DE69731506T2

DE69731506T2 - Keramisches Verbundmaterial und poröses keramisches Material

Info

Publication number: DE69731506T2
Application number: DE69731506T
Authority: DE
Inventors: Yoshiharu Ube-shi Waku; Narihito Ube-shi Nakagawa; Kazutoshi Yamaguchi-shi Shimizu; Hideki Ube-shi Ohtsubo; Takumi Ube-shi Wakamoto; Yasuhiko Ube-shi Kohtoku
Original assignee: Ube Industries Ltd
Current assignee: Ube Corp
Priority date: 1996-07-01
Filing date: 1997-07-01
Publication date: 2005-10-20
Anticipated expiration: 2017-07-02
Also published as: EP0816537A3; EP0816537A2; US5981415A; EP0816537B1; CN1211312C; DE69731506D1; CN1171379A

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Bereich der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein keramisches Verbund- oder Kompositmaterial, weiches eine hohe mechanische Festigkeit und eine ausgezeichnete thermische Stabilität der Mikrostruktur in einem weiten Bereich von Temperaturen von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen aufweist, so dass es geeignet Verwendung finden kann als ein Konstruktionsmaterial und ein Funktionsmaterial, welche hohen Temperaturen ausgesetzt werden; die Erfindung betrifft ferner ein poröses keramisches Material, welches eine hohe mechanische Festigkeit und eine ausgezeichnete thermische Stabilität der Mikrostruktur in einem weiten Bereich von Temperaturen von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen aufweist, so dass es geeignet Verwendung finden kann als ein Konstruktionsmaterial und ein Filtermaterial, ein Verstärkungsmaterial für ein Metall oder ein keramisches Material, ein Katalysatorträger, ein Wärmeisoliermaterial und andere Funktionsmaterialien, welche hohen Temperaturen ausgesetzt werden sollen.
2. Beschreibung des Standes der Technik

(I) Die Eignung von SiC oder Si₃N₄ für die Entwicklung von keramischen Materialien für den Einsatz bei hohen Temperaturen ist bereits untersucht worden; sie sind jedoch hinsichtlich ihrer Hochtemperatureigenschaften unzu reichend. Als alternatives Material hierzu haben durch chemische Gasphasen-Deposition erzeugte SiC/SiC-Kompositmaterialien, bereitgestellt von der Sociàté Européene de Propulsion, Beachtung gefunden und werden derzeit als die besten Hochtemperatur-Konstruktionsmaterialien angesehen, die untersucht und entwickelt worden sind. Der Temperaturbereich, in dem sie eingesetzt werden können, wird mit 1400°C oder darunter angegeben.

Ein Pulversinterverfahren ist das populärste Verfahren zur Erzeugung von keramischen Materialien. Durch Verbessern der Eigenschaften des Pulvers, z. B. indem das Pulver feiner und reiner gemacht wird, und durch Kontrollieren der Sinterbedingungen ist ein ZrO₂-Keramikmaterial erzeugt worden, dessen Festigkeit einen so hohen Wert wie 3,0 GPa bei Raumtemperatur zeigt. Ferner ist bei dem Pulversinterverfahren die Nanodispersion von Fremdkeramikteilchen in einem keramischen Kompositmaterial möglich gemacht worden, und es gibt Bestrebungen, die Festigkeit, Zähigkeit, thermische Leitfähigkeit, Thermoschockbeständigkeit und andere Eigenschaften des keramischen Materials zu verbessern.
Allgemein nimmt man an, dass Oxidkeramikmaterialien als Hochtemperatur-Konstruktionsmaterialien nicht geeignet sind, weil sie bei hohen Temperaturen leicht deformiert werden. Jedoch sind Oxidkeramikmaterialien in Bezug auf ihre Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit allen anderen Keramiken überlegen. Wenn also die mechanischen Eigenschaften der Oxidkeramikmaterialien verbessert werden könnten, dann könnten die Oxidkeramikmaterialien in einem breiten Einsatzfeld als Hochtemperaturmaterialien Anwendung finden. Diesbezüglich werden Metalloxide mit einem Schmelzpunkt oberhalb 2000°C, z. B. Al₂O₃, ZrO₂, MgO, BaO, BeO, CaO, Cr₂O₃ und Seltenerdelementoxide, wie Y₂O₃, La₂O₃, Yb₂O₃, Sm₂O₃, Gd₂O₃, Nd₂O₃ und Er₂O₃, als gute Kandidaten für Hochtemperaturkeramiken angesehen.
Die japanische Offenlegungsschrift (Kokai) Nr. 5-85821, veröffentlicht 1993, offenbart einen Sinterkörper, umfassend ein Seltenerdelementoxid (oder Oxide von einer Mischung von Seltenerdelementen) und Al₂O₃ und ein Verfahren zu seiner Herstellung. Bei diesem Verfahren werden ein oder mehrere Seltenerd elementoxide und Al₂O₃ gemischt und in einen Formkörper überführt, der dann bei einer geeigneten Sintertemperatur und für eine geeignete Sinterzeitdauer gesintert wird, so dass die Kristallkorngröße des Formkörpers auf weniger als 30 μm eingestellt wird und außerordentliches Kornwachstum und Poren verhindert werden, um so einen Seltenerdelementoxid/Aluminiumoxid-Sinterkörper mit hoher Festigkeit und Zähigkeit, der zuverlässig ist, bereitzustellen.
Zwar kann die Festigkeit bei Raumtemperatur durch Kontrollieren der Produktionsbedingungen und Verbesserung der Ausgangspulver beträchtlich verbessert werden; die hochtemperaturmechanischen Eigenschaften von keramischen Kompositmaterialien werden jedoch von der Struktur der Grenzfläche (Korngrenze) zwischen den Teilchen der am Aufbau beteiligten Materialien sowie von der Grenzfläche (Korngrenze) zwischen der Matrix und der Verstärkungsphase und den Kristalleigenschaften derselben stark beeinflusst. Ferner tritt bei hohen Temperaturen umso mehr Superplastizität auf, je feiner die Struktur ist. Koexistenz der feineren Struktur und der Hochtemperaturfestigkeit ist also schwierig zu erzielen.
Es besteht also Bedarf nach einem neuen Verfahren zur Herstellung eines Kompositkeramikmaterials, welches eine präzise Kontrolle der obigen Faktoren erlaubt, sowie eines neuen Kompositkeramikmaterials, welches eine neuartige Struktur und Grenzflächen- oder Korngrenzenstruktur aufweist.
Im Hinblick auf die obigen Probleme des Standes der Technik haben die betreffenden Erfinder Untersuchungen durchgeführt, um ein keramisches Kompositmaterial bereitzustellen, welches unerwartet verbesserte Hochtemperatureigenschaften aufweist.
Im Ergebnis haben die betreffenden Erfinder neuartige Kompositmaterialien erfunden, welche aus Einkristall/Einkristall-, Einkristall/Polykristall- und Polykristall/Polykristall-Phasen von einer α-Aluminiumoxidphase und einer YAG-Phase, wie in der Offenlegungsschrift der japanischen Patentanmeldung (Kokai) Nr. 7-149597 (veröffentlicht 1995) und Nr. 7-187893 (veröffentlicht 1995) offenbart, bestehen.
Die erste Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt in der Bereitstellung von – den obigen, aus einer α-Aluminiumoxid-Phase und einer YAG-Phase bestehenden Kompositmaterialien folgend – neuartigen keramischen Kompositmaterialien, bestehend aus zwei oder mehr Kristallen unterschiedlicher Komponenten oder Substanzen, wobei die Kristalle kontinuierliche dreidimensionale Netzwerke aufweisen, die ineinandergreifen, wobei die Kompositmaterialien Verunreinigungen in einer Gesamtkonzentration von nicht mehr als 1000 ppm aufweisen und eine ausgezeichnete mechanische Festigkeit und strukturelle Thermostabilität von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen, im Besonderen stark verbesserte Eigenschaften bei hohen Temperaturen zeigen.

(II) Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung werden ferner neuartige poröse keramische Materialien bereitgestellt, welche über die obigen neuartigen keramischen Kompositmaterialien gewonnen werden.

