Die Erfindung betrifft homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper,
die z. B. für bzw. als Lagerteile, abriebbeständige Teile und
sich reibend bewegende Teile geeignet sind, und Verfahren zu
ihrer Herstellung.
Siliciumnitrid-Sinterkörper sind bisher durch Verfahren wie
die folgenden hergestellt worden:
Zu Beginn wird ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterial mit einem
Sinterhilfsmittel vermischt und nach dem Pulverisieren durch
ein Sieb hindurchgehen gelassen, das im allgemeinen eine lichte
Maschenweite von 44 µm hat, um Verunreinigungen wie z. B.
Bruchstücke von Pebbles bzw. Kugeln, die während des Pulverisierens
verwendet wurden, zu entfernen. Die gesiebte Ausgangsmaterialmischung
wird dann granuliert und gealtert oder mit
Wasser versetzt, um ihren Wassergehalt einzustellen. Nach weiterem
Sieben wird die Mischung durch Formpressen oder isostatisches
Kaltpressen geformt und dann bei einer festgelegten
Temperatur gebrannt, wodurch Sinterkörper erhalten werden.
Bei üblichen Verfahren zur Herstellung von Siliciumnitrid-Sinterkörpern,
wie sie vorstehend erwähnt wurden, ist jedoch weder
eine Entfernung von groben Körnern, die nach dem Pulverisieren
zurückbleiben, und von Verunreinigungen, die in dem Ausgangsmaterial
enthalten sind, noch eine gleichmäßige Verteilung
des Wassergehalts in dem granulierten Pulver ganz zuverlässig
durchgeführt worden, so daß die folgenden Probleme, die
einer Lösung bedürfen, auftreten: D. h., bei den üblichen Verfahren
kommt es vor, daß die groben Körner und die Verunreinigungen,
die in dem Ausgangsmaterial enthalten sind, in die
geformten Körper eingemischt werden oder daß sich der Wassergehalt
des granulierten Pulvers ändert. Das Einmischen der groben
Körner und der Verunreinigungen, die in dem Ausgangsmaterial
enthalten sind, oder die Änderung des Wassergehalts verursacht
einen ungleichmäßigen Kornzerfall, was zu Nachteilen wie
z. B. zur Bildung von Poren, die nach dem Sintern in den geformten
Körpern zurückbleiben, oder zum Wachstum einer kristallinen
Phase, die in der Korngrenze mehr als einen bestimmten Anteil
einnimmt, führt, so daß homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper
nicht erhalten werden können.
Besonders im Fall der Anwendung auf Lagerteile, abriebbeständige
Teile oder sich reibend bewegende Teile wird die Lebensdauer
bzw. Haltbarkeit dieser Teile durch den Anteil der kristallinen
Phase in der Korngrenze in hohem Maße beeinflußt, so
daß es erforderlich ist, Sinterkörper herzustellen, die eine
kristalline Phase enthalten, deren Anteil in der Korngrenze einen
bestimmten Wert nicht überschreitet, damit die erhaltenen
Sinterkörper eine höhere Haltbarkeit haben als bekannte Sinterkörper.
Im Fall der Anwendung für u. a. Lagerteile ist bekannt,
daß es wichtig ist, dafür zu sorgen, daß ihre Werkstoffe Dauerhaltbarkeit
bei der Wälzprüfung zeigen. Infolgedessen ist es
zur Verbesserung der Dauerhaltbarkeit bei der Wälzprüfung notwendig,
einen Werkstoff zu entwickeln, der homogen ist und eine
hohe Festigkeit bzw. Zähigkeit hat.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, Siliciumnitrid-Sinterkörper,
die homogen sind und eine hohe Festigkeit bzw. Zähigkeit
haben, bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird durch einen homogenen Siliciumnitrid-Sinterkörper
gelöst, der eine kristalline Korngrenzenphase in einem
Volumenaneil von höchstens 50% der gesamten Korngrenzenphase
enthält, Poren mit einem maximalen Porendurchmesser von höchstens
10 µm aufweist und eine relative Porenfläche von höchstens
0,5% hat.
Eine besondere Ausgestaltung der Erfindung besteht in einem
Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers,
bei dem ein Ausgansmaterial für Siliciumnitrid und ein Sinterhilfsmittel
vermischt, pulverisiert, granuliert, dann geformt
und nachfolgend gebrannt werden, wobei zur Herstellung eines
homogenen Siliciumnitrid-Sinterkörpers das Abkühlen von einer
Brenntemperatur auf 1000°C mit einer mindestens 30°C/min betragenden
Temperatursenkungsgeschwindigkeit durchgeführt wird.
Eine weitere besondere Ausgestaltung der Erfindung besteht in
einem Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers,
bei dem ein Ausgangsmaterial für Siliciumnitrid und ein
Sinterhilfsmittel vermischt, pulverisiert, granuliert, dann geformt
und nachfolgend gebrannt werden, wobei zur Herstellung
eines homogenen Siliciumnitrid-Sinterkörpers ein Siliciumnitrid,
das mindestens 90% α-Siliciumnitrid enthält und einen
mittleren Korndurchmesser von höchstens 1 µm hat, als Ausgangsmaterial
und ein Sinterhilfsmittel mit einem mittleren Korndurchmesser
von höchstens 1 µm verwendet werden und das granulierte
Pulver einmal zwangsgetrocknet wird und dann vor dem
Formen nötigenfalls mit Wasser versetzt wird.
