln nach dem Schleifen entstehen.
Auch andere Herstellungsverfahren sind auf die vorliegende Erfindung anwendbar. Ein weiteres Herstellungsverfahren schließt folgende Schritte ein: Sintern, wahlweise heißisostatisches Verpressen, Schleifen der gesamten Oberfläche des Schneideinsatzes und Wärmebehandeln. Ein weiteres Herstellungsverfahren schließt folgende Schritte ein: Sintern, wahlweise heißisostatisches Verpressen, Schleifen der Oberseite, der Unterseite und des K-förmigen Schneidkantenrückens des Schneideinsatzes und Wärmebehandeln. Ein weiteres Herstellungsverfahren schließt folgende Schritte ein: Sintern, Schleifen der gesamten Oberfläche des Schneideinsatzes und Wärmebehandeln des Schneideinsatzes. Schließlich schließt ein weiteres Verfahren folgende Schritte ein: Sintern, Schleifen der Oberseite und der Unterseite des Schneideinsatzes, Wärmebehandeln und anschließend Schleifen des K-förmigen Schneidkantenrückens.
Zwar können die Details der Verarbeitung variieren, doch die Pulvermischung aus Mischung I kann allgemein ausgedrückt so verarbeitet werden, dass ein unbeschichteter, ungeschliffener Keramikschneideinsatz-Rohling gemäß den Lehren der US-Patente Nr. 5,382,273 und 5,525,134 entsteht.
Dasselbe gilt für die Pulvermischung aus Mischung II, indem die Pulvermischung zur Herstellung eines Schneideinsatzrohlings aus unbeschichteter, ungeschliffener Keramik aus Mischung II gemäß den Lehren des US-Patents Nr. 4,563,433 verarbeitet werden kann. Bezüglich der Verarbeitung der Beispiele für Mischung II wurden die Formteile in der Wärmebehandlung nach dem Sintern auf dem Härterpulver – einem Bornitrid-Härterpulver – in einer Bornitridbox gehärtet. Die Wärmebehandlung nach dem Sintern erfolgte bei 1770°C über einen Zeitraum von zwei Stunden unter Stickstoff eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) in einem Durchlauf-Förderbandofen.
Dasselbe gilt für die Pulvermischung aus Mischung III, indem die Pulvermischung zur Herstellung eines Schneideinsatzrohlings aus unbeschichteter, ungeschliffener Keramik aus Mischung III gemäß den Lehren des US-Patents Nr. 5,370,716 verarbeitet werden kann. Bezüglich der Verarbeitung der Beispiele für Mischung III wurden die Formteile in der Wärmebehandlung nach dem Sintern auf dem Härterpulver – einem Bornitrid-Härterpulver – in einer Bornitridbox gehärtet. Die Wärmebehandlung nach dem Sintern erfolgte bei 1725°C über einen Zeitraum von zwei Stunden unter Stickstoff eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) in einem Durchlauf-Förderbandofen.
Die geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze aus Mischung III wurden im Vergleich zu geschliffenen Schneideinsätzen aus Mischung III aus dem Stand der Technik beim Fräsen und Drehen getestet.
Der Frästest bestand aus Steigfräsen von Inconel 718 (trocken) mit 915 m/min (3000 sfm), 0,01 cm/U (0,004 ipt) und einer Schnitttiefe von 0,254 cm (0,100 Inch) unter Verwendung von vier RNG-45T0320-Schneideinsätzen, die in einem Hertel 4.0060R232-Fräser eines Durchmessers von zwei Inch montiert waren, wobei die Schnittbreite 3,729 cm (1,468 Inch) und die Länge pro Durchlauf 33,02 cm (13 Inch) betrug (tatsächliche Zerspanungszeit pro Kante pro Durchlauf = 0,050 Minuten). Die wärmebehandelten Einsätze aus Mischung III besaßen eine Lebensdauer von 3,63 Durchläufen (im Mittel zwei Wiederholungen) und versagten durch maximalen Freiflächenverschleiß/Abplatzen, wohingegen die Einsätze aus Mischung III aus dem Stand der Technik eine Lebensdauer von 2,30 Durchläufen (im Mittel zwei Wiederholungen) besaßen.
Beim Drehen einer exzentrischen Stange aus Inconel 718 (Druckumlaufkühlmittel) unter Verwendung von RNG-45T0320-Einsätzen aus Mischung III mit 152,5 m/min (500 sfm), 0,015 cm/U (0,006 ipt) und einer Schnitttiefe von 0,102 cm (0,040 Inch) besaßen die erfindungsgemäßen wärmebehandelten Einsätze eine mittlere Standzeit von 4,1 Minuten und die geschliffenen Einsätze aus dem Stand der Technik eine mittlere Standzeit von 4,6 Minuten.
Zwar können die Details der Verarbeitung variieren, doch die Pulvermischung aus Mischung IV wurde wie die aus Mischung I verarbeitet mit der Ausnahme, dass das Härterpulver auf Siliciumnitrid basierte und kleine Mengen Aluminiumoxid und/oder Yttriumoxid und/oder Bornitrid enthielt, die Temperatur der Wärmebehandlung nach dem Sintern 1860°C betrug und die Dauer der Wärmebehandlung 130 Minuten betrug.
Zwar können die Details der Verarbeitung variieren, doch die Pulvermischung. aus Mischung V kann zur Herstellung eines Schneideinsatzrohlings aus unbeschichteter, ungeschliffener Keramik gemäß den Lehren des US-Patents Nr. 4,959,332 verarbeitet werden. Bezüglich der Verarbeitung der Beispiele für Mischung V hierin wurden die Formteile in der Wärmebehandlung nach dem Sintern auf dem Härterpulver – einem Härterpulver auf Niobcarbidbasis – bei einer Temperatur von 1650°C über einen Zeitraum von 60 Minuten unter Argon eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) gehärtet.
Dasselbe gilt für die Pulvermischung von Mischung VI, indem die Pulvermischung zur Herstellung eines Schneideinsatzrohlings aus unbeschichteter, geschliffener Keramik aus Mischung VI gemäß den Lehren der WO 97/18177 und des US-Patents Nr. 5,955,390 verarbeitet werden kann. Bezüglich der Verarbeitung der Beispiele für Mischung VI hierin wurden die Formteile in der Wärmebehandlung nach dem Sintern auf dem Härterpulver – einem Härterpulver auf Niobcarbidbasis – bei einer Temperatur von 1650°C über einen Zeitraum von 60 Minuten unter Argon eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) gehärtet.
Zwar können die Details der Verarbeitung variieren, doch die Pulvermischung aus Mischung VII kann zur Herstellung eines Schneideinsatzrohlings aus unbeschichteter, geschliffener Keramik gemäß den Lehren der US-Patente 62 4,789,277 und 4,961,757 verarbeitet werden. Bezüglich der Verarbeitung der Beispiele für Mischung VII hierin wurden die Formteile in der Wärmebehandlung nach dem Sintern auf dem Härterpulver – einem Härterpulver auf Niobcarbidbasis – bei einer Temperatur von 1650°C über einen Zeitraum von 60 Minuten unter Argon eines Drucks von 101,3 × 10³ Pa (1 Atmosphäre) gehärtet.
Auf der Basis der zuvor beschriebenen Verfahren ist davon auszugehen, dass man eine geschliffene Oberfläche erhält, wenn eine ausreichend dicke (d. h. 0,762 Millimeter (0,03 Inch) bis 1,27 Millimeter (0,05 Inch)) Schicht von der geschliffenen und wärmebehandelten Schicht abgeschliffen wird.

