[01] 6번 정성용.fm

Size: px

Start display at page:

Download "[01] 6번 정성용.fm"

량현 유
5 years ago
Views:

1 Journal of the Korean Ceramic Society Vol. 51, No. 5, pp. 459~465, Mechanical and Electrical Properties of Si-SiC Fabricated Using SiC-C Composite Powders Synthesized by Sol-gel Process Sung Il Youn, Gyung Sun Cho, Mi Rae Youm, Dae Soon Lim*, and Sang Whan Park Interface Control Research Center, Korea Institute of Science and Technology, Seoul , Korea *Department of Materials Science and Engineering, Korea University, Seoul , Korea (Received, 2013; Revised, 2013; Accepted, 2013) Sol-gel 법으로합성된 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 의기계적특성및전기저항특성 윤성일 조경선 염미래 임대순 * 박상환 한국과학기술연구원계면제어연구센터 * 고려대학교신소재공학과나노복합재료및표면공학연구실 (2013 년월일접수 ; 2013 년월일수정 ; 2013 년월일채택 ) ABSTRACT In this study, Si-SiC composites were fabricated using a Si melt infiltration method using β-sic/c composite powders synthesized by the carbothermal reduction of SiO 2 -C precursors made from a TEOS and a phenol resin. The purity of the synthesized SiC-C composite powders was higher than wt% and the average particle size varied from 4 to 6 μm with increasing carbon contents of the SiO 2 -C precursors. It was found that the Si-SiC composites fabricated in this study consist of β-sic and residual Si, without any trace of α-sic. The 3-point bending strengths of the fabricated Si-SiC composites were measured and found to be higher than 550 MPa, although the density of the fabricated Si-SiC composite was less than 2.9 g/cm 3. The bending strengths and the densities of the fabricated Si-SiC composites were found to decrease with increasing C/Si mole ratios in the SiC-C composite powders. The specific resistivities of the Si-SiC composites fabricated using the SiC-C composite powders were less than Ωcm. With increasing C content in the SiC-C composite powders used for the fabrication of Si-SiC composites, the specific resistivity of the Si- SiC composites was found to slightly increase from to Ωcm. Key words : Si-SiC composite, RBSC, Silicon carbide, Bending strength, Specific resistivity 1. 서론 탄화규소 (SiC) 는비산화물계세라믹스재료로서규소와탄소간의강한공유결합때문에높은내산화성, 내부식성, 내마모성, 높은내열충격성및고온강도등의우수한특성을나타내어고온구조재료로널리사용되고있다. 1) SiC 구조재료의일반적인소결공정은무가압소결, 고온가압소결, 화학증착소결등이있으며, 비교적낮은온도에서소결이가능한반응소결공정은영국의 Kennedy 와 Forrest 에의해처음으로발표되었다. 2) 반응소결공정을통해제조된 Si-SiC 소결체는성형체의수축이거의없으며치밀한미세구조를갖는장점이있어서산 Corresponding author : Sang Whan Park spark@kist.re.kr Tel : Fax : 업체용탄화규소소재제조에널리사용되고있다. 3-5) 반응소결은탄화규소와탄소분말로이루어진성형체에규소를규소의융점이상의온도에서용융 Si 을 SiC-C 성형체내부로침윤시켜치밀한미세구조를갖는 Si-SiC 소결체를제조한다. Si-SiC 복합재료내에는미반응잔류 Si 이존재하며잔류규소의양및미세구조에따라 Si-SiC 의기계적특성이다르며, SiC 소결체보다일반적으로파괴강도가낮게나타나며, 잔류 Si 때문에 Si-SiC 는일반적으로 Si 의융점이하의온도에서사용되고있다. Si-SiC 반응소결탄화규소는일반적으로고상의탄화규소분말과탄소분말을출발원료로사용하여 SiC-C 성형체를제조한후용융 Si 을침윤시켜제조하고있다. 출발원료로나노크기의카본블랙분말과바인더로페놀레진을사용하며, SiC 분말의균질한혼합및성형성을높이기위하여액상매질을혼합한뒤 spray drying 공정으로 SiC- C 분말 granule 을제조하여성형체제조에사용하고있다. 459

