CN102596850A

CN102596850A - 莫来石陶瓷及其制造方法

Info

Publication number: CN102596850A
Application number: CN2010800431638A
Authority: CN
Inventors: 梶野仁; 上野高文
Original assignee: Mitsui Mining and Smelting Co Ltd
Current assignee: Mitsui Mining and Smelting Co Ltd
Priority date: 2009-11-06
Filing date: 2010-10-22
Publication date: 2012-07-18
Anticipated expiration: 2030-10-22
Also published as: KR101729650B1; JP5718239B2; JPWO2011055642A1; CN102596850B; WO2011055642A1; KR20120115211A

Abstract

本发明的莫来石陶瓷的特征在于，在研磨截面中，含有长宽比为1以上且2以下的莫来石的球状粒子及长宽比为超过2且10以下的莫来石的针状粒子，并且针状粒子的平均长径为球状粒子的平均粒径的2～10倍，针状粒子/全部粒子的面积的比为0.03～0.3。优选研磨截面中的长宽比超过10的粗大针状粒子的面积/全部粒子的面积的比为0.2以下。还优选表观气孔率为5～27％。

Description

莫来石陶瓷及其制造方法

技术领域

本发明涉及莫来石陶瓷及其制造方法。本发明的莫来石陶瓷作为例如烧成用夹具、烧成炉构筑用部件等耐火材料是特别有用的。

背景技术

作为与莫来石陶瓷相关的现有技术，已知有提高了抗蠕变性及抗剥落性的莫来石质多孔体(参照专利文献1)。该多孔体是经由二氧化硅为主要成分的结合相使莫来石结晶及其凝集体结合而成的。该多孔体可以通过下述方式获得：将氧化铝粉末和碳化硅粉末的配合物成型，然后在氧化气氛下、在1550℃～1700℃的范围进行烧成。

在专利文献2中，记载了含莫来石的陶瓷成型体，所述莫来石是通过在含氧气氛内对坯料进行热处理而获得的经反应烧结而成的莫来石，所述坯料是由包含铝、Al₂O₃及含Si物质的微分散性的粉末混合物成型而得的。在同文献中，记载了该含莫来石的陶瓷成型体的烧成收缩小。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：JP2003-137671A

专利文献2：US5843859A

发明内容

发明所要解决的问题

以陶瓷制的电子部件为代表，在陶瓷的烧成中，以节能及低成本为目的，要求薄壁、轻量、并且具有某种程度的高强度、且抗蠕变性及耐热冲击性高的窑具。然而，上述专利文献1所记载的莫来石陶瓷虽然具有高抗蠕变性及高耐热冲击性，但在强度方面无法达到应该满足的性能。另外，上述专利文献2所记载的莫来石陶瓷的烧成温度为低于1700℃的较低值，因此无法得到莫来石的单一相，在薄壁化时存在抗蠕变性降低的问题。

本发明的目的在于，提供能够消除上述现有技术所具有的各种缺点的莫来石陶瓷。

用于解决问题的手段

本发明提供莫来石陶瓷，其特征在于，在研磨截面中，含有长宽比为1以上且2以下的莫来石的球状粒子及长宽比为超过2且10以下的莫来石的针状粒子，并且针状粒子的平均长径为球状粒子的平均粒径的2～10倍，针状粒子/全部粒子的面积的比为0.03～0.3。

另外，作为所述莫来石陶瓷的适合的制造方法，本发明提供莫来石陶瓷的制造方法，其特征在于，在含氧气氛下、在1700～1800℃下，使包含氧化铝、二氧化硅、及平均粒径为0.1～10μm的Si或含Si化合物(其中，不包括二氧化硅及硅酸盐)的原料反应烧结，生成莫来石。

发明的效果

根据本发明，提供具备优异的耐热冲击性、抗蠕变性及高强度的性能的莫来石陶瓷。现有熟知的莫来石陶瓷为砖质，由于强度不足而难以形成可耐实用的薄壁形状。本发明的莫来石陶瓷的常温强度超过50MPa，从而即使厚度为1.5mm以下也能够对应，还能够得到最薄为0.5mm的烧成体。

