CN1048376A - 一种断裂韧性高的自增强氮化硅陶瓷及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种断裂韧性高的自增强氮化硅陶瓷体的制备 方法，包括在达到致密化的条件下热压含氮化硅、氧 化镁、氧化钇和β-氮化硅晶须的一种生长增长化合 物的粉末混合物，直接生成具有高纵横尺寸比的β- 氮化硅晶须。本发明公开的断裂韧性高和断裂强度 高的新型氮化硅陶瓷含有：β-氮化硅结晶相，该相中 至少20％(体积)呈晶须形式，该晶须的平均纵横尺 寸比至少为2.5，第二相玻璃相，该相含有镁源：如氧 化镁，钆源：如氧化钇，化合物：如二氧化钛、二硼化铌 或氧化锶，它能促进β-氧化硅晶须的生长以及总量 不大于35％(重量)的二氧化硅，不大于10％(总重 量)的其它相。该玻璃相还可以含有少于5.0％(重 量)(以该陶瓷的总重量计)的氮化铝或氮化硼。

Description

本发明涉及一种氮化硅（Si3N4）陶瓷及该陶瓷的制备方法。
人们公认氮化硅陶瓷具有极好的机械性能和物理性能，包括良好的耐磨性、低的热膨胀系数。良好的抗热震性、高的抗蠕变力和高的电阻率。此外，氮化硅陶瓷能耐化学腐蚀，特别是具有抗氧化的性能。因此氮化硅可适用于各种耐磨和耐高温的用途，如作切削刀具，泵和发动机中的零件。
氮化硅陶瓷的断裂通常与脆性和裂缝有关。因此本发明的目的是要制备一种具有高断裂韧性（KIC）和高强度的氮化硅陶瓷。断裂强度与断裂韧性成正比，而与裂缝大小的平方根成反比。因此高断裂韧性与小的裂缝相结合是很理想的。可是，单体氮化硅具有的断裂韧性比较低，约为5MPa（m） 。
美国专利4，543，345提及将碳化硅晶须加入陶瓷材料中增加陶瓷断裂韧性。碳化硅晶须具有单晶体结构，其尺寸范围为：直径约0.6μm，长约10～80μm。但是，在氮化硅陶瓷中，该方法不能使其明显增韧。并且，使用碳化硅晶须还会造成严重的加工问题。该晶须具有聚集和沉淀的倾向。要是不破坏晶须的长度而使该晶须解聚是困难的。此外，该晶须难于制造;例如，它们具有易变特性，而且是昂贵的。若能得到一种无需有碳化硅晶须而具有高断裂韧性的氮化硅陶瓷将是很理想的。
美国专利US4，669，890公开了一种高度致密的氮化硅烧结体及这种烧结体的制备方法，该烧结体含有预定量的氧化钇（Y2O3），氧化镁（MgO）和氧化铈（CeO）。各组分的量（以烧结体的重量计）为：Y（以Y2O3的量计）2～15%，Ce（以CeO的量计）1～10%，Mg（以MgO的量计）1～10%，Si3N475～95%。如US4，669，890中的表Ⅰ所示，该烧结体的室温机械强度（四点弯曲试验）为670～750MPa。断裂强度（室温）为825MPa或更高、断裂韧性约大于6MPa（m） 的一种氮化硅陶瓷将是很理想的。
美国专利US4，025，351及有关美国专利4，025，351公开了一种氮化硅基陶瓷，该陶瓷是由含60～92摩尔%氮化硅和其余量的金属氧化物的粉末混合物制成的。金属氧化物组分包括MgO、ZnO和NiO中的至少一种、以及Al2O3、Cr2O3、Y2O3、TiO2和SnO2中的至少一种。第一组组份与第二组组份的摩尔比为1∶9～9∶1。在第一种实施方案中，在1600～1800℃加热已混合的金属氧化物2～3小时。在第二种实施方案中，先将已混合的金属转变成尖晶石，然后研磨，再与氮化硅混合，并进行烧结。在氮化硅基陶瓷中也可含有少量的CaO或CoO。
美国专利4，406，668公开了一种含有致密氮化硅基体的涂层陶瓷刀具，基体上至少有一层硬质粘附涂层，该涂层基本上由一种耐火的金属氮化物组成。该基体实质上由第一氮化硅相和第二耐火相组成，第二相中含有氮化硅和有效量的单一的致密化添加剂。该致密化添加剂选自二氧化硅、氧化铝、氧化镁、氧化钇、氧化锆、氧化铪、镧系稀土氧化物及其混合物。该涂层是钛、钒、铬、锆、铌、钼、铪、钽、钨的一种氮化物或其混合物。
已经知道玻璃相（第二相）颗粒界面的晶化能增加热压氮化硅陶瓷的高温强度。这表明热压复合材料中含有β-氮化硅和结晶的Si3N4·Y2O3第二相，如Akihiko Tsuge等人在Journal of the American Ceramics Society，58，323-326（1975）中报导的。但是这种氮化硅的断裂韧性仅为5-6MPa（m） 。
还知道高纵横尺寸比的β-氮化硅的存在能增加氮化硅陶瓷的断裂韧性，如F.F.Lange，在Journal  of  the  American  Ceramics  Society，62（12），1369-1374，（1983）中所述。“纵横尺寸比”的定义为晶须的长度与晶须的直径或宽度之比。因此，具有高纵横尺寸比的晶须实质上是纤维质的。若这些晶须也是高强的，在该晶须四周裂缝处必须是弯弯曲曲的扩展，从而导致了高断裂韧性。高于1600℃时，α-氮化硅会转变成β-氮化硅;但是，β相沉淀物的结晶通常为具有低纵横尺寸比的等轴晶粒和细长晶粒的混合物。重复控制纵横尺寸比是个难题。
一般，现有技术没有记载氮化硅陶瓷的纵横尺寸比和断裂韧性。例如，美国专利4，279，657公开了一种含氮化硅和氧化镁的粉末状分散剂，经热压能生成透光的氮化硅陶瓷，已公开该陶瓷含有高于50%（重量）的β-氮化硅，其粒度约为1μm-10μm，但一般小于5μm。该专利提到该陶瓷含有总量约大于0.1%（重量）的杂质，如钙是不希望有的。美国专利4，227，842公开的一种切削刀具基本上由β相氮化硅和氧化钇组成。通过热压一种α氧化硅和氧化钇的粉末混合物而得到100%理论密度的陶瓷从而制成该刀具。美国专利4，652，276提及的一种切削刀具包含基本上由β-氮化硅组成的粒相和一个颗粒内无定形相，该颗粒内无定形相实质上由下列成分组成：约0.5～10%（重量）的氧化镁、约2.5～10%（重量）的氧化钇、约少于2.5%（重量）的二氧化硅，其余为少于5%（重量）的杂质如铝。该刀具是通过热压制成的。
若能得到高断裂韧性和高断裂强度的氮化硅陶瓷将是很理想的。如果不外加事先制得的碳化硅增强晶须就能制备这种高强氮化硅陶瓷的话将是有利的。而且很希望有一种能重复、廉价的并适于工业规模的方法用以制造这种韧性的和高强的氮化硅陶瓷。
本发明一方面提供了主要含有平均纵横尺寸比高的β-氮化硅晶须的自增强陶瓷的制备方法。该方法包括制备一种粉末混合物，该粉末混合物含有下列成分：
（a）氮化硅，其量足以形成陶瓷体;
（b）一种镁源，其量足以促进该粉末的致密化;
