DE10348819B4

DE10348819B4 - Flüssigphasengesinterte Siliciumcarbid-Keramiken mit hoher elektrischer Leitfähigkeit und Oberflächengüte, Verfahren zu ihrer Herstellung und Verwendung

Info

Publication number: DE10348819B4
Application number: DE2003148819
Authority: DE
Inventors: Jörg ADLER; Jan Ihle; Mathias Dr. Herrmann; Hans-Peter Dr. Martin
Original assignee: Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Current assignee: Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
Priority date: 2003-10-15
Filing date: 2003-10-15
Publication date: 2007-04-05
Anticipated expiration: 2023-10-16
Also published as: DE10348819A1

Abstract

Flüssigphasengesinterte Siliciumcarbid-Keramiken mit hoher elektrischer Leitfähigkeit und Oberflächengüte, bestehend aus SiC und aus einer Bindephase, wobei diese Bindephase das SiC ganz oder teilweise umgibt, und wobei die Bindephase ausschließlich aus einer Phase mit Granatstruktur oder einer Phase mit Granatstruktur und einer Phase mit Perowskitstruktur oder einer Phase mit Granatstruktur und Al₂O₃ besteht.

Description

Die Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Keramik und betrifft flüssigphasengesinterte Siliciumcarbid-Keramiken mit hoher elektrischer Leitfähigkeit und Oberflächengüte, die als poröse flüssigphasengesinterte Siliciumcarbid-Keramiken, insbesondere mit einer hohen elektrischen Leitfähigkeit, beispielsweise als Heizer mit direkter elektrischer Erwärmung und als dichte flüssigphasengesinterte Siliciumcarbid-Keramiken, insbesondere mit einer hohen Oberflächengüte, beispielsweise im Bereich der Mikrobauteile zur Anwendung kommen können und ein Verfahren zu ihrer Herstellung.
Anwendungsbereiche von flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken, insbesondere von porösen flüssigphasengesinterten SiC-Keramiken mit einer hohen elektrischen Leitfähigkeit liegen in Gebieten der Technik, wo neben gezielt einstellbaren Porositäten bei porösen Keramiken und besonders guten mechanischen Eigenschaften und Oberflächengüten auch spezielle elektrische Eigenschaften als Prozessvoraussetzung gefordert werden. Dabei sind eine hohe elektrische Leitfähigkeit und genau einstellbare Eigenschaften bei äußerst geringen Abweichungen, d.h. minimalen Fehlerbereichen für derartige Werkstoffe besonders günstig. Bei dichten Keramiken spielt vor allem im Bereich von Mikrobauteilen, neben möglichen genau definierten elektrischen Eigenschaften, eine hohe Qualität der Oberfläche eine entscheidende Rolle.
Verschiedene SiC-Materialien, dichte wie auch poröse, sind schon seit längerer Zeit bekannt. Nach dem stofflichen Aufbau lassen sich SiC-Materialien in zwei Hauptgruppen unterteilen. Artfremd gebundene SiC-Materialien mit meist silikatischer Bindung werden in ihren Eigenschaften stark durch die Bindephase beeinflusst. Arteigen gebundene SiC-Materialien sind insofern vorteilhaft, da die erwünschten Eigenschaften des SiC nur geringfügig durch eine sekundäre Phase beeinträchtigt werden.
Flüssigphasengesinterte SiC-Materialien ( US 4,829,027 ; DE 33 23 679 A1 ) wie auch poröse flüssigphasengesinterte SiC-Materialien ( DE 197 27 115 A1 ) verfügen über eine sekundäre Bindephase, die sich in Abhängigkeit von den Sinterbedingungen und der Primärkorngröße aus sekundärem SiC, das durch Lösungs- und Wiederausscheidungsprozesse gebildet wird, und aus einer oxidischen Phase, vorrangig Aluminium-Seltenerdoxid, zusammensetzt. Diese oxidische Phase bildet vorwiegend eine Granatstruktur aus. In Abhängigkeit der Ausgangszusammensetzung oder Sinterbedingungen kann es auch zur Bildung von Perowskitstrukturen oder monoklinen Strukturen kommen. Die Strukturbezeichnungen ergeben sich in Anlehnung an bekannte Strukturgruppen von jeweils typischen Mineralen bzw. Mineralgruppen (Matthes, S., Mineralogie, 1993, Springer-Verlag, Berlin; Rösler, H.J., Lehrbuch der Mineralogie, 1979, Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie, Leipzig; Materials Science and Technology, Volume 11, Structure and Properties of Ceramics, Edited by Cahn, R.W., Haasen, P. Haasen, Kramer, E.J., 1994, VCH, Weinheim).
Vorteile derartig hergestellter Materialien sind eine hohe Härte gepaart mit einer für Keramiken hohen Zähigkeit neben der noch geringeren Prozesstemperatur für die Herstellung.
Poröse flüssigphasengesinterte SiC-Keramiken besitzen gegenüber rekristallisierten oder reaktionsgebundenen SiC-Materialien den Vorteil einer genau einstellbaren und reproduzierbaren Porenvolumenverteilung, mit mittleren Porengrößen von 0,5 μm bis 1 mm. Zur Erzielung hoher offener Porositäten werden primär monomodal eng verteilte Körnungssysteme eingesetzt. Eine Bindung nur an den Kontaktstellen wird angestrebt.
Dadurch lässt sich, in Abhängigkeit der mittleren SiC-Korngröße, die mittlere Porengröße hinreichend genau einstellen. Derartige Keramiken weisen daher eine hohe Permeabilität, eine hohe offene Porosität zwischen 20 und 65% bei gleichzeitig guter Festigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit auf.
Nachteilig für flüssigphasengesinterte SiC Keramiken sind die hohen Masseverluste, hervorgerufen durch gasbildende Reaktionen der Additive mit SiC während der Wärmebehandlung (Grande, T. et al., Effect of Weight Loss on Liquid-Phase-Sintered Silicon Carbide, Journal of American Ceramic Society, 1997, 80, S. 1047-1052). Die Eigenschaften der Werkstoffe, insbesondere die Oberflächenqualität, hängen sehr stark von der Zusammensetzung der Gasphase ab. So ist bei Sinterung in Ar oder N₂ das Sinterergebnis z.B. von der Beladung des Ofens, atmosphärischen Verunreinigungen usw. abhängig. Das führt insbesondere bei Mikrobauteilen und porösen Werkstoffen zu extremen Schwankungen der Eigenschaften.
