KR101516990B1 - Manufacturing method of aluminium nitride - Google Patents

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류성수
조우석
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Abstract

The present invention relates to a method for manufacturing sintered aluminum nitride including the steps of: preparing MgO-M_(2-x)O-Al_2O_3-SiO_2 based glass powder, wherein M is one or more kinds of metal selected among Ca, Na, K and Li, x is 1 in the case that M is Ca and x is 0 in the case that M is one or more kinds of metal selected among Na, K and Li; mixing AlN powder with the glass powder to form mixed powder; molding the mixed powder in a target shape; and sintering the molded result at the sintering temperature of 1,400-1,700°C. The present invention may a sintering process at the temperature equal to or lower than 1,700°C and manufacture the sintered aluminum nitride with high density and enhanced thermal conductivity.

Description

질화알루미늄 소결체의 제조방법{Manufacturing method of aluminium nitride}[0001] Manufacturing method of aluminum nitride [

본 발명은 질화알루미늄 소결체의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 1700℃ 이하의 온도에서 소결이 가능하고 밀도가 높고 열전도도가 개선되는 질화알루미늄 소결체의 제조방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a method of manufacturing an aluminum nitride sintered body, and more particularly, to a method of manufacturing an aluminum nitride sintered body capable of sintering at a temperature of 1700 占 폚 or less, high density and improved thermal conductivity.

질화알루미늄(AlN)의 결정구조는 Al 또는 N을 중심으로 한 사면체가 기본구조가 된다. 이러한 사면체가 상호 교차하여 헥사고날 우르자이트(hexagonal wurtzite) 구조를 가지고 있으며, 원자간 결합은 공유결합으로 이루어져 있다. 이상적인 우르자이트(wurtzite) 구조에서는 c축과 a축의 비가 1.633인데 반해, AlN은 격자상수가 a = 0.31127nm, c = 0.49816nm로서 c/a 비가 약간 변이된 우르자이트(wurtzite) 구조를 갖는다. The crystal structure of aluminum nitride (AlN) has a tetrahedral structure centered on Al or N. These tetrahedrons cross each other and have a hexagonal wurtzite structure, and the interatomic bonds consist of covalent bonds. In the ideal wurtzite structure, the ratio of c-axis to a-axis is 1.633, whereas AlN has a wurtzite structure with a lattice constant a = 0.31127 nm and a c = 0.49816 nm with a slight c / a ratio .

이러한 질화알루미늄(AlN)은 알루미나(Al2O3)보다 10배 이상 높은 열전도성(319W/m·K)과 우수한 전기절연성(9×1013Ω·㎝) 특성, 그리고 실리콘(Si)과 비슷한 열팽창계수(4×10-6), 우수한 기계적강도(430MPa)으로 인해 고열전도 세라믹스의 반도체 기판이나 부품에 응용되고 있다. 이러한 특성으로 질화알루미늄(AlN)은 반도체 장비용 부품으로 많이 이용되고 있으며, 구체적으로 금속박막접착 질화알루미늄기판, LED(Light Emitting Diode)용 방열판, 고출력 Si장치용 방열판, 화합물반도체용 레이저소자용 기판, 하이브리드자동차 전원제어용 기판 등에 이용되고 있다. 이중 반도체 제조장비용 부품에 사용되는 질화알루미늄의 경우 열전도성, 열팽창 그리고 플라즈마에 대한 내성이 우수하여 발열체(Heater), 정전척(Electrostatic Chuck), 세라믹 챔버 부품 등에 사용되고 있으며, 열전도도가 뛰어난 질화알루미늄의 경우 레이저 다이오드나 LED용 방열판에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다.This aluminum nitride (AlN) has a thermal conductivity (319 W / m · K) 10 times higher than that of alumina (Al 2 O 3 ), an excellent electrical insulating property (9 × 10 13 Ω · cm) Due to its thermal expansion coefficient (4 × 10 -6 ) and excellent mechanical strength (430 MPa), it has been applied to semiconductor substrates and components of high thermal conductivity ceramics. Aluminum nitride (AlN) is widely used as a component for semiconductor devices. Specifically, aluminum nitride (AlN) substrate, heat sink for LED (Light Emitting Diode), heat sink for high power Si device, , Substrates for power supply control of hybrid vehicles, and the like. In the case of aluminum nitride, which is used in the parts of semiconductor manufacturing plants, it has excellent thermal conductivity, thermal expansion and resistance to plasma and is used for heaters, electrostatic chucks and ceramic chamber parts. Researches on laser diodes and heat sinks for LEDs are actively being carried out.

그러나, 질화알루미늄(AlN)은 강한 공유결합의 특성으로 소결이 어렵고 치밀한 소결체를 얻기 위해서는 2000℃ 이상 고온의 가압소결이 요구되고, 분위기 제어 없이 소결하게 되면 1000℃ 이상의 고온에서 산화되는 성질을 지니고 있다. 이러한 문제점을 보완하기 위하여 AlN 출발원료의 미립화와 알칼리토류 금속 산화물이나 희토류 금속 산화물 등의 소결조제 첨가를 통하여 상대적으로 저온에서 치밀한 소결체를 얻으려는 연구가 많이 이루어지고 있다.
However, aluminum nitride (AlN) is difficult to sinter due to its strong covalent bond property and requires sintering at a high temperature of 2000 ° C or more in order to obtain a dense sintered body, and has a property of being oxidized at a high temperature of 1000 ° C or higher when sintering without controlling the atmosphere . In order to overcome this problem, many attempts have been made to obtain dense sintered bodies at relatively low temperatures through atomization of AlN starting materials and addition of sintering additives such as alkaline earth metal oxides or rare earth metal oxides.

대한민국 특허등록공보 제10-1147029호Korean Patent Registration No. 10-1147029

본 발명이 해결하고자 하는 과제는 1700℃ 이하의 온도에서 소결이 가능하고 밀도가 높고 열전도도가 개선되는 질화알루미늄 소결체의 제조방법을 제공함에 있다.
SUMMARY OF THE INVENTION The present invention provides a method of manufacturing an aluminum nitride sintered body capable of sintering at a temperature of 1700 ° C or less and having a high density and improved thermal conductivity.

본 발명은, (a) MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)을 준비하는 단계와, (b) AlN 분말과 상기 유리 분말을 혼합하여 혼합 분말을 형성하는 단계와, (c) 상기 혼합 분말을 목표하는 형태로 성형하는 단계 및 (d) 성형된 결과물을 1400∼1700℃의 소결 온도에서 소결하는 단계를 포함하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법을 제공한다. The present invention, (a) MgO-M 2 - and x O-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass powder (where, M is at least one metal selected from Ca, Na, K and Li, wherein said M is Ca X is 1 in the case where M is at least one metal selected from Na, K and Li); (b) mixing the AlN powder and the glass powder to prepare a mixed powder; (C) molding the mixed powder into a desired shape, and (d) sintering the molded product at a sintering temperature of 1400 to 1700 ° C. The present invention also provides a method of manufacturing an aluminum nitride sintered body, .

상기 (d) 단계는, 도가니를 준비하는 단계와, 소결시 성형된 결과물에서 나오는 액상이 상기 도가니에 붙는 것을 방지하기 위해 상기 도가니에 붕화질소(BN)를 코팅하는 단계와, 성형된 결과물을 상기 붕화질소(BN)가 코팅된 도가니에 장입하는 단계와, 성형된 결과물이 장입된 도가니를 퍼니스에 안착하는 단계와, 상기 퍼니스 내의 공기를 배기하여 대기압보다 낮은 진공 상태로 만드는 단계와, 상기 퍼니스 내로 비활성 가스를 퍼지하는 단계 및 상기 퍼니스 내의 온도를 상기 소결 온도로 승온하고 상기 소결 온도에서 소결하는 단계를 포함할 수 있다.The step (d) includes the steps of preparing a crucible, coating boron nitride (BN) on the crucible to prevent a liquid phase from being formed on the crucible from adhering to the crucible, Placing the crucible loaded with the formed product in a furnace; discharging the air in the furnace to a vacuum state lower than the atmospheric pressure; Purging the inert gas into the furnace, and heating the temperature in the furnace to the sintering temperature and sintering at the sintering temperature.

상기 (b) 단계에서, 상기 유리 분말은 상기 혼합 분말에 1∼25중량% 함유되게 혼합하는 것이 바람직하다. In the step (b), the glass powder may be mixed with the mixed powder in an amount of 1 to 25 wt%.

상기 (a) 단계는, 글리콜(glycol)계 용매와 하이드록시 카르복실산(hydroxy carboxylic acid)계 용매의 혼합 용매에 마그네슘(Mg) 전구체, M 전구체(여기서, M은 칼슘(Ca), 나트륨(Na), 칼륨(K) 및 리튬(Li) 중에서 선택된 1종 이상의 금속임), 알루미늄(Al) 전구체 및 실리콘(Si) 전구체를 혼합하여 반응시키는 단계와, 반응된 결과물을 건조하여 분말전구체를 얻는 단계 및 상기 분말전구체에 잔존하는 유기물과 휘발 성분을 제거하기 위해 상기 분말전구체를 열처리하여 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)을 얻는 단계를 포함할 수 있다.The step (a) may include adding a magnesium precursor, an M precursor (wherein M is calcium (Ca), sodium (Mg), or a salt thereof to a mixed solvent of a glycol solvent and a hydroxy carboxylic acid solvent. (Al) precursor and a silicon (Si) precursor, and reacting the resultant mixture to obtain a powder precursor; Wherein the M is at least one selected from the group consisting of Ca, Na, K, MgO, M 2 - x O-Al 2 O 3 -SiO 2 glass powder And Li, wherein x is 1 when M is Ca and x is 0 when M is at least one metal selected from Na, K, and Li, and .

상기 글리콜계 용매는 에틸렌 글리콜을 포함할 수 있고, 상기 하이드록시 카르복실산계 용매는 시트르산을 포함할 수 있다. The glycol-based solvent may include ethylene glycol, and the hydroxycarboxylic acid-based solvent may include citric acid.

상기 마그네슘(Mg) 전구체는 마그네슘 질산염, 마그네슘 염화염 및 마그네슘 아세테이트염 중에서 선택된 1종 이상의 염을 포함할 수 있다.The magnesium (Mg) precursor may include at least one salt selected from the group consisting of magnesium nitrate, magnesium chloride and magnesium acetate salts.

상기 M 전구체는 M2 -xCO3(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)를 포함할 수 있다.The M precursor M 2 -x CO 3 (where, M is Ca, Na, K and is at least one metal selected from Li, the case where the M is Ca, x is 1, M is Na, K and Li And x is 0 in the case of at least one metal selected from among the metals.

상기 알루미늄(Al) 전구체는 알루미늄 질산염, 알루미늄 염화염 및 알루미늄 아세테이트염 중에서 선택된 1종 이상의 염을 포함할 수 있다.The aluminum (Al) precursor may comprise at least one salt selected from aluminum nitrate, aluminum chloride and aluminum acetate salts.

상기 실리콘(Si) 전구체는 테트라에틸오르소실리케이트(tetraethyl orthosilicate)를 포함할 수 있다.The silicon (Si) precursor may comprise tetraethyl orthosilicate.

상기 혼합 용매는 상기 글리콜계 용매와 상기 하이드록시 카르복실산계 용매가 1∼10:1의 몰비로 혼합된 용매인 것이 바람직하다.The mixed solvent is preferably a solvent in which the glycol solvent and the hydroxycarboxylic acid solvent are mixed in a molar ratio of 1 to 10: 1.

상기 마그네슘(Mg) 전구체, 상기 M 전구체, 상기 알루미늄(Al) 전구체 및 상기 실리콘(Si) 전구체의 총량과 상기 하이드록시 카르복실산계 용매가 1:1∼15의 몰비로 혼합되게 하는 것이 바람직하다.It is preferable that the total amount of the magnesium (Mg) precursor, the M precursor, the aluminum precursor and the silicon precursor is mixed with the hydroxycarboxylic acid solvent in a molar ratio of 1: 1 to 15.

