CN1842507A

CN1842507A - 氮化硅质烧结体及其制造方法,和使用其的耐熔融金属用构件、耐磨损用构件

Info

Publication number: CN1842507A
Application number: CN 200480024471
Authority: CN
Inventors: 大川善裕; 织田武广
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2003-08-26
Filing date: 2004-08-25
Publication date: 2006-10-04
Anticipated expiration: 2024-08-25
Also published as: CN100406407C

Abstract

本发明提供一种氮化硅质烧结体，具有氮化硅的结晶和晶界层，所述晶界层包含第1金属硅化物(由Fe、Cr、Mn以及Cu中至少一个的金属构成的金属硅化物)、第2金属硅化物(由W、Mo中至少一个的第2金属元素构成的金属硅化物)、第3金属硅化物(由含有第1金属元素和第2金属元素的多个金属成分构成的金属硅化物)中至少两种，且具有第1～第3金属硅化物中至少两个相互相接的邻接相。

Description

氮化硅质烧结体及其制造方法，和使用其的耐熔融金属用构件、耐磨损用构件

技术领域

本发明涉及一种热特性和机械的特性优异的氮化硅质烧结体。特别是涉及一种耐热冲击性和机械强度优异的氮化硅质烧结体及其制造方法。还有，涉及使用该氮化硅质烧结体的各种构件，特别是涉及最适于金属的铸造的耐熔融金属用构件和最适于粉碎机的耐磨损用构件。

背景技术

氮化硅质烧结体是热特性和机械特性优异的构件，以往在各种专利公报或文献中均有介绍。

特别是提出了以提高机械特性为目的，在氮化硅质烧结体的晶界层(grain boundary layer)中使Fe、W、Cr、Mo等金属硅化物析出的氮化硅质烧结体(参照专利文献1～4)。

例如，在专利文献2中提出了使W、Mo、Cu、Mn、Fe以及Nb中至少一种的金属硅化物的晶粒在烧结体中的晶界层分散而成的氮化硅质烧结体。还有，在专利文献3中，提出了在晶界层形成由高熔点金属-Fe-Si-O构成的化合物的氮化硅质烧结体。还有，在专利文献4中，提出了在氮化硅质烧结体的晶界层含有由W、Fe等的硅化物、Ti化合物(氮化物、碳氮化物、碳酸氮化物)构成的粒子，而得到使W、Fe等的硅化物在Ti化合物的周围凝集的氮化硅质烧结体。

专利文献1：特开平5-148031号公报

专利文献2：特开2001-206774号公报

专利文献3：特开2001-106576号公报

专利文献4：特开平11-267538号公报

然而，专利文献1～4的氮化硅质烧结体存在机械强度不足的问题。例如，有时氮化硅质烧结体受到压缩、拉伸、扭转等的力会施加机械应力，此时，因为在晶界层中含有金属硅化物，所以应力容易在单独的金属硅化物集中。因此，应力集中的金属硅化物成为破坏源，在氮化硅质的结晶和金属硅化物之间产生龟裂，其结果，具有机械强度下降的问题。

另一方面，在氮化硅质的结晶和使其含有的多个金属硅化物的热膨胀系数的差大的材料中，也存在耐热冲击性低的问题。例如，在含有W的硅化物和Fe的硅化作为金属硅化物物时，氮化硅的结晶和W的硅化物、或者氮化硅的结晶和Fe的硅化物的热膨胀系数的差大，因此，当受到热冲击而向氮化硅质烧结体施加热应力时，在氮化硅质的结晶和金属硅化物之间变得容易产生龟裂，耐热冲击性下降。

发明内容

本发明正是鉴于上述问题而提出的发明，其目的在于，提供机械特性以及热特性，特别是机械强度以及耐热冲击性得到提高的氮化硅质烧结体及其制造方法。

还有，本发明的另外的目的在于，提供使用这些氮化硅质烧结体的各种构件，特别是提供耐熔融金属用构件、耐磨损用构件。

本发明的氮化硅质烧结体，其特征在于，是具有氮化硅的结晶、和含有以下的第1～第3金属硅化物中的至少2个的晶界层的氮化硅质烧结体，所述第1～第3金属硅化物分别由以下的金属硅化物构成，上述晶界层具有第1～第3金属硅化物中至少2个相互相接的邻接相。

