DE3902528C2 - - Google Patents

Description

Siliciumcarbid (SiC) zeichnet sich neben seiner hohen Festigkeit und Härte in Kombination mit einer niedrigen Dichte (3,21 g/ccm), einem niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten sowie einer guten Wärmeleitfähigkeit aus. Diese Eigenschaften werden nur von wenigen Materialien übertroffen.

Die hohe Härte erklärt sich aus der festen, kovalenten Bindung zwischen den Silicium- und Kohlenstoffatomen. Diese Bindungen im Siliciumcarbid sind auch Ursache für die hohe Wärmeleitfähigkeit, den hohen Elastizitätsmodul, die relativ geringe thermische Ausdehnung und die hohe chemische Beständigkeit.

Härtere Stoffe als Siliciumcarbid wie Diamant, kubisches Bornitrid oder Borcarbid können in sauerstoffreicher Umgebung nur bei relativ niedrigen Temperaturen angewandt werden. Bei Temperaturen oberhalb 800°C werden diese strukturell instabil bzw. aufgrund ihrer schlechten Oxydationsbeständigkeit unbrauchbar.

Das strukturell bis zu hohen Temperaturen stabile Siliciumcarbid ist wie alle nichtoxydischen Stoffe zunächst ebenfalls nicht besonders oxydationsbeständig. Bei der Oxydation bildet sich eine SiO₂-Schicht, welche aber weitergehend die Oberfläche für weitere Oxydationen passiviert.

Siliciumcarbid besitzt somit die stofflichen Voraussetzungen als universeller Konstruktionswerkstoff für Formkörper, die für Bearbeitungszwecke, bei tribologischen Beanspruchungen, in chemisch aggressiven Medien, bei hohen Temperaturen und bei hohen Temperaturwechselbeanspruchungen verwendet werden können.

Beispielsweise wird Siliciumcarbid als Werkstoff für Verbrennungsrohre, Wärmetauschervorrichtungen oder Raketendüsen eingesetzt. Wegen der Störstellenleitfähigkeit des Siliciumcarbids findet es in der Elektrotechnik und Elektronik Anwendung.

Wegen des hohen kovalenten Bindungsanteils ist die Sinteraktivität von Siliciumcarbid gering. Es ist bekannt, daß sich reines Siliciumcarbid auch unter Anwendung von Druck in einem sogenannten Drucksinterverfahren nicht bis zur theoretischen Dichte von 100% verdichten läßt. Aus diesen Gründen sind bereits verschiedene Zusätze als Sinteradditive bekanntgeworden, die in Abhängigkeit von dem jeweilig angewendeten Verfahren zu mäßig dichten bis dichten Formkörpern führen.

Die hohe Dichte allein ist jedoch nicht ausschlaggebendes Kriterium für eine hohe Heißbiegefestigkeit (Warmfestigkeit) des betreffenden Formkörpers.

Man versteht darunter, daß eine hohe mechanische Festigkeit, zu deren Charakterisierung die Biegebruchfestigkeit dient, auch bei hohen Temperaturen, d. h. bis zu etwa 1600°C unverändert erhalten bleibt. Eine hohe Warmfestigkeit ist aber insbesondere für die Verwendung der Formkörper als Werkstoffe im Hochtemperatur- Maschinenbau beispielsweise für Heißgasturbinen von entscheidender Bedeutung.

Eines der ältesten bekannten Verfahren zur Herstellung von dichten Siliciumcarbidformkörpern beruht auf der sogenannten Reaktionssinterung (SiSiC), bei dem Siliciumcarbidpulver mit Kohlenstoff kalt gepreßt wird. Dieser Formkörper wird anschließend mit metallischem Silicium infiltriert. Dabei reagiert dieses Silicium mit dem vorhandenen freien Kohlenstoff zu sekundärem Siliciumcarbid. Die Restporen werden mit überschüssigem freien Silicium ausgefüllt. Die so erhaltenen Sinterkörper weisen zwar eine sehr hohe Dichte auf (quasi porenfrei), aber enthalten auch freies Silicium, was wiederum oberhalb 1400°C zum Ausschwitzen von Silicium (Schmelzpunkt ca. 1420°C) führt. Deshalb sind diesem Werkstoff im Hochtemperatur- Maschinenbau enge Grenzen gesetzt.

Auch können dichte Siliciumcarbid-Formkörper nach dem Drucksinterverfahren unter Verwendung von aluminium- oder borenthaltenden Zusätzen als Sinteradditive hergestellt werden. In der US-PS 38 36 673 (die der DE-AS 23 14 384 entspricht), werden beispielsweise dichte, heißgepreßte Formkörper aus feinkörnigem α-Siliciumcarbid beschrieben, welche 0,5 bis 5 Gew.-% Aluminium enthalten. Dieses Aluminium erscheint bei der Röntgenbeugungsanalyse nicht als getrennte Phase. Die Formkörper haben bei Raumtemperatur eine Biegefestigkeit von über 680 N/mm², mit einer starken negativen Temperaturabhängigkeit. So beträgt die Festigkeit bei 1500°C nur noch etwa 310 N/mm². Solche Formkörper sind daher nicht hoch warmfest, was auch durch einen im wesentlichen interkristallinen Bruchmodus bestätigt wird.

Aus der US-PS 38 53 566 (die der DE-OS 23 63 036 entspricht) sind hingegen heißgepreßte Formkörper aus feinkörnigem β- Siliciumcarbid bekannt, welche mittels borenthaltenen Zusätzen oder Borcarbid hergestellt worden sind. Diese Formkörper haben bei Raumtemperatur eine Biegebruchfestigkeit von 549 N/mm², welche bei etwa 1400°C unverändert ist und erst ab 1600°C auf Werte unter 393 N/mm² absinkt. Der Bruchmodus ist sowohl bei Raumtemperatur als auch bei höheren Temperaturen transkristallin, jedoch tritt beim Heißpressen von Siliciumcarbid mit Borzusatz ein übertriebenes Kornwachstum auf, das für die mäßigen mechanischen Festigkeitseigenschaften verantwortlich ist.

