DE3118302A1 - Hochdichte, reaktionsgesinterte gegenstaende aus siliciumoxynitrid - Google Patents
Hochdichte, reaktionsgesinterte gegenstaende aus siliciumoxynitridInfo
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Description
1A-54 569
Anm.: Norton Co.
• ·
Beschreibung
Hochdichte, reaktionsgesinterte Gegenstände aus SiIiciumoxynitrid
Aus der US-PS 3 356 513 ist die Synthese von Siliciumoxynitrid und die Herstellung von Formkörpern aus
diesem Material bekannt. Siliciumoxynitrid-Pulver relativ hoher Reinheit wird nach dem bekannten'
Verfahren hergestellt durch Umsetzung von 47,5 bis 98 Gew.-% Silicium-Pulver mit 1 bis 50 Gew.-96 feiner
Kieselsäure in Gegenwart von bis zu 5 Gew.-96 von Erdalkalioxiden oder Seltenen Erden. Das Gemisch
wird bei etwa 1 35O0C in einer Atmosphäre von Stickstoff und Sauerstoff bei einem Volumenverhältnis
O2 : N2 von 1 bis 99 bis 6 : 94 gebrannt.
Die Korngröße des Ausgangspulvers ist bevorzugt = 20 /um. Um Formkörper aus Siliciumoxynitrid
durch Reaktionssintern herzustellen, wird obiges Pulvergemisch auf die gewünschte Form kalt gepreßt
und in einer Luft/Stickstoff-Atmosphäre bei 1 4500C gebrannt. So erhaltene Formkörper besitzen eine
Dichte von etwa 1,97 g/cnr. Nach einer anderen Ausführungsform des bekannten Verfahrens wird
pulverförmiges Siliciumoxynitrid, welches wie oben hergestellt worden ist, gemahlen auf eine
Feinheit von 0,15 mm und dieses Pulver dann bei 1 7000C unter einem Druck von 4 140 N/cnr während
13 mti hejß gepreßt. Auf diese Weise erhielt man
Formkörper mit einer Dichte von 2,7 g/cm , d.i. etwa 96 % der Theorie.
/2
31 'I
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Aus der US-PS 3 639 101 ist es bei der Herstellung von Siliciumoxynitrid bekannt, den gesamten Sauerstoffbedarf
für die Reaktion in Form von Kieselsäure SiO2, also einen Feststoff einzubringen. Durch ein solches
Reaktionssintern erhielt man maximal eine Dichte von 2,01 g/cm'.
Aus der US-PS 3 679 444 ist ein Verfahren zum Reaktionssintern von Siliciumoxynitrid-Gegenständen bekannt,
bei dem Ausdehnung und Schrumpfen eingestellt wird durch Anwendung variierender Anteile an sehr feiner
Kieselsäure in dem Ausgangsgemisch von Silicium und
Siliciumdioxid als Promotor. 2 bis 15 Gew.-% des Ausgangsgemischs sind dort vorteilhafter Weise sehr
feine Kieselsäure (fume silica) mit einer Korngröße =0,5 /um, wobei der Gesamtanteil· an Kieselsäure
etwa 40 Gew.-% betragen soll. Wenn jedoch hochdichte Produkte gewünscht werden und die Dimensionsstabilität
nicht kritisch ist, kann die ganze Kieselsäure in dem Gemisch als hochdisperse Kieselsäure vorliegen.
In der US-PS 3 892 840 ist ein Verfahren zur Herstellung von SiO2-freien Siliciumoxynitrid-Produkten
beschrieben. Danach wird ein vorgeformter Körper aus Silicium mit einer Teilchengröße, entsprechend
FEPA-Standard F320/29 oder darunter in einer 0-/N9-
-1/ ~ Atmosphäre mit einem Partialdruck von O2<10 bar
bei 1 200 bis 1 600°C gebrannt.
Die US-PS 4 069 058 betrifft eine Möglichkeit zur Bindung von Siliciumoxynitrid-Korn, welches relativ
grob ist jacbch feine Kristalle von Siliciumoxynitrid enthält.
Dazu wird feines Silicium (2 /um) angewandt und darüberhinaus
ein Sinterhilfsmittel wie Calcium-oder Magnesiumfluorid.
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1A-54 569 - 3/ -
Die FR-PS 2 221 421 betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Gegenständen aus Siliciumoxynitrid mit Dichten
bis zu 92 % der Theorie. Siliciumoxynitrid-Pulver mit einem Sinterhilfsmittel wie einem Erdalkalioxid
oder einem Oxid von Yttrium oder Aluminium wird dazu in die entsprechende Form kalt gepreßt. Der
Grünling wird mit Siliciumoxynitrid-Pulver bedeckt und dann bei 1 60O0C gebrannt. Die Schale aus Siliciumoxynitrid
wird dann abgenommen.
Die Erfindung betrifft hochdichte reaktionsgesinterte Siliciumoxynitrid-Produkte, d.h. mit einer Dichte von
etwa 83 % der Theorie, die sich durch sehr kleine Poren
auszeichnen und damit im wesentlichen undurchlässige Körper darstellen. Siliciumoxynitrid-Gegenstände mit
Dichten bis hinauf zu 2,7 g/cm2, d.i. etwa 96 % der
Theorie, sind bekannt. Diese Produkte müssen Jedoch hergestellt werden durch das kostspielige Heißpressen.
