[논문]Sol-gel 법으로 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC의 기계적 특성 및 전기저항 특성

윤성일; 조경선; 염미래; 임대순; 박상환

doi:10.4191/kcers.2014.51.5.459

Sol-gel 법으로 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC의 기계적 특성 및 전기저항 특성
Mechanical and Electrical Properties of Si-SiC Fabricated Using SiC-C Composite Powders Synthesized by Sol-gel Process 원문보기

한국세라믹학회지 = Journal of the Korean Ceramic Society, v.51 no.5, 2014년, pp.459 - 465

윤성일 (한국과학기술연구원 계면제어연구센터) , 조경선 (한국과학기술연구원 계면제어연구센터) , 염미래 (한국과학기술연구원 계면제어연구센터) , 임대순 (고려대학교 신소재공학과 나노복합재료 및 표면공학 연구실) , 박상환 (한국과학기술연구원 계면제어연구센터)

Abstract ▼ AI-Helper

In this study, Si-SiC composites were fabricated using a Si melt infiltration method using ${\beta}$-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 99.9993 wt% and the average particle size varied from 4 to $6{\mu}m$ with increasing carbon contents of the $SiO_2-C$ precursors. It was found that the Si-SiC composites fabricated in this study consist of ${\beta}$-SiC and residual Si, without any trace of ${\alpha}$-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 $2.9g/cm^3$. 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 $0.018{\Omega}cm$. 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 0.0157 to $0.018{\Omega}cm$.

