DE69407495T2

DE69407495T2 - Gesinterter Formkörper auf der Basis von Siliciumnitrid und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE69407495T2
Application number: DE1994607495
Authority: DE
Inventors: Takashi Matsuura; Masaya Miyake; Akira Yamakawa
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1993-06-30
Filing date: 1994-06-30
Publication date: 1998-05-14
Anticipated expiration: 2014-07-01
Also published as: JPH0797266A; DE69407495D1; EP0631997B1; JP3617076B2; EP0631997A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen gesinterten Formkörper auf der Basis von Siliciumnitrid mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften in mittleren und tiefen Temperaturbereichen von Raumtemperatur bis 1100ºC als keramische Baumaterialien zur Verwendung für Kraftfahrzeugteile, abriebbeständige Werkzeuge und dergleichen. Die Erfindung betrifft auch Verfahren zu dessen Herstellung.
Siliciumnitrid ist ein Material, das eine gute Ausgewogenheit in bezug auf Festigkeit, Bruchzähigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Abriebbeständigkeit, Wärmeschockbeständigkeit, Oxidationsbeständigkeit und dergleichen aufweist, so daß es in zahlreichen Bereichen wie für Schneidwerkzeuge und Motorteile Anwendung findet. insbesondere hat es vor kurzem die Aufmerksamkeit der Industrie als Baumaterial für Kraftfahrzeugmotoren, Gasturbinen und dergleichen auf sich gelenkt. Zur Verwendung von gesinterten Formkörpern auf der Basis von Siliciumnitrid in jenen Bereichen, die eine hohe Verläßlichkeit von den Materialien verlangen, wie in Kraftfahrzeugmotoren, ist jedoch eine weitere Verbesserung ihrer Bruchzähigkeit wesentlich, so daß ihre Sprödigkeiten verringert wird, und gleichzeitig muß ihre Festigkeit verbessert werden.
Zum Beispiel wurden, wie in der Japanischen Patent-Offenlegeschrift Nr. SHO 61-91065 und der Japanischen Patent-Offenlegeschrift Nr. HEI 2-44066 offenbart ist, Siliciumnitrid-Einphasenmaterialien vorgeschlagen, die verbesserte mechanische Eigenschaften wie Festigkeit aufweisen, indem eine Kombination von Kristallphasen, oder eine Verbundkristallphase, aus gleichachsigem partikulären α'-Sialon (allgemeine Formel: Mx(Si, Al)&sub1;&sub2;(O, N)&sub1;&sub6;, wobei M Mg, Ca, Li und Seltenerdmetalle darstellt) und säulenförmigem β'-Sialon (einschließlich der Siliciumnitride vom β-Typ) geschaffen wird. Wie jedoch aus ihren Ausführungsbeispielen hervorgeht, sind die Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Formkörpers, die eine Festigkeitseigenschaft bei den erhaltenen gesinterten Formkörpern stabil über 100 kg/mm² im Sinne der Biegefestigkeit aufweisen, immer Warmpreßverfahren, so daß eine hohe Festigkeitseigenschaft bisher vom industriellen Standpunkt aus nicht stabil erreicht wurde.
Ebenso wurden Verbundmaterialien vorgeschlagen, wie in der Japanischen Patent-Offenlegeschrift Nr. HEI-4-202059 offenbart ist, wobei 1 bis 500 nm feine Partikel in Siliciumnitrid und Sialon mit einem Durchmesser auf der längeren Achse von 0,05 bis 3 µm und einem Aspektverhältnis von 3 zu 20 dispergiert sind.