Speziell die elektrischen Widerstände unterliegen großen Schwankungen bei herkömmlicher Sinterung unter Ar oder N₂ ( US 5,298,470 ) im Bereich zwischen 0.02 und 10000 Ωcm (entspricht einer elektrischen Leitfähigkeiten von 50-0,0001 S·cm^–1) oder sie zeigen allgemein hohe Widerstände (bzw. niedrige elektrische Leitfähigkeiten) ( DE 199 33 194 A1 ). Eine Verwendung dieser Keramiken als elektrisches/elektronisches Funktionselement ist aufgrund der nicht reproduzierbaren, nicht genau definiert einstellbaren geringen Leitfähigkeit nicht möglich.
Wie in der DE 33 23 679 A1 beschrieben, weisen flüssigphasengesinterte SiC-Keramiken eine Oberflächenschicht auf, die von der Zusammensetzung des Sinterkörpers abweicht. Die Zusammensetzung wird u. a. beschrieben aus Mischungen von Seltenerdoxiden plus Aluminiumoxid und einem kleinen Anteil in den Oxiden dispergierten SiC und/oder SiO₂. Das Innere des Sinterkörpers enthält polykristallines SiC einschließlich mindestens eines Oxides aus der Gruppe der Seltenen Erdoxide und Al₂O₃ in den Korngrenzen. Die spezifische elektrische Leitfähigkeit der Oberflächenschicht ist kleiner 10^–11 S·cm^–1, wohingegen das Innere Halbleitereigenschaften aufweist, entsprechend den Eigenschaften eines üblichen SiC-Sinterkörpers. Ein Teil der Sinterhilfsmittel geht bei der Sinterung verloren. Sie reagieren mit Silici umverbindungen (-hauptsächlich Oxide) auf der Oberfläche der einzelnen Siliciumcarbidteilchen und verdampfen. Die Oxide diffundieren an die Oberfläche und bilden hier am Sinterkörper eine Oberflächenschicht.
Wie in der US 5,298,470 angeführt, sind in den SiC-Körnern Anreicherungen der Elemente Aluminium und Stickstoff nachweisbar, jedoch nicht in Mischkristallmengen, sondern in deutlich geringeren Mengen (200-300 ppm). Dabei zieht sich die Flüssigphase auf die Tripelpunkte zurück, hinterlässt jedoch, wenn auch nur geringe, diskontinuierliche Reste. Neben den bekannten sekundären Phasen Y₃Al₅O₁₂, dem Yttrium-Aluminium-Granat (YAG), der Phase mit verzerrter Perowskit-Struktur YAlO₃ (YAP) und/oder der monoklinen Struktur Y₄Al₂O₉ (YAM) können auch weitere Verbindungen wie z.B. Y₂Si₃O₃N₄, Y₁₀(SiO₄)₆N₂ und/oder Y₃Si₃O₆N₃ gebildet werden. Gleiches berichtet Nader (Dissertation M. Nader, Universität Stuttgart, 1995), der das Sinterverhalten von flüssigphasengesinterten SiC untersucht hat. In der DE 199 33 194 A1 ist die beschriebene Keramik aus einem polykristallinen SiC-Formkörper zusammengesetzt, der aus 96-99,5 Ma.-% einer Hartstoffphase, 0-0,1 Ma.-% freiem Kohlenstoff und zum Rest aus einer teilkristallinen Bindephase besteht, wobei die Hartstoffphase aus SiC und einem Si-C-Al-O-N Mischkristall besteht und 0,2 bis 1,5 Ma.-% gelöstes Aluminium, 0,1 bis 0,5 Ma.-% gelösten Stickstoff, 0,01 bis 0,2 gelösten Sauerstoff enthält. Die teilkristalline Bindephase wird aus kristallinen und amorphen Phasen des quaternären Systems Seltenerdmetall-Al-Si-O gebildet.
Bei der Flüssigphasensinterung von SiC mit AlN und Seltenerdoxiden, wie in US 5,298,470 beschrieben, kommt es zur Dotierung der SiC Körner durch Al und N. Aluminium bewirkt p-Leitung (Positive Charge) entsprechend: Si^4eC + Al^3e → Si^4eC(Al) + 1 Elektronenloch.
Stickstoff bewirkt auf gleiche Weise n-Leitung (Negative Charge). Das Dotieren der SiC Kristalle hat eine höhere elektrische Leitfähigkeit zur Folge. In US 5,298,470 wird die Dotierung über die flüssige Phase während der Sinterung wie folgt beschrieben:
Jedoch ist nicht genau bekannt, was für Zwischenreaktionen auftreten oder was der genaue Mechanismus der chemischen Reaktion ist, allerdings ist klar, welche Verbindungen in die Reaktion eingehen (linke Seite Reaktion) und es ist von der Analyse des gesinterten Körpers her klar, welche Verbindungen entstehen (rechte Seite Reaktion). Entsprechend dem thermodynamischen Verhalten der eingesetzten Rohstoffe kommt es bei der Sinterung zu Reaktionen mit Bildung gasförmiger Reaktionsprodukte, die zur Folge haben, das ein Gewichtsverlust eintritt. Bei den bisher bekannten Sinterverfahren ist dieses Verhalten, das sehr hohe Masseverluste nach sich zieht, nachteilig, da es durch die Bildung flüchtiger Al- und Si-Suboxide (Al₂O, AlO, SiO) und CO bei dichten Keramiken zur Bildung stark poröser Randzonen kommt. Poröse Randzonen und Entmischungskanäle wurden auch von Nader (M. Nader, Dissertation, Universität Stuttgart, 1995) festgestellt. Bei der Verwendung von Al₂O₃-Y₂O₃ anstelle von AlN-Y₂O₃ muss zur Absenkung der Masseverluste im Pulverbett gesintert werden.
Wissenschaftliche Untersuchungen zum Sinterverhalten verschiedener flüssigphasengesinterter SiC-Keramiken haben gezeigt, dass in Abhängigkeit von den verwendeten Additiven es neben den bekannten sekundären Phasen YAG, YAP, YAM und Al₂O₃, bei Verwendung von Al₂O₃-Y₂O₃ als Additivsystem, sowie weiteren nitridischen Phasen bei Verwendung von AlN-Y₂O₃ als Additivsystem, es auch zur Bildung anderer Phasen kommt, die nicht in den genannten Patentschriften aufgeführt sind. Hermanutz et al. (D. Hermanutz, H. Klemm, Effect of grain boundary composition on high temperature mechanical properties of hot-pressed silicon carbide sintered with yttria, Ceramic Materials and Components for Engines, Edited by J.G. Heinrich and F. Aldinger, Wiley-VCH, 2001) untersuchte das Sinterverhalten von flüssigphasengesinterten SiC-Keramiken mit Y₂O₃-SiO₂ Zusätzen. In den Korngrenzenphasen wurden neben den Oxiden die Silikate Y₂SiO₅, Y₂Si₂O₇ und Y_4.67(SiO₄)₃O nachgewiesen. Y₂SiO₅ wurde ebenfalls, neben Y₂O₃, Y₄Si₂O₇N₂ und Y₁₀Al₂Si₃O₁₈N₄, von Biswas et al. (Biswas, K., Rixecker, G., Wiedmann, I., Schweizer, M., Upadhyaya, G.S., Aldinger, F., Liquid pha se sintering and microstructur-property relationships of silicon carbide ceramics with oxynitride additives, Mat. Chem. Ph., 2001, 67, 180-191) in der Bindephase nachgewiesen.
