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Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein gesintertes
Material auf Basis von Siliciumnitrid (Si&sub3;N&sub4;), welches
hohe Festigkeit und Stärke besitzt, und ausgezeichnete
Antibrucheigenschaften aufweist, so daß es geeignetermaßen
für die Herstellung von Schneidewerkzeugen, die unter
schwierigen Schneidebedingungen zu verwenden sind,
verwendet werden kann, und bezieht sich weiterhin auf ein
Verfahren, welches insbesondere für die Herstellung dieses
gesinterten Materials auf Basis von Si&sub3;N&sub4; angepaßt ist.
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Wie in der veröffentlichten japanischen Patentanmeldung
B Nr. 60-20346 offenbart, ist ein gesintertes Material auf
Basis von Si&sub3;N&sub4; bekannt, welches hergestellt wird,
indem Pulver aus Si&sub3;N&sub4;, Zirkoniumoxid (ZrO&sub2;) und
Magnesiumoxid (MgO) als Ausgangsmaterialien hergestellt
werden; diese Pulver in eine zuvor beschriebene
Zusammensetzung gemischt werden, die Mischung in einen
Grünling verdichtet wird, und der Grünling bei einer
Temperatur von 1.600ºC bis 2.100ºC bei einem Druck von
0,15 MPa (1,5 atm) bis 13,2 MPa (130 atm) in einer
Stickstoffatmosphäre oder einer Atmosphäre aus einer
Mischung aus Stickstoff und Inertgasen gesintert wird.
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Dieses gesinterte Material auf Basis von Si&sub3;N&sub4; gemäß
dem Stand der Technik zeigt große Stärke, aber dessen
Festigkeit ist nicht zufriedenstellend. Wenn deshalb das
Material beispielsweise für die Herstellung von
Schneidewerkzeugen für kontinuierliches
Hochgeschwindigkeitsnaßschneiden oder Rohmahlen von
gegossenem Eisen verwendet wird, ist die Schneidekante
Bruch oder Abbröckeln, Ausspringen, zugänglich, was zu
einer übermäßig kurzen Werkzeuglebensdauer führt.
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Es ist deshalb Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein
gesintertes Material auf Basis von Siliciumnitrid zur
Verfügung zu stellen, welches nicht nur große Stärke
sondern auch ausgezeichnete Festigkeit besitzt und somit
geeignetermaßen für die Herstellung von unter schwierigen
Schneidebedingungen geeigneten Schneidewerkzeugen
verwendet wird.
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Eine andere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren
zur Verfügung zu stellen, welches geeignetermaßen für die
Herstellung des zuvor genannten gesinterten Materials
angepaßt ist.
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Gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird
ein gesintertes Material auf Basis von Siliziumnitrid,
welches im wesentlichen aus 0,1 bis 20 Vol.-% ZrO&sub2;, 0,1
bis 14 Vol.-% Zirkoniumnitrid (ZrN), 3 bis 15 Vol-% einer
Binderphase eines Systems aus der Gruppe aus
Mg-Si-O-N-System und Mg-Si-Zr-O-N-System, und Rest
beta-Si&sub3;N&sub4; besteht, zur Verfügung gestellt.
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Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung wird ein
Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Materials auf
Basis von Si&sub3;N&sub4; zur Verfügung gestellt, welches die
Stufen umfaßt:
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(a) Herstellen einer Pulvermischung, welche im
wesentlichen aus 1 bis 27 Gew.-% ZrN, 0,1 bis
5 Gew.-% Siliciumoxid (SiO&sub2;), 1 bis 10 Gew.-% MgO
und Rest Si&sub3;N&sub4; besteht;
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(b) Verfestigen der Pulvermischung in einen Grünling;
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(c) Aussetzen des Grünlings einem primären Sintern bei
einer Temperatur von 1.500ºC bis 2.000ºC unter einem
Druck von 0,10 bis 5,06 MPa (1 bis 50 atm) in einer
Stickstoffatmosphäre und
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(d) Aussetzen des auf diese Weise gesinterten Preßlings
mindestens einmal einem sekundären Sintern bei einer
Temperatur von 1.700ºC bis 2.000ºC unter einem Druck
von 10,13 bis 202,6 MPa (100 bis 2.000 atm) in einer
Stickstoffatmosphäre.
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In bezug auf das Vorangegangene kann das gesinterte
Material weiterhin eine Oxidschicht mit einer
Durchschnittsdicke von 10 bis 1.000 um, die in einer
Oberfläche davon gebildet ist und eine
ZrO&sub2;-Konzentration aufweist, die zur Oberfläche hin
zunimmt, umfassen. Zum Herstellen dieses modifizierten
gesinterten Materials kann der aus der zuvor beschriebenen
Verfestigungsstufe (b) erhaltene Grünling in einer
oxidierenden Atmosphäre, die 5 bis 1.000 ppm Sauerstoff
enthält, 30 min bis 3 h während einer
Temperaturerhöhungsstufe von 500ºC bis 1.300ºC als Teil
des primären Sinterns belassen werden. Alternativ könnte
die Oxidschicht gebildet werden, indem das dem sekundären
Sintern ausgesetzte Material bei einer Temperatur von 500
bis 1.000ºC 30 min bis 3 h an der Luft belassen wird.
