專利名稱:氮基陶瓷材料的制作方法
本發明論述一種具有超高溫特性，抗熱沖擊性高且導熱性能異常良好的氮基陶瓷材料。此種材料特別適用于用作切削工具材料。本發明涉及Si-Al-O-N型一類氮化物陶瓷，其中，細分散的多種類型的沉積物給予此種陶瓷材料的性質以積極的影響。
已有許多文章和專利描述到Si-Al-O-N系統(例如《氮基陶瓷進展》一書，F.L.Riley編輯，Martinus Nijheff出版社1983年出版)以及添加過Y2O3之類某種氧化物質的相關系。一般組成為Si6-ZAl2O2N8-Z的六方晶相，其中O＜Z≤4.2，已知是β-Si-Al-O-N，這種材料的晶體結構與β-Si3N4相同。另一類六方晶相的一般組成MX(Si，Al)12(O，N)16，其中O＜X＜2而M＝釔或其他Li.Ca.Mg一類金屬以及鋯化物或這些金屬的混合物。另一些具有適當離子半徑的金屬也能穩定它的α相。α型Si-Al-O-N的主結構與α-Si3N4相同。但已發現，由于La和Ce的離子半徑似乎過大，很難使之成為α型Si-Al-O-N的一部分。
Si-Al-O-N系或M-Si-Al-O-N系中的許多相具有可以描述為纖鋅礦上層結構的一類結構，在那種上層結構中，AlN結晶化了。字母M如前段所述，表示一種或多種金屬，例如Y、Mg、Be、Li或Sc。還可能包括其他具有適當離子半徑的金屬。這些相，眾所周知為多型的，它們在Si-Al-O-N系統中出現于高Al和高N含量所確定的象限中，即接近于AlN角。上述的一種或多種相以后普遍由“多型”記號給出。多型結構多少屬良好排列，而可以歸之為前述的纖鋅礦基本結構(例如，可參看前面提到的那本書)。此種多型相具有六角形的或菱形的晶胞，它們由所謂的Ramsdell符號描述為8H、15R、12H、21R、27R和2H。文獻中，此類多型相常根據這些符號描述，例如，記作12H多型材料等。
Si-Al-O-N及許多M-Si-Al-O-N系的基礎性相分析研究業已在本世紀七十年代進行，并已有大量的象前面提到過的那一類著述。在七十年代初期還有過若干應用β型Si-Al-O-N的專利，其中特別要提到的是東芝(例如美國專利3969125)、豐田(例如美國專利3903230)與Lucas(例如美國專利3991166)。有關以Li形成一種α型Si-Al-O-N的最早一篇文章已于1972年發表，接著有許多其他文章。業已肯定，關系到切削工具材料的元素釔，形成了上述的Si-Al-O-N相(S.Hampshire，H.K.Park，D.P.Thompson and K.H.Jack Nature，Vol 274，1978，P880-882)，而且很早就指出過，α型Si-Al-O-N有可能給工藝部門帶來利益。例如，適才三位作者在“α型硅鋁氧氮陶瓷”(Science，Vol10，1980，P251-256，H.Hausnlr主編)一文，進而在英國專利2118927A中描述到，α型和β型的Si-Al-O-N是可能按某些組成制得的。該項專利涉及到具有α型Si-Al-O-N相、β型Si-Al-O-N相和一種玻璃相的，硅鋁氮氧化合物型的陶瓷切削材料。這種材料的許多優點，例如在切削中的優點，根據本發明，出人意料地發現存在于含多種晶型的Si-Al-O-N材料中，而這是過去從未報導和提出過的。
上面描述的這種Si-Al-O-N材料可以在某些情形下通過如下工藝獲得，即在不加壓的條件下燒結Si3N4及一定量的二氧化硅，在其表面上有(通常是)少量的Al2O3和作為少量添加物的金屬氧化物、氮化物或氮氧化物。例如Y、Ca、Mg、Be和鑭系元素等氧化物、氮化物或氮氧化物或它們的混合物。這類添加物起著燒結輔助劑的作用，并與SiO2和(或)Al2O3一起，在這種陶瓷材料的燒結溫度下，形成一種在晶體間的高熔玻璃相。此外，其他類似的成形玻璃用的金屬之類似化合物也可以用作燒結輔助劑。典型的例子是可以氧化物、氮氧化物或氮化物形式添加的Zr和Hf，由此形成高熔和高強的玻璃。還有，易于在氮氣氛中加熱而形成氮化物的金屬，可以用作為燒結輔助劑的一種組份，例如Si、Mg與Cr玻璃相的數量自然要足夠用來燒結陶瓷的原始材料。為了使一種陶瓷材料具有(例如)最佳的切削性質，玻璃相的數量必須很小，但又不能小到使這種材料喪失其韌性。
也已知道，某些金屬例如Ca、Mg、Fe等會減低玻璃相的軟化溫度。為了獲得具有最佳高溫性質的玻璃相，于是這類元素在玻璃相中的含量必須小到，此種Si-Al-O-N材料不會喪失其優良性質，尤其是在將其用作切削工具材料時。
