DE68918690T2

DE68918690T2 - Gesintertes erzeugnis vom siliziumnitridtyp und verfahren zur herstellung.

Info

Publication number: DE68918690T2
Application number: DE68918690T
Authority: DE
Inventors: Mitsuhiko Furukawa; Mitsuyoshi Nagano; Masaharu Shiroyama; Yasumi Takano
Original assignee: Nippon Tungsten Co Ltd
Current assignee: Nippon Tungsten Co Ltd
Priority date: 1988-07-08
Filing date: 1989-07-07
Publication date: 1995-05-18
Anticipated expiration: 2009-07-08
Also published as: DE68918690D1; EP0377758B1; US5093290A; WO1990000531A1; JPH0222173A; EP0377758A4; EP0377758A1; JPH0625039B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Material vom Siliciumnitrid-Typ mit sehr viel weniger Verschlechterung der Härte bzw. Festigkeit bei hohen Temperaturen, das für Superhochgeschwindigkeits-Schneidewerkzeuge oder Hochtemperatur-Strukturmaterial geeignet ist.
Vormals waren als Si&sub3;N&sub4;-Material solche bekannt, die z. B. in den japanischen Offenlegungsschriften (KOKAI) Sho 49-21091, Sho 57-95873, Sho 59- 182276 usw., beschrieben sind.
Als Herstellungsverfahren für diese gibt es ein Herstellungsverfahren für β- Si&sub3;N&sub4; in einem Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-Al&sub2;O&sub3;-System unter Zusatz von Y&sub2;O&sub3; und Al&sub2;O&sub3; oder in Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-MgO-Al&sub2;O&sub3; durch Zusatz von Y&sub2;O&sub3;-MgO-Al&sub2;O&sub3; als Sinterhilfsmittel, ebenso wie ein Herstellungsverfahren für α'-Si&sub3;N&sub4; und β-Si&sub3;N&sub4; in Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-AlN-Reihen, α-SiAlON oder Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-Al&sub2;O&sub3;-AlN-Reihen durch Zusatz von Y&sub2;O&sub3;-AlN.
Jedoch ist eine Glasphase umfassend Si, N und Zusatzbestandteile zwischen Si&sub3;N&sub4;-Partikeln vorhanden, welche Kristallkörner von Si&sub3;N&sub4; in jedem der gesinterten Körper bindet.
Die Glasphase wird bei hoher Temperatur erweicht, um die Festigkeit zu vermindern. Das heißt, die Verschlechterung der Festigkeit ist bei einer Temperatur höher als 800ºC beachtlich, und die Festigkeit wird bei einer Temperatur höher als 1200ºC auf etwa die Hälfte mit Hinsicht auf die Biegefestigkeit bei normaler Temperatur reduziert.
Zum Verhindern der Festigkeitsverschlechterung bei hoher Temperatur kann ein Material der Si&sub3;N&sub4;-Reihen frei von einer Glasphase, z. B. Fest-Flüssigkeits- Typ Si&sub3;N&sub4;, wie β-SiAlON oder eine Reaktions-gesinterte Si&sub3;N&sub4;-Verbindung von Si&sub3;N&sub4; allein zufriedenstellend sein. Jedoch, obwohl diese Materialien wenig Verschlechterung der Festigkeit bei hoher Temperatur zeigen, ist die Festigkeit selbst bei normaler Temperatur gering und sie sind nicht geeignet für Strukturmaterial und Werkzeugmaterial.
Für andere Fälle, obwohl es möglich ist, das Erweichen bei hoher Temperatur durch Kristallisieren der Glasphase zu verhindern, erfordert dies Hitzebehandlung zusätzlich zur Sinterung, um die Schritte vollständig zu machen.
EP-A-0 124 989 zeigt einen Si&sub3;N&sub4;-gesinterten Körper des Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-Al&sub2;O&sub3;- AlN-Typs, wahlweise weiter umfassend weniger als 5 Gew.-% mindestens von TiO&sub2;/MgO/ZrO&sub2;. Der Si&sub3;N&sub4;-gesinterte Körper hat α'- und β-Phasen oder wahlweise α'-, β- und Si-seltene Erdelement-Al-O-N-Phasen (bezeichnet als "x"-Phasen), wobei das α' zu β-Phasenverhältnis 0,05-0,7 : 0,95-0,3, oder in der Dreiphasen-Alternative ist das Verhältnis der α'-Phase zu der Gesamtheit von α', β und "x" 0,01-0,7 : 1.
