DE3877566T2

DE3877566T2 - Keramisches verbundmaterial und daraus hergestellte gegenstaende.

Info

Publication number: DE3877566T2
Application number: DE3877566T
Authority: DE
Inventors: Kumar Mehrotra; Klaus-Markus Peters; L Swiokla
Original assignee: Kennametal Inc
Current assignee: Kennametal Inc
Priority date: 1987-05-29
Filing date: 1988-05-03
Publication date: 1996-04-11
Anticipated expiration: 2008-05-04
Also published as: EP0346399B1; EP0346399B2; US4826791A; DE3877566D1; AU1796688A; DE346399T1; CA1298321C; EP0346399A4; WO1988009313A1; EP0346399A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft keramische Verbundwerkstoffe, die SiC und α'-Sialon enthalten und eine hohe Härte kombiniert mit hoher Zähigkeit besitzen.
Bekannte handelsübliche SiC-Bauteile wie Dichtungsringe, Dü sen und Lager besitzen bei hoher Raumtemperaturhärte, hoher Abriebfestigkeit und hoher Wärmeleitfähigkeit eine geringe Bruchzähigkeit, was sie für viele Anwendungen, bei denen Stö ße auftreten können, unbrauchbar macht oder ihre Lebensdauerreduziert.
Der Bereich nützlicher Anwendungen von SiC-Bauteilen wird ferner durch die Herstellungsverfahren begrenzt, die zur Fa brikation verdichteter SiC-Gegenstände angewandt werden. Die Herstellung von handelsüblichen SiC-Produkten erfolgt durch (1) Heißpressen, wobei dieses Verfahren gewöhnlich nur für relativ einfache Endproduktformen wirtschaftlich ist; (2) Sintern, was wegen der zur Verdichtung von SiC erforderlichen Temperaturen (2000 bis 2300 ºC) ebenfalls sehr kostspieligist, obgleich es die Herstellung komplexerer Formen erlaubt; und (3) Reaktions-Verbinden, was wegen der Gegenwart von freiem Silizium untergeordnete Bedeutung besitzt, womit aber komplexe Formen hergestellt werden können.
α'-β'-Sialone werden in den US-A- 4.563.433 und 4.547.470 beschrieben, und die bekannte, im Handel erhältliche Zusammensetzung Kyon 2000, die etwa 5 bis 40 Gew.-% α'-Sialon enthält, wobei der Rest mit Ausnahme von hauptsächlich aus Sinterhilfsmittelrückständen resultierenden Nebenphasen im wesentlichen β'-Sialon ist, bildet ein Beispiel dafür. (Kyon ist ein Warenzeichen der Kennametal Inc. für deren keramische Zusammensetzungen und Gegenstände.) α'-β'-Sialone weisen bei höherer Bruchzähigkeit eine geringere Härte, geringere Abriebfestigkeit, geringere Wärmeleitfähigkeit und einen geringeren Young-Modul im Vergleich zu handelsüblichem SiC auf.
α'-β'-Sialone haben eine geringere Bruchzähigkeit als β'- Sialone, obgleich sie eine höhere Härte als β'-Sialone aufweisen, wobei die Bruchzähigkeit mit steigendem α'-Gehalt abnimmt. β'-Sialone sind in den US-A- 3,991,166 und 4,127,416 beschrieben und werden zum Beispiel durch die bekannten, im Handel erhältlichen Zusammensetzungen Kyon-3000 verwirklicht, das mit Ausnahme von Nebenphasen als einem Ergebnis von Sinterhilfsmittelrückständen vollständig aus β'-Sialon besteht.
ß'-Sialon hat die Formel Si6-zAlzOzN8-z, wobei 0< z≤5 ist. α'-Sialon hat die Formel (Si, Al)&sub1;&sub2;Mx(O, N)&sub1;&sub6;, worin M ein Sinterhilfsmittelmetall ist.
In der US-A- 3.890.250 wird auf eine keramische Verbundwerkstoffzusammensetzung aus sehr kleinen SiC-Teilchen (mittlere Größe 1 um oder weniger) in einer keramischen Matrix aus β'-Sialon bezug genommen.
Es besteht daher weiterhin ein Bedarf an einer verbesserten keramischen Zusammensetzung, die sowohl eine an reines SiC angenäherte Härte als auch eine hohe Zähigkeit aufweist.