Außer den hohen Kosten hat das Heißpressen noch den Nachteil, daß damit drastisch die Komplexität
der Formen, die auf diese Weise herstellbar sind, beschränkt wird. Siliciumoxynitrid-Körper mit Dichten
bis zu 92 % der Theorie wurden - wie oben bereits erwähnt - nach der FR-PS 2 221 421 hergestellt. Nachteilig
bei diesem Verfahren ist jedoch, daß bereits synthetisierte Siliciumoxynitrid-Teilchen gesintert
werden müssen, gegenüber dem erfindungsgemäß
angewandten Verfahren des Reaktionssinterns. Feuerfestes
Material auf der Basis von Siliciumoxynitrid ist aus den US-PSen 3 356 513, 3 639 101 und 3 679
bekannt. Diese Produkte zeigen ein hervorragendes Verhalten in korrosiver Umgebung, insbesondere gegenüber
Halogenen und Halogeniden.in gasförmigem oder geschmolzenem Zustand. Ein begrenzender Faktor für
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diese Art des Siliciumoxynitrids ist jedoch dessen
Dichte bzw. Permeabilität. Normalerweise hat ein solches Material eine Dichte von 2 bis 2,3 g/cm ,
entsprechend 71 bis 82 % der theoretischen Dichte, die für Siliciumoxynitrid bei 2,8 g/cnr5 liegt. Die
Porosität eines solchen Produkts kann zwischen 18 und 29 % liegen.
Nach der Erfindung gelingt die Herstellung von Gegenständen aus Siliciumoxynitrid mit einer Dichte
über 2,3 g/cnr bis hinauf zu 2,6 g/cnr oder 93 % der Theorie. Körper dieser Art mit Dichten>90 96 der
Theorie sind anscheinend undurchlässig für Salzschmelzen, wie Kryolith bei 1 0000C. Körper mit
Dichten von 85 % und darüber der theoretischen Dichte zeigen in hohem Ausmaß Dichtigkeit.
In der US-PS 3 679 444 ist gezeigt, daß die Zugabe von kolloidaler Kieselsäure wie hochdisperser
Kieselsäure (fume silica) zu einem Schrumpfen des Formkörpers linear bis 3 % oder bis zu 10 VoI.-% führt.
Bis zu 15 % feindisperse Kieselsäure kann zugesetzt werden zur Einstellung des Schrumpfens,
führt jedoch noch nicht zu einem übermäßigen Schrumpfen. Übermäßiges Schrumpfen, abgesehen
von den Schwierigkeiten der Einhaltung vorgeschriebener Dimensionenj führt zu einer unvoll- ständigen
Reaktion des Ausgangsgenischs, denn die Reaktion hängt ab von der Stickstoffdiffusion
durch die Poren des Körpers. Wird eine solche unvollständige Reaktion festgestellt, so befindet
sich im Inneren oder Kern des Gegenstandes nicht umgesetztes Ausgangsgemisch, nämlich Silicium und
Kieselsäure, welche umgeben sind mit einem dichten, glasig erscheinenden reagierten Material in der Art
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einer Schale, Diese undurchlässige Schale verhindert eine Eindiffusion des Stickstoffs bis in den Kern
des Körpers.
Die Steigerung der Dichte bzw. Abdichtung hängt ab von der Gewichtszunahme in Folge von Nitridbildung
gleichzeitig mit dem Schrumpfen. Kommt es jedoch vor der Nitridbildung zum Schrumpfen, so führt
dies zu einem nicht durchreagierten Körper. Hat die Nitridbildung stattgefunden(bevor es zum
Schrumpfen kommt, so verhindert die Struktur des Siliciumoxynitrids ein Schrumpfen. Die Nitridierung
des Ausgangsgemischs von SiC>2 + Si. führt möglicherweise
über die Bildung einer flüssigen Phase. Die flüssige Phase bildet sich aus den Sinterhilfsmitteln wie
Calciumfluorid, welche sich mit dem Silicium und der Kieselsäure unter Bildung einer komplexen geschmolzenen
Silicatphase verbinden Es ist möglich, daß sich die flüssige Phase um das Siliciumkorn
bildet, so daß die Teilchen mit einem Flüssigkeitsfilm überzogen sind. In ähnlicher Weise, wie dies
von Dancy und Janssen in Canadian Metallurgical Quarterly 15, Nr. 2, Seite 103 (1976) beschrieben
ist, liegt die Silicatphase in einer reduzierten Form vor. Stickstoff löst sich in der geschmolzenen
Phase und in dem Flüssigkeitsfilm bilden sich und wachsen orthorhombische Kristalle von Si2ONg.
Während der Reaktion kommt es zu einer Gewichtszunahme
durch die Nitridbildung und diese Gewichtszunahme ist das Ergebnis der Gewichtserhöhung durch
die Rsäetdon und dfer Gewichtsverluste. Es wird angenommen,
daß es zu Gewichtsverlusten durch sich bildende flüchtige Produkte kommt. Die Einstellung der Gewichtsverluste
und der entsprechenden flüchtigen Substanzen kann bei der Verdichtung bzw. Erhöhung der Dichte ein
wesentlicher Faktor sein. Wenn es zu einem Schrumpfen kommt, ist ein entsprechender Ausgleich von Gewichts-
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1Α-54 569
zunähme und Gewichtsverlust notwendig, um einen Körper
zu erhalten, der kein restliches nicht reagiertes Material enthält und doch ausreichende Gewichtszunahme
zeigt, um eine gute Dichteerhöhung des Gegenstandes zu erreichen.
