DE3045010C2 - SiC-Si↓3↓N↓4↓-Verbundsystem und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents
SiC-Si↓3↓N↓4↓-Verbundsystem und Verfahren zu seiner HerstellungInfo
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Description
Ri
I |
R3 \ | k |
I | ||
I | ||
I R2 |
, R4 | |
Ri
Si-O-
R2
C-
R4
R5
M —0-
R6
R3
R7
-M—0-
(iii) (iv)
wobei eine oder mehrere der Einheitsstrukturen (i) - (iv) Teil einer größeren polymeren Kette bilden mit
einem mittleren Molekulargewicht des Polymeren zwischen 800 und 20 000 mit
40 R1 ist CH3,
R2, R3 und R4 sind ausgewählt aus der Gruppe, die Wasserstoff, Alkyl, Aryl, (CH3)2CH-, (C1Hs)2SiH-,
(CHj)1Si- oder deren Mischungen enthält,
k, I, m und η bedeuten die Anzahl der Wiederholungen der Einheitsstrukturen,
M in der Einheitsstruktur (iii) ist ein metallisches oder nichtmetallisches Element,
R5, R6, R7 und R8 sind ausgewählt aus der Gruppe, die Wasserstoff, Alkyl, Aryl, (CH3)2CH-, (C6H5)2SiH-,
(CHj)3Si- oder deren Mischungen enthält, und je nach Valenz von M können einer oder mehrere der Substituenten
R5, R6, R7 und R8 fehlen.
2. Verfahren zur Herstellung eines SiC-Si3N4-Verbundsystems nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß das grüne Kompaktmaterial aus Siliciumpulver mit einer Teilchengröße von gleich oder weniger als
44 am und dem organischen Silikonpolymeren bei einer Temperatur von 1200 bis 18000C gebrannt wird,
wobei das Mischverhältnis des Siliciumpulvers zu dem Polymeren 90%-65% : 10%—35% beträgt.
Die Erfindung betrifft ein SiC-Si3N4-Verbundsystem für wärmebeständige keramische Materialien mit Kristallen
aus>SiC, A-Si3N4 undJi-Si3N4, wobei die 0-Si3N4- und die>Si3N4-Kristalle mit denjS-SiC-Kristallen eine
verwobene Textur ohne chemische Bindung bilden, und Mikroleerstellen zwischen demjß-SiC- und den a-Si.,N4-undjß-Si3N4-Kristallen
vorliegen, wobei das Gewichtsverhältnis von SiC zu Si3N4 im Bereich von 5%-20% zu
95%-80% liegt, und wobei das Verbundsystem hergestellt wird durch Brennen in einer Stickstoffgasatmosphäre
eines grünen Kompaktmaterials aus Siliciumpulver und einem organischen Silikonpolymeren, sowie ein Verfahren
zu dessen Herstellung.
Aus der DE-OS 26 50 083 ist ein Verfahren zum Herstellen von Werkstücken aus Siliciumnitrid bekannt, bei
welchem von Siliciumpulver und einem Siliconharz ausgegangen wird. Durch Einsatz des Siliconharzes wird
eine gute Formbarkeit der Rohlinge erreicht.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein gattungsgemäßes SiC-Si3N4-Verbundsystem zu schaffen,
welches sich durch hohe mechanische Festigkeit und eine hohe Widerstandsfestigkeit gegen thermischen
Schock auszeichnet.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch die kennzeichnenden Merkmale des Anspruchs 1.
Für das erfindungsgemäße Verbundsystem werden Siliciumpulver und organisches Siliconpolymeres als Ausgangsmaterialicn
verwendet, wodurch eine extrem hohe mechanische Festigkeit und ein hoher Widerstand
gegen thermischen Schock erreicht wenden.
Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines SiC-Si3N4-Verbundsystems mit den hohen Festig- S
keiten ist gekennzeichnet durch die Merkmale des Anspruchs 2.
Die Erfindung wird anhand der Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 die Veränderungen von Produkten, die aus dem organischen Siliciumpulver und den Siliconteilchen in
Form eines Kompaktmaterials mit steigender Temperatur erhalten werden (wobei die Temperatur auf die
Abszisse und die Produkte auf der Ordinate angegeben sind). Die Pfeile definieren den Synihesebereich des
jeweiligen Produktes, (a) zeigt das amorphe Material aus Si und C, das aus dem organischen Silikonpolymeren
durch thermische Zersetzung erzeugt wird, (b) das ./8-SiC, das auf (a) zurückgeht, (c) dasjff-SiC, das erneut durch
Umsetzung von Si-Teilchen mit einem Überschuß an Kohlenstoff erzeugt wird, welcher auf (a) zurückgeht, und
(d) das Si3N4, das durch Umsetzung von N2-Gas mit Siliciumteilchen erhalten wird, die nicht an (c) teilnehmen;
Fig. 2 Mikrophotographien von Rißoberflächen, die mit einem Elektronenabtastmikroskop aufgenommen is
worden sind. (A) ist das erfindungsgemäße Material gemäß Beispiel 4 und (B) ein reaktionsgesintertes Si3N4;
Fig. 3 ein zweidimensionales Modell der MikroStruktur von (A) gemäß Fig. 2, wobei (1) für Si3N4 steht,(l)ß-SiC
ist und (3) eine Pore darstellt; s
F i g. 4 den Unterschied in der Widerstandsfähigkeit gegenüber einer Oxidation des erfindungsgemäßen Materials
(A) gemäß Beispiel 5 im Vergleich zu einem herkömmlichen Produkt. Auf der Abszisse ist die Zeitspanne
in Stunden und auf der Ordinate die Gewichtszunahme infolge einer Oxidation (mg/cm2) aufgetragen. (B) stellt
heißverpreßtes Si3N4 mit Zusatz von AI2O3 und Y2Ü3 dar, und (C) reaktionsgesintertes Si3N4.