Aus der DE-OS 29 23 728 ist die Herstellung von dichten polykristallinen Formkörpern mit einem einphasigen Mikrogefüge aus α-SiC mit sehr geringen Mengen an Aluminium sowie ggfs. Stickstoff und/oder Phosphor, welche als feste Lösung im α-SiC-Gitter vorliegen, durch Heißpressen bekannt. Diese Formkörper zeichnen sich durch eine hohe Warmfestigkeit mit einer Biegefestigkeit von mind. 600 N/mm² bis über 1450°C und einer sehr geringen unterkritischen Rißausbreitung bei mechanischer Belastung aus. Der Bruchmodus ist bis mind. 1450°C transkristallin.

In der DE-OS 29 27 226 werden dichte Formkörper aus polykristallinem β-SiC mit einphasigem Mikrogefüge durch Heißpressen hergestellt. Als Sinterhilfsmittel und Werkstoffeigenschaften werden im wesentlichen solche, die den vorgenannten Offenlegungsschriften entsprechen, genannt.

Mit Hilfe des Drucksinterverfahrens können zwar Siliciumcarbidformkörper mit einem hohen Verdichtungsgrad erzielt werden, jedoch ist diese Technik weniger flexibel. Wegen der begrenzten Formgebungsmöglichkeiten können nur geometrisch einfache und relativ kleine Teile gefertigt werden. Die Nachbearbeitung ist wegen der hohen Härte des Siliciumcarbids zeitaufwendig und kostenintensiv. In der Regel ist sie nur mit Diamantwerkzeug möglich. Auch wärmetechnisch gesehen ist das Heißpressen ein äußerst ungünstiges Verfahren, da das Formmaterial gemeinsam mit dem Sintergut aufgeheizt werden muß. Unwirtschaftlich erweist es sich darüber hinaus, daß in einem einzelnen Brennzyklus in der Regel nur einzelne Sinterkörper gefertigt werden können. Auch verzahnt sich in der Regel das Sintergut mit dem Formmaterial chemisch und mechanisch, so daß nach jedem Brennzyklus gewisse Teile der Form erneuert werden müssen.

Diese geschilderten Schwierigkeiten sind beim drucklosen Sintern nicht zu erwarten. Daher hat es auch bisher nicht an Versuchen gefehlt, polykristalline Formkörper aus Siliciumcarbid mit einem hohen Verdichtungsgrad über eine Drucklossintertechnik zu erhalten.

Die ersten Untersuchungen zum drucklosen Sintern von Siliciumcarbid sind schon seit längerem bekannt. Das Verfahren erlaubt die Herstellung auch kompliziert gestalteter Formkörper, ohne kostspielige und zeitraubende Nachbearbeitung sowie die wirtschaftliche Massenproduktion von Formteilen in kontinuierlich betriebenen Durchschubsinteröfen.

In der US-PS 40 04 934 geht man von der Tatsache aus, daß die Verwendung von Bor enthaltenen Zusätzen als Sinterhilfsmittel beim Siliciumcarbid im Vergleich zu anderen Materialien wie Aluminiuoxyd oder Aluminiumnitrid Vorteile bringt. In diesem Verfahren wird pulverförmiges β-Siliciumcarbid mit einer Bor enthaltenden Verbindung von 0,3 bis 3 Gew.-% und einem Kohlenstoff enthaltenem Zusatz von 0,1 bis 1 Gew.-% unter Formgebung verpreßt und die vorgeformten Körper anschließend in einer inerten Atmosphäre bei Temperaturen von 1900 bis 2100°C drucklos gesintert. Es bilden sich Formkörper mit einer Dichte von mind. 95% der theoretischen Dichte des Siliciumcarbids aus. In dieser Patentschrift wird jedoch ausgeführt, daß es zur Erzielung hoher Dichten, z. B. über 95% der theoretischen Dichte erforderlich ist, den drucklosen Sintervorgang in Gegenwart von strömendem Stickstoff durchzuführen, da dieser die Wirkung haben soll, daß die Umwandlung von β-SiC in α- SiC zu unterdrücken oder zu verzögern ist. Diese Phasentransformation tritt im Siliciumcarbid bereits bei Temperaturen oberhalb 1600°C ein und führt zu einem außerordentlichen Kornwachstum der α-(6H)-Phase. Aufgrund dieser Umwandlung vergrößert sich das SiC-Pulver häufig schon, bevor die Enddichte erreicht ist, so daß eine weitere Verdichtung verhindert wird. Das Gefüge derartiger Sinterkörper besteht dann aus grobflächigen α-SiC-Kristallen, die in einer feinkörnigen β-SiC- Matrix eingebettet sind. Aufgrund dieser Gefügehomogenität ist aber die Festigkeit solcher Sinterkörper für die Anwendung im Hochtemperaturmaschinenbau nicht ausreichend.

Zur Behebung dieses Nachteils wird in der US-PS 40 41 117 (die der DE-OS 26 27 856 entspricht), ein Verfahren beschrieben, bei dem β-SiC-Pulver im Gemisch mit 0,05 bis 5 Gew.-% α-SiC- Pulvers mit einer Korngröße von mind. zweimal derjenigen des jeweiligen β-SiC-Pulvers, mit Bor und Kohlenstoff enthaltenen Zusätzen analog dem Verfahren, gemäß des US-PS 40 04 934 drucklos gesintert werden. Durch den Zusatz von α-SiC in Form von Impfkristallen soll eine verbesserte Kontrolle des Kornwachstums während des Sinterns erreicht werden, da diese eine rasche Umformung des β-SiC in die thermodynamisch stabilere α-Form bewirken, so daß im fertigen Sinterkörper mind. 70 Gew.-% des SiC in der α-Form vorliegen. Das durch diese Maßnahme erzielte gleichmäßigere Mikrogefüge wird jedoch auf Kosten einer geringeren Dichte des Endprodukts erkauft. Die maximale Dichte gemäß den Beispielen beträgt 91,9% der theoretischen Dichte.

In der gleichen Patentschrift wird ferner darauf hingewiesen, daß verschiedene Zusätze wie Aluminium, Siliciumnitrid, Aluminiumnitrid und Bornitrid, die sich beim Heißpressen für die Kontrolle des Wachstums der tafelartigen α-SiC-Kristalle als wirksam erweisen, bei der drucklosen Sinterung nicht verwendet werden können, da sie den Verdichtungsprozeß stören und das Erreichen hoher Dichte verhindern.