Die Erfindung wird nachstehend näher erläutert.
Im Rahmen der Erfindung wurden der maximale Porendurchmesser
und die relative Porenfläche durch Betrachtung einer hochglanzpolierten
Oberfläche des Sinterkörpers mit einem optischen Mikroskop
bei 400facher Vergrößerung ermittelt. Der maximale Porendurchmesser
ist der größte Porendurchmesser, der bei 1000
gemessenen Poren gemessen wird. Andererseits wurde die gesamte
Porenfläche erhalten, indem alle Flächen von 1000 tatsächlich
gemessenen Poren zusammengezählt wurden, und die relative Porenfläche
wurde ermittelt, indem die gesamte Porenfläche durch
die Gesamtfläche des für die Messung erforderlichen Gesichtsfeldes
geteilt wurde.
Ferner wurde der Anteil (A; %) der kristallinen Korngrenzenphase
an der gesamten Korngrenzenphase in einem Sinterkörper durch
die folgenden Gleichungen ermittelt:
worin
V₁: Flächenanteil (%) der Korngrenzenphase, erhalten aus einer
mikrophotographischen Aufnahme einer Feinstruktur, die auf
einer geätzten, hochglanzpolierten Oberfläche des Sinterkörpers
gezeigt wird, worin die Korngrenzenphase von Si₃N₄
unterscheidbar ist (wobei hier der Flächenanteil zum Definieren
des Volumenanteils angewandt wird, weil der Flächenanteil
in einem Querschnitt des Sinterkörpers als dem Volumenanteil
annähernd gleich angesehen werden kann) und
Anmerkung:
*) Wenn die maximale Peakhöhe der Korngrenze wegen
Überlappung mit dem Peak von Si₃N₄ nicht
identifizierbar ist, wird ein Wert angewandt,
der aus der Peakhöhe von I/I₁ = K (wobei K
so nahe wie möglich bei 100 liegt), die mit
100/K multipliziert wird, erhalten wird.
Andererseits wird der Anteil (B) der kristallinen Korngrenzenphase
an der kristallinen Siliciumnitridphase gemäß der folgenden
Gleichung berechnet:
worin
I α (102): Peakhöhe von α-Si₃N₄ (102),
I α (210): Peakhöhe von α-Si₃N₄ (210),
I β (101): Peakhöhe von β-Si₃N₄ (101) und
I β (210): Peakhöhe von β-Si₃N₄ (210).]
In dem erfindungsgemäßen homogenen Siliciumnitrid-Sinterkörper
beträgt der Volumenanteil der kristallinen Korngrenzenphase
an der gesamten Korngrenzenphase höchstens 50%, vorzugsweise
höchstens 30% und insbesondere höchstens 10%. Wenn der Anteil
der kristallinen Korngrenzenphase 50% überschreitet, hat
der Sinterkörper eine inhomogene Feinstruktur, was beispielsweise
zur Verschlechterung der Abriebfestigkeit und der Dauerhaltbarkeit
bei der Wälzprüfung führt.
Ferner wird bevorzugt, daß der Anteil dieser kristallinen Korngrenzenphase
an der kristallinen Siliciumnitridphase höchstens
5% und insbesondere höchstens 2% beträgt.
Des weiteren hat der erfindungsgemäße Sinterkörper einen maximalen
Porendurchmesser von höchstens 10 µm, vorzugsweise höchstens
6 µm und insbesondere höchstens 4 µm. Ferner hat der erfindungsgemäße
Sinterkörper eine relative Porenfläche von höchstens
0,5%, vorzugsweise höchstens 0,3% und insbesondere
höchstens 0,1%. Wenn der maximale Porendurchmesser des Sinterkörpers
10 µm und die relative Porenfläche 0,5% überschreitet,
verschlechtern sich mechanische Eigenschaften wie die Festigkeit
bzw. Zähigkeit und die Härte, was dazu führt, daß z. B.
auch eine Verschlechterung der Abriebfestigkeit und der Dauerhaltbarkeit
bei der Wälzprüfung eintritt.
Außerdem enthält der erfindungsgemäße Siliciumnitrid-Sinterkörper
als Sinterhilfsmittel mindestens ein Oxid, das aus Seltenerdmetalloxiden,
ZrO₂, Erdalkalimetalloxiden und Al₂O₃ und vorzugsweise
aus Y₂O₃, ZrO₂ und MgO ausgewählt ist. Je eine Art
dieser Sinterhilfsmittel ist in einer Menge von vorzugsweise
0,1 bis 10 Masse-% und insbesondere von 0,5 bis 5 Masse-% enthalten,
und die Gesamtmenge aller enthaltenen Sinterhilfsmittel
beträgt vorzugsweise 0,5 bis 20 Masse-% und insbesondere 1 bis
15 Masse-%.
Unter dem vorstehend erwähnten Ausdruck "eine Art" ist eine
Oxidart zu verstehen, die aus den vier Oxidarten Seltenerdmetalloxide,
ZrO₂, Erdalkalimetalloxide und Al₂O₃ ausgewählt ist.
Im Fall der Seltenerdmetalloxide und der Erdalkalimetalloxide
kann die eine Art mehr als eine Verbindung umfassen, wobei jedoch
bevorzugt wird, daß die Gesamtmenge, in der die zu einer
Art gehörenden Verbindungen enthalten sind, 0,1 bis 10 Masse-%
beträgt.