Die Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein Siliciumnitrid-Material mit einer Biegefestigkeit bei einer Normaltemperatur vergleichbar mit der von gewöhnlichem Siliciumnitrid mit einer Glasphase und zusätzlich mit sehr viel weniger Verschlechterung der Festigkeit bei hoher Temperatur zu erhalten.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die vorstehende Aufgabe erreicht unter Verwendung eines Y&sub2;O&sub3;-MgO-AlN-Systems als Sinterhilfsmittel und Steuern des stöchiometrischen Verhältnisses von Y, Mg, Al in dem gesinterten Körper innerhalb eines spezifischen Bereichs.
Das heißt, in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung ist es möglich, ein Siliciumnitrid-Material mit einer Biegefestigkeit bei normaler Temperatur von nicht weniger als 9,806·10&sup8; Pa (100 kg/mm²) zu erhalten, welche mit der von gewöhnlichem β-Si&sub3;N&sub4; mit einer Glasphase vergleichbar ist, und mit sehr viel weniger Verschlechterung der Festigkeit, wie Verschlechterung der Festigkeit bei hoher Temperatur von nicht mehr als 10% bei 1000ºC und 20% bei 1200ºC verglichen mit gewöhnlichem Material, durch Steuern der Zahl der Mole von Y, Mg und Al, die in dem gesinterten Körper von Si&sub3;N&sub4;- Y&sub2;O&sub3;-MgO-AlN-Reihen vorhanden sind.
Als spezifische Bedingung für das stöchiometrische Verhältnis von Y, Mg und Al in dem oben beschriebenen gesinterten Körper müssen die drei folgenden Bedingungen erfüllt werden:
(1) 0,1 ≤ A&sub1; + B&sub1; + C&sub1; ≤ 0,4
(2) 0,2 < B&sub1;/A&sub1; < 1,2
(3) -0,03 ≤ C&sub1; - (A&sub1; + B&sub1;) ≤ 0,03
wobei A&sub1;, B&sub1; und C&sub1; die Zahl der Mole von Y, Mg bzw. Al pro Mol Si&sub3;N&sub4; darstellen.
In dem gesinterten Körper vom Siliciumnitrid-Typ gemäß der vorliegenden Erfindung kann die Festigkeit des gesinterten Körpers durch Zumischen und Verteilen von Partikeln von Titancarbid, -nitrid und -carbonitrid verbessert werden. Weil sie keine Reaktionen, wie feste Lösung, mit Si&sub3;N&sub4; oder Sinterhilfsmitteln verursachen, funktionieren sie als Verteilungsverbesserer durch welche die Zähigkeit bzw. Härte verbessert wird. Wünschenswerterweise ist die Korngröße weniger als 1 um.
Für das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren, wo ein gesinterter Körper, der sich durch Hochtemperaturfestigkeit und einfache Sinterfähigkeit auszeichnet, durch einen spezifischen Zusammensetzungsbereich erhalten werden kann, gibt es auch mehrere Bedingungen bei der Herstellung. Dabei sind die Verwendung eines organischen Lösungsmittels als Lösungsmittel nach Mischpulverisierung und Verwendung eines Ausgangspulvers mit einer Korngröße von weniger als 1 um zu nennen.
Gemäß der Erfindung ist es möglich, einen Siliciumnitrid-gesinterten Körper mit einer Biegefestigkeit bei normaler Temperatur, vergleichbar mit der von gewöhnlichem Siliciumnitrid mit einer Glasphase und weniger Verschlechterung der Festigkeit bei hoher Temperatur, zu erhalten.
Die Fig. 1-4 sind Diagramme, die die Charakteristiken des erfindungsgemäßen gesinterten Körpers verdeutlichen.
