DE69920239T2

DE69920239T2 - Keramik und verfahren zum kontinuierlichen sintern derselben

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Publication number: DE69920239T2
Application number: DE69920239T
Authority: DE
Inventors: L. Russell YECKLEY
Original assignee: Kennametal Inc
Current assignee: Kennametal Inc
Priority date: 1998-07-09
Filing date: 1999-06-23
Publication date: 2005-11-10
Anticipated expiration: 2019-06-24
Also published as: JP2002520244A; US6471734B1; EP1109757A2; IL140693A; EP1109757B1; KR100586829B1; BR9912232A; DE69920239D1; WO2000002829B1; CA2334547A1; JP4619534B2; EP1496032A1; DE1109757T1; CA2334547C; WO2000002829A3; IL140693A0; WO2000002829A2; KR20010043986A

Description

Die Erfindung betrifft ein kontinuierliches Wärmebehandlungsverfahren (z.B. Sinterverfahren) zur Herstellung von Keramik sowie die daraus resultierenden Keramikteile, wobei diese Keramikteile als Schneideinsätze, Düsen, Verschleißteile und dergleichen verwendet werden können.
In der Vergangenheit wurden Keramikteile mit einem diskontinuierlichen Verfahren hergestellt. Zu diesen Keramikteilen gehörten Keramikteile auf Siliziumnitridbasis, auf SiAlON-Basis, auf Aluminiumoxidbasis, auf Zirkoniumdioxidbasis, auf Titannitridbasis, auf Titancarbidbasis und auf Titancarbonitridbasis. Diese Keramikteile enthielten fakultativ auch Zusätze, die Whiskers enthielten, wie zum Beispiel Siliziumcarbid-, Titancarbid- und/oder Titannitridwhiskers, um whiskerverstärkte Keramikteile bereitzustellen. Zu diesen Zusätzen gehörten auch Zirkoniumdioxid sowie die Nitride, Carbide, Boride und Carbonitride von Titanium, Hafnium und Zirkonium.
Was nun insbesondere die SiAlON-Werkstoffe angeht, so wurden Keramikteile auf SiAlON-Basis mit einem diskontinuierlichen Verfahren hergestellt. Das US-Patent Nr. 4,563,433 von Yeckley et al. für "A Ceramic Material and Method of Manufacture" (Keramikmaterial und ein Verfahren zu dessen Herstellung) (das hierin mit einbezogen wird) beschreibt ein solches diskontinuierliches Verfahren, bei dem mehrere grüne Preßlinge in einem Abbindepulvergemisch aus Bornitrid/Siliziumnitrid in einem Graphittopf vergraben werden. Der Topf, das Abbindepulver und die grünen Preßlinge werden in einen widerstandsbeheizten Chargenofen mit einem Graphitelement gegeben und dann einem Wärmebehandlungsverfahren (z.B. Sinterverfahren) unterzogen. Das Ergebnis ist eine nach einem diskontinuierlichen Verfahren hergestellte verdichtete Keramik auf SiAlON-Basis.
Das US-Patent Nr. 5,382,273 von Mehrotra et al. für "A Silicon Nitride Ceramic and Cutting Tools Made Thereof" (Siliziumnitridkeramik und daraus hergestellte Schneidwerkzeuge), das US-Patent Nr. 5,370,716 von Mehrotra et al. für "High Z SiAlON and Cutting Tools Made Therefrom and Method of Using" (SiAlON mit hohem Z-Wert, daraus hergestellte Schneidwerkzeuge und ein Verfahren zu deren Verwendung) und das US-Patent Nr. 5,525,134 von Mehrotra et al. für "Silicon Nitride Ceramic and Cutting Tool Made Thereof" (Siliziumnitridkeramik und ein daraus hergestelltes Schneidwerkzeug) (alle diese Patente sind hierin mit einbezogen) betreffen jeweils über ein diskontinuierliches Verfahren hergestellte Keramikteile. Wenngleich die diskontinuierlich verarbeiteten Keramikteile ausreichende physikalische Eigenschaften und Leistungsmerkmale für Anwendungen wie zum Beispiel Schneideinsätze haben, weisen diese Keramikteile immer noch gewisse Nachteile auf.
Einige Keramikteile auf SiAlON-Basis, z.B. Schneideinsätze, sowie Keramikteile auf Siliziumnitridbasis (z.B. Schneideinsätze) müssen auf ihrer Oberfläche ein homogenes Aussehen bieten, um optisch ansprechend zu sein. Während des diskontinuierlichen Verfahrens bildet sich auf und in der Nähe der Oberfläche des Schneideinsatzes eine Reaktionsschicht. Bei der diskontinuierlichen Verarbeitung hat diese Oberflächenreaktionsschicht eine nominale Dicke zwischen etwa 0,010 Inch (0,254 mm) und etwa 0,015 Inch (0,381 mm). Diese Oberflächenreaktionsschicht bewirkt eine Farbänderung der Oberfläche des Schneideinsatzes, so daß ein diskontinuierlich verarbeiteter Schneideinsatz auf SiAlON-Basis oder Siliziumnitridbasis keine homogene Oberflächenfarbe und -beschaffenheit zeigt. Um die gewünschte homogene Oberflächenbeschaffenheit zu erhalten, muß die Oberfläche des diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes mindestens 0,010–0,015 Inch geschliffen werden, um die Oberflächenreaktionsschicht zu entfernen. Ein Verfahren, bei dem der oben beschriebene Schritt des Schleifens überflüssig wird, wäre mit einer bedeutenden Kosteneinsparung verbunden. Eine bedeutende Kosteneinsparung wäre auch mit einem Verfahren verbunden, bei dem im Vergleich zu einem diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz weniger Schleifaufwand notwendig ist, um eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit zu erreichen.
Bei dem Verfahren zur Herstellung eines diskontinuierlich verarbeiteten Keramikteils (z.B. eines Schneideinsatzes) muß das Keramikteil physisch aus dem Gefäß, in dem es entwachst wurde, herausgenommen werden und dann physisch in das Gefäß gelegt werden, in dem es diskontinuierlich verarbeitet wird. Offensichtlich wird durch diesen Transportschritt dem gesamten diskontinuierlichen Verfahren ein weiterer Schritt hinzugefügt, und auch die Arbeitskosten werden erhöht. Es wäre wünschenswert, ein Verfahren bereitstellen zu können, bei dem das Keramikteil vom Entwachsen bis zum Sintern in demselben Behälter oder Gefäß bleibt. Dieser Vorteil würde die Zahl der Fertigungsschritte und den bei der Produktion eines Keramikteils erforderlichen Arbeitsaufwand reduzieren.
ZUSAMMENFASSUNG
Die Erfindung betrifft ein kontinuierliches Verfahren zur Herstellung eines Sinterkeramik-Preßkörpers nach Anspruch 1, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt: es wird ein grüner Preßling aus einem Pulvergemisch gebildet, das eine erste Komponente mit Verbindungen umfaßt, die die Elemente Silizium, Aluminium, Sauerstoff und Stickstoff enthalten; und wobei das Pulvergemisch ferner eine zweite Komponente mit einer Verbindung aus mindestens einem Element umfaßt, das aus der aus Yttrium, Scandium, Cer, Lanthan und den Lanthanidenmetallen bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wobei die zweite Komponente zwischen 0,1 und 10 Gewichtsprozent des Pulvergemischs umfaßt; der grüne Preßling wird wärmebehandelt, wobei die Wärmebehandlung das kontinuierliche Hindurchführen des grünen Preßlings durch mindestens eine Erhitzungszone unter Bildung eines gesinterten Preßkörpers unter den in Anspruch 1 definierten Behandlungsbedingungen umfaßt.
