DE4313358A1

DE4313358A1 - Keramik auf Basis von plättchenförmigem â-Al¶2¶O¶3¶ und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE4313358A1
Application number: DE4313358A
Authority: DE
Inventors: Takashi Koyama; Koichi Niihara
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 1992-04-23
Filing date: 1993-04-23
Publication date: 1993-10-28
Also published as: US5686366A; US5403795A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Keramik auf Basis von α-Aluminiumoxid (α-Al₂O₃) gemäß dem Oberbegriff des Pa tentanspruchs 1, die exzellente Festigkeit und ein exzellen tes Schneidverhalten und fast kein Brechen oder Absplittern der Schneidkante zeigt, und dies sowohl beim kontinuierli chen Schneiden, als auch beim diskontinuierlichen Schneiden von Stahl oder Gußeisen. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung der erfindungsgemäßen Keramik und eine erfindungsgemäße Keramik mit einer Beschichtung auf ihrer Oberfläche.

Allgemein bekannte Keramikmaterialien für Schneidzwecke sind u. a.: Al₂O₃-ZrO₂-Keramik und Al₂O₃-ZrO₂-MgO, Y₂O₃ und CeO₂-Keramik, wie sie in der japanischen Patentschrift Nr. 59-6,274 offenbart wird. Diese Keramiken weisen Feinstrukturen auf, wie sie in einem Beispiel in der Rasterelek tronenmikroskopie-Strukturaufnahme in Fig. 1 gezeigt wird. Sie werden hauptsächlich für Schneidwerkzeuge zum konti nuierlichen Schneiden von Stahl verwendet.

Die konventionelle Al₂O₃-ZrO₂-Keramik kann die Anforderungen jedoch nicht vollständig erfüllen, da es beispielsweise beim diskontinuierlichen Schneiden von Stahl leicht zu einer Absplitterung an der Schneidkante kommt.

Wie in der vorläufigen japanischen Patentveröffentlichung Nr. 61-53,154 offenbart wird, sind auch Al₂O₃-ZrO₂-MgO, Y₂O₃, CeO₂-TiC, TiN, TiCN und SiC-Keramik bekannt, die je doch leicht zum Absplittern neigen, wenn sie zum diskontinu ierlichen Schneiden von Stahl verwendet werden.

Die vorläufige japanische Patentveröffentlichung Nr. 2-283,661 offenbart eine α-Al₂O₃-CeO₂-Keramik, die in der Form von Polierschleifkörnchen verwendet wird.

Ferner offenbart die vorläufige japanische Patentveröffent lichung Nr. 4-238,861 eine ZrO₂-α-Al₂O₃-β-Al₂O₃-Keramik. β-Al₂O₃, das die Form von nadelförmigen Körnchen annimmt, kann jedoch nicht als Matrix-Komponente verwendet werden, da sein Anteil 3 bis 10 Vol% beträgt.

Ein in J.Am.Ceram.Soc., 73 [7] 2077-85 (1990) veröffentlich ter Aufsatz berichtet, daß die Zugabe von Kombinationen aus NaO₂ und SiO₂, CaO und SiO₂, SrO und SiO₂ oder BaO und SiO₂ zu Al₂O₃-Pulver und Sintern der Mischung ungewöhnliches Kornwachstum von α-Al₂O₃-Körnchen bewirkt. Die Körnchen ha ben eine plattenförmige Gestalt mit einer Partikelgröße über 100 µm und ein Seitenverhältnis von wenigstens 5.

Es ist folglich die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Keramik bereitzustellen, die exzellente Härte und fast kein Brechen oder Absplittern der Schneidkante zeigt, und dies sowohl beim kontinuierlichen Schneiden von Stahl oder Gußei sen, als auch beim diskontinuierlichen Schneiden von Stahl oder Gußeisen, und die ein exzellentes Schneidverhalten zeigt. Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfin dung, Verfahren zur Herstellung dieser Keramik zur Verfügung zu stellen.

Die obige Aufgabe wird durch die Merkmale des Pa tentanspruchs 1, 7 und 14 gelöst.

In der vorliegenden Erfindung wird die Beständigkeit und Fe stigkeit der Keramik durch die Zugabe von Komponenten in Spurenmengen zur α-Al₂O₃-Matrix verbessert, die das Korn wachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steuern (steuernde Mittel) und durch Additive, die die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördern (fördernde Mittel). Die α-Al₂O₃-Matrix wandelt sich zu plättchenförmigen Körnchen um und die Verschleiß festigkeit der Keramik wird durch das Beschichten der Kera mikoberfläche mit einer harten Schicht verbessert.

Weitere Vorteile und Merkmale der vorliegenden Erfindung er geben sich auf Grund der Beschreibung bevorzugter Ausfüh rungsformen, der Beispiele 1-9, sowie anhand der Zeich nung.

Es zeigt:

Fig. 1 eine Feinstrukturaufnahme einer konventionellen Al₂O₃-ZrO₂-Keramik;

Fig. 2 als Vergleichbeispiel eine Feinstrukturaufnahme von Al₂O₃ mit 3 Gew.-% ZrO₂, dem 0,2 Gew.-% CaO und 0,2 Gew.-% SiO₂ zugegeben wurde, und das bei 1600°C gesintert wurde;

Fig. 3 eine Feinstrukturaufnahme von erfindungsgemäßem Al₂O₃ mit 20 Gew.-% ZrO₂, dem 0,4 Gew.-% SrCO₃ und 0,3 Gew.-% SiO₂ zugegeben wurde und das bei 1600°C gesintert wurde.

In jüngster Vergangenheit haben Aktivitäten bezüglich Ar beitseinsparung, Fabrikautomatisierung und der Herstellung von Mehrzweckprodukten auf dem Gebiet der Schneidverfahren einen groben Fortschritt gebracht und folglich gibt es ein Bedürfnis für die Entwicklung eines Werkzeugs, das eine hö here Zuverlässigkeit unter erschwerten Schneidbedingungen zeigt, und dies nicht nur beim kontinuierlichen und diskon tinuierlichen Schneiden von Stahl, sondern auch beim diskon tinuierlichen Schneiden von Gußeisen.

Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben eine Epoche machende Technologie entwickelt, um eine Al₂O₃-Matrix in plättchenförmige Körnchen umzuwandeln, und sie haben die vorliegende Erfindung als eine der Anwendungen dieser Tech nologie insbesondere auf dem Gebiet der gesinterten Keramik für Schneidwerkzeuge gemacht.

Den Erfinder der vorliegenden Erfindung ist es zum ersten Mal gelungen, α-Al₂O₃-Partikel mit einer Größe von bis zu etwa 15 µm in der Längsrichtung reproduzierbar herzustellen. Dies gelang durch die Zugabe von steuernden Mitteln beim Kornwachstum von α-Al₂O₃ zu plättchenförmigen Körnchen unter dem Einfluß von fördernden Mitteln während des Sinterns des α-Al₂O₃-haltigen Sinterguts.