주제어

AI 본문요약
AI-Helper

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제안 방법

Si-SiC 복합재료의 비저항 제어 기술에 관한 연구는 제한적으로 이루어지고 있으며, 정확한 비저항 제어 기구 규명은 이루어지고 있지 않으나, Si-SiC 복합재료의 비저항은 용융 Si과 탄소와의 반응으로 새롭게 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 사용하여 Si-SiC 복합재료를 제조하였다. SiC-C 복합분말 합성에 사용되는 SiO₂-C precursor를 제조하기 위하여 솔 젤 공정에서 TEOS 가수분해 촉매제로 질산을 사용하였으며 SiO₂-C precursor 탄화공정에서 β-SiC 합성을 활성화하기위하여 N₂ 분위기하에서 열처리를 하였다.
SiC-C 복합분말 합성에 사용되는 SiO2-C precursor를 제조하기 위하여 솔 젤 공정에서 TEOS 가수분해 촉매제로 질산을 사용하였으며 SiO2-C precursor 탄화공정에서 β-SiC 합성을 활성화하기위하여 N2 분위기하에서 열처리를 하였다.
SiO₂-C 전구체를 사용하여 열탄소환원법으로 SiC-C 복합분말을 합성하였으며, 합성된 복합분말과 페놀 레진을 바인더로 사용하여 SiC-C 성형체를 제조하였다. 제조된 SiC-C 성형체는 진공분위기에서 1550℃의 온도에서 용융 Si을 침윤시켜 Si-SiC 복합재료를 제조하였으며, Si-SiC 복합재료의 결정상 분석 결과는 Fig.
합성된 SiC-C 복합 분말에 5 wt%의 페놀 레진을 첨가한 후 에탄올을 사용하여 혼합 후 60℃의 온도에서 2시간 동안 건조하였다. 건조된 SiC-C 복합분말은 50 MPa의 압력으로 1축 가압하여 1차 성형 하였으며, CIP(Cold isostatic press, 냉간정수압 성형) 방법을 사용하여 240 MPa의 압력으로 가압 성형하여 반응소결 탄화규소 제조를 위한 성형체를 제조하였다. 제조된 SiC-C 성형체는 진공 분위기에서 1550℃으로 승온 한 후 30분간 용융 규소를 침윤시켜 반응소결 탄화규소를 제조하였다.
542Å)을 이용한 X선 회절 패턴 분석과 FT-IR 분석을 진행 하였으며, PSA 및 주사전자현미경(SEM)을 사용하여 분말의 입도 분포 및 미세구조를 관찰하였다. 또한 GDMS 방법으로 합성된 SiC-C 복합분말의 순도를 조사하였다. 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도는 아르키메데스법을 이용하여 측정 하였으며, 파괴 강도는 span 20 mm, 0.
본 연구에서는 Si-SiC 복합재료 제조 공정의 문제점을 해결하기 위하여 고순도 SiC 분말 제조 및 카본의 균질한 분산이 가능한 TEOS(Tetraethyl orthosilicate)와 페놀 레진을 각각 규소와 탄소의 출발 원료로 사용하여 솔 젤 공정으로 SiO₂-C 전구체를 제조한 후 열탄소환원 공정으로 탄화규소와 카본이 균일하게 분산된 SiC-C 복합 분말을 합성하여 성형체 제조에 사용하였다. 출발 원료로 사용된 TEOS 및 페놀 레진의 C/Si 몰 비를 변화시켜 합성된 다양한 C/SiC 비를 갖는 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 파괴강도 및 비저항 특성을 조사하였다.
본 연구에서는 TEOS 및 페놀 레진을 출발 원료로 사용하여 C/Si 몰 비를 2.0, 2.3, 2.5로 변화시켜 솔 젤 공정으로 제조된 SiO₂-C 전구체를 사용하여 진공 분위기하 1800℃에서 3시간 동안 열탄소 환원법으로 SiC-C 복합분말을 합성하였다. 합성된 SiC-C 복합 분말의 결정구조는 β-SiC 결정상이었다.
-C 전구체를 사용하여 열탄소환원법으로 SiC-C 복합분말을 합성하였으며, 합성된 복합분말과 페놀 레진을 바인더로 사용하여 SiC-C 성형체를 제조하였다. 제조된 SiC-C 성형체는 진공분위기에서 1550℃의 온도에서 용융 Si을 침윤시켜 Si-SiC 복합재료를 제조하였으며, Si-SiC 복합재료의 결정상 분석 결과는 Fig. 6에 나타내었다. 제조된 Si-SiC 복합재료에서는 β 결정구조를 갖는 SiC와 Si 결정상 이외의 다른 결정상은 관찰되지 않았다
-C 전구체를 제조한 후 열탄소환원 공정으로 탄화규소와 카본이 균일하게 분산된 SiC-C 복합 분말을 합성하여 성형체 제조에 사용하였다. 출발 원료로 사용된 TEOS 및 페놀 레진의 C/Si 몰 비를 변화시켜 합성된 다양한 C/SiC 비를 갖는 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 파괴강도 및 비저항 특성을 조사하였다.
합성된 SiC-C 복합 분말은 CuKα X-선(λ=1.542Å)을 이용한 X선 회절 패턴 분석과 FT-IR 분석을 진행 하였으며, PSA 및 주사전자현미경(SEM)을 사용하여 분말의 입도 분포 및 미세구조를 관찰하였다.
합성된 SiC-C 복합 분말의 결정구조는 β-SiC 결정상이었다. 합성된 SiC-C 복합분말을 페놀 레진과 혼합 후 성형하여 SiC-C 성형체를 제조하였으며 진공분위기하 1550℃에서 용융 Si을 침윤시켜 Si-SiC 복합재료를 제조하였다. Si-SiC 복합재료의 3점 굽힘 강도는 출발 원료의 C/Si 몰 비가 2.

대상 데이터

본 연구에서는 SiC-C 복합 분말합성을 위해 규소 및 탄소의 출발 원료로 액상의 TEOS(Tetraethyl orthosilicate)와 페놀 레진을 사용하였다. 솔 젤 공정 시 TEOS의 가수분해를 위하여 질산(Junsei, 70 wt%)을 촉매제로 사용하였으며 솔 젤 공정에 사용된 출발 원료는 Table 1에서 보여주는 것과 같다.
본 연구에서는 SiC-C 복합 분말합성을 위해 규소 및 탄소의 출발 원료로 액상의 TEOS(Tetraethyl orthosilicate)와 페놀 레진을 사용하였다. 솔 젤 공정 시 TEOS의 가수분해를 위하여 질산(Junsei, 70 wt%)을 촉매제로 사용하였으며 솔 젤 공정에 사용된 출발 원료는 Table 1에서 보여주는 것과 같다. SiC-C 복합 분말을 합성하기 위한 공정은 다음과 같다.

