-
Die Erfindung betrifft einen Siliciumnitridwerkstoff,
der insbesondere wegen eines verringerten Reibungswiderstandes für den Einsatz
als Lagerwerkstoff geeignet ist.
-
Es ist bekannt, auch nichtoxidische
Keramikwerkstoffe für
die verschiedenen Lagerungen, wie Gleit- und Wälälzlager einzusetzen. Dabei
haben die bisher verwendeten Keramikwerkstoffe Nachteile in ihrem Gleit-
und Verschleißverhalten.
-
Durch Reibung und Verschleiß ist es
erforderlich, die jeweiligen Lager bzw. einzelne Lagerkomponenten
in mehr oder weniger langen Zeitabständen auszutauschen, was zu
einem erhöhten
Kosten- und Arbeitsaufwand führt.
Außerdem
reichen die Trockenlaufeigenschaften der bekannten Lagerwerkstoffe
nicht aus und es müssen
Schmierungen mit geeigneten Schmiermitteln eingesetzt werden, die
ebenfalls die Kosten belasten und außerdem die in der Regel verwendeten
Schmiermittel unter dem Umweltaspekt aufwendig entsorgt werden müssen. Eine
andere Variante bei keramischen Wälzlagern ist die Verringerung
der Flächenpressung,
was zu erhöhtem
Materialaufwand und konstruktiven Problemen führt.
-
Keramische Lagerkomponenten haben
beispielsweise ihr Anwendungsfeld für Gleitringdichtungen aus SiSiC
oder SSiC oder kermaische Kugellager aus Siliciumnitrid.
-
SiSiC- oder SSiC-Werkstoffe besitzen
zwar einen niedrigen Reibkoeffizient, erreichen aber nicht genügend große Bruchzähigkeiten
und Festigkeiten, um sie z.B. in Wälzlagern zu verwenden.
-
Diese haben gegenüber den herkömmlichen
metallischen Lagersystemen eine zwar größere Verschleiß- und Korrosionsstabilität sowohl
bei Verwendung einer Schmierung mit einem Schmiermittel oder auch bei
Trockenlauf, die jedoch für
viele Anwendungsfälle
noch zu verbessern ist.
-
Siliciumnitridwerkstoffe sind für tribologische
Systeme mit Mangelschmierung oder als vollständig schmierstofffreie Systeme
für die
Verwendung vollkeramischer Wälzlager,
bei einer Rollreibbeanspruchung, bei der jedoch Gleitreibanteile,
die durch Schlupf hervorgerufen werden, auftreten und auch bei gleitender
Beanspruchung für
z.B. hochbelastete Gelenklager, trockenlaufende Lager in der Lebensmitteltechnik
und -verarbeitung, wie dies z.B. in Sternnagel, Keramische Wälzlager,
VDI – Werkstoff
Tag '97, 10/11.
Juni 1997, S 49–60
und J.W. Van Wyk, Ceramic Airframe Bearings; Lubrication Engeneering,
31, (1975) 558–564
zum Ausdruck gebracht worden ist, als geeignete Werkstoffe gewünscht.
-
Die Siliciumnitridwerkstoffe unterliegen
jedoch bezüglich
möglicher
Anwendungen, insbesondere für Si3N4-Si3N4-Paarungen ohne Schmierung, wegen der doch
relativ hohen Reibwerte oberhalb 0,5, Einschränkungen.
-
Für
die Erhöhung
der Festigkeit, insbesondere der Warmfestigkeit und der Oxidationsbeständigkeit sind
verschiedene Lösungen
vorgeschlagen worden.
-
So wird in
DE 37 44 692 C2 ein Siliciumnitridpulver
und ein Verfahren zu seiner Herstellung beschrieben, mit dem Sinterkörper erhältlich sind,
die die bereits genannten verbesserten Eigenschaften aufweisen. Das
entsprechende Siliciumnitridpulver wird aus einer Mischung, bestehend
aus Siliciumnitrid, Sinterhilfsmitteln (Yttrium, Magnesium und Zer)
hergestellt, wobei eine Calcinierung dieser Pulvermischung bei Temperaturen
zwischen 800 und 1200 °C
an Luft erfolgt und anschließend
eine Naßpulverisierung
und Trocknung bei wesentlich geringeren Temperaturen durchgeführt wird,
wobei Siliciumnitridpulver mit einem SiO
2-Gehalt
umgerechneten Sauerstoffgehalt von 4,5 bis 7,5 Masse-% erhalten
werden soll. Aus einem solchen Pulver kann dann ein Formkörper erstellt
und gesintert werden. Ein so erhaltener Sinterkörper soll eine erhöhte Oxidationsbeständigkeit
und Festigkeit aufweisen.