2 460 윤성일 조경선 염미래 임대순 박상환 그러나위와같은혼합과정에서카본블랙 / 레진응집체가일부형성되어용융 Si 침윤후에도잔류하는미반응카본응집체를형성하여제조된 Si-SiC 의기계적특성을감소시켜대형 Si-SiC 구조물제조에문제점으로지적되고있으며, 산업체에서는이문제를해결하기위한기술개발이이루어지고있다. 또한, 최근에는반도체제조공정에서는불순물농도가 100 ppm 또는 10 ppm 이하인 Si- SiC 복합재료가요구되고있으나상용화된다양한입도를갖는고순도 SiC 분말의시장에서수급이어렵기때문에일반적인순도를갖는 SiC 분말을산처리하여사용하고있으나근본적인해결책은마련되고있지않다. 본연구에서는 Si-SiC 복합재료제조공정의문제점을해결하기위하여고순도 SiC 분말제조및카본의균질한분산이가능한 TEOS(Tetraethyl orthosilicate) 와페놀레진을각각규소와탄소의출발원료로사용하여솔젤공정으로 SiO 2 -C 전구체를제조한후열탄소환원공정으로탄화규소와카본이균일하게분산된 SiC-C 복합분말을합성하여성형체제조에사용하였다. 출발원료로사용된 TEOS 및페놀레진의 C/Si 몰비를변화시켜합성된다양한 C/SiC 비를갖는 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 복합재료의파괴강도및비저항특성을조사하였다. 2. 실험방법 본연구에서는 SiC-C 복합분말합성을위해규소및탄소의출발원료로액상의 TEOS(Tetraethyl orthosilicate) 와페놀레진을사용하였다. 솔젤공정시 TEOS 의가수분해를위하여질산 (Junsei, 70 wt%) 을촉매제로사용하였으며솔젤공정에사용된출발원료는 Table 1 에서보여주는것과같다. SiC-C 복합분말을합성하기위한공정은다음과같다. 고상의페놀레진을 1 몰의 TEOS 와 4 몰의에탄올에 C/Si 몰비가 2.0, 2.3, 2.5 가되게혼합하였다. 혼합액은 40 o C 의온도에서 300RPM 의속도로교반하였으며, TEOS 1 몰대비증류수 4 몰과질산 0.07 몰을혼합후페놀레진용액에첨가하여 TEOS 의가수분해반응을촉진하였다. 제조된젤은분쇄후 100 o C 에서 24 h 동안건조되었으며, 건조된젤은질소분위기에서 5 o C/min 로승온하여 900 o C 에서 30 분간페놀레진을열분해하였다. 제조된 SiO 2 -C 전구체는볼밀링을이용하여 8 시간동안분쇄하였으며, 분쇄후분급된 SiO 2 -C 전구체를진공분위기에서 10 o C/min 로승온하여 1800 o C 에서 3 시간동안열탄소환원시켜 SiC-C 복합분말을합성하였다. 합성된 SiC-C 복합분말에 5wt% 의페놀레진을첨가한후에탄올을사용하여혼합후 60 o C 의온도에서 2 시간동안건조하였다. 건조된 SiC-C 복합분말은 50 MPa 의압력으로 1 축가압하여 1 차성형하였으며, CIP(Cold isostatic press, 냉간정수압성형 ) 방법을사용하여 240 MPa 의압력으로가압성형하여반응소결탄화규소제조를위한성형체를제조하였다. 제조된 SiC-C 성형체는진공분위기에서 1550 o C 으로승온한후 30 분간용융규소를침윤시켜반응소결탄화규소를제조하였다. 합성된 SiC-C 복합분말은 CuKα X- 선 (λ=1.542a ) 을이용한 X 선회절패턴분석과 FT-IR 분석을진행하였으며, PSA 및주사전자현미경 (SEM) 을사용하여분말의입도분포및미세구조를관찰하였다. 또한 GDMS 방법으로합성된 SiC-C 복합분말의순도를조사하였다. 제조된 Si-SiC 복합재료의밀도는아르키메데스법을이용하여측정하였으며, 파괴강도는 span 20 mm, 0.5 mm/min 의속도로하중을가하여 3- 점굽힘강도를측정하였다. Si-SiC 복합재료의연마면및파단면의미세구조는주사전자현미경 (SEM) 을사용하여관찰하였으며 Si-SiC 복합재료의비저항특성은직경 50 mm 두께 5 mm 크기의 Si-SiC 복합재료를제조하여 4 probe method(keithley-2182, KS L 1619 시험방법 ) 로측정하였다. 3. 결과및고찰 Fig. 1 은솔젤공정에서출발원료의 C/Si 몰비를각각 2.0, 2.3, 2.5 으로변화시키며제조한 SiO 2 -C 전구체를사용하여진공분위기하 1800 o C 에서 3 시간동안합성한 SiC- C 복합분말의 XRD 패턴을나타낸다 o C 에서합성된 SiC 분말의결정구조는 3C 의 cubic 구조를갖는 β- SiC 상으로관찰되었으며, β-sic 주피크 (111) 위치인 2θ = 35.5 앞부분에서 twin 형성에의해 shoulder phase 6) 가관찰되었다 o C 에서합성된 SiC-C 복합분말의 XRD 회 Table 1. Compositions of Starting Materials for Si-SiC Composites Materials Supplier Remark Phenolic resin Kolon Industry KNG-100(Novolac type) Carbon contents > 48 wt% Tetraethyl Orthosilicate (TEOS) Junsei purity : 95 % Nitric acid Junsei Concentration : 70 wt% Si powder Alfa Aesar Purity : % Particle size : 2~3 mm 한국세라믹학회지