Ferner ist die Korrosionsbeständigkeit gegenüber Säuren und/
oder Alkalien verbessert, wenn die Gesamtmenge 1 bis 5 Masse-%
beträgt, so daß eine solche Gesamtmenge in dem Fall, daß Korrosionsbeständigkeit
erforderlich ist, bevorzugt wird.
Übrigens sind die vorstehend angegebenen Gehaltswerte in dem
Fall, daß die Oxide durch eine Reaktion während des Sinterns
in Nitride umgewandelt werden, auf die Oxide umgerechnete Werte.
Wenn der Gehalt des Sinterhilfsmittels unter dem vorstehend erwähnten
Bereich liegt, ist die Verdichtungswirkung auf das Siliciumnitrid
zu gering, während der Anteil der Korngrenzenphase
in so hohem Maße zunimmt, daß eine Neigung zur Beeinträchtigung
der Siliciumnitrid innewohnenden Eigenschaften besteht,
wenn die Gesamtmenge 20 Masse-% überschreitet.
Als die vorstehend erwähnten Seltenerdmetalloxide werden beispielsweise
La₂O₃, CeO₂, Y₂O₃ und Yb₂O₇ verwendet. als Erdalkalimetalloxide
werden beispielsweise MgO und SrO verwendet.
Homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper mit einer Zusammensetzung
und mit Eigenschaften, wie sie vorstehend erwähnt wurden, können
durch ein Verfahren hergestellt werden, bei dem das granulierte
Ausgangsmaterialpulver vorzugsweise einmal zwangsgetrocknet,
nötigenfalls mit Wasser versetzt, geformt, nachfolgend
gebrannt und dann von der Brenntemperatur auf 1000°C mit
einer Temperatursenkungsgeschwindigkeit von mindestens 30°C/
min abgekühlt wird. (Dieses Verfahren wird nachstehend zur Vereinfachung
als erstes Herstellungsverfahren bezeichnet.) D. h.,
das wichtigste Merkmal dieses ersten Herstellungsverfahrens besteht
darin, daß die Temperatursenkungsgeschwindigkeit nach
dem Brennen bei einem festgelegten Wert oder darüber gehalten
wird.
Die Temperatursenkungsgeschwindigkeit nach dem Brennen beträgt
mindestens 30°C/min, vorzugsweise mindestens 50°C/min und insbesondere
mindestens 80°C/min.
Wenn die Temperatursenkungsgeschwindigkeit weniger als 30°C/
min beträgt, neigt die kristalline Korngrenzenphase dazu, sich
während des Abkühlens auszuscheiden, was zu einer inhomogenen
Feinstruktur führt.
Wenn der Schritt des Brennens aus einer Vorbrennstufe unter
normalem Druck und einer nachfolgenden Brennstufe unter isostatischem
Heißpressen besteht, wird durch einen Abkühlungsvorgang,
der entweder bei der Vorbrennstufe oder bei der nachfolgenden
Brennstufe mit einer mindestens 30°C/min betragenden
Temperatursenkungsgeschwindigkeit durchgeführt wird, eine Ausscheidung
der kristallinen Korngrenzenphase im wesentlichen
verhindert, was dazu führt, daß Sinterkörper mit einer homogenen
Feinstruktur erhalten werden. Wenn der Abkühlungsvorgang
mit einer mindestens 30°C/min betragenden Temperatursenkungsgeschwindigkeit
alternativ sowohl bei der Vorbrennstufe als
auch bei der nachfolgenden Brennstufe durchgeführt wird, können
im Vergleich zu dem Fall, daß ein solcher Abkühlungsvorgang
nur bei einer der Brennstufen durchgeführt wird, noch bessere
Ergebnisse erhalten werden.
Ferner wird es bevorzugt, das zwangsgetrocknete granulierte
Pulver gegebenenfalls mit Wasser zu versetzen, um Unterschiede
im Wassergehalt zwischen den Körnchen zu beseitigen, wodurch
gleichmäßige Körnchen erhältlich sind.
Wie vorstehend beschrieben wurde, folgt bei dem erfindungsgemäßen
Verfahren der Schritt des Brennens dem Schritt des Formens.
Bei dem Schritt des Brennens gibt es zwei Arten: das Brennen,
das unter normalem Druck durchgeführt wird, und die zweistufige
Brennbehandlung, die aus einer Vorbrennstufe unter normalem
Druck und einer nachfolgenden Brennstufe unter isostatischem
Heißpressen besteht. Im Fall dieser zweistufigen Brennbehandlung
kann es sich bei der Vorbrennstufe entweder um ein Vorbrennen
oder um ein Einkapseln (ein Verfahren der Behandlung
in Kapseln) von geformten Körpern handeln. Bei der Vorbrennstufe
werden die geformten Körper bei 1400 bis 1600°C, vorzugsweise
unter Stickstoffatmosphäre bei normalem Druck, vorgebrannt.
Wenn die Brenntemperatur unter 1400°C liegt, verschwinden
offene Poren auch nach dem Brennen nicht, so daß
auch nach der isostatischen Heißpreßbehandlung keine dichten
Sinterkörper erhalten werden können. Andererseits geht eine
Zersetzungsreaktion von Siliciumnitrid vonstatten, wenn die
Brenntemperatur über 1600°C liegt, so daß homogene Sinterkörper,
die eine hohe Dichte und Festigkeit haben, auch nach der
isostatischen Heißpreßbehandlung nicht erhalten werden.
