DE69701600T2

DE69701600T2 - Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugmaterial

Info

Publication number: DE69701600T2
Application number: DE69701600T
Authority: DE
Inventors: Marianne Collin; Magnus Ekelund
Original assignee: Sandvik AB
Current assignee: Sandvik Intellectual Property AB
Priority date: 1996-07-19
Filing date: 1997-07-04
Publication date: 2000-07-27
Anticipated expiration: 2017-07-05
Also published as: US6066582A; IL121060A0; SE9602828D0; EP0819664A2; EP0819664A3; SE9602828L; ATE191440T1; DE69701600D1; SE513938C2; EP0819664B1; US5914286A; IL121060A; JPH1087371A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Siliciumnitrid-Schneidwerkzeug mit verbesserten Eigenschaften zum Metallschneiden bei Gußeisen.
Siliciumnitrid wurde als ein Schneidwerkzeugmaterial für die maschinelle Bearbeitung von Grußeisen infolge seiner guten Verschleißbeständigkeit und guten Hochtemperatureigenschaften bekannt. Während der letzten Dekade führte die Entwicklung des Materials zu einer gesteigerten Verwendung beim Metallschneiden, und mit fortschrittlicherem Siliciumnitridmaterial mit verbesserten Eigenschaften wird das Potential wachsen.
In der US-Patentschrift 5,382,273 ist ein keramisches Material auf Siliciumnitridbasis für Schneidwerkzeuge beschrieben. Das Material ist ein beta-Siliciumnitrid mit weniger als 5 Gew.-% einer intergranulären Phase, die aus Magnesiumoxid und Yttriumoxid besteht. Dieses Material zeigte verbesserte Metallschneidleistung, verbesserte Härte bei 1000ºC, gute Querbruchfestigkeit und verbesserten Weibull-Modul im Vergleich mit dem Stand der Technik.
Pyzik et al. zeigten in einer Anzahl von Patenten, daß ein selbstverstärktes Siliciumnitrid hohe Bruchzähigkeit und hohe Bruchfestigkeit zeigt. In der US-Patentschrift 5,312,785 ist ein Verfahren zur Herstellung eines selbstverstärkten Siliciumnitrids beschrieben, das eine glasartige Phase, eine zweite kristalline Phase von Zirkoniumoxid und eine kristalline Phase eines Metallzirkoniumsilicids und/oder Metallzirkoniumsiliciumnitrids umfaßt. In der US-Patentschrift 5,160,508 ist eine selbstverstärkte Siliciumnitridkeramik mit hoher Bruchzähigkeit beschrieben. Das Material enthält i) eine kristalline beta-Siliciumnitridphase mit wenigstens 20 Vol.% des beta- Siliciumnitrids in der Form von Whiskern mit einem Längenverhältnis größer als 2,5, eine glasartige zweite Phase, die ii) eine Verdichtungshilfe, iii) Umwandlungshilfe, iv) eine Hilfe, welche das Wachstum von beta-Siliciumwhiskern fördert, und v) Kieselsäure enthält. Die US-Patentschrift 5,120,328 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung von dichtem selbstverstärktem Siliciumnitrid durch druckloses Sintern oder Sintern mit Gas von niedrigem Druck. Der Siliciumnitridkörper umfaßt wenigstens 20 Vol.% beta-Siliciumnitridwhisker, 2-10 Gew.-% einer zweiten kristallinen Phase von Zirkoniumoxid und gegebenenfalls 0,1-3 Gew.-% einer kristallinen Phase eines Metallzirkoniumsilicids und/oder eines Metallzirkoniumsiliciumnitrids. In der US-Patentschrift 5,118,645 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitridkörpers aus einem Pulvergemisch von Siliciumnitrid und Verdichtungshilfe, Umwandlungshilfe, Whisker verbessernder Hilfe und Palmqvist-Fähigkeit verbessernder Hilfe beschrieben. Die US-Patentschrift 5,091,347 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrids aus einem Gemisch von i) Siliciumnitrid und ii) Siliciumdioxid als Verdichtungshilfe, iii) einer Umwandlungshilfe, iv) einer Whiskerwachstum verbessernden Hilfe bei Sintertemperaturen oberhalb 1750ºC und Drücken von wenigstens 20,7 MPa.
In der US-Patentschrift 4,497,228 ist ein abriebbeständiges Siliciumnitrid beschrieben. Dieses erhält man durch Zugabe von bis zu 60 Vol% harter Teilchen und hitzebeständigen Metallcarbiden und -nitriden oder Kombinationen hiervon.
Es ist ein Ziel dieser Erfindung zu zeigen, daß durch Verwendung einer relativ kleinen Menge von Sinterhilfen und durch Bildung sekundärer kristalliner Phasen von Carbid, Nitrid, Carbonitriden oder Siliciden, die die Menge an glasartiger intergranulärer Phase in dem Endprodukt vermindern und die Verschleißbeständigkeit erhöhen, in situ ein Material mit guter Bruchzähigkeit, Hitzeschockbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit hergestellt werden kann.
Fig. 1 zeigt eine Elektronenmikroskop (TEM)-Mikrophotographie in etwa 10 000-facher Vergrößerung der Mikrostruktur eines Siliciumnitridmaterials nach der Erfindung. Die grauen kugeligen und länglichen Körner sind beta-Si&sub3;N&sub4;, und die schwarzen kugeligen Körner sind NbSi&sub2;.