Die nachfolgende Tabelle III stellt die kristallinen Phasen (wie mittels Röntgenbeugung bestimmt) dar, die in der Mikrostruktur des gesinterten Keramikmaterials aus den Pulvermischungen der Mischungen I bis V vorliegen, wenn das Keramikmaterial in einem von drei Zuständen – dem Zustand der ungeschliffenen Oberfläche, dem Zustand der geschliffenen Oberfläche und dem geschliffenen und wärmebehandelten Zustand – vorliegt. Gemäß den obigen Beschreibungen dieser Bedingungen bedeutet die Verwendung der Charakterisierung „ungeschliffene Oberfläche" in den Tabellen III bis IX hierin einen gesinterten Schneideinsatzrohling voller Dichte, der nach dem anfänglichen Sintern nicht geschliffen wurde. Die Verwendung der Charakterisierung „geschliffene Oberfläche" in den Tabellen III bis IX bedeutet einen gesinterten Schneideinsatz voller Dichte, der geschliffen, jedoch keiner Wärmebehandlung nach dem Schleifen unterzogen wurde. Die Verwendung der Charakterisierung „geschliffen und wärmebehandelt" in den Tabellen III bis IX bedeutet einen gesinterten Schneideinsatz voller Dichte, der nach der anfänglichen Sinterbehandlung geschliffen und anschließend einer Wärmebehandlung nach dem Schleifen unterzogen wurde. Tabelle III Kristalline Phasen in den Mischungen I bis V

Mischung/Zustand	Ungeschliffene Oberfläche	Geschliffene Oberfläche	Geschliffen und wärmebehandelt
I	β-Si₃N₄, Y₂Si₃O₃N₄	β-Si₃N₄	β-Si₃N₄, Y₂Si₃O₃N₄
II	β'-SiAlON, 95% α'-SiAlON, N-YAM	β'-SiAlON, 15–20% α'-SiAlON	β'-SiAlON, 95% α'-SiAlON, N-YAM
III	β'-SiAlON, 15R-Polytyp	β'-SiAlON	β'-SiAlON, 15R-Polytyp
IV	β'-SiAlON, N-Melilit, N-α-Wollastonit	β'-SiAlON, B-Phase, N-α-Wollastonit	β'-SiAlON, N-Melilit
V	Al₂O₃, t-ZrO₂, m-ZrO₂, ZrO	Al₂O₃, t-ZrO₂, m-ZrO₂, SiC, MgAl₂O₄	Al₂O₃, t-ZrO₂, m-ZrO₂, SiC, MgAl₂O₄, ZrO/ZrC