Verglichen mit Metall und organischen Materialien weisen die Keramiken solche Charakteristika auf wie: (1) thermische Eigenschaften mit einem hohen Schmelzpunkt, einem geringen Wärmeausdehnungskoeffizienten und einer geringen Wärmeleitung, (2) mechanische Eigenschaften mit hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen, hoher Härte und Sprödigkeit und (3) elektrische Eigenschaften mit kleiner elektrischer Leitfähigkeit, großer Temperaturabhängigkeit des elektrischen Widerstandes und großer dielektrischer Konstante. Beispielsweise ist Al₂O₃ chemisch stabil und hart und zeigt eine relativ hohe Festigkeit und eine hervorragende elektrische Isolierung und findet deshalb breite Verwendung in verschiedenen Anwendungen, welche Isoliermaterialien, Schleifmaterialien, Schneidwerkzeugmaterialien, IC-Schaltungsplatten, Lasermaterialien, Katalysatorträger und Biomaterialien umfassen.
Die Herstellung von keramischen Materialien erfolgt derzeit vornehmlich nach dem Pulversinterverfahren, und dadurch bedingt weisen die erzeugten Keramiken unvermeidbar in mehr oder weniger starkem Maße Poren auf. Das Pulversinterverfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass die Porosität, der Porendurchmesser und die Porengrößenverteilung dadurch eingestellt werden können, dass die Teilchengröße und die Teilchengrößenverteilung der Ausgangspulver und der Pressdruck für die Formgebung kontrolliert werden.
Die porösen Keramiken, welche einen gewissen Grad an Porosität aufweisen, können – zusätzlich zu den Eigenschaften, die dem Material der Keramiken inhärent sind – eine niedrige Dichte, eine große spezifische Oberfläche und andere Funktionen zeigen, welche aus den penetrierenden Poren resultieren. Beispielsweise ein Wärmeisolator, ein Adsorber, ein Filter usw.
In jüngerer Zeit sind eingehende Untersuchungen durchgeführt worden zur Nutzung von Keramiken, welche eine ausgezeichnete thermische Beständigkeit, chemische Beständigkeit und mechanische Eigenschaften aufweisen, durch Verbessern der Funktionen derselben auf ein extremes Niveau. Von diesen werden Keramikfilter wegen ihrer hervorragenden thermischen, mechanischen und chemischen Eigenschaften als Filter nicht nur für die Filterung von Hochtemperaturgasen, Chemikalien, Lebensmitteln und korrosiven Flüssigkeiten verwendet, sondern auch zur Entfernung von Metalloxiden aus geschmolzenen Metallen und zum Auffangen und Entfernen von radioaktiven Abfällen.
Herkömmliche Verfahren zur Erzeugung poröser Keramiken umfassen (1) ein Verfahren, bei dem eine Keramikpulverzusammensetzung mit einem anorganischen oder organischen Binder mit kontrollierter Teilchengrößenverteilung gebildet und anschließend gesintert wird, (2) ein Verfahren, bei dem ein Keramikpulver mit einem Porenbildner, bei dem es sich z. B. um ein Polymerpulver, eine organische Faser und ein Kohlenstoffpulver handeln kann, gemischt wird, die Zusammensetzung in einen Formkörper überführt und der Formkörper erhitzt wird, um das brennbare Material zu verbrennen und ein keramisches Material mit in ihm verbliebenen Poren zu erzeugen, (3) ein Verfahren, bei dem ein Schaumpolymerkörper mit einer keramischen Aufschlämmung getränkt und im Anschluss daran einer Wärmebehandlung unterzogen wird, um den Schaumpolymer zu verbrennen, (4) ein Verfahren, bei dem ein geschmolzenes Glas, umfassend zwei Phasen mit Löslichkeit und Unlöslichkeit in einem Reagens bei einer Temperatur wärmebehandelt wird, um die zwei Phasen zu bilden, gefolgt von Lösen der löslichen Phase, um Poren zu bilden, usw. Um aber die Porengröße und ihre Verteilung präzise einstellen zu können, ist das Vorhandensein eines porösen Kristalls, bei dem die Pore ein Teil des Kristalls ist, erforderlich.
Die neue Vielgestaltigkeit der Technik auf verschiedenen industriellen Gebieten macht die Anwendungen und erforderlichen Eigenschaften von porösen Materialien vielgestaltig. Besonders benötigte Eigenschaften von porösen Materialien sind gleichmäßige Verteilung der Poren bei gleichmäßiger Porengrößenverteilung sowie hohe Porosität und hohe Festigkeit. Befriedigende hohe Porositäten und hohe mechanische Festigkeiten sind jedoch mit den herkömmlichen Verfahren schwer zu erreichen.
Beispielsweise besteht ein konventionelles gesintertes Siliciumcarbid aus groben plattenförmigen Kristallen mit weniger Bindung zwischen den Kristallen, und dadurch bedingt ist die mechanische Festigkeit extrem niedrig und die plattenförmigen Kristalle können sich ablösen oder das Filter kann durch Schütteln während der Handhabung brechen. Eine poröse Keramik, welche nach dem Sinterverfahren erzeugt wird, umfasst ein Glasfluss- oder ein Tonmaterial als Binder zum Binden der jeweiligen Keramikteilchen, und deshalb zeigt das keramische Material niedrige thermische und chemische Beständigkeiten und eine geringe Biegefestigkeit von nicht mehr als ca. 200 kg/cm². Ferner wird beim Erhitzen der Binder erweicht, so dass sich die Porosität und die Porengröße leicht ändern, und die mechanische Festigkeit kann erheblich gemindert sein, da die Bindung zwischen den Teilchen schwach ist. Ferner werden ein Gewebematerial und ein filz- oder blockartiges Formteil aus einer wärmebeständigen anorganischen Faser als ein Wärmeisolator, ein Hochtemperaturkatalysatorträger, ein Filter und ein Verstärkungsglied für verschiedene Matrices aus Harz, Metall, Glas und Keramik verwendet. Doch wegen der schwachen Bindung zwischen den anorganischen Fasern können die anorganischen Fasern in die Luft fliegen und darin verteilt werden (Umweltverschmutzungsprobleme), und weil die mechanische Festigkeit niedrig ist, kann eine Wabenstruktur mit einer komplexen Gestalt nicht erzeugt werden.
Beispielsweise offenbart die Offenlegungsschrift der japanischen Patentanmeldung (Kokai) Nr. 3-232779, veröffentlicht 1991, ein Verfahren zur Herstellung eines porösen Siliciumcarbid-Sinterkörpers mit hervorragender Luftdurchlässigkeit und mechanischen Eigenschaften. Die verwendeten Ausgangssiliciumcarbidteilchen weisen eine kohlenstoffhaltige Substanz an der Oberfläche der Teilchen auf, so dass das Kornwachstum des Siliciumcarbids auf ein geeignetes Niveau eingestellt wird, um einen porösen Körper mit einer Kristallstruktur zu bilden, bei der relativ feine partikelförmige Kristalle und relativ grobe plattenförmige Kristalle nebeneinander vorliegen und die Bindung zwischen den Kristallen erhöht ist. Als eine Folge davon ist die mechanische Festigkeit verbessert.
Die Offenlegungsschrift der japanischen Patentanmeldung (Kokai) Nr. 4-31375, veröffentlicht 1992, offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines porösen wärmebeständigen Gliedes aus hochreinem Mullit. Eine wärmebeständige anorganische Faser, ein Aluminiumsalz und ein Silicidsäure-Sol werden gemischt und in Wasser dispergiert, und es wird eine Hydrolyse durchgeführt, um ein copräzipitiertes Sol eines Aluminiumsilicats in der Mischung zu bilden. Als eine Folge davon können die wärmebeständige anorganische Faser und ein Aluminiumsilicat, welches hochaktiv und hervorragend sinterfähig ist, gleichförmig gemischt und dispergiert werden, so dass ein flächenhaft geformter Körper mit einer hohen Bindung zwischen Fasern erhalten werden kann und die mechanische Festigkeit des Flächenmaterials ebenfalls verbessert ist. Es kann darum in die Form eines Wabenkörpers überführt werden.
Die Offenlegungsschrift der japanischen Patentanmeldung (Kokai) Nr. 4-65327, veröffentlicht 1992, offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten porösen keramischen Materials, umfassend einen Mullit-Whisker. Es wird beschrieben, dass der Mullit-Whisker (1) weniger glanzbildende Alkali-Verunreinigungen enthält, (2) wärmebeständig und formstabil an Luft bis zu ca. 1700°C ist und (3) einen relativ niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten aufweist. Wenn die Whisker-Kristalle beim Sintern dreidimensional miteinander verzahnt werden, werden kontinuierliche Hohlräume in dem Sinterkörper gebildet. Mit dem Mullit-Whisker oder -Nadelkristall kann ein keramisches Material mit hoher Festigkeit und hervorragenden porenbezogenen Eigenschaften, wie Porosität und Porenverteilung, durch ein einfaches Verfahren erzeugt werden, z. B. durch ein Verfahren, bei dem nur der Whisker in einen Formkörper überführt wird oder zuerst mit einer brennbaren Substanz gemischt wird, z. B. einem Polymer oder Kohlenstoffpulver, und anschließend die brennbare Substanz an Luft verbrannt wird. Im Besonderen wird nur ein nadelartiger Mullit-Kristall mit einer Länge von 1 bis 20 μm und einem Durchmesser von 0,1 bis 3 μm in die Form eines Rohres oder eines Wabenkörpers überführt durch Formpressen oder ein anderes Verfahren, gefolgt von Erhitzen an Luft bei 1500 bis 1700°C für 1 bis 5 Stunden, und es wird angegeben, dass dadurch die porösen Eigenschaften erwünscht eingestellt werden können. Ferner wird beschrieben, dass infolge Interdiffusion der Al- oder Si-Komponente in dem Mullit durch die Oberfläche der jeweiligen Kristalle bei 1500 bis 1700°C der Sintervorgang beschleunigt wird und ein Sintermittel unnötig ist, so dass die Festigkeit des porösen Körpers erhöht wird. Die Porosität und die Porengröße können über die Größe und Menge der zugemischten brennbaren Substanz erwünscht eingestellt werden. Im Ergebnis zeigte der erhaltene poröse Körper eine Porosität von 24,5%, und die Biegefestigkeit des porösen Körpers zeigte einen so hohen Wert wie 980 kg/cm² bei 1700°C. Die Eigenschaften des porösen Körpers änderten sich kaum nach Erhitzen bei 1000 bis 1650°C für einige zehn Stunden.
Dies bedeutet jedoch, dass die thermische Stabilität des porösen Körpers bestenfalls auf einem Niveau von einigen zehn Stunden bei 1650°C liegt.
Bei dem Sinterverfahren kann also zwar die Festigkeit bei Raumtemperatur durch Kontrolle der Herstellungsbedingungen oder durch die Wahl der Ausgangspulver beträchtlich verbessert werden; die mechanischen Eigenschaften eines keramischen Materials bei hohen Temperaturen werden aber durch die Struktur der Kristallkorngrenze und die kristallographischen Eigenschaften der am Aufbau beteiligten Materialien stark beeinflusst, und die hochtemperaturmechanischen Eigenschaften eines keramischen Materials sind nicht stabil oder hervorragend, solange es nach dem Sinterverfahren erzeugt wird.
Es besteht deshalb der Wunsch nach einem neuartigen Verfahren zur Herstellung eines porösen keramischen Materials, welches eine präzise Kontrolle der obenerwähnten Faktoren erlaubt, und einem porösen keramischen Material, welche eine derartige neuartige, daraus resultierende Mikrostruktur aufweist.
Der Zweck dieses zweiten Aspektes der vorliegenden Erfindung liegt in der Bereitstellung eines porösen keramischen Materials, welches sowohl eine hervorragende mechanische Festigkeit als auch eine ausgezeichnete thermische Stabilität der Mikrostruktur von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen zeigt, im Besonderen stark verbesserte Eigenschaften bei hohen Temperaturen.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein keramisches Kompositmaterial bereitgestellt, bestehend aus zwei oder mehr Kristallphasen mit unterschiedlichen Komponenten, wie in Anspruch 1 definiert.
Die zwei oder mehr Kristallphasen unterschiedlicher Komponenten, welche das keramische Kompositmaterial bilden, können diejenigen einer Kombination eines eutektischen Systems sein. Als ein Material für ein Hochtemperaturbauglied, welches bei 1400°C oder darüber langzeitig verwendet werden kann, lassen sich Kompositmaterialien nennen, welche aus zwei oder mehr Oxiden bestehen, ausgewählt aus der Gruppe, welche aus Aluminiumoxid (Al₂O₃) und Seltenerdelementoxiden (La₂O₃, CeO₂, Pr₆O₁₁, Nd₂O₃, Sm₂O₃, Gd₂O₃, Eu₂O₃, Tb₄O₇, Dy₂O₃, Ho₂O₃, Er₂O₃, Tm₂O₃, Yb₂O₃ und Lu₂O₃) besteht.
Die daraus erzeugten komplexen Oxide umfassen:
LaAlO₃, CeAlO₃, PrAlO₃, NdAlO₃, SmAlO₃, EuAlO₃, GdAlO₃, DyAlO₃, ErAlO₃, Yb₄Al₂O₉, Er₃Al₅O₁₂, 11Al₂O₃·La₂O₃, 11Al₂O₃·Nd₂O₃, 3Dy₂O₃·5Al₂O₃, 2Dy₂O₃·Al₂O₃, 11Al₂O₃·Pr₂O₃, EuAl₁₁O₁₈, 2Gd₂O₃·Al₂O₃, 11Al₂O₃·Sm₂O₃, Yb₃Al₅O₁₂, CeAl₁₁O₁₈, Er₄Al₂O₉.