Die Erfindung betrifft ferner einen Sinterkeramikkörper, der ein Substrat umfaßt, das einen Zweiphasenverbund aus Alpha'-SiAlON und Beta'-SiAlON und eine glasartige Phase nach Anspruch 11 umfaßt.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Es folgt eine kurze Beschreibung der Zeichnungen, die Bestandteil dieser Patentanmeldung sind:
1 ist eine isometrische Ansicht einer Ausführungsform eines Keramikschneideinsatzes der vorliegenden Erfindung;
2 ist eine graphische Darstellung der Bruchzähigkeit [K_IC(E&C)] (MPa m^1/2) im Vergleich zur Bandgeschwindigkeit (Inch pro Minute) für kontinuierlich verarbeitete Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B;
3 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 11-facher Vergrößerung eines polierten Querschnitts eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B, der 60 Minuten bei einer Temperatur von 1800°C gesintert wurde, wobei die mikrophotographische Aufnahme die Oberfläche des Sinterkörpers zeigt;
4 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 11-facher Vergrößerung eines polierten Querschnitts eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B, der 120 Minuten bei einer Temperatur von 1760°C gesintert wurde, wobei die mikrophotographische Aufnahme die Oberfläche des Sinterkörpers zeigt;
5 ist eine graphische Darstellung der Vickershärte (GPa) [Last von 18,5 kg] im Vergleich zur Sintertemperatur (°C) für kontinuierlich verarbeitete Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A;
6 ist eine graphische Darstellung der Bruchzähigkeit K_IC(E&C) (MPa m^1/2) im Vergleich zur Sintertemperatur (°C) für kontinuierlich verarbeitete Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A;
7 ist eine graphische Darstellung der Bruchzähigkeit K_IC(E&C) (MPa m^1/2) im Vergleich zur Bandgeschwindigkeit (Inch pro Minute) für kontinuierlich verarbeitete Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A;
8 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 11-facher Vergrößerung eines polierten Querschnitts eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A, der 60 Minuten bei einer Temperatur von 1800°C gesintert wurde, wobei die mikrophotographische Aufnahme die Oberfläche des Sinterkörpers zeigt;
9 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 11-facher Vergrößerung eines polierten Querschnitts eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A, der 120 Minuten bei einer Temperatur von 1760°C gesintert wurde, wobei die mikrophotographische Aufnahme die Oberfläche des Sinterkörpers zeigt;
10 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 11-facher Vergrößerung eines polierten Querschnitts eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B, der 60 Minuten bei einer Temperatur von 1760°C gesintert wurde, wobei die mikrophotographische Aufnahme die Oberfläche des Sinterkörpers zeigt;
11 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 3560-facher Vergrößerung (die Breite der mikrophotographischen Aufnahme beträgt 34 μm) des Feingefüges eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B;
12 ist eine mikrophotographische Aufnahme in 3560-facher Vergrößerung (die Breite der mikrophotographischen Aufnahme beträgt 34 μm) des Feingefüges eines diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B;
13 ist eine graphische Darstellung der Ausdehnung (Mikrometer) der Hauptachse von Glastaschen für einen kontinuierlich verarbeiteten (bandgesinterten) Schneideinsatz auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B und einen diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B;
14 ist eine isometrische Ansicht eines Bandsinterofens, der für die kontinuierliche Verarbeitung von grünen Preßlingen zu Sinterkörpern verwendet wird;
15 ist ein Röntgenbeugungsmuster einer teilweise freiliegenden Oberfläche eines 120 Minuten auf 1800°C gehaltenen Schneideinsatzes der Zusammensetzung A;
16 ist ein Röntgenbeugungsmuster einer freiliegenden Oberfläche eines 120 Minuten auf 1800°C gehaltenen Schneideinsatzes der Zusammensetzung A; und
17 ist ein Röntgenbeugungsmuster des Kerns eines 120 Minuten auf 1800°C gehaltenen Schneideinsatzes der Zusammensetzung A.
AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG
Anhand der Zeichnungen ist nun in 1 ein Keramikschneideinsatz dargestellt, der allgemein mit 20 bezeichnet ist. Der Schneideinsatz 20 hat eine Spanfläche 22 und Freiflächen 24. Am Ort des Zusammentreffens der Spanfläche 22 und der Freiflächen 24 gibt es Schneidkanten 26. Die Spanfläche und die Freifläche (oder beide) können sich in einem geformten Zustand befinden. Der Schneideinsatz der vorliegenden Erfindung kann jede einer Vielzahl verschiedener Schneideinsatzgeometrien annehmen, so daß der Umfang der vorliegenden Erfindung nicht auf die Geometrie des in 1 veranschaulichten speziellen Schneideinsatzes beschränkt sein soll. Es wird hier ein Schneideinsatz beschrieben, doch ist die Erfindung auch auf andere Arten von Keramikteilen wie Düsen, Verschleißteile und dergleichen anwendbar.
Wie im "Hintergrund" oben erläutert, wäre es vorteilhaft, ein Verfahren zur Herstellung von Keramikteilen auf SiAlON-Basis bereitzustellen, bei dem ein Schritt des Schleifens (oder Materialabtrags) nach dem Sintern (bzw. der Wärmebehandlung) zum Entfernen der Oberflächenreaktionsschicht für eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit überflüssig wird. Außerdem wäre es vorteilhaft, ein Verfahren zur Herstellung von Keramikschneideinsätzen auf SiAlON-Basis bereitzustellen, das zu einer viel dünneren Oberflächenreaktionsschicht führen würde, um dadurch den zum Entfernen der Oberflächenreaktionsschicht notwendigen Schleifaufwand zu reduzieren, um eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit bereitzustellen. Außerdem wäre es vorteilhaft, ein Verfahren zur Herstellung von Keramikschneideinsätzen auf SiAlON-Basis bereitzustellen, bei dem es nicht mehr notwendig ist, die entwachsten grünen Preßlinge zum anschließenden Sintern physisch in einen anderen Behälter oder ein anderes Gefäß zu befördern.
In dem Bemühen, diese Vorteile bei einem Verfahren zur Herstellung einer Keramik auf SiAlON-Basis zu erzielen, hat die Anmelderin entdeckt, daß man durch das kontinuierliche Sintern grüner Preßlinge einen vollständig verdichteten gesinterten Preßkörper auf SiAlON-Basis erhält, der entweder eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit hat, ohne daß Material (z.B. eine Reaktionsschicht) von seiner Oberfläche entfernt (z.B. abgeschliffen) werden muß, oder eine viel dünnere Oberflächenreaktionsschicht hat als bei diskontinuierlich verarbeiteten Keramikteilen. Bei einem kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper mit der dünneren Oberflächenreaktionsschicht ist weniger Schleifaufwand erforderlich, um eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit zu erreichen, als bei dem diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper. In dieser Hinsicht mußten bei dem diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper normalerweise 0,010–0,015 Inch (0,254–0,381 mm) abgeschliffen werden, während bei dem kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz nur 0,005 Inch (0,127 mm) oder weniger abgeschliffen werden müssen. Bei dem kontinuierlichen Verfahren der Anmelderin ist es auch nicht mehr notwendig, den entwachsten grünen Preßling zum anschließenden Sintern physisch in einen anderen Behälter zu befördern, da die Preßlinge in demselben Behälter bleiben.
Eine Anzahl von Beispielen für grüne Keramikpreßkörper auf SiAlON-Basis wurde nach dem kontinuierlichen Sinterverfahren hergestellt. In der folgenden Beschreibung werden die kontinuierlich verarbeiteten grünen Preßlinge und die diskontinuierlich verarbeiteten grünen Preßlinge beschrieben. Was die einzelnen Beispiele angeht, so gelten die folgenden Definitionen der Phasen: (1) Die Beta'-SiAlON-Phase ist eine hexagonale Phase mit der allgemeinen Formel Si₆-_zAl_zO_zN_8-z, wobei z zwischen 0 und etwa 4,2 liegt; (2) die Alpha'-SiAlON-Phase ist eine hexagonale Phase mit der allgemeinen Formel (Si,Al)₁₂M_x(O,N)₁₆, wobei M Li, Ca, Y oder ein anderes Lanthanid ist und X einen theoretischen Maximalwert gleich 2 hat, wenn M Ca ist, aber wenn M Y ist, dann ist der praktische Maximalwert von X gleich 0,7; (3) Alpha-Siliziumnitrid ist ein unsubstituiertes Allotrop von Siliziumnitrid; (4) N-YAM ist eine monokline Phase der Formel Y₄Si₂O₇N₂; (5) Y-N-α-Wollastonit ist eine monokline Phase der Formel YSiO₂N; und (6) YAG ist eine kubische Phase der Formel Y₃Al₅O₁₂; und (7) B-Phase (Y₂SiAlO₅N).
Zur Herstellung der grünen Preßlinge für Schneideinsätze werden die Pulverkomponenten in einer Kugelmühle gemahlen, getrocknet, gesiebt und dann mit einem Schmiermittel agglomeriert. Dieses Pulvergemisch wird dann monoaxial in die grünen Preßlinge für Schneideinsätze gepreßt. Diese grünen Preßlinge für Schneideinsätze werden in einem Ofen entwachst und nach dem Entwachsen dann nach dem kontinuierlichen Verfahren der Erfindung kontinuierlich verarbeitet. Es versteht sich, daß als Option für das kontinuierliche Verfahren der Schritt des Entwachsens auch in einem Ofen stattfinden kann, der dem Sinterofen nachgeschaltet ist, so daß die grünen Preßlinge kontinuierlich entwachst und gesintert werden.
Gemäß 14 wurde das kontinuierliche Verfahren in einem Bandofen 30 durchgeführt, wobei der Ofen 30 dem Ofen ähnlich ist, der in dem US-Patent Nr. 5,648,042 von Miller Jr. mit dem Titel "High-Temperature Belt Furnace Apparatus and Method of Using Same" (Hochtemperatur-Bandofen und Verfahren zu dessen Verwendung) dargelegt ist, das hierin mit einbezogen wird. Der Bandofen hat im wesentlichen drei Erhitzungszonen, durch die sich die Teile auf einem Siliziumcarbidband 32 bewegen. Der Ofen enthält vorzugsweise drei Erhitzungszonen; die Zahl der Erhitzungszonen kann jedoch je nach der speziellen Anwendung verschieden sein. Das Vorhandensein von drei Erhitzungszonen bei der hierin genannten speziellen Ausführungsform des Ofens sollte also nicht als die Erfindung einschränkend angesehen werden.