Die Bezeichnung 15R ist ein Polytyp, bei dem es sich um ein Einphasen-SiAlON einer rhomboedrischen Kristallstruktur mit der Formel SiAl₄O₂N₄ handelt. Dieser 15R-Polytyp ist in dem US-Patent Nr. 4,127,416 beschrieben. Die Bezeichnung „t-ZrO₂" bedeutet tetragonales Zirconiumoxid, die Bezeichnung „m-ZrO₂" monoklines Zirconiumoxid.
Es ist zu beachten, dass die vorliegende Erfindung auch auf Schneideinsätze aus Materialien, bei denen das Kernsubstrat α-Siliciumnitrid, α-Siliciumnitrid plus β-Siliciumnitrid, α'-SiAlON und Mischungen von (α- und/oder β-) Siliciumnitrid und (α'- und/oder β'-) SiAlON ist, anwendbar ist. Diese Zusammensetzungen können Mikrostrukturen (keine intergranuläre(n) Phase(n)) aufweisen, die wahlweise Zusatzstoffe in einer Menge von bis zu 30 Vol.-% der gesamten Zusammensetzung enthalten können, wobei diese Zusatzstoffe die Oxide von Hafnium und/oder Zirconium, die Carbide, Nitride und/oder Carbonitride von Titan, Silicium, Hafnium und/oder Zirconium (z. B. Titancarbid, Titannitrid, Titancarbonitrid, Siliciumcarbid und Hafniumcarbid) umfassen.
Mit Bezug auf die in der nachfolgenden Tabelle IV dargestellten Testergebnisse umfassen die Tests Nr. 1 bis 7 eine Vielzahl von Tests, bei denen ein Schneideinsatz aus Mischung I verwendet wurde, wobei sich die Schneideinsätze entweder im Zustand „ungeschliffene Oberfläche", im Zustand „geschliffene Oberfläche" oder im „geschliffenen und wärmebehandelten" Zustand befanden. Test Nr. 8 umfasste einen Frästest unter Verwendung eines Schneideinsatzes aus Mischung IV, wobei sich die Schneideinsätze im Zustand „geschliffene Oberfläche" oder im „geschliffenen und wärmebehandelten" Zustand befanden.
Test Nr. 1 gibt die Testergebnisse des Schlagfräsens von grauem Gusseisen (GCI) der Klasse 40 in Form von Blöcken mit Löchern darin unter Verwendung eines KDNR-4-SN4-15CB-Fräsers von Kennametal unter den in Tabelle IV aufgeführten Bedingungen an. Schnittbreite und -länge betrugen 7,62 cm × 60,96 cm (3 Inch × 24 Inch). Die EOL-Kriterien (EOL = Ende der Lebensdauer) waren bei allen Tests ein Freiflächenverschleiß von 0,381 mm (0,015 Inch). Die Standzeit in Minuten, wie sie für Test Nr. 1 in Tabelle IV aufgeführt ist, spiegelt die tatsächliche Zerspanungszeit für den Schneideinsatz wider. Die Testergebnisse von Test Nr. 1 zeigen, dass die Standzeit gemessen in Minuten bei den geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätzen aus Mischung I etwa zweieinhalb Mal größer war als bei den Schneideinsätzen aus Mischung I mit geschliffener Oberfläche.
Mit Bezug auf Test Nr. 2. spiegeln diese Daten die Ergebnisse eines Drehzyklustests mit grauem Gusseisen der Klasse 40 wider. Die Ergebnisse zeigen für Mischung I, dass der geschliffene und wärmebehandelte Schneideinsatz eine um etwa 27% verbesserte Standzeit (39,2 Zyklen/30,8 Zyklen) im Vergleich zu dem Schneideinsatz mit ungeschliffener Oberfläche und eine um etwa 36% verbesserte Standzeit (39,2 Zyklen/28,8 Zyklen) im Vergleich zu dem Schneideinsatz mit geschliffener Oberfläche aufwies.
Mit Bezug auf die Tests Nr. 3 und 4 von Tabelle IV spiegeln diese Daten die Ergebnisse der Verwendung eines CNGX-434T-Schneideinsatzes (0,203 mm (0,008 Inch) × 20° K-Schneidkantenrücken) beim Drehen von Bremsrotoren aus grauem Gusseisen der Klasse 30 wider. Aus Test Nr. 3 geht hervor, dass der Verschleiß der Schneidstahlspitze bei dem geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatz um 18% geringer war als bei dem Schneideinsatz mit geschliffener Oberfläche (5,207 × 10^–4 cm (2,05 × 10^–4 Inch) versus 6,35 × 10^–4 cm (2,5 × 10^–4 Inch)). Test Nr. 4 zeigt, dass der mittlere Verschleiß der Schneidstahlspitze bei dem geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatz etwa dem des Schneideinsatzes mit geschliffener Oberfläche entsprach.
Mit Bezug auf Test Nr. 5 wurde ein Drehzyklustest mit grauem Gusseisen der Klasse 40 unter Verwendung von geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätzen und Schneideinsätzen mit geschliffener Oberfläche durchgeführt. Der Drehzyklustest betont die unterbrochene Zerspanung, bei der zur Verringerung des Stangendurchmessers 16 Schnitte pro Zyklus mit einer Schnittlänge von jeweils 5,08 cm (2 Inch) und einer Gesamtzerspanungszeit von einer Minute pro Zyklus erfolgten. Die Ergebnisse dieser Tests spiegeln die Standzeit, gemessen in Minuten, sowie die EOL-Kriterien, d. h. einen Verschleiß der Schneidstahlspitze („nw") von 0,762 mm (0,030 Inch) wider. Die Ergebnisse zeigen eine 27% Verbesserung der Standzeit (12,7 Minuten/10,0 Minuten) beim Drehen von grauem Gusseisen, gemessen in Minuten, bei dem Schneideinsatz mit geschliffener Oberfläche im Vergleich zu dem geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatz.
Die Tests Nr. 6 und 7 beziehen sich auf das kontinuierliche Drehen einer runden Stange aus verformbarem Gusseisen (80-55-06). Die Standzeit, die der tatsächlichen Zerspanungszeit für den Schneideinsatz entsprach, wurde in Minuten gemessen; die EOL-Kriterien beinhalteten dabei einen Freiflächenverschleiß von 0,381 mm (0,015 Inch). Die Tests Nr. 6 und 7 zeigen, dass die Standzeiten der Schneideinsätze in einem kontinuierlichen Drehtest etwa gleich waren.

Mit Bezug auf Test Nr. 8 beziehen sich diese Ergebnisse auf das Schlagfräsen von grauem Gusseisen (GCI) der Klasse 40 in Form von Blöcken mit Löchern darin unter Verwendung eines KDNR-4-SN4-15CB-Fräsmessers von Kennametal mit Schneideinsätzen aus Mischung IV unter den in Tabelle IV aufgeführten Bedingungen. Schnittbreite und -länge betrugen 7,62 cm × 60,96 cm (3 Inch × 24 Inch). Die EOL-Kriterien (EOL = Ende der Lebensdauer) umfassten bei allen Tests einen Freiflächenverschleiß von 0,381 mm (0,015 Inch). Die Standzeit in Minuten, wie sie für Test Nr. 8 in Tabelle IV aufgeführt ist, spiegelt die tatsächliche Zerspanungszeit für den Schneideinsatz wider. Die Standzeit des geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatzes war um etwa 20% besser als die des Schneideinsatzes aus Mischung IV mit geschliffener Oberfläche (1,8 Minuten/1,5 Minuten). Tabelle IV Testergebnisse der Metallzerspanung

Mischung I/Test	Ungeschliffene Oberfläche	Geschliffene Oberfläche	Geschliffen und wärmebehandelt
Test Nr. 1 Fräsen von GCI der Klasse 40 mit Löchern: Geschwindigkeit = 915 m/min (3000 sfm), Spanlast = 0,153 mm/t (0,006 ipt), Schnitttiefe = 0,203 cm (0,08 Inch), SNGA433T-Einsatz: Abschrägung = 0,203 mm (0,008 Inch) × 20°, trocken		1,3 Minuten	3,2 Minuten
Test Nr. 2 Drehzyklus, rechteckiges GCI der Klasse 40: Geschwindigkeit = 488 m/min (1600 sfm), Vorschub = 0,305 mm/U (0,012 ipr), Schnitttiefe = 0,243 cm (0,1 Inch), trocken	SNU433T/30,8 Zyklen	SNG433T/28,8 Zyklen	SNG433T/39,2 Zyklen
Test Nr. 3 Drehen/Plandrehen von Bremsscheiben aus GCI der Klasse 30: Geschwindigkeit = 762,5–915 m/min (2500–3000 sfm), Vorschub = 0,153–0,610 mm/U (0,006–0,024 ipr), CNGX454T-Einsatz, trocken		Verschleiß der Schneidstahlspitze pro Formteil: 6,35 × 10^–4 cm (2,5 × 10^–4 Inch)	Verschleiß der Schneidstahlspitze pro Formteil: 5,33 × 10^–4 cm (2,1 × 10^–4 Inch) Verschleiß der Schneidstahlspitze pro Formteil: 5,08 × 10^–4 cm (2,0 × 10^–4 Inch)
Test Nr. 4 Drehen/Plandrehen von Bremsscheiben aus GCI der Klasse 30: Geschwindigkeit = 762,5–915 m/min (2500–3000 sfm), Vorschub = 0,153–0,610 mm/U (0,006–0,024 ipr), CNGX454T-Einsatz, trocken		Verschleiß der Schneidstahlspitze pro Formteil: 6,61 × 10^–4 cm (2,6 × 10^–4 Inch)	Verschleiß der Schneidstahlspitze pro Formteil: 7,37 × 10^–4 cm (2,9 × 10^–4 Inch) Verschleiß der Schneidstahlspitze pro Formteil: 5,84 × 10^–4 cm (2,3 × 10^–4 Inch)
Test Nr. 5 Drehzyklus mit GCI der Klasse 40: Geschwindigkeit = 915 m/min (3000 sfm), Vorschub = 0,406 mm/U (0,016 ipr), Schnitttiefe = 0,178 cm (0,07 Inch), CNGX454T-Einsatz, trocken		10 Minuten	12,7 Minuten
Test Nr. 6 Drehen von GCI: Geschwindigkeit = 610 m/min (2000 sfm), Vorschub = 0,508 mm/U (0,02 ipr), Schnitttiefe = 0,254 cm (0,1 Inch), SNGA433T-Einsatz, trocken		1,4 Minuten	1,4 Minuten
Test Nr. 7 Drehen von GCI: Geschwindigkeit = 457,7 m/min (1500 sfm), Vorschub = 0,381 mm/U (0,015 ipr), Schnitttiefe = 0,254 cm (0,1 Inch), SNGA433T-Einsatz, trocken		1,8 Minuten	1,9 Minuten
Mischung IV
Test Nr. 8 Fräsen von GCI der Klasse 40 mit Löchern: Geschwindigkeit = 915 m/min (3000 sfm), Spanlast = 0,153 mm/t (0,006 ipt), Schnitttiefe = 0,203 cm (0,08 Inch), SNG432T-Einsatz, trocken		1,5 Minuten	1,8 Minuten