이론/모형

5 mm/min의 속도로 하중을 가하여 3-점 굽힘 강도를 측정 하였다. Si-SiC 복합재료의 연마면 및 파단면의 미세 구조는 주사전자현미경 (SEM)을 사용하여 관찰하였으며 Si-SiC 복합재료의 비저항 특성은 직경 50 mm 두께 5 mm 크기의 Si-SiC 복합재료를 제조하여 4 probe method(Keithley-2182, KS L 1619 시험 방법)로 측정하였다.
또한 GDMS 방법으로 합성된 SiC-C 복합분말의 순도를 조사하였다. 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도는 아르키메데스법을 이용하여 측정 하였으며, 파괴 강도는 span 20 mm, 0.5 mm/min의 속도로 하중을 가하여 3-점 굽힘 강도를 측정 하였다. Si-SiC 복합재료의 연마면 및 파단면의 미세 구조는 주사전자현미경 (SEM)을 사용하여 관찰하였으며 Si-SiC 복합재료의 비저항 특성은 직경 50 mm 두께 5 mm 크기의 Si-SiC 복합재료를 제조하여 4 probe method(Keithley-2182, KS L 1619 시험 방법)로 측정하였다.

성능/효과

1800℃에서 합성된 SiC-C 복합분말의 XRD 회절 패턴 분석 결과 솔 젤 공정에서 사용된 출발 원료의 C/Si 몰 비가 증가함에 따라 SiC-C 복합분말 내 잔류 탄소의 증가로 β-SiC 피크의 회절 강도는 감소하는 것으로 관찰 되었으나, 비정질 상으로 존재하는 잔류 카본 및 미반응 SiO2 결정상은 관찰되지 않았다.
¹⁾ SiC 구조재료의 일반적인 소결 공정은 무가압 소결, 고온 가압 소결, 화학증착 소결 등이 있으며, 비교적 낮은 온도에서 소결이 가능한 반응소결 공정은 영국의 Kennedy와 Forrest에 의해 처음으로 발표되었다.²⁾ 반응소결 공정을 통해 제조된 Si-SiC 소결체는 성형체의 수축이 거의 없으며 치밀한 미세구조를 갖는 장점이 있어서 산업체용 탄화규소 소재 제조에 널리 사용되고 있다.^3-5) 반응소결은 탄화규소와 탄소 분말로 이루어진 성형체에 규소를 규소의 융점 이상의 온도에서 용융 Si을 SiC-C 성형체 내부로 침윤시켜 치밀한 미세구조를 갖는 Si-SiC 소결체를 제조한다.
Suyama등에 따르면 Si-SiC 복합재료의 파괴강도는 Si pocket size, 사용된 SiC 입자크기 및 잔류 Si 양에 직접적인 영향을 받는 것으로 알려져 있으며, 나노 크기의 SiC 입자를 사용하여 잔류 Si 함량이 10% 이내이며 Si pocket size가 sub-micrometer 크기인 Si-SiC 복합재료의 파괴강도는 1 GPa 이상인 것으로 보고되었다.⁸⁾ 따라서, 본 연구에서 제조된 Si-SiC 복합재료는 일반 공정으로 제조된 Si-SiC 복합재료 보다 밀도는 낮았으나 Si-SiC 복합재료 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 카본의 응집에 의한 Si-SiC 복합재료의 파괴강도의 감소는 나타나지 않은 것으로 생각된다.
9,10) 본 연구에서 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 4 probe method로 측정된 비저항은 0.015 ~ 0.018 Ω·cm으로 나타났으며, Si-SiC 복합재료 제조에 사용된 SiC-C 복합분말 내 카본 함량이 증가됨에 따라 비저항은 약간 증가 하였다.
