FR 2562537 A1 19851011 FR 8505132 A 19850404 1 2562537 La présente invention est relative à une matière céra- mique à base de nitrure qui présente des propriétés excep- tionnelles à haute température, une forte résistance aux chocs thermiques et une excellente conductivité thermique. Cette matière est particulièrement appropriée pour être utilisée dans les outils de coupe. L'invention se rapporte à une famille de matières céramiques à base de nitrure du type Si-Al-O-N (silicium, aluminium, oxygène et azote), dans laquelle une précipitation finement dispersée de poly- type a donné des effets positifs sur les propriétés de la matière céramique. Il existe de nombreux articles et brevets décrivant le système Si-Al-O-N (par exemple dans le livre "Progress in Nitrogen Ceramics" Ed. F.L. Riley, 1983, Martinus Nijhoff Publ.) et les relations de phase quand certains oxydes,par exemple Y203, sont ajoutés. Une phase hexagonale, de com- position générale Si6_zAlzOzN8_z, dans laquelle O est connue sous la dénomination Si-Al-O-N beta, cette ma- tière ayant la même structure cristalline que le Si3N4 beta. Une autre phase hexagonale présente la formule géné- rale Mx(Si,Al) 12(0,N)16, dans laquelle O métaux, présentant un rayon d'ion approprié, peuvent éga- lement stabiliser la phase alpha. Elle présente la même structure principale que Si3N4 alpha. Toutefois, il s'est avéré difficile de faire de La et Ce une partie du Si-Al-O-N alpha, car le rayon d'ion semble être quelque peu trop grand. De nombreuses phases dans le système Si-A1-O-N ou dans les systèmes M-SiAl-O-N présentent des structures qui peuvent être décrites comme une superstructure du type wurzite dans laquelle AlN cristallise. M,comme précédem - ment,est un ou plusieurs métaux,par exemple Y,Mg,Be,Li ou Sc.On peut également probablement inclure d'autres métaux présentant un rayon d'ion approprié.Ces phases sont habi- tuellement connues comme des polytypes et elles sont pré- sentes dans le système Si-Al-O-N dans le quadrant défini par des teneurs élevées en AI et N,c'est-à-dire au voisi- nage de l'angle AlN.Dans ce qui suit, on attribue géné- ralement la déno- mination "polytype" à la phase ou aux phases. Les struc- tures polytypes sont plus ou moins bien ordonnées et peuvent se référer à la structure de base wurzite mention- née (voir par exemple la publication ci-dessus mentionnée). Les polytypes sont des cellules hexagonales ou en losange qui sont identifiées par les symboles Ramsdell 8H, 15R, 12H, 21R, 27R et 2H. Ces polytypes sont par conséquent souvent décrits dans la littérature en référence à leur symbole, par exemple la matière polytype 12H. Les études analytiques de phases de base du Si-Al-O-N et de nombreux systèmes M-Si-Al-O-N ont déjà été effectuées dans les années 1970, et il existe un grand nombre de pu- blications à ce sujet, comme mentionné précédemment. Il existe également plusieurs brevets datant du début des an- nées 1970 et relatifs au Si-Al-O-N beta, en particulier les brevets américains 3 969 125, 3 903 230 et 3 991 166. Un premier article sur la formation du Si-Al-O-N alpha avec Li a été publié dès 1972 et a été suivi de nombreux autres. Il a été confirmé que l'élément yttrium, qui est intéressant pour les matières destinées à constituer des outils de coupe, constituait ladite phase (S. Hampshire, H. K. Park, d.P. Thompson et K.H. Jack, Nature, vol 274 1978 p 880 - 882), et il a déjà été remarqué que le Si-Ai-O-N alphapouvait être d'un intérêt technologique. Il a été décrit, par exemple par H.K. Park, D.P. Thompson et K.H. Jack in "Alpha'-sialon Ceramics", Science, Vol 10, 1980, p 251 - 256, H. Hausner (Ed) et également dans la demande de brevet britannique 2 118 927 A, que les matiè- res Si-Al-O-N alpha et beta pouvaient être obtenues pour certaines compositions. La demande de brevet ci-dessus se rapporte à une matière céramique de coupe du type oxy- nitrure de silicium et d'aluminium avec une phase alpha de si-Al-0-N, une phase beta de Si-Ai-O-N et une phase vi- treuse. Toutefois, ces publications ne décrivent pas et ne proposent pas les avantages, par exemple pour la coupe, qui se sont révélés de manière surprenante grâce à l'invention pour les matières du type Si-Al-O-N comportant un polytype. Les matières Si-Ai-O-N décrites ci-dessus peuvent dans certains cas être obtenues par frittage sans pression de Si3N4 avec une certaine quantité de dioxyde de silicium à la surface, de A1203, généralement en faible quantité, et de faibles additions d'oxydes, de nitrures et d'oxyni- trures métalliques, par exemple des oxydes, des nitrures ou des oxynitrures de Y, Ca, Mg, Be, les éléments de la série des lanthanides, etc. ou leurs mélanges. De telles additions agissent comme adjuvants de frittage et forment avec SiO2 et/ou A1203 une phase vitreuse intergranulaire à haute fusion à la température de frittage de la matière céramique. D'autres composés similaires de métaux de for- mation d'une matière vitreuse peuvent également être uti- lisés comme adjuvants de frittage. Des exemples caracté- ristiques sont par exemple les métaux Zr et Hf qui peuvent être ajoutés sous la forme d'oxydes, d'oxynitrures ou de nitrures pour former des matières vitreuses résistantes et à haute fusion. De plus, les métaux qui peuvent facilement former des nitrures par chauffage sous atmosphère d'azote, pourraient être l'un des constituants d'un adjuvant de frittage, par exemple Si, Mg, Cr. La quantité de phase vi- treuse doit naturellement être suffisante pour permettre le frittage des matières céramiques de départ. Par exemple, pour que la matière céramique puisse avoir des propriétés optimales de coupe, la quantité de phase vitreuse doit être faible mais pas assez pour que la ténacité de la ma- tière soit compromise. On sait également que certains métaux tels que Ca, Mg,Fe, etc. abaissent la température de ramollissement de la phase vitreuse. De manière à obtenir une phase vitreuse qui présente des propriétés optimales à haute température, les teneurs de tels éléments dans la phase vitreuse doivent par conséquent être assez faibles pour que les bonnes pro- priétés des matières Si-Al-O-N, en particulier dans l'ap- plication aux outils de coupe, ne soient pas perdues. On peut craindre que la composition globale de la ma- tière vitreuse ait une influence significative à la fois sur la phase de densification de la matière céramique et sur les propriétés de la matière frittée. Par conséquent, il est important de sélectionner soigneusement les adju- vents de frittage ou leur mélange en considérant les con- ditions d'utilisation de la matière. Par exemple, des ad- ditions de composés de Mg donnent une matière céramique qui est traitée plus facilement et qui peut être utilisée pour des pièces d'usure. Toutefois, la matière perdra ses bonnes propriétés à haute température. Pour cette dernière application, on doit utiliser des éléments qui fournis- sent des matières vitreuses à haute fusion et à forte ré- sistance, par exemple Y, Zr et les lanthanides. Enfin, par le choix des adjuvants de