DE69015509T2

DE69015509T2 - Aluminiumoxidkeramik, ihre herstellung und wegwerfstück daraus.

Info

Publication number: DE69015509T2
Application number: DE69015509T
Authority: DE
Inventors: Moriyoshi Kanamaru; Noboru Ohyama; Tsuneo Tatsuno
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-02-22
Filing date: 1990-02-22
Publication date: 1995-05-11
Anticipated expiration: 2010-02-23
Also published as: EP0414910B1; US5123935A; EP0414910A1; EP0414910A4; DE69015509D1; WO1990009969A1

Description

Die Erfindung bezieht sich aufAl&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe mit hoher Festigkeit und Zähigkeit, ein Verfahren zu ihrer Herstellung und Wegwerfspitzen aus Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen.
Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe besitzen eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit, und sie sind zusammen mit Si&sub3;N&sub4;-Keramik und dergleichen als strukturelle Materialien für Maschinenteile, Einspannvorrichtungen, Werkzeuge und dergleichen bekannt, das heißt, als Maschinenbaukeramiken. Ob gleich Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe eine geringe Festigkeit und Bruchzähigkeit im Vergleich zu Si&sub3;N&sub4;-Keramik besitzen, sind sie, da sie bei niedrigen Temperaturen sinterbar sind und hochreines Al&sub2;O&sub3;-Pulver leicht bei geringeren Kosten erhalten werden kann, außerordentlich vorteilhaft im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit oder Massenproduktion, und bisher wurden verschiedene Untersuchungen zum Verbessern der vorstehenden Problematik im Hinblick auf die Beschaffenheit der Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe durchgeführt.
Zum Beispiel offenbart das US-Patent Nr. 4554445 Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe, in denen nadelförmige Einkristallfasern aus SiC in einer Matrix aus einer Verbindung der Al&sub2;O&sub3;-Serie verteilt sind. Die Al&sub2;O&sub3;-Keramiken, in denen Einkristallfasern aus SiC verteilt sind, können durch trockenes Mischen eines Pulvers aus Al&sub2;O&sub3; mit einer mittleren Korngröße von 0,3 um mit Einkristallfasern aus SiC und nachfolgendes, 45 min dauerndes Sintern unter uniaxialem Pressen unter der Bedingung von 1850ºC und 41 MPa hergestellt werden, und es wird beschrieben, daß die Bruchzähigkeit um ungefähr 8 bis 9 kg/mm² im Vergleich zu herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen verbessert wird und auch die Bruchfestigkeit auf bis zu 800 MPa (81,6 kg/mm²) erhöht werden kann.
Jedoch sind sogar die Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe mit darin verteilten Einkristallfasern aus SiC im Hinblick auf die Festigkeit und die Zähigkeit ins Vergleich zur Si&sub3;N&sub4;-Keraniik noch dürftig. Weiter sind in dem Fall, in dem Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe aus einem später beschriebenen Grund teilweise grobe Kristalle enthalten, die Festigkeit und die Zähigkeit weiter erniedrigt gegenüber denen der herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe, und die verhältnismäßig hohe Festigkeit oder Zähigkeit, wie vorstehend beschrieben, kann nicht leicht reproduziert werden.
Das heißt, in dem vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahren wachsen grobe Kristalle, da die Sintertemperatur infolge der Zugabe von SiC und dergleichen erhöht werden muß, und zum Beispiel erhöht sich die Sintertemperatur auf 1850ºC. Da Einkristallfasern aus SiC die Wirkung besitzen, das Kristallkeimwachstum zu unterdrücken, wird kein abnormales Wachstum der Kristallkeime während des Sinters bewirkt, wenn die Einkristallfasern aus SiC einheitlich verteilt sind. Abnormales Wachstum der Kristallkeime tritt in dem Fall auf, in dem Einkristallfasern aus SiC örtlich angehäuft sind, wodurch sich Bereiche ergeben, in denen Einkristallfasern aus SiC fehlen.
Im Hinblick auf das Vorstehende kann als ein Verfahren zum Unterdrücken der Bildung solcher groben Kristallen ein Verfahren erwogen werden, indem zuerst die Einkristallfasern aus SiC in ein Lösungsmittel gegeben werden, um eine schlammartige Mischung (im folgenden einfach als Aufschlämmung bezeichnet) zu bilden, und dann die Aufschlämmung mit dem Al&sub2;O&sub3;-Pulver gemischt wird, um die Einkristallfasern aus SiC einheitlich zu dispergieren. Jedoch ist es außerordentlich schwierig, die Einkristallfasern aus SiC in dem Lösungsmittel einheitlich zu dispergieren, und ein einheitliches Dispergieren der Einkristallfasern aus SiC in der Aufschlämmung erfordert eine lange Mischzeit. Andererseits können, da durch die lange Mischzeit die nadelförmigen Einkristallfasern aus SiC auf ein merklich niedrigeres Verhältnis von Länge zu Breite zerbrochen werden, die Einkristallfasern aus SiC nicht mehr zur Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit in dem vorstehend erwähnten Verfahren beitragen, wodurch keine Verbesserung für die Festigkeit und die Zähigkeit des Sinterproduktes erwartet werden kann. Zusätzlich wird in dem Verfahren, das in dem US-Patent offenbart wird, die Mischung aus Al&sub2;O&sub3;-Pulver und den Einkristallfasern aus SiC unter uniaxialem Pressen gesintert, und es wird nur das Formen durch Preßsintern angewendet. Demgemäß ist die Dichte der Keramiken bei dem vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahren verhältnismäßig niedrig, und da es schwierig ist, die relative Dichte auf mehr als 95% zu erhöhen, gibt es auch das Problem daß Produkte mit hoher Dichte und hoher Zähigkeit schwer zu erhalten sind. Weiter gibt es auch das Problem, daß es außerordentlich schwierig oder praktisch unmöglich ist, Produkte großer Abmessungen oder komplizierter Gestalt zu erhalten.
Übrigens wurden bisher für die Maschinenbaukeramiken, die große Härte und hohe Festigkeft bei hohen Temperaturen besitzen, Nutzanwendungen als Wegwerfspitzen (im folgenden einfach als Spitzen bezeichnet) erwartet, die als Schneidwerkzeuge für Werkstücke mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit verwendet werden. Kugelgraphitgußeisen oder hochlergierter Manganstahl sind als derartige Werkstücke mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit bekannt, und beide sind Materialien, die große Schwierigkeiten bei der maschinellen Bearbeitung mit sich bringen, und zwar aufgrund der hohen Festigkeit und der schlechten thermische Leitfähigkeit im Fall des Kugelgraphitgußeisens und zusätzlich zum genannten Grund aufgrund des Härtens des Materials während des Schneidens im Fall des hochlegierten Manganstahls.
Bisher wurden superharte Spitzen, die hervorragende Härte und Festigkeit bei hohen Temperaturen besitzen, zum Schneiden von Werkstücken mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit verwendet. Jedoch ist sogar mit dem Verfahren des Schneidens von Werkstücken mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit unter Verwendung superharter Spitzen (im folgenden als herkömmliches Verfahren mit superharten Spitzen bezeichnet) das Schneiden unmöglich, es sei denn, die Schneidgeschwindigkeit ist außerordentlich gering (ungefähr weniger als 30 m/min), und so wird eine lange Zeit die für maschinelle Bearbeitung benötigt, was die Schneidleistung sehr verschlechtert. Im Hinblick auf das eben Ausgeführte wurden Al&sub2;O&sub3;-TiC-Keramiken oder Si&sub3;N&sub4;-Keramiken entwickelt und in den letzten Jahren anstelle der vorstehend beschriebenen superharten Spitzen in der Praxis als Spitzen eingesetzt, die fähig sind, Werkstücke mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit bei verhältnismäßig hoher Geschwindigkeit (ungefähr 30 bis 60 m/min) zu schneiden.
Jedoch bringen sogar die Al&sub2;O&sub3;-TiC-Keramikspitzen noch das Problem mit sich, daß sie keine ausreichende Zähigkeit und eine niedrige Splitterfestigkeit besitzen. Demgemäß ist in einem Fall, in dem sie zum Schneiden von Werkstücken mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit, wie zum Beispiel hochlegiertem Mangangußeisen, angewendet werden, Schneiden bei einer außerordentlich kleinen Schnittiefe (unter 1 mm) notwendig, was eine lange Zeit für die maschinelle Bearbeitung erfordert um die Schneideistung verschlechtert. Andererseits gibt es im Fall des Schneidens von Werkstücken mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit, wie zum Beispiel von Kugelgraphitgußeisen, unter Verwendung von Spitzen aus Si&sub3;N&sub4;-Keramik, den Nachteil, daß die Lebensdauer der Spitzen außerordentlich kurz ist, da Spitzen aus Si&sub3;N&sub4;-Keramik aufgrund der Reaktion mit dem Schneidpulver leicht abgerieben werden.
Wie vorstehend beschrieben, bringt das herkömmliche Verfahren, das für die maschinelle Bearbeitung von Werkstücken mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit unter Verwendung des herkömmlichen Spitzenmaterials (im folgenden einfach als herkömmliches Keramikspitzenverfahren bezeichnet) entwickelt wurde, die Probleme mit sich, daß kein ausreichende Schneidleistung erhalten werden kann.
US-A-4844848 offenbart Al&sub2;O&sub3;-Keramiken, die SiC, TiC und TiN enthalten, in denen die Korngröße der Al&sub2;O&sub3;-Teilchen mindestens 37 um beträgt.
JP-A-6389471 offenbart ein keramisches Material für Schneidwerkzeuge, das SiC, Carbide, Nitride und/oder Carbonitride des Ti und Al&sub2;O&sub3; enthält.