應該強調，上述玻璃相的全部組成，不論是對陶瓷材料的致密化工藝還是對燒結材料的性質，那會有顯著影響。因而重要的是，要考慮到這種陶瓷材料的使用條件，仔細地選擇燒結輔助劑(或它們的混合物)。例如，添加Mg這一成份，將獲得較易于處理而又能用作耐磨部件的陶瓷材料。但是，這樣的材料將缺少良好的高溫性質。為了這樣一項任務，必須采用能給出高熔、高強玻璃的Y、Zr和鑭系元素等一類元素。最后，通過選擇燒結輔助劑，可以按照所希望的方向控制其他晶相的形成，因為，M-Si-Al-O-N相的各種系統看來并不相同。要是采用不同元素的混合物，就能獲得各種各樣的可能性。例如，在燒結混合物中采用La和Ce一類元素，就能影響到α型Si-Al-ON的形成。
除了上述的玻璃相之外，也可以形成其他晶間相，其中存在著來自燒結輔助劑的金屬。一般地說，這些相是(例如)釔的硅酸鹽或鋁硅酸鹽，或是還含有氮的類似結構，例如YAG(釔鋁石榴石)、N-YAM或YAM(釔鋁黃長石)，b相(YAG的一種畸變形式)，以及結構與磷灰石相同的相。類似的相還出現于不同于Y-Si-Al-O-N的其他系統中，例如具有Ca和Be的對應系統中。在燒結輔助劑中有其他金屬時，就可能出現其他晶相，他們具有不同于上述的其他類型結構。
燒結輔助劑的這種富金屬相，可繼以(例如)熱處理使其較大一部分從玻璃相轉變為晶相。利用這種方法，可以使玻璃相大大減少。前述文獻中已有報導，在金屬鋁石榴石中，采取這種使玻璃相轉變為結晶相的方法來減少玻璃相的數量后，可以使這種材料有可能作高溫應用，例如用作發動機部件。在釔的情形，此類石榴石為YAG或b相。在Si-Al-O-N材料中，打算用作切削工具時則并不總是有利的，這是由于材料的韌性破壞了。
上述玻璃相的其他性質，例如顯微硬度，也可以由于將稀土金屬或鈹的氧化物、氮氧化物或氮化物，添加到通常采用的Y2O3中而改變。這種處理特別有利于此種陶瓷材料的高溫性質。以Si3N4和Si-Al-O-N為基礎的材料，例如，在用作金屬切削的切削工具材料方面，過去十年中已日益使人重視。市場上作為切削具材料的Si-Al-O-N材料可以分成兩種主要類型β型Si-Al-O-N材料和混合式的(α+β)型Si-Al-O-N材料。它們之所以具有優良的切削性質，據認為是由于Si3N4的熱膨脹性小同時存在能產生優異的韌性之高粘性玻璃相。這一事實加上導致高溫強度與硬度的顯微結構，形成了切削應用中極關重要的許多性質。
也已知道，添加氮化鈦或碳化鈦之類耐高溫的硬質的要素，能夠提高Si-Al-O-N材料的耐磨性能與導熱率，這種材料的燒結結構中含β型Si-Al-O-N和一種晶間相或(β+α)型Si-Al-O-N和一種晶間相。此外，添加ZrO2和Hfo2一類氧化物，預期可對材料的一些性質例如韌性，起到積極的影響。
根據我們對廣泛選擇的各種材料進行工藝測試的結果，β型Si-Al-O-N材料在某些鑄鐵應用中和用作切削某些熱穩定性合金時，顯示出良好的切削性質。采用混合式(α+β)型Si-Al-O-N材料時，則能對較廣一類鑄鐵和熱穩定性材料進行機加工并獲得良好的結果。
我們已經發現，在氮和(或)鋁含量較高的Si-Al-O-N材料中，可以提高其室溫下特別是較高溫度下的硬度而不給其韌性帶來不利影響。這樣就獲得了有利于抗塑性變型的良好影響。例如，切削刃在暴露于高溫下，即在高切削速率和較大進刀速率時時，會發生塑性變形。這種塑性變形導致切削刃中形成裂紋，而當這種裂紋增長，就能使刀片損壞。對于一種β型Si-Al-O-N材料，已描述過此種裂紋的形成，參看“金屬工藝(Metals Tech)，1983年，10期，432-489頁(Bhattaeharyya等硅鋁氧氮陶瓷刀具機加工鎳基材料時的磨損機理”)。
根據本發明取得的結果已然發現，完全出人意外的是，要是采用下述組成而又按下述方法制備的Si-Al-O-N材料，上述切削刀具的性質還可以進一步改進，這種材料的結構中含有α型和(或)β型Si-Al-O-N相與一種細分散的多型相之混合物。此多型相的體積比應大于0.5%，最好大于1.0%。除此，另一種優點似乎是，切削刀具的某些性質例如韌性，當存在其他富釔相例如β相時，不會受到顯著的削弱。
檢驗根據本發明制得的帶多型相的Si-Al-O-N材料之結果表明，所說的相富集有鎂一類元素。少量的這種元素就有可能影響到多型相的形成，而把鎂驟集到多型相中，玻璃相中的鎂含量就減少，這是有利于切削刀具材料的高溫性質的。可以預期，即使是其他不利于玻璃相的金屬，例如鈣一類金屬，也可能熔解于此多型相中，而使高溫韌性改善。
如前所述，業已發現，正確地調節玻璃相的含量對應用的關系重大。大量的玻璃相會使材料太軟，而降低切削機加工的性能。晶間相的總量應少于20%(體積)，假如玻璃相的量很大，則最好少于15%(體積)。另一方面，要是玻璃相的量在燒結溫度時太少，就難于在大氣壓力下使材料燒結致密。為了形成所需要的α型、β型和多型的纖維狀結構，要有一定量的玻璃相也還是重要的。存在棒狀型或纖維狀的晶體會改善材料的強度和韌性。燒結時的玻璃相數量應大于2%(體積)，其中的一部分能夠在晶間相中再結晶成其他富金屬相。在燒結過程中生長α型或多型材料時，還可以減少一部份原有的玻璃相，這時，在根據本發明制得的燒結材料中，晶間相的總量可以下降到最低達0.5%(體積)。要是在燒結中提高所用的壓力，則晶間相的數量可以降至最低值0.1%(體積)。