frittage, la formation d'autres phases cristallines peut être ajustée dans le sens voulu, car les systèmes à phase Si-Al-O-N ne semblent pas analo- gues. Un grand nombre de possibilités est ouvert si on utilise des mélanges d'éléments différents. Par exemple, la formation de Si-Al-O-N alpha peut être affectée si on utilise des éléments tels que La et Ce dans le mélange de frittage. En plus de la phase vitreuse, comme mentionné précé- demment, d'autres phases intergranulaires peuvent être formées, dans lesquelles sont présents les métaux prove- nant des adjuvants de frittage. En général, ces phases sont des silicates d'aluminium ou des silicates par exemple d'yttrium, ou d'autres structures qui contiennent également de l'azote, par exemple YAG (Yttrium, aluminium Garnet), N-YAM ou YAM (Yttrium aluminium Melilite), la phase b (une phase de distorsion de YAG) et des phases présentant la même structure que l'apatite ou la wollastonite. Des pha- ses similaires apparaissent également dans d'autres sys- tèmes que le système Y-Si-Al-O-N, par exemple dans les sys- tèmes correspondants avec Ca et Be. Avec d'autres métaux dans les adjuvants de frittage, il peut apparaître d'au- tres phases cristallines qui ont d'autres types de struc- tures cristallines que celles qui ont été mentionnées ci- dessus. De telles phases riches en métal dans les adjuvants de frittage peuvent être agencées pour se cristalliser hors de la phase vitreuse en plus grande quantité, par exemple par un traitement thermique subséquent. De cette manière, la quantité de matière vitreuse peut être rédui- te radicalement. On a proposé dans la littérature qu'une telle réduction de la quantité de phase vitreuse par cris- tallisation de phases telles que MAG (Metal Aluminium Garnets) puisse être avantageuse pour une matière qui est destinée à être utilisée dans des applications à haute tem- pérature, par exemple comme pièce de moteurs. Dans le cas de l'yttrium, de tels grenats sont YAG ou la phase b. Dans les matières Si-Al-O-N, destinées à des outils de coupe, cela n'est toutefois pas toujours un avantage car la téna- cité de la matière peut être amoindrie. D'autres propriétés de la matière vitreuse, par exem- ple sa micro-dureté, peuvent également être altérées par l'addition d'oxydes, d'oxynitrures ou de nitrures de métaux de la série des terres rares ou de beryllium à Y203 norma- lement utilisé. Cela favorise en particulier les propriétés à haute température de la matière céramique. Dans les dix dernières années, les matières à base de Si3N4 et de Si-Al-ON ont retenu l'attention de manière croissante, par exemple dans leur utilisation comme matiè- res pour constituer des outils de coupe pour le travail des métaux. Les matières Si-Al-O-N actuellement sur le marché, comme matières pour outils de coupe, peuvent être rangées en deux classes principales: les matières Si-Al-O-N beta et les matières Si-Al-O-N mixtes alpha + beta. On estime que la raison des bonnes propriétés de coupe de ces matiè- res réside dans la faible dilatation thermique des struc- tures Si3N4 et dans la présence d'une phase vitreuse hau- tement visqueuse qui accroissent l'excellente ténacité. Ce fait, en combinaison avec une microstructure qui conduit à une bonne résistance et une bonne dureté à haute températu- re, donne naissance à des propriétés très intéressantes dans les applications de coupe. On sait également qu'une addition de principes ré- fractaires durs, par exemple un nitrure de titane ou un carbure de titane, peut augmenter la résistance à l'usure et la conductivité thermique des matières Si-Al-O-N dans lesquelles la structure frittée contient du Si-Al-O-N be- ta et une phase intergranulaire ou du Si-Al-O-N beta + al- pha et une phase intergranulaire. De même, on pense que des additions d'oxydes,par exemple de ZrO2 et de HfO2, ont un effet positif sur les propriétés de la matière, par exemple sur sa ténacité. Conformément à des essais technologiques effectués sur une large sélection de diverses matières, les matiè- res Si-Al-O-N beta présentent de bonnes propriétés de cou- pe dans certaines applications pour la fonte et pour la coupe de certains alliages à haute résistance thermique. En utilisant une matière Si-Al-O-N mixte, alpha + beta, une plus large gamme de fontes et de matières à haute ré- sistance thermique peuvent toutefois être usinées avec de bons résultats. On a constaté que, dans des matières Si-Al-O-N pré- sentant une plus forte teneur en azote et/ou en aluminium, la dureté à la température ambiante, mais surtout à tempé- rature plus élevée, augmente sans influer de façon néfas- te sur la ténacité. De cette manière, on obtient une in- fluence favorable sur la résistance à la déformation plas- tique. Ainsi, la déformation plastique de l'arête de cou- pe se produit dans des circonstances pour lesquelles cet- te arête est soumise à de hautes températures, c'est-à- dire pour une vitesse de coupe et une vitesse d'avance im- portantes. La déformation plastique conduit à la formation de fissures sur l'arête de coupe et, quand ces fissures augmentent, les plaquettes de coupe ne peuvent plus être utilisées. Ce type de formation de fissures a été décrit pour une matière Si-Al-O-N du type beta dans l'article Metals Tech 10 (1983) p 482 - 9 (Bhattacharyya et al "Wear Mechanisms of Syalon Ceramics Tools when Machining Nickel- based Materials"). On a constaté, selon l'invention, de façon tout à fait surprenante, que les propriétés de coupe peuvent en- core être améliorées si on utilise une matière Si-Al-O-N qui présente une composition telle et qui est agencée de manière telle que la structure contienne un mélange de pha- se Si-Al-O-N alpha et/ou beta et une phase de polytype finement dispersée. En volume, la fraction de polytype doit être supérieure à 0,5 %, et de préférence supérieure à 1 %. De plus, un autre avantage semble résider en ce que les propriétés de coupe, par exemple la ténacité, ne sont pas notablement affectées de manière néfaste si une faible quantité de phases riches en yttrium, par exemple la phase b, est présente. L'examen de la matière Si-Ai-O-N avec le polytype, selon la présente invention, a révélé que-ladite phase est enrichie avec des éléments tels que le magnésium. De fai- bles quantités de cet élément influencent probablement la formation du polytype et, par accumulation du magnésium dans le polytype, la teneur de magnésium dans le phase vi- treuse diminue, ce qui est favorable aux propriétés à haute température d'une matière pour outil de coupe. On pense que même d'autres métaux, qui sont défavorables à la phase vitreuse, par exemple le calcium, peuvent éga- lement être dissoute dans les polytypes, ce qui conduit à une amélioration de la ténacité pour les hautes températu- res. Comme indiqué précédemment, on a constaté qu'il est important que la quantité de phase vitreuse soit correc- tement ajustée en fonction de l'application envisagée.Une grande quantité de phase vitreuse donne naissance à une matière trop molle qui présente des propriétés inférieures