Offenbarung der Erfindung

Die Erfindung wurde im Hinblick auf die vorstehende Situation gemacht, und eine ihrer Hauptaufgaben besteht darin, die vorstehenden Probleme bei den herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen zu überwinden und Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe bereitzustellen, die fähig sind, immer über eine Textur zu verfügen, in der Einkristallfasern aus SiC zuverlässig einheitlich verteilt sind, die frei von groben Kristallen sind und die demgemäß fähig sind, zuverlässig eine größere Festigkeit und Zähigkeit im Vergleich zu herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen bereitzustellen, und die fähig sind, eine gleiche oder überlegene Festigkeit und eine Zähigkeit im Vergleich zu denen der Si&sub3;N&sub4;-Keramik bereitzustellen.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zum Herstellen von Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen bereitzustellen, das sowohl fähig ist, Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, wie vorstehend beschrieben, zuverlässig herzustellen, als auch fähig ist, Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe mit großen Abmessung und/oder komplizierter Gestalt herzustellen
Noch eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, eine Spitze mit großer Härte und hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen als eine Spitze bereitzustellen, die zum maschinellen Bearbeiten der Werkstücke mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit geeiguet ist, die eine hervorragende Zähigkeit im Vergleich zur herkömmlichen Keramikspitze und auch eine hervorragende Splitterfestigkeit und Verschleißfestigkeit besitzt und damit das Schneiden mit hoher Leistung im Vergleich zum Fall der maschinellen Bearbeitung von Werkstücken mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit durch herkömmliche Spitzen ermöglicht.
Die Erfindung stellt ein gesintertes Produkt aus einem Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoff mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit bereit, umfassend:
10 bis 40 Gew.-% Einkristallfasern aus SiC, die 0,3 bis 1,5 Gew.-% Sauerstoff enthalten,
0,5 bis 40 Gew.-% einer oder mehrerer Ti-Verbindungen, dargestellt durch die Zusammensetzungsformel TiCxNyOz, in der x, y beziehungsweise z darstellen: 0 < x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1, 0,8 ≤ x+y ≤ 1 und 0 < z ≤ 0 2, und in der die Menge des Sauerstoffs 1,0 bis 6,0 Gew.-% beträgt und die Menge des Kohlenstoffs 16,5 bis 19 Gew.-% beträgt, und
als Restmenge Al&sub2;O&sub3;,
worin die mittlere Korngröße der Al&sub2;O&sub3;-Teilchen im Sinterprodukt nicht größer als 1 um ist, und eine oder mehrere der Ti-Verbindungen mit einer mittleren Korngröße von nicht mehr als 0,2 um zwischen den Al&sub2;O&sub3;-Teilchen verteilt sind, um eine Nanocompositstruktur zu bilden.

Kurzbeschreibung der Zeichnungen

Fig. 1 ist eine Vorderdraufsicht, die die Gestalt der erfindungsgemäßen Wegwerfspitze aus Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoff veranschaulicht, Fig. 2 ist eine Seitendraufsicht, die eine Gestalt der Wegwerfspitze veranschaulicht, und Fig. 3 ist eine Fotografie als Ersatz für eine Zeichnung, die die Mikrostruktur der Al&sub2;O&sub3;- Compositwerkstoffe mit einer erfindungsgemäßen Nanocomposittextur veranschaulicht.