Nach dem in der DE-OS 26 24 641 beschriebenen Verfahren soll es ferner möglich sein, dichte SiC-Formkörper durch drucklose Sinterung von α-SiC-Pulver, welches leichter erhältlich ist, im Gemisch mit einem Bor und einem Kohlenstoff enthaltenen Zusatz herzustellen. Das Verfahren ist jedoch nicht auf die Verwendung von α-SiC-Pulver beschränkt, sondern umfaßt in gleicher Weise auch β-SiC-Pulver sowie Gemische aus β- und α-SiC-Pulver. Die so erhaltenen Sinterkörper sollen eine Dichte von mind. 75% der theoretischen Dichte aufweisen und neben Siliciumcarbid auch 0,5 bis 5 Gew.-% Kohlenstoff aus einem carbonisierbaren organischen Material sowie 0,15 bis 3 Gew.-% Bor und bis zu 1,0 Gew.-% zusätzlichen Kohlenstoff (z. B. aus Borcarbid) enthalten. Wie aus dem Beispiel ersichtlich, wurden hier bei Dichten von max. 96% der theoretischen Dichte erreicht.

Aus der DE-OS 28 09 278 geht hervor, daß man dichte polykristalline Formkörper aus α-SiC mit Zugabe von Aluminium und Kohlenstoff herstellen kann. Die erzielten Sinterdichten betragen bis zu 97% der theoretischen Dichte bei Biegebruchfestigkeiten von mind. 500 N/mm². Der Bruchmodus ist bis 1600°C transkristallin. Für die Herstellung der Formkörper wird α-SiC in Submikronpulverform zusammen mit Zugaben von Aluminium und/oder Aluminiumverbindungen und einem Kohlenstoff enthaltenen Zusatz, unter Formgebung kalt verpreßt und anschließend bei Temperaturen von 2000 bis 2300°C drucklos gesintert.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, die bekannten Verfahren weiterzuentwickeln und ein Verfahren zur Verfügung zu stellen, bei welchem Formkörper aus Siliciumcarbid erhalten werden, die zumindest auf 98,5% der theoretischen Dichte des Siliciumcarbids verdichtet werden und durch ein homogenes Gefüge mit Korngrößen von max. 7 µm hohe Festigkeiten aufweisen. Des weiteren stellt sich die Aufgabe, polykristalline Formkörper aus Siliciumcarbid mit verbesserten Eigenschaften, insbesondere eine höhere Hochtemperaturfestigkeit zur Verfügung zu stellen, die auf einfache Weise hergestellt werden können.

Die erfindungsgemäßen polykristallinen Formkörper mit einer Dichte von mind. 98,5% der theor. Dichte des Siliciumcarbids bestehen zum einen aus:

α-SiC
mind. 97,5 Gew.-%
fr-Si	max. 0,1 Gew.-%
C	30-30,5 Gew.-%
O	max. 1,1 Gew.-%
F	0,13 Gew.-%
Fe	max. 0,05 Gew.-%
Al	max. 0,1 Gew.-%
Ca	max. 0,02 Gew.-%

Und zum anderen aus:

β-SiC
mind. 95,0 Gew.-%
fr-Si	max. 0,1 Gew.-%
C	30,5-31,0 Gew.-%
O	max. 1,1 Gew.-%
F	0,12 Gew.-%
Fe	max. 0,05 Gew.-%
Al	max. 0,1 Gew.-%
Ca	max. 0,02 Gew.-%

Wobei sowohl das α- als auch das β-Siliciumcarbid in Form eines homogenen Gefüges mit Korngrößen von max. 7 µm vorliegt.

Die Herstellung von polykristallinen Formkörpern aus Siliciumcarbid hoher Dichte wird dadurch erreicht, daß man pulverförmigem Siliciumcarbid einer Korngröße von 5 µm oder feiner mit einem kohlenstoffhaltigen Additiv in einer bis 3 Gew.-% freien Kohlenstoff entsprechenden Menge bezogen auf die Siliciumcarbidmenge vorformt und mit einem Sinteradditiv zwischen 1850 und 2300°C gesintert wird, dadurch gekennzeichnet, daß als Sinteradditiv metallisches Gallium oder Germanium oder eine von dessen Verbindungen in einer 0,1-3 Gew.-% entsprechenden Menge, bezogen auf Siliciumcarbid, eingesetzt werden.

Auf überraschend einfache Weise lassen sich mit dem erfindungsgemäßen Verfahren Formkörper aus Siliciumcarbid in einem einstufigen drucklosen Sinterprozeß herstellen, welcher eine äußerst hohe Festigkeit aufweisen, die sonst - wenn überhaupt - nur mittels einer erheblich aufwendigeren Heißpreßtechnik erzielbar sind. Die mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erreichbaren Festigkeiten der hergestellten Siliciumcarbid-Formkörper sind vergleichbar mit der Festigkeit von in einem heißisostatischen Prozeß hergestellten Formkörper.

In den polykristallinen Formkörpern liegen Germanium oder Gallium im wesentlichen in Form einer festen Lösung im Siliciumcarbidgitter vor, so daß sie beispielsweise bis zu einer 2400fachen Vergrößerung nicht als getrennte Phase nachgewiesen werden können. Der zusätzliche Kohlenstoff kann hingegen in Form von äquiaxialen Teilchen der Korngröße <1,5 µm als getrennte Phase nachgewiesen werden.

Vorteilhafterweise ist das pulverförmige Siliciumcarbid ein sog. Submikronpulver, welches eine Korngröße von <1 µm aufweist. Die spezifische Oberfläche dieses Siliciumcarbids beträgt vorteilhafterweise 5 bis 40 m²/g.