Detaillierte Beschreibung der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Schneidwerkzeugeinsatz auf der Basis von Siliciumnitrid zur spanbildenden maschinellen Bearbeitung von Gußeisenmaterial mit verbesserten mechanischen, chemischen und Verschleißeigenschaften. Dies erhält man durch Zusatz eines oder mehrerer Übergangsmetalloxide aus den Gruppen 4, 5 und 6, welche als Sinterhilfsmittel zusammen mit Aluminiumoxid und Yttriumoxid wirken und auch das Wachstum länglicher Körner von beta- Siliciumnitrid fördern. Das Übergangsmetall bildet auch kleine Teilchen einer sekundär kristallinen Phase von Übergangsmetallnitrid, -carbid, -carbonitrid oder -silicid während des Sinterns.
Das keramische Schneidwerkzeugmaterial nach der vorliegenden Erfindung umfaßt eine beta- Siliciumnitridmatrix mit einer Gesamtmenge von 0,5-10 Gew.-%, vorzugsweise 0,5-6 Gew.-%, am meisten bevorzugt 0,5-4 Gew.-% einer intergranulären Phase und 0,05-3 Gew.-%, vorzugsweise 0,3-2 Gew.-% wenigstens einer sekundär während des Sinterns in situ gebildeten kristallinen Phase eines Übergangsmetallcarbids, -nitrids, -carbonitrids oder -silicids, vorzugsweise eines Carbonitrids und/oder Silicids, die als kugelige Teilchen mit einer Größe von 0,1-2 um, vorzugsweise mit Untermikrongröße (< 1 um) vorliegen. Das Übergangsmetall ist vorzugs weise Niob und/oder Tantal. Das Material hat weniger als 1, vorzugsweise weniger als 0,3 Vol.-% Porosität. Die beta-Siliciumnitridkörner sind wenigstens 10%, vorzugsweise mehr als 20% länglich mit einem Längenverhältnis größer als 3, vorzugsweise größer als 5. Der Korndurchmesser der beta-Siliciumnitridkörner liegt im Bereich von 0,2-10 um, vorzugsweise von 0,2-5 um und am meisten bevorzugt von 0,2-3 um.
Das Material nach der Erfindung wird durch Pulverbearbeitung und anschließendes Sintern hergestellt. Ein Siliciumnitridschlamm wird durch nasses Dispergieren des Siliciumnitrids zusammen mit geeigneten Mengen von Additiven in Wasser oder einem organischen Lösungsmittel hergestellt. Die Additive für die intergranuläre Phase sind 0,1-5 Gew.-% Yttriumoxid, vorzugsweise 0,2-3 Gew.-%, am meisten bevorzugt 0,5-2 Gew.-%, 0,1-5 Gew.-% Aluminiumoxid, vorzugsweise 0,2-3 Gew.-%, am meisten bevorzugt 0,2-2 Gew.-%, und Übergangsmetalloxide, vorzugsweise Nioboxid oder Tantaloxid oder Gemische hiervon, in einer Menge von 0,1-5 Gew.-%, vorzugsweise 0,2-3 Gew.-%, am meisten bevorzugt 0,5-2 Gew.-%. In einigen Fällen wird auch SiO&sub2; in einer geringeren Menge als 1 Gew.-%, vorzugsweise einer Menge von 0,1- 0.7 Gew.-% zugegeben. Die Gesamtsumme von zugesetzten Oxiden sollte jedoch vorzugsweise kleiner als 6 Gew.-% und am meisten bevorzugt kleiner als 4 Gew.-% sein. Sie sollte jedoch größer als 0,5 Gew.-%, vorzugsweise größer als 1 Gew.-% sein. Das zugesetzte Aluminiumoxid sollte vorzugsweise in der intergranulären Phase vorliegen und nicht eine feste Lösung mit dem Siliciumnitrid bilden. Es könnte auch möglich sein, andere Übergangsmetallverbindungen zu verwenden, die in situ kleine kugelige Teilchen von Nitriden, Carbiden, Carbonitriden oder Siliciden bilden, die auch die Verschleißbeständigkeit steigern. Geeignete Dispergiermittel werden gegebenenfalls zusammen mit geeigneten Preßhilfen (organischen Additiven) zugegeben. Der Schlamm wird dann getrocknet und granuliert.