Bei dem Verfahren der Behandlung in Kapseln werden die geformten
Körper nach dem Evakuieren in Glaskapseln, die als Hauptbestandteil
vorzugsweise SiO₂ enthalten, eingekapselt oder in
Glaspulver eingebettet, das durch Erhitzen während des Brennens
geschmolzen wird, um die geformten Körper einzukapseln.
Glas wird als Werkstoff für die Kapseln wegen seiner ausgezeichneten
Verformbarkeit und wegen seines hohen Abdichtungsvermögens
während des isostatischen Heißpressens bevorzugt.
Wenn das Verfahren der Behandlung in Kapseln durchgeführt wird,
werden das Einkapseln der geformten Körper und das isostatische
Heißpressen nacheinander im allgemeinen in demselben Sinterofen
durchgeführt.
Nachdem diese Vorbrennbehandlungen durchgeführt worden sind,
wird eine isostatische Heißpreßbehandlung bei 1500 bis 1900°C
unter einer Stickstoffatmosphäre mit einem Druck von vorzugsweise
20,3 bis 172,3 MPa durchgeführt.
Ferner können homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper mit Eigenschaften,
wie sie vorstehend erwähnt wurden, im Rahmen der Erfindung
auch hergestellt werden, indem als Ausgangsmaterial
ein Siliciumnitrid, das mindestens 90% α-Siliciumnitrid (α-
Si₃N₄) enthält und einen mittleren Korndurchmesser von höchstens
1 µm hat, und ein Sinterhilfsmittel mit einem mittleren
Korndurchmesser von höchstens 1 µm verwendet werden, das granulierte
Ausgangsmaterialpulver einmal zwangsgetrocknet wird,
dann nötigenfalls mit Wasser versetzt wird und geformt und anschließend
gebrannt wird. (Dieses Verfahren wird nachstehend
zur Vereinfachung als zweites Herstellungsverfahren bezeichnet.)
Bei dem zweiten Herstellungsverfahren haben das Siliciumnitrid-
Ausgangsmaterial und das Sinterhilfsmittel, die zu verwenden
sind, einen mittleren Korndurchmesser von höchstens 1 µm, vorzugsweise
höchstens 0,8 µm und insbesondere höchstens 0,6 µm.
Wenn der mittlere Korndurchmesser 1 µm überschreitet, wird eine
ungleichmäßige Reaktion des Siliciumnitrids und des Sinterhilfsmittels
herbeigeführt und neigt die kristalline Korngrenzenphase
dazu, sich während des Abkühlens auszuscheiden, was
zu einer inhomogenen Feinstruktur führt.
Ferner ist bekannt, daß in Siliciumnitrid zwei Arten von Kristallstrukturen,
d. h., eine α-Phase und eine β-Phase, vorhanden
sind. In diesem Fall wird vorzugsweise ein Siliciumnitrid-
Ausgangsmaterial verwendet, das mindestens 90% α-Siliciumnitrid
enthält, damit ein Si₃N₄-Sinterkörper erhalten wird, der
eine hohe Festigkeit, Dichte und Härte hat.
Ferner wird das Brennen im Fall des zweiten Herstellungsverfahrens
in der vorstehend beschriebenen Weise durchgeführt, d. h.,
unter normalem Druck oder durch die Vorbrennstufe unter normalem
Druck und die nachfolgende isostatische Heißpreßbehandlung.
Diese isostatische Heißpreßbehandlung wird bei 1500 bis 1900°C,
vorzugsweise unter einer Stickstoffatmosphäre mit einem Druck
von 20,3 bis 152,0 MPa durchgeführt.
Bei dem ersten und dem zweiten Herstellungsverfahren wird als
Sinterhilfsmittel, das mit dem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterial
zu vermischen ist, mindestens ein Oxid verwendet, das aus Seltenerdmetalloxiden,
ZrO₂, Erdalkalimetalloxiden und Al₂O₃ ausgewählt
ist. Je eine Art dieser Sinterhilfsmittel wird in einer
Menge von 0,1 bis 10 Masse-% und vorzugsweise von 0,5 bis 5
Masse-% verwendet, und die Gesamtmenge aller verwendeten Sinterhilfsmittel
beträgt 0,5 bis 20 Masse-% und vorzugsweise 1 bis
15 Masse-%. Unter dem vorstehend erwähnten Ausdruck "eine Art"
ist, wie es vorstehend erwähnt wurde, eine Oxidart zu verstehen,
die aus den vier Oxidarten Seltenerdmetalloxide, ZrO₂,
Erdalkalimetalloxide und Al₂O₃ ausgewählt ist. Im Fall der Seltenerdmetalloxide
und der Erdalkalimetalloxide kann die eine
Art mehr als eine Verbindung umfassen, wobei jedoch bevorzugt
wird, daß die Gesamtmenge, in der die zu einer Art gehörenden
Verbindungen verwendet werden, 0,1 bis 10 Masse-% beträgt.
Übrigens sind die vorstehend angegebenen Gehaltswerte in dem
Fall, daß ein Salz verwendet wird, das durch Erhitzen in ein
Oxid umgewandelt wird, auf die Oxide umgerechnete Werte.