Diese Erhitzungszonen liegen in einer Ofenregion 34, und jede hat eine Länge von 12 Inch (30,48 cm). Diese Erhitzungszonen umfassen eine erste Erhitzungszone 36, in die die Teile als erstes laufen. Die erste Erhitzungszone 36 kann jede beliebige gewählte Temperatur haben, doch vorzugsweise sollte die Temperatur in der ersten Erhitzungszone 36 auf oder nahe der Sinter-Zieltemperatur liegen. Wenn die grünen Preßlinge in die erste Erhitzungszone eintreten, werden sie normalerweise mit einer Geschwindigkeit von zwischen 150°C/Minute und 200°C/Minute erhitzt, bis sie die Temperatur in der ersten Erhitzungszone erreichen.
Die Teile laufen durch die erste Erhitzungszone 36 in die zweite Erhitzungszone 38. Die zweite Erhitzungszone 38 kann jede gewählte Temperatur haben, hat aber normalerweise die maximale Sintertemperatur (bzw. Sinter-Zieltemperatur) für das Verfahren.
Die Teile laufen durch die zweite Erhitzungszone 38 in die dritte Erhitzungszone 40. Die dritte Erhitzungszone 40 kann jede gewählte Temperatur haben, aber normalerweise hat die dritte Erhitzungszone eine Temperatur gleich der Temperatur der zweiten Erhitzungszone. Es versteht sich, daß die Temperaturen der Erhitzungszonen je nach der speziellen Anwendung verschieden sein können. Eine Stickstoffatmosphäre wird in allen drei Erhitzungszonen aufrechterhalten, indem strömendes Stickstoffgas darin eingeleitet wird.
Bei dem kontinuierlichen Verfahren wurden zum Herstellen der Beispiele die Teile (z.B. grüne Preßlinge für Schneideinsätze) in Bornitridkapseln mit drei verschiedenen Größen [gemessen in Inch] (4×4×1 und 4×4×2 und 4×8×4) eingelegt. Diese Kapseln hatten jeweils lose aufgesetzte Deckel. Mit Hilfe der Deckel wurde eine direkte Strahlungserwärmung der Preßlinge vermieden, und die Verflüchtigung der Bestandteile aus den Preßlingen wurde minimiert. Bei diesem kontinuierlichen Verfahren wurde kein pulverförmiges Abbindemittel verwendet. Die Kapseln und die grünen Preßlinge wurden dann kontinuierlich durch den Bandofen 30 geführt. Im Endergebnis wurden die grünen Preßlinge, abgesehen von einer notwendigen Kantenbearbeitung, in vollständig verdichtete Sinterkörper bzw. Schneideinsätze auf SiAlON-Basis umgewandelt.
In den Beispielen 1–36 wird eine von drei Zusammensetzungen verwendet, d.h. Zusammensetzung A, Zusammensetzung B und Zusammensetzung C. Die Pulverkomponenten der Zusammensetzungen sind in der nachstehenden Tabelle I angegeben. Tabelle I Komponenten (Gewichtsprozent) der Zusammensetzungen A, B und C
Die Pulverkomponenten werden kurz wie folgt beschrieben. Bei der Zusammensetzung A war das Siliziumnitrid ein bei Herman C. Starck, New York, erhältliches nitriertes Siliziumnitrid von geringerer Reinheit. Bei den Zusammensetzungen B und C war das Siliziumnitrid ein Siliziumnitridpulver der Güteklasse SNE10 von Ube Industries Ltd., Tokio, Japan. Bei allen Zusammensetzungen war das Aluminiumnitrid ein bei Herman C. Starck, New York, New York (USA), erhältliches AlN-Pulver der Güteklasse C. Bei allen Zusammensetzungen war das Aluminiumoxid die Sorte Ceralox HPA 0.5, erhältlich bei der Ceralox Corporation, Tucson, Arizona (USA). Bei allen Zusammensetzungen war das Yttriumoxidpulver ein feines Yttriumoxid von Herman C. Starck Inc., New York, New York (USA). Nähere Beschreibungen 5 dieser Pulver finden sich in dem US-Patent Nr. 5,370,716 von Mehrotra et al., das bereits hierin mit einbezogen wurde.
Bezüglich der Verarbeitung von Sinterkörpern der Beispiele 1–6 sind in der nachstehenden Tabelle II die verschiedenen Verarbeitungsparameter der Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A angegeben. In Tabelle II bezeichnet "Bsp." die Beispiele, "T1" bezeichnet die Temperatur (°C) in der ersten Erhitzungszone, "T2" bezeichnet die Temperatur (°C) in der zweiten Erhitzungszone, "T3" bezeichnet die Temperatur (°C) in der dritten Erhitzungszone, Bandgeschwindigkeit bezeichnet die Geschwindigkeit des Siliziumcarbidbandes in Inch pro Minute, und die Gesamtzeit in den Erhitzungszonen ist die Summe der Zeit in Minuten, die der Preßkörper in den drei Erhitzungszonen verbringt. Tabelle II Verarbeitungsparameter für die Sinterkörper auf SiAlON-Basis (Beispiele 1–6) der Zusammensetzung A
In der nachstehenden Tabelle III sind die physikalischen Eigenschaften der gesinterten Sinterkörper auf Siliziumnitridbasis (Beispiele 1–6) der Zusammensetzung A angegeben. Das Feingefüge der Sinterkörper der Zusammensetzung A ist in Tabelle III unten angegeben. Tabelle III Physikalische Eigenschaften für die gesinterten Sinterkörper auf SiAlON-Basis (Beispiele 1–6) der Ausgangszusammensetzung A
Was die Ergebnisse der kontinuierlichen Verarbeitung der Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung A angeht, so schien der Gewichtsverlust (gemessen als Prozent des Gewichts des grünen Preßlings für Schneideinsätze) von der Temperatur und der Dauer abhängig zu sein. Der Gewichtsverlust nahm mit steigenden Temperaturen und längerer Sinterdauer zu. Es scheint, daß der Gewichtsverlust auf die Verflüchtigung von einigen der Bestandteile aus dem Preßköper zurückzuführen war. Das Ausmaß des Gewichtsverlustes ist vergleichbar mit dem Gewichtsverlust bei diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpern.
Die Dichte (gemessen in Gramm pro Kubikzentimeter) war im wesentlichen ganz dicht und vergleichbar mit der Dichte von nach einem diskontinuierlichen Verfahren erhaltenen Sinterkörpern.
Gemäß der graphischen Darstellung von 5 war die Vickershärte (Last von 18,5 kg), gemessen in Gigapascal [GPa], abhängig von der Temperatur, wobei die Härte bei 1800°C abnahm und eine höhere Härte bei einer Sintertemperatur von entweder 1720°C oder 1760°C erzielt wurde.
Gemäß der graphischen Darstellung von 6 und 7 war die Bruchzähigkeit (K_IC(E&C)), gemessen in MPa m^1/2, abhängig von der Sintertemperatur und der Bandgeschwindigkeit. Im vorliegenden Zusammenhang bedeutet die Bezeichnung "K_IC(E&C)" die nach dem Verfahren von Evans und Charles auf einer polierten Oberfläche unter Verwendung der Eindrucktechnik von Palmquist mit einer Last von 18,5 kg auf einem Vickers-Eindruckstempel gemessene Bruchzähigkeit (siehe Evans und Charles, "Fracture Toughness Determination by Indentation", J. American Ceramic Society, Vol. 59, Nr. 7–8, S. 371–372). Die Bruchzähigkeit des bei 1720°C gesinterten Sinterkörpers war etwas niedriger als die Zähigkeit des bei 1760°C oder bei 1800°C gesinterten Sinterkörpers. Die Zähigkeit des Sinterkörpers war bei der niedrigsten Bandgeschwindigkeit von 0,3 Inch/Minute am höchsten.
Was das Feingefüge der Sinterkörper von Beispiel 1–6 der Zusammensetzung A angeht, so lag der Alpha'-SiAlON-Gehalt und der Beta'-SiAlON-Gehalt in einem akzeptablen Bereich. Der Alpha-Siliziumnitrid-Gehalt war bei dem 60 Minuten bei 1720°C gesinterten Sinterkörper vorhanden. Eine Beta-Phase von Siliziumnitrid wurde in keinem der kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper der Zusammensetzung A nachgewiesen. Das Pulver für die Zusammensetzung A war verunreinigt, so daß die Sinterkörper zahlreiche Löcher aufwiesen.
Gemäß 8 und 9 ergab eine Sichtprüfung, daß es bei den 60 Minuten bei 1800°C gesinterten Sinterkörpern wenig oder gar keine Reaktionsschicht gab (8), aber bei dem 120 Minuten bei 1760°C gesinterten Sinterkörper gab es eine deutliche Reaktionsschicht (9). Die Tiefe der Reaktionsschicht von 9 war jedoch dünner als die typische Oberflächenreaktionsschicht wie sie bei nach diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpern zu finden ist.
Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B (Beispiele 7–12) wurden wie die Sinterkörper der Zusammensetzung A kontinuierlich verarbeitet. Die kontinuierliche Verarbeitung erfolgte in demselben Bandofen wie er zur Verarbeitung der Sinterkörper der Beispiele Nr. 1–6 verwendet wurde.