Zusätzlich zur Durchführung von Tests bezüglich der tatsächlichen Zerspanungsleistung der Einsätze bei Anwendungszwecken zur Materialentfernung wurden bestimmte Zusammensetzungen hinsichtlich ihrer physikalischen Eigenschaften analysiert. Es hat sich herausgestellt, dass die physikalischen Eigenschaften Oberflächenrauigkeit, Biegebruchfestigkeit, Härte und Oberflächenbruchfestigkeit die Leistung eines Schneideinsatzes erkennen lassen. Darüber hinaus hat sich herausgestellt, dass die Mikrostruktur des Schneideinsatzes dessen Leistung in manchen Fällen beeinflusst.

Die nachfolgende Tabelle V stellt die Testergebnisse der Oberflächenrauigkeitsmessungen in Mikroinch (μi) bei Schneideinsätzen aus Mischung I dar, wobei sich die Schneideinsätze jeweils in einem der drei Zustände (d. h. ungeschliffene Oberfläche, geschliffene Oberfläche oder geschliffen und wärmebehandelt) befanden. Bei der zur Messung der Oberflächenrauigkeit verwendeten Technik handelte es sich um ein WYKO-Oberflächenmess-System (Modell Nr. NT 2000) mit Vision 32-Software. Die Messungen der Oberflächenrauigkeit erfolgten im Interferometermodus (vertikale Rasterung, Vergrößerung 10,2, kein Tilt-Term, kein Filter). Setup-Parameter: Größe 736 × 480, Abtastung 0,820 μm (32,296 Mikroinch). Das WYKO-Oberflächenmess-System wird von VEECO WYKO Corporation, Tucson, Arizona, USA, 85706 hergestellt. Tabelle V Oberflächenrauigkeit der Schneideinsätze (Mischung I)

Parameter/Zustand	Ungeschliffene Oberfläche	Geschliffene Oberfläche	Geschliffene und wärmebehandelte Oberfläche
R_a [μm] (μi)	1,107–1,494 (43,6–58,8)	0,465–0,564 (18,3–22,2)	1,342–1,537 (54,8–60,5)
R_q [μm] (μi)	1,585–2,083 (62,4–82,0)	0,584–0,742 (23,0–29,2)	1,758–1,933 (69,2–76,1)
R_z [μm] (μi)	28,270–37,897 (1113–1492)	7,569–13,995 (298–551)	15,316–18,898 (603–744)
R_t [μm] (μi)	36,474–60,401 (1436–2378)	10,363–17,882 (408–704)	18,694–32,715 (736–1288)

Die nachfolgende Tabelle VI stellt die Biegebruchfestigkeit (TRS) in kPa (Tausendstel Pfund pro Quadratinch (ksi)), die Standardabweichung der Biegebruchfestigkeit und den Weibull-Modul für die Biegebruchstangen aus Mischung I dar, wobei sich die Biegebruchstangen jeweils in einem der drei Zustände (d. h. ungeschliffene Oberfläche, geschliffene Oberfläche oder geschliffen und wärmebehandelt) befanden. Die zur Messung der Biegebruchfestigkeit verwendete Technik umfasste einen Dreipunktebiegetest. Tabelle VI Biegebruchfestigkeit (ksi) von Biegebruchstangen aus Mischung

Test/Zustand	Ungeschliffene Oberfläche	Geschliffene Oberfläche	Geschliffen und wärmebehandelt
TRS [kPa] (ksi)	7,791 × 10⁵ (113)	1,165 × 10⁶ (169)	7,447 × 10⁵ (108)
Standardabweichung [kPa] (ksi)	5,516 × 10⁴ (8)	4,137 × 10⁴ (6)	5,516 × 10⁴ (8)
Weibull-Modul	17	32	16

Diese Testergebnisse zeigen, dass die geschliffenen und wärmebehandelten Biegebruchstangen eine schlechtere (d. h. geringere) Biegebruchfestigkeit aufwiesen als die Biegebruchstangen derselben Zusammensetzung mit geschliffener Oberfläche. Es scheint, dass der Grund für diesen Unterschied in der Biegebruchfestigkeit darin liegt, dass die geschliffenen und wärmebehandelten Biegebruchstangen eine größere Oberflächenrauigkeit aufwiesen als die Biegebruchstangen mit geschliffener Oberfläche. Weiterhin zeigte die Oberfläche der geschliffenen und wärmebehandelten Biegebruchstange (Mischung I) nadelartige Körner, die auf der Oberfläche der Biegebruchstange mit geschliffener Oberfläche (Mischung I) fehlten.