Die Zugabe der fördernden Mittel ohne die Zugabe der steu ernden Mittel verringert die Beständigkeit aufgrund von un gewöhnlichem Kornwachstum der α-Al₂O₃-Körnchen beträchtlich. Die Zugabe der steuernden Mittel erlaubt die Steuerung der Größe der plättchenförmigen α-Al₂O₃-Körnchen in deren Längs richtung bis auf etwa 15 µm ohne daß die Beständigkeit er heblich verringert wird. Die plättchenförmigen α-Al₂O₃-Körn chen verhindern die Propagation von Rissen durch Ablenkung und Kornbrückenbildung und erlauben dadurch eine bemer kenswerte Verbesserung der Bruchfestigkeit bei gleichblei bender Beständigkeit.

Das Verfahren der Erfindung beinhaltet im wesentlichen die folgenden Schritte:

Mischen der fördernden Mittel (von 0,04 bis 4 Gew.-% nach der Umwandlung zu Oxiden) und verschiedener steuernder Mit tel (von 5-40 Gew.-%) unter gewöhnliches Aluminiumoxidpul ver und Sintern der Mischung bei einer Temperatur von wenig stens 1300°C, bei der in ausreichendem Male eine flüssige Phase gebildet wird.

Insbesondere erleichtert die Zugabe der fördernden Mittel die Ausbildung der flüssigen Phase in der Sinterstufe durch deren Reaktion mit Al₂O₃ während des Erwärmens. Al₂O₃ wird in dieser flüssigen Phase gelöst, und das gelöste Al₂O₃ scheidet sich wieder auf der Oberfläche von α-Al₂O₃-Kri stallkörnchen ab.

In der vorliegenden Erfindung bildet der folgende Mechanis mus plättchenförmige Körnchen aus: Die flüssige Phase redu ziert die Oberflächenenergie der C-Ebene ((0001)-Ebene) des α-Al₂O₃-Kristalls und stabilisiert diese Ebene dadurch.

Um die Energie der gesamten α-Al₂O₃-Körnchen zu verringern, müssen die Körnchen breite stabile Ebenen aufweisen und die instabilen Ebenen müssen flächenmäßig verringert werden. Da bei wird angenommen, daß α-Al₂O₃-Körnchen wachsen, wenn die C-Ebene breiter wird, was somit zur Bildung von α-Al₂O₃-Körn chen führt.

Beim Wachsen von α-Al₂O₃-Körnchen zu plättchenförmigen Körn chen kann das Wachstum der Plättchen mit den steuernden Mit teln beeinflußt werden. Die Plättchen treffen mit den steuernden Mitteln zusammen, wobei bei einer zu geringen Menge an steuernden Mitteln die Plättchen unter Inkorporie rung der steuernden Mittel zu Körnchen wachsen.

Durch die Zugabe der steuernden Mittel in einer Menge von wenigstens 5 Gew.-% ist es möglich, das Wachstum der Korn größe der Plättchen zu steuern, da die steuernden Mittel dann hauptsächlich an den Korngrenzen verteilt sind.

Um diesen Mechanismus zu bewirken, ist es notwendig, 0,02 bis 2% Oxid der Alkalimetalle, wie Li, Na und/oder K, und/oder Oxid der Erdalkalimetalle, wie Ca, Sr und/oder Ba, und 0,02 bis 2% SiO₂ als die oben erwähnten fördernden Mit tel zuzugeben. Es reicht aus, daß diese Additive während des Sinterns in Form von Oxiden vorliegen.

Diese Komponenten können folglich von Anfang an als Oxide aber auch als Salze zugegeben werden, wie als Chloride, Car bonate, Nitrate, Sulfate, Oxalate und/oder Alkoholate, die während des Sinterns zu Oxiden zersetzt werden.

Diese Zersetzungsreaktion kann abgetrennt werden, d. h., die oben erwähnten Verbindungen können vor dem Sintern durch eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600 bis 1050°C zu Oxiden umgewandelt werden.

Die Flüssigphasenkomponente kann hergestellt werden durch: Die fördernden Mittel und das Al₂O₃-Pulver mischen, die Re aktion bei einer Temperatur von 1000 bis 1500°C durchführen, das vorläufige Sintergutes der Flüssigphasenkomponente mah len und die Flüssigphasenkomponente mit α-Al₂O₃ und ver schiedenen steuernden Komponenten vor dem Sintern versetzen.

Die Flüssigphase, die während des Sinterns hergestellt wird, wird glasig gesintert oder während des Abkühlens nach dem Sintern kristallisiert und befindet sich an den Korngrenzen.

Das oben erwähnte Sintergut ist durch irgendein Sinterver fahren bei einer Temperatur von 1300 bis 1900°C an Luft oder in einer inerten Gasatmosphäre oder im Vakuum erhältlich; beispielsweise durch isostatisches Heißpressen (HIP) des Sintergutes bei einer Temperatur von 1300 bis 1700°C und ei nem Druck von 100 bis 200 MPa, oder durch das Heißpressen des Pulvergemischs bei einer Temperatur von 1300 bis 1900°C und einem Druck von 10 bis 40 MPa. D.h., das oben erwähnte Sintergut ist im wesentlichen durch irgendein Verfahren er hältlich, das die Bildung der oben erwähnten Flüssigphase erlaubt. Wenn es angebracht ist, können durch isostatisches Kaltpressen (CIP) oder Gleitgießen (slip casting) grobe Pro dukte hergestellt werden, wie beispielsweise eine Düse, eine Form, eine Walzrolle oder eine technische Keramik.

Ferner kann die Verschleißfestigkeit durch chemische Dampfabscheidung verbessert werden, indem ein Objekt mit ei ner einzelnen oder einer mehrphasigen Schicht einer festen Lösung aus Oxid, Carbid, Carbonitrid und/oder Nitrid des Aluminiums und/oder der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa beschichtet wird.

a) Die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive (fördernde Mittel)

Die fördernden Mittel müssen während des Sinterns in Form von Oxiden vorliegen. Wirksame Additive, die die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördern schliefen ein: Oxid des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba und SiO₂ und Verbindungen des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba, die durch Erwärmung zu Oxiden zersetzt werden, insbesondere Chloride, Carbonate, Nitrate und Oxalate des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba und Si-Alkoholat.

Diese Additive bilden während des Sinterns eine flüssige Phase aus und bewirken das Kornwachstum der α-Al₂O₃-Körnchen zu plättchenförmigen Körnchen.

Beträgt die Menge an jedem dieser fördernden Mittel unter 0,02 Gew.-% (0,04 Gew.% insgesamt), so wachsen keine plätt chenförmigen α-Al₂O₃-Körnchen, da die Menge an flüssiger Phase zu klein ist. Eine Menge von über 2 Gew.-% (4 Gew.-% insgesamt) ist nicht wünschenswert, insbesondere wegen der Abnahme der Beständigkeit und der Hochtemperaturhärte der Keramik.

b) Das Kornwachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steuernde Komponenten (steuernde Mittel)

Komponenten, die das Kornwachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steuern können das Kornwachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steu ern. Ohne die Zugabe dieser Komponenten wird ein ungewöhnli ches Kornwachstum von plättchenförmigen α-Al₂O₃-Körnchen be wirkt, was zu einer großen Verringerung der Beständigkeit führt. Ein Gehalt an steuernden Mitteln unter 5 Gew.-% be wirkt, daß die α-Al₂O₃-Körnchen unter Inkorporierung der steuernden Mittel wachsen. Wie in der Aufnahme von Fig. 2 gezeigt wird, die einen Fall von α-Al₂O₃ mit 3 Gew.-% ZrO₂ darstellt, dem CaO und SiO₂ jeweils in einer Menge von 0,2 Gew.-% zugegeben wurde, ist die Beständigkeit noch unzu reichend, da die plättchenförmigen α-Al₂O₃-Körnchen eine Größe von deutlich über 15 µm aufweisen.