附图说明

图1是在实施例1中得到的莫来石陶瓷的研磨截面的扫描型电子显微镜图像。

图2是在比较例2中得到的莫来石陶瓷的研磨截面的扫描型电子显微镜图像。

具体实施方式

以下，基于本发明的优选实施方式，对其进行说明。本发明的莫来石陶瓷所具有的特征之一在于构成该陶瓷的粒子的形状。详细来说，如果用显微镜将莫来石陶瓷的研磨截面放大，则可观察到莫来石(3Al2O3·2SiO2)的球状粒子与莫来石的针状粒子混杂的状态。球状粒子与针状粒子均匀地混杂在一起。由本发明者们的研究结果可知，混杂了球状粒子和针状粒子的莫来石陶瓷的耐热冲击性提高，且抗蠕变性优异。这里，球状粒子是指在观察莫来石陶瓷的研磨截面时长宽比为1以上且2以下的粒子，并不需要为正球(以下提到“球状”时的含义与此相同)。另一方面，针状粒子是指在观察莫来石陶瓷的研磨截面时长宽比为超过2且10以下的粒子。另外，后述的粗大针状粒子是指在观察莫来石陶瓷的研磨截面时长宽比超过10的粒子。

而且，对于针状粒子及后述的粗大针状粒子，根据调制莫来石陶瓷的研磨截面的方法，有时即便实际上为针状粒子也会被认为是球状粒子。在本发明中，为了方便起见，将这种外观上认为是球状粒子的针状粒子视为球状粒子。

球状粒子与针状粒子的大小关系会对莫来石陶瓷的性能造成影响。由本发明者们的研究结果可知，在将球状粒子的平均粒径设为r时，通过使针状粒子的平均长径为2r～10r的范围，从而得到具有上述耐热冲击性和抗蠕变性的莫来石陶瓷。如果针状粒子的平均长径小于2r，则即使在该针状粒子的长宽比大时，也无法充分产生针状粒子进入球状粒子间的“斜支柱效果”，从而抗蠕变性不会提高。另一方面，如果针状粒子的长径超过10r，则在莫来石陶瓷中的粒子间容易产生粗大缺陷。该粗大缺陷是导致耐热冲击性降低的原因之一。特别是，如果针状粒子的长径的范围为3r～6r，则莫来石陶瓷的耐热冲击性和抗蠕变性进一步提高，因此优选。

球状粒子与针状粒子的相对大小如上所述，但对于球状粒子的大小本身，平均粒径优选为5～10μm，特别优选为6～9μm。另一方面，对于针状粒子的大小本身，将满足上述2r～10r的范围作为条件，长径优选为10～100μm，特别优选为12～90μm。另一方面，短径以为上述长宽比(超过2且10以下)作为条件，优选为1～50μm，特别优选为1～10μm。

如上所述，针状粒子的长宽比超过2，但其上限必须设为10以下。换句话说，优选不过量地含有具有超过10的长宽比的针状粒子(以下将这样的针状粒子称为“粗大针状粒子”)。存在这样的粗大针状粒子是导致在莫来石陶瓷中的粒子间产生粗大缺陷的原因。该粗大缺陷是耐热冲击性降低的原因之一。并且，针状粒子具有提高抗蠕变性的效果，但长宽比超过10的针状粒子不具有该效果。从该观点出发，莫来石陶瓷的研磨截面中的长宽比超过10的粗大针状粒子的面积/全部粒子的面积的比优选设为0.2以下，特别优选设为0.1以下。

除了球状粒子与针状粒子的相对大小以外，莫来石陶瓷中的球状粒子与针状粒子的存在比例也对莫来石陶瓷的性能造成影响。通过针状粒子进入球状粒子间，产生“斜支柱效果”，从而抗蠕变性提高，但由于针状粒子的粒子生长，使得强度降低，有耐热冲击性降低的倾向。与此相对，由研究的结果可知，调整球状粒子与针状粒子的存在比例，使莫来石陶瓷的研磨截面中的针状粒子/全部粒子的面积的比在0.03～0.3的范围内，从而可以得到兼顾耐热冲击性和抗蠕变性的莫来石陶瓷。特别是，如果该面积的比的范围为0.05～0.25，则莫来石陶瓷的耐热冲击性和抗蠕变性进一步提高，因此优选。

