DE19850597A1 - alpha-SiAION-Werkstoffe - Google Patents
alpha-SiAION-WerkstoffeInfo
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Abstract
Die vorliegende Erfindung beschreibt alpha-SiAlON-Werkstoffe, die dadurch gekennzeichnet sind, daß die SiAlON-Phase der Zusammensetzung (Mg¶y¶R¶(1-y)¶)¶x¶Si¶(12-m-n)¶Al¶(m+n)¶O¶n¶N¶(16-n)¶ entspricht, wobei R für Y, Seltenerdmetalle wie La, Ce, Pr, Nd-Lu und Ca, und/oder deren Mischung steht.
Description
Gegenstand der vorliegenden Erfindung sind sogenannte α-SiAlONe.
α-SiAlONe (MxSi(12-m-n)Al(m+n)OnN(16-n)) sind schon länger bekannt und Stand der
Technik [1-8]. Dabei hat sich gezeigt, daß nur die α-SiAlONe der schweren
Seltenerdoxide und Ca stabil sind. α-SiAlONe mit M = Y, Nd, Sm wandeln sich schon
während der Abkühlphase vom Sintern in das stabilere β-Si3N4 um. Das wird dadurch
begründet, daß das Kation zu groß ist und daher den Zwischengitterplatz nur bei
starker Deformation seine Umgebung einnehmen kann. Das wiederum hat einen zu
geringen Energiegewinn für die Stabilisierung des α-SiAlONs zur Folge. Das α-
SiAlON mit M = Mg konnte nie einphasig synthetisiert werden, da anscheinend auch
das Mg die Struktur nicht genügend stabilisiert [Jack78, Men95].
Die zugänglichen Patente und die Literatur zeigen dabei, daß die Morphologie der α-
SiAlON-Körner im Gegensatz zu den β-Si3N4-Werkstoffen nicht nadelförmig ist. Das
hat zur Folge, daß die herkömmlichen α-SiAlON-Werkstoffe eine geringe
Bruchzähigkeit besitzen und daher trotz ihrer überlegenen Härte nur geringe
Einsatzmöglichkeiten fanden. Erste Arbeiten [Fang97], die die Bildung einzelner
gestreckter Körner untersuchten, kommen zum Schluß, daß diese Körner auf α-Si3N4
aufgewachsen sind, und das nadelförmige Wachstum nicht durch die
Zusammensetzung der α-Phase, sondern von besonderen lokalen Spannungen
abhängig ist.
Unlängst konnte gezeigt werden, daß man bei β-Si3N4 als Ausgangspulver über
Heißpressen α-SiAlONe mit höherer Bruchzähigkeit herstellen kann [Chen97]. Dabei
zeigen insbesondere die Seltenerdionen (Yb, Er, Y) noch geringe Bruchzähigkeiten
auf.
Daneben wurde gezeigt [Mandal98], daß mit Hilfe gemischter Kationen
(Seltenerdmetalle und Ca und Sr) nadelförmige α-SiAlON- Strukturen erzeugt werden
können. Das gilt aber nur für Zusammensetzungen mit m < 1, 2 und n ≧ 2. Für die
Zusammensetzungen mit kleineren m- und n- Werten (z. B. m = 1,25; n = 1,15) [m <
1, 2!] konnten entsprechende Werkstoffe mit nadelförmiger Struktur nicht hergestellt
werden.
Die Werkstoffe, die Ca und Sr enthalten, haben zusätzlich den Nachteil, daß die
hohen Dampfdrücke der Komponenten Ca und Sr auf Grund der während der
Herstellung sich ändernden Zusammensetzung zu Unsicherheiten führen. Darüber
hinaus weisen diese Werkstoffe ein niedrigeres Eutektikum auf, was zu schlechten
Hochtemperatureigenschaften führt.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen α-SiAlON-Werkstoff mit hoher Härte
und gleichzeitig hoher Bruchzähigkeit auch bei m und n Werten < 1,5 zu erzeugen, der
die Nachteile des beschriebenen Standes der Technik nicht aufweist.