Figur l ist ein Diagramm, das die Wirkung eines molaren Verhältnisses von jeweils Y, Mg und Al auf die Biegefestigkeit bei Raumtemperatur zeigt, wobei das molare Verhältnis definiert ist als: Y = A&sub1;, Mg = B&sub1; und Al = C&sub1; in einem Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-MgO-AlN-gesinterten Körper, der einer HIP-Verarbeitung bei 1650ºC nach Vorsintern in N&sub2;-Gas bei 1700ºC unterworfen wird. Die Ordinate zeigt die Biegefestigkeit (Pa) [(kg/mm²)] bei Raumtemperatur.
Das heißt, wie es in Fig. 1 gezeigt ist, kann gesehen werden, daß die Biegefestigkeit bei Raumtemperatur innerhalb eines Bereichs von C&sub1; - (A&sub1; + B&sub1;) von nicht weniger als (-) 0,03 Mol und nicht größer als 0,03 Mol hoch ist. Das heißt, die Sinterfähigkeit ist innerhalb des Bereichs verbessert, was übliches Sintern möglich macht und die Festigkeit bei Raumtemperatur vergrößert. Im Gegensatz dazu, wenn sie 0,03 Mol übersteigt, wird die Sinterfähigkeit beachtlich reduziert, was es für übliches Sintern unmöglich macht, jedoch Sintern wird nur durch Heißpressen bzw. Heißdruck möglich. Weiter, wenn er weniger als (-) 0,03 Mol ist, obwohl die Sinterfähigkeit bevorzugt ist, ist die Festigkeit bei Raumtemperatur gering, um die Charakteristiken der hohen Festigkeit als Verdienst der Si&sub3;N&sub4;-Reihen zu verschlechtern, und es ist nicht als Strukturmaterial geeignet.
Innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung wird es für das Verhalten von Y, Mg und Al in dem gesinterten Körper in Betracht gezogen, daß eine β-Si&sub3;N&sub4;-Phase im Si&sub3;N&sub4; + Y&sub2;O&sub3; + MgO + (Al in AlN) gebildet wird und eine α-Si&sub3;N&sub4;-Phase in Si&sub3;N&sub4; + Y&sub2;O&sub3; + MgO + AlN gebildet wird, in der die jeweiligen Sinterhilfsmittel teilweise fest solubilisiert und teilweise eine Glasphase bilden.
Im Laufe der Bildung, wenn MgO im Überschuß (B&sub1;/A&sub1; > 1,2), verwendet wird, wird eine α-Si&sub3;N&sub4;-Phase gebildet, in welcher Mg übermäßig fest-solubilisiert ist, und die Festigkeit wird reduziert, weil diese Phase körnige Kristalle, nicht nadelförmige, Kristalle der β-Si&sub3;N&sub4;-Phase mit hoher Festigkeit enthält. Im Gegensatz dazu, wenn MgO ungenügend (B&sub1;/A&sub1; > 0,2) vorhanden ist, ist die Sinterfähigkeit verringert. Demgemäß sollte der Bereich 1,2 ≥ B&sub1;/A&sub1; ≥ 0,2 sein.
Weiter ist die Gesamtmenge der Sinterhilfsmittel von 0,1 bis 0,4 Mol bezogen auf ein Mol Si&sub3;N&sub4;. Die Sinterfähigkeit ist gering, wenn die Menge weniger als 0,1 Mol ist, und andererseits kann keine ausreichende Festigkeit bei den mechanischen Eigenschaften erreicht werden, insbesondere der Biegefestigkeit auf Grund des Anwachsens der Binderglasphase an einer Kristallkorngrenze, wenn die Menge 0,4 Mole übersteigt.
In der Region der oben beschriebenen Zusammensetzung wird der Zustand der Kristallphase durch das Volumenverhältnis von α-Si&sub3;N&sub4;-Phase und β-Si&sub3;N&sub4;- Phase ausgedrückt:
Bei der vorliegenden Erfindung ist die Zusatzmenge von Al&sub2;O&sub3;, das oft als Sinterhilfsmittel verwendet wird, null.