Die Verbundmaterialien zeigen tatsächlich eine Festigkeit von maximal 167 kg/mm² in den Ausführungsbeispielen, können aber eine Verschlechterung der Festigkeit erfahren, da sie grobes Siliciumnitrid enthalten können. Ferner haben die Verbundmaterialien einen Weibull-Koeffizienten von nur ungefähr 9. Somit kann eine hohe Festigkeitseigenschaft auch in diesem Fall nicht stabil erhalten werden. Ferner wurde, wie in der Japanischen Patent-Offenlegeschrift Nr. HEI-4- 295056 offenbart ist, ein gesinterter Formkörper vorgeschlagen, in dem verschiedene Arten von Partikeln in einer Komgrenzphase von Siliciumnitrid mit säulenförmiger Struktur dispergiert sind. Dieser gesinterte Formkörper hat eine maximale Partikelgrößen mit so viel wie 2 µm bis 3,5 µm Durchmesser auf der kürzeren Achse und 10 µm bis 14 µm Durchmesser auf der längeren Achse, so daß die Matrix selbst eine Bruchquelle darstellen kann. Die Festigkeit beträgt in seinem Ausführungsbeispiel maximal 158 kg/mm², und die Backtemperatur liegt über 1800ºC. Somit kann der gesinterte Formkörper im Sinne von Produktivität und Kosten nicht zufriedenstellend sein.
Bei Versuchen nach dem Stand der Technik, die Festigkeit und Zähigkeit von gesinterten Formkörpern auf der Basis von Siliciumnitrid zu verbessern, wie zuvor beschrieben wurde, war es besonders schwierig, die Festigkeit und Bruchzähigkeit gleichzeitig zu verbessern, da eine Verbesserung der Festigkeit durch Bilden der feinkörnigen Struktur zu einer verringerten Bruchzähigkeit führt und umgekehrt eine Verbesserung der Bruchzähigkeit durch Bereitstellung von säulenförmigen Kristallen durch Zugabe von Haarkristallen oder durch Komwachstum von Siliciumnitrid eine Verschlechterung der Festigkeit herbeiführt.
Wen Xia Pan et al.; Plasma Sintering of Ultrafine, Amorphous Si&sub3;N&sub4;; Advanced Ceramic Materials 3 (1988), Nr.1, S.77-79, betrifft das Plasmasintern von ultrafeinem amorphen Siliciumnitrid ohne Zusatzstoffe und ist in der Herabsetzung des Gewichtsverlusts während des Brennens erfolgreich, so daß eine feine homogene Struktur erhalten wird. Es wird vorgeschlagen, die Proben bei 1200ºC bis 1900ºC zu sintern, und in einem Beispiel wird bei 1900ºC 60 Sekunden lang gesintert.
Daher ist angesichts der obengenannten herkömmlichen Probleme die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen gesinterten Formkörper auf der Basis von Siliciumnitrid zu schaffen, der aus gleichförmigen, sehr feinen Kristallkörnern besteht und gleichzeitig eine verbesserte Festigkeit und Bruchzähigkeit aufweist, und ferner ein Verfahren zu dessen Herstellung zu schaffen.
Zur Lösung der obengenannten Aufgabe umfaßt der gesinterte Formkörper auf der Basis von Siliciumnitrid gemäß der vorliegenden Erfindung mindestens eines von α,β-Si&sub3;N&sub4; und α,β-Sialon, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm, vorzugsweise nicht mehr als 50 nm beträgt.
Ferner umfaßt das Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Formkörpers auf der Basis von Siliciumnitrid gemäß der vorliegenden Erfindung den Schritt des Sinterns eines kristallinen Siliciumnitridpulvers, bestehend aus Kristallkörnern, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt, bei einer Temperatur von 1200ºC bis 1900ºC durch ein Funkenplasma- oder Mikrowellenwärmesinterverfahren, wobei, wenn die Sintertemperatur im Bereich von 1400ºC bis 1900ºC liegt, das Produkt von Sintertemperatur (ºC) und Sinterdauer (Sek) unter 600000ºC.Sek liegt.
