DE69316118T2

DE69316118T2 - Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69316118T2
Application number: DE69316118T
Authority: DE
Inventors: Michiyasu Komatsu
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1992-09-08
Filing date: 1993-09-07
Publication date: 1998-04-23
Anticipated expiration: 2013-09-08
Also published as: EP0587119B1; KR940007204A; KR960006250B1; EP0587119A2; US5439856A; DE69316118D1; EP0587119A3

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit und ein Verfahren zu dessen Herstellung. Insbesondere betrifft die Erfindung einen Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit, für den eine hohe Wärmeleitfähigkeit und gute charakteristische Hitzestrahl-Eigenschaften sowie charakteristische Hochfestigkeits-Eigenschaften erreicht werden können, wie sie allgemein Siliciumnitrid eigen sind, damit dieser Körper zur Herstellung von Halbleiter-Substraten, verschiedenen Arten von Radiator-Platten usw. geeignet ist. Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Siliciumnitrid-Sinterkörpers mit hoher Wärmeleitfähigkeit.
Keramikmaterial-Sinterkörper, die Siliciumnitrid als Hauptkomponente enthalten, weisen eine hohe Hitzebeständigkeit auf. Sie widerstehen Temperaturen, die bei einem hohen Wert von 1.000 ºC oder höher liegen. Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper weisen auch aufgrund ihrer geringen thermischen Ausdehnung eine starke Beständigkeit gegenüber einem Hitzeschock auf. Wegen dieser charakteristischen Eigenschaften wird erwartet, daß Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper in weitem Umfang als hochtemperaturbeständige Strukturmaterialien verwendet werden, von denen derzeit die meisten aus hitzebeständigen Superlegierungen hergestellt werden. Tatsächlich werden Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper bereits für hochfeste hitzebeständige Komponenten und Teile von beispielsweise Gasturbinen, Motoren oder Anlagen zur Stahlherstellung verwendet. Außerdem werden wegen ihrer hohen Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu Metall einige Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper auf gegen Schmelzen beständiges Material für geschmolzenes Metall aufgebracht. Weiter werden wegen ihrer hohen Abriebbeständigkeit einige Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper auf Schneidwerkzeuge oder Gleit-Teile wie beispielsweise Lager aufgebracht oder für derartige Zwecke getestet.
Verschiedene Sinterzubereitungen für Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper sind bekannt, z. B. ein Siliciumnitrid-Yttriumoxid-Aluminiumoxid-System, ein Siliciumnitrid-Yttriumoxid- Aluminiumoxid-Aluminiumnitrid-System und ein System aus Siliciumnitrid-Yttriumoxid, Aluminiumoxid und einem Oxid von Titan, Magnesium oder Zirkonium.
Die Oxide von Seltenerdelementen wie beispielsweise Yttriumoxid (Y&sub2;O&sub3;) wurden als Mittel zum Unterstützen des Sintervorgangs in weitem Umfang in den oben aufgelisteten Sinterzubereitungen verwendet. Derartige Seltenerdelement-Oxide verbessern die charakteristischen Sintereigenschaften von Sintermaterialien und erlauben daher das Erzielen einer hohen Dichte und hohen Festigkeit der gesinterten Produkte (Sinterkörper).
Entsprechend dem herkömmlichen Stand der Technik werden Siliciumnitrid-Sinterkörper allgemein in Massenproduktion wie folgt hergestellt: Nachdem ein Mittel zum Unterstützung des Sintervorgangs, wie es oben erwähnt wurde, dem Siliciumnitrid-Pulver zugesetzt wurde, wird die Mischung unter Bildung eines Preßlings geformt. Anschließend wird der Preßling in einem Sinterofen bei etwa 1.600 bis 1.850 ºC für eine vorbestimmte Zeitdauer gesintert und anschließend in dem Ofen abgekühlt. Ein durch ein solches Verfahren erhaltenes Produkt ist beispielsweise in dem Dokument EP-A 0 438 897 offenbart.
Jedoch sind trotz der Tatsache, daß für den Siliciumnitrid-Sinterkörper, der nach dem herkömmlichen Verfahren hergestellt wird, hohe mechanische Festigkeiten wie beispielsweise eine hohe Festigkeit erhalten werden können, dessen Wärmeleitfahigkeiten signifikant niedriger als diejenigen von Aluminiumnitrid-(AlN-)Sinterkörpern, Berylliumoxid- (BeO-)Sinterkörpern oder Siliciumcarbid-(SiC-)Sinterkörpern. Daher sind die herkömmlichen Siliciumnitrid-Sinterkörper ungeeignet für im Bereich der Elektronik verwendete Materialien wie beispielsweise Halbleitersubstrate, für die gute Hitzestrahlungs-Eigenschaften benötigt werden. Demgemäß ist der Gebrauch von Siliciumnitrid-Sinterkörpern beschränkt.
Aluminiumnitrid-Sinterkörper weisen eine hohe Wärmeleitfähigkeit und eine geringe thermische Expansion auf, verglichen mit anderen Keramik-Sinterkörpern. Aluminiumnitrid-Sinterkörper werden in weitem Umfang als Einpack- bzw. Umhüllungsmaterialien oder Materialien für Basisplatten für elektrische Schaltungen bei Halbleiter-Chips verwendet, die zunehmend in Bezug auf Betriebsgeschwindigkeit, Energieabgabe, Vielfältigkeit ihrer Funktionen und Größe verbessert wurden. Jedoch lassen sich für herkömmliche Aluminiumnitrid-Sinterkörper ausreichend hohe mechanische Festigkeiten nicht erreichen.
Daher besteht ein wachsender Bedarf nach Keramik-Sinterkörpern, die sowohl eine hohe Wärmeleitfähigkeit als auch eine hohe Festigkeit aufweisen.
Demgemäß ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Siliciumnidrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfahigkeit und daher mit guten Wärmestrahlungs-Eigenschaften sowie mit den charakteristischen Eigenschaften hoher Festigkeit zu schaffen, die allgemein Siliciumnitrid-Sinterkörpern innewohnen. Eine Aufgabe ist auch, ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Siliciumnitrid-Sinterkörpers bereitzustellen.
Um die obige Aufgabe zu lösen, wurden im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung die Wirkungen von Arten von Siliciumnitrid-Pulver, Mittel zur Unterstützung des Sintervorgangs und Zusätzen, deren eingesetzte Mengen und die Sinterbedingungen auf die charakteristischen Eigenschaften der Endprodukte, d.h. der Sinterkörper, untersucht, indem man Experimente durchführte. Die Experimente lieferten die folgenden Untersuchungsergebnisse.
Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der sowohl hohe Festigkeit als auch hohe Wärmeleitfahigkeit aufweist, kann erhalten werden durch Zusetzen bestimmter Mengen von Seltenerdelementen und Aluminium-Komponenten wie beispielsweise Aluminiumnitrid und Aluminiumoxid zu einem hochreinen Feinpulver aus Siliciumnitrid, Formen unter Bildung eines Preßlings und Entfetten des Preßlings, Halten des Preßlings bei einer vorbestimmten hohen Temperatur für eine bestimmte Zeitdauer unter Sintern des Preßlings, wodurch dessen Dichte erhöht wird, und anschließendes schrittweises Kühlen des Sinterkörpers mit einer bestimmten Geschwindigkeit. Kurz gesagt, verbessert das oben beschriebene Verfahren signifikant die Wärmeleitfähigkeit eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers.
Außerdem wird die Bildung einer Glasphase (amorphen Phase) in der Korngrenzen-Phase wirksam unterdrückt durch Verwendung eines hochreinen Siliciumnitrid-Pulvers, das signifikant verringerte Mengen Sauerstoff und kationischer Verunreinigungs-Elemente enthält, und Herstellen eines geformten Siliciumnitrid-Preßlings, der eine verringerte Dicke aufweist, vor dem Sintern. Dadurch kann ein Siliciumnitdrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m K oder höher erhalten werden, selbst wenn nur ein Seltenerdelement, jedoch keine Aluminium-Komponenten dem Siliciumnitrid-Materialpulver zugesetzt werden.
Darüberhinaus kann ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der eine signifikant erhöhte Wärmeleitfähigkeit sowie eine hohe Festigkeit aufweist, erhalten werden durch Zusetzen bestimmmter Mengen eines Seltenerdelements und wenigstens einer Verbindung, die aus der aus den Oxiden, Carbiden, Nitriden, Siliciden und Boriden von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W bestehenden Gruppe gewählt ist, und - sofern erforderlich - Aluminiumoxid und/oder Aluminiumnitrid zu einem hochreinen Feinpulver-Material aus Siliciumnitrid, Formen des Materials unter Bildung eines Preßlings und Entfetten des Preßlings, Halten des Preßlings bei einer vorbestimmten hohen Temperatur für eine bestimmte Zeitdauer unter Sintern des Preßlings, wodurch dessen Dichte erhöht wird, und anschließendes schrittweises Kühlen des Sinterkörpers mit einer bestimmten Geschwindigkeit. Außerdem verändert sich die Korngrenzen-Phase in der Struktur eines Siliciumnitrid- Sinterkörpers von einer amorphen Phase zu einer Phase, die kristalline Phasen einschließt, durch schrittweises Kühlen des Sinterkörpers mit einer Geschwindigkeit von 100 ºC pro Stunde oder weniger, wobei man die Abkühlgeschwindigkeit steuert, wodurch man sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Wärmeleitfähigkeit erzielt. Wenn ein Sinterkörper in einem Sinterofen abgekühlt wird, indem man einfach den Ofen abschaltet, wie dies gemäß dem herkömmlichen Verfahren gemacht wurde, ist die Abkühlgeschwindigkeit ziemlich hoch, d. h. beträgt etwa 400 bis 800 ºC pro Stunde.
Die vorliegende Erfindung wurde auf der Grundlage der obigen Untersuchungsergebnisse abgeschlossen. Ein Aspekt der vorliegenden Erfindung schafft einen Siliciumnitrid- Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit, der enthält:
- 2,0 bis 7,5 Gew.-% eines oder mehrerer Seltenerdelemente(s), angegeben als dessen Oxid oder deren Oxide;
