DE4039530A1

DE4039530A1 - Reaktionsgebundener mullit-haltiger keramikformkoerper, seine herstellung und seine verwendung

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Publication number: DE4039530A1
Application number: DE4039530A
Authority: DE
Inventors: Nils Prof Dr Claussen
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1990-05-29
Filing date: 1990-12-11
Publication date: 1991-12-05
Also published as: WO1991018846A1; JP3142560B2; EP0531378B1; EP0531378A1; US5843859A; JPH05506422A; DE59103918D1

Description

Ein- und mehrphasige Formkörper mit keramischer Matrix werden zunehmend als temperatur- und verschleißfeste Komponenten im Maschinen- und Apparatebau eingesetzt. Solche Körper werden entweder über klassische keramische (d. h. pulvermetallurgi sche) Verfahren durch Pressen und Sintern hergestellt, oder sie werden durch Reaktion metallischer Prekursoren mit einer gasförmigen oder flüssigen Phase erzeugt (siehe z. B. "Reaction-Formed Ceramics", Am. Ceram. Soc. Bull., 67 (1988) 356). Diese sogenannten reaktionsgebundenen Keramiken be schränken sich bisher fast ausschließlich auf Si₃N₄ (RBSN) und SiC (RBSC). Eine weitere Möglichkeit, insbesondere mehr phasige Keramiken herzustellen, ist die Infiltration eines porösen keramischen Körpers mit einer metallischen oder keramischen Phase (s. z. B. "Melt Infiltration Approach to Ceramic Composites", J. Am. Ceram. Soc. 71 (1988) C-96). In einem weiteren neuartigen Verfahren wird ein poröser kerami scher Körper von einer keramischen Phase durchwachsen, die durch Reaktion eines Gases mit einer metallischen Schmelze entsteht, die einen ein- oder mehrseitigen Zugang zu dem porösen keramischen Vorkörper besitzt (s. z. B. "Formation of Lanxide Ceramic Composite Materials", J. Mater. Res. 1 (1986) 81 DIMOX-Prozeß).

All diese Keramikklassen und ihre Herstellungsverfahren haben charakteristische Nachteile. Der entscheidende Nachteil klassisch hergestellter Keramiken bzw. keramischer Verbund werkstoffe liegt in der hohen linearen Schrumpfung, die zwischen dem Grünkörper und dem Endprodukt auftritt; sie beträgt üblicherweise 15 bis 25%. Diese typische Schrumpfung macht die Form- und Maßhaltigkeit eines Formteils problema tisch, sie führt zu Rißbildung und anderen qualitätsmindern den Fehlern. Die Schrumpfung einer keramischen Matrix wirkt sich besonders auch bei der Einlagerung von Verstärkungsele menten wie Fasern, Plättchen und Whiskern oder anderen, nicht mitschrumpfenden Komponenten nachteilig auf den Gefügezu sammenhalt aus. Die infolge der Schrumpfdifferenzen auftre tenden hohen Spannungen führen fast immer zu schädlichen Rissen. Ein weiterer charakteristischer Nachteil besonders der klassisch hergestellten Oxidkeramiken liegt in der Bil dung einer glasförmigen intergranularen Phase, die zwar den Sinter- bzw. Verdichtungsprozeß beschleunigt, die mechani schen Hochtemperatureigenschaften aber stark beeinträchtigt.

Reaktionsgebundene Keramiken, vor allem Si₃N₄ (RBSN) und SiC und auch über den DIMOX-Prozeß hergestellte Keramiken (u. a. Al₂O₃ und AlN) weisen zwar keine oder nur eine geringe Schrumpfung auf, der Herstellungsablauf wird aber durch die oft wochenlangen Reaktionszeiten empfindlich beeinträchtigt. Ein weiterer Nachteil der RBSN-artigen Keramiken liegt in der Tatsache, daß nur Körper mit selten mehr als 85% der theore tischen Dichte erzielt werden können, was auf die mit abneh mender Porosität immer mehr reduzierte Stickstoffdiffusion zurückzuführen ist.

Eine solche geringe Dichte hat erfahrungsgemäß schlechte mechanische Eigenschaften zur Folge (s. a. "Review: Reaction- Bonded Silicon Nitride: its Formation and Properties", J. Marter. Sci., 14 (1979) 1017). Die Herstellung von kerami schen Verbundwerkstoffen auf Al₂O₃- und AlN-Basis durch Schmelzreaktion und damit verbundene Durchwachsung eines porösen keramischen Vorkörpers ist u.a. in den kürzlich offengelegten europäischen Patentanmeldungen 01 55 831, 01 69 067, 01 93 292 und 02 34 704 beschrieben. Auch hierbei läuft die Reaktion sehr langsam ab. Außerdem ist eine Dimensi onskontrolle der Körper mit großem Aufwand verbunden.

Aufgrund ihrer feindispersen Porosität, ihrer guten Korrosi onsbeständigkeit und ihrer guten Temperaturschockbeständig keit, kommt Mullit-Keramiken eine große Bedeutung für Anwendungen bei hohen Temperaturen und unter korrosiven Bedingungen zu. Diese Keramiken besitzen aber entscheidende Nachteile, weil sie zur Erzielung ausreichender Dichten und Festigkeiten in der Regel bei hohen Temperaturen (< 1650°C) gesintert werden müssen, infolge der SiO₂-Komponente inter granulare Glasphasen enthalten und meist Sinterschrumpfungen von < 15% aufweisen (vgl. Ceramic Transactions, Band 6, "Mullite and Mullite Matrix Composites", Ed. S. Somiya, R. F. Davis, J. A. Pask, The American Ceramic Society, Inc., Westerville/Ohio, 1990).

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, reaktionsgebundene Mullit-haltige Keramikformkörper bereitzustellen, die die vorstehend genannten Nachteile nicht aufweisen.

Diese Aufgabenstellung wird mit der vorliegenden Erfindung gelöst. Gegenstand der Erfindung ist ein reaktionsgebundener Mullit-haltiger Keramikformkörper gemäß Anspruch 1, der dadurch erhältlich ist, daß man einen aus der feindispersen Pulvermischung aus Aluminium, Al₂O₃ und einem Si-haltigen Material geformten Körper in einer sauerstoffhaltigen Atmo sphäre wärmebehandelt.

Bevorzugte Ausführungsformen davon sind Gegenstand der An sprüche 2 bis 11.

Aus der DE-A-38 12 266 ist ein pulvermetallurgisch erzeugter Keramikformkörper bekannt, der aus mindestens einer dispersen anorganischen Komponente, die in einer Phase aus Aluminium oxid und/oder Aluminiumnitrid und/oder Aluminiumoxinitrid eingebettet ist, und der dadurch gekennzeichnet ist, daß er

a) eine Längenänderung um weniger als ± 10% gegenüber dem Grünzustand aufweist,
b) eine Porosität von weniger als 15% besitzt,
c) glasphasenfreie Korngrenzen besitzt und durch Sintern aus einem Grünkörper erhältlich ist, der neben der dispersen anorganischen Komponente mindestens 10 Vol.-% Aluminiumpul ver, das eines oder mehrere der Legierungselemente Mg, Si, Zn, Pb, Na, Li, Se aufweisen kann, enthält, das nach der Sinterbehandlung teilweise oder vollständig zu Al₂O₃ und/oder AlN und/oder Aluminiumoxidnitrid reagiert ist, wobei die Morphologie der in ihm dispergierten anorganischen Komponente durch den Sinterprozeß nicht verändert wird.