Es wurde festgestellt, daß die Wärmebehandlung des organischen Silikonpolymeren in der nichtoxidativen
Atmosphäre amorphes SiC-Material erzeugt, das weiter injS-SiC umgewandelt wird, welches freien Kohlenstoff
enthält.
Im Hinblick auf eine Energieeinsparung wurden verschiedene Teile von Wärmekraftmaschinen zur Verbesserung
des Wärmewirkungsgrades untersucht. In diesem Zusammenhang hat sich das Interesse von metallischen
Materialien abgewandt und sich wärmebeständigen Keramikmaterialien zugewandt, die einer hohen Temperatur
zu widerstehen vermögen. Von den in Frage kommenden nichtoxidischen Verbindungen sind Nitride (beispielsweise
Si3N4, Sialon und AlN) sowie Carbide (beispielsweise SiC) besonders interessant, da diese Materialien
stabil sind und eine hohe Festigkeit sowie Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmeschock bei Atmosphären
mit hoher Temperatur besitzen. Demgemäß wurden feuerfeste Materialien, die derartige Nitride oder Carbide
enthielten oder aus ihnen hergestellt wurden, eingehend untersucht.
Bei Untersuchungen mit dem Ziel, eine Mineralisierung des organischen Silikonpolymeren zur Herstellung
von keramischen Materialien durchzuführen, wurde die Erkenntnis gewonnen, daß dann, wenn SiC und Si3N4
durch Umsetzung in den vorstehend erwähnten keramischen Materialien erzeugt wurden, sie in dergleichen
Textur vorliegen, so daß die keramischen Materialien unter anderem auch eine bessere Widerstandsfähigkeit gegenüber
Wärmeschock sowie gegenüber einem Brechen infolge einer Wärmeermüdung als diejenigen keramischen
Materia'.ien besitzen, die nur eine der Komponenten enthalten. Man nimmt an, daß die Textur des keramischen
Körpers eine entscheidende Rolle zur Erzielung einer Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmeschock und
einem Brechen infolge einer thermischen Ermüdung spielt. In herkömmlicher Weise werden Si3N4- und SiC-Materialien
nach einem Heißpreßsinterverfahren, Normaldrucksinterverfahren oder durch Reaktionssintern
hergestellt, wobei diese Methoden den keramischen Materialien physikalisch-chemische Eigenschaften verleihen,
die für die jeweilige Methode spezifisch sind. Da Si3N4 und SiC eine schlechte ihnen innewohnende Selbstsinterungsfähigkeit
besitzen, ist es sehr schwer, die Flüssigphasensinterung des glasartigen Zweitphasendispersoids
unter Anwendung anderer Herstellungsmethoden als der Reaktionssintermethode zu vermeiden. Ist die
Menge des glasartigen Zweitphasendispersoids groß, dann läßt sich die Sinterung sehr leicht durchführen. Das
fertige Verbundsystem besitzt jedoch schlechtere physikalisch-chemische Eigenschaften bei hohen Temperaturen,
so daß es nicht als spezielles wärmewiderstandsfähiges Material oder als bei hohen Temperaturen verwendbares
Baumaterial verwendet werden kann. Zur Herabsetzung des glasartigen Zweitphasendispersoids wendet
man eine Entglasung und feste Lösung an. Beispielsweise hat sich in einer Anfangsstufe der Untersuchung von
Si3N4, MgO als wertvolles Bindemittel erwiesen. Jedoch wirkt MgO insgesamt als glasartige Disperso:dphase
zum Verbinden von Sb N4-Teilchen, wodurch eine hohe Verdichtung erzielt wird. Y2Q3, gegebenenfalls mit
AI2O3, vermag eine Entglasungsphase zu erzeugen, führt jedoch nicht dazu, daß die glasartige Dispersoidphase
völlig fehlt. Dies bedeutet mit anderen Worten, daß das auf diese Weise erhaltene hochdichte Si3N4 in unvermeidbarer
Weise mit dem Nachteil behaftet ist, daß die Festigkeit bei einer Temperatur oberhalb 800 bis 10000C
stark abTällt.
Eine Festigkeit bei hoher Temperatur, eine Umgebungsstabilität, eine Widerstandsfähigkeit gegenüber
Wärmespannung sowie ein Antikriechvermögen sind wesentliche Eigenschaften für spezielle wärmebeständige
Materialien sowie Hochtemperaturbaumaterialien. Was die keramischen Materialisn betrifft, so ist die
Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmespannungen die wichtigste Eigenschaft dieser Materialien. Im allgemeinen
lassen sich Wärmespannungen in die sich drastisch verändernde Spannung, welche beim schnellen
Erhitzen und Abkühlen festgestellt wird, und die wiederholte Spannung einordnen, die bei einerTemperaturvariation
auftritt. In metallischen Materialien, die bis zv einem gewissen Ausmaße plastisch sind, dient
die plastische Deformation zur Herabsetzung derartiger Spannungen, während keramische Materialien, insbesondere
in hohem Maße kovalente Materialien, keine derartige Funktion (plastische Deformation) wie im
Falle von Metallen mit einer Metallbindung ausüben, da die Art der chemischen Bindung grundlegend verschieden
ist. Daher sind die fertigen gebrannten Produkte (keramische Materialien) mit hoher Dichte,
welche eine kontinuierliche Bindung aufweisen, von einer sehr schlechten Widerstandsfähigkeit gegenüber
Wannespannungen.
Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, daß es möglich ist, derartigen brüchigen keramischen Materialien,
die gegenüber Wärmespannungen anfällig sind, durch eine Textursteuerung eine Pufferungswirkung zu verleihen.