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Nach einer umfangreichen Untersuchung im Hinblick auf die
Verbesserung der Eigenschaften von gesintertem Material
auf Basis von Siliciumnitrid haben die Erfinder die
Erkenntnis gewonnen, daß, wenn ein Grünling mit einer
bestimmten Zusammensetzung einem primären Sintern unter
einem relativ niedrigen Druck in einer
Stickstoffatmosphäre ausgesetzt wird, ein ausgezeichneter
Sintergrad sichergestellt werden kann, und daß, wenn ein
sekundäres Sintern anschließend mindestens einmal unter
einem relativ hohen Druck in der gleichen
Stickstoffatmosphäre durchgeführt wird, das sich ergebende
gesinterte Material ausgezeichnete Eigenschaften aufweist,
welche den zuvor beschriebenen Anforderungen entsprechen.
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Genauer ausgedrückt bedeutet das, die Erfinder haben
Pulver aus ZrN, SiO&sub2;, MgO und Si&sub3;N&sub4; (einschließlich
alpha-Si&sub3;N&sub4; als Hauptbestandteil) als
Ausgangsmaterialien hergestellt und diese Pulver unter
Herstellung einer Mischung, welche im wesentlichen aus 1
bis 27 Gew.-% ZrN, 0,5 bis 5 Gew.-% SiO&sub2;, 1 bis 10
Gew.-% MgO und Rest Si&sub3;N&sub4; besteht, gemischt.
Anschließend haben sie die Mischung in einen Grünling
unter den üblichen Bedingungen verfestigt und den Grünling
einem primären Sintern bei einer Temperatur von 1.500ºC
bis 2.000ºC unter einem relativ niedrigen Druck von 0,10
bis 5,06 MPa (1 bis 50 atm) in einer Stickstoffatmosphäre
ausgesetzt. Bei dieser Behandlung wandelte sich
alpha-Si&sub3;N&sub4; in beta-Si&sub3;N&sub4;, bei dein die Körner
etwas nadelförmige Form aufwiesen, um. Zusätzlich wurde
eine flüssige Phase aus dem Mg-Si-O-N- oder
Mg-Si-Zr-O-N-System, welche weniger viskos war und
ausgezeichnete Benetzbarkeit aufwies, als Binderphase oder
Körnergrenzphase erhalten, und somit wurde ein
ausgezeichneter Sintergrad erreicht.
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Anschließend wurde das auf diese Weise gesinterte Material
weiterhin einmal oder mehrmals einem sekundären Sintern
bei einer Temperatur von 1.700ºC bis 2.000ºC unter einem
relativ hohen Druck von 10,13 bis 202,6 MPa (100 bis
2.000 atm) in der gleichen Stickstoffatmosphäre
ausgesetzt. Mit diesem Sintern wurde ein Teil des ZrN,
welches als Bestandteil einer dispergierten Phase diente,
gemäß den nachfolgenden Reaktionen in ZrO&sub2; umgewandelt:
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ZrN + SiO&sub2; + N&sub2; T ZrO&sub2; + Si&sub3;N&sub4; (1)
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ZrN + Binderphase (primäres Sintern) + N&sub2; T
ZrO&sub2; + Binderphase (sekundäres Sintern) (2)
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Während der Bildung von ZrO&sub2; wurden die Innenmikroporen
unter Herstellung einer feinen gewachsenen Körnerstruktur
eliminiert, und Körner aus beta-Si&sub3;N&sub4; wurden
nadelförmiger. Darüber hinaus nahm der Sauerstoffgehalt in
der Binderphase im Vergleich zu der durch das primäre
Sintern gebildeten Binderphase ab, während der
Stickstoffgehalt darin zunahm. Das sich ergebende
gesinterte Si&sub3;N&sub4;-Material enthielt 0,1 bis 20 Vol.-%
ZrO&sub2;, 0,1 bis 14 Vol.-% ZrN, 3 bis 15 Vol.-%
Mg-Si-Zr-O-N-System oder Mg-Si-O-N-System, und Rest
beta-Si&sub3;N&sub4; aus nadelförmigen Körnern und zeigte
ausgezeichnete Wärmeschockbeständigkeit und
Abnutzungsbeständigkeit.
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Demgemäß besteht das in Übereinstimmung mit der
vorliegenden Erfindung zur Verfügung gestellte gesinterte
Si&sub3;N&sub4;-Material im wesentlichen aus 0,1 bis 20 Vol.-%
ZrO&sub2;, 0,1 bis 14 Vol.-% ZrN, 3 bis 15 Vol.-% Binderphase
des Mg-Si-Zr-O-N-Systems und Rest beta-Si&sub3;N&sub4; aus
nadelförmigen Körnern.