上述说明中的莫来石陶瓷的研磨截面通过以下方式获得：使喷雾了例如金刚石浆料的圆板磨刀石旋转，将莫来石陶瓷按压到该面上进行研磨。

对如上所述得到的莫来石陶瓷的研磨截面进行观察时，使用了例如扫描型电子显微镜(SEM)进行放大观察。球状粒子的平均粒径测定、以及针状粒子和粗大针状粒子的平均长径及平均短径的测定如下进行。使研磨截面的大小至少为10mm×2mm，在该研磨截面中的200μm×200μm的观察视野内对任意部位在若干处拍摄SEM像。在所拍摄的像上分别画上任意直线，选择该直线横穿的100个粒子。在少于100个时，重复该操作，直至横切的粒子达到100个。测定所选择的各粒子的长径及短径，计算长宽比。具体来说，将作为对象的粒子近似为椭圆形，测定该椭圆形的长轴的长度，将其作为长径，并且将与长轴垂直的方向作为短轴，将其长度作为短径。基于这样求出的长轴及短轴，将长宽比为1以上且2以下的粒子分类为球状粒子，将超过2且10以下的粒子分类为针状粒子，将超过10的粒子分类为粗大针状粒子。在球状粒子时，将长径与短径的平均值作为平均粒径。在针状粒子及粗大针状粒子时，分别对长径和短径进行平均，求出平均长径和平均短径。

对于研磨截面中的球状粒子的面积，将通过上述方法求出的平均粒径视为当量圆直径进行计算。对于针状粒子的面积，将通过上述方法求出的针状粒子的平均长径a及平均短径b视为椭圆的长径及短径，由椭圆的面积πab算出。

在对莫来石陶瓷的研磨截面进行观察时，优选在该研磨截面仅观察到上述球状粒子及针状粒子，但也可以观察到具有这些形状以外的形状的粒子。作为这样的形状的粒子，可列举出具有尖角形状的粒子等。作为该粒子的具体例子，可列举出作为原料之一使用的粒子、即后述的电熔莫来石粒子。电熔莫来石粒子通过粉碎电熔莫来石块来制造。通过该粉碎，生成具有尖角形状的电熔莫来石粒子。

对于莫来石陶瓷，优选包含某种规定的气孔。其表观气孔率优选为5～27％、特别优选为9～20％的范围。通过设为该范围的表观气孔率，能够有效且均衡地兼顾抗蠕变性和耐热冲击性。表观气孔率基于JIS-R2205通过真空法测定。

另外，莫来石陶瓷优选不含粗大气孔。粗大气孔是指在研磨截面观察出的气孔中具有上述针状粒子的平均长径的5倍以上的长径的气孔。存在这种粗大气孔有时会成为导致莫来石陶瓷的强度、耐热冲击性及抗蠕变性降低的原因。从该观点出发，在莫来石陶瓷的研磨截面，优选使粗大气孔的面积的总和相对于观察视野的面积的比例(即，粗大气孔的面积的总和/观察视野的面积)为0.07以下，进一步优选为0.05以下。为了抑制粗大气孔形成，在后述的莫来石陶瓷的制造方法中，可以调整原料成分的粒径及烧成条件。粗大气孔的长径在该粗大气孔的长宽比为1以上且2以下时，是指长径与短径的平均值，在该粗大气孔的长宽比超过2时，是指该长径。

粗大气孔的面积通过下述方式求得：使研磨截面的大小至少为10mm×2mm，在该研磨截面中的200μm×200μm的观察视野对任意部位拍摄SEM像，利用与如上所述的针状粒子的面积及球状粒子的面积的计算相同的方法算出在所拍摄的观察视野中存在的所有粗大气孔的面积。

在莫来石陶瓷中，有时会含有以例如Na₂O为代表的碱金属的氧化物或碱土类金属的氧化物等网眼修饰氧化物作为杂质。这些杂质会使晶界的玻璃的粘性降低，从而对抗蠕变性的降低造成影响，因此使用高纯度的原料，优选使它们的总量相对于莫来石陶瓷设为0.01～0.3重量％，特别优选设为0.03～0.25重量％。莫来石陶瓷中所含的网眼修饰氧化物的比例可以通过荧光X射线分析装置来测定。另外，Fe₂O₃、TiO₂、ZrO₂、CoO、NiO等中间氧化物使玻璃的网眼骨架稳定化，抑制玻璃的粘性降低，从而有助于抗蠕变性提高，因此优选以使它们的总量相对于莫来石陶瓷为0.01～0.3重量％的方式含有。