Faktoren, die das Ausmaß des Gewichtsverlusts beeinflussen, sind die Materialstärke des Körpers, die
Temperatur, die Art des Sinterhilfsmittels und die Art der Dampfphase, in der der Körper gebrannt
wird.
Der Einfluß der Materialstärke auf den Gewichtsverlust
kann gezeigt werden anhand der Ergebnisse von acht Prüfstäben gleicher Zusammensetzung, die
unter gleichen Bedingungen gebrannt worden sind. Die Ausgangsgemisehe für diese Prüfstäbe enthielten
57,7 % feines Silicium, 41,3 % feindisperse Kieselsäure und 1 % CaO. Sie wurden in großen Produktionsöfen gebrannt, wie sie für das Brennen von Siliciumoxynitrid-Gegenständen
normaler Dichte in einem beispielsweise 12 Tagezyklus mit zwei Rastperioderi
bei hoher Temperatur von 24 h bei 1 3900C und
15 h bei 1 4200C angewandt werden.
Materialstärke tatsächliche Gewichts- Gewichtsverlust*
zunähme % %
3,00 | 100 | 28,8 | 25,6 | 0 |
3,53 | 32,6 | 15,8 | ||
3,73 | 29,4 | 24,0 | ||
4,11 | 32,3 | 16,5 | ||
4,47 | 33,0 | 14,7 | ||
4,57 | 33,8 | 12,7 | ||
7,80 | 35,5 | 8,3 | ||
7,82 | 34,7 | 10,3 | ||
Gewichtsverlust = | _ Gewichtszunahme . *n | |||
38,7 %
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Aus obigen Werten ergibt sich, daß mit steigender Materialstärke der Gewichtsverlust abnimmt. Im
Röntgendiagramm der Prüfstäbe kann kein nicht umgesetztes Silicium festgestellt werden. Die
stärkeren Prüfstäbe zeigten höhere Gewichtszunahme und geringere Gewichtsverluste als die dünneren.
Der dickste Stab hatte noch 10 % Verlust von dem theoretischen Wert von 38,7 %.
Der Einfluß der Temperatur auf den Gewichtsverlust ergibt sich aus folgender Aufstellung:
tatsächliche Gewichtszunahme ^-Gewichtsverlust
Reaktionstemp. | 1 | 3C |
< | 1 | 280 |
1 | 293 | |
1 | 340 | |
1 | 360 | |
1 | 380 | |
400 |
25.2 34,9
25.0 35,4
23.1 40,3
27.3 29,4 30,9 20,2 32,5 16,0
Diese Daten stammen von Prüfstäben, die aus einem Ausgangsgemisch von 57,7 % feinem Silicium, 31 % feindisperser Kieselsäure, 10,3 % hochreiner kolloidaler
pyrogenerKieselsäure, Teilchengröße etwa 7 bis 50 nm ("Cabosil")/und 1 % CaO stammten. Die Prüfstäbe-wurden in
Rohröfen gebrannt, wo sie bei den angegebenen Temperaturen 2 mal 24 h und anschließend 24 h bei 1 4200C gehalten
wurden. Die Röntgenanalyse der gebrannten Stäbe zeigte kein nicht umgesetztes Silicium, keinen Cristobalit^
ungefähr 94 % Si2ON2 und etwa 6 % SiJsT^ in gleichen Teilen
c{- und ß-Modifikation. Diese Werte zeigen, daß der
Gewichtsverlust ansteigt bis auf ein Maximum bei 1 3400C
und dann plötzlich absinkt auf einen tiefen Wert bei 1 4000C,
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3 ι Ίΰ'όϋΙ
1Α-54 569 -^- 10
Der Einfluß der umgebenden Atmosphäre auf den Gewichtsverlust
ergibt sich aus folgender Untersuchung: Prüfstäbe wurden aus Ausgangsgemischen hergestellt, wie
sie für die Prüfstäbe zur Bestimmung des Einflusses der Reaktionstemperatur angewandt wurden. Zwei unterschiedliche
Versuche wurden an ähnlichen Prüfstäben vorgenommen. Bei Versuch 1 befand sich der Rohrofen
in einem Behälter und der Prüfstab war umgeben mit Platten aus grünem Ausgangsgemisch Standard-XS811
(59 % Silicium 74 /um, 35 % Quarzglas 74 /um, 5 % feindisperse Kieselsäure,1 % CaO). Bei dem
Versuch 2, der in ähnlicher Weise durchgeführt wurde, war der Prüfstab von Platten umgeben, die aus
57,7 % Silicium 6,73 mm, 31 % feindisperse Kieselsäure,
10,3 % Cabosil und 1 96 CaO erhalten worden sind.
Folgende Ergebnisse erhielt man an den gebrannten Prüfkörpern:
Versuch 1 Versuch
.tatsächliche Gewichtszunahme -2,5 % +7,7 %
nicht umgesetztes Si * ^O /~»50 %
*durch Röntgenanalyse bestimmt.
Die Ergebnisse zeigen, daß die Gegenstände während des Brennvorgangs umgehende Atmosphäre bestimmte
Eigenschaften aufweisen müssen.Sie muß bei bestimmter Temperatur und während einer Zeit vorhanden sein,
in der sowohl die Gewichtszunahme als auch die Schrumpfung stattfindet. In Versuch 1 fiel die Temperatur der Gasentwicklung
aus den umgebenden Platten nicht zusammen mit der Temperatur der Nitridbildung und des Schrumpfens
des Prüfkörpers, so daß es insgesamt zu einem Gewichts-
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verlust kam. Bei Versuch 2 fielen die Temperaturen zusammen, so daß es zu keinem Gewichtsverlust kam.