Bei einer besonders vorteilhaften Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das Germanium oder Gallium mit dem Siliciumcarbid vor der Formgebung des Grünkörpers gemischt. Die homogene Mischung stellt insbesondere bei Formkörpern mit größeren Abmessungen sicher, daß die erhaltenen Formkörper ebenfalls eine äußerst gleichmäßige Struktur ohne Unregelmäßigkeiten aufweisen. Allerdings sollte in diesen Fällen der Sinteradditivanteil üblicherweise nicht wesentlich über 1 Gew.-% liegen, da sonst die Gefahr besteht, daß der Dampfdruck des elementaren Germaniums oder Galliums so groß wird, daß Poren entstehen können, die nicht mehr geschlossen werden. Bei einer weiteren, besonders vorteilhaften Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das Germanium oder Gallium nicht vor der Formgebung des Grünkörpers zugemischt, sondern während des Sinterns flüssig oder gasförmig zugeführt. So kann beispielsweise außerhalb der zu sinternden Probe durch Verdampfen von elementarem Germanium oder Gallium oder einer deren Verbindungen eine entsprechende Atmosphäre erzeugt werden, so daß das entsprechende Sinteradditiv von außen durch die anfänglich vorliegenden Kanalporen an den zu sinternden Grünkörper gelangt. Hierzu können Graphitteile eines Sinterofens gleichmäßig mit pulverförmigen elementarem Germanium oder flüssigem Gallium oder deren Verbindungen in der Nähe des Ofenbesatzes eingerieben werden, damit der gesamte Ofenraum mit dem Additivdampf erfüllt ist. Bei der Verwendung von Gallium als Sinteradditiv ist eine Zuführung über die Gasphase von Vorteil, da es mit einem Schmelzpunkt von nur 34°C meist in flüssiger Form vorliegt. Vorteilhafterweise ist das germaniumhaltige Material ein Germaniumpulver, welches eine spezifische Oberfläche von 2 bis 50 m²/g vorzugsweise 2 bis 20 m²/g aufweist.

Es besteht die Möglichkeit, die Grünkörper getrennt in geschlossenen Graphit- oder Bornitridbehältern zu sintern, wobei entweder die Innenflächen der Behälter mit dem o. g. pulverförmigen bzw. flüssigen Sinteradditiv und/oder deren Verbindung vor dem Brennprozeß eingerieben werden oder aber die Sinterung jeweils in einem Pulverbett vorgenommen wird, da es sich zusammen mit den Grünkörpern in den Behältern befindet. Das Pulverbett besteht zweckmäßigerweise aus einer Mischung aus Graphit und/oder Ruß sowie dem jeweiligen pulverförmigen Sinterhilfsmittel.

Die verwendeten Sinteradditive sollen vorteilhafterweise zwischen 0,1 und 3 Gew.-%, bezogen auf die Menge des Siliciumcarbids, liegen.

Es lassen sich auch beide genannten Dotierungsmaßnahmen kombinieren und hierzu sieht eine besonders vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung vor, daß ein Teil des Germaniums oder Galliums zwischen 0,1 und 1 Gew.-%, bezogen auf Siliciumcarbid, diesem zugemischt und ein weiterer Teil des Germaniums oder Galliums gasförmig und/oder flüssig während des Sinterns zugeführt wird. So kann insbesondere bei voluminösen Grundkörpern die Gefahr ausgeräumt werden, daß das Innere des Sinterkörpers nicht genügend verdichtet wird, wenn nur von außen Germanium und/oder Galliumatome zur Förderung des Sinterns angeboten werden, da die Penetrationsneigung des Germaniums oder des Galliums mit der Dicke der Sinterkörper abnimmt. Andererseits wird der Gefahr begegnet, daß es zur einer Verarmung von entsprechenden Sinteradditiven durch die Verdampfungsneigung der elementaren Sinterhilfsmittel und/oder deren Verbindungen in den Oberflächenbereichen kommen könnte, wenn das Sinteradditiv nur in den Sinterkörpern angeboten wird.

Auch ist ein flüssiger oder gasförmiger Sinterzusatz aufgrund seiner besseren Beweglichkeit, verglichen mit einem festen Additiv vorteilhaft, da dadurch keine so großen Anforderungen an die Homogenität der Mischung gestellt werden müssen.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird vorgeschlagen, als zusätzliches Sinteradditiv dem Siliciumcarbid vor Ausformung des Grünkörpers eine kohlenstoffhaltige Substanz zuzusetzen. Kohlenstoff ist in indirekter Weise ebenfalls als sinteraktivierendes Mittel anzusehen, da es als Desoxydationsmittel zur Reduzierung der SiO₂-Schicht an der Oberfläche der SiC- Kristalle führt.

SiO₂ ⇆ SiO + 0,5 O₂
SiC + SiO ⇆ 2 Si + CO        
SiC + SiO₂ ⇆ 2 Si + CO + 0,5 O₂ (1)

Wird kein Kohlenstoff als Sinterhilfsmittel verwendet, kommt es zur obigen Zersetzung des Siliciumoxyds. Unter Zugabe von Kohlenstoff läuft die Reaktion wie folgt ab:

Si + C ⇆ SiC
0,5 O₂ + C ⇆ CO         
SiO₂ + 3 C ⇆ SiC + 2 CO (2)

Diese Reaktionsgleichung zeigt, daß in Gegenwart von Kohlenstoff es nicht nur zu einer Zersetzung des SiO₂ kommt, sondern gleichzeitig zu einer Bildung von sekundärem Siliciumcarbid unter Abspaltung von CO.

Auch unterdrückt der Kohlenstoff bis zu hohen Temperaturen das Kornwachstum. Aus diesem Grund behält das Siliciumcarbidpulver auch bis zu hohen Temperaturen seine Sinteraktivität. Eine erhöhte Sinteraktivität führt in vorteilhafter Weise zu einer Erniedrigung der Brenntemperatur beim Sintern.

Der in der Erfindung verwendete Kohlenstoff wirkt also der Zersetzung des Siliciumcarbids entgegen und verhindert somit die Verdampfungs-/Kondensationsneigung. Würde man keinen Kohlenstoff verwenden, so würde aufgrund der Feinheit des Pulvers frühzeitig ein Kristallwachstum stattfinden, was zur Verringerung der Sinteraktivität und somit zu einem geringeren Sinterverhalten führen würde.

Daraus ist abzuleiten, daß beim Siliciumcarbid zwei konkurrierende Sintermechanismen auftreten: ein schwindungsreicher und ein schwindungsfreier. Will man ein hochverdichtetes Siliciumcarbid erhalten, so muß man den schwindungsfreien Mechanismus ausschalten. Beim drucklos gesinterten Siliciumcarbid gelingt dies durch den verwendeten Kohlenstoffzusatz.