Insbesondere ist es gelungen, in dergleichen Textur sowohl Si3N4 als auch SiC mit ausgezeichneten physikalisch-chemischen
Eigenschaften, wie die Hochtemperaturfestigkeit, Umgebungsstabilität und Widerstandsfähigkeit
gegenüber Abrieb trotz des geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten zu synthetisieren, wobei die
zwischen Si3N4 und SiC erzeugten Mikroleerstellen zum Absorbieren von Wärmespannungen verwendet werden.
Erfindungsgemäß wird eine Mischung aus Siliciumpulver und einem organischen Siliconpolymeren als
Ausgangsmaterial verformt und dann einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 800 bis 18000C in
einer Stickstoffgasatmosphäre oder einer gemischten Atmosphäre aus Stickstoff und Ammoniak unterzogen.
Infolge der Wärmebehandlung bildet sichj8-SiC aus dem organischen Silikonpolymeren sowie durch Umsetzung
des Siliciumpulvers mit dem freigesetzten Kohlenstoff. Darüber hinaus reagiert N2 mit Si unter Bildung
von 0Si3N,, und./S-Si3N4. Mikrokristalle (mit einem Durchmesser von weniger als einem Zehntel μΐη) aus SiC,
C-Si3N4 und ^S-Si3N4 liegen in Form einer miteinander verwobenen Textur ohne chemische Bindung und/oder in
Form einer festen Lösung dieser Lösungsbestandteile vor, wodurch Mikroleerstellen zwischen SiC und Si3N4
gebildet werden. Das fertige gebrannte Produkt, das auf diese Weise erhalten wird, besitzt daher eine miteinander
verwobene Textur aus SiC und Si3N4, wobei entsprechende Leerstellen dazwischen vorliegen.
Herkömmliche SiC-Si3N4-Verbundsysteme wurden beispielsweise durch Brennen einer Mischung aus SiIiciumpulver mit SiC-Pulver oder SiC-Fasern in einer Stickstoffgasatmosphäre bei einer Temperatur oberhalb 1200°C (Reaktionssintern) oder durch Sintern in einer Mischung aus Si3N4-PuIver und SiC-Pulver oder-Fasern mit einem Si3N4-Sinterungsmittel (beispielsweise MgO, Al2O3 oder Y2O3) bei einer Temperatur oberhalb ungefähr 16000C (Heißpreßsinterverfahren) oder durch Brennen einer Mischung aus Si3N4 und einem organischen Siliciumpolymeren in einer nichtoxidierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1000 und 18000C (JP-OS 1 54 816/1977 und JP-OS 28 309/1979) hergestellt.
Herkömmliche SiC-Si3N4-Verbundsysteme wurden beispielsweise durch Brennen einer Mischung aus SiIiciumpulver mit SiC-Pulver oder SiC-Fasern in einer Stickstoffgasatmosphäre bei einer Temperatur oberhalb 1200°C (Reaktionssintern) oder durch Sintern in einer Mischung aus Si3N4-PuIver und SiC-Pulver oder-Fasern mit einem Si3N4-Sinterungsmittel (beispielsweise MgO, Al2O3 oder Y2O3) bei einer Temperatur oberhalb ungefähr 16000C (Heißpreßsinterverfahren) oder durch Brennen einer Mischung aus Si3N4 und einem organischen Siliciumpolymeren in einer nichtoxidierenden Gasatmosphäre bei einer Temperatur zwischen 1000 und 18000C (JP-OS 1 54 816/1977 und JP-OS 28 309/1979) hergestellt.
Das erfindungsgemäße SiC-Si3N4-Verbundsystem unterscheidet sich grundlegend von herkömmlichen SiC-Si3N4-VerbundmateriaIien
im Hinblick darauf, daß SiC-Si3N4 eine miteinander verwobene Textur mit entsprechenden
Mikroleerstellen zum Absorbieren von Wärmespannungen aufweist. Dies bedeutet mit anderen Worten,
daß herkömmliche SiC-Si3N4-Verbund- oder Mischmaterialien keine derartige miteinander verwobene
Textur in den fertigen gebrannten Produkten aufwiesen, daß die Größe und Form von SiC und Si3N4 in dem Ausgangsmaterial
die fertige Struktur und Textur der gebrannten Produkte bestimmt.
Nachfolgend wird das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren unter Hinweis auf ein organisches Silikonpoiymeres
und Siliciumpulver aus Ausgangsmaterialien näher erläutert.
Wird ein grünes Kompaktmaterial aus einer Mischung aus dem organischen Silikonpolymeren und dem SiIiciumpulver in einer nitrierenden Gasatmosphäre gebrannt, dann geht das organische Silikonpolymere in erster Linie in eine Flüssigkeit mit einer geringen Viskosität bei einer relativ niedrigen Temperatur (ungefähr 3000C) über. Zu diesem Zeitpunkt entweichen die Substituenten R, -R8 in den Strukturen (i) bis (iv) des organischen Silikonpolymeren (Wasserstoff, Alkyl, Aryl, (CH3)JCH-, (QH5)2SiH-, (CHj)3Si- u. dgl.) als flüchtige Verbindungen, während die Skelett komponenten aus Kohlenstoff und Silicium amorph werden. Es beginnt sichjS-SiC ohne ein Kristallgitter bei etwa 8000C in einer Größenordnung von wenigen bis Hunderten von Molekülen aus amorphem Si und C zu bilden. Dies bedeutet mit anderen Worten, daß einige bis einige Hundert./7-SiC-MoIeküle verstreut in einer amorphen Mischung aus Si und C vorliegen, wobei die Mischung eine Überschußmenge an C aufweist. Bei einer Temperatur oberhalb 10000C wird die Erzeugung von./J-SiC weiter durch die Umsetzung von Siliciumpulver mit überschüssigem Kohlenstoff beschleunigt. Insbesondere reagieren die Siliciumteilchen in dem Kompaktrnateria! mit überschüssigem Kohlenstoff, der zuvor aus dem organischen Siiikonpoiymeren bei der thermischen Zersetzung gebildet worden ist, wodurchjff-SiC gebildet wird, das sich dann chemisch mit anfangs gebildetem jS-SiC in dem amorphen Material zwischen den Siliciumteilchen vorbindet. Oberhalb 12000C beginnen, währendj?-SiC durch thermische Zersetzung des Organosiliciumpulvers sowie durch Umsetzung von Siliciumteilchen mit überschüssigem Kohlenstoff gebildet wird, die Siliciumpulverteilchen, die nicht an der vorstehenden Reaktion mit überschüssigem Kohlenstoff teilnehmen, mit N2-GaS zur Gewinnung von Si3 N4 zu reagieren. Nach diesen Verfahren wird die Reaktionstemperatur auf einen Wert oberhalb des Schmelzpunks von Si angehoben, so daß keine Siliciummoleküle in nicht umgesetzter Form ohne Nitrierung in dem fertigen gebrannten Produkt zurückbleiben. Es ist jedoch daraufhinzuweisen, daß eine hohe Temperatur von mehr als 18000C eine Zersetzung von Si3N4 bedingt, wodurch die poröse Textur erhalten wird.