pour l'usinage avec enlèvement de copeaux. La quantité to- tale de phase intergranulaire doit, en volume,être infé- rieure à 20 % et, si la quantité de phase vitreuse est im- portante, de préférence inférieure à 15 %. Par contre, si la quantité de phase vitreuse est trop faible à la tempé- rature de frittage, il sera difficile de fritter la matiè- re dense sous pression atmosphérique. Elle est également importante avec une certaine quantité de phase vitreuse pour constituer la structure fibreuse désirée de alpha, beta et de polytype. La présence de cristaux en forme de bâtonnet ou de fibre améliore la résistance et la ténacité de la mati5re. La quantité de la phase vitreuse au frit- tage doit être supérieure à 2 % en volume, dont une partie peut se eristalliser de façon secondaire aux autres pha- ses riches en métal dans la phase intergranulaire. Une par- tie de la phase vitreuse originale peut également diminuer en raison de l:augmen:ation des matières alpha ou- polyty- pes pendant le processus de frittage de la matière, de sor- te que la quantité totale de phase intergranulaire dans la matière frittée selon l'invention peut être ramenée jus- qu'à 0,5 % en volume. Si on utilise une pression plus im- portante lors du frittage,la quantité de phase intergra- nulaire peut être réduite jusqu'à 0,1 % en volume. La composition de la phase vitreuse influence la so- lution d'aluminium et d'oxygène dans la phase Si-Al-O-N beta. Il peut être difficile de fritter de manière dense des compositions présentant, à la pression atmosphérique, de très faibles valeurs de z. Par contre, des matières qui présentent des valeurs z très élevées peuvent être frittées plus facilement et, dans ce cas, les additions d'adjuvantsde frittage, tels que Y203, peuvent être di- minuées. Toutefois, on a constaté que des matières conte- nant la phase beta avec des valeurs z supérieures à en- -viron 1,5 - 2 peuvent provoquer une certaine détériora- tion de la ténacité, ce qui peut être important si la ma- tière est utilisée pour l'usinage avec enlèvement de co- peaux. La cause peut en être que la phase beta se dilate lors de la dissolution de grandes quantités d'aluminium et d'oxygène et que,par conséquent,la liaison chimique s'af- faiblit. Par contre, on a constaté que l'usure par disso- lution, qui est influencée par la résistance chimique, dé- croît avec une substitution plus importante d'aluminium. Ainsi, dans certaines applications de coupe de métaux, on ne peut pas exclure qu'une valeur élevée de z serait préférée. On a constaté qu'il est important que la composition totale de la matière Si-Al-0-N selon l'invention s'inscrive dans la partie correcte des diagrammes de phases de M-Si-Al-O-N, M étant, comme précédemment, un métal tel que l'yttrium. Par comparaison avec la composition des matiè- res actuellement disponibles sur le marché du type Si-Al-O-N pour les outils de coupe, les teneurs en azote et/ou en alu- minium sont supérieures dans la matière selon l'invention. Les teneurs en Si, Al, O et N doivent de préférence être choisies de telle manière que, dans des conditions d'équili- bre, la composition totale s'inscrive dans la zone riche en azote et en aluminium du diagramme de phases défini par les lignes Si6 zAlzOzN8 z, c'est-à-dire la phase Si-Al-O-N be- ta, et les lignes qui sont les diagrammes de phases bi- naires AlN-A1203 et AlN-Si3N4, Toutefois, le domaine de la phase Si-Al-O-N beta, quand on additionne d'autres com- posés métalliques comme adjuvants de frittage, se dépla- ce selon la quantité de métal ajouté. Avec une telle com- position totale et une méthode de fabrication appropriée, on obtient de préférence la microstructure et la composi- tion de phases désirées,notamment les phases de polytype. En utilisant des matières Si-Al-O-N pour l'usinage par enlè- vement de copeaux dans une matière difficile à couper,par exemple un alliage résistant à la chaleur,on a constaté que la fraction de polytype doit,en volume, être supérieure à 1 %, et de préférence supérieure à 2%. Des céramiques non en équilibre ou composites peuvent être préparées avec une composition globale qui est à l'extérieur de la zone de phases définie ci-dessus, contenant le polytype en même temps que A1203 ou le polytype avec A1203 et la phase Si-Al-0-N beta.Dans ce dernier cas également, la fraction de polytype doit,en volume,être supérieure à 1%,et de pré- férence supérieure à 2%. La teneur en polytype ne doit tou- tefois,jamais être supérieure à 99 % en volume. Dans une matière Si-Al-0-N mixte alpha + beta, les propriétés à haute température, par exemple la résistance à la déformation plastique, peuvent être améliorées en aug- mentant le rapport des teneurs alpha / beta. En utilisant des matières SiAl-O-N mixtes alpha + beta pour un outil de coupe, on a constaté que la fraction de phase alpha doit, en volume, être supérieure à 20 % et la fraction de phase beta doit être inférieure à 80 %, la composition étant de préférence d'au moins 30 % en volume de phase al- pha et d'au plus 70 % en volume de phase beta. Cela favori- se les propriétés de coupe de la matière dans certaines ap- plications mais, pour obtenir des performances de coupe ex- ceptionnelles, qui ont été constatées dans des matières se- lon l'invention, une certaine quantité de polytype doit être présente dans la microstructure. La fraction de polytype doit, en volume, être d'au moins 0,5 %, et de préférence d'au moins 1. %. Toutefois, une fraction volumique de poly- type trop élevée est néfaste pour les propriétés de coupe de la matière, en particulier sa résistance à l'usure. La quantité de polytype doit être inférieure à 70 % lors des applications telles que les outils de coupe, et de préfe- rence inférieure à 50 %. La quantité de phase alpha ou de phase beta ne doit jamais être supérieure à 99 % en volume. Une addition d'au moins un principe dur réfrac- taire à la matière Si-Al-O-N selon l'invention, en par- ticulier des nitrures ou des oxynitrures tels que TiN, ZrN ou de l'AlON cubique, permet d'obtenir une matière cé- ramique présentant une résistance à l'usure améliorée. De plus, des nitrures métalliques tels que TiN et ZrN amélio- rent également la possibilité de frittage. Des avantages similaires pour la résistance à l'usure sont obtenus par des additions d'autres principes réfractaires durs des éléments de transition appartenant aux groupes IVVI de la classification périodique des éléments, et des éléments tels que l'aluminium, le silicium ou le bore, ou encore leur composé avec le carbone, l'azote et/ou l'oxygène,ou leurs mélanges de préférence le carbure de titane, le ni- trure de titane, le carbure de silicium, le carbure de bore et/ou l'AlON cubique. La fraction des principes durs ajoutés doit,- en volume être d'au moins 2 %, et de préefé- rence d'au moins 5 %, mais ne doit pas être supérieure à 60 %. Les compositions préparées au voisinage de la jonc- tion A1203 - AIN dans le diagramme des phases à basses températures peuvent contenir un polytype,AlN et A1203,tan- dis que, pour des températures