In Tabelle IV und Tabelle V unten sind die Verarbeitungsparameter und die physikalischen Eigenschaften für die kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper (Beispiele 7–12) der Zusammensetzung B angegeben. Die Begriffe "T1 ", "T2", "T3", die Bandgeschwindigkeit und die Gesamtzeit in der Erhitzungszone haben in Tabelle IV dieselbe Bedeutung wie in Tabelle II. Tabelle IV Verarbeitungsparameter für die Sinterkörper auf SiAlON-Basis (Beispiele 7–12) der Zusammensetzung B
In Tabelle V unten sind die physikalischen Eigenschaften der gesinterten Sinterkörper auf SiAlON-Basis der Zusammensetzung B angegeben. Tabelle V Physikalische Eigenschaften für die gesinterten Sinterkörper auf SiAlON-Basis (Beispiele 7–12) der Zusammensetzung B
Der Gewichtsverlust, die Dichte, die Vickershärte und die Bruchzähigkeit haben in Tabelle V dieselbe Bedeutung wie in Tabelle III.
Was die in Tabelle IV und Tabelle V aufgeführten Ergebnisse angeht, so schien der Gewichtsverlust abhängig von Temperatur und Dauer, da der Gewichtsverlust mit zunehmender Temperatur und zunehmender Sinterdauer anstieg. Wie im Falle der Sinterkörper der Zusammensetzung A scheint der Gewichtsverlust auf die Verflüchtigung der Bestandteile zurückzuführen zu sein. Das Ausmaß des Gewichtsverlusts ist vergleichbar mit dem bei diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpern derselben Zusammensetzung.
Die Dichte der Sinterkörper war größer als die Zieldichte von 3,16 Gramm pro Kubikzentimeter. Die Vickershärte (Last von 18,5 kg) schien nicht abhängig zu sein von den kontinuierlichen Sinterbedingungen. Die Bruchzähigkeit [K_ICE&C] der Sinterkörper der Zusammensetzung B war höher als der Zielbereich von 4,3 bis 5,7 MPa m^1/2, schien aber abhängig zu sein von der Bandgeschwindigkeit des kontinuierlichen Verfahrens (2). Eine langsamere Bandgeschwindigkeit ergab eine höhere Bruchzähigkeit, da die zwei höchsten Bruchzähigkeitswerte bei Sinterkörpern auftraten, die bei der langsamsten Bandgeschwindigkeit von 0,3 Inch pro Minute verarbeitet wurden.
Was das Feingefüge angeht, so war eine Beta'-SiAlON-Phase (z=3) die einzige kristalline Phase, die in den Beispielen vorhanden war, mit Ausnahme des 120 Minuten bei 1760°C gesinterten Sinterkörpers, bei dem eine geringe Menge an SiAlON-Phase vorhanden war. Die Homogenität des Feingefüges der gesinterten Preßkörper war ausgezeichnet. Gemäß 3 und 4 waren die gesinterten Oberflächen sehr sauber, wobei auf der Oberfläche der gesinterten Preßkörper der Beispiele 7–12 keine Reaktionsschicht festzustellen war.
Insgesamt zeigen die gesinterten Preßkörper der Beispiele 1–6 und die gesinterten Preßkörper der Beispiele 7–12, daß die nach dem kontinuierlichen Verfahren hergestellten gesinterten Preßkörper Sinterkörper mit akzeptablen physikalischen Eigenschaften und eine saubere Oberfläche entweder ohne Oberflächenreaktionsschicht oder mit nur einer dünnen Oberflächenreaktionsschicht ergaben. In dem Fall, wo es keine Oberflächenreaktionsschicht gab, war es nicht notwendig, zu schleifen, um eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit zu erreichen. In dem Fall, wo es eine dünne Oberflächenreaktionsschicht gab, mußte nur in geringem Umfang geschliffen werden, um eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit zu erreichen. Ferner war es bei dem kontinuierlichen Verfahren nicht erforderlich, daß die entwachsten grünen Preßlinge für Schneideinsätze physisch in einen separaten Behälter befördert werden, um nach dem Entwachsen in dem Bandofen kontinuierlich verarbeitet zu werden.
Bei einem Vergleich der physikalischen Eigenschaften eines kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers der Zusammensetzung B und eines diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpers der Zusammensetzung B wurde festgestellt, daß der kontinuierlich verarbeitete Sinterkörper bessere Eigenschaften im Hinblick auf Zähigkeit und Härte hatte. Die Parameter der kontinuierlichen Verarbeitung sind nachfolgend angegeben: (1) grüne Preßlinge wurden ohne pulverförmiges Abbindemittel in Bornitridschiffchen gegeben; (2) die Erwärmungsgeschwindigkeit betrug 150°C/Minute von 500°C bis 1760°C; (3) die Preßkörper wurden 120 Minuten auf 1760°C gehalten; (4) die Atmosphäre war eine Atmosphäre von strömendem Stickstoff, der durch die Vorwärmregion, die Erhitzungszone und die Kühlregion strömte; und (5) die Preßkörper wurden in einer unbeheizten wassergekühlten Kühlregion abgekühlt. Die Parameter der diskontinuierlichen Verarbeitung waren folgende: (1) die grünen Preßlinge werden mit einem pulverförmigen Abbindemittel in Graphittöpfe gegeben; (2) die Preßkörper werden mit 15°C/Minute auf die Sintertemperatur von zwischen 1800 und 1825°C erwärmt und 90 Minuten unter einer Stickstoffatmosphäre auf der Sintertemperatur gehalten.
In der nachstehenden Tabelle VI sind die physikalischen Eigenschaften angegeben. Tabelle VI Bruchzähigkeit (K_IC(E&C) und Vickershärte [Last von 18,5 kg] eines Sinterkörpers der Zusammensetzung B Kontinuierlich verarbeitet und diskontinuierlich verarbeitet
Eine Durchsicht der Testergebnisse zeigt, daß bei diesen Sinterkörpern der Zusammensetzung B die kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper eine Bruchzähigkeit und eine Härte zeigten, die größer war als bei den diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpern. Die Bruchzähigkeit K_IC(E&C) ist bei einem Sicherheitsgrad von 95% statistisch signifikant. Dieser Vergleich zeigt, daß neben der Bereitstellung eines Sinterkörpers ohne Oberflächenreaktionsschicht die kontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper den physikalischen Eigenschaften der diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper überlegene physikalische Eigenschaften hatten.
Bei Zerspanungstests unter Verwendung von Inconel 625 und Waspalloy als Werkstückmaterial hatten die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B etwa die 1,5- bis 3-fache Standzeit verglichen mit den diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen der Zusammensetzung B. Die Testergebnisse an Waspalloy und Inconel 625 sind nachfolgend angegeben.
Beim Naßdrehen eines Düsentriebwerksgehäuses aus Waspalloy AMS5707 waren die Betriebsparameter eine Umfangsgeschwindigkeit von 970 ft/min [295,6 m/min], ein Vorschub von 0,0035 Inch [0,089 mm] pro Umdrehung und eine Schnittiefe von zwischen etwa 0,05 Inch und etwa 0,08 Inch (1,27–2,03 mm) unter Verwendung eines Schneideinsatzes vom Typ RCGV45T (0,004 Inch bei 20° Abschrägung). Aus diesen Tests ergab sich, daß dort, wo normalerweise zwanzig diskontinuierlich verarbeitete Schneideinsätze der Zusammensetzung B zur Bearbeitung des Teils notwendig waren, nur sechs bis sieben der kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B zur Bearbeitung des Teils gebraucht wurden. Dieser Test zeigt, daß bei dieser Anwendung die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze eine Standzeit hatten, die etwa dreimal so lang war wie die Standzeit der diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze.
Beim Naßdrehen eines Rings aus AMS5666 Inconel 625 waren die Betriebsparameter eine Umfangsgeschwindigkeit von 770 ft/min [234,7 m/min], ein Vorschub zwischen 0,005 und 0,009 Inch [0,127–0,229 mm] pro Umdrehung und eine Schnittiefe zwischen etwa 0,05 Inch und 0,08 Inch [1,27–2,03 mm] bei Verwendung eines gehonten [Honstein von 0,001–0,002 Inch] Schneideinsatzes vom Typ RNG-45. Die Testergebnisse zeigten, daß die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B eine Standzeit hatten, die etwa das 1,5- bis 2-fache der Standzeit der diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B betrug.
Beim Naßdrehen des Waspalloy-Materials vom Typ AMS5707 und auch beim Naßdrehen des Materials AMS5666 Inconel 625 hatten die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B eine bessere Beständigkeit gegen das Abplatzen als die diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B.