Der Einfluß der verschiedenen Sinterhilfsmittel wird an einer Reihe von Prüfstäben gezeigt, die zusammen
in einem Rohrofen Inder oben beschriebenen Weise (matching bed technique) gebrannt wurden.
97-1 | 97-2 | 97-3 | 97-4 | |
Sinterhilfsmittel (0,64 Mol.-%) | CaF2 | CaO | BaO | MgO |
%Äder Länge | -5,1 | -5,5 | -6,6 | -6,1 |
% Λ des Gewichts | 32,5 | 24,6 | 12,9 | 24,2 |
Dichte | 2,41 | 2,35 | 2,27 | 2,36 |
56 Si2ON2* | 90 | 53 | 20 | 65 |
96 GUSi3N4 | 0 | 0 | 0 | 0 |
% B-Si3N4 | 0 | 0 | 0 | 2 |
% Cristobalit | 0 | 14 | 29 | 3 |
% Silicium | 10 | 29 | 47 | 27 |
% SiC | 0 | 4 | 4 | 3 |
theoretische Dichte | 2,76 | 2,62 | 2,45 | 2,69 |
% der theoretischen Dichte | 87,3 | 89,7 | 92,6 | 87,7 |
97-5 | 97-6 | 97-1A | ||
Sinterhilfsmittel (0,64 Mol.-96) | MgF2 | - | CaF2 | |
96 Δ der Länge | -7,8 | -4,0 | -5,0 | |
% Λ des Gewichts | 10,7 | 35,5 | 30,7 | |
Dichte | 2,20 | 2,29 | 2,45 | |
% Si2ON2* | 17 | 88 | 94 | |
% CUSi3N4 | 0 | 8 | 1 | |
% B-Si3N4 | 0 | 4 | 2 | |
% Cristobalit | 29 | 0 | 0 | |
% Silicium | 50 | 0 | 0 | |
% SiC | 4 | 0 | 3 | |
theoretische Dichte | 2,44 | 2,85 | 2,81 | |
% der theoretischen Dichte | 90,1 | 80,4 | 87,2 |
röntgenographisch bestimmt
/10
1Α-54 569
Diese Versuche zeigen, daß alle Sinterhilfsmittel zu einer größeren linearen Schrumpfung als ohne Zusatz
von Sinterhilfsmitteln führen. Auch ergibt sich aus dieser Aufstellung, daß die Anwendung von Sinterhilfsmitteln
zu einer geringeren Bildung an Siliciumnitrid führt. Die beiden Körper, die höchste Schrumpfung
zeigen, d.h. mit BaO und MgF2 als Sinterhilfsmittel,
zeigen auch die geringste Gewichtsaufnahme und den höchsten Anteil an nicht umgesetztem Silidum. Diese
Körper waren die dichtesten, wie sich aus der Prozentangabe, bezogen auf die theoretische Dichte, ergibt.
Wahrscheinlich trat das Schrumpfen ein, bevor die Gewichtszunahme der Körper erfolgte. Der beste Körper
war der mit der Chargenummer 97-1 unter Verwendung von CaFp als Sinterhilfsmittel. Die theoretische
Dichte wurde berechnet aus der angenäherten Analyse aller Phasen, einschließlich nicht umgesetztes Silicium,
mit Hilfe von Röntgenanalyse.
Diese Versuche wurden nun noch in einer großen Produktionsanlage für Siliciumoxynitrid wiederholt, in deren Ofen
die Temperaturen langer gehalten wurden und die Atmosphäre mehr flüchtiges Siliciummonoxid enthalten konnte. Die
Ergebnisse waren ähnlich denen, wie man sie in obigen Versuchen im Rohrofen erhielt. Der Prüfstab 97-1A mit
CaFp zeigte höchste Dichte, entsprechend 87,2 &_der Theorie, und war vollständig durchreagiert, wie die
Röntgenanalyse ergab.
Es wird angenommen, daß CaF2 den Gewichtsverlust beeinflußt
unter Bildung einer flüchtigen Phase, die zur Bildung von Kanälen führt, über welche die Reaktion
fortschreiten kann. Die chemische Analyse von Proben vor und nach dem Brennen zeigt einen Gewichtsverlust
an Fluor. Vor dem Brennen hatte das Ausgangsgemisch
/11
1A-54 569 -
für die Probe 97-1 einen Fluorgehalt von 0,54 % und nach
dem Brennen von nur 0,06 %.
Die Möglichkeit zu einer vollständigen Reaktion während der Verdichtung liegt möglicherweise in der Einstellung
der flüchtigen Phasen und der Aufrechterhaltung einer ausreichenden Porosität während der Reaktion, um dem
Stickstoff Zutritt in das Innere des Gegenstandes zu gewähren.
