DE19708509C1 - Kompositkeramik mit einer Gradientenstruktur und Verfahren zu deren Herstellung - Google Patents
Kompositkeramik mit einer Gradientenstruktur und Verfahren zu deren HerstellungInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf die Gebiete der Keramik und der Metallurgie und
betrifft eine Kompositkeramik mit einer Gradientenstruktur und ein Verfahren zu
deren Herstellung, wie sie z. B. für Verdampferschiffchen bei der
Hochratebeschichtung zum Einsatz kommen können.
TiB2 und TiN sind keramische Werkstoffe, die interessante Eigenschaften wie einen
hohen Schmelzpunkt, hohe Härte, gute elektrische und Wärmeleitfähigkeit neben
hoher chemischer Resistenz gegenüber metallischen Schmelzen und basischen
Schlacken vereinen. BN ist chemisch resistent und verfügt über eine gute
Thermoschockfestigkeit.
Problematisch ist das Sinterverhalten dieser Stoffe aufgrund eines geringen
Diffusionskoeffizienten, das die Herstellung insbesondere dichter Werkstoffe nur
durch uniaxiales Heißpressen ermöglicht. Aus diesem Grunde werden TiB2, TiN und
BN in erster Linie als feuerfeste Füllstoffe mit keramischer oder metallischer Bindung
eingesetzt. Bekannt sind Mischungen aus TiB2 und BN, die heißgepreßt zu
Bauteilen verarbeitet werden, da das Material noch gut spanend bearbeitbar ist. Der
Nachteil dieser Werkstoffe ist die geringe mechanische Festigkeit und
Erosionsbeständigkeit. Die Fertigungstechnologie ist teuer, da materialintensiv und
von der realisierbaren Geometrie der Bauteile begrenzt.
Der Stand der Technik ist in dem Patent US 4,877,760 durch
Verfahren beschrieben, die zur Herstellung von Verbundkeramiken aus 100 Gewichtsteilen
AlN und 0, 1-10 Gewichtsteilen Boriden, Carbiden und Nitriden von Elementen der IV., V. und
VI. Nebengruppe des PSE durch Sintern zwischen 1500°C und 2000°C in
nichtoxidierender Atmosphäre, die B oder C enthält, führen.
Nach EP 0 291 441 A1 ist die Lanxide-Technologie bekannt, bei der ein poröser
keramischer Körper durch eine Al-Legierung in Form einer Schmelze infiltriert wird,
die dann in einer N2-haltigen Atmosphäre partiell in AlN überführt wird. Als poröse
Keramik sind Al2O3, SiC, ZrO2, TiB2, AlN, C und C-Fasern angegeben.
Es ist bekannt, daß ein Werkstoff auf der Basis von AlN und BN mit einem Gehalt an
BN < 10 wt.-% mittels Heißpressens hergestellt werden kann. Die erreichbare
Porosität liegt bei < 10%.
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, eine Kompositkeramik mit einer
Gradientenstruktur und ein Verfahren zu deren Herstellung anzugeben, bei der TiN
und BN in eine AlN-Matrix eingelagert ist, die durch Sintern verdichtet werden kann.
Die Aufgabe wird gelöst durch den in den Ansprüchen 1 und 9 angegebenen
Gegenstand. Weiterbildungen sind in den Unteransprüchen angegeben.
Durch das erfindungsgemäße Verfahren wird es erstmals möglich, eine
Kompositkeramik herzustellen, bei der TiN und BN in situ zum Verdichtungsprozeß
gebildet werden und in einer AlN-Matrix eingelagert sind, die durch druckloses
Sintern zu einem porenarmen Werkstoff verdichtet werden kann. Durch den
erfindungsgemäßen Sinterprozeß wird eine Gradientenstruktur erzeugt, die die
Ursache für die gegenüber dem nach dem Stand der Technik hergestellten
Werkstoffen verbesserte Korrosions- und Thermoschockfestigkeit ist.
Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren werden die erfindungsgemäßen
Kompositkeramiken aus AlN, TiN und BN nicht aus einer Pulvermischung dieser
Komponenten durch Sintern hergestellt, sondern aus einem Pulvergemisch aus AlN
und TiB2 oder aus AlN, Al und TiB2, jeweils mit einem Zusatz von Sinterhilfsmitteln.
Dieses Pulvergemisch wird durch eine thermische Behandlung in stickstoffhaltiger
Atmosphäre infolge eines Reaktionssinterprozesses verdichtet. Bei diesem
Reaktionssinterprozeß reagiert TiB2 mit dem Stickstoff in situ und es entstehen TiN
und BN, die fein verteilt in der AlN-Matrix vorliegen.
Im Verlauf des Sinterprozesses wird das Ausgangsgefüge zu einer gradierten
Struktur umgewandelt, da im Randbereich der aus der Pulvermischung
entstandenen Kompositkeramik ein stengelartiges Gefüge vorherrscht und im
Inneren vorwiegend äquiaxiale Körner vorliegen.