Ein Gehalt an steuernden Mitteln von über 40 Gew.-% macht das Wachstum von α-Al₂O₃-Körnchen unzureichend und führt zu einer geringeren Festigkeit. Der Gehalt an steuerndem Mittel sollte daher vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 5 bis 40 Gew.-% liegen. Es ist notwendig, daß die meisten der plättchenförmigen α-Al₂O₃-Körnchen einen Längsdurchmesser von 15 µm aufweisen, um eine ausreichende Beständigkeit und Festigkeit der Keramik sicherzustellen.

Bevorzugte steuernde Mittel schließen ein: ZrO₂- und HfO₂-Körn chen, teilweise stabilisiertes ZrO₂ und teilweise stabi lisiertes HfO₂, das Y₂O₃, MgO, CaO und CeO₂ enthält, SiC-Na delkristalle, Carbide, Carbonitride und Nitride der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa, und SiC-Partikel.

c) Die Temperatur der Wärmebehandlung

Eine Temperatur der Wärmebehandlung von unter 600°C führt zu unzureichender Zersetzung zu Oxiden. Bei einer Temperatur der Wärmebehandlung über 1050°C kondensieren die Pulverpar tikel untereinander, was eine Fehlstelle nach dem Sintern ausbildet, wodurch die Beständigkeit der Keramik reduziert wird. Die Temperatur der Wärmebehandlung sollte daher vor zugsweise innerhalb des Bereiches von 600 bis 1050°C liegen. Al₂O₃-Pulver oder alle oder ein Teil der steuernden Mittel kann vorher mit Verbindungen gemischt werden, die die för dernden Mittel für die Wärmebehandlung erzeugen.

d) Sintern

Die Sinteratmosphäre kann eine oxidierende Atmosphäre wie Luft sein, wenn ein oder mehrere Oxide, wie ZrO₂ und HfO₂ als die steuernden Mittel verwendet werden, und muß eine in erte Atmosphäre wie ein Vakuum oder Argon sein, wenn steu ernde Mittel verwendet werden, die eine geringe Oxidations beständigkeit aufweisen (wie SiC, Carbide, Carbonitride und Nitride der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa). Bei einer Sintertemperatur unter 1300°C wäre das Sintern unzureichend, und bei einer Sintertemperatur über 1900°C würde übermäßiges Wachstum von α-Al₂O₃-Körnchen die Beständigkeit der Keramik stark verringern.

Die erfindungsgemäße Keramik kann ferner hergestellt werden, indem ein Pulvergemisch durch vorläufiges Sintern von Al₂O₃-Pul ver und einem Oxid, Chlorid, Carbonat, Nitrat, Sulfat und/oder Oxalat des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba und SiO₂ und/oder Si-Alkoholat bei einer Temperatur von 1000 bis 1500°C, bei der eine Flüssigphasenkomponente hergestellt wird; Mahlen dieser Flüssigphasenkomponente, Hinzufügen des α-Al₂O₃-Pulvers, und der steuernden Mittel, so daß eine Mi schung erhalten wird, die 0,04 bis 4 Gew.-% fördernde Mit tel, 5 bis 40 Gew.-% steuernde Mittel und α-Al₂O₃ ad 100 Gew.-% beinhaltet, und Sintern der Mischung.

Es ist auch möglich, das Produkt durch eine HIP-Behandlung zu verdichten, bei der ein inertes Gas bei einer Temperatur von 1300 bis 1700°C unter einem Druck von 100 bis 200 MPa verwendet wird.

Während Heißpreßsintern für jedes Material anwendbar ist, wird Heißpreßsintern insbesondere benötigt′ wenn SiC-Nadel kristalle als ein steuerndes Mittel verwendet werden, da diese ein niedriges Sintervermögen aufweisen. Eine Tempera tur unter 1300°C führt zu unzureichendem Sintern, und eine Temperatur über 1900°C führt zu übermäßigem Wachstum von α-Al₂O₃-Körnchen und folglich zu einer beträchtlichen Ab nahme der Beständigkeit der Keramik. Ein Preßdruck unter 10 MPa führt zu einer unzureichenden Verdichtung, wohingegen ein Druck über 40 MPa wegen der mangelnden Druckfestigkeit derzeitiger Preßformen Schwierigkeiten bereitet.

e) Beschichtung

Wenn eine Schicht aus Al₂O₃ und Carbiden, Carbonitriden und Nitriden der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa eine Dicke unter 1 µm aufweist, ist der Verbesserungseffekt bezüglich der Verschleißfestigkeit begrenzt, und eine Schichtdicke über 20 µm ist wegen des leichten Auftretens von Brechen und Absplittern nicht erwünscht.

Beispiel 1

Es wurde als Ausgangsmaterial ein Al₂O₃-Pulver hergestellt, das eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,3 µm hatte; als fördernde Mittel wurden Pulver der verschiedenen Verbin dungen des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba, SiO₂-Pulver und Si-Al koholat hergestellt, die eine durchschnittliche Partikel größe von 0,1 bis 5 µm aufwiesen; und als steuernde Mittel wurden ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pulver, teilweise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise stabilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, hergestellt, die eine durchschnitt liche Partikelgröße von 0,1 bis 1 µm aufwiesen.

Zuerst wurden die steuernden Mittel unter das Al₂O₃-Pulver mit dem in Tab. 1 gezeigten Verhältnis gemischt (Verhältnis zu der Gesamtmischung) und über 72 Stunden in einer Kugel mühle gemischt. Dann wurde eine Wärmebehandlung unter den in Tab. 2 gezeigten Bedingungen an Luft durchgeführt. An schließend wurden die steuernden Mittel mit dem in Tab. 1 gezeigten Verhältnis zugemischt (Verhältnis zur Gesamtmi schung) und die Mischung wurde in einer Kugelmühle über 72 Stunden gemischt und getrocknet, um ein Pulvergemisch zu er halten. Das Pulvergemisch wurde unter einem Druck von 1 Tonne/cm² preßgeformt und über eine Stunde bei der in Tab. 2 gezeigten Temperatur gesintert, wodurch auf α-Al₂O₃-ZrO₂ ba sierende Keramikproben der vorliegenden Erfindung herge stellt wurden.