상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 M 전구체는 1:1∼5의 몰비로 혼합하고, 상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 알루미늄(Al) 전구체는 1:2∼6의 몰비로 혼합하며, 상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 실리콘(Si) 전구체는 1:5∼11의 몰비로 혼합하는 것이 바람직하다.The magnesium (Mg) precursor and the M precursor are mixed in a molar ratio of 1: 1 to 5, the magnesium precursor and the aluminum precursor are mixed in a molar ratio of 1: 2 to 6, Mg) precursor and the silicon (Si) precursor are preferably mixed in a molar ratio of 1: 5 to 11.

상기 열처리는, 상기 분말전구체에 잔존하는 유기물을 제거하기 위해 300∼600℃의 온도에서 제1 열처리하는 단계 및 제1 열처리된 결과물에서 휘발 성분을 제거하기 위해 600∼900℃의 온도에서 제2 열처리하는 단계를 포함할 수 있다.
The heat treatment may include a first heat treatment at a temperature of 300 to 600 DEG C to remove organic substances remaining in the powder precursor, and a second heat treatment at a temperature of 600 to 900 DEG C to remove volatile components from the first heat- .

본 발명에 의하면, 1700℃ 이하의 온도에서 소결이 가능하고 밀도가 높고 열전도도가 개선되는 질화알루미늄 소결체를 제조할 수 있다.
According to the present invention, it is possible to produce an aluminum nitride sintered body which can be sintered at a temperature of 1700 ° C or less, has a high density, and has improved thermal conductivity.

도 1은 실험에서 사용된 질화알루미늄 분말의 주사전자현미경(scanning electron microscope; SEM) 사진이다.
도 2는 300℃에서 가열 후 얻어진 분말전구체(powder precursor)의 TG-DTA 분석 결과를 보여주는 그래프이다.
도 3은 분말전구체를 700℃에서 하소하여 얻은 분말의 DTA 곡선을 보여주는 그래프이다.
도 4는 실험예에 따라 제조된 분말전구체의 하소온도에 따른 X-선 회절 패턴을 나타낸 도면이다.
도 5는 분말전구체를 600℃에서 5시간 동안 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경(SEM) 이미지이다.
도 6은 분말전구체를 700℃에서 5시간 동안 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경(SEM) 이미지이다.
도 7은 분말전구체를 800℃에서 5시간 동안 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경(SEM) 이미지이다.
도 8은 분말전구체를 900℃에서 5시간 동안 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경(SEM) 이미지이다.
도 9는 분말전구체의 하소 온도에 따른 분말의 이미지를 나타낸 광학현미경 사진이다.
도 10은 분말전구체를 700℃에서 5시간 동안 하소하여 얻은 분말의 투과전자현미경(transmission electron microscope; TEM) 사진이다.
도 11 및 도 12는 700℃에서 하소하여 얻은 나노 유리분말을 AlN에 5wt% 첨가하고 1600℃에서 4시간 동안 질소분위기에서 소결하여 얻은 소결체의 선팽창 결과를 보여주는 도면이다.
도 13은 분말전구체를 600∼900℃ 온도로 하소하여 얻은 유리 분말을 5wt%로 첨가하고 1300∼1700℃의 온도로 4시간 소결하여 얻은 소결체의 밀도를 보여주는 그래프이다.
도 14a 및 도 14b는 700℃에서 하소하여 얻은 유리 분말을 AlN에 5wt% 첨가하여 1300∼1700℃ 온도로 소결하여 얻은 소결체의 치수측정법으로 측정한 소결밀도와 이론밀도 대비 상대밀도를 나타낸 도면이다.
도 15a 내지 도 15e는 AlN 분말에 유리 분말을 첨가하여 얻은 소결체의 파단면 미세구조를 보여주는 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 16a 내지 도 16e는 AlN 분말에 유리 분말을 첨가하여 얻은 소결체의 연마면을 보여주는 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 17은 AlN 결정상과 이차상의 미세조직을 보여주는 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 18은 유리 분말을 AlN 분말에 5wt% 첨가하여 1300∼1700℃ 범위에서 소결하여 얻은 소결체의 결정상을 분석하여 나타낸 X-선회절 결과이다.
도 19는 도 18에서 AlN 결정상을 제외하여 결정상 분석을 재분석하여 나타낸 X-선회절 패턴을 보여주는 도면이다.
도 20은 AlN에 유리 분말 첨가제를 5wt% 혼합한 소결체에 대하여 열전도도를 측정한 결과를 나타낸 그래프이다. 1 is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the aluminum nitride powder used in the experiment.
2 is a graph showing the results of TG-DTA analysis of a powder precursor obtained after heating at 300 ° C.
3 is a graph showing the DTA curve of the powder obtained by calcining the powder precursor at 700 < 0 > C.
FIG. 4 is a graph showing an X-ray diffraction pattern according to calcination temperature of a powder precursor prepared according to Experimental Example. FIG.
5 is a scanning electron microscope (SEM) image of the powder obtained by calcining the powder precursor at 600 < 0 > C for 5 hours.
6 is a scanning electron microscope (SEM) image of the powder obtained by calcining the powder precursor at 700 < 0 > C for 5 hours.
7 is a scanning electron microscope (SEM) image of the powder obtained by calcining the powder precursor at 800 < 0 > C for 5 hours.
8 is a scanning electron microscope (SEM) image of the powder obtained by calcining the powder precursor at 900 < 0 > C for 5 hours.
9 is an optical micrograph showing an image of a powder according to the calcination temperature of the powder precursor.
10 is a transmission electron microscope (TEM) photograph of the powder obtained by calcining the powder precursor at 700 ° C for 5 hours.
11 and 12 are diagrams showing the results of linear expansion of a sintered body obtained by adding 5 wt% of nano glass powder calcined at 700 ° C to AlN and sintering at 1600 ° C for 4 hours in a nitrogen atmosphere.
13 is a graph showing the density of the sintered body obtained by adding 5 wt% of glass powder obtained by calcining the powder precursor at a temperature of 600 to 900 DEG C and sintering at a temperature of 1300 to 1700 DEG C for 4 hours.
FIGS. 14A and 14B are graphs showing the sintered density and the relative density with respect to the theoretical density measured by a dimensional measurement method of a sintered body obtained by adding 5 wt% of glass powder obtained by calcining at 700 ° C. to 5 wt% of AlN and sintering at 1300 to 1700 ° C.
15A to 15E are scanning electron microscope (SEM) photographs showing the microstructure of the fracture surface of the sintered body obtained by adding glass powder to AlN powder.
16A to 16E are scanning electron microscope (SEM) photographs showing the polished surface of a sintered body obtained by adding glass powder to AlN powder.
17 is a scanning electron microscope (SEM) photograph showing an AlN crystal phase and a secondary phase microstructure.
18 shows X-ray diffraction results obtained by analyzing the crystal phase of the sintered body obtained by adding 5 wt% of glass powder to AlN powder and sintering at 1300 to 1700 ° C.
FIG. 19 is a view showing an X-ray diffraction pattern obtained by reanalyzing the crystal phase analysis except for the AlN crystal phase in FIG. 18; FIG.
20 is a graph showing the result of measuring the thermal conductivity of a sintered body obtained by mixing 5 wt% of a glass powder additive in AlN.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다. 그러나, 이하의 실시예는 이 기술분야에서 통상적인 지식을 가진 자에게 본 발명이 충분히 이해되도록 제공되는 것으로서 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 다음에 기술되는 실시예에 한정되는 것은 아니다. Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings. However, it should be understood that the following embodiments are provided so that those skilled in the art will be able to fully understand the present invention, and that various modifications may be made without departing from the scope of the present invention. It is not.

이하에서, 나노라 함은 1∼1,000nm 범위의 크기를 의미하는 것으로 사용하며, 나노분말이라 함은 1∼1,000nm의 크기를 갖는 분말을 의미하는 것으로 사용한다.Hereinafter, the term "nano" means a size in the range of 1 to 1,000 nm, and the term "nano powder" means a powder having a size of 1 to 1,000 nm.

AlN의 결정구조는 Al 또는 N을 중심으로 한 사면체가 기본구조가 된다. 이러한 사면체가 상호 교차하여 헥사고날 우르자이트(hexagonal wurtzite) 구조를 가지고 있으며, 원자간 결합은 공유결합으로 이루어져 있다. 이상적인 우르자이트(wurtzite) 구조에서는 c축과 a축의 비가 1.633인데 반해, AlN은 격자상수가 a = 0.31127nm, c = 0.49816nm로서 c/a 비가 약간 변이된 우르자이트(wurtzite) 구조를 갖는다. The crystal structure of AlN is a tetrahedron centered on Al or N as a basic structure. These tetrahedrons cross each other and have a hexagonal wurtzite structure, and the interatomic bonds consist of covalent bonds. In the ideal wurtzite structure, the ratio of c-axis to a-axis is 1.633, whereas AlN has a wurtzite structure with a lattice constant a = 0.31127 nm and a c = 0.49816 nm with a slight c / a ratio .

AlN은 강한 공유결합의 특성으로 소결이 어렵고 치밀한 소결체를 얻기 위해서는 2000℃ 이상 고온의 가압소결이 요구되고, 분위기 제어 없이 소결하게 되면 1000℃ 이상의 고온에서 산화되는 성질을 지니고 있다. 이러한 문제점을 보완하기 위하여 AlN 출발원료의 미립화와 알칼리토류 금속 산화물이나 희토류 금속 산화물을 소결조제 첨가를 통하여 상대적으로 저온에서 치밀한 소결체를 얻게 된다. AlN is difficult to sinter because of its strong covalent bond property. In order to obtain a dense sintered body, pressurized sintering at a temperature higher than 2000 ° C is required, and when sintered without controlling the atmosphere, it is oxidized at a high temperature of 1000 ° C or more. In order to overcome this problem, a dense sintered body is obtained at a relatively low temperature through the atomization of AlN starting material and the addition of an alkaline earth metal oxide or rare earth metal oxide to a sintering aid.

AlN 분말 크기, 소결 조제와 함께 AlN 분말 제조방법에 따라 소결성 및 열적특성에 차이를 나타낸다. AlN 분말의 제조 방법은 알루미나(Alumina)를 카본과 고온, 고압의 질소분위기에서 AlN을 제조하는 환원질화법, Al과 N2을 직접 반응시켜 제조하는 직접질화법, 그리고 기상반응법으로 분류된다. 환원질화법은 입경이 균질하고 고순도의 미립자 생성이 용이하다는 장점이 있고, 직접질화법은 환원질화법에 비해 제조법이 간단하여 비교적 저가로 제조가 가능하다. 직접질화법으로 제조한 분말은 불순물이 많고 산소함유량이 많아 열전도도 특성이 저하되는 단점이 있었으나, 용존산소량을 제어하는 기술이 개발됨에 따라 현재는 입자의 크기나 형상의 조정이 용이하고 불순물의 첨가 등 인위적인 조정이 가능하여 소정의 열전도도를 가지면서 강도 향상 등 소결체의 특성 조절이 용이하다는 장점이 있어 최근 자동차용 방열 기판으로 사용이 점점 늘어나고 있다. 그러나, AlN은 소결시 2000℃ 이상의 고온이 필요하며, 이러한 문제점을 해결하기 위한 방법이 소결조제의 첨가이다.AlN powders, sintering aids and AlN powders show different sinterability and thermal properties. AlN powders can be classified into alumina (Alumina) by reducing nitriding to produce AlN in carbon, high temperature and high pressure nitrogen atmosphere, direct nitridation method by direct reaction of Al and N 2 , and gas phase reaction method. The reduction nitriding process has advantages in that the particle size is homogeneous and high purity fine particles can be easily produced, and the direct nitriding method is relatively simple and less expensive than the reducing nitriding method. The powder produced by the direct nitriding method has a disadvantage in that the thermal conductivity characteristic is deteriorated due to a large amount of impurities and a large amount of oxygen. However, since the technique for controlling the dissolved oxygen amount has been developed, it is now easy to adjust the size and shape of the particles, And thus it is easy to control the characteristics of the sintered body such as strength improvement while having a predetermined thermal conductivity. Thus, the use of the sintered body as an automobile heat radiation substrate is increasing. However, AlN requires a high temperature of 2000 DEG C or higher in sintering, and a method for solving this problem is the addition of a sintering aid.