Das granulierte Pulver wird dann zu einem Körper mit einer Form und einer Größe geformt, welche nach dem Sintern zu der erwünschten Form und Größe führen, indem man entweder uniaxiales Pressen oder isostatisches Pressen anwendet. Die relativ geringe Menge an intergranulärerer Phase macht es erforderlich, eine druckunterstützte Sintertechnik, wie Heißpressen (HP), Gas-Druck-Sintern (GPS) oder heißes isostatisches Pressen (HIP) anzuwenden. Die Menge von gebildeter intergranulärer glasartiger Phase sollte jedoch groß genug sein, so daß das Material während des ausgewählten Sinterverfahrens im wesentlichen volle Dichte erreicht. Dies gilt insbesondere für das GPS-Sinterverfahren. Wenn Heißpreßtechnik (uniaxiales Drucksintem) verwendet wird, sind keine Preßhilfen erforderlich und wird das granulierte Pulver in ein heißes Graphitpreßwerkzeug eingefüllt und dann heißgepreßt. Im Falle von GPS- und HIP-Technik werden gewöhnlich Preßhilfen benutzt, und sie werden durch eine Hitzebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 400-800ºC und in einer geeigneten Hitzebehandlungsatmosphäre, vorzugsweise in Wasserstoff oder Vakuum, entfernt. Die Sintertemperatur und der Sinterdruck hängen davon ab, welche Sintertechnik benutzt wird. Beim Heißpressen ist eine Sintertemperatur zwischen 1600 und 2000ºC erforderlich und liegt der Sinterdruck im Bereich von 20-50 MPa. Beim HIP- Sintern ist eine Sintertemperatur zwischen 1500 und 1800ºC erforderlich und liegt der Gasdruck im Bereich von 50-200 MPa. Beim GPS-Sintern ist normalerweise eine Sintertemperatur zwischen 1600 und 2000ºC erforderlich und liegt der Gasdruck im Bereich von 5-20 MPa, vorzugsweise 8-12 MPa.
Während des Sinterns des Materials werden eine kristalline Phase oder kristalline Phasen von Übergangsmetallcarbid, -nitrid, -carbonitrid oder -silicid aus der intergranulären Phase geimpft und so in situ gebildet. Das Carbid kann infolge der Existenz von Kohlenmonoxid in der Ofenatmosphäre, das aus den Graphitteilchen stammt, und aus Restsauerstoff oder Oxiden in dem Ofen gebildet werden. Es ist auch möglich, Gasgemische von Stickstoff und Kohlenmonoxid zu verwenden. Die kristallinen Phasen vermindern die Menge der glasartigen intergranulären Phase, und es wurde überraschenderweise gefunden, daß die Bildung einer relativ kleinen Menge von in situ gebildeten kristallinen Übergangsmetallverbindungen dieses Typs die Verschleißbeständigkeit des fertigen Materials erhöhen. Im Falle bestimmter Kombinationen von Zusatzstoffen und Sintertemperaturen können auch kristalline Oxide oder Oxynitride auf Siliciumbasis, wie Si&sub2;N&sub2;O oder Y&sub2;SiO&sub7;, gebildet werden. Durch Veränderung der Sinteratmosphäre, der Sintertemperatur und der Menge und Ausgangszusammensetzung der intergranulären Phase kann die Type von in situ gebildeter sekundärer Übergangsmetallphase beeinflußt werden. Es liegt auch innerhalb des Fachwissens des Fachmannes, andere Rohmaterialien und Geräte zu verwenden, wobei er thermodynamische Betrachtungen berücksichtigt, um die experimentellen Bedingungen zu bestimmen.
Der gesinterte Körper wird zu einem Einsatz mit der erwünschten Form und Größe geschliffen. Der Körper kann entweder an allen Oberflächen (oben, unten, Freifläche) oder nur an einer, zwei oder drei der Oberflächen geschliffen werden. Die ungeschliffenen Oberflächen werden somit wie gesintert verwendet. Der vollständig geschliffene oder teilweise geschliffene oder ungeschliffene Einsatz wird entweder gehont oder mit einer Abfasung versehen. Schließlich kann der Einsatz mit einer verschleißbeständigen Schicht unter Verwendung entweder der CVD-Technik (einschließlich MT-CVD) oder mit der PVD-Technik versehen werden, wie bekannt ist. Die Schichtdicke sollte im Bereich von 1-20 um, vorzugsweise 1-10 um und am meisten bevorzugt 2-7 um liegen. Vorzugsweise sollte die Schicht aus einer 1-7 um, vorzugsweise 1-5 um dicken Al&sub2;O&sub3;- Schicht und einer weniger als 4 um, vorzugsweise 2 um dicken TiN-Schicht bestehen. Wenn die hitzebeständige Schicht aufgebracht wird, wird der Einsatz an den Kanten behandelt, um die Beschichtungsdicke an der Kante zu vermindern und um eine glattere Beschichtungsoberfläche zu bekommen.