-
Das gleiche Problem soll mit der
in
EP 0 520 211 A1 beschriebenen
Lösung
gelöst
werden. Die Eigenschaftsbeeinflussung soll durch einen bestimmten
Anteil an Mo
5Si
3 im
Siliciumnitrid-Keramikwerkstoff erreicht werden, der reaktiv gebildet
wird. Auch hier werden die üblichen
Sinterhilfsmittel verwendet.
-
Bei dem in
DE 37 08 876 A1 beschriebenen
Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Gegenstandes aus Siliciumnitrid,
mit dem entsprechend erhaltenen Gegenstand, soll die Festigkeit
erhöht
werden, in dem Siliciumnitridpulver mit einem Anteil an SiO
2 und einem hochschmelzenden Metalloxid vermischt
und die Mischung gesintert wird. Die hier vorgeschlagenen Anteile
an Siliciumdioxid und dem Oxidpulver sind aber gegenüber dem
Siliciumnitridpulveranteil relativ klein. Im fertigen Sinterkörper sollen
neben Siliciumnitridteilchen auch kristallines Si
2N
2O und ein Metallsilikat enthalten sein,
von dem mindestens ein Teil eine glasartige Phase bildet, wobei
eine Korngrenzenphase durch kristallines Si
2N
2O und Metallsilikat vorhanden sein soll
und eine glasartige Phase in der Struktur diskontinuierlich verteilt
sein soll.
-
Es ist daher Aufgabe der Erfindung,
einen Siliciumnitridwerkstoff zur Verfügung zu stellen, der infolge eines
verringerten Reibwertes entsprechend kleinere Reibverluste und verringerten
Verschleiß bei
Anwendungen mit Roll- und/oder Gleitreibung erreicht.
-
Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe mit einem
Verfahren nach Anspruch 1 und einem Siliciumnitridwerkstoff nach
Anspruch 3 gelöst.
Vorteilhafte Ausgestaltungsformen und Weiterbildungen der Erfindung
ergeben sich mit den in den untergeordneten Ansprüchen genannten
Merkmalen.
-
Zur Verringerung des Reibkoeffizienten
von Siliciumnitrid ist es wichtig, daß im gesinterten Siliciumnitridwerkstoff
ein Mol-Verhältnis
von Siliciumdioxid zur Summe des Siliciumdioxides mit den anderen
im Siliciumnitridwerkstoff enthaltenen Sinteradditiven oberhalb
50 %, vorzugsweise oberhalb 55 % eingehalten wird. Dabei fallen
unter die entsprechenden Sinteradditive die Stoffe, die während der
Sinterung mit dem Siliciumdioxid und dem zum Teil gelösten Siliciumnitrid
eine flüssige
Phase bilden und anschließend
in der Korngrenzenphase verbleiben. Das sind üblicher Weise Y2O3,
Sc2O3, Lantaniden,
La2O3 Aluminiumoxid,
Erdalkalioxide, HfO2, ZrO2.
-
Weiter ist es für den erfindungsgemäßen Siliciumnitridwerkstoff
wesentlich, daß eine
mittlere Korndicke ≤ 0,19 μm und die
Anzahl von Defekten mit maximaler linearer Ausdehnung > 3 μm ≤ 5000/mm2 im
gesinterten Werkstoff eingehalten wird. Dabei sind unter Defekten
große
Körner,
Verunreinigungen, Agglomerate mit geringem oder mit hohem Glasphasengehalt
sowie Fremdphasen zu verstehen. Vorteilhafter Weise sollte die Anzahl
der Defekte > 3 μm kleiner
als 1000/mm2 und noch günstiger kleiner als 500/mm2 sein.
-
Der Anteil von Siliciumdioxid mit
Sinteradditiven sollte im fertigen Siliciumnitridwerkstoff zwischen
5 und 20, bevorzugt unterhalb 15 Vol.-% liegen.