（c）一种钇源，其量足以促进氮化硅原料基本上完全转变成β-氮化硅;和
（d）至少一种晶须生长增长化合物，其量足以加速β-氮化硅晶须的生成，该化合物为选自钙、钠、钾、钪、钛、钒、铬、锰、铁、钴、镍、铜、锌、锶、锆、铌、钡和镧的一种元素的衍生物。
在达到致密化的条件下热压该粉末混合物，生成平均纵横尺寸比高的β-氮化硅晶须。这样就可以生成一种自增强氮化硅陶瓷，用下文所述的Chevron notch方法测得该陶瓷的断裂韧性大于6MPa（m） 。对于本发明来说，“高”平均纵横尺寸比意思是指平均纵横尺寸比至少为2.5。该粉末混合物可选择性的含有氮化铝或氮化硼，其量以粉末混合物的总重量计为0.01～5%。
本发明另一方面提供了一种断裂韧性大于6MPa（m） 的氮化化硅陶瓷，用下文所述的Chevron notch方法测定陶瓷体的断裂韧性，该陶瓷体含有：
（a）β-氮化硅结晶相，用扫描电子显微镜在一个平面内测得其量至少为20%（体积），呈晶须状，其平均纵横尺寸比至少为2.5;和
（b）玻璃相，其量不大于总重量的35%，该相含有一种镁源（如氧化镁），一种钇源，（如氧化钇），二氧化硅和一种β-氮化硅晶须生长增长化合物，该化合物可为选自下列元素的衍生物，该元素为钙、钠、钾、钪、钛、钒、铬、锰、铁、钴、镍、铜、锌、锶、锆、铌、钡和镧。该玻璃相可选择性的含有至多为玻璃相重量的15%的氮化铝或氮化硼。
第三方面，本发明提供了一种含有上述氮化硅陶瓷的切削刀具。
意想不到的是本发明的氮化硅陶瓷的断裂韧性大大高于现有技术的单体或晶须增强的氮化硅陶瓷。若本发明的氮化硅陶瓷的断裂韧性相对于密度来说是标准的话，在公知的任何陶瓷材料中这种标准的断裂韧性和断裂强度属于最高之列。本发明氮化硅陶瓷的优点是自增强，不需要有昂贵的碳化硅晶须。更有利的是本发明新型的自增强氮化硅陶瓷的制备方法是可以重复的，适合于工业规模的生产，而且要比用碳化硅晶须增强的方法便宜。
图1是本发明氮化硅陶瓷组合物的显微照片。该显微照片表示本发明的最佳实施方案。从图中不难看出细长的β-氮化硅晶须。
用于制备本发明陶瓷的氮化硅原料可为任何氮化硅粉末，包括结晶形α-氮化硅和β-氮化硅，或非结晶形无定形氮化硅，或其混合物。该氮化硅粉末最好是以α结晶形或无定形，或其混合物为主。氮化硅原料主要为α结晶形更好。若该粉末原料具有高的α/β重量比也是有利的。该粉末原料中β-氮化硅的含量不大于20%（重量）;不大于10%更好;不大于6%最好。
一般，氮化硅粉末原料的纯度越高，成品陶瓷的性能越好。然而，这取决于原料来源，该氮化硅粉末可能含有非金属杂质。粉末中含有某些杂质是可以允许的，不过最好尽可能使这些杂质减至最小量。例如，通常在氮化硅颗粒的表面层中发现呈二氧化硅（SiO2）形式的氧存在。最好氧的含量约不大于5%（重量）。高于此上限时，二氧化硅可形成大量的玻璃相，从而会降低成品陶瓷的高温性能。氧的含量不大于2.5%（重量）更好;不大于2.0%（重量）最好。除了氧以外，通常还有元素硅，其量至多约0.5%（重量）。这些量的元素硅不是有害杂质，是可以允许的。其它非金属，如少量的碳（它在热压或烧结过程中很可能生成碳化硅）是允许的。
现已发现元素周期表中的某些元素能促进β-氮化硅晶须的生长，使热压的氮化硅陶瓷的断裂韧性大于6MPa（m） （用Chevron notch方法测定），断裂强度超过120千磅/英寸2（825MPa）。当该元素选自钙、钠、钾、钪、钛、钒、铬、锰、铁、钴、镍、铜、锌、锶、锆、铌、钡、镧及其混合物时可得到令人满意的结果。选自钡、钠、钾、钛、钒、锶、锆、铌、镧、钨及其混合物的元素是有利的。当该元素是钛、铌、锶或由这些元素中的二种或多种组成的一种混合物时可得到理想的结果。上述这些元素或其混合物是以一种衍生物的形式加入的而不是以其元素形式加入的。该衍生物可为氧化物、硼化物、碳化物、碳氮化物、氮化物或氧氮化物。
用下列元素的衍生物也能得到满意的结果：锂、铍、镁、硅、镓、锗、硒、铷、钼、锝、钌、铑、钯、银、镉、铟、锡、锑、碲、铯、铈、镨、钕、钜、钐、铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱、镥、铪、钽、钨、铼、锇、铱、铂、金、铊、铝、铋、钋、钫、镭、钍、镤、镎、镅、锔、锫、锎、锿、镄、钔、锘、铹。本领域的技术人员都知道要得到纯的元素周期表中的58-71和90-103号元素（通常被称为“镧系元素”）是很难的。但是能得到两种或多种这类元素的混合物。而这些混合物也适用于本发明目的。本领域的技术人员还认为基于可用性和成本考虑，某些元素及其衍生物与其它元素及其衍生物相比不是很理想的。若用热压方法使氮化硅粉末制成陶瓷成品，钙（尤其是氧化钙）的存在是有利的。最好在氮化硅粉末中掺入少于5.3%（重量）的氧化钙。而市售的氮化硅粉末只含100ppm或更少的氧化钙。
用钙的非氧化物衍生物也能得到满意的结果。例如这些非氧化物衍生物包括硼化物、碳化物、碳氮化物、氮化物和氧氮化合物。
本领域的技术人员认为随着所选元素和那种元素的特定衍生物或那些元素的混合物的改变，结果也将改变。
用热压制备本发明的陶瓷时，所用的氮化硅粉末原料的大小或表面积是任意的。例如平均直径约为15～50μm的大颗粒会呈硬块形式，这种硬块不易破碎。含有这种团块的粉末制得的陶瓷质差。另一方面，平均直径约小于0.2μm的很细的粉末很难达到均匀，也难于加工。平均粒径以0.2～10.0μm为好，0.5～3.0μm更好。氮化硅颗粒的表面积最好为5～15m2/g，用Brunauer-Emmett-Teller（BET）表面积测定方法进行测定，如C.N.Satterfield在Hetterogeneous Catalysis in Practice，McGraw-Hill Book，Company，1980，pp.102-105中所述。该表面积为8-15m2/g更佳。
如上所述，本发明方法中需要将氮化硅粉末原料与镁源或衍生物钇源或衍生物以及晶须生长增长化合物相混合以得到粉末混合物，这种粉末混合物可用于制备本发明坚韧的氮化硅陶瓷。镁和钇的衍生物最好是氧化镁（MgO）和氧化钇（Y2O3），该晶须生长增长化合物最好为选自下列元素的衍生物：钙、钠、钾、钪、钛、钒、铬、锰、铁、钴、镍、铜、锌、锶、锆、铌、钡和镧。通常，镁衍生物、钇衍生物和晶须生长增长化合物的总量不大于该粉末混合物总重量的35%。但是该总量将取决于由粉末混合物制得的烧结陶瓷的最终用途。对某些用途来说，总量超过35%将得到满意的结果。但在中等温度和/或最高断裂韧性下使用时，该总量最好为15～35%。所谓“中等温度”，意思是指使用温度为900°～1200℃。陶瓷切削刀具就是在中等温度和很高的断裂韧性下使用的一个例子。在高温和/或稍高的断裂韧性下使用时，该总量最好为0.25～15%。所谓“高温”意思是指使用温度为1200°～1400℃。陶瓷发动机部件就是在高温和稍高的断裂韧性下使用的一个例子。