Gemäß einer ersten Ausführungsform besteht die disperse anorganische Komponente des Keramikformkörpers überwiegend oder vollständig aus Al₂O₃ und/oder AlN in Form von pulver-, plättchen- oder/und nadelförmigen Teilchen. Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform enthält die disperse Phase des Formkörpers Mullit, SiC, B₄C, TiC, Si₃N₄ oder Legierungen daraus in Form von Fasern, Whisker oder Plätt chen, wobei die Gesamtmenge auf den Formkörper bezogen 5 bis 50 Vol.-% beträgt. Die disperse Phase kann hierbei allein aus den genannten Fasern, Whiskern oder Plättchen bestehen oder im Gemisch mit den vorstehend beschriebenen Teilchen aus Al₂O₃ und/oder AlN und gegebenenfalls ZrO₂ vorliegen. In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform besteht die dis perse anorganische Komponente aus Pulverteilchen aus einer oder mehreren der karbidischen Phasen SiC, B₄C, TiC, WC, TaC und/oder der nitridischen Phase Si₃N₄ und/oder der boridi schen Phasen ZrB₂ und TiB₂ allein oder im Gemisch mit den oben erwähnten Teilchenformen von Al₂O₃ und/oder AlN. Durch geeignete Wahl des bei der Herstellung des Körpers angewende ten Preßdruckes und des Verhältnisses von Al₂O₃ zu metalli schem Aluminium läßt sich die lineare Schrumpfung oder Ausdehnung auf weniger als 1% gegenüber dem grünen Zustand vermindern.

Der Formkörper wird dadurch hergestellt, daß eine oder mehre re anorganische disperse Phasen, vorzugsweise Al₂O₃-Pulver, mit einem Aluminiumpulver vermischt, danach verpreßt und anschließend bei Temperaturen zwischen 900 und 1600°C an der Luft geglüht werden. Die metallische Phase verbindet dabei die Al₂O₃-Pulverteilchen (oder andere anorganische Partikel) unter gleichzeitiger Reaktion zu Al₂O₃. Die mit dieser Reak tion verbundene Volumenausdehnung füllt dabei die meisten der im Preßkörper vorhandenen Poren aus und kompensiert die durch Sintern verursachte Schrumpfung. Bei geeigneter Wahl von Preßdruck für den Grünkörper und Verhältnis von Al₂O₃ (oder anderer anorganischer Phasen oder Phasengemischen) zu Al- Pulver kann eine Volumenänderung zwischen Grün- und Fertig körper völlig vermieden werden. Das Produkt kann analog zu reaktionsgebundenem Si₃N₄ als reaktionsgebundenes Al₂O₃ (RBAO) bezeichnet werden.

Die Bildung des Formkörpers ist überraschend, da reines Al- Pulver unter Preß- und Glühbedingungen entweder explosionsar tig reagiert (bei extremer Al-Pulverfeinheit, d. h. < ca. 10 µm) oder aber hefekuchenartig aufschwillt, ohne einen Zusam menhang zwischen den entstehenden Al₂O₃-Partikeln zu bewir ken. D. h., es war zu erwarten, daß kein fester Körper entsteht. Eine Pulverkombination aus Al₂O₃ mit reinem Al führt jedoch zu einem relativ festen, reaktionsgebundenen Körper. Die eingesetzte Pulverform von Al mit gegebenenfalls geringen Mengen an Mg-, Si- und Zn-Pulver zusammen mit minde stens 40 Vol.-% Al₂O₃-Pulver oder AlN ergibt noch dichtere und festere Formkörper. Zwar ist aus Arbeiten von W. Thiele (Aluminium, 38 (1962) 707, S. Balicki (Trace Inst. Hutn. 10 (1958) 208), M. Drouzy und C. Mascare (Metallurgical Reviews, 131 (1969 25), M. Richard und R. Emery (Fonderie 373 (1977) 389) und aus den zuvor erwähnten Lanxide-Anmeldungen (s. u. a. EP 02 34 704) bekannt, daß insbesondere Zusätze von Mg, Na, Se, Zn, Mn und Si die Oxidation von Al-Schmelzen beschleunigen, sie hätten aber um so mehr einen hefekuchenartig aufgeblähten Körper ergeben müssen. Auch wenn ZnO und MgO in Mengen zwi schen etwa 0,1 und etwa 5 Gew.-% zugesetzt wurden, führte reines Al-Pulver zu festen Körpern. Besonders gegenüber den Produkten des Lanxide-Prozesses ist es überraschend, daß die metallische Phase vollständig zu Al₂O₃ oxidiert wird. Eine mögliche Erklärung liefert die hohe Dichte der im Formkörper vorhandenen Korngrenzen, die als Sauerstoffdiffusionswege zur Verfügung stehen. Eine weitere Überraschung, für die bisher keine Erklärung gefunden wurde, stellt die Tatsache dar, daß in dem Formkörper gemäß der DE-A-38 12 266 Korngrenzen ohne Glasphasen beobachtet werden konnten: dieses Phänomen läßt sich bei mindestens 30% der untersuchten Korngrenzen be obachten.

Die Sinterung erfolgt vorzugsweise an der Luft bei Temperatu ren zwischen 900 und 1550°C bei einem Gesamtdruck von 0.05 bis 0.3 MPa.

Die für die Herstellung des Grünkörpers eingesetzte Menge an Al-Pulver beträgt vorzugsweise 10 bis 50 Vol.-%, bezogen auf die Mischung mit der dispersen anorganischen Komponente. Wenn Al-Legierungspulver verwendet wird, kann dieses als solches mit den oben angegebenen Legierungsbestandteilen eingesetzt werden oder aus einer Mischung der Pulver von reinem Alumini um und den Legierungselementen oder den in situ unter den Sinterbedingungen die Legierung ausbildenden Verbindungen der Legierungselemente bestehen. Insbesondere kann in diesem Fall reines unlegiertes Al-Pulver zusammen mit Oxiden der Legie rungselemente zugesetzt werden, wobei Magnesium in Form von MgO oder MgAl₂O₄, Si in Form von SiO₂ und Zn in Form von ZnO in Mengen, die zwischen 0.1 und 10 Gew.-%, vorzugsweise von 0.5 bis 20 Gew.-% des Legierungselements entsprechen, einge setzt werden können. Demzufolge ist der bevorzugte Gehalt an metallischen Legierungselementen in den Al-Legierungen 0.5 bis 10 Gew.-% Mg und/oder Si und/oder Zn und/oder Pb und/oder Se und/oder Na und/oder Li. Das Al₂O₃-Pulver wird zweckmäßig mit einer Teilchengröße im Bereich von 1 bis 100 µm einge setzt.

Die Ausgangskomponenten werden zweckmäßig in einer Kugelmüh le, insbesondere einem Attritor, homogenisiert bzw. mecha nisch legiert und das erhaltene Pulver dann zum Grünkörper verarbeitet. Der Grünkörper aus der Metall/Keramikpulver mischung kann durch Trockenpressen, Schlickergießen, Spritz gießen oder Extrudieren hergestellt werden. Das Vermahlen bzw. Attritieren erfolgt zweckmäßig in einem gegenüber den Komponenten inerten flüssigen Medium wie Aceton oder einem Alkohol wie Isopropanol.

Die Sinterstufe selbst wird in Sauerstoff- und Stickstoffhal tiger Atmosphäre bei einem Druck zwischen 0.05 und 10 MPa durchgeführt. Bevorzugt wird der Bereich zwischen 0,08 und 0.5 MPa, ganz besonderes bevorzugt der Bereich zwischen 0,09 und 0.11 MPa.

Gemäß einer besonderen Ausführungsform des Verfahrens wird nach der Sinterbehandlung noch eine heißisostatische Nachver dichtung in einem Druckübertragungsmedium aus Ar, Na₂ oder einem Gemisch aus Ar und O₂ durchgeführt (HIP).