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Das gesinterte Si&sub3;N&sub4;-Material gemäß der vorliegenden
Erfindung enthält ZrN, welches eine hohe
Wärmeleitfähigkeit und Härte zeigt und somit ausgezeichnet
in bezug auf Wärmeschockbeständigkeit und
Abnutzungsbeständigkeit ist. Darüber hinaus ist ZrO&sub2;,
welches chemisch stabil ist und die Beständigkeit
gegenüber der Oxidation vergrößert, darin enthalten und
unterliegt einer Martensitumwandlung, wodurch Bruchenergie
bei Bruchentwicklung absorbiert wird. Dieses ZrO&sub2; und
Si&sub3;N&sub4; aus nadelförmigen Körnern gewährleistet hohe
Zähigkeit und bewirkt, daß die Struktur kleiner wird,
wodurch die Materialstärke zunimmt. Bei diesem gesinterten
Material bildet ZrO&sub2; eine feste Lösung mit Mg (mit Si
und N in einigen Fällen) und besitzt eine kubische oder
tetragonale Struktur. Darüber hinaus trägt die
Binderphase, welche einen relativ hohen Stickstoffgehalt
aber geringeren Sauerstoffgehalt aufweist, zur
Vergrößerung der Wärmebeständigkeit bei. Es ist
festgestellt worden, daß diese Binderphase aus einer
Phase, ausgewählt aus Glasphase, Forsteritphase und
Enstatitphase oder einer Mischung aus mindestens zwei
dieser Phasen zusammengesetzt ist.
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Die Gründe dafür, warum die Zusammensetzungen in dem
gesinterten Material auf Basis Si&sub3;N&sub4; wie zuvor
beschrieben festgelegt werden, sind im nachfolgenden
angegeben.
(a) ZrO&sub2;
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Zr, welches in fester Lösung der während des sekundären
Sinterns gebildeten Binderphase vorlag, bildet
hauptsächlich eine feste Lösung mit Mg und gelegentlich
mit Si und N während der Kühlungsstufe und wird als ZrO&sub2;
abgeschieden. Bei Entwicklung von Rißbildung wird das auf
diese Weise gebildete ZrO&sub2; einer Martensitumwandlung
ausgesetzt, wodurch Bruchenergie darin absorbiert werden
kann, und- das Material wird davon abgehalten, zu
zerbrechen. Wenn jedoch der ZrO&sub2;-Gehalt weniger als
0,1 Vol.-% beträgt, können die zuvor beschriebenen
Vorteile nicht erwartet werden. Wenn andererseits der
Gehalt 20 Vol.-% übersteigt, verringert sich die Härte
unmäßig, was zu ungenügender Abnutzungsbeständigkeit
führt. Deshalb ist der ZrO&sub2;-Gehalt so festgelegt worden,
daß er im Bereich von 0,1 Vol.-% bis 20 Vol.-% liegt.
(b) ZrN
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ZrN liegt in zwei Arten vor: eine wird aus dem
Materialpulver selbst erhalten, während die andere in
fester Lösung, die während des sekundären Sinterns
gebildet wurde, vorlag und während der Kühlungsstufe
abgeschieden wird. Insofern wie ZrN eine hohe
Wärmeleitfähigkeit und Härte besitzt, zeigt das sich
ergebende Material große Wärmeschockbeständigkeit und
Abnutzungsbeständigkeit. Wenn jedoch sein Gehalt weniger
als 0,1 Vol.-% beträgt, können diese Vorteile nicht
erreicht werden. Wenn andererseits der Gehalt 14 Vol.-%
übersteigt, werden die Zähigkeit und Stärke unmäßig
reduziert. Deshalb wird der Gehalt auf einen Bereich
zwischen 0,1 und 14 Vol.-% festgesetzt.
(c) Binderphase
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SiO&sub2;-Pulver, MgO-Pulver, SiO&sub2;, welches auf der
Oberfläche von Si&sub3;N&sub4;-Pulver vorliegt, und ZrN-Pulver
reagieren teilweise miteinander unter Herstellung einer
Binderphase, in der der Sauerstoffgehalt relativ hoch ist,
während der Stickstoffgehalt niedrig ist. Aufgrund einer
derartigen Sauerstoff-Stickstoff-Konzentrationsverteilung
liegt die Binderphase als flüssige Phase mit niedriger
Viskosität während des Sinterverfahrens vor, so daß sie
das Sintern erleichtert, wodurch die Stärke des Materials
vergrößert wird. Wenn jedoch der Gehalt der Binderphase
weniger als 3 Vol.-% beträgt, kann die gewünschte Stärke
nicht erreicht werden. Wenn andererseits der Gehalt
15 Vol.-% übersteigt, werden Härte und Wärmebeständigkeit
unmäßig reduziert. Deshalb wird der Gehalt auf einen
Bereich zwischen 0,3 und 15 Vol.-% eingestellt.