接着，对本发明的莫来石陶瓷的适合的方法进行说明。通过在氧气氛下将包含氧化铝及二氧化硅的原料反应烧成而生成莫来石，能够适合地制造莫来石陶瓷。特别是，由本发明者们的研究结果可知，为了在作为目标的莫来石陶瓷中生成球状粒子及针状粒子，除了使用氧化铝及二氧化硅以外，使用Si或含Si化合物(其中，不包括二氧化硅及硅酸盐)也是有效的(在以下说明中，为了简便起见，将Si或含Si化合物简单地总称为含Si化合物)。详细来说，可知：在氧化铝和二氧化硅的反应烧结中，通过用含Si化合物替换二氧化硅的一部分，从而能够对莫来石的生成速度设置差异，由此能够容易地生成针状粒子。详细来说，如果用含Si化合物替换二氧化硅的一部分，则在反应烧结时，莫来石的针状粒子局部地生长，另一方面，位于该针状粒子的周围的球状粒子的粒子生长程度降低。其结果是，容易得到抗蠕变性和耐热冲击性高的莫来石陶瓷。如果不使用含Si化合物而仅利用氧化铝和二氧化硅进行反应烧结，则与针状粒子的生长相比，更优先地产生球状粒子的粗大化。其结果是，导致所得到的莫来石陶瓷的强度降低，耐热冲击性变差。另外，由于针状粒子的生长少，因此难以产生“斜支柱效果(bracing effect)”，从而抗蠕变性降低。

如上所述，含Si化合物用于在莫来石陶瓷的制造中的反应烧结时生成莫来石的针状粒子。作为含Si化合物，使用已知作为陶瓷材料的含Si化合物。作为其例子，可列举出无机含Si化合物。作为无机含Si化合物，可列举出含Si非氧化物化合物。具体来说，可列举出：SiC、Si₃N₄、Si₂ON₂及赛隆(Sialon)等Si₃N₄系材料等。赛隆是在Si₃N₄中固溶Al₂O₃及SiO₂而得到的Si₃N₄系材料之一。含Si化合物在莫来石陶瓷的制造中的烧成中氧化膨胀，因此有补充氧化铝、二氧化硅的烧成收缩的效果。其结果是，在收缩时产生的气孔粗大化、有可能在陶瓷中生成的龟裂的发展得到抑制，进而耐热冲击性的降低也得到抑制。

考虑作为目标的莫来石陶瓷中的氧化铝与二氧化硅的化学计量比来决定原料中的各成分的比例。具体来说，在将原料中的各成分分类为作为含有Al的化合物的氧化铝、及作为含有Si的化合物的二氧化硅和含Si化合物时，将氧化铝与二氧化硅和含Si化合物的比例换算成氧化铝和二氧化硅的摩尔比，优选设为3∶2～3.5∶1.5、特别优选设为3.1∶1.9～3.4∶1.6。

原料中的二氧化硅与含Si化合物的比例换算成Si的摩尔比，优选设为二氧化硅∶含Si化合物＝0.1∶1.9～1.9∶0.1，特别优选为0.5∶1.5～1.5∶0.5。通过以该比例并用二氧化硅和含Si化合物，能够防止球状粒子粗大化，并且使针状粒子生长。另外，通过含Si化合物所具有的耐热性，能够有效地防止组织的结晶性降低以及由此引起的气孔增大和抗蠕变性降低。

作为原料之一的氧化铝，适合使用α-氧化铝或γ-氧化铝。也可以使用它们的混合物。氧化铝的粒子的形状没有特别限制，可以使用该技术领域中已知的各种形状的氧化铝。特别优选使用的形状为球状。与形状无关，氧化铝的平均粒径优选为0.1～20μm，特别优选为1～10μm。希望氧化铝尽可能不含Na或K等碱性成分。

二氧化硅的粒子的形状也没有特别限制，可以使用该技术领域中已知的各种形状的二氧化硅。特别优选使用的形状为球状。与形状无关，二氧化硅的平均粒径优选为0.05～30μm，特别优选为0.1～20μm。

氧化铝及二氧化硅的平均粒径例如使用激光衍射式粒度分布测定装置来测定(对以下所述的含Si化合物及以下所述的莫来石粒子也相同)。

含Si化合物的粒子的粒径会对作为目标的莫来石陶瓷的性能产生影响。详细来说，如果含Si化合物的粒子的粒径过大，则在所得到的莫来石陶瓷的组织中容易产生粗大缺陷。并且，无法充分氧化，有时难以形成单一莫来石组成，从而抗蠕变性恶化。此外，还容易引起强度降低、耐热冲击性降低。相反地，如果含Si化合物的粒子的粒径过小，则有在低温区域有含Si化合物开始氧化的倾向，难以促进针状的莫来石粒子生成。由这些观点出发，含Si化合物的粒子的平均粒径设为0.1～10μm，优选设为1～10μm。特别是，在使用了SiC作为含Si化合物时，该有利效果显著。对于含Si化合物的粒子的形状，优选使用球状的含Si化合物的粒子。