Zur Sinterbehandlung kann der Grünkörper üblicherweise mit einer Aufwärmphase auf die eigentliche Sintertemperatur aufgeheizt werden. Die Aufwärmphase kann jedoch auch wegge lassen und der Grünkörper direkt in den heißen Ofen bei Temperaturen zwischen 900 und 1200°C eingeführt und bei dieser Temperatur bis zur mindest teilweisen Reaktion des Al- Pulvers gehalten und anschließend abgekühlt werden. Bevorzugt wird die Haltezeit so eingestellt, daß eine vollständige Umsetzung des Al-Pulvers stattfindet. Zu diesem Zweck wird der eigentlichen Glühbehandlung bei 900 bis 1200°C noch eine Nacherwärmung auf 1300 bis 1600°C angeschlossen, um eine Sinterung und gegebenenfalls eine vollständige Umsetzung des Aluminiums sicherzustellen.

Der Keramikformkörper gemäß der DE-A-38 12 266 kann als Matrix für die Einbettung von Whiskern, Fasern oder anderen Verstär kungsformen unterschiedlicher anorganischer Stoffe verwendet werden. In diesem Falle werden zweckmäßig 5 bis 50 Vol.-%, bezogen auf die Mischung von disperser anorganischer Kompo nente und Al-Pulver, an Fasern, Whisker oder Plättchen zuge setzt, die ihrerseits wiederum aus Al₂O₃, Mullit, ZrO₂, SiC, α₄C, TiC, Si₃N₄, AlN oder Legierungen dieser Substanzen bestehen können.

Außer der oben schon genannten bevorzugten anorganischen Komponente in Form von Al₂O₃ und AlN können als disperse anorganische Komponente auch Pulverteilchen aus einer oder mehreren der karbidischen Phasen SiC, B₄C, TiC, WC, TaC und/oder der nitridischen Phase Si₃N₄ und/oder der boridi schen Phasen ZrB₂ oder TiB₂ eingesetzt werden. Eine weitere Verbesserung der physikalischen Eigenschaften des Formkörpers läßt sich durch Infiltration des fertigen Formkörpers mit flüssigem Aluminium erzielen. Hierbei werden die noch vorhan denen Poren durch das flüssige Aluminium gefüllt, so daß ein vollständig dichter Körper erzielt wird.

Es wurde nun gefunden, daß die erfindungsgemäßen Keramikform körper gegenüber den vorstehend beschriebenen Formkörpern gemäß der DE-A-38 12 266 hohe Anteile an temperaturbeständigen Mullit enthalten und dazu noch praktisch frei von Glaspha sen sind, was für mullithaltige Körper völlig ungewöhnlich ist.

Dadurch, daß das metallische Aluminium bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Mullit-haltigen Keramikformkörper mit einem Silicium-haltigen Material, z. B. Si, SiC, Si₃N₄ oder ZrSiO₄, gegebenenfalls zusammen mit Anteilen von Al₂O₃ fein gemahlen, pulvermetallurgisch geformt und anschließend an Luft bei Temperaturen zwischen 700°C und 1300°C reaktionsge glüht wird, wandelt sich das Si-haltige Material in reaktives SiO₂ um und reagiert zum Teil mit dem aus dem flüssigen Al entstandenen Al₂O₃ unter Bildung von Mullit gemäß der Glei chung:

3Al₂O₃ + 2SiO₂ → 3Al₂O₃ × 2SiO₂ (Mullit).

Diese Mullitbildung stellt zwar eine bekannte Reaktion dar, aber die Tatsache, daß keine silikatischen intergranularen Glasphasen auftreten, war völlig überraschend und ist noch ungeklärt. Möglicherweise hängt dies damit zusammen, daß infolge der Reduktion des SiO₂ durch flüssiges Al ein für die Mullit-bildung günstiger Übergangszustand entsteht. Bei einem sonst üblichen Einsatz von SiO₂ - und Al₂O₃-Pulver zur Reak tionssinterung von Mullit entstehen nämlich immer, zumindest in geringer Menge, amorphe intergranulare Phasen; diese amorphen Phasen verschlechtern aber die Hochtemperatureigen schaften von Mullitkeramiken beträchtlich.

Die Reaktion Al → Al₂O₃, die der Herstellung der aus DE-A 38 12 266 bekannten Keramikformkörper zugrundeliegt, ist mit einer Volumenzunahme von 28% verbunden; beim Übergang von SiC → SiO₂, der bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Mullit-haltigen Keramikformköper auftritt, tritt eine Volu menzunahme von ca. 108% auf. Besonders diese zweite Ausdeh nungsreaktion trägt dazu bei, daß die bei der anschließenden Sinterung bei Temperaturen < 1300°C auftretende Schrumpfung dann leichter kompensiert werden kann als nur auf der Basis der Volumenzunahme der Reaktion Al → Al₂O₃, wie sie dem Keramikformkörper gemäß der DE-A-38 12 266 zugrunde liegt. In dieser Sinterstufe reagiert dann das restliche SiO₂ mit Al₂O₃ ebenfalls zu Mullit. Aufgrund der bei der Reaktion entstehen den feinen Mullitkristalle ist es möglich, für die erfin dungsgemäßen Mullitkeramiken geringere Sintertemperaturen von nur ca. 1300°C bis ca. 1500°C anzuwenden. Die dabei auftre tenden sehr feinen Poren (< 1 µm) wirken sich auf die Festig keit kaum noch aus. Die Porosität kann jedoch bei Temperaturen von < 1500°C bis ca. 1700°C noch weiter verrin gert werden. Besonders günstig für das Reaktions- und Sin terverhalten sowie für die mechanischen Eigenschaften der Keramikformkörper wirken sich Zusätze von Al₂O₃ und/oder ZrO₂ bzw. ZrSiO₄ aus. Auch solche Al₂O₃- und ZrO₂-reiche, nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhältliche Mullitkeramiken weisen keine Glasphasen auf (auch bei der Reaktion ZrSiO₄ + Al₂O₃ → Mullit + ZrO₂ handelt es sich um eine an sich bekann te Reaktion; vgl. z. B. J. Am. Cerm. Soc. 63 (1980), 228 und DE-A-29 20 795).

Die Ausgangskomponenten können erfindungsgemäß wie vorstehend für die Herstellung der Keramikformkörper gemäß der DE-A 38 12 266 angegeben in einer Kugelmühle, insbesondere einem Attritor, homogenisiert, bzw. mechanisch legiert und das erhaltene Pulver dann zum Grünkörper verarbeitet werden. Eine effektive Vermahlung des groben Al-Ausgangspulvers läßt sich zweckmäßigerweise besonders dadurch erzielen, daß mit groben SiC- und/oder Al₂O₃-Pulvern (3 bis 30 µm) attritiert wird, bis die gesamte Pulvermischung Teilchengrößen zwischen 0.1 und 3 µm erreicht hat. Um die Sinterung und Reaktion zu verbessern, kann ein Teil des Al₂O₃ aber auch in feindisper ser Form (< 1 µm) zugesetzt werden. Die Si-haltige Komponente sollte möglichst in feiner (d. h. < 5 µm Durchmesser) Teil chenform zugesetzt werden. Wenn grobes Al₂O₃-Pulver als Mahlunterstützung verwendet wird, wirkt sich beispielsweise der Zusatz von SiC mit Pulverteilchen < 1 µm besonders vor teilhaft aus. Bei Verwendung von TZP-Mahlkugeln (tetragonales ZrO₂) wird ZrO₂-Abrieb eingebracht, der sich auf den Prozeß aber vorteilhaft auswirkt. Bei der Mahlung, beispielsweise in Aceton oder Isopropanol, bilden sich Al₂O₃-Häute um die feinen, von nanometergroßen Oxidpartikelchen durchsetzten, Al-Teilchen, so daß eine gefahrlose Handhabung, d. h. Trock nung und weitere Bearbeitung der Pulvermischung an Luft oder in anderen oxidierenden Atmosphären erfolgen kann.