(d) beta-Si&sub3;N&sub4;
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beta-Si&sub3;N&sub4; wird abgelagert, während eine flüssige
Phase durch SiO&sub2; gebildet wird, welches in der
Oberfläche des Si&sub3;N&sub4;-Pulvers vorliegt, welches
alpha-Si&sub3;N&sub4; als Hauptbestandteil enthält,
SiO&sub2;-Pulver, MgO-Pulver und ZrN-Pulver werden als
Hilfsbestandteile verwendet. Das Wachstum der
Si&sub3;N&sub4;-Körner in nadelförmige Körner ist während des
primären Sinterns minimal, aber ist während des sekundären
Sinterns gemäß der zuvor beschriebenen Reaktion (1) groß.
Wenn die nadelförmigen Körner wachsen, wird die Festigkeit
aufgrund der Rißablenkung vergrößert. Darüber hinaus
wurden, wenn die Körner wachsen, die in dem gesinterten
Material vorhandenen Mikroporen absorbiert, so daß das
gesinterte Material eine feine Kornstruktur entfaltet.
Aufgrund dieser strukturellen Änderungen kann die Stärke
des gesinterten Materials bemerkenswert vergrößert werden.
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Wie zuvor beschrieben zeigt gesintertes Material auf
Si&sub3;N&sub4;-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung
ausgezeichnete Festigkeit, Stärke und
Antibrucheigenschaften und ist auch in bezug auf
Wärmeschockbeständigkeit und Abnutzungsbeständigkeit
überlegen. Darüber hinaus zeigen die gesinterten
Materialien gemäß der vorliegenden Erfindung
ausgezeichnete Wirkung in bezug auf eine extrem
verlängerte Zeitdauer, wenn sie als Schneidewerkzeuge für
die Verwendung unter Bedingungen, bei denen die zuvor
beschriebenen Eigenschaften erforderlich sind, verwendet
werden. Deshalb können die aus dem gesinterten Material
gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten
Schneidewerkzeuge erfolgreich diesen Bedingungen genügen,
obwohl die Anforderungen im Hinblick auf
Hochgeschwindigkeitsverfahren im Bereich von
Schneidewerkzeugen zunehmen.
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Als nächstes wird das besonders für die Herstellung des
zuvor beschriebenen gesinterten Materials geeignete
Verfahren beschrieben.
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Wie aus dem Vorhergehenden ersichtlich, werden Pulver aus
ZrN, SiO&sub2;, MgO und Si&sub3;N&sub4; (einschließlich
alpha-Si&sub3;N&sub4; als Hauptbestandteil) zuerst als
Ausgangsmaterialien hergestellt und unter Herstellung
einer Mischung, welche im wesentlichen aus 1 bis 27
Gew.-% ZrN, 0,5 bis 5 Gew.-% SiO&sub2;, 1 bis 10 Gew.-% MgO
und Rest Si&sub3;N&sub4; besteht, gemischt. Anschließend wird
die Mischung in einen Grünling verdichtet, welcher dann
einem primären Sintern bei einer Temperatur von 1.500ºC
bis 2.000ºC unter einem Druck von 0,10 bis 5,06 MPa (1 bis
50 atm) in einer Stickstoffatmosphäre ausgesetzt wird.
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Anschließend wird das auf diese Weise gesinterte Material
weiterhin einmal oder mehrmals einem sekundären Sintern
bei einer Temperatur von 1.700ºC bis 2.000ºC unter einem
Druck von 10,13 bis 202,6 MPa (100 bis 2.000 atm) in der
gleichen Stickstoffatmosphäre ausgesetzt. Das sekundäre
Sintern kann im Anschluß an das primäre Sintern oder
getrennt von dem primären Sintern durchgeführt werden.
Daneben kann in dem Fall, in dem zwei oder mehrere
Sinterverfahren durchgeführt werden, das zweite
Sinterverfahren mit Unterbrechung gesondert von dem ersten
Sinterverfahren durchgeführt werden. Bei diesem sekundären
Sinterverfahren ändert sich ein Teil von ZrN in ZrO&sub2;,
während Innenmikroporen beseitigt werden, wodurch die
Struktur sehr klein wird, und Körner aus beta-Si&sub3;N&sub4;
werden nadelförmiger. Darüber hinaus nimmt im Vergleich zu
der durch das primäre Sintern gebildeten Binderphase der
Sauerstoffgehalt in der Binderphase ab, während der
Stickstoffgehalt darin zunimmt. Bei diesen Verfahren kann
die Wärmebeständigkeit verbessert werden.
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Der Grund dafür, warum die Herstellungsbedingungen gemäß
dem zuvor Beschriebenen festgelegt sind, wird jetzt
erläutert.
A. Mischungszusammensetzung
(a) ZrN-Pulver
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Während des primären Sinterns existiert ZrN so wie es ist
und gewährleistet einen ausgezeichneten Sintergrad.