3 Sol-gel 법으로합성된 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 의기계적특성및전기저항특성 461 Fig. 1. XRD patterns of SiC-C composite powders synthesized at 1800 o C for 3 h: (a) C/Si = 2.0, (b) C/Si = 2.3, and (c) C/Si = 2.5. Fig. 2. FT-IR spectrums of SiC-C composite powders synthesized at 1800 o C for 3 h: (a) C/Si = 2.0, (b) C/Si = 2.3, and (c) C/Si = 2.5. Fig. 3. The residual carbon contents of SiC-C composite powders synthesized at 1800 o C for 3 h with a variation of C/Si mole ratio. 절패턴분석결과솔젤공정에서사용된출발원료의 C/Si 몰비가증가함에따라 SiC-C 복합분말내잔류탄소의증가로 β-sic 피크의회절강도는감소하는것으로관찰되었으나, 비정질상으로존재하는잔류카본및미반응 SiO 2 결정상은관찰되지않았다. Fig. 2 는솔젤공정에서출발원료의 C/Si 몰비변화에따른 SiC-C 복합분말의 FT-IR 분석결과를보여준다. Si-C 결합에의한 IR 흡수 peak 이 780 cm 1 에서관찰되었으며, 7) Fig. 1 의 XRD 회절패턴분석결과에서확인할수없었던잔류탄소의존재는 FT-IR 분석결과비정질카본의 C-C 결합에의해 , cm 1 영역에서발생되는 IR 흡수피크를통하여확인할수있었다. 출발원료의 C/Si 몰비가증가함에따라 C-C 결합에의한 FT-IR spectrum 이높게나타났다. 합성된 SiC-C 복합분말을 700 o C 에서 3 시간동안산화처리하여열처리전, 후의무게비교를통해측정된합성 Fig. 4. The characteristics of synthesized SiC-C composite powders: (a) particle size distribution and (b) D 50 and D 90 /D 10. 제 51 권제 5 호 (2014)