Gemäß einer Ausführungsform der Erfindung kann ein Teil des Aluminiums ersetzt werden durch eines oder mehrere der Metal le bzw. Metalloide aus der Gruppe Co, Cr, Cn, Fe, Mg, Mn, Ni, Ti, Zn, Zr, Ca, Si,Sic, Si₃N₄. Dabei werden bis zum 50% des ursprünglich als Pulver eingesetzten Al durch ein Metallpul ver oder -gemisch aus dieser Gruppe ersetzt. Die nachfolgende Tabelle zeigt die bei der Oxidation dieser Metalle bzw. Metalloide ablaufenden Reaktionen und deren chemisch-physika lische Daten.

Die erfindungsgemäßen Pulvermischungen lassen sich, insbeson dere aufgrund des duktilen Al-Pulveranteils, ohne Binde- oder Preßhilfsmittel unter Verwendung aller pulvermetallurgischen Verfahren formen, z. B. durch isostatisches Pressen, Extrudie ren, Spritzgießen oder Schlickergießen.

Die Wärmebehandlung des Grünkörpers erfolgt vorzugsweise bei Temperaturen zwischen 700 und 1700°C. Insbesondere ist es zweckmäßig, die Wärmebehandlung in zwei Stufen durchzuführen, und zwar insbesondere so, daß der Grünkörper zunächst bei Temperaturen zwischen ca. 700 und 1300°C reaktionsgeglüht wird, und anschließend bei Temperaturen zwischen ca. 1300°C bis 1700°C gesintert wird. In der ersten Stufe (zwischen 700 und 1300°C) erfolgt bei offener Porosität die Reaktion zu SiO₂ und teilweise zu Mullit bzw. Al₂O₃ und Mullit in einer Zeit zwischen ca. 2 und 20 Stunden. Die Reaktionsdauer ist von der Gründichte, von den Phasenanteilen, der Pulverteil chengröße und der Temperatur abhängig. Wenn die Mischung ZrO₂ enthält, kann die Reaktionszeit wesentlich verringert werden, z. B. bei ca. 15 Vol.-% ZrO₂ um einen Faktor von ca. 4. In der zweiten Stufe (Wärmebehandlung oberhalb 1300°C) reagiert weiteres SiO₂ mit Al₂O₃ zu Mullit, und der Keramikformkörper wird bis zur gewünschten Dichte gesintert. Hierbei sind die üblichen Sinterzeiten, vorzugsweise zwischen 0.5 und 5 Stun den, erforderlich.

Die Reaktion in der ersten Stufe wird deutlich beschleunigt, wenn die sauerstoffhaltige Atmosphäre feucht ist, also Was serdampf enthält, wenn die Atmosphäre bewegt wird, wenn reiner Sauerstoff verwendet wird oder wenn Sauerstoff im Gemisch mit Ar oder/und He eingesetzt wird. Dabei kann eines dieser bevorzugten Beschleunigungsmerkmale allein oder zusam men mit einem oder mehreren der anderen Beschleunigungsmit teln eingesetzt werden. Hierdurch läßt sich die Zeitdauer der Reaktion der 1. Erhitzungsstufe bei einer gegebenen Grünkör perzusammensetzung von 8 bis 15 Stunden in stehender Luft bis auf 1 bis 3 Stunden herabsetzen.

Durch Auswahl der geeigneten Wärmebehandlung im Rahmen der dafür vorstehend genannten Bedingungen läßt sich ein Keramik körper mit einer sehr feinen, (< 1 µm) offenen Porosität erhalten. Ein solcher Körper eignet sich zum Infiltrieren mit metallischen oder anderen anorganischen Phasen, bzw. auch als Filter. Zur Herstellung eines solchen porösen Körpers wird die Wärmebehandlung vorzugsweise so durchgeführt, daß die Reaktionsphase mit einer kurzen Sinterphase kombiniert wird; oder die Sinterung wird nach einer relativ hohen Reaktions temperatur ganz weggelassen.

Aufgrund der einstellbaren, sehr geringen Schrumpfung der erfindungsgemäßen Mullitkeramik können nicht schrumpfende zweite Phasen in Form von Teilchen, Fasern, Plättchen, usw. eingebracht werden, ohne daß festigkeitsmindernde Spannungen auftreten. Die erfindungsgemäße Keramik stellt also eine ideale Matrix sowohl für verstärkende und/oder verschleißmin dernde Phasen als auch für Phasen dar, die andere (z. B. elektronische) Funktionen übernehmen können. Die Einlagerung solcher Phasen wird durch die geringen Reaktionstemperaturen begünstigt. So lassen sich beispielsweise sehr grobe SiC- Plättchen (ca. 10 bis 200 µm) in einer Mullit/Al₂O₃-Matrix an der Luft einlagern, ohne daß wesentliche Reaktionen dabei auftreten. Ähnliche Verhältnisse können auch bei anderen Phasen, wie z. B. TiC, TiB₂, B₄C usw., festgestellt werden.

Durch eine entsprechende Verfahrensführung kann bei Mischun gen aus Al₂O₃ und SiC auch nur eine äußere Schicht der SiC- Teilchen für die Mullitkeramikbildung herangezogen werden, während das innere der SiC-Teilchen als reines SiC im ferti gen Keramikformkörper erhalten bleibt. Bei SiC-Teilchen mit einem Durchmesser < 3 -µm bleibt fast immer ein innerer SiC- Kern nach der Reaktion und Sinterung erhalten.

Vorzugsweise enthält die erfindungsgemäß eingesetzte feindis perse Ausgangsmischung < 10 Vol.-%, insbesondere 25 bis 50 Vol.-% Al und/oder Si-haltige Al-Legierung.

In einer bevorzugten Ausführungsform besteht der erfindungs gemäße Keramikformkörper nach der Wärmebehandlung aus 5 bis 100 Vol.-% Mullit, 0 bis 80 Vol.-% Al₂O₃ und/oder ZrO₂ und/oder Zirkon und/oder Al₂TiO₅ und/oder Cordierit und/oder MgAl₂O₄.

Das Si-haltige Material wird vorzugsweise aus einer oder mehreren der folgenden Stoffe ausgewählt: Elementares Si, SiC, Si₃N₄, ZrSiO₄ (Zirkon), MgSiO₃, Cordierit. Es liegt in der Ausgangsmischung in einer Menge zwischen 5 und 30 Vol.-%, vorzugsweise in einer Menge von mindestens 10 Vol.-% vor.

Das erfindungsgemäß eingesetzte Aluminiumpulver kann ganz oder teilweise durch ein Si-haltiges Aluminiumlegierungspul ver ersetzt werden, und es kann zusätzlich auch Al₂O₃ zuge setzt werden.

Vorzugsweise beträgt die Längenänderung (insbesondere Schrumpfung) zwischen dem Grünkörper und dem wärmebehandelten Formkörper weniger als ± 10%, insbesondere weniger als ± 1%.

In einer zweckmäßigen Ausführungsform kann der erfindungsge mäße Keramikformkörper nicht schrumpfende Verstärkungs- und/oder Funktionselemente in Form von kugeligen, plättchen- oder faserförmigen Teilchen enthalten, insbesondere in einem Volumenanteil zwischen 5 und 50%, und/oder in Abmessungen zwischen 5 und 500 µm eingelagert enthalten. Diese Einlage rungselemente bestehen vorzugsweise aus Oxiden, Karbiden, Nitriden, Siliziden und/oder Boriden.

Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist auch ein Verfahren gemäß Anspruch 12 zur Herstellung der erfindungsgemäßen Keramikformkörper, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man einen aus einer feindispersen Mischung aus Al und einem Si- haltigen Material geformten Grünkörper in einer sauerstoff haltigen Atmosphäre einer Wärmebehandlung unterzieht.

Vorzugsweise wird eine Mischung aus Aluminium und dem Si- haltigen Material attritiert und dann daraus ein Grünkörper geformt; insbesondere attritiert man mindestens eine Stunde, und insbesondere 1 bis 8 Stunden.

Bevorzugte Ausführungsformen dieses Verfahrens sind Gegen stand der Ansprüche 13 bis 26.

In einer zweckmäßigen Ausführungsform werden zur Herstellung der feindispersen Pulvermischung das Al und Si und/oder die Si-haltigen Verbindungen mit grobem Al₂O₃-Pulver, insbesonde re mit einer Größe zwischen 3 und 30 µm, in einem flüssigen Medium attritiert. Das grobe Al₂O₃-Pulver kann dabei ganz oder teilweise durch grobes SiC- und/oder Si₃N₄-Pulver als Mahlunterstützung, vorzugsweise mit der gleichen Teilchen größe, ersetzt werden. Al₂O₃ muß dann jedoch in feiner Form, vorzugsweise < 1 µm, beigemischt werden. Wenn grobes Al₂O₃- Pulver verwendet wird, kann die Si-haltige Komponente (z. B. SiC) auch in sehr feiner (< 1 µm) Form zugesetzt werden.

Die Wärmebehandlung des Grünkörpers wird vorzugsweise bei Temperaturen zwischen 700 und 1700°C durchgeführt. Dabei ist es insbesondere zweckmäßig, die Wärmebehandlung in zwei Stufen durchzuführen, wobei der Grünkörper zunächst bei Temperaturen zwischen ca. 700 und 1300°C reaktionsgeglüht wird, und anschließend bei ca. 1300°C bis 1700°C gesintert wird. Zweckmäßigerweise werden die Bedingungen der Wärmebe handlung dabei so ausgewählt, daß sich eine definierte feine und offene Porosität ergibt. In einer zweckmäßigen Ausfüh rungsform werden in dem erhaltenen Keramikformkörper die Poren dann mit einer Flüssigkeit im Vakuum oder unter Druck, insbesondere bei 0.1 bis 100 MPa Argondruck, infiltriert. Die Flüssigkeit zur Infiltration ist vorzugsweise ausgewählt aus der Gruppe Al, Al-Legierung, Si und/oder Si-Legierung; insbe sondere ist die Flüssigkeit Al und/oder eine Al-Legierung; oder Si und/oder eine Si-Legierung.

Zur Oberflächenbehandlung wird der Formkörper zweckmäßiger weise in einer Sauerstoff- oder Stickstoff-haltigen Atmosphä re geglüht.

Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung betreffen auch reaktionsgebundene mullithaltige Keramikformkörper, bzw. ein Verfahren zur Herstellung unter Verwendung der vorstehend für die Keramikformkörper und das Verfahren zu ihrer Herstellung gemäß der DE-A-38 12 266 angegebenen Ausgangsprodukte, Reakti onsmischungen und Reaktionsbedingungen in Kombination mit der erfindungswesentlichen Verwendung des Si-haltigen Materials, und insbesondere in Kombination mit den vorstehend als bevor zugt genannten erfindungsgemäßen Ausführungsformen.

Gegenstand der vorliegenden Erfindung sind auch die nach den vorstehend genannten bevorzugten Ausführungsformen oder deren Kombinationen erhältlichen Keramikformkörper.

Weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist auch die Verwendung der erfindungsgemäßen keramischen Formkörper als verschleiß- und/oder hochtemperaturfeste Komponente (Kon struktionsteile) im Maschinen-, Apparate- und Motorenbau, als Schneidwerkzeug, als Lager- und Dichtungselement, und/oder als Funktionsteil in elektronischen Apparaten.

Die vorstehend genannten Verwendungsmöglichkeiten der erfin dungsgemäßen reaktionsgebundenen Mullit-haltigen Keramikform körper beruhen auf ihren hervorragenden Eigenschaften, insbesondere auf den folgenden Eigenschaften:

1. Die Schrumpfung liegt immer unterhalb von 10%, insbe sondere unterhalb von 1%, und in der Regel zwischen 0 und 4%.
2. Die erfindungsgemäßen Keramikformkörper besitzen prak tisch keine amorphen intergranularen Phasen.
3. Es läßt sich eine sehr feine offene Porosität, insbeson dere einer Größe < 1 µm, einstellen;
4. Es können grobe zweite Phasen spannungsfrei eingelagert werden;
5. Die Verfahrenstemperaturen sind für Mullitkeramiken vergleichsweise niedrig;
6. Es können billige und leicht erhältliche verunreinigte Rohstoffe eingesetzt werden.

In der Fig. 1 wird die lineare Dimensionsänderung (L) in Abhängigkeit von der Enddichte (Sinterdichte) sowie von der Gründichte dargestellt für eine Ausgangszusammensetzung von 20 Vol.-% SiC, 50 Vol.-% Al und 30 Vol.-% Al₂O₃; es ergibt sich eine Null-Schrumpfung bei einer Sinterdichte von 95% TD, wenn der Grünkörper eine Dichte von 70% TD aufwies.

Die lineare Schrumpfung (L) in Prozent kann durch die folgen de Beziehung ausgedrückt werden:

worin ρ₀ die Gründichte und ρ die Enddichte nach Reaktion und Sinterung ist.
K = Δ₁V₁ + Δ₂V₂ + Δ₃V₃ + V_Al203 (2)

worin Δ der bei einer Reaktion auftretende Volumengewinn und V die Volumenfraktion der entsprechenden Ausgangsphase bedeu ten. Für die Verwendung von SiC (unter Bildung von SiO₂) gilt beispielsweise:

ΔSiC = 2.08 (108% Volumenzunahme).

Für Al (Bildung von Al₂O₃) gilt:

ΔAl = 1.28 (28%),

und für Zirkon (Bildung von ZrO₂ und Mullit) gilt:

ΔZrSiO₄ = 1.27 (27%).

In Beispielen wurden Mischungen aus 20 Vol.-% SiC (V_SiC = 0.2), 50 Vol.-% Al (V_Al = 0.5) und 30 Vol.-% Al₂O₃ (V_Al203 = 0.3) verwendet, woraus sich ein K-Wert ergibt von:

K = 2.08 × 0.2 + 1.28 × 0.5 + 0.3

Die Fig. 2 zeigt für eine Al₂O₃/SiC/Al-Mischung den Zusam menhang zwischen dem Anteil an SiC und Al sowie den Grün- und Enddichten unter der Annahme einer Null-Schrumpfung. Die gestrichelte Linie gilt für einen Körper mit 100% TD Sin terdichte (TD = theoretische Dichte), und die durchgezogene Linie gilt für einen Körper mit 95% TD. Das schraffierte Feld gibt den technisch sinnvollen Bereich an, für den die entsprechenden Gründichten mit isostatischen Preßdrücken von z. B. 300 bis 700 MPa hergestellt werden können. Der in der Fig. 2 im schraffierten Bereich angegebene Punkt sagt aus, daß ein Keramikformkörper mit einer Enddichte von 95% TD für eine Null-Schrumpfung eine Gründichte von 70% TD aufweisen muß (durch einen entsprechenden Preßdruck einstellbar), wenn er aus einer Mischung aus 22.5 Vol.-% SiC, 40 Vol.-% Al und 35.5 Vol.-% Al₂O₃ hergestellt wird. (Dabei ist die geringe Volumenzunahme bei der Reaktion von SiO₂ und Al₂O₃ zu Mullit, die 13% beträgt, sowie der Anteil der beim Mahlen entstande nen Al₂O₃-Haut um die Al-Partikel nicht berücksichtigt).