Die GB-A-2.157.282 offenbart einen keramischen Verbundwerkstoff, welcher bis zu 50 Vol.-% SiC-Teilchen in einer keramischen Matrix dispergiert enthält, wobei die Matrix mindestens eine der Verbindungen α'-Sialon und β'-Sialon enthält, während zusätzlich unbedingt ein gewisser Anteil eines Polytyp-Sialons in der Mikrostruktur enthalten ist. Der Volumenanteil dieses Polytyp-Sialons soll wenigstens 0,5 %, bevorzugt wenigstens 1 % betragen. Die Anwesenheit des Polytyp- Sialons wird als notwendig erachtet, um das von den Autoren dieser Druckschrift beobachtete außerordentliche Schneidverhalten zu erzielen. Es wird der Vorschlag gemacht, SiC-Teilchen oder andere Teilchen aus harten Feuerfestmaterialien in einer faser- oder whiskerähnlichen Form zuzusetzen, um außerdem einen positiven Einfluß auf die Zähigkeit dieser bekannten keramischen Verbundwerkstoffe zu erhalten. Die Fasern oder Whisker sollen einen Durchmesser unterhalb 2 um, bevorzugt unterhalb 1 um, aufweisen. Das Längenverhältnis (Verhältnis von Länge zu Durchmesser) soll bei Fasern mit einem Durchmesser unterhalb 1 um 10 oder vorzugsweise 20 überschreiten.
Die Anmelderin hat jetzt überraschenderweise gefunden, daß SiC-Teilchen in einer Sialonmatrix dispergiert werden können, die mindestens 10 Gew.-% α'-Sialon enthält, wodurch eine verbesserte Härte erzielt wird, ohne einen merklichen gegenteiligen Einfluß auf die Bruchzähigkeit des Materials auszuüben.
Die Anmelderin hat überraschenderweise auch gefunden, daß in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung die Bruchzähigkeit der Verbundwerkstoffe in dem Maße zunimmt, wie deren α'-Sialongehalt ansteigt.
Der Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung besitzt außerdem weitere Eigenschaften, wie beispielsweise eine Wärmeleitfähigkeit, einen Young-Modul, eine Abriebfestigkeit und einen Wärmeausdehnungskoeffizienten, die im Vergleich zu α'-β'-Sialon erhöht sind. Zusätzlich wurde gefunden, daß der vorliegende Verbundwerkstoff (wenn er weniger als etwa 30 Vol.-% SiC-Teilchen enthält) bei Temperaturen gesintert und isostatisch heißgepreßt werden kann, die beträchtlich unter denen liegen, die zur Verdichtung handelsüblicher gesinterter oder isostatisch heißgepreßter SiC-Bauteile benötigt werden, wodurch im Vergleich zur Herstellung von SiC-Bauteilen die Herstellung erleichtert und deren Kosten vermindert werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein keramischer Verbundwerkstoff bereitgestellt, der 5 bis 50 Vol.-% SiC-Teilchen enthält, die in einer keramischen Matrix dispergiert sind. Die SiC-Teilchen weisen eine mittlere Größe zwischen 1,5 und 15 um, vorzugsweise von 2 bis 9 um auf. Die keramische Matrix besteht aus Sialon und einer oder mehreren Nebenphasen aus Sinterhilfsmittelrückständen. Das Sialon enthält wenigstens 10 Gew.-% und vorzugsweise, wenn eine hohe Härte und eine hohe Zähigkeit erwünscht ist, wenigstens 50 Gew.-% α'-Sialon, wobei der Rest von β'-Sialon gebildet wird. Der erbundwerkstoff weist eine Dichte von wenigstens 3,1 g/cm³ auf, vorzugsweise eine Dichte von wenigstens 3,15 g/cm³. Ein Verbundwerkstoff, in dem die SiC-Teilchen in Form von Whiskern oder Fasern vorliegen, sowie ein Verbundwerkstoff, bei dem eine oder mehrere Nebenphasen aus Sinterhilfsmittelrückständen Polytyp-Sialon umfassen, sind nicht Teil der vorliegenden Erfindung.
Zur Erleichterung der Herstellung (d. h. der Sinterfähigkeit) sollte der SiC-Gehalt jedoch vorzugsweise auf 5 bis 30 Vol.-%, besonders bevorzugt auf 15 bis 30 Vol.-%, begrenzt werden.