- höchstens 0,3 Gew.- % Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Verunreinigungs-Elemente, angegeben als Gesamtmenge dieser Elemente; und
- Siliciumnitrid als Hauptkomponente;
wobei der Körper eine Siliciumnitrid-Kristallphase und eine Korngrenzen-Phase umfaßt, wobei das Verhältnis der Fläche der Kristallverbindungs-Phase, die in der Korngrenzen- Phase gebildet ist, zu der Fläche der Korngrenzen-Phase wenigstens 20 % beträgt, und wobei der Körper eine thermische Leitfähigkeit von wenigstens 60 W/m K aufweist.
In einer bevorzugten Ausführungsform kann der Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit gemäß der Erfindung zusätzlich Aluminiumoxid in einer Menge von höchstens 2,0 Gew.-% enthalten.
Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers mit hoher Wärmeleitfähigkeit, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt, daß man
- einen Preßling bildet, indem man eine Mischung formt, die durch Zusetzen von 2,0 bis 7,5 Gew.-% eines oder mehrerer Seltenerdelemente(s), angegeben als Menge von dessen Oxid oder deren Oxiden, zu einem Siliciumnitrid-Pulver als Hauptkomponente erhalten wurde, wobei das Siliciumnitrid-Pulver höchstens 1,7 Gew.-% Sauerstoff und höchstens 0,3 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Verunreinigungs-Elemente, angegeben als Gesamtmenge dieser Elemente, sowie wenigstens 90 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs enthält und eine mittlere Korngröße von höchstens 0,8 µm aufweist;
- den Preßling entfettet;
- den Preßling bei einer Temperatur von 1.800 bis 2.000 ºC sintert, wobei man die Atmosphäre um den Preßling unter Druck hält, und so einen Sinterkörper bildet; und
- den Sinterkörper mit einer Kühlgeschwindigkeit von höchstens 100 ºC pro Stunde kühlt, bis die Temperatur auf einen Punkt abgesenkt ist, bei dem sich eine aus dem/den Seltenerdelement(en) während des Sinterschritts gebildete flüssige Phase verfestigt.
Der Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß der Erfindung kann höchstens 2,0 Gew.-% Aluminiumnitrid anstelle des Aluminiumoxids enthalten. Außerdem kann der Siliciumnitrid- Sinterkörper höchstens 2,0 Gew.-% Aluminium, angegeben als Menge an Aluminiumoxid, und höchstens 2,0 Gew.-% Aluminiumnitrid enthalten.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung schafft einen Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit, der zusätzlich enthält: 0,2 bis 3,0 Gew.-% wenigstens einer Verbindung, die gewählt ist aus der aus Oxiden, Carbiden, Nitriden, Siliciden und Boriden von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W bestehenden Gruppe.
Ein noch weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung schafft ein Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das zusätzlich den Schritt umfaßt, daß man dem Siliciumnitrid-Pulver in dem Schritt der Bildung des Preßlings höchstens 2,0 Gew.-% Aluminiumoxid und/oder höchstens 2,0 Gew.-% Aluminiumnitrid zusetzt.
Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung schafft ein Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers mit hoher Wärmeleitfahigkeit, das zusätzlich den Schritt umfaßt, daß man dem Siliciumnitrid-Pulver in dem Schritt der Bildung des Preßlings 0,2 bis 3,0 Gew.-% wenigstens einer Verbindung zusetzt, die gewählt ist aus der aus Oxiden, Carbiden, Nitriden, Siliciden und Boriden von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W bestehenden Gruppe.
Mit dem Verfahren der vorliegenden Erfindung läßt sich ein Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit erhalten, der sowohl gute charakteristische mechanische Eigenschaften als auch gute charakteristische Wärmeleit-Eigenschaften aufweist. Noch genauer gesagt, wird eine Porosität von höchstens 1,5 Vol.-%, eine Wärmeleitfähigkeit von wenigstens 60 W/m K und eine Drei-Funkt-Biegefestigkeit von wenigstens 785 MPa (80 kg/mm²) bei Raumtemperatur erhalten.
Um gute charakteristische Sintereigenschaften, eine hohe Festigkeit und eine hohe Wärmeleitfähigkeit des Produkts zu erhalten, enthält das Siliciumnitrid-Pulver, das in dem Verfahren gemäß der Erfindung verwendet wird und als Hauptkomponente in dem Sinterkörper der Erfindung enthalten ist, höchstens 1,7 Gew.-%, vorzugsweise 0,5 bis 1,5 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,3 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 Gew.-% oder weniger, Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Verunreinigungs-Elemente, angegeben als deren Gesamtmenge, und enthält wenigstens 90 Gew.-%, vorzugsweise 93 Gew.-% oder mehr, Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs mit guten Sintereigenschaften. Außerdem weist das Pulver feine Körner auf, d. h. hat eine mittlere Korngröße von höchstens 0,8 µm, vorzugsweise von etwa 0,4 bis 0,6 µm.
Die Verwendung eines Siliciumnitrid-Feinpulvers mit einer mittleren Korngröße von 0,8 µm oder weniger erleichtert das Bilden eines dichten Sinterkörpers mit einer Porosität von 1,5 % oder weniger, ohne daß hierfür eine große Menge eines den Sintervorgang unterstützenden Mittels erforderlich ist. Dadurch wird die mögliche nachteilige Wirkung eines den Sintervorgang unterstützenden Mittels auf die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers reduziert.
Die Gesamtmenge an kationischen Verunreinigungs-Elementen, die in dem Sinterkörper gemäß der Erfindung enthalten sind, d.h. der Elemente Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B, ist auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt, um sicherzustellen, daß der Sinterkörper eine Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m K aufweist, da die kationischen Verunreinigungs-Elemente die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers nachteilig beeinträchtigen. Die Verwendung eines Siliciumnitrid-Pulvers, das wenigstens 90 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs enthält, das bessere charakteristische Sintereigenschaften als Siliciumnitrid des β-Phasen-Typs aufweist, erleichtert die Herstellung eines Sinterkörpers mit hoher Dichte.
Beispiele des Seltenerdelements, das als den Sintervorgang unterstützendes Mittel in einem Siliciumnitrid-Pulver enthalten sein soll, sind Y, La, Sc, Pr, Ce, Nd, Dy, Ho und Gd. Ein derartiges Seltenerdelement kann in einem Siliciumnitrid-Pulver in Form eines Oxids dieses Elements oder in Form einer Substanz enthalten sein, die während des Sinterschritts in ein Oxid dieser Substanz umgewandelt wird. Eine oder mehrere Art(en) eines derartigen Oxids oder einer derartigen Substanz können in einem Siliciumnitrid-Pulver enthalten sein. Von diesen Substanzen ist Yttriumoxid (Y&sub2;O&sub3;) besonders bevorzugt. Ein deartiges Mittel zur Unterstützung des Sintervorgangs reagiert mit dem Siliciumnitrid- Pulver unter Bildung einer flüssigen Phase und dient dadurch als Mittel zur Förderung des Sintervorgangs.
Die Menge an einem den Sintervorgang unterstützenden Mittel, das in dem Siliciumnitrid- Pulver (-Materialpulver) enthalten sein soll, muß innerhalb eines Bereichs von 2,0 bis 7,5 Gew.-% liegen, angegeben als Menge eines Oxids des Mittels. Wenn die Menge niedriger ist als 2,0 Gew.-%, erreicht der Sinterkörper eine ausreichend hohe Dichte nicht. Daher werden seine Festigkeit und Wärmeleitfähigkeit auf unerwünschte Werte verringert. Wenn die Menge des Mittels über 7,5 Gew.-% liegt, wird ein übermäßig großer Anteil der Korngrenzen-Phase gebildet, was die Wärmeleitfähigkeit und Festigkeit des Sinterkörpers verringert. Der noch mehr bevorzugte Bereich der Menge eines den Sintervorgang unterstützenden Mittels liegt bei 3,0 bis 6,0 Gew.-%.
Außerdem unterstützt gemäß der vorliegenden Erfindung Aluminiumoxid (Al&sub2;O&sub3;) die Wirkung eines Mittels zur Förderung des Sintervorgangs, d. h. eines Seltenerdelements. Aluminiumoxid sorgt für einen besonders starken unterstützenden Effekt, wenn ein Drucksinter-Verfahren zum Einsatz kommt. Die Menge an Aluminiumoxid, das in einem Siliciumnitrid-Pulver enthalten sein soll, ist auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt, da dann, wenn die Menge größer ist als 2,0 Gew.- %, ein übermäßig großer Anteil der Korngrenzen-Phase gebildet wird oder Aluminiumoxid beginnt, sich in dem Siliciumnitrid zu lösen, und daher die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers verringert. Außerdem liegt die Menge an in dem Pulver enthaltenen Aluminiumoxid vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,1 bis 2,0 Gew.-%, da dann, wenn die Menge geringer ist als 0,1 Gew.-%, der Sinterkorper eine ausreichend hohe Dichte nicht erreicht. Um gute charakteristische Eigenschaften des Sinterkörpers neben hoher Festigkeit und hoher Wärmeleitfähigkeit zu erzielen, wird die Menge an Aluminiumoxid, die in dem Sinterkörper enthalten sein soll, vorzugsweise auf einen Bereich von 0,2 bis 1,5 Gew.-% beschränkt.
Wenn Aluminiumoxid zusammen mit Aluminiumnitrid (AlN) verwendet wird, das später erwähnt wird, wird die Gesamtmenge der beiden Verbindungen vorzugsweise auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt.
Aluminiumnitrid spielt verschiedene Rollen. Beispielsweise unterdrückt es die Verdampfung von Siliciumnitrid und unterstützt die den Sintervorgang unterstützende Wirkung des Seltenerdelements während des Sinterschritts.