Die nachfolgenden Beispiele sollen nun die Erfindung näher erläutern, ohne sie darauf zu beschränken. Soweit nicht anders angegeben, beziehen sich Prozentangaben auf das Volu men, und Temperaturangaben auf die Celsius-Skala.

Beispiel 1

150 g eines Pulvers aus 45 Vol.-% Al Pulver (Alcan 105, 20-50 µm, Alcan, Montreal/Kanada), 35 Vol.-% Al₂O₃ (Dycron 13, 13 µm Durchmesser, Hüls AG, Troisdorf), 15 Vol.-% SiC (Norton 1000 Grit, 5.0 µm Durchmesser, Norton, USA) und 5 Vol.-% ZrO₂ (TZ-2Y, Tosoh, Japan < 1 µm Durchmesser) wurden 8 Stunden in einer Attritormühle mit 3 mm TZO-Mahlkugeln in Aceton gemah len. Die mittlere Pulverteilchengröße wurde dadurch auf < 1 µm reduziert. Danach wurde die Mischung in einem Rotati onstrockner getrocknet und anschließend isostatisch zu Plat ten mit den Abmessungen 40 × 40 × 8 mm unter einem Druck von 300 bis 500 MPa gepreßt. Anschließend wurden die Proben an Luft mit 10 K/min auf 1150°C aufgeheizt und 8 Stunden auf dieser Glühstufe gehalten. Dann wurden sie in einer zweiten Glühstufe 5 Stunden bei 1500°C wärmebehandelt.

Alle Proben wiesen danach eine Dichte von über 94% TD (theo retische Dichte) auf, wobei sehr feine geschlossene Poren mit Durchmessern < 0.1 µm erhalten wurden. Die Körper enthielten kein SiC mehr; sie bestanden überwiegend aus Mullit mit einer feinen (< 0.5 µm) Korngröße und aus Al₂O₃ und feinverteilten ZrO₂. Spuren von Zirkon (ZrSiO₄) konnten ebenfalls nachgewie sen werden. Die Grenzflächen enthielten keine silikatischen Glasphasen. Die Schrumpfung (lineare Differenz zwischen den Abmessungen des Grün- und Sinterkörpers) betrug bei einem isostatischen Preßdruck von 500 MPa 0.4%, und bei 300 MPa 2.9%. Die mittlere 4-Punkt-Biegefestigkeit betrug 340 MPa.

Beispiel 2

Wie im Beispiel 1 wurde eine Mischung aus 40 Vol.-% Al und 60 Vol.-% SiC 6 Stunden lang attritiert, getrocknet und bei 300 MPa isostatisch gepreßt. Die erste Glühstufe betrug 10 Stun den bei 1100°C, die zweite 5 Stunden bei 1500°C. Die Schrump fung betrug danach 2.5%, bei einer Dichte von ca. 95 TD. Der Sinterkörper bestand aus ca. 30 Vol.-% von in Mullit eingela gertem SiC, d. h. nur eine äußere Schale der SiC-Teilchen wurde oxidiert und in den Mullitbildungsprozeß eingebracht.

Beispiel 3

Wie im Beispiel 1 beschrieben wurde eine Mischung 50 Vol.-% Al, 30 Vol.-% Al₂O₃ und 20 Vol.-% SiC attritiert, getrocknet und bei 300 MPa isostatisch gepreßt. Die Wärmebehandlung war die folgende: 1. Stufe 8 Stunden bei 1300°C, 2. Stufe 3 Stunden bei 1650°C. Die Schrumpfung betrug danach 0.5% bei einer Dichte von ca. 96% TD. Der Sinterkörper bestand haupt sächlich aus feinkristallinem Mullit und Al₂O₃, mit Spuren von SiC.

Beispiel 4

Dieses Beispiel diente zur Durchführung des in Fig. 2 darge stellten Tests.

Wie im Beispiel 1 beschrieben wurde eine Mischung aus 22.5 Vol.-% SiC, 40 Vol.-% Al und 37.5 Vol.-% Al₂O₃ attritiert und wärmebehandelt. Bei einem isostatischen Preßdruck von 400 MPa wurde eine Gründichte von 70.3% TD erzielt. Die Sinterdichte betrug ca. 94% TD, bei einer Schrumpfung von 2.1%. D. h., die hierfür berechnete "Null"-Schrumpfung wurde nicht ganz erreicht, weil die beim Attritieren entstandene Oxidhaut um die Al-Teilchen in der Gleichung nicht berücksichtigt wurde.

Beispiel 5

Wie im Beispiel 1 beschrieben wurde eine Mischung aus 40 Vol.-% Al, 40 Vol.-% Al₂0₃, 10 Vol.-% SiC und 10 Vol.-% Zirkon (Zirkosil 1, Auer-Remy, < 1 µ,m) attritiert, getrocknet und wärmebehandelt. Bei einem isostatischen Preßdruck von 700 MPa betrug die Enddichte des Sinterkörpers ca. 94% TD, bei einer Schrumpfung von 0%. Der Körper bestand danach aus Al₂O₃ und Mullit mit feinverteiltem tetragonalen ZrO₂. Rönt genographisch ließen sich ebenfalls Spuren von Zirkon fest stellen. Amorphe intergranulare Phasen konnten im TEM nicht festgestellt werden.

Beispiel 6

Wie im Beispiel 1 beschrieben wurde eine Mischung aus 45 Vol.-%, 16 Vol.-% Al₂O₃, 30 Vol.-% SiC, 4 Vol.-% Zirkon und 5 Vol.-% ZrO₂ attritiert und wärmebehandelt. Nach isostatischer Pressung bei 300 MPa wurden Körper mit einer Dichte von ca. 94% TD, bei einer Schrumpfung von 0.9% erhalten. Der an schließend erhaltene Sinterkörper bestand aus Mullit mit feinverteiltem ZrO₂ und Zirkon.

Beispiel 7

Ein bei 300 MPa gepreßter Grünkörper gemäß Beispiel 6 wurde einer einstufigen Wärmebehandlung während 3 Stunden bei 1600°C unterzogen. Die Aufheizgeschwindigkeit betrug 10 K/min. Der Sinterkörper bestand aus < 20 Vol.-% SiC, einge bettet in eine Al₂O₃-Matrix mit Anteilen aus Mullit, ZrO₂ und Zirkon.

Beispiel 8

Wie im Beispiel 1 beschrieben wurde eine Mischung aus 30 Vol.-% Al, 55 Vol.-% Al₂O₃ und 25 Vol.-% Zirkon attritiert und wärmebehandelt. Bei einer Schrumpfung von 3.5% und einer Sinterdichte von ca. 95% TD bestand der Körper nach einer isostatischen Vorpressung bei 900 MPa aus einer Mullitmatrix mit feinverteiltem Al₂O₃ und tetragonalem ZrO₂.

Beispiel 9

Die attritierte Pulvermischung von Beispiel 5 wurde bei 500 und 700 MPa isostatisch gepreßt und anschließend in einer 1. Stufe bei 1200°C 6 Stunden lang, in einer 2. Stufe bei 1550°C 3 Stunden lang geglüht. In beiden Fällen wurden ca. 95% TD bei einer Schrumpfung von 4.5% (500 MPa isostatischer Preß druck) und 2.7% (700 MPa) erreicht. Die Sinterkörper bestan den aus Mullit und Al₂O₃ mit feinverteiltem t-ZrO₂ und Spuren von Zirkon.