Wird ein grünes Kompaktmaterial aus einer Mischung aus dem organischen Silikonpolymeren und dem SiIiciumpulver in einer nitrierenden Gasatmosphäre gebrannt, dann geht das organische Silikonpolymere in erster Linie in eine Flüssigkeit mit einer geringen Viskosität bei einer relativ niedrigen Temperatur (ungefähr 3000C) über. Zu diesem Zeitpunkt entweichen die Substituenten R, -R8 in den Strukturen (i) bis (iv) des organischen Silikonpolymeren (Wasserstoff, Alkyl, Aryl, (CH3)JCH-, (QH5)2SiH-, (CHj)3Si- u. dgl.) als flüchtige Verbindungen, während die Skelett komponenten aus Kohlenstoff und Silicium amorph werden. Es beginnt sichjS-SiC ohne ein Kristallgitter bei etwa 8000C in einer Größenordnung von wenigen bis Hunderten von Molekülen aus amorphem Si und C zu bilden. Dies bedeutet mit anderen Worten, daß einige bis einige Hundert./7-SiC-MoIeküle verstreut in einer amorphen Mischung aus Si und C vorliegen, wobei die Mischung eine Überschußmenge an C aufweist. Bei einer Temperatur oberhalb 10000C wird die Erzeugung von./J-SiC weiter durch die Umsetzung von Siliciumpulver mit überschüssigem Kohlenstoff beschleunigt. Insbesondere reagieren die Siliciumteilchen in dem Kompaktrnateria! mit überschüssigem Kohlenstoff, der zuvor aus dem organischen Siiikonpoiymeren bei der thermischen Zersetzung gebildet worden ist, wodurchjff-SiC gebildet wird, das sich dann chemisch mit anfangs gebildetem jS-SiC in dem amorphen Material zwischen den Siliciumteilchen vorbindet. Oberhalb 12000C beginnen, währendj?-SiC durch thermische Zersetzung des Organosiliciumpulvers sowie durch Umsetzung von Siliciumteilchen mit überschüssigem Kohlenstoff gebildet wird, die Siliciumpulverteilchen, die nicht an der vorstehenden Reaktion mit überschüssigem Kohlenstoff teilnehmen, mit N2-GaS zur Gewinnung von Si3 N4 zu reagieren. Nach diesen Verfahren wird die Reaktionstemperatur auf einen Wert oberhalb des Schmelzpunks von Si angehoben, so daß keine Siliciummoleküle in nicht umgesetzter Form ohne Nitrierung in dem fertigen gebrannten Produkt zurückbleiben. Es ist jedoch daraufhinzuweisen, daß eine hohe Temperatur von mehr als 18000C eine Zersetzung von Si3N4 bedingt, wodurch die poröse Textur erhalten wird.
In der Fig. 1 sind die vorstehend beschriebenen Reaktionsprozesse zusammengefaßt. In der Fig. 1 wird die
Umwandlung der Produkte aus dem grünen Kompaktmaterial, das aus der Mischung aus dem organischen Silikonpolymeren
und den Siliciumteilchen hergestellt worden ist, mit zunehmender Reaktionstemperatur dargestellt
(wobei die Reaktionstemperatur auf der Abszisse und die Reaktionsprodukte auf der Ordinate aufgezeichnet
sind). Die Pfeile definieren den Temperaturbereich, in welchem das jeweils angegebene Produkt erzeugt
wird. Der Bereich wird durch Röntgenbeugung ermittelt, (a) ist das amorphe Material aus Silicium und Kohlenstoff,
das aus dem organischen Silikonpolymeren durch thermische Zersetzung gebildet wird, (b) ist das^S-SiC,
das auf (a) zurückgeht, (c) ist neuesjff-SiC, das durch Umsetzung der Siliciumteilchen in dem kompakten Material
mit überschüssigem Kohlenstoff von (a) gebildet wird, und (d) ist Si5N4, das durch Umsetzung von N2-GaS
mit den Siliciumteilchen, die nicht an der Reaktion (c) teilnehmen, erhalten werden.