Beste Vorgehensweise zurn Durchführen der Erfindung

Die erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe enthalten 10 bis 40 Gew.-% Einkristallfasern aus SiC mit einem Sauerstoffgehalt von 0,3 bis 0,5 Gew.-%. Dies beruht auf der Feststellung, daß Einkristallfasern aus SiC mit einem Sauerstoffgehalt von 0,3 bis 0,5 Gew.-% (im folgenden als erfindungsgemäße Einkristallfasern aus SiC bezeichnet) die Eigenheit besitzen, in einem Lösungsmittel leicht einheitlich dispergierbar zu sein.
Das heißt, daß es, da die erfindungsgemäßen Einkristallfasern aus SiC die vorstehende Eigenheit besitzen, möglich ist, leicht eine Aufschlämmung zu erhalten, in der die Einkristallfasern aus SiC außerordentlich einheitlich in dem Lösungsmittel dispergiert sind. Demgemäß kann, wenn die Aufschlämmung mit verschiedenen anderen Ausgangspulvern gemischt wird, eine Mischung, in der die Einkristallfasern aus SiC homogen verteilt sind, innerhalb kurzer Zeit erhalten werden, und demgemäß werden keine groben Kristalle gebildet, wenn die Mischung gesintert wird. Zusätzlich splittern, da das einheitliche Mischen, wie vorstehend beschrieben, in kurzer Zeit durchgeführt wird, die nadelförmigen Einkristallfasern aus SiC nicht leicht ab. Demgemäß wird die Bildung grober Kristalle durch den Einfluß der erfindungsgemäßen Einkristallfasern aus SiC verhindert, und es können Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe erhalten werden, in denen die nadelförniigen Einkristallfasern aus SiC einheitlich verteilt sind.
Die erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Comp ositwerkstoffe enthalten zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Einkristallfasern aus SiC eine oder mehrere Ti-Verbindungen, die durch die Zusammensetzungsformel TiCxNyOz dargestellt werden (in der x, y beziehungsweise z darstellen:
0 ≤ x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1, 0,8 ≤ x+y ≤ 1 und 0 ≤ z ≤ 0,2 und die durch den Ausdruck "Ti- Verbindungen" bezeichnet werden können).
Zusätzlich besitzt die Ti-Verbindung Teilchen mit der Größe von ungefähr mehreren zig Nanometern und weist, wie in Fig. 3 für die Textur der Keramiken gezeigt, eine Nanocompositstruktur, in der die Ti-Verbindungen zwischen den Al&sub2;O&sub3;-Teilchen mit einer mittleren Korngröße von 1 um verteilt sind, wobei die Nanocompositstruktur die Funktion hat, die Matrix zu verfestigen und die gesinterte Mikrostruktur zu verfeinern, um eine hohe Festigkeit bereitzustellen. Das heißt, eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit vergleichbar mit denen der Si&sub3;N&sub4;-Compositwerkstoffe kann in den erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen erhalten werden, da (1) die Fasern der Matrix durch die Einkristallfasern aus SiC verstärkt sind, die zwischen jedem der Al&sub2;O&sub3;-Teilchen einheitlich verteilt sind, und (2) Teilchen der Ti-Verbindung mit einer Größe von ungefähr mehreren zig Nanometern zwischen den feinen Al&sub2;O&sub3;-Teilchen angeordnet sind, so daß sie eine Nanocompositstruktur zeigen, das heißt, es kann eine mehrfach zäh machende Wirkung erhalten werden.
Der Sauerstoffgehalt in den Einkristallfasern aus SiC ist auf 0,3 bis 1,5 Gew.-% festgelegt, da Einkristallfasern aus SiC in einem Lösungsmittel nicht zuverlässig einheitlich verteilt sind, und als ein Ergebnis findet Kornwachstum des Al&sub2;O&sub3; statt, wodurch eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit nicht zuverlässig erhalten werden, wenn der Sauerstoffgehalt weniger als 0,3 Gew.-% beträgt. Andererseits reagieren Sauerstoff (vorhanden als SiO&sub2;) und Al&sub2;O&sub3; miteinander, wenn der Sauerstoffgehalt 1,5 Gew.-% übersteigt, wodurch die Hochtemperaturfestigkeit verringert wird.
Die Einkristallfasern aus SiC besitzen die Funktion, die Matrix zu verstärken, und erhöhen dabei die Festigkeit und die Zähigkeit. Der Gehalt ist auf 10 bis 40 Gew.-% festgelegt, da eine solche Verstärkungswirkung kaum zu erkennen ist, wenn er weniger als 10 Gew.-% beträgt, wohingegen, wenn er 40 Gew.-% übersteigt, der Al&sub2;O&sub3;-Gehalt im Verhältnis vermindert wird, wodurch sich die hervorragenden Eigenschaften des Al&sub2;O&sub3; (Korrosionsbeständigkeit, usw.) verschlechtern, während sowohl der Gehalt des SiC, das mit dem Eisen reagieren kann, im Verhältnis erhöht wird, wodurch sich die Abriebfestigkeit verschlechtert, als auch die Einkristallfasern aus SiC nicht ausreichend einheitlich verteilt sind, wodurch sich eine Verringerung der Festigkeit ergibt.
Der Gehalt der Ti-Verbindungen ist auf 0,5 bis 40 Gew.-% festgelegt, da die Wirkung, die Matrix zu verstärken, kaum zu erkennen ist, wenn er weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, wohingegen, wenn er 40 Gew.-% übersteigt, die Al&sub2;O&sub3;-Menge verhältnismäßig stark verringert ist, wodurch sich das hervorragende Verhalten von Al&sub2;O&sub3; (Korrosionsbeständigkeit und dergleichen) verschlechtert.
Für die TiC-Verbindungen ist es wünschenswert, die Sauerstoffmenge auf 1,0 bis 6,0 Gew.-% und die Kohlenstoffmenge auf 16,5 bis 19,0 Gew.-% unter Verwendung einer oder mehrerei Ti-Verbindungen festzulegen, die durch die Zusammensetzungsformel TiCxNyOz. dargestellt werden, in der x, y beziehungsweise z darstellen: 0 ≤ x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1, 0,8 ≤ x+y ≤ 1 und 0 ≤ z ≤ 0,2, mit dem Ziel, die Festigkeit und die Sinterfähigkeit zu verbessern.
Unter Bezugnahme auf die vorstehend beschriebene Wirkung reagieren die Ti- Verbindungen, wenn die Sauerstoffmenge weniger als 1,0 Gew.-% beträgt, während des Sintern mit dem Al&sub2;O&sub3;, wodurch CO- oder CO&sub2;-Gase entwickelt werden, und die Gase bleiben zurück und stellen Poren bereit, die die Sinterfähigkeit und die Festigkeit erniedrigen. Beträgt die Sauerstoffmenge nicht unter 1,0 Gew.-%, findet die Reaktion mit Al&sub2;O&sub3; nicht mehr statt, da die Ti-Verbindungen mit TiO&sub2;, das nicht mit Al&sub2;O&sub3; reagieren kann, beschichtet sind. Übersteigt die Sauerstoffmenge 6,0 Gew.-%, ist die Menge des beschichtenden TiO&sub2; erhöht, was das Kornwachstum von Al&sub2;O&sub3; ergibt und die Festigkeit verringert.
Beträgt die Kohlenstoffmenge weniger als 16,5 Gew.-%, ist der Gehalt an Ti-Verbindung verringert, wodurch die Festigkeit erniedrigt wird, übersteigt er hingegen 19,0 Gew.-%, tritt leicht die Reaktion mit dem Al&sub2;O&sub3; während des Sintern auf, wodurch die Kristallinität erniedrigt wird.
Als Sinterhilfsmittel werden eine oder mehrere Verbindungen aus der Gruppe, bestehend aus Magnesiumoxid, Zirconiumoxid, Titanoxid, Yttriumoxid, Chromoxid, Nickeloxid und Chromcarbid (im folgenden als MgO, ZrO&sub2;, TiO&sub2;, Y&sub2;O&sub3;, Cr&sub2;O&sub3;, NiO und Cr&sub3;C&sub2; bezeichnet), in einer Menge von 0,1 bis 3 Gew.-% eingebracht, da das Sintern durch die Sinterhilfsmittel beschleunigt und die Sintertextur verfeinert und homogenisiert wird. Die vorstehend erwähnte Wirkung ist bei einer Zugabemenge von weniger als 0,1 Gew.-% nicht zu erkennen, während die Härte, die Hochtemperaturfestigkeit und die Temperaturschockfestigkeit des Sinterproduktes vermindert werden, wenn sie 3 Gew.-% übersteigt.
Weiter wurde die mittlere Korngröße der Al&sub2;O&sub3;-Teilchen im Sinterprodukt auf weniger als 1 um festgelegt, so daß eine hohe Festigkeit zuverlässig erhalten werden kann. Um Kristalle mit einer mittleren Kristallkorngröße von weniger als 1 um zu erhalten, ist es wünschenswert, ein Ausgangs-Al&sub2;O&sub3;-Pulver mit einer mittleren Kristallkorngröße von weniger als 1 um auszuwählen.