Das Siliciumnitridpulver ist vorzugsweise ein kristallines Siliciumnitridpulver, das aus Kristallkörnern besteht, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt, oder ein amorphes kristallines Siliciumnitridpulver. Auch ist das Verfahren zur Herstellung eines kristallinen Siliciumnitridpulvers vorzugsweise ein mechanisches Legierungsverfahren. Das Sinterverfahren ist vorzugsweise ein Funkenplasmasintern, Mikrowellensintern, Ultrahochdrucksintern oder dergleichen.
Das Siliciumnitrid der vorliegenden Erfindung, als Matrixphase, besteht aus Kristallkörnern, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt. Durch Erreichen einer derart feinen, gleichförmigen Struktur, die bisher nicht erzielt wurde, kann eine hohe Festigkeit erreicht werden, die bisher nicht erwartet wurde.
Ferner führt in der vorliegenden Erfindung im Gegensatz zu herkömmlichen Gegenstücken die Verfeinerung der Korngröße zu einer Verbesserung der Bruchzähigkeit. Dies könnte auf die Tatsache zurückzuführen sein, daß die herkömmlichen gesinterten Formkörper, deren Durchmesser auf der längeren Achse mehr als 200 nm beträgt, einen Sprödbruch des Materials herbeiführen, die Verringerung des Durchmessers auf der längeren Achse auf nicht mehr als 200 nm hingegen einen duktilen Zustand von Keramiken aufgrund des Korngrenzgleitphänomens oder dergleichen entwickelt.
Daher zeigt der gesinterte Formkörper der vorliegenden Erfindung eine hohe Biegefestigkeit und hohe Zähigkeit, mehr als eine Biegefestigkeit von 500 kg/mm² und eine Bruchzähigkeit von 15 mPa m1/2 bei Temperaturen unter 1100ºC.
Ein Verfahren zur Herstellung des gesinterten Formkörpers der vorliegenden Erfindung kann der Schritt des Sinterns von Siliciumnitridpulver bei einer Temperatur von 1200ºC bis 1400ºC sein. Temperaturen unter 1200ºC könnten ein Fortfahren des Sinterns verhindern, während Temperaturen über 1400ºC ein Fortfahren des Kornwachstums verursachen, so daß der Durchmesser auf der längeren Achse größer als 200 nm wird.
Als weiteres Verfahren ist es wünschenswert, daß das Produkt von Sintertemperatur (ºC) und Sinterdauer (Sek) in einem Temperaturbereich von 1400ºC bis 1900ºC unter 600000 (ºC.Sek) liegt. Die Produkte unter 600000 (ºC.Sek) könnten ein Fortsetzen des Kornwachstums selbst bei Temperaturen über 1400ºC verhindern, so daß ein Durchmesser auf der längeren Achse von nicht mehr als 200 nm erhalten werden kann. Ebenso würden Temperaturen über 1900ºC eine Unterdrückung des Kornwachstums selbst bei kurzfristigem Sintern unmöglich machen, so daß Temperaturen unter 1900ºC wünschenswert sind.