另外，上述原料还可以含有莫来石粒子作为骨料。通过使原料中含有莫来石粒子，能够利用迂回效果延缓有可能由于热冲击而产生的龟裂发展，因此发挥能够更长时间使用莫来石陶瓷这样的有利效果。如果原料中所含的莫来石粒子的粒径过大，则在莫来石陶瓷中容易产生粗大气孔，所以莫来石陶瓷的强度及耐热冲击性有可能降低。因而，原料中所含有的莫来石粒子的平均粒径优选为20～100μm，特别优选为20～50μm。在原料含有莫来石粒子时，从提高强度及耐热冲击性的方面出发，其含量在原料中优选设为15重量％以下，特别优选设为10重量％以下。

通过将含有上述各成分的原料混合并反应烧成，得到作为目标的莫来石陶瓷。在各成分的混合中，可以使用湿式混合、半湿式混合、干式混合等该技术领域中公知的混合法。从确实地发生反应烧结的观点出发，与进行干式混合相比，进行湿式混合或半湿式混合是更有利的。

在进行湿式混合时，使用液体介质将氧化铝、二氧化硅及含Si化合物湿式混合，使其浆料化。在将所得到的浆料浇铸成型、或者将该浆料喷雾干燥并将所得到的颗粒冲压成型或CIP成型后进行反应烧成。作为在湿式混合中使用的装置，可以使用公知的混炼装置例如球磨机等介质研磨机。浆料中的固体成分浓度优选可以设为35～45重量％左右。还可以在浆料中添加粘结剂。作为粘结剂，可以无特别限制地使用例如聚乙烯醇(PVA)或羧甲基纤维素(CMC)等该技术领域中通常所用的粘结剂。进行冲压成型或CIP成型时的成型压力优选设定为70～150MPa左右。

在进行半湿式混合时，使用液体介质将氧化铝、二氧化硅及含Si化合物形成半流体，并将其混炼而得到混炼物。混炼物中的固体成分浓度优选可以设为10～15重量％左右。混炼物通过挤出成型等可塑成型而成型为所期望的形状。

在使用上述任一种成型法时，反应烧成的气氛均设为大气等含氧气氛。反应烧成的温度优选设定为1700～1800℃，特别优选设定为1730～1790℃。在该范围的温度下进行烧成，保持该烧成温度的时间优选设为1～8小时，特别优选设为2～7小时。通过以该条件进行反应烧成，能够防止陶瓷中的气孔增大，顺利地得到抗蠕变性良好的莫来石陶瓷。

升温至上述烧成温度时的平均升温速度在900～1700℃的温度范围内，设定为25～300℃/小时，优选设定为30～200℃/小时。通过将平均升温速度设定在该范围，能够防止陶瓷中的气孔增大，顺利地得到抗蠕变性良好的莫来石陶瓷。如果升温速度小于25℃/小时，则在烧结开始前氧化膨胀完成，粒子间距离增大，从而烧结性降低，气孔增大。另一方面，如果升温速度超过300℃/小时，则在氧化完成前烧结完成，从而非氧化物质容易残留于烧结体内部，成为使莫来石陶瓷的抗蠕变性降低的原因之一。

如上所述，烧成的气氛可以为大气、即氧浓度为约20％的含氧气氛，如果气氛的温度达到900℃以上，则Si及含Si化合物的氧化变得显著，因此在通过升温使气氛的温度达到900℃以上时，优选使含氧气氛中的氧浓度降低为3％以下。通过使氧浓度降低为3％以下，能够防止在烧结开始前氧化膨胀完成，由此能够有效地防止粒子间距离增大、烧结性降低及气孔增大。另一方面，与气氛的温度无关，含氧气氛中的氧浓度的下限值均优选设为超过0.5％。这样，能够防止在氧化完成前烧结完成，由此能够有效地防止非氧化物质残留于烧结体内部、莫来石陶瓷的抗蠕变性降低。

