WO2017109098A1 - Verfahren zur herstellung eines siliciumcarbid-formkörpers - Google Patents

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WO2017109098A1 PCT/EP2016/082426 EP2016082426W WO2017109098A1 WO 2017109098 A1 WO2017109098 A1 WO 2017109098A1 EP 2016082426 W EP2016082426 W EP 2016082426W WO 2017109098 A1 WO2017109098 A1 WO 2017109098A1
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Julia Lyubina
Michael KRÖLL
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Evonik Degussa Gmbh
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    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a silicon carbide molding.
  • Silicon carbide is characterized by low density, low thermal expansion, good oxidation and corrosion resistance and high strength, high creep resistance, low coefficient of friction and high hardness. As a result, silicon carbide is suitable as a high performance ceramic material for high temperature applications.
  • Moldings made of SiC can be produced by sintering.
  • silicon carbide has little tendency to sinter because it shows high free energy of formation and exact tetrahedral coordination in the lattice. Sintering to a density greater than 95% of the theoretical density is only possible with the addition of sintering aids at high temperatures of 1900 to 2200 ° C.
  • Suitable sintering aids are boron, aluminum and yttrium compounds, as well as
  • the use of the sintering aids leads to a reduced strength of the SiC shaped body and contamination by the sintering aids themselves
  • Sintering aids are usually added to the SiC powder before sintering.
  • Liquid silicization of silicon carbide liquid silicon is introduced into a porous silicon carbide body.
  • silicon infiltration powdered carbon is additionally introduced.
  • carbonaceous compounds which form a carbon layer on silicon carbide particles by pyrolysis are used prior to silicon infiltration.
  • the infiltration of this body with liquid silicon results in a dense body of silicon carbide and silicon.
  • the object of the present invention was to provide a process which absorbs the advantages of the sintering aids in the production of silicon carbide moldings, but allows their proportion in the molding to be minimized.
  • the invention relates to a process for producing a shaped body which contains at least 85% by volume of crystalline silicon carbide and at most 15% by volume of silicon, comprising the steps of: a) providing a pulverulent mixture which
  • amorphous silicon carbide at least 60% by volume of amorphous silicon carbide, preferably at least
  • a phase is referred to as amorphous, whose X-ray diffractogram has at least one broad maximum, a so-called amorphous halo.
  • phase proportions of the starting materials and the products are determined by X-ray structure analysis.
  • the crystalline silicon carbide in the molded body is mainly present as cubic SiC, also referred to as SiC-3C or ß-SiC, usually with 80-95 wt .-%. In addition, small amounts of hexagonal SiC phases are present.
  • crystallite sizes are determined by the so-called "Mean Grain Size Microvoltage Method" according to J.I. Langford, Proceedings of the International Conference on Accuracy in Powder Diffraction II, NIST Special Publication no. 846, ed. E.Prince and J.K. Stalick (U.S.A. GPO, Washington, DC, 1992), page 1 10.
  • Hot pressing is a process for producing a shaped article in which a powder or a powder compact is introduced between two punches which are used to generate pressure and kept at a temperature which is high enough to allow sintering processes,
  • SPS Spark plasma sintering
  • the configuration of a PLC system includes a unit for vertical uniaxial pressurization, a water cooled vacuum chamber and a pulsed direct current generator connected to two electrodes.
  • the generator generates a defined pulsed voltage and current with a typical pulse duration of the order of milliseconds, typically between 1 and 300 ms.
  • high currents flow through the compact. This leads to heating by Joule heating.
  • the uniaxial pressure for SPS can be generated by the upper and lower punches. Typical forces are 50 to 360 kN.
  • the powder material or a compact is filled into a graphite die between graphite punches and held between the electrodes. Under pressure and by applying pulsed current, the temperature of the material increases at a rate of up to 1000 K / min.
  • PLC is performed under inert atmosphere (vacuum or inert gas).
  • the PLC process is controlled by temperature measurement.
  • the temperature difference between the material intended for sintering and the die or dies may amount to several hundred Kelvin (W. Yucheng, F. Zhengyi, Mater. Sei. Eng. B90 (2002) 34 - 37).
  • the pressure during hot pressing is preferably 10 to 600 MPa, more preferably
  • the compaction can be carried out by pressing at room temperature at a pressure of 10 to 600 MPa, preferably at 20 to 250 MPa.
  • the compaction can also be carried out from a suspension containing the powdery mixture.
  • the method is suitable for the production of silicon carbide molded bodies where no more silicon is detectable.
  • the pulverulent mixture used in the process according to the invention may also contain small amounts of silicon oxides, microscale silicon, carbon or compounds of aluminum, yttrium, boron and / or carbonaceous substances.
  • microscale silicon is meant a silicon whose crystallite size is more than 100 nm.
  • the proportion of amorphous silicon carbide and silicon in the pulverulent mixture is at least 98% by volume, particularly preferably at least 99% by volume.
  • the proportion of the compounds known as sintering aids of aluminum yttrium, boron and / or carbonaceous substances is preferably less than 10 wt .-%, more preferably less than 1 wt .-%. Very particular preference is given to an embodiment in which these compounds do not occur.