Fig. 2 zeigt die Wirkung auf die mechanische Eigenschaft in einem Fall, wo Al&sub2;O&sub3; zu 95Si&sub3;N&sub4;-5Y&sub2;O&sub3;-(1,16 MgO)-(3AlN)-(1TiN) hinzugefügt wird (hier und nachfolgend auf der Basis von Gewichts-%, und der Wert in jeder der Klammern zeigt ein Verhältnis, das 100 übersteigt (externes Verhältnis)). Bei diesem Experiment wird Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3; als 100 angenommen und andere Zusätze werden mit dem Anteil, wie angegeben, hinzugefügt. Wie es aus der Figur gesehen werden kann, verringert sich die relative Dichte, und die Biegefestigkeit wird mit dem Anwachsen der Zusatzmenge reduziert.
Das heißt, das Vorhandensein von Al&sub2;O&sub3; wird in der vorliegenden Zusammensetzung nicht bevorzugt, und es wird in Erwägung gezogen, daß Al&sub2;O&sub3; β- Si&sub3;N&sub4; bildet, während eine Glasphase mit Si&sub3;N&sub4;, Y&sub2;O&sub3;, MgO usw. fortschreitend zu AlN gebildet wird. Als ein Ergebnis sind der α-Anteil und die relative Dichte verringert und dadurch wird die Härte und Festigkeit reduziert.
Weiter kann die Festigkeit des gesinterten Körpers durch Zusatz und Vermischen von Partikeln von Titancarbid, -nitrid und -carbonitrid verbessert werden. Weil diese keine Reaktionen, wie feste Lösungen mit Si&sub3;N&sub4; oder Sinterhilfsmittel verursachen, wirken sie als Verteilungsverbesserer, wodurch die Zähigkeit bzw. Härte verbessert wird. Ihre Korngröße ist vorzugsweise nicht größer als 1 um.
Wenn die Korngröße nicht größer als 1 um ist, zeigt sie eine Wirkung auf das Unterdrücken des Kornwachstums von Si&sub3;N&sub4; und trägt zur Verbesserung der Festigkeit und Härte als Verteilungsverbesserer bei. Jedoch, wenn die Korngröße 1 um übersteigt, wird die Funktion als Verteilungsverbesserer verringert, um nur wenig Verbesserung für die Festigkeit und Härte zu bringen.
Fig. 3 zeigt die Wirkung der Zusatzmenge in einem Fall, wo TiN als Verteilungsmittel zu 95Si&sub3;N&sub4;-5Y&sub2;O&sub3;-(1,16 MgO)-(3AlN) als Basis hinzugesetzt wird. Wie es in der Figur gezeigt ist, wird die Biegefestigkeit verbessert, wenn die Zusatzmenge 0,5 bis 5 Gew.-% ist.
Die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung enthält AlN, welches mit Wasser unter Bildung von Ammoniak reagiert, und zur gleichen Zeit wird es teilweise oxidiert, um Al-Oxid zu bilden. Das heißt, wenn die Zusammensetzung mit einer wäßrigen Lösung vermischt wird, wird die Wirkung des AlN-Zusatzes eliminiert, um die gleiche Natur wie der Zusatz von Al&sub2;O&sub3; zu zeigen. Demgemäß ist ein geeignetes Lösungsmittel ein organisches Lösungsmittel, vorzugsweise Methanol oder Ethanol zur Verhinderung der Oxidation von AlN.
Bezugnehmend auf die Korngröße des Ausgangspulvers gibt es bestimmt einen Zusammenhang zwischen der Festigkeit und dem Ausgangspulver in der erfindungsgemäßen Zusammensetzung, und die kleinere Korngröße ist für alle von Si&sub3;N&sub4;, Y&sub2;O&sub3;, MgO und AlN bevorzugt. Insbesondere ist die mittlere Korngröße von Si&sub3;N&sub4; und Y&sub2;O&sub3; nicht größer als 1 um und die Korngröße von Si&sub3;N&sub4; ist vorzugsweise nicht größer als 0,5 um, weil in Betracht gezogen wird, daß die Verteilbarkeit der pulvrigen Partikel, Festkörper-Solubilisierung und Bildung der Glasphase begünstigt wird, wenn die Korngröße kleiner ist.