Das wird dahingehend gelöst, daß zur Stabilisierung des α-SiAlONs ein Element
benutzt wird, das alleine kein stabiles α-SiAlON erzeugt. Bei diesem Element handelt
es sich um Mg. Die Nutzung dieses Kations, das normalerweise nur instabile α-
SiAlONe bildet, hat erstaunlicherweise einerseits zur Ausbildung von nadelförmigen
α-SiAlON-Kristallen geführt, andererseits sorgt es für eine ausreichende thermische
Stabilität der Kristalle während der Abkühlung und unter Anwendungsbedingungen.
Es stabilisiert nicht nur die auch ansonsten stabilen α-SiAlONe, z. B. mit Yb, sondern
auch an sich instabile α-SiAlONe, wie z. B. die des Y. Vor allem kann es diese zu
nadelförmigem Wachstum anregen. Dabei ist die notwendige Menge an Mg abhängig
vom effektiven Ionenradius der Seltenerdelemente. Die schweren Ionen der
Seltenerdmetalle mit geringeren Ionenradien (Er-Lu) und Ca brauchen dabei, um
den gleichen Effekt zu erzielen, geringere Mg-Gehalte im Vergleich zu α-SiAlONen
mit den großen Seltenerdelementen (La, Nd, Sm).
Mit zunehmendem Mg/(R+Mg) Verhältnis verstärkt sich anfänglich das anisotrope
(stengelige) Kornwachstum. Bei Verhältnisssen von Mg/(R+Mg) < 0,4-0,5 kommt es
zu einer Reduzierung des Kornwachstums. Bei einem Verhältnis von Mg/(R+Mg) < 0,8
kommt es dann wieder zur Ausbildung von isotropen α-SiAlON-Körnern, bei nur
unvollständiger Verdichtung insbesondere wenn die n und m Werte < 2 bzw. 1,5 sind
(siehe Beispiel).
Durch die Nutzung von zusätzlichen Einlagerungen wie z. B. SiC, TiN, HfO2, kommt es
zu einer Verringerung der Korngröße der Werkstoffe, so daß man durch die Nutzung
zusätzlicher Komponenten, die in den α-SiAlONen nicht löslich sind, einen
zusätzlichen Parameter hat, um das Gefüge zu beeinflussen. Die Art und Weise der
Beeinflussung kann entsprechend dem Zener Mechanismus abgeschätzt werden. Da
hauptsächlich das nadelförmige Wachstum beeinflußt wird, führen die Einlagerungen
zu einer leichten Verringerung der Bruchzähigkeit.
Durch einen leichten Überschuß an Kationen (Mg und R) im Vergleich zur α-SiAlON-
Formel, wird die Bildung von Polytypen vermieden, die für die Werkstoffeigenschaften
ungünstig sind.
Die entwickelten Werkstoffe können als Schneidwerkstoffe, im Maschinenbau,
Geräte- und Apparatebau und in der chemischen Industrie eingesetzt werden.
Si3N4-Pulver (SN-E10, UBE), Y2O3 (Grade fine, H. C. Starck), Al2O3-Pulver (AKP-50,
Sumitomo) und AlN (Grade A, H. C. Starck) wurden entsprechend den
Zusammensetzungen in Tabelle 1 gemischt. Unter Berücksichtigung der
Sauerstoffgehalte der Pulver ergeben sich die in der Tabelle 2 angegebenen
Parameter der α-SiAlON-Formel. Die Versätze wurden in einer Planetenkugelmühle
6 h in Isopropanol homogenisiert, sprühgetrocknet und zu Körpern 50×60×20 mm
bzw. 22×22×6 mm gepreßt. Die Körper wurden bei 350°C 1 h an Luft ausgeheizt.
Anschließend wurden sie bei 1800°C 2,5 h unter 50 bar N2 gasdruckgesintert. Die
Gewichtsverluste der Proben betrug < 0,3-1%, abhängig von der Geometrie und dem
Füllungsgrad des Ofens.
Die gesinterten Proben wurden in Prüfstäbe zersägt und geschliffen und die
Bruchzähigkeit [Methode CeramTec] ermittelt. Außerdem wurden Schliffe hergestellt,
an denen die Härte (HV10) und das Gefüge [Methode Obenaus, Herrmann] bestimmt
wurden. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 3-5 dargestellt.