玻璃相的組成影響到Si-Al-O-N相中的鋁和氧的溶解。很難使致密燒結的組成具備很低的Z值(在大氣壓力下)。另一方面，具有很高Z值的材料是較易燒結的，而可以減少添加輔助燒結劑例如Y2O3之類的含量。不過，我們已經發現，對于含β相且Z值約大于1.5-2的材料，會使韌性受到一定程度的破壞，而這對于把此種材料用于切削機加工時可能有重要影響。其原因或許是β相在有大量鋁和氧溶解時擴大了，從而使化學鍵減弱。此外，我們也還注意到，受化學穩定性影響的這種溶解消耗，由于有較高量的鋁置換而減少了。
這樣，在某些金屬切削應用中，人們不能排除，最好可能還是要用高Z值的材料。
我們已然發現，重要的是，根據本發明制得的Si-Al-O-N材料，它的總組成落在M-Si-Al-O-N相圖中的恰當部分內，上面的M是前面談及的例如釔這樣一種金屬。與市售的Si-Al-O-N切削刀具材料之組成相比，依本發明制得的材料中，氮和(或)鎂的含量都較高。元素Si、Al、O和N量的選擇，最好要在平衡條件下使總的組成落入相圖的富氮和富鋁區，這一相圖由以下線段界定線段Si6-ZAlZOZN8-Z，即β型Si-Al-O-N相，以及二元相圖AlN-Al2O3和AlN-Si3N4的線段。不過，β型Si-Al-O-N相區，當添加有作為燒結輔助劑的其他金屬化合物時，將隨添加金屬的數量而移動。根據這樣一種總組成和適當的制造方法，獲得了所希望的顯微結構與相的組成，包括多型的相。當把Si-Al-O-N材料用于機械切削一種難于切削的材料例如熱穩定的合金時，我們發現，原型的體積百分率應大于1%，最好是大于2%。采用上述相圖之外的一種全面組成，能夠制成不平衡的或復合陶瓷，這種陶瓷含有多型相以及Al2O3或多型相以及Al2O3與β型Si-Al-O-N相。而在這一情形，多型相的體積百分率應大于1%，最好大于2%。但多型相的數量無論如何不得超過99%(體積)。
在一種混合式的(α+β)型的Si-Al-O-N材料中，提高α型對β型的比值，能夠改進對塑性變形的穩定性。當把混合式的(α+β)型Si-Al-O-N材料用作切削刀具材料時，我們已觀察到α型的相的體積百分率應超過20%，而β型的相應低于80%;但最好是α型相至少占體積的30%，而β型相至多占體積的70%。這在某些應用中有利于此種材料的切削性質，但為了在依據本發明制得的材料中獲得已觀察到的優異切削性能，就必須在其顯微結構中存在一定數量的多型相。多型的體積百分率至少應為0.5%，最好至少為1%。多型的體積百分率太大時，會損害這種材料的切削性能，特別是耐磨損性能。用作切削刀具材料時，多型相的數量應小于70%，最好小于50%。無論是α型相或β型相的數量都不應超過99%(體積)。
在依據本發明制得的Si-Al-O-N材料中，添加一種或多種耐高溫的硬質要素，特別是添加氮化物或氮氧化合例如TiN、ZrN或立方形AlON時，會得到一種耐磨性能改進了的陶瓷材料。此外，TiN和ZrN之類的金屬氮化物也能改進其可燒結性。添加其他耐高溫的硬質要素也能在抗磨損性能方面獲得類似優點它們是周期表Ⅳ-Ⅵ族中的過渡元素;鋁、硅、硼一類元素及其與碳、氮化鈦、碳化硅碳化硼和(或)立方形的AlON。所添加硬質要素的體積百分率至少必須為2%，但最好大于5%(體積)而不超過60%體積。
在相圖中Al2O3-AlN接合點鄰域內配制的組成，在低溫時可含有多型相、AlN和Al2O3、而在較高的溫度下將形成立方的AlON相。不過，存在有多于1%(體積)的多型相時會改進這些性質。在很高的溫度下或添加氧化物、氮化物或氮氧化物作為燒結輔助劑時，對于Al2O3一接合點處的組成，也會發現多型相的形成。
添加類纖維狀或須狀的硬質耐高溫材料，對陶瓷復合材料的韌性也有非常積極的影響。
這類纖維狀的材料最好是以前段中敘及的耐高溫硬質要素或其混合物，特別是SiC、TiN、B4C和TiC等纖維狀材料。除此，Al2O3纖維和Si2N2O纖維也能用于此種目的。以上纖維或須狀物的直徑應小于2微米，最好小于1微米。對于直徑小于1微米的纖維，它的縱橫比(長度對直徑之比)應超過10或最好超過20。正是由于存在高強材料的纖細類須狀晶體，才能獲得最佳的效果。為了產生積極的影響，此種類纖維材料的體積百分率應超過1%但小于50%。最佳的結果通常是在區間5-30%(體積)中求得，但這一范圍根據纖維材料的選擇、有關直徑和縱橫比，而可以有稍許變化。