Das keramische Kompositmaterial weist eine Gesamtkonzentration an Verunreinigungen in einer Höhe von nicht mehr als 1000 ppm auf, bevorzugt von nicht mehr als 700 ppm. In diesem Fall kann das keramische Kompositmaterial eine plastische Verformung nach einem Nachgeben unter einer angewandten Beanspruchung bei hohen Temperaturen zeigen. Jede Verunreinigung beträgt bevorzugt nicht mehr als 100 ppm.
Das keramische Kompositmaterial gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist gekennzeichnet durch einen erstarrten Körper, der nach einem Verfahren zur unidirektionalen Erstarrung erhalten wird.
Zum Erhalt eines bevorzugten hochreinen keramischen Kompositmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung wird vorteilhaft das Zonenschmelzverfahren eingesetzt, wobei ein Teil mit angesammelten Verunreinigungen leicht von dem Material entfernt werden kann, um das Material reiner zu machen. Nach der Reinigung kann das Verfahren zur unidirektionalen Erstarrung in Einklang mit der vorliegenden Erfindung wie im Vorstehenden beschrieben durchgeführt werden.
Gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ferner ein poröses keramisches Material bereitgestellt, bestehend aus mindestens einer Kristallphase und Poren, wobei die Kristallphase und die Poren eine unregelmäßige Gestalt aufweisen und dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend sind, wie in Anspruch 13 definiert.
Die Kristallphase kann ein Einkristall sein. Bei dieser Ausführungsform können die mechanische Festigkeit und die Mikrostruktur des porösen Keramikmaterials hervorragend thermostabil sein von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen und das poröse keramische Material kann jene Eigenschaften aufweisen, die bei hohen Temperaturen überraschend verbessert sind. Bevorzugt sind alle der Kristallphasen Einkristalle.
Der mindestens eine Kristall, welcher das poröse Keramikmaterial bildet, kann ausgewählt sein aus den Materialien, welche im Vorstehenden für das keramische Kompositmaterial gemäß dem ersten Aspekt der Erfindung beschrieben sind.
Das poröse keramische Material gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann hergestellt werden durch selektives Entfernen von mindestens einem Kristall von dem keramischen Kompositmaterial gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung. Das Entfernen eines gewählten Kristalls aus dem keramischen Kompositmaterial kann durch selektives Lösen durchgeführt werden.
DETAILBESCHREIBUNGEN DER ERFINDUNG
Keramisches Kompositmaterial
Das keramische Kompositmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung kann erhalten werden durch Kontrollieren der Bedingungen der unidirektionalen Erstarrung und stellt ein keramisches Kompositmaterial dar, welches aus zwei oder mehr Kristallphasen unterschiedlicher Komponenten besteht, wobei jede Kristallphase eine unregelmäßige Gestalt aufweist, wobei die Kristallphasen dreidimensionale kontinuierliche Strukturen aufweisen, die ineinander greifen. Ferner kann die Feinheit der Struktur des keramischen Kompositmaterials erwünscht eingestellt werden durch präzises Kontrollieren der Herstellungsbedingungen, wobei wenigstens eine Kristallphase ein Einkristall sein kann und das keramische Kompositmaterial eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien, Korngrenzen oder Grobkorn aufweisen kann.
Im Besonderen kann das keramische Kompositmaterial durch Wiederholen des Zonenschmelzverfahrens zur Verminderung der Gesamtkonzentration an Verunreinigungen auf nicht mehr als 1000 ppm, noch bevorzugter auf nicht mehr als 700 ppm, eine plastische Deformation von 0,5% oder mehr, noch bevorzugter von 0,8% oder mehr nach einem Nachgeben im Biegeversuch oder Zugversuch bei hohen Temperaturen zeigen. Hierbei bedeutet die plastische Deformation eine Verformung, welche verursacht wird durch Bewegung von Versetzungen in dem Kristall, und bedeutet nicht eine Superplastizität von einigen 100%, verursacht durch das Korngrenzengleiten oder die Teilchenrotation, die in einem feinen Polykristall auftreten, bei dem die Kristallgröße so fein gemacht wird, dass sie im Sub-μm-Bereich liegt.
In Journal of American Ceramics Society 79[5]1218–1222 (1996) wird berichtet, dass in Bezug auf die thermische Stabilität einer YAG/Al₂O₃-eutektischen Faser bei Halten der Faser bei 1460°C an Luft für 100 Stunden die Mikrostruktur der eutektischen Faser um ca. das Drei- bis Vierfache wächst und die Zugfestigkeit der Faser auf weniger als die Hälfte abnimmt. Zu den Gründen hierfür, die erwähnt werden, gehört, dass Verunreinigungen von Fe und Ca in den Bereichen detektiert wurden, wo das außerordentliche Kristallkornwachstum stattgefunden hatte. Ferner ist aus der Fotografie der Struktur der Faser in der obengenannten Schrift klar ersichtlich, dass die YAG/Al₂O₃-eutektische Faser ein Polykristall mit Kolonien ist.
Im Gegensatz dazu zeigt das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial – obgleich das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial das gleiche YAG und Al₂O₃ enthält und das Herstellungsverfahren das gleiche Erstarrungsverfahren ist wie für die obige YAG/Al₂O₃-eutektische Faser – eine ganz besonders hervorragende thermische Stabilität insofern, als bei Halten bei 1700°C, was 0,93 Tm gleichkommt (wobei Tm der Schmelzpunkt des Kompositmaterials von 1820°C ist), an Luft für 1000 Stunden die jeweiligen Kristallphasen sich nicht ändern. Dies zeigt deutlich den Vorteil der Mikrostruktur, insofern als ein keramisches Kompositmaterial aus zwei oder mehr Kristallphasen aus unterschiedlichen Komponenten besteht, wobei jede Kristallphase eine unregelmäßige Gestalt aufweist, wobei die Phasen dreidimensionale kontinuierliche Strukturen, welche ineinander greifen, aufweisen, sowie den Vorteil der hochgradigen Reinigung.
Das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial besteht aus zwei oder mehr Kristallphasen unterschiedlicher Komponenten mit dreidimensionalen kontinuierlichen Strukturen, welche ineinander greifen.
Die jeweiligen Kristallphasen sind von unterschiedlichen Komponenten gebildet. Das heißt, die Zusammensetzungen der jeweiligen Kristallphasen sind verschieden voneinander und jede Kristallphase hat nur eine Zusammensetzung über die gesamte Phase. Die Kristallphase kann ein Einkristall oder ein Polykristall sein.
Die Größe der Struktur der jeweiligen Kristallphasen kann durch Verändern der Abkühlrate, die eine der Bedingungen der unidirektionalen Erstarrung darstellt, gesteuert werden; typisch beträgt sie jedoch 1 bis 30 μm. Hierbei ist die Größe der Struktur einer Kristallphase definiert als die Länge der kurzen Achse der Struktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung. Ferner ist die Struktur als gleichmäßig definiert, wenn Kolonien oder Poren nicht gegenwärtig sind.
Wenn zum Beispiel eine Kombination von Al₂O₃ und Gd₂O₃ verwendet wird, dann kann, weil der eutektische Kristall bei 78 mol-% Al₂O₃ und 22 mol-% Gd₂O₃ gebildet wird, ein keramisches Kompositmaterial, bestehend aus einer Al₂O₃-Phase und einer GdAlO₃-Phase mit einer Perowskit-Struktur als ein komplexes Oxid von Al₂O₃ und Gd₂O₃ erhalten werden. Bei dem erfindungsgemäßen keramischen Kompositmaterial kann das Verhältnis zwischen der Al₂O₃- und der GdAlO₃-Phase in einem Bereich von ca. 20 bis 80 Vol.-% der Al₂O₃-Phase und ca. 80 bis 20 Vol.-% der GdAlO₃-Phase variiert werden durch Kontrollieren des Verhältnisses zwischen den Ausgangsmaterialien der Al₂O₃- und Gd₂O₃-Pulver.
Die anderen Oxide mit Perowskit-Struktur umfassen LaAlO₃, CeAlO₃, PrAlO₃, NdAlO₃, NdAlO₃, SmAlO₃, EuAlO₃ und DyAlO₃. Wenn eines dieser Oxide am Aufbau des erfindungsgemäßen keramischen Kompositmaterials beteiligt ist, dann wird die Struktur feiner und es kann ein keramisches Kompositmaterial erhalten werden, welches eine hohe mechanische Festigkeit von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen zeigt.
Ferner kann für das poröse keramische Material nach Anspruch 13 eine Kombination von Al₂O₃ und Y₂O₃ verwendet werden. Weil der eutektische Kristall bei 82 mol-% Al₂O₃ und 18 mol-% Y₂O₃ gebildet wird, kann ein keramisches Kompositmaterial, bestehend aus einer Al₂O₃-Phase und einer Y₃Al₅O₁₂-Phase mit einer Granat-Struktur als ein komplexes Oxid von Al₂O₃ und Y₂O₃ erhalten werden. Bei dem erfindungsgemäßen keramischen Kompositmaterial kann das Verhältnis zwischen der Al₂O₃- und der Y₃Al₅O₁₂-Phase in einem Bereich von ca. 20 bis 80 Vol.-% der Al₂O₃-Phase und ca. 80 bis 20 Vol.-% der Y₃Al₅O₁₂-Phase variiert werden durch Kontrollieren des Verhältnisses zwischen den Ausgangsmaterialien der Al₂O₃- und Gd₂O₃-Pulver. Die anderen Oxide mit Granat-Struktur umfassen Y₃Al₅O₁₂, Er₃Al5O₁₂, Dy₃Al₅O₁₂ und Yb₃Al₅O₁₂. Wenn eines dieser Oxide am Aufbau des erfindungsgemäßen keramischen Kompositmaterials beteiligt ist, dann kann ein keramisches Kom positmaterial mit hoher Kriechfestigkeit erhalten werden. Wenn zum Beispiel eine Kombination von Al₂O₃ und Er₂O₃ verwendet wird, dann kann, weil der eutektische Kristall bei 81,1 mol-% Al₂O₃ und 18,9 mol-% Er₂O₃ gebildet wird, ein keramisches Kompositmaterial, bestehend aus einer Al₂O₃-Phase und einer Er₃Al₅O₁₂-Phase mit einer Granat-Struktur als ein komplexes Oxid von Al₂O₃ und Y₂O₃ erhalten werden.
Das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial kann nach dem folgenden Verfahren bereitgestellt werden.
Zunächst werden zwei oder mehr keramische Pulver gemischt, wobei das Verhältnis zwischen ihnen so gewählt wird, dass ein keramisches Kompositmaterial mit einer gewünschten Zusammensetzung gebildet wird. Hinsichtlich des Mischverfahrens bestehen keine besonderen Beschränkungen; es kann ein Trocken- oder ein Nassmischverfahren verwendet werden. Das Medium beim Nassmischen ist im Allgemeinen Alkohol, z. B. Methanol und Ethanol. Das gemischte Pulver wird dann in einem bekannten Ofen, zum Beispiel in einem Lichtbogenschmelzofen, auf eine Temperatur erhitzt, bei der die Ausgangspulver geschmolzen werden, z. B. 1900 bis 2000°C im Falle von Al₂O₃ und Er₂O₃.
Das geschmolzene Material wird in einen Tiegel überführt und einer unidirektionalen Erstarrung unterworfen. Alternativ kann das geschmolzene Material einmal erstarren gelassen und pulverisiert werden und das pulverisierte Material dann in einen Tiegel eingebracht und einer unidirektionalen Erstarrung unterworfen werden. Auf diese Weise wird das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial erzeugt.
Bei einem weiteren alternativen Verfahren kann das geschmolzene Material in einen Tiegel gegossen werden, der auf eine vorgegebene Temperatur erhitzt wird, und dann unter der kontrollierten Bedingung abgekühlt werden, wobei die Abkühlrate kontrolliert wird, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
Die Verringerung der Konzentration an Verunreinigungen kann durch Zonenschmelzen geschehen, bevorzugt durch wiederholtes Zonenschmelzen. Eine bevorzugte Reinigungsmethode besteht darin, dass nach Erhalt eines erstarrten Körpers durch eine unidirektionale Erstarrung in einem Tiegel der erstarrte Körper sodann einem wiederholten Zonenschmelzen ausgesetzt wird. Selbstverständlich kann alternativ der Ausgangsstab, der bei diesem wiederholten Zonenschmelzen verwendet wird, ein Sinterkörper sein. Bei dem Zonenschmelzen kann jedoch auf Grund dessen, dass Verunreinigungen sich in einem Endbereich des Körpers ansammeln können, der Körper leicht gereinigt werden durch einfaches Entfernen dieses Bereichs mit angesammelten Verunreinigungen, und dieses gereinigte Material kann bevorzugt als Ausgangsmaterial für die unidirektionale Erstarrung verwendet werden.
Während des Schmelzens und Erstarrens ist der Atmosphärendruck üblicherweise nicht höher als 40 kPa (300 Torr), bevorzugt nicht höher als 0,13 Pa (10^–3 Torr). Die Geschwindigkeit, mit der ein Tiegel während der unidirektionalen Erstarrung bewegt wird, d. h. die Wachstumsrate des keramischen Kompositmaterials, beträgt üblicherweise nicht mehr als 200°C/h, bevorzugt 1 bis 160°C/h, noch bevorzugter 10 bis 140°C/h. Die tatsächliche Geschwindigkeit, mit der ein Tiegel während der unidirektionalen Erstarrung bewegt wird, kann typisch bei nicht mehr als 500 mm/h, bevorzugt 1 bis 20 mm/h liegen.