BEISPIEL 1

Siliciumnitrid (98 Gew.-%, UBE SN-E-10), 1 Gew.-% Yttriumoxid (H. C. Starck, mindestens 99,8 Gew.-% Reinheit) und 0,5 Gew.-% Aluminiumoxid (Sumitomo, AKP30) wurden mit 0,5 Gew.-% Nioboxid (H. C. Starck, chemisch rein, mindestens 99,8 Gew.-%) zugesetzt und 36 Stunden in Wasser mit zylindrischen Mahlkörpern aus Siliciumnitrid als Mahlmedien zusammen mit geeigneten Dispergiermitteln und Preßhilfen vermahlen. Nach dem Vermahlen wurde die Dispersion gesiebt und granuliert. Das granulierte Pulver wurde dann uniaxial zu Rohkörpern der erwünschten Geometrie gepreßt.
Um die organischen Zusatzstoffe zu entfernen, wurden die Rohkörper in Wasserstoff bei 600ºC während 4 Stunden erhitzt. Die vorgesinterten Körper wurden dann in einem GPS-Ofen mit einer Sintertemperatur von 1850ºC unter einem Stickstoffdruck von 20 bar während einer Stunde gesintert, wodurch das Material geschlossene Porosität erreichte. Der Druck wurde dann auf 100 bar gesteigert und eine Stunde dort gehalten. Die Mikrostruktur des gesinterten Materials kann man in Fig. 1 sehen. Das gesinterte Material bestand aus beta-Si&sub3;N&sub4;-Körnern, von denen etwa 25% länglich mit einem Längenverhältnis von > 3 mit weniger als 3 Gew.-% intergranulärer Phase bestanden. Die Porosität war 0,1%. Etwa 1 Gew.-% NbSi&sub2; mit einer mittleren Größe von etwa 0,5 um wurde gleichmäßig in der Mikrostruktur verteilt. Die Einsätze wurden dann zu SNGN 120412 T02520-Geometrien geschliffen und in einem intermittierenden Schneidverfahren mit grauem Gußeisen mit einer Gießhaut (600 m/min. 0,25 mm/Umdrehung, Schneidtiefe 2 mm) getestet. Der Flankenverschleiß nach 24 Minuten ist in Tabelle 1 zusammen mit der Härte des Materials aufgelistet.

BEISPIEL 2

Nach dem oben beschriebenen Verfahren wurden Si&sub3;N&sub4; (97,65 Gew.-%, UBE SN-E10), Y&sub2;O&sub3; (1 Gew.-%), Al&sub2;O&sub3; (0,5 Gew.-%) und Ta&sub2;O&sub5; (0,85 Gew.-%) verarbeitet und bei der Temperatur von 1850ºC unter einem Stickstoffdruck von 20 bar während einer Stunde gesintert, wobei das Material geschlossene Porosität erreichte. Sodann wurde der Stickstoffdruck auf 100 bar während einer weiteren Stunde für die Endverdichtung angehoben. Das gesinterte Material bestand aus beta-Si&sub3;N&sub4;- Körnern, von denen etwa 20% länglich mit einem Längenverhältnis von > 5 mit > 4 Gew.-% intergranulärer Phase waren. Die Porosität war 0,1%. Weniger als 1 Gew.-% TaSi&sub2; mit einer mittleren Größe von etwa 1 um wurde gleichmäßig in der Mikrostruktur verteilt. Die Einsätze wurden dann auf SNGN 120412 T02520-Geometrien geschliffen und in einem intermittierenden Schneidbetrieb mit grauem Gußeisen mit Gießhaut (600 m/min. 0,25 mm/Umdrehung, Schneidtiefe 2 mm) getestet. Der Flankenverschleiß nach 24 Minuten ist in Tabelle 1 zusammen mit der Härte des Materials aufgeführt.