Die Menge an Aluminiumnitrid wird auf höchstens 2,0 Gew.-% beschränkt, da dann, wenn die Menge größer als 2,0 Gew.-% ist, ein übermäßig großer Anteil der Korngrenzen-Phase gebildet wird oder Aluminiumnitrid beginnt, sich in dem Siliciumnitrid zu lösen, und damit die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers verringert. Außerdem liegt die Menge an in dem Pulver enthaltenen Aluminiumnitrid vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,3 bis 2,0 Gew.-%, da dann, wenn die Menge geringer ist als 0,3 Gew.- % (oder geringer ist als 0,1 Gew.-% in dem Fall, in dem Aluminiumnitrid zusammen mit Aluminiumoxid verwendet wird), der Sinterkörper eine ausreichend hohe Dichte nicht erreicht. Um gute charakteristische Eigenschaften des Sinterkörpers neben hoher Festigkeit und hoher Wärmeleitfähigkeit zu erreichen, wird die Menge an Aluminiumnitrid, die in dem Pulver enthalten sein soll, vorzugsweise auf einen Bereich von 0,5 bis 1,5 Gew.-% festgesetzt. Wenn Aluminiumnitrid (AlN) zusammen mit Aluminiumoxid (M&sub2;O&sub3;) verwendet wird, wird die Menge an Aluminiumnitrid, das in dem Siliciumnitrid-Pulver enthalten ist, vorzugsweise auf einen Bereich von 0,1 bis 2,0 Gew.-% festgesetzt.
Die Oxide, Carbide, Nitride, Silicide und Boride von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W fördern die den Sintervorgang unterstützende Wirkung eines Seltenerdelements und fördern dessen Verteilung in der Kristallstruktur, so daß sie die mechanische Festigkeit des Siliciumnitrid-(Si&sub3;N&sub4;-)Sinterkörpers erhöhen.
Die Menge dieser Verbindungen, die in einem Siliciumnitrid-Pulver enthalten ist, wird auf einen Bereich von 0,2 bis 3,0 Gew.-% festgesetzt. Wenn die enthaltene Menge dieser Verbindungen geringer ist als 0,2 Gew.-%, erreicht der Sinterkörper eine ausreichend hohe Dichte nicht. Wenn die Menge größer ist als 3,0 Gew.-%, werden die Wärmeleitfähigkeit, die mechanische Festigkeit und die Festigkeit des Sinterkörpers gegen elektrischen Durchschlag auf unerwünschte Werte verringert. Der bevorzugte Bereich der enthaltenen Menge dieser Verbindungen liegt bei 0,3 bis 2,0 Gew.- %.
Die obigen Verbindungen wie Ti, Zr und Hf dienen auch als Licht-Sperrmittel. Genauer gesagt färben oder kolorieren sie den Siliciumnitrid-Sinterkörper und versehen ihn daher mit Opazität. Wenn der Siliciumnitrid-Sinterkörper der vorliegenden Erfmdung für eine Basisplatte für eine integrierte Schaltung oder dergleichen vewendet wird, die zu Fehlfünktionen neigt, wenn sie Licht ausgesetzt wird, ist eine geeignete Menge einer oder mehrerer der obigen Verbindungen vorzugsweise in dem Siliciumnitrid-Pulver enthalten und erhöht die charakteristischen Lichtsperr-Eigenschaften des Siliciumnitrid-Sinterkörpers.
Da Aluminium-Verbindungen wie beispielsweise Aluminiumnitrid und Aluminiumoxid die Wirkung eines den Sintervorgang unterstützenden Mittels während des Sintervorgangs unterstützen, reduziert die Verwendung einer Aluminium-Verbindung relativ die Menge der Oxide, Carbide, Nitride, Silicide und Boride von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W, die in einem Siliciumnitrid-Pulver benötigt werden. Die Menge an Aluminium-Verbindung wie z. B. Aluminiumnitrid oder Aluminiumoxid, die in einem Siliciumnitrid- Pulver benötigt wird, steht in enger Beziehung zu der Menge der oben genannten Oxide (und dergleichen) von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W, die darin benötigt werden. Wenn eine oder mehrere der Aluminium-Verbindungen, beispielsweise Aluminiumoxid und/oder Aluminiumnitrid, in einem Siliciumnitrid-Pulver enthalten sind und der Gehalt an Aluminium-Verbindung geringer ist als 0,1 Gew.-%, erreicht der resultierende Sinterkörper eine ausreichend hohe Dichte nicht, wenn die Menge an einer Titan-Verbindung oder dergleichen, wie sie vorstehend angegeben wurden, geringer ist als 0,2 Gew.-%. Wenn darüber hinaus der Gehalt an Aluminium-Verbindung größer ist als 2,0 Gew.-%, wird ein übermäßig großer Anteil der Korngrenzen-Phase gebildet oder beginnt die Aluminium-Verbindung, sich in dem Siliciumnitrid zu lösen. Daher wird die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers verringert. Folglich muß der Gehalt an Aluminium-Verbindung auf einen Bereich von 0,1 bis 2,0 Gew.-% festgelegt werden. Um gute charakteristische Eigenschaften des Sinterkörpers neben hoher Festigkeit und hoher Wärmeleitfähigkeit zu erzielen, liegt der Gehalt an Aluminium-Verbindung vorzugsweise innerhalb eines Bereichs von 0,2 bis 1,5 Gew.-%.
Die Porosität eines Sinterkörpers beeinflußt signifikant die Wärmeleitfähigkeit und Festigkeit des Sinterkörpers. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Porosität vorzugsweise auf 1,5 % oder weniger festgelegt. Wenn sie größer ist als 1,5 %, werden die Wärmeleitfähigkeit und Festigkeit des Sinterkörpers auf unerwünschte Werte verringert.
Außerdem beeinflußt die Korngrenzen-Phase, die in der Siliciumnitrid-Kristallstruktur in einem Sinterkörper gebildet wird, signifikant die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers. Gemäß der vorliegenden Erfindung liegt das Verhältnis der Fläche der Kristallphase, die in der Korngrenzen-Phase gebildet wird, zur gesamten Fläche der Komgrenzen-Phase bei 20 % oder höher. Wenn das Verhältnis geringer ist als 20 %, erreicht der Sinterkörper eme Wärmeleitfähigkeit von wenigstens 60 W/m K nicht und erreicht damit keine guten Wärmeabstrahl-Eigenschaften und keine erwünschte Hochtemperatur-Festigkeit.
Um sicherzustellen, daß die Porosität des Siliciumnitrid-Sinterkörpers auf höchstens 1,5 % beschränkt ist und das Verhältnis der Fläche der Kristallphase, die in der Korngrenzen- Phase gebildet ist, zur Gesamtfläche der Korngrenzen-Phase wenigstens 20 % wird, muß ein Siliciumnitrid-Formpreßling bei 1.800 bis 2.000 ºC für etwa 0,5 bis 10 Stunden preß gesintert werden. Diesem Schritt folgt unmittelbar ein Schritt des Kühlens des Sinterkörpers mit einer Geschwindigkeit von 100 ºC pro Stunde oder niedriger.
Wenn die Sintertemperatur niedriger ist als 1.800 ºC, erreicht der Sinterkörper eine ausreichend hohe Dichte nicht. Noch spezieller wird dann, wenn die Porosität größer als 1,5 Vol.-% wird, dadurch sowohl die mechanische Festigkeit als auch die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers auf unerwünschte Werte verringert. Wenn die Sintertemperatur über 2.000 ºC liegt, wird es wahrscheinlich, daß das Siliciumnitrid als solches verdampft oder zersetzt wird. Die Zersetzung und Verdampfüng des Siliciumnitrids kann bei etwa 1.800 ºC erfolgen, wenn der Sinterprozeß unter Normaldruck durchgeführt wird.
Die Geschwindigkeit des Kühlens eines Sinterkörpers muß sorgfältig gesteuert werden, um eme Kristallisation der Korngrenzen-Phase zu erreichen. Wenn die Kühlgeschwindigkeit schneller ist als 100 ºC pro Stunde, wird die Komgrenzen-Phase der Struktur des Sinterkörpers eine amorphe Phase (eine Glasphase), und daher wird das Verhältnis der Fläche der aus der flüssigen Phase während des Sinterprozesses gebildeten Kristallphase zur gesamten Fläche der Korngrenzen-Phase geringer als 20 %. Dadurch werden die Festigkeit und Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers auf unerwünschte Werte verringert.
Der ausreichend breite Temperaturbereich, in dem die Kühlgeschwindigkeit exakt gesteuert werden muß, ist der Bereich von einer vorbestimmten Sintertemperatur (1.800 bis 2.000 ºC) bis zum Verfestigungspunkt der flüssigen Phase, die durch die Reaktion eines den Sinterschritt unterstützenden Mittels gebildet wird, wie es oben beschrieben wurde. Die flüssige Phase verfestigt sich bei etwa 1.600 bis 1.500 ºC, wenn ein den Sintervorgang unterstützendes Mittel verwendet wird. Indem man die Kühlgeschwindigkeit bei 100 ºC pro Stunde oder langsamer hält, vorzugsweise bei 50 ºC pro Stunde oder langsamer, und zwar wenigstens in einem Temperaturbereich von der Sintertemperatur bis zum Verfestigungspunkt der flüssigen Phase, wird der größte Anteil der Korngrenzen-Phase eine Kristallphase, wodurch man einen Sinterkörper erhält, der sowohl hohe mechanische Festigkeit als auch hohe Wärmeleitfähigkeit aufweist.
Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß der vorliegenden Erfmdung kann beispielsweise durch die folgende Verfahrensweise hergestellt werden: Eine Materialmischung wird hergestellt durch Zusetzen einer vorbestimmten Menge eines den Sintervorgang unterstützenden Mittels, eines erforderlichen Zusatzes wie beispielsweise eines organischen Bindemittels und Aluminiumoxid, Aluminiumnitrid und/oder einer Verbindung von Ti, Zr, Hf oder dergleichen zu einem Feinpulver aus Siliciumnitrid, das eine vorbestimmte mittlere Korngröße aufweist und sehr geringe Mengen an Verunreinigungen enthält. Die Materialmischung wird dann zu einem Preßling mit einer vorbestimmten Form geformt, und zwar beispielsweise durch ein herkömmliches Plattenform-Verfahren wie beispielsweise das Gesenk-Preß-Verfahren oder das Rakel-Verfahren. Nach dem Formschritt wird der geformte Preßling 1 bis 2 h in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre bei 600 bis 800 ºC gehalten, wodurch der Preßling entfettet wird, d. h. das organische Bindemittel sorgfältig entfernt wird, das in dem Verfahrensschritt der Herstellung der Materialmischung zugesetzt wurde. Der entfettete Preßling wird bei 1.800 bis 2.000 ºC in einer Inertgas-Atmosphäre wie beispielsweise in einer Atmosphäre aus Stickstoffgas oder Argongas gesintert, wobei er durch das Atmosphärengas unter Druck gehalten wird.
Der so hergestellte Siliciumnitrid-Sinterkörper erreicht eine Porosität von 1,5 % oder weniger, eine Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m K (25 ºC) oder höher und eine Drei-Punkt- Biegefestigkeit von 80 kg/mm² oder größer.
Die vorliegende Erfindung wird weiter unter Bezugnahme auf Beispiele und Vergleichsbeispiele beschrieben.