Die vorstehend erwähnten Sinterhilfsmittel werden vorzugsweise
als Kombination von Y₂O₃ und ZrO₂ mit einem Erdalkalimetalloxid,
vorzugsweise mit MgO, verwendet.
Das ZrO₂ kann durch Abrieb von ZrO₂-Pebbles bzw. -Kugeln oder
in Form von ZrO₂-Pulver oder eines Zr-Salzes (zur Erzeugung
von ZrO₂ beim Erhitzen) zugesetzt werden. Der Zusatz des ZrO₂
in Form von ZrO₂-Pulver oder eines Zr-Salzes (zur Erzeugung
von ZrO₂ beim Erhitzen) wird vor dem Zusatz durch Abrieb von
ZrO₂-Pebbles bevorzugt, weil in diesem Fall eine gleichmäßigere
Dispergierung des ZrO₂ erzielt werden kann, um eine homogene
Struktur zu erhalten.
Von den vorstehend erwähnten Sinterhilfsmitteln werden vorzugsweise
La₂O₃, CeO₂ und Y₂O₃ als Seltenerdmetalloxid und MgO und
SrO als Erdalkalimetalloxid verwendet.
Durch das erste oder das zweite Herstellungsverfahren, die vorstehend
beschrieben wurden, können homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper
hergestellt werden, die die vorstehend erläuterten
Eigenschaften haben.
Bevorzugte Ausführungsformen der vorstehend erläuterten Erfindung
werden wie folgt zusammengefaßt:
- (a) Der erfindungsgemäße homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper,
bei dem der Volumenanteil der kristallinen Korngrenzenphase
höchstens 30% beträgt.
- (b) Der erfindungsgemäße homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper,
der von mindestens einem Oxid, das aus den vier Oxidarten Seltenerdmetalloxide,
ZrO₂, Erdalkalimetalloxide und Al₂O₃ ausgewählt
ist, je eine Art 0,1 bis 10 Masse-% und insgesamt 0,5 bis
20 Masse-% enthält.
- (c) Der erfindungsgemäße homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper,
der Y₂O₃, ZrO₂ und MgO enthält.
- (d) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem das granulierte
Pulver einmal zwangsgetrocknet, dann nötigenfalls mit Wasser
versetzt, geformt und dann gebrannt wird.
- (e) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem der Schritt des
Brennens unter normalem Druck durchgeführt wird.
- (f) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem der Schritt des
Brennens aus einer Vorbrennstufe unter normalem Druck und einer
nachfolgenden Brennstufe unter isostatischem Heißpressen
besteht und das Abkühlen bei der Vorbrennstufe und/oder bei
der nachfolgenden Brennstufe mit einer mindestens 30°C/min betragenden
Temperatursenkungsgeschwindigkeit durchgeführt wird.
- (g) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem die Temperatursenkungsgeschwindigkeit
bei der Vorbrennstufe und bei der nachfolgenden
Brennstufe mindestens 50°C/min beträgt.
- (h) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem als Sinterhilfsmittel
mindestens ein Oxid, das aus den vier Oxidarten Seltenerdmetalloxide,
ZrO₂, Erdalkalimetalloxide und Al₂O₃ ausgewählt
ist, in einer Menge von 0,1 bis 10 Masse-% je eine Art und in
einer Gesamtmenge von 0,5 bis 20 Masse-% verwendet wird.
- (i) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem das ZrO₂ durch Abrieb
von ZrO₂-Pebbles bzw. -Kugeln oder in Form von ZrO₂-Pulver
zugesetzt wird.
- (j) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem als Sinterhilfsmittel
Y₂O₃, ZrO₂ und MgO verwendet werden.
- (k) Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines homogenen
Siliciumnitrid-Sinterkörpers, bei dem das Brennen unter
isostatischem Heißpressen durchgeführt wird.
Die Erfindung wird durch die nachstehenden Beispiele näher erläutert.
Beispiele 1 bis 4; Vergleichsbeispiele 1 und 2
100 Masseteilen eines α-Siliciumnitrid-Pulvers mit einem mittleren
Korndurchmesser von 0,4 µm wurden 5 Masse-% Y₂O₃, 3 Masse-%
Al₂O₃ und 100 Masseteile Wasser zugesetzt. Die Mischung
wurde 5 h lang in einer Schwingmühle unter Anwendung von ZrO₂-
Pebbles mit einem Durchmesser von 5 mm pulverisiert und vermischt.
Durch Abrieb der Pebbles wurden 2 Masse-% ZrO₂ beigemischt.