7은 SiC-C 복합분말 제조에 사용된 SiO₂-C 전구체의 C/Si 몰 비의 변화에 따른 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도 변화를 보여준다. C/Si 몰 비가 2.0인 SiO₂-C 전구체를 이용하여 합성된 SiC-C 복합분말로 제조된 Si-SiC 복합재료의 겉보기 밀도는 2.89 g/cm³ 이었으며, SiO₂-C 전구체에 사용된 C/Si 몰 비가 증가함에 따라 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도는 감소되는 것으로 나타났으나 큰 변화는 없었다. 잔류 카본양이 높은 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도는 증가될 것으로 예상되지만, 잔류 카본양이 높은 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 SiC-C 성형체의 성형밀도가 낮아져서 Si-SiC 복합체의 잔류 Si 양을 증가되어 Si-SiC 복합재료의 밀도가 낮아지는 것으로 생각된다.
Si-SiC 복합재료 내 SiC 입자는 용융 Si 및 카본사이의 반응으로 새롭게 형성된 SiC에 의해 입성장이 일어났으며 일부 SiC는 균일 핵생성 및 성장되었다. SiC-C 복합분말 합성에 쓰인 SiO₂-C 전구체의 C/Si 몰 비가 증가함에 따라 SiC 입자 표면에 우선적으로 형성되는 SiC에 의해 SiC 입자의 조대화가 관찰되었으며 잔류 Si 상내에 균일 핵생성 및 성장으로 형성된 sub-micrometer 크기를 갖는 탄화규소 입자의 양이 증가 되었다. 또한, SiC-C 복합분말 합성에 쓰인 SiO₂-C 전구체의 C/Si 몰 비가 증가함에 따라 Si-SiC 복합재료의 연마면의 미세구조에서 관찰되는 Si pocket의 크기도 증가하였다.
따라서, 본 연구에서 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 것으로 생각된다.
또한 본 실험에서 제조된 Si-SiC 복합 재료의 비저항은 0.015 ~ 0.018 Ω·cm으로 측정 되었으며, 이는 솔 젤 공정에서 촉매로 사용된 질산과 탄화 공정 시 질소 분위기의 영향으로 질소가 도핑이되어 β-SiC 복합 분말의 낮은 비저항특성이 Si-SiC 복합 재료에 영향을 준 것으로 생각된다.
SiC-C 복합분말 합성에 쓰인 SiO₂-C 전구체의 C/Si 몰 비가 증가함에 따라 SiC 입자 표면에 우선적으로 형성되는 SiC에 의해 SiC 입자의 조대화가 관찰되었으며 잔류 Si 상내에 균일 핵생성 및 성장으로 형성된 sub-micrometer 크기를 갖는 탄화규소 입자의 양이 증가 되었다. 또한, SiC-C 복합분말 합성에 쓰인 SiO₂-C 전구체의 C/Si 몰 비가 증가함에 따라 Si-SiC 복합재료의 연마면의 미세구조에서 관찰되는 Si pocket의 크기도 증가하였다.
잔류 카본양이 높은 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도는 증가될 것으로 예상되지만, 잔류 카본양이 높은 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 SiC-C 성형체의 성형밀도가 낮아져서 Si-SiC 복합체의 잔류 Si 양을 증가되어 Si-SiC 복합재료의 밀도가 낮아지는 것으로 생각된다. 본 실험에서는 성형체 밀도를 높이기 위한 SiC 분말 입도분포를 제어하지 못하고 본 연구에서 합성된 Fig. 4에서 보여주는 단일 입도 분포를 갖는 SiC-C 분말을 사용하였기 때문에 성형체내 분말의 충진도가 낮아 제조된 Si-SiC 복합재료의 밀도는 복합재료 내 잔류 Si의 증가로 상업화된 Si-SiC 복합재료보다 낮게 나타났다.