Während des sekundären Sinterns ändert sich ein Teil von
ZrN in ZrO&sub2;, und das verbleibende ZrN verleiht dem
gesinterten Material ausgezeichnete
Wärmeschockbeständigkeit und Abnutzungsbeständigkeit,
während das gebildete ZrO&sub2; Bruchenergie unter
Vergrößerung der Festigkeit des Materials absorbiert. Wenn
demgemäß dessen Mischungsgehalt geringer als 1 Gew.-% ist,
wird der ZrO&sub2;-Gehalt in dem gesinterten Material
geringer als 0,1 Vol.-%, und der verbleibende ZrN-Gehalt
wird geringer als 0,1 Vol.-%. Folglich können die zuvor
beschriebenen Vorteile nicht erwartet werden. Wenn
andererseits der Mischungsgehalt 27 Gew.-% übersteigt,
wird der ZrO&sub2;-Gehalt übermäßig, so daß die Härte für
eine Gewährleistung der gewünschten
Abnutzungsbeständigkeit unzureichend wird. Daneben
übersteigt der ZrN-Gehalt 14 Vol.-%, so daß die
Oxidationsbeständigkeit vermindert wird. Deshalb ist der
ZrN-Gehalt so festgelegt worden, daß er im Bereich von
1 Gew.-% bis 27 Gew.-% liegt.
(b) SiO&sub2;- und MgO-Puler
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SiO&sub2;-Pulver und MgO-Pulver reagieren mit SiO&sub2;, welches
auf der Oberfläche von Si&sub3;N&sub4; vorliegt und in einigen
Fällen mit ZrN-Pulver während des primären Sinterns unter
Erzeugung einer Mg-Si-O-N- oder Mg-Si-Zr-O-N-Flüssigphase
von geringer Viskosität, in der der Sauerstoffgehalt
relativ hoch ist, während der Stickstoffgehalt niedrig
ist. Ein ausgezeichnetes Sintern wird aufgrund dieser
Flüssigphase unter Erzeugung einer Binderphase
gewährleistet. Darüber hinaus nimmt während des sekundären
Sinterns der Sauerstoffgehalt relativ ab, während der
Stickstoffgehalt zunimmt, wodurch die Wärmebeständigkeit
des gesinterten Materials vergrößert wird. Wenn jedoch der
SiO&sub2;-Gehalt und MgO-Gehalt geringer als 0,1 Gew.-% oder
1 Gew.-% sind, kann der gewünschte Sintergrad nicht
gewährleistet werden. Wenn andererseits der SiO&sub2;-Gehalt
und MgO-Gehalt 5 Gew.-% oder 10 Gew.-% übersteigen,
übersteigt der Gehalt der Binderphase 15 Vol.-%, so daß
die Wärmebeständigkeit des gesinterten Materials unmäßig
reduziert wird. Demgemäß wird die Mischungszusammensetzung
so festgelegt, daß sie 0,1 bis 5 Gew.-% SiO&sub2; und 1 bis
10 Gew.-% MgO aufweist.
(c) Si&sub3;N&sub4;-Pulver
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SiO&sub2; als Pulver, welches in der Oberfläche von
Si&sub3;N&sub4;-Pulver vorliegt, welches alpha-Si&sub3;N&sub4; als
Hauptbestandteil enthält, und MgO-Pulver, welche als
Hilfsbestandteile verwendet werden, und ZrN-Pulver bilden
eine flüssige Phase. Si&sub3;N&sub4; ändert sich in
beta-Si&sub3;N&sub4;-Körner. Das Wachstum von beta-Si&sub3;N&sub4; ist
während des primären Sinterns minimal, aber es ist während
des sekundären Sinterns bemerkenswert, so daß die
nadelförmigen Körner gemäß der zuvor beschriebenen
Reaktion (1) während des sekundären Sinterns wachsen.
Deshalb werden in dem gesinterten Material vorliegende
Mikroporen absorbiert, und die Kornstruktur des
gesinterten Materials wird fein, so daß die Stärke des
Materials bemerkenswert zunimmt. Somit ist
Si&sub3;N&sub4;-Pulver wesentlich und wird als Hauptbestandteil
eingemischt, so daß es mit den zuvor beschriebenen anderen
Bestandteilen im Gleichgewicht steht. Daneben ist es für
eine Gewährleistung eines ausgezeichneten und
einheitlichen Sintergrades vorzuziehen, Pulver aus sehr
kleinen Teilchen mit einer engen Teilchengrößenverteilung
zu verwenden.
B. Bedingungen für das primäre Sintern
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Während des primären Sinterns muß eine Binderphase von
geringer Viskosität, in der der Sauerstoffgehalt relativ
hoch ist, während der Stickstoffgehalt niedrig ist,
erzeugt werden, so daß ein ausgezeichnetes Sintern
gewährleistet werden kann. Wenn jedoch die
Sintertemperatur geringer als 1.500ºC ist, oder wenn der
Sinterdruck geringer als 0,13 MPa (1 atm) ist, kann die
Binderphase nicht ausreichend gebildet werden, und somit
kann ein zufriedenstellender Sintergrad nicht
gewährleistet werden. Wenn andererseits der Druck 5,06 MPa
(50 atm) übersteigt, wird Stickstoffgas mit einem derartig
hohen Druck innerhalb des gesinterten Teils eingeschlossen
und hat einen ungünstigen Einfluß auf den Sintergrad.