BEISPIEL 3

Gemäß dem oben beschriebenen Verfahren wurden Si&sub3;N&sub4; (97 Gew.-%, UBE SN-E-10), Y&sub2;O&sub3; (1 Gew.-%), Al&sub2;O&sub3; (0,5 Gew.-%) und Nb&sub2;O&sub5; (!1-% Gew.-%) verarbeitet und bei der Temperatur von 1850ºC unter einem Stickstoffdruck von 20 bar während einer Stunde gesintert, wobei das Material geschlossene Porosität erreichte, und dann wurde der Stickstoffdruck eine weitere Stunde für die Endverdichtung auf 100 bar gesteigert. Das gesinterte Material bestand aus beta-Si&sub3;N&sub4;- Körnern, von denen etwa 15% länglich mit einem Längenverhältnis > 5 und mit etwa 2 Gew.-% intergranulärer Phase waren. Die Porosität war 0,3%. Etwa 2 Gew.-% NbSi&sub2; mit einer durchschnittlichen Größe von < 1 um wurden gleichmäßig in der Mikrostruktur verteilt. Die Einsätze wurden dann zu SNGN 120412 T02520-Geometrien geschliffen und in einem intermittierenden Schneidbetrieb in grauem Gußeisen mit Gießhaut (600 m/min. 0,25 mm/Umdrehung, Schneidtiefe 2 mm) getestet. Der Flankenverschleiß nach 24 Minuten ist in Tabelle 1 zusammen mit der Härte des Materials aufgelistet.

BEISPIEL 4

Nach dem oben beschriebenen Verfahren wurden Si&sub3;N&sub4; (97 Gew.-%, UBE ESP), 1,5 Gew.-% Y&sub2;O&sub3;, 0,75 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 1,0 Gew.-% Nb&sub2;O&sub5;, 0,25 Gew.-% SiO&sub2; verarbeitet und bei der Temperatur von 1850ºC unter einer Stickstoffatmosphäre von 20 bar während einer Stunde gesintert, wobei das Material geschlossene Porosität erreichte. Sodann wurde der Stickstoffdruck eine weitere Stunde für die Endverdichtung auf 100 bar gesteigert. Das gesinterte Material bestand aus beta-Si&sub3;N&sub4;-Körnern, von denen etwa 20% länglich mit einem Längenverhältnis von > 5 mit weniger als 5 Gew.-% intergranulärer Phase waren. Die Porosität war < 0,2%. Weniger als 1 Gew.-% NbSi&sub2; mit einer mittleren Größe von weniger als 1 um war gleichmäßig in der Mikrostruktur verteilt. Die Einsätze wurden dann auf SNGN 120412 T02520-Geometrien gemahlen und in einem intermittierenden Schneidbetrieb mit grauem Gußeisen mit Gießhaut (600 m/min. 0,25 mm/Umdrehung, Schneidtiefe 2 mm) getestet. Der Flankenverschleiß nach 24 Minuten ist in Tabelle 1 zusammen mit der Härte des Materials aufgelistet. Tabelle 1
Das Bezugsmaterial 1 ist eine handelsübliche Qualität von beta-Siliciumnitrid (Coromant Qualität CC690). Das Bezugsmaterial 2 hat die gleiche Ausgangszusammensetzung wie Beispiel 1, doch ohne Übergangsmetalladditive. Es zeigte auch ein etwas spröderes Verhalten.
Die Ergebnisse zeigen, daß eine Kombination von guter Bruchzähigkeit, Hitzeschockbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit mit dieser Type von Siliciumnitridmaterial erhalten werden kann, Das Material zeigt somit gute Verschleißbeständigkeit und die Fähigkeit, mechanischer und thermischer Beanspruchung zu widerstehen, ohne zu katastrophalen Fehlern zu führen.