这样得到的莫来石陶瓷适合用作：例如高温窑炉及气氛炉的窑具、侧壁、拱门、炉底；内衬砖等电子部件烧成用设置器、匣钵、底板；包括气体发生炉的各种化学反应装置内衬；陶瓷基板；碳化炉用内衬；炭黑炉用内衬；玻璃熔融炉用内衬；陶瓷烧成用窑具等。

实施例

以下，通过实施例，对本发明进行更详细的说明。但是，本发明的范围并不限于所涉及的实施例。只要没有特别声明，则“％”指“重量％”。

〔实施例1〕

以氧化后的摩尔比为3∶0.5∶1.5的方式称量氧化铝(平均粒径为8μm，球状)、SiC(平均粒径为4μm，球状)及二氧化硅(平均粒径为0.5μm，球状)。如果以重量比表示这些成分的比例，则如以下表4所示。将这些成分湿式混合，得到浆料(固体成分浓度：40％)。作为湿式混合的液体介质，使用PVA水溶液。将该浆料喷雾干燥，得到平均粒径为50μm的颗粒。将该颗粒冲压成型，得到板状的成型体。冲压压力为100MPa。将该成型体在大气气氛下、在1750℃下反应烧成4小时。此时的升温速度设为40℃/小时。在烧成结束后，自然冷却，得到作为目标的莫来石陶瓷。所得到的莫来石陶瓷的研磨截面的扫描型电子显微镜图像示于图1。所得到的陶瓷为莫来石单一相，作为原料投入的SiC完全氧化而莫来石化，从而是抗蠕变性特别高的优异的烧结体。另外，薄壁化且具有令人满意的强度，从而耐热冲击性也优异。

〔评价〕

对于所得到的莫来石陶瓷进行XRD测定，鉴定其中所含的化合物。另外，利用上述方法制备莫来石陶瓷的研磨截面，对该截面进行SEM观察。此外，利用上述方法测定表观气孔率。并且，利用上述方法测定网眼修饰氧化物的含量。此外，利用以下方法分别测定常温三点弯曲强度S、抗蠕变性及耐热冲击性。其结果示于表1。

〔常温三点弯曲强度S〕

根据JIS R1601，通过三点弯曲试验测定。

〔抗蠕变性〕

以使跨距为90mm的方式将加工成100mm×30mm×2mm的试验体放置于支柱上，对中央施加300g的负荷。利用深度计测定在1400℃下加热12小时后的弯曲量，将该值作为抗蠕变性的指标。

〔耐热冲击性〕

制作4片加工成□90mm×2.5mm的试验体。在此以外，准备长度10mm×宽度5mm×高度5mm的支柱，将该支柱配置于陶瓷底板上。支柱放置位置设为□90mm的四个角的位置。在支柱上层叠4段所述试验体。在该各试验体间同样地在四个角夹入支柱配置。接着，将电炉升温至预定温度并保持30分钟，然后将所述试验体与底板一起放入炉内。在该温度下保持60分钟后，将试验体与底板一起从炉中取出并放冷。通过目视确认试验体是否产生裂纹或切裂。以上的操作通过从500℃起以每50℃的间隔升高温度而进行，测定不产生裂纹的温度的上限，将该值作为耐热冲击性的指标。

〔实施例2～4〕

在实施例2～4中，除了使用以下表1所示的条件外，与实施例1同样地得到莫来石陶瓷。与实施例1同样地进行评价，结果示于表1。在实施例2中，以与实施例1不同的配合比混合SiC和二氧化硅，使针状结晶生长，得到与实施例1同样的高抗蠕变性。另外，对于耐热冲击性，也与实施例1同样地变高。在实施例3中，使SiC的原料粒径比实施例1小。如果将实施例3与实施例1相比，则可知抗蠕变性及耐热冲击性差，但具有可耐实用的特性。另外，如果与后述的比较例5相比，则显示出高抗蠕变性、高耐热冲击性及高强度。在实施例4中，使SiC的原料粒径比实施例1大。如果将实施例4与实施例1相比，则与后述的比较例4同样地气孔径变大，因此可知耐热冲击性差，但是为可耐实用的耐热冲击性。