在缺少致密化助剂如耐火的氧化物或氮化物或其混合物的情况下，氮化硅粉末原料是不能致密成高密度的。因此，在加工过程中，为促进氮化硅的密实，用下述方法使镁源（如氧化镁）与氮化硅粉末原料相混合。通常，当镁的衍生物是氧化镁时，约在1300～1500℃它生成液相α-氮化硅溶入该相中。在氧化镁中α氮化硅的质量传递速率快。这样，氮化硅密度增加直至达到临界质量并发生淀积。可用任何量的镁衍生物以促进致密化和制成本发明的坚韧的氮化硅陶瓷。最好该衍生物为氧化镁，其含量以粉末混合物的总重量计为0.04～27.0%。氧化镁的量为2.4～9.8%更好;最好为4.2～6.1%。
除了镁源外，该粉末混合物需含有钇的衍生物，最好为氧化钇。氧化钇会生成玻璃相，在该相中的质量传递要比在氧化镁中明显的慢。因此加热时α-氧化硅溶于氧化钇中，但不易达到致密化。然而，有利的是氧化钇能促进α-氮化硅快速、基本上完全转变成β-氧化硅。这种转变是理想的，因为呈细长晶须形式的β-氮化硅可使本发明的氮化硅陶瓷具有高断裂韧性和高断裂强度。用于粉末原料中的氧化钇可为任何量，只要该量足以使氮化硅原料基本上完全转变成β-氮化硅，并足以生成本发明坚韧的氮化硅陶瓷。所用的氧化钇的量以粉末混合物总量计为0.2～29.5%。所用的氧化钇量为2.6～12.6%更好;最好为4.3～8.5%。
意想不到的是，若粉末混合物中还含有晶须生长增长化合物，已发现钇衍生物与镁衍生物的重量比会影响成品陶瓷的断裂韧性。钇衍生物与镁衍生物的重量比可为任何值，只要所显示的断裂韧性比现有技术中未增强的单体氮化硅的断裂韧性值（5MPa（m） ）有所提高。最好这些衍生物是氧化钇（Y2O3）和氧化镁（MgO），其重量比Y2O3/MgO为0.3-5.3，Y2O3/MgO重量比为0.7-2.8更好;为1.0-1.8最好。在没有晶须生长增长化合物的情况下，Y2O3/MgO重量比对断裂韧性没有明显的影响。
在粉末混合物中需含有的第三种成分是晶须生长增长化合物。该化合物有助于使陶瓷体具有良好的断裂韧性和高强度。究竟是什么原因使该晶须生长增长化合物能使本发明的氮化硅陶瓷具有良好的物理性能并不完全清楚。可能是由于该晶须生长增长化合物能增加玻璃相的粘度，从而可促进细长的β-氮化硅晶须的成核作用，后者是提高断裂韧性的主要原因。应该理解，提出上述理论不是为了约束或限制本发明的范围。在粉末原料中所用的该化合物可为任何量，只要该量促以β-氮化硅晶须的生成（如下所述），并足以制成本发明的坚韧的氮化硅陶瓷。该化合物的用量以粉末混合物的总重量计为0.01-5.3%。晶须生长增长化合物的用量为0.1-1.0%更好;最好为0.2-0.5%。
最好采用纯的、粒度足够小的粉状晶须生长增长化合物及镁和钇的衍生物。一般纯度不成问题，因为市售的晶须生长增长化合物及镁和钇的衍生物，尤其是氧化物粉末，通常所含的各种杂质量均少于20ppm。这样少量的杂质是允许的。大量的杂质，如0.5%（重量）是不可取的，因为它们会使最终的陶瓷组分和性能发生变化。粉末的粒度小是有利的，因为较小的颗粒可增加其分散度，氧化物粉末的平均粒度（指直径）最好不大于5μm。
可以用任何适当的方法制备含氮化硅、镁和钇的衍生物及晶须生长增长化合物的粉末混合物。球磨这些粉状组份是一种可取的制备方法。
该粉末混合物的制备方法最好采用氧化锆球球磨机制备细的氮化硅悬浮体和载体介质中的镁衍生物、钇衍生物和晶须生长增长化合物的粉状混合物，干燥该悬浮体和碾磨机中的球，最好用过滤的方法或其它方法除去多余的载体介质，然后将碾磨机中的球分离出来，以得到该粉末混合物。
制备细的氮化硅悬浮体和载体介质中的镁衍生物、钇衍生物和晶须生长增长化合物的混合物时，各成分的添加顺序无需特别规定。例如，可将粉状混合物或多种粉状成份加到载体介质中的氮化硅胶悬体中，或反之亦然。另一种方法是在用碾磨机球磨前，将粉末混合物的所有组分同时加到该载体介质中。后种方法是比较好的，特别是使用有机载体介质如甲苯或一种醇时。
该载体介质可为在室温和大气压下呈液体的任何无机或有机化合物。合适的载体介质为水;醇、如甲醇、乙醇和异丙醇;酮，如丙酮和甲基乙基酮;脂族烃，如戊烷和己烷;芳烃，如苯和甲苯。该载体介质最好是一种有机液体，甲苯或一种醇，如甲醇。载体介质的作用是使其具有粘度适于与固态粉末相混合。能达到此目的的任何量的载体介质就足够了并且是令人满意的。最好，载体介质的用量能使固体含量约为20～50%（重量）。达到35～45%（重量）更佳。低于此下限时，固态悬浮体的粘度太低，混合物的解聚作用会无效。高于此上限时，粘度太高，混合物的解聚会有困难。
可以任何方式将粉状混合物的各种成分加到该载体介质中以形成这些组分的细分散悬浮体。一般，这个步骤是在一个大容器中，在室温下（23℃）、在用力搅动空气的条件下进行的。任何普通的搅拌装置均适用，例如球磨装置或碾磨混合器。超声波振荡器可用作辅助方法以破碎较小的附聚物。最好采用碾磨混合器。
为了有助于分散粉末混合物各成分，可选择一种或多种表面活性剂或分散剂加到该悬浮体中。正如现有技术中公知的，选择的表面活性剂或分散剂可大不相同。
若载体介质是甲苯，可用一种偶合剂（如能从Kenrich  Petrochemicals买到的商品名为KEN-REACT  KA322的一种铝酸盐偶合剂）促进悬浮体的形成。若采用一种醇（如甲醇）时，可用一种分散剂如聚乙烯亚胺促进混合，并可用絮凝剂如油酸以便于粉末混合物的回收。
可采用任何量的表面活性剂或分散剂，只要能提高粉末混合物各组分的分散度。一般表面活性剂的用量为粉末混合物总重量的0.01～1.0%。
若需要的话，烧结前可将细的悬浮体加工成生陶瓷，例如用技术上众所周知的注浆方法。另一种方法是将该悬浮体干燥成粉末，并研磨以用于热压法中。可用一般的干燥装置，如喷雾干燥或干燥箱（在氮气清洗条件下）进行干燥。干燥该粉末混合物和碾磨机中的球最好是在除去多余的载体介质以后，在干燥炉中，在氮气清洗条件下进行。干燥过程中，可除去额外的游离载体介质。干燥温度取决于所用载体介质的沸点。一般是在刚刚低于载体介质沸点的温度下，在大气压下进行干燥。该载体介质是甲苯或一种醇时，干燥温度最好约为50℃。干燥后，从碾磨机球中分离所得到的粉末，通过筛网进行筛分以得到最大附聚物直径约为100μm的粉末。筛网尺寸一般约小于60目;约小于80目更好。筛分得到的粉末就是用于本发明热压法中的粉末混合物。