-
Weiterhin ist der Siliciumnitridwerkstoff
so herzustellen, daß die
Anzahl der Defekte mit maximaler linearer Ausdehnung ≥ 10 μm < 2000/mm2, bevorzugt < 1000/mm2 gehalten
wird. Je kleiner die Anzahl der Defekte, umso günstiger wirkt sich dies auf
die gewünschten
Eigenschaften aus, zu bevorzugen sind Anzahlen für Defekte größer 10 μm < 500/mm2 und
noch bessere Ergebnisse erreichen Werte < 50/mm2.
-
Das Reibverhalten des erfindungsgemäßen Siliciumnitridwerkstoffes
kann auch bei Anwesenheit verschiedener reibmindernder Zusätze, die
im fertigen Werkstoff in Form von Dispersionsphasen vorliegen, wie z.B.
B, TiC, TiN, SiC erreicht werden, wobei jedoch deren Feinheit, d.h.
die mittlere Korndicke sowie die Anzahl und Größe der Defekte entsprechend
den vorab genannten Angaben, berücksichtigt
werden sollte.
-
Dabei soll außerdem darauf hingewiesen werden,
daß für Siliciumdioxid
auch ein äquivalenter
Anteil von Si2N2O
mit entsprechender Körnung
enthalten sein kann.
-
Der Siliciumdioxid- bzw. Sauerstoffgehalt
im fertigen Siliciumnitridwerkstoff kann auf verschiedene Art und
Weise eingestellt werden, wobei auch Kombinationen davon möglich sind.
-
Er kann dabei so eingestellt werden,
daß das
Siliciumnitridpulver allein oder in Mischung mit Sinteradditiven
thermisch oxidiert wird. Die Oxidation kann in feuchter oder trockener
Luft oder in anderen Sauerstoff enthaltenden Atmosphären erfolgen.
Die Temperatur sollte im Bereich 400–1200 °C liegen. Je feiner das Pulver
ist, desto geringer ist die Temperatur zur Oxidation und/oder desto
kürzer
die Oxidationszeit zu wählen.
-
Eine andere Möglichkeit zur Beeinflussung
des Siliciumdioxidanteiles im fertigen Siliciumnitridwerkstoff besteht
darin, feindispersives Siliciumdioxid-Pulver zuzugeben. Als dritte
Möglichkeit
kann das Siliciumnitridpulver oder eine Mischung des Siliciumnitridpulvers
mit den Sinteradditiven intensiv aufgemahlen werden und in einer
vierten Alternative kann mindestens ein Stoff, der eine siliciumdioxidbildende
Komponente enthält vor
oder während
der Mahlung dem Siliciumnitridpulver zugegeben werden. Diese Stoffe
können
beispielsweise Silazane, Silikonharze, Siloxane sein.
-
Eine SiO2-Bildung
ist auch durch Reaktion mit anderen Komponenten während der
Sinterung, wie z.B. TiO2, WO3,
MoO3 möglich,
wobei diese Komponenten in Form von Nitriden oder Siliciden als
Einlagerungskomponenten Gefügebestandteil
werden.
-
Das TiO2 setzt
sich im Laufe der Sinterung in TiN um, während viele andere Übergangsmetalloxide sich
in Silicide umsetzen. Dadurch können
sich entsprechende Komposite bilden. Die Einlagerungskomponenten
können
zusätzlich
positive Wirkungen auf den Verschleiß ha ben.
-
Der Siliciumdioxid- bzw. Sauerstoffgehalt
kann aber auch durch eine Kombination von mindestens zwei der vier
genannten Möglichkeiten
eingestellt werden.
-
Im Anschluß an diese Verfahrensschritte
wird dann der entsprechend vorbehandelte Silciumnitridwerkstoff
fertig gesintert, druckgesintert, heißgepreßt oder heißisostatisch gepreßt.
-
Durch teilweise Resorption der Sinteradditive
oder. des Siliciumdioxids im fertigen Siliciumnitrid kann auch das
Verhältnis
von Siliciumdioxid zu den Sinteradditiven beeinflußt werden.
In diesem Fall ist bei der Bestimmung des Siliciumdioxid/Sinteradditivverhältnisses
der Anteil der ursprünglichen
Sinteradditive, um den in den einzelnen Körnern eingebauten Anteil zu
verringern. Dieser Sachverhalt ist insbesondere bei den α- und β-Sialonen
zu beachten. Zusätzlich
muß beachtet
werden, daß die
Sinteradditive auch zu einer Reduzierung des Siliciumdioxidanteiles
führen
können,
so reagiert AlN mit SiO2 zu β-Sialon nach
folgender Gleichung: z/2SiO2 + zAlN
+ (2–3/2z)
Si3N4 → Si6_zAlzOzN8_z .