Thermodynamische Untersuchungen des Teilsystems SiC-Al₂O₃ von flüssigphasengesinterten SiC-Keramiken mit Al₂O₃-Y₂O₃ oder AlN-Y₂O₃ Zusätzen durch mehrere Autoren, wie z.B. Baud et al. (Baud, S., Thévenot, F., Pisch, A., Chatillon, C., High temperature sintering of SiC with oxide additives: I. Analysis in the SiC-Al₂O₃ and SiC-Al₂O₃-Y₂O₃ systems, J. Eur. Ceram. Soc., 2003, 23, 1-8), und Misra (Misra, A. K., Thermochemical analysis of the silicon-carbide-alumina reaction with reference to liquid phase sintering of silicon carbide, J. Am. Ceram. Soc., 1991, 74 (2), 345-351) haben gezeigt, dass zum Einen starke Zersetzungsreaktionen durch die Reduktion von Al₂O₃ durch SiC auftreten und es zum Anderen, zum Teil als Folge dieser Reaktionen, zur Bildung von Al, Al₄C₃, Al₄O₄C, Al₂OC und/oder Al₄SiC₄ kommt, die sich im Korngrenzbereich anreichern.
Grande et al. (Grande, T., Sommerset, H., Hagen, E., Wiik, K. and Einarsrud, M.-A., Effect of weight loss on Liquid-Phase-Sintered Silicon Carbide, J. Am. Ceram. Soc., 1997, 80 (4), 1047-1052) fanden heraus, dass es zur Bildung von Yttriumcarbiden oder -oxicarbiden bei der Flüssigphasensinterung von SiC mit Al₂O₃-Y₂O₃ als Additivsystem kommt. Diese Verbindungen treten nur in geringen Mengen auf und sind schwer nachzuweisen, da viele stöchiometrische Kombinationen der Form YC_XO_Y möglich sind. Cordrey et al. (Cordrey, L., Niesz, D.E., Shanefield, D.J., Sintering of Silicon Carbide with Rare-Earth oxide additions, Sintering of Advanced Ceramics, ed. C.A. Handwerker, J.E. Blendell and W. Kayser, The American Ceramic Society, Inc, Westerville, OH, 1990, 618-636) sowie Van Dijen et al. (van Dijen, F.K., Mayer, E., Liquid Phase Sintering of Silicon Carbide, J. Eur. Ceram. Soc., 1996, 16, 413-420) wiesen ebenfalls weitere Verbindungen der Form Al-Y-C-O, Y-Al-Si-O und/oder Y-C-O neben YAG in der sekundären Phase nach.
Von Gröbner (Gröbner, J., Konstitutionsberechnungen im System Y-Al-Si-C-O, PhD Thesis, University of Stuttgart, Germany, 1994) wurden thermodynamische Untersuchungen und Berechnungen im System Y-Al-Si-C-O durchgeführt, die die weiteren möglichen Phasen aufzeigen, die bei der Flüssigphasensinterung von SiC auftreten können. Jeitschko et al. (Jeitschko, W., Gerde, M.H., Witte, A.M., Rodewald, U.Ch., Subcell structure and two different superstructures of the rare earth metal silicide Y₃Si₂C₂, Pr₃Si₂C₂, Tb₃Si₂C₂ and Dy₃Si₂C₂, J. Solid State Chem., 2001, 156, 1-9) beschreibt noch eine weitere mögliche Phase (Y₃Si₂C₂) in diesem System.
Insgesamt kann gesagt werden, dass es bei der Flüssigphasensinterung von SiC mit Seltenerdoxiden, im speziellen Y₂O₃, und Al₂O₃ oder AlN, nach dem Stand der Technik zu einer Bildung zahlreicher Phasen kommt, die teilweise aufgrund ihrer geringen Menge analytisch oft nicht eindeutig nachweisbar sind.
Die Aufgabe der Erfindung besteht in der Angabe von flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken mit erhöhter elektrischer Leitfähigkeit und verbesserter Oberflächengüte und in einem Verfahren zu ihrer Herstellung, mit dessen Hilfe die elektrische Leitfähigkeit und/oder die Oberflächengüte einfach und relativ genau reproduzierbar eingestellt werden können, sowie deren Verwendung.
Die Aufgabe wird durch die in den Ansprüchen angegebene Erfindung gelöst. Weiterbildungen sind Gegenstand der Unteransprüche.
Die erfindungsgemäßen flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken mit hoher elektrischer Leitfähigkeit und Oberflächengüte bestehen aus SiC und aus einer Bindephase, wobei diese Bindephase das SiC ganz oder teilweise umgibt. Dabei besteht die Bindephase ausschließlich aus einer Phase mit Granatstruktur oder einer Phase mit Granatstruktur und einer Phase mit Perowskitstruktur oder einer Phase mit Granatstruktur und Al₂O₃.
Vorteilhafterweise sind die Phasen mit Granatstruktur und Perowskitstruktur aus Yttriumoxid und/oder Scandiumoxid und/oder den Oxiden der Lanthanide (SE₂O₃), vorzugsweise Yb oder Nd, zusammen mit Al₂O₃, gebildet.
Auch vorteilhafterweise besteht die Bindephase ausschließlich aus einer Phase mit Granatstruktur.
Es ist auch vorteilhaft, wenn der Anteil der Phase mit Perowskitstruktur oder Al₂O₃ in der Bindephase bis zu 40 Ma.-% beträgt.
Ebenfalls vorteilhafterweise sind von 1 bis 20 Ma.-% Bindephase in den Keramiken enthalten.
Dabei weisen die erfindungsgemäßen SiC-Keramiken vorteilhafterweise elektrische Leitfähigkeiten auf, die im Bereich zwischen 100 und 0.02 S·cm^–1 einstellbar sind.
Dabei kann die Porosität bei porösen Keramiken vorteilhafterweise 5 bis 90%, noch vorteilhafterweise 10 bis 50% aufweisen.
Ebenfalls ist es von Vorteil, dass die Keramiken einen resultierenden Temperaturkoeffizienten für die elektrische Leitfähigkeit im Bereich zwischen 20°C und 800°C nicht größer 300 ppm/K, noch vorteilhafterweise 200 ppm/K aufweisen.