Zu Vergleichszwecken wurde ferner eine auf Al₂O₃-ZrO₂ basie rende konventionelle Keramik hergestellt, indem das oben er wähnten Al₂O₃-Pulver, ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pulver und teilweise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise stabilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, als Ausgangsmateri alpulver verwendet wurden, und indem diese Ausgangsmaterial pulver mit dem in Tab. 1 gezeigten Mischungsverhältnis unter den gleichen Bedingungen wie oben gemischt wurden, außer daß eine Wärmebehandlung durchgeführt wurde und das Sintern bei der in Tab. 2 gezeigten Temperatur durchgeführt wurde.

Mit den resultierenden Keramikproben wurde ein diskontinu ierlicher Stahl-Schneidtest unter den folgenden Bedingungen durchgeführt:

Zu schneidendes Material:
SCM 440 (Härte: HB250) Rundstab mit zwei Längsrillen,
Werkzeuggeometrie:	JIS SNGN120408,
Schneidgeschwindigkeit:	400 m/min,
Schnittiefe:	1 mm,
Zuführung:	0,15 mm/Umdrehung (mm/rev), und
Naßschneidedauer:	15 Minuten,

und ein kontinuierlicher Stahl-Schneidtest wurde unter fol genden Bedingungen durchgeführt:

Zu schneidendes Material:
SCM 440 (Härte: HB250) Rundstange,
Werkzeuggeometrie:	JIS SNGN120408,
Schneidgeschwindigkeit:	300 m/min,
Schnittiefe:	1,5 mm,
Zuführung:	0,2 mm/Umdrehung (mm/rev), und
Naßschneidedauer:	10 Minuten,

Die Abnutzungsbreite der Reliefffläche der Schneidkante wurde in beiden Tests gemessen. Die Ergebnisse der Tests werden in Tab. 2 gezeigt. Tab. 2 zeigt auch die Form, die Partikel größe, die Biegefestigkeit und die Bruchfestigkeit der Al₂O₃-Körnchen.

Fig. 1 und 3 zeigen Rasterelektronenmikroskopieaufnahmen der Struktur der konventionellen Keramik 2 und der Keramik 2 der vorliegenden Erfindung.

Wie in den Fig. 1 und 3 gezeigt wird, zeigen die erfin dungsgemäßen Proben eine gemischte Struktur, die hauptsäch lich plättchenförmige Al₂O₃-Kristallkörnchen (grau) und gleichachsige ZrO₂-Kristallkörnchen (weiß) beinhaltet, wäh rend die konventionellen Proben eine gemischte Struktur aus gleichachsigen Al₂O₃- und gleichachsigen ZrO₂-Körnchen zeigt, was somit klar den Unterschied in der Struktur dieser zwei Proben zeigt. Dieser Strukturunterschied spiegelt sich in der Festigkeit wider. Wie in Tab. 2 gezeigt wird, weisen die erfindungsgemäßen Proben eine viel bessere Festigkeit als die konventionellen Proben auf. Obwohl diese Probengrup pen ähnliches Schneidverhalten beim kontinuierlichen Schnei den von Stahl zeigen, litten alle konventionellen Proben nach einer relativ kurzen Lebensdauer unter Beschädigungen der Schneidkante, wohingegen die erfindungsgemäßen Proben kein Brechen oder Absplittern der Schneidkante und eine ex zellente Verschleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigten.

Beispiel 2

Pulvergemische wurden durch das Verwenden der gleichen Aus gangsmaterialien wie in Beispiel 1 erhalten, durch Mischen dieser Ausgangsmaterialien mit dem in Tab. 3 gezeigten Ver hältnis, durch Mischen in einer Kugelmühle über 72 Stunden und durch Trocknen derselben. Auf Al₂O₃-ZrO₂ basierende er findungsgemäße Keramikproben wurden hergestellt durch Preßformen der Pulvergemische unter einem Druck von 1 Tonne/cm² und dem Sintern an Luft über 1 Stunde bei der in Tab. 4 gezeigten Temperatur.

Zu Vergleichszwecken wurden konventionelle auf Al₂O₃-ZrO₂ basierende Keramikproben auf dieselbe Weise wie in Bei spiel 1 hergestellt.

Mit den resultierenden Keramikproben wurden dieselben Schneidtests unter den gleichen Bedingungen wie in Bei spiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse werden in Tab. 4 ge zeigt. Die Form, Partikelgröße, die Biegefestigkeit und die Bruchfestigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen wird ebenfalls in Tab. 4 gezeigt.

Wie in Tab. 4 gezeigt wird, weisen die erfindungsgemäßen Proben eine viel bessere Festigkeit im Vergleich zu den konventionellen Proben auf. Obwohl diese Probengruppen ein ähnliches Schneidverhalten beim kontinuierlichen Schneiden von Stahl zeigen, litten beim diskontinuierlichen Schneiden von Stahl alle konventionellen Proben an Beschädigungen der Schneidkante nach einer relativ kurzen Lebensdauer, wohinge gen die erfindungsgemäßen Proben kein Brechen oder Absplit tern der Schneidkante und eine exzellente Verschleißfestig keit über einen langen Zeitraum zeigten.

Beispiel 3

Es wurde als Ausgangsmaterial ein Al₂O₃-Pulver hergestellt, das eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,3 µm aufwies, als fördernde Mittel Pulver aus verschiedenen Verbindungen des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba, SiO₂-Pulver und Si-Alkoholat, die eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 bis 5 µm aufwiesen, und als steuernde Mittel ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pul ver, teilweise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise sta bilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, Car bidpulver, Nitridpulver und Carbonitridpulver der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa, die eine durchschnittliche Par tikelgröße von 0,1 bis 1 µm aufwiesen.

Zuerst wurden die steuernden Mittel unter das Al₂O₃-Pulver mit dem in Tabelle 5 gezeigten Verhältnis gemischt (Verhält nis zur Gesamtmischung) und über 72 Stunden in einer Kugel mühle gemischt. Dann wurde eine Wärmebehandlung unter den in Tabelle 6 gezeigten Bedingungen an Luft durchgeführt. An schließend wurden die steuernden Mittel mit dem in Tabelle 5 gezeigten Verhältnis untergemischt (Verhältnis zur Gesamtmi schung) und die Mischung wurde in einer Kugelmühle über 72 Stunden gemischt und getrocknet, um ein Pulvergemisch zu erhalten. Das Pulvergemisch wurde bei einem Druck von 1 Tonne/cm² preßgeformt und in einer inerten Gasatmosphäre über eine Stunde bei der in Tabelle 6 gezeigten Temperatur gesintert. Zusätzlich wurde eine HIP-Behandlung in Argongas bei 1500°C bei einem Druck von 150 MPa über eine Stunde durchgeführt, wodurch eine auf Al₂O₃ basierende erfindungs gemäße Keramik hergestellt wurde.

Zu Vergleichszwecken wurde ferner eine auf Al₂O₃ basierende konventionelle Keramik hergestellt, indem das oben erwähnte ZrO₂-Pulver, das HfO₂-Pulver, das teilweise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise stabilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, Carbidpulver, Nitridpulver und Car bonitridpulver der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa, SiC-Pulver und Al₂O₃-Pulver als Ausgangsmaterialpulver verwendet wurden, diese Ausgangsmaterialpulver mit dem in Tabelle 5 gezeigten Verhältnis gemischt wurden, diese ohne die Anwen dung einer Wärmebehandlung unter den in Tabelle 6 gezeigten Bedingungen gesintert wurden, und indem eine HIP-Behandlung unter denselben Bedingungen durchgeführt wurde.