Die übrigen Bedingungen, welche von dem Atmosphärendruck und der Tiegelbewegungsgeschwindigkeit verschieden sind, können die gleichen sein wie für bekannte Verfahren.
Wenn der obengenannte Atmosphärendruck oder die obengenannte Tiegelbewegungsgeschwindigkeit außerhalb des obenerwähnten Bereichs liegt, ist es schwierig, einen Einkristall wachsen zu lassen und ein Kompositmaterial zu erhalten, welches eine hervorragende mechanische Festigkeit bei hohen Temperaturen aufweist.
Die Vorrichtung zur undirektionalen Erstarrung kann eine bekannte Vorrichtung sein. So ist z. B. in einer solchen Vorrichtung ein Tiegel in einem vertikalen zylindrischen Behälter angeordnet und in der vertikalen Richtung beweglich, eine Induktionsspule zum Erhitzen ist um den zentralen Bereich des zy lindrischen Behälters angeordnet, und es ist eine Vakuumpumpe bereitgestellt zum Evakuieren des Inneren des Behälters.
Das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial weist unerwartet verbesserte Hochtemperaturfestigkeit und strukturelle Thermostabilität auf und zeigt hervorragende Eigenschaften bei Temperaturen oberhalb 1500°C, bevorzugt oberhalb 1600°C an Luft und ist deshalb außerordentlich nützlich als Glied für eine Turbinenschaufel eines Strahltriebwerks oder einer Energieerzeugungsturbine und eine Vorrichtung zum Messen von Hochtemperatureigenschaften von verschiedenen Hochtemperaturmaterialien usw.
Ferner kann das erfindungsgemäße keramische Kompositmaterial in zahlreichen Anwendungen von Nutzen sein, bei denen Oxidkeramiken wie Al₂O₃ im praktischen Einsatz sind. Derartige Anwendungen umfassen Hochtemperaturmaterialien, wie Wärmetauscherglieder, Schmelzofenmaterialien, Nuklearofenmaterialien und Brennstoffzellenmaterialien; abrasionsresistente Glieder, Schneidwerkzeugglieder, korrosionsbeständige Materialien, supraleitende Glieder, Materialien für magnetische Tieftemperaturkühler, Isolatorglieder, phosphoreszierende Materialien, Röntgensensibilisatoren, Laserelemente, dielektrische Elemente, Materialien mit positivem Temperaturkoeffizienten (PTC), Kondensatoren, Varistoren und andere elektronische Vorrichtungen, optische Linsen, Katalysatorträger und viele andere Anwendungen.
Poröses keramisches Material
Das poröse keramische Material gemäß der vorliegenden Erfindung kann erhalten werden, indem zuerst ein keramisches Kompositmaterial gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wie im Vorstehenden beschrieben gewonnen wird und dann selektiv mindestens eine Kristallphase von dem keramischen Kompositmaterial entfernt wird, um dreidimensional kontinuierliche Poren zu hinterlassen, wo die wenigstens eine Kristallphase entfernt wird.
Wie im Vorstehenden beschrieben, kann das keramische Kompositmaterial erhalten werden durch Kontrollieren der Bedingungen der unidirektionalen Erstarrung und stellt ein keramisches Material dar, bei dem Kristallphasen unterschiedlicher Komponenten, welche eine unregelmäßige Gestalt aufweisen, dreidimensionale kontinuierliche Strukturen sind, die ineinander greifen. Ferner kann die Feinheit der Struktur des keramischen Kompositmaterials erwünscht eingestellt werden durch präzises Kontrollieren der Herstellungsbedingungen, wobei wenigstens eine Kristallphase ein Einkristall sein kann und das keramische Kompositmaterial eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien, Korngrenzen oder Grobkorn aufweisen kann.
Im Besonderen ist eine Gesamtkonzentration von Verunreinigungen von nicht mehr als 1000 ppm, noch bevorzugter von nicht mehr als 700 ppm vorzuziehen, weil das keramische Kompositmaterial eine plastische Deformation von 0,5% oder mehr, noch bevorzugter 0,8% oder mehr nach einem Nachgeben im Biegeversuch oder Zugversuch bei hohen Temperaturen zeigen kann, wie im Vorstehenden beschrieben.
Von dem keramischen Kompositmaterial gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird durch Entfernen wenigstens einer am Aufbau des Kompositmaterials beteiligten Kristallphase von dem keramischen Kompositmaterial ein erfindungsgemäßes poröses keramisches Material gewonnen.
Das Verfahren zum Entfernen von wenigstens einer Kristallphase unterliegt keinen besonderen Beschränkungen und kann ein Verfahren sein zum Herauslösen einer löslichen Komponente mit einem Reagens, um Poren zu hinterlassen, oder ein Verfahren der Reduktionsentfernung mit einem CO-Gas oder einem anderen reduzierenden Gas, oder ein beliebiges anderes Verfahren. Beispielsweise wird ein keramisches Kompositmaterial, bestehend aus α-Al₂O₃ und GaAlO₃, YAG oder Er₃Al₅O₁₂, in eine wässrige Lösung einer Mischung von Salpeter- und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht und das α-Al₂O₃ wird selektiv entfernt. Nach einer gewissen Zeitspanne erhält man nur einen GdAlO₃-, YAG- oder Er₃Al₅O₁₂-Kristall mit einer dreidimensionalen kontinuierlichen Netzwerkstruktur. Als Resultat wird durch Entfernen des α-Al₂O₃ das gleiche Volumen zu einem Porenvolumen, welches eine unregelmäßige Größe und Gestalt aufweist und dreidimensional kontinuierlich ist und eine Netzwerkstruktur aufweist. Durch Verändern der Tauchbedingungen in der wässrigen Lösung, z. B. der Reagenzien, Zeit, Temperatur und Konzentration, ist ein selektives Entfernen eines der Kristalle möglich. Ferner kann, falls gewünscht, ein keramisches Material erzeugt werden, welches Poren nur in einem Teil, der von der Oberfläche bis zu einer gewissen Tiefe reicht, aufweist. In diesem Fall kann das resultierende poröse keramische Material eine Struktur aufweisen, derart, dass das Innere des Materials aus zwei oder mehr Kristallphasen besteht, z. B. einem Metalloxid und einem komplexen Oxid von zwei oder mehr Metallen, und die Oberflächenschicht aus mindestens einer Kristallphase und Poren besteht.
Das erfindungsgemäße poröse keramische Material zeigt eine hervorragende mechanische Festigkeit und Thermostabilität von Raumtemperatur bis zu hohen Temperaturen. Daher kann das poröse keramische. Material geeignet Verwendung finden als Konstruktionsmaterial und verschiedene Funktionsmaterialien, wie Filter, Verstärkungsmaterialien für Metalle oder Keramik, Katalysatorträger und Thermoisolatoren.
KURZBESCHREIBUNG DER FIGUREN
1 und sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen
2 Kompositmaterials von Beispiel 1 zeigen;
3 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Zugversuch des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 1;
4 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials vor dem Biegeversuch in Beispiel 1 zeigt;
5 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials nach dem Biegeversuch in Beispiel 1 zeigt;
6 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 1 zeigt;
7 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Biegeversuch des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 1;
8 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 2 zeigt;
9 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Biegeversuch des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 2;
10 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 2 zeigt;
11 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Biegeversuch des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 2;
12 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 3 zeigt;
13 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Biegeversuch des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 3;
14 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 3 zeigt;
15 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Biegeversuch des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 3;
16 und 17 sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 4 zeigen;
18 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Zugversuch des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 4;
19 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials vor dem Biegeversuch in Beispiel 4 zeigt;
20 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials nach dem Biegeversuch in Beispiel 4 zeigt;
21 und 22 sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 4 zeigen;
23 ist die Spannungs-Verformungs-Kurve im Biegeversuch des keramischen Kompositmaterials von Vergleichsbeispiel 4;
24 und 25 sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 5 zeigen;
26 und 27 sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 6 zeigen;
28A und 28B sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 7 zeigen, wobei 28B eine vergrößerte Darstellung eines Bereichs von 28A darstellt;
29A und 29B sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 8 zeigen, wobei 29B eine vergrößerte Darstellung eines Bereichs darstellt, der durch den Pfeil in 29A angegeben ist;
30A und 30B sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 9 zeigen, wobei 30B eine vergrößerte Darstellung eines Bereichs darstellt, der durch den Pfeil in 30A angegeben ist;
31 ist eine REM-Aufnahme, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 10 zeigt; und
32A und 32B sind REM-Aufnahmen, welche die Struktur des keramischen Kompositmaterials von Beispiel 10 zeigen, wobei 32B eine vergrößerte Darstellung eines Bereichs darstellt, der durch den Pfeil in 32A angegeben ist.
BEISPIELE
Beispiel 1
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Gd₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 78,0/22,0 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1850 bis 1950°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 60°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
Der erstarrte Körper mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 50 mm wurde aus dem Molybdän-Tiegel entnommen und sodann dem Zonenschmelzverfahren unterworfen, wobei eine Halogenlampe als Lichtquelle verwendet wurde, bei einer Absenkungsgeschwindigkeit des erstarrten Körpers von 20 mm/h und einer Rotationsgeschwindigkeit von 5 U/min.
Nach dem Zonenschmelzen wurde ein oberer Teil von 5 mm Länge mit konzentrierten Verunreinigungen von dem resultierenden erstarrten Körper entfernt.
Der erhaltene erstarrte Körper und die Ausgangspulver wurden einer ICP-Analyse unterworfen. Die Resultate zeigt Tabelle 1. Die Ausgangspulver enthielten einige Verunreinigungen in der Größenordnung von ca. 200 ppm, aber nach dem wiederholten Zonenschmelzen war jeder der Verunreinigungslevel auf 100 ppm oder weniger vermindert.
Tabelle 1
Der so gereinigte erstarrte Körper wurde überführt in einen Molybdän-Tiegel bei dem Atmosphärendruck von 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr), und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1850 bis 1950°C aufgeheizt, um das eingebrachte Material zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass das geschmolzene Material mit einer Abkühlrate von 60°C/h abgekühlt wurde, um einen erstarrten Körper durch unidirektionale Erstarrung zu erhalten.
1 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine GdAlO₃-Phase und der schwarze Bereich eine α-Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 1 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden nur ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Einkristall.
Der erstarrte Körper wurde dann in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen. 2 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme des so erhaltenen erstarrten Körpers, der nur aus der GdAlO₃-Phase besteht, die dreidimensional kontinuierlich war.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Einkristall, die dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren.
Tabelle 2 zeigt die mechanische Festigkeit des keramischen Kompositmaterials. Die in Tabelle 2 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei 1600°C an Luft gemessen wird.
3 zeigt die Verschiebungskurve des Biegeversuchs in Längsrichtung bei 1600°C. Aus 3 ist ersichtlich, dass das Kompositmaterial eine hohe Streckgrenze von 700 MPa zeigte und dass es nach einem Nachgeben nicht brach, sondern plastische Verformung zeigte.
4 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur des erstarrten Körpers vor dem Biegeversuch, und 5 zeigt dieselbe nach dem Biegeversuch bei 1600°C. Die Aufnahmen zeigen, dass die α-Al₂O₃- und die GdAlO₃-Phase plastisch verformt waren. Tabelle 2