  • the BET surface area of the pulverulent mixture used is preferably
  • the aggregates preferably have a middle
  • Particularly suitable is a powdery mixture which is obtained by reacting in a hot wall reactor
  • reaction mixture is cooled or allowed to cool and the powdery mixture separated from gaseous substances.
  • additional hydrogen can be introduced into the hot wall reactor.
  • the hydrogen in 2-10 times, molar excess based on the sum of
  • Example 1 Production of a Powdered SiC / Si Mixture in a Hot Wall Reactor
  • S1H4 and 2.5 slm acetylene are introduced as a homogeneous mixture through a nozzle into the core of a tubular hot wall reactor.
  • 35 slm of hydrogen are used as the Schleiergas.
  • the hot wall reactor is flowed through laminar.
  • the solid is separated in a filter of gaseous substances and filled via a lock system under inert conditions.
  • the solid has a BET surface area of 67 m 2 / g, a volume ratio SiC: Si of 96: 4.
  • the crystallite size of Si is (8 + 4) nm.
  • the SiC phase is characterized by three broad reflections. These broad reflections, also called halo, are characteristic of an amorphous phase ( Figure 1, x-axis: 2 theta [°], y-axis: intensity [au.]).
  • the composition of the amorphous phase can both correspond to stoichiometric SiC and deviate from SiC stoichiometry.
  • the powdery Si / SiC mixture prepared in Example 1 is filled in a steel press die and pressed at room temperature. Two different dies are used: a 13 mm diameter cylindrical die loaded with about 0.3 g powdery Si / SiC mixture and a 10 ⁇ 16 mm cuboid die containing about 0.5 g of powdery Si / SiC mixture is loaded. Sufficiently stable pellets were obtained after compression at pressures of 20 to 80 MPa. The height of the compacts is about 3 mm.
  • Example 3 sintering at 2100 ° C
  • Example 2 The compacts produced in Example 2 are introduced into a high-temperature furnace.
  • the furnace is evacuated to a pressure of 10 2 -10 3 mbar.
  • the sintering is carried out under an argon atmosphere to the temperature program listed in Table 1.
  • the furnace is also equipped with an optical and thermogravimetric measuring system, which allows the sintering behavior to be observed in-situ.
  • shrinkage of the compacts at (820 ⁇ 40) ° C is observed from 1 to 2%. It is noted that this temperature corresponds to 0.6T m , where T m is the melting temperature of pure silicon.
  • the shrinkage at this temperature can be caused by a reaction between nanoscale Si and amorphous SiC, as well as by SiC crystallization.
  • the final product contains predominantly SiC-3C phase (86 vol.%) And 13.9 vol.% Of hexagonal SiC phases.
  • the phase fraction of Si of (0.1 ⁇ 0.4) vol .-% is negligibly small.
  • Table 2 shows the results of the Rietveld refinement of the X-ray diffractograms:
  • Example 4 sintering at 1600 ° C
  • Example 2 The compacts produced in Example 2 are introduced into a high-temperature furnace.
  • the furnace is evacuated to a pressure of 10 2 -10 3 mbar.
  • the sintering is carried out under an argon atmosphere to the temperature program listed in Table 1.
  • the pellets Upon heating, the pellets are observed to shrink at (820 ⁇ 40) ° C of 2.2%. At temperature of (1400 ⁇ 50) ° C, a further greater shrinkage of the compacts of 19% is observed. Furthermore, a mass loss of more than 0.2% is observed above 1400 ° C. This mass loss is significantly lower than the mass loss in Example 2.
  • the final product contains predominantly SiC-3C phase (80 vol.%) And 18.9 vol.% Of hexagonal SiC phases.
  • the phase content of Si is (1.1 ⁇ 0.4) vol.%. This silicon phase content is higher than that in Example 3, which on the one hand not one complete reaction between nanoscale Si and amorphous SiC and less pronounced formation of volatile species may be due.
  • the crystallite size of SiC-3C after sintering at 1600 ° C. is in the nanoscale range (Table 2). This is advantageous for the strength of the final product.
  • Example 5 Hot pressing using spark plasma sintering (SPS) at 1400 ° C.
  • the powdery Si / SiC mixture produced in Example 1 is filled in a graphite press die and pressed by means of SPS according to the temperature program listed in Table 3.
  • PLC is carried out in a vacuum. It is applied a pressure of 5 MPa at room temperature. When the temperature reaches 1200 ° C, the pressure is continuously increased from 5 MPa to 24 MPa. The pressure of 24 MPa is kept constant at 1400 ° C for 2 min. Subsequently, the temperature is reduced to 300 ° C in a time of 10 min.
  • the die, stamp and material produced by means of SPS are then cooled to room temperature with chamber cooling rate.
  • the final product contains predominantly SiC-3C phase (97 wt%) and 3 wt% of hexagonal SiC phase. In particular, no Si phase is observed.
  • the material produced by SPS consists of 100% SiC.
  • the crystallite size of SiC-3C after SPS at 1400 ° C is in the nanoscale range (Table 4).