-
Ein wesentlich geringerer Einbau
von Al in das Siliciumnitrid erfolgt, wenn Al2O3 unter Bildung von zusätzlichem Siliciumdioxid nach
den Gleichungen: 2Al2O3+Si3N4 → 4AlN+3SiO2 z/3 (Al2O3+AlN)
+ (2-z/3)Si3N4 → Si6_zAl2OzN8_z zugegeben wird. Die dabei erreichten
z-Werte liegen bei Al2O3-Gehalten < 3 bis 4 % im Bereich
0,1.
-
Wird ein Siliciumnitridwerkstoff
verwendet, in dem zusätzlich
Siliciumcarbid enthalten ist, muß die reduzierende Wirkung
des Siliciumcarbides berücksichtigt
werden. Die reduzierende Wirkung des Siliciumcarbides kann im einfachsten
Fall durch einen erhöhten
Anteil an Siliciumdioxid, der dem Ausgangspulver zugegeben wird,
kompensiert werden.
-
Nachfolgend soll die Erfindung an
Ausführungsbeispielen
näher beschrieben
werden.
-
Dabei zeigen die 1 bis 5 REM-Abbildungen
der Mikrostrukturen von einigen Beispielen des erfindungsgemäßen Werkstoffes
mit Vergleichsbeispielen, deren Zusammensetzung, Herstellungsbedingungen und
Werkstoffparameter in Tabelle 1 und Tabelle 2 zusammengefaßt sind.
Die Gefüge
wurden vor der Abbildung plasmachemisch geätzt.
-
Bei der Auswertung der erfindungsgemäßen und
der Vergleichsbeispiele wurde die Korndicke der Si3N4-Matrix an plasmachemisch geätzten Schliffen
mit einem automatischen Bildauswertesystem bestimmt (P. Obenaus,
M. Herrmann; "Methode
zur quantitativen Charakterisierung von Stengelkristalliten in Siliciumnitridkeramik"; Prakt. Met. 27
(1990) 10, S. 503–513.
Je Messung wurden mindestens 800 Kristallite ausgewertet und zusätzlich eine
Fläche
von 10000 μm2 bei einer Vergrößerung von 3000 analysiert
und die Körner
mit einer maximalen Ausdehnung oberhalb 3 μm ausgezählt. Zusätzlich wurde eine Fläche von
0,6 mm2 bei einer Vergrößerung von 700 zur Erfassung
von Defekten oberhalb 10 μm
analysiert. Bei dem verwendeten Auswerteverfahren wurden die Körner flächenmäßig erfaßt. Die
Siliciumnitridkörner
sind in der Regel gestreckt, daher wurde für die Charakterisierung der
Korngrößen verteilung
die Dicke der Körner
bestimmt. Bei der Charakterisierung der Partikel/Defekte > 3 oder 10 μm wurde die
maximale Ausdehnung der entsprechenden Partikel, Defekte gewählt.
-
Die Analyse des Phasenbestandes erfolgte
röntgenographisch
(Gerät-RD7
monochromatische Cu-K-α-Strahlung)
an den Pulvern bzw. an den fertig gesinterten und geschliffenen
Werkstoffen. Die Zuordnung der Netzebenenabstände konnte mit Hilfe der JCPDS
durchgeführt
werden. Die quantitative Auswertung und Bestimmung der Kristallitgrößen wurde
mit Hilfe der Rietveld-Analyse
(REFINE++; Seifert-FPM) vorgenommen.
-
Der Sauerstoffgehalt wurde mittels
Heißgasextraktionsmethode
bestimmt, wobei ein Fehler unterhalb 0,1 Masse-% zu verzeichnen
war und aus dem Sauerstoffgehalt konnte der Siliciumdioxidgehalt
berechnet werden. Dabei wurden die anderen Additive in Form von
Al2O3 und Y2O3 entsprechend
ihrer Einwaage berücksichtigt.
Die Biegebruchfestigkeit (σ4b) wurde bei Raumtemperatur mittels einer
4-Punktbiegung (Traversengeschwindigkeit 0,5 mm/min) an Proben mit
den Abmessungen 3,5 × 4 × 60 mm
durchgeführt.