〔实施例5〕

使用以下表1所示的原料，通过湿式混合得到浆料(固体成分浓度：42％)。对于湿式混合的液体介质，使用CMC水溶液。将该浆料浇铸成型，得到板状的成型体。将该成型体在大气气氛下、在1750℃下反应烧成4小时。此时的升温速度为40℃/小时。在烧成结束后，自然冷却，得到具有高抗蠕变性及高耐热冲击性的莫来石陶瓷。与实施例1同样地进行评价，结果示于表1。

〔实施例6～9〕

除了使用以下表1所示的条件外，与实施例1同样地得到莫来石陶瓷。与实施例1同样地进行评价，结果示于表1。在实施例6中，与实施例1相比，将烧成温度降低至1700℃。如果将实施例6与实施例1相比，则可知耐热冲击性差，但具有可耐实用的特性。另外，如果与比较例6相比，则显示出高抗蠕变性、高耐热冲击性及高强度。在实施例7中，与实施例1相比，将烧成温度提高至1800℃。如果将实施例7与实施例1相比，则可知耐热冲击性差，但具有可耐实用的特性。在实施例8中，与实施例1相比，减慢了升温速度。如果将实施例8与实施例1相比，则可知耐热冲击性降低，但具有可耐实用的特性。另外，如果与后述的比较例7相比，则气孔率降低，因此显示出高强度、高抗蠕变性，并且由于气孔率降低，气孔径减小，显示出高耐热冲击性。在实施例9中，与实施例1相比，加快了升温速度。结果在全部的实施例中，在耐热冲击性和抗蠕变性的两个方面显示出高特性。

〔实施例10〕

使用以下表1所示的原料，通过CMC水溶液得到固体成分浓度为13％的混炼物。在混炼物的制备中，使用混合搅拌机。将该混炼物挤出成型，得到板状的成型体。将该成型体在大气气氛下、在1750℃下反应烧成4小时。此时的升温速度设为40℃/小时。在烧成结束后，自然冷却，得到具有可耐实用的耐热冲击性和抗蠕变性的莫来石陶瓷。与实施例1同样地进行评价，结果示于表1。

〔实施例11～14〕

除了使用以下表2所示的条件以外，与实施例1同样地得到莫来石陶瓷。具体来说，在实施例11中，使冲压成型压力降低至70MPa。在实施例12中，使冲压成型压力降低至30MPa，并且将烧成温度升高至1800℃。在实施例13中，使用表4的组成的原料、即含有10％的220筛目的电熔莫来石粒子的原料。在实施例14中，作为莫来石陶瓷的原料，使用以Na₂O为代表的碱金属的氧化物的含量低的高纯度的原料。对于实施例11～14，与实施例1同样地进行评价，结果示于表2。如同表所示，在实施例11中，与实施例1相比表观气孔率将低，因此虽然抗蠕变性和耐热冲击性降低，但该抗蠕变性及耐热冲击性是可耐实用的值。在实施例12中，由于降低了冲压成型压力，因此原料颗粒难以压碎，其结果是，在颗粒间生成的粗大气孔残留。因此，虽然耐热冲击性降低，但该耐热冲击性是可耐实用的值。在实施例13中，在原料中添加了电熔莫来石粒子，因此强度降低，但对于耐热冲击性及抗蠕变性，显示出与实施例1同样的值。在实施例14中，与实施例1相比，降低了作为杂质的网眼修饰氧化物的含量，因此抗蠕变性进一步提高。而且，在实施例13中，表2所示的球状粒子及针状粒子的粒径长宽比的测定是将电熔莫来石粒子除外而进行测定的。在研磨截面的观察中，电熔莫来石粒子与球状粒子及针状粒子在形状方面存在明确的区别。