Nachdem die vermischte und pulverisierte Aufschlämmung
durch ein JIS-Standardsieb mit einer lichten Maschenweite von
32 µm hindurchgehen gelassen worden war, wurden 2 Masse-% Polyvinylalkohol
(PVA) und 0,5 Masse-% Stearinsäure als Hilfsmittel
für das Sprühtrocknen beigemischt. Ein granuliertes Pulver mit
einem mittleren Korndurchmesser von 80 µm und einem Wassergehalt
von 1 Masse-% wurde erhalten, indem ein Sprühtrocknen
durchgeführt wurde. Nachdem das granulierte Pulver unter Anwendung
eines isothermen Trockners 24 h lang bei 80°C getrocknet
und dann durch ein JIS-Standardsieb mit einer lichten Maschenweite
von 149 µm hindurchgehen gelassen worden war, wurde es
mit einer isostatischen Kaltpresse unter einem Druck von 24,5
kN/cm² geformt, und es wurde ein geformter Körper mit einem
Durchmesser von 30 mm und einer Länge von 100 mm erhalten. Der
geformte Körper wurde dann 2 h lang bei einer Temperatur von
500°C entfettet. Nachdem der entfettete geformte Körper in einer
Stickstoffgasatmosphäre 1 h lang bei 1700 bis 1750°C gehalten
worden war, wurde die Temperatur jeweils mit einer Temperatursenkungsgeschwindigkeit,
wie sie in der nachstehenden Tabelle
1 gezeigt ist, gesenkt, wodurch ein Sinterkörper erhalten
wurde. Bei dem erhaltenen Sinterkörper wurden der Anteil
der kristallinen Korngrenzenphase an der kristallinen Siliciumnitridphase,
der Volumenanteil der kristallinen Korngrenzenphase
an der gesamten Korngrenzenphase, der maximale Porendurchmesser
und die relative Porenfläche in Übereinstimmung mit den
vorstehend erwähnten Verfahren ermittelt. Die ermittelten Werte
sind in Tabelle 1 gezeigt. Aus dem Sinterkörper wurden Stäbe
mit einem Durchmesser von 15 mm und einer Länge von 15 mm
ausgeschnitten. Nach Polieren mit einem Diamantschleifstein
(#140) wurden die Stäbe einer Prüfung der Verschleißfestigkeit
unter Anwendung einer Kugelmühle unterzogen, wobei die nachstehend
angegebenen Prüfbedingungen angewandt wurden: Es wurde
ein Aluminiumoxidbehälter verwendet, der einen Innendurchmesser
von 120 mm hatte. Es wurden 150 U/min durchgeführt. Durch
Vermischen von Silicumcarbidpulver (#100) und Wasser im Masseverhältnis
1 : 1 wurde eine Aufschlämmung hergestellt, und der
Behälter wurde zur Hälfte mit der Aufschlämmung gefüllt. In
diesen Behälter wurden fünf der auf die vorstehend beschriebene
Weise hergestellten stabförmigen Sinterkörper mit einem
Durchmesser von 15 mm und einer Länge von 15 mm eingelegt, und
die Prüfung der Verschleißfestigkeit wurde 24 h lang durchgeführt.
Die Abriebmenge wurde aus dem Unterschied der Masse und
der Größe vor und nach der Prüfung ermittelt.
Wie aus Tabelle 1 ersichtlich ist, wurde gezeigt, daß der Volumenanteil
der kristallinen Korngrenzenphase an der gesamten
Korngrenzenphase 50% überschreitet und die Abriebmenge in beträchtlichem
Maße zunimmt, wenn die Temperatursenkungsgeschwindigkeit
beim Schritt des Brennens weniger als 30°C/min beträgt.
Beispiele 5 bis 10; Vergleichsbeispiele 3 bis 5
100 Masseteilen eines α-Siliciumnitrid-Pulvers mit einem mittleren
Korndurchmesser von 0,5 µm wurden 8 Masse-% Y₂O₃, 4 Masse-%
MgO und 100 Masseteile Wasser zugesetzt. Die Mischung wurde
3 h lang in einer Reibmühle unter Anwendung von ZrO₂-Pebbles
mit einem Durchmesser von 5 mm pulverisiert und vermischt.
Durch Abrieb der Pebbles wurden 1 Masse-% ZrO₂ beigemischt. Nachdem
die vermischte und pulverisierte Aufschlämmung durch ein
Sieb mit einer lichten Maschenweite von 20 µm hindurchgehen gelassen
worden war, wurden 2 Masse-% PVA zugesetzt, und dann wurde
unter Anwendung eines Sprühtrockners ein granuliertes Pulver
hergestellt. Nachdem das granulierte Pulver unter Anwendung
eines isothermen Trockners 24 h lang bei einer Temperatur,
die jeweils in der nachstehenden Tabelle 2 gezeigt ist, zwangsgetrocknet
und mit 3 Masse-% versetzt worden war, wurde
es durch ein Sieb mit einer lichten Maschenweite von 325 µm
hindurchgehen gelassen. Das erhaltene granulierte Pulver wurde
mit einer isostatischen Kaltpresse unter einem Druck von 49,0
kN/cm² geformt, und es wurde ein geformter Körper mit einem
Durchmesser von 65 mm und einer Länge von 50 mm erhalten. Der
geformte Körper wurde dann 3 h lang bei einer Temperatur von
500°C entfettet. Nachdem der entfettete geformte Körper 5 h
lang bei 1500°C vorgebrannt worden war, wurde die Temperatur
jeweils mit einer Temperatursenkungsgeschwindigkeit, wie sie
in der nachstehenden Tabelle 2 gezeigt ist, gesenkt, und dann
wurde 1 h lang ein isostatisches Heißpressen (HIP) bei 1700°C
unter einem Druck von 101,3 MPa durchgeführt, worauf eine Abkühlung
jeweils mit einer Temperatursenkungsgeschwindigkeit,
wie sie in der nachstehenden Tabelle 2 gezeigt ist, durchgeführt
wurde.