Es zeigt sich auch, daß bei Verwendung von Kohlenstoffzusätzen die Formkörper in der Regel eine höhere Biegefestigkeit aufweisen. Voraussetzung ist allerdings, daß der Kohlenstoffzusatz nicht zu hoch gewählt wird. Keinesfalls größer als 3 Gew.-%, bezogen auf die Siliciumcarbidmenge, da sonst Kohlenstoffanreicherungen im Sinterkörper als Fehlstellen wirken und auf diese Weise die Biegefestigkeit und die Verschleißbeständigkeit beeinträchtigt werden. Insgesamt wirkt sich daher ein kohlenstoffhaltiger Zusatz unter den genannten Voraussetzungen positiv auf die Sinterbedingungen und auf die Qualität der Sinterkörper aus. Vorteilhafterweise enthält die kohlenstoffhaltige Substanz Kohlenstoff in kristalliner (Graphit) oder amorpher (Ruß) Form oder wird in Form von organischen Materialien, das bei höheren Temperaturen unter Bildung von amorphem Kohlenstoff verkokt, zugesetzt. In der Technik versteht man unter Graphit den sogenannten graphitischen Kohlenstoff, der mit bloßem Auge oder mit dem Lichtmikroskop sichtbar ist. Von dieser Definition ausgehend kann man einen graphitischen Kohlenstoff mit einer Korngröße von 1µm noch als Graphit bezeichnen. (Lit.: U. Hofmann u. W. Rüdorff; Anorganische Chemie; Friedr. Vieweg u. Sohn, Braunschweig, 1966, Seite 314 ff.) Unter Ruß versteht man schwarzen Kohlenstoff, der sich aus einer Flamme abscheidet, wenn man diese durch einen kalten Gegenstand abkühlt oder durch ungenügende Luftzufuhr die vollständige Verbrennung verhindert.

Flammruß wird aus festen (Pech), flüssigen (Teer) und gasförmigen (Erdgas) Produkten durch unvollständige Verbrennung hergestellt und in großen Kammern gewonnen (Lit.: U. Hofmann u. W. Rüdorff; Anorganische Chemie; Friedr. Vieweg u. Sohn, Braunschweig, 1966, Seite 314 ff.). Ein Flammruß besteht aus Kugeln von etwa 0,1 µm. Die Kugeln selbst sind Aggregatteilchen, die aus etwa 2 nm großen Graphitkristallen dicht zusammengefügt sind. Zusammenfassend läßt sich feststellen, daß Graphit als auch Ruß graphitischer Kohlenstoff ist, wobei allerdings die Kristallitgröße der Ruße wesentlich feiner ist. Die Anteile sollten jeweils bis zu 3 Gew.-%, bezogen auf das Siliciumcarbid nicht übersteigen. Bei Verwendung der amorphen Form sollte dieser Kohlenstoff möglichst fein, entsprechend einer spezifischen Oberfläche von 10 bis 400 m²/g sein.

Der Kohlenstoff kann auch in Form von makromolekularen Verbindungen zugesetzt werden. Beispiele hierfür sind Phenolharze und Steinkohleteerpech. Besonders bewährt haben sich Phenol-Formaldehyd-Kondensationsprodukte vom Typ der Novolake und der Resole, die sich im Bereich von 100-1000°C unter Bildung von amorphem Kohlenstoff mit etwa 35-60 Gew.-% Ausbeute zersetzen.

Eine weitere vorteilhafte Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens sieht vor, daß dem Siliciumcarbid vor Ausbildung des Grünkörpers ein Formgebungsmittel (Gleitmittel) und/oder ein Bindemittel zugegeben wird. Die Verwendung eines Gleitmittels bietet Vorteile bei der Verpreßbarkeit des Formkörpers, da durch diese Gleitmittel die Kontaktflächen der Pulverteilchen voneinander isoliert werden, so daß die Bewegung nicht mehr zwischen den ursprünglich reibenden Flächen, sondern in den Schichten des gebildeten Schmierfilms erfolgt. Das Gleitmittel sollte entweder als Flüssigkeit vorliegen oder als Feststoff, zumindest plastisch verformbar sein. Als flüssige Gleitmittel bewähren sich Öle und Polyvinylalkohole, als feste Gleitmittel Fette und Wachse. Weiterhin sinkt bei der Verwendung von Gleitmitteln der Werkzeugverschleiß bei der Formgebung.

Als weitere vorteilhafte Zusätze bei der Formgebung sind sogenannte Bindemittel zu nennen, die dem ungebrannten Grünkörper die nötige Rohbruchfestigkeit geben, damit der Grünkörper ohne Schwierigkeiten handhabbar ist. Beispiele für temporäre Bindemittel sind Stearinsäure, Polyäthylenalkohol und Kampfer. Gleit- und Bindemittel sollten möglichst temporäre sein, d. h. sie sollten bei höheren Temperaturen rückstandsfrei ausbrennen.

Gemäß einer weiteren erfolgversprechenden Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens findet die Sinterung der Grünkörper in einer Schutzgasatmosphäre, vorzugsweise Argon oder Stickstoff, statt. Hierdurch lassen sich störende äußere Einflüsse ausschalten.

Wie bereits angeführt findet gemäß einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung die Sinterung der Grünkörper jeweils in einem geschlossenen Behälter, bestehend aus Graphit oder Bornitrid, statt. Das Sintern in getrennten Behältern hat den Vorteil, daß jedem Sinterkörper individuell die optimale Dotierungsmenge zugegeben werden kann und das Brennaggregat vor Verschmutzung durch germanium- und/oder galliumhaltige Dämpfe geschützt wird. Sinnvollerweise wird während des Sinterns außerhalb des Behälters ein Druck von weniger als 50 mbar aufrechterhalten.

Beispiele

Das erfindungsgemäße Verfahren wird nachstehend anhand vorteilhafter Ausführungsbeispiele näher erläutert, aus welchem sich weitere Vorteile und Merkmale ergeben.

Zunächst wird Siliciumcarbidpulver (α- und oder β-Modifikation) mit einer spezifischen Oberfläche zwischen 5 und 40 m²/g mit Zusätzen gemischt, nämlich einem der genannten Gleitmittel und einem der angegebenen Bindemittel.

Ein Kohlenstoffzusatz kann in Form von Ruß als wäßrige Suspension dem Siliciumcarbidpulver zusammen mit dem Gleit- und Bindemittel zugemischt werden.