Darüber hinaus behindert es die Absorption von Mikroporen,
wodurch das gesinterte Teil davon abgehalten wird, klein
zu werden, und hindert weiterhin nadelförmige
beta-Si&sub3;N&sub4;-Körner am Wachsen. Darüber hinaus muß für
die Erzielung einer Temperatur, die 2.000ºC übersteigt,
die Herstellungsinstallation in bezug auf den Umfang
unnötig groß gemacht werden. Demgemäß sind Temperatur und
Druck beim primären Sintern auf einen Bereich von 1.500
bis 2.000ºC bzw. einen Bereich von 0,13 bis 5,06 MPa (1
bis 50 atm) gesetzt worden.
C. Bedingung für das sekundäre Sintern
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Während des sekundären Sinterns wird, insofern wie die
zuvor genannten Reaktionen (1) und (2) auftreten, die
Wärmebeständigkeit der Binderphase aufgrund der Abnahme
des Sauerstoffgehalts und der Zunahme des
Stickstoffgehalts vergrößert, und ZrO&sub2; wird aus einem
Teil von ZrN gebildet. Darüber hinaus wird das Wachstum
von nadelförmigen beta-Si&sub3;N&sub4;-Körnern bemerkenswert
gefördert, und in dem gesinterten Teil vorliegende
Mikroporen werden absorbiert, wodurch bewirkt wird, daß
das gesinterte Teil klein wird, wobei hohe Festigkeit und
hohe Stärke gewährleistet werden können. Wenn jedoch die
Sintertemperatur geringer als 1.700ºC ist, oder wenn der
Sinterdruck geringer als 10,13 MPa (100 atm) ist, treten
die zuvor beschriebenen Reaktionen (1) und (2) nicht in
ausreichendem Maße auf, so daß das gesinterte Material
nicht mit den zuvor beschriebenen ausgezeichneten
Eigenschaften versehen werden kann. Wenn andererseits die
Temperatur 2.000ºC übersteigt, oder wenn der Druck
202,6 MPa (2.000 atm) übersteigt, muß die Installation
umfangmäßig unmäßig groß gemacht werden. Demgemäß sind
Temperatur und Druck beim sekundären Sintern auf einen
Bereich von 1.700 bis 2.000ºC bzw. einen Bereich von 10,13
bis 202,6 MPa (100 bis 2.000 atm) festgesetzt worden.
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Obwohl in dem Vorhergehenden die primären und sekundären
Sinterbedingungen von der zuvor beschriebenen
Mischungszusammensetzung abhängen, sollte der Druck bei
dem sekundären Sintern natürlich größer als der bei dem
primären Sintern eingestellt werden.
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Darüber hinaus kann das wie zuvor beschrieben hergestellte
gesinterte Si&sub3;N&sub4;-Material so modifiziert werden, daß
es eine Oxidschicht mit einer Durchschnittsdicke von 10
bis 1.000 um in seiner Oberfläche einschließt und eine
ZrO&sub2;-Konzentration aufweist, die zur Oberfläche hin
zunimmt. Wenn eine destruktive Spannung auf die Oberfläche
des Materials ausgeübt wird, dient die Oxidschicht dazu,
ZrO&sub2; einer Martensitumwandlung auszusetzen, wodurch die
Spannung absorbiert wird. Deshalb ist das sich ergebende
Material Bruch oder Abspringen, Abbröckeln weniger
zugänglich. Wenn jedoch die Durchschnittsschichtdicke der
Oxidschicht geringer als 10 um ist, kann der zuvor
beschriebene zusätzliche Vorteil nicht erhalten werden. Es
ist andererseits festgestellt worden, daß die
Abnutzungsbeständigkeit abrupt abnimmt, wenn die
Schichtdicke 1.000 um übersteigt. Deshalb ist die
Durchschnittsschichtdicke der Oxidschicht auf einen
Bereich zwischen 10 um und 1.000 um festgelegt
worden.
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Darüber hinaus kann für die Bildung der zuvor
beschriebenen Oxidschicht auf der Oberfläche des Materials
das zuvor genannte Herstellungsverfahren folgendermaßen
modifiziert werden:
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Die Atmosphäre, in der die Temperatur von 500ºC auf
1.300ºC bei dem primären Sintern erhöht wird, wird in eine
oxidierende, die 5 bis 1.000 ppm Sauerstoff enthält,
abgeändert, und der Grünling wird während einer Dauer von
30 min bis 3 h in der Atmosphäre aufbewahrt. Alternativ
kann ohne Modifizieren des primären Sinterverfahrens das
dem sekundären Sintern ausgesetzte Material bei einer
Temperatur von 500 bis 1.000ºC 30 min bis 3 h an der
Atmosphäre aufbewahrt werden. Darüber hinaus können diese
Oxidationsbehandlungen beide, wenn angemessen,
durchgeführt werden.