Die nachfolgende Tabelle VII stellt die kritische Last in Kilogramm, die die Oberflächenbruchfestigkeit widerspiegelt, für Schneideinsätze aus Mischung I dar, wobei sich die Schneideinsätze jeweils in einem der drei Zustände (d. h. ungeschliffene Oberfläche, geschliffene Oberfläche oder geschliffen und wärmebehandelt) befanden. Die zur Messung der Oberflächenbruchfestigkeit verwendete Technik umfasste einen Eindrucktest mittels einer Vorrichtung zur Bestimmung der Rockwelt-Härte mit einem Bremsen-Diamanteindruckkörper bei Lasten von 18, 33, 48 und 70 Kilogramm. Bei jeder Last wurde die Probe mit 64-facher Vergrößerung visuell untersucht, um das Vorliegen oder Fehlen von Rissen in der Oberfläche und damit die kritische Last, bei der in der Oberfläche des Schneideinsatzes erste Risse entstehen, zu bestimmen. Tabelle VII Bruchfestigkeit: Kritische Last, gemessen in Kilogramm, bei Schneideinsätzen aus Mischung I bis VII

Mischung/Zustand	Ungeschliffene Oberfläche	Geschliffene Oberfläche	Geschliffen und wärmebehandelt
I	48	33	70+
II	18	33	48
III	70+	33	70
IV	70+	33	70+
V	48	33	70+
VI		48	70+
VII		33	70+

Die obigen Testergebnisse zeigen, dass bei den meisten Schneideinsätzen die geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze die höchste kritische Last aufwiesen. Eine Ausnahme war Mischung III, bei der die Schneideinsätze mit ungeschliffener Oberfläche eine höhere (70+ Kilogramm) kritische Last aufwiesen als die geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze (70 Kilogramm). Die andere Ausnahme war Mischung IV, bei der die kritische Last des geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatzes gleich der des Schneideinsatzes mit ungeschliffener Oberfläche war (d. h. 70+ Kilogramm).

Die nachfolgende Tabelle VIII stellt die endgültigen Toleranzen für Schneideinsätze aus Mischung I dar, wobei sich die Schneideinsätze jeweils in einem der drei Zustände (d. h. ungeschliffene Oberfläche, geschliffene Oberfläche oder geschliffen und wärmebehandelt) befanden. Tabelle VIII Endgültige Toleranzen für die Schneideinsätze

IC-Toleranz (±)	Ungeschliffene geformte Oberfläche	Geschliffene Oberfläche	Geschliffen und wärmebehandelt
„G" 0,025 mm (0,001 Inch)		X	X
„M" 0,076 mm (0,003 Inch)	X
„U" 0,127 mm (0,005 Inch)	X

Die obige Tabelle VIII zeigt, dass die geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze die Vorgaben der „G"-Toleranz erfüllten, während die ungeschliffenen geformten Schneideinsätze nur die „M"- und „U"-Toleranzvorgaben erfüllten. Die Mess-Steuerung der maschinell bearbeiteten Werkstücke ist bei Verwendung von Schneideinsätzen mit „G"-Toleranz sehr viel besser als bei Verwendung von Schneideinsätzen mit „M"- oder "U"-"Toleranz.
Tabelle IX stellt die Ergebnisse der Härtetestung von Schneideinsätzen aus Mischung I mit Hilfe einer Vorrichtung zur Testung der Vickers-Härte mit einer Last von 50 Gramm bzw. 100 Gramm dar. Um diese Härtemessungen nahe der Oberfläche durchführen zu können, wurde die Oberfläche der Materialproben im flachen Winkel poliert.

Tabelle IX zeigt, dass die geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze eine höhere Härte nahe der Oberfläche des Materials (d. h. in einem Oberflächenbereich, der sich über etwa 0,762 mm (0,030 Inch) von der Oberfläche erstreckt) aufwiesen als die Schneideinsätze aus Mischung I mit geschliffener Oberfläche oder die Schneideinsätze aus Mischung I mit ungeschliffener Oberfläche. Diese Testergebnisse zeigen auch, dass der Oberflächenbereich der geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze (aus Mischung I) eine höhere Härte aufwies als das Kernsubstrat, da die Härte des Kernsubstrats der geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze der Härte der Schneideinsätze mit geschliffener Oberfläche entspricht. Tabelle IX Zusammenfassung der mittleren Härte von Schneideinsätzen aus Mischung I

Schneideinsatz (Zustand und Art)	Last (Gramm)	Durchschnitt (VHN)
Geschliffene Oberfläche SNG433T	50	1805 ± 42
Geschliffene Oberfläche SNG433T	100	2385 ± 83
Ungeschliffene Oberfläche SPG432	50	2068 ± 26
Ungeschliffene Oberfläche SPG432	100	2419 ± 30
Geschliffenes und wärmebehandeltes SNG433T	50	2267 ± 55
Geschliffenes und wärmebehandeltes SNG433T	100	2643 ± 47

Die Analysen wurden zur Bestimmung der vorliegenden Phasen und der Oberflächenmorphologie der Schneideinsätze mit geschliffener Oberfläche, der Schneideinsätze mit ungeschliffener Oberfläche und der geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze durchgeführt. Mit Bezug auf die 2 und 3 hat sich herausgestellt, dass der Oberflächenbereich der Schneideinsätze mit geschliffener Oberfläche Schleiflinien und eine relativ flache Struktur aufwies. Eine Röntgenbeugungsanalyse zeigte, dass der Oberflächenbereich des Schneideinsatzes mit geschliffener Oberfläche nur Betasiliciumnitrid umfasste.
Mit Bezug auf die 4 und 5 zeigen diese Mikrophotographien eine Mischung aus geschliffenen und ungeschliffenen Oberflächen, die durch eine nadelförmige Kornstruktur gekennzeichnet sind. Eine Röntgenbeugungsanalyse zeigte, dass der Oberflächenbereich des geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsatzes eine Betasiliciumnitrid-Phase und eine Y₂Si₃O₃N₄-Phase aufwies.
Mit Bezug auf die 6 und 7 zeigen diese Mikrophotographien ungeschliffene Oberflächen, die durch eine nadelförmige Kornstruktur gekennzeichnet sind. Eine Röntgenbeugungsanalyse zeigte, dass der Oberflächenbereich des Schneideinsatzes mit ungeschliffener Oberfläche eine Betasiliciumnitrid-Phase und eine Y₂Si₃O₃N₄-Phase sowie eine Siliciummetallphase aufwies.
Bei dem Wärmebehandlungsschritt der Verarbeitung können das Härterpulver und/oder die Atmosphäre so maßgeschneidert sein, dass im Vergleich zum Kernsubstrat im Oberflächenbereich (d. h. in einer sich über eine spezifische Distanz von der Oberfläche nach innen zum Kernsubstrat hin erstreckenden Materialmenge) gesteuerte Oberflächeneigenschaften erzielt werden. Das Härterpulver und/oder die Atmosphäre können als Reaktionsquelle, d. h. als Quelle für die Reaktionselemente gelten. Man kann z. B. einen verschleißfesten Oberflächenbereich in Kombination mit einem zäheren Kernbereich erzielen. Bezüglich des Härterpulvers gilt, sollen ein oder mehrere der folgenden Metalle und/oder ihrer Oxide und/oder Carbide in den Oberflächenbereich des Substrats eingebaut werden, kann man ein Härterpulver verwenden, das eine oder mehrere der folgenden Verbindungen und/oder ihrer Reaktionsprodukte enthält: die Oxide von Aluminium, Hafnium, Zirconium, Yttrium, Magnesium, Calcium und die Lanthanidenmetalle sowie die Nitride und/oder Carbide von Silicium, Titan, Hafnium, Aluminium, Zirconium, Bor, Niob und Kohlenstoff.
Eine weitere Möglichkeit zur Steuerung der Reaktion mit der Oberfläche zur Erzielung gesteuerter Oberflächeneigenschaften ist die Verwendung eines oder mehrerer Gase aus der Gruppe bestehend aus Stickstoff, Argon und Kohlenmonoxid/Kohlendioxid. Der Druck dieser Gase kann zwischen weniger als 1 Atmosphäre und etwa 206,8 × 10⁶ Pa (30.000 psi) liegen.