Ein anderer Faktor, der die Dichte zu beeinflussen vermag, ist die Feinheit oder Korngröße der Komponenten
des Gemischs, nämlich Silicium und Kieselsäure. Dies geht aus folgender Aufstellung hervor:
18-1A 18-2A 18-3A
Silicium, mittlere Feinheit 30 /um 10 /um 3 /um % i der Länge . -2,5 % -5,6 % -7,5 %
Dichte, gebrannt 2,09 g/cm5 2,22 g/cm5 2,48 g/cm3
% der theoretischen Dichte 74,6 % 79,3 % 88,6 %
(2,80 g/cm3)
Diese Prüfstäbe waren identisch mit Ausname der Feinheit von Silicium. Sie wurden in einer großen Produktionseinheit für Siliciumoxynitrid-Gegenständen gebrannt.
Die Werte zeigen, daß Schrumpfung und Dichte mit" sinkender Teilchengröße des Siliciums zunehmen.
Der Einfluß der Kieselsäure-Feinheit ergibt sich aus folgenden Versuchen:
/12
J I IÖJUZ
1A-54 569 - Λ2/- 4H-
60-1 | 60-7 | (97-1) | 96 | g/cnr5 |
57,7 | 57,7 | Gew.-T | % | |
41,3 | 31,0 | It | % | |
0 | 10,3 | It | ||
1,0 | 1,0 | It | ||
-16,0 9 | i -16,1 | |||
25,5 9 | 6 32,5 ! | |||
34,1 9 | i 16,0 : | |||
2,25 | g/cm5 2,34 | |||
80,4 9 | 6 83,6 ! |
Ausgangsgemisch:
Silicium 3 /um
feindisperse Kieselsäure 0,12 /um Cab-0-Sil 0,012 /um
%A des Volumens
% A des Gewichts
% Gew.-Verlust
Dichte
% der theoretischen Dichte
Die Feinheit der Kieselsäure scheint die Schrumpfung nicht zu beeinflussen, führt jedoch zu unterschiedlichen
Gewichtszunahmen. Da durch Röntgenanalyse kein nicht umgesetztes Silicium festgestellt werden konnte, beruht
der Unterschied möglicherweise durch Gewichtsverlust. Die Prüfstäbe enthaltend Carbosil, also mit extrem
feiner Kieselsäure, zeigen geringere Gewichtsverluste (16 96) als die Prüf stäbe ohne Carbosil (34,1 %). Der
Grund dafür liegt möglicherweise in einer Änderung der Art der flüssigen Phase, die sich während der
Reaktion bildet.
Es wurde festgestellt, daß gleichmäßige und vollständig durchreagierte Körper hergestellt werden können in Produktionsöfen, wie sie für die Herstellung von Peuerfest-Produkten
auf der Basis von Siliciumoxynitrid angewandt werden. Durch die unterschiedliche Art der Atmosphäre in diesen
öfen gegenüber kleinen Rohröfen, in der wohl ein höherer Dampfdruck an SiO vorliegt, können Gegenstände ohne einem
dämpferzeugenden Bett gebrannt werden. Es wurde auch festgestellt,
daß geringere Dichten der grünen Körper zu
/13
1A-54 569
weniger nicht umgesetztem Silicium in den Kernen der Körper führen. Dies ergibt sich aus folgenden Untersuchungen:
Dichte ungebrannt 1,52 g/cm5 1,19 g/cm5
Dichte gebrannt 2,21 g/cm5 2,54 g/cm5
%&der Länge -5,9 % -9,8 %
96&des Gewichts 31,3 % 33,3 %
% der Si2ON2-Dichte 79,0 96 90,7 %
Diese Körper hatten etwa gleiche Größen, nämlich 203 mm Höhe, Außendurchmesser 101,6 mm, Wandstärke 6,35 mm .waren
aus dem gleichen Ausgangsgemisch (97-1) hergestellt
und wurden zusammen in dem großen Produktionsofen gebrannt. Die Dichte des ungebrannten Zylinders ist
höher als die des Tiegels, während dessen Dichte in gebranntem Zustand geringer ist. Der Zylinder hatte
im Inneren einen gewissen Anteil an nicht umgesetztem Silicium, was sich zum Teil in einer geringeren Gewichtszunahme
zeigt.
Die Figur 1 zeigt eine Mikrofotografie (SEM) des Kerns des Zylinders aus Beispiel 2 (500 X);
die Figur 2 zeigt eine Mikrofotografie entsprechend Fig. 1, jedoch mit einer Vergrößerung
von 5000 X.
Die Erfindung wird an folgenden Beispielen weiter erläutert.
Ein Tiegel - 108 mm Außendurchmesser, 4,76 mm Wandstärke, 181 mm Höhe - wurde isostatisch unter einem Druck von
27 600 N/cm (40 000 psi) aus einem Ausgangsgemisch von
/14
I I ö J U
1A-54 569 -
57,5 % Silicium 3 /um 30,8 96 feindisperse Kieselsäure
10,3 % Carbosil und 1,4 % Calciumfluorid
hergestellt. Der Preßling hatte eine Dichte von 1,61 g/cnr,
Er wurde in einem größeren Zylinder (siehe Beispiel 2) in einem großen Produktionsofen nach den Anweisungen der
US-PS 3 639 101 gebrannt. Der gebrannte Tiegel ergab eine Gewichtszunahme von 30,1 % undefoe Längenänderung
von -5,3 %· Die Gesamtdichte entsprach 2,39 g/cm , jedoch
befanden sich nicht umgesetzte Zonen innerhalb des Körpers. Diese Zonen waren durch dichte Siliciumoxynitrid-Schichten
geschützt.