该粉末混合物最好的加工方法是热压法，该方法包括在加压下加热该粉末以得到致密的陶瓷体。可用一般的热压装置，如装有加热装置和液压装置的石墨模具。在惰性气氛（如氮气）条件下进行热压，以防止氮化硅在高温下氧化和分解。压制方向是同轴的并垂直于板的平面。
只要能得到本发明的新型的氮化硅陶瓷（如下文所述）可采用任何加工温度和压力。但是，一般必须小心地控制温度，因为已经发现细长的β-氮化硅晶须是在很窄的温度范围内生成的。在加压过程中该温度保持在1750°～1870℃，保持在1800°～1850℃更好，保持在1820°～1840℃最好。低于该优选的温度下限时，会延缓细长的β-氮化硅晶须的生成。高于该优选的温度上限时，氮化硅会分解，而且需要特制的加压装置进行致密化。应注意，如上文提及的那些高温的精确测定在技术上是困难的。在优选的温度范围内，可观测到某些变化，这取决于测定温度时所采用的方法，测定本发明的优选温度是用Omega公司制作和标定的钨-铼热电偶。
尽管热压时的压力是重要的，但它象温度一样不是一个要求很高的参数。一般该压力应足以使生坯致密化。该压力以3000磅/英寸2（20.8MPa）-6000磅/英寸2（41.5MPa）为好;为4000磅/英寸2（27.7MPa）～5500磅/英寸2（38.0MPa）更好;为4500磅/英寸2（31.1MPa）-5200磅/英寸2（36.0MPa）最好。低于该优选的压力下限，该粉末不能充分致密。高于该优选的压力上限，该粉末将在较短的时间内和较低的温度下致密。虽然表面上看来所需工艺条件不很严格，但在较低的温度和较短的加压时间内却会抑制细长的β-氮化硅晶体的生成。
在加压条件下加热该粉末混合物的时间应足以使该粉末基本上完全致密化。一般可移压实器是指示致密化程度的较好指示器。只要该压实器连续移动，致密化就是不完全的。当该压实器已停止移动至少15分钟，基本上达到致密化，即达到理论值的99%或更高。因此，热压所需的时间为压实器移动时间加上附加的15～30分钟。该时间为15分钟至2小时为好;为30～90分钟更好;为45～75分钟最好。
上文所述的热压致密化方法，可制成能用作为切削刀具的氮化硅制品。通过热压可制成各种形状，一般普通的形状是平板。这些板的尺寸为：长约2英寸（5cm）、宽约1.5英寸（4cm）、厚约0.45英寸（1cm）至长约16英寸（41cm），宽约16英寸（41cm），厚约1.0英寸（2.5cm）。也可制成较小和较大的平板，这由热压板的尺寸决定。将这些板切割和磨成各种切削刀具的形状从而制成切削刀具。
用本发明的热压方法制得的氮化硅陶瓷体是一种没有明显孔隙的致密材料。致密化程度以大于95%的理论值为好;大于97%的理论值更好;大于99%理论值最好。而且通过X射线衍射测得该氮化硅以β结晶形存在，这表明煅烧时α基本上完全转变成β。
完全意想不到的是用扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）测得该β-氮化硅主要以单晶、针状晶须存在。该六角形β-氮化硅颗粒尺寸一般为：长3～20μm，平均直径为0.5～1.5μm;最好长为10～20μm;平均直径为0.5～1.0μm。
由于该晶须是任意取向的，与等轴颗粒相反，要精确测定以晶须存在的氮化硅百分数是困难的。在扫描电子显微镜（SEM）中观测氮化硅陶瓷的一个平面，并测定纵横尺寸比为2～16的晶须所占的体积百分数。可以看到该晶须在整个陶瓷体内是均匀分布和任意取向的，在所有平面中该晶须所占的体积大致相同。一般，在一个平面中测得的纵横尺寸比为2～16的氮化硅晶须的体积百分数至少为20%，最好至少为35%。意料不到的是已发现该晶须具有高的平均纵横尺寸比。一般该氮化硅晶须的平均纵横尺寸比至少为2.5;最好至少为5.5。应该注意在一个平面中测定的纵横尺寸比，平均纵横尺寸比是一个下限。例如，垂直于该平面的晶须的表观纵横尺寸比小于2;而真实的纵横尺寸比要比2大得多。
除了β-氮化硅相以外，本发明的陶瓷还含有玻璃态的第二相，其量约为不大于总重量的35%。通过中子活化分析测得该玻璃态第二相含有大量的化合物，其基本组成为：镁源如氧化镁15～51%（重量），钇源如氧化钇36～63%（重量），二氧化硅30%（重量），至少一种晶须生长增长化合物0.1～25%（重量）;其中钇源与镁源的重量比为0.3～5.3。
在总重量中还含有少量的碳化硅的二个未知相，其量约不超过10%（重量）。一个未知相具有纤维状、分层和有序的结构。该相颗粒的尺寸一般为：宽约500 、长约0.7μm。
用一般的检测方法可容易地测定该自增强氮化硅陶瓷的机械性能。具体来说，按下文所述的Chevron notch和Palmqvist方法测定断裂韧性（KIC）。按Military标准1924b检测方法测定断裂强度（断裂模数）。按Vickers压痕测试法测定硬度。
断裂强度（断裂模数）是在固定负载条件下材料抗断裂性能的量度。断裂强度定义为发生断裂之前材料所显示的最大单位应力。在垂直于加压方向的平面内切割矩形的氮化硅陶瓷杆（45mm×4mm×3mm）以制备测试杆。用一个500磨石砂轮（Military标准1974）将该杆固定在平行于加压板的表面上。用间距为20mm、滑块速度为0.5mm/分的4-点弯曲试验在室温下测定该断裂强度。一般，在室温下断裂强度至少为650MPa。以825～1150MPa为好;为1000～1150MPa更好。用间距为20mm，滑块速度为0.5mm/分的3点弯曲试验测定高温断裂强度。一般，在1000℃时该断裂强度至少为550MPa。一般在1300℃时该断裂强度至少为300MPa。
韧性是在动态负载下材料抗断裂性能的量度。更准确地说，断裂韧性的定义为没有断裂时单位体积的材料所吸收的最大能量。本发明中用两种方法测定断裂韧性。第一种方法为Chevron测试法。测试杆的制法如上所述，并带有Chevron notch标记。然后将测试杆进行3点弯曲试验（间距为40mm，滑块速度为0.5mm/分）。一般用Chevron notch方法在室温（23℃）下测得本发明氮化硅陶瓷的断裂韧性大于6MPa（m） 。室温断裂韧性大于7MPa（m） 为好;大于8MPa（m） 更好。最好为9-14MPa（m） 。在1000℃下该断裂韧性大于6MPa（m） ，最好为7～12MPa（m） 。