4 윤성일 조경선 염미래 임대순 박상환 462 Fig. 5. SEM microstructures of SiC-C composite powders synthesized at 1800oC for 3 h: (a) C/Si = 2.0, (b) C/Si = 2.3, and (c) C/Si =2.5. o Table 2. The Impurities of SiC-C Powders Synthesized at 1800 C with C/Si mole ratio of 2.0 Elemental ppm wt Na Al K Ca Ti Cr Fe Ni Cu purity (wt%) <0.1 < < < 된 분말 내 잔류 탄소량은 Fig. 3에서 보여주며, SiC-C 복 합분말 내 잔류 탄소량은 전구체 제조에 사용된 C/Si 몰 비가 2.0에서 2.5로 증가함에 따라 3.2, 5.5, 20.1 wt% 로 증가하였다. 합성된 SiC-C 복합분말의 입도 분포 및 평균 입도 변화는 Fig. 4에서 보여주는 것과 같다. 합성된 SiCC 복합분말내 SiC 분말의 평균 입도는 4.2 µm 정도 크기 이었으며, 전구체 제조에 사용된 C/Si 몰 비가 증가됨에 따 라서 SiC-C 복합 분말에서 SiC 분말의 크기는 6.2 µm 증가 되었으며 입도 분포는 커지는 것으로 나타났다. 또한 C/ Si 몰 비가 2.5인 SiO2-C 전구체를 사용하여 합성된 SiCC 복합 분말에서는 미세한 잔류 카본에 의해 sub micrometer 크기의 입자들이 관찰되었다. Fig. 5는 C/Si 몰 비 가 각각 2.0, 2.3, 2.5인 SiO2-C 전구체를 사용하여 진공 분위기하 1800oC에서 3시간 동안 합성된 SiC-C 복합 분 말의 미세구조를 보여준다. 1800oC에서 합성된 복합분말 의 미세구조는 구형의 SiC 분말 입자와 구형 입자들이 응 집되어 불규칙적인 형상으로 조대화된 SiC 분말 입자들 로 구성되어 있으며, C/Si 몰 비가 증가함에 따라 SiC 입 자간의 응집이 증가하였다. 또한 1800oC 3시간의 합성 조 건에서 합성된 SiC-C 복합분말에서는 출발 원료의 C/Si 몰 비에 상관없이 미반응 SiO2-C 전구체는 관찰되지 않 았다. 본 연구에서 합성된 SiC-C 복합 분말의 GDMA 분 석 결과는 Table 2에서 보여주는 것과 같으며, SiC-C 복 합 분말의 순도는 wt%이었다. SiO2-C 전구체를 사용하여 열탄소환원법으로 SiC-C 복 합분말을 합성하였으며, 합성된 복합분말과 페놀 레진을 바인더로 사용하여 SiC-C 성형체를 제조하였다. 제조된 o SiC-C 성형체는 진공분위기에서 1550 C의 온도에서 용융 Si을 침윤시켜 Si-SiC 복합재료를 제조하였으며, Si-SiC 복 합재료의 결정상 분석 결과는 Fig. 6에 나타내었다. 제조 된 Si-SiC 복합재료에서는 β 결정구조를 갖는 SiC와 Si 한국세라믹학회지 Fig. 6. The XRD patterns of fabricated Si-SiC composites with a variation of C/Si mole ratio. Fig. 7. The apparent density of fabricated Si-SiC composites with a variation of C/Si mole ratio.