Der Tiegel wurde gefüllt mit einer Schmelze von 88 % Kryolith, 8 % Calciumfluorid und 4 96 Aluminiumoxid
und die Temperatur in einem Rohrofen auf 1 0000C
erhöht. Diese Temperatur wurde 236 h beibehalten. In den Tiegel infiltrierte keine Schmelze unter dem
Badspiegel. Vorausgehende Versuche mit einem Tiegel aus Si2ON2 mit einer Dichte von 2,1 g/cnr zeigten
Infiltrationen und Badverluste nach 100 h.
Ein Zylinder - 140 mm Außendurchmesser, 9,5 mm Wandstärke,
201 mm Höhe - wurde wie in Beispiel 1 isostatisch verpreßt und gebrannt. Das Ausgangsgemisch bestand nach
der chemischen Analyse aus:
96,1 % SiO2 0,23 % MgO
0,34 % Fe2O3 0,59 % K2O
0,09 % MnO 0,07 % Na2O
0,21 % Al2O5 0,35 % SO3 und
0,35 % CaO 1,68 % Glühverlust (LoI)
/15
1A-54 569
• * I
Nach dem Brennen hatte der Zylinder eine Gewichtszunahme von 31,9 % und eine Längenänderung von -6,3 % aufzuweisen.
Die Gesamtdichte lag bei 2,51 g/cm . Es gab
einige Anhaltspunkte für nicht umgesetzte Zonen innerhalb des Zylinders.
Prüfstäbe 50,8 · 6,35 · 3f175 mm wurden aus dem
Zylinder geschnitten und oberflächlich abgeschliffen, um den vollständig reagierten Teil zu entfernen. Die
Dichte dieses Teils betrug 2,6 g/cm-5 oder 92,8 % der
Theorie. Der Bruchmodul wurde an drei Prüfstäben bei 3-Punktauflage mit einem Auflageabstand von 25,4 mm
gemessen und ergab einen Mittelwert von 29 463 N/cm (42 700 psi)
aus den Prüfwerten von 28 773 bis 30 360 N/cm mit
einer Standardabweichung von 972,21 N/cm . Die Bruchflächen waren sauber und es erfolgte ein einziger
Bruch im Gegensatz zu Mehrfachbrüchen, wie man sie häufig bei reaktionsgesintertem Siliciumdioxid
feststellt.
Der Bruchmodul bei verschiedenen Temperaturen der Prüfstäbe 38,1 · 6,35 * 3,175 mm aus obigem Zylinder
ergibt sich aus folgender Tabelle.
mittl.Bruchmodul N/cnr (psi)
(27 070) 18 678
(11 400) 7 866
( 9 200) 6 348
( 6 600) 4 554
Röntgenografisch aus den Bandenverhältnissen ergab sich
folgende Zusammensetzung:
/16
0C | Anzahl gebrochen | |
1 | 000 | 4 |
1 | 150 | 2 |
1 | 300 | 2 |
1 | 450 | 2 |
1A-54 569 - Λβ | 94 % |
Si2ON2 | 1 % |
0(-Si3N4 | 2 % |
B-Si3N4 | O % |
Cristobalit | O % |
Silicium | 3 % |
Siliciumcarbid | |
Das Gefüge dieses Materials ist in den Fig. 1 und gezeigt. Man sieht Bereiche rund um eine große rundliche
Pore von einer Größe von etwa 60 /um. Bei 500-facher Vergrößerung der Bruchfläche erscheint
das Material fast dicht und läßt eine gewisse Textur vermuten. Bei 5 000-facher Vergrößerung
scheint das Gefüge eine Zusammenballung von οrthorhombischen Kristallen, die miteinander
gewachsen sind, zu sein. Die Poren scheinen nicht durchgehend zu sein. Sie dürften eine Größe von
etwa 0,2 bis 1 /um haben und sind unregelmäßig in ihrer Form.
Es wurde ein Ausgangsgemisch, enthaltend
58 % Silicium 3 /Um
31 % feindisperse Kieselsäure 10,3 % Carbosil und 0,7 % Calciumfluorid-Pulver
angewandt.
Dieses Ausgangsgemisch wurde in Methylenchlorid aufgeschlämmt. Der Schlamm wurde zu einem Kuchen getrocknet,
der gut gemischt und frei von Zusammenballungen war. Ein
/17
1A-54 569
an einem Ende geschlossenes Rohr wurde für die "Kautschukform-Technik"
mit einer abgerundeten End-Auflage angewandt, welche etwa 25,4 mm vom Abschluß der Kautschukform
gelagert war. Das Rohr wurde einem Druck von 3 450 N/cm ausgesetzt. Es hatte folgende Dimensionen:
42,67 mm Außendurchmesser, 25,4 mm Innendurchmesser, 981 mm Länge.
Das Rohr wurde in vertikaler Stellung hängend an einem Keramikstab 6,35 mm gebrannt, welch letzterer sich in
Bohrungen etwa 38 mm vom offenen Ende befand. Die Temperatur im Produktionsofen wurde mit 40 K/h auf
1 3000C aufgeheizt und bei dieser Temperatur etwa 50 h gehalten und dann schrittweise auf 1 4200C gebracht,
und zwar alles in Stickstoffatomosphäre. Nach dem Brennen hatte das Rohr folgende Dimensionen:
38,35 mm Außendurchmesser, 23,67 mm Innendurchmesser, 889 mm Länge. Das Gewicht war von 1,191 kg vor dem
Brennen auf 1,601 kg nach dem Brennen angestiegen. Die Längenänderung entsprach -9,4 % und die Gewichtsänderung +34,4 %. Die Dichte eines Rohrabschnitts mit
einer Länge von 609,6 mm einschließlich des geschlossenen Endes errechnete sich auf 2,59 g/cnr oder
91,4 % der Theorie (2,8 g/cm^).