〔比较例1～9〕

除了使用以下表3所示的条件以外，与实施例1同样地得到莫来石陶瓷。与实施例1同样地进行评价，结果示于表3。另外，在比较例2中得到的莫来石陶瓷的研磨截面的扫描型电子显微镜图像示于图1。在比较例1中，如果与实施例1相比，则在1810℃这样的高烧成温度下烧成。因此，针状粒子异常地粒子生长，以研磨截面积的比计，粗大针状粒子增多至全部粒子的30％，因此产生粒子间的粗大缺陷，从而耐热冲击性降低。另外，由于在高烧成温度下烧成，因此结晶状态不稳定，抗蠕变性降低。在比较例2中，与实施例1及2不同，由于在原料中不含有含Si化合物，从而在莫来石的生成速度上没有出现差异，因此针状粒子不生长，抗蠕变性降低。在比较例3中，与实施例1及2不同，由于原料中不含有二氧化硅，从而与比较例2同样地在莫来石的生成速度上没有出现差异，因此针状粒子不生长，抗蠕变性降低。在比较例4中，与实施例1相比使用了粗大的SiC，因此SiC的氧化难以进行。其结果是，SiC的氧化和莫来石的反应烧结同时进行，不会由于氧化膨胀而导致烧结性降低，而能够进行烧结。但是，与此相对，由于SiC的氧化膨胀和莫来石的反应烧结，SiC所存在的部位在烧结后形成为气孔。由此，在使用了粗大的SiC的本比较例中，形成粗大气孔，观察到强度降低、耐热冲击性降低及抗蠕变性降低。在比较例5中，与比较例4相反地，使SiC的原料粒子极小化。此时，由于SiC的氧化容易进行，因此在莫来石的反应烧结进行前SiC的氧化完成。其结果是，由于粒子间的距离增大所引起的烧结性降低成为气孔率增加和强度降低的原因。由此，与实施例1相比，抗蠕变性降低，耐热冲击性降低。在比较例6中，与实施例1相比，降低了烧成温度来进行烧成。其结果是，没有形成莫来石单一相，抗蠕变性降低。在比较例7中，与实施例1相比，减慢了升温速度来进行烧成。此时，由于在SiC的氧化完成后莫来石反应烧结进行，因此由于粒子间距离增大所引起的烧结性降低成为气孔率增加和强度降低的原因。由此，与实施例1相比，抗蠕变性降低，耐热冲击性降低。在比较例8中，与实施例1相比，加快了升温速度来进行烧成。此时，由于在SiC的氧化完成前烧结完成，因此SiC残留于内部。其结果是，形成氧化铝、SiC及莫来石混杂的组织，抗蠕变性降低。在比较例9中，与实施例14相比，将冲压成型压力降低至30MPa。在本比较例中，虽然网眼修饰氧化物与实施例14相同，但是抗蠕变性与实施例14相比降低。可以认为其理由为由于降低了冲压成型压力，从而表观气孔率增大，因此各粒子的连结性降低。此外，由于表观气孔率增大，因此耐热冲击性与实施例14相比也降低。

表4

Claims

1.一种莫来石陶瓷，其特征在于，在研磨截面中，含有长宽比为1以上且2以下的莫来石的球状粒子及长宽比为超过2且10以下的莫来石的针状粒子，并且针状粒子的平均长径为球状粒子的平均粒径的2～10倍，针状粒子/全部粒子的面积的比为0.03～0.3。

2.如权利要求1所述的莫来石陶瓷，其中，研磨截面中的长宽比超过10的粗大针状粒子的面积/全部粒子的面积的比为0.2以下。

3.如权利要求1或2所述的莫来石陶瓷，其中，表观气孔率为5～27％。

4.如权利要求1～3中任一项所述的莫来石陶瓷，其中，在研磨截面中，具有针状粒子的平均长径的5倍以上的长径的粗大气孔的面积的总和相对于观察视野的面积的比例为0.07以下。

5.一种莫来石陶瓷的制造方法，其特征在于，其为权利要求1所述的莫来石陶瓷的制造方法，该方法包括以下工序：

在含氧气氛下、在1700～1800℃下，使包含氧化铝、二氧化硅、及平均粒径为0.1～10μm的Si或含Si化合物的原料反应烧结，生成莫来石，其中，所述含Si化合物不包括二氧化硅及硅酸盐，

将烧成中的900～1700℃间的平均升温速度设定为25～300℃/小时。

6.如权利要求5所述的制造方法，其中，含Si非氧化物化合物为SiC、Si₃N₄、Si₂ON₂或赛隆。

7.如权利要求5或6所述的制造方法，其中，通过湿式混合将氧化铝、二氧化硅、及平均粒径为0.1～10μm的Si或含Si化合物浆料化，在将所得到的浆料浇铸成型、或者将该浆料喷雾干燥并将所得到的颗粒冲压成型或CIP成型后进行反应烧成，其中，所述含Si化合物不包括二氧化硅及硅酸盐。

8.如权利要求5或6所述的制造方法，其中，通过半湿式将氧化铝、二氧化硅、及平均粒径为0.1～10μm的Si或含Si化合物混炼，在将所得到的混炼物可塑成型后进行反应烧成，其中，所述含Si化合物不包括二氧化硅及硅酸盐。