Die Härtebestimmung
nach Vickers (HV10) erfolgte an polierten Proben, um den Eindruck
bei diesen spröden
Materialien besser ausmessen zu können. Dazu wurden an einer
Probe fünf
Härtemessungen
(Härtemeßgerät HVK-C2
Vickers 50, Firma Akashi) durchgeführt. Die Bestimmung der Bruchzähigkeit
KIC erfolgte mit der SENB-4-Methode (Kerbbreite
0,2 mm). Für
die Messung der Reib- und Verschleißeigenschaften der verschiedenen
Beispiele diente ein Tribometer mit oszillierender Gleitbewegung
(Hersteller Fraunhofer-Arbeitsgruppe für integrierte Schaltungen,
Erlangen), in dem eine Silicium nitrid-Kugel mit einem Durchmesser
von 6,33 mm aus HIPSN der Qualität
TSNO 3 NH (Firma Toshiba) mit definiertem Anpreßdruck und definierter Geschwindigkeit
periodisch über
die polierte Probenoberfläche
gleitet. Dabei wurde jeweils der Reibkoeffizient als Funktion des
zurückgelegten
Weges bestimmt. Die Siliciumnitridkugel wurde mit einer Normalkraft
von 2,2 N gegen eine polierte Schliffoberfläche der jeweiligen Probe (Beispiel)
gedrückt.
Bei einer Frequenz von 3 Hz wurde bei jeder Messung ein Gesamtgleitweg
von 40 m zurückgelegt.
Die Messung der Breite der Verschleißspur erfolgte mikroskopisch
und das Tiefenprofil wurde mit einem Rauhigkeitsmeßgerät gemessen.
-
Die Analyse der Ergebnisse zeigt,
daß mit
zunehmender Feinheit und Homogenität des Gefüges der notwendige Gehalt an
Sio2, um ein sehr gutes Verschleißverhalten
zu erreichen, sinkt.
-
Ein tribologisches System besteht
immer zumindest aus zwei Partnern. Bei den Tests in den Beispielen
erfüllte
nur einer der Partner, die nach der Erfindung geforderten Gefügemerkmale.
Das reichte schon aus, um den Effekt der geringen Reibkoeffizienten
zu erreichen. Um so mehr ist der Effekt einer Verbesserung des Reibkoeffizienten
zu erwarten, wenn beide Partner die angestrebten Gefügemerkmale
erfüllen.
-
Insbesondere im Falle des Vergleichsbeispiels
4, in dem der Werkstoff eine geringe Zähigkeit besitzt, kommt es beim
Reibverschleiß zu
einer verstärkten
Zerrüttung
des Werkstoffes, was im Falle der erfindungsgemäßen Werkstoffe auf Grund der
hohen KIC-Werte und feinkörnigen Gefüge nicht
auftritt.
-
Bei den verschiedenen Beispielen
und Vergleichsbeispielen, die in der Tabelle 1 zusammengefaßt sind,
wurde plasmachemisch hergestelltes Siliciumnitridpulver aus dem
Institut für
anorganische Chemie der Lettischen Akademie der Wissenschaften in
Riga, handelsübliches
Siliciumnitridpulver unter dem Namen Baysinid oder Mischungen beider
Pulver verwendet. Das Baysinidpulver hat einen α-Si3N4 Anteil von 95 % und einen β-Si3N4 Anteil von 5
%, eine spezifische Oberfläche
(BET) von 10,7 m2/g und eine mittlere Partikelgröße (d50) von 0,5 μm.
-
Die Siliciumnitridpulver wurden,
wie dies in der Tabelle 1 zusammengefaßt worden ist, für die verschiedenen
Beispiele bzw. Vergleichsbeispiele jeweils allein bzw. als Mischung
solcher Pulver mit den Sinteradditiven Y2O3 und Al2O3 gemischt, in Zyklohexan homogenisiert,
getrocknet und siebgranuliert. Die gesinterten Werkstoffe wurden
isostatisch bei 200 MPa verpreßt.
-
Bei den Vergleichsbeispielen 13 und
14 wurden 5 % eines Siliconharzes verwendet, was nach dem Tempern
einen zusätzlichen
SiO2-Gehalt von 2,5 % ergab.
-
Bei Vergleichsbeispiel 15 wurde bei
1000 Umdrehungen je Minute 6h in Wasser (pH 10) gemahlen, dann getrocknet,
siebgranuliert und bei 600° C
ausgeheizt.