Beispiele 1 bis 3

5 Gew.-% Yttriumoxid-(Y&sub2;O&sub3;-)Pulver, d.h. ein den Sintervorgang unterstützendes Mittel, mit einer mittleren Korngröße von 0,7 µm und 1,5 Gew.-% Aluminiumoxid-(Al&sub2;O&sub3;)-Pulver mit einer mittleren Korngröße von 0,5 µm wurden einem Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 0,5 µm zugesetzt. Das in den Beispielen 1 bis 3 verwendete Siliciumnitrid-Materialpulver enthielt 1,3 Gew.-% Sauerstoff und 0,15 Gew.- % kationischer Verunreinigungs-Elemente, bezogen auf die Menge des Siliciumnitrid- Materialpulvers, und das Siliciumnitrid, das in dem Siliciumnitrid-Materialpulver enthalten war, enthielt 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid. Die oben beschriebene Mischung wurde in Ethylalkohol 24 h lang naß gemischt und anschließend unter Erhalt eines Mischungsmaterial-Pulvers getrocknet. Eine vorbestimmte Menge eines organischen Bindemittels wurde dem Mischungsmaterial-Pulver zugesetzt und anschließend homogen eingemischt. Die Mischung wurde dann unter einem Preßdruck von 1.000 kg/cm² preßgeformt und so eine Mehrzahl von geformten Preßlingen erhalten, die jeweils eine Größe von 50 mm (Länge) x 50 mm (Breite) x 5 mm (Dicke) hatten. Nachdem die Preßlinge in Atmosphärengas bei 700 ºC 2 h lang entfettet worden waren, wurden die Preßlinge gesintert und so ihre Dichte erhöht; dies geschah in der folgenden Weise: Die entfetteten Preßlinge wurden 6 h lang in einer Stickstoffgas-Atmosphäre bei 7,6 bar (7,5 atm) bei 1.900 ºC gehalten und so Sinterkörper hergestellt. Während die Sinterkörper anschließend gekühlt wurden, wurden die Kühlgeschwindigkeiten zu 100 ºC/h (Beispiel 1), 50 ºC/h (Beispiel 2) und 25 ºC/h (Beispiel 3) bestimmt, indem man die Energie steuerte, die den Heizvorrichtungen zugeleitet wurde, die in den Sinteröfen vorgesehen waren, bis die Temperatur im Innern der Öfen 1.500 ºC erreichte. So wurden Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 1 bis 3 hergestellt.

Vergleichsbeispiel 1

Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 1 wurde allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß nach dem Sinterschritt die Heizvorrichtung abgeschaltet wurde und so der Sinterkörper mit einer Kühlgeschwindigkeit von etwa 500 ºC/h gekühlt wurde, wie dies in einem herkömmlichen Ofenkühl- Verfahren geschieht.

Vergleichsbeispiel 2

Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 2 wurde allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß man ein Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 0,60 µm verwendete, das 1,5 Gew.-% Sauerstoff und 0,6 Gew.-% kationischer Verunreinigungs-Elemente enthielt, wobei der Anteil an Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid, 93 Gew.-% betrug, anstelle des Siliciumnitrid-Materialpulvers, wie es in Beispiel 1 verwendet wurde.