Das zu verwendende Siliciumnitridmaterialpulver ist nicht besonders eingeschränkt, ist aber vorzugsweise hinsichtlich einer möglichst großen Verbesserung der Sinterbarkeit ein kristallines Siliciumnitridpulver, das aus Kristallkörnern besteht, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt. Als Materialpulver kann ein ultrafeines Pulver, dessen mittlerer Durchmesser nicht mehr als 200 nm beträgt und das durch das CVD-Verfahren oder dergleichen hergestellt wird, verwendet werden, aber im allgemeinen neigt das Pulver, je feiner es wird, zum Klumpen und wird schwer zu behandeln. Daher ist es wünschenswert, daß das verwendete Materialpulver einen Durchmesser im Bereich von 0,5 bis 2 µm aufweist und daß das Pulver aus Sinterhilfen und Kristallkörnern aus Siliciumnitrid besteht, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt, wie in Fig. 1 dargestellt ist. Das Verfahren zur Herstellung eines solchen Pulvers ist vorzugsweise ein mechanisches Legierungsverfahren, in dem Pulver bei hoher Beschleunigung gemahlen und somit legiert wird. Obwohl das mechanische Legieren für gewöhnlich als ein Phänomen angesehen wird, das bei Metallen auftreten kann, wurde ein Phänomen entdeckt, daß eine Mehrzahl von keramischen Körnern durch Mahlen bei einer höheren Beschleunigung als je zuvor verfeinert und gleichzeitig verschmolzen wird, so daß ein Pulver entsteht.
Als Siliciumnitridmaterialpulver ist auch die Verwendung von amorphem Siliciumnitridpulver erwünscht. Der Grund ist, daß sich amorphes Pulver bei der Kristallisierung in feine Kristallkörner teilt. Als Verfahren zur Verringerung der Korngröße des amorphen Pulvers in seiner Kristallisierung ist es ferner wünschenswert, daß ein feines Oxid, dessen mittlere Partikelgröße nicht mehr als 100 nm beträgt, als Sinterhilfe zusätzlich zu dem zuvor beschriebenen Verfahren verwendet wird. Obwohl der Grund nicht eindeutig bekannt ist, kann es sein, daß bei der Teilung des amorphen Pulvers in feine Kristallkörner die feinen Oxide wie ein Kristallkern wirken. Zur Zugabe solcher feinen Sinterhilfen kann das herkömmliche Verfahren verwendet werden, wo feine Sinterhilfen, deren mittlere Partikelgröße nicht mehr als 100 nm beträgt, mit amorphem Pulver in einer Kugelmühle oder dergleichen vermischt werden. Je feiner jedoch im allgemeinen das Pulver wird, um so mehr neigt es zum Klumpen und um so schwieriger wird eine gleichförmige Vermischung. Daher wird die Verwendung des Sol-Gel-Verfahrens bevorzugt, wobei ein Oxid durch Hydrolysieren einer Lösung, in der ein Metallalkoxid oder dergleichen in einem organischen Lösemittel gelöst ist, synthetisiert wird, so daß das amorphe Pulver und die Oxidsinterhilfen gleichförmig vermischt werden.
Ferner ist es wünschenswert, das Funkenplasmasintern oder Mikrowellensintern als Sinterverfahren für die obengenannten Prozesse zu verwenden. Das Funkenpiasmasintern ist bevorzugt, da die oxidierte Schicht auf der Partikeloberfläche durch Funkenplasma während des Sinterverfahrens entfernt wird, so daß Partikel aktiviert werden, während die elektrische Felddiffusion unter den Körnern durch den Funken entwickelt wird, wodurch das Sintern und die Kristallisierung bei niederen Temperaturen ausgeführt werden. Ebenso ist auch das Mikrowellensintern bevorzugt, da das Sintern von dem Inneren des gesinterten Formkörpers aus fortschreitet, wodurch das Sintern und die Kristallisierung bei niederen Temperaturen ausgeführt werden.
Es wird nun auf die beiliegende Zeichnung Bezug genommen, in der Fig. 1 eine schematische Ansicht eines Verbundpulvers ist, das durch mechanisches Legieren hergestellt wird.