Beispiel Nr. Biegefestigkeit bei 1600°C (MPa)

Beispiel 1 700

Vergl.-Bsp. 1 600

Vergl.-Bsp. 2 650
Vergleichsbeispiel 1
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein G₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 78,0/22,0 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugel mühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1850 bis 1950°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 300°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
6 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine GdAlO₃-Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 6 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine ungleichmäßige Struktur mit Kolonien und Korngrenzen aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebene von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Polykristall und einem GdAlO₃-Polykristall.
Tabelle 2 zeigt die mechanische Festigkeit dieses keramischen Kompositmaterials. Die in Tabelle 2 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch den Dreipunktbiegeversuch bei 1600°C an Luft gemessen wird.
7 zeigt die Spannungs-Verformungskurve des Biegeversuchs bei 1600°C. Aus 7 ist ersichtlich, dass das Kompositmaterial eine hohe Streckgrenze von 600 MPa zeigte, aber nach einem Nachgeben brach, ohne plastische Deformation zu zeigen.
Vergleichsbeispiel 2
Das Verfahren von Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch die Reinigungsbehandlung durch das Zonenschmelzverfahren nicht durchgeführt wurde und der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt wurde, dass die Abkühlrate 60°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
8 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine GdAlO₃-Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 8 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden nur ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Einkristall.
Tabelle 2 zeigt die mechanische Festigkeit dieses keramischen Kompositmaterials. Die in Tabelle 2 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei 1600°C an Luft gemessen wird.
9 zeigt die Spannungs-Verformungskurve des Biegeversuchs bei 1600°C. Aus 9 ist ersichtlich, dass das Kompositmaterial eine hohe Streckgrenze von 650 MPa zeigte, aber spröd brach, wie aus der Kurve von 9 zu sehen ist.
Beispiel 2
Das Verfahren von Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch die Abkühlrate 100°C/h betrug, wodurch ein erstarrter Körper erhalten wurde.
10 ist eine REM-Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine GdAlO₃-Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 8 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Polykristall.
Tabelle 3 zeigt die mechanische Festigkeit dieses keramischen Kompositmaterials. Die in Tabelle 3 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei 1650°C an Luft gemessen wird.
11 zeigt die Spannungs-Verformungskurve des Biegeversuchs bei 1650°C. Aus 11 ist ersichtlich, dass das Kompositmaterial eine hohe Streckgrenze von ca. 700 MPa zeigte und nach einem Nachgeben nicht brach, sondern eine plastische Deformation zeigte. Tabelle 3

Beispiel Nr. Biegefestigkeit bei 1650°C (MPa)