plus élevées, la phase AMON cubique se forme. Néanmoins, la présence d'au moins 1 % en volume de polytype améliore les propriétés. A très hautes températures ou par l'addition d'oxydes, de nitru- res ou d'oxynitrures comme adjuvants de frittage, il se produit également une formation de polytypes pour les compositions situées sur la jonction A1203 - A1N. Les additions de matières réfractaires dures sous une forme fibreuse ou moustache présentent également une influence très positive sur la ténacité du composé céra- mique. De telles fibres doivent de préférence constituer les principes réfractaires durs mentionnés dans le para- graphe précédent ou leurs mélanges, en particulier des fi- bres de SiC, TiN, B4C et TiC. De plus, des fibres de A1203 et Si2N20 peuvent être utilisées à cet effet. Les fibres ou moustaches doivent avoir un diamètre inférieur à 2 mi- * crons, de préférence inférieur à 1 micron. Le rapport d'as- pect (rapport longueur/diamètre) doit dépasser 10, et de préférence 20 pour des fibres d'un diamètre inférieur à 1 micron. La présence de cristaux très fins du type mousta- che des matières à haute résistance présente un effet opti- mal. Pour obtenir un effet positif, la fraction volumique de la matière en forme de fibre doit dépasser 1 % mais doit être inférieure à 50 %. Les meilleurs résultats sont obtenus normalement dans l'intervalle 5-30 % en volume, mais ces limites peuvent varier quelque peu selon le choix de la matière fibreuse, des diamètres et des rapports d'as- pect. En résumé, on a constaté que les quantités de matières brutes doivent être choisies de telle manière que la struc- ture frittée, dans une matière destinée à un outil de coupe, contienne 0, 5 - 70 % en volume d'un polytype de Si-Al-0-N dans une matrice contenant 20 - 99 % en volume de Si-Al-0-N alpha et/ou 5-80 % en volume de Si-Al-ON beta et/ou une phase intergranulaire constituant 0,1 - 20 % en volume et qui peut être partiellement cristalline et/ou en alumine. En général, la matrice présente une teneur en phase inter- granulaire normalement d'au moins 0,5 % en volume et norma- lement d'au plus 10 % en volume, si la partie principale de la phase intergranulaire consiste en une phase vitreuse et si on effectue le frittage sans haute pression. La structu- re frittée contient habituellement au moins i % en volume et au plus 50 % en volume de polytype de Si-Al-0-No De plus, ia matrice d'une phase mixte alpha + beta comporte de pré- férence au moins 30 % en volume de Si-Al-0-N alpha et au plus 70 % en volume de Si-Al-0-N beta. 33 Si la fraction volumique de polytype dépasse une cer- taine valeur, la résistance à l'usure est détériorée dans l'utilisation de la maire pour constituer un outil de cou- pe. Dans cette application, cela n'est pas nécessairement une limitation. Un revêtement avec des couches minces résis- tant à l'usure peut donner la possibilité d'utiliser des matières riches en polytype également dans les applica- tions des outils de coupe. Les couches minces résistant à l'usure sur les ma- tières céramiques peuvent être appliquées par le procédé dit dépôt en phase physique (PVD) ou dépôt en phase va- peur (CVD). Sur la matière Si-Al-0-N selon la présente in- vention, des couches de nitrure, d'oxynitrures ou d'oxydes des éléments de transition des groupes IV, V, VI et/ou de l'aluminium donnent une bonne liaison entre les couches et le substrat. En particulier, en rapport avec l'utilisation de couches multiples, les borures, carbures, carbonitrures ou oxycarbures des éléments ci-dessus peuvent de préféren- ce être présents, comme indiqué dans le brevet britannique 1 464 022. De plus, il peut être signalé que, dans la de- mande de brevet européen 83850211-0 on a indiqué qu'une couche intermédiaire de borures durs des éléments des grou- pes III à V ou des composés durs d'yttrium est avantageu- se sur la matière Si-Ai-O-N. Cette sorte de couche s'est également révélée favorable pour la matière selon l'inven- tion. Les couches fines résistant à l'usure, du type men- tionné ci-dessus, sont avantageuses dans l'utilisation de la matière SiAi-O-N selon la présente invention dans les applications pour outils de coupe ou dans celles o une couche résistant à l'usure apporte un autre perfectionne- ment, par exemple pour une matière constituant une pièce d'usure. Le mécanisme qui régit l'influence favorable du poly- type sur les propriétés de la matière n'est actuellement pas très clair, mais on sait que de nombreuses phases pré- sentant une structure cristalline du type wurzite, par exemple AiN ou des superstructures dudit composé telles que des phases-polytypes, présentent une faible dilatation thermique et que la conductivité thermique de ces phases est supérieure à celle des phases à base de structures du type Si3N4. De plus, une précipitation de matière polyty- pe finement dispersée hors de la phase vitreuse peut ren- forcer la matière. La précipitation de polytype abaisse la quantité de phase vitreuse et change la composition du reste de la phase vitreuse, c'est-à-dire également la vis- cosité. Les grains de polytype évoluent sous une forme pro- noncée de tiges ou de fibres. Toutes ces circonstances peuvent avoir une importance sur les propriétés de la ma- tière, par exemple sur la résistance aux chocs thermiques, la ténacité, la dureté ou la tendance réduite à des réac- tions chimiques à hautes températures. Les matières selon la présente invention étant du type Si-Al-0-N contenant un polytype avec une superstruc- ture de type wurzite présente par conséquent des proprié- tés intéressantes dans de nombreuses applications en rai- son de ses propriétés à hautes températures et de sa ré- sistance aux chocs thermiques excellentes. Ce groupe de matière peut être utilisé par exemple comme pièces de mo- teur ou comme pièces d'usure, mais également dans les échangeurs thermiques en raison de la bonne conductivité thermique de la matière. D'autres propriétés de la matière selon l'inven- tion, par exemple une résistance électrique élevée, en combinaison avec la faible dilatation thermique et la grande conductivité thermique, sont également importantes pour une matière de support qui est utilisée dans l'indus- trie électronique. La fabrication de circuits intégrés à haute densité nécessite de nouvelles matières présentant une combinaison desdites propriétés. On a constaté que les matières frittées avec une phase Si-Al-O-N beta présentent une conductivité thermi- que acceptable. Cela est également le cas pour une matiè- re Si-Al-0-N mixte alpha + beta. Toutefois, si la fraction de phase Si-Al-O-N alpha est élevée, la conductivité ther- mique décroît. La présence de plus de 30 % de polytype dans de telles matières frittées permet d'obtenir une ma- tière qui présente à ce sujet des propriétés extraordinai- rement bonnes, en raison de l'excellente conductivité thermique des polytypes. Par conséquent, dans de telles applications, par exemple pour constituer des substrats ou des pièces d'échangeur thermique, la fraction volu- mique de polytype doit