  • the density of the shaped article determined by the Archimedes method is 3.05 g / cm 3 and is thus more than 96% of the theoretical density of 3C-SiC.
  • Example 3 The powdery Si / SiC mixture produced in Example 1 is filled in a graphite press die and pressed by means of SPS according to the temperature program listed in Table 3.
  • PLC is carried out in a vacuum. It is applied a pressure of 6.5 MPa at room temperature.
  • the pressure of 24 MPa is kept constant at 1550 ° C for 2 min. Subsequently, the temperature is reduced to 300 ° C in a time of 12 min.
  • the die, stamp and material produced by means of SPS are then cooled to room temperature with chamber cooling rate.
  • the fractions and lattice constants of the phases formed in SPS in the final product can be calculated (see Table 4).
  • the final product contains predominantly SiC-3C phase (96 wt%) and 4 wt% of hexagonal SiC phase. In particular, no Si phase is observed.
  • the material produced by SPS consists of 100% SiC.
  • the crystallite size of SiC-3C after the SPS at 1550 ° C is in the nanoscale range (Table 4).
  • the density of the shaped article determined by the Archimedes method is 2.97 g / cm 3 and is thus above 93% of the theoretical density of 3C-SiC.
  • Table 1 Temperature program sintering
  • Table 4 Phase contributions, lattice constants and grain size ⁇ D> of the phases formed at SPS

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Abstract

Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers, der wenigstens 85 Vol.-% kristallines Siliciumcarbid und maximal 15 Vol.-% Silicium enthält, umfassend die Schritte: • a) Bereitstellen eines pulverförmigen Gemisches, welches mindestens 60 Vol.-% amorphes Siliciumcarbid und maximal 40 Vol.-% Silicium mit einer Kristallitgröße von 3 - 50 nm enthält, • b) Formgebung des Gemisches durch • b1) Heißpressen oder • b2) Kompaktierung bei Raumtemperatur und nachfolgendem Sintern oder Heißpressen wobei das Sintern oder Heißpressen unter Inertgas oder Vakuum bei einer Temperatur von wenigstens 1400°C erfolgt. Das Volumenverhältnis SiC:Si im pulverförmigen Gemisch ist 95:5 - 99:1.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Siliciumcarbid-Formkörpers
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Siliciumcarbid-Formkörpers.
Siliciumcarbid zeichnet sich aus durch eine geringe Dichte, niedrige thermische Ausdehnung, gute Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit und hohe Festigkeit, hohe Kriechfestigkeit, niedrigen Reibungskoeffizienten und großer Härte. Siliciumcarbid eignet sich infolgedessen als keramischer Hochleistungswerkstoff für Anwendungen im Hochtemperaturbereich.
Formteile aus SiC können durch Sintern hergestellt werden. Allerdings hat Siliziumcarbid nur eine geringe Neigung zur Sinterung, da es eine hohe freie Bildungsenergie und eine exakte tetraedrische Koordination im Gitter zeigt. Sintern zu einer Dichte größer als 95 % der theoretischen Dichte ist nur mit dem Zusatz von Sinterhilfsmitteln bei hohen Temperaturen von 1900 bis 2200°C möglich.
Als Sinterhilfsmittel kommen Bor-, Aluminium- und Yttriumverbindungen in Frage, sowie
Kohlenstoff. Der Einsatz der Sinterhilfsmittel führt unter anderem zu einer verringerten Festigkeit des SiC-Formkörpers und einer Verunreinigung durch die Sinterhilfsmittel selbst. Die
Sinterhilfsmittel werden gewöhnlich dem SiC Pulver vor dem Sintern beigemischt.
Weiterhin bekannt ist die Herstellung des Siliciumcarbid-Formkörpers durch Infiltrieren von Silizium in flüssigem Zustand in den porösen Siliciumcarbid- und Kohlenstoffformkörper. Bei der
Flüssigsilizierung von Siliciumcarbid wird flüssiges Silizium in einen porösen Siliciumcarbid-Körper eingebracht. Zur Verbesserung der Siliziuminfiltration wird pulverförmiges Kohlenstoff zusätzlich eingebracht. Alternativ werden vor der Siliziuminfiltrierung kohlenstoffhaltige Verbindungen, welche durch Pyrolyse eine Kohlenstoffschicht auf Siliciumcarbidpartikel bilden, verwendet. Die Infiltration dieses Körpers mit flüssigem Silicium führt zu einem dichten, aus Siliciumcarbid und Silicium bestehenden Körper. Aufgabe der vorliegenden Erfindung war es, ein Verfahren bereitzustellen, welches die Vorteile der Sinterhilfsmittel bei der Herstellung von Siliciumcarbidformkörpern aufnimmt, es jedoch erlaubt deren Anteil im Formkörper zu minimieren.
Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers, der wenigstens 85 Vol.-% kristallines Siliciumcarbid und maximal 15 Vol.-% Silicium enthält, umfassend die Schritte: a) Bereitstellen eines pulverförmigen Gemisches, welches
mindestens 60 Vol.-% amorphes Siliciumcarbid, bevorzugt mindestens
90 Vol.-%, besonders bevorzugt 90 - 98 Vol.-%, und
maximal 40 Vol.-% Silicium, bevorzugt maximal 10 Vol.-%, besonders bevorzugt
2 - 10 Vol.-%, mit einer Kristallitgröße von 3 - 50 nm, bevorzugt 3 - 20 nm aufweisen, enthält, b) Formgebung des Gemisches durch
b1 ) Heißpressen oder
b2) Kompaktierung bei Raumtemperatur und nachfolgendem Sintern oder Heißpressen wobei das Sintern oder Heißpressen unter Inertgas oder im Vakuum, und einer Temperatur von wenigstens 1400°C, bevorzugt 1400-2200°C, besonders bevorzugt
1900 - 2100°C, erfolgt.
Als amorph wird hier eine Phase bezeichnet, deren Röntgendiffraktogramm mindestens ein breites Maximum, ein sogenanntes amorphes Halo, aufweist.
Die Phasenanteile der Einsatzstoffe und der Produkte werden mittels Röntgenstrukturanalyse bestimmt.
Das kristalline Siliciumcarbid im Formkörper liegt hauptsächlich als kubisches SiC, auch als SiC-3C oder ß-SiC bezeichnet, vor, in der Regel mit 80-95 Gew.-%. Daneben liegen geringe Anteile hexagonaler SiC Phasen vor.
Die Kristallitgrößen werden durch die sogenannte "mittlere Korngröße-Mikrospannung-Methode" nach J. I. Langford, Proceedings of the International Conference on Accuracy in Powder Diffraction II, NIST Special Publication No. 846, Hrsg. E. Prince and J. K. Stalick (U.S. GPO, Washington, DC, 1992), Seite 1 10, bestimmt.
Heißpressen ist ein Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers, bei dem ein Pulver oder ein Pulverpressling zwischen zwei Stempeln, die zur Druckerzeugung genutzt werden, eingebracht wird und bei einer Temperatur gehalten wird, die hoch genug ist, um Sinterprozesse,
Diffusionsprozesse, Schmelzprozesse und/oder Kriechprozesse hervorzurufen. Die Herstellung eines Formkörpers mittels Heißpressen erfolgt somit durch eine gleichzeitige Anwendung von Wärme und Druck. Bei einem gewöhnlichen Heißpressen wird die Wärme von einer externen Heizvorrichtung erzeugt. Spark Plasma Sintering (SPS) ist eine Variation des Heißpressens, bei der die Wärme nicht von außen zugeführt sondern durch Anlegen von elektrischem Strom erzeugt wird. Die Vorteile von SPS sind kürzere Prozesszeiten und niedrigere Temperaturen, die für die Herstellung von dichten Formkörpern benötigt werden.
Die Konfiguration eines SPS Systems enthält eine Anlage für vertikale uniaxiale Druckerzeugung, eine wassergekühlte Vakuumkammer und einen gepulsten Direktstromgenerator, der mit zwei Elektroden verbunden ist. Der Generator erzeugt eine definierte gepulste Spannung und Strom mit einer typischen Pulsdauer in der Größenordnung von Millisekunden, typischerweise zwischen 1 und 300 ms. Durch Anlegung von elektrischen Spannungen fließen hohe Ströme durch den Pressling. Dies führt zur Erwärmung durch Joule-Heizung. Der uniaxiale Druck für SPS kann durch den oberen und unteren Stempel erzeugt werden. Typische Kräfte betragen dabei 50 bis 360 kN. Das Pulvermaterial bzw. ein Pressling wird in eine Pressmatrize aus Graphit zwischen Graphit- Stempel gefüllt und zwischen den Elektroden gehalten. Unter Druck und durch Anlegen von gepulstem Strom steigt die Temperatur des Materials mit einer Rate von bis zu 1000 K/min. SPS wird unter inerter Atmosphäre (Vakuum oder Inertgas) durchgeführt. Der SPS Prozess wird mittels Temperaturmessung kontrolliert. Je nach Material und Besonderheiten des SPS Systems kann der Temperaturunterschied zwischen dem zum Sintern bestimmten Material und der Matrize beziehungsweise den Stempeln einige Hundert Kelvin betragen (W. Yucheng, F. Zhengyi, Mater. Sei. Eng. B90 (2002) 34 - 37).
Der Druck beim Heißpressen beträgt bevorzugt 10 - 600 MPa, besonders bevorzugt
20 - 250 MPa.
Die Kompaktierung kann durch Verpressen bei Raumtemperatur beim Druck von 10 - 600 MPa, bevorzugt bei 20 - 250 MPa, erfolgen. Die Kompaktierung kann auch aus einer Suspensionen heraus erfolgen, die das pulverförmige Gemisch enthält.
Die besten Ergebnisse werden erhalten, indem die Formgebung durch Kompaktierung bei Raumtemperatur und nachfolgendem Sintern erfolgt. Unter Raumtemperatur ist ein
Temperaturbereich von 25°C ± 10°C zu verstehen.