Beispiel 2 700

Beispiel 3 780

Vergl.-Bsp. 3 580
Beispiel 3
Das Verfahren von Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch die Abkühlrate 140°C/h betrug, wodurch ein erstarrter Körper erhalten wurde.
12 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine GdAlO₃-Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 8 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Polykristall.
Tabelle 3 zeigt die mechanische Festigkeit dieses keramischen Kompositmaterials. Die in Tabelle 3 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei 1650°C an Luft gemessen wird.
13 zeigt die Spannungs-Verformungskurve des Biegeversuchs bei 1650°C. Aus 13 ist ersichtlich, dass das Kompositmaterial eine hohe Streckgrenze von ca. 780 MPa zeigte und nach einem Nachgeben nicht brach, sondern eine plastische Verformung zeigte.
Vergleichsbeispiel 3
Das Verfahren von Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch die Abkühlrate 180°C/h betrug, wodurch ein erstarrter Körper erhalten wurde.
14 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine GdAlO₃-Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 14 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine ungleichmäßige Struktur mit Kolonien und Korngrenzen aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Polykristall und einem GdAlO₃-Polykristall.
Tabelle 3 zeigt die mechanische Festigkeit dieses keramischen Kompositmaterials. Die in Tabelle 3 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei 1650°C an Luft gemessen wird.
15 zeigt die Spannungs-Verformungskurve des Biegeversuchs bei 1650°C. Aus 15 ist ersichtlich, dass das Kompositmaterial eine hohe Streckgrenze von ca. 580 MPa zeigte, dass es aber nach einem Nachgeben brach, ohne plastische Deformation zu zeigen.
Beispiel 4
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Y₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 82,0/18,0 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 50°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
Der erstarrte Körper mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 50 mm wurde aus dem Molybdän-Tiegel entnommen und sodann dem Zonenschmelzverfahren unterworfen, wobei eine Halogenlampe als Lichtquelle ver wendet wurde, bei einer Absenkungsgeschwindigkeit des erstarrten Körpers von 10 mm/h und einer Rotationsgeschwindigkeit von 2 U/min.
Nach dem Zonenschmelzen wurde ein oberer Teil von 5 mm Länge mit konzentrierten Verunreinigungen von dem resultierenden erstarrten Körper entfernt.
Der erhaltene erstarrte Körper und die Ausgangspulver wurden einer ICP-Analyse unterworfen. Die Resultate zeigt Tabelle 4. Die Ausgangspulver enthielten einige Verunreinigungen in der Größenordnung von ca. 200 ppm, aber nach dem wiederholten Zonenschmelzen war jeder der Verunreinigungslevel auf 100 ppm oder weniger vermindert.
Tabelle 4
Der so gereinigte erstarrte Körper wurde überführt in einen Molybdän-Tiegel bei dem Atmosphärendruck von 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr), und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das eingebrachte Material zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass das geschmolzene Material mit einer Abkühlrate von 50°C/h abgekühlt wurde, um einen erstarrten Körper durch unidirektionale Erstarrung zu erhalten.
16 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine YAG-(Yttrium-Aluminium-Granat-)Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 16 wurde bes tätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden nur ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von YAG beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem YAG-Einkristall.
Nur die α-Al₂O₃-Phase wurde von dem erstarrten Körper entfernt, wobei wie in Beispiel 1 verfahren wurde. 17 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme des so erhaltenen erstarrten Körpers, welcher nur aus der YAG-Phase besteht, die dreidimensional kontinuierlich war.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einer α-Al₂O₃-Einkristall- und einer YAG-Einkristallphase, die dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren.
Tabelle 5 zeigt die Zugfestigkeit des keramischen Kompositmaterials an Luft bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis 1750°C. Die Richtung der auf die Probe angewandten Spannung war parallel zur Richtung der unidirektionalen Erstarrung.
18 zeigt die Temperaturabhängigkeit der Spannungs-Verformungs-Kurve des Zugversuchs. Aus 18 ist ersichtlich, dass das α-Al₂O₃/YAG-Kompositmaterial Sprödbruch bis 1600°C zeigte; dass bei 1650°C oder darüber ein Nachgeben auftrat, wobei eine plastische Verformung deutlich zu ersehen ist; und dass das Kompositmaterial eine Dehnung von ca. 10% bei 1700°C zeigte. 19 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur des erstarrten Körpers parallel zu der angewandten Spannung nach dem Zugversuch bei 1650°C.
20 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme eines Schnitts des Probekörpers, der im Zugversuch bei 1700°C brach.
Aufgrund dieser Aufnahmen wurde angenommen, dass das nach dem Verfahren zur gerichteten Erstarrung erzeugte α-Al₂O₃/YAG-Kompositmaterial eine plastische Deformation bei 1650°C oder darüber zeigte und die Streckspannung 200 MPa betrug. Tabelle 5

Prüftemperatur (°C) Zugfestigkeit (MPa)

Raumtemperatur 200

1600 230

1650 200

1700 160

1750 130
Vergleichsbeispiel 4
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Y₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 82,0/18,0 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 50°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
Der erhaltene erstarrte Körper und die Ausgangspulver wurden einer ICP-Analyse unterworfen. Die Resultate sind in Tabelle 6 gezeigt. Die Ausgangspulver enthielten einige Verunreinigungen in der Größenordnung von ca.
200 ppm, wobei jedoch jeder der Verunreinigungslevel in gewissem Umfang gesenkt wurde.
Tabelle 6
21 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine YAG-Phase und der schwarze Bereich eine α-Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 21 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden nur ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von YAG beobachtet.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem αAl₂O₃-Einkristall und einem YAG-Einkristall, welche dreidimensional kontinuierlich und in komplexer Weise ineinandergreifend waren.
Tabelle 7 zeigt die Zugfestigkeit des keramischen Kompositmaterials an Luft bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis 1750°C. Die Richtung der auf die Probe angewandten Spannung war parallel zur Richtung der unidirektionalen Erstarrung.
23 zeigt die Temperaturabhängigkeit der Spannungs-Verformungskurve des Zugversuchs. Aus 23 ist ersichtlich, dass das α-Al₂O₃/YAG-Kompositmaterial Sprödbruch von Raumtemperatur bis 1750°C zeigte. Tabelle 7

Prüftemperatur (°C) Zugfestigkeit (MPa)

Raumtemperatur 250

1600 280

1650 200

1700 170

1750 140
Beispiel 5
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Er₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 81,1/18,9 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 50°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
Der erstarrte Körper mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 50 mm wurde aus dem Molybdän-Tiegel entnommen und sodann dem Zonenschmelzverfahren unterworfen, wobei eine Halogenlampe als Lichtquelle verwendet wurde, bei einer Absenkungsgeschwindigkeit des erstarrten Körpers von 10 mm/h und einer Rotationsgeschwindigkeit von 2 U/min.
Nach dem Zonenschmelzen wurde ein oberer Teil von 5 mm Länge mit konzentrierten Verunreinigungen von dem resultierenden erstarrten Körper entfernt.
Der erhaltene erstarrte Körper und die Ausgangspulver wurden einer ICP-Analyse unterworfen. Die Resultate zeigt Tabelle 8. Die Ausgangspulver enthielten einige Verunreinigungen in der Größenordnung von ca. 200 ppm, wobei jedoch nach dem wiederholten Zonenschmelzen jeder der Verunreinigungslevel auf 100 ppm oder weniger vermindert war.
Tabelle 8
Der so gereinigte erstarrte Körper wurde überführt in einen Molybdän-Tiegel bei dem Atmosphärendruck von 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr), und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das eingebrachte Material zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass das geschmolzene Material mit einer Abkühlrate von 50°C/h abgekühlt wurde, um einen erstarrten Körper durch unidirektionale Erstarrung zu erhalten.
24 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der helle Bereich eine Er₃Al₅O₁₂-Phase und der dunkle Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 24 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden nur ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von Er₃Al₅O₁₂ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem Er₃Al₅O₁₂-Einkristall.
Nur die α-Al₂O₃-Phase wurde von dem erstarrten Körper entfernt, wobei wie in Beispiel 1 verfahren wurde. 25 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme des so erhaltenen erstarrten Körpers, bestehend nur aus der Er₃Al₅O₁₂-Phase, die dreidimensional kontinuierlich war.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem Er₃Al₅O₁₂-Einkristall, die dreidimensional kontinuierlich und in komplexer Weise ineinandergreifend waren.
Im Zugfestigkeitsversuch des keramischen Kompositmaterials an Luft bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis 1800°C zeigte das durch die unidirektionale Erstarrung erzeugte α-Al₂O₃/Er₃Al₅O₁₂-Kompositmaterial eine plastische Deformation bei 1650°C oder darüber, ähnlich dem α-Al₂O₃/YAG-Kompositmaterial von Beispiel 4.
Vergleichsbeispiel 6
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Y₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 82,0/18,0 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 50°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
Der erstarrte Körper mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 50 mm wurde aus dem Molybdän-Tiegel entnommen und sodann dem Zonenschmelzverfahren unterworfen, wobei eine Halogenlampe als Lichtquelle verwendet wurde, bei einer Absenkungsgeschwindigkeit des erstarrten Körpers von 10 mm/h und einer Rotationsgeschwindigkeit von 2 U/min.
Nach dem Zonenschmelzen wurde ein oberer Teil von 5 mm Länge mit konzentrierten Verunreinigungen von dem resultierenden erstarrten Körper entfernt.
Der erhaltene erstarrte Körper und die Ausgangspulver wurden einer ICP-Analyse unterworfen. Die Resultate zeigt Tabelle 4. Die Ausgangspulver enthielten einige Verunreinigungen in der Größenordnung von ca. 200 ppm, wobei jedoch nach dem wiederholten Zonenschmelzen jeder der Verunreinigungslevel auf 100 ppm oder weniger vermindert war.
Der so gereinigte erstarrte Körper wurde überführt in einen Molybdän-Tiegel bei dem Atmosphärendruck von 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr), und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das eingebrachte Material zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass das geschmolzene Material mit einer Abkühlrate von 50°C/h abgekühlt wurde, um einen erstarrten Körper durch unidirektionale Erstarrung zu erhalten.
26 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der weiße Bereich eine YAG-Phase und der schwarze Bereich eine Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 26 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen, nachdem der erstarrte Körper bei 1700°C an Luft für 1000 Stunden erhitzt worden war, wobei die 1700°C zu 0,93 Tm korrespondieren (wobei Tm für den Schmelzpunkt dieses Materials in Höhe von 1820°C steht). Tabelle 9 zeigt die Biegefestigkeit des keramischen Kompositmaterials vor und nach der obigen Wärmebehandlung. Tabelle 9