être supérieure à 30 %, et de pré- férence supérieure à au moins 40 %. La fraction volumique de Si-Ai-O-N alpha ou beta doit être d'au plus 70 %, et de préférence d'au plus 60 %. Si la matière contient à la fois les phases Si-Ai-O-N alpha + beta, la fraction volumique totale desdites phases doit être d'au plus 70 %, et de pré- férence d'au plus 60 %. La structure frittée peut égale- ment contenir une phase intergranulaire qui peut être par- tiellement cristalline, pour constituer 0,1 - 20 % en vo- lume, et, si la fraction de phase vitreuse est importante, de préférence moins de 15 % en volume. La structure peut également contenir de l'AlN sous forme cristalline, à moins de 30 % en volume, et de préférence moins de 20 % en volu- me. Dans une telle matière céramique, au voisinage de l'an- gle AlN du diagramme des phases o la fraction volumique de Si-Al-O-N alpha et beta est inférieure à 10 %, la frac- tion volumique d'AlN sous forme cristalline doit être in- férieure à 95 %, et de préférence inférieure à 90 % et la fraction volumique de polytype doit être supérieure à 5 %, et de préférence supérieure à 10 %. La fraction volumique de phase intergranulaire doit être comprise entre 0,1 et % en volume et doit être de préférence inférieure à % si la phase vitreuse est abondante. Quand une haute résistivité électrique est nécessaire, la fraction volumi- que de la phase intergranulaire doit normalement être d'au p 1 u s 10 % si la phase vitreuse est abondante. On ob- tient plus facilement une matière frittée si la fraction volumique d'A1N sous forme cristalline est inférieure à % et si la quantité de polytype est supérieure à 20 % en volume. La quantité d'oxyde, de nitrure ou d'oxynitrure d'aluminium, qui est présent sous forme cristalline, ne doit toutefois jamais dépasser 99 % en volume. Les phases polytypes Si-Ai-O-N forment, en combinai- son avec les phases de SiC, des matières composées cérami- ques qui présentent des propriétés extraordinaires en rai- son des grandes similarité et compatibilité structurelles entre ces phases. Les composés céramiques de SiC et les polyphases de Si-Ai-O-N peuvent être préparés à hautes tem- pératures et/ou sous hautes pressions, selon la composi- tion globale et les adjuvants de frittage. Ces composés sont caractérisés par une haute conductivité thermique en combinaison avec leur résistance mécanique et leur inertie chimique. Ainsi, les applications dans les échangeurs thermi- ques ou pour certaines pièces de moteur sont évidentes. Toutefois, la résistance électrique est faible, ce qui pé- nalise l'utilisation pour des plaques de substrat électro- nique o cela est d'importance. Par contre, la conductivi- té électrique permet une méthode plus simple et plus écono- mique pour le découpage de la matière céramique par étince- lage. Cela est également le cas quand l'addition de princi- pes réfractaires durs,par exemple TiN, TaN, etc.., amélio- re la conductivité électrique de la matière céramique. Les matières ou composés céramiques préparés à l'ai- de SiC et de polytypes Si-Al-O-N présentent les propriétés désirées si la fraction volumique de polytype est supérieu- re à 1 %, et de préférence supérieure à 2 %. La quantité de SiC doit dépasser 5 % en volume, et de préférence être supérieure à 10 % en volume. La fraction volumique des au- tres phases intergranulaires doit être maintenue inférieure à 15 % si la majeure partie est cristalline, et de préféren- ce au-dessous de 5 % si la fraction vitreuse est importan- te. La présence de phases à conductivité thermique inférieu- re, par exemple alpha et beta, doit être inférieure à 15 % en volume, et de préference inférieure à 10 %. On ne cons- tate pas de détérioration sur les propriétés de la matière pour urne présence d'AlN sous forme cristalline jusqu'à 95% en volume, et de préférence jusqu'à 90 %t Pour obtenir des compositions plus proches de l'angle AIN dans le diagramnme de phase Si3N4 - SiO2 - A1203 - A1N, ou pour fasvoriser la formaution d'une certaine structure po- lytype ou d un mélange polytype dans la matiJre frittée se- lon l'invention, AIN a de preference été utilisé comme ma- tière brute. Dans la littérature, on a déjà indique qu'une 3t matière spécialementi fabriquée et constituée de polyphase, par exemiple sous la rúf'érence 21R, peut être utilisée com- me matière brute (voir par exemple le brevet américain 4 113 503 et la demande de brevet britannique 2 118 927). Certaines compositions limitëes, dans cette demande de bre- 256253? vet britannique, peuvent être obtenues à partir de matiè- re brute, par exemple 21R, mais AiN est fortement re- commandé pour les raisons indiquées ci-dessus. L'utilisa- tion de AlN nécessite toutefois, qu'un système de broya- ge sans eau soit utilisé, ce qui augmente les exigences en lubrifiants et en procédés de granulation. Pour pouvoir atteindre toutes les compositions selon la présente inven- tion, il est également nécessaire de pouvoir disposer d'u- ne composition plus consistante de la poudre séchée par rapport, par exemple, à la quantité ajoutée d'oxyde d'a- luminium (si on utilise des corps de broyage en oxyde d'a- luminium) et de la quantité de dioxyde de silicium à la surface du nitrure de silicium. Il est évident qu'il exis- te des avantages à utiliser des moyens de broyage de l'AlN. Par l'addition des matières brutes utilisées, par exemple Si3N4 et AlN, l'oxyde nécessaire pour la matière peut consister dans des impuretés d'oxyde dans les nitrures. La description ci-dessus fait apparaître, de manière évidente, la manière dont les diverses matières Si-Al-O-N doivent se ressembler pour donner les propriétés désirées. On a indiqué dans le Tableau 1 quelques exemples de compositions illustrant diverses propriétés mentionnées dans la description. Le processus de fabrication a été tel que les diverses matières de départ ont été broyées ensem- ble en présence de lubrifiants. Si on utilise un broyeur à bille, un temps de broyage de 1 à 3 jours est nécessai- re. Ensuite, la matière a été séchée et réduite à une pou- dre présentant de bonnes propriétés d'écoulement, ce qui est important pour le pressage ultérieur à la forme dési- rée. Le frittage a été effectué sous atmosphère riche en azote, de telle manière que la tendance du nitrure de si- licium à se décomposer a été contrecarrée autant que pos- sible. La température a été de 1700 - 1860 , notamment selon la pression utilisée dans le four. On a indiqué dans le Tableau 1 ci-dessous des exemples de matière Si-Al-O-N produite. TABLEAU 1 Pour chacune des matières 1 à 31, on a indiqu&, pour 1000 g de composition totale, le poids de chacun des constituants. Matière Si3N4 A1203 AlN Poly- Y203 Note phase 1 874 63 - - 63 2 457 172 308 - 63 3 812 25 102 - 61 4 847 23 69 - 61 5 834 7 - 98 61 6 843 37 59 - 61 7 750 145 43 - 62 8 422 375 141 - 62 9 862 72 3 - 63 10 832 45 97 - 26 11 - 50 950 - - 12 - 40 910 - - SiO2, 5 % 13 - 40 860 - 50 SiO2, 5 % 14 812 25 102 - ZrO2, 6 % 15 822 59 - - 59 ZrO2, 6 % 16 763 24 96 - 57 ZrO2, 6 % 17 884 - - 56 ZrO2, 6 % 18 622 24 