Mit den verschiedenen Keramikproben wurde ein kontinuierli cher Stahl-Schneidtest unter folgenden Bedingungen durchge führt:

Zu schneidendes Material:
SCM 440 (Härte: HB250), Rundstab,
Werkzeuggeometrie:	JIS SNGN120408,
Schneidgeschwindigkeit:	350 m/min,
Schnittiefe:	1 mm,
Zuführung:	0,2 mm/Umdrehung (mm/rev), und
Naßschneidedauer:	10 Minuten,

und es wurde die Abnutzungsbreite der Reliefffläche der Schneidkante gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6 zeigt auch die Form, Partikelgröße, Bie gefestigkeit und die Bruchfestigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen.

Wie in Tabelle 6 gezeigt wird, besitzt die erfindungsgemäße Keramik, die eine Struktur aufweist, in der Al₂O₃-Körnchen zu Plättchen gewachsen sind, eine klar bessere Festigkeit und dies spiegelt sich in der Tatsache wider, daß die erfin dungsgemäße Keramik kein Brechen und Absplittern beim konti nuierlichen Schneiden von Stahl und eine exzellente Ver schleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigt.

Beispiel 4

Es wurde als Ausgangsmaterial ein Al₂O₃-Pulver hergestellt, das eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,3 µm aufwies, als fördernde Mittel Pulver aus verschiedenen Verbindungen des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba, SiO₂-Pulver und Si-Alkoholat, die eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 bis 5 µm aufwiesen, und als steuernde Mittel SiC-Nadelkristalle, die wenigstens 70% Nadelkristalle mit einem Seitenverhältnis von 35 bis 40 bei einer Länge von 15 bis 50 µm und einem Durch messer von 0,4 bis 2 µm enthielten.

Zuerst wurden die fördernden Mittel mit den in Tab. 7 ge zeigten Verhältnis unter das Al₂O₃-Pulver gemischt (Verhält nis zur Gesamtmischung) und die Mischung über 72 Stunden in einer Kugelmühle gemischt. Dann wurde eine Wärmebehandlung unter den in Tabelle 8 gezeigten Bedingungen an Luft durch geführt und die wärmebehandelte Mischung zu einer Aufschläm mung in einer Naßkugelmühle umgewandelt. Anschließend wurden die SiC-Nadelkristalle mit dem in Tabelle 7 gezeigten Ver hältnis (Verhältnis zur Gesamtmischung) untergemischt und über zwei Stunden durch Ultraschallwellen und mechanisches Mischen nah gemischt. Nach dem Trocknen wurde die Mischung unter den in Tabelle 8 gezeigten Bedingungen heißgepreßt, wodurch eine auf Al₂O₃ basierende erfindungsgemäße Keramik hergestellt wurde.

Zu Vergleichszwecken wurden ferner auf Al₂O₃ basierende kon ventionelle Keramiken hergestellt, indem das obige Al₂O₃-Pul ver und die SiC-Nadelkristalle verwendet wurden, diese Ausgangsmaterialpulver unter denselben Bedingungen gemischt wurden, um so die in Tabelle 7 gezeigte Mischungszusammen setzung zu erhalten, und durch Heißpressen der Mischung un ter den in Tabelle 8 gezeigten Bedingungen, um dadurch auf Al₂O₃ basierende konventionelle Keramiken herzustellen.

Anschließend wurde ein Gußeisen-Walztest (milling test of cast iron) auf den so erhaltenen Proben der verschiedenen Keramiken unter folgenden Bedingungen durchgeführt:

Zu schneidendes Material:
FC30 (Härte: HB220),
Werkzeuggeometrie:	JIS SNGN120408,
Schneidgeschwindigkeit:	300 m/min,
Schnittiefe:	1 mm,
Zuführung:	0,2 mm/Umdrehung (mm/rev), und
Naßschneidedauer:	20 Minuten,

und es wurde die Abnutzungsbreite der Reliefffläche der Schneidkante gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 8 gezeigt. Tabelle 8 zeigt auch die Form, Partikelgröße, Bie gefestigkeit und die Bruchfestigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen.

Aus Tabelle 8 geht klar hervor, daß die erfindungsgemäße Ke ramik, die eine Struktur aufweist, in der Al₂O₃-Körnchen zu Plättchen gewachsen sind, eine Härte in der gleichen Größen ordnung wie konventionelle Keramik aufweist, daß sie aber in der Festigkeit überlegen ist. Dies spiegelt sich in der Tat sache wider, daß die erfindungsgemäße Keramik kein Brechen oder Absplittern beim diskontinuierlichen Schneiden von Gußeisen und eine exzellente Verschleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigt.

Beispiel 5

Es wurde als Ausgangsmaterial ein Al₂O₃-Pulver hergestellt, das eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,3 µm aufwies, als fördernde Mittel Pulver aus verschiedenen Verbindungen des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba, SiO₂-Pulver und Si-Alkoholat, die eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 bis 5 µm aufwiesen, und als steuernde Mittel ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pul ver, teilweise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise sta bilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, die eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 bis 1 µm auf wiesen und SiC-Nadelkristalle, die wenigstens 70% Nadelkri stalle mit einem Seitenverhältnis von 35 bis 40 bei einer Länge von 15 bis 59 um und einem Durchmesser von 0,4 bis 2 µm enthielten.

Proben der auf Al₂O₃ basierenden erfindungsgemäßen Keramiken wurden wie folgt hergestellt: zuerst wurden die fördernden Mittel unter das Al₂O₃-Pulver mit dem in Tabelle 9 gezeigten Verhältnis untergemischt (Verhältnis zur Gesamtmischung), dann wurden dieselben in einer Kugelmühle über 72 Stunden gemischt, anschließend wurde eine Wärmebehandlung an Luft unter den in Tabelle 10 gezeigten Bedingungen durchgeführt. Dann wurde ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pulver, teilweise stabilisier tes ZrO₂-Pulver und teilweise stabilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, zu der wärmebehandelten Mischung untergemischt, anschließend wurde dieselbe in einer Naßkugelmühle über 24 Stunden zu einer Aufschlämmung gemischt, die SiC-Nadelkristalle mit einem in Tabelle 9 ge zeigten Verhältnis untergemischt, dies alles über zwei Stun den durch Ultraschallwellen und mechanisches Mischen nah ge mischt, und nach dem Trocknen, unter den in Tabelle 10 ge zeigten Bedingungen heißgepreßt.

Zu Vergleichszwecken wurden ferner Proben von auf Al₂O₃ ba sierender konventioneller Keramik hergestellt, indem das oben erwähnte Al₂O₃-Pulver, ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pulver, teil weise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise stabilisier tes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, und die SiC-Na delkristalle als Ausgangsmaterialpulver verwendet wurden, diese Ausgangsmaterialpulver unter den gleichen Bedingungen gemischt wurden, um so ein in Tabelle 9 gezeigtes Zusammensetzungsgemisch zu erhalten, und indem die Mischung unter den in Tabelle 10 gezeigten Bedingungen ohne die An wendung einer Wärmebehandlung heißgepreßt wurde.