第1金属硅化物：由Fe、Cr、Mn以及Cu中至少一个的第1金属元素构成的金属硅化物；

第2金属硅化物：由W、Mo中至少一个的第2金属元素构成的金属硅化物；

第3金属硅化物：由含有第1金属元素和第2金属元素的多个金属成分构成的金属硅化物。

所述第1金属元素优选为Fe，所述第2金属元素优选为W。

所述邻接相优选形成为第1金属硅化物包围第2金属硅化物或第3金属硅化物。

优选所述氮化硅的结晶的平均粒径为15μm以下。

还有，优选使所述第1金属元素计为0.2～10质量％，所述第2金属元素计为0.1～3质量％的范围，含有所述第1金属元素比第2金属元素多。

所述氮化硅质烧结体，优选形成含有Si粉末、或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末，平均粒径为0.5～20μm的由所述第1金属元素的化合物构成的粉末，和平均粒径为0.1～5μm的由所述第2金属元素的化合物构成的粉末的粉体经烧成而得到。

所述邻接相，优选形成为第2金属硅化物包围第1金属硅化物或第3金属硅化物。

优选使所述第1金属元素计为0.01～2质量％，所述第2金属元素计为0.2～10质量％的范围，含有所述第2金属元素比第1金属元素多。

所述氮化硅质烧结体，优选形成含有Si粉末、或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末，平均粒径为0.1～5μm的由所述第1金属元素的化合物构成的粉末，和平均粒径为1～30μm的由所述第2金属元素的化合物构成的粉末的粉体经烧成而得到。

本发明的氮化硅质烧结体的制造方法，其特征在于，具有：

原料制造工序，在Si粉末、或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末中，混合预备混合粉末而制作原料粉末，其中所述的预备混合粉末是预先在平均粒径为0.1～20μm的Fe、Cr、Mn以及Cu中至少一个的第1金属元素的化合物中，将平均粒径为0.1～30μm的W、Mo中至少一个的第2金属元素的化合物进行湿式混合并干燥而得到；

成形工序，制作由所述原料粉末和有机结合剂构成的成形体；

脱脂工序，在实质上由氮气、氩气、或它们的混合气体构成的气氛中对所述有机结合材料进行脱脂而制造脱脂体；

氮化工序，在实质上的氮气气氛中将所述脱脂体变换成氮化体；和

烧成工序，在含有氮气的非氧化性气氛中对所述氮化体进行烧成而制作烧结体。

优选的是，作为预备混合粉末，使用平均粒径为0.5～20μm的所述第1金属元素的化合物和平均粒径为0.1～5μm的所述第2金属元素的化合物，使所述第1金属元素为计0.2～10质量％，所述第2金属元素为计0.1～3质量％的范围，在氮化硅质烧结体中含有所述第1金属元素比第2金属元素多。

优选所述烧成工序中的降温速度为50℃/小时以上。

优选的是，作为预备混合粉末，使用平均粒径为0.1～5μm的所述第1金属元素的化合物，和平均粒径为1～30μm的所述第2金属元素的化合物，使所述第1金属元素计为0.01～2质量％，所述第2金属元素计为0.2～10质量％的范围，在氮化硅质烧结体中含有所述第2金属元素比第1金属元素多。

本发明的耐熔融金属用构件，其特征在于，使用所述氮化硅质烧结体。

还有，本发明的耐磨损用构件，其特征在于，使用所述氮化硅质烧结体。

本发明人等进行潜心研究的结果，首次发现通过使第1～第3金属硅化物中至少两个相互相接的邻接相存在，能够抑制机械应力或热应力在单独的金属硅化物集中，由此，能够提高氮化硅质烧结体的机械特性、耐热冲击性。即，根据本发明，能够提供机械特性和耐热冲击性优异的氮化硅质烧结体。