In den erfindungsgeniäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen ist es nur notwendig, daß feine Teilchen der Ti-Verbindungen in ausreichender Menge zwischen den Al&sub2;O&sub3;- Teilchen vorhanden sind, und es kann, wie aus dem typischen erfindungsgemäßen, in Fig. 3 gezeigten Strukturmuster ersichtlich, ein Teil der Ti-Verbindung an der Korngrenze des Al&sub2;O&sub3; vorhanden sein.
Dann ist zum Herstellen der erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe der Druck zum uniaxialen Preßformen auf 49 bis 490 MPa (500 bis 5000 kg/cm²) festgelegt. Bei weniger als 49 MPa (500 kg/cm²) liegt, da die Einkristallfasern aus SiC, wie vorstehend beschrieben, nicht ausreichend orientiert sind, die relative Dichte des Sinterproduktes bei einem so niedrigen Wert wie 95%, wohingegen beim Übersteigen von 490 MPa (5000 kg/cm²) das Korrelation zwischen der Dichte des Sinterproduktes und der Druckenergie abgeschwächt wird, wodurch der Energieverlust größer wird.
Zum Erhalten einer Nanocompositstruktur mit einer typischen Texturbeschaffenheit der erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Composite sind angemessene Sinterbedingungen für die Ausgangskeramikpulver notwendig, und die bevorzugte Sintertemperatur beträgt 1700 bis 1950ºC. Wenn die Temperatur niedriger als 1700ºC ist, beträgt die relative Dichte des Sinterproduktes weniger als 95%, wodurch eine praktische Festigkeit von Produkten nicht erhalten wird. Übersteigt sie andererseits 1950ºC, finden bemerkbar Reduktion und Carbonisierung von Al&sub2;O&sub3; statt, wodurch die Festigkeit erniedrigt wird, und die Ti-Verbindung ist nicht zwischen den Al&sub2;O&sub3;-Teilchen verteilt.
Wird nach drucklosem Sintern weiter das Sintern in der Hitze unter isostatischem Druck bei einer Temperatur von 1200 bis 1900ºC angewendet, findet starker Schrumpf bevorzugt in der Preßrichtung beim uniaxialen Preßformen statt, wobei ein weiteres Erhöhen der Dichte ermöglicht wird, wodurch die relative Dichte auf mehr als 98% erhöht wird, und die Festigkeit und die Zäliigkeit können weiter erhöht werden. Die Sintertemperatur beträgt in diesem Fall 1200 bis 1900ºC, da die vorstehend erwähnte Wirkung nicht bei einer Temperatur unter 1200ºC erhalten werden kann, wohingegen das Verhältnis zwischen dem Ausmaß der Wirkung und der Wärmeenergie vermindert wird, wodurch der Energieverlust größer wird, wenn die Temperatur 1900ºC übersteigt.
Die Einkristallfasern aus SiC in den erfindungsgeinäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen sind von nadelförmiger Gestalt und sind in einer zweidimensionalen Form parallel zur geneigten Fläche orientiert, wenn sie als Wegwerfspitze ausgebildet sind. Demgemäß werden die Einkristallfasern aus SiC innerhalb der geneigten Fläche so angeordnet daß die axiale Richtung der nadelförmigen Einkristallfasern aus SiC parallel zur geneigten Fläche liegt. Wenn die Einkristallfasern aus SiC auf diese Weise orientiert sind, kann, da ein außerordentlich großer Widerstand gegen die Hauptkomponente der Schneidkraft bei maschineller Bearbeitung bereitgestellt wird, die Splitterfestigkeit noch hervorragender gemacht werden. Es ist nicht notwendig, daß die oben beschriebene, zweidimensionale Ausrichtung für die Einkristallfasern aus SiC vollständig erreicht wird, aber die Fasern können mindestens innerhalb der geneigten Fläche orientiert sein, wodurch sie einen direkten Einfluß auf die Schneidleistung, wie zum Beispiel die Splitterfestigkeit besitzen, das heißt, in der Nähe der geneigten Fläche. Weiter können, bezogen auf das Anordnungsverhältnis der Einkristallfasern unter einander in der zweidimensionalen Ausrichtung, die jeweiligen Einkristallfasern parallel oder senkrecht zu einander, radial oder unregemäßig angeordnet sein.
Weiter besitzt die erfindungsgemäße Spitze eine Gestalt, bei der der Eckenradius bei 1,0 bis 2,0 mm liegt, um eine hervorragende Splitterfestigkeit sicherzustellen. Wenn der Eckenradius weniger als 1,0 mm beträgt, wird der Widerstand gegen die Hauptkomponente der Schneidkraft erniedrigt, wodurch die Splitterfestigkeit verschlechtert wird, übersteigt er hingegen 2,0 mm, wird der Schneidwiderstand erhöht, wodurch Fehler verursacht werden.
Weiter wird die Honbreite auf 0,15 bis 0,30 mm festgelegt, um eine hervorragende Splitterfestigkeit sicherzustellen. Das heißt, beträgt die Honbreite weniger als 0,15 mm, wird der Widerstand gegen die Hauptkomponente der Schneidkraft vermindert, wodurch die Splitterfestigkeit verschlechtert wird. Übersteigt sie 0,30 mm, wird der Schneidwiderstand erhöht, wodurch Fehler verursacht werden.
Die erfindungsgemäße Spitze besitzt eine hervorragende Splitterfestigkeit und eine Leistung beim Hochgeschwindigkeitsschneiden, die vergleichbar mit oder überlegen gegenüber denen der herkömmlichen Spitze sind, die, wie vorstehend beschrieben, Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe umfaßt. Demgemäß werden im Vergleich zum Fall der herkömmlichen Keramikspitze Fehler in der Spitze sogar bei großen Schneidtiefen nicht verursacht, und schwer schneidbare Stähle können mit einer hohen Geschwindigkeit geschnitten werden, die gleich der oder größer als die beim herkömmlichen Verfahren ist. Das heißt, quanhtaüv betrachtet können schwer schneidbare Stähle mit einer Schneidgeschwindigkeit von mehr als 30 m/min bei einer Sclineidtiefe von mehr als 1 mm gechnitten werden. Daher können gemäß dem Verfahren der Erfindung schwer schneidbare Stähle im Vergleich zu herkönimlichen Sintercarbidverfahren und herkömmlichen Keramikspitzenverfahren mit hoher Wirksamkeit geschnitten werden. Wenn die Schneidtiefe ausgedrückt wird als eine Funktion eines auf der Spitze eingeschriebenen Kreisen, kann die Schneidtiefe größer als 1/4 des eingeschriebenen Kreises der Spitze in dem erfindungsgemäßen Verfahren gemacht werden, was größer ist als die des herkömmlichen Keramikspitzenverfahren (weniger als 1/4 des auf der Spitze eingeschriebenen Kreises). Wenn jedoch die Schneidtiefe größer gemacht wird als 1/2 des auf der Spitze eingeschriebenen Kreises und die Schneidgeschwindigkeit höher als 80 m/min eingestellt ist, wird die Hauptkomponente der Scheidkraft, die auf die Spitze ausgeübt wird, erhöht, wodurch manchmal Fehler am Kopfende der Spitze verursacht werden. Demgemäß ist es wünschenswert, die Schneidtiefe auf weniger als 1/2 des auf der Spitze ein geschriebenen Kreises einzustellen, wenn die Schneidgeschwindigkeit größer als 80 m/min gemacht wird. Weiter ist es, wenn die Schneidtiefe größer als 1/2 des auf der Spitze eingeschriebenen Kreises gemacht wird, wünschenswert, die Schneidrate oder Schneidgeschwindigkeit auf weniger als 80 m/min zu vermindern.
In dem erfindungsgemäßen Verfahren kann die Zufuhrmenge auf mehr als 0,15 mm/U vergrößert werden, was bedeutet, daß das Schneiden bei einer größeren Zufuhrmenge als in dem herkömmlichen Keramikspitzenverfahren (0,15 mm/U) möglich ist. Wenn sie jedoch 0,35 mm/U übersteigt, kann sich manchmal ein Absplittern auf der geneigten Fläche der Spitze ergeben und es ist wünschenswert, die Zufuhrmenge auf weniger als 0,35 mm/U zu verringern.
Beispiele der Erfindung werden im folgenden beschrieben.