Bei der Durchführung der vorstehend zusammengefaßten Reaktionsprozesse werden die Siliciumteilchen an
ihrer Oberfläche von überschüssigem Kohlenstoff angegriffen, der aus dem organischen Silikonpolymeren aus
der Reaktionsstufe (c) gemäß Fig. 1 stammt, wobei sie ihre ursprüngliche Form verlieren und eine chemische
Bindung mit (a) und (b) gemäß Fig. 1 eingehen../?-SiC von (a) - (c) und amorphes SiC-Material durchdringen
dreidimensional den Raum zwischen den Siliciumteilchen in dem kompakten Material und bilden eine chemische
Bindung mit diesen Teilchen. In der Stufe (d) werden die nichtumgesetzten Siliciumteilchen unter
Gewinnung von Si3N4 nitriert, welches die zwischenverwebte Textur mit./?-SiC ohne chemische Verknüpfung
bildet. Dies wurde experimentell bestätigt.
Das SiC-Si3N4-Mischmaterial, das nach den vorstehend beschriebenen Methoden erhalten wird, enthält
nicht die oxidative glasartige Dispersoidphase, welche im Falle von bei Atmosphärendruck oder unter Heißverpressen
hergestellten gesinterten Si3N4-Kompaktmaterialien festgestellt wird und der Hauptgrund für die verminderte
Festigkeit bei hoher Temperatur ist. Im Vergleich zu herkömmlichen SiC-Si3N4-Verbund- oder
Mischmateriaiien, die weitgehend durch die Teilchengröße, die Form und das Vermischen der Ausgangsmaterialien
bestimmt werden, zeigen die speziellen wärmewiderstandsfähigen keramischen Materialien gemäß vorliegender
Erfindung eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit und Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmeschock
und brechen infolge einer wärmebedingten Ermüdung.
Die Vorteile des erfindungsgemäßen SiC-Si3N4-Verbundsystems gemäß vorliegender Erfindung gehen aus
den folgenden Beispielen hervor.
Ein gemischtes organisches Silikonpolymeres mit den Struktureinheiten (i) und (ii) sowie 99,3% reines SiIiciumpul
ver (Teilchengröße <44 μτη) werden in den in der Tabelle I angegebenen Mischverhältnissen vermischt
in der nachfolgend beschriebenen Weise gebrannt. Eine Tetrahydrofuranlösung des organischen Siliconpolymeren
sowie des Siliciumpulvers (Teilchengröße <44 μηι) werden 5 Stunden in einer Mühle aus gehärtetem rostfreien
Stahl vermischt. Nachdem das Tetrahydrofuran abgedampft worden ist, wird die Mischung zu einer rechtwinkligen
Platte mit einer Abmessung von 20 X 20 X 80 mm unter einem Formdruck von 78,5 N/mm2 kompaktiert.
Das kompakte Material wird auf 15000C in einer Stickstoffgasatmosphäre mit einer Heizgeschwindigkeit
von 100°C/h erhitzt und 10 Stunden auf der vorstehend beschriebenen Temperatur gehalten. Die gebrannte
Platte wird allmählich in dem Ofen abgekühlt und dann physikalisch-chemischen Messungen unterzogen. In der
Tabelle I sind die Ergebnisse der Messungen zusammengefaßt, während der Tabelle II die quantitativen Verhältnisse
der gebildeten Phasen zu entnehmen sind. Die Ergebnisse in der Tabelle II werden aus der Eichkurve
errechnet, die unter Einsatz von Crystobaryt als Standardmaterial durch Röntgenbeugung hergestellt worden
ist. Da der stärkste Peak vonjS-SiC (d = 0,251 nm) am wenigsten zwischen den Peaks von a-SiO3N4 undj8-Si3N4
reproduzierbar ist, wird ein Peak von d = 0,154 nm für die Messung verwendet.
Tabelle I | Organisches Silikonpoly meres |
Schütt dichte |
Offene Porosität |
Biegefestigkeit*) | 35 | 1 |
Probe Silicium- Nr. pulver |
Gew.-% | % | [MPa] | 40 | I | |
Gew.-% | 5 | 2,49 | 19,2 | 294 | i | |
1 95 | 10 | 2,54 | 16,7 | 278 | 4; SV |
|
2 90 | 20 | 2,64 | 13,4 | 269 | 45 | fei >:> |
3 80 | 35 | 2,73 | 7,9 | 287 |
j-l;
Si |
|
4 65 | 40 | 2,23 | 26,2 | nicht meßbar**) | I | |
5 60 | Bemerkung: *) Die Biegefestigkeit wird bei einem Einspannabstand von 30 mm unter Verwendung einer ausgeschnittenen Probe mit einer Abmessung von 5 X 5 X 50 mm ermittelt. **) Da eine große Menge an flüchtigem Produkt aus dem organischen Silikonpolymeren austritt, ist die gebrannte Platte stark porös und deformiert. |
50 | ||||
i S 1 I |
Tabelle II | Silicium- pulver Gew.-% |
Organisches Silikonpoly meres Gew.-% |
jS-SiC Gew.-% |
JS-Si3N4 Gew.-% |
C-Si3N4 Gew.-% |
Si Gew.-% |
60 |
I
i |
Probe Nr. |
95 90 |
5 10 |
2,7 5,1 |
70,0 63,2 |
24,8 30,1 |
weniger als 0,5 weniger als 0,5 |
65 | ii |
1 2 |
||||||||
Fortsetzung
Probe Silicium- Organisches j8-SiC JS-Si3N4 C-Si3N4 Si
Nr. pulver Silikonpoly-
meres
Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-V.
80 65 60
20 35 40
59,5
46,7
15,1
46,7
15,1
27,3
29,8
54,2
29,8
54,2
weniger als 0,5 1,2 7,3
Bei Einsatz des vorstehend definierten organischen Silikonpolymeren liegt die obere Grenze seines Gehaltes
in der Masse bei 35 Gew.-%. Dies bedeutet mit anderen Worten, daß die Erzeugung von jS-SiC unterhalb
20,5 Gew.-% gehalten werden sollte, da sonst das fertige gebrannte Produkt deformiert ist.