附图说明

图1是本发明的氮化硅质烧结体的SEM照片的模式图。

图中：10-氮化硅质烧结体的截面；12-氮化硅的结晶；14-邻接相；16、16a、16b、16c-第1金属硅化物；18、18a、18b、18c-第2金属硅化物；20-晶界层；22-第3金属硅化物。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

本发明的氮化硅质烧结体，是具有氮化硅的结晶、和含有以下的第1～第3金属硅化物中至少2个的晶界层的氮化硅质烧结体，是晶界层具有第1～第3金属硅化物中至少2个相互相接的邻接相的氮化硅质烧结体。

在此，所谓第1金属元素，是指从Fe、Cr、Mn以及Cu中任选的至少一个，由该第1金属元素构成的金属硅化物作为第1金属硅化物。还有，所谓第2金属元素，表示W、Mo中的至少一个，由该第2金属元素构成的金属硅化物作为第2金属硅化物。此外，所谓第3金属元素，是指由含有第1金属元素和第2金属元素的多个金属成分例如W和Fe的金属成分，由该第3金属元素构成的金属硅化物作为第3金属硅化物。

作为氮化硅的结晶，主要形成为针状，是β型氮化硅结晶，或者具有与β型氮化硅相同的结晶结构的β’-硅铝氧氮陶瓷(Sialon)结晶。其平均粒径优选为30μm以下。此时的平均粒径用形成为针状的结晶的长径的平均粒径进行表示。由此，能够提高机械强度等机械特性、或耐热冲击性等热特性。还有，平均粒径的测定，有如下所示的各种方法。即，镜面研磨氮化硅质烧结体的截面，对该镜面进行SEM(扫描型电子显微镜)照片拍摄，测定在SEM照片中拍摄的氮化硅的结晶的长径的方法；并用X射线微观分析仪来特定氮化硅的结晶而测定该结晶的长径的方法；或者通过基于热处理的蚀刻或化学蚀刻将镜面加工后的氮化硅质烧结体的面中的晶界层从表面除去后测定长径的方法。任何一种的情况，均将所测定的多个长径数据平均化而计算出来。

所谓本发明的晶界层，是指氮化硅的晶粒间所包围的区域，如果也在晶界层中单独存在第1～第3金属硅化物，则作为邻接相而存在。即，在本发明中，第1～第3金属硅化物需要作为邻接相存在于晶界层中，但也可以不是在全部的晶界层中作为邻接相存在。

邻接相可以以第1～第3金属硅化物的任一至少相邻接的状态形成。更优选在第1～第3金属硅化物的至少2个当中，一方包围另一方的一部分或全部的状态。具体地说，使用图1进行说明。

图1是本发明的氮化硅质烧结体的截面10的一例，表示对截面10进行镜面研磨并通过SEM(扫描型电子显微镜)观察该镜面的照片的模式图。氮化硅质烧结体的经镜面研磨的截面10，在氮化硅的晶粒12间具有晶界层20。在晶界层20中，含有第1金属硅化物16、第2金属硅化物18、第3金属硅化物22，形成各种邻接相14。例如，在该邻接相14中存在：第1金属硅化物16a和第2金属硅化物18a邻接而存在的相，第1金属硅化物16b围住第2金属硅化物18b的相，第1金属硅化物16c围住第2金属硅化物18c且露出第2金属硅化物18a的一部分的相等。