Anschließend wurde mit den somit erhaltenen verschiedenen Keramikproben ein Gußeisen-Walztest (cast iron milling test) unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 4 durchge führt. Die Ergebnisse werden in Tabelle 10 gezeigt. Die Form, die Partikelgröße, die Biegefestigkeit und die Bruch festigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen werden ebenfalls in Ta belle 10 gezeigt.

Aus Tabelle 10 geht klar hervor, daß die erfindungsgemäße Keramik, die eine Struktur aufweist, in der Al₂O₃-Körnchen zu Plättchen gewachsen sind, eine Härte in der gleichen Größenordnung wie konventionelle Keramik aufweist, daß sie aber in der Festigkeit überlegen ist. Dies spiegelt sich in der Tatsache wider, daß die Keramik der vorliegenden Er findung kein Brechen oder Absplittern beim Naßwalzen von Gußeisen und eine exzellente Verschleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigt.

Beispiel 6

Es wurde als Ausgangsmaterial ein Al₂O₃-Pulver hergestellt, das eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,3 µm aufwies, als fördernde Mittel Pulver aus verschiedenen Verbindungen des Li, K, Na, Ca, Sr und Ba, SiO₂-Pulver und Si-Alkoholat, die eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 bis 5 µm aufwiesen; und als steuernde Mittel ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pul ver, teilweise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise sta bilisiertes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, Car bidpulver, Nitridpulver und Carbonitridpulver aus Metallen der Gruppen IVa, Va und VIa′ und SiC-Pulver, die eine durch schnittliche Partikelgröße von 0,1 bis 2 µm aufwiesen, und SiC-Nadelkristalle, die wenigstens 70% Nadelkristalle mit einem Seitenverhältnis von 35 bis 40 bei einer Länge von 15 bis 50 µm und einem Durchmesser von 0,4 bis 2 µm enthielten.

Proben der auf Al₂O₃ basierenden erfindungsgemäßen Keramik wurden wie folgt hergestellt: zuerst wurden die fördernden Mittel unter das Al₂O₃-Pulver mit dem in Tabelle 11 gezeig ten Verhältnis gemischt (Verhältnis zur Gesamtmischung), dann wurden dieselben in einer Kugelmühle über 72 Stunden gemischt, anschließend wurde eine Wärmebehandlung an Luft unter den in Tabelle 12 gezeigten Bedingungen durchgeführt. Es wurden dann die steuernden Mittel außer den SiC-Nadelkri stallen unter die wärmebehandelte Mischung mit dem in Ta belle 11 gezeigten Verhältnis gemischt, dann wurden diesel ben in einer Naßkugelmühle über 24 Stunden zu einer Auf schlämmung gemischt und die SiC-Nadelkristalle mit dem in Tabelle 11 gezeigten Verhältnis untergemischt. Nach dem nahen Mischen über zwei Stunden mit Ultraschallwellen und mechanischem Mischen und dem Trocknen wurden dieselben unter den in Tabelle 12 gezeigten Bedingungen heißgepreßt.

Zu Vergleichszwecken wurden ferner Proben der auf Al₂O₃ ba sierenden konventionellen Keramik hergestellt, indem das oben erwähnte Al₂O₃-Pulver, ZrO₂-Pulver, HfO₂-Pulver, teil weise stabilisiertes ZrO₂-Pulver und teilweise stabilisier tes HfO₂-Pulver, das Y₂O₃ und CeO₂ enthielt, und die SiC-Na delkristalle als Ausgangsmaterialpulver verwendet wurden, diese Ausgangsmaterialpulver unter den gleichen Bedingungen gemischt wurden, um so ein in Tabelle 11 gezeigtes Zusammen setzungsgemisch zu erhalten, und durch Heißpressen der Mi schung unter den in Tabelle 12 gezeigten Bedingungen ohne die Anwendung einer Wärmebehandlung.

Anschließend wurde ein Gußeisen-Walztest (cast iron milling test) unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 4 mit den erhaltenen Proben der verschiedenen Keramiken durchge führt. Die Ergebnisse werden in Tabelle 12 gezeigt. Die Form, die Partikelgröße, die Biegefestigkeit und die Bruch festigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen werden ebenfalls in Ta belle 12 gezeigt.

Aus Tabelle 12 geht klar hervor, daß die erfindungsgemäße Keramik, die eine Struktur aufweist, in der Al₂O₃-Körnchen zu Plättchen gewachsen sind, eine Härte in der gleichen Größenordnung wie konventionelle Keramik aufweist, daß sie aber in der Festigkeit überlegen ist. Dies spiegelt sich in der Tatsache wider, daß die Keramik der vorliegenden Er findung kein Brechen oder Absplittern beim Naßwalzen von Gußeisen und eine exzellente Verschleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigt.

Beispiel 7

Unter Verwendung der Ausgangsmaterialien der Beispiele 1 und 2 wurde eine in Tabelle 13 gezeigte flüssige Phase herge stellt, indem zuerst die fördernden Mittel und das Al₂O₃-Pulver gemischt wurden und nach deren Mischen in einer Ku gelmühle über 72 Stunden die Mischung an Luft wärmebehandelt wurde. Nach dem Mahlen dieser flüssigen Phase wurde die flüssige Phase, Al₂O₃-Pulver und die steuernden Mittel ge mischt, in einer Kugelmühle über 72 Stunden gemischt und nach dem Trocknen wurde die Mischung zu gepreßtem Pulver mit vorgeschriebener Form unter einem Druck von 1 Tonne/cm² preßgeformt. Proben der auf Al₂O₃-ZrO₂ basierenden erfin dungsgemäßen Keramik wurden durch Sintern der gebildeten Mi schung über eine Stunde bei der in Tabelle 14 gezeigten Tem peratur hergestellt.

Proben von auf Al₂O₃-ZrO₂ basierender konventioneller Kera mik wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 herge stellt.

Anschließend wurde mit den verschiedenen Proben ein Schneidtest unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Form, die Partikelgröße, die Biege festigkeit und die Bruchfestigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen wer den ebenfalls in Tabelle 14 gezeigt.

Aus Tabelle 14 geht klar hervor, daß die erfindungsgemäße Keramik, die eine Struktur aufweist, in der Al₂O₃-Körnchen zu Plättchen gewachsen sind, eine gegenüber konventioneller Keramik verbesserte Festigkeit aufweist. Dies spiegelt sich in der Tatsache wider, daß trotz der nahezu gleichen Schneidverhalten beim kontinuierlichen Schneiden von Stahl, die konventionelle Keramik in allen Fällen unter Brechen der Schneidkante beim diskontinuierlichen Schneiden von Stahl leidet, wohingegen alle erfindungsgemäßen Proben kein Bre chen oder Absplittern der Schneidkante und eine exzellente Verschleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigen.