Die in den Tabellen I und II angegebenen gebrannten Produkte Nr. 1 bis 4 werden auf ihre Widerstandsfähigkeit
gegenüber Wärmeschock in der nachfolgend beschriebenen Weise getestet. Eine rechtwinklige Probe mit
einer Abmessung von 5 x 10 X 30 mm wird ausgeschnitten und dann bei 12000C 20 min in einem Stickstoffgasstrom
in einem elektrischen Umlaufofen gehalten. Durch Neigen des Ofens wird die heiße Probe abrupt in fließendem
Wasser abgekühlt. Nach einem 10 Minuten dauernden Abkühlen in laufendem Wasser wird die Platte
getrocknet und mit verschiedenen Farbstoffen zum Aufspüren von Rissen bestrichen. Die vorstehend beschriebene
Wärmebehandlung wird solange wiederholt, bis ein Riß in der Probe festzustellen ist. Die Widerstandsfähigkeit
gegenüber Wärmeschock wird anhand der Anzahl der Wiederholungen der Wärmebehandlungen beurteilt,
die für das Auftreten von Rissen notwendig ist. Die Ergebnisse des Tests gehen aus der Tabelle III hervor.
Im Vergleich zu dem erfindungsgemäßen Verbundmaterial werden herkömmliche Materialien in ähnlicher
Weise einem Wärmeschocktest unterzogen, und zwar (a) reaktionsgesintertes Si3N4, (b) reaktionsgesintertes
SiC, (c) reaktionsgesintertes SiC mit gebundenem Si3N4, (d) heißverpreßtes Si3N4 mit zugesetztem MgO und (e)
heißverpreßtes SiC unter Zugabe von B2O3. Die Tabelle IV zeigt die Testergebnisse.
35 Tabelle III
Probe Nr. (erfindungsgemäßes Produkt) 1 2 3 4
40 Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmeschock
(Anzahl der Wiederholungen der Wärmebehandlung)
28
39
Erfindungs gemäßes Produkt (Nr. 3) |
a | b | C | d |
12,9 | 21,3 | 18,2 | 12,3 | 1,7 |
27,6 | 194 | 120 | 153 | 490 |
260 | 197 | 128 | 140 | 271 |
35 | 5 | 8 | 10 | 3 |
Offene Porosität (%) 12,9 21,3 18,2 12,3 1,7 3,2
Biegefestigkeit (Zimmer- 27,6 194 120 153 490 366
55 temperatur [MPa]
Reißmodul (14000C) [MPa] 260 197 128 140 271 207
Widerstandsfähigkeit gegen- 35 5 8 10 3 4
über Wärmeschock (Anzahl 60 der Wiederholungen der Wärmebehandlung)
Diese Ergebnisse zeigen, daß eine Bildung vonjß-SiC in dem gebrannten fertigen Produkt unterhalb 5 Gew.-%
(Probe Nr. 1) eine schlechte Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmeschock bedingt.
Die günstige Wirkung vonjß-SiC in dem gebrannten fertigen Produkt beginnt bei 5 Gew.-% aufzutreten und
endet bei einer oberen Grenze von 20 Gew.%, wie aus Beispiel 1 hervorgeht. Der klare Vorteil des erfindungsgemäßen
Produkts gegenüber herkömmlichen Si3N4-, SiC- und SiC-Si3N4-Verbundmaterialien geht aus einer
ungefähr dreifachen Zunahme der Widerstandsfähigkeit gegenüber Wärmeschock hervor.
Das Produkt gemäß vorliegender Erfindung (Probe Nr. 3) sowie Vergleichsmaterialien (a) - (e), die in Beispiel
2 zusammengefaßt sind, werden auf ihre Widerstandsfähigkeit gegenüber Riß infolge einer Wärmeermüdung in
der beschriebenen Weise getestet. Eine rechtwinklige Platte mit einer Abmessung von 5 x 5 x 50 mm wird aus
dem fertigen gebrannten Produkt ausgeschnitten, worauf die 1%-Biegefestigkeit unter Verwendung eines Kopfes
(/·= 1 mm) ermittelt wird, der sich in der Mitte der in einem Abstand von 30 mm eingespannten Platte befindet.
Die gesamte Biegung wird auf 10 μτη begrenzt und die Probeplatte pulsiert, während der Kopf der resultierenden
Verschiebung folgt. Der vorstehend beschriebene Test wird in einem Ofen durchgeführt, der auf 13000C gehalten
wird. Die Testplatte wird mit einer Geschwindigkeit von 30 Pulsationen/Sekunde pulsiert. Die Tabelle V
zeigt die Anzahl der Pulsationen bis die Probeplatte gebrochen ist oder nicht mehr dem Testkopf zu folgen vermag.
Erfindungsgemäßes a b c de
Produkt (Probe Nr. 3)
2-4XlO4 6-8 x 10s 2-15XlO5
Anzahl der für mehr als
eine Fraktur 4 x 107
erforderlichen
Pulsationen
Pulsationen
Bemerkungen nicht brechbar gebrochen gebrochen gebrochen nicht vergleichbar
infolge einer großen
Deformation
Deformation
Die Überlegenheit des erfindungsgemäßen Materials gegenüber herkömmlichen Si3N4-, SiC- und SiC-Si3N4-Verbundsystemen
geht deutlich aus der gesteigerten Widerstandsfähigkeit gegenüber Bruch infolge einer Warmeermüdung
hervor.