5 Sol-gel 법으로합성된 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 의기계적특성및전기저항특성 463 Fig. 8. SEM microstructures of the polished surfaces of fabricated Si-SiC composites using SiC-C powders synthesized at 1800 o C 3 h: (a) C/Si = 2.0, (b) C/Si = 2.3, and (c) C/Si = 2.5. 결정상이외의다른결정상은관찰되지않았다. Fig. 7 은 SiC-C 복합분말제조에사용된 SiO 2 -C 전구체의 C/Si 몰비의변화에따른제조된 Si-SiC 복합재료의밀도변화를보여준다. C/Si 몰비가 2.0 인 SiO 2 -C 전구체를이용하여합성된 SiC-C 복합분말로제조된 Si-SiC 복합재료의겉보기밀도는 2.89 g/cm 3 이었으며, SiO 2 -C 전구체에사용된 C/Si 몰비가증가함에따라제조된 Si- SiC 복합재료의밀도는감소되는것으로나타났으나큰변화는없었다. 잔류카본양이높은 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 복합재료의밀도는증가될것으로예상되지만, 잔류카본양이높은 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 SiC-C 성형체의성형밀도가낮아져서 Si-SiC 복합체의잔류 Si 양을증가되어 Si-SiC 복합재료의밀도가낮아지는것으로생각된다. 본실험에서는성형체밀도를높이기위한 SiC 분말입도분포를제어하지못하고본연구에서합성된 Fig. 4 에서보여주는단일입도분포를갖는 SiC-C 분말을사용하였기때문에성형체내분말의충진도가낮아제조된 Si-SiC 복합재료의밀도는복합재료내잔류 Si 의증가로상업화된 Si-SiC 복합재료보다낮게나타났다. Fig. 8 의 (a) ~ (c) 는 SiC-C 복합분말제조에사용된 SiO 2 -C 전구체의 C/Si 몰비의변화에따른 Si-SiC 복합재료미세구조의변화를보여준다. C/Si 몰비가 2.0 인 SiO 2 -C 전구체를이용하여합성된 SiC-C 복합분말로제조된 Si-SiC 복합재료의미세구조는 10 µm 이내의균일한크기를갖는 SiC 입자 (Fig. 8(a) 의 A) 들과규소 (Fig. 8(a) 의 B) 로이루어져있었다. Si-SiC 복합재료내 SiC 입자는용융 Si 및카본사이의반응으로새롭게형성된 SiC 에의해입성장이일어났으며일부 SiC 는균일핵생성및성장되었다. SiC-C 복합분말합성에쓰인 SiO 2 -C 전구체의 C/Si 몰비가증가함에따라 SiC 입자표면에우선적으로형성되는 SiC 에의해 SiC 입자의조대화가관찰되었으며잔류 Si 상내에균일핵생성및성장으로형성된 submicrometer 크기를갖는탄화규소입자의양이증가되었 다. 또한, SiC-C 복합분말합성에쓰인 SiO 2 -C 전구체의 C/Si 몰비가증가함에따라 Si-SiC 복합재료의연마면의미세구조에서관찰되는 Si pocket 의크기도증가하였다. Fig. 9 는 SiC-C 복합분말합성에쓰인 SiO 2 -C 전구체의 C/Si 몰비의변화에따른 Si-SiC 복합재료의 3 점굽힘강도변화를보여준다. 출발원료의 C/Si 몰비가 2.0 인 SiO 2 -C 전구체로부터합성된 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 복합재료의굽힘강도는 596 MPa 이었으며, 합성된 SiC-C 복합분말내카본양이증가됨에따라 Si-SiC 복합재료의 3 점굽힙강도는점차감소되었으나큰변화는없었다. 본연구에서제조된 Si-SiC 복합재료의파괴강도는이제까지알려져있는일반적인방법으로제조되는 Si-SiC 복합재료와비교하여높은것으로나타났다. Suyama 등에따르면 Si-SiC 복합재료의파괴강도는 Si pocket size, 사용된 SiC 입자크기및잔류 Si 양에직접적인영향을받는것으로알려져있으며, 나노크기의 SiC 입자를사용하여잔류 Si 함량이 10% 이내이며 Si pocket size 가 sub-micrometer 크기인 Si-SiC 복합재료의 Fig. 9. The 3-point bending strengths of fabricated Si-SiC composites with a variation of C/Si mole ratio. 제 51 권제 5 호 (2014)

$464 윤성일 조경선 염미래 임대순 박상환 Fig. 10. SEM microstructures of the fractured surfaces of fabricated Si-SiC composites using SiC-C powders synthesized at 1800oC for 3 h: (a) C/Si = 2.0, (b) C/Si = 2.$