Das Reaktionssintern erfolgt im Temperaturbereich zwischen 1400°C und 1800°C
unter stickstoffhaltiger Atmosphäre, bei einem Gesamtatmosphärendruck von ≦ 0,2
MPa, vorteilhafterweise um 0,1 MPa, bis ≦ 1800°C. Durch Erhöhung des
Stickstoffpartialdruckes auf ≧ 2 MPa bei ≧ 1800°C und einer Haltezeit von ≧ 2
Stunden wird das Dichtsintern der Formkörper unterstützt. Während des
Reaktionssinterns ist eine Aufheizgeschwindigkeit von mindestens 20 K/min
einzuhalten. Vorteilhafterweise wird eine höhere Aufheizgeschwindigkeit gewählt.
Nach Ablauf der Haltezeit wird der Formkörper mit einer Abkühlgeschwindigkeit von
≧ 20 K/min bis auf eine Temperatur von mindestens 1000°C abgekühlt. Dieses
schnelle Herunterfahren der Temperatur ist notwendig, um die ablaufenden
Reaktionen im Sinterkörper zu unterbrechen. Unterhalb von 1000°C finden keine
derartigen Reaktionen mehr statt.
Im Falle des Einsatzes von Al im Ausgangspulvergemisch ist vor dem
Reaktionssinterprozeß ein Nitridierungsprozeß notwendig. Dieser
Nitridierungsprozeß findet bei einer Wärmebehandlung bis 1400°C in einer
Stickstoffatmosphäre statt und kann in einem externen Prozeß oder auch unmittelbar
vor dem Reaktionssinterprozeß durchgeführt werden. Bei diesem
Nitridierungsprozeß wird das im Formkörper enthaltene Al möglichst vollständig in
AlN überführt, so daß für den Reaktionssinterprozeß unabhängig vom
Ausgangspulvergemisch in beiden Fällen im wesentlichen AlN und TiB2 als
Ausgangsstoffe vorliegen.
Für die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist der Zusatz von
Sinterhilfsmitteln notwendig. Vorteilhafterweise werden CaO oder Y2O3 verwendet.
Im System CaO/Al2O3 liegt der eutektische Punkt bei 1360°C. Im System Y2O3/Al2O3
tritt die schmelzflüssige Phase erst bei Temperaturen von 1760°C auf. AlN ist mit
einer Oxidschicht belegt, die mit den Sinterhilfsmitteln die Glasphase beim Sintern
bildet.
Das Reaktionssintern ist in stickstoffhaltiger Atmosphäre von einer Masse- und
Volumenzunahme begleitet, die darauf zurückzuführen ist, daß TiB2 in TiN und BN
entsprechend der Gleichung
TiB2 + 3/2N2 ↔ TiN + 2BN
überführt wird. Beide Phasen liegen feindispers verteilt im Gefüge vor.
Die Einlagerung von BN bewirkt eine Verringerung des Elastizitätsmoduls und auch
des Ausdehnungskoeffizienten der Kompositkeramik. TiB2 und TiN machen die
Kompositkeramik elektrisch leitfähig.
Bei Korrosionsversuchen in einer Al-Schmelze unter Bedingungen von 1000°C bis
1600°C (Verdampfung von Aluminium, Hochratebeschichtung) erweisen sich die
erfindungsgemäß hergestellten Kompositkeramiken als hervorragend korrosions-
und thermoschockbeständig.
An der Grenzfläche Kompositkeramik/Al-Schmelze war nach erfolgter Prüfung weder
eine Penetration noch ein korrosiver Angriff des Werkstoffs erkennbar.
Die beim verfahrensbedingten schnellen Aufheizen und Abkühlen der
Aluminiumschmelze auftretenden thermischen Spannungen führten zu keinen
erkennbaren Schäden. Die berechneten Werte für den Thermoschockparameter R
sind in Tabelle 1 angegeben. Sie liegen mit Werten zwischen 300 und 500 K
deutlich über den Werten, die für monolithisches AlN berechnet werden.
Im weiteren wird die Erfindung an mehreren Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Dabei zeigt Bild 1 eine erfindungsgemäße gesinterte Kompositkeramik aus
AlN/TiN/BN mit stengelartiger Gerüststruktur im Randbereich und äquiaxialen
Körnern im Kernbereich.
Aus 44,9 Gew.-% TiB2-Pulver und 53,0 Gew.-% AlN-Pulver wird unter Zugabe von
2,1 Gew.-% CaO als Sinterhilfsmittel eine Mischung hergestellt. Aus dieser
Mischung wird durch Pressen mit einem Druck von 200 MPa ein Formkörper
hergestellt. Dieser Formkörper wird einer Wärmebehandlung unterzogen. Die
Bedingungen der Wärmebehandlung sind folgende:
- - Aufheizen mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 20 K/min und unter einem Gesamtatmosphärendruck von 0,1 MPa in stickstoffhaltiger Atmosphäre bis auf eine Temperatur von 1800°C,
- - Erhöhung des Stickstoffdrucks auf 5 MPa in 10 min und anschließender Haltezeit von 2 h bei diesem Druck und dieser Temperatur.