279 - 60 19 456 241 228 - 60 20 301 201 423 - 60 21 246 106 573 - 60 22 370 450 - - 30 TiN, 15 % 23 570 250 - - 30 TiN, 15 % 24 635 25 10 TiN, 30 % 25 683 77 - 60 30 TiN, 15 % 26 775 45 - - 30 TiN, 15 % 27 569 18 71 - 43 TiN, 30 % 28 780 50 95 - 60 29 764 60 - 113 63 30 192 15 587 - 5 31 292 159 544 - 5 La matière polyphase de départ qui a été utilisée a été synthétisée de telle manière que la composition était d'environ 20 % A1203, 58 % AlN, 20 % Si3N4, le reste étant constitué par des impuretés telle que Fe, C, etc. Les matières obtenues peuvent être caractérisées de la manière suivante: TABLEAU 2 Dans ce tableau on a indiqué, pour chacune des ma- tières 1 à 31 du Tableau 1, la dureté (HV1) la valeur de z et la quantité des phases présentes. Ma- Dure- Va- Phase Phase Autres phases tiè- té leur beta alpha re de z 1 1450 0,25 100% ---- -- 2 1500 1,8 60% ---- Polytype 15R, 40 % 3 1800 0,67 57% 38% Polytype 12H, 5 % 4 1720 0,57 73% 27% -- 5 1630 0,50 85% 13% b-phase, 2 % 6 1600 0,53 88% 10% b-phase, 2 % 7 1480 1,3 100% ---- -- 8 1450 2,7 96% 2% Polytype 15R, 2 % 9 1540 0,2 97% ---- YAG, 3 % 10 1590 0,84 78% 20% Polytype 12H, 2 % 11 ---- --- --- --- AIN 85 %, 2H 15 % 12 -- - --- --- 2H 70% A1N 27%-reste 3 % 13 ---- --- --- --- 2H 60% A1N 15%-YAG 20%-Reste 5% 14 1600 0,9 75% --- ZrO 15%, ZrO2 7 %, 12H 3 % 15 --- 0,31 75% --- ZrO2, 15% ZrO 10 % 16 ---- 0,66 65% --- ZrO 30%, YAG 3%, 12H 2 % 17 ---- ---- 80% --- ZrO2 15% ZrO 5 % 18 ---- 0,45 15% 51% 12H 13%-b-phase 10% A1N 9% - Reste 2 % 19 ---- 1,80 57% --- 15R, 43 % ---- 2,00 7% --- 15R, 93 % 21 ---- ---- --- --- 2H 60% - reste 40 % 22 1430 1,8 79% --- X-phase 5%, A1203 1 % TiN 15% 23 1300 0,9 80% --- X-phase 5 %, TiN 15 % 24 1450 0,1 85 --- TiN 15 % 1400 0,2 85 --- TiN 15 % 26 1320 0,2 85% --- TiN 15 % 27 1740 0,77 53% 15 TiN 30%, YAM 1 %, Polytype 1 % 28 1770 0,73 76% 20 12H 4 % Matière Dureté valeur Phase Phase Autres phases de z beta alpha 29 1630 0, 72 93% -- 12H 4%,b- phase 3% --- --- 1,0% 20 21R, 10%, 27R 10%, AlN 7% 2H 52% 31 --- - 1 % 15 AlN 7%, 21R 77 %, AlON 1 % Les diverses matières contiennent entre O et 20% de phase vitreuse qui ne peut pas être détectée par dif- fraction aux rayons X. Pour que les matières puissent être utilisées en constituant de bonnes matières de coupe, il est important que la dureté soit maintenue à plus hautes températures.La Fig. 1 montre la manière dont la dureté (HVO,1) varie en fonction de la température, pour quelques-unes des matiè- res essayées. Une matière céramique de coupe convention- nelle, à base de A1203, a été représentée en A à des fins de comparaison. Quelques exemples sont donnés ci-dessous pour l'usi- nage de matières résistant à la chaleur (exemples 1 à 10) et de la fonte (exemples 11 à 18), les matières selon la présente invention étant comparées à des alliages connus. USINAGE D'ALLIAGES RESISTANT A LA CHALEUR Exempl 1 On a utilisé des plaquettes de coupe du type SNGN 120412E pour l'usinage d'une matière "Incoloy 901" dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 150 à 310 m/mn Avance: 0,15 eum / tr Profondeur de coupe: 2,0 mrlL Résultats. Matière Durée de Taux relatif Taux relatif vie relative d'usure des d'usure d'en- de l'outil flancs taille 3 125 % 80 % 105 % 4 31.00 % 100 -% 155 % 100 % 100 % 100 % 6 75 % 100 % 100 % Exemple 2 On a procédé à un autre test d'usinage sur la même matière dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 310 m/mn Avance: 0,14 mm/tr Profondeur de coupe: 2 mm Résultats: Matière Taux d'usure des Taux d'usure flancs (mm/mn) d'entaille (mm/mn) 3 0,32 0,32 4 0,35 0,44 Exemple 3 On a procédé à un essai de tournage sur la matière "Incoloy 713C", à faible teneur en carbone, avec une pla- quette de coupe de type CNGN 120812E, dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 183 m/mn Avance: 0,15 mm/tr Apres une durée d'usinage de 96 s, l'usure des flancs a été mesurée. Résultats: Matière Usure des flancs (mm) 3. 1,0 4 1,4 1 Très rapidement écaillage important. Exemple 4 On a usiné la même matière que dans l'exemple 3,pen- * dant 78 s, dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 213 m/mn Avance: 0,12 mm/tr Résultats: Matière Usure des flancs (mm) 3 1,0 4 1,4 Exemple 5 On a procédé à des essais de perçage dans la matière dite "René 41" avec des plaquettes de coupe du type RNGN 120800E dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 259 m/mn Avance: 0,2 mm/tr La durée de vie de la matière n 3 a été estimée à 47 s et celle de la matière 4 à 36 s. Exeme On a procédé à des opérations de perçage dans la ma- tière dite "Waspaloy" avec des plaquettes de coupe du type RNGN 120800E dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 225 - 260 m/mn Avance 0, 15 mm/tr Après un temps d'usinage total de 33 s, on a noté des écaillages dans les matières n 3 et 4. La matière n l s'est fracturée de manière catastrophique après seulement quelques secondes. Exemple 7 On a usiné une bague de matière dite "Hastealloy X" (traitée à chaud) à l'aide de plaquette de coupe du type RNGN 120800E dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 282 m/mn Avance 0,175 mm/tr profondeur de coupe: 2,5 mm La durée de vie de la matière no 3 a été d'environ % supérieure à celle de la matière no 4 en raison d'une plus faible usure des flancs. La matière n 1 a présenté une très faible durée de vie, de l'ordre de quelques secon- des. Exemple 8 On a usiné la matière dénommée "Inconel 718" (traitée thermiquement en solution) à l'aide de plaquette de coupe du type SNGN 120416T dans les conditions suivantes. On a constaté que l'usure d'entaille était déterminante pour la durée de vie. Vitesse de coupe: 70-130-180-220 m/mn Avance: 0,20 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm On a indiqué ci-dessous le taux d'usure d'entaille, en mm/mn, pour chacune des vitesses de coupe. Matière 70 m/mn 130 m/mn 180 m/mn 220 m/mn 1 0,4 0,5 0,7 0,8 3 0,3 0,4 0,6 0,6 4 0,3 0,5 0,7 0,8 Exemple 9 On a usiné une barre d'Inconel 718 avec des plaquet- tes de coupe du type SNGN 120416T (chanfrein de 0,20 x ) dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 180 m/mn Avance: 0,25 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm On a utilisé un réfrigérant en flot. Résultats: Matière Durée de Taux d'usure Taux d'usure vie de des flancs d'entaille l'arête (%) (%) 1 93 122 86 3 100 100 100 29 117 103 74 Exemple 10 On a usiné des barres d'"Incoloy 901" à l'aide de plaquette de coupe du type SNGN120416T (chanfrein de 0,20 x 20 ) dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 310 m/mn Avance: 0,15 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm On a utilisé un angle d'approche de 45 et un réfri- gérant en flot. Résultats: Matière Durée de Taux d'usure Taux d'usure vie de des flancs d'entaille l'arête (%) (%) 1 6 -.. 