Unter der Maßgabe, dass das Volumenverhältnis der Phasen SiC:Si im pulverförmigen Gemisch 95:5 - 99: 1 ist und die Temperatur höher als 1900°C, insbesondere 2000 - 2100 °C ist, eignet sich das Verfahren zur Herstellung von Silciumcarbidformkörpern, bei denen kein Silicium mehr nachweisbar ist.
Das im erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzte pulverförmige Gemisch kann neben amorphem Siliciumcarbid und Silicium auch geringe Anteile an Siliciumoxiden, mikroskaligem Silicium, Kohlenstoff oder Verbindungen des Aluminiums, Yttriums, Bors und/oder kohlenstoffhaltige Stoffe enthalten. Unter mikroskaligem Silicium soll ein Silicium verstanden werden, dessen Kristallitgröße mehr als 100 nm beträgt.
In einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ist der Anteil an amorphem Siliciumcarbid und Silicium im pulverförmigen Gemisch wenigstens 98 Vol.-%, besonders bevorzugt wenigstens 99 Vol.-%.
Der Anteil der als Sinterhilfsmittel bekannten Verbindungen des Aluminiums Yttriums, Bors und/oder kohlenstoffhaltigen Stoffen, beträgt bevorzugt weniger als 10 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 1 Gew.-%. Ganz besonders bevorzugt ist eine Ausführungsform, bei der diese Verbindungen nicht vorkommen.
Die BET-Oberfläche des eingesetzten pulverförmigen Gemisches beträgt bevorzugt
10 - 100 m2/g, besonders bevorzugt 20 -70 m2/g.
Es zeigt sich, dass besonders gute Ergebnisse erzielt werden, wenn das pulverförmige Gemisch in Form verwachsener Aggregate vorliegt. Die Aggregate weisen bevorzugt einen mittleren
Durchmesser von 50 - 500 nm auf.
Besonders geeignet ist ein pulverförmiges Gemisch, welches erhalten wird, indem man in einem Heißwand reaktor
einen Gasstrom enthaltend wenigstens eine Ausgangsverbindung des Siliciums ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus S1H4, Si2H6 und S13H8, und einen Gasstrom enthaltend wenigstens eine Ausgangsverbindung des Kohlenstoffes ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Methan, Ethan, Propan, Äthylen und Acetylen,
in einem molekularen Verhältnis Silicium:Kohlenstoff von 1 .5: 1 - 1 :3 bei einer Temperatur von 900 - 1200°C zur Reaktion bringt,
das Reaktionsgemisch abkühlt oder abkühlen lässt und das pulverförmige Gemisches von gasförmigen Stoffen abtrennt.
Dabei kann zusätzlich Wasserstoff in den Heißwand reaktor eingebracht werden. In der Regel wird der Wasserstoff im 2-10 fachen, molaren Überschuss bezogen auf die Summe der
Ausgangsverbindungen von Silicium und Kohlenstoff eingesetzt. Des Weiteren können inerte Gase ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Argon und Helium zusätzlich in den Heißwandreaktor eingebracht werden.
Beispiele
Einsatzstoff
Beispiel 1 : Herstellung eines pulverförmiges SiC/Si-Gemisches in einem Heißwandreaktor Der vorhandene Gasphasenreaktor verfügt über ein koaxiales Düsensystem zum Einleiten der Prozessgase. 5 slm (slm = Standardliter pro Minute)
S1H4 und 2,5 slm Acetylen werden als homogene Mischung über eine Düse in den Kern eines rohrförmigen Heißwandreaktors eingeleitet. Zusätzlich werden 35 slm Wasserstoff als Schleiergas eingesetzt. Der Heißwandreaktor wird laminar durchströmt.
Es wird eine Temperatur von 985°C an der Reaktoraussenwand gemessen. Der Feststoff wird in einem Filter von gasförmigen Stoffen getrennt und über ein Schleusensystem unter inerten Bedingungen abgefüllt.
Der Feststoff weist eine BET-Oberfläche von 67 m2/g, ein Volumenverhältnis SiC:Si von 96:4 auf. Die Kristallitgröße von Si beträgt (8 + 4) nm. Die SiC Phase wird durch drei breite Reflexe charakterisiert. Diese breiten Reflexe, auch Halo genannt, sind charakteristisch für eine amorphe Phase (Figur 1 , x-Achse: 2 theta [°], y-Achse: Intensität [a.u .]). Die Zusammensetzung der amorphen Phase kann sowohl stoichiometrischem SiC entsprechen als auch von der SiC Stoichiometrie abweichen.