總之，我們已發現，所選擇的原材料數量應使切削刀具材料的燒結結構中含有的多型相，按體積計，占Si-Al-O-N母體材料的0.5-70%，此母體材料含有20-99%體積的一種α型Si-Al-O-N和(或)5-80%體積的一種β型Si-Al-O-N和(或)構成0.1-20%體積的一種可部分結晶的晶間相，以及(或者)氧化鋁。一般而論，如果上述晶間相的主要部分是玻璃相，而且是在未加高壓下進行燒結，此時的母體材料所含晶間相按體積計，通常至少應為0.5%而至多為10%。燒結成的結構按體積計，含有至少1%而最多50%的Si-Al-O-N多型相。此外，混合式的(α+β)型相最好按體積含至少30%的α型Si-Al-O-N和最多70%的β型Si-Al-O-N。
要是多型相的體積百分率超過某一數量，當用作切削刀具材料時，會降低它的抗磨損性能。在此種應用中，這未必是一個限制。涂上薄薄的耐磨層，就有可能把富多型相的這類材料用于切削刀具。
可以用PVD(物理汽相沉積)法和CVD(化學汽相沉積)法，給陶瓷材料涂復上薄的耐磨層。在根據本發明制得的Si-Al-O-N材料上，Ⅳ、Ⅴ與Ⅵ族中的過渡元素和(或)元素鋁的氮化物、氮氧化物或氧化物膜，都能使膜層與襯底之間產生良好的結合。特別是在采用多層膜時，存在有上述元素的硼化物、碳化物、碳氮化物或氧化碳化物時最為合適(參看英國專利1464022)。此外，還應該提到歐洲專利83850211-0(Sandvik)，該專利披露Ⅲ-Ⅴ族元素的硬質硼化物中間膜或硬質的釔化物中間膜，對Si-Al-O-N材料有利。所說的這類膜業已發現有利于根據本發明制得的材料。
上述一類薄的耐磨層，有利于把根據本發明制得的材料用于切削刀具，或用于恐借耐磨涂層而可以作出進一步改進的場所，例如用于耐磨部件材料上。
多型相對于此種材料性質的有利影響機理當前還不十分清楚，但我們知道，許多具有纖鋅礦型晶體結構的多種相，如AlN或這種化合物的上層結構，例如多型相，都具有低的熱膨脹性，而這些相的導熱率則大于以Si3N4型結構為基礎的相。此外，從玻璃相淀析出細分散的多型材料會增強所說的材料。多型相的析出減少了玻璃量，改變了余剩玻璃相的組成，而由此也改變了粘度。多型的晶粒生長造成一種顯著的棒狀或纖維狀形式。所有這些狀態對于此種材料的下述性質都能有重大影響，這些性質包括耐熱沖擊性、韌性、硬度以及降低在高溫時起化學反應的傾向性等等。
依據本發明制得的材料為含多型相的Si-Al-O-N型，并具有纖鋅礦型的上部結構，由于它有優異的高溫性質和熱沖擊的穩定性，因而在多種應用中具有很多重要的性質。應用的部類例如可包括發動機部件、耐磨部件，以及由于這種材料的良好導熱性而用作熱交換器。
按照本發明制得的此種材料之其他性質，例如高的電阻加上低的熱膨脹系數和大的導熱率等，對于用作電子工業的襯底材料也是很重要的。制造更密集的集成電路時要求綜合具有上述各性能的新材料。
業已知道，具有β型Si-Al-O-N相的燒結材料，它的導熱率在可以接受的范圍。對于混合式(α+β)型Si-Al-O-N材料，也是如此。不過，要是α型Si-Al-O-N相的百分率高，則導熱率將降低。這類燒結材料中存在有多于30%的多型相，由于這種多型相的優良導熱率，使材料在這方面具有極其良好的性質。為此，在作為襯底材料或熱交換器一類應用中，多型相的體積百分率應超過30%，最好至少為40%。α型或β型Si-Al-O-N的體積百分率最多應為70%，而最好至多為60%。如果材料含有α型和β型這兩種Si-Al-O-N相，則它們總的體積百分率至多應為70%，最好至多為60%。已燒結成的結構也能含有一種可部分結晶的結晶相，它按體積占有0.1-20%，如果玻璃相的體積百分率大，則它最好要小于15%(體積)。這種結構還能含有結晶的AlN，它的體積百分率應小于30%，最好小于20%。在這樣一種接近相圖AlN角處的陶瓷材料中，α型與β型Si-Al-O-N的體積百分率低于1.0%，最好少于90%，而多型相的體積百分率要高于5%，最好多于10%。要是玻璃相很大，則晶間相的體積百分率應為0.1-20%，而最好小于15%。當要求有高的電阻率時，晶間相的體積百分率在玻璃相部分較大的條件下，通常至多為10%。如果結晶AlN的體積百分率小于80%，而多型相的體積百分率大于20%時，則可以獲得較容易燒結的材料。作為結晶相存在的鋁的氧化物、氮化物或氮氧化物之體積百分率，是無論如何不得超過99%的。Si-Al-O-N多型相與SiC相結合形成的陶瓷復合材料，由于在這兩類相間有很大的結構相似性和可匹配性，而具有許多優異的性質。
SiC和Si-Al-O-N多型相的復合材料，取決于全面組成與燒結輔助劑，可以在高溫和(或)高壓下制備。這些復合物的特征是高的導熱率加上機械強度與化學慣性。因而，顯然可以用作熱交換器或某些發動機部件。不過，電阻是很低的，從而不能用作對電阻有重要要求的電子基板。另一方面，由于有電導性，故能用甚多的簡便與經濟方法對此種陶瓷進行電火花切削。這也就是為什么要添加TiN、TaN等之類耐高溫的要素，來改進這類陶瓷材料電導性的理由。