Bei den Werkstoffen alf 2, 4, 6 und 9 wurde zur Matrix der Versätze alf 1, 3, 5 und 8
jeweils 1 Gew.-% HfO2 zugegeben.
Für die Versätze alf 15 und 16 wurden plasmachemisch hergestellte Pulver mit einer
spezifischen Oberfläche von 20,5 m2/g eingesetzt. Beim Processing erfolgte ein
stärkerer Sauerstoffeintrag, so daß diese Zusammensetzungen von den
vergleichbaren Zusammensetzungen alf 11 bzw. alf 13 abweichen.
x aus Kationenkonzentration - berechnet aus der Menge an R2O3 und MgO im
Versatz, x aus m - berechnet aus der Ladungsneutralität der SiAlON-Formel bei
Einbau von R und Mg zu gleichen Teilen in das SiAlON
1. H, K. H. JACK: α-SiAlON Ceramics. In: Nature 274 (1978), S. 880-882
2. K. H. JACK: Review Sialons and related nitrogen ceramics. In: Journal of Materials Science (1976), Nr. 11, S. 1135-1158
3. F.-F. XU FANG-FANG, W. SHU-LIN, L.-O. NORDBERG, T. EKSTRÖM: Nucleation and Growth of the Elongated α-SiAlON. In: Journal of the European Ceramic Society 17 (1997), S. 1631-1638
4. I-W. CHEN, A. ROSENFLANZ: A tough SiAlON ceramic based on α-Si3
2. K. H. JACK: Review Sialons and related nitrogen ceramics. In: Journal of Materials Science (1976), Nr. 11, S. 1135-1158
3. F.-F. XU FANG-FANG, W. SHU-LIN, L.-O. NORDBERG, T. EKSTRÖM: Nucleation and Growth of the Elongated α-SiAlON. In: Journal of the European Ceramic Society 17 (1997), S. 1631-1638
4. I-W. CHEN, A. ROSENFLANZ: A tough SiAlON ceramic based on α-Si3
N4
with a
whisker-like microstructure. In: Nature 389 (1997), Nr. 10, S. 701-704
5. L. M. WELDON, S. HAMPSHIRE, M. J. POMEROY: Joining of Ceramics using Oxide and Oxynitride Glasses in the Y-Sialon System. In: Journal of the European Ceramic Society 17 (1997), S. 1941-1947
6. H. MANDAL, M. J. HOFFMANN: Hard and Tough α-SiAlON Ceramics, preprint, 1998,
7. M. MENON, I. W. CHEN: Reaction Densification of α-SiAlON, J. Am. Ceram. Soc., 545-59, (1995)
5. L. M. WELDON, S. HAMPSHIRE, M. J. POMEROY: Joining of Ceramics using Oxide and Oxynitride Glasses in the Y-Sialon System. In: Journal of the European Ceramic Society 17 (1997), S. 1941-1947
6. H. MANDAL, M. J. HOFFMANN: Hard and Tough α-SiAlON Ceramics, preprint, 1998,
7. M. MENON, I. W. CHEN: Reaction Densification of α-SiAlON, J. Am. Ceram. Soc., 545-59, (1995)
Claims (9)
1. α-SiAlON-Werkstoff, dadurch gekennzeichnet, daß die SIALON-Phase der
Zusammensetzung (MgyR(1-y)XSi(12-m-n)Al(m+n)OnN(16-n) entspricht, wobei R für Y,
Seltenerdmetalle wie La, Ce, Pr, Nd-Lu und Ca, und/oder deren Mischung
steht.
2. Werkstoff gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das α-SiAlON ein
Mg/(R+Mg) - Verhältnis y von 0,002 (entspricht ca. 0,004 Gew.-% MgO) bis 0,6
aufweist, bevorzugt 0,01-0,5, noch mehr bevorzugt 0,1-0,4.
3. Werkstoff gemäß Anspruch 1 und/oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die
Härte (HV10) ≧ 1700 bei einem α-Gehalt < 50%, bevorzugt ≧ 1800 bei einem
α-Gehalt von <95%, und die Bruchzähigkeit ≧ 6 MPa.m1/2 ist.
4. Werkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß
das α-SiAlON eine nadelige Kornform hat.
5. Werkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß
< 20%, vorzugsweise < 30% der Körner einen Streckungsgrad ≧ 4 haben.
6. Werkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß
neben der α-SiAlON-Phase 0,4-20 Vol% kristalline oder amorphe
Korngrenzenphase, 0-49,4 Vol% b-Si3N4 oder b-SiAlON, 0-40 Vol% Nitride
oder Carbide des Ti, metalloxidstabilisiertes HfO2, ZrO2, SiC und Silicide des
Mo und W enthalten sind.
7. Verfahren zur Herstellung eines α-SiAlON-Werkstoffes gemäß einem der
Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Werkstoff aus
Siliciumnitrid gesintert, gasdruckgesintert, heißgepreßt und/oder
heißisostatisch verdichtet werden.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß bei Temperaturen
von 1350-1550°C eine Haltezeit oder eine langsame Aufheizphase von 1-2
K/min eingelegt wird.
9. Verfahren nach Anspruch 7 und/oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß zur
Herstellung der α-SiAlON-Werkstoffe Ausgangspulver mit mittleren
Kristallitgrößen des α-Si3N4 kleiner als 150 nm und einer engen
Kristallitgrößenverteilung eingesetzt werden.
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DE1998150597 DE19850597B4 (de) | 1998-11-03 | 1998-11-03 | α-SiAION-Werkstoffe |
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DE (1) | DE19850597B4 (de) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE102006059401A1 (de) * | 2006-12-11 | 2008-06-19 | Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | Keramischer Sialon-Werkstoff mit homogenem Gefüge, Verfahren zur Herstellung und dessen Verwendung |
EP2511248A3 (de) * | 2005-02-09 | 2013-05-15 | Kennametal, Inc. | SiAlON-Keramik und Herstellungsverfahren dafür |
CN104418595A (zh) * | 2013-08-22 | 2015-03-18 | 宁波江丰电子材料股份有限公司 | 一种赛隆陶瓷靶材的制作方法 |
EP2091889B1 (de) * | 2006-12-06 | 2019-04-03 | CeramTec GmbH | WERKSTOFF AUF DER BASIS VON SiAlONen UND ROHSTOFFMISCHUNG ZU DEREN HERSTELLUNG |
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JPS59199579A (ja) * | 1983-04-25 | 1984-11-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐摩耗性のすぐれたサイアロン基セラミツクス |
WO1998023554A1 (en) * | 1996-11-25 | 1998-06-04 | The Regents Of The University Of Michigan | IN-SITU TOUGHENED ALPHA PRIME-SiAlON-BASED CERAMICS |
-
1998
- 1998-11-03 DE DE1998150597 patent/DE19850597B4/de not_active Expired - Fee Related
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EP2091889B1 (de) * | 2006-12-06 | 2019-04-03 | CeramTec GmbH | WERKSTOFF AUF DER BASIS VON SiAlONen UND ROHSTOFFMISCHUNG ZU DEREN HERSTELLUNG |
DE102006059401A1 (de) * | 2006-12-11 | 2008-06-19 | Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | Keramischer Sialon-Werkstoff mit homogenem Gefüge, Verfahren zur Herstellung und dessen Verwendung |
DE102006059401B4 (de) * | 2006-12-11 | 2013-06-06 | Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | Keramischer Sialon-Werkstoff mit homogenem Gefüge, Verfahren zur Herstellung und dessen Verwendung |
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8110 | Request for examination paragraph 44 | ||
8127 | New person/name/address of the applicant |
Owner name: CERAMTEC AG, 73207 PLOCHINGEN, DE |
|
8364 | No opposition during term of opposition | ||
8327 | Change in the person/name/address of the patent owner |
Owner name: CERAMTEC GMBH, 73207 PLOCHINGEN, DE |
|
R081 | Change of applicant/patentee |
Owner name: CERAMTEC GMBH, DE Free format text: FORMER OWNER: CERAMTEC AG, 73207 PLOCHINGEN, DE Effective date: 20110216 |
|
R119 | Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee |
Effective date: 20140603 |