Die Ergebnisse beim Drehen von Inconel 718 sind nachstehend in Tabelle VII angegeben. Die Testbedingungen für diesen Drehtest waren: ein Schneideinsatz vom Typ RNG-45T; eine Umfangsgeschwindigkeit von 600 ft/min [ 182,9 m/min]; ein Vorschub von 0,006 Inch pro Umdrehung [0,152 mm pro Umdrehung]; eine Schnittiefe von 0,080 Inch [2,03 mm Schnittiefe]; und fluten mit Kühlmittel und Sol im Verhältnis 20:1. Tabelle VII Ergebnisse der Drehtests beim Drehen von Inconel 718
Tabelle VII zeigt die Ergebnisse für vier Modelle von jedem Schneideinsatz. Bei allen in Tabelle VII oben aufgeführten Tests kam es durch einen maximalen Verschleiß an der Freifläche von 0,030 Inch zu einem Ausfall. Mit anderen Worten, der Test wurde unterbrochen und die Standzeit in Minuten aufgezeichnet, wenn der Verschleiß an der Freifläche 0,030 Inch erreichte. Eine Durchsicht der in Tabelle VII aufgeführten Testergebnisse zeigt, daß die Standzeit des kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes der Zusammensetzung A im wesentlichen äquivalent war der Standzeit des diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes der Zusammensetzung A.
Die Drehtestergebnisse beim Drehen von Inconel 718 unter Verwendung kontinuierlich verarbeiteter Schneideinsätze der Zusammensetzung B im Vergleich zu diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen der Zusammensetzung B sind in Tabelle VIII unten angegeben. Die Testbedingungen waren bei diesem Drehtest folgende: ein Schneideinsatz vom Typ RNG-45T; eine Umfangsgeschwindigkeit von 600 ft/min [182,9 m/min]; ein Vorschub von 0,006 Inch pro Umdrehung [0,152 mm pro Umdrehung]; eine Schnittiefe von 0,080 Inch [2,03 mm Schnittiefe]; und fluten mit Kühlmittel und Sol im Verhältnis 20:1. Tabelle VIII Ergebnisse der Drehtests beim Drehen von Inconel 718 unter Verwendung von Schneideinsätzen der Beispiele 17 und 18
Tabelle VIII zeigt vier Modelle für jeden Schneideinsatz. Bei allen Beispielen kam es durch einen maximalen Verschleiß an der Freifläche von 0,030 Inch zu einem Ausfall. Wie bei den in Tabelle VI aufgeführten Tests führte ein maximaler Verschleiß an der Freifläche von 0,030 Inch zu einem Ausfall, was bedeutete, daß der Test unterbrochen und die Standzeit in Minuten aufgezeichnet wurde, wenn der Verschleiß an der Freifläche 0,030 Inch erreichte. Was nun die in Tabelle VII aufgeführten Testergebnisse angeht, so hatten die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung B mit Ausnahme von Modell 1 eine mit den diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen (Zusammensetzung B) vergleichbare Leistung.
Ein Vergleich des Feingefüges des kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes und des diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes der Zusammensetzung B zeigte, daß der kontinuierlich verarbeitete Schneideinsatz überlegene Eigenschaften im Hinblick auf das Feingefüge hat. Diese Unterschiede im Feingefüge können für die bei den kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen der Zusammensetzung B gegenüber den diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen der Zusammensetzung B festgestellte Leistungsverbesserung verantwortlich sein. Ein kontinuierlich verarbeiteter Schneideinsatz der Zusammensetzung B und ein diskontinuierlich verarbeiteter Schneideinsatz der Zusammensetzung B wurden für Messungen der Korngröße auf folgende Weise hergestellt. Nach dem Polieren wurden die Einsätze in 450°C heißem geschmolzenem KOH geätzt, wobei die Ätzzeit für jeden Schneideinsatz 35 Sekunden betrug. Die Messungen der Korngröße wurden an dem diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz der Zusammensetzung B vorgenommen. Die Korngrenzen hatten sich aber an dem kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz der Zusammensetzung B nicht genügend eingeätzt, und ein Vergleich der Korngrößen konnte nicht vorgenommen werden.
Zwischen den kontinuierlich verarbeiteten und den diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen schien es einen Unterschied in der Vielkorn-Glastaschenverteilung zu geben. In 11 und 12 ist das Feingefüge des kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes bzw. des diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes dargestellt. Die Glastaschengrößen wurden mit Hilfe des Jandel Sigmascan Pro V3 verglichen. Die geätzten Taschen hatten eine Graustufe ähnlich wie die Mitte der SiAlON-Körner. Das Messen der Glastaschen anhand der Graustufenverteilung war also schwierig. Wurde der Graustufenbereich so eingestellt, daß die dunklen Regionen der Körner nicht darin enthalten waren, wurde die Taschengröße unterschätzt. Das abschließende Bildanalyseverfahren war ein einziger Durchgang mit dem Rangstufenfilter. Die Rangstufe wurde auf 9 sich ausbreitende dunkle Bereiche eingestellt. Dann folgten drei Durchgänge mit dem mittelwertbildenden Faltungsfilter. Der Divisor wurde auf 9 eingestellt. Es wurde ein Binärbild hergestellt unter Hervorhebung eines Graustufenbereichs von 0 bis 60–67. Diese Binärschicht wählte die mittlere Glastaschenregion aus. Eine zweite Binärschicht betonte die Graustufen von 40 bis 84. Die Obergrenze konnte niedriger sein und die Untergrenze höher, je nach dem REM-Bildkontrast. Diese zweite Schicht überlappte die erste Schicht und nahm einen größeren Teil der Tasche auf. Aber Regionen in den SiAlON-Kornmitten wurden auch in der zweiten Schicht hervorgehoben. Die Obergrenze der zweiten Schicht war so eingestellt, daß die Glastaschen nicht in die sich von der Kornmitte aus erstreckenden Regionen übergingen. Die zwei Schichten gingen in eine dritte Binärschicht über. Die Objekte in der dritten Schicht wurden gemessen und in Tabellenform dargestellt. Die Objekte in der dritten Schicht waren Gesamtbereiche. Die Objekte in der zweiten Schicht wurden in Tabellenform dargestellt und gemessen. Wenn das Objekt in der zweiten Schicht eine Kornmitte war, dann war dieser Bereich derselbe wie der Bereich in der dritten Schicht. Aber der Bereich der Glastasche in der zweiten Schicht ist um die Graustufe reduziert, die in der ersten Schicht und nicht in der zweiten Schicht war. Da die zweite Schicht eine Region um die erste Schicht bildete, wurden Objekte in der zweiten Schicht in derselben Reihenfolge gemessen wie die in der dritten Schicht. Die Objekte der Kornmitte wurden eliminiert durch Subtrahieren des zweiten Objektbereichs von dem dritten. Alle Werte von 0 waren Kornmitten. Dies führte zu einer besseren Schätzung der großen Glastaschen. Die kleineren Glastaschen wurden dabei aber nicht gut erfaßt. Einige dieser Taschen wurden in der Regel erst dann ausgewählt, wenn die Graustufe die Überlappungsregion zwischen der ersten und der zweiten Schicht erreichte. Der Bereich der zweiten Schicht wäre daher derselbe wie der der dritten Schicht, und diese Objekte würden dann eliminiert werden. Es könnten zusätzliche Schritte eingeführt werden, um diesen Größenbereich zu erfassen, wurden hier aber nicht eingeführt, weil das grobe Ende von Interesse ist.
Die Glastaschen wurden von vier Mikrobildern für jeden der Schneideinsätze (kontinuierlich verarbeitet und diskontinuierlich verarbeitet) der Zusammensetzung B gemessen. Die Aufnahmen waren 2500fach vergrößert. Von jedem der Schneideinsätze wurden über 2000 Glastaschen gemessen. Die zwei Glastaschenverteilungen wurden nach dem U-Test von Mann-Whitney verglichen. Die Hauptachsenlängenverteilungen wurden verglichen. Aus den in Tabelle VIII aufgeführten Ergebnissen des U-Tests von Mann-Whitney ergibt sich ein sehr signifikanter Unterschied in den beiden Verteilungen. Der hohe Z-Wert bedeutet eine sehr hohe Sicherheit, dass die Verteilungen unterschiedlich waren. Der diskontinuierlich verarbeitete Schneideinsatz der Zusammensetzung B hatte größere Glastaschen als der kontinuierlich verarbeitete Schneideinsatz.
Bezogen auf das Histogramm hatten 90% der Glastaschen in dem kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz eine Hauptachsenlänge von 1 μm oder weniger, während 90% der Glastaschen in dem diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz eine Hauptachsenlänge von 1,33 μm oder weniger hatten. Die graphische Darstellung von 13 zeigt den Unterschied in den Verteilungen.
Das Meßverfahren unterstützt einen Unterschied in der Glasverteilung, unterschätzt aber die Größe der Glastaschen. Die homogenere Verteilung der Glastaschen des kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes könnte zu der bei den Feldtests zum Metallschneiden festgestellten besseren Beständigkeit gegen das Abplatzen beitragen. Die Ergebnisse des U-Tests von Mann-Whitney für diese Messungen sind in Tabelle IX unten aufgeführt. Tabelle IX Ergebnisse des U-Tests nach Mann-Whitney für die Messung von Glastaschen in diskontinuierlich und kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen
Die nachfolgend in Tabelle X und Tabelle XI aufgeführten Testergebnisse vergleichen die Fräseigenschaften des kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes der Zusammensetzung C mit einem diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz der Zusammensetzung C. In der nachstehenden Tabelle X sind die Zusammensetzung und die Verarbeitungsparameter für 1 Schneideinsätze der Beispiele 19–25 aufgeführt. Tabelle X Zusammensetzung und Verarbeitungsparameter für Schneideinsätze der Beispiele 19–24
In Tabelle X bezeichnet der Begriff "Zusammensetzung" die Zusammensetzung des Beispiels, "Verfahren" bezeichnet die Art des Verfahrens (entweder kontinuierlich oder diskontinuierlich), "Temperatur" bezeichnet die maximale Sintertemperatur (°C) für die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze und "Zeit" bezeichnet die Gesamtzeit in Minuten, in der die Schneideinsätze auf Sintertemperatur waren.