Bei dichten erfindungsgemäßen Keramiken ist vorteilhafterweise auch bis in die äußersten Randschichten der Oberfläche eine homogene Zusammensetzung, wie sie im inneren des Materials vorliegt, vorhanden.
Ebenfalls dichte erfindungsgemäße Keramiken weisen vorteilhafter eine zersetzte poröse Oberflächenschicht auf, die dünner als 30 μm ist.
Weiterhin werden die erfindungsgemäßen Keramiken mit einer Oberflächenschicht, deren Dicke 15 μm nicht überschreitet, erfindungsgemäß als Formteile für die Mikro- und Nanotechnik verwendet.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung von flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken werden SiC-Rohstoffe und Al-haltige und Seltenerdoxid-haltige Rohstoffe mit bekannten Formgebungs- und/oder Sinterhilfsmitteln gemischt. Dabei wird über die Erhöhung der Menge an Al-haltigen und Seltenerdoxid-haltigen Rohstoffen eine Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit eingestellt. Diese Mischung wird zu einem Grünkörper geformt, aus denen dann die Bindemittel entfernt werden. Die nachfolgende Sinterung der Grünkörper wird unter einem Gasgemisch aus Inertgas und CO bei Temperaturen von 1800°C bis 2100°C durchgeführt, wobei der Anteil an CO im Gasgemisch gemäß der Abhängigkeit von CO-Partialdruck und Temperatur entsprechend 1 eingestellt und mit steigender Temperatur erhöht wird, mit einer Abweichung vom Wert für den Partialdruck (lg p_CO) bei einer vorgegebenen Sintertemperatur nicht größer als 0,5.
Vorteilhafterweise werden als Seltenerdoxid-haltiger Rohstoff Yttriumoxid und/oder Scandiumoxid sowie Oxide der Lanthanide (SE₂O₃), vorzugsweise Yb oder Nd, und als Al-haltiger Rohstoff Aluminiumoxid eingesetzt.
Vorteilhaft ist auch, wenn als Intertgas im Gasgemisch Argon eingesetzt wird. Ebenso können andere inerte Gase wie Stickstoff oder Edelgase für die Mischung mit CO genutzt werden.
Die Einstellung des CO-Partialdruckes sollte bei Temperaturen > 1500-1600°C realisiert werden, da unterhalb dieser Temperaturen die Wechselwirkung mit der Gasatmosphäre gering ist. Das Sintern in Gasgemischen von CO mit Ar oder einem anderen Inertgas führt zu einer zusätzlichen Reduzierung der Diffusionsgeschwindigkeit und trägt damit indirekt zur Reduzierung der Zersetzung bei.
Der CO-Anteil in der Atmosphäre sollte daher bei einem Gesamtdruck von nicht höher 0,1 MPa, auf < 90 Vol %, eingestellt werden.
Es ist weiterhin von Vorteil, wenn eine Abweichung vom Wert für den Partialdruck (lg p_CO) nicht größer als 0,2 eingestellt wird.
Ebenfalls ist es von Vorteil, wenn durch Erhöhung des Anteils an Seltenerdoxid-haltigem Rohstoff und Al-haltigem Rohstoff eine Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit eingestellt wird.
Durch die vorliegende Erfindung wird zum Einen die Herstellung eines leitfähigen keramischen Materials auf Basis von Siliciumcarbid mit einer hohen elektrischen Leitfähigkeit möglich, wobei eine definiert einstellbare Leitfähigkeit in einem engen Fehlerbereich erzielt wird. Zum Anderen wird bei keramischen Mikrobauteilen aus flüssigphasengesinterten SiC, die auch als elektrische Funktionseinheiten einsetzbar sind, die Oberflächengüte verbessert.
Poröse flüssigphasengesinterte SiC-Keramiken werden durch die Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit auch als elektrische Funktionselemente einsetzbar.
Überraschend ist, dass es, durch die die Verwendung einer gemischten Ofenatmosphäre während des bei der Herstellung notwendigen Wärmebehandlunsprozesses, zu einer Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit kommt, bei einem gleichzeitig äußerst geringen Fehlerbereich und reproduzierbare, in Abhängigkeit von der Zusammensetzung der Keramik, differenzierbare Leitfähigkeitswerte erreicht werden.
Weiterhin überraschend ist, dass es durch die Zugabe und Stabilisierung einer nichtleitenden Phase zu einer Erhöhung der Leitfähigkeit kommt.
Überraschend ist ebenfalls, dass der sich ergebende resultierende Temperaturkoeffizient für die elektrische Leitfähigkeit im Bereich zwischen 20°C und 800°C nicht größer 300 ppm/K, vorteilhafterweise nicht größer 200 ppm/K beträgt. Herkömmliche flüssigphasengesinterte SiC-Keramiken haben üblicherweise Temperaturkoeffizienten für den spezifischen elektrischen Widerstand von größer 1250 ppm/K. Der resultierende Temperaturkoeffizient (TKR) berechnet sich wie folgt:
mit: ΔR = Rmax – Rmin R – spezifischer elektrischer Widerstand ΔT = Tmax – Tmin T – Temperatur in °C R0 = R bei Tmin
Durch die Verwendung einer gemischten Ofenatmosphäre wird durch die Einstellung des CO-Partialdruckes bzw. CO-Gehaltes das thermodynamische Gleichgewicht der bei Sintertemperatur stattfindenden Reaktionen zwischen den Oxiden der Additive und dem SiC so beeinflusst, dass die Bildung der flüchtigen Al- und Si-Suboxide (Al₂O, AlO, SiO) stark vermindert wird, was zu einer Reduzierung des auftretenden Masseverlustes führt. Bei den, nach der Sinterung vorhandenen, möglichen sekundären Phasen, die sich aus den zugegebenen oxidischen Additiven gebildet haben, handelt es sich ausschließlich um Phasen mit Granatstruktur (YAG) und Phasen mit Perowskitstruktur (YAP) oder YAG und Al₂O₃, je nach Ausgangszusammensetzung.
Die Phasenzusammensetzung, und demnach die Struktur des Werkstoffs, ist gegenüber bereits bekannten flüssigphasengesinterten Werkstoffen neu bzw. verschieden. Herkömmlich gesinterte Werkstoffe weisen, wenn auch aufgrund der geringen vorhandenen Mengen nur schwer analytisch nachweisbar, weitere Phasen auf, deren Zusammensetzung stark unterschiedlich ist. Es handelt sich dabei um Carbide und Oxicarbide aus den Systemen Al-Y-C-O, Y-Al-Si-O, Al-Si-C-O und/oder Y-C-O, z.B. Al₄C₃, YC₂, YAl₄SiC₄, γ-YCO. Weitere Verbindungen sind möglich, werden nitridische Additive eingesetzt. Zu den möglichen Phasen wurden bereits im Stand der Technik Ausführungen gemacht.