Das Rohr hielt Wasser sehr gut, das bedeutet, die Porosität ist weitgehendst geschlossen. Der Abfall
des Wasserstandes in 5»17 h betrug 9,65 mm, woraus
sich eine Permeabilität von 0,014224 cvcP/cm «h
(0,00056 cu. in. /sq.inch'hVf^fes 'läßt sich vergleichen
mit einem Wert νοη,0,43434 cnr/cm 'h (0,0171 cu.in. /sq.inch'h)
für ähnliche Rohre mit einer Dichte von 71 % der Theorie.
Die Wärmeschockbeständigkeit des Rohrs war gut. Es hielt 11 Zyklen zwischen einer Ofentemperatur von 1 2000C
und Abkühlen an der Luft aus. Sechs dieser Zyklen wurden mit Zwangsluftkühlung durch Aufblasen von Luft in die
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3Ί
1A-54 569 -
Mitte des Rohres durchgeführt.
Die Porosität der Si2ON2-Körper unterschiedlicher Dichten
wurde nach ASTM mit siedendem Wasser bestimmt.
Dichte κ/cm3 |
der Theorie | Gesamtporositat % |
offene Porosität % |
geschlos sene Poro sität % |
2,087 | 74,54 | 25,46 | 22,40 | 3,06 |
2,542 | 90,79 | 9,21 | 4,61 | 4,60 |
2,63 | 93,93 | 6,07 | 2,60 | 3,47 |
2,644 | 94,45 | 5,55 | 1,07 | 4,48 |
Die Extrapolation dieser Daten zeigt, daß bei einer Dichte von 95,7 % der Theorie alle Poren geschlossen
sein können und daß dann 4,3 % geschlossene Poren vorliegen. Diese Daten folgen einer linearen Kurve
DT = 95,68 - 0,94 P0,
worin D™ = % der theoretischen Dichte und PQ = % der
offenen Poren sind. Index der Bestimmung = 0,997.
Die höchste bei diesem Material erreichte Dichte ist bis jetzt 94,4 % und ein solches Material würde
1,3 % offene Poren und 4,3 % geschlossene Poren, entsprechend obiger Gleichung^ enthalten.
Obzwar die wissenschaftliche Aufklärung noch nicht beendet ist, kann angenommen werden, daß dieses hochdichte
Produkt hinsichtlich Art, Eigenschaften und Gefüge sich von anderen dichten Siliciumoxynitrid-Produkten
unterscheidet. Heißgepreßtes Siliciumoxynitrid und gesintertes Siliciumoxynitrid erfordern
Zusätze wie Magnesiumoxid oder Aluminium zu dem Siliciumoxynitrid-Pulver. In diesem Fall reichern sich die Zusätze
/19
1A-54 569
an den Korngrenzen des SigONp-Korns an. Die Eigenschaften
dieser Gegenstände hängen von der Art der Korngrenzen ab. In dichten Siliciumoxynitrid-Gegenständen
nach vorliegender Erfindung haben die Korngrenzen ein anderes Aussehen oder andere
Eigenschaften. Während der Reaktion zur Bildung von Si2ON2 wachsen Kristalle des Oxynitrids aus
Keimklumpen gegen die flüssige Phase, bis diese Klumpen ineinander wachsen und zu großen Klumpen
sich vereinigen. Durch diese in situ-Bildung kommt es zu einem Netzwerk von Oxynitrid, in welchem
eine glasige Phase in geringer Menge vorliegt, welche die Poren der Klumpen erfüllt, und Korngrenzen
von Glas sind nicht vorhanden. Diese Ansicht findet einige Wahrscheinlichkeit durch
die Beoabachtung, daß gute Festigkeit bei einer Temperatur von sogar 1 45O°C besteht. Korngrenzen
von Glas, enthaltend Calciumverbindungen und andere Verunreinigungen in dem Ausgangsmaterial, würden
sehr wahrscheinlich erweichen und die Bindung bei 1 45O°C schwächen.
Das Aussehen der Bruchfläche läßt die Vermutung zu, daß der Bruch um die Klumpen stattfindet. Die sehr
hohen Bruchmoduli gestatten die Annahme, daß Oxynitrid-Bindungen von Klumpen zu Klumpen bestehen. Diese
Art von Bruch zeigt, daß das Mikrogefüge anders ist als in heißgepreßten oder gesinterten Siliciumoxynitrid-Gegenständen,
welche aus pulverförmiger^
Siliciumoxynitrid erhalten worden sind^ und ebenfalls
unterschiedlich ist, sowohl von heißgepreßtem als auch reaktionsgesintertem Siliciumnitrid. Es kann angenommen
werden, daß diese Art der festen Klumpen-Verbindung sich sehr vorteilhaft unter Last oder Spannung
auswirkt insbesondere unter Thermoschock oder Temperatur-Wechselbeanspruchung, da die zum Bruch führenden Risse
kompliziert und verschlungen sein mü ßten. Die durch den
/20
I löJUZ
1A-54 569
Zusatz von Sinterhilfsmitteln erfolgende Glasbildung verbessert die Eigenschaften durch Verstopfen der
Poren ohne Unterbrechung des Siliciumoxynitrid-Netzwerks,
was zu einem undurchlässigeren Gegenstand führt.