在本发明中，因为第1～第3金属硅化物在晶界层中形成邻接相，所以能够提高氮化硅质烧结体的机械特性、耐热冲击性。其理由被推定为如下所述。当第1～第3金属硅化物在晶界层中形成邻接相时，与金属硅化物单独且分散存在的情况相比，机械应力或热应力向金属硅化物中的集中被抑制。即，形成有邻接相的第1～第3金属硅化物相对于晶界层所占比率变高，所以在施加机械的、热的应力时，容易集中受到应力。因此，相对于单独存在的第1～第3金属硅化物，机械应力或热应力变得难以作用。于是，认为第1～第3金属硅化物因为分别相对于氮化硅的杨氏模量大，相对于温度的热膨胀系数的变化率小，所以即使应力集中于邻接相，邻接相也促进氮化硅的结晶对抗机械的、热的应力而弹性变形。因此，即使烧结体中发生微细的龟裂，邻接相也能够抑制氮化硅的结晶的龟裂的进展，能够抑制氮化硅质烧结体的裂纹或破裂的发生。还有，如以往，当第1～第3金属硅化物不形成邻接相而单个存在时，机械、热应力集中于单独的第1～第3金属硅化物。其结果，第1～第3金属硅化物成为破坏源，促进龟裂的进展，因此在氮化硅质烧结体上会发生裂纹或破裂。

特别优选第1金属元素为Fe、第2金属元素为W。其理由是，由第1金属元素构成的第1金属硅化物中的Fe硅化物，和由第2金属元素构成的第2金属硅化物中的W硅化物的结晶构造相近似，所以容易明显形成相互邻接相。因此，相对于晶界层的邻接相的含有比率增加，其结果，进一步提高机械特性和热特性，特别是提高机械强度和耐热冲击性。

还有，作为第1金属硅化物，优选从FeSi₂、FeSi、Fe₃Si、Fe₅Si₃、Cr₃Si₂、MnSi以及Cu₂Si中选择的至少一种。还有，作为第2金属硅化物，优选从WSi₂、W₅Si₃、WSi₃、W₂Si₃以及MoSi₂中选择的至少一种。此外，作为第3金属硅化物，优选含有Fe和W的多个金属成分(化合物)、例如含有Fe和W的固溶体。优选这些金属硅化物的理由是，这些金属硅化物是热力学的稳定相。当是热力学上的稳定相时，即使在受到机械应力或热应力作用的情况下，也难以发生相变，所以不用担心随着相变的机械应力或热应力的进一步增大。

还有，作为第1金属硅化物的Fe硅化物，优选FeSi、FeSi₂中的至少一种，更优选为FeSi₂。还有，第2金属硅化物的W硅化物，优选含有WSix。

最优选的组合可以是，作为第1金属硅化物为FeSi₂，作为第2金属硅化物为WSi₂。作为其理由，是因为WSi₂和FeSi₂即使环境温度发生变化，也都是特别稳定的相，还有，两者的结晶构造特别近似。因此，即使在W硅化物中也特别容易形成邻接相，并且能够使含有FeSi₂的邻接相在氮化硅质烧结体中均一地分散。因此，若作为第1金属硅化物具有FeSi₂，作为第2金属硅化物具有WSi₂，则能够进一步提高氮化硅质烧结体的机械特性和热特性。

邻接相的平均粒径优选为30μm以下，特别优选为1～5μm。这是因为，若平均粒径比30μm大，则邻接相不能充分缓和机械、热应力，所以无法显著地提高机械特性或耐热冲击性。此时，就邻接相的平均粒径而言，通过扫描式电子显微镜(SEM)等放大烧结体进行观察，测定多个邻接相的粒径并进行平均而得到的值，可以与上述的氮化硅的结晶的平均粒径的测定相同而进行测定。

还有，邻接相的含量优选为0.01～10体积％，这尤其能够提高耐热冲击性以及机械强度，所以优选，特别优选为0.1～5体积％，最佳为0.1～1体积％。

关于第1～第3金属硅化物和邻接相的存在，以及邻接相的含量，如下所示进行测定。图1所示的第1金属硅化物16、第2金属硅化物18、第3金属硅化物22、邻接相14的存在，可以通过X射线衍射法，微小部X射线衍射法、X射线微观分析仪(例：波长分散型EPMA(Electron ProbeMicro-Analyzer))、TEM(透过式电子显微镜)等进行确认。当使用X射线衍射法时，优选并用X射线微观分析仪或TEM进行测定。当通过TEM进行分析时，在将试料加工成薄片后进行测定。