Vergleichsbeispiel 3

Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 3 wurde allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß man ein Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 1,1 µm verwendete, das 1,7 Gew.-% Sauerstoff und 0,7 Gew.-% kationischer Verunreinigungs-Elemente enthielt, wobei der Mengenanteil an Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid, 91 Gew.-% betrug, anstelle des Siliciumnitrid-Materialpulvers, wie es in Beispiel 1 verwendet wurde.
Die Siliciumnitrid-Sinterkörper jedes der Beispiele 1 bis 3 und Vergleichsbeispiele 1 bis 3 wurden untersucht und so ihre Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten und Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur bestimmt. Außerdem wurde eine Röntgenstrahl-Analyse jedes Sinterkörpers durchgeführt und so der Mengenanteil an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase (Verhältnis der Flächen) bestimmt. Die erhaltenen Werte wurden jeweils für die Beispiele oder Vergleichsbeispiele gemittelt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. Tabelle 1
Wie in Tabelle 1 angegeben, wiesen die Siliciumnitrid-Sinterkörper der Beispiele 1 bis 3, die mit Geschwindigkeiten unterhalb der Kühlgeschwindigkeiten des Vergleichsbeispiels 1 unmittelbar nach dem die Dichte erhöhenden Sinterschritt abgekühlt worden waren, in den Korngrenzen-Phasen gebildete Kristallphasen auf. Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper mit einem größeren Mengenanteil an Kristallphase in der Korngrenzen-Phase erreichte eine größere Wärmeleitfähigkeit. Die Drei-Punkt-Biegefestigkeiten der Sinterkörper der Beispiele 1 bis 3 waren im wesentlichen dieselben, trotz ihrer unterschiedlichen Kristallphasen-Anteile. So erreichten die Sinterkörper der Beispiele 1 bis 3 sowohl hohe Festigkeit als auch hohe Wärmeleitfähigkeit.
Andererseits bildeten die Sinterkörper des Vergleichsbeispiels 1, die mit einer hohen Geschwindigkeit von 500 ºC/h gekuhlt worden waren, keine Kristallphase in der Korngrenzen-Phase aus, d. h. die gesamte Korngrenzen-Phase war amorph. Die Wärmeleitfähigkeit der Körper von Vergleichsbeispiel 1 war dementsprechend niedrig. Die Sinterkörper von Vergleichsbeispiel 2, die aus einem Siliciumnitrid-Materialpulver gebildet worden waren, das eine erhöhte Menge an kationischen Verunreinigungs-Elementen enthielt, d. h. 6 Gew.-%, bildeten keine Kristallphase in der Korngrenzen-Phase, obwohl die Kühlgeschwindigkeit dieselbe war wie in Beispiel 1. Die thermische Leitfähigkeit des Körpers von Vergleichsbeispiel 2 war niedrig. Die Sinterkörper von Vergleichsbeispiel 3, die aus einem Siliciumnitrid-Pulver gebildet worden waren, das eine größere mittlere Korngröße aufwies, d. h. 1,1 µm, hatten eine große Porosität, was eine unzureichend niedrige Dichte anzeigt. Als Ergebnis waren die Wärmeleitfähigkeit und die Festigkeit der Körper von Vergleichsbeispiel 3 niedrig.

Beispiele 4 bis 12 und Vergleichsbeispiele 5 bis 7

Die Mischungsmaterial-Pulver der Beispiele 4 bis 12 wurden hergestellt durch Variieren der Mengen desselben Siliciumnitrid-Materialpulvers, Y&sub2;O&sub3;-Pulvers und Al&sub2;O&sub3;-Pulvers, wie sie in Beispiel 1 verwendet worden waren, gemäß den Angaben in Tabelle 2. Nachdem die Mischungsmaterial-Pulver unter Bildung von Preßlingen geformt und die Preßlinge in allgemein derselben Weise wie in Beispiel 1 entfettet worden waren, wurden die entfetteten Preßlinge bei den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen gesintert. Die Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper der Beispiele 4 bis 12 wurden so hergestellt.
Die Mischungsmaterial-Pulver der Vergleichsbeispiele 5 bis 7 wurden jeweils hergestellt, wie dies in Tabelle 2 angegeben ist. Genauer gesagt, wurde der Y&sub2;O&sub3;-Gehalt in Vergleichsbeispiel 5 signifikant verringert. Der Al&sub2;O&sub3;-Gehalt wurde in Vergleichsbeispiel 6 signifikant erhöht. Der Y&sub2;O&sub3;-Gehalt wurde in Vergleichsbeispiel 7 signifikant erhöht.
Die Mischungsmaterial-Pulver wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 1 verarbeitet. So wurden Siliciumnitrid-Sinterkörper der Vergleichsbeispiele 5 bis 7 erhalten.
Die Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und die Mengenanteile Kristallphase, bezogen auf Korngrenzen-Phase (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Sinterkörper der Beispiele 4 bis 12 und der Vergleichsbeispiele 5 bis 7 wurden bei denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2 Tabelle 2 (Fortsetzung)
Wie in Tabelle 2 gezeigt, erzielten die Sinterkörper der Beispiele 4 bis 12, die Mengen an Y&sub2;O&sub3; und Al&sub2;O&sub3; innerhalb der Bereiche gemäß der vorliegenden Erfindung enthielten und die mit vorbestimmten Kiiblgeschwindigkeiten gemäß der vorliegenden Erfindung abgekühlt worden waren, ausreichend hohe Festigkeiten und Wärmeleitfahigkeiten. Andererseits erzielten die Sinterkörper der Vergleichsbeispiele 5 bis 7, in denen jeweils der Y&sub2;O&sub3;- Gehalt und/oder Al&sub2;O&sub3;-Gehalt außerhalb der jeweiligen Bereiche lagen, wie sie gemäß der vorliegenden Erfindung bestimmt werden, eine ausreichend hohe Dichte oder einen ausreichend hohen Anteil Kristallphase, bezogen auf die Korugrenzen-Phase nicht (in emem Fall wurde eine übermäßig hohe Korngrenzen-Phase gebildet). Daher waren die Biegefestigkeit oder die Wärmeleitfähigkeit der jeweiligen Körper in unerwünschter Weise verringert.

Beispiele 13 bis 16

Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 13 bis 16 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Oxide der Seltenerdelemente anstelle des Y&sub2;O&sub3;-Pulvers verwendet wurden, wie sie in Tabelle 3 gezeigt sind.
Die Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und Mengenanteile Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Sinterkörper der Beispiele 13 bis 16 wurden unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 3
Wie in Tabelle 3 gezeigt, erreichten die Sinterkörper der Beispiele 13 bis 16, in denen andere Seltenerdelement-Oxide verwendet wurden als Y&sub2;O&sub3;, allgemein dieselben Eigenschaften wie diejenigen der Sinterkörper, in denen Y&sub2;O&sub3; verwendet wurde.
Nachfolgend werden Sinterkörper beschrieben, in denen Aluminiumnitrid (AlN) verwendet wurde.

Beispiele 17 bis 19

5 Gew.-% Yttriumoxid-(Y&sub2;O&sub3;-)Pulver, d.h. ein den Sintervorgang unterstützendes Mittel, mit einer mittleren Korngröße von 0,7 µm und 1 Gew.-% Aluminiumnitrid-(AlN-)Pulver mit einer mittleren Korngröße von 0,8 µm wurden einem Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 0,5 µm zugesetzt. Das in den Beispielen 17 bis 19 verwendete Siliciumnitrid-Materialpulver enthielt 1,3 Gew.-% Sauerstoff und 0,15 Gew.-% kationischer Verunreinigungs-Elemente, bezogen auf die Menge des Siliciumnitrid-Materialpulvers, und das Siliciumnitrid, das in dem Siliciumnitrid-Materialpulver enthalten war, enthielt 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid. Die oben beschriebene Mischung wurde in Ethylalkohol 24 h lang feucht gemischt und anschließend unter Erhalt eines Mischungsmaterial-Pulvers getrocknet. Eine vorbestimmte Menge an organischem Bindemittel wurde dem Mischungsmaterial-Pulver zugesetzt und anschließend homogen eingemischt. Die Mischung wurde dann unter einem Preßdruck von 1.000 kg/cm² preßgeformt und so eine Mehrzahl von Preßlingen erhalten, die jeweils eine Größe von 50 mm (Länge) x 50 mm (Breite) x 5 mm (Dikke) aufwiesen. Nachdem die Preßlinge in Atmosphärengas bei 700 ºC 2 h lang entfettet worden waren, wurden die Preßlinge unter Erhöhung von deren Dichte in der folgenden Weise gesintert. Die entfetteten Preßlinge wurden 6 h lang in einer Stickstoffgas-Atmosphäre bei 7,6 bar (7,5 atm) bei einer Temperatur von 1.900 ºC gehalten, und so wurden Sinterkörper hergestellt. Während die Sinterkörper danach abgekühlt wurden, wurden die Kühlgeschwindigkeiten zu 100 ºC/h (Beispiel 17), 50 ºC/h (Beispiel 18) und 25 ºC/h (Beispiel 19) bestimmt, indem man die Energie, die den Heizvorrichtungen zugeführt wurde, die in den Sinteröfen vorgesehen waren, steuerte, bis die Temperatur innerhalb der Öfen 1.500 ºC erreichte. So wurden Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 17 bis 19 hergestellt.

Vergleichsbeispiel 8

Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 8 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 17 hergestellt, mit der Ausnahme, daß nach dem Sinterschritt die Heizvorrichtung abgeschaltet wurde, so daß der Sinterkörper mit einer Kühlgeschwindigkeit von etwa 500 ºC/h kuhlte, wie dies auch in einem herkömmlichen Ofenkühl-Verfahren geschah.