AlN은 앞서 언급했듯이 뛰어난 특성을 가지고 있지만 강한 공유결합의 특성으로 소결이 어렵고 치밀한 소결체를 얻기 위해서는 2000℃ 이상 고온의 가압소결이 요구되고, 분위기 제어 없이 소결하게 되면 1000℃ 이상의 고온에서 산화되는 성질을 지니고 있다. 따라서 일반적으로 사용하고 있는 Al2O3 기판 대비 생산 비용이 문제가 된다.AlN has excellent properties as mentioned above, but it is difficult to sinter because of its strong covalent bond. In order to obtain a dense sintered body, pressurization sintering at a temperature higher than 2000 ° C. is required, and when sintering without atmosphere control, . Therefore, the production cost compared to the generally used Al 2 O 3 substrate becomes a problem.

소결의 문제점을 보완하기 위하여 AlN에 알칼리토류 금속 산화물이나 희토류 금속 산화물을 소결조제로 첨가를 통하여 상대적으로 저온에서 치밀한 소결체를 얻게 된다. 하지만 여전히 고온의 소결온도가 필요한데 대표적인 소결 조제로 Y2O3를 첨가하였을 때에도 1800℃ 이상의 온도이다. In order to solve the problem of sintering, AlN is added with an alkaline earth metal oxide or a rare earth metal oxide as a sintering auxiliary to obtain a dense sintered body at a relatively low temperature. However, a sintering temperature of high temperature is still required, and even when Y 2 O 3 is added as a representative sintering aid, the temperature is higher than 1800 ° C.

본 발명에서는 1700℃ 이하의 온도에서 소결이 가능하고, 밀도가 높고 열전도도가 개선되는 질화알루미늄 소결체의 제조방법을 제시한다. In the present invention, a method of producing an aluminum nitride sintered body capable of sintering at a temperature of 1700 ° C or less and having high density and improved thermal conductivity is presented.

본 발명의 바람직한 실시예에 따른 질화알루미늄 소결체의 제조방법은, (a) MgO-M2-xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)을 준비하는 단계와, (b) AlN 분말과 상기 유리 분말을 혼합하여 혼합 분말을 형성하는 단계와, (c) 상기 혼합 분말을 목표하는 형태로 성형하는 단계 및 (d) 성형된 결과물을 1400∼1700℃의 소결 온도에서 소결하는 단계를 포함한다. A method for producing an aluminum nitride sintered body according to a preferred embodiment of the present invention comprises the steps of: (a) preparing a MgO-M 2-x O-Al 2 O 3 -SiO 2 glass powder, wherein M is Ca, Na, Wherein x is 1 when M is Ca and x is 0 when M is at least one metal selected from Na, K and Li; and (b) AlN powder and the glass powder to form a mixed powder; (c) molding the mixed powder into a desired shape; and (d) sintering the molded product at a sintering temperature of 1400 to 1700 ° C. .

이하에서, 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 질화알루미늄 소결체의 제조방법을 더욱 구체적으로 설명한다. Hereinafter, a method of manufacturing an aluminum nitride sintered body according to a preferred embodiment of the present invention will be described in more detail.

MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)은 착체 중합법(Polymerization Complex Method)을 이용하여 합성한다. MgO-M 2 - x O-Al 2 O 3 -SiO 2 -based glass powder wherein M is at least one metal selected from Ca, Na, K and Li, x is 1 when M is Ca, And x is 0 when M is at least one metal selected from Na, K, and Li) is synthesized using a Polymerization Complex Method.

고상 반응법에서는 기계적 분쇄와 혼합에 의존하기 때문에 합성된 분말의 균일 및 균질성이 떨어지고 1 마이크론(1㎛) 이하의 입자를 만들기가 힘들다. 이러한 고상 반응법의 문제점을 개선하기 위해 습식 화학(wet chmical)법을 많이 이용하고 있으며, 이중에서 졸겔법이나 공침법 등이 주로 사용되고 있다. 이러한 액상법은 분말의 미립자화가 가능하다는 장점을 가지나, 여러 금속 성분의 혼합된 분말에서 화학 양론적 조성을 유지하기는 다소 어려움이 따른다. 반면에 착체 중합법은 초기 전구체 용액에서부터 금속 킬레이트 착체를 형성하여 중합 반응을 통한 수지상 형성 및 최종 생성물에 있어서도 화학양론적 조성의 균일성이 유지되기 때문에 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말의 합성에 매우 적합한 공정이라 할 수 있다.In the solid-phase reaction method, the uniformity and homogeneity of the synthesized powders are lowered due to mechanical grinding and mixing, and it is difficult to make particles having a size of 1 micron (1 μm) or less. In order to solve the problems of the solid-phase reaction method, a wet chemical method is widely used, and a sol-gel method or coprecipitation method is mainly used. This liquid phase method has the advantage of being able to make fine particles of powders, but it is somewhat difficult to maintain the stoichiometric composition in mixed powders of various metal components. On the other hand, since the complex polymerization method forms metal chelate complexes from the initial precursor solution to maintain the uniform stoichiometric composition in the resin phase formation and the final product through the polymerization reaction, MgO-M 2 - x O - Al 2 O 3 -SiO 2 -based glass powder.

착체 중합법으로 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말을 제조하는 경우 양이온들의 화학 양론적 조성이 유지되고, 또한 양이온의 낮은 이동도에 기인한 응집 방지 효과 등으로 인해 균질하고 미세한 입자들로 구성된 나노분말을 쉽게 얻을 수 있다. 또한 높은 순도와 균일성을 보이며, 합성된 나노분말의 화학적 물리적 특성 제어가 용이하며, 기존 세라믹 분말 합성법보다 매우 낮은 저온에서 제조되며, 고상반응법에서 필요한 분쇄, 재소결 단계가 없는 장점을 가지고 있다. In the case of producing the x O-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass powder, a stoichiometric composition of the cation is maintained, and also the cohesion-preventing effect, etc. due to lower degree movement of the cation complex polymerization method as MgO-M 2 Due to this, it is easy to obtain nano powder composed of homogeneous and fine particles. It has high purity and homogeneity and is easy to control the chemical and physical properties of the synthesized nanopowder. It is manufactured at a much lower temperature than the conventional ceramic powder synthesis method and has advantages of no pulverization and re-sintering steps required in the solid phase reaction method .

에틸렌 글리콜(Ethylen glycol)과 같은 글리콜(glycol)계 용매와 시트르산(citric acid)과 같은 α-하이드록시 카르복실산(α-hydroxy carboxylic acid)을 사용하여 각 금속 이온들이 수지상 안에 균일하게 분포된 금속-킬레이트 복합체(metal-chelate complex)를 형성시킨 후, 적정온도(약 100℃ 이하)에서의 폴리에스테르(polyester)화 반응이 이루어지고, 폴리에스테르화 반응을 통해 형성된 폴리머 수지(polymeric resin)는 우수한 열적 안정성으로 인하여 출발 용액 상태의 양이온들이 화학양론적 조성비를 최종 생성물인 산화물 상태에서도 유지할 수 있게 된다. 폴리머 수지(polymeric resin)를 약 300℃ 이상의 온도에서 가열함으로써 폴리머(polymer)의 분해가 일어나게 된다. 점도가 높은 폴리머 네트워크(polymer network)에서 열분해가 일어나기 때문에 양이온의 이동도가 적어 산화되면서 응집효과를 방지할 수 있다.A glycol-based solvent such as ethylene glycol and an alpha -hydroxy carboxylic acid such as citric acid are used to form a metal in which each metal ion is uniformly distributed in the resin phase A poly-esterification reaction is carried out at an appropriate temperature (not higher than about 100 ° C) after forming a metal-chelate complex, and a polymeric resin formed through the polyesterification reaction is excellent Due to the thermal stability, the cations in the starting solution state can maintain the stoichiometric composition ratio in the oxide state as the final product. Polymeric resin decomposition occurs by heating the polymeric resin at a temperature of about 300 ° C or higher. Because of the thermal decomposition in the polymer network of high viscosity, the mobility of the cation is low and it is possible to prevent the coagulation effect by oxidation.

착체 중합법은 초기 전구체 용액에서부터 금속 킬레이트 착체를 형성하여 중합 반응을 통한 수지상 형성 및 최종 생성물에 있어서도 화학양론적 조성의 균일성이 유지되기 때문에 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말의 합성에 매우 적합한 공정이라 할 수 있다.In the complex polymerization method, metal chelate complexes are formed from the initial precursor solution to maintain the uniform stoichiometric composition even in the resin phase formation and the final product through the polymerization reaction. Therefore, MgO-M 2 - x O - Al 2 O 3 --SiO 2 -type glass powder.

상기 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말을 합성하는 과정은, 글리콜(glycol)계 용매와 하이드록시 카르복실산(hydroxy carboxylic acid)계 용매의 혼합 용매에 마그네슘(Mg) 전구체, M 전구체(여기서, M은 칼슘(Ca), 나트륨(Na), 칼륨(K) 및 리튬(Li) 중에서 선택된 1종 이상의 금속임), 알루미늄(Al) 전구체 및 실리콘(Si) 전구체를 혼합하여 반응시키는 단계와, 반응된 결과물을 건조하여 분말전구체를 얻는 단계 및 상기 분말전구체에 잔존하는 유기물과 휘발 성분을 제거하기 위해 상기 분말전구체를 열처리하여 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말을 얻는 단계를 포함할 수 있다.The process for synthesizing the MgO-M 2 - x O-Al 2 O 3 -SiO 2 glass powder is a method in which magnesium (Mg) is added to a mixed solvent of a glycol solvent and a hydroxy carboxylic acid solvent Mg precursor and M precursor wherein M is at least one metal selected from among calcium (Ca), sodium (Na), potassium (K) and lithium (Li), an aluminum (Al) precursor, and a silicon (Si) precursor And drying the reacted product to obtain a powder precursor; and heat treating the powder precursor to remove organic substances and volatile components remaining in the powder precursor to obtain MgO-M 2 - x O - Al 2 O 3 -SiO 2 -based glass powder.

상기 글리콜계 용매는 에틸렌 글리콜(ethylene glycol, HOCH2CH2OH)을 포함할 수 있고, 상기 하이드록시 카르복실산계 용매는 시트르산(citric acid, C6H8O7)을 포함할 수 있다. 상기 혼합 용매는 상기 글리콜계 용매와 상기 하이드록시 카르복실산계 용매가 1∼10:1(글리콜계 용매:하이드록시 카르복실산계 용매)의 몰비로 혼합된 용매인 것이 바람직하다.The glycol-based solvent may include ethylene glycol (HOCH 2 CH 2 OH), and the hydroxycarboxylic acid-based solvent may include citric acid (C 6 H 8 O 7 ). The mixed solvent is preferably a solvent in which the glycol-based solvent and the hydroxycarboxylic acid-based solvent are mixed in a molar ratio of 1 to 10: 1 (glycol-based solvent: hydroxycarboxylic acid-based solvent).

상기 마그네슘(Mg) 전구체는 마그네슘 질산염, 마그네슘 염화염 및 마그네슘 아세테이트염 중에서 선택된 1종 이상의 염을 포함할 수 있다. The magnesium (Mg) precursor may include at least one salt selected from the group consisting of magnesium nitrate, magnesium chloride and magnesium acetate salts.

상기 M 전구체는 M2 -xCO3(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)를 포함할 수 있다.The M precursor M 2 -x CO 3 (where, M is Ca, Na, K and is at least one metal selected from Li, the case where the M is Ca, x is 1, M is Na, K and Li And x is 0 in the case of at least one metal selected from among the metals.