본 연구에서 제조된 Si-SiC 복합재료의 비저항은 사용된 SiC-C 복합분말 내 β-SiC 분말의 낮은 비저항에 의해 결정되는 것으로 생각되며 용융 Si 침윤 반응 공정에서는 용융 Si 내에 N solubility에 의해 합성 시 N doping이 이루어져 비저항이 낮은 β-SiC가 새롭게 형성되지만, 본 연구에서 합성된 SiC-C 복합분말의 β-SiC 분말 내 N 농도 보다 높지 못하여 비저항이 상대적으로 높다.
0인 SiO₂-C 전구체로 부터 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 굽힘 강도는 596 MPa이었으며, 합성된 SiC-C 복합분말 내 카본 양이 증가됨에 따라 Si-SiC 복합재료의 3 점 굽힙 강도는 점차 감소되었으나 큰 변화는 없었다. 본 연구에서 제조된 Si-SiC 복합재료의 파괴강도는 이제까지 알려져 있는 일반적인 방법으로 제조되는 Si-SiC 복합재료와 비교하여 높은 것으로 나타났다. Suyama등에 따르면 Si-SiC 복합재료의 파괴강도는 Si pocket size, 사용된 SiC 입자크기 및 잔류 Si 양에 직접적인 영향을 받는 것으로 알려져 있으며, 나노 크기의 SiC 입자를 사용하여 잔류 Si 함량이 10% 이내이며 Si pocket size가 sub-micrometer 크기인 Si-SiC 복합재료의 파괴강도는 1 GPa 이상인 것으로 보고되었다.
또한 1800℃ 3시간의 합성 조건에서 합성된 SiC-C 복합분말에서는 출발 원료의 C/Si 몰 비에 상관없이 미반응 SiO₂-C 전구체는 관찰되지 않았다. 본 연구에서 합성된 SiC-C 복합 분말의 GDMA 분석 결과는 Table 2에서 보여주는 것과 같으며, SiC-C 복합 분말의 순도는 99.9993 wt%이었다.
9는 SiC-C 복합분말 합성에 쓰인 SiO₂-C 전구체의 C/Si 몰 비의 변화에 따른 Si-SiC 복합재료의 3점 굽힘 강도 변화를 보여준다. 출발 원료의 C/Si 몰 비가 2.0인 SiO₂-C 전구체로 부터 합성된 SiC-C 복합분말을 사용하여 제조된 Si-SiC 복합재료의 굽힘 강도는 596 MPa이었으며, 합성된 SiC-C 복합분말 내 카본 양이 증가됨에 따라 Si-SiC 복합재료의 3 점 굽힙 강도는 점차 감소되었으나 큰 변화는 없었다. 본 연구에서 제조된 Si-SiC 복합재료의 파괴강도는 이제까지 알려져 있는 일반적인 방법으로 제조되는 Si-SiC 복합재료와 비교하여 높은 것으로 나타났다.
합성된 SiC-C 복합 분말을 700℃에서 3시간 동안 산화 처리하여 열처리 전, 후의 무게 비교를 통해 측정된 합성된 분말 내 잔류 탄소량은 Fig. 3에서 보여주며, SiC-C 복합분말 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.
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 파괴가 우선적으로 관찰되었으며, 잔류 Si 내에 균질 핵생성 및 성장으로 형성된 sub-micrometer 크기의 SiC 입자에서는 SiC 입자/Si 계면에서 입계 파괴가 일어났다. 또한, SiC-C 복합분말 내 카본양이 증가됨에 따라 균일 핵생성에 의해 생성 및 성장한 sub-micrometer 크기의 SiC 입자/잔류 Si 계면을 따라 일어나는 입계파괴가 증가하였다.
합성된 SiC-C 복합분말내 SiC 분말의 평균 입도는 4.2 µm 정도 크기이었으며, 전구체 제조에 사용된 C/Si 몰 비가 증가됨에 따라서 SiC-C 복합 분말에서 SiC 분말의 크기는 6.2 µm 증가되었으며 입도 분포는 커지는 것으로 나타났다.