Bei dem erhaltenen Sinterkörper wurden wie in Beispiel 1 der
Anteil der kristallinen Korngrenzenphase an der kristallinen
Siliciumnitridphase, der Volumenanteil der kristallinen Korngrenzenphase
an der gesamten Korngrenzenphase, der maximale Porendurchmesser
und die relative Porenfläche gemessen.
Aus dem Sinterkörper wurden Scheiben mit einem Durchmesser von
50 mm und einer Dicke von 10 mm ausgeschnitten. Nach Hochglanzpolieren
wurde unter Anwendung eines 6-Kugel-Druck- bzw. Axiallager-Prüfgeräts
mit einer Hertzschen Pressung von 5,88 kN/mm²
eine Wälzprüfung zur Ermittlung der Dauerhaltbarkeit durchgeführt.
Die erhaltenen Ergebnisse sind auch in Tabelle 2 gezeigt.
Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, nimmt der Volumenanteil
der kristallinen Korngrenzenphase an der gesamten Korngrenzenphase
einen unter 50% liegenden Wert an und wird im
Vergleich zu dem Fall, daß die Temperatursenkungsgeschwindigkeit
bei der Vorbrennstufe und bei der HIP-Brennstufe weniger
als 30°C/min beträgt, eine längere Dauerhaltbarkeit bei der
Wälzprüfung erhalten, wenn die Temperatursenkungsgeschwindigkeit
bei der Vorbrennstufe oder bei der HIP-Brennstufe mindestens
30°C/min beträgt.
Beispiele 11 bis 14; Vergleichsbeispiele 6 und 7
100 Masseteilen eines Siliciumnitrid-Pulvers, das mindestens
95% α-Siliciumnitrid enthielt und einen mittleren Korndurchmesser
von 0,4 µm hatte, wurden 6 Masse-% Y₂O₃ mit einem mittleren
Korndurchmesser von 1,0 µm oder 0,4 µm, 4 Masse-% SrO mit
einem mittleren Korndurchmesser von 0,7 µm, 1,5 Masse-% ZrO₂
mit einem mittleren Korndurchmesser von 0,9 µm oder 0,5 µm und
100 Masseteile Wasser zugesetzt. Die Mischung wurde 1 h lang
in einer Reibmühle pulverisiert und vermischt. Zum Vergleich
wurde unter denselben Zusatz- und Pulverisierbedingungen wie
vorstehend angegeben eine Aufschlämmung hergestellt, wobei jedoch
Y₂O₃ mit einem mittleren Korndurchmesser von 2,0 µm und
ZrO₂ mit einem mittleren Korndurchmesser von 1,5 µm verwendet
wurden. Diese durch Vermischen erhaltenen Mischungen wurden in
derselben Weise wie in Beispiel 2 behandelt, wobei jedoch 24 h
lang eine Zwangstrocknung bei 100°C durchgeführt wurde. Das erhaltene
granulierte Pulver wurde mit einer isostatischen Kaltpresse
unter einem Druck von 68,6 kN/cm² geformt, und es wurde
ein geformter Körper mit einem Durchmesser von 65 mm und einer
Länge von 50 mm erhalten. Der geformte Körper wurde dann
3 h lang bei einer Temperatur von 500°C entfettet. Nachdem der
entfettete geformte Körper 3 h lang bei 1500°C vorgebrannt worden
war, wurde die Temperatur mit einer Temperatursenkungsgeschwindigkeit
von 15°C/min auf 1000°C gesenkt, und dann wurde
eine natürliche Abkühlung (Selbstkühlung) auf Raumtemperatur
vonstatten gehen gelassen. Dann wurde 1 h lang ein isostatisches
Heißpressen bei 1650°C unter einem Druck von 152,0 MPa
durchgeführt, worauf eine Abkühlung auf 1000°C mit einer Temperatursenkungsgeschwindigkeit
von 15°C/min durchgeführt und
dann eine Selbstkühlung auf Raumtemperatur vonstatten gehen
gelassen wurde. Bei dem erhaltenen Sinterkörper wurden wie in
Beispiel 2 der Anteil der kristallinen Korngrenzenphase an der
kristallinen Siliciumnitridphase, der Volumenanteil der kristallinen
Korngrenzenphase an der gesamten Korngrenzenphase,
der maximale Porendurchmesser und die relative Porenfläche gemessen.
Das Ergebnis ist in der nachstehenden Tabelle 3 gezeigt.
Tabelle 3 zeigt, daß eine lange Dauerhaltbarkeit bei
der Wälzprüfung erhalten wurde, wenn Sinterhilfsmittel mit einem
mittleren Korndurchmesser von höchstens 1 µm verwendet wurden.
Beispiele 15 und 16; Vergleichsbeispiel 8
100 Masseteile eines α-Siliciumnitrid-Pulvers mit einem mittleren
Korndurchmesser von 0,5 µm wurden 0,3 Masse-% SrO, 1,0
Masse-% MgO, 1,5 Masse-% CeO₂ und 100 Masseteile Wasser zugesetzt.
Die Mischung wurde 3 h lang in einer Reibmühle unter Anwendung
von Si₃N₄-Pebbles pulverisiert und vermischt, um eine
Aufschlämmung (Probe A) herzustellen.