6 464 윤성일 조경선 염미래 임대순 박상환 Fig. 10. SEM microstructures of the fractured surfaces of fabricated Si-SiC composites using SiC-C powders synthesized at 1800oC for 3 h: (a) C/Si = 2.0, (b) C/Si = 2.3, and (c) C/Si = ) 파괴강도는 1 GPa 이상인 것으로 보고되었다. 따라서, 본 연구에서 제조된 Si-SiC 복합재료는 일반 공정으로 제조 된 Si-SiC 복합재료 보다 밀도는 낮았으나 Si-SiC 복합재 료 내 SiC 입자의 크기는 상대적으로 작기 때문에 파괴 강도가 높게 나타나는 것으로 생각된다. 본 연구에서는 솔 젤 방법으로 제조된 전구체를 사용하여 합성된 SiC-C 복합분말로 Si-SiC 복합재료를 제조하였기 때문에 Si-SiC 복합재료 미세구조를 정밀하게 관찰하지는 않았으나 카 본의 응집에 의한 Si-SiC 복합재료의 파괴강도의 감소는 나타나지 않은 것으로 생각된다. 또한, SiC-C 복합분말 내 카본양이 증가됨에 따라 Si-SiC 복합재료 내의 SiC 입자 의 조대화는 Si-SiC 복합재료의 파괴강도를 감소시키는 영향을 주며 잔류 Si내 미세 SiC 입자 형성의 증가는 SiSiC 복합재료의 파괴강도 증가요인이 같이 나타나기 때 문에 Si-SiC 복합재료의 파괴강도 변화는 크게 나타나지 않는 것으로 생각된다. Fig. 10은 굽힘 강도 측정 후 파괴된 Si-SiC 복합재료의 파단면의 SEM 미세구조를 보여준다. 합성된 SiC-C 복합 분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 파단면에서는 파괴 시 복합재료 내에서 성장된 SiC 입자의 입내 파괴 가 우선적으로 관찰되었으며, 잔류 Si 내에 균질 핵생성 및 성장으로 형성된 sub-micrometer 크기의 SiC 입자에서 는 SiC 입자/Si 계면에서 입계 파괴가 일어났다. 또한, SiC-C 복합분말 내 카본양이 증가됨에 따라 균일 핵생성 에 의해 생성 및 성장한 sub-micrometer 크기의 SiC 입자/잔 류 Si 계면을 따라 일어나는 입계파괴가 증가하였다. Fig. 11은 1800oC에서 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하 여 제조된 Si-SiC 복합체의 비저항 변화를 나타낸다. SiSiC 복합재료의 비저항에 관한 연구는 많이 보고되고 있 지 않으나 상업적으로 제조되고 있는 Si-SiC 복합재료 제 품의 비저항은 10 2 Ω cm 또는 수백 ~ 수천 Ω cm 제품으 로 구분되고 있다. Si-SiC 복합재료의 비저항 제어 기술 에 관한 연구는 제한적으로 이루어지고 있으며, 정확한 비저항 제어 기구 규명은 이루어지고 있지 않으나, Si-SiC 복합재료의 비저항은 용융 Si과 탄소와의 반응으로 새롭 한국세라믹학회지 Fig. 11. Specific resistivity of fabricated Si-SiC composites with various C/Si mole ratio. 게 합성되는 β-sic에 N2 doping에 의해 감소되는 것으로 생각된다.9,10) 본 연구에서는 솔-젤 공정으로 제조되는 SiO2-C 전구체를 사용하여 합성된 SiC-C 복합분말을 사 용하여 Si-SiC 복합재료를 제조하였다. SiC-C 복합분말 합 성에 사용되는 SiO2-C precursor를 제조하기 위하여 솔-젤 공정에서 TEOS 가수분해 촉매제로 질산을 사용하였으며 SiO2-C precursor 탄화공정에서 β-sic 합성을 활성화하기 위하여 N2 분위기하에서 열처리를 하였다. 따라서, 본 연 구에서 합성된 β-sic 분말은 합성 시 출발원료내의 높은 N 함량에 의해 분말 크기가 작아 정량분석은 이루어지지 못하였으나 합성된 β-sic 분말 내 N 농도는 충분히 높아 합성된 β-sic 분말의 비저항은 N doping에 의해 낮을 것 으로 생각된다.9,10) 본 연구에서 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 4 probe method로 측 정된 비저항은 ~ Ω cm으로 나타났으며, Si-SiC 복합재료 제조에 사용된 SiC-C 복합분말 내 카본 함량이 증가됨에 따라 비저항은 약간 증가 하였다. SiC-C 복합분 말 내 카본양 증가에 따른 Si-SiC 복합재료의 비저항 감 소는 Si-SiC 소결체 밀도 감소에 따른 비저항이 높은 잔