Für eine höhere Härte und eine höhere Zähigkeit wird besonders bevorzugt, daß die α'-Sialonphase wenigstens 60 Gew.-% des Sialons in der keramischen Matrix bildet.
Bei Anwendungen, in denen die Wärmeleitfähigkeit wichtiger als eine hohe Härte und Zähigkeit ist, werden α'-Gehalte von 10 bis 50 Gew. -% bevorzugt.
Diese und andere Aspekte der vorliegenden Erfindung werden nach dem Studium der folgenden ausführlichen Beschreibung und der Zeichnungen besser verständlich werden. In den Zeichnungen zeigen:
Fig. 1 eine Mikrophotographie (500 x) eines polierten Schliffs eines keramischen Verbundwerkstoffs gemäß der vorliegenden Erfindung;
Fig. 2 die Rockwell A Härte von heißgepreßten keramischen Verbundwerkstoffen als Funktion der SiC-Teilchengröße;
Fig. 3 die Rockwell A Härte von gesinterten und isostatisch heißgepreßten Verbundwerkstoffen als eine Funktion des Verhältnisses von α'-Sialon zu β'-Sialon;
Fig. 4 die Rockwell A Härte als eine Funktion des SiC-Gehalts des Verbundwerkstoffs;
Fig. 5 die Bruchzähigkeit von gesinterten und isostatisch heißgepreßten Verbundmaterialien als eine Funktion des Verhältnisses von α'-Sialon zu β'-Sialon;
Fig. 6 einen Längsschnitt durch eine zylindrische Düse gemäß der vorliegenden Erfindung; und
Fig. 7 einen Längsschnitt durch einen ringförmigen Dichtungsring gemäß der vorliegenden Erfindung.
Die Anmelderin hat jetzt überraschenderweise gefunden, daß SiC-Teilchen in einer α'-Sialon enthaltenden keramischen Matrix dispergiert werden können, um einen keramischen Verbundwerkstoff bereitzustellen, der eine hohe Bruchzähigkeit, eine hohe Härte und weitere verbesserte Eigenschaften aufweist. Um diese Ergebnisse erfolgreich zu erhalten, hat es sich als notwendig erwiesen, die SiC-Teilchengröße, den SiC-Gehalt in dem keramischen Verbundmaterial, die Menge des α'-Sialons in der Matrix und die Dichte des Endmaterials zu steuern.
Der Gehalt des SiC in dem Verbundwerkstoff sollte wenigstens 5 Vol.-% betragen, um eine minimale Verbesserung der Härte zu erreichen. Bei etwa 15 bis 50 Vol.-% SiC kann die Härte des keramischen Verbundmaterials merklich verbessert werden (über die Härte des handelsüblichen α'-β'-Sialons - RA (Rockwell A) etwa 93,6 - hinaus) und kann sogar die Härte des handelsüblichen SiC (etwa 95 bis 96 RA) erreichen. Vorzugsweise sollte der SiC-Gehalt jedoch nicht über etwa 30 Vol.-% hinaus erhöht werden. Man nimmt an, daß ein weiteres Erhöhen des SiC-Gehalts von einer Verminderung der Sinterfähigkeit (abnehmende Verdichtung) und der Zähigkeit des Materials begleitet werden während die thermische und elektrische Leitfähigkeit verbessert werden, wodurch das Material leichter durch elektrische Entladung bearbeitbar wird.
Um innerhalb der Bereiche der vorliegenden Erfindung bei einer gegebenen Zusammensetzung die größtmögliche Härte zu erreichen, wird als entscheidend angesehen, eine Dichte von wenigstens 3,10 g/cm³, vorzugsweise von wenigstens 3,15 g/cm³, zu erzeugen. Man nimmt an, daß diese Dichten durch Heißpressen, druckloses Sintern, isostatisches Heißpressen (HIP), Sintern unter Druck, HIP-Sintern oder eingekapseltes isostatisches Heißpressen erreicht werden können.