BEISPIEL 5

Einsätze vom Typ SNGN 120412 T02520 wurden gemäß dem obigen Beispiel 3 hergestellt. Die Einsätze wurden in drei Gruppen A, B und C geteilt, und ein hitzebeständiger Überzug aus Schichten von Al&sub2;O&sub3; und TiN wurde unter Verwendung von CVD-Technik aufgebracht. Die Schichtdicken waren folgende in um:
Schließlich wurden alle Kanten der Einsätze so behandelt, daß die Beschichtungsdicke reduziert wurde und eine glattere Beschichtungsoberfläche erhalten wurde.
Die Einsätze wurden beim Drehen mit Kugelgraphit-Gußeisen (SS0727) mit restlicher Gießhaut ( 600 m/min. 0,25 mm/Umdrehung, 2 mm Schneidtiefe) getestet. Nach drei Minuten wurde der folgende Verschleiß gemessen:

Claims

1. Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz, der im wesentlichen eine beta-Siliciumnitridmatrix mit einer Gesamtmenge von 0,5 bis 10 Gew.-%, vorzugsweise 0,5 bis 6 Gew.-% einer intergranulären Phase, die aus 0,1 bis 5 Gew.-% Yttriumoxid, 0,1 bis 5 Gew.-% Aluminiumoxid und gegebenenfalls SiO&sub2; besteht, und 0,05 bis 3 Gew.-% wenigstens einer während des Sinterns in situ gebildeten sekundären kristallinen Phase eines Carbids, Nitrids, Carbonitrids oder Silicids eines Übergangsmetalls aus den Gruppen 4, 5 und 6, die als kugelige Teilchen mit einer Größe von 0,1 bis 2 um, vorzugsweise im Untermikronbereich, vorliegt, umfaßt, worin die beta-Siliciumnitridkörner zu wenigstens 10%, vorzugsweise mehr als 20%, länglich mit einem Längen/Dicken-Verhältnis größer als 3, vorzugsweise größer als 5 und mit einem Korndurchmesser im Bereich von 0,2 bis 10 um, vorzugsweise 0,2 bis 5 um, am meisten bevorzugt 0,2 bis 3 um und mit weniger als 1, vorzugsweise weniger als 0,3 Vol.-% Porosität sind.

2. Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz nach dem vorausgehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, daß das Übergangsmetall Niob und/oder Tantal ist.

3. Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß er weniger als 10% kristallines Silicium auf der Basis von Oxiden oder Oxynitriden enthält.

4. Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz nach einem der vorausgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz mit einem an sich bekannten verschleißfesten Überzug versehen ist.

5. Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Überzug aus einer Al&sub2;O&sub3;-Schicht von 1 bis 7 um und einer < 4 um dicken TiN-Schicht besteht.

6. Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatz nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß der verschleißfeste Überzug an den Kanten dünner ist.

7. Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Schneidwerkzeugeinsatzes nach den Ansprüchen 1 bis 3 durch pulvermetallurgische Methoden unter Herstellung eines Siliciumnitridschlammes durch nasses Dispergieren von Wasser oder eines organischen Lösungsmittels mit Siliciumnitridpulver mit Pulvern von 0,1 bis 5 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 bis 3 Gew.-% Yttriumoxid, 0,1 bis 5 Gew.-%, vorzugsweise 0,1 bis 3 Gew.-% Aluminiumoxid und Oxiden von Übergangsmetallen der Gruppen 4, 5 und 6, vorzugsweise Nioboxid oder Tantaloxid oder Gemischen hiervon, in einer Menge von 0,1 bis 5 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 bis 3 Gew.-%, wobei die Gesamtsumme der zugesetzten Oxide geringer als 6 Gew.-% ist, und Dispergiermitteln, gegebenenfalls zusammen mit geeigneten Preßhilfsmitteln, wonach der Schlamm getrocknet und zu einem Pulver granuliert wird, welches zu einem Schneidwerkzeugeinsatz einer erwünschten Form geformt und unter Verwendung einer durch Druck unterstützten Sintermethode, wie Heißpressen (HP), Gasdrucksintern (GPS) oder heißes isostatisches Pressen (HIP) gesintert wird.

8. Verfahren nach dem vorausgehenden Anspruch, dadurch gekennzeichnet, daß man SiO&sub2; in einer Menge geringer als 1 Gew.-%, vorzugsweise 0,1 bis 0,7 Gew.-% zugibt.

9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß ein an sich bekannter verschleißfester Überzug auf dem Einsatz abgeschieden wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Überzug aus einer Al&sub2;O&sub3;- Schicht von 1 bis 7 um und einer < 4 um dicken TiN-Schicht besteht.