Biegefestigkeit bei 1700°C

Vor der Wärmebehandlung 520 MPa

Nach der Wärmebehandlung 525 MPa
Wie aus diesen Ergebnissen ersichtlich, zeigte das nach dem unidirektionalen Erstarrungsverfahren erzeugte α-Al₂O₃/YAG-Kompositmaterial eine ganz besonders hervorragende Mikrostrukturstabilität bei so hohen Temperaturwerten wie 1700°C und zeigte im Wesentlichen keine Gewichtsänderung vor und nach der Wärmebehandlung.
Beispiel 7
Dieses Beispiel folgte Beispiel 1. Wie in der REM-Aufnahme von 1 gezeigt, hatte der in Beispiel 1 erzeugte erstarrte Körper eine gleichförmige Mikrostruktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume. Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben zeigte, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Einkristall.
Dieser in Beispiel 1 erzeugte erstarrte Körper wurde dann für 20 Stunden in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen. Die 28A und 28B zeigen REM-Aufnahmen des so erhaltenen erstarrten Körpers, der nur aus der GdAlO₃-Phase besteht. 28A ist eine perspektivi sche Darstellung eines Probekörpers von rechteckiger Gestalt, gesehen aus einer Eckrichtung, und 28B ist eine vergrößerte Darstellung von 28A. 28B zeigt deutlich, dass die Struktur, bestehend aus der GdAlO₃-Phase und den Poren, welche ineinandergreifen, eine dreidimensionale Struktur ist.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Einkristall, die dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren, und nach der Entfernung von α-Al₂O₃ ein poröses einkristallines GdAlO₃-Keramikmaterial war mit einer Netzwerkstruktur, in der die GdAlO₃-Phase dreidimensional kontinuierlich war.
Tabelle 10 zeigt die mechanische Festigkeit und Porosität dieses porösen keramischen Materials. Die in Tabelle 10 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei Raumtemperatur in Argon und bei 1950°C in Luft gemessen wird. Das poröse keramische Material des vorliegenden Beispiels hatte selbst bei 1950°C eine hohe Biegefestigkeit von 250 MPa, obgleich es eine hohe Porosität von 60% aufwies. Ferner waren die Porosität und Biegefestigkeit des Materials nach Wärmebehandlung in Luft bei 1800°C für 100 Stunden nicht verändert.
Tabelle 10
Beispiel 8
Dieses Beispiel folgte Beispiel 2, bei dem die Abkühlrate 100°C/h betrug. Wie in der REM-Aufnahme von 10 gezeigt, hatte der in Beispiel 2 erzeugte erstarrte Körper eine gleichförmige Mikrostruktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume. Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben zeigte, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Polykristall.
Dieser in Beispiel 2 erzeugte erstarrte Körper wurde dann für 20 Stunden in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen. Die 29A und 29B zeigen REM-Aufnahmen des so erhaltenen erstarrten Körpers, der nur aus der GdAlO₃-Phase besteht. 29A ist eine perspektivische Darstellung eines Probekörpers von rechteckiger Gestalt, gesehen aus einer Eckrichtung, und 29B ist eine vergrößerte Darstellung des durch den Pfeil in 29A bezeichneten Bereichs. 29B zeigt deutlich, dass die Struktur, bestehend aus der GdAlO₃-Phase und den Poren, welche ineinandergreifen, eine dreidimensionale Struktur ist.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem GdAlO₃-Polykristall, die dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren, und nach der Entfernung von α-Al₂O₃ ein poröses polykristallines GdAlO₃-Keramikmaterial war mit einer Netzwerkstruktur, in der die GdAlO₃-Phase dreidimensional kontinuierlich war.
Tabelle 10 zeigt die mechanische Festigkeit und Porosität dieses porösen keramischen Materials. Die in Tabelle 10 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei Raumtemperatur in Argon und bei 1950°C in Luft gemessen wird. Das poröse keramische Material des vorliegenden Beispiels hatte eine hohe Biegefestigkeit von 200 MPa bei 1950°C, obwohl es eine hohe Porosität von 58% aufwies. Ferner waren die Porosität und die Biegefestigkeit des Materials nach Wärmebehandlung in Luft bei 1800°C für 100 Stunden nicht verändert.
Vergleichsbeispiel 5
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Gd₂O₃-Pulver wurden im gleichen Verhältnis wie in Beispiel 7 durch Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Me dium gemischt. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in ein Graphit-Formwerkzeug überführt und gesintert, unter Pressen bei einem Druck von 500 kg/mm², einer Temperatur von 1680°C und unter einem Atmosphärendruck von 1,33 Pa (10^–2 Torr) für 2 Stunden.
Bei der Röntgenbeugungsuntersuchung des gesinterten Körpers wurden Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von GdAlO₃ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der gesinterte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus einem α-Al₂O₃-Polykristall und einem GdAlO₃-Polykristall.
Der Sinterkörper wurde dann für 20 Stunden in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen.
Tabelle 11 zeigt die mechanische Festigkeit des so erhaltenen porösen gesinterten GdAlO₃-Materials, welches nur aus der GdAlO₃-Phase bestand. Die in Tabelle 11 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung in Luft bei Raumtemperatur gemessen wird. Die mechanische Festigkeit beträgt nur 35 MPa. Die Biegefestigkeit bei 1950°C konnte nicht gemessen werden, weil der Probekörper seine Gestalt bei dieser Temperatur nicht behielt. Tabelle 11

Beispiel Nr. Biegefestigkeit bei Raumtemperatur

Vergl.-Bsp. 5 35 MPa

Vergl.-Bsp. 6 30 MPa

Vergl.-Bsp. 7 27 MPa
Beispiel 9
Dieses Beispiel folgte Beispiel 4, bei dem ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Y₂O₃-Pulver die Ausgangspulver waren. Wie in der REM-Aufnahme von 16 ge zeigt, hatte der in Beispiel 4 erzeugte erstarrte Körper eine gleichförmige Mikrostruktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume. Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben zeigten, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem YAG-Einkristall.
Dieser in Beispiel 4 erzeugte erstarrte Körper wurde dann für 20 Stunden in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen. Die 30A und 30B zeigen REM-Aufnahmen des so erhaltenen erstarrten Körpers, der nur aus der GdAlO₃-Phase besteht. 30A ist eine perspektivische Darstellung eines Probekörpers von rechteckiger Gestalt, gesehen aus einer Eckrichtung, und 30B ist eine vergrößerte Darstellung des durch den Pfeil in 30A bezeichneten Bereichs. 30B zeigt deutlich, dass die Struktur, bestehend aus der GdAlO₃-Phase und den Poren, welche ineinandergreifen, eine dreidimensionale Struktur ist.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem YAG-Einkristall, die dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren, und nach der Entfernung von α-Al₂O₃ ein poröses einkristallines YAG-Keramikmaterial war.
Tabelle 12 zeigt die mechanische Festigkeit und Porosität dieses porösen keramischen Materials. Die in Tabelle 12 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei Raumtemperatur in Argon und bei 1900°C in Luft gemessen wird. Das poröse keramische Material des vorliegenden Beispiels hatte eine hohe Biegefestigkeit von 170 MPa bei 1900°C, obwohl es eine hohe Porosität von 55% aufwies. Ferner waren die Porosität und Biegefestigkeit des Materials nach Wärmebehandlung in Luft bei 1800°C für 100 Stunden nicht verändert.
Tabelle 12
Beispiel 10
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Er₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 81,1/18,9 gemischt, gefolgt von einer Behandlung in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium, um eine Aufschlämmung zu bilden. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in einen Molybdän-Tiegel überführt, welcher in einer Kammer angeordnet war, wobei der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, und der Tiegel wurde mittels einer Hochfrequenzspule auf 1900 bis 2000°C aufgeheizt, um das gemischte Pulver zu schmelzen. Sodann wurde der Tiegel mit einer solchen Rate abgesenkt, dass die Abkühlrate 50°C/h betrug, während der Atmosphärendruck in der Kammer bei 1,3 × 10^–3 Pa (10^–5 Torr) gehalten wurde, wodurch die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wurde, um einen erstarrten Körper zu erhalten.
31 ist eine REM-Aufnahme der Mikrostruktur im Querschnitt senkrecht zur Erstarrungsrichtung des erstarrten Körpers, wobei der helle Bereich eine Er₃Al₅O₁₂-Phase und der dunkle Bereich eine α-Al₂O₃-Phase darstellt. Anhand von 31 wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper eine gleichmäßige Struktur ohne Kolonien oder Korngrenzen und ohne Poren oder Hohlräume aufwies.
Die Röntgenbeugung des Querschnitts des erstarrten Körpers senkrecht zur Erstarrungsrichtung desselben wurde aufgenommen. Im Ergebnis wurden nur ein Beugungsmaximum von einer spezifischen Ebene von α-Al₂O₃ und ein Beugungsmaximum von einer bestimmten Ebene von Er₃Al₅O₁₂ beobachtet. Es wurde also gefunden, dass der erstarrte Körper ein keramisches Komposit material war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem einkristallinen α-Al₂O₃ und einem einkristallinen Er₃Al₅O₁₂, welche dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren.
Von dem erstarrten Körper wurde nur die α-Al₂O₃-Phase entfernt, wobei wie in Beispiel 7 verfahren wurde. Die 32A und 32B zeigen REM-Aufnahmen des so erhaltenen erstarrten Körpers, der nur aus der Er₃Al₅O₁₂-Phase besteht. 32A ist eine perspektivische Darstellung eines Probekörpers von rechteckiger Gestalt, gesehen aus einer Eckrichtung, und 32B ist eine vergrößerte Darstellung des in 32A mit einem Pfeil bezeichneten Bereichs. 32B zeigt deutlich, dass die Struktur, bestehend aus der GdAlO₃-Phase und den Poren, welche ineinandergreifen, eine dreidimensionale Struktur ist.
Mit dem im Vorstehenden Gesagten wurde bestätigt, dass der erstarrte Körper ein keramisches Kompositmaterial war mit einer Mikrostruktur, bestehend aus zwei Phasen von einem α-Al₂O₃-Einkristall und einem Er₃Al₅O₁₂-Einkristall, die dreidimensional kontinuierlich und ineinandergreifend waren, und nach der Entfernung von α-Al₂O₃ ein poröses einkristallines Er₃Al₅O₁₂-Keramikmaterial war.
Tabelle 12 zeigt die mechanische Festigkeit und Porosität dieses porösen keramischen Materials. Die in Tabelle 12 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung bei Raumtemperatur in Argon und bei 1900°C in Luft gemessen wird. Das poröse keramische Material des vorliegenden Beispiels hatte eine hohe Biegefestigkeit von 165 MPa bei 1900°C, obgleich es eine hohe Porosität von 45% aufwies. Ferner waren die Porosität und die Biegefestigkeit des Materials nach Wärmebehandlung in Luft bei 1800°C für 100 Stunden nicht verändert.
Vergleichsbeispiel 6
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Y₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 82,0/18,0 gemischt und in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium behandelt. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in ein Graphit-Formwerkzeug überführt und gesintert, unter Pressen bei einem Druck von 500 kg/mm², einer Temperatur von 1700°C und unter einem Atmosphärendruck von 1,33 Pa (10^–2 Torr) für 2 Stunden.
Bei der Röntgenbeugungsuntersuchung des gesinterten Körpers wurden Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von YAG beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der gesinterte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus einem α-Al₂O₃-Polykristall und einem YAG-Polykristall.
Der Sinterkörper wurde dann für 20 Stunden in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen.
Tabelle 11 zeigt die mechanische Festigkeit und Porosität des so erhaltenen porösen gesinterten YAG-Materials, welches nur aus der YAG-Phase bestand. Die in Tabelle 11 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung an Luft bei Raumtemperatur gemessen wird. Die mechanische Festigkeit beträgt nur 30 MPa. Die Biegefestigkeit bei 1900°C konnte nicht gemessen werden, weil der Probekörper seine Gestalt bei dieser Temperatur nicht behielt.
Vergleichsbeispiel 7
Ein α-Al₂O₃-Pulver und ein Er₂O₃-Pulver wurden in einem mol-%-Verhältnis von 81,1/18,9 gemischt und in einer Nasskugelmühle mit Ethanol als Medium behandelt. Das Ethanol wurde mittels eines Rotationsverdampfers von der Aufschlämmung entfernt.
Das erhaltene gemischte Pulver wurde in ein Graphit-Formwerkzeug überführt und gesintert, unter Pressen bei einem Druck von 500 kg/mm², einer Temperatur von 1700°C und unter einem Atmosphärendruck von 1,33 Pa (10^–2 Torr) für 2 Stunden.
Bei der Röntgenbeugungsuntersuchung des gesinterten Körpers wurden Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von α-Al₂O₃ und Beugungsmaxima von einer Mehrzahl von Ebenen von Er₃Al₅O₁₂ beobachtet, und es wurde bestätigt, dass der gesinterte Körper ein keramisches Kompositmaterial war, bestehend aus einem α-Al₂O₃-Polykristall und einem Er₃Al₅O₁₂-Polykristall.
Der Sinterkörper wurde dann für 20 Stunden in eine wässrige Lösung von Salpetersäure und Flusssäure in einem Gewichtsprozentverhältnis von 1 : 5 getaucht, um nur die α-Al₂O₃-Phase zu entfernen.
Tabelle 11 zeigt die mechanische Festigkeit und Porosität des so erhaltenen porösen gesinterten Er₃Al₅O₁₂-Materials, welches nur aus der Er₃Al₅O₁₂-Phase bestand. Die in Tabelle 11 gezeigte mechanische Festigkeit ist der Wert, der durch die Dreipunktbiegeprüfung an Luft bei Raumtemperatur gemessen wird. Die mechanische Festigkeit beträgt nur 27 MPa. Die Biegefestigkeit bei 1900°C konnte nicht gemessen werden, weil der Probekörper seine Gestalt bei dieser Temperatur nicht behielt.