In α'-β'-Sialonen sind normalerweise eine oder mehrere Nebenphasen als Resultat von Sinterhilfsmittelrückständen in Mengen von 0,1 bis 10 Gew.-% vorhanden. Diese Nebenphasen sind typischerweise intergranular und beinhalten eine glasartige oder kristalline Phase. Wenn Yttriumoxid als Sinterhilfsmittel verwendet wird, können diese Nebenphasen YAG, N-YAM, Y- N-α-Wollastonit, B-Phase, N-Apatit und N-Melilith enthalten. Bei der vorliegenden Erfindung ist es wesentlich, die Menge an Nebenphase in der keramischen Matrix zwischen etwa 0,1 und 15,0 Gew.-% zu halten. Man hat gefunden, daß der keramische Verbundwerkstoff während des Sinterns schwieriger zu verdichten ist, falls nicht ausreichend Nebenphase vorhanden ist, aber man hat auch festgestellt, daß eine Reduzierung der nützlichen Eigenschaften des keramischen Verbundmaterials eintritt, falls zu viel Nebenphase vorhanden ist. Obgleich die Bindung an eine Theorie nicht beabsichtigt ist, wird angenommen, daß die Menge an vorhandener Nebenphase innerhalb des vorgenannten Bereichs gehalten werden sollte, um eine sehr dünne Intergranularphase auszubilden, welche die SiC- Teilchen mindestens im wesentlichen umhüllt, und die vermutlich das SiC von dem Sialon trennt. Es wird daher angenommen, daß für Spitzenergebnisse die erforderliche Menge an Nebenphase oder Nebenphasen sowohl von dem Vol.-%-Anteil des SiC, als auch von der Größe der SiC-Teilchen abhängt.
Es ist daher bevorzugt, die mittlere Größe der SIC-Teilchen innerhalb des Bereichs von 1,5 bis 15 um zu halten. Um ein Produkt zu erhalten, das keine übermäßige Menge an Nebenphase erfordert, welche die Härte herabsetzen und andere nützliche
Eigenschaften nachteilig beeinflussen kann, nimmt man an, daß die durchschnittliche SiC-Teilchengröße wenigstens 1,5 um betragen sollte. Die obere Grenze von etwa 15 um wird als notwendig angesehen, um einen optimalen härtenden Einfluß bei einem gegebenen Volumen der SiC-Teilchen zu gewährleisten. In besonders bevorzugter Weise liegt die mittlere Größe der SiC- Teilchen zwischen 2 und 9 um.
Um zu gewährleisten, daß eine hohe Härte erhalten wird, beträgt der Gehalt an α'-Sialon in dem Sialon der keramischen Matrix 10 bis 100 Gew.-% des vorhandenen Sialons, wobei 0 bis 90 Gew.-% β'-Sialon, falls vorhanden, den Rest des Sialons bilden. Vorzugsweise sollte der α'-Gehalt des Sialons wenigstens 50 Gew.-%, und besonders bevorzugt wenigstens 60 Gew.-% betragen, um eine optimale Härte und Zähigkeit zu erhalten.
Die Erfindung wird nun anhand der folgenden Beispiele weiter erläutert, die für die Erfindung rein exemplarisch sein sollen.
Tabelle I gibt eine Auflistung der in den folgenden Beispielen 1 bis 5 bewerteten Zusammensetzungen wieder. In den Gemischen 1 bis 4 und 12 bis 23 wurden für die Pulvermischung der keramischen Matrix verwendet: 83,8 Gew.-% Si&sub3;N&sub4; - 5,7 Gew.-% AlN - 3,9 Gew.-% Al&sub2;O&sub3; - 6,6 Gew.-% Y&sub2;O&sub3;. In den Beispielen 5 bis 11 wurden für die Pulvermischung der keramischen Matrix verwendet: 85,5 Gew.-% Si&sub3;N4 - 5,8 Gew.-% AlN - 4,0 Gew.-% Al&sub2;O&sub3; - 4,7 Gew.-% Y&sub2;O&sub3;. Die SiC-Ausgangspulver wurden von der Lonza Ltd., Inorganic Chemical Division, CH-4002 Basel, Schweiz erhalten. Das 5,5 um SiC-Pulver, mit dem die besten Ergebnisse erhalten wurden, war Lonza Typ LS-5. Die in Tabelle I genannten SiC-Teilchengrößen sind Abmessungen wie geliefert. Nach Vermahlen durchgeführte Messungen haben gezeigt, daß dabei keine wesentliche Verminderung der SiC-Teilchengröße auftritt. Die in Tabelle I dargestellten mittleren SiC- Pulvergrößen sind daher auch die mittlere SiC-Teilchengröße in den endgültigen verdichteten Verbundmaterialien gemäß der vorliegenden Erfindung. Tabelle I Gemisch Nr. Vol.-% Keramische Matrix Mittlere SiC-Teilchengröße (um)