Beispiel 10

Wie im Beispiel 1 angegeben wurde eine Mischung aus 45 Vol.-% Al, 30 Vol.-% Al₂O₃, 15 Vol.-% SiC und 10 Vol.-% ZrO₂ attri tiert, bei 300 MPa gepreßt und bei 1200°C 6 Stunden lang und bei 1550°C 2 Stunden lang wärmebehandelt. Bei einer Dichte von ca. 96% TD betrug die Schrumpfung 2.5% und der Körper bestand etwa zu gleichen Teilen aus Mullit und Al₂O₃, mit feinverteiltem tetragonalem ZrO₂, ohne intergranulare Glas phasen. Die mittlere 4-Punkt-Biegefestigkeit betrug 380 MPa.

Beispiel 11

Die Mischung gemäß Beispiel 10 wurde in einer 1. Stufe bei 1200°C 6 Stunden lang, und in einer 2. Stufe bei 1300°C 1 Stunde lang geglüht. Bei einer geringfügigen Ausdehnung von + 0.8% betrug die Dichte ca. 75% TD, wobei der Körper eine feine offene Porosität im Bereich von 0.1 bis 0.7 µm auf wies.

Beispiel 12

Der nach Beispiel 11 hergestellte Körper wurde bei 60 bar unter einer Temperatur von 900°C mit flüssigem Al infil triert. Die Probe war danach elektrisch leitfähig und wies eine Eindruckbruchzähigkeit von 7.5 MPa m und eine 4-Punkt- Biegefestigkeit von 740 MPa auf.

Beispiel 13

70 Vol.-% der nach Beispiel 10 attritierten Pulvermischung wurden 30 Vol.,-% SiC-Platelets (Alcan, Durchmesser 20 bis 100 µm) zugemischt. Die Zumischung erfolgte in der Attritor mühle bei halbierter Drehzahl (500 Upm) während einer Dauer von 30 min. Bei 300 MPa gepreßte Grünkörper wurden wie in Beispiel 10 wärmebehandelt. Die Schrumpfung betrug danach 0.4%, bei einer Enddichte von ca. 85 TD. Die Proben wurden anschließend wie in Beispiel 12 mit Al infiltriert. Die mittlere Biegefestigkeit betrug danach 590 MPa.

Beispiel 14

Wie in Beispiel 13 beschrieben, wurden einer nach Beispiel 1 attritierten Pulvermischung 40 Vol.-% Al₂O₃-Platelets (Showa Aluminum, Tokyo, Japan; 15-20 µm) zugemischt. Danach wurden bei 500 MPa isostatisch gepreßte Körper bei 1200°C 8 Stunden lang und bei 1350°C 2 Stunden lang an Luft wärmebehandelt. Die offene Porosität betrug danach < 15%. Wie in Beispiel 12 beschrieben, wurden die Proben mit Al infiltriert. Die mitt lere 4-Punkt-Biegefestigkeit betrug danach 750 MPa.

Beispiel 15

Wie in Beispiel 1 beschrieben wurde eine Mischung aus 45 Vol.-% Al, 40 Vol.-% Al₂O₃ und 15 Vol.-% SiC (Lonza, Schweiz UF 15, < 0,5 µm) attritiert und bei 300 MPa isostatisch gepreßt. Die Proben wurden danach in einer 1. Stufe bei 1200°C 6 Stunden lang, und in einer 2. Stufe bei 1700°C 2 Stunden lang geglüht. Der Körper bestand anschließend aus Al₂O₃ mit < 20 Vol.-% feinkristallinem Mullit. Er besaß eine Dichte von ca. 95% TD. Die Schrumpfung betrug 2.1%.

Beispiel 16

Der Pulvermischung gemäß Beispiel 2 wurden 15 Vol.-% ZrO₂ zugegeben, 8 Stunden lang attritiert und 300 MPa gepreßt. Danach wurden die Körper bei 1100°C 3 Stunden lang und bei 1500°C 1.5 Stunden lang geglüht. Die Schrumpfung betrug 2.1%, bei einer Dichte von ca. 94% TD. Neben SiC-Teilchen lagen tetragonale ZrO₂-Teilchen feinverteilt in der Mullitmatrix vor.

Beispiel 17

Es wird wie in Beispiel 15 verfahren.

Mischung aus 40 Vol.-% Al, 15 Vol.-% SiC (< 1 µm) Sika III, Firma Sika, Norwegen; 22,5 Vol.-% Al₂O₃ (Dycron 13, s. Bei spiel 1), 22,5% Al₂O₃ (< 1 µm) CT 3000 Alcoa USA) = feines Pulver, das zugegeben wurde.

Aufheizzyklus wie in Beispiel 1:

1. Stufe bei 1100°C 15 Stunden,
2. Stufe bei 1400°C 8 Stunden.

Schrumpfung: 2%,
4-Punkt-Biegefestigkeit: 355 MPa,
Material wird nochmal bei 1600°C gesintert. Schrumpfung: 1,2%,
Festigkeit stieg auf 430 MPa.

Beispiel 18

Die Pulvermischung aus Beispiel 1 wurde mit 300 MPa isosta tisch gepreßt und an fließender, feuchter Luft (50 cm³/min durch Wasser gefördert) zunächst bei 1050°C 2 h reagiert und anschließend 2 h bei 1550°C gesintert. Die Schrumpfung betrug dabei 3% bei einer Enddichte von 93% TD. Die Probe bestand überwiegend aus Mullit mit einer sehr feinen Korngröße (< 0,2 µm).

Beispiel 19

Eine Pulvermischung wie in Beispiel 1, nur statt 15 Vol.-% SiC wurden 15 Vol.-% Si-Pulver (H.C. Starck, Berlin, ≈ 13 µm) verwendet, wurde mit 160 MPa isostatisch gepreßt und an schließend unter reinem Sauerstoff 1 h bei 1050°C reagiert und danach 2 h bei 1550°C gesintert. Die Probe zeigte dabei eine Schrumpfung von 2,5% bei einer Dichte von 91% TD. Sie bestand überwiegend aus Mullit.

Beispiel 20

100 g der Pulvermischung aus Beispiel 19 wurden mit 100 g groben Al₂O₃-Partikeln (∼53 µm, Schmelzkorund, H.C. Stark, Berlin) in einem Trommelmischer 6 h in Aceton vermischt, anschließend in einem Trockenschrank bei 95°C getrocknet und danach mit 160 MPa isostatisch verpreßt. Der Reaktionsbinde vorgang wurde ebenfalls wie in Beispiel 19 gewählt. Danach entstand ein fester, offenporiger Körper (Porengröße 10-20 µm), in dem die großen Al₂O₃-Partikel über Mullit-Brücken verbunden waren. Eine Schrumpfung trat beim Reaktionssintern nicht auf.

(Dieser Versuch zeigt, daß die Erfindung auch zur Herstellung von Feinstfilterträgern geeignet ist.)

Beispiel 21

Wie in Beispiel 20 wurden statt der Schmelzkorundpartikel Al₂O₃-Kügelchen (∼ 100 µm), die durch trockene Agglomeration und anschließendes Dichtsintern hergestellt waren, einge setzt. Der daraus entstandene Filterträger wies eine Poren größe von 28% (Porengröße 20-30 µm) auf bei einer Biegefestigkeit von 95 MPa.