在鉴定切削刀具时，测定Palmqvist韧性和Vickers硬度是有用的。在一个测试试样中能同时进行这二种测试，因此这些测试是很方便的。
Vickers硬度试验可测定该陶瓷材料耐压痕的性能。将一个长约1cm、宽1cm、高1cm的试样放在平的表面上，用一般的Vickers钻石压痕器，以十字头0.02英寸/分的速度进行刻痕。根据施加的负载如14Kg和压痕的横截面积计算Vickers硬度的数值。进行测试前，用专门的方法将待测试样抛光。首先，清洗试样，并用220磨石金刚石砂轮打平毛坯。然后采用45微米金刚石砂轮着手抛光。接着按下列方法，在30千磅/英寸2（0.2MPa）下和200转/分的转速下对样品进行连续的抛光处理，每隔5分钟用30微米金刚石磨膏抛光三次，每隔5分钟用15微米金刚石磨膏抛光三次，每隔5分钟用6微米金刚石磨膏抛光三次，每隔5分钟用1微米金刚石磨膏抛光二次，隔5分钟用0.25微米金刚石磨膏抛光一次。每次时间间隔内用水彻底清洗试样并进行声处理2分钟。在室温下，本发明氮化硅陶瓷的Vickers硬度至少为1325Kg/mm2。在室温下，Vickers硬度为1340～1600Kg/mm2更好;为1450～1600Kg/mm2最好。
Palmqvist韧性试验是Vickers试验的延续（见S.Palmqvist在Jerndontorets  Annalen，141（1957），300中对Palmqvist韧性试验的说明）。如同Vickers试验一样制备测试试样并压痕，但14Kg的负载再持续15秒，使试样开裂。在放大1000倍的Nikon  UMZ显微镜上进行压痕对角线和裂缝长度的测定。该Palmqvist韧性（W）与所加的负载P成正比，与裂缝长度（L）成为比。在室温下本发明氮化硅陶瓷具有的Palmqvist韧性至少为37Kg/mm;为37-52Kg/mm较好;为45～52Kg/mm更好。
实施例
下列实施例是为了说明本发明新型的自增强氮化硅组合物，该新型氮化硅陶瓷的制备方法以及该化合物作切削刀具的用途。这些实施例不是用来限制本发明范围的。所有的百分数均为重量百分数（除非另有说明）。
实施例1
原料：所用的氮化硅（KemaNord P95-H）含有1.81%氧，0.6%碳和下列的主要金属杂质：641ppm铁、315ppm铝和25ppm钛。该氮化硅以α和β结晶形存在，α/β的重量比为95/5。该氮化硅粉末的BET表面积为10.15m2/g，平均粒度（直径）约为1μm。所用的氧化镁（J.T.Baker）均含有少于5ppm的硼、锌和铁。80%以上的MgO颗粒其粒度（直径）为0.2～0.7μm。所用的氧化钇（Molycorp）含有少于10ppm的钠和铁。Y2O3颗粒的粒度（直径）为2～5μm。所用的氧化钙（Aldrich Chemical Co.）含有少于0.002%的铅和铁。CaO的平均粒度（直径）约为3μm。
将上述的氧化镁（4.7g）和氧化钙粉末（0.2g）悬浮在80ml水中。在室温下用机械搅拌器在空气中进行搅拌以形成含二种氧化物的悬浮液。加入含水的硅酸钠（7滴）以调节该悬浮液的pH值使之为11.35。调节pH值以后，将该悬浮液进行超声处理30秒钟以破坏细的附聚物。声处理后可观察到pH下降。加入5滴5M氢氧化钠，调节pH至11.5。将该悬浮液混合约30分钟，然后将上述的氧化钇粉末（8.5g）加到该悬浮液中，再将该悬浮液进行声处理30秒钟，用机械搅拌器混合30分钟。将上述的氮化硅粉末（86.6g）加入该悬浮液中，在一个碾磨混合器中混合该悬浮液约30分钟以确保所有成分完全分散。将制得的悬浮液倒入100目（149微米）尼龙滤网。加入10ml50%的硝酸，将pH调至9.8，稍微增加絮凝作用。在90℃的烘箱中，在有干燥的流动氮气的情况下干燥细的悬浮体12小时。干燥后，将制得的粉末混合物通过60目（250微米）的筛子。该粉末混合物是由86.6%氮化硅、4.5%氧化镁、8.5%氧化钇和0.2%氧化钙组成的。
将上述粉末混合物（80g）倒入长为2英寸（5cm）、宽为1.5英寸（3.8cm）、深为0.5英寸（1.3cm）的盘形石墨模具中。对该模具施加1000磅/英寸2（7MPa）的压力，同时在约30分钟内使温度由室温升至约1200℃，在约1200℃将压力逐渐增至5000磅/英寸2（34.6MPa），并保持该压力。然后在40分钟内使温度升至1825℃。将该模具在1825℃、5000磅/英寸2（34.6MPa）的压力下保持45分钟。然后在2小时期间内冷却该模具达到100℃。在1500℃时，慢慢释放压力。当该模具降到室温时，打开模具，取出具有上述尺寸呈盘状的氮化硅陶瓷。
用水浸法（如由D.W.Richerson.Marcel  Dekker所著的“Modern  Ceramic  Engineering”，1982所述）的显微照片的立体学分析测定用上述方法制得的氮化硅陶瓷的密度。该密度基本上达到100%的理论密度，因此，该材料基本上是无孔的。用X射线衍射测得氮化硅基本上以β结晶相存在。用中子活化分析测定该陶瓷的主要化学成分，结果发现该陶瓷含有77.2%氮化硅、20.4%的玻璃态第二相，2.4%碳化硅。并发现该玻璃态第二相含有32.4%氧化镁、42.2%氧化钇、2.5%的氧化钙和23.0%二氧化硅。还发现两种未确定相。第一相含量为3.9%，其组成为9%镁、59%硅和32%氮。第二相含量为1%、具有一种纤维状、分层和有序结构、一般宽为500
Figure 891063471_IMG18
、长为0.7μm。用扫描电子显微镜在一个平面内观测上述制得的氮化硅陶瓷的显微结构。约35%（体积）的氮化硅呈现细长的晶须，该晶须的纵横尺寸比为2～16，平均纵横尺寸比为5.6。
用上述的4点弯曲试验测得上述氮化硅陶瓷体上室温下的断裂强度为130千磅/英寸2（890MPa），在1000℃的断裂强度为90千磅/英寸2（616MPa）。用Chevron notch法测得室温下断裂韧性为13.9MPa（m） ，在1000℃的断裂韧性为11.5MPa（m） 。在室温下和在14Kg负载下测得的Vickers硬度为1350～1400Kg/mm2，平均为1375Kg/mm2。室温下测得的Palmqvist韧性为49.3-51.1Kg/mm。由此可见，该氮化硅的断裂韧性是很高的。
实施例2