상기 알루미늄(Al) 전구체는 알루미늄 질산염, 알루미늄 염화염 및 알루미늄 아세테이트염 중에서 선택된 1종 이상의 염을 포함할 수 있다.The aluminum (Al) precursor may comprise at least one salt selected from aluminum nitrate, aluminum chloride and aluminum acetate salts.

상기 실리콘(Si) 전구체는 테트라에틸오르소실리케이트(tetraethyl orthosilicate; TEOS)를 포함할 수 있다.The silicon (Si) precursor may comprise tetraethyl orthosilicate (TEOS).

상기 마그네슘(Mg) 전구체, 상기 M 전구체, 상기 알루미늄(Al) 전구체 및 상기 실리콘(Si) 전구체의 총량과 상기 하이드록시 카르복실산계 용매가 1:1∼15의 몰비로 혼합되게 하는 것이 바람직하다.It is preferable that the total amount of the magnesium (Mg) precursor, the M precursor, the aluminum precursor and the silicon precursor is mixed with the hydroxycarboxylic acid solvent in a molar ratio of 1: 1 to 15.

상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 M 전구체는 1:1∼5의 몰비로 혼합하고, 상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 알루미늄(Al) 전구체는 1:2∼6의 몰비로 혼합하며, 상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 실리콘(Si) 전구체는 1:5∼11의 몰비로 혼합하는 것이 바람직하다.The magnesium (Mg) precursor and the M precursor are mixed in a molar ratio of 1: 1 to 5, the magnesium precursor and the aluminum precursor are mixed in a molar ratio of 1: 2 to 6, Mg) precursor and the silicon (Si) precursor are preferably mixed in a molar ratio of 1: 5 to 11.

상기 열처리는, 상기 분말전구체에 잔존하는 유기물을 제거하기 위해 300∼600℃의 온도, 더욱 바람직하게는 300∼500℃의 온도에서 제1 열처리하는 단계 및 제1 열처리된 결과물에서 휘발 성분을 제거하기 위해 600∼900℃의 온도, 더욱 바람직하게는 650∼750℃의 온도에서 제2 열처리(하소)하는 단계를 포함할 수 있다.The heat treatment may include a first heat treatment at a temperature of 300 to 600 캜, more preferably 300 to 500 캜, to remove organic matters remaining in the powder precursor, and a step of removing volatile components from the first heat- (Calcining) at a temperature of 600 to 900 占 폚, more preferably at a temperature of 650 to 750 占 폚.

AlN 분말과 상기 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말을 혼합하여 혼합 분말을 형성한다. 이때, 상기 유리 분말은 상기 혼합 분말에 1∼25중량% 함유되게 혼합하는 것이 바람직하다. AlN powder and the MgO-M 2 - x O-Al 2 O 3 -SiO 2 glass powder are mixed to form a mixed powder. At this time, it is preferable that the glass powder is mixed with 1 to 25 wt% in the mixed powder.

상기 혼합 분말을 목표하는 형태로 성형한다. 성형은 일반적으로 알려져 있는 방법을 사용할 수 있으며, 그 제한이 있는 것은 아니다. The mixed powder is molded into a desired shape. The molding can be carried out by a generally known method, but is not limited thereto.

성형된 결과물을 1400∼1700℃의 소결 온도에서 소결한다. AlN은 강한 공유결합의 특성으로 소결이 어렵고 치밀한 소결체를 얻기 위해서는 2000℃ 이상 고온의 가압소결이 요구되고, 분위기 제어 없이 소결하게 되면 1000℃ 이상의 고온에서 산화되는 성질을 지니고 있지만, 본 발명에서는 MgO-M2 - xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말을 사용하기 때문에 1700℃ 이하의 온도에서도 소결이 이루어질 수 있다. 유리(glass)의 액상에 의해 소결이 되는 액상소결이고, 크기가 균일하고 미립화 될수록 공융액상 온도 이하에서 입계상을 통해 활발한 물질이동이 일어나서 치밀화를 이룰 수 있다. The molded product is sintered at a sintering temperature of 1400 to 1700 ° C. AlN is difficult to sinter due to its strong covalent bond property. In order to obtain a dense sintered body, AlN is required to be sintered at a high temperature of 2000 DEG C or more and oxidized at a high temperature of 1000 DEG C or higher when sintering without controlling atmospheres. Since the glass powder of M 2 - x O - Al 2 O 3 --SiO 2 system is used, sintering can be performed at a temperature of 1700 ° C. or lower. The liquid phase sintering which is sintered by the liquid phase of glass. As the size becomes uniform and becomes smaller, densification can be achieved by active mass transfer through the intergranular phase at a temperature below the eutectic liquid phase temperature.

이하에서, 소결 공정에 대하여 구체적으로 설명한다. 도가니를 준비한다. 소결시 성형된 결과물에서 나오는 액상이 상기 도가니에 붙는 것을 방지하기 위해 상기 도가니에 붕화질소(BN)를 코팅하는 것이 바람직하다. Hereinafter, the sintering process will be described in detail. Prepare a crucible. It is preferable to coat the crucible with boron nitride (BN) in order to prevent the liquid phase resulting from the molded product from adhering to the crucible during sintering.

성형된 결과물을 도가니에 장입하고, 전기로와 같은 퍼니스(furnace)에 안착한다. The molded product is charged into a crucible and placed in a furnace such as an electric furnace.

상기 퍼니스 내의 공기를 배기하여 대기압보다 낮은 진공 상태로 만든다. 진공 상태는 10-4∼10 Torr 정도인 것이 바람직하다. And exhausts the air in the furnace to a vacuum state lower than atmospheric pressure. The vacuum state is preferably about 10 -4 to 10 Torr.

상기 퍼니스 내로 비활성 가스를 퍼지한다. 상기 비활성 가스는 질소(N2), 아르곤(Ar), 헬륨(He) 등의 가스일 수 있다. The inert gas is purged into the furnace. The inert gas may be a gas such as nitrogen (N 2 ), argon (Ar), helium (He), or the like.

상기 퍼니스 내의 온도를 상기 소결 온도로 승온하고 상기 소결 온도에서 소결한다. 상기 소결은 1400∼1700℃, 더욱 바람직하게는 1500∼1700℃ 정도의 온도에서 10분∼24시간 정도 수행하는 것이 바람직하다. 소결하는 동안에 퍼니스 내부의 압력은 일정하게 유지하는 것이 바람직하다. 소결 온도가 1400℃ 미만인 경우에는 불완전한 소결로 인해 소결체의 열적 또는 기계적 특성이 좋지 않을 수 있고, 1700℃를 초과하는 경우에는 에너지의 소모가 많아 비경제적일 뿐만 아니라 과도한 입자성장을 가져와 소결체의 기계적 특성이 좋지 않을 수 있다. 상기 소결 온도까지는 1∼50℃/min의 승온속도로 상승시키는 것이 바람직한데, 승온 속도가 너무 느린 경우에는 시간이 오래 걸려 생산성이 떨어지고 승온 속도가 너무 빠른 경우에는 급격한 온도 상승에 의해 열적 스트레스가 가해질 수 있으므로 상기 범위의 승온 속도로 온도를 올리는 것이 바람직하다. 또한, 상기 소결은 소결 온도에서 10분∼24시간 동안 유지하는 것이 바람직하다. 소결 시간이 너무 긴 경우에는 에너지의 소모가 많으므로 비경제적일 뿐만 아니라 더 이상의 소결 효과를 기대하기 어려우며, 소결 시간이 작은 경우에는 불완전한 소결로 인해 소결체의 물성이 좋지 않을 수 있다. The temperature in the furnace is raised to the sintering temperature and sintered at the sintering temperature. The sintering is preferably performed at a temperature of about 1400 to 1700 ° C, more preferably about 1500 to 1700 ° C for about 10 minutes to 24 hours. It is desirable to keep the pressure inside the furnace constant during sintering. If the sintering temperature is lower than 1400 ° C, the thermal or mechanical properties of the sintered body may not be good due to incomplete sintering. If the sintering temperature is higher than 1700 ° C, energy consumption is high, which causes not only economical but excessive grain growth, This may not be good. The sintering temperature is preferably raised at a heating rate of 1 to 50 ° C / min. If the heating rate is too slow, it takes a long time to decrease the productivity. If the heating rate is too high, thermal stress is applied due to a rapid temperature rise It is preferable to raise the temperature at the temperature raising rate in the above range. The sintering is preferably carried out at a sintering temperature for 10 minutes to 24 hours. If the sintering time is too long, the energy consumption is high, so it is not economical and further sintering effect is not expected. If the sintering time is short, the physical properties of the sintered body may not be good due to incomplete sintering.

소결 공정을 수행한 후, 퍼니스 온도를 하강시켜 질화알루미늄 소결체를 언로딩한다. 상기 퍼니스 냉각은 퍼니스 전원을 차단하여 자연적인 상태로 냉각되게 하거나, 임의적으로 온도 하강률(예컨대, 10℃/min)을 설정하여 냉각되게 할 수도 있다. 퍼니스 온도를 하강시키는 동안에도 퍼니스 내부의 압력은 일정하게 유지하는 것이 바람직하다.
After the sintering process is performed, the furnace temperature is lowered to unload the aluminum nitride sintered body. The furnace cooling may be effected by shutting down the furnace power source to cool it in a natural state, or optionally by setting a temperature decreasing rate (for example, 10 DEG C / min). It is preferable to keep the pressure inside the furnace constant even while the furnace temperature is lowered.

이하에서, 본 발명에 따른 실시예들을 구체적으로 제시하며, 다음에 제시하는 실시예들에 의하여 본 발명이 한정되는 것은 아니다. Hereinafter, embodiments according to the present invention will be specifically shown, and the present invention is not limited to the following embodiments.

본 발명에서는 AlN 소결시 저온에서 치밀화 시키기 위한 소결조제로 유리(glass) 분말를 선택하여 실험을 진행하였다. 유리 분말의 조성은 MgO-CaO-Al2O3-SiO2 이며, 이러한 다성분계 물질의 균일한 합성과 미립화된 분말을 얻을수 있는 합성법인 착체중합법을 사용하였다.In the present invention, a glass powder was selected as a sintering aid for densification at a low temperature in AlN sintering. The composition of the glass powder is MgO-CaO-Al 2 O 3 -SiO 2 , and the synthesis of the multicomponent materials and the synthesis of the complex-graphene powder to obtain an atomized powder were used.

본 실험에는 고순도 알루미나를 사용하여 열탄소 환원질화법으로 제조한 AlN 분말(Grade H, Tokuyama, Japan)을 사용하였고, 물성표는 아래의 표 1에 나타내었다.In this experiment, AlN powder (Grade H, Tokuyama, Japan) prepared by the thermal carbon reduction nitriding method using high purity alumina was used and the property table is shown in Table 1 below.

비표면적(Specific surface area) (m2/g)Specific surface area (m 2 / g) 2.50 ~ 2.682.50 to 2.68 평균 입자 크기(Mean particle size) (㎛)Mean particle size (占 퐉) 1.07 ~ 1.171.07-1.17

불순물

impurities

O(wt%)O (wt%) 0.78 ~ 0.860.78 to 0.86 C(ppm)C (ppm) 130 ~ 270130 ~ 270 Ca(ppm)Ca (ppm) 200 ~ 240200 to 240 Si(ppm)Si (ppm) 39 ~ 4839 to 48 Fe(ppm)Fe (ppm) 10 ~ 1410-14

표 1에서와 같이 비표면적 2.50∼2.68 m2/g, 입자 크기 1.07∼1.17 ㎛이고, 불순물은 산소(O) 0.78 ∼ 0.86 wt%, 탄소(C) 130 ∼ 270 ppm, 칼슘(Ca) 200 ∼ 240 ppm, 실리콘(Si) 39 ∼ 48 ppm, 철(Fe) 10 ∼ 14 ppm과 같은 물성을 갖는 우수한 특성의 분말이다. 도 1은 AlN의 미세구조 이미지로 균일한 입도분포를 나타내고 있다.And the impurities were 0.78 to 0.86 wt% of oxygen (O), 130 to 270 ppm of carbon (C), 200 to 200 ppm of calcium (Ca), and a specific surface area of 2.50 to 2.68 m 2 / g and a particle size of 1.07 to 1.17 μm. 240 to 240 ppm, silicon (Si) 39 to 48 ppm, and iron (Fe) 10 to 14 ppm. Fig. 1 shows a uniform particle size distribution with the microstructure image of AlN.