Beispiel 1

TiC oder TiN wurden in ein Al&sub2;O&sub3;-Pulver gegeben und 20 Stunden lang in einer Naßmühle gerührt und gemischt, um eine Mischung zu erhalten.
Inzwischen wurden Einkristallfasern aus SiC mit eingestellter Sauerstoffmenge in ein Lösungsmittel gegeben, auf das 30 min lang Ultraschallenergie angewend(iet wurde, um eine Aufschlämmung zu erhalten.
Die Mischung wurde in die Aufschlämmung gegeben und 20 Stunden 1ang in einer Naßmühle gerührt und gemischt und dann in einem Sprühtrockner getrocknet und gekörnt. Die erhaltene Pulvermischung wurde in eine Graphftform gegeben und unter uniaxialem Pressen durch eine Heißpresse in einem Argonstrom unter den Bedingungen von 1850ºC und 20 MPa (200 kg/cm²) 45 min lang gesintert, wodurch Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe erhalten wurden, die TiC oder TiN und Einkristallfasern aus SiC enthielten. Diese Keramiken waren Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe mit einer erfindungsgemäßen Nanocompositstruktur.
Es wurden die Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern aus SiC, die Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC und die Zugabemengen von TiC und TiN geändert. Die Mengen werden zusammen mit den mechanischen Eigenschaften in Tabelle 1 dargestellt. Wie die Tabelle 1 dargestellt, wurde der Sauerstoffgehalt in den Einkristallfasern aus SiC in drei Schritten von 0,3, 0,5 und 1,5 Gew.-% geändert, und die Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC wurde in drei Schritten von 10, 20 und 30 Gew.-% geändert.
Für die so erhaltenen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe wurden jeweils die Biegefestigkeit bei Raumtemperatur und bei hoher Temperatur (1400ºC) und die relative Dichte gemessen. Die Ergebnisse werden auch in Tabelle 1 dargestellt. Wie aus Tabelle 1 zu ersehen ist, besaßen alle Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe eine Biegefestigkeit bei Raumtemperatur von mehr als 956 N/mm² (97,5 kg/mm²), die im Vergleich mit der der herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Keramiken größer ist. Weiter war die Biegefestigkeit der meisten von ihnen größer als 981 N/mm² (100 kg/mm²), so daß sie eine Festigkeit zeigten, die vergleichbar mit oder überlegen gegenüber denen der Si&sub3;N&sub4;-Keramik war.
Weiter war die Biegefestigkeit bei hoher Temperatur größer als 382 N/mm² (39 kg/mm²), die im Vergleich mit der der herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Keramiken größer ist. Weiter war die Biegefestigkeit bei hoher Temperatur der meisten von ihnen größer als 441 N/mm² (45 kg/mm²), so daß sie eine Festigkeit zeigten, die vergleichbar mit oder überlegen gegenüber denen der Si&sub3;N&sub4;-Keramik war.
Weiter war die relative Dichte größer als 99,7%, was fast der theoretischen Dichte entspricht.

Vergleichsbeispiel 1

Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe, die TiC und Einkristallfasern aus SiC enthielten, wurden durch das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 (Arbeitsweise, Durchführung, Bedingung) erhalten.
Tabelle 2 zeigt die Zugabemenge des TiC und die der Einkristallfasern aus SiC für die Keramiken in Vergleichsbeispiel 1 zusammen mit den mechanischen Eigenschaften. Wie aus Tabelle 2 ersichtlich, unterscheiden sich die Keramiken des Vergleichsbeispie1s 1 von den erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen im Hinblick auf die Zugabemengen des TiC oder der Einkristallfasern aus SiC.
Die so erhaltenen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 vermessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 2 dargestellt. Wie aus Tabelle 2 zu ersehen ist, betrug die Biegefestigkeit bei Raumtemperatur außer bei Versuch Nr. 11 392 bis 785 N/mm² (40 bis 80 kg/mm²), was im Vergleich zu den Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen, die TiC und Einkristallfasern aus SiC aus Beispiel 1 enthielten, außerordentlich viel niedriger ist. Weiter betrug die Biegefestigkeit bei hoher Temperatur 284 bis 353 N/mm² (29 bis 36 kg/mm²), was im Vergleich mit der der Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe aus Beispiel 1 außerordentlich viel niedriger ist.
Der Versuch Nr. 11 besaß eine Biegefestigkeit bei Raumtemperatur von 1093 N/mm² (111,5 kg/mm²), die im wesentlichen gleich der der Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe aus Beispiel 1 ist, aber die Biegefestigkeit bei hoher Temperatur betrug 327 N/m² (33,3 kg/mm²), die im Verg1eich zu der der Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe aus Beispie1 1 außerordentlich viel niedriger ist, da die Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern aus SiC hoch ist (2,0 Gew.-%).

Beispiel 2

TiC oder TiN mit eingestellter Sauerstoffmenge (mittlere Kristallkorngröße: 0,2 um) wurden in ein Al&sub2;O&sub3;-Pulver (mittlere Kristallkorngröße: 0,2 um, außer bei einem Teil von ihnen) gegeben und 20 Stunden lang in einer Naßmühle geführt und geniischt, um eine Mischung zu erhulten. Bei einem Teil der Probekörper wurde auch ein Sinterhilfsmittel (Cr&sub2;O&sub3;: 0,5 Gew.-%, TiO&sub2;: 1,0 Gew.-%) zugegeben.
Inzwischen wurden die Einkristallfasern aus SiC mit eingestellter Sauerstoffmenge in ein Lösungsmittel gegeben, auf das 30 min lang Ultraschallenergie angewendet wurde, um eine Aufschlämmung zu erhalten.
Die Mischung wurde in die Aufschlämmung gegeben und 20 Stunden lang in einer Naßmühle gerührt und gemischt und dann in einem Sprühtrockner getrocknet und gekörnt. Die erhaltene Pulvermischung wurde dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 (Arbeitsweise, Durchführung, Bedingung) unterworfen, um Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe zu erhalten. Diese stellten erfindungsgemäße Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe dar.
Es wurden die Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern aus SiC, die Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC und die Zugabemengen von TiC und TiN geändert.
Die so erhaltenen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 vermessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 3 und Tabelle 4 zus ammen mit der Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern und dergleichen gezeigt. Wie aus den Tabellen zu ersehen ist, besaßen alle Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe eine Biegefestigkeit bei Raumtemperatur von mehr als 1052 N/mm² (107,3 kg/mm²), die größer als die der herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe ist.

Vergleichsbeispiel 2

Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe, die TiC und Einkristallfasern aus SiC enthielten, wurden durch das gleiche Verfahren wie in Beispiel 2 (Arbeitsweise, Durchführung, Bedingung) erhalten.
Die so erhaltenen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 vermessen. Die Ergebnisse werden in den Tabelle 5 und 6 zusammen mit der Zugabemenge von TiC und der Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC gezeigt. Wie aus diesen Tabellen zu ersehen ist, unterscheiden sich die Versuche Nrr. 26 bis 28 unter den Keramiken aus Vergleichsbeispiel 2 von den erfindungsgemäßen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen im Hinblick auf die Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern aus SiC oder auf die Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC. Die Versuche Nrr. 29 bis 31 sind erfindungsgemäße Al&sub2;O&sub3;- Compositwerkstoffe, aber der Versuch Nr. 16, der Beispiel 2 entspricht, besitzt eine geringere Sauerstoffmenge im TiC (Versuch Nr. 29) und eine größere mittlere Kristallkorngröße (Nr. 30) im Vergleich zum Versuch Nr. 16 gemäß Beispiel 2.
Wie aus den Tabellen 5 und 6 zu ersehen ist, besitzen die Versuche Nrr. 26 bis 28 eine Biegefestigkeit bei Raumtemperatur von 407 bis 785 N/mm² (41,5 bis 80 kg/mm²), die im Vergleich zu der der Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe aus den Beispielen 1 und 2 niedriger ist.
Die Versuche Nrr. 29 bis 30 besitzen eine Biegefestigkeit bei Raumtemperatur von 637 bis 892 N/mm² (65 bis 91 kg/mm²), die im Vergleich zu Versuch Nr. 15 aus Beispiel 2 merklich erniedrigt ist.