Das erfindungsgemäße Material (Probe Nr. 3) gemäß Beispiel 2 wird zur Herstellung eines rohrförmigen
gebrannten Gegenstandes (Außendurchmesser 150 mm, Dicke 5 mm, Länge 550 mm) durch Extrusionsverformung
verwendet. Zu Vergleichszwecken werden rohrförmige gebrannte Gegenstände mit der gleichen Größe
unter Einsatz von (a) reaktionsgesintertem Si3N4, (b) reaktionsgesintertem Si3N4 hergestellt. Die inneren Oberflächen
der Rohre werden einem Test zur Ermittlung der Widerstandsfähigkeit gegenüber wiederholtem Erhitzen
unterzogen. Unter Einsatz eines Sauerstoff/Propan-Brenners, der sich an einem Ende des rohrförmigen
gebrannten Gegenstandes befindet, wird die Flamme, die sich durch das Rohr erstreckt, in der Weise eingestellt,
daß die Temperatur der Flamme ein Maximum in der Mitte des Rohres erreicht. Die maximale Temperatur wird
mit einem Pyrometer zu 1480 bis 15300C ermittelt. Nachdem die Flamme 5 min in dem Rohr gebrannt hat, wird
der Brenner entfernt und der rohrförmige gebrannte Testgegenstand 5 min abkühlen gelassen. Die vorstehend
beschriebene Wärmebehandlung wird solange wiederholt, bis ein Riß auf der Testoberfläche zu erkennen ist.
Die Anzahl der Wiederholungen der Wärmebehandlung wird aufgezeichnet. Der Tabelle Vl sind die Ergebnisse
zu entnehmen.
Erfindungsgemäßes Produkt (Probe Nr. 3) |
a | b | 82 | C | 73 |
380 | 85 | i 105 |
I 121 |
||
I mehr als 410 |
I 98 |
Anzahl der Wiederholungen der Wärmebehandlung, die zur Rißerzeugung
erforderlich ist
Die ausgezeichneten Eigenschaften des erfindungsgemäßen Produktes gehen aus der Tabelle VI hervor. Der
fertige gebrannte Gegenstand gemäß vorliegender Erfindung bildet keine Risse nach wiederholten Wärmebehandlungen
während einer Zeitspanne von 3 Tagen, während die Vergleichsprodukte deutliche Risse zeigen.
Daraus geht hervor, daß im Vergleich zu herkömmlichen Si3N4-, SiC- und SiC-Si3N4-Verbundsystemen das
neue erfindungsgemäße Material, das auf ein organisches Silikonpolymeres und Siliciumpulver zurückgeht,
eine merklich verbesserte Widerstandsfähigkeit gegenüber einem Wärmeschock und einem Brechen infolge
einer Wärmeermüdung zeigt.
Diese verbesserten Eigenschaften des erfindungsgemäßen Produktes lassen sich auf die verwebte Mikrostruktur
oder die komplizierte Textur von Si3N4 (hergestellt aus Siliciumpulver durch Nitrierung) mit jS-SiC (hergestellt
aus dem organischen Silikonpolymeren durch thermische Zersetzung und erzeugt durch Umsetzung
von Siliciumteilchen jnit überschüssigem Kohlenstoff, der auf das Polymere zurückgeht) zurückführen.
s Die F i g. 2 zeigt mikroskopische Aufnahmen der Rißoberflächen des erfindungsgemäßen Materials (A) und von reaktionsgesintertem Si3N4 (B), wobei diese Aufnahmen mit einem Elektronenabtastmikroskop ermittelt worden sind. Wie aus der MikroStruktur des erfindungsgemäßen Materials hervorgeht, sind die Si3N4-Kristalle vonjS-SiC umgeben, das aus dem organischen Silikonpolymeren erzeugt worden ist, sowie vonjS-SiC, das durch Umsetzung von Siliciumteilchen mit überschüssigem Kohlenstoff erzeugt worden ist, der auf das Polymere zu- s
s Die F i g. 2 zeigt mikroskopische Aufnahmen der Rißoberflächen des erfindungsgemäßen Materials (A) und von reaktionsgesintertem Si3N4 (B), wobei diese Aufnahmen mit einem Elektronenabtastmikroskop ermittelt worden sind. Wie aus der MikroStruktur des erfindungsgemäßen Materials hervorgeht, sind die Si3N4-Kristalle vonjS-SiC umgeben, das aus dem organischen Silikonpolymeren erzeugt worden ist, sowie vonjS-SiC, das durch Umsetzung von Siliciumteilchen mit überschüssigem Kohlenstoff erzeugt worden ist, der auf das Polymere zu- s
rückgeht, wobei sehr komplizierte miteinander verwobene Muster aus jS-SiC unter Si3N4-Kristallen erzeugt wer- |;
den. Im Gegensatz dazu zeigt reaktionsgesintertes Si3N4 scharfe Kristalle aus Si3N4 ohne eine dazwischenlie- ^
gende Füllung. |S
Fi g. 3 ist ein zweidimensionales Modell der MikroStruktur von (A) der mikroskopischen Aufnahme gemäß s§
Fig. 2. In Fig. 3 haben die Symbole die folgenden Bedeutungen: BjJ-Sic; OSi3N4-KristaHe oder Mikroagglo- if
merate; D Poren. ;
DajS-SiC und Si3N4 miteinander verwoben sind, ohne daß dabei eine chemische Bindung auf der Oberfläche *.
ihres Kontakts in dem Mikrokristallbereich vorliegt, werden in notwendiger Weise Mikroleerstellen gebildet, die \i
eine Dimensionswirkung zur Absorption von Wärmespannungen liefern.