SiC和Si-Al-O-N多型相的陶瓷材料或復合材料，當其中多型相的體積百分率大于1%而最好是大于2%時，即具有所希望的性質。SiC的體積百分率必須超過5%，最好是大于10%。其他晶間相的體積百分率，當主要部分為結晶相且最好低于15%而玻璃相的的部分又占很大比例時，就必須保持在5%以下。存在的較低導熱性的α型與β型這兩種相，其總的體積百分率應小于15%，最好小于10%。而存在著體積百分率高達95%的最好不超過90%的結晶AlN，對此類合成材料的性質并無不利影響。
為了獲得Si3N4-SiO2-Al2O3-AlN相圖中接近AlN區的組成，或是為了有利于在依據本發明制得的燒結材料中，形成某種多型結構或多型混合物，最好把AlN用作為一種原料。有關文獻中已描述過一種專門生產的多相材料例如21R，可以用作為所需的原料，不妨參看美國專利4113503(Lucas工業公司)與英國專利2118927(Kennametal公司)。在本專利申請權限內某些范圍內的組成可以由21R之類的原材料制得，但由于前述的理由，特別要專門推薦采用AlN。不過，使用AlN必須采取無水的研磨系統，這就出現了對潤滑劑和粉碎方法的要求。為了使本發明范圍內的所有成份都合乎要求，也還要求上述干燥粉料相對于添加到該系統的(例如)氧化鋁(假定在研磨機中采用了氧化鋁研磨體)，具有較一致的成份，而二氧化硅則置于氮化硅的表面上。采用AlN研磨方法顯然有許多優點。添加Si3N4和AlN之類所用的原材料后，陶瓷材料中所必須的氧化物就能和以上氮化物中的氧化物雜質一致。
根據上面所述，已可弄清各種Si-Al-O-N型的材料大致上是以何種方式來產生所需的性質的。表1中列出了某些組成例以闡明前述的各種性質。制造的方法是，使不同的原料與潤滑劑一起研磨。要是采用球磨機，則需1-3日的研磨時間。之后，將研磨好的原料干燥，在軋碎成具有良好流動性的粉粒狀，這對于以后壓成所需形狀的工序來說是很重要的。燒結是在富氮氣氛中按這樣一種方式完成的，即盡可能地阻止氮化硅分解的趨勢。溫度為1700-1860C，部分地取決于爐子中采用的壓力。
表1中的多相原材料分別是以組成為約20%的AlO3，58%的AlN以及20%的SiN4合成。其余的組份雜質例如有Fe、C等等。
制得的陶瓷材料其特征以表2中的方式表述，包括硬度(HV1)、Z值與制得材料中出現的各相的數量。
以上各號材料內均含有0-20%的不能用X射線衍射法檢測出的玻璃相。
為了使此類材料能用作良好的切削材料，重要的是要使之保持有較高溫度下的硬度。對于測試過的某些材料，用圖1表明它的硬度(HV0.1)隨溫度變化的情況。作為對比，圖中以A標出了以A2O3為基礎的傳統的切削陶瓷。
下面給出的一些例子是關于機加工熱穩定材料(例1至例10)與鑄鐵(例11至例18)的，其中將根據本發明制得的材料與已知的合金材料作了比較。
熱穩定合金的機加工例1采用SNGN 120412E型的鑲嵌件機加工(耐熱鎳鉻鐵合金)“Incoloy 901”)，切削數據如下切削速度150和310米/分進刀量0.15毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 相對刀具壽命 相對側面磨損率 相對槽口磨損率3 125% 80% 105%4 100% 100% 155%5 100% 100% 100%6 75% 100% 100%例2在另一項機加工“Incoloy 901”的試驗中，所用的切削數據如下切削速度310米/分進刀量0.14毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 側面磨損率 槽口磨損率3 (毫米/分) (毫米/分)3 0.32 0.324 0.35 0.44例3用CNGN 120812E型鑲嵌件對“Incoloy 713C”(低碳)進行了車削機加工實驗，所用切削數據如下切削速度183米/分進刀量0.15毫米/轉經96秒機加工時間后，測得法蘭的磨損為1毫米。
結果陶瓷材料 側面磨損率(毫米)3 1.04 1.41 短時間后大量脫片例4試驗中對與例子相同的材料采用了下述數據，加工時間為78秒切削速度213米/分進刀量0.12毫米/轉結果陶瓷材料 側面磨損(毫米)3 1.04 1.4
例5對材料“Rene”的鉆孔作業中，采用了RNGN 120800E型的鑲嵌件以及下列切削數據切削速度259米/分進刀量0.2毫米/轉陶瓷材料的磨損壽命測定為47秒，陶瓷材料4的為36秒。