In einem anderen Beispiel wurde ein Schneideinsatz aus einer Zusammensetzung aus Mischung IV (β'-SiAlON) wie zuvor beschrieben gesintert und geschliffen und anschließend bei 1750°C 60 Minuten lang unter Stickstoff eines isostatischen Drucks von 1,03 × 10⁵–1,38 × 10⁵ kPa (15–20 ksi) in einem Härterpulver aus Si₃N₄, Al₂O₃, Y₂O₃ und wahlweise BN und deren Reaktionsprodukten wärmebehandelt. Ein Vergleich der Röntgenbeugungsspuren der geschliffenen Oberfläche und anschließend der wärmebehandelten Oberfläche zeigte Folgendes:

Stand der Technik Geschliffene Oberflächenphasen	Erfindung Geschliffene und wärmebehandelte Oberflächenphasen
β'-SiAlON, B-Phase, YAM, Wollastonit und intergranuläres Glas	26,6 w/o α'-SiAlON 73,4 w/o β'-SiAlON und kleinere Mengen Melilit, B-Phase und intergranuläres Glas	34,8 w/o α'-SiAlON 65,2 w/o β'-SiAlON und kleinere Mengen Melilit, YAM, B-Phase und intergranuläres Glas

Diese wärmebehandelten und geschliffenen Einsätze aus Mischung III wurden bei der zerspanenden Metallbearbeitung einer modifizierten Hauptantriebswelle eines Durchmessers von 17,78 cm (7 Inch) eines Düsenstrahltriebwerks aus Waspalloy unter folgenden Schruppdrehbedingungen getestet: 206,18 m/min (676 sfm), 0,203 mm/U (0,008 ipr), Schnitttiefe 0,457 cm (0,180 Inch) und Schnittlänge 10,16 cm (4 Inch). Das geschliffene und wärmebehandelte Material aus Mischung III wurde aufgrund der Schnittkerbentiefe gewechselt, so dass eine Oberflächenbeschaffenheit des Werkstücks von 56 RMS entstand, während das geschliffene Material aus Mischung III aufgrund von Schnittkerbentiefe und Abplatzen gewechselt wurde, so dass eine schlechtere Oberflächenbeschaffenheit von 250 RMS entstand.
Dieser Test belegt, dass sich erfindungsgemäß ein Schneidwerkzeug mit einer Kernmikrostruktur aus β'-SiAlON und einer Oberflächenmikrostruktur aus α'- und β'-SiAlON herstellen lässt. Darüber hinaus glaubt man, dass auch Schneidwerkzeuge mit einer Kernmikrostruktur aus β-Siliciumnitrid und einer Oberflächenmikrostruktur aus β'-SiAlON oder α'- und β'-SiAlON erfindungsgemäß hergestellt werden können. Man glaubt, dass das in dem Wärmebehandlungsschritt verwendete Härterpulver zur Herstellung dieser Mikrostrukturen zusätzlich zu Si₃N₄ bis zu 50 w/o AlN und/oder Al₂O₃ und kleinere Mengen Y₂O₃ (oder ein Lanthanidoxid) enthalten sollte, um das in der Oberfläche entstandene α'-SiAlON steuern zu helfen.

Die nachfolgende Tabelle X stellt die Ergebnisse der Röntgenfluoreszenzmessung des Aluminiumgehalts auf der Oberfläche von Schneideinsätzen aus Mischung I dar, wobei sich die Schneideinsätze jeweils in einem der drei Zustände (d. h. ungeschliffene Oberfläche, geschliffene Oberfläche oder geschliffen und wärmebehandelt) befanden. Tabelle X Röntgenfluoreszenzmessung des Aluminiumgehalts auf der Oberfläche von Schneideinsätzen aus Mischung I

Zustand des Schneideinsatzes	Aluminium in Gew.-% auf der Oberfläche, gemessen mittels Röntgenfluoreszenz
Geschliffene Oberfläche	Weniger als 10 ppm (parts per million)
Ungeschliffene Oberfläche	0,21 bis 0,3
Geschliffen und wärmebehandelt	1,4 bis 1,5