Beispiel 1

Die Pulvermischung für die keramische Matrix wurde vorgemahlen, um eine mittlere Teilchengröße von etwa 0,7 um zu erhalten. Die endgültige Pulvermischung für jedes Gemisch (1 bis 4) wurde dann zur Erzeugung von 400 g Ansätzen durch Zusatz der notwendigen Menge SiC-Pulver zu dem erforderlichen Gewicht des vorgemahlenen Pulvers für die keramische Matrix hergestellt. Diese Pulver wurden dann 24 Stunden in einer Kugelmühle unter Verwendung von 2 kg Sialonzykloiden und 1 l Isopropanol als Lösungsmittel gemahlen. Nach dem Mahlen wurde das Pulver getrocknet und dann durch ein 0,42 mm (40 mesh) Sieb klassiert. Durch isostatisches Kaltpressen gebildete Grünlinge wurden anschließend mittels üblicher Sialon-Sintertechniken bei 1750 bis 1850 ºC eine Stunde unter 1 Atmosphäre Stickstoff gesintert.
Bei Gemisch Nr. 4 wurden beispielsweise Vorpreßlinge in einen mit SiC ausgelegten Graphittopf gegeben und bei einer Temperatur von 1850 ºC gesintert. Im Anschluß an das Sintern wurde die Verdichtung aller Proben durch isostatisches Heißpressen während einer Stunde bei 1800 ºC unter einer 1,38 x 10&sup8; Pa (20.000 psi) Stickstoffatmosphäre vervollständigt. Tabelle II Gemisch Nr. Gew.-% α' im Sialon¹ Dichte g/cm³
1. Der α'-Gehalt wurde durch Röntgenbeugung bestimmt. β' ist der Rest des Sialons. Die Gegenwart von Nebenphasen in der keramischen Matrix (d. h. aufgrund von Sinterhilfsmittelrückständen) wird bei dieser Meßtechnik nicht berücksichtigt.
Das vorstehende Beispiel zeigt, daß Sintern und isostatisches Heißpressen eine akzeptable Verdichtung in dem Verbundmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung herbeiführen. Außerdem wird festgestellt, daß die Dichte fällt, wenn der SiC-Gehalt ansteigt, was anzeigt, daß die Verdichtung durch Sintern und isostatisches Heißpressen mit ansteigendem SiC-Gehalt schwieriger wird. Eine typische Mikrostruktur nach Polieren eines gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Verbundmaterials ist in Fig. 1 gezeigt. In dieser Figur sind 25 Vol.-% SiC (hellgraue Phase) mit einer mittleren Größe von 5,5 um in einer keramischen Matrix (dunkles Material) dispergiert, die α'-Sialon, β'-Sialon und Nebenphasen aufgrund von Sinterhilfsmittelrückständen enthält.

Beispiel 2

Die Gemische 5 bis 11 wurden in gleicher Weise behandelt wie bei den Gemischen 1 bis 4 ausgeführt, mit der Ausnahme, daß die Verdichtungen durch Heißpressen bei einem Druck von 34,45 x 10&sup6; Pa (5000 psi) erreicht wurde, der etwa eine viertel Stunde bei 1850 ºC angewandt wurde.
Die Bruchzähigkeit, Härte und Dichte der heiß gepreßten Proben wurden bestimmt und in Tabelle III dargestellt. Diese Ergebnisse zeigen die Wirkung der SiC-Teilchengröße auf die Härte (siehe Fig. 2). Es ist offensichtlich, daß bei einem gegebenen SiC-Gehalt (z. B. 30 Vol.-%) und einem gegebenen α'/β'-Verhältnis (z. B. zwischen 15/85 bis 22/78) die Härte in dem SiC-Teilchengrößenbereich von etwa 1,5 bis 15 um (Gemische 6 bis 9) im Vergleich zu den kleineren SiC-Teilchengrößen (Gemisch 5) oder den darüberliegenden Teilchengrößen (Gemische 10 und 11) ansteigt. Die besten Ergebnisse für die Härte werden mit den Mischungen 6 und 7 erhalten, bei denen SiC-Teilchengrößen von etwa 1,6 bzw. etwa 5,5 um verwendet werden. Tabelle III Ergebnisse nach Heißpressen Gemisch Nr. Mittlere SiC-Teilchengröße (um) Gew.-% α' Sialon Dichte (g/cm³) Härte¹ RA Bruchzähigkeit KIC (E&C)² (MPa m½) *In Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung 1. Durchschnittliche Rockwell A Härte (X) und Standardabweichung (S) auf der Grundlage von 5 Versuchen. 2. Durchschnittliche KIC and Standardabweichung auf der Grundlage von wenigstens 3 und nicht mehr als 5 Versuchen; KIC wurde gemäß Evans und Charles, "Fracture Toughness Determinations by Identation", J. Am Ceramic Society, Band 59, [text fehlt] Seite 731 bestimmt.