Beispiel 22

Die Mischung aus Beispiel 1 wurde mit 0,4 Gew.-% Dispergier mittel (MDIT, Hoechst AG), 0,7 Gew.-% Bindemittel (D 79, Monsanto), 6 Gew.-% Bindemittel (B 98, Monsanato), 3,2 Gew.-% Plastifizierungsmittel (PEG 300, Merck AG) und 2,5 Gew.-% Plastifizierungsmittel (Dibutylphtalat, Merck AG) versetzt. Diese Zusammensetzung (35 Vol.-%) wurde mit 65 Vol.-% eines Lösungsmittels (MEK und Ethanol) vermischt und auf einem Tape Caster zu Filmen von 250 µm Dicke gegossen. Eine Schichtung von 10 Filmen wurde bei 120°C laminiert und anschließend bei 550°C ausgebrannt. Danach wurde der Probekörper wie in Bei spiel 1 reaktionsgesintert. Bei einer Schrumpfung von 0,5% betrug die Dichte 91%. Das Gefüge war wie das in Beispiel 1.

Beispiel 23

150 g einer Pulvermischung aus 45 Vol.-% Al (wie Beispiel 1) 10 Vol.-% Cr (Ventron Chemie), 5 Vol.-% Si (H.C. Starck) und 40 Vol.-% Al₂O₃ (CT 3000, Alcoa, USA) wurden wie in Beispiel 19 behandelt. Bei nahezu Null-Schrumpfung enthielt die Probe überwiegend (Al/Cr)₂O₃ (Rubin) und etwas Mullit.

Beispiel 24

Es wurde wie in Beispiel 23 verfahren, nur daß statt Cr 10 Vol.-% Zr (Ventron Chemie) eingesetzt wurde. Der entstandene Körper enthielt 93% TD Al₂O₃ mit feinverteiltem tetragonalen ZrO₂ sowie etwas Mullit.

Claims

1. Reaktionsgebundener Mullit-haltiger Keramikformkörper erhältlich durch Wärmebehandlung eines aus einer fein dispersen Pulvermischung aus Aluminium, Al₂O₃ und einem Si-haltigen Material geformten Körpers in einer Sauer stoff-haltigen Atmosphäre.

2. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulvermischung mindestens 10 Vol.-% insbesondere 25 bis 50 Vol.-%, Aluminium enthält.

3. Keramikformkörper nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß er nach der Wärmebehandlung aus 5 bis 100 Vol.-% Mullit, 0 bis 80 Vol.-% Al₂O₃ und/oder ZrO₂ und/oder Zirkon und/oder Cordierit und/oder MgAl₂O₄ besteht.

4. Keramikformkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Si-haltige Material ausgewählt ist aus einem oder mehreren der folgenden Stoffe: Elementares Si, SiC, Si₃N₄, ZrSiO₄, MgSiO₃, Cordierit.

5. Keramikformkörper nach einem der vorhergehenden Ansprü che, dadurch gekennzeichnet, daß das Aluminiumpulver ganz oder teilweise durch ein Si-haltiges Aluminiumlegierungspulver ersetzt ist.

6. Keramikformkörper nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich zum Aluminiumpulver, Al₂O₃ und/oder Si haltigen Aluminiumlegierungspulver feinkörniges SiC Pulver mit einem mittleren Durchmesser von weniger als < 1 µm zugesetzt wird.

7. Keramikformkörper nach einem der vorhergehenden Ansprü che, dadurch gekennzeichnet, daß die Längenänderung zwischen dem Grünkörper und dem wärmebehandelten Körper weniger als 10%, insbesondere weniger als 1% beträgt.

8. Keramikformkörper nach einem der vorhergehenden Ansprü che, dadurch gekennzeichnet, daß er nicht schrumpfende Verstärkungs- und/oder Funkti onselemente in Form von kugeligen, plättchen- oder faserförmigen Teilchen enthält.

9. Keramikformkörper nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß er die Verstärkungs- und/oder Funktionselemente in einem Anteil zwischen 5 und 50 Vol.-% enthält.

10. Keramikformkörper nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Verstärkungs- und/oder Funktionselemente Abmes sungen zwischen 5 und 500 µm besitzen.

11. Keramikformkörper nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Verstärkungs- und/oder Funktionselemente aus Oxiden, Carbiden, Nitriden, Siliziden und/oder Boriden bestehen.

12. Keramikformkörper nach einem der vorhergehenden Ansprü che, dadurch gekennzeichnet, daß Aluminium teilweise durch ein oder mehrere pulver förmige Metalle, bzw. Metalloide aus der Gruppe Co, Cr, Cu, Fe, Mg, Mn, Ni, Ti, Zn, Zr, Ca, Si ersetzt ist.

13. Keramikformkörper nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 50 % des Aluminiums ersetzt sind.

14. Verfahren zur Herstellung eines Keramikformkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß man einen aus einer feindispersen Mischung aus Al, Al₂O₃ und einem Si-haltigen Material geformten Grünkör per in einer Sauerstoff-haltigen Atmosphäre einer Wärme behandlung unterzieht.

15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Mischung aus Aluminium, Al₂O₃ und dem Si- haltigen Material attritiert und dann daraus einen Grünkörper formt.

16. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß man mindestens eine Stunde, und insbesondere 1 bis 4 Stunden lang attritiert.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, daß man das Al und Si und/oder die Si-haltigen Verbin dungen mit groben Al₂O₃-Pulver in einem flüssigen Medium attritiert.

18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß das Al₂O₃-Pulver eine Größe zwischen 3 und 30 µm besitzt.

19. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß als Si-haltiges Material SiC bzw. Si₃N₄ in feiner (< 1 µm) Form zugesetzt wird.

20. Verfahren nach Anspruch 17 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß das grobe Al₂O₃-Pulver ganz oder teilweise durch grobes SiC- und/oder Si₃N₄-Pulver ersetzt ist.

21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß das grobe Al₂O₃ ganz oder teilweise durch feines (< 1 µm) Al₂O₃ ersetzt wird.

22. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 700 und 1700°C erfolgt.

23. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß der Grünkörper zunächst bei Temperaturen zwischen ca. 700 und 1300°C reaktionsgeglüht wird, und an schließend bei ca. 1300 bis 1700°C gesintert wird.

24. Verfahren nach Anspruch 14, 20 oder 21, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung in einer Sauerstoff-haltigen Atmosphäre durchgeführt ist, die feucht ist, oder/und bewegt wird oder/und aus reinem Sauerstoff oder/und aus Sauerstoff in Gemisch mit Argon oder/und Helium be steht.

25. Verfahren nach Anspruch 22 oder 23, dadurch gekennzeichnet, daß die Bedingungen der Wärmebehandlung so ausgewählt werden, daß sich eine definierte feine und offene Poro sität ergibt.

26. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 25, dadurch gekennzeichnet, daß in dem erhaltenen Keramikformkörper die Poren mit einer Flüssigkeit im Vakuum oder unter Druck infiltriert werden.

27. Verfahren nach Anspruch 26, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem Argondruck von 0.1 bis 100 MPa infiltriert wird.

28. Verfahren nach Anspruch 26 oder 27, dadurch gekennzeichnet, daß die Flüssigkeit ausgewählt ist aus der Gruppe Al, Al-Legierung, Si und/oder Si-Legierung.

29. Verfahren nach Anspruch 19 bis 28, dadurch gekennzeichnet, daß der Formkörper zur Oberflächenbehandlung in einer Sauerstoff- oder Stickstoff-haltigen Atmosphäre geglüht wird.

30. Verwendung eines Keramikformkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 13 oder eines nach einem der Ansprüche 14 bis 29 hergestellten Keramikformkörpers als ver schleiß- und/oder hochtemperaturfeste Komponente im Maschinen-, Apparate- und Motorenbau.

31. Verwendung eines Keramikformkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 13 oder eines nach einem der Ansprüche 14 bis 29 hergestellten Keramikformkörpers als Schneid werkzeug, als Lager- und/oder Dichtungselement.

32. Verwendung eines Keramikformkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 13 oder eines nach einem der Ansprüche 14 bis 29 hergestellten Keramikformkörpers als Funkti onsteil in elektronischen Apparaten.