유리 분말을 합성하기 위한 용매로 하이드록시 카르복실산계 용매인 시트르산(Citric acid)(C6H8O7, 99.5%, DAE JUNG), 글리콜계 용매인 에틸렌 글리콜(Ethylene glycol)(HOCH2CH2OH, 99.0%, DAE JUNG)을 사용하였다. 출발원료로는 마그네슘(Mg) 전구체로 마그네슘 질산염인 마그네슘 나이트레이트 헥사하이드레이트(Magnesium Nitrate Hexahydrate)(Mg(NO3)2·6H2O, 98%, DAE JUNG), 칼슘 카보네이트(Calcium Carbonate)(CaCO3, 99.5%, JUNSEI), 알루미늄(Al) 전구체로 알루미늄 질산염인 알루미늄 나이트레이트 노나하이드레이트(Aluminum nitrate nonahydrate)(Al(NO3)3·9H2O, 98%, SAMCHUN), 실리콘(Si) 전구체로 테르라에틸 오소실리케이트(Tetraethyl orthosilicate)(C8H20O4Si, 99%, ALDRICH)를 사용하였다.Citric acid (C 6 H 8 O 7 , 99.5%, DAE JUNG) as a solvent for synthesizing a glass powder, ethylene glycol (HOCH 2 CH 2 ) as a glycol solvent, OH, 99.0%, DAE JUNG) was used. Magnesium nitrate hexahydrate (Mg (NO 3 ) 2 .6H 2 O, 98%, DAE JUNG), calcium carbonate (CaCO 3), and magnesium carbonate were used as starting materials as magnesium precursors. 3, 99.5%, JUNSEI), aluminum (Al) NO ((Al aluminum nitrate, aluminum nitrate nona-hydrate (aluminum nitrate nonahydrate) the precursor 3) 3 · 9H 2 O, 98%, SAMCHUN), silicon (Si) precursor Tetraethyl orthosilicate (C 8 H 20 O 4 Si, 99%, ALDRICH) was used.

에틸렌 글리콜(Ethylene glycol) 4몰(mol)을 90℃로 가열한 후 시트르산(Citric acid) 1몰을 첨가하여 250rpm으로 1시간 동안 교반시켜 용해하였다. 에틸렌 글리콜과 시트르산의 혼합 용매에 합성에 필요한 ME(금속(Metal) 성분을 포함하는 전구체들)의 총량을 CA(Citric Acid)와 1:5(ME의 총량:CA)의 몰비로 계산하였다. 여기서 상기 ME는 Mg(NO3)2·6H2O, CaCO3, Al(NO3)3·9H2O 및 C8H20O4Si를 의미한다. 에틸렌 글리콜과 시트르산의 혼합 용매에 Mg(NO3)2·6H2O, CaCO3, Al(NO3)3·9H2O, C8H20O4Si의 순서대로 각각 30분간 용해하였다. 이때, Mg(NO3)2·6H2O, CaCO3, Al(NO3)3·9H2O 및 C8H20O4Si는 6.87:18.78:28.25:46.09의 몰비로 첨가하여 용해하였는데, 이는 산화물에 대하여 중량%로 환산하였을 때는 MgO : CaO : Al2O3 : SiO2 = 5 : 19 : 26 : 50의 비율을 이룬다. 4 mol of ethylene glycol was heated to 90 DEG C, and 1 mol of citric acid was added thereto. The mixture was stirred at 250 rpm for 1 hour to dissolve. The total amount of ME (precursors containing a metal component) required for synthesis in a mixed solvent of ethylene glycol and citric acid was calculated by the molar ratio of CA (citric acid) to 1: 5 (total amount of ME: CA). The ME means Mg (NO 3 ) 2 .6H 2 O, CaCO 3 , Al (NO 3 ) 3 .9H 2 O and C 8 H 20 O 4 Si. Mg (NO 3 ) 2 .6H 2 O, CaCO 3 , Al (NO 3 ) 3 .9H 2 O and C 8 H 20 O 4 Si were dissolved in the mixed solvent of ethylene glycol and citric acid in this order for 30 minutes each. At this time, Mg (NO 3 ) 2 .6H 2 O, CaCO 3 , Al (NO 3 ) 3 .9H 2 O and C 8 H 20 O 4 Si were added and dissolved in a molar ratio of 6.87: 18.78: 28.25: 46.09, When converted to weight% based on the oxide, MgO: CaO: Al 2 O 3 : SiO 2 = 5: 19: 26: 50.

반응이 완료된 용액은 히팅멘틀(Heating Mentle)에서 300℃로 2시간 동안 가열하여 액체를 증발시켜 분말 상태로 만들었다. 이러한 분말을 분말전구체(powder precursor)라고 칭하였다. The reaction solution was heated in a heating mantle at 300 ° C for 2 hours to evaporate the liquid to a powder state. These powders were called powder precursors.

가열 후에도 분말전구체에 잔존해 있는 유기물을 제거하기 위해 400℃에서 5시간 동안 열처리를 하였다. 유기물이 제거된 분말을 400∼900℃에서 5시간 동안 하소시켜 유리 분말을 합성하였다. After heating, heat treatment was performed at 400 ° C for 5 hours to remove organic substances remaining in the powder precursor. The organic powder was calcined at 400 ~ 900 ℃ for 5 hours to synthesize glass powder.

본 실험에는 표 1에 나타낸 열탄소 환원질화법으로 만든 AlN 분말(Grade H, Tokuyama, Japan)을 사용하였고, 첨가제로는 분말전구체를 600, 700, 800, 900℃로 하소시켜 합성한 유리 분말을 사용하였다. In this experiment, AlN powder (Grade H, Tokuyama, Japan) made by the thermal carbon reduction nitriding method shown in Table 1 was used, and glass powder synthesized by calcining powder precursor at 600, 700, 800, Respectively.

AlN 분말에 유리 분말을 첨가하여 혼합 분말을 만들었으며, 유리 분말은 상기 혼합 분말에 각각 5wt%, 10wt%, 15wt%, 20wt% 함유되게 첨가하였으며, 혼합 분말을 밀링하여 혼합하였다. 이때, 밀링은 FRITSCH사의 미니밀(Mini mill)(pulverisette 23)을 사용하였고, 5mm ZrO2 볼(ball) 3g, 혼합 분말 1.5g으로 진행하였다. The glass powder was added to the mixed powder in an amount of 5 wt%, 10 wt%, 15 wt% and 20 wt%, respectively, and the mixed powders were milled and mixed. At this time, milling was carried out using FRITSCH Mini mill (pulverisette 23), 3 g of 5 mm ZrO 2 ball and 1.5 g of mixed powder.

AlN 분말과 유리 분말의 혼합분말을 10mm 초경 몰드에 장입하여 20Mpa의 압력으로 성형 후, 냉간 등방압 가압법(Cold Isotatic Pressing)을 통해 200MPa의 압력으로 디스크 형태의 성형체를 제조하였다. A mixed powder of AlN powder and glass powder was charged into a 10 mm carbide mold, molded at a pressure of 20 MPa, and then molded in a disk shape at a pressure of 200 MPa through cold isotatic pressing.

소결은 초고온 텅스텐(Tungsten) 로를 사용하였고, 성형체를 텅스텐 도가니(Tungsten crucible)에 장입하였다. 소결시 성형체에서 나오는 액상으로 인해 도가니(Crucible)에 붙는 것을 방지하기 위해 BN을 스프레이(Spray) 방식으로 도포하였으며, 질소 분위기를 만들어 주기 위해 로터리 펌프(rotary pump를 이용하여 로 안에 압력이 100mTorr 이하의 진공상태로 만든 후, 질소 가스를 흘려 퍼지(purge)하였다. 질소 가스의 유량은 2ℓ/min, 승온속도는 5℃/min, 소결온도는 1300∼1700℃에서 4시간 동안 소결하였다.
Sintering was performed using ultrahigh temperature tungsten furnace, and the compact was charged into a tungsten crucible. BN was applied by spraying method to prevent sticking to the crucible due to the liquid phase from the shaped body during sintering. In order to make nitrogen atmosphere, a rotary pump (pressure of 100 mTorr or less The nitrogen gas was sintered at a flow rate of 2 L / min, a heating rate of 5 ° C / min and a sintering temperature of 1300 to 1700 ° C for 4 hours.

300℃에서 가열 후 얻어진 분말전구체의 최적 하소온도와 유기물 반응 온도를 알아보기 위해 TG-DTA(thermogravimetric and differential thermal analyser) 분석하여 도 2에 나타내었다. TGA(Thermogravimetry Analysis)는 도 2에서와 같이 400℃ 부근부터 약 80%의 중량이 감소하였고 중량이 감소하는 온도는 500℃까지 지속되었다. 이와 같이 TGA 결과에서 중량이 감소하는 거동이 크게 나타난 이유는 분말전구체 내부에 잔존하는 유기물질들이 분해된 것으로 판단된다. DTA를 측정한 결과 400℃부터 500℃에서 발열 피크가 급격하게 증가하는 것으로 관찰되었고 그 원인은 TG(thermogravimetry) 거동과 유사한 것으로 나타났다. 이 또한 하소 후 잔존하는 유기물이 분해된 것이 원인으로 판단된다. 또한 900℃ 부근에 다소 낮은 흡열반응이 관찰되었다. 이에 하소 과정 중 결정화 반응이 나타날 것으로 판단되어 700℃에서 하소하여 얻은 분말을 재측정하였고 그 결과를 도 3에 나타내었다.FIG. 2 shows a TG-DTA (thermogravimetric and differential thermal analyzer) analysis to determine the optimum calcination temperature and organic reaction temperature of the powder precursor obtained after heating at 300 ° C. As shown in FIG. 2, the TGA (Thermogravimetry Analysis) showed a weight reduction of about 80% from about 400 ° C and a temperature decreasing to 500 ° C. The reason for the decrease in the weight of the TGA results is that the organic materials remaining in the powder precursor are decomposed. As a result of DTA measurement, the exothermic peak was observed to increase sharply from 400 ℃ to 500 ℃, and the cause was similar to TG (thermogravimetry) behavior. This is also attributed to the decomposition of the remaining organic matter after calcination. Also, a somewhat low endothermic reaction was observed around 900 ° C. As a result, it was determined that the crystallization reaction would occur during the calcination process. The powder calcined at 700 ° C was re-measured and the results are shown in FIG.

700℃에서 하소하여 얻은 분말의 DTA를 재측정한 결과 800∼1000℃에서 흡열 피크가 나타났다. 이는 유리 결정화가 이루어지는 온도이기 때문에 흡열피크가 나타난 것으로 판단된다. 또한 약 1000℃ 부근에서 발열피크가 관찰되었는데 이는 결정상 변이로 인한 발열로 예상된다.
The DTA of the powder calcined at 700 ° C was remeasured and showed an endothermic peak at 800-1000 ° C. It is judged that an endothermic peak appears because the temperature at which free crystallization occurs. Also, an exothermic peak was observed at about 1000 ° C, which is expected to be caused by crystal phase mutation.