Beispiel 3

Die Gemische 12 bis 18 wurden in gleicher Weise wie in Beispiel 1 beschrieben behandelt. Tabelle IV Wirkung des α'-Gehalts Gemisch Nr. Härte RA Bruchzähigkeit KIC (E&C)² (MPa m½)
Diese Gemische (siehe Tabelle IV) wurden hergestellt, um die Wirkung des α'-Gehalts auf die Härte der gesinterten und isostatisch heißgepreßten Verbundmaterialien gemäß der vorliegenden Erfindung zu zeigen. Die Wirkung auf die Härte ist in Fig. 3 dargestellt, in der die Rockwell A Härte als eine Funktion des Verhältnisses Gew.-% α' zu Gew.-% β'-Sialon gezeichnet ist. Die für diese Kurve verwendeten Zusammensetzungen enthielten 25 Vol.-% SiC mit einer mittleren Teilchengröße von etwa 5,5 um (LS-5 Ausgangspulver). Der Yttriumoxidzusatz zu den Ausgangsmaterialien für die keramische Matrix wurde bei 6,6 Gew.-% konstant gehalten. Aus Fig. 3 ergibt sich, daß die Härte der vorliegenden Verbundmaterialien mit dem α'-Gehalt in einer streng linearen Weise ansteigt.

Beispiel 4

Die Gemische 19 bis 23 wurden auf die gleiche Art wie in Beispiel 1 beschrieben verarbeitet.
Die Wirkung des SiC-Gehalts auf die Härte der gesinterten und isostatisch heißgepreßten Verbundmaterialien gemäß der vorliegenden Erfindung ist in Tabelle V und in Fig. 4 dargestellt. In diesem Fall wurden die Zusammensetzungen mit SiC- Anteilen hergestellt, die von 5 bis 25 Vol.-% variierten, während die Teilchengröße bei etwa 5,5 um (LS-5), die Yttriumoxidzusätze zu der Matrix bei 6,6 Gew.-% und der α'-Gehalt im wesentlichen bei etwa 28 bis 36 Gew.-% des Sialons konstant gehalten wurden. Wie aus Fig. 4 zu sehen ist, steigt die Rockwell A Härte stetig mit steigendem SiC-Gehalt, aber die Steigerungsrate kann sich bei SiC-Anteilen von über etwa 15 Vol. -% etwas verringern. Tabelle V Wirkung des SiC-Gehalts auf die Härte der Verbundmaterialien Gemisch Nr. Dichte

Beispiel 5

Die Bruchzähigkeitsdaten aus Beispiel 3 und von Mischung 23 aus Beispiel 4 wurden in Fig. 5 gezeichnet, um zu zeigen, daß bei einer gegebenen Höhe des SiC-Gehalts (25 Vol.-%) die Bruchzähigkeit mit steigendem α'-Gehalt (oder steigendem α'/β'-Verhältnis) ansteigt.
Es ist nun vorgesehen, daß das erfindungsgemäße Material in solchen Anwendungen benutzt werden kann, die sowohl eine hohe Verschleißfestigkeit, als auch eine hohe Bruchfestigkeit erfordern. Es ist insbesondere beabsichtigt, die vorliegende Erfindung zur Herstellung von Lagern und Bauteilen für die Handhabung von flüssigen Systemen, wie beispielsweise Düsen und Dichtungsringe, zu verwenden. Beispiele für gewöhnliche Geometrien einer Düse 60 und eines Dichtungsrings 70, die aus den vorliegenden Verbundmaterialien hergestellt werden können, sind in den Figuren 6 bzw. 7 gezeigt. Im Zusammenhang mit dem gezeigten Dichtungsring kann es vorteilhaft sein, den α'-Gehalt zwischen 10 bis 50 Gew.-% zu halten, um eine optimale Wärmeleitfähigkeit zu erreichen.