Mit Bezug auf die in der obigen Tabelle X dargestellten Ergebnisse zeigen diese Daten, dass der Aluminiumgehalt auf der Oberfläche als Folge der Wärmebehandlung zunahm. Das Aluminium wurde aus dem Härterpulver gewonnen, das Aluminiumoxid enthielt. Diese Zunahme des Aluminiums kann zu einem legierten Oberflächenbereich (oder einer solchen Schicht) führen, der bessere Eigenschaften aufweist, z. B. eine erhöhte Verschleißfestigkeit, eine erhöhte Härte und eine höhere Bruchfestigkeit.
In einem anderen Beispiel wurde ein geschliffener Schneideinsatz aus Mischung I bei 1750°C 120 Minuten lang unter Stickstoff eines isostatischen Drucks von 103,43 × 10⁵ Pa (1500 psi) und mit einem Härterpulver auf Siliciumnitridbasis wie hierin zuvor für Mischung I offenbart, das außerdem 10 w/o Titannitrid enthielt, wärmebehandelt. Bei der Röntgenbeugungs- und Röntgenfluoreszenzanalyse der wärmebehandelten Oberfläche fand sich Folgendes: das Vorliegen von Betassiliciumnitrid mit Spurenmengen von Titannitrid-(TiN) und Yttriumsilicatphasen (Y₂SiO₅) bzw. 5,8 w/o Titan. Es wird erwartet, dass die auf diese Weise erfolgende Beimengung von Titannitrid (oder anderen Materialien) die Probleme im Zusammenhang mit dem Aufbringen eines Überzugs aus demselben Material auf das wärmebehandelte Material, nämlich Haftung des Überzugs und/oder Wärmerisse in dem Überzug, vermeidet und gleichzeitig einen Leistungsvorteil bei bestimmten Anwendungswecken der zerspanenden Metallbearbeitung (z. B. Fräsen von grauem Gusseisen der Klasse 40) bietet.
Alternativ kann das Härterpulver und/oder die reaktive Atmosphäre die Reduktion eines oder mehrerer unerwünschter (oder ausgewählter) Bestandteile in dem Oberflächenbereich unterstützen, was schließlich zu einem Unterschied bezüglich der Zusammensetzung zwischen dem Oberflächenbereich und dem Kernbereich führen würde. Ein solcher Unterschied bezüglich der Zusammensetzung kann auch zu einer verbesserten Leistung sowie verbesserten Eigenschaften der geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze im Vergleich zu Schneideinsätzen mit geschliffener Oberfläche führen.
Es scheint offensichtlich, dass der Anmelder ein verbessertes Verfahren zur Herstellung eines Keramikschneideinsatzes, z. B. eines Schneidwerkzeugs auf Siliciumnitridbasis, SiAlON-Basis, Aluminiumoxidbasis und Titancarbonitridbasis sowie eines whisker-verstärkten Keramikschneidwerkzeuges bereitgestellt hat. Es ist außerdem offensichtlich, dass der Anmelder als Ergebnis des Verfahrens ein verbessertes Keramikschneidwerkzeug bereitgestellt hat, wobei das Schneidwerkzeug ein Schneidwerkzeug auf Siliciumnitridbasis, SiAlON-Basis, Aluminiumoxidbasis und Titancarbonitridbasis oder ein whisker-verstärktes Keramikschneidwerkzeug ist.
Die Leistungstests zeigen, dass die geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze in den meisten Fällen bei Fräs- und Schruppdrehanwendungszwecken eine bessere Leistung zeigten als die Schneideinsätze mit geschliffener Oberfläche oder die ungeschliffenen Schneideinsätze. Die physikalischen Eigenschaften der geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze waren mit denen der Schneideinsätze mit geschliffener Oberfläche vergleichbar. Die Mikrostruktur der geschliffenen und wärmebehandelten Schneideinsätze unterscheidet sich von der Mikrostruktur der Schneideinsätze mit geschliffener Oberfläche oder der ungeschliffenen Schneideinsätze.
Wahlweise können die Schneideinsätze mit einem verschleißfesten Überzug (z. B. Aluminiumoxid, Titannitrid, Titancarbid, Titancarbonitrid oder Titanaluminium-nitrid) beschichtet sein. Der Überzug kann mittels physikalischer (PVD) oder chemischer (CVD) Dampfabscheidungstechniken aufgebracht werden. Umfasst der Überzug mehrere Schichten, kann zumindest eine Schicht mittels CVD und mindestens eine Schicht mittels PVD aufgetragen werden. Der Anmelder erwartet, dass sich die beschichteten Schneidwerkzeuge für die maschinelle Bearbeitung von grauem Gusseisen, verformbarem Eisen, Stahl und Legierungen auf Nickelbasis eignen.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Schneideinsatzes aus wärmebehandelter, geschliffener Keramik, wobei die Keramik aus der aus einer Keramik auf Basis von Siliciumnitrid, einer Keramik mit Siliciumcarbidwhisker-Verstärkung, einer Keramik auf Basis von Aluminiumoxid und einer Keramik auf Basis von Titancarbonitrid bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt: a) aus einem Pulvergemisch wird ein grüner Keramikschneideinsatz-Preßling hergestellt, b) der grüne Keramikschneideinsatz-Preßling wird unter Bildung eines unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings verfestigt, c) mindestens ein Teil des unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings wird unter Bildung eines unbeschichteten, geschliffenen Keramikschneideinsatzes geschliffen, und d) der unbeschichtete Schneideinsatz aus geschliffener Keramik wird unter Bildung des wärmebehandelten Schneideinsatzes aus geschliffener Keramik wärmebehandelt, wobei die Wärmebehandlung in einer Atmosphäre, die Stickstoff und/oder Argon und/oder Kohlenmonoxid umfaßt, bei einem Druck von weniger als einer Atmosphäre bis 206,8·10⁶ Pa (30.000 psi) und, wenn die Keramik eine Keramik auf Basis von Siliciumnitrid ist, bei einer Temperatur zwischen 1600°C und 2200°C bzw., wenn die Keramik aus der aus Keramik mit Siliciumcarbidwhisker-Verstärkung, Keramik auf Basis von Aluminiumoxid und Keramik auf Basis von Titancarbonitrid bestehenden Gruppe ausgewählt ist, bei einer Temperatur zwischen 1300°C und 1700°C und jeweils während einer Dauer von zwischen 15 und 360 Minuten durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem bei dem Verfestigungsschritt b) der grüne Keramikschneideinsatz-Preßling unter Bildung des unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings gesintert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem bei dem Verfestigungsschritt b) der grüne Keramikschneideinsatz-Preßling unter Bildung eines gesinterten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Preßlings gesintert wird und der gesinterte, ungeschliffene Keramikschneideinsatz-Preßling unter Bildung eines unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings heißisostatisch verpreßt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem bei dem Verfestigungsschritt b) der grüne Keramikschneideinsatz-Preßling unter Bildung eines