Herstellung von Formkörpern
Beispiel 2: Verpressen bei Raumtemperatur
Das in Beispiel 1 hergestellte, pulverförmige Si/SiC Gemisch wird in eine Pressmatrize aus Stahl gefüllt und bei Raumtemperatur verpresst. Es werden zwei verschiedene Matrizen verwendet: eine zylindrische Matrize mit einem Durchmesser von 13 mm, die mit etwa 0.3 g pulverförmigem Si/SiC- Gemisch beladen wird, und eine quaderförmige Matrize mit Abmessungen von 10 x 16 mm, die mit etwa 0.5 g pulverförmigem Si/SiC Gemisch beladen wird. Ausreichend stabile Presslinge wurden nach Verpressen bei Drücken von 20 bis 80 MPa erhalten. Dabei beträgt die Höhe der Presslinge etwa 3 mm. Beispiel 3: Sintern bei 2100°C
Die im Beispiel 2 hergestellten Presslinge werden in einen Hochtemperaturofen eingebracht. Der Ofen wird auf einen Druck von 10 2—10 3 mbar evakuiert. Das Sintern wird unter Argonatmosphäre dem in Tabelle 1 aufgeführten Temperaturprogramm ausgeführt.
Der Ofen ist weiterhin mit einem optischen und thermogravimetrischen Messsystem ausgestattet, das das Sinterverhalten in-situ beobachten lässt.
Beim Aufheizen wird eine Schwindung der Presslinge bei (820 ± 40)°C von 1 bis 2 % beobachtet. Es wird bemerkt, dass diese Temperatur 0,6Tm entspricht, wobei Tm die Schmelztemperatur von reinem Silicium ist. Die Schwindung bei dieser Temperatur kann durch eine Reaktion zwischen nanoskaligem Si und amorphem SiC, sowie durch eine SiC Kristallisation verursacht werden.
Bei Temperatur von (1400 ± 50)°C wird eine weitere stärkere Schwindung der Presslinge von 23 bis 30 % beobachtet. Oberhalb von 1410°C ist Silicium in dem Si/SiC Gemisch flüssig und ermöglicht daher Flüssigphasensintern von SiC ohne Zugabe von Sinterhilfsmittel. Des Weiteren wird oberhalb von 1400°C ein Massenverlust von insgesamt 10 % beobachtet. Dies kann einer Bildung von flüchtigen Spezies geschuldet sein.
Aus der Rietveld-Verfeinerung der Röntgendiffraktorgamme (Figur 2, unten; x-Achse: 2 theta [°], y- Achse: Intensität [a.u.]) lassen sich die Anteile sowie Gitterkonstanten der beim Sintern gebildeten Phasen im Endprodukt berechnen (siehe Tabelle 2). Laut der Rietveld-Verfeinerung enthält das Endprodukt überwiegend SiC-3C Phase (86 Vol.-%) und 13.9 Vol.-% von hexagonalen SiC Phasen. Der Phasenanteil von Si von (0.1 ± 0.4) Vol.-% ist vernachlässig bar klein.
Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der Rietveld-Verfeinerung der Röntgendiffraktorgamme:
Phasenanteile, Gitterkonstanten und mittlere Kristallitgröße von SiC-3C im Endprodukt. Fehler bei der Bestimmung von Phasenanteilen beträgt 0.4 Vol.-%.
Beispiel 4: Sintern bei 1600°C
Die im Beispiel 2 hergestellten Presslinge werden in einen Hochtemperaturofen eingebracht. Der Ofen wird auf einen Druck von 10 2—10 3 mbar evakuiert. Das Sintern wird unter Argonatmosphäre dem in Tabelle 1 aufgeführten Temperaturprogramm ausgeführt.
Beim Aufheizen wird eine Schwindung der Presslinge bei (820 ± 40)°C von 2.2 % beobachtet. Bei Temperatur von (1400 ± 50)°C wird eine weitere stärkere Schwindung der Presslinge von 19 % beobachtet. Des Weiteren wird oberhalb von 1400 °C ein Massenverlust von insgesamt 0.2 % beobachtet. Dieser Massenverlust ist deutlich geringer als der Massenverlust im Beispiel 2.
Aus der Rietveld-Verfeinerung der Röntgendiffraktorgamme (Figur 2, oben) lassen sich die Anteile sowie Gitterkonstanten der beim Sintern gebildeten Phasen im Endprodukt berechnen (siehe Tabelle 2). Laut der Rietveld-Verfeinerung enthält das Endprodukt überwiegend SiC-3C Phase (80 Vol.-%) und 18.9 Vol.-% von hexagonalen SiC Phasen. Der Phasenanteil von Si ist (1.1 ± 0.4) Vol.- %. Dieser Silicium-Phasenanteil ist höher als der im Beispiel 3, was einerseits einer nicht vollständigen Reaktion zwischen nanoskaligem Si und amorphem SiC sowie weniger ausgeprägter Bildung von flüchtigen Spezies geschuldet sein kann.
Im Gegensatz zum Endprodukt im Beispiel 3 liegt die Kristallitgröße von SiC-3C nach dem Sintern bei 1600°C im nanoskaligem Bereich (Tabelle 2). Dies ist für die Festigkeit vom Endprodukt vorteilhaft.
Beispiel 5. Heißpressen mittels Spark Plasma Sintering (SPS) bei 1400 °C.