7 Sol-gel 법으로합성된 SiC-C 복합분말을사용하여제조된 Si-SiC 의기계적특성및전기저항특성 465 류 Si 양의증가에따른것으로생각된다. 본연구에서제조된 Si-SiC 복합재료의비저항은사용된 SiC-C 복합분말내 β-sic 분말의낮은비저항에의해결정되는것으로생각되며용융 Si 침윤반응공정에서는용융 Si 내에 N solubility 에의해합성시 N doping 이이루어져비저항이낮은 β-sic 가새롭게형성되지만, 본연구에서합성된 SiC- C 복합분말의 β-sic 분말내 N 농도보다높지못하여비저항이상대적으로높다. 따라서, 기존의반응소결공정으로 α-sic 분말을사용하여비저항이낮은 N doping 된 β-sic 에의해새로운계면형성으로제조되는 Si-SiC 복합재료의비저항은 3~5 배정도높게나타나는것으로생각된다. 9-11) 따라서본연구에서 TEOS 및페놀레진을사용하여합성된 SiC-C 복합분말로부터제조된 Si-SiC 복합재료의비저항을최소화하기위해서는 Si-SiC 복합재료의밀도의증가를위한공정개선이요구된다. 4. 결론 본연구에서는 TEOS 및페놀레진을출발원료로사용하여 C/Si 몰비를 2.0, 2.3, 2.5 로변화시켜솔젤공정으로제조된 SiO 2 -C 전구체를사용하여진공분위기하 1800 o C 에서 3 시간동안열탄소환원법으로 SiC-C 복합분말을합성하였다. 합성된 SiC-C 복합분말의결정구조는 β-sic 결정상이었다. 합성된 SiC-C 복합분말을페놀레진과혼합후성형하여 SiC-C 성형체를제조하였으며진공분위기하 1550 o C 에서용융 Si 을침윤시켜 Si-SiC 복합재료를제조하였다. Si-SiC 복합재료의 3 점굽힘강도는출발원료의 C/Si 몰비가 2.0 에서 596 MPa 이었으며잔류탄소의양이증가함에따라점차감소하였으나큰변화는없었으며, 이는 Si-SiC 복합재료내의 SiC 입자의조대화에의한파괴강도를감소영향과잔류 Si 내미세 SiC 입자형성의증가에의한파괴강도증가요인이같이나타나기때문에 Si-SiC 복합재료의파괴강도변화는크게나타나지않는것으로생각된다. 또한본실험에서제조된 Si-SiC 복합재료의비저항은 ~ Ω cm 으로측정되었으며, 이는솔젤공정에서촉매로사용된질산과탄화공정시질소분위기의영향으로질소가도핑이되어 β-sic 복합분말의낮은비저항특성이 Si-SiC 복합재료에영향을준것으로생각된다. Acknowledgment 본연구는지식경제부 WPM 사업인 초고순도 SiC 소재사업 ( 과제번호 ) 의연구비지원으로수행되었습니다. REFERENCES 1. M. A. Mulla and V. D. Cristic, Mechanical Properties of SiC Pressureless Sintered with Al 2 O 3 Additions, Acta Metall. Mater., 42 [1] (1994). 2. C. W. Forrest, P. Kennedy, and J. V. Shennan, The Fabrication and Properties of Self Bonded Silicon Carbide Bodies; pp in Special Ceramics Vol. 5. British Ceram., Res. Asso., U. K., P. Popper, Secial Cramics; pp , Heywood & Co. London, C. W Forrest, P. Kennedy, and J. V. Shennan, Special Ceramics 5; pp , British Ceramic Research Association, London, K. L Luthra, R. N. Singh, and M. K. Brun, Toughened Silcomp Composites : Process and Preliminary Properties, Am. Ceramic Soc. Bull., 72 [7] (1993). 6. G. M. Kim, G. S. Cho, and S. W. Park, Effects of β-sic Particle Seeds on Morphology and Size of High Purity β-sic powder Synthesized Using Sol-gel Process, J. Kor. Ceram. Soc., (2009). 7. T. Kanekoa, D. Nemotoa, A. Horiguchia, and N. Miyakawab, FTIR Analysis of α-sic:h Films Grown by Plasma Ehanced CVD, J. Crystal Growth, 275 e (2005). 8. S. Suyama, T. Kameda, and Y. Itoh, Development of Highstrength Reaction-sintered Silicon Carbide, Diamond Relat. Mater., 12 [3-7] (2003). 9. Y. S. Jeon, H. H. Shin, Y. H. Lee, and S.-W. Kang, Reduced Electrical Resistivity of Reaction-sintered SiC by Nitrogen Doping, J. Mater. Res., 23 [4] (2008). 10. Y. S. Jeon, H. H. Shin, D. J. Yoo, and S. O. Yoon, Electrical Resistivity and NTC/PTC Transition Point of a Nitrogen- Doped SiC Igniter, and Their Correlation to Electrical Heating Properties, J. Kor. Ceram. Soc., 49 [1] (2012). 11. Y. J. Kim, Y. S. Park, Y. W. Jung, J. B. Song, S. Y. Park, and H. J. Im, A Study on the Mechanical Properties and Specific Resistivity of Reaction-bonded Silicon Carbide According to α-sic of Various Mixed Particle Size, J. Kor. Soc. Composite Mater., 25 [6] (2012). 제 51 권제 5 호 (2014)

DBPIA-NURIMEDIA

DBPIA-NURIMEDIA Journal of the Korean Ceramic Society Vol. 43, No. 8, pp. 509~514, 2006. 속 보 Fabrication of SiC Fiber Reinforced Porous Reaction Bonded SiC Composite and Its Mechanical Properties Jae-ho Han and Sang Whan