Ferner wurden 100 Masseteilen desselben Siliciumnitrid-Pulvers
wie vorstehend erwähnt 0,1 Masse-% SrO, 0,1 Masse-% MgO, 3,0 Masse-%
CeO₂ und 100 Masseteile Wasser zugesetzt. Die Mischung wurde
5 h lang in einer Reibmühle unter Anwendung von ZrO₂-Pebbles
mit einem Durchmesser von 5 mm pulverisiert und vermischt,
wobei durch Abrieb der Pebbles 1,8 Masse-% ZrO₂ beigemischt wurden.
Auf diese Weise wurde eine weitere Aufschlämmung (Probe B)
hergestellt.
Nachdem diese Aufschlämmungen durch ein Sieb mit einer lichten
Maschenweite von 25 µm hindurchgehen gelassen worden waren,
wurden 2 Masse-% PVA und 0,2 Masse-% Stearinsäure als Hilfsmittel
für das Sprühtrocknen beigemischt. Granulierte Pulver wurden
erhalten, indem ein Sprühtrocknen durchgeführt wurde. Diese
granulierten Pulver wurden unter einem Druck von 9,8 kN/cm²
formgepreßt, um Kugeln mit einem Durchmessser von 20 mm herzustellen.
Zur Vorbereitung dieser Kugeln auf ihre HIP-Behandlung
in Kapseln wurden die Kugeln am Anfang unter Vakuum auf
500°C erhitzt, um Bindemittel zu entfernen, und dann mit Glaspulver
derart in Hüllen eingebracht, daß die Kugeln in das
Glaspulver eingebettet waren. Es wurden zwei Arten von Hüllen,
eine, die die Proben A und B enthielt, und eine andere, die
nur die Probe B enthielt, bereitgestellt. Wenn die Hülle, die
die Proben A und B enthielt, verwendet wurde, wurde zum Unter-
Druck-Setzen und zum Erhitzen (zum Schmelzen des Glases) 2 h
lang eine HIP-Behandlung bei 1600°C unter einem Druck von 4,9
kN/cm² durchgeführt. Dann wurde die Temperatur mit einer Geschwindigkeit
von 100°C/min auf 1000°C gesenkt, worauf eine natürliche
Abkühlung auf Raumtemperatur vonstatten gehen gelassen
wurde.
Wenn alternativ die Hülle, die nur die Probe B enthielt, verwendet
wurde, wurde 2 h lang dieselbe HIP-Behandlung wie vorstehend
beschrieben bei 1600°C durchgeführt; jedoch wurde die
Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min auf 1000°C
gesenkt, worauf eine natürliche Abkühlung auf Raumtemperatur
vonstatten gehen gelassen wurde.
Bei den erhaltenen Sinterkörpern wurden der Anteil der kristallinen
Korngrenzenphase an der kristallinen Siliciumnitridphase,
der Volumenanteil der kristallinen Korngrenzenphase an der gesamten
Korngrenzenphase, der maximale Porendurchmesser und die
relative Porenfläche gemessen. Das Ergebnis ist in der nachstehenden
Tabelle 4 gezeigt.
Ferner zeigte sich, daß die Probe B, die mit einer Geschwindigkeit
von 100°C/min abgekühlt worden war, anscheinend homogen
war, während auf der Probe B, die mit einer Geschwindigkeit
von 10°C/min abgekühlt worden war, Fleckenmuster beobachtet
wurden. Als Ergebnis einer Feinfokus-Röntgenbeugungsanalyse
stellte sich heraus, daß die fleckigen Bereiche im Vergleich
zu den nicht fleckigen Bereichen in hohem Maße kristallisiert
hatten. Die Anteile der kristallinen Korngrenzenphase an der
kristallinen Siliciumnitridphase und die Volumenanteile der
kristallinen Korngrenzenphase an der gesamten Korngrenzenphase,
die in Tabelle 4 gezeigt sind, stellen jeweils Mittelwerte der
gesamten Probe dar.
Mit den erhaltenen Kugeln wurde in derselben Weise wie die
Verschleißfestigkeitsprüfung von Beispiel 1, wobei jedoch anstelle
des Wassers 15%ige HCl verwendet wurde, eine Verschleißfestigkeits-
und Korrosionsbeständigkeitsprüfung unter Anwendung
einer Kugelmühle durchgeführt. Die Abriebmenge wurde aus
dem Unterschied der Masse und der Größe vor und nach der Prüfung
ermittelt. Wie aus Tabelle 4 ersichtlich ist, zeigt die
mit einer niedrigeren Temperatursenkungsgeschwindigkeit abgekühlte
Probe eine größere Abriebmenge und hat die Probe, der
Sinterhilfsmittel in einer so geringen Menge wie 2,8 Masse-% zugesetzt
worden sind, eine gute Verschleißfestigkeit und eine
gute Korrosionsbeständigkeit.
Wie vorstehend erläutert und gezeigt wurde, können gemäß der
Erfindung homogene Siliciumnitrid-Sinterkörper erhalten werden,
die einen geringen maximalen Porendurchmesser und eine niedrige
relative Porenfläche haben und ausgezeichnete Eigenschaften
wie z. B. Abriebbeständigkeit bzw. Verschleißfestigkeit und Dauerhaltbarkeit
bei der Wälzprüfung zeigen. Die erfindungsgemäßen
Siliciumnitrid-Sinterkörper können infolgedessen sehr wirksam
z. B. als abriebbeständige Teile und sich reibend bewegende
Teile sowie als Lagerteile angewandt werden.