例6對材料“Waspaloy”的鉆孔作業中，采用了RNGN 120800E型的鑲嵌件和下述數據切削速度225-260米/分進刀量0.15毫米/轉經過33秒總的機加工時間后，陶瓷材料3與4上都觀察到有脫片。在陶瓷材料1中，只經幾秒就發生災難性的破壞。
例7用耐鹽酸鎳基合金“HastealloyX”(熱處理過的)材料機加工一環形件時，采用了RNGN 120800E型的鑲嵌件與下列數據切削速度282米/分進刀量0.175毫米/轉切削深度2.5毫米陶瓷材料3的磨損壽命約比陶瓷材料高10%，這是由于側面的磨損較低。陶瓷材料1只給出很短的刀具壽命，僅為數秒。
例8采用SNGN 1204167型的鑲嵌件機加工“Inconel 718”(溶液熱處理過)，發現槽口的磨損對磨損壽命起決定性作用。
切削速度70-130-180-220米/分進刀量0.20毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 槽口磨損率(毫米/分)切削速度70米/分 120米/分 180米/分 220米/分1 0.4 0.5 0.7 0.83 0.3 0.4 0.6 0.64 0.3 0.5 0.7 0.8例9用SNGN120416T型的鑲嵌件(圓槽0.20×20)機加工“Inconel 718”棒狀件，采用以下數據。
切削速度180米/分進刀量0.25毫米/轉切削速度2.0毫米采用液態冷卻劑。
結果陶瓷材料 刀刃壽命(%) 側面磨損率(%) 槽口磨損率(%)1 93 122 863 100 100 10029 117 103 74例10用SNGN 120416T型鑲嵌件(圓槽0.20×20)加工“Incoloy 901”的棒狀件，采用以下數據切削速度310米/分進刀量0.15毫米/轉切削深度2.0毫米使用45的前進角與液態冷卻劑。
結果陶瓷材料 刀刃壽命(%) 側面磨損率(%) 槽口磨損率(%)1 6 - -3 100 100 10029 89 125 106材料1顯示有很大的傾斜面脫落鑄鐵機加工例11在灰鑄鐵中試驗了SNGN 120416E型鑲嵌件，采用下列切削數據切削速度300米/分進刀量0.15毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 相對平均磨損壽命(%) 附注3 1134 1026 771 100 基準點例12下面是在與上述相似的作業中得到的結果，切削數據如下切削速度30米/分進刀量0.50毫米/轉切削深度3.0毫米結果
陶瓷材料 相對平均磨損壽命(%) 附注9 492 1131 100 基準點例13在灰鑄鐵連續長度車削試驗中，在不同切削速率下測得的側面磨損率切削速度400-600-800米/分進刀量0.3毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 在一定切削速度(米/分)下的側面磨損率(米/分)3 切削速度400 600 8004 1.011 0.012 0.101 0.013 0.015 0.13例14另一項在灰鑄鐵中粗車制動輪的試驗中，采用下述切削數據切削速度750米/分進刀量0.3毫米/轉切削深度2-3毫米結果陶瓷材料 磨損壽命(最低值)1 3.33 10例15采用SNGN 120416T型鑲嵌件(圓槽0.20×20°)，對鑄鐵作間歇式機加工創平面作業的一項試驗切削速度300米/分進刀量0.5毫米/轉切削速度3.0毫米陶瓷材料1和4得到了相同的磨損壽命，而材料3得到了約高于20%的磨損壽命。判斷磨損壽命以鑲嵌件破壞為準。
例16機加工球墨鑄鐵(SS0737)的一項試驗，采用下列切削數據和SNGN 120416T型的鑲嵌件。
切削速度400-600-800米/分進刀量0.3毫米/轉切削深度2.0毫米結果磨損壽命(在鑲嵌件破裂前的走刀次數)陶瓷材料 400米/分 600米/分 800米/分1 15 15 153 15 15 154 14 15 15附注本項試驗經15次走刀后中斷，相當于有極其良好的韌性。常規的Al2O3基陶瓷只能有幾次走刀。
例17采用SNGN 120416T型鑲嵌件(圓槽0.20×20)對灰鑄鐵進行了間歇式機加刨平作業，切削數據如下切削速度300米/分進刀量0.20毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 平均刀刃壽命 相對刀刃破裂穩定性于(%)(側面磨損＜0.5毫米)1 4分 10022 35分 723 25分 726 70于＝于間歇式切削作業中例18采用陶瓷材料1機加工灰鑄鐵，該材料涉及未涂層與涂層的兩種情形，后一種情形中涂有1.5微米的Al2O3層(lA)或1.5微米TiN+1.5微米Al2O3層(1B)，采用以下切削數據切削速度200-300-400米/分進刀量0.30毫米/轉切削深度2.0毫米結果陶瓷材料 側面磨損率(在一定切削速率下)(毫米/分)(未涂層和有涂層的) 切削速率(米/分)200 300 4001 0.03 0.05 0.141A 0.01 0.03 0.041B 0.01 0.03 0.06從以上各例可知，含多型相的Si-Al-O-N材料與未含多型相的這種陶瓷材料相比，前者的特征是改進了抗磨損性。例如，陶瓷材料3與9在機加工熱穩定性合金時顯示了優異的試驗結果。此外還觀察到，添加硬質素或涂復耐高溫材料都能提高耐磨損性。