Herkömmlich gesinterte Werkstoffe, die weitere, oxidisch-carbidische Phasen aufweisen, zeigen, besonders im Falle von porösen Materialien, einen Festigkeitsabfall nach nur wenigen Tagen bzw. Wochen. Dieser Prozess lässt sich durch eine Lagerung in Wasser noch beschleunigen und kann bis zum Zerfall der Materialien führen. Dichte, herkömmlich gesinterte Werkstoffe weisen eine zersetze Oberflächenschicht auf, die sich teilweise von der Materialoberfläche ablöst. Die Ursache für diese Effekte ist die Zersetzung der bei der Sinterung gebildeten weiteren, oxidisch-carbidischen Phasen, deren Existenz, wenn auch nicht immer mittels Röntgenphasenanalyse, dadurch bewiesen ist. Zusätzlich kann mittels Massenspektrometrie die Bildung von Ethin und anderer Kohlenwasserstoffe als Reaktionsprodukt dieser Carbide mit Wasser nachgewiesen werden.
In dichten Werkstoffen konzentriert sich die Zersetzung im Wesentlichen auf die Oberflächen der Bauteile. Daher muss der Nachweis der Oxicarbide an den Sinteroberflächen erfolgen. Die Unterbindung der Zersetzung durch das Verfahren führt zu den beanspruchten homogenen Oberflächen.
Erfindungsgemäß hergestellte, dichte wie auch poröse Keramiken zeigen keinen Abfall der Festigkeit und auch kein Auftreten von sich ablösenden, zersetzenden Oberflächenschichten.
Auf Basis thermodynamischer Rechnungen lässt sich die Phasenzusammensetzung der Keramiken und auch der erfindungsgemäß hergestellten Keramiken eindeutig berechnen. Experimentelle Untersuchungen und Strukturuntersuchungen, untermauern diese Aussagen. Bei Sinterung nach dem Stand der Technik in inerter Atmosphäre kommt es zur Bildung von flüssigen, metallischen Phasen, neben der flüssigen oxidischen Phase, und, bei Vorhandensein von freiem Kohlenstoff zur Bildung von Gamma-Yttriumoxicarbid oder auch YC₂. Das γ-Y-C-O bildet bei der Abkühlung verschiedene Verbindungen, deren Zusammensetzung von der Kühlrate, dem umgebenden Mikroklima und anderen Faktoren abhängt. Bei dichten Keramiken können, im Gegensatz zu den porösen Materialien, diese Verbindungen auch nur an der Oberfläche der Keramiken auftreten.
Wird erfindungsgemäß ein Gasgemisch aus einem Inertgas, vorteilhafterweise Ar, und CO für die Sinterung eingesetzt, wird die Bildung eines flüssigen Metalls und/oder einer Gamma Phase verhindert und somit können im Werkstoff und an dessen Oberfläche, je nach Ausgangszusammensetzung, keine weitere Phasen als YAG oder YAG und YAP oder YAG und Al₂O₃ auftreten.
Die Ausscheidung von metallischen Phasen, hervorgerufen durch Verunreinigungen, Abrieb bei der Aufbereitung der Rohstoffe etc. ist bei der erfindungsgemäß hergestellten Keramik ebenso möglich, wie bei herkömmlich gesinterten Materialien. Es handelt sich dabei z.B. um geringe Mengen an Eisensiliciden, Wolframcarbid, -silicid, Titancarbid etc.
Als Basis für die Berechnungen dienten die thermodynamischen Datenbanken SGTE (Scientific Group Thermodata Europe) Pure Substance Database (SGPS) und die Solution Database (SGSL) sowie der spezielle Datensatz für das System Y-Al-Si-C-O der SGTE auf Basis des Datensatzes von Gröbner (Gröbner, J., Konstitutionsberechnungen im System Y-Al-Si-C-O, PhD Thesis, University of Stuttgart, Germany, 1994), und die von Lihrmann et al. (Lihrmann, J.-M., Tirlocq, J., Descamps, P., Cambier, F., Thermodynamics of the Al-C-O System and Properties of SiC-AlN-Al2OC Composites, J.Eur.Ceram.Soc., 19, 1999, 2781-2787) bestimmten thermodynamischen Daten der Oxicarbide im System Al-C-O.
Bei den erfindungsgemäßen flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken ist es möglich, dass der Wert der elektrischen Leitfähigkeit mit steigendem Gehalt der Bindephase, die, je nach Ausgangszusammensetzung, ausschließlich YAG und YAP oder YAG und Al₂O₃ enthält und bei offenen Porositäten im Bereich zwischen 5 und 90%, bevorzugt 10-50%, zunimmt.
Beispielsweise werden bei einer erfindungsgemäßen porösen flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramik bei Zugaben von 2% an Ausgangsstoffen für die Bindephase Leitfähigkeiten von 0,02 S·cm^–1 und bei Zugaben von 10% an Ausgangsstoffen für die Bindephase Leitfähigkeiten von 100 S·cm^–1 erreicht.
Weiterhin ist besonders überraschend bei der erfindungsgemäßen Lösung, dass durch das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren äußerst geringe Standardabweichungen bei den Leitfähigkeitswerten auftreten, die bei hohen Leitfähigkeiten im Bereich 100 S·cm^–1 maximal 10% vom Leitfähigkeitswert abweichen oder deren Abweichung nicht größer 0,001 S·cm^–1 bei Leitfähigkeiten im Bereich 0.02 S·cm^–1 beträgt.
Durch das erfindungsgemäße Verfahren sind große spezifische elektrische Leitfähigkeiten im Bereich zwischen 10² und 10^–2 S·cm^–1 erreichbar und insbesondere genau einstellbar.
Ein weiterer Vorteil der erfindungsgemäßen Lösung besteht bei dichten flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramik in der Erreichbarkeit einer hohen Oberflächen güte, d.h. nur eine geringe zersetzte Oberflächenschicht von weniger als 15 μm Dicke kann erreicht werden.
Nach dem bisherigen Stand der Technik ist ein Werkstoff mit diesen Eigenschaften nicht verfügbar.