Nach dem Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 20 K/min bis auf eine
Temperatur von 1000°C weist der Sinterkörper die in Tabelle 1 angegebenen
Eigenschaften auf.
Die Struktur der entstandenen Kompositkeramik ist im Schliffbild 1 dargestellt.
Es weist im Randbereich eine stengelartige Gerüststruktur auf, die im wesentlichen
durch AlN gebildet ist, und in die das TiN und BN im wesentlichen feindispers
eingelagert sind. Zum Kern des Sinterkörpers hin nimmt der Anteil an äquiaxialen
Körnern zu.
Aus 41,6 Gew.-% TiB2-Pulver und 49,1 Gew.-% AlN-Pulver wird unter Zugabe von
9,3 Gew.-% Y2O3 als Sinterhilfsmittel eine Mischung hergestellt. Aus dieser
Mischung wird durch Pressen mit einem Druck von 200 MPa ein Formkörper
hergestellt. Dieser Formkörper wird einer Wärmebehandlung entsprechend Beispiel
1 unterzogen.
Die erreichten Werte sind in Tabelle 1 angegeben.
Aus 49,3 Gew.-% TiB2-Pulver, 29,0 Gew.-% AlN-Pulver und 19,3 Gew.-% Al-Pulver
wird unter Zugabe von 2,4 Gew.-% CaO als Sinterhilfsmittel eine Mischung
hergestellt. Aus dieser Mischung wird durch Pressen mit einem Druck von 200 MPa
ein Formkörper hergestellt. Dieser Formkörper wird bis 1400°C einer
Nitridierbehandlung in einer N2-Atmosphäre unterzogen, bei der das in dem
Formkörper enthaltene Al vollständig in AlN überführt wird. Anschließend erfolgt die
weitere Wärmebehandlung entsprechend Beispiel 1.
Die erreichten Werte sind in Tabelle 1 angeführt.
Die Struktur besteht nach diesem Beispiel aus einer AlN-Matrix, in die TiB2, TiN und
BN feindispers eingelagert sind. Der Umsetzungsgrad des TiB2 zu TiN und BN ist
unter diesen Bedingungen im Randbereich des Formkörpers größer als im Kern.
Tabelle 1
Claims (9)
1. Verfahren zur Herstellung einer Kompositkeramik mit einer Gradientenstruktur,
bei dem aus ≧ 15 Gew.-% TiB2, ≧ 20 Gew.-% AlN und 0-50 Gew.-% Al ein
Pulvergemisch hergestellt wird, dem 2-10 Gew.-% Sinterhilfsmittel zugegeben
werden, danach aus diesem Pulvergemisch ein Formkörper hergestellt wird, und
daß anschließend dieser Formkörper im Falle des Zusatzes von Al im
Pulvergemisch zuerst in einer Stickstoff-Atmosphäre bis zu einer Temperatur von
1400°C nitridiert wird, und im übrigen in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre mit
einem Stickstoffpartialdruck von ≦ 0,2 MPa bis auf eine Temperatur von ≧ 1800°C
mit einer Aufheizgeschwindigkeit von ≧ 20 K/min aufgeheizt wird, dann bei ≧ 1800°C
≧ 2 Stunden bei einem Stickstoffpartialdruck von ≧ 2 MPa gehalten und
anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ≧ 20 K/min bis mindestens auf
eine Temperatur von 1000°C abgekühlt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem als Sinterhilfsmittel oxidische Zusätze
eingesetzt werden.
3. Verfahren nach Anspruch 2, bei dem als oxidische Zusätze CaO und/oder Y2O3
eingesetzt werden.
4. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem 2-5 Gew.-% Sinterhilfsmittel eingesetzt
werden.
5. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem ein Stickstoffpartialdruck im
Temperaturbereich von 1400°C bis 1800°C von ≧ 0,1 MPa bis ≦ 0,2 MPa
eingestellt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem ein Stickstoffpartialdruck im
Temperaturbereich von ≧ 1800°C von ≦ 5 MPa eingestellt wird.
7. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem eine Aufheizgeschwindigkeit bis ≦ 50 K/min
eingestellt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem eine Abkühlgeschwindigkeit in
stickstoffhaltiger Atmosphäre bis ≦ 30 K/min eingestellt wird.
9. Kompositkeramik mit Gradientenstruktur, bei der im Randbereich des
Sinterkörpers eine stengelartige Gerüststruktur, aus AlN bestehend, in die TiN und
BN feindispers eingelagert sind, vorhanden ist und in Richtung Kern des
Sinterkörpers hin der Anteil an äquiaxialen Körnern zunimmt, wobei der Kern des
Sinterkörpers aus äquiaxialen Körnern besteht.
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- 1997-03-03 DE DE19708509A patent/DE19708509C1/de not_active Expired - Fee Related
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