按实施例1的方法制备一组热压氮化硅陶瓷组合物，所不同的是该粉末混合物的组分有所变化（如表Ⅰ所示）。室温下测得的各种组合物的Vickers硬度和Palmqvist韧性如表Ⅰ所示。
＊粉末混合物中的各成分的百分数是以重量%计算的。韧性和硬度值是在室温下测定的。
这些数据表明Palmqvist韧性和Vickers硬度是随粉末混合物中的氧化钙浓度和Y2O3/MgO重量比而变化的。例如，在实施例2（d、i、k、l、m、n）中可以看到当氧化钙浓度增加而Y2O3/Mg比率不变时，该断裂韧性在氧化钙浓度为0.20%（重量）时达到最大值（51Kg/mm）。当氧化钙浓度增加而Y2O3/MgO比率恒定时，硬度降低。
比较试验1（a-d）
按实施例1的方法制备4个热压氮化硅陶瓷，所不同的是制备时省去了氧化钙。该粉末成分列于表Ⅱ中。按实施例2的方法测定Vickers硬度和Palmqvist韧性，其值列于表Ⅱ中。
Figure 891063471_IMG22
当比较试验1（b，d）与实施例2（d、i、k、l、m、n）比较时，可以看出本发明的自增强氮化硅陶瓷具有的Palmqvist韧性明显高于不含氧化钙的试样。在将比较试验1（a）与实施例2（b和h）比较时，可得到同样的结论。即使在Y2O3/MgO比率小和氧化钙浓度低的情况下，本发明陶瓷的改进也是明显的，参见比较试验1（c）和实施例2（g和j）之间的比较。
实施例3（a-c）
按实施例1的方法制备3个热压氮化硅组合物，所不同的是该粉末的各组分有所变化（如表Ⅲ所示）。在这些粉末组合物中Y2O3/MgO的比率为1.82。按实施例2的办法在室温下测定Palmqvist韧性和Vickers硬度。所得结果如表Ⅲ所示。
Figure 891063471_IMG23
这些数据表明，当玻璃含量增加时，Palmqvist韧性也增加;而Vickers硬度以非线性形变化。
实施例4
将实施例1的热压氮化硅陶瓷用金刚石砂轮磨成切削刀具的刀片。该切削刀具的刀片是按ANSI标准SNG433式制成的。将切削刃削成20℃的角，其宽度为0.008英寸（0.203mm）。用一个40HP  Cincinnati＃5单轴、升降台和刀架、5HP变速料盘立式铣床在铣削面上试验该刀片。加工材料是一个球形“韧性”铸铁（其直径为2英寸（5cm），实测硬度为207布氏硬度）。所用的直径为6英寸（15.2cm）的铣刀具有-5°的轴向角和-5°的径向角。采用15°的前置角。切削时该铣床的转速为1360平面英尺（414.5n）/分，切削深度为0.060英寸（1.5mm），加料速度为每转（或刀齿）0.005英寸（0.127mm）。该切削刀具的中心线和工件的中心线重合。没有使用润切液。该切削刃在铸铁上连续运转，每运转8道后检测刀具侧面磨损和碎裂情况。用放大30倍的显微镜测得刀具侧面磨损或碎裂深度超过0.015英寸（0.381mm）时停止试验。发现在断裂前平均可达到26.0道。刀具测面磨损是均匀的。
比较实验2（a-b）
用下列各种物质制备工业用氮化硅陶瓷：（a）硼化物产品（产品号为US-20）和（b）甘油三乙醚（GTE）Valeron  Corporation（产品号为06）。用实施例4中所述方法，将各种样品磨成切削刀具。用该切削切具切削球形“韧性”铸铁。发现硼化物样品在断裂前平均可达到13.5道，GTE样品在断裂前平均可达到10.5道。在这两种情况下，切削面的磨损是均匀的。将比较试验2（a和b）与实施例4相比较，可以看出本发明的氮化硅陶瓷明显好于该工业制品。
实施例5（a-r）-各种元素对自增强Si3N4性能的影响
用不同于实施例1所述的方法以及不同的氮化硅粉末和各种元素（氮化硅、氧化钇和氧化镁除外）制备一组热压氮化硅组合物。这些元素和所得到的物理性能列于表Ⅳ中。该物理性能包括按Military标准1942b测定的断裂强度（断裂模数），用Chevron  notch方法测定的断裂韧性，硬度（Vickers  indentation  test）和扬氏模量，由4点弯曲试验（断裂强度）得到的应力-应变曲线计算刚性值。除扬氏模量以外，所有的试验如上所述。
该氮化硅粉末是从Ube Industries，Ltd.买到的，商品名为SN-E10。它含有1.46%氧、少于100PPm的氯，少于100PPm的铁，少于50PPm的钙，少于50PPm的铝。其结晶度大于99.5%，α/（α+β）的比率小于5，表面积为11.2m2/g。
从Fisher Scientific买到的K2CO3和Na2CO3可分别用作K2O和Na2O的来源。Fisher Scientific还供应La2O3、ZrO2、Cr2O3、WO3、MnO2和Fe2O3。Morton Thiokol供应SrO和V2O4，Matheson Coleman和Bell供应BaO。Baker Incorporated供应TiO2、NiO和CaO。Alfa Products供应Sc2O3、NbB2、CoO和ZnO。Mallinckrodt Inc供应CuO。
在装有氧化锆球的碾磨机（Union  Process  batchattritor，Model  Ol  HD-750cc  Capacity带有聚四氟乙烯涂层的管和搅拌器）中以330转/分的搅拌速度混合各种原料。用从Kenrich石油化学公司买到的商品名为Kenreact  KA322的铝酸盐偶合剂25滴和甲苯225ml的混合物作为混合介质。在该混合介质中加入氮化硅粉末（86.3g）、氧化镁粉末（4.7g）、氧化钇粉末（8.5g）和表Ⅳ中指定的粉状元素衍生物（0.5g），开始搅拌。约混合30分钟后，再加入100ml甲苯，在将该混合物与氧化锆球一起从碾磨机中取出以前，将搅拌速度增加到630转/分，搅拌2分钟使该混合物变细。通过真空过滤除去多余的甲苯。然后在干燥的氮气流中干燥该混合物。干燥后，用30目（550微米）的不锈钢筛从氧化锆球中分离出该混合物，接着通过40目（370微米）和60目（250微米）的不锈钢筛得到干燥的粉末混合物，该粉末混合物的组成为86.3%氮化硅、4.7%氧化镁、8.5%氧化钇和0.5%的元素衍生物。然后将该粉末热压成片，并按实施例1所述的方法进行物理性能的测试。
表Ⅳ中的数据说明许多元素衍生物都能制得物理性能得以改进的自增强氮化硅化合物。
表Ⅳ
                                                            Vicker断裂强度      断裂韧性          硬度例5           添加剂的衍生物   （MPa）     （MPa·m(1/2)）     （kg/mm2)