도 4는 분말전구체의 하소온도에 따른 X-선 회절(X-ray diffraction; XRD) 패턴을 나타낸 것이다. 초기 400∼600℃에서 하소하여 얻은 분말은 주로 비정질 피크가 관찰되었다. 이는 시트르산(citric acid)과 4가지 금속이온들이 균일하게 금속-킬레이트(metal-chelating)로 형성되어져 있음을 나타낸다. 700∼900℃에서 하소하여 얻은 분말은 비정질과 결정질이 혼재되어 있는 것으로 나타났다. 결정상으로는 SiO2 결정상이 관찰되었고 상대적으로 SiO2의 함량이 50wt%로 대량 함유되었기 때문에 결정상 생성이 용이한 것으로 판단된다. 800℃에서 하소하여 얻은 분말도 700℃에서 하소하여 얻은 분말과 유사한 결정상을 나타내었다. 900℃에서 하소하여 얻은 분말에서는 비정질 피크는 거의 관찰되지 않았으며, 겔레나이트(Gehlenite)(Ca2(Mg0 .25Al0 .75)(Si1 .25Al0 .75O7)) 결정상이 생성된 것을 확인하였다. 겔레나이트(Gehlenite) 상은 첨가한 원료들이 모두 포함되어 있는 결정상인 것으로 확인되었다.
Figure 4 shows an X-ray diffraction (XRD) pattern according to the calcination temperature of the powder precursor. Amorphous peaks were observed mainly in powders calcined at 400 ~ 600 ℃. This indicates that citric acid and four metal ions are uniformly formed as metal-chelating. The powders calcined at 700-900 ℃ showed a mixture of amorphous and crystalline phases. The SiO 2 crystal phase was observed in the crystal phase, and it was considered that the formation of the crystal phase was easy because the SiO 2 content was relatively large as 50 wt%. Powder obtained by calcination at 800 ℃ showed similar crystal phase to powder obtained by calcination at 700 ℃. Almost no amorphous peak was observed in the powder calcined at 900 ° C. and the crystal phase of Gehlenite (Ca 2 (Mg 0 .25 Al 0 .75 ) (Si 1 .25 Al 0 .75 O 7 ) Respectively. The Gehlenite phase was confirmed to be a crystalline phase containing all of the added raw materials.

분말전구체를 온도별로 5시간 동안 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경(SEM) 이미지를 도 5 내지 도 8에 나타내었다. 도 5는 600℃에서 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경 사진이고, 도 6은 700℃에서 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경 사진이며, 도 7은 800℃에서 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경 사진이고, 도 8은 900℃에서 하소하여 얻은 분말의 주사전자현미경 사진이다.Scanning electron microscopy (SEM) images of powders obtained by calcining the powder precursor by temperature for 5 hours are shown in FIGS. 5 to 8. FIG. FIG. 5 is a scanning electron micrograph of the powder calcined at 600 ° C., FIG. 6 is a scanning electron micrograph of the powder calcined at 700 ° C., and FIG. 7 is a scanning electron micrograph of the powder calcined at 800 ° C. And FIG. 8 is a scanning electron microscope photograph of the powder calcined at 900 ° C.

하소 온도에 따른 분말의 크기를 관찰한 결과 하소온도가 증가할수록 분말의 입자 크기도 증가하는 것으로 나타났다. 600℃에서 하소하여 얻은 분말은 30nm로 관찰되었고 입자크기가 가장 작은 것으로 확인되었다. 700℃에서 하소하여 얻은 분말은 50nm 정도의 크기를 보였고 분말의 입자들이 가장 균일하게 배열되는 것으로 나타났다. 800℃에서 하소하여 얻은 분말은 약 1㎛급의 입자들로 관찰되었고 900℃에서 하소하여 얻은 분말은 1∼5㎛의 크기를 가진 입자들로 관찰되었다. 또한 800℃, 900℃에서 하소하여 얻은 분말은 강한 응집 현상과 분말의 크기가 증가하는데 그 원인은 하소 온도의 증가로 인해 결정이 성장하고 입자들이 서로 네킹(necking) 되어졌기 때문으로 판단된다. 하소온도별로 BET 비표면적을 측정한 결과 하소 온도가 증가할수록 비표면적 값은 감소하는 것으로 나타났다. 이는 하소온도가 증가할수록 에너지에 의해 입자가 성장하기 때문에 나타난 결과로 판단된다. 이로서 미세구조 분석의 결과와 비표면적 결과와 일치하는 것으로 나타났다.
As the calcination temperature increased, the particle size of the powder increased. The powder calcined at 600 ℃ was observed at 30nm and the particle size was found to be the smallest. The powder calcined at 700 ℃ showed a size of about 50nm and the powder particles were arranged most uniformly. Powder obtained by calcination at 800 ℃ was observed as particles of about 1 ㎛ size and powders calcined at 900 ℃ were observed as particles of 1 ~ 5 ㎛ size. In addition, the powder obtained by calcination at 800 ℃ and 900 ℃ shows strong cohesion and increase of powder size due to the crystal growth and necking of the particles due to the increase of calcination temperature. The BET specific surface area was measured by the calcination temperature. As the calcination temperature increased, the specific surface area decreased. This is because the particles grow due to energy as the calcination temperature increases. This is consistent with the results of the microstructure analysis and the specific surface area results.

도 9는 분말전구체의 하소 온도에 따른 분말의 이미지를 나타내었다. 분말전구체와 400∼600℃에서 하소하여 얻은 분말은 흑색에 가까운 색상을 나타내었다. 그러나 700℃에서 하소하여 얻은 분말의 색상은 회색의 색상을 나타내어 잔여 유기물질과 불순물이 제거됨으로서 분말의 색상이 변하는 것으로 판단된다. 800℃에서 하소하여 얻은 분말은 백색에 가까운 색상을 나타냈으며, 900℃에서 하소하여 얻은 분말에서도 유사한 색상으로 확인되었다. 미세구조 결과와 온도에 따른 하소분말의 색상을 관찰한 결과 700℃에서 하소하여 얻은 분말이 우수한 것으로 나타났다. 이에 700℃에서 하소하여 얻은 분말을 투과전자현미경(transmission electron microscope; TEM)으로 관찰하여 도 10에 나타내었다. 주사전자현미경(SEM) 이미지 결과와 유사하게 분말이 고르게 분포되어 있는 것을 확인하였으며, 분말의 크기가 50nm로 균일한 입자크기를 가진 것으로 나타났다. 또한 입자들의 형상이 균일한 형상으로 관찰되었다.
Figure 9 shows an image of the powder according to the calcination temperature of the powder precursor. Powder precursors and powders calcined at 400 ~ 600 ℃ showed a color close to black. However, the color of the powder obtained by calcination at 700 ℃ shows a gray color, and it is judged that the color of the powder changes due to the removal of residual organic substances and impurities. The powder obtained by calcination at 800 ℃ showed a color close to white, and the powder obtained by calcination at 900 ℃ showed similar color. The results of the microstructure and temperature showed that the powder calcined at 700 ℃ was superior. The powder calcined at 700 ° C was observed by a transmission electron microscope (TEM) and is shown in FIG. It was confirmed that the powder was uniformly distributed in a similar manner to the SEM image, and the powder had a uniform particle size of 50 nm. In addition, the shape of the particles was observed in a uniform shape.

딜라토미터(Dilatometer)를 사용하여 소결체의 온도에 따른 선팽창 결과를 도 11과 도 12에 나타내었다. 유리 분말은 700℃에서 하소하여 얻은 나노분말을 AlN에 5wt% 첨가하였고 1600℃에서 4시간 동안 질소분위기에서 소결하였다. 유리 분말이 첨가되지 않은 AlN과 비교평가를 하기 위하여 첨가제를 넣지 않은 AlN을 사용하였다. 도 11 및 도 12를 참조하면, 유리 분말을 첨가한 소결체는 1300℃부터 수축이 시작되었고 1300℃와 1600℃ 사이의 온도에서 급격한 수축거동이 관찰되었다. 또한 1535℃에서는 8% 이상의 수축률로 가장 큰 수축거동을 나타내었다. 1535℃ 이후의 온도에서는 수축률이 점차 감소하였으며 1600℃에서 4시간 유지 동안 수축거동이 나타나지 않은 것으로 확인되었다. 이는 1535℃를 전후로 가장 활발한 치밀화 거동이 일어나는 것으로 판단되고 유리 분말을 첨가하지 않은 AlN 소결체는 0.5% 미만의 수축률로 수축이 거의 일어나지 않은 것으로 확인되었다.
Figs. 11 and 12 show the results of linear expansion according to the temperature of the sintered body using a dilatometer. The glass powders were calcined at 700 ℃ and 5 wt% of nano powders were added to AlN and sintered at 1600 ℃ for 4 hours in nitrogen atmosphere. AlN without added glass was used for comparative evaluation with AlN without added glass. 11 and 12, the sintered body to which the glass powder was added started shrinking from 1300 ° C, and abrupt shrinkage behavior was observed at a temperature between 1300 ° C and 1600 ° C. The maximum shrinkage behavior was observed at 1535 ℃ with a shrinkage rate of 8% or more. At 1535 ℃, the shrinkage rate decreased gradually and the shrinkage behavior did not appear for 4 hours at 1600 ℃. It was confirmed that the densification behaviors were most active around 1535 ℃ and the shrinkage of AlN sintered body without addition of glass powder was less than 0.5%.

첨가제로 사용되는 유리 분말의 최적 하소온도를 알아보기 위해 1300∼1700℃의 온도로 4시간 소결하였다. 첨가제는 분말전구체를 600∼900℃ 온도로 하소하여 얻은 유리 분말을 5wt%로 첨가하였고 도 13에 소결체의 밀도값을 나타내었다. 첨가제를 넣지 않은 AlN 소결체는 1300∼1700℃의 온도 모두 2.9g/㎤ 이하의 가장 낮은 밀도값을 나타내었다. 첨가제의 하소 온도에 따른 밀도값은 700℃에서 하소하여 얻은 유리 분말을 사용한 소결체가 가장 높은 밀도값을 나타내었고 하소 온도가 증가할수록 밀도값은 감소하는 것으로 나타났다. 소결온도에 따른 밀도변화에서도 첨가제의 하소 온도에 따른 밀도 변화와 유사한 경향성을 나타내었는데 이는 700℃에서 하소하여 얻은 분말보다 800℃, 900℃에서 하소하여 얻은 분말의 입자가 크기 때문인 것으로 판단된다. 이는 첨가제로 사용되는 하소 분말의 입자가 커지면 AlN의 입계 사이에 균일하게 분포되지 못하고 활발한 물질이동이 일어나지 못하므로 완전히 치밀화가 이루어지지 못하는 것으로 판단된다. 또한 600℃에서 하소하여 얻은 유리 분말은 700℃에서 하소하여 얻은 유리 분말 보다 입자 크기는 작지만, 도 9의 하소 온도별 이미지를 보았을 때 흑색을 띄는 것으로 보아 기타 잔여 유기물질과 불순물이 완전히 제거되지 않아 소결 시 방해요소가 되어 소결밀도가 낮아졌을 것으로 예상된다.In order to investigate the optimal calcination temperature of glass powder used as an additive, it was sintered at 1300 ~ 1700 ℃ for 4 hours. The additive was prepared by calcining the powder precursor at a temperature of 600 to 900 ° C and adding 5wt% of the glass powder. The density of the sintered body was shown in FIG. The AlN sintered body without additive showed the lowest density value of less than 2.9 g / cm 3 at temperatures between 1300 and 1700 ° C. Density values of the additive with the calcination temperature of 700 ℃ showed the highest density of the sintered body using glass powder and the density decreased with increasing calcination temperature. The changes in the density depending on the sintering temperature were similar to those of the additives due to the calcination temperature. This is probably due to the particle size of the powders calcined at 800 ℃ and 900 ℃ than at the calcination at 700 ℃. It is considered that if the size of the calcined powder used as the additive is increased, it can not be uniformly distributed between the grain boundaries of AlN, and the active material movement can not be performed. The glass powder obtained by calcining at 600 ° C has a smaller particle size than the glass powder obtained by calcining at 700 ° C. However, when the image of the calcination temperature in FIG. 9 is observed, the remaining glass and other impurities are not completely removed It is expected that sintering density becomes low due to interference with sintering.