Fig. 4 zeigt die Abhängigkeit der Biegefestigkeit von der Korngröße von Si&sub3;N&sub4;. Wie aus der Fig. 4 gesehen werden kann, ist die Wirkung auf die Biegefestigkeit auf Grund des Unterschiedes der durchschnittlichen Korngröße des Si&sub3;N&sub4;-Ausgangspulvers in Nr. 3 als gewöhnlichem β-Si&sub3;N&sub4; nicht bemerkenswert, aber die Biegefestigkeit wird abrupt reduziert, wenn die durchschnittliche Korngröße 1 um in Nr. 4 übersteigt, was das erfindungsgemäße Produkt darstellt. Demgemäß darf innerhalb des Zusammensetzungsbereichs der vorliegenden Erfindung die durchschnittliche Korngröße des Si&sub3;N&sub4;-Ausgangspulvers nicht größer als 1 um sein und vorzugsweise nicht größer als 0,5 um.
Eine vorbestimmte Menge von Y&sub2;O&sub3;-MgO-AlN wurde zu einem α-Si&sub3;N&sub4;-Pulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,2 um hinzugefügt, zu welchem TiN oder TiC-Pulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,4 um weiter hinzugefügt wurde, und sie wurden zusammen mit ZrO&sub2;-Kugeln in einen gummiverkleideten Mahltopf eingeführt und pulverisiert und für 40 Stunden unter Verwendung von Methanol als Lösungsmittel vermischt.
Dann wurde die sich ergebende Aufschlämmung sprühgetrocknet unter Zusatz eines organischen Bindemittels durch einen Sprühtrockner vom geschlossenen Typ.
Das sich ergebende pelletisierte Pulver wurde preßgeformt zu 10 · 50 · 5 mm Stücken, das Bindemittel entfernt, und dann bei 1,013 bar (1 Atm.) N&sub2;- Gas gehalten, bei einer Sinterungstemperatur von 1650-1750ºC für 2 Stunden, um ein gesintertes Erzeugnis mit einer theoretischen Dichte von nicht weniger als 95% zu erhalten.
Das Produkt wurde dann weiter durch heißes isostatisches Verpressen (HIP) unter N&sub2;-Gas bei 1600ºC - 1519,5 bar (1500 Atm.) behandelt und diente für verschiedene Untersuchungen bezüglich physikalischer Eigenschaften und Charakteristiken. Warmdrucksintern bzw. Heißpreßsintern wurde für solche angewendet, für welche gewöhnliches Sintern unmöglich ist, und zwar unter den Bedingungen bei einer Temperatur von 1720 ± 20ºC, unter einem Druck von 1,961 · 10&sup7; Pa (200 kg/cm²) für eine Zeit von 100 Minuten in N&sub2;- Gas.
In der gleichen Weise wurde eine Schneidspitze einer Form gemäß JIS SNGN432 hergestellt und für Schneidetest verwendet.
Die Zusammensetzungen der Testprüfkörper und die Ergebnisse der Tests sind in den anhängenden Tabellen gezeigt.
Wie es aus der Tabelle gesehen werden kann, wurde eine beachtliche Verbesserung bei den Hochtemperatur-Charakteristiken des erfindungsgemäßen Sintermaterials verglichen mit gewöhnlichen Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-Al&sub2;O&sub3;-Reihen oder Si&sub3;N&sub4;-MgO-Al&sub2;O&sub3;-Reihen oder β-SiAlON-Reihen bemerkt.
Die Nrn. 17 bis 20, die zum Vergleich verwendet wurden, haben den Kristallphasen-Anteil in dem gesinterten Erzeugnis von:
α/α+β innerhalb eines Bereichs: 0,05 ≤ α/α+β ≤ 0,5
und haben eine eher verbesserte Festigkeit.
Jedoch als ein Meßergebnis der Hochtemperaturfestigkeit mit solchen, für welche Normaldrücksintern unmöglich ist und die durch Heißpressen bzw. Heißdruck gesintert wurden, obwohl die Festigkeit bei hoher Temperatur hervorragend war, verglichen mit Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-Al&sub2;O&sub3;-Reihen oder Si&sub3;N&sub4;-MgO- Al&sub2;O&sub3;-Reihen, war Normaldrucksintern unmöglich und das Sintern wurde durch Heißdruck oder Heißpressen durchgeführt. Es kann auch aus dem obigen gesehen werden, daß der kleinere Zusatzanteil von Al&sub2;O&sub3; bevorzugt ist.