a K2O 1062 8.43 1516
b Na2O 869 8.65 1555
c SrO 869 8.56 1604
d BaO 917 8.83 1486
e Sc2O3 896 8.36 1520
f La2O3 862 7.71 1515
g TiO2 1145 10.32 1526
h ZrO2 972 8.0 1512
i V2O4 1069 8.36 1514
j NbB2 1034 8.21 1500
k Cr2O3 1034 8.1 1512
l WO3 958 7.54 1482
m MnO2 972 －－ 1528
n Fe2O3 841 7.74 1519
o CoO 972 7.75 1496
p NiO 979 7.39 1538
q CuO 855 7.05 1496
r ZnO 945 6.83 1548
s CaO 896 9.5 1430
-意指未测定
实施例6（a-g）-加入氮化铝或氮化硼的影响
按实施例5的方法制备一组热压氮化硅陶瓷组合物，所不同的是在实施例6a-6d中，由于混合介质由甲苯变成甲醇，并用少量（见表Ⅴa）氮化铝（实施例6a）或氮化硼（实施例6b）分别代替如实施例5c和5j所示的组合物中的氮化硅，因而混合方式也有所改变。
将约80ml甲醇加到实施例5中所用的碾磨机中，搅拌速度为200转/分。约18分钟后慢慢加入粉状成分，再加入洗涤碾磨机壁上的粉状成分所需的甲醇（约50ml）。若需要的话，可加入一定量，如26滴的分散剂，如50%聚乙烯亚胺与甲醇的混合物（从Virginia化学公司买到的商品名为Corcat  P-12）以使其更均匀更快速分散。在220转/分条件下混合1小时后，加入少量的（14滴）油酸使该料浆成絮凝状。然后按实施例5的法回收絮凝的料浆。
实施例6a-6g及5c和5j的组合物及物理性能的数据列于表Ⅴa-Ⅴc。
表Ⅴa
                                                                                                                       Vickers添加物         （wt－％）            断裂强度   断裂韧性  硬度例号     SrO        NbB2      AlN       BN        (MPa)          (MPa·m(1/2)) (kg/m2)
5c 0.5 0.0 0.0 0.0 869 8.56 1604
6a 0.5 0.0 1.0 0.0 1096 10.26 1541
5j 0.0 0.5 0.0 0.0 1034 8.21 1512
6b 0.0 0.5 0.0 1.0 1076 8.72 1482
表Ⅴb
                                                                                                                        Vickers添加剂    （wt－％）         断裂强度   断裂韧性      硬度例号     ZnO         AlN        BN           (MPa)        (MPa·m(1/2))     (kg/m2)
6c 0.5 1.0 0.0 1014 8.44 1496
6d 0.5 0.0 1.0 917 8.52 1537
表Ⅴc
                                                    Vickers断裂强度    断裂韧性    硬度例号  BN(wt－％) (MPa)     (MPa·m(1/2))     (kg/m2)
5c 0.0 869 8.56 1604
6e 0.5 896 9.45 1450
6f 2.0 931 9.39 1365
6g 3.0 958 8.76 1377
看看表Ⅴa-Ⅴc中最高几个点的数据可得到如下结果。第一用少量氮化铝或氮化硼代替等量的氮化硅时可提高断裂强度和断裂韧性，但硬度却有所下降。第二，表Ⅴa中加入AlN要比加入BN能使断裂强度和断裂韧性有更大的提高，但这种趋势不适用于所有的组合物。表Ⅴb中当加入ZnO时出现相反的趋势是合乎逻辑的。第三，BN量明显增加时，断裂强度仅稍有提高，而断裂韧性和硬度下降。换言之，加入大量的AlN或BN是不必要的。此外，部分成分的变化可改变物理性能的数值。用本发明的其它组合物可得到类似的结果。
实施例7a-7d-改变玻璃相含量的影响
用实施例6的方法，实施例6b的各成分（Si3N4、Y2O3、MgO、NbB2和BN）以及除氮化硅以外的各成分的比率，改变Si3N4相的百分数（除氮化硅以外的各成分）制备4组氮化硅陶瓷。各成分的比率为：1.8（Y2O3/MgO）、14.7（玻璃相总量/BN）和29.4（玻璃相总量/NbB2）。Si3N4含量及物理性能列于表Ⅵ中。
表Ⅵ
                                                                                             VickersSi3N4        断裂强度    断裂韧性       硬度例号  （wt－％）  (MPa)     (MPa·m(1/2))     (kg/m2)
7a 80 993 9.17 1404
7b 85 1076 8.72 1482
7c 90 1069 9.92 1526
7d 95 1096 9.47 1548
表Ⅵ中的数据表明Si3N4相含量明显变化时，对所制得的热压氧化硅陶瓷的物理性能没有不利的影响。对于本发明的其它组合物可得到类似结果。
比较例3a-3e-实施例5g的组合物中减少一种或多种成分的影响
用实施例5的方法，减少实施例5g组合物中的一种或多种成分，按表Ⅶ所示配制其余的成分制备一组热压氮化硅陶瓷。表Ⅶ还表明了所得到的物理性能。表Ⅶ中也包括用作比较的实施例5g。
表Ⅶ