Vergleichsbeispiel 9

Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 9 wurden allgemein in derselben Weise hergestellt wie in Beipiel 17, mit der Ausnahme, daß man ein Siliciumnitrid-Materialpulver verwendete, das eine mittlere Korngröße von 0,60 µm hatte und 1,5 Gew.-% Sauerstoff sowie 0,6 Gew.-% an kationischen Verunreinigungs-Elementen enthielt, wobei der Mengenanteil an Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid, 93 Gew.-% betrug, statt das Siliciumnitrid-Materialpulver zu verwenden, das in Beispiel 17 verwendet wurde.

Vergleichsbeispiel 10

Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 10 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 17 hergestellt, mit der Ausnahme, daß man ein Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 1,1 µm verwendete, das 1,7 Gew.-% Sauerstoff und 0,7 Gew.-% an kationischen Verunreinigungs-Elementen enthielt, wobei der Mengenanteil an Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid, 91 Gew.-% war, statt das Siliciumnitrid-Materialpulver zu verwenden, das in Beispiel 17 verwendet wurde.
Die Siliciumnitrid-Sinterkörper jedes der Beispiele 17 bis 19 und der Vergleichsbeispiele 8 bis 10 wurden untersucht und so ihre Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten und Drei-Punkt- Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur bestimmt. Außerdem wurde eine Röntgenstrahl- Analyse jedes Sinterkörpers durchgeführt und so der Mengenanteil der Kristallphase an der Korngrenzen-Phase bestimmt (Flächenverhältnis). Die erhaltenen Werte wurden für die Beispiele bzw. Vergleichsbeispiele jeweils gemittelt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 4
Wie in Tabelle 4 angegeben, wiesen die Siliciumnitrid-Sinterkörper der Beispiele 17 bis 19, die mit Geschwindigkeiten abgekühlt worden waren, die niedriger waren als die Kühlgeschwindigkeiten in Vergleichsbeispiel 8, unmittelbar nach dem die Dichte erhöhenden Sinterschritt, Kristallphasen auf, die sich in den Korngrenzen-Phasen gebildet hatten. Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der einen größeren Anteil an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, aufwies, hatte eine größere Wärmeleitfähigkeit. Die Drei-Punkt-Biegefestigkeiten der Sinterkörper der Beispiele 17 bis 19 waren im wesentlichen dieselben, trotz ihrer unterschiedlichen Kristallphasen-Mengenanteile. So konnte mit den Sinterkörpern der Beispiele 17 bis 19 sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Wärmeleitfähigkeit erzielt werden.
Andererseits bildeten die Sinterkörper des Vergleichsbeispiels 8, die mit einer hohen Kühlrate von 500 ºC/h gekühlt worden waren, keine Kristallphase in der Korngrenzen- Phase aus, d.h. die gesamte Korngrenzen-Phase war amorph. Die Wärmeleitfähigkeit der Körper von Vergleichsbeispiel 8 war dementsprechend niedrig. Die Sinterkörper von Vergleichsbeispiel 9, die aus einem Siliciumnitrid-Materialpulver gebildet worden waren, das eine erhöhte Menge an kationischen Verunreinigungs-Elementen entnielt, d.h. 6 Gew.-%, bildeten keine Kristallphase in der Korngrenzen-Phase aus, obwohl die Kühlgeschwindigkeit dieselbe war wie die in Beispiel 17. Die Wärmeleitfähigkeit des Körpers von Vergleichsbeispiel 9 war also niedrig. Die Sinterkörper von Vergleichsbeispiel 10, die aus einem Siliciumnitrid-Pulver gebildet worden waren, das eine größere mittlere Korngröße aufwies, d. h. 1,1 µm, hatten eine hohe Porosität, was eine unzureichend niedrige Dichte anzeigt. Als Ergebnis waren die Wärmeleitfähigkeit und die Festigkeit des Körpers von Vergleichsbeispiel 10 niedrig.

Beispiele 20 bis 31 und Vergleichsbeispiele 11 bis 13

Die Mischungsmaterial-Pulver der Beispiele 20 bis 31 wurden hergestellt, indem man die Mengen an Al&sub2;O&sub3;-Pulver variierte, das eine mittlere Korngröße von 0,5 µm hatte, und indem man dasselbe Siliciumnitrid-Materialpulver, Y&sub2;O&sub3;-Pulver und AlN-Pulver verwendete, wie es in Beispiel 17 verwendet worden war, wie in Tabelle 5 gezeigt ist. Nachdem die Mischungsmaterial-Pulver unter Bildung von Preßlingen geformt worden waren und die Preßlinge in allgemein derselben Weise wie in Beipiel 17 entfettet worden waren, wurden die entfetteten Preßlinge unter den in Tabelle 5 gezeigten Bedingungen gesintert. So wurden Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 20 bis 31 hergestellt.
Die Mischungsmaterial-Pulver der Vergleichsbeispiele 11 bis 13 wurden jeweils hergestellt, wie dies in Tabelle 5 angegeben ist. Genauer gesagt, wurde der Y&sub2;O&sub3;-Gehalt in Vergleichsbeispiel 11 signifikant reduziert. Der AlN-Gehalt wurde in Vergleichsbeispiel 12 signifikant erhöht. Der Y&sub2;O&sub3;-Gehalt wurde in Vergleichsbeispiel 13 signifikant erhöht. Die Mischungsmaterial-Pulver wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 17 behandelt. So wurden Siliciumnitrid-Sinterkörper der Vergleichsbeispiele 11 bis 13 erhalten.
Die Porositäten, Wärmleitfahigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und Mengen-Anteile an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Sinterkörper der Beispiele (Bsp. 20 bis 31) und Vergleichsbeispiele (Vgl. 11 bis 13) wurden unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 17 bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5 Tabelle 5 (Fortsetzung)
Wie in Tabelle 5 gezeigt, erzielten die Sinterkörper der Beispiele 20 bis 31, die Mengen an Y&sub2;O&sub3; und AlN sowie - gegebenenfalls - M&sub2;O&sub3; innerhalb der Bereiche gemäß der vorliegenden Erfindung enthielten und die bei vorbestimmten Kühlgeschwindigkeiten gemäß der vorliegenden Erfindung gekuhlt worden waren, ausreichend hohe Festigkeiten und Wärmeleitfahigkeiten. Andererseits erzielten die Sinterkörper der Vergleichsbeispiele 11 bis 13, in jedem von denen der Y&sub2;O&sub3;-Gehalt und/oder AlN-Gehalt außerhalb der jeweiligen Bereiche lagen, die gemäß der vorliegenden Erfindung bestimmt sind, eine ausreichend hohe Dichte oder einen ausreichend hohen Mengenanteil Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, nicht (in einem Fall wurde eine übermäßig große Korngrenzen-Phase gebildet). Daher war die Biegefestigkeit oder die Wärmeleitfahigkeit der Körper in unerwünschter Weise verringert.

Beispiele 32 bis 35

Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 32 bis 35 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 17 hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Oxide von Seltenerdelementen, wie sie in Tabelle 6 gezeigt sind, anstelle des Y&sub2;O&sub3;-Pulvers verwendet wurden. Die Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und Mengenanteile an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen- Phase, (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Sinterkörper der Beispiele 32 bis 35 wurden unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 17 bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6
Wie in Tabelle 6 gezeigt, erzielten die Sinterkörper der Beispiele 32 bis 35, in denen von Y&sub2;O&sub3; verschiedene Seltenerdelement-Oxide verwendet wurden, allgemein dieselben Eigenschaften wie die Sinterkörper, in denen Y&sub2;O&sub3; verwendet wurde.

Beispiele 36 bis 38

5 Gew.-% Yttriumoxid-(Y&sub2;O&sub3;-)Pulver, d. h. ein den Sinterschritt unterstützendes Mittel mit einer mittleren Korngröße von 0,7 µm und 1,5 Gew. % Hafniumoxid-(HfO&sub2;-)Pulver mit einer mittleren Korngröße von 1 µm wurden einem Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 0,55 µm zugesetzt.
Das Siliciumnitrid-Materialpulver, das in den Beispielen 36 bis 38 verwendet wurde, enthielt 1,3 Gew.-% Sauerstoff und 0,15 Gew.-% kationischer Verunreinigungs-Elemente, bezogen auf die Menge des Siliciumnitrid-Materialpulvers, und das Siliciumnitrid, das in dem Siliciumnitrid-Materialpulver enthalten war, enthielt 97 Gew.-% Siliciurnnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid. Die oben beschriebene Mischung wurde in Ethylalkohol 24 h lang feucht gemischt und anschließend unter Erhalt eines Mischungsmaterial-Pulvers getrocknet. Eine vorbestimmte Menge eines organischen Bindemittels wurde dem Mischungsmaterial-Pulver zugesetzt und anschließend homogen eingemischt. Die Mischung wurde anschließend unter einem Formdruck von 981 bar (1.000 kg/cm²) unter Erhalt einer Mehrzahl von geformten Preßlingen preßgeformt, die jeweils eine Größe von 50 nun (Länge) x 50 mm (Breite) x 5 mm (Dicke) aufwiesen. Nachdem die Preßlinge in einer Gasatmosphäre bei 700 ºC 2 h lang entfettet worden waren, wurden die Preßlinge gesintert und so deren Dichte erhöht. Dies geschah in der folgenden Weise: Die entfetteten Preßlinge wurden 6 h lang in einer Stickstoffgas-Atmosphäre bei 7,6 bar (7,5 atm) bei 1.900 ºC unter Bildung von Sinterkörpern gehalten. Während die Sinterkörper danach gekühlt wurden, wurden die Kühlgeschwindigkeiten zu 100 ºC/h, (Beispiel 36), 50 ºC/h (Beispiel 37) und 25 ºC/h (Beispiel 38) durch Steuern der Energie bestimmt, die den Heizvorrichtungen zugeführt wurde, die in den Sinteröfen vorgesehen waren, bis die Temperatur im Inneren der Öfen 1.500 ºC erreichte. So wurden Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 36 bis 38 hergestellt.