700℃에서 하소하여 얻은 유리 분말(유리 나노분말)을 AlN에 5wt% 첨가하여 1300∼1700℃ 온도로 소결하였다. 도 14a 및 도 14b에 소결체의 치수측정법으로 측정한 소결밀도와 이론밀도 대비 상대밀도를 나타내었다. AlN의 이론밀도 값은 3.26g/㎤로 이 때의 승온조건은 5℃/min에 각 온도에서 4시간 동안 소결하였다. 전체적인 소결거동은 (a), (b) 모두 유리 분말이 첨가된 소결체의 소결밀도와 상대밀도가 증가하는 것으로 나타났다. 도 14a의 소결온도에 따른 소결밀도는 소결온도가 증가할수록 소결밀도도 증가되었다. 여기에서 최하 소결온도인 1300℃ 소결체의 소결밀도는 유리 분말이 첨가되지 않은 AlN 소결체와 유리 분말이 첨가된 소결체의 소결밀도가 0.75g/㎤의 큰 차이를 보였고 소결온도가 1500℃ 이상 증가하자 소결밀도의 격차가 감소하는 것으로 관찰되었다. 이는 유리 분말의 첨가가 AlN의 소결을 촉진하는 것으로 판단된다. 도 14b의 결과에서도 도 14a와 유사한 경향성을 나타내었으며 이 역시 소결온도가 증가함에 따라 밀도값은 상승하고 유리 분말이 첨가된 소결체의 밀도값이 높게 나타났다. 결과적으로 유리 분말은 AlN의 소결을 촉진하고 이로 인하여 소결밀도와 상대밀도가 증가하는 것으로 확인되었다.
Glass powder (glass nano powder) obtained by calcination at 700 ° C was added to AlN at 5 wt% and sintered at 1300-1700 ° C. 14A and 14B show the sintered density and the relative density with respect to the theoretical density measured by the dimensional measurement method of the sintered body. The theoretical density of AlN was 3.26 g / ㎤, and the temperature was increased to 5 ℃ / min for 4 hours at each temperature. The sintering densities and relative densities of the sintered bodies to which the glass powder was added were increased in all the sintering behaviors (a) and (b). The sintering density according to the sintering temperature of FIG. 14A was increased as the sintering temperature was increased. The sintered density of the sintered body at 1300 ℃, which is the lowest sintering temperature, showed a large difference in sintered density between AlN sintered body without glass powder and sintered body with glass powder added and 0.75g / The density gap was observed to decrease. It is considered that the addition of the glass powder promotes sintering of AlN. 14B also showed a tendency similar to that of FIG. 14A. As the sintering temperature increased, the density increased and the density of the sintered body containing glass powder increased. As a result, it was confirmed that the glass powder promotes the sintering of AlN, which increases the sintering density and relative density.

AlN 분말에 유리 분말을 첨가하여 얻은 소결체의 파단면 미세구조를 도 15a 내지 도 15e에 나타내었고, 연마면을 도 16a 내지 도 16e에 나타내었다. 도 15a는 1300℃에서 소결한 경우이고, 도 15b는 1400℃에서 소결한 경우이며, 도 15c는 1500℃에서 소결한 경우이며, 도 15d는 1600℃에서 소결한 경우이며, 도 15e는 1700℃에서 소결한 경우이다. 도 16a는 1300℃에서 소결한 경우이고, 도 16b는 1400℃에서 소결한 경우이며, 도 16c는 1500℃에서 소결한 경우이며, 도 16d는 1600℃에서 소결한 경우이며, 도 16e는 1700℃에서 소결한 경우이다. Figs. 15A to 15E show the fracture cross-sectional microstructure of the sintered body obtained by adding glass powder to the AlN powder, and the polished surfaces are shown in Figs. 16A to 16E. Fig. 15A shows a case of sintering at 1300 DEG C, Fig. 15B shows a case of sintering at 1400 DEG C, Fig. 15C shows a case of sintering at 1500 DEG C, Fig. 15D shows a case of sintering at 1600 DEG C, And sintered. 16A shows a case of sintering at 1300 DEG C, FIG. 16B shows a case of sintering at 1400 DEG C, FIG. 16C shows a case of sintering at 1500 DEG C, FIG. 16D shows a case of sintering at 1600 DEG C, And sintered.

유리 분말은 5wt% 첨가하였고, 소결온도는 1300∼1700℃까지 각각 100℃ 간격으로 소결하여 소결온도에 따른 미세구조를 주사전자현미경(SEM)을 통하여 관찰하였다. 4시간 동안 질소 분위기에서 소결한 결과 온도가 증가함에 따라 입자가 성장하는 일반적인 경향을 보였다. 1300℃로 소결하여 얻은 소결체에서는 89.5%의 낮은 소결밀도로 인해 기공이 소량 관찰되었고 1400∼1500℃로 온도가 높아질수록 기공이 차지하는 영역이 점차 감소함을 관찰할 수 있었다. 1600℃의 온도부터는 완전히 치밀화된 미세조직을 관찰할 수 있었다. 그러나 본 실험에서 관찰하고자하는 액상소결에 기여하였던 이차상의 유리상을 관찰하고자 하였으나, 1500℃ 까지의 소결체에서는 유리상이 거의 관찰되지 않았다. 1600℃에서 소결하여 얻은 소결체는 계면에 유리상(glass phase)으로 보이는 액상들이 관찰되기 시작하였으며, 1700℃에서 소결한 소결체에서는 다량의 액상이 생성된 것으로 관찰되었다. 이는 유리 분말에 함유된 물질의 성분으로 인하여 소결온도가 증가함에 따라 액상이 형성된 것으로 판단된다.
Glass powder was added at 5wt% and sintering temperature was sintered at 100 ℃ intervals from 1300 ℃ to 1700 ℃. Microstructure according to sintering temperature was observed by scanning electron microscope (SEM). Sintering in nitrogen atmosphere for 4 hours showed the general tendency of particles to grow with increasing temperature. In the sintered body obtained by sintering at 1300 ℃, a small amount of pores was observed due to a low sintering density of 89.5%. As the temperature increased from 1400 ℃ to 1500 ℃, the area occupied by pores gradually decreased. From the temperature of 1600 ℃, completely densified microstructure was observed. However, in this experiment, it was tried to observe the secondary phase glass phase which contributed to the liquid phase sintering to be observed, but no glass phase was observed in the sintered body up to 1500 ° C. The sintered bodies obtained by sintering at 1600 ℃ showed liquid phases appearing in the glass phase at the interface and a large amount of liquid phase was observed in the sintered body sintered at 1700 ℃. It is considered that the liquid phase is formed as the sintering temperature increases due to the components of the material contained in the glass powder.

소결을 촉진하기 위하여 사용되는 물질로는 K2O, Na2O, MgO, CaO 등이 있다. 본 실험에서 첨가제로 사용한 유리 분말에는 MgO, CaO, Al2O3, SiO2로 소결과정 중 일정 온도 이상에서 액상을 형성하는 물질들이 포함되어 있다. 그러나 1500℃까지 승온하여 소결하여도 소결체에 액상이 형성되지 않는 것을 확인하였다. 그 원인은 소결체의 전체함량 중 대부분을 차지하는 AlN이 액상을 형성하는 물질들의 용융거동을 방해하여 소결체에 액상이 형성되지 않은 것으로 판단된다. 이에 도 17에 이차상의 미세조직과 표 2 및 표 3에 EDS로 분석한 성분결과에 대하여 나타내었다. 표 2는 도 17에서 (a)로 나타낸 부분의 성분을 나타내고, 표 3은 도 17에서 (a)로 나타낸 부분의 성분을 나타낸다.Materials used to promote sintering include K 2 O, Na 2 O, MgO, and CaO. The glass powders used as additives in this experiment include MgO, CaO, Al 2 O 3 and SiO 2 , which form a liquid phase at a certain temperature during the sintering process. However, it was confirmed that no liquid phase was formed in the sintered body even when the temperature was raised to 1500 ° C and sintered. The reason is that AlN, which occupies most of the total content of the sintered body, interferes with the melting behavior of the materials forming the liquid phase, and thus the liquid phase is not formed in the sintered body. FIG. 17 shows the secondary microstructure, and Table 2 and Table 3 show the results of the component analysis by EDS. Table 2 shows the components of the portion indicated by (a) in Fig. 17, and Table 3 shows the components of the portion indicated by (a) in Fig.

ElementElement Weight (%)Weight (%) NN 33.9033.90 OO 0.680.68 MgMg 0.000.00 AlAl 65.4265.42 SiSi 0.000.00 CaCa 0.000.00 TotalsTotals 100.00100.00

ElementElement Weight (%)Weight (%) NN 6.496.49 OO 40.3840.38 MgMg 0.290.29 AlAl 18.2018.20 SiSi 10.7410.74 CaCa 23.9023.90 TotalsTotals 100.00100.00

표 2는 도 17에서 AlN 결정의 성분을 분석한 결과로 Al과 N, 그리고 미량의 O가 검출되었다. 표 3은 도 17에서 AlN 결정을 제외한 액상을 분석한 결과로 Al과 N보다 O의 함량이 증가된 것으로 나타났다. 그 원인은 첨가제로 사용된 유리 분말로 인하여 AlN 내부의 산소를 포획하고 새로운 이차상을 생성하는 것이 원인인 것으로 판단된다. 기타 나머지 성분의 함량들은 유리 분말의 성분으로 액상형성에 기여했다고 볼 수 있다.
Table 2 shows Al, N, and trace amounts of O as a result of analyzing the components of the AlN crystal in FIG. Table 3 shows that the content of O is higher than that of Al and N as a result of analyzing the liquid phase except the AlN crystal in FIG. The reason for this is that the glass powder used as an additive captures oxygen inside AlN and generates a new secondary phase. The contents of the other remaining components are considered to have contributed to the liquid phase formation as a component of the glass powder.

도 18은 유리 분말을 AlN 분말에 5wt% 첨가하여 1300∼1700℃ 범위에서 소결하여 얻은 소결체의 결정상 분석 결과이다. 유리 분말을 첨가하지 않는 AlN 분말의 결정상은 AlN의 단일 결정상으로 비정질이 관찰되지 않는다. 반면 유리 분말을 첨가한 소결체의 결정상 분석 결과 소량이 비정질이 관찰되었고 이 역시 AlN 단일 결정상으로 나타났다. 유리 분말이 첨가된 소결체에서 AlN 피크의 강도(intensity)로 인하여 소결온도에 따른 결정상 변화가 관찰되지 않아 AlN 결정상을 제외하여 결정상 분석을 재분석하여 도 19에 나타내었다. 그 결과 도 19에서 AlN 피크를 제거하여도 10∼30도에서 강한 비정질이 생성된 것으로 관찰되었다. 또한 25도 부근에서 SiO2 결정상이 생성되었으며 1700℃에서 소결하여 얻은 소결체에서는 칼슘 알루미늄 산화물(Calcium Aluminum Oxide)(CaAl10O18) 결정상도 관찰되었다. 이는 유리 분말에 첨가된 첨가제들의 화학성분으로 인하여 AlN 분말에 생성된 결정상으로 판단된다. 또한 유리 분말을 첨가함으로써 AlN 결정상 외 새로운 SiO2, 칼슘 알루미늄 산화물(Calcium Aluminum Oxide)(CaAl10O18)의 결정상을 생성하는 것을 확인하였다.
18 shows a result of a crystal phase analysis of a sintered body obtained by adding 5 wt% of glass powder to AlN powder and sintering at 1300 to 1700 ° C. The crystalline phase of the AlN powder without addition of the glass powder is a single crystal phase of AlN, and no amorphous phase is observed. On the other hand, the crystal phase analysis of the sintered body with glass powder showed that a small amount of amorphous was observed and this was also AlN single crystal phase. The crystal phase change due to the sintering temperature was not observed due to the intensity of the AlN peak in the sintered body to which the glass powder was added, and the crystal phase analysis except for the AlN crystal phase was reanalyzed and shown in FIG. As a result, the AlN peak was removed in FIG. 19, and strong amorphous was observed in FIGS. 10 to 30. In addition, a SiO 2 crystal phase was formed at around 25 ° C, and a calcium aluminum oxide (CaAl 10 O 18 ) crystal phase was observed in the sintered body obtained by sintering at 1700 ° C. This is considered to be a crystalline phase produced in the AlN powder due to the chemical composition of the additives added to the glass powder. In addition, it was confirmed that addition of glass powder produces a crystal phase of new SiO 2 , calcium aluminum oxide (CaAl 10 O 18 ) other than AlN crystal phase.