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Die vorliegende Erfindung wird jetzt detaillierter unter
Bezugnahme auf die nachfolgenden Beispiele beschrieben.
Beispiel 1
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Es wurden Ausgangspulver aus Si&sub3;N&sub4; (alpha/beta = 97/3
in bezug auf das Volumenverhältnis; Sauerstoffgehalt: 2
Gew.-%), ZrN (Sauerstoffgehalt: 3 Gew.-%), SiO&sub2;, MgO und
ZrO&sub2; mit jeweils einer Durchschnittsteilchengröße von
0,1 bis 0,5 um hergestellt. Diese Pulver wurden in die
im nachfolgenden in den Tabellen 1-1 und 1-2 dargestellten
Zusammensetzungen gemischt und in einer Kugelmühle während
einer Dauer von 72 h naßgemahlen. Nach der Trocknung
wurden die Mischungen unter Bildung von Grünlingen mit
jeweils einer Größe von 30 mm x 30 mm x 10 mm und
Grünlingen, von denen jeder die Form eines
Schneideeinsatzes in Übereinstimmung mit JIS (Japanese
Industrial Standard) SNGN120408 aufwies, verdichtet. Diese
Grünlinge wurden anschließend einem primären und
sekundären Sintern unter den in den Tabellen 1-1 und 1-2
angegebenen Bedingungen ausgesetzt, wobei gesinterte
Materialien 1 bis 14 gemäß der Erfindung, gesinterte
Vergleichsmaterialien 1 bis 8 und ein gesintertes Material
1 gemäß dem Stand der Technik erhalten wurden.
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Was die verschiedenen auf diese Weise erhaltenen
gesinterten Materialien anbelangt, so wurden ihre
Zusammensetzungen gemessen. In diesem Beispiel wurden die
Gehalte an ZrO&sub2; und ZrN durch Berechnung unter
Verwendung von Intensitätsmessungen der
Röntgenbeugungspeaks für Si&sub3;N&sub4;, ZrO&sub2; und ZrN
erhalten, wohingegen der Anteil der Binderphase des
Mg-Si-O-N-Systems oder Mg-Si-Zr-O-N-Systems mit Hilfe
einer EPMA (Röntgenmikroanalyse)-Beobachtung einer
spiegelnd polierten Oberfläche der Probe erhalten wurde.
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Darüber hinaus wurden das theoretische Dichteverhältnis,
die Rockwell-Härte (A-Maßstab), Biegebruchstärke gemessen,
und die Bruchfestigkeit wurde mit Hilfe des
Eindruckverfahrens gemessen.
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Darüber hinaus wurden die gesinterten Materialien unter
Verwendung einer Senkrechtfräsmaschine einem
unterbrochenen Schneidetest von Gußeisen unter den
nachfolgenden Bedingungen ausgesetzt.
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Arbeitsstück: gegossener rechteckiger Eisenriegel
(JIS.FC25) mit Löchern mit einer
Breite von 150 mm und einer Länge von
300 mm
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Schneidegeschwindigkeit: 200 m/mm
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Einschnitttiefe: 2 mm
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Zufuhrgeschwindigkeit: 0,25 mm/Umdrehung
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Abschrägungshonen der Schnittkante: 0,15 mm x -25º
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Bei diesem Test wurde gemessen, wie lange es dauerte, bis
die Schneidekante abbröckelte. Die Ergebnisse sind in der
Tabelle 2 dargestellt.
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Wie deutlich aus Tabelle 2 ersichtlich ist, hatten die
gesinterten Materialien 1 bis 14 der Erfindung
theoretische Dichteverhältnisse von nicht weniger als 99 %
und besaßen weniger gebildete Mikroporen, so daß sie sehr
fein waren. Deshalb zeigten die gesinterten Materialien 1
bis 14 der Erfindung ausgezeichnete Festigkeit, Stärke und
Antibrucheigenschaften im Vergleich zu den gesinterten
Vergleichsmaterialien 1 bis 8 und dem Material 1 des
Standes der Technik und zeigten große Härte, die den
Materialien des Standes der Technik entsprach.
Beispiel 2
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Es wurden Ausgangspulver, die ähnlich zu denjenigen im
Beispiel 1 waren, hergestellt und in die in Tabelle 3
dargestellten Zusammensetzungen gemischt, und die gleichen
Verfahren wie in Beispiel 1 wurden unter Erzeugung von
Grünlingen wiederholt. Diese Preßlinge wurden anschließend
unter den in Tabelle 3 dargestellten Bedingungen einem
primären und sekundären Sintern ausgesetzt, wobei die
gesinterten Materialien 15 bis 28 der Erfindung und die
gesinterten Materialien 2 bis 4 gemäß dem Stand der
Technik hergestellt wurden.