Dieses Beispiel zeigt den Zusatz von 1 Gew.-% TiN, aber es wurde auch gefunden, daß die Festigkeit ähnlich durch die Verwendung von TiC verbessert werden konnte. Tabelle 1 Vergleichsprodukt Erfindungsprodukt Nr. Zusammensetzung Rest (Balance) Externes Verhältnis Si&sub3;N&sub4; Y&sub2;O&sub3; MgO AlN Al&sub2;O&sub3; TiN Relative Dichte α-Verhältnis Härte Biegefestigkeit Raumtemperatur Verschleißbeständigkeit *1 Absplitterbeständigkeit *2
*1 Verschleißbeständigkeit FC-25 Schnitt
Umfangsgeschwindigkeit V: 600 m/min,
Zufuhr: 0,25 mm/Umdrehung Vertiefung bzw. Einkehlung: 1,5 mm
Schnittzeit bis zu 0,5 mm Flankenabnutzung
@: mehr als 30 min, : 20-30 min, Δ: weniger als 20 min.
*2 Absplitterbeständigkeit FCD-60
Umfangsgeschwindigkeit V: 250 m/min, Vertiefung d: 1,5 mm, Zufuhr bis untersuchtes Absplittern
@: mehr als 0,8 mm/Umdrehung, : 0,5-0,7 mm/Umdrehung
Werte in Klammern sind für ein Heißdrucksinterprodukt: Normaldrucksintern unmöglich Tabelle 2 Erfindungsprodukt Nr. Zusammensetzung Rest (Balance) Externes Verhältnis Si&sub3;N&sub4; Y&sub2;O&sub3; MgO AlN Al&sub2;O&sub3; TiN Relative Dichte α-Verhältnis Härte Biegefestigkeit Raumtemperatur Verschleißbeständigkeit *1 Absplitterbeständigkeit *2
*1 Verschleißbeständigkeit FC-25 Schnitt
Umfangsgeschwindigkeit V: 600 m/min,
Zufuhr: 0,25 mm/Umdrehung Vertiefung bzw. Einkehlung: 1,5 mm
Schnittzeit bis zu 0,5 mm Flankenabnutzung
@: mehr als 30 min, : 20-30 min, Δ: weniger als 20 min.
*2 Absplitterbeständigkeit FCD-60
Umfangsgeschwindigkeit V: 250 m/min, Vertiefung d: 1,5 mm, Zufuhr bis untersuchtes Absplittern
@: mehr als 0,8 mm/Umdrehung, : 0,5-0,7 mm/Umdrehung
Werte in Klammern sind für ein Heißdrucksinterprodukt: Normaldrucksintern unmöglich Tabelle 3 Außerhalb des Bereichs Nr. Zusammensetzung Rest (Balance) Externes Verhältnis Si&sub3;N&sub4; Y&sub2;O&sub3; MgO AlN Al&sub2;O&sub3; TiN Relative Dichte α-Verhältnis Härte Biegefestigkeit Raumtemperatur Verschleißbeständigkeit *1 Absplitterbeständigkeit *2
*1 Verschleißbeständigkeit FC-25 Schnitt
Umfangsgeschwindigkeit V: 600 m/min,
Zufuhr: 0,25 mm/Umdrehung Vertiefung bzw. Einkehlung: 1,5 mm
Schnittzeit bis zu 0,5 mm Flankenabnutzung
@: mehr als 30 min, : 20-30 min, Δ: weniger als 20 min.
*2 Absplitterbeständigkeit FCD-60
Umfangsgeschwindigkeit V: 250 m/min, Vertiefung d: 1,5 mm, Zufuhr bis untersuchtes Absplittern
@: mehr als 0,8 mm/Umdrehung, : 0,5-0,7 mm/Umdrehung
Werte in Klammern sind für ein Heißdrucksinterprodukt: Normaldrucksintern unmöglich Tabelle 4 Vergleichsprodukt Nr. Zusammensetzung Rest (Balance) Externes Verhältnis Si&sub3;N&sub4; Y&sub2;O&sub3; MgO AlN Al&sub2;O&sub3; TiN Relative Dichte α-Verhältnis Härte Biegefestigkeit Raumtemperatur Verschleißbeständigkeit *1 Absplitterbeständigkeit *2
*1 Verschleißbeständigkeit FC-25 Schnitt
Umfangsgeschwindigkeit V: 600 m/min,
Zufuhr: 0,25 mm/Umdrehung Vertiefung bzw. Einkehlung: 1,5 mm
Schnittzeit bis zu 0,5 mm Flankenabnutzung
@: mehr als 30 min, : 20-30 min, Δ: weniger als 20 min.
*2 Absplitterbeständigkeit FCD-60
Umfangsgeschwindigkeit V: 250 m/min, Vertiefung d: 1,5 mm, Zufuhr bis untersuchtes Absplittern
@: mehr als 0,8 mm/Umdrehung, : 0,5-0,7 mm/Umdrehung
Werte in Klammern sind für ein Heißdrucksinterprodukt: Normaldrucksintern unmöglich