(Beispiel 1)

Ein Siliciumnitridpulver, dessen mittlere Partikelgröße 0,5 µm beträgt und dem Sinterhilfen zugesetzt wurden, wurde mit Ar-Gas in einem Metalltopf (SUS304, Innendurchmesser: 100 mm ) durch eine ZrO&sub2; Kugelmühle verbunden und dann eine Stunde bei Raumtemperatur mit einer Planetenkugelmühle einer mechanischen Legierung unterzogen. Die Anzahl der Selbstdrehungen der Mühle betrug 500 U/min, und die Anzahl der Bahnumdrehungen betrug 200 U/min. Bei Bewertung des Pulvers durch ein Transmissions-Elektronenmikroskop betrug sein Partikeldurchmesser 1 µm, und der mittlere Durchmesser auf der längeren Achse der Siliciumnitridkristallkörner im Pulver betrug 10 nm. Die Sinterhilfen hatten eine mittlere Partikelgröße von 0,2 µm und wogen 2 Gew.% Al&sub2;O&sub3;, 1 Gew.% MgO und 5 Gew.% Y&sub2;O&sub3; Massenanteil in bezug auf 100 Siliciumnitridpulver.
Danach wurde ein gemischtes Pulver gepreßt und unter den in Tabelle 1 angeführten Bedingungen gesintert. Der erhaltene gesinterte Formkörper wurde zu Biegefestigkeits-Teststücken von 3 x 4 x 40 mm geschnitten und mit einem #800 Diamantschleifstein fertig abgespant. Danach wurden die Teststücke auf eine Dreipunkt-Biegefestigkeit nach JIS R 1601 geprüft. Ferner wurde die relative Dichte, der Bruchzähigkeitswert KIC und der mittlere Durchmesser auf der längeren Achse jedes gesinterten Formkörpers bestimmt. Die Kristallkömer wurden an einem beliebigen Querschnitt der gesinterten Formkörper feingeschliffen und dann 30 Min. mit einer 80ºC Ätzlösung (HF : HNO = 2:1) geätzt. Danach wurde ihre mittlere Korngröße durch ein Rasterelektronenmikroskop bei einer Vergrößerung von 100000 betrachtet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt.
Ebenso wurde als Vergleichsbeispiel eine Probe durch Sintem des Pulvers nicht durch Plasmasintem, sondern durch Warmpreßsintem (in der Folge mit W.P. abgekürzt) (Nr.4) hergestellt. Die Probe wurde auch bewertet. Tabelle 1 Tabelle 2
Aus den Ergebnissen von Tabelle 2 ist ersichtlich, daß die Proben der Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung Biegefestigkeiten und Bruchzähigkeiten haben, die sowohl bei Raumtemperatur als auch 1100ºC gleich oder höher als jene des herkömmlichen Vergleichsbeispiels (Nr.4) durch W.P.- Sintern sind. Insbesondere kann festgestellt werden, daß Proben mit einer Partikelgröße von 50 nm oder weniger (Nr.5, 6, 7, 8) eine deutlich verbesserte Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit haben.
Die anderen Vergleichsbeispiele (Nr.1, 2, 9, 14) zeigen eine deutlich verschlechterte Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit aufgrund der ungeeigneten Sintertemperatur oder -dauer. Temperaturen von mehr als 1900ºC führten zu einem Kornwachstum mit verschlechterten Eigenschaften.
Anschließend wurde bei einer auf 10 Min. verringerten Dauer des mechanischen Legierens ein Verbundpulver hergestellt und verwendet, dessen Pulverdurchmesser 2 µm betrug und dessen mittlerer Korndurchmesser auf der längeren Achse der feinen Kristallkörner im Pulver 300 nm betrug. Dann betrug der mittlere Durchmesser auf der längeren Achse des gesinterten Formkörpers nur 300 nm, und die Biegefestigkeit betrug nur 200 kg/mm², selbst unter Sinterbedingungen bei 1300ºC x 5 Min.