Beispiel 3

Einkristallfasern aus SiC mit einer Sauerstoffmenge, die auf 0,5 Gew.-% eingestellt war, wurden in ein Lösungsmittel gegeben und darin durch Anwenden von Ultraschallenergie 30 min lang einheitlich verteilt. Dann wurde eine Mischung aus Al&sub2;O&sub3;, TiC und Y&sub2;O&sub3; und einem organischen Bindemittel als Aufschlämmung in diese Dispersion gegeben, 20 Stunden lang in einer Naßmühle gerührt und gemischt und dann in einem Sprühtrockner getrocknet und gekörnt, um eine Pulvermischung zu erhalten. Die Zusammensetzung des Pulvers wird als Versuch Nr. 31 in der nachstehenden Tabelle 7 gezeigt Einkristallfasern aus SiC: 20 Gew.-%, TiC: 5 Gew.-%, Y&sub2;O&sub3;: 1,0 Gew.-% und der Rest Al&sub2;O&sub3;.
Die Pulvermischung wurde unter einem Druck von 196 MPa (2000 kg/cm²) uniaxial gepreßt und zu einem Material von 5,0 mm Dicke, 6,2 mm Breite und 50 mm Länge (beabsichtigte Formgröße) geformt. Nach dem Entfetten des Materials wurde es 2 Stunden lang bei 1850ºC in einem Argongasstrom und dann weiter eine Stunde lang unter Heizen bei isostatischem Druck in einer Argongasatmosphäre bei 1600ºC und 152 MPa (1500 atm) gesintert, um ein Sinterprodukt zu erhalten. Das Sinterprodukt wurde mit einer Diamantschleifscheibe geschliffen, um einen Probekörper von :3 mm Dicke, 4 mm Breite und 50 mm Länge zu erhalten.
Die Größe des Materials und die des Sinterproduktes wurden nach dem Formen und dem entsprechenden Sintern gemessen, um den Schrumpf bei jedem der Schritte zu erhalten. Weiter wurde das Sinterprodukt nach dem Sintern unter isostatischem Druck zur Bestimmung der relativen Dichte durch das Archimedesverfahren gemessen, und die Biegefestigkeit wurde durch das 3-Punkt-Biegeverfahren (bei 30 mm Stützweite, Raumtemperatur) bestimmt. Die Ergebnisse werden in Tabelle 7 (Versuch Nr. 31) gezeigt.
Die relative Dichte betrug 99,8%, was im wesentlichen der theoretischen Dichte entspricht. Die Biegefestigkeit betrug 9267 kPa (94,5 kg/cm²), was im Vergleich mit der von herkömmlichen Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffen sehr viel größer ist, und zeigt eine Festigkeit vergleichbar mit der von Si&sub3;N&sub4;-Keramiken und dergleichen.

Vergieichsbeispiel 3

Die Zusammensetzungen der Pulvermischungen dieses Vergleichsbeispiels 3 werden als Versuche Nrr. 32 bis 39 in Tabelle 7 dargestellt. Wie der Tabelle zu entnehmen ist, wurden die Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern aus SiC, und die Menge der Einkristallfasern aus SiC, die des TiC und die des Y&sub2;O&sub3; verändert. Diese Pulvermischungen wurden in der gleichen Weise wie die in Beispiel 3 erhalten.
Gesinterte Produkte und Probekörper wurden aus den Pulvermischungen durch die gleichen Verfahren wie in Beispiel 3 erhalten, und die gleichen Messungen wurden durchgeführt. Die Ergebnisse werden in Tabelle 7 (Versuche Nrr. 37 bis 39) dargestellt.
Im Vergleich zu Beispiel 3 (Versuch Nr. 31) besaßen die Versuche Nrr. 33, 35, 37 und 39 eine außerordentlich niedrige relative Dichte (82,0 bis 94,4%) und eine außerordentlich niedrige Biegefestigkeit bei Raumtemperatur (30 bis 39 kg/mm²). Die Versuche Nrr. 32 und 36 zeigten eine etwas niedrigere Dichte (99,1 bis 99,2%) und eine außerordentlich niedrige Biegefestigkeit von 462 bis 489 N/mm² (47,1 bis 49,9 kg/mm²). Versuch Nr. 34 zeigte die gleiche Dichte von 99,9% aber eine außerordentlich niedrige Biegefestigkeit von 416 N/mm² (42,4 kg/mm²), da die Menge der Einkristallfasern aus SiC gering war.

Vergleichsbeispiel 4

Gesinterte Produkte und Probekörper wurden durch das gleiche Verfahren wie in Beispiel 3 unter Verwendung der gleichen Pulvermischung wie in Beispiel 3 erhalten, mit der Ausnahme von Änderungen beim Druck während des uniaxialen Preßformens, bei der Temperatur für das drucklose Sintern und bei der Temperatur für das Sintern unter Heizen bei isostatischem Druck, und die gleichen Messungen wurden durchgeführt. Tabelle 8 stellt sowohl den Formungsdruck und die Sintertemperatur als auch die Ergebnisse der Messungen (Versuche Nrr. 40 bis 44) dar. Tabelle 8 enthält auch die Ergebnisse des Beispiels 3 (Versuch Nr. 31) zum Vergleich.
Im Vergleich zu Beispiel 3 (Nr. 31) zeigen die Versuche Nrr. 40 bis 44 des Vergleichsbeispiels 4 eine außerordentlich niedrige relative Dichte (74,5 bis 92,2%) und eine außerordentlich geringe Biegefestigkeit bei Raumtemperatur von 177 bis 294 N/mm² (18 bis 30 kg/mm²).

Beispiel 4

Einkristallfasern mit einer Sauerstoffmenge, die auf 0,6 Gew.-% eingestellt war, wurden in ein Lösungsmittel gegeben und in dem Lösungsmittel durch Anwenden von Ultraschallenergie 30 min lang einheitlich verteilt, um eine Aufschlämmung zu erhalten. Ein Al&sub2;O&sub3;-Pulver oder eine Mischung aus einem Al&sub2;O&sub3;-Pulver, einer Ti-Verbindung und einem Sinterhilfsmittel wurden in die Aufschlämmung gegeben und 20 Stunden lang in einer Naßmühle gerührt und gemischt und dann mit einen Sprühtrockner getrocknet und gekörnt. Die erhaltene Pulvermischung wurde in eine Graphitform gegeben und unter uniaxialem Pressen in einem Argongasstrom unter der Bedingung von 1850ºC und 19,6 MPa (200 kg/cm²) 30 min durch eine Heißpresse gesintert, um ein Sinterprodukt (Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoff) zu erhalten. So konnten die Einkristallfasern in dem Sinterprodukt in einer zweidimensionalen Weise parallel zur Oberfläche der Heißpresse orientiert werden. Die Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC und die Zugabemenge der Ti-Verbindung und die Art und die Zugabemenge des Sinterhilfsmittels wurden verändert, wie in Tabelle 9 dargestellt. Der Gehalt der Einkristallfasern aus SiC betrug 20 bis 30 Cew.-%.
Eine Spitze der Größe 5,2 x 13,54 x 13,5 mm wurde aus dem Sinterprodukt herausgeschnitten, so daß die geneigte Fläche der Spitze senkrecht zu der Heißpreßachse lag, und sie wurde in einer Gestalt von SNGN 424 T-4 durch eine Spitzenschleifvorrichtung (ISO Standard) hergestellt. Fig. 1 zeigt die Vorderdraufsicht der Spitze, und Fig. 2 zeigt die Seitendraufsicht der Spitze. In diesen Figg. werden eine geneigte Fläche (rake face) (1), ein Eckenrundungsbereich (2), einen Honteil (3) und eine Honbreite (4) gezeigt. Der Eckenradius im Eckenrundungsbereich (2) betrug 1,6 mm, und die Honbreite betrug 0,2 mm.
Die so erhaltene Spitze ist ein Beispiel für die erfindungsgemäße Spitze und kann alle Bedingungen der erfindungsgemäßen Spitze erfüllen.
Die Spitze wurde an einer Halterung befestigt, wodurch ein Werkzeug zusammengebaut wurde, das für die nachstehenden Prüfung verwendet wurde. Das heißt, hochlegierter Mangangußstahl wurde maschinell mit einer Schneidgeschwindigkeit von 60 m/min, einer Schneidtiefe von 4 mm und einer Zufuhrmenge von 0,25 mm/U bearbeitet, und es wurde die Zeit gemessen, bis Absplittern auftrat (im folgenden als Splitterzeit bezeichnet) . Weiter wurde Kugelgraphitgußeisen (FCD45) maschinell mit einer Schneidgeschwindigkeit von 300 m/min, einer Schneidtiefe von 4 mm und einer Zufuhrmenge von 0,22 mm/U bearbeitet, und die Splitterzeit und die Abriebmenge wurden gemessen. Die Ergebnisse der Schneidprüfung werden in Tabelle 9 dargestellt.
Weiter wurde eine Schneidprüfung für hochlegierten Manganstahl unter Verwendung der Spitze des Versuchs Nr. 46, der in Tabelle 9 dargestellt ist, unter den Bedingungen einer Schneidtiefe von 5 mm, einer Schneidzeit von 30 min, einer Schneidgeschwindigkeit von 60 m/min und einer Zufuhrmenge von mehr als 0,25 mm/U durchgeführt, und die Grenzwerte für die Schneidgeschwindigkeit und Zufuhrmenge, bei denen ohne Verursachen von Fehlern in der Spitze geschnitten werden kann, wurden bestimmt.
Die Grenzwerte für die Schneidgeschwindigkeit betrugen 70, 50 und 35 mm/min für die Zufuhrmengen 0,25, 0,35 beziehungsweise 0,5 mm/U. Die Grenzwerte für die Zufuhrmenge betrugen 0,39, 0,355 und 0,1 mm/U für die Schneidgeschwindigkeiten 60, 70 beziehungsweise 100 m/min.