Insgesamt ist zu sagen, dass die erfindungsgemäßen flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken

– eine Struktur aufweisen, die keine Inhomogenitäten in der Phasenzusammensetzung zeigen und aus den Verbindungen der SiC-Polytypen, und einer Bindephase, die ausschließlich aus YAG oder YAG und YAP oder YAG und Al₂O₃ bestehen, und
– für polykristalline SiC-Werkstoffe hohe elektrische Leitfähigkeiten haben, die im Bereich zwischen 100 und 0.02 S·cm^–1 einstellbar sind und äußerst geringe Standardabweichungen aufweisen, die maximal 10% vom Leitfähigkeitswert im Bereich 100 S·cm^–1 abweichen oder die Abweichung nicht größer 0,001 S·cm^–1 bei einer Leitfähigkeit im Bereich 0.02 S·cm^–1 beträgt.

Die Leitfähigkeit der erfindungsgemäßen flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken ist gegenüber vergleichbaren Materialien nach dem Stand der Technik insgesamt höher, reproduzierbar und definiert einstellbar unter Beibehaltung der mechanischen Eigenschaften, und bei porösen Materialien unter Beibehaltung der porösen Eigenschaften.
Die Verwendung einer Gasatmosphäre aus einem Inertgas und CO reduziert den, bei der Sinterung von flüssigphasengesinterten SiC, auftretenden, meist hohen Masseverlust durch die Zurückdrängung der dafür verantwortlichen Reaktionen bei der Wärmebehandlung.
Die Phasenzusammensetzung und somit auch die Struktur des Werkstoffes sind äußerst homogen. Diskontinuierliche Reste nicht genau stöchiometrisch definierbarer Zusammensetzungen und die Bildung weiterer Phasen als den, für die erfindungsgemäße Keramik genannten, treten nicht auf. Die Bildung von Verbindungen der Systeme Al-Y-C-O und/oder Y-C-O, die instabil sein können und unter normalen atmosphä rischen Bedingungen (Luft) zerfallen, tritt nicht auf. Die Folgen, ein Zerfall der gesinterten Keramik oder das Ablösen einer dünnen, pulverförmigen Oberflächenschicht werden verhindert und es tritt insgesamt eine Stabilisierung des Mikrogefüges ein.
Durch die Sinterung der Keramik in einer gemischten Gasatmosphäre, bestehend aus einem Inertgas z.B. Ar und CO, ist es möglich, eine neue Keramik mit verbesserter Leitfähigkeit herzustellen, die eine Verwendung als elektrisches/elektronisches Funktionselement ermöglicht.
Für die poröse Keramik ist es vorteilhaft, dass die Auswahl des SiC-Pulvers entsprechend der gewünschten Porengröße mit einer engen monomodalen Kornverteilung (z.B. handelsübliche Schleifmittelkörnungen) erfolgt.
Die Porosität und Porenvolumenverteilung der porösen flüssigphasengesinterten SiC-Keramik werden durch die Verwendung eines Gasgemisches bei der Sinterung nicht nachteilig beeinflusst.
Die Qualität der Oberfläche bei dichten flüssigphasengesinterten SiC-Keramiken, insbesondere von Mikrobauteilen wird stark verbessert, da keine Schädigungen durch eine Abdampfung gasförmiger Reaktionsprodukte bei der Sinterung auftreten. Diese Abdampfung wird durch die Verwendung des Gasgemisches während der Sinterung unterdrückt.
Wenn die Werkstoffe bis zu geschlossener Porosität gesintert wurden, kann der Argondruck erhöht werden, um eine zusätzliche treibende Kraft für die Sinterung zu erzeugen. Der CO Partialdruck wird dabei konstant gehalten, unabhängig vom Gesamtdruck.
Hergestellt werden die erfindungsgemäßen Keramiken durch Auswahl eines SiC-Pulvers. Dann erfolgt die Zugabe der Bestandteile, die nach der Sinterung die Bindephase bilden, und vorteilhafterweise aus der Gruppe Aluminiumoxid + Seltenerdoxid, vorzugsweise Y₂O₃, ausgewählt sind. Dazu erfolgt die Zumischung von Formgebungshilfsmitteln entsprechend dem gewünschten Formgebungsverfahren. Es sind alle üblichen Formgebungsverfahren möglich (Pressen, Extrudieren, Schlickergießen, Spritzgießen, Foliengießen etc.). Nach der Formgebung erfolgt die Entbinderung und anschließend die Sinterung unter einem Gasgemisch, bestehend aus Inertgas z.B. Argon und CO, bei Temperaturen von 1800...2100°C
Der Anteil an CO im Gasgemisch muss in Abhängigkeit von der isothermen Sintertemperatur eingestellt werden. Vorteilhafterweise wird der CO-Anteil so gewählt, dass dieser dem Partialdruck an CO entspricht, der sich durch die Zersetzungsreaktionen in der Keramik bei der Sintertemperatur ergibt. Je nach Sintertemperatur liegt der CO Partialdruck zwischen 0,001 und 0,09 MPa. Übersteigt der Gesamtdruck des Systems 0,1 MPa, dann kann auch bei höheren Sintertemperaturen der CO Partialdruck über 0.09 MPa liegen.
Bei einer Sintertemperatur von beispielsweise 2000 K beträgt der CO-Partialdruck nicht mehr als 0,01 MPa, vorteilhafterweise zwischen 0,001 und 0,005 MPa. Bei einer Sintertemperatur von 2100 K liegt der CO-Partialdruck im Bereich zwischen 0,002 und 0,02 MPa, vorteilhafterweise zwischen 0,005 und 0,01 MPa. Bei einer Sintertemperatur von 2250 K beträgt der Partialdruck von CO im Gasgemisch 0,02 bis 0,05 MPa, vorteilhafterweise 0,03 bis 0,04 MPa.
Eine lineare Abhängigkeit des CO-Partialdruckes ergibt sich durch die Beschreibung aus dem Kehrwert der Temperatur (1/T in K^–1, besser 10⁴/T) und dem Logarithmus des CO-Partialdruckes (Lg p_CO). Damit ergibt sich für den Temperaturwert (10⁴/T) 5,40 K^–1 ein Wert für den CO-Partialdruck (Lg p_CO) von 2.57 und für den Temperaturwert (10⁴/T) 4,17 K^–1 ein Wert für den CO-Partialdruck (Lg p_CO) von 5.08. Die Abweichung vom Wert für den Partialdruck (Lg p_CO) bei einem vorgegeben Temperaturwert (10⁴/T) ist nicht größer als 0,5, vorteilhafterweise nicht größer 0,2.