Beispiel 8

Es wurde die in Tab. 15 gezeigte flüssige Phase hergestellt, indem die gleichen Ausgangsmaterialien wie in Beispiel 6 verwendet wurden, die fördernden Mittel und Al₂O₃-Pulver ge mischt wurden und nach dem Mischen der Mischung in einer Ku gelmühle über 72 Stunden die Mischung einer Wärmebehandlung und Mahlen an Luft unterzogen wurde. Das Pulvergemisch wurde durch Mischen dieser flüssigen Phase mit den steuernden Mit teln außer den SiC-Nadelkristallen erhalten, durch das Mi schen der Mischung in einer Naßkugelmühle über 24 Stunden zu einer Aufschlämmung, durch das Mischen der SiC-Nadelkri stalle unter die Mischung, durch Naßmischen derselben über 24 Stunden durch Ultraschallwellen und durch mechanisches Mischen und Trocknen derselben. Proben der auf Al₂O₃ basie renden erfindungsgemäßen Keramik wurden durch das Heißpres sen dieses Pulvergemischs unter den in Tabelle 16 gezeigten Bedingungen hergestellt.

Proben der konventionellen auf Al₂O₃ basierenden Keramik wurden auf dieselbe Weise hergestellt wie in den Beispie len 4, 5 und 6.

Anschließend wurden mit den Proben ein Gußeisen-Walztest (milling test of cast iron) unter den gleichen Bedingungen durchgeführt, wie in den Beispielen 4, 5 und 6. Die Ergeb nisse werden in Tabelle 16 gezeigt. Die Form, die Partikel größe, die Biegefestigkeit und die Bruchfestigkeit der α-Al₂O₃-Körnchen werden ebenfalls in Tabelle 16 gezeigt.

Aus Tabelle 16 geht klar hervor, daß die Keramik der vorlie genden Erfindung, die eine Struktur aufweist, in der Al₂O₃-Körn chen zu Plättchen gewachsen sind, eine Härte in der gleichen Größenordnung wie konventionelle Keramik aufweist, daß sie aber in der Festigkeit überlegen ist. Dies spiegelt sich in der Tatsache wider, daß die erfindungsgemäße Keramik kein Brechen oder Absplittern beim Naßwalzen von Gußeisen und eine exzellente Verschleißfestigkeit über einen langen Zeitraum zeigt.

Beispiel 9

Es wird nachfolgend ein Beispiel einer oberflächenbeschich teten Keramik in Form eines Schneidwerkzeugs beschrieben, die durch das Ausbilden einer harten Schicht auf der Ober fläche der auf Al₂O₃ basierenden Keramik, die plättchenför miges α-Al₂O₃ beinhaltet, hergestellt wurde.

Ein Schneidwerkzeug aus einer oberflächenbeschichteten auf Al₂O₃ basierenden erfindungsgemäßen Keramik (beschichtetes keramisches Schneidwerkzeug der vorliegenden Erfindung) wurde durch das Ausbilden einer harten Schicht hergestellt, die eine in Tabelle 17 gezeigte chemische Zusammensetzung und durchschnittliche Dicke aufwies. Die Schicht wies eine einzelne oder mehrere Schichten aus Ti-Carbid, Nitrid, Car bonitrid, Carbonat und Carbonat-Nitrid und Al-Oxid auf. Die Ausbildung der harten Schicht erfolgte unter einem reduzier ten Druck von bis zu 100 Torr und bei einer Temperatur von 950 bis 1050°C auf der Oberfläche der erfindungsgemäßen Ke ramik, die die Form des oben erwähnten Schneidwerkzeugs JIS SNGN 120408 aufwies, indem eine gewöhnliche chemische Dampfabscheidung durchgeführt wurde.

Ein aus einer konventionellen, oberflächenbeschichteten, auf Al₂O₃ basierenden Keramik hergestelltes Schneidwerkzeug (konventionelles keramisches Schneidwerkzeug, unbeschichtet) wurde hergestellt durch das Ausbilden einer harten Schicht durch chemische Dampfabscheidung auf der Oberfläche des auf Al₂O₃ basierenden Keramiksubstrats des Schneidwerkzeugs, dessen chemische Zusammensetzung außerhalb des Bereichs der auf Al₂O₃ basierenden erfindungsgemäßen Keramik liegt.

Mit diesen beschichteten Werkzeugen wurde ein kontinuierli cher Hochgeschwindigkeits-Schneidtest an Stahl unter folgen den Bedingungen durchgeführt:

Zu schneidendes Material:
SCM 440 (Härte: HB250),
Schneidgeschwindigkeit:	420 m/min,
Zuführung:	0,36 mm/Umdrehung (mm/rev), und
Schnittiefe:	2 mm
Naßschneidedauer:	15 Minuten,

und es wurde die Abnutzungsbreite der Relieffläche der Schneidkante gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 17 gezeigt. Zu Vergleichszwecken wurde ein ähnlicher Schneidtest mit dem Schneidwerkzeug der auf Al₂

O₃

basieren den erfindungsgemäßen Keramik durchgeführt, auf dem keine harte Schicht ausgebildet worden war (keramisches Ver gleichsschneidwerkzeug, unbeschichtet). Die Ergebnisse wer den ebenfalls in Tabelle 17 gezeigt.

Es ist aus den in Tabelle 17 gezeigten Ergebnissen evident, daß das beschichtete keramische Schneidwerkzeug der vorlie genden Erfindung unter dem Einfluß der harten Beschichtung eine exzellente Verschleißfestigkeit zeigt. Die harte Be schichtung zeigte eine exzellente Haftung selbst beim Hoch geschwindigkeits-Naßschneiden von Stahl, wohingegen das kon ventionelle keramische beschichtete Schneidwerkzeug wegen Brechens nur eine sehr begrenzte Lebensdauer zeigte, was aus der schlechten Festigkeit des Substrats resultierte. Bei dem unbeschichteten Vergleichs-Schneidwerkzeug, das keine harte Beschichtung aufwies, ist die Lebensdauer durch den Ver schleiß der Reliefffläche auf einen sehr kurzen Zeitraum be schränkt. Bei diesem Beispiel wurde das Ende der Lebensdauer dann angenommen, wenn die Abnutzungsbreite 0,4 mm erreichte.

Claims

1. Keramik auf Basis von plättchenförmigem α-Al₂O₃ mit folgender chemischen Zusammensetzung:
die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive: 0,04 bis 4 Gew.-%.
das Kornwachstum der α-Al₂O₃-Plättchen steuernde Komponenten: 5 bis 40 Gew.-%,
Al₂O₃ und zufällige Verunreinigungen: ad 100 Gew.-%,
wobei das Al₂O₃ hauptsächlich aus plättchenförmigen α-Al₂O₃-Partikeln besteht.

2. Keramik nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch: die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive:
Oxid des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba: 0,02 bis 2 Gew.-%,
SiO₂: 0,02 bis 2 Gew.-%,
das Kornwachstum der α-Al₂O₃-Partikel steuernde Kompo nenten:
ZrO₂, HfO₂, teilweise stabilisiertes ZrO₂, teilweise stabilisiertes HfO₂, SiC-Nadelkristalle, SiC-Partikel und/oder Carbide, Nitride und/oder Carbonitride der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa: 5 bis 40 Gew.-%.