Soll der Kohlenstoff in Form eines organischen Materials verwendet werden, so wird der kohlenstoffhaltige Zusatz in organischen Lösungsmitteln wie z. B. Aceton dispergiert. Dieser Lösung werden das Siliciumcarbidpulver und die übrigen Zusätze zugemischt, so daß sich eine dickflüssige Suspension bildet.

Das Mischen kann in Kunststoffbehältern in einem Taumelmischer unter Verwendung von Mahlkugeln, vorteilhaft aus Siliciumcarbid oder auch Zirkonoxyd, durchgeführt werden. Im Anschluß daran ist der Einsatz von Knetern sinnvoll. Es sind beheizbare Kneter im Handel, mit denen im Aggregat die Trocknung vorgenommen werden kann. Allerdings erhält man auf diese Weise sehr harte Agglomerate, die in einem nachgeschalteten Mahlprozeß, z. B. in einer Strahlmühle, feingemahlen werden müssen. Die so erhaltene Ausgangsmischung besitzt nur geringe Schüttdichte und eine relativ schlechte Rieselfähigkeit.

Vorteilhafter ist die Verwendung von Aufbaugranulierverfahren oder das Trocknen der Suspensionen in Zerstäubungstrocknern (Sprühtrocknern). Hierdurch erhält man Agglomerate mit hohen Schüttdichten und guten Rieselfähigkeiten. Die Agglomerate sind in der Regel weich und lassen sich leicht zerdrücken, was für den nachfolgenden Formgebungsvorgang von Vorteil sein kann.

Auch Vakuumrotationsverdampfer haben sich zur Herstellung solcher Pulvermischungen, bestehend aus weichen Agglomeraten, mit hohen Schüttdichten und guten Rieselfähigkeiten bewährt.

Die Formgebung kann in isostatischen Pressen vorgenommen werden. Die getrocknete Pulvermischung sollte dazu in verformbare Behälter wie Latexmatritzen eingefüllt werden. Die Mischung wird luftdicht verschlossen, evakuiert und dann über einen Flüssigkeitsdruck isostatisch nicht wesentlich unter 1000 bar gepreßt. Nach der Entformung erhält man den Grünling oder Grünkörper. Die Gründichte der Körper sollte größer als 55% der theor. Dichte betragen.

In der Stempelpreßtechnik besteht eine weitere Formgebungsmöglichkeit. Hierbei wird der Preßdruck vornehmlich axial auf den Preßling übertragen. Auch hier sollte der Preßdruck 1000 bar nicht wesentlich unterschreiten.

Als weitere Formgebungsmöglichkeiten sind das Strangpressen für längliche volle und hohle Teile mit gleichbleibendem Querschnitt, Folienguß für flache Teile und Schlickerguß sowie Spritzguß für kompliziert gestaltete Form möglich.

Falls ein geeignetes Bindemittel eingesetzt wurde, können die Grünkörper mit Diamantwerkzeugen bearbeitet werden.

Wenn ein kohlenstoffhaltiger Zusatz in Form eines organischen Materials verwendet wird, wird dieser bei thermischer Behandlung pyrolytisch zersetzt, so daß der Kohlenstoff bei Beginn des eigentlichen Sintervorgangs in amorpher Form vorliegt. Die vorgeformten Körper können auch in einer getrennten Verfahrensstufe zwischen 900°C vorgeglüht werden. Dies ist besonders dann von Vorteil, wenn Sinterkörper mit geometrisch komplexen Geometrien gefertigt werden sollen, da die vorgeformten Körper nach dem Glühprozeß in der Regel eine höhere Festigkeit aufweisen und somit leichter bearbeitbar sind als unmittelbar nach der Formgebung.

Die drucklose Sinterung kann entweder in einem Graphitrohrwiderstandsofen oder einem Induktionsofen durchgeführt werden. Bei diesen Öfen handelt es sich um Chargenaggregate. Es besteht aber auch die Möglichkeit, einen kontinuierlichen Sinterprozeß durchzuführen, wenn das Brenngut im Ofen beispielsweise mittels einer Schubvorrichtung eine Aufheizzone, eine Brennzone und eine Kühlzone durchläuft. Der Ofen sollte nach außen hin abgedichtet sein, damit kein Sauerstoff in den Brennraum gelangt.

Als Atmosphäre für den Brennraum - abgesehen von den sich im laufenden Sinterprozeß erst bildenden sinteradditivhaltigen Gasen - kann Edelgas, dabei bevorzugt Argon, Stickstoff oder ein Vakuum verwendet werden. Mittels Vakuum lassen sich in der Regel zwar höhere Dichten erzielen, dieses verwendete Vakuum sollte aber nicht zu gut sein, da sonst die Gefahr besteht, daß das Siliciumcarbid zur oberflächlichen Zersetzung neigt und - wie bereits erwähnt - das an der Oberfläche befindliche Sinteradditiv verarmt.

Die Sinterung des Siliciumcarbids in Gegenwart einer Siliciumcarbid inerten Atmosphäre oder im Vakuum, erfolgt bei Temperaturen zwischen 85 und 2300°C. Der angegebene Temperaturbereich ist für die Erzielung der gewünschten Eigenschaften von entscheidender Bedeutung, denn es wurde nachgewiesen, daß unter gleichen Bedingungen, jedoch bei tieferen Temperaturen, Sinterkörper mit Dichten unterhalb 90% der theor. Dichte erhalten werden, während bei höheren Temperaturen bereits Zersetzungserscheinungen bzw. Sublimation des Siliciumcarbids auftreten.

Der schematische Verfahrensablauf für die Herstellung eines dichten drucklos zu sinternden Siliciumcarbidkörpers, ist im unteren Bild dargestellt.

Im allgemeinen sind in Abhängigkeit von Größe und Form der zu sinternden Körper Verweilzeiten bei der max. Sintertemperatur im Bereich von etwa 5 bis 60 min in den meisten Fällen ausreichend zur Erzielung der gewünschten Sinterdichte von über 98,5% TD. Zu lange Verweilzeiten bei Sintertemperaturen im Bereich von 2200 bis 2300°C sollten indessen nach Möglichkeit vermieden werden, da sie zu einer Vergrößerung des Korns (Rekristallisation) im Sinterkörper führen können und damit zu einer Verschlechterung der mechanischen Festigkeitseigenschaften. Die Erzielung des angestrebten feinkristallinen Gefüges mit Korngrößen von <7 µm ist dann nicht möglich.