Das in Beispiel 1 hergestellte, pulverförmige Si/SiC Gemisch wird in einer Pressmatrize aus Graphit gefüllt und laut dem in Tabelle 3 aufgeführten Temperaturprogramm mittels SPS gepresst. SPS wird im Vakuum durchgeführt. Es wird ein Druck von 5 MPa bei Raumtemperatur angelegt. Wenn die Temperatur von 1200 °C erreicht wird, wird der Druck kontinuierlich von 5 MPa auf 24 MPa erhöht. Der Druck von 24 MPa wird bei 1400 °C für 2 min konstant gehalten. Anschließend wird die Temperatur auf 300 °C in einer Zeit von 10 min reduziert. Die Matrize, Stempel und mittels SPS hergestelltes Material werden anschließend mit Kammerkühlrate auf Raumtemperatur abgekühlt.
Aus der Rietveld-Verfeinerung der Röntgendiffraktogramme lassen sich die Anteile sowie die
Gitterkonstanten der bei SPS gebildeten Phasen im Endprodukt berechnen (siehe Tabelle 4). Laut der Rietveld-Verfeinerung enthält das Endprodukt überwiegend SiC-3C Phase (97 Gew.-%) und 3 Gew.-% von hexagonaler SiC Phase. Insbesondere wird keine Si Phase beobachtet. Somit besteht das durch SPS hergestelltes Material aus 100 % SiC. Die Kristallitgröße von SiC-3C nach SPS bei 1400°C liegt im nanoskaligem Bereich (Tabelle 4).
Die durch die Archimedes-Methode bestimmte Dichte des Formkörpers beträgt 3,05 g/cm3 und liegt somit über 96 % der theoretischen Dichte von 3C-SiC.
Beispiel 6. Heißpressen mittels Spark Plasma Sintering (SPS) bei 1550 °C.
Das in Beispiel 1 hergestellte, pulverförmige Si/SiC Gemisch wird in einer Pressmatrize aus Graphit gefüllt und laut dem in Tabelle 3 aufgeführten Temperaturprogramm mittels SPS gepresst.
SPS wird im Vakuum durchgeführt. Es wird ein Druck von 6.5 MPa bei Raumtemperatur angelegt.
Wenn die Temperatur von 1200 °C erreicht wird, wird der Druck kontinuierlich von 6.5 MPa auf 24
MPa erhöht. Der Druck von 24 MPa wird bei 1550 °C für 2 min konstant gehalten. Anschließend wird die Temperatur auf 300 °C in einer Zeit von 12 min reduziert. Die Matrize, Stempel und mittels SPS hergestelltes Material werden anschließend mit Kammerkühlrate auf Raumtemperatur abgekühlt.
Aus der Rietveld-Verfeinerung der Röntgendiffraktogramme lassen sich die Anteile sowie die Gitterkonstanten der bei SPS gebildeten Phasen im Endprodukt berechnen (siehe Tabelle 4). Laut der Rietveld-Verfeinerung enthält das Endprodukt überwiegend SiC-3C Phase (96 Gew.-%) und 4 Gew.-% von hexagonaler SiC Phase. Insbesondere wird keine Si Phase beobachtet. Somit besteht das durch SPS hergestelltes Material aus 100 % SiC. Die Kristallitgröße von SiC-3C nach dem SPS bei 1550°C liegt im nanoskaligem Bereich (Tabelle 4).
Die durch die Archimedes-Methode bestimmte Dichte des Formkörpers beträgt 2,97 g/cm3 und liegt somit über 93 % der theoretischen Dichte von 3C-SiC. Tabelle 1 : Temperaturprogramm Sintern
Figure imgf000008_0001
Tabelle 2: Phasenanteile, Gitterkonstanten und Korngröße <D> der beim Sintern gebildeten
Phasen
Figure imgf000008_0002
Tabelle 3: Temperaturprogramm SPS
Figure imgf000009_0001
Tabelle 4: Phasenanteile, Gitterkonstanten und Korngröße <D> der bei SPS gebildeten Phasen
Beispiel 5 6
SiC-3C Gew.-% 97 96
a (A) 4,359 4,360
Si Gew.-% 0 0
SiC-2H Gew.-% 3 4
a (A) 3,046 3,074
c (A) 5,212 5,238
<D>SiC-3C nm 40 ± 5 30 ± 5

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers, der wenigstens 85 Vol.-% kristallines
Siliciumcarbid und maximal 15 Vol.-% Silicium enthält, umfassend die Schritte:
a) Bereitstellen eines pulverförmigen Gemisches, welches
mindestens 60 Vol.-% amorphes Siliciumcarbid und
maximal 40 Vol.-% Silicium mit einer Kristallitgröße von 3 - 50 nm enthält, b) Formgebung des Gemisches durch
b1 ) Heißpressen oder
b2) Kompaktierung bei Raumtemperatur und nachfolgendem Sintern oder Heißpressen wobei das Sintern oder Heißpressen unter Inertgas oder Vakuum bei einer Temperatur von wenigstens 1400°C erfolgt.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass
das pulverförmige Gemisch mindestens 90 Vol.-% amorphes Siliciumcarbid und maximal 10 Vol.-% Silicium enthält.
3. Verfahren nach den Ansprüchen 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur 1900 - 2100°C ist.
4. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das
Volumenverhältnis SiC:Si im pulverförmigen Gemisch 95:5 - 99: 1 und die Temperatur 2000 - 2100°C ist.
5. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass
das pulverförmige Gemisch zu wenigstens Summe 98 Gew.-% aus amorphem
Siliciumcarbid und Silicium besteht.
6. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass
keine Sinterhilfsstoffe eingesetzt werden, insbesondere keine, die Aluminium, Yttrium, Bor, Kohlenstoff oder mikroskaliges Silicium enthalten.
7. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass
die BET-Oberfläche des Gemisches 10 - 100 m2/g ist.
8. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass
das Gemisch in Form verwachsener Aggregate vorliegt.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass
der mittlere Durchmesser der Aggregate 50 - 500 nm ist.
10. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Bereitstellung des pulverförmigen Gemisches erfolgt, indem man
in einem Heißwandreaktor
einen Gasstrom enthaltend wenigstens eine Ausgangsverbindung des Siliciums ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus S1H4, S12H6 und S13H8, und einen Gasstrom enthaltend wenigstens eine Ausgangsverbindung des Kohlenstoffes ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Methan, Ethan, Propan, Äthylen und Acetylen, in einem molekularen Verhältnis Silicium:Kohlenstoff von 1.5: 1 - 1 :3 bei einer Temperatur von 900 - 1200°C zur Reaktion bringt,
das Reaktionsgemisch abkühlt oder abkühlen lässt und das pulverförmige Gemisch von gasförmigen Stoffen abtrennt.
Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass
Wasserstoff in den Heißwand reaktor eingebracht wird.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180366722A1 (en) * 2017-06-14 2018-12-20 Evonik Degussa Gmbh Synthesis of silicon-carbon composite in a gas phase reactor
CN116655385A (zh) * 2023-05-18 2023-08-29 山东鑫亿新材料科技有限公司 碳化硅燃气热表面点火器及其制备方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3969430A4 (de) * 2019-05-14 2023-06-21 Calix Limited Systeme und verfahren zur generischen steuerung unter verwendung eines neuronalen signals

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4346049A (en) * 1978-05-01 1982-08-24 Kennecott Corporation Sintered alpha silicon carbide ceramic body having equiaxed microstructure
DE3707714A1 (de) * 1987-03-11 1988-09-22 Basf Ag Verfahren zur herstellung hochfester und hochtemperaturbestaendiger porenfreier keramischer formteile aus siliziumcarbid
KR20110063040A (ko) * 2009-12-04 2011-06-10 한국세라믹기술원 실리콘카바이드 및 이의 제조방법
US20110180977A1 (en) * 2008-07-18 2011-07-28 Adrien Reau Process for preparing a silicon carbide part without the need for any sintering additives

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4346049A (en) * 1978-05-01 1982-08-24 Kennecott Corporation Sintered alpha silicon carbide ceramic body having equiaxed microstructure
DE3707714A1 (de) * 1987-03-11 1988-09-22 Basf Ag Verfahren zur herstellung hochfester und hochtemperaturbestaendiger porenfreier keramischer formteile aus siliziumcarbid
US20110180977A1 (en) * 2008-07-18 2011-07-28 Adrien Reau Process for preparing a silicon carbide part without the need for any sintering additives
KR20110063040A (ko) * 2009-12-04 2011-06-10 한국세라믹기술원 실리콘카바이드 및 이의 제조방법

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HAGGERTY JOHN S ET AL: "Sinterable Powders from Laser-Driven Reactions", 1 January 1981, LASER-INDUCED CHEMICAL PROCESSES, PLENUM PRESS, NEW YORK, US, PAGE(S) 165 - 241, ISBN: 0-306-40587-3, XP008183403 *
P. SAJGALÍK ET AL: "Additive-free hot-pressed silicon carbide ceramics-A material with exceptional mechanical properties", JOURNAL OF THE EUROPEAN CERAMIC SOCIETY., vol. xxx, 1 December 2015 (2015-12-01), GB, XP055244107, ISSN: 0955-2219, DOI: 10.1016/j.jeurceramsoc.2015.12.013 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180366722A1 (en) * 2017-06-14 2018-12-20 Evonik Degussa Gmbh Synthesis of silicon-carbon composite in a gas phase reactor
KR20180136391A (ko) * 2017-06-14 2018-12-24 에보니크 데구사 게엠베하 기체 상 반응기에서의 규소-탄소 복합재의 합성
US10693129B2 (en) * 2017-06-14 2020-06-23 Evonik Operations Gmbh Synthesis of silicon-carbon composite in a gas phase reactor
KR102446634B1 (ko) 2017-06-14 2022-09-23 에보니크 오퍼레이션즈 게엠베하 기체 상 반응기에서의 규소-탄소 복합재의 합성
CN116655385A (zh) * 2023-05-18 2023-08-29 山东鑫亿新材料科技有限公司 碳化硅燃气热表面点火器及其制备方法
CN116655385B (zh) * 2023-05-18 2023-12-29 山东鑫亿新材料科技有限公司 碳化硅燃气热表面点火器及其制备方法

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