gesinterten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Preßlings gesintert wird, der gesinterte, ungeschliffene Keramikschneideinsatz-Preßling unter Bildung eines unbeschichteten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings heißisostatisch verpreßt wird, und der unbeschichtete, ungeschliffene Keramikschneideinsatz-Rohling gesintert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem bei dem Verfestigungsschritt b) der grüne Keramikschneideinsatz-Preßling unter Bildung eines heiß verpreßten, ungeschliffenen Keramikschneideinsatz-Rohlings uniaxial heiß verpreßt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem die Wärmebehandlung in Schritt d) in einer Stickstoffatmosphäre bei einem Druck von einer Atmosphäre und bei einer Temperatur von zwischen 1815°C und 1860°C während einer Dauer von zwischen 130 Minuten und 270 Minuten durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem die Wärmebehandlung in Schritt d) in einer Argonatmosphäre bei einem Druck von etwa einer Atmosphäre und bei einer Temperatur von 1650°C während einer Dauer von 60 Minuten durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem der Schneideinsatz aus wärmebehandelter, geschliffener Keramik zusätzlich beschichtet wird.
Verfahren nach Anspruch 8, bei dem die Beschichtung aus einer oder mehreren Verbindungen der aus Aluminiumoxid, Titannitrid, Titancarbonitrid, Titancarbid und Titan-Aluminium-Nitrid bestehenden Gruppe ausgewählt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch zwischen 60 Gew.-% und 98 Gew.-% Siliciumnitrid, bis zu 25 Gew.-% Aluminiumnitrid, bis zu 25 Gew.-% Aluminiumoxid, bis zu 2 Gew.-% Magnesiumoxid und bis zu 7 Gew.-% Yttriumoxid umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch 98 Gew.-% Siliciumnitrid, 1 Gew.-% Magnesiumoxid und 1 Gew.-% Yttriumoxid umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch 85,4 Gew.-% Siliciumnitrid, 6,2 Gew.-% Aluminiumnitrid, 3,7 Gew.-% Aluminiumoxid und 4,7 Gew.-% Yttriumoxid umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch 63,3 Gew.-% Siliciumnitrid, 9,3 Gew.-% Aluminiumnitrid, 22,7 Gew.-% Aluminiumoxid und 4,7 Gew.-% Yttriumoxid umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch 91,6 Gew.-% Siliciumnitrid, 1,6 Gew.-% Aluminiumnitrid, 1,3 Gew.-% Aluminiumoxid und 5,5 Gew.-% Yttriumoxid umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, bei dem das Pulvergemisch Aluminiumoxid und Siliciumcarbid-Whisker umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 15, bei dem das Pulvergemisch zusätzlich Zirkoniumoxid enthält.
Verfahren nach Anspruch 15, bei dem das Pulvergemisch zusätzlich Titancarbonitrid enthält.
Verfahren nach Anspruch 17, bei dem das Pulvergemisch 34,4 Gew.-% Aluminiumoxid, 19,1 Gew.-% Siliciumcarbid-Whisker, 0,3 Gew.-% Yttriumoxid und zum Rest Titancarbonitrid umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 18, bei dem das Titancarbonitrid die Formel TiC_xN_y besitzt, worin x etwa 0,5 und y etwa 0,5 ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch 14,2 Gew.-% Zirkoniumoxid, 2,3 Gew.-% MgAl₂O₄, 1,2 Gew.-% Siliciumcarbid- Whisker, 0,14 Gew.-% Siliciumdioxid, 0,02 Gew.-% Calciumoxid und zum Rest Aluminiumoxid umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, bei dem das Pulvergemisch auf Basis von Siliciumnitrid vorliegt und der grüne Keramikschneideinsatz-Preßling vor dem Verfestigen mit einem Härterpulver in Kontakt gebracht wird, wobei das Härterpulver mindestens eine der folgenden Verbindungen und/oder ihrer Reaktionsprodukte einschließt: die Oxide von Aluminium, Hafnium, Zirkonium, Yttrium, Magnesium, Calcium und der Lanthanidenmetalle; und die Nitride und/oder Carbide von Silicium, Titan, Hafnium, Aluminium, Zirkonium, Bor, Niob und Kohlenstoff.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Pulvergemisch zusätzlich bis zu 30 Vol.-% mindestens einer Komponente einschließt, die aus der aus Hafniumoxid, Zirkoniumoxid und den Nitriden, Carbiden und/oder Carbonitriden von Titan, Silicium, Hafnium, Zirkonium und deren Gemischen bestehenden Gruppe ausgewählt ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem der wärmebehandelte, geschliffene Keramikschneideinsatz einen Oberflächenbereich mit einer ersten Mikrostruktur und einen Kernbereich mit einer zweiten Mikrostruktur aufweist und die erste Mikrostruktur des Oberflächenbereichs eine β-Siliciumnitrid-Phase und eine Y₂Si₃O₃N₄-Phase aufweist und die zweite Mikrostruktur des Kernbereichs β-Siliciumnitrid aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem der wärmebehandelte, geschliffene Keramikschneideinsatz einen Oberflächenbereich mit einer ersten Mikrostruktur und einen Kernbereich mit einer zweiten Mikrostruktur aufweist und die erste Mikrostruktur des Oberflächenbereichs β'-SiAlON, α'-SiAlON und N-YAM umfaßt und die zweite Mikrostruktur des Kernbereichs eine Mischung aus α'-SiAlON und β'-SiAlON umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem der wärmebehandelte, geschliffene Keramikschneideinsatz einen Oberflächenbereich mit einer ersten Mikrostruktur und einen Kernbereich mit einer zweiten Mikrostruktur aufweist und die erste Mikrostruktur des Oberflächenbereichs β'-SiAlON und 15R-Phase umfaßt und die zweite Mikrostruktur des Kernbereichs im wesentlichen aus β'-SiAlON besteht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem der wärmebehandelte, geschliffene Keramikschneideinsatz einen Oberflächenbereich mit einer ersten Mikrostruktur und einen Kernbereich mit einer zweiten Mikrostruktur aufweist und die erste Mikrostruktur des Oberflächenbereichs β'-SiAlON und N-Melilit umfaßt und die zweite Mikrostruktur des Kernbereichs im wesentlichen aus β'-SiAlON, B-Phase und N-α-Wollastonit besteht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, bei dem der wärmebehandelte, geschliffene Keramikschneideinsatz einen Oberflächenbereich mit einer ersten Mikrostruktur und einen Kernbereich mit einer zweiten Mikrostruktur aufweist und die erste Mikrostruktur des Oberflächenbereichs Aluminiumoxid, tetragonales Zirkoniumoxid, monoklines Zirkoniumoxid, Siliciumcarbid, MgAl₂O₄ und ZrO/ZrC umfaßt und die zweite Mikrostruktur des Kernbereichs Aluminiumoxid, monoklines Zirkoniumoxid, tetragonales Zirkoniumoxid, Siliciumcarbid und MgAl₂O₄ umfaßt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 27, bei dem zusätzlich mindestens ein Teil des unbeschichteten, wärmebehandelten, geschliffenen Schneideinsatzes geschliffen wird.