Ein entscheidender Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens ist die Tatsache, daß ein sehr genaues Einhalten der Sintertemperatur im Bereich von 2000 bis 2300°C nicht notwendig ist, d. h. es steht im Gegensatz zu den zuvor aufgeführten Drucklossinterverfahren ein breites Sinterintervall zur Verfügung, in dem die SiC-Sinterkörper mit den gewünschten Eigenschaften erhalten werden können.

Die nach diesem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten α- undd/oder β-Siliciumcarbidformkörper weisen Sinterdichten von mind. 98,5% der theor. Dichte auf.

Das Gefüge zeichnet sich durch eine gute Homogenität und Feinkristallinität aus. Die erzielten Korngrößen liegen unter 7 µm.

Die Biegebruchfestigkeit der Sinterkörper beträgt bei Raumtemperatur mind. 500 N/mm² und bleibt im Hochtemperatureinsatz bis 1600°C erhalten.

Die Bruchflächen zeichnen sich im gesamten Einsatztemperaturbereich durch ein transkristallines Aussehen aus (transkristalliner Bruchmodus).

Anhand folgender Beispiele und Vergleichsbeispiele soll die Erfindung erläutert werden:

Beispiel 1

Als Ausgangspulver wurde ein α-SiC-Pulver mit einer spezifischen Oberfläche von 14 m²/g, also ein typisches Submikronpulver, verwendet. Die mittlere Teilchengröße betrug max. 1,0 µm (FSSS).

Auf 100 Massenteile des Siliciumcarbidpulvers wurden 0,5 Teile Stearinsäure als Gleitmittel, 2 Teile eines handelsüblichen pulverförmigen Phenolformaldehydharz vom Novolak-Typ (entsprechend einem Kohlenstoffzusatz von rund 1 Gew.-%) und 0,5 Teile metallisches Gallium in eine acetonische Suspension gegeben (Massenverhältnis Aceton : SiC-Pulver wie 1 : 1).

Die Suspension wurde in einem beheizbaren Vakuumrotationsverdampfer so lange behandelt, bis das Lösungsmittel abgedunstet war. Man erhielt ein weichagglomeriertes Pulver mit einer guten Rieselfähigkeit und hoher Schüttdichte. Die Pulvermischung wurde in eine zylindrische Kautschukmatrize von 30 mm Durchmesser gegeben. Die Matrize wurde nach dem Füllen mit einem Stahlstopfen verschlossen und bei 1500 bar Druck isostatisch gepreßt. Der Körper wies eine Dichte von 2,15 g/cm³ auf, d. h. 67% der theor. Dichte des Siliciumcarbids.

Der Grünkörper wurde in einem Graphittiegel eingebracht, der mit Gallium in einer Menge von etwa 0,5 Gew.-%, bezogen auf die Menge des Siliciumcarbids, eingestrichen worden war. Der geschlossene Graphittiegel wurde in der Heizzone eines mit Graphitteilen ausgekleideten Widerstandsofens bei 2150°C, bei einer Aufheizzeit von 150 min und einer Haltezeit von 30 min bei einem Gasdruck von 40 mbar gesintert. Vor der Schaffung des Vakuums war der Ofen mit Stickstoff gespült worden. Nach Beendigung der Haltezeit wurde der Ofen abgeschaltet und der Sinterkörper auf Raumtemperatur abgekühlt. Er wies eine Dichte von 3,18 g/cm³ auf, entsprechend 99,1% der theor. Dichte des Siliciumcarbids.

Aus dem Sinterkörper wurden 8 Biegestäbchen der Abmessungen 3,5×4,5×50 mm geschnitten und längs geschliffen. An den Biegestäbchen wurde mit einer Zerreißmaschine die 3-Punkt- Biegebruchfestigkeit ermittelt. Die Auflagenweite der Biegebruchvorrichtung betrug 45 mm, die Stützweite 15 mm. Die ermittelte Biegefestigkeit betrug 570 N/mm². Der Mittelwert einer Heiß-Biegebruchfestigkeitsprüfung bei einer Prüftemperatur von 1600°C ergab eine Festigkeit von mind. 600 N/mm². Die Bruchfläche der Prüfstäbe zeigte durchweg ein transkristallines Aussehen.

Ein elektrolytisch geätzter Anschliff des Sinterkörpers zeigte in einer rasterelektronenmikroskopischen Aufnahme eine durchschnittliche Korngröße von 6 µm. Es hatte offensichtlich während des Sinterprozesses kein Kornwachstum (Rekristallisation) stattgefunden.

Beispiel 2

Auf 100 Massenteile α-SiC-Pulver wurden 0,5 Teile Stearinsäure als Gleitmittel, 2 Teile Phenolharz und 0,5 Teile metallisches Germanium in eine acetonische Suspension (Massenverhältnis 1 : 1) gegeben.

Die Aufbereitung und die Formgebung erfolgte wie in Beispiel 1. Der erhaltene Grünkörper wies eine Dichte von 66% der theor. Dichte auf.

Der Grünkörper wurde in einen Graphittiegel eingebracht, der mit Germanium in einer Menge von etwa 0,5 Gew.-%, bezogen auf die Siliciumcarbidmenge, eingestrichen worden war. Die Sinterung erfolgte wie in Beispiel 1 bei 2150°C und einer Haltezeit von 30 min.

Der Sinterkörper wies eine Dichte von 3,17 g/cm³ auf, entsprechend 98,75% der theor. Dichte des Siliciumcarbids.

Wie in Beispiel 1 wurden aus der Probe 8 Biegebruchstäbchen mit den Abmessungen 3,5×4,5×50 mm geschnitten und die 3-Punkt-Biegebruchfestigkeit ermittelt. Die Biegebruchfestigkeit bei Raumtemperatur betrug durchschnittlich 530 N/mm², bei 1600°C mindestens 580 N/mm². Die Bruchflächen zeigten durchweg transkristallines Aussehen.

Es wurde eine mittlere Korngröße von 6 µm gemessen.