(Beispiel 2)

Ein amorphes Siliciumnitridpulver, dessen mittlerer Durchmesser 0,5 µm betrug und dem Sinterhilfen in demselben Verhältnis wie in Beispiel 1 zugesetzt wurden, wurde 100 Stunden mit einer Nylonkugelmühle naßgemischt. Dann wurde das gemischte Pulver gepreßt und jeweils 7 Min. unter den Bedingungen, die in Tabelle 3 angeführt sind, gesintert. Wie in Beispiel 1 sind die Eigenschaften der erhaltenen gesinterten Formkörper in Tabelle 4 dargestellt. Tabelle 3 Tabelle 4
Aus den Ergebnissen von Tabelle 4 ist ersichtlich, daß die Proben der Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung Biegefestigkeiten und Bruchzähigkeiten haben, die höher als jene des herkömmlichen Vergleichsbeispiels (Nr. 21) sind, das W.P.-gesintert wurde. Es zeigte sich, daß die anderen Vergleichsbeispiele (Nr.17, 18, 23) unzureichend kristallisiert waren oder eine deutlich verschlechterte Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit aufgrund der ungeeigneten Sintertemperatur aufwiesen.

(Beispiel 3)

Einem amorphen Siliciumnitridpulver, dessen mittlere Partikelgröße 0,5 µm betrug, wurden Metallalkoxide von Yttrium, Aluminium und Magnesium mit 5 Gew.%, 2 Gew.% bzw. 1 Gew.% durch Umwandlung zu Oxiden zugegeben und ultraschallvermischt, während Ethanol zugesetzt wurde. Die gemischten Lösungen wurden hydrolysiert, indem Ammonium und Wasser zugesetzt wurden, wodurch feine Partikel von Y&sub2;O&sub3;, Al&sub2;O&sub3; und MgO synthetisiert wurden. Dann wurden die gemischten Lösungen getrocknet, und somit wurden gemischte Pulver aus dem amorphen Pulver und den Oxiden hergestellt. Bei Bestimmung der Partikelgröße der Oxide durch TEM (Transmissions-Elektronenmikroskop) waren die Ergebnisse 50 nm für Y&sub2;O&sub3;, 80 nm für Al&sub2;O&sub3; und 30 nm für MgO.
Danach wurden die gemischten Pulver unter den Bedingungen, wie in Tabelle 5 dargestellt, jeweils 7 Min. gepreßt und gesintert. Wie in Beispiel 1 sind die Eigenschaften der erhaltenen gesinterten Formkörper in Tabelle 6 dargestellt. Tabelle 5 Tabelle 6
Aus den Ergebnissen von Tabelle 6 ist ersichtlich, daß die erhaltenen gesinterten Formkörper eine feinere Korngröße und verbesserte Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit im Vergleich zu den Ergebnissen von Tabelle 4 haben, in der Oxid-Sinterhilfen mit einer mittleren Partikelgröße von 0,2 µm verwendet wurden.
Auch wurden die Proben von Nr.24 und 25 aufgrund der niederen Sintertemperaturen nicht kristallisiert, was zu deutlich geringen Festigkeiten führte.

(Beispiel 4)

Die in Beispiel 1 hergestellten Pulver wurden bei einer Sintertemperatur von 1300ºC 5 Min. plasmagesintert. Aus diesen plasmagesinterten Proben wurden 20 Teststücke geschnitten und auf Korngröße, Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit bewertet. Die Ergebnisse wurden dann mit einer beachtenswert hohen Zuverlässigkeit als mittlere Korngröße von 20 nm, mittlere Biegefestigkeit von 650 kg/mm², Weibull-Koeffizient von 25 und mittlere Zähigkeit von 20 mPa.m1/2 erhalten.

(Beispiel 5)

Die in Beispiel 1 hergestellten Preßkörper wurden 7 Min. unter den in Tabelle 7 dargestellten Bedingungen gesintert. Die Mikrowellen-Sinterbedingungen mit Ausnahme der Sintertemperatur und Sinterdauer waren ein Stickstoffgasdruck von 1 Atm. und eine Mikrowellenfrequenz von 20 Ghz. Bei den erhaltenen gesinterten Formkörperproben wurde eine Bestimmung auf dieselbe Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 dargestellt. Tabelle 7 Tabelle 8
Aus den vorangehenden Ergebnissen ist ersichtlich, daß die Proben mit Ausnahme von Nr.31, 32, und 36, deren Sintertemperatur und Sinterdauer ungeeignet waren, eine deutlich bessere Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit aufweisen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung können Siliciumnitridkeramiken geschaffen werden, die sowohl eine bessere Biegefestigkeit als auch Bruchzähigkeit aufweisen. Die Siliciumnitridkeramiken sind für einen großen Anwendungsbereich von Kraftfahrzeug-Motorteilen, die eine hohe Zuverlässigkeit erfordern, bis zu keramischen Baumaterialien, wie abriebbeständige Werkzeuge und dergleichen, besonders zweckdienlich.