Vergleichsbeispiel 14

Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 14 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 36 hergestellt, mit der Ausnahme, daß nach dem Sinterschritt die Heizvorrichtung abgeschaltet wurde und so der Sinterkörper mit einer Kühlgeschwindigkeit von etwa 500 ºC/h gekähit wurde, wie dies bei dem herkömmlichen Ofenkühl-Verfahren geschah.

Vergleichsbeispiel 15

Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 15 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 36 hergestellt, mit der Ausnahme, daß man ein Siliciumnitrid-Materialpulver mit einer mittleren Korngröße von 0,60 µm verwendete, das 1,5 Gew.-% Sauerstoff und 0,6 Gew.-% an kationischen Verunreinigungs-Elementen enthielt, wobei der Mengenanteil an Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid, 93 Gew.-% betrug, statt ein Siliciumnitrid-Materialpulver zu verwenden, wie es in Beispiel 36 verwendet wurde.

Vergleichsbeispiel 16

Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 16 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 36 hergestellt, mit der Ausnahme, daß man ein Siliciumnitrid-Materialpulver verwendete, das eine mittlere Korngröße von 1,1 µm aufwies und 1,7 Gew.-% Sauerstoff und 0,7 Gew.-% an kationischen Verunreinigungs-Elementen enthielt, wobei der Mengenanteil an Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs, bezogen auf die Gesamtmenge an Siliciumnitrid, 91 Gew.-% betrug, statt das Siliciumnitrid-Materialpulver zu verwenden, das in Beispiel 36 verwendet worden war.
Die Siliciumnitrid-Sinterkörper jedes der Beispiele 36 bis 38 und Vergleichsbeispiele 14 bis 16 wurden untersucht und ihre Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten und Drei-Punkt- Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur bestimmt. Außerdem wurde eine Röntgenstrahl- Analyse jedes der Sinterkörper durchgeführt und so der Mengenanteil an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase (Flächenverhältnis), bestimmt. Die erhaltenen Werte wurden bezüglich der Beispiele bzw. der Vergleichsbeispiele gemittelt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt. Tabelle 7
Wie in Tabelle 7 angegeben, hatten die Siliciumnitrid-Sinterkörper der Beispiele 36 bis 38, die bei Geschwindigkeiten gekühlt wurden, die niedriger waren als die Kühlgeschwindigkeit des Körpers von Vergleichsbeispiel 14 unmittelbar nachdem die Dichte erhöhenden Sinterschritt, Kristallphasen, die in den Korngrenzen-Phasen gebildet waren. Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der einen größeren Mengenanteil Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, aufwies, erzielte eine größere Wärmeleitfähigkeit. Die Drei-Punkt-Biegefestigkeiten der Sinterkörper der Beispiele 36 bis 38 waren im wesentlichen dieselben, trotz ihrer unterschiedlichen Mengenanteile an Kristallphase. So erzielten die Sinterkörper der Beispiele 36 bis 38 sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Wärmeleitfähigkeit.
Andererseits bildeten die Sinterkörper des Vergleichsbeispiels 14, die mit einer hohen Geschwindigkeit von 500 ºC/h gekühlt worden waren, keine Kristallphase in der Korngrenzen-Phase aus, d.h. die gesamte Korngrenzen-Phase war amorph. Die Wärmeleitfähigkeit der Körper gemäß Vergleichsbeispiel 14 war dementsprechend niedrig. Die Sinterkörper von Vergleichsbeispiel 15, die aus einem Siliciumnitrid-Materialpulver gebildet worden waren, das eine erhöhte Menge an kationischen Verunreinigungs-Elementen enthielt, d.h. 6 Gew.-%, bildeten keine Kristallphase in der Korngrenzen-Phase, obwohl die Kühlgeschwindigkeit dieselbe war wie in Beispiel 36. Die Wärmeleitfähigkeit der entsprechenden Körper war niedrig. Die Sinterkörper von Vergleichsbeispiel 16, die aus einem Siliciumnitrid-Pulver gebildet worden waren, das eine größere mittlere Korngröße aufwies, d. h. 1,1 µm, hatten eine große Porosität, was eine unzureichend niedrige Dichte anzeigt. Als Ergebnis waren die Wärmeleitfähigkeit und die Festigkeit der Körper des Vergleichsbeispiels 16 niedrig.

Beispiele 39 bis 69 und Vergleichsbeispiele 17 bis 23

Die Mischungsmaterial-Pulver der Beispiele 39 bis 69 wurden in der Weise hergestellt, daß man die Mengen desselben Siliciumnitrid-Materialpulvers, Y&sub2;O&sub3;-Pulvers und HfO&sub2;- Pulvers, wie sie in Beispiel 36 verwendet worden waren, oder andere Metallmaterial Pulver sowie - gegebenenfalls - des Al&sub2;O&sub3;-Pulvers und/oder AlN-Pulvers variierte, wie dies in den Tabellen 8 und 9 gezeigt ist. Nachdem die Mischungsmaterial-Pulver unter Bildung von Preßlingen geformt worden waren und die Preßlinge in allgemein derselben Weise wie in Beispiel 36 entfettet worden waren, wurden die entfetteten Preßlinge unter den in den Tabellen 8 und 9 gezeigten Bedingungen gesintert und so Sinterkörper hergestellt. So wurden Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper gemäß den Beispielen 39 bis 69 hergestellt.
Die Mischungsmaterial-Pulver der Vergleichsbeispiele 17 bis 23 wurden jeweils hergestellt, wie dies in Tabelle 9 gezeigt ist. Genauer gesagt, wurde eine signifikant verringerte Menge an HfO&sub2; in Vergleichsbeispiel 17 verwendet. Eine signifikant verringerte Menge an Y&sub2;O&sub3; wurde in Vergleichsbeispiel 18 verwendet. Eine signifikant erhöhte Menge an HfO&sub2; wurde in Vergleichsbeispiel 19 verwendet. Eine signifikant erhöhte Menge an Y&sub2;O&sub3; wurde in Vergleichsbeispiel 20 verwendet. Eine signifikant erhöhte Menge an TiO&sub2; wurde in Vergleichsbeispiel 21 verwendet. Eine signifikant erhöhte Menge an AlN wurde in Vergleichsbeispiel 22 verwendet. Eine signifikant erhöhte Menge an Aluminiumoxid wurde in Vergleichsbeispiel 23 verwendet. Die Mischungsmaterial-Pulver wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 36 verarbeitet. So wurden die Siliciumnitrid-Sinterkörper der Vergleichsbeispiele 17 bis 23 erhalten.
Die Porositäten, thermischen Leitfähigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und Mengenanteile Kristallphase, bezogen auf Korngrenzen-Phase, (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Sinterkörper der Beispiele 39 bis 69 und Vergleichsbeispiele 17 bis 23 wurden unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 36 bestimmt. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 8 und 9 gezeigt. Tabelle 8 Tabelle 8 (Fortsetzung) Tabelle 9 Tabelle 9 (Fortsetzung)
Wie in den Tabellen 8 und 9 gezeigt, erzielten die Sinterkörper der Beispiele 39 bis 69, die Mengen an Metallverbindungen wie beispielsweise Y&sub2;O&sub3; und HfO&sub2; sowie - gegebenenfalls - Al&sub2;O&sub3; und/oder AlN innerhalb der Bereiche gemäß der vorliegenden Erfindung enthielten und die bei vorbestimmten Kühlgeschwindigkeiten gemäß der vorliegenden Erfindung abgekühlt worden waren, ausreichend hohe Festigkeiten und Wärmeleitfähigkeiten. Andererseits erzielten die Sinterkörper der Vergleichsbeispiele 17 bis 23, von denen jeder eine übermäßig verringerte oder erhöhte Menge wenigstens einer der Verbindungen Y&sub2;O&sub3;, HfO&sub2;, TiO&sub2;, Al&sub2;O&sub3; und AlN enthielt, d. h. eine Menge außerhalb der jeweiligen Bereiche, die gemäß der vorliegenden Erfindung bestimmt worden waren, eine ausreichend hohe Dichte oder einen ausreichend hohen Mengenanteil an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, nicht (in einem Fall wurde eine übermäßig große Korngrenzen-Phase gebildet). Daher waren die Biegefestigkeit oder die Wärmeleitfahigkeit der Körper in unerwünschter Weise verringert.