Die Testbedingungen für diesen Drehtest waren folgende: Schneideinsatz vom Typ SPG-633T; das Werkstückmaterial war Grauguß der Klasse 40; eine Umfangsgeschwindigkeit von 3000 ft/min [914,5 m/min]; ein Vorschub von 0,009 Inch pro Umdrehung [0,229 mm pro Umdrehung]; eine Schnittiefe von 0,080 Inch [2,03 mm Schnittiefe]; die Breite des Schnitts betrug 3 Inch [7,62 cm] mal 24 Inch [61 cm]; und Trockenfräsen ohne Kühlmittel. Tabelle XI Testergebnisse beim Fräsen von Grauguß der Klasse 40 (Vollblock) mit Schneideinsätzen der Beispiele 19–24
Die Kriterien für das Standzeitende (SE) waren folgende: 0,015 Inch Freiflächenverschleiß (FfV); 0,030 Inch maximaler Freiflächenverschleiß (mFfV); 0,030 Inch Spitzenverschleiß (SV); und 0,030 Inch Tiefe der Schnittkerbe (SK) oder des Spans (SP). Die Standzeit gibt die tatsächliche Spanabtragszeit in Minuten an.
Die Testergebnisse in Tabelle XII und Tabelle XIII unten vergleichen die Fräseigenschaften der kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung C mit diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen der Zusammensetzung C. In Tabelle XII unten sind die Zusammensetzung und die Verarbeitungsparameter für Schneideinsätze der Beispiele 25–28 aufgeführt. Tabelle XII Zusammensetzung und Verarbeitungsparameter für Schneideinsätze der Beispiele 25–28
Die Testbedingungen für diesen Drehtest waren folgende: Schneideinsatz vom Typ SPG-633T; Umfangsgeschwindigkeit von 3000 ft/min [914,5 m/min]; Vorschub von 0,006 Inch pro Umdrehung [0,152 mm pro Umdrehung]; Schnittiefe von 0,080 Inch [2,03 mm Schnittiefe]; die Breite des Schnitts betrug 3 Inch [7,62 cm] mal 24 Inch [61 cm]; und Trockenfräsen ohne Kühlmittel. Tabelle XIII Testergebnisse beim Fräsen von Grauguß der Klasse 40 (Vollblock) mit Schneideinsätzen der Beispiele 25–28
Die Kriterien für das Standzeitende (SE) waren folgende: 0,015 Inch Freiflächenverschleiß (FfV); 0,030 Inch maximaler Freiflächenverschleiß (mFfV); 0,030 Inch Spitzenverschleiß (SV); und 0,030 Inch Tiefe der Schnittkerbe (SK) oder des Spans (SP). Die Standzeit gibt die tatsächliche Spanabtragszeit in Minuten an.
Mit Bezug auf die in Tabelle XIII aufgeführten Testergebnisse wird es offensichtlich, daß die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung C eine verbesserte Standzeit zeigten. Die Schneideinsätze, die 90 Minuten auf 1826°C gehalten wurden, hatten eine in Minuten angegebene mittlere Standzeit von 80,6 Minuten und eine als Zahl der Durchgänge angegebene mittlere Standzeit von 116,6 Durchgängen. Die Schneideinsätze, die 120 Minuten auf 1826°C gehalten wurden, hatten eine in Minuten angegebene mittlere Standzeit von 43,1 Minuten und eine als Zahl der Durchgänge angegebene mittlere Standzeit von 82,2 Durchgängen. Diese beiden Schneideinsätze zeigten eine viel bessere Leistung als die diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze, die eine als Zahl der Durchgänge angegebene mittlere Standzeit von 44,8 Durchgängen und eine in Minuten angegebene mittlere Standzeit von 23,3 Minuten hatten. Der Schneideinsatz der Zusammensetzung C, der 180 Minuten in den Erhitzungszonen gehalten wurde, hatte eine als Zahl der Durchgänge angegebene mittlere Standzeit von 51,2 Durchgängen und eine in Minuten angegebene mittlere Standzeit von 26,6 Minuten. Die Leistung dieses Schneideinsatzes (Beispiel 27) war etwas besser als die des diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatzes (Beispiel 28). Insgesamt scheint es, daß zwar alle kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung C eine bessere Leistung zeigten als der diskontinuierlich verarbeitete Schneideinsatz, doch die 60 bzw. 120 Minuten in den Erhitzungszonen gehaltenen kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze (Beispiele 25 und 26) hatten viel bessere Leistungsmerkmale.
Die in Tabelle XIV und Tabelle XV unten aufgeführten Testergebnisse sind die Ergebnisse von Drehtests kontinuierlich verarbeiteter Schneideinsätze der Zusammensetzung C im Vergleich zu diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen der Zusammensetzung C. In Tabelle XIV unten sind die Zusammensetzung und die Verarbeitungsparameter für Schneideinsätze der Beispiele 29–32 aufgeführt. Tabelle XIV Zusammensetzung und Verarbeitungsparameter für Schneideinsätze der Beispiele 29–32
Die Testbedingungen für diesen Drehtest waren folgende: Schneideinsatz vom Typ SPG-633T mit einem Anstellwinkel von 16 Grad; Grauguß der Klasse 40 als Werkstückmaterial; Umfangsgeschwindigkeit von 2000 ft/min [610 m/min]; Vorschub von 0,016 Inch pro Umdrehung [0,406 mm pro Umdrehung]; Schnittiefe von 0,100 Inch [2,54 mm Schnittiefe]; und Trockendrehen ohne Kühlmittel. Tabelle XV Ergebnisse von Drehtests an Grauguß der Klasse 40 mit Schneideinsätzen der Beispiele 29–32
Die Kriterien für das Standzeitende (SE) waren folgende: 0,015 Inch Freiflächenverschleiß (FfV); 0,030 Inch maximaler Freiflächenverschleiß (mFfV); 0,030 Inch Spitzenverschleiß (SV); und 0,030 Inch Tiefe der Schnittkerbe (SK) oder des Spans (SP). Die Standzeit gibt die tatsächliche Spanabtragszeit in Minuten an.
Was die in Tabelle XIV und XV aufgeführten Testergebnisse angeht, so zeigten die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze der Zusammensetzung C eine bessere Leistung beim Drehen von Grauguß der Klasse 40 als der diskontinuierlich verarbeitete Schneideinsatz. Der 180 Minuten auf 1826°C gehaltene kontinuierlich verarbeitete Schneideinsatz (Beispiel 31) zeigte die längste mittlere Standzeit von 14,6 Minuten im Vergleich zu dem diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsatz (Beispiel 32), der eine mittlere Standzeit von 11,8 Minuten hatte. Die 60 Minuten (Beispiel 29) und 120 Minuten (Beispiel 30) auf 1826°C gehaltenen kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze hatten eine mittlere Standzeit von 13,6 Minuten bzw. 11,9 Minuten.
Die Anmelderin zieht in Erwägung, daß die oben beschriebenen Schneideinsätze für eine bessere Verschleißbeständigkeit mit einem feuerfesten Überzug versehen werden können. Zum Beschichten dieser Schneideinsätze können herkömmliche Beschichtungsverfahren wie zum Beispiel chemisches Aufdampfen und physikalisches Aufdampfen verwendet werden. Beispielhafte Beschichtungsmaterialien umfassen Aluminiumoxid, Titancarbonitrid und Titannitrid.
Keramikpreßkörper der Zusammensetzung A wurden in einem Ofen gemäß dem in dem US-Patent Nr. 5,648,042 beschriebenen Ofen kontinuierlich verarbeitet, abgesehen davon, daß der Ofen vier Erhitzungszonen hatte. Jede Erhitzungszone hatte eine Länge von 12 Inch und wurde auf einer Temperatur von 1800°C gehalten. Die Bandgeschwindigkeit betrug 0,4 Inch pro Minute, so daß die Gesamtzeit, die die grünen Preßlinge in den Erhitzungszonen verbrachten, 120 Minuten betrug. Die grünen Keramikpreßkörper wurden in Behälter gelegt, wobei sich auf einigen der grünen Preßlinge pulverförmiges Bornitrid als Abbindemittel befand, um ein Zusammenkleben der Teile zu verhindern. Bei einigen der grünen Preßlinge wurde kein pulverförmiges Abbindemittel verwendet.