各種相的定義在前面所述內容和下面要談到的權利要求
書中，所出現的各種相乃是根據本發明制得的材料的組成部分。
1.β型Si-Al-O-N一種六角形相，晶體結構與β型Si3N4相同。可以述為一般式Si6-jAIjOjN8-j，其中O＜j＜4.2。出現在所論材料中的相為結晶形式，可以根據它的特征X射線射圖析測出。
2.α型Si-Al-O-N一種六角形相，晶體結構與α型Si3N4相同。可以描述為一般式Mx(Si，Al)12(O，N)16其中O＜X＜2。金屬M可以是Y、Li、Ca、Mg和鑭系元素或這些金屬的混合物。其他具有適當離子半徑的金屬也可以穩定此α型相。這些相可據X射線衍射測定。
3.α型Si3N4與β型Si3N4是Si3N4的兩種未取代形式。此外，結晶AIN也是未取代的，具有纖鋅礦型的結構。
4.多型Si-Al-O-N系或M-Si-Al-O-N系中許多相的集合名詞，它們的晶體結構與AIN的纖鋅礦結構特征密切相關，但有大得多的晶胞。金屬M可以是Y、Li、Ca、Mg、Be、Sc和鑭系元素或這些金屬的混合物。不過，其他具有相似大小和相似結構行為的其他元素，也可以或多或少地進入此M-Si-Al-O-N多型的纖鋅礦結構中，所有的這些多型相都可以在高鋁和高氮含量表征的象限，即在接近AIN角的區域中，從Si-Al-O-N系統中找到。這在M-Si-Al-O-N系中也是如此，其中可以找到取代的形式。所有這些多型都具有廣延了的可溶性區域，并且可以有隨燒結溫度改變的Al/Si比和O/N比。在很高的溫度下，這些多型將形成于Al-O-N系以及M-Al-O-N系中。在有利的條件下，可以形成排列良好的結構，但由于所有多型的晶體結構都與纖鋅礦的結構密切相關，故存在有某些結構的無序性。因此，這類相常常不能用X射線衍射法毫不含糊地表征為僅僅是某一種多型結構，即使是可以測出多型相的存在時也是如此。
5.YAG(釔鋁石榴石)一種立方形相，分子式為Y3Al5O12可以出現某種以Si對Al的取代和同時以N置換O。因此，這種結構可以畸變到使其X射線衍射圖對應到對稱性低于立方形的一種相，例如b相。也可以與其他燒結金屬構成與之相似的金屬鋁石榴石。
6.YAM(釔鋁黃長石)一種單科晶相，分子式為Y4Al2O9，可以與N-YAM(Y4Si2O7N2)形成固溶液的連續系列。
7.在M-Si-Al-O-N型的系統中，可以出現晶體結構與磷灰石礦或硅灰石礦相同的相。M為Y時的一個例子是一種具有分子式為YSiO2N的硅灰石型的單斜晶相。此外，取決于燒結輔助劑中所用的金屬，也可以出現其他結晶相，如Si-Al-O-N系中的X相或其他類型的晶體結構。
8.晶間相或相的混合物形成于燒結成M-Si-Al-O-N系統的過程，此時存在有一種特殊的燒結輔助劑，如Al2O3、SiO2和(或)M的氧化物、氮化物或氮氧化物，M代表Y、Ca、Sc、Mg、Be或鑭系元素，或它們的混合物。其他形成玻璃之金屬的類似化合物也可用作燒結輔助劑。晶間相在燒結過程中為液態的。它在冷卻時固化為玻璃相，但還固化為其他一些相，如上面第五至第7款中所敘述的YAG等，通過熱處理，此種液相的主要部分在燒結時能轉變為這樣的晶相，其中玻璃相的比例是很低的。這些晶相可以由X射線衍射法測定。
權利要求
1.以氮化硅、氮化鋁和氧化鋁為基礎的陶瓷材料，其特征為，此種陶瓷材料包含有多型的Si-Al-O-N和一種α型Si-Al-O-N相和(或)一種β型的Si-Al-O-N相和(或)一種結晶的AlN相和(或)Al2O3和(或)一種可部分結晶的晶間相。
2.根據權利要求
1所述的陶瓷材料，其特征為，此種材料包含一種多型的Si-Al-O-N和一種α型的Si-Al-O-N相和(或)一種β型的Si-Al-O-N相以及一種晶間相，由它他燒結成的結構按體積百分率含有0.5-70%的多型相、20-99%的α型相和(或)5-80%的β型相，以及0.1-20%的晶間相。
3.根據權利要求
1所述的陶瓷材料，其特征是，此種燒結成的結構中按體積百分率至少含30%的α型相和至多含70%的β型相。
4.根據上述任何一項權利要求
所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構當其中含有高比例的玻璃相時，最多含有15%(體積)的晶間相。