Vergleichsbeispiel

Es wurde ein Versatz mit α-SiC wie in Beispiel 1 beschrieben aufbereitet. Im Gegensatz zu dem vorgenannten Beispiel ist jedoch auf den Kohlenstoffzusatz verzichtet worden und statt dessen der Galliumanteil auf 5 Gew.-%, bezogen auf den Siliciumcarbidanteil, erhöht worden. Die anderen Versuchsparameter entsprachen dem vorgenannten Beispiel, wobei 2,5 Anteile des Additivs während der Aufbereitung und die anderen 2,5 Anteile über die Dampfphase während des Sinterns zugeführt wurden. Dabei wurden die Grünkörper mit einer Dichte von 71% TD in Graphittiegel eingebracht und in der Heizzone des in Beispiel 1 verwendeten Widerstandsofens bei 2150°C und einer Aufheizzeit von 150 min, bei einer Haltezeit von 60 min und bei einem Gasdruck von 40 mbar gesintert.

Die erhaltenen Sinterkörper wiesen eine Dichte von 2,76 g/cm³ (86% TD) auf. Die Ergebnisse zeigen, daß man polykristalline Formkörper hoher Dichte nur bei gleichzeitiger Zugabe von Sinteradditiv und Kohlenstoff enthaltenen Zusätzen erhalten kann, d. h. ohne die gleichzeitige C-Zugabe wird nur eine mangelhafte Verdichtung erhalten. Außerdem führt der hohe Additiv-Gehalt zu starken Ausgasungen bzw. Bläheffekten.

Die aus dem Sinterkörper erhaltenen Biegestäbchen entsprechend Beispiel 1 wiesen aufgrund ihrer geringen Verdichtung eine Biegebruchfestigkeit von nur 210 N/mm² auf.

Der ungeätzte Anschliff zeigte im lichtmikroskopischen Bild einen Anteil einer zweiten, im Vergleich zum Siliciumcarbid vor allem in Oberflächennähe, hell erscheinenden Phase.

Die zerkleinerte Sinterprobe wurde röntgendiffraktometrisch untersucht. Neben Siliciumcarbid konnte Gallium nachgewiesen werden.

Claims (16)

1. Verfahren zur Herstellung von polykristallinen Formkörpern aus Siliciumcarbid hoher Dichte, bei dem pulverförmiges Siliciumcarbid einer Korngröße von 5 µm oder feiner mit einem kohlenstoffhaltigen Additiv in einer bis 3 Gew.-% freien Kohlenstoff entsprechenden Menge bezogen auf die Siliciumcarbidmenge vorgeformt und mit einem Sinteradditiv zwischen 1850 und 2300°C gesintert wird, dadurch gekennzeichnet, daß als Sinteradditiv metallisches Gallium und/oder eine von dessen Verbindungen in einer 0,1-3 Gew.-% entsprechenden Menge, bezogen auf Siliciumcarbid, eingesetzt werden.

2. Verfahren zur Herstellung von polykristallinen Formkörpern aus Siliciumcarbid hoher Dichte, bei dem pulverförmiges Siliciumcarbid einer Korngröße von 5 µm oder feiner mit einem kohlenstoffhaltigen Additiv in einer bis 3 Gew.-% freien Kohlenstoff entsprechenden Menge bezogen auf die Siliciumcarbidmenge vorgeformt und mit einem Sinteradditiv zwischen 1850 und 2300°C gesintert wird, dadurch gekennzeichnet, daß als Sinteradditiv metallisches Germanium und/oder eine von dessen Verbindungen in einer 0,1-3 Gew.-% entsprechenden Menge, bezogen auf Siliciumcarbid, eingesetzt werden.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß als kohlenstoffhaltiges Additiv amorpher oder kristalliner Kohlenstoff oder ein bei Temperaturen bis zu 1000°C unter Bildung von amorphen Kohlenstoff verkokbarem Material in einer mindestens 0,2 Gew.-% freien Kohlenstoff entsprechenden Menge, bezogen auf das Gewicht des eingesetzten Siliciumcarbids, homogen zugemischt und kalt verpreßt wird, so daß die so gewonnenen Körper eine Dichte von mindestens 55% der theoretischen Dichte des Siliciumcarbids erreichen, und anschließend in einer gegenüber Siliciumcarbid inerten Atmosphäre oder unter Vakuum gesintert wird.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß als Kohlenstoff enthaltener Zusatz ein Phenol-Formaldehyd- Kondensationsprodukt oder Steinkohlenteerpech verwendet wird.

5. Verfahren nach mindestens einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß ein Siliciumcarbidpulver der α-Modifikation verwendet wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Siliciumcarbidpulver der β-Modifikation verwendet wird.

7. Verfahren nach mindestens einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß ein Siliciumcarbidpulver mit einer spezifischen Oberfläche von 5 bis 50 m²/g verwendet wird.

8. Verfahren nach mindestens einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinteradditive vor der Formgebung homogen zugemischt werden.

9. Verfahren nach mindestens einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinteradditive in der Umgebung des zu sinternden Formkörpers verdampft werden, so daß die Additive zumindest teilweise während der Sinterung über die Gasphase den Siliciumcarbid- Formkörpern zugeführt werden.

10. Verfahren nach mindestens einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinterung in einem geschlossenen Behälter stattfindet, der aus Graphit oder Bornitrid besteht.

11. Verfahren nach mindestens einem der vorherigen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Grünkörper in einem Pulverbett gesintert wird, das aus Graphit oder Ruß besteht.

12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, daß während der Sinterung außerhalb des Behälters ein Druck von weniger als 50 mbar aufrechterhalten wird.

13. Sinterkörper hergestellt nach mindestens einem der Ansprüche 1-12, dadurch gekennzeichnet, daß sie ein homogenes Gefüge aufweisen mit einer maximalen Korngröße von 7 µm.

14. Sinterkörper nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß sie eine Dichte von mindestens 98,5% der theoretischen Dichte des Siliciumcarbids aufweisen.

15. Sinterkörper nach Anspruch 13 und 14, dadurch gekennzeichnet, daß sie mindestens eine Biegefestigkeit von 500 N/mm² aufweisen.

16. Sinterkörper nach den Ansprüchen 13 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß sie einen transkristallinen Bruchmodus aufweisen.