3. Keramik nach Anspruch 1 und/oder 2, gekennzeichnet durch:
die Bildung von a-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive:
Oxid des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba: 0,02 bis 2 Gew.-%,
SiO₂: 0,02 bis 2 Gew.-%,
das Kornwachstum der α-Al₂O₃-Partikel steuernde Kompo nenten:
ZrO₂, HfO₂, teilweise stabilisiertes ZrO₂ und/oder teilweise stabilisieretes HfO₂: 5 bis 40 Gew.-%.

4. Keramik nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch:
die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive:
Ca-, Sr- und/oder Ba-Oxid: 0,05 bis 1,5 Gew.-%,
O₂: 0,05 bis 1,5 Gew.-%,
das Kornwachstum der α-Al₂O₃-Partikel steuernde Kompo nenten:
ZrO₂, HfO₂, teilweise stabilisiertes ZrO₂ und/oder teilweise stabilisiertes HfO₂: 5 bis 40 Gew.-%.

5. Keramik nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch ge kennzeichnet, daß die meisten der α-Al₂O₃-Partikel einen Längsdurchmesser von 15 µm haben.

6. Keramik nach einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeich net durch
eine keramische Sinteroberfläche, die mit Carbid, Ni trid und/oder Carbonitrid der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa und/oder Al₂O₃ bedeckt ist, die zu einer oder mehreren Filmen ausgebildet sind, und die eine Dicke von 1 bis 20 µm haben.

7. Verfahren zur Herstellung einer Keramik auf Basis von plättchenförmigem α-Al₂O₃ nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekennzeichnet durch

a) Herstellung eines Pulvergemisches aus: die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive (0,04 bis 4 Gew.-% nach Umwandlung in Oxide); das Kornwachs tum von α-Al₂O₃-Plättchen steuernde Komponenten (5 bis 40 Gew.-%); und Al₂O₃-Pulver (ad 100 Gew.-%),
b) Herstellung einer flüssigen Phase mit: die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive und Al₂O₃, bei einer Temperatur von wenigstens 1050°C während des Sinterns, und
c) Sintern bei einer Temperatur von 1300 bis 1900°C an Luft, in einer inerten Gasatmosphäre oder im Vakuum.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß man im Schritt a) verwendet:
als die die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernden Additive: Oxid des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba, oder eine Verbindung des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba, die das Oxid des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba durch Zer setzung während der Erwärmung bildet, in einer Menge von 0,02 bis 2 Gew.-% nach Umwandlung in Oxide, und SiO₂ oder eine Verbindung, die SiO₂ durch Zersetzung während der Erwärmung bildet, in einer Menge von 0,02 bis 2 Gew.-% nach Umwandlung in Oxid,
als die das Kornwachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steuern den Komponenten: ZrO₂, HfO₂, teilweise stabilisiertes ZrO₂, teilweise stabilisiertes HfO₂, SiC-Nadel kristalle, SiC-Partikel und/oder Carbid, Nitrid und/oder Carbonitrid der Metalle der Gruppen IVa, Va und VIa, in einer Menge von 5 bis 40 Gew.-%,
und α-Al₂O₃-Pulver ad 100 Gew.-%.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als Verbindung, die das Oxid des Li, K, Na, Ca, Sr oder Ba bildet, deren Chlorid, Carbonat, Nitrat, Sulfat oder Oxalat verwendet wird.

10. Verfahren Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als SiO₂-bildende Verbindung Si-Alkoholat eingesetzt wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß man in Schritt a)
Al₂Q₃-Pulver mit einem Oxid, Chlorid, Carbonat, Nitrat, Sulfat und/oder Oxalat des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba, und mit SiO₂ und/oder Si-Alkoholat mischt,
die Mischung auf eine Temperatur von 600 bis 1050°C er wärmt,
die die Bildung α-Al₂O₃-Plättchen fördernden Additive zu dem erwärmten Pulver zugibt,
und das Pulvergemisch mischt, um so eine Mischung zu erhalten mit: 0,04 bis 4 Gew.-% die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen fördernde Additive, 5 bis 40 Gew.-% das Kornwachstum von α-Al₂O₃ steuernde Komponenten und Al₂O₃ ad 100 Gew.-%.

12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß man Al₂O₃-Pulver und die Bildung von α-Al₂O₃-Plättchen för dernde Additive dem erwärmten Pulver zugibt.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß man in Schritt a)
ein Oxid, Chlorid, Carbonat, Nitrat, Sulfat und/oder Oxalat des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba, in einer Menge von 0,02 bis 2 Gew.-% nach Umwandlung in Oxide, mit SiO₂ und/oder Si-Alkoholat, in einer Menge von 0,02 bis 2 Gew.-%,
und ZrO₂, HfO₂, teilweise stabilisiertes ZrO₂ und/oder teilweise stabilisiertes HfO₂, in einer Menge von 5 bis 40 Gew.-%,
und Al₂O₃-Pulver ad 100 Gew.-% mischt, und
die Mischung auf eine Temperatur von 600 bis 1050°C er wärmt.

14. Verfahren zur Herstellung einer auf plättchenförmigem α-Al₂O₃ basierenden Keramik nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß man

i) Al₂O₃-Pulver mit einem Oxid, Chlorid, Carbonat, Nitrat, Sulfat und/oder Oxalat des Li, K, Na, Ca, Sr und/oder Ba, und mit SiO₂ und/oder Si-Alkoholat mischt,
die Mischung auf eine Temperatur von 1050 bis 1500°C erwärmt, um eine Flüssigphasenkomponente herzustellen,
diese Flüssigphasenkomponente mahlt,
ii) Al₂O₃-Pulver und die das Kornwachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steuernden Komponenten zu dem gemahlenen Pulver zugibt, und zu einer Mischung aus: 0,04 bis 4 Gew.-% die Bildung von α-Al₂O₃- Plättchen fördernde Additive, 5 bis 40 Gew.-% das Kornwachstum von α-Al₂O₃-Plättchen steuernde Komponenten, und Al₂O₃ ad 100 Gew.-% mischt, und daß man
iii) die Mischung bei einer Temperatur von 1300 bis 1900°C an auf t, in einer inerten Gasatmosphäre oder im Vakuum sintert.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß man zusätzlich das Sintergut bei einer Temperatur von 1300 bis 1700°C und einem Druck von 100 bis 200 MPa heiß isostatisch preßt.

16. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß man im Schritt c) bzw. iii) das Pulvergemisch in einer Heißpresse bei einer Temperatur von 1300 bis 1900°C und einem Druck von 10 bis 40 MPa sintert.

17. Verwendung der Keramik auf Basis von plättchenförmigem α-Al₂O₃ nach einem der Ansprüche 1 bis 6 zur Herstel lung eines Schneidwerkzeugs.

18. Schneidwerkzeug, hergestellt aus einer Keramik auf Ba sis von plättchenförmigem α-Al₂O₃ nach einem der An sprüche 1 bis 6.