                                                                                                                                        Vickers成分    （wt－％）                       断裂强度   断裂韧性     硬度例号    Si3N4        Y2O3          MgO               CaO            (MPa)    (MPa·m(1/2))   (kg/m2)
5g 86.3 8.5 4.7 0.5 896 9.5 1430
3a 86.8 8.5 4.7 0.0 607 5.0 1480
3b 86.3 0.0 13.2 0.5 386 5.57 1449
3c 86.8 0.0 13.2 0.0 352 4.65 1450
3d 86.3 13.2 0.0 0.5 510 3.83 1461
3e 86.8 13.2 0.0 0.0 572 5.54 1534
表Ⅶ中的数据清楚地说明实施例5g的组合物减少一种或多种成分而产生的影响，如比较实施例3a-3e。虽然该表中所列数据还有关于用钙衍生物作添加剂的情况，但用元素周期表中所列的其它元素衍生物，不需要过多的试验就能得到类似的结果，而且包括在本发明范围内。
实施例9（a-c）-改变元素衍生物的影响
用实施例6的方法，除使用实施例5j的元素衍生物外，还使用铌制备三个热压氮化硅陶瓷。该铌源如下：
实施例9a-Nb3Sn
实施例9b-Nb3Ga
实施例9c-NbO
三个陶瓷体和实施例5j的物理性能数据列于表Ⅷ中。
表Ⅷ
                                                                                      Vickers断裂强度         断裂韧性       硬度例号         (MPa)         (MPa·m(1/2))         (kg/m2)
5j 1034 8.21 1500
9a 1000 8.03 1529
9b 938 8.20 1538
9c 896 7.26 1533
表Ⅷ中的数据说明非氧化物衍生物的效果即使不比氧化物更好但也相似。对于本发明的其它组合物不需做过多的试验就可得到类似的结果。

Claims (24)

1、制备氮化硅陶瓷的方法包括：
制备含下列成分的粉末混合物：
(a)氮化硅，其量足以制成陶瓷体；
(b)镁源，其量足以促进该粉末的致密化；
(c)钇源，其量足以加速氮化硅原料基本上完全转变成β-氮化硅，和
(d)至少一种晶须生长增长化合物，其量足以加速β-氮化硅晶须的生成，该化合物为选自钙、钠、钾、钪、钛、钒、铬、锰、铁、钴、镍、铜、锌、锶、锆、铌、钡、镧或其混合物的元素衍生物，
在达到致密化的条件下热压该粉末混合物，直接生成平均纵横尺寸比高的β一氮化硅晶须，使该氮化硅陶瓷主要含纵横尺寸比高的β-氮化硅晶须，其陶瓷体断裂韧性约大于6MPa(m) 。
2、按权利要求1的方法，其特征为用扫描电子显微镜在一个平面内测得纵横尺寸比为2-16的β-氮化硅晶须至少为20%（体积）。
3、按权利要求1的方法，其特征为β-氮化硅晶须的平均纵横尺寸比至少为2.5。
4、按权利要求1的方法，其特征为氮化硅原料所含的β-氮化硅不大于10%（重量）。
5、按权利要求1的方法，其中镁源的量以粉末混合物的总重量计为0.04～27.0%（重量）。
6、按权利要求1的方法，其中氧化钇源的量以粉末混合物的总重量计为0.2～29.5%（重量）。
7、按权利要求1的方法，其特征为镁源为氧化镁、钇源为氧化钇。
8、按权利要求7的方法，其特征为氧化钇与氧化镁的重量比为0.3～5.3。
9、按权利要求1的方法，其特征为晶须生长增长化合物的量以粉末混合物的总重量计为0.01～5.3%（重量）。
10、按权利要求1的方法，其特征为氮化硅量以粉末混合物的总重量计为65～99.75%（重量）。
11、按权利要求1的方法，其特征为（d）中的元素为钙、钡、钠、钾、钛、钒、锶、钪、锆、铌或镧。
12、按权利要求1的方法，其特征为该衍生物为氧化物、硼化物、碳化物、碳氮化物、氮化物或氧氮化物。
13、按权利要求12的方法，其特征为该衍生物为氧化钙、其量以粉末混合物的总重量计为0.01～5.3%（重量）。
14、按权利要求1的方法，其特征为该粉末混合物还含有氮化铝或氮化硼、其量以粉末混合物的总重量计为0.01～5%（重量）。
15、按权利要求1的方法，其特征为在1750°～1870℃的温度下进行热压。
16、按权利要求1的方法，其特征为在3000磅/英寸2（20.7MPa）～6000磅/英寸2（41.5MPa）的压力下进行热压。
17、按权利要求1的方法，其特征为氮化硅陶瓷的密度大于95%的理论值。
18、在23℃用Chevron notch方法测得断裂韧性大于6MPa（m） 的氮化硅陶瓷含有：
（a）β-氮化硅的结晶相，用扫描电子显微镜在一个平面中测得其量至少为20%（体积），它呈晶须形式，其平均纵横尺寸比至少为2.5;和
（b）玻璃相，其量不大于总重量的35%，它含有镁源、钇源、二氧化硅和β-氮化硅晶须生长增长化合物，该化合物为一种元素的衍生物，该元素选自钙、钠、钾、钪、钛、钒、铬、锰、铁、钴、镍、铜、锌、锶、锆、铌、钡和镧。
19、按权利要求18的陶瓷，其特征为该衍生物是一种氧化物、硼化物、碳化物、碳氮化物、氮化物或氧氮化合物。
20、按权利要求18的陶瓷，其特征为该玻璃相含有15～51%（重量）的氧化镁、36～63%的氧化钇、0.1～25%的β-氮化硅晶须生长增长化合物、3～30%（重量）的二氧化硅，还含有不大于10%（重量）的其它相，其中氧化钇与氧化镁的重量比为0.3～5.3，所有的重量百分数均以该玻璃相的总重量计。
21、按权利要求18的陶瓷，其特征为玻璃相还含有氮化铝或氮化硼、其量以玻璃相总重量计为0.01～15.0%（重量）。
22、按权利要求18的陶瓷，其特征为用Chevron notch方法在1000℃测得的断裂韧性为9-14MPa（m） ，在室温下测得的断裂强度为825～1150MPa。
23、按权利要求18的陶瓷体，其特征为在约23℃测得的Palmqvist韧性为37～52Kg/mm。
24、由权利要求18的陶瓷制得一种切削刀具。
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