Die erfindungsgemäßen Produkte können 90 bis sogar Gew.-% Siliciumoxynitrid und etwa 10 bis 2 Gew.-% Glasfasern
enthalten, welche ihrerseits aus Kieselsäure und dem Sinterhilfsmittel besteht. Das Sinterhilfsmittel
ist vorzugsweise ein Oxid von Calcium, Strontium, Barium, Magnesium, Cer, Yttrium oder deren Gemische
oder deren Verbindungen, welche sich unter den Verfahrensbedingungen zu den Oxiden zu zersetzen vermögen.
Claims (6)
- I '. * ».-IK«, fikANZPATENTANWÄLTE ♦ ... . I l. , n• ·· » aR.rßlL. FJlEt)ZCVUESTW)FF (1927-1956)WUESTHOFF-v.PECHMANN-BEHRENS-GOETZ'· laDIPL.-CHEM. DR. E. FREIHERR VON PECHMANN FKOFESSIONAL KEPKESENTATIVES BEFOKE THB EUROPEAN »ATENT OFFICE DE.-ING. DIETER BEHRENSMANDATAIRES AGREES PRES l'OFFICB EUKOPEEN »ES BREVETS DIPL.-ING.; DIPt.-VIP.TSCH.-ING. RUPERT GOETZ1A-54 569 D-8000 MÜNCHENAnm.: Norton Co. schweigerstrasse2telefon: (089) 66 20 51 tblegramm: pkotectfatent telex: 524070PatentansprücheGegenstände aus reaktionsgesintertem Siliciumoxynitrid aus 90 bis 98 Gew.-% Siliciumoxynitrid und 2 bis 10 Gew.-96 einer Glasphase, welche aus Kieselsäure und einer geringen Menge eines Sinterhilfsmittels besteht, mit einer Dichte von etwa 85 bis 95 96 der Theorie und einem Bruchmodul bei 1 450°C von zumindest 3 450 N/cm bei 3-Punktauflage und einem Auflageabstand von 25,4 mm.
- 2. Gegenstände nach Anspruch 1 mit einer Dichte von 88 bis 95 % der Theorie und einer Glasphase in einer Menge von etwa 5 Gew.-%.
- 3. Gegenstände nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch ein Netzwerk aus Siliciumoxynitrid-Kristallklumpen, wobei die Ctosphase sich in erster Linie innerhalb der Hohlräume des "Netzwerks befindet.
- 4. Verfahren zur Herstellung der Gegenstände nach Anspruch 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Gemisch von 45 bis 65 Gew.-96 Silicium mit einer Feinheit ^ 3 /um, 35 bis 50 Gew.-% Siliciumdioxid mit einer Feinheit von =0,3 /um und 0,5 bis 6 Gew.-% eines pulverförmigen Sinterhilfsmittels kalt formt und/21A-54 569 - 2 -den Formling in im wesentlichen sauerstofffreier Stickstoff atmosphäre bei 1 280 bis 1 -400°C während zumindest 1 h brennt.
- 5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß man als Sinterhilfsmittel ein Oxid von Calcium, Strontium, Barium, Magnesium Cer und/oder Yttrium verwendet.
- 6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß man zumindest 10 h brennt.
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Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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ATE21096T1 (de) * | 1983-02-26 | 1986-08-15 | Lucas Cookson Syalon Limited | Keramisches siliciumaluminiumoxynitridprodukt und herstellungsverfahren. |
EP0148833B1 (de) * | 1983-07-19 | 1988-04-27 | Ford Motor Company | Verfahren zur herstellung von yttrium-silizium-oxynitriden |
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US4483932A (en) * | 1983-11-07 | 1984-11-20 | Norton Company | Refractory bodies for corrosive environments |
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US5510304A (en) * | 1993-09-17 | 1996-04-23 | Saint-Gobain/Norton Industrial Ceramic Corporation | Coarse reaction bonded silicon nitride |
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---|---|---|---|---|
US3356513A (en) * | 1966-12-20 | 1967-12-05 | Norton Co | Production of silicon oxynitride |
US3679444A (en) * | 1970-06-29 | 1972-07-25 | Norton Co | Control of shrinkage and growth of silicon oxynitride bodies |
US3639101A (en) * | 1970-06-29 | 1972-02-01 | Norton Co | Process for producing silicon oxynitride |
US3892840A (en) * | 1971-12-16 | 1975-07-01 | Danfoss As | Method of producing an oxygen containing silicon compound |
FR2221421A1 (en) | 1973-03-15 | 1974-10-11 | Anvar | Silicon oxynitride refractories mfr. - by mixing with metal oxides, compacting and sintering at high temp. |
US4143107A (en) * | 1974-06-28 | 1979-03-06 | Tokyo Shibaura Electric Co., Ltd. | Silicon nitride-based sintered material and method for manufacturing the same |
CA1075437A (en) * | 1975-07-28 | 1980-04-15 | Malcolm E. Washburn | Porous silicon oxynitride refractory shapes |
JPS5342764A (en) * | 1976-09-29 | 1978-04-18 | Mizoguchi Seisakushiyo Kk | Staff |
JPS5934676B2 (ja) * | 1976-11-17 | 1984-08-23 | 東芝セラミツクス株式会社 | β′−サイアロンを主成分とする反応焼成体の製造方法 |
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