Vergleichsbeispiel 5

Ein Sinterprodukt wurde mit dem gleichen Verfahren (Arbeitweise, Durchführungen, Bedingungen) wie die Produkte aus Beispiel 4 erhalten. Tabelle 10 zeigt die Zugabemengen der Einkristallfasern aus SiC, der Ti-Verbindung und des Sinterhilfsmittels. Die Sauerstoffmenge in den Einkristallfasern aus SiC betrug wie in Beispiel 40,2 und 2 Gew.-% für die Versuche Nr. 58 und 59 und 0,6 Gew.- % für die anderen Versuche.
Aus den vorstehenden Sinterprodukten wurden Spitzen mit der gleichen Größe wie in Beispiel 4 durch das gleiche Verfahren herausgeschnitten. Jedoch wurde im Versuch Nr. 62 die Spitze so herausgeschnitten, daß die geneigte Fläche der Spitze parallel zur Heißpreßachse lag, anders als im Fall des Beispiels 4. Weiter wurde auch eine Spitze, die ein Sinterprodukt enthielt, in dem die Einkristallfasern im Sinterprodukt unregelmäßig orientiert waren, zuin Vergleich hergestellt. Versuch Nr. 60 entspricht einem solchen Fall.
Dann wurde das Produkt durch eine Spitzenschleifmaschine in die gleiche Spitzengestalt wie die in Beispiel 4, gebracht. Jedoch betrugen für Versuch Nr. 60 der Eckenradius 0,8 mm und die Honbreite 0,1 mm und für Versuch Nr. 61 der Eckenradius 3,0 mm und die Honbreite 0,4 mm.
Unter Verwendung der Schneidwerkzeuge durch Befestigen der Spitzen an Halterungen wurden zwei Typen der gleichen Schneidprüfung wie in Beispiel 4 durchgeführt. Tabelle 10 zeigt die Ergebnisse dieses Schneidversuchs.
Wie in Tabelle 9 gezeigt, unterschieden sich die Schneidwerkzeuge mit Spitzen des Vergleichsbeispiels 5 von dem erfindungsgemäßen Schneidwerkzeug, und die Splitterzeit betrug 0,1 bis 15 min im Fall des Schneidens der hochlegierten Mangangußstähle, und die Splitterzeit betrug 5 bis 10 min und die Abriebmenge betrug 0,89 bis 1,02 im Fall des Schneidens des Kugelgraphitgußeisens (FCD45) unter Verwendung dieser Schneidwerkzeuge.
Wie in Tabelle 10 gezeigt, entsprechen die Schneidwerkzeuge mit einer Schneidplatte gemäß Beispiel 4 dem erfindungsgemäßen Schneidwerkzeug. Die Splitterzeit im Fall der hochlegierten Manganstähle beim Verwenden dieser Spitze betrug 37 bis 120 min, was im Vergleich zum Fall, in dem die Schneidwerkzeuge des Vergleichsbeispiels 5 verwendet wurden, außerordentlich lang ist. Weiter betrug die Splitterzeit 5 bis 15 min, und die Abriebmenge betrug 0,42 bis 0,59 im Fall des Schneidens des Kugelgraphitgußeisens (FCD45), wobei die Werte außerordentlich klein waren im Vergleich zu dem Fall, in dem das Schneidwerkzeug gemäß Vergleichsbeispiel 5 verwendet wurde.
Diese Ergebnisse machen deutlich, daß das erfindungsgemäße Schneidwerkzeug eine hervorragende Splitterbeständigkeit und Abriebbeständigkeit besitzt. Ein so hervorragendes Schneidverhalten ist der Tatsache zuzuschreiben, daß das erfindungsgemäße Schneidwerkzeug eine hohe Härte und eine hohe Festigkeit bei hoher Temperatur besitzt und eine hervorragende Zähigkeit im Vergleich zu dem herkömmlichen Schneidwerkzeug aus Keramik besitzt.