Wie oben erwähnt, bilden diskontinuierlich verarbeitete Keramikteile der Zusammensetzung A normalerweise eine Oberflächenreaktionsschicht. Diese Oberflächenreaktionsschicht besteht im allgemeinen aus einer α'-SiAlON- und β'- SiAlON- und B-Phase (Y₂SiAlO₅N). Das Vorhandensein der B-Phase in der Oberflächenreaktionsschicht vermindert die Zähigkeit und würde zu einer Abnahme der Werkzeugleistung führen, wenn sie nicht entfernt wird.
Kontinuierlich verarbeitete Keramikteile hatten keine solche B-Phase (Y₂SiAlO₅N) in der Oberflächenreaktionsschicht, zeigten aber stattdessen eine Oberflächenzone aus α'-SiAlON und β'-SiAlON, die einen höheren Gehalt an α'-SiAlON hatte als das Kernsubstrat. Diese Oberflächenzone erstreckte sich von der Oberfläche des Substrats eine Strecke von etwa 0,005 Inch (0,127 mm) nach innen.
Die Röntgenbeugungsmuster (15 bis 17) zeigen das Vorhandensein des höheren Gehalts an α'-SiAlON in der Oberflächenregion. Insbesondere zeigt 16 für eine freiliegende Fläche eines 120 Minuten auf 1800°C gehaltenen Schneideinsatzes der Zusammensetzung A, daß der α'-SiAlON-Gehalt 83,8 Gew.-% beträgt und der β'-SiAlON-Gehalt 16,2 Gew.-%. Diese freiliegende Fläche war die Oberseite in dem Sinterkasten und hatte somit den größten Kontakt mit der Sinteratmosphäre und das größte Potential für eine Verflüchtigung während des Sinterns. Auch wenn diese freiliegende Fläche das größte Potential für eine Änderung der Zusammensetzung während des Sinterns hatte, zeigte sie dennoch einen hohen α'-SiAlON-Gehalt in der Oberflächenregion.
Für eine Oberfläche des 120 Minuten auf 1800°C gehaltenen Schneideinsatzes der Zusammensetzung A, der auf einen anderen Schneideinsatz gestapelt war, d.h. für die gestapelte (bzw. teilweise freiliegende) Oberfläche, zeigt 15 einen höheren α'-SiAlON-Gehalt als den der freiliegenden Fläche. Der höhere α'-SiAlON-Gehalt ist darauf zurückzuführen, daß die gestapelte Fläche bis zu einem gewissen Grad vor der Sinteratmosphäre (oder der Ofenumgebung) geschützt war (oder teilweise dieser ausgesetzt war), während die freiliegende Fläche der Sinteratmosphäre direkt ausgesetzt war (bzw. in direktem Kontakt mit dieser stand). Es ist unbedingt zu beachten, daß die örtlichen Sinterumgebungen für die freiliegende Fläche und die gestapelte Fläche zwar verschieden waren, beide Flächen aber einen hohen α'-SiAlON-Gehalt in ihren Oberflächenregionen hatten.
Für den Kern des 120 Minuten auf 1800°C gehaltenen Schneideinsatzes der Zusammensetzung A zeigt 17, daß der α'-SiAlON-Gehalt 18,3 Gew.-% und der β'-SiAlON-Gehalt 81,7 Gew.-% beträgt. Um diese Daten zu erhalten, wurde ein Schneideinsatz vor Durchführung des Röntgenbeugungsverfahrens zerkleinert.
Beim Messen des Gehalts der Oberflächenregion für eine Anzahl von Schneideinsätzen wurde festgestellt, daß der α'-SiAlON-Gehalt in der Oberflächenregion im Bereich zwischen 57 Gew.-% und 92 Gew.-% lag bei geringen Mengen an YAM und als Rest β'-SiAlON. Die Kernzusammensetzung der Keramik war 20 Gew.-% α'-SiAlON und 80 Gew.-% β'-SiAlON. Wenngleich keine Tests durchgeführt wurden, wäre zu erwarten, daß die Metallschneideigenschaften einer solchen Keramik gut sind, da die α'-SiAlON-Phase etwa 30% härter ist als die β'-SiAlON-Phase.
Offensichtlich hat die Anmelderin ein Verfahren, d.h. das kontinuierliche Verfahren, zur Herstellung von Keramikteilen (z.B. Schneideinsätzen) auf SiAlON-Basis [bzw. Sinterkörpern] und auch ohne Einschränkung von Schneideinsätzen auf SiAlON-Basis entwickelt, die eine Anzahl verbesserter Eigenschaften haben. Diese Eigenschaften betreffen das Erscheinungsbild der Keramik und die Leistung des Schneideinsatzes aus Keramik.
Die Verwendung des kontinuierlichen Verfahrens eliminiert im wesentlichen das Vorhandensein einer Oberflächenreaktionsschicht auf der Oberfläche des Sinterkörpers. Das Fehlen der Oberflächenreaktionsschicht macht ein Schleifen bei der Gesamtverarbeitung der Keramik überflüssig. Dies spart natürlich Zeit und Geld bei der Herstellung der Keramik. Selbst wenn es eine Oberflächenreaktionsschicht gibt, ist bei dem kontinuierlichen Verfahren die Tiefe der Oberflächenreaktionsschicht wesentlich geringer als bei den diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörpern. Eine dünnere Oberflächenreaktionsschicht erfordert einen geringeren Schleifaufwand als bei dem diskontinuierlich verarbeiteten Sinterkörper und spart daher ebenfalls Zeit und Geld bei dem Herstellungsverfahren. Die Verwendung des kontinuierlichen Verfahrens ermöglicht einen Sinterkörper, der kein bzw. nicht so viel Schleifen erfordert, um eine akzeptable Oberflächenbeschaffenheit zu erreichen, so daß ein solches kontinuierliches Verfahren gegenüber der diskontinuierlichen Verarbeitung der Keramikteile Zeit und Geld spart.
Bei Verwendung eines kontinuierlichen Verfahrens können die grünen Preßlinge außerdem sowohl zum Entwachsen als auch zum kontinuierlichen Sintern in demselben Behälter bleiben. Dadurch daß die grünen Preßlinge in demselben Behälter bleiben, ergibt sich eine Kostenersparnis, weil es nicht mehr notwendig ist, die entwachsten grünen Preßlinge zur Verarbeitung in einen Behälter zu befördern.
Tests kontinuierlich verarbeiteter Schneideinsätze im Vergleich zu diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätzen zeigen, daß die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze vergleichbare und in einigen Fällen bessere physikalische Eigenschaften zeigen als die diskontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze. Die Tests zeigen außerdem, daß die kontinuierlich verarbeiteten Schneideinsätze bei manchen Anwendungen bessere Leistungseigenschaften zeigen als diskontinuierlich verarbeitete Schneideinsätze.
Insgesamt hat die Anmelderin ein Verfahren bereitgestellt, das eine Kosten- und Arbeitsersparnis ermöglicht, wodurch das Herstellungsverfahren effizienter und profitabler wird. Die Anmelderin hat außerdem ein Verfahren, d.h. ein kontinuierliches Verfahren, bereitgestellt, das ein Keramikteil (z.B. Schneideinsatz und Sinterkörper) mit verbesserten oder vergleichbaren physikalischen Eigenschaften sowie mit verbesserten oder vergleichbaren Leistungseigenschaften gegenüber diskontinuierlich verarbeiteten Keramikteilen (z.B. Schneideinsätzen und Sinterkörpern) ergibt.
Das kontinuierliche Verfahren könnte wohl Verwendung finden bei der Herstellung von Keramikteilen (und Sinterkörpern), wobei die Keramikmaterialien neben Materialien auf SiAlON-Basis und Siliziumnitridbasis folgendes umfassen: Aluminiumoxid, Keramik auf Aluminiumoxidbasis (z.B. Aluminiumoxid+Titancarbid, Aluminiumoxid+Zirkoniumdioxid, Aluminiumoxid+Zirkoniumdioxid+Siliziumcarbid-Whiskers und Aluminiumoxid+Siliziumcarbid-Whiskers), Zirkoniumdioxid, Keramik auf Zirkoniumdioxidbasis, Keramik auf Titancarbidbasis, Keramik auf Titannitridbasis, Keramik auf Titancarbonitridbasis (z.B. Titancarbonitrid+Siliziumcarbidwhiskers+Aluminiumoxid), Keramik auf Titanboridbasis, Keramik auf Hafniumboridbasis, Keramik auf Zirkoniumboridbasis und dergleichen. Die Werkstoffe auf Siliziumnitridbasis können eine Keramik mit einer Ausgangspulverzusammensetzung aus Siliziumnitrid (z.B. 98 Gew.-%), geringen Mengen (z.B. 1,0 Gew.-%) Magnesiumoxid, geringen Mengen (z.B. 1,0 Gew.-% Yttriumoxid und ihren Äquivalenten gemäß dem US-Patent Nr. 5,525,134 umfassen.
Die Beschreibung und die Beispiele sollen nur als veranschaulichend angesehen werden, wobei der wahre Umfang der Erfindung durch die nun folgenden Ansprüche angegeben wird.