-
Die Siliciumnitridwerkstoffe wurden
dann einer Temperaturbeaufschlagung an Luft unterzogen, wobei das
plasmachemisch hergestellte Siliciumnitridpulver bei einer Temperatur
von 500° C
und das Baysinidpulver oder Mischungen davon mit dem plasmachemisch
hergestellten Pulver ebenfalls an Luft bei 550° C wärmebehandelt wurde, um Reste
des Lösungsmittels
bzw. des Dispergierhilfsmittels PEG zu beseitigen und den SiO2-Gehalt einzustellen.
-
Die Pulver bzw. gegebenenfalls Pulvermischungen
konnten vorab getempert werden. Dabei erfolgte die Temperung des
plasmachemischen Pulvers, um die β-Kristallitgrößen soweit
zu stabilisieren, daß sie
sich nicht während
der Aufheizphase in der sich bildenden oxidnitridischen Schmelze
lösen.
Beim Tempern erfolgt gleichzeitig ein Wachstum der Kristallite,
so daß die
im zugemischten Baysinidpulver enthaltenen Kristallite annähernd denen
des plasmachemisch hergestellten Siliciumnitridpulvers entsprechen.
Dadurch kann erreicht werden, daß die zugemischten Keime für die Siliciumnitridkörner tatsächlich zur
Ausbildung einer feinen Mikrostruktur des erfindungsgemäßen Siliciumnitridwerkstoffes
beitragen, um die gewünschten
Effekte zu erreichen. Das Tempern erfolgte in einer Stickstoffatmosphäre bei einem
Druck von ca. 1 bar. Der Stickstoffdruck während der Temperung sollte
jedoch mindestens so hoch eingestellt sein, daß eine Zersetzung des Siliciumnitrids
während
des Temperns unterdrückt
wird.
-
Wird Siliciumnitridpulver mit einem
hohen β-Siliciumnitridanteil
zugemischt, können
mittlere Korndicken (Kristallitgrößen) unterhalb 100 nm in überraschender
Weise für
die gewünschten
feinen Gefüge
erreicht werden, wobei bei einer solchen Vorgehensweise die Gefügefeinheit
und Dichte der Struktur des Werkstoffes auch bei relativ geringem
Sinteradditivgehalt und/oder auch höheren Sintertemperaturen erreicht
werden kann.
-
Bei den (Vergleichs)beispielen 1
bis 12 (vergl. Tabelle 1) wurde der Werkstoff bei 1800° C heißgepreßt, bei
den Vergleichsbeispielen 13 und 14 wurde bei 1730° C druckgesintert
und die Aufheizgeschwindigkeit bei 20 K/min bis zu einer Temperatur
von 1450° C
eingestellt. Diese Temperatur 1 h gehalten und im Anschluß daran
wieder mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 20 K/min bis auf die
Endtemperatur von 1730° C
erhöht. Während des
Aufheizens wurde der Druck bei 1 bar gehalten. Nach dem Erreichen
der Endtemperatur von 1730° C
wurde diese Temperatur 60 min gehalten. Nach Ablauf von 10 min wurde
der Druck auf 60 bar erhöht. Die
Haltezeit hierbei betrug 60 min.
-
Bei dem Vergleichsbeispiel 14 wurde
der Gasdruck während
der Druckstufe durch die Verwendung von Argon aufgebracht.
-
Das Vergleichsbeispiel 15 wurde bei
1700° C
durch Heißpressen
hergestellt.
-
Die bereits genannte thermische Behandlung,
insbesondere der plasmachemisch hergestellten Pulver, die die Sinteradditive
enthielten, hat sich als vorteilhaft erwiesen. Dabei konnte die
spezifische Oberfläche der Pulver
von einer Ausgangsgröße von ca.
60 m2/g auf eine spezifische Oberfläche zwischen
10 bis 15 m2/g wesentlich verringert werden
und so die Handhabbarkeit der Pulver verbessert werden. Außerdem konnten
die feinen β-Siliciumnitridkeime
des plasmachemisch hergestellten Siliciumnitridpulvers stabilisiert
werden (Ausheilen von Defekten) und ein langsames Kornwachstum erreicht
werden, das zu einer Verbesserung der Gefügestruktur, insbesondere bei
Pulvermischungen aus plasmachemisch hergestelltem und herkömmlichen Pulver
führt.
Die entsprechenden Kristallitgrößen der
Ausgangspulver sind in der Tabelle 2 genannt worden.
-
-
-