Claims

1. Gesinterter Formkörper auf der Basis von Siliciumnitrid, umfassend Siliciumnitrid- und/oder Sialonkristalle, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt.

2. Gesinterter Formkörper auf der Basis von Siliciumnitrid nach Anspruch 1, wobei der Durchmesser der Kristalle auf der längeren Achse nicht mehr als 50 nm beträgt.

3. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Formkörpers auf der Basis von Siliciumnitrid nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, umfassend den Schritt des Sinterns eines kristallinen Siliciumnitridpulvers, bestehend aus Kristallkörnern, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt, bei einer Temperatur von 1200ºC bis 1900ºC durch ein Funkenplasma- oder Mikrowellenwärmesinterverfahren, wobei, wenn die Sintertemperatur im Bereich von 1400ºC bis 1900ºC liegt, das Produkt von Sintertemperatur (ºC) und Sinterdauer (Sek) unter 600000ºC.Sek liegt.

4. Verfahren nach Anspruch 3, wobei das Siliciumnitridpulver durch ein mechanisches Legierungsverfahren hergestellt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 3, wobei das kristalline Pulver aus amorphem Siliciumnitridpulver erzeugt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei feine Oxidpartikel, deren Partikelgröße nicht mehr als 100 nm beträgt, als Sinterhilfen verwendet werden.

7. Verfahren nach Anspruch 6, wobei die Sinterhilfen durch ein Sol- Gel-Verfahren hinzugefügt werden.

8. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Formkörpers auf der Basis von Siliciumnitrid durch Sintern eines Siliciumnitridpulvers, dessen Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt, bei einer Temperatur von 1200 bis 1900ºC, wobei eine Sinterhilfe in die zu sinternde Mischung eingebracht wird, entweder

(a) durch Vermischen der Sinterhilfe mit dem Siliciumnitridpulver vor dem Sintern, oder

(b) durch mechanisches Legieren des Siliciumnitrids und der Sinterhilfe zur Erzeugung von Verbundpulverpartikeln, welche die Sinterhilfe und die Siliciumnitridkristalle, deren Durchmesser auf der längeren Achse nicht mehr als 200 nm beträgt, umfassen,

und wobei, wenn die Sintertemperatur im Bereich von 1400ºC bis 1900ºC liegt, das Produkt von Sintertemperatur (ºC) und Sinterdauer (Sek) unter 600000ºC.Sek liegt.

9. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Formkörpers auf der Basis von Siliciumnitrid, welches das Vermischen von amorphern Siliciumnitridpulver mit einer Sinterhilfe, die feine Oxidpartikel mit einer Partikelgröße von nicht mehr als 100 nm umfaßt, und das Sintem der Mischung bei einer Temperatur von 1200ºC bis 1900ºC umfaßt, wobei, wenn die Sintertemperatur im Bereich von 1400ºC bis 1900ºC liegt, das Produkt von Sintertemperatur (ºC) und Sinterdauer (Sek) unter 600000ºC.Sek liegt.

10. Verfahren nach Anspruch 8 oder Anspruch 9, wobei die Sinterhilfe durch ein Sol-Gel-Verfahren hinzugefügt wird.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, wobei das Sintern durch ein Funkenplasmaverfahren ausgeführt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, wobei das Sintern durch ein Mikrowellenwärmesinterverfahren ausgeführt wird.