Claims

1. Keramisches Verbundmaterial, das bis zu 50 Vol.-% SiC- Teilchen enthält, die in einer keramischen Matrix dispergiert sind, wobei die Matrix mindestens eines aus der Gruppe α'-Sialon und β'-Sialon enthält, dadurch gekennzeichnet, daß die SiC-Teilchen in einer Menge von 5 bis 50 Vol.-% vorliegen und eine mittlere Größe von 1,5 bis 15 um aufweisen, daß die keramische Matrix aus Sialon und einer oder mehreren Nebenphasen aus Sinterhilfsmittelrückständen besteht, wobei das Sialon aus 10 bis 100 Gew.-% α'-Sialon zusammengesetzt ist und 0 bis 90 Gew.-% β'-Sialon den Rest des Sialons bilden, und daß das keramische Verbundmaterial eine Dichte von wenigstens 3,1 g/cm³ aufweist, jedoch unter Ausschluß eines keramischen Verbundmaterials, bei dem die SiC-Teilchen in Form von Whiskern oder Fasern vorliegen.

2. Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die SiC-Teilchen in einer Menge von 15 bis 30 Vol.-% vorliegen.

3. Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Sialon aus wenigstens 50 Gew. -% α'-Sialon zusammengesetzt ist.

4. Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Sialon aus wenigstens 60 Gew.-% α'-Sia- lon zusammengesetzt ist.

5. Keramisches Verbundmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die SiC-Teilchen eine mittlere Größe von zwischen 2 und 9 um aufweisen.

6. Keramisches Verbundmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeichnet durch eine Härte von mindestens 94,5 Rockwell A und einer Bruchzähigkeit KIC (E&C) von 6 MPa m1/2 oder mehr.

7. Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Härte mindestens 95,0 Rockwell A beträgt.

8. Keramisches Verbundmaterial nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Bruchzähigkeit mindestens 6,5 MPa m1/2 beträgt.

9. Keramisches Verbundmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß eine oder mehrere Nebenphasen aus Sinterhilfsmittelresten in einer Menge vorhanden sind, die ausreicht, die SiC-Teilchen mindestens im wesentlichen zu umhüllen und dadurch die SiC-Teilchen mindestens im wesentlichen von dem Sialon zu trennen, sowie dadurch, daß die Sinterhilfsmittelreste zwischen 0,1 und 15,0 Gew.-% der keramischen Matrix bilden.

10. Erzeugnis aus einem keramischen Verbundmaterial, welches umfaßt:

5 bis 50 Vol.-% SiC-Teilchen, die in einer keramischen Matrix dispergiert sind, wobei die keramische Matrix aus Sialon und einer oder mehreren Nebenphasen aus Sinterhilfsmittelresten besteht;

das Sialon ist aus 10 bis 100 Gew.-% α'-Sialon zusammengesetzt, wobei 0 bis 90 Gew.-% β'-Sialon den Rest des Sialons bilden;

die SiC-Teilchen besitzen eine durchschnittliche Größe von 1,5 bis 15 um;

und das keramische Verbundmaterial besitzt eine Dichte von wenigstens 3,1 g/cm³;

jedoch unter Ausschluß eines Erzeugnisses, bei dem die SiC- Teilchen in Form von Whiskern oder Fasern vorliegen.

11. Erzeugnis nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Erzeugnis ein Dichtungsring ist.

12. Erzeugnis nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Erzeugnis eine Düse ist.

13. Erzeugnis nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das Sialon aus 10 bis 50 Gew.-% α'-Sialon zusammengesetzt ist.

14. Erzeugnis nach einem der Ansprüche 10 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß eine oder mehrere Nebenphasen aus Sinterhilfsmittelresten in einer Menge vorliegen, die ausreicht, um die SiC-Teilchen mindestens im wesentlichen zu umhüllen und dadurch die SiC-Teilchen mindestens im wesentlichen von dem Sialon zu trennen, und daß die Sinterhilfsmittelreste zwischen 0,1 und 15,0 Gew.-% der keramischen Matrix bilden.