후속연구

따라서, 기존의 반응소결 공정으로 α-SiC 분말을 사용하여 비저항이 낮은 N doping된 β-SiC에 의해 새로운 계면 형성으로 제조되는 Si-SiC 복합재료의 비저항은 3~5배 정도 높게 나타나는 것으로 생각된다.^9-11) 따라서 본 연구에서 TEOS 및 페놀 레진을 사용하여 합성된 SiC-C 복합분말로부터 제조된 Si-SiC 복합재료의 비저항을 최소화하기 위해서는 Si-SiC 복합재료의 밀도의 증가를 위한 공정 개선이 요구된다.

질의응답

핵심어	질문	논문에서 추출한 답변
	Si-SiC 반응소결 탄화규소는 어떤 물질을 출발원료로 사용하는가?	Si-SiC 복합재료 내에는 미반응 잔류 Si이 존재하며 잔류 규소의 양 및 미세구조에 따라 Si-SiC의 기계적 특성이 다르며, SiC 소결체 보다 일반적으로 파괴강도가 낮게 나타나며, 잔류 Si 때문에 Si-SiC는 일반적으로 Si의 융점 이하의 온도에서 사용되고 있다. Si-SiC 반응소결 탄화규소는 일반적으로 고상의 탄화규소 분말과 탄소 분말을 출발원료로 사용하여 SiC-C 성형체를 제조한 후 용융 Si을 침윤시켜 제조하고 있다. 출발원료로 나노 크기의 카본 블랙 분말과 바인더로 페놀 레진을 사용하며, SiC 분말의 균질한 혼합 및 성형성을 높이기 위하여 액상 매질을 혼합한 뒤 spray drying 공정으로 SiCC 분말 granule을 제조하여 성형체 제조에 사용하고 있다.
	Si-SiC 반응소결 탄화규소 제조 과정에서 생길 수 있는 문제점은?	출발원료로 나노 크기의 카본 블랙 분말과 바인더로 페놀 레진을 사용하며, SiC 분말의 균질한 혼합 및 성형성을 높이기 위하여 액상 매질을 혼합한 뒤 spray drying 공정으로 SiCC 분말 granule을 제조하여 성형체 제조에 사용하고 있다. 그러나 위와 같은 혼합 과정에서 카본 블랙/레진 응집체가 일부 형성되어 용융 Si 침윤 후에도 잔류하는 미반응 카본 응집체를 형성하여 제조된 Si-SiC의 기계적 특성을 감소시켜 대형 Si-SiC 구조물 제조에 문제점으로 지적되고 있으며, 산업체에서는 이 문제를 해결하기 위한 기술개발이 이루어지고 있다. 또한, 최근에는 반도체 제조공정에서는 불순물 농도가 100 ppm 또는 10 ppm 이하인 SiSiC 복합재료가 요구 되고 있으나 상용화된 다양한 입도를 갖는 고순도 SiC 분말의 시장에서 수급이 어렵기 때문에 일반적인 순도를 갖는 SiC 분말을 산처리하여 사용하고 있으나 근본적인 해결책은 마련되고 있지 않다.
	반응소결 공정으로 제조된 Si-SiC 소결체의 장점은?	1) SiC 구조재료의 일반적인 소결 공정은 무가압 소결, 고온 가압 소결, 화학증착 소결 등이 있으며, 비교적 낮은 온도에서 소결이 가능한 반응소결 공정은 영국의 Kennedy와 Forrest에 의해 처음으로 발표되었다.2) 반응소결 공정을 통해 제조된 Si-SiC 소결체는 성형체의 수축이 거의 없으며 치밀한 미세구조를 갖는 장점이 있어서 산업체용 탄화규소 소재 제조에 널리 사용되고 있다.3-5) 반응소결은 탄화규소와 탄소 분말로 이루어진 성형체에 규소를 규소의 융점 이상의 온도에서 용융 Si을 SiC-C 성형체 내부로 침윤시켜 치밀한 미세구조를 갖는 Si-SiC 소결체를 제조한다.

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표제어: PCR

동의어: Packet Collision Rate

용어 설명 출처 목록 (6)

용어 설명: PCR은 세균 특이성이 있는 primer를 이용하여 적은 수의 세균이 있을지라도 쉽게 검출할 수 있는 유용한 방법이며, 이를 이용하여 구강 내 치면세균막이나 타액에서 직접 세균을 검출할 수 있게 되었다[8].

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