Beispiele 70 bis 73

Siliciumnitridkeramik-Sinterkörper der Beispiele 70 bis 73 wurden allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 36 hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Oxide von Seltenerdelementen, wie sie in Tabelle 10 gezeigt sind, anstelle des Y&sub2;O&sub3;-Pulvers verwendet wurden.
Die Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und Mengenanteile an Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Sinterkörper der Beispiele 70 bis 73 wurden unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 36 bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 gezeigt. Tabelle 10
Wie in Tabelle 10 gezeigt, erzielten die Sinterkörper der Beispiele 70 bis 73, in denen andere Seltenerdelement-Oxide als Y&sub2;O&sub3; verwendet wurden, allgemein dieselben Eigenschaften wie diejenigen der Sinterkörper, in denen Y&sub2;O&sub3; verwendet wurde.
Zusätzlich zu den obigen Beispielen wurden verschiedene Mischungsmaterial-Pulver hergestellt, indem man 5 Gew.-% Y&sub2;O&sub3;-Pulver und 1 Gew.-% wenigstens einer Verbindung dem Siliciumnitrid-Pulver zusetzte, die aus der Gruppe gewählt war, die besteht aus ZrC, VC, NbC, TaC, Cr&sub3;C&sub2;, Mo&sub2;C, TiN, ZrN, VN, TaN, CrN, Mo&sub2;N, W&sub2;N, TiSi&sub2;, ZrSi&sub2;, VSi&sub2;, NbSi&sub2;, TaSi&sub2;, CrSi&sub2;, MoSi&sub2;, WSi&sub2;, ZrB&sub2;, VB&sub2;, NbB&sub2;, TaB&sub2;, CrB&sub2;, MoB&sub2; und WB&sub2;. Die Mischungsmaterial-Pulver wurden anschließend allgemein in derselben Weise wie in Beispiel 36 verarbeitet, wodurch verschiedene Siliciumnitrid-Sinterkörper erhalten wurden. Die Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten, Drei-Punkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur (25 ºC) und Mengenanteile Kristallphase, bezogen auf die Korngrenzen-Phase, (durch Röntgenstrahl-Analyse) der Siliciumnitrid-Sinterkörper wurden unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 36 bestimmt. Die Ergebnisse waren im wesentlichen dieselben wie bei den Beispielen 36 bis 73. Wie oben beschrieben, wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Siliciumnitrid-Sinterkörper hergestellt durch Formen und Sintern eines Feinpulvers aus Siliciumnitrid, das eine vorbestimmte Reinheit und Korngröße aufweist und das vorbestimmte Mengen eines Seltenerdelements sowie - gegebenenfalls - Aluminiumnitrid und/oder Aluminiumoxid oder die genannte Verbindung von Ti, Zr, Hf, usw. enthält, und Kühlen des Sinterkörpers mit einer niedrigen Kühlgeschwindigkeit, d.h. mit einer Kühlgeschwindigkeit von 100 ºC oder niedriger. Im Unterschied zu dem herkömmlichen Verfahren, bei dem ein Sinterkörper ziemlich schnell beispielsweise durch das Ofenkühl-Verfahren gekühlt wurde, ändert sich die Korngrenzen-Phase des Sinterkörpers gemäß der vorliegenden Erfindung von dem amorphen Zustand zu einem solchen Zustand, in dem eine Kristallphase zugegen ist. So läßt sich für den Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß der vorliegenden Erfindung eine hohe Dichte, eine hohe Festigkeit und eine hohe Wärmeleitfähigkeit erreichen. Der Sinterkörper der vorliegenden Erfindung ist geeignet für Komponenten und Teile im Elektronik-Bereich wie beispielsweise Halbleitersubstrate, Hitze abstrahlende Platten, usw..

Claims

1. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit, enthaltend

- 2,0 bis 7,5 Gew.-% eines oder mehrerer Seltenerdelemente(s), angegeben als dessen Oxid oder deren Oxide;

- höchstens 0,3 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Verunreinigungs-Elemente, angegeben als Gesamtmenge dieser Elemente; und

- Siliciumnitrid als Hauptkomponente;

wobei der Körper eine Siliciumnitrid-Kristallphase und eine Korngrenzen-Phase umfaßt, wobei das Verhältnis der Fläche der Kristallverbindungs-Phase, die in der Korngrenzen- Phase gebildet ist, zu der Fläche der Korngrenzen-Phase wenigstens 20 % beträgt, und wobei der Körper eine eine thermische Leitfähigkeit von wenigstens 60 W/m K aufweist.

2. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach Anspruch 1, worin der Sinterkörper eine Porosität von höchstens 1,5 Vol.-% aufweist.

3. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, worin der Sinterkörper eine Drei-Punkt-Biegefestigkeit von wenigstens 785 mPa (80 kg/mm²) bei Raumtemperatur aufweist.

4. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 3, worin Siliciumnitrid-Pulver, das zur Herstellung des Sinterkörpers verwendet werden soll, höchstens 1,7 Gew.-% Sauerstoff aufweist.

5. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 4, worin Siliciumnitrid-Pulver, das zur Herstellung des Sinterkörpers verwendet werden soll, Siliciumnitrid-Pulver des α-Phasen-Typs umfaßt.

6. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach Anspruch 5, worin das Siliciumnitrid-Pulver des α-Phasen-Typs in einer Menge von wenigstens 90 Gew.-% enthalten ist, vorzugsweise in einer Menge von mehr als 93 Gew.-%.

7. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 4 bis 6, worin das Siliciumnitrid-Pulver eine mittlere Korngröße von höchstens 0,8 µm aufweist, vorzugsweise von etwa 0,4 bis 0,6 µm.

8. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, enthaltend zusätzlich Aluminiumoxid in einer Menge von höchstens 2,0 Gew.-%.

9. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, enthaltend zusätzlich Aluminiumnitrid in einer Menge von höchstens 2,0 Gew.-%.

10. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 7, enthaltend zusätzlich Aluminiumoxid in einer Menge von höchstens 2,0 Gew.-% und/oder Aluminiumnitrid in einer Menge von höchstens 2,0 Gew.-%.

11. Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit nach einem der Ansprüche 1 bis 10, enthaltend zusätzlich 0,2 bis 3,0 Gew.-% wenigstens einer Verbindung, die gewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus den Oxiden, Carbiden, Nitriden, Siliciden und Boriden von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W.

12. Verfahren zur Herstellung eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers mit hoher Wärmeleitfähigkeit, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt, daß man

- einen Preßling bildet, indem man eine Mischung formt, die durch Zusetzen von 2,0 bis 7,5 Gew.-% eines oder mehrerer Seltenerdelemente(s), angegeben als Menge von dessen Oxid oder deren Oxiden, zu einem Siliciumnitrid-Pulver als Hauptkomponente erhalten wurde, wobei das Siliciumnitrid-Pulver höchstens 1,7 Gew.-% Sauerstoff und höchstens 0,3 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Verunreinigungs-Elemente, angegeben als Gesamtmenge dieser Elemente, sowie wenigstens 90 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasen-Typs enthält und eine mittlere Korngröße von höchstens 0,8 µm aufweist;

- den Preßling entfettet;

- den Preßling bei einer Temperatur von 1.800 bis 2.000 ºC sintert, wobei man die Atmosphäre um den Preßling unter Druck hält, und so einen Sinterkörper bildet; und

- den Sinterkörper mit einer Kühlgeschwindigkeit von höchstens 100 ºC pro Stunde kühlt, bis die Temperatur auf einen Punkt abgesenkt ist, bei dem sich eine aus dem/den Seltenerdelement(en) während des Sinterschritts gebildete flüssige Phase verfestigt.

13. Verfahren nach Anspruch 12, worin ein Siliciumnitrid-Pulver verwendet wird, das mehr als 93 Gew.-% eines Siliciumnitrid-Pulvers des α-Phasen-Typs umfaßt.

14. Verfahren nach Anspruch 12 oder Anspruch 13, worin dem Siliciumnitrid-Pulver in dem Schritt der Bildung des Preßlings zusätzlich höchstens 2,0 Gew.-% Aluminiumoxid und/oder höchstens 2,0 Gew.-% Aluminiumnitrid zugesetzt werden.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 14, worin dem Siliciumnitrid-Pulver in dem Schritt der Bildung des Preßlings zusätzlich 0,2 bis 3,0 Gew.-% wenigstens einer Verbindung zugesetzt werden, die gewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus den Oxiden, Carbiden, Nitriden, Siliciden und Boriden von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W.