5.依據上述任何一項權利要求
所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中按體積百分率，含有至少為1%而最多為5%的多型相。
6.依據權利要求
1所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構按體積百分率含30-99%的多型Si-Al-O-N，至多達70%的β型Si-Al-O-N相，至多達30%的結晶AlN，以及0.1-20%的晶間相。
7.依據權利要求
1或6所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中總計含有最多為70%(體積)的(α型+β型)的Si-Al-O-N相。
8.依據權利要求
1、6或7的任何一項所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中總計至多含有20%(體積)的結晶AlN。
9.依據權利要求
1、6、7或8中的任何一項所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中總計至少含40%(體積)的多型Si-Al-O-N。
10.依據權利要求
1、6、7、8或9中的任何一項所述的陶瓷材料，其特征是此種燒結成的結構，總計含至多60%(體積)的(α型+β型)的Si-Al-O-N相。
11.依據權利要求
1、6、7、8、9或10中任何一項所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構，當其中存在有高比例的玻璃相時，至多含15%(體積)的晶間相。
12.依據權利要求
1所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構按體積百分率計含有5-99%的多型相Si-Al-O-N，至多為10%的α型Si-Al-O-N相，至多為10%β型的Si-Al-O-N相，至多為95%的結晶AlN，以及0.1-20%的晶間相。
13.依據權利要求
1或12所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中總計至多含10%(體積)的(α型+β型)Si-Al-O-N相。
14.依據權利要求
1、12或13中任何一項所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中所含Si-Al-O-N多型相的體積百分率至少為20%。
15.根據權利要求
1、12、13或14中的任何一項所述的陶瓷材料，其特征為，此種燒結成的結構中按體積百分率計，至少含有80%的結晶AlN。
16.根據權利要求
1、12、13或14中的任何一項所述的陶瓷材料，其特征是，此種燒成的結構，當其中含有高比例的玻璃相時，按體積百分率至多含15%的晶間相。
17.依據權利要求
1所述的陶瓷材料，其特征是，此種材料以碳化硅為其主要組成部分，而此種燒結成的結構含有多于1%(體積)的一種Si-Al-O-N多型相。
18.依據前述權利要求
1-17中任何一項所述的陶瓷材料，其特征是，此種材料還含有一種或多種耐高溫硬質要素相，它們屬于Ⅳ-Ⅵ族過渡元素和(或)元素鋁、硼或硅的氮化物、氮碳化物、碳化物和(或)氧化氮化物，最好是氮化鈦、碳化鈦或立方形AlON。
19.依據前述權利要求
1-18中任何一項所述的陶瓷材料，其特征是，此種材料包含最好是SiC、TiN、B4C、TiC、TiC、Al2O3和(或)Si2N2O的，類纖狀或須狀的耐高溫硬質材料，此種纖維狀材料的直徑小于2微米，而它的長度對直徑之比大于10。
20.依據前述權利要求
1-19中任何一項所述的陶瓷材料，其特征是，此種材料涂有一層或多層耐磨層，涂層的材料為Ⅲ-Ⅵ族過渡元素或元素鋁的氮化物、氧化氮化物、氧化物、硼化物、碳化物、氮碳化物或氧化碳化物，最好是Ⅳ-Ⅵ族過渡元素和(或)元素鋁的氮化物、氮氧化物或氧化物。
21.依據前述權利要求
1-20中任何一項的陶瓷材料，其特征為，通過改進此燒結材料電導率的添加劑，能對此種材料進行電火花切削。
專利摘要
發明論述燒結氮基陶瓷，其中有多型Si-Al-O -N相和β型和(或)α型Si-Al-O-N相為主要組 分。還含有晶間相，依組成復含結晶AlN或Al
文檔編號C04B35/58GK85101384SQ85101384
公開日1987年5月20日 申請日期1985年4月1日
發明者托米·克拉斯·艾克斯特羅姆, 尼爾斯·安德斯·英格, 爾斯特羅姆 申請人:桑特拉德有限公司導出引文BiBTeX, EndNote, RefMan