3 100 100 100 29 89 125 106 La matière n 1 a montré un fort écaillage des faces de dépouille. USINAGE DE LA FONTE Exemple 11 Les plaquettes de coupe du type SNGN120416E ont été essayées dans de la fonte grise dans les conditions sui- vantes: Vitesse de coupe: 300 m/mn Avance: O,15 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 -mm Résultats: Matière Durée de vie relative Note (%) 3 113 4 102 6 77 1 100 Base Exemple 12 On a procédé de la même manière que dans l'Exemple 11 dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 300 m/mn Avance: 0,50 mm/tr Profondeur de coupe: 3,0 mm Résultats: Matière Durée de vie relative Note 9 49 2 113 1 100 Base Exemple 13 On a procédé à un essai de tournage continu sur de la fonte grise et on a mesuré l'usure des flancs pour dif- férentes vitesses de coupe Vitesse de coupe: 400-600-800 m/mn Avance: 0,3 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 m- On a indiqué ci-dessous, pour chacune des vitesses de coupe, le taux d'usure des flancs, en mm/mn. Matière 400 m/mn 600 m/mn 800 m/mn 3 0,011 0,012 0O10 4 0,013 0,014 0,12 1 0,013 0,015 0,13 Exemple 14 On a procédé à un tournage grossier de tambours de frein en fonte grise dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 750 m/mn Avance: O, 3mm/tr Profondeur de coupe: 2-3 mm Résultats: Matière Durée de vie (mn) 1 3,3 3 10 Exemple 15 On a procédé à un essai d'usinage intermittent de fonte avec des plaquettes de coupe du type SNGN 120416T (chanfrein de 0,20 x 20 ) pour une opération de planage: Vitesse de coupe: 300 m/mn Avance: 0,5 m/tr Profondeur de coupe: 3 mm Les matières n 1 et 4 ont présenté la même durée de vie tandis que la matière n 3 a présenté une durée de vie d'environ 20 % plus longue. Le critère pour la durée de vie a été le bris de la plaquette. Exemple 16 On a procédé à un essai d'usinage d'acier nodulaire (SS0737) avec des plaquettes de coupe du type SNGN 120416T dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 400-600-800 m/mn Avance: 0,3 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm On a indiqué ci-dessous la durée de vie, exprimée en nombre de passes avant le bris de la plaquette. Matière 400 m/mn 600 m/mn 800 m/mn 1 15 15 15 3 15 15 15 4 14 15 15 Il est à noter que l'essai a été interrompu après passes, ce qui correspond à une très bonne ténacité.Une matière céramique conventionnelle à base de A1203 n'a permis qu'un faible nombre de passes. Exemple 17 On a procédé à un usinage intermittent de fonte gri- se à l'aide de plaquette de coupe du type SNGN 120416T (chanfrein de 0,20 x 20 ) dans une opération de planage et dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 300 m/mn Avance: 0,20 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm Résultats: Matière Durée de vie moyenne Résistance (%) (mn) jUsure des flancs - 0,5 mm) i 4 100 22 35 7 23 25 7 26 -- 70 résistance relative à la fracture de l'arête de coupe pour un travail intermittent. Exemple 18 On a usiné une tonte grise avec la matière n 1 non revêtue puis revêtue d'une couche de 1,5 micron de A1203 (lA) ou 1,5 micron de TiN + 1,5 micron de Al203 (lB), dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 200-300-400 m/mn Avance: 0,3 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm On a indiqué ci-dessous le taux d'usure des flancs, en mm/mn, pour chacune des trois vitesses de coupe. Matière 200 m/mn 300 m/mn 400 m/mn 1 0,03 0,05 0,14 1A 0,01 0,03 0,04 lB 0,01 0,03 0,06 Exemple 19 On a usiné une fonte grise avec la matière n 3 non revêtue puis revêtue d'une couche de 1,5 micron de A1203 (3A), dans les conditions suivantes: Vitesse de coupe: 400 - 800 m/mn Avance: 0,30 mm/tr Profondeur de coupe: 2,0 mm On a obtenu le taux d'usure des flancs, en mm/mn, pour chacune des deux vitesses de coupe suivante: Matière 400 m/mn 800 m/mn 3 0,016 0,054 3A 0,012 0,035 Il résulte des exemples ci-dessus que les matières qui contiennent un polytype présentent des caractéristiques améliorées de résistance à l'usure par comparaison avec les matières Si-Al-O-N sans polytype. Par exemple, les ma- tières n 3 et 29 ont donné d'excellents résultats pour l'usinage des alliages résistant à la chaleur. De plus, on a observé une résistance à l'usure améliorée par l'ad- dition de principes durs ou par application d'un revêtement réfractaire. DEFINITION DES PHASES Dans la description ci-dessus et dans les revendica- tions annexées figurent les phases suivantes qui appartien- nent aux matières selon l'invention: 1. Si-Al-O-N beta: phase hexagonale avec la même structu- re cristalline que la phase Si3N4 beta. Elle peut être dé- finie par la formule générale Si6_zAlzOzN8sz, avec 0 une forme cristalline, qui peut être détectée par son sché- ma caractéristique de diffraction aux rayons X. 2. Si-Al-O-N alpha: phase hexagonale présentant la même structure cristalline que la phase Si3N4 alpha. Elle peut être identifiée par la formule générale Mx(Si,Al)12(0,N) 16 avec O approprié peuvent également stabiliser la phase alpha. Cet- te phase peut être détectée par diffraction aux rayons X. 3. phase Si3N4 alpha et Si3N4 beta: deux formes non subs- tituées de Si3N4. L'AIN de forme cristalline est non subs- titué avec une structure de type wurzite. 4. Polytypes: non collectifs d'un certain nombre de pha- ses dans les systèmes Si-Al-O-N et M-Si-A1-0-N, avec des structures cristallines qui sont étroitement liées à la structure de type wurzite caractéristique de l'AlN, mais qui présentent des cellules considérablement plus grandes. Le métal M peut être Y, Li, Ca, Mg, Be, Sc, un élément du groupe des lanthanides ou encore un mélange de ces métaux. Toutefois, d'autres éléments présentant une forme ou une ténacité similaire peuvent également, dans une certaine me- sure, entrer dans la composition de la structure de type wurzite des polytypes M-Si-Al-0-N. Toutes les phases poly- types sont présentes dans le système Si-Al-0-N dans le qua- drant qui est caractérisé par de fortes teneurs en Al et N, c'est-à-dire au voisinage de l'angle AlN. Cela est égale- ment le cas dans les systèmes M-Si-Al-0-N o l'on trouve des formes substituées. Tous les polytypes présentent des zones élargies de solubilité et peuvent avoir des rapports variables Al/Si et O/N qui peuvent changer avec la tempéra- ture de frittage. Pour les très hautes températures, les polytypes se forment dans les systèmes Al-0-N et M-Al-O-N. Dans des conditions favorables, la structure peut être for- mée de manière bien ordonnëe,mais un certain désordre struc- turel existe du fait que la structure cristalline de tous les polytypes est étroitement liée à la structure de type wurzite. Par conséquent, les phases ne peuvent pas toujours, de façon non ambiguë, être caractérisées comme n'étant cons- tituees que d'une certaine structure polytype, à l'aide d'une diffraction aux rayons X, même si la présence de poly- type peut être détectée. 5. YAG (Yttrium Aluminium Garnet): phase cubique de formu- le Y3A15012. Il peut apparaître une certaine substitution de AI/Si et un remplacement simultané de O/N. La structure peut ainsi être modifiee de manière que le schéma de dif- fraction aux rayons X corresponde à une phase de symétrie plus faible que la phase cubique, par exemple la phase bo Des grenats similaires métal aluminium se forment également avec les autres métaux de frittage. 