Claims

Kontinuierliches Verfahren zur Herstellung eines Sinterkeramik-Preßkörpers, bei dem das Keramikmaterial einen Zweiphasenverbund aus Alpha'-SiAlON-Phase und Beta'-SiAlON-Phase sowie eine glasartige Phase umfaßt und wobei die Alpha'-SiAlON-Phase 10 bis 70 Gewichtsprozent des Keramikmaterials ausmacht, die Beta'-SiAlON-Phase 20 bis 90 Gewichtsprozent des Keramikmaterials ausmacht und die glasartige Phase 0,1 bis 10 Gewichtsprozent des Keramikmaterials ausmacht und bei dem der gesinterte Preßkörper eine Oberflächenreaktionsschicht mit einer Tiefe von höchstens 127 μm (0,005 Inches) aufweist, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt: es wird einer grüner Preßling aus einem Keramikmaterial-Pulvergemisch gebildet, das eine erste Komponente mit Verbindungen umfaßt, die die Elemente Silizium, Aluminium, Sauerstoff und Stickstoff enthalten, und das weiter eine zweite Komponente mit einer Verbindung aus mindestens einem Element umfaßt, das aus der aus Yttrium, Scandium, Cer, Lanthan und den Lanthanidenmetallen bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wobei die zweite Komponente zwischen 0,1 und 10 Gewichtsprozent des Pulvergemischs umfaßt; der grüne Preßling wird in einen Behälter ohne pulverförmiges Abbindemittel gebracht; der grüne Preßling wird einer Wärmebehandlung unterworfen, wobei die Wärmebehandlung das Unterwerfen des grünen Preßlings unter eine Atmosphäre aus strömendem Stickstoff und das kontinuierliche Hindurchführen des grünen Preßlings durch 3 oder 4 Erhitzungszonen unter Bildung eines gesinterten Preßkörpers umfaßt und mindestens eine der Erhitzungszonen sich auf einer Temperatur von zwischen 1720°C und 1800°C befindet.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem sich der grüne Preßling in den Erhitzungszonen während einer Dauer von zwischen 60 und 120 Minuten befindet.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, bei dem der Herstellungsschritt das Vermahlen der Pulverbestandteile, das Agglomerieren der Pulverbestandteile mit einem Schmiermittel und das Verpressen des mit Schmiermittel agglomerierten Pulvergemischs zu einem grünen Preßling umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 3, bei dem vor dem Wärmebehandlungsschritt ein Schritt durchgeführt wird, bei dem der grüne Preßling entwachst wird.
Verfahren nach Anspruch 4, bei dem der grüne Preßling sich kontinuierlich vom Schritt des Entwachsens zum Wärmebehandlungsschritt bewegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem der den grünen Preßling enthaltende Behälter auf ein Band gestellt wird, das den Behälter und den grünen Preßling durch die Erhitzungszonen transportiert, und bei dem sich das Band mit einer Lineargeschwindigkeit bewegt, welche die Aufenthaltsdauer des grünen Preßlings in den Erhitzungszonen bestimmt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem das Keramikmaterial mindestens ein verschleißfestes Material enthält, das ausgewählt wird aus der aus den Nitriden, Carbonitriden und Carbiden von Titan, Hafnium und Zirkonium bestehenden Gruppe.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, das zusätzlich einen Schritt umfaßt, bei dem mindestens ein Teil des gesinterten Preßkörpers mit einem verschleißfesten Material beschichtet wird.
Verfahren nach Anspruch 8, bei dem der verschleißfeste Überzug aus der aus Aluminiumoxid, Titannitrid und Titancarbonitrid bestehenden Gruppe ausgewählt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, das zusätzlich einen Schritt umfaßt, bei dem der gesinterte Preßkörper unter Ausbildung eines Schneideinsatzes behandelt wird.
Sinterkeramikkörper, erhältlich nach einem der Ansprüche 1 bis 10, bei dem die Sinterkeramik die folgenden physikalischen Eigenschaften besitzt: eine Bruchzähigkeit von zwischen etwa 5,93 und etwa 6,69 MPa m^½, eine Härte von zwischen etwa 15,68 und etwa 16,30 GPa und eine Dichte von zwischen etwa 3,24 und etwa 3,26 g/cm³.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 11, bei dem die glasartige Phase eine kristalline Phase aus der aus YAG, YAM, N-YAM und Y-N-α-Wollastonit bestehenden Gruppe enthält.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 11 oder 12, bei dem die Beta'-SiAlON-Phase die Formel Si_6-zAl_zO_zN_8-z besitzt, worin z zwischen 0 und 4,2 liegt.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 13, bei dem z zwischen 0,38 und 1,5 liegt.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 14, bei dem z gleich etwa 0,8 ist.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 15, bei dem das Keramikmaterial SiAlON-Körner umfaßt und eine zwischen den SiAlON-Körnern befindliche intergranuläre Phase, wobei die SiAlON-Körner mindestens 50 Volumprozent der Keramik ausmachen, die Keramik weniger als 1 Volumprozent Porosität besitzt, mindestens 70 Volumprozent des SiAlONs aus Beta'-SiAlON-Phase bestehen und die intergranuläre Phase 5 bis 15 Volumprozent der Keramik ausmacht und die Beta'-SiAlON-Phase einen Z-Wert von mehr als 0,4, aber weniger als 4 besitzt.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 16, bei dem der Z-Wert der Beta'-SiAlON-Phase etwa 3 beträgt.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 16 oder 17, bei dem die gesinterte Keramik die folgenden physikalischen Eigenschaften besitzt: eine K_IC-Bruch zähigkeit von zwischen 5,70 und 6,01 MPa m^½, eine Härte von zwischen 14,66 und 15,10 GPa und eine Dichte von zwischen 3,18 und 3,19 g/cm³.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 16 bis 18, bei dem die intergranuläre Phase des Sinterkeramik-Preßkörpers Glastaschen aufweist und mindestens 90 % der Glastaschen eine größte Ausdehnung von weniger als oder gleich einem Mikrometer aufweisen.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 19, bei dem die Glastaschen eine gleichförmige Verteilung besitzen.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 16 bis 20, bei dem die Beta'-SiAlON-Phase mindestens 85 Volumprozent des SiAlONs ausmacht.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 11 bis 21, bei dem der gesinterte Preßkörper keine Oberflächenreaktionsschicht aufweist.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 16 bis 22, wobei die Keramik weniger als etwa 0,2 Volumprozent Porosität besitzt.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 11 bis 23, bei dem der Zweiphasenverbund aus Alpha'-SiAlON und Beta'-SiAlON und der glasartigen Phase ein Substrat bildet, wobei das Substrat eine Oberfläche und eine sich von der Oberfläche nach innen erstreckende Oberflächenregion sowie eine Kernregion unterhalb der Oberflächenregion besitzt, wobei die Oberflächenregion einen höheren Alpha'-SiAlON-Gehalt aufweist als die Kernregion.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 24, bei dem der Alpha'-SiAlON-Gehalt in der Oberflächenregion um etwa 200 Prozent bis etwa 500 Prozent größer ist als der Alpha'-SiAlON-Gehalt in der Kernregion.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 24, bei dem der Alpha'-SiAlON-Gehalt in der Oberflächenregion etwa 57 bis etwa 92 Gewichtsprozent und der Alpha'-SiAlON-Gehalt in der Kernregion etwa 20 Gewichtsprozent ausmachen.
Sinterkeramikkörper nach Anspruch 24, bei dem die Oberflächenregion keine B-phase (Y₂SiAlO₅N) aufweist.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 24 bis 27, bei dem die Oberflächenregion Beta'-SiAlON enthält und der Beta'-SiAlON-Gehalt in der Oberflächenregion geringer ist als der Beta'-SiAlON-Gehalt in der Kernregion.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 24 bis 28, bei dem die Oberflächenregion die glasartige Phase enthält.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 24 bis 29, bei dem das Substrat einen Überzug aus verschleißfestem Material besitzt und das verschleißfeste Material aus der aus Aluminiumoxid, Titannitrid und Titancarbonitrid bestehenden Gruppe ausgewählt ist.
Sinterkeramikkörper nach einem der Ansprüche 11 bis 30, bei dem der Körper ein Keramik-Schneideinsatz ist.
Keramikschneideinsatz nach Anspruch 31, umfassend einen Schneideinsatzkörper mit einer geformten Spanfläche und einer geformten Freifläche, wobei sich die Spanfläche und die Freifläche unter Bildung einer Schneidkante am Ort ihres Zusammentreffens schneiden, wobei mindestens eine der geformten Flächen, nämlich der geformten Spanfläche und der geformten Freifläche, keine Oberflächenreaktionsschicht aufweist.
Keramikschneideinsatz nach Anspruch 32, bei dem mindestens eine der geformten Flächen, nämlich der geformten Spanfläche und der geformten Freifläche, eine Oberflächenreaktionsschicht bis zu einer Tiefe von nicht mehr als 127 μm (0,005 Inches) aufweist.
Keramikschneideinsatz nach einem der Ansprüche 31 bis 33, bei dem der Schneideinsatzkörper einen Überzug aus einem verschleißfesten Material aufweist und das verschleißfeste Material aus der aus Aluminiumoxid, Titannitrid und Titancarbonitrid bestehenden Gruppe ausgewählt ist.