Das erfindungsgemäße Material wird auf seine Widerstandsfähigkeit gegenüber einer Oxidation in der nachfolgend
beschriebenen Weise getestet. Der Test wird bei 14000C während 200 Stunden in einem Strom aus trokkenem
Sauerstoff in einem elektrischen Umlaufofen durchgeführt. Eine Probeplatte mit einer Abmessung von
5 x 5 x 20 mm wird ausgeschnitten und mit einer Diamantteilchenpaste (0 5 μΐη) poliert. Die Oberfläche wird
mit einem Mikrometer gemessen. Zur Bestimmung der Widerstandsfähigkeit gegenüber Oxidation wird die
Gewichtszunahme auf einer Einheitsfläche (1 cm2) zuerst fünfmal während der ersten 60 Stunden (alle 12 Stunden)
und dann einmal alle 24 Stunden gemessen. Die Probeplatte ruht auf einer Messerkante aus kompaktem
Aluminiumoxid. Die Testergebnisse gehen aus der F i g. 4 hervor, gemäß welcher die Ordinate die Gewichtszu- '
nähme auf der Einheitsfläche (mg/cm2) und die Abszisse die Zeitspanne in Stunden wiedergibt, während A das
erfindungsgemäße Material ist, B heißverpreßtes Si3N4 mit Zusatz von Al2O3 und Y2O3 (offene Porosität 1,4%)
bedeutet, und C reaktionsgesintertes Si3N4 (offene Porosität 22,7%) ist.
Im Vergleich zu heißverpreßtem Si3N4 mit Zusatz von Al2O3 und Y2O3 zeigt das erfindungsgemäße Material
eine ungefähr zweimal höhere Widerstandsfähigkeit gegenüber Oxidation.
Wie vorstehend ausführlich beschrieben worden ist, wird durch die Erfindung ein SiC-Si3N4-Verbundsystem
für spezielle wärmebeständige keramische Materialien mit einer verbesserten Widerstandsfähigkeit gegenüber
Wärmeschock und Bruch infolge einer Wärmeermüdung und hoher Widerstandsfähigkeit gegenüber Oxidation
geschaffen, und zwar durch Nitrierung eines geformten Gegenstandes aus einem organischen Silikonpolymeren
und Siliciumpulver als Ausgangsmaterialien. Diese verbesserten Eigenschaften sind auf die neue MikroStruktur
aus miteinander verwobenem SiC und Si3N4 in dem Mikrokristallbereich (Durchmesser weniger als V|0 μΐη) der
geeignete Mikroleerstellen für eine Absorption von Wärmespannungen aufweist, zurückzuführen. Diese Eigenschaften
wurden bisher im Falle von herkömmlichen SiC-Si3N4-Verbundmaterialien nicht beobachtet.
Da erfindungsgemäß ein Reaktionssintern angewendet wird, kann man auf vier Verformungsmethoden zurückgreifen,
beispielsweise auf ein Extrusionsverformen, Injektionsverformen, Gießverformen, isostatisches
Preßverformen sowie ein Verformen in einer Formpresse. Die herstellbaren Endprodukte können jede Form
aufweisen. Die Erfindung ist in breitem Umfange zur Herstellung von speziellen wärmewiderstandsfähigen
Materialien und hochtemperaturfesten Baumaterialien anwendbar. Ferner kann die Nitrierungsmethode in verschiedene
Stufen zur leichteren mechanischen Verarbeitung, beispielsweise zum Gewindeschneiden, aufgeteilt
werden, so daß Endprodukte mit komplizierten Formen hergestellt werden können.
Die verbesserte Festigkeit des erfindungsgemäßen Materials läßt sich mit Vorteil dadurch ausnützen, daß
dieses Material als Ersatz für HochtemperaturmeUillteile in Automobilmotorteilen, Wärmeaustauscherrohren,
Turbinenteilen, Kühlrohren, Futtermaterialien sowie Stützmaterialien verwendet wird. Die ausgezeichnete
Widerstandsfähigkeit des erfindungsgemäßen Materials gegenüber Wärmeschock und Brechen infolge einer
Wärmeermüdung kann in wirksamer Weise in verschiedenen industriellen Gebieten ausgenutzt werden, beispielsweise
zur Herstellung von keramischen Materialien, auf dem Gebiet der Atomenergie, der Chemie, der industriellen
Chemie sowie der Stahlherstellung.
Hierzu 3 Blatt Zeichnungen
Claims (1)
1. SiC-Si3N4-Verbundsystem für wärmebeständige keramische Materialien mit Kristallen aus
0-Si3N4 und JS-Si3N4, wobei die U-Si3N4- und dieje-Si3N4-Kristalle mit denjff-SiC-Kristaüen eine verwobene Textur ohne chemische Bindung bilden, und Mikroleerstellen zwischen dem jS-SiO und den a-SijN.,- und _/?-Si3N4-Kristallen vorliegen, wobei das Gewichtsverhältnis von SiC zu Si3N4 im Bereich von 5%-20% zu 95%-80% liegt, und wobei das Verbundsystem hergestellt wird durch Brennen in einer StickstolTgasatmosphäre eines grünen Kompaktmaterials aus Siliciumpulver und einem organischen Silikonpolymeren, dadurch gekennzeichnet, daß das Silikonpolymere Einheitsstrukturen und deren Mischungen aus der Gruppe aufweist:
0-Si3N4 und JS-Si3N4, wobei die U-Si3N4- und dieje-Si3N4-Kristalle mit denjff-SiC-Kristaüen eine verwobene Textur ohne chemische Bindung bilden, und Mikroleerstellen zwischen dem jS-SiO und den a-SijN.,- und _/?-Si3N4-Kristallen vorliegen, wobei das Gewichtsverhältnis von SiC zu Si3N4 im Bereich von 5%-20% zu 95%-80% liegt, und wobei das Verbundsystem hergestellt wird durch Brennen in einer StickstolTgasatmosphäre eines grünen Kompaktmaterials aus Siliciumpulver und einem organischen Silikonpolymeren, dadurch gekennzeichnet, daß das Silikonpolymere Einheitsstrukturen und deren Mischungen aus der Gruppe aufweist:
*1 Ri^
I I
si —C
(i)
R1
R2
:.i
« j
(H)
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