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-Was die auf diese Weise erhaltenen verschiedenen
gesinterten Materialien anbelangt, so wurden ihre
Zusammensetzungen, theoretischen Dichteverhältnisse,
Rockwell-Härte (A-Maßstab), Biegebruchstärke und
Bruchfestigkeit in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1
gemessen. Daneben wurde im Hinblick auf die
Oberflächenoxidschicht jedes Materials dessen Schichtdicke
gemessen, und dessen ZrO&sub2;-Konzentrationsverteilung wurde
mit Hilfe von Röntgenbeugung beobachtet. Darüber hinaus
wurden die gesinterten Materialien einem unterbrochenen
Schneidetest unter den gleichen Bedingungen wie in
Beispiel 1 ausgesetzt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4
dargestellt.
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Wie aus Tabelle 4 deutlich ersichtlich ist, wiesen die
gesinterten Materialien 15 bis 28 der Erfindung
theoretische Dichteverhältnisse von nicht weniger als 99 %
auf und hatten weniger gebildete Mikroporen, so daß sie
sehr fein waren. Deshalb zeigten die gesinterten
Materialien 15 bis 28 der Erfindung ausgezeichnete
Festigkeit, Stärke und Antibrucheigenschaften im Vergleich
zu den gesinterten Materialien 2 bis 4 des Standes der
Technik und zeigen hohe Härte, die den Materialien gemäß
dem Stand der Technik entspricht.
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Wie zuvor beschrieben zeigt gesintertes Material auf Basis
von Si&sub3;N&sub4; gemäß der Erfindung ausgezeichnete
Festigkeit, Stärke und Antibrucheigenschaften im Vergleich
zu den gesinterten Materialien des Standes der Technik und
zeigt hohe Härte, die den Materialien gemäß dem Stand der
Technik entspricht. Demgemäß zeigen die gesinterten
Materialien gemäß der Erfindung bei Verwendung als
Schneidewerkzeuge für die Verwendung und unter den
Bedingungen, bei denen die zuvor genannten Eigenschaften
erforderlich sind, ausgezeichnete Wirkung während einer
extrem verlängerten Zeitdauer. Deshalb können die
Schneidewerkzeuge des gesinterten Materials der Erfindung,
obwohl die Anforderungen im Hinblick auf
Hochgeschwindigkeitsverfahren im Bereich von
Schneidewerkzeugen zunehmen, diese Anforderungen
erfolgreich erfüllen.
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Offensichtlich sind zahlreiche Modifikationen und
Variationen der vorliegenden Erfindung im Lichte der zuvor
genannten Lehre möglich. Es ist deshalb verständlich, daß
die Erfindung im Umfang der angefügten Ansprüche anders
als im einzelnen hier beschrieben durchgeführt werden kann.
Tabelle 1-1
Herstellungsbedingungen
Mischungszusammensetzung (Gew.-%)
Primäres Sintern
Übergang zum sekundären Sintern
Sekundäres Sintern
Temperatur (ºC)
N&sub2; Druck (atm)
Zeit (h)
Anzahl der sekundären Sinterverfahren
Gesinterte Materialien der Erfindung
übrige
direkt
verzögert
Tabelle 1-2
Herstellungsbedingungen
Mischungszusammensetzung (Gew.-%)
Primäres Sintern
Übergang zum sekundären Sintern
Sekundäres Sintern
Temperatur (ºC)
N&sub2; Druck (atm)
Zeit (h)
Anzahl der sekundären Sinterverfahren
Gesinterte Vergleichsmaterialien
gesinterte Materialien des Standes der T.
übrige
verzögert
direkt
Tabelle 2
Zusammensetzung (Vol.-%)
Theoretisches Dichteverhältnis (%)
Rockwell Härte (HnA)
Biegebruchstärke (kg/mm²)
Bruchfestigkeit (MN/m³²)
Schneidezeit bis zum Abbröckeln der Schneidkante (min)
Bindarphase
gesinterte Mat. d. St. d.technik
gesinterte Vergleichsmaterialien
gesinterte Materialien der Erfindung
übrige
Tabelle 3
Herstellungsbedingungen
Mischungszusammensetzung (Gew.-%)
Oxidationsbehandlung vor dem primären Sintern
Primäres Sintern
Übergang zum sekundären Sintern
Sekundäres Sintern
O&sub2;-Gehalt in der N&sub2;-Atmosphäre (ppm)
Temperature (ºC)
Zeit (h)
N&sub2; Druck (atm)
Anzahl der sekundären Sinterverfahren
ges.
materialien d. St. d.Technik
Gesinterte Materialien der Erfindung
übrige
direkt
verzögert
Tabelle 4
Herstellungsbedingungen
Zusammensetzung (Vol.-%)
Bindarphase
Durchschnittsdicke der Oxidschicht (um)
Theoretisches Dichteverhältnis (%)
Rockwell Härte (HnA)
Biegebruchstärke (kg/mm²)
Bruchfestigkeit (MN/m³²)
Schneidezeit bis zum Abbröckeln der Schneidkante (min)
gesinterte Mat. d. St. d.technik
Gesinterte Materialien der Erfindung
übrige