Im Weiteren wird die Erfindung an mehreren Ausführungsbeispielen näher erläutert
Dabei zeigt
1 : Abhängigkeit des CO-Partialdruckes von der Temperatur
Beispiel 1 (poröses SiC)
Beheizbare Filterplatten:
Aus 10 kg SiC-Schleifmittelpulver F500 (d₅₀ ≈ 13 μm) mit 15 l Wasser und unter Zugabe von 260 g Al₂O₃ und 140 g Y₂O₃ in Form einer vorgemahlenen Mischung mit einer mittleren Korngröße von ca. 0,8 μm und 250 g Wachs und 150 g Acrylharz als Presshilfsmittel wird ein keramischer Schlicker auf Wasserbasis hergestellt. Aus der Suspension werden mittels Zerstäubungstrocknung Pressgranulate hergestellt, aus denen durch uniaxiales Pressen mit einem Druck von 75 MPa Platten mit den Abmessungen 60 × 60 × 5 mm hergestellt werden. Anschließend erfolgt das Ausbrennen der Presshilfsmittel bei 1200°C unter Argonatmosphäre und die Sinterung bei 1925°C bei einem Gesamtdruck von 0,1 MPa unter einer Atmosphäre, die aus einem Gasgemisch aus 67,5% Argon und 32,5% CO besteht.
Es wird eine poröse Siliciumcarbidkeramik mit einem Anteil an offener Porosität von 40% erhalten. Die Phasenzusammensetzung, die über eine XRD-Analyse ermittelt wurde, besteht aus α-SiC (6H, 4H, 15R), Al₂O₃ und YAG.
Die elektrische Leitfähigkeit beträgt 10 S·cm^–1 bei einer Standardabweichung von 0,2 S·cm^–1 (2%). Der Wert für den Temperaturkoeffizienten (TKR) im Bereich zwischen 20°C und 800°C beträgt 185 ppm/K.
Eine Wiederholung des Sinterprozesses mit Material der gleichen oder einer weiteren Charge gleicher Zusammensetzung ergibt identische Werte der elektrischen Eigenschaften.
Beispiel 2 (Vergleichsbeispiel zu Beispiel 1)
Aus 10 kg SiC-Schleifmittelpulver F500 (d₅₀ ≈ 13 μm) mit 15 l Wasser und unter Zugabe von 260 g Al₂O₃ und 140 g Y₂O₃ in Form einer vorgemahlenen Mischung mit einer mittleren Korngröße von ca. 0,8 μm und 250 g Wachs und 150 g Acrylharz als Presshilfsmittel wird ein keramischer Schlicker auf Wasserbasis hergestellt. Aus der Suspension werden mittels Zerstäubungstrocknung Pressgranulate hergestellt, aus denen durch uniaxiales Pressen mit einem Druck von 75 MPa Platten mit den Abmessungen 60 × 60 × 5 mm hergestellt werden. Anschließend erfolgt das Ausbrennen der Press hilfsmittel bei 1200°C unter Argonatmosphäre und die Sinterung bei 1925°C bei einem Gesamtdruck von 0,1 MPa ebenfalls unter Argonatmosphäre.
Es wird eine poröse Siliciumcarbidkeramik mit einem Anteil an offener Porosität von 40% erhalten. Die Phasenzusammensetzung, die über eine XRD-Analyse ermittelt wurde, besteht aus α-SiC (6H, 4H, 15R), YAG, YAM und YAl₃C₃. Ein Zerfall, beginnend mit dem Ausbrechen einzelner Körner bzw. Kornbereiche an der Oberfläche und der Kanten des Keramikkörpers ist die Folge der Reaktion des instabilen YAl₃C₃, da diese Verbindung mit dem in der Luft enthaltenen H₂O reagieren und somit einen Zerfall der Keramik nach sich zieht. Verstärkt wird dieser Effekt durch evtl. vorhandene, geringste Mengen YC_XO_Y Verbindungen, die mittels XRD-Analyse nicht nachweisbar sind, jedoch deren Vorhandensein thermodynamisch möglich ist.
Die mittlere elektrische Leitfähigkeit liegt bei 0,01 S·cm^–1 bei einer Standardabweichung von 40% (0,004 S·cm^–1). Der Wert für den Temperaturkoeffizienten (TKR) im Bereich zwischen 20°C und 800°C beträgt 7,7·10⁸ppm/K.
Keramiken aus der gleichen Charge, jedoch in einer weiteren Sinterung unter gleichen Bedingungen hergestellt, weisen eine spezifische elektrische Leitfähigkeit von 0,0005 Ωcm bei einer Standardabweichung von 65% (0,000325 S·cm^–1) auf.
Einzelne Proben zerfallen nach einigen Tagen.
Beispiel 3 (dichtes SiC)
Mikroheizer aus SiC-Folie:
Aus 1 kg sinteraktiven SiC-Pulver UF15 der Fa. H.C.Stark, Goslar mit 1,5 l Wasser und unter Zugabe von 17,2 g Al₂O₃ und 22,8 g Y₂O₃ in Form einer vorgemahlenen Mischung mit einer mittleren Korngröße von ca. 0,8 μm und organischen Zusätzen wird ein keramischer Schlicker auf Wasserbasis hergestellt. Aus der gießfähigen Suspension werden mittels Foliengießverfahren Folien hergestellt, aus denen nach der Trocknung U-förmige Geometrien herausgeschnitten werden. Anschließend erfolgt das Ausbrennen der Formgebungshilfsmittel bei 1200°C unter Argonatmosphäre und die Sinterung bei 1925°C bei einem Gesamtdruck von 0,1 MPa unter einer Atmosphäre, die aus einem Gasgemisch aus 67,5% Argon und 32,5% CO besteht. Die Länge der gesinterten Folie beträgt 10 mm, die Breite 10 mm und die Spaltbreite 3 mm, bei einer Dicke von 250 μm.
Es wird eine dichte Siliciumcarbidkeramik mit einer Dichte von 99,98 % erhalten. Die Phasenzusammensetzung, die über eine XRD-Analyse ermittelt wurde, besteht aus α-SiC (6H, 4H, 15R) und YAG.
Der spezifische elektrische Widerstand beträgt 0,04 S·cm^–1 bei einer Standardabweichung von 0.001 S·cm^–1 (2,5%). Der Wert für den Temperaturkoeffizienten (TKR) im Bereich zwischen 20°C und 800°C beträgt 195 ppm/K.
Eine Wiederholung des Sinterprozesses mit Material der gleichen oder einer weiteren Charge gleicher Zusammensetzung ergibt identische Werte der elektrischen Eigenschaften.
Eine derartig hergestellte SiC-Keramik hat eine zersetzte Oberflächenschicht von weniger als 15 μm, so dass sich eine nutzbare Dicke von etwa 220-230 μm ergibt.