Claims

1. Gesintertes Erzeugnis vom Siliciumnitridtyp hergestellt aus Si&sub3;N&sub4; und einer Y&sub2;O&sub3;-MgO-AlN-Sinterhilfe mit A1 Molen von Y, B&sub1; Molen von Mg und C&sub1; Molen von Al auf der Grundlage eines Mols Si&sub3;N&sub4; in dem gesinterten Erzeugnis, wobei jede Menge von A&sub1;, B&sub1; und C&sub1; größer als Null ist und so ausgewählt ist, daß die folgenden Bedingungen erfüllt werden:

- 0,03 ≤ C&sub1; - (A&sub1; + B&sub1;) ≤ 0,03 Mol; und

0,1 ≤ A&sub1; + B&sub1; + C&sub1; ≤ 0,4 Mol; und

0,2 ≤ B&sub1;/A&sub1; ≤ 1,2

und wobei die Kristallphasen in dem gesinterten Erzeugnis von Si&sub3;N&sub4; das folgende umfassen:

eine α-Si&sub3;N&sub4;-Phase, in der ein Teil der Si&sub3;N&sub4;-Phase durch Y, Mg, O und Al ersetzt ist; und

eine β-Si&sub3;N&sub4;-Phase, in der ein Teil der Si&sub3;N&sub4;-Phase durch Al und O ersetzt ist; und

eine bindende Glasphase umfassend Si, Al, O, N, Y und Mg und wobei das Verhältnis zwischen der α-Si&sub3;N&sub4;-Phase und der β-Si&sub3;N&sub4;-Phase ist:

5 ≤ [α/(α + β)] ≤ 50 ausgedrückt als Volumenprozent.

2. Gesintertes Erzeugnis vom Siliciumnitridtyp nach Anspruch 1, wobei die Partikel von Titancarbid, -nitrid und -carbonitrid mit einer Korngröße nicht größer als 1 um als Dispergierverbesserer hinzugefügt werden, und zwar in 0,5 bis 5 Gew.-% in bezug auf das Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3;-MgO-AlN nach Anspruch 1, wobei die Menge von Si&sub3;N&sub4;-Y&sub2;O&sub3; als 100 Gew.-% angenommen wird.

3. Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Erzeugnisses vom Siliciumnitridtyp, welches umfaßt: Hinzufügen von A&sub2; Molen Y&sub2;O&sub3;, B&sub2; Molen AlN und C&sub2; Molen MgO pro Mol Si&sub3;N&sub4; zu einem Si&sub3;N&sub4;-Pulver enthaltend nicht weniger als 90 Vol.-% einer α-Si&sub3;N&sub4;-Phase mit einer durchschnittlichen Korngröße nicht größer als 1,0 um, in solch einer Pulver-Blend-Zusammensetzung, die die Bedingungen erfüllen kann:

0,08 ≤ A&sub2; + B&sub2; + C&sub2; ≤ 0,35 (Mol) (1)

- 0,28 ≤ B&sub2; - (A&sub2; + C&sub2;) ≤ 0,035 (Mol) (2)

A&sub2; > 0, B&sub2; > 0, C&sub2; > 0 (Mol) (3)

0,4 ≤ A&sub2; ≤ 2,4 (Mol) (4)

Pulverisieren und Einmischen in ein organisches Lösungsmittel und dann Sintern des Pulvers mittels einem von Warmdrucksintern, Drucksintern in einer Stickstoffgasatmosphäre, Normaldrucksintern oder warmem isostatischem Verpressen in Stickstoffgas.

4. Verfahren nach Anspruch 3, wobei Partikel von Titancarbid, -nitrid oder -carbonitrid mit einer Korngröße nicht größer als 1 um als Dispergierverbesserer hinzugefügt werden, und zwar von 0,5 bis

5 Gew.-% bezüglich der Pulver-verblendeten Pulverzusammensetzung, wobei die Menge von Si&sub3;N&sub4;- Y&sub2;O&sub3; als 100 Gew.-% angenommen wird.