도 20은 AlN에 유리 분말을 5wt% 혼합한 소결체에 대한 열전도도를 측정한 결과를 나타낸 것이다. 도 20에서 1300℃에서 소결하여 얻은 소결체와 1700℃에서 소결하여 얻은 소결체의 열전도도를 제외하였는데 그 이유는 1300℃에서 소결하여 얻은 소결체는 밀도값이 매우 저하되어 소결이 완전히 이루어지지 않았고 1700℃에서 소결하여 얻은 소결체는 액상을 과다 형성하였기 때문에 열전도도 측정에서 제외하였다. 도 20에서 보여주는 바와 같이 열전도도 값은 1400℃와 1500℃에서는 각각 70.4 W/m·K, 70.7 W/m·K로 유사한 값을 나타냈고, 1600℃에서는 82.6W/m·K로 1400℃와 1500℃에서 소결하여 얻은 소결체보다 상대적으로 높은 값을 나타내었다. 그 원인은 1400℃와 1500℃에서 소결하여 얻은 소결체는 낮은 온도로 인해 소결체에 기공이 생성되어 포논전도가 제한되기 때문에 유리 분말이 첨가되지 않은 AlN의 열전도도 값보다 상대적으로 낮은 열전도도를 나타내었다. 또한 1600℃에서 소결하여 얻은 소결체에 비해 상대적으로 입자성장이 크게 이루어지지 않은 AlN 입자의 미세구조는 열전도도 저하에 기인된다. 1600℃로 온도가 증가함에 따라 열전도도값이 증가한 이유는 입자성장이 가장 크게 일어났으며, 이차상이 AlN 입계를 따라 형성되어 산소를 입계상으로 확산시켜주는 역할을 하였기 때문이다.
20 shows the result of measuring the thermal conductivity of a sintered body obtained by mixing 5 wt% of glass powder with AlN. In Fig. 20, the thermal conductivity of the sintered body obtained by sintering at 1300 ° C and the sintered body obtained by sintering at 1700 ° C was excluded because the sintered body obtained by sintering at 1300 ° C had a very low density and was not completely sintered. The sintered body obtained by sintering was excluded from the measurement of thermal conductivity since the liquid phase was excessively formed. As shown in FIG. 20, the thermal conductivity values were 70.4 W / m · K and 70.7 W / m · K at 1400 ° C. and 1500 ° C., respectively, and at 8200 W / m · K at 1600 ° C., The sintered body was relatively higher than that of sintered body at 1500 ℃. The reason for this is that the sintered body obtained by sintering at 1400 ° C and 1500 ° C has a thermal conductivity relatively lower than the thermal conductivity of AlN without added glass powder because the pore is generated in the sintered body due to the low temperature, . In addition, the microstructure of AlN particles, which did not have relatively large grain growth as compared with the sintered body obtained by sintering at 1600 ℃, is due to the decrease of thermal conductivity. As the temperature increased to 1600 ℃, the increase of the thermal conductivity value was caused by the grain growth and the secondary phase was formed along the AlN grain boundaries and diffused the oxygen into the grain boundary.

이상, 본 발명의 바람직한 실시예를 들어 상세하게 설명하였으나, 본 발명은 상기 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명의 기술적 사상의 범위 내에서 당 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의하여 여러 가지 변형이 가능하다.While the present invention has been particularly shown and described with reference to exemplary embodiments thereof, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed exemplary embodiments, but, on the contrary, This is possible.

Claims (13)

(a) MgO-M2-xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)을 준비하는 단계;
(b) AlN 분말과 상기 유리 분말을 혼합하여 혼합 분말을 형성하는 단계;
(c) 상기 혼합 분말을 목표하는 형태로 성형하는 단계; 및
(d) 성형된 결과물을 1400∼1700℃의 소결 온도에서 소결하는 단계를 포함하며,
상기 (a) 단계는,
글리콜(glycol)계 용매와 하이드록시 카르복실산(hydroxy carboxylic acid)계 용매의 혼합 용매에 마그네슘(Mg) 전구체, M 전구체(여기서, M은 칼슘(Ca), 나트륨(Na), 칼륨(K) 및 리튬(Li) 중에서 선택된 1종 이상의 금속임), 알루미늄(Al) 전구체 및 실리콘(Si) 전구체를 혼합하여 반응시키는 단계;
반응된 결과물을 건조하여 분말전구체를 얻는 단계; 및
상기 분말전구체에 잔존하는 유기물과 휘발 성분을 제거하기 위해 상기 분말전구체를 열처리하여 MgO-M2-xO-Al2O3-SiO2계 유리 분말(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)을 얻는 단계를 포함하는 것을 특징으로 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
(a) MgO-M 2-x O-Al 2 O 3 -SiO 2 -based glass powder wherein M is at least one metal selected from Ca, Na, K and Li, and when M is Ca, x is 1, and when M is at least one metal selected from Na, K and Li, x is 0).
(b) mixing the AlN powder and the glass powder to form a mixed powder;
(c) molding the mixed powder into a desired shape; And
(d) sintering the shaped product at a sintering temperature of 1400-1700 < 0 > C,
The step (a)
M precursors and M precursors wherein M is at least one selected from the group consisting of calcium (Ca), sodium (Na), potassium (K), and magnesium (M) precursors in a mixed solvent of glycol solvent and hydroxycarboxylic acid solvent, And lithium (Li), an aluminum (Al) precursor, and a silicon (Si) precursor;
Drying the reacted product to obtain a powder precursor; And
In order to remove the organic substances and volatile components remaining in the powder precursor, the powder precursor is heat-treated to prepare a MgO-M 2-x O-Al 2 O 3 -SiO 2 glass powder, wherein M is Ca, Na, K and Li , X is 1 when M is Ca, and x is 0 when M is at least one metal selected from Na, K and Li), characterized in that it comprises the steps of: To thereby produce a sintered aluminum nitride body.
제1항에 있어서, 상기 (d) 단계는,
도가니를 준비하는 단계;
소결시 성형된 결과물에서 나오는 액상이 상기 도가니에 붙는 것을 방지하기 위해 상기 도가니에 붕화질소(BN)를 코팅하는 단계;
성형된 결과물을 상기 붕화질소(BN)가 코팅된 도가니에 장입하는 단계;
성형된 결과물이 장입된 도가니를 퍼니스에 안착하는 단계;
상기 퍼니스 내의 공기를 배기하여 대기압보다 낮은 진공 상태로 만드는 단계;
상기 퍼니스 내로 비활성 가스를 퍼지하는 단계; 및
상기 퍼니스 내의 온도를 상기 소결 온도로 승온하고 상기 소결 온도에서 소결하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method of claim 1, wherein the step (d)
Preparing a crucible;
Coating the crucible with boron nitride (BN) to prevent the liquid phase coming from the molded product from adhering to the crucible during sintering;
Charging the formed product into a crucible coated with the boron nitride (BN);
Placing the crucible charged with the molded product in a furnace;
Exhausting air in the furnace to a vacuum state lower than atmospheric pressure;
Purging the inert gas into the furnace; And
Heating the furnace to a temperature of the sintering temperature; and sintering the sintering temperature at the sintering temperature.
제1항에 있어서, 상기 (b) 단계에서, 상기 유리 분말은 상기 혼합 분말에 1∼25중량% 함유되게 혼합하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method according to claim 1, wherein in the step (b), the glass powder is mixed with the mixed powder in an amount of 1 to 25 wt%.
삭제delete 제1항에 있어서, 상기 글리콜계 용매는 에틸렌 글리콜을 포함하고, 상기 하이드록시 카르복실산계 용매는 시트르산을 포함하는 것을 특징으로 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method for producing an aluminum nitride sintered body according to claim 1, wherein the glycol-based solvent comprises ethylene glycol, and the hydroxycarboxylic acid-based solvent comprises citric acid.
제1항에 있어서, 상기 마그네슘(Mg) 전구체는 마그네슘 질산염, 마그네슘 염화염 및 마그네슘 아세테이트염 중에서 선택된 1종 이상의 염을 포함하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method according to claim 1, wherein the magnesium (Mg) precursor comprises at least one salt selected from the group consisting of magnesium nitrate, magnesium chloride and magnesium acetate.
제1항에 있어서, 상기 M 전구체는 M2-xCO3(여기서, M은 Ca, Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속이고, 상기 M이 Ca인 경우에는 x는 1이고, 상기 M이 Na, K 및 Li 중에서 선택된 1종 이상의 금속인 경우에는 x는 0 임)를 포함하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method of claim 1, wherein the M precursor is M 2-x CO 3 , wherein M is at least one metal selected from Ca, Na, K, and Li, x is 1 when M is Ca, X is 0 in the case of at least one metal selected from Na, K and Li).
제1항에 있어서, 상기 알루미늄(Al) 전구체는 알루미늄 질산염, 알루미늄 염화염 및 알루미늄 아세테이트염 중에서 선택된 1종 이상의 염을 포함하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method according to claim 1, wherein the aluminum (Al) precursor comprises at least one salt selected from the group consisting of aluminum nitrate, aluminum chloride and aluminum acetate.
제1항에 있어서, 상기 실리콘(Si) 전구체는 테트라에틸오르소실리케이트(tetraethyl orthosilicate)를 포함하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method of claim 1, wherein the silicon (Si) precursor comprises tetraethyl orthosilicate.
제1항에 있어서, 상기 혼합 용매는 상기 글리콜계 용매와 상기 하이드록시 카르복실산계 용매가 1∼10:1의 몰비로 혼합된 용매인 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method according to claim 1, wherein the mixed solvent is a solvent in which the glycol-based solvent and the hydroxycarboxylic acid-based solvent are mixed in a molar ratio of 1: 10: 1.
제1항에 있어서, 상기 마그네슘(Mg) 전구체, 상기 M 전구체, 상기 알루미늄(Al) 전구체 및 상기 실리콘(Si) 전구체의 총량과 상기 하이드록시 카르복실산계 용매가 1:1∼30의 몰비로 혼합되게 하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method of claim 1, wherein the total amount of the magnesium (Mg) precursor, the M precursor, the aluminum (Al) precursor, and the silicon precursor is mixed with the hydroxycarboxylic acid solvent in a molar ratio of 1: By weight based on the total weight of the aluminum nitride sintered body.
제1항에 있어서, 상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 M 전구체는 1:1∼5의 몰비로 혼합하고,
상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 알루미늄(Al) 전구체는 1:2∼6의 몰비로 혼합하며,
상기 마그네슘(Mg) 전구체와 상기 실리콘(Si) 전구체는 1:5∼11의 몰비로 혼합하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.
The method of claim 1, wherein the magnesium (Mg) precursor and the M precursor are mixed in a molar ratio of 1: 1 to 5,
The magnesium (Mg) precursor and the aluminum (Al) precursor are mixed in a molar ratio of 1: 2 to 6,
Wherein the magnesium (Mg) precursor and the silicon (Si) precursor are mixed in a molar ratio of 1: 5 to 11.
제1항에 있어서, 상기 열처리는,
상기 분말전구체에 잔존하는 유기물을 제거하기 위해 300∼600℃의 온도에서 제1 열처리하는 단계; 및
제1 열처리된 결과물에서 휘발 성분을 제거하기 위해 600∼900℃의 온도에서 제2 열처리하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 질화알루미늄 소결체의 제조방법.The method according to claim 1,
Performing a first heat treatment at a temperature of 300 to 600 DEG C to remove organic matter remaining in the powder precursor; And
And performing a second heat treatment at a temperature of 600 to 900 占 폚 to remove volatile components from the first heat treated resultant.
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