6. YAM Yttrium Aluminium Melilite): phase monocyclique de formule Y4A1209 qui peut constituer une série continue de solutions solides avec N-YAM (Y4Si207N2). 7. Dans les systêmes du type M-Si-Al-0-N, il peut apparai- tre des phases qui ont la même structure cristalline que les minéraux apatite et wollastonite. Un exemple pour M=Y est une phase monocyclique de formule YSiO2N du type wollastonite. D'autres phases cristallines peuvent égale- ment apparaître, par exemple la phase X dans le système Si-Al-0-N, ou d'autres types de structures cristallines selon les métaux utilisés dans les adjuvants de frittage. 8. Phase intergranulaire ou mélange de phases: se forme pendant le frittage dans les systèmes M-Si-Al-0-N du fait de la présence d'un adjuvant particulier de frittage tel que A1203, SiO2 et/ou oxydes nitrures ou oxynitrures de M, avec M = Y, Ca, Sc, Mg, Be, un élément de la série des lanthanides, ou encore un de leur mélange. D'autres com- posés similaires de métaux de formation de phase vitreuse peuvent également être utilisés comme adjuvants de frit- tage. La phase intergranulaire est liquide lors du frit- tage. Lors du refroidissement, elle se solidifie en une phase vitreuse mais d'autres phases, par exemple YAG, dé- crites dans les définitions 5 à 7 ci-dessus, peuvent éga- lement se former. Par un traitement thermique, l'essentiel de la phase liquide, lors du frittage, peut se transformer dans ces dernières phases cristallines, la fraction de pha- se vitreuse étant alors faible. Ces phases cristallines peuvent être détectées par diffraction aux rayons X. REVENDICATIONS 1. Matière céramique à base de nitrure de silicium, de nitrure d'aluminium et d'alumine, caractérisée en ce qu'elle comporte une combinaison d'un polytype de Si-Al-O-N avec une ou plusieurs phases alpha de Si-Al-O-N,une ou plu- sieurs phases beta de Si-Al-O-N,une ou plusieurs phases cristallines AlN A1203, une ou plusieurs phases intergranu- laires, pouvant être partiellement cristallines. 2. Matière céramique selon la revendication l,carac- térisée en ce qu'elle comporte un polytype de Si-Al-O-N et une phase alpha de Si-Al-O-N et/ou une phase beta de Si-Al-O-N et une phase intergranulaire, la structure frit- tée contenant, en volume, 0,5 - 70% de polytype 5, 80 % de phase beta, avec ou sans addition de phase alpha, et 0,1- % de phase intergranulaire. 3. Matière céramique selon la revendication 1, carac- térisée en ce que la structure frittée contient au moins % en volume de phase alpha et au plus 70 % en volume de phase beta. 4. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications précédentes, caractérisée en ce que la struc- ture frittée contient au plus 15 % en volume de phase in- tergranulaire si la fraction de la phase vitreuse présente est élevée. 5. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications précédentes, caractérisée en ce que la matiè- re frittée contient au moins 1 % et/ou au plus 50 % en vo- lume de polytype. 6. Matière céramique selon la revendication 1, carac- térisée en ce que la matière frittée contient, en volume, 30 à 99 % de polytype de Si-Al-O-N, au plus 70 % de phase alpha de Si-Al-O-N, au plus 70 % de phase beta de Si-Al-O-N, au plus 30 % d'AlN cristallin et 0,1 à 20 % de phase inter- granulaire. 7. Matière céramique selon l'une des revendications 1 à 6, caractérisée en ce que la structure frittée con- tient au total au plus 70 % en volume de phase alpha + beta de Si-Al-O-N. 8. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1, 6 et 7, caractérisée en ce que la structure frittée contient au total au plus 20 % en volume d'AlN cris- tallin. 9. Matière céramique selon l'une quelconque des reven- dications 1, 6, 7 et 8, caractérisée en ce que la structure frittée contient au total au moins 40 % en volume de polyty- pe de Si-Al-0-N. 10. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1, 6, 7,8 et 9, caractérisée en ce que la structure frittée contient au total au plus 60 % en volume de phase alpha + beta de Si-Al-O-N. 11. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1, 6, 7, 8,9 et 10, caractérisée en ce que la structure frittée contient au plus 15 % en volume de phase intergranulaire si la fraction de phase vitreuse présente est importante. 12. Matière céramique selon la revendication 1, carac- térisée en ce que la structure frittée contient, en volume, à 99 % de polytype de Si-Al-O-N, au plus 10 % de phase alpha de Si-Al-0-N, au plus 10 % de phase beta de Si-Ai-O-N, au plus 95 % d'AlN cristallin et 0,1 à 20 % de phase inter- granulaire. 13. Matière céramique selon l'une des revendications 1 et 12, caractérisée en ce que la structure frittée con- tient au total au plus 10 % en volume de phase alpha + beta de Si-Al-0-N. 14. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1, 12 et 13, caractérisée en ce que la struc- ture frittée contient, en volume, une fraction de polytype de Si-AI-O-N d'au moins 20 %. 15. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1, 12, 13 et 14, caractérisée en ce que la structure frittée contient, en volume, une fraction d'AlN cristallin d'au plus 80 %. 16. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1, 12, 13, 14 et 15, caractérisée en ce que la structure frittée contient, en volume, une fraction de phase intergranulaire d'au plus 15 % si la fraction de pha- se vitreuse présente est importante. 17. Matière céramique selon la revendication 1, ca- ractérisée en ce qu'elle comporte du carbure de silicium comme constituant principal et en ce que la structure frit- tée comporte, en volume, plus de 1 % d'un polytype Si-Al-O-N. 18. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1 à 17, caractérisée en ce qu'elle comporte également au moins une phase de principe réfractaire dur en nitrures, carbonitrures, carbures et/ou oxynitrures des éléments de transition des groupes IV-VI de la clas- sification périodique des éléments et/ou d'aluminium, de bore ou de silicium, de préférence du nitrure de titane, du carbure de titane ou de l'AlON cubique. 19. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1 à 18, caractérisée en ce qu'elle comporte des matières réfractaires dures sous une forme fibreuse ou moustache, de préférence SiC, TiN, B4C, TiC, A1203 et/ou Si2N20, les fibres présentant un diamètre inférieur à 2 microns et un rapport longueur/diamètre d'au moins 10. 20. Matière céramique selon l'une quelconque des revendications 1 à 19, caractérisée en ce qu'elle est re- vêtue d'au moins une couche résistant à l'usure constituée d'au moins un nitrure, oxynitrure, oxyde, borure, car- bure, carbonitrure, ou oxycarbure des éléments de transi- tion des groupes III-VI de la classification périodique des éléments et/ou d'aluminium, de préférence d'au moins un nitrure, oxynitrure ou oxyde des éléments de transition des groupes IV-VI et/ou d'aluminium. 21. Matière céramique selon l'une quelconque des re- vendications 1 à 20, caractérisée en ce qu'elle permet une coupe par étincelage à l'aide d'additions qui améliorent la conductivité électrique de la matière frittée.