Vergleichsbeispiel 6

Bei Durchführung einer Schneidprüfung bei hochlegierten Manganstählen unter Verwendung einer superharten Spitze unter den gleichen Bedingungen wie denen in Beispiel 4, das heißt, bei einer Schneidgeschwindigkeit von 60 mm/min, einer Schneidtiefe von 5 mm und einer Zufuhrmenge von 0,25 mm/U, entwickelte sich schnell ein bemerkbarer Kraterabrieb, wodurch das Schneiden unmöglich wurde.
Weiter wurde eine Schneidprüfung bei hochlegiertem Manganstahl unter den Bedingungen einer Schneidtiefe von 5 mm, einer Schneidzeit von 30 min, einer Schneidgeschwindigkeit von mehr als 10 m/min und einer Zufuhrmenge von mehr als 0,25 mm/U durchgeführt, um die Grenzwerte der Schneidgeschwindig keit und der Zufuhrmenge zu bestimmen. Die Grenzwerte der Schneidgeschwindigkeit betrugen 20 und 15 mm/min für die Zufuhrmengen 0,2 und 0,35 mm/U, während die Grenzwerte für die Zufuhrmenge 0,355 und 0,350 mm/U für die Schneidgeschwindigkeiten 10 und 15 m/min betrugen. Tabelle 1 Versuch Nr. Sauerstoffmenge der Einkristallfasern aus SiC (%)* Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC (%)* TiC-Menge (%)* TiN-Menge (%)* Al-&sub2;O&sub3;-Menge (%)* relative Dichte (%)* Biegefestigkeit bei Raumtemperatur kg/mm²** Biegefestigkeit bei hoher Temperatur kg/mm²** (Anmerkung) * = ... Gew.-% ** = 1 kg/mm²= 9,8 N/mm² Tabelle 2 Versuch Nr. Sauerstoffmenge der Einkristallfasern aus SiC (%)* Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC (%)* TiC-Menge (%)* Al-&sub2;O&sub3;-Menge (%)* relative Dichte (%)* Biegefestigkeit bei Raumtemperatur kg/mm²** Biegefestigkeit bei hoher Temperatur kg/mm²** (Anmerkung) * = ... Gew.-% ** = 1 kg/mm²= 9,8 N/mm² Tabelle 3 Versuch Nr. Einkristallfasern aus SiC TiC-Pulver TiN-Pulver Sauerstoffmenge (%)* Zugabemenge (%)* Korngröße (um) (Anmerkung) % bedeutet ...Gew.-% Tabelle 4 Versuch Nr. Al&sub2;O&sub3;-Pulver mittlere Kristallkorngröße des Sinterproduktes (um) Sinterhilfsmittel: Wert in () ist Zugabemenge (%)* relative Dichte (%) Biegefestigkeit bei Raumtemperatur (kg/mm²(**) Korngröße (um) Zugabemenge (%)* (Anmerkung) * = ...Gew.-% ** = 1 kg/mm² = 9,8 N/mm² Tabelle 5 Versuch Nr. Einkristallfasern aus SiC TiC-Pulver TiN-Pulver Sauerstoff Zugabemenge Sauerstoffmenge (%)* Zugabemenge (%)* Korngröße (Anmerkung) % bedeutet ...Gew.-% Tabelle 6 Versuch Nr. Al&sub2;O&sub3;-Pulver mittlere Kristallkorngröße des Sinterproduktes (um) Sinterhilfsmittel: Wert in () ist Zugabemenge (%)* relative Dichte (%) Biegefestigkeit bei Raumtemperatur (kg/mm²)** Korngröße (um) Zugabemenge (%)* Anmerkung * = ...Gew.-% ** = 1 kg/mm² = 9,8 N/mm² Tabelle 7 Versuch Nr. Sauerstoffmenge der Einkristallfasern aus SiC (%)* Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC (%)* TiC-Menge (%)* Al&sub2;O&sub3;-Menge (%)* relative Dichte (%) Biegefestigkeit bei Raumtemperatur (kg/mm²)** Anmerkung * = .. .Gew.-% ** = 1 kg/mm² = 9,8 N/mm² Tabelle 8 Versuch Nr. Druck beim uniaxialen Temperatur Preßformen (kg/cm²)** Temperatur beim Preßsintern an der Atmosphäre *(ºC) Temperatur beim HIP-Sintern (ºC) relative Dichte (%) Biegefestigkeit bei Raumtemperatur (kg/mm²)** Anmerkung * = ...HIP-Form ** = 1 kg/cm² = 9,8 N/mm² Tabelle 9 Versuch Nr. Al&sub2;O&sub3;-Menge (Gew.-%) Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC (Gew.-%) Zugabemenge des TiC und dergleichen (Gew.-%) Art und Zugabemenge des Sinterhilfsmittels (Gew.-%) Splitterzeit beim Schneiden von hochlegiertem Manganstahl (min) Schneiden von Kugelgraphitgußeisen Spiitterzeit (min) Abriebmenge mm *Die Schnittprüfung für hochlegierten Manganstahl wurde maximal 120 min lang durchgeführt. Die Schnittprüfung für Kugelgraphitgußeisen wurde maximal 30 min lang durchgeführt. Tabelle 10 Versuch Nr. Al&sub2;O&sub3;-Menge (Gew.-%) Zugabemenge der Einkristallfasern aus SiC (Gew.-%) Zugabemenge des TiC und dergleichen (Gew.-%) Art und Zugabemenge des Sinterhilfsmittels (Gew.-%) Splitterzeit beim Schneiden von hochlegiertem Manganstahl (min) Schneiden von Kugelgraphitgußeisen Spiitterzeit (min) Abriebmenge mm
Die vorstehenden Eigebnisse zeigen, daß hochlegierte Manganstähle bei einer größeren Schneidtiefe und bei einer höheren Schneidgeschwindigkeit durch das erfindungsgemäße Verfahren geschnitten werden können, ohne daß Fehler in der Spitze verursacht werden, wobei die Werte vergleichbar mit denen oder besser als die des herkömmlichen Keramikspitzenverfahrens sind, das heißt, hochlegierte Manganstähle können maschinell mit hohem Wirkungsgrad im Vergleich zum herkömmlichen Verfahren mit superharten Spitzen und zum herkömmlichen Keramikspitzenverfahren bearbeitet werden.

Industrielle Anwendbarkeit

Da die erfindungsgemäß en Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffe, wie vorstehend beschrieben, hervorragende Eigenschaften besitzen, sind sie sowohl für Einspannvorrichtungen und Werkzeuge, wie zum Beispiel Schneidwerkzeuge oder Substratextraktions- und Verlängerungsverschlußstücke, die Zähigkeit und Abriebfestigkeit benötigen, elektronische Teile, wie zum Beispiel Keramikheizelemente, die elektrische Leitfähigkeit und Temperaturschockfestigkeit benötigen, als auch für Maschinenteile, wie zum Beispiel mechanische Abschirmungen oder Pumpen, die Korrosionsfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit, Abriebfestigkeit und Bruchzähigkeit benötigen, geeignet.
Insbesondere sind sie am besten für Wegwerfspitzen geeignet, die beim maschinellen Bearbeiten von schwer schneidbarem Material, wie zum Beispiel hochlegiertem Manganstahl oder Kugelgraphitgußeisen, verwendet werden, und es ist möglich, solche Werkstücke mit schlechter maschineller Bearbeitbarkeit bei hoher Geschwindigkeit und mit großer Schneidtiefe zu schneiden.

Claims

1. Sinterprodukt eines M&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffes mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, umfassend:

10 bis 40 Gew.-% Einkristallfasern aus SiC, die 0,3 bis 1,5 Gew.-% Sauerstoff enthalten,

0,5 bis 40 Gew.-% einer oder mehreren Ti-Verbindungen, dargestellt durch die Zusammensetzungsformel: TiCxNyOz, in der x, y beziehungsweise z darstellen: 0 < x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1, 0,8 ≤ x+y ≤ 1, 0 < z ≤ 0,2, und

der Rest Al&sub2;O&sub3; ist, worin

die mittlere Korngröße der Al&sub2;O&sub3;-Teilchen im Sinterprodukt nicht größer als 1 um ist, und eine oder mehrere der Ti-Verbindungen mit einer mittleren Korngröße von nicht mehr als 0,2 um in dem Al&sub2;O&sub3;-Teilchen verteilt sind, um eine Nanocompositstruktur zu bilden.

2. Sinterprodukt nach Anspruch 1, weiter umfassend 0,1 bis 3 Gew.-% eines Sinterhilfsmittels.

3. Sinterprodukt nach Anspruch 2, worin das Sinterhilfsmittel mindestens eine Verbindung ist, die ausgewählt ist aus Magnesiumoxid, Zirconiumoxid, Titanoxid, Yttriumoxid, Chromoxid, Nickeloxid und Chromcarbid.

4. Verfahren zum Herstellen eines Sinterproduktes eines Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffes nach Anspruch 1, umfassend, daß:

die Einkristallfasern aus SiC nach Anspruch 1, die in einem Lösungsmittel einheitlich dispergiert sind, mit den anderen Bestandteilen nach Anspruch 1 gemischt werden,

das Lösungsmittel entfernt wird, um eine einheitliche Mischung zu bilden,

die Mischung dem einaxialen Formpressen unter einem Druck von 49 bis 490 MPa (500 bis 5000 kg/cm²) unterworfen wird, und weiter

Sintern bei Atmosphärendruck innerhalb eines Temperaturbereiches von 1700 bis 1950ºC durchgeführt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 1, worin nach dem Sintern bei Atmosphärendruck weiter Sintern in der Hitze unter isostatischem Druck bei einer Temperatur von 1200 bis 1900ºC angewendet wird.

6. Wegwerfspitze, umfassend ein Sinterprodukt eines Al&sub2;O&sub3;-Compositwerkstoffes nach Anspruch 1, worin die Einkristallfasern aus SiC parallel zu der geneigten Fläche der Spitze orientiert sind und die Spitze einen Eckenradius von 1,0 bis 2,0 mm und eine Honbreite von 0,15 bis 0,30 mm besitzt.

7. Verfahren zum maschinellen Bearbeiten schwer schneidbarer Stähle mit einem hohen Wirkungsgrad, in dem schwer schneidbare Stähle maschinell unter Verwendung der Wegwerfspitze nach Anspruch 6 bearbeitet werden.

8. Schneidverfahren mit hohem Wirkungsgrad für die schwerschneidbaren Stähle nach Anspruch 7, worin die schwer schneidbaren Stähie hochlegierten Manganstahl oder Kugelgraphitstahl darstellen.