Claims

Keramisches Verbundmaterial, bestehend aus zwei oder mehr Kristallphasen mit unterschiedlichen Komponenten, wobei die Kristallphasen, die das keramische Verbundmaterial bilden, ausgewählt sind aus der Gruppe, welche besteht aus Aluminiumoxid (Al₂O₃) und Seltenerdelementoxiden (La₂O₃, CeO₂, Pr₆O₁₁, Nd₂O₃, Sm₂O₃, Gd₂O₃, Eu₂O₃, Tb₄O₇, Dy₂O₃, Ho₂O₃, Er₂O₃, Tm₂O₃, Yb₂O₃ und Lu₂O₃) und komplexen Oxiden, welche gebildet sind aus Aluminiumoxid und dem Seltenerdelementoxid oder -oxiden, welche Y₂O₃ nicht enthalten, wobei jede Kristallphase eine unregelmäßige Form aufweist, wobei die Kristallphasen dreidimensionale, kontinuierliche Strukturen aufweisen, die ineinander greifen, wobei mindestens eine der Kristallphasen ein Einkristall ist, wobei das keramische Verbundmaterial Verunreinigungen in einer Gesamtkonzentration von nicht mehr als 1000 ppm aufweist.
Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin das keramische Verbundmaterial eine plastische Deformation von 0,5% oder mehr nach einem Nachgeben in einem Biege- oder Zugtest zeigt.
Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin das keramische Verbundmaterial eine solche thermische Stabilität aufweist, dass die Kristallphasen sich nicht verändern, auch wenn das keramische Verbundmaterial bei einer Temperatur von 0,93 Tm gehalten wird, wobei Tm für den Schmelzpunkt in °C des Verbundmaterials steht.
Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin alle Kristallphasen Einkristalle sind.
Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin das keramische Verbundmaterial ein erstarrter Körper ist, der durch unidirektionale Erstarrung erhalten wurde.
Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin das keramische Verbundmaterial keine Kolonien oder Poren aufweist.
Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin mindestens eines der Oxide, die die Kristallphasen bilden, ein Oxid mit einer Perovskitstruktur ist.
Verbundmaterial nach Anspruch 1, worin mindestens einer der Oxide, welche die Kristallphasen bilden, ein Oxid mit einer Granatstruktur ist.
Verfahren zur Herstellung eines keramischen Verbundmaterials, bestehend aus zwei oder mehr Kristallphasen aus unterschiedlichen Komponenten, wobei jede Kristallphase eine unregelmäßige Gestalt aufweist, wobei die Kristallphasen dreidimensionale, kontinuierliche Strukturen aufweisen, die ineinander greifen, wobei mindestens eine Kristallphase hiervon ein Einkristall ist, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: Herstellen eines Ausgangsmaterials mit einer gewünschten Zusammensetzung zur Bildung des keramischen Verbundmaterials; Zonenschmelzen des Ausgangsmaterials und Entfernen eines Teils des Ausgangsmaterials, in dem Verunreinigungen mittels des Zonenschmelzens angesammelt sind, um das Ausgangsmaterial auf ein Gesamtverunreinigungslevel von nicht mehr als 1000 Ge wichts-ppm zu reinigen, wobei das gereinigte Material einer unidirektionalen Erstarrung unterworfen wird.
Verfahren nach Anspruch 9, worin die unidirektionale Erstarrung durchgeführt wird mit einer Abkühlrate von nicht mehr als 1 bis 160°C pro Stunde.
Verfahren nach Anspruch 9, worin das Zonenschmelzen wiederholt wird, bevor der Teil mit den angesammelten Verunreinigungen entfernt wird.
Verfahren nach Anspruch 9, worin das Zonenschmelzen mit einem Ausgangsmaterial durchgeführt wird, welches bereits einmal unidirektional erstarren gelassen wurde.
Poröses, keramisches Material, bestehend aus mindestens einer Kristallphase und Poren, wobei die Kristallphase, die das poröse keramische Material bildet, ausgewählt ist aus der Gruppe, welche besteht aus Aluminiumoxid (Al₂O₃) und Seltenerdelementoxiden (La₂O₃, Y₂O₃, CeO₂, Pr₆O₁₁, Nd₂O₃, Sm₂O₃, Gd₂O₃, Eu₂O₃, Tb₄O₇, DY₂O₃, Ho₂O₃, Er₂O₃, Tm₂O₃, Yb₂O₃ and Lu₂O₃) und komplexen Oxiden, gebildet aus Aluminiumoxid und dem Seltenerdelementoxid oder -oxiden, wobei die Kristallphase und die Poren eine unregelmäßige Gestalt aufweisen und dreidimensional kontinuierlich und ineinander eingreifend ausgebildet sind, und wobei die Kristallphase Verunreinigungen in einer Gesamtkonzentration von nicht mehr als 1000 ppm aufweist.
Poröses, keramisches Material nach Anspruch 13, worin die Kristallphase, die das poröse, keramische Material bildet, ein Einkristall ist.
Poröses, keramisches Material nach Anspruch 13, worin das poröse keramische Material hergestellt wird, indem mindestens eine Kristallphase aus einem unidirektional erstarrten Körper entfernt wird.
Poröses, keramisches Material nach Anspruch 13, worin die Kristallphase, die das poröse keramische Material bildet, keine Kolonien oder Poren aufweist.
Poröses, keramisches Material nach Anspruch 13, worin das Oxid, welches die Kristallphase bildet, ein Oxid mit einer Perovskitstruktur ist.
Poröses, keramisches Material nach Anspruch 13, wobei das Oxid, welches die Kristallphase bildet, ein Oxid mit Granatstruktur ist.
Verfahren zur Herstellung eines porösen, keramischen Kompositmaterials, bestehend aus mindestens einer Kristallphase und Poren, wobei die Kristallphase und die Poren eine unregelmäßige Gestalt aufweisen und dreidimensional kontinuierlich und ineinander eingreifend ausgebildet sind, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: Herstellen eines Ausgangsmaterials mit einer gewünschten Zusammensetzung zur Bildung des keramischen Verbundmaterials; Schmelzen des Ausgangsmaterial; Zonenschmelzen des Ausgangsmaterials und Entfernen eines Teils des Ausgangsmaterials, in dem Verunreinigungen durch das Zonenschmelzen angesammelt sind, um das Ausgangsmaterial auf ein Gesamtverunreinigungslevel von nicht mehr als 1000 Gewichts-ppm zu reinigen; Unterwerfen des erhaltenen, gereinigten Materials unter eine unidirektionale Erstarrung, um ein keramisches Kompositmaterial zu bilden, welches aus zwei oder mehr Kristallphasen von unterschiedlichen Komponenten besteht, wobei jede Kristallphase eine unregelmäßige Gestalt aufweist, wobei die Kristallphase dreidimensionale, kontinuierliche Strukturen, die ineinander eingreifen, aufweist, wobei mindestens eine der Kristallphasen ein Einkristall ist, und Entfernen von mindestens einer der Kristallphasen, welche das keramische Verbundmaterial bilden, um Poren anstelle der mindestens einen der Kristallphasen zurückzulassen.
Verfahren nach Anspruch 19, worin die unidirektionale Erstarrung mit einer Abkühlrate von nicht mehr als 1 bis 160°C pro Stunde durchgeführt wird.