Beispiel 4 (Vergleichsbeispiel zu Beispiel 3)
Aus 1 kg sinteraktiven SiC-Pulver UF15 mit 1,5 l Wasser und unter Zugabe von 17,2 g Al₂O₃ und 22,8 g Y₂O₃ in Form einer vorgemahlenen Mischung und organischen Zusätzen wird ein keramischer Schlicker auf Wasserbasis hergestellt. Aus der gießfähigen Suspension werden mittels Foliengießverfahren Folien hergestellt, aus denen nach der Trocknung U-förmige Geometrien herausgeschnitten werden. Anschließend erfolgt das Ausbrennen der Formgebungshilfsmittel bei 1200°C unter Argonatmosphäre und die Sinterung bei 1925°C bei einem Gesamtdruck von 0,1 MPa unter einer Argonatmosphäre. Die Länge der gesinterten Folie beträgt 10 mm, die Breite 10 mm und die Spaltbreite 3 mm, bei einer Dicke von 250 μm.
Es wird eine dichte Siliciumcarbidkeramik mit einer Dichte von 99,88 % erhalten. Die Phasenzusammensetzung, die über eine XRD-Analyse ermittelt wurde, besteht aus α-SiC (6H, 4H, 15R), YAG, YAP, YAM, YAl₂Si₂ und Si. Aufgrund des Ablösens einer feinen hellen Pulverschicht an der Oberfläche, die sich nach der Sinterung bei Lagerung an Luft gebildet hat, muss auf das Vorhandensein von YC_XO_Y Verbindungen ge schlossen werden, da diese mit dem in der Luft enthaltenen H₂O reagieren und somit eine Zerstörung der Keramikoberfläche nach sich ziehen.
Die spezifisch elektrische Leitfähigkeit beträgt 0,002 S·cm^–1 bei einer Standardabweichung von 20% (0,0004 S·cm^–1). Der Wert für den Temperaturkoeffizienten (TKR) im Bereich zwischen 20°C und 800°C beträgt 7,8·10⁸ppm/K.
Keramiken aus der gleichen Charge, jedoch in einer weiteren Sinterung unter gleichen Bedingungen hergestellt, weisen spezifisch elektrische Leitfähigkeiten von 0,0001 S·cm^–1 bei einer Standardabweichung von 25% (0,000025 S·cm^–1) auf.
Derartig hergestellte SiC-Keramik hat eine zersetzte Oberflächenschicht von 50-100 μm, so dass die verbleibende, intakte nutzbare Dicke nur etwa 50-150 μm beträgt. Ein Abschleifen der zersetzten Oberflächenschicht ist kaum möglich, da die Festigkeit durch die verbleibende Dicke der Keramik zu gering ist.

Claims

Flüssigphasengesinterte Siliciumcarbid-Keramiken mit hoher elektrischer Leitfähigkeit und Oberflächengüte, bestehend aus SiC und aus einer Bindephase, wobei diese Bindephase das SiC ganz oder teilweise umgibt, und wobei die Bindephase ausschließlich aus einer Phase mit Granatstruktur oder einer Phase mit Granatstruktur und einer Phase mit Perowskitstruktur oder einer Phase mit Granatstruktur und Al₂O₃ besteht.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Phasen mit Granatstruktur und Perowskitstruktur aus Yttriumoxid und/oder Scandiumoxid und/oder den Oxiden der Lanthanide (SE₂O₃), zusammen mit Al₂O₃ gebildet sind.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Phasen mit Granatstruktur und Perowskitstruktur aus Yb oder Nd zusammen mit Al₂O₃ gebildet sind.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Bindephase ausschließlich aus einer Phase mit Granatstruktur besteht.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Phase mit Perowskitstruktur oder Al₂O₃ in der Bindephase bis zu 40 Ma.-% beträgt.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass Anteile der Bindephase in der Keramik von 1 bis 20 Ma.-% enthalten sind.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie eine elektrische Leitfähigkeit von 100 bis 0.02 S·cm^–1 aufweisen.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass sie eine Porosität im Bereich 10 bis 50% aufweisen.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie einen resultierenden Temperaturkoeffizienten für die elektrische Leitfähigkeit im Bereich zwischen 20°C und 800°C nicht größer 300 ppm/K, aufweisen.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass sie einen resultierenden Temperaturkoeffizienten für die elektrische Leitfähigkeit nicht größer 200 ppm/K aufweisen.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass bei dichten Keramiken auch die äußersten Randschichten der Oberfläche eine homogene Zusammensetzung, wie sie im inneren des Materials vorliegt, aufweisen.
Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie eine zersetzte poröse Oberflächenschicht aufweisen, die dünner als 30 μm ist.
Verwendung von Siliciumcarbid-Keramiken nach Anspruch 13 mit einer Oberflächenschicht, deren Dicke 15 μm nicht überschreitet, als Formteile für die Mikro- und Nanotechnik.
Verfahren zur Herstellung von flüssigphasengesinterten Siliciumcarbid-Keramiken nach einem der Ansprüche 1 bis 13, bei dem SiC-Rohstoffe und Al-haltige und Seltenerdoxid-haltige Rohstoffe mit bekannten Formgebungs- und/oder Sinterhilfsmitteln gemischt werden, wobei mit Erhöhung der Menge an Al-haltigen und Seltenerdoxid-haltigen Rohstoffen ein höherer Wert der elektrischen Leitfähigkeit eingestellt wird, danach die Mischung zu einem Grünkörper geformt wird, aus dem dann die Bindemittel entfernt werden, dadurch gekennzeichnet, dass die nachfolgende Sinterung der Grünkörper unter einem Gasgemisch aus Inertgas und CO bei Temperaturen von 1800°C bis 2100°C durchgeführt wird, wobei der Anteil an CO im Gasgemisch gemäß der Abhängigkeit von CO-Partialdruck und Temperatur entsprechend 1 eingestellt und mit steigender Temperatur erhöht wird, mit einer Abweichung vom Wert für den Partialdruck (lg p_CO), bei einer vorgegebenen Sintertemperatur, nicht größer als 0,5.
Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass als Seltenerdoxid-haltiger Rohstoff Yttriumoxid und/oder Scandiumoxid sowie Oxide der Lanthanide (SE₂O₃), vorzugsweise Yb oder Nd, und als Al-haltiger Rohstoff Aluminiumoxid eingesetzt wird.
Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass als Intertgas im Gasgemisch Argon und/oder Stickstoff sowie ein anderes Edelgas eingesetzt wird.
Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an CO im Gasgemisch, bei einem Gesamtdruck nicht höher 0,1 MPa, auf < 90 Vol.-%, eingestellt wird.
Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass eine Abweichung vom Wert für den Partialdruck (lg p_CO) kleiner 0,2 eingestellt wird.
Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass durch Erhöhung des Anteils an Seltenerdoxid-haltigem Rohstoff und Al-haltigem Rohstoff eine Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit eingestellt wird.