邻接相14的含量例如如下所示进行测定。对烧结体截面进行镜面研磨，使用X射线微观分析仪对该镜面的500μm×500μm左右的部分(以下，将该部分的面积称为“面积A”)照射电子束，测定从烧结体发生的特性X射线的种类和强度，由此而绘制出Si，第1、第2金属元素(Fe、Cr、Mn、Cu、W、Mo)的各元素的强度。此外，分别求出(1)含有Si且第2金属元素中至少一个为富相的第1部分(第2金属硅化物18)的面积，(2)含有Si且第1金属元素中至少一个为富相的第2部分(第1金属硅化物16)的面积，(3)含有Si和第1以及第2金属元素的部分(第3硅化物22)的面积。测定(1)～(3)的第1～第3部分中至少两个相互相接的部分的面积B。计算面积B相对于作为测定区域的面积的面积A的比率，将此比率作为邻接相14的含量(体积％)。面积A可以适当地变更测定时的倍率以便达到可以识别第1～第3硅化物、邻接相14的程度。还有，优选并用X射线微观分析仪和TEM来确认邻接相14所含的结晶相。

接着，对本发明的氮化硅质烧结体的优选实施方式进行说明。

首先，在氮化硅质烧结体的优选实施方式(第1实施方式)中，以第1金属硅化物围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式而形成邻接相。因为与第2金属硅化物或第3金属硅化物相比，第1金属硅化物的破坏韧性有更高的倾向，所以当施加大的机械应力作用时，可以抑制在氮化硅质烧结体发生裂纹，或有破裂进入，从而能够提高机械特性。

特别是，为了进一步提高机械特性例如机械强度，优选使氮化硅的结晶的平均粒径为15μm以下。这是因为，在氮化硅的结晶的平均粒径超过15μm时，存在破坏韧性降低、机械强度降低的倾向。此平均粒径，与上述相同表示针状的结晶的长径的平均粒径。特别优选的是，若长径的平均粒径为15μm以下，短径的平均粒径为2μm以下，则抑制晶界层的偏在，由此能够使邻接相在烧结体中均一地分散。

在此，通过在金属硅化物的含量上加以区别，可以第1金属硅化物可以按照围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成，能够提高机械的特性。例如，可以使第1金属元素为计0.2～10质量％、第2的使金属元素为计0.1～3质量％的范围，使含有的第1金属元素比第2金属元素更多。此第1、第2金属元素，除了氮化硅质烧结体的起始原料以外，有时在制造过程中作为杂质混入。但是，烧结体中所含的第1～第3金属元素即使是杂质，其基本上成为金属硅化物而存在于氮化硅质烧结体中。因此，最终在本发明的氮化硅质烧结体中含有的金属元素的量可以是上述的范围。

还有，如上所述，若使氮化硅的结晶的平均粒径为15μm以下，则增加第1金属硅化物和第2金属硅化物/第3金属硅化物的邻接相的存在比率，在晶界层分散邻接相，因此能够进一步提高机械特性。

另外，通过使含有如下成分的粉体成形并进行烧成，也能够使邻接相的存在比率增加，使邻接相在晶界层中分散，其中所述的粉体含有Si粉末、或Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末，平均粒径为0.5～20μm的由第1金属元素的化合物构成的粉末，和平均粒径为0.1～5μm的由第2金属元素的化合物构成的粉末。因此能够进一步提高机械特性。还有，与此同时，可以将氮化硅结晶的平均粒径控制在15μm以下。

接着，说明氮化硅质烧结体的优选的其他实施方式(第2的实施方式)。

在本实施方式中，与上述的邻接相的构成相反，即，第2金属硅化物按照围住第1金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成。第2金属硅化物存在热膨胀系数比第1金属硅化物或第3金属硅化物小的倾向。因此，认为通过第1金属硅化物或第3金属硅化物的热膨胀而发生的热应力，由邻接的第2金属硅化物所缓和，从而进一步提高耐热冲击性。

在此，通过对第1～第3金属硅化物的含量加以区别，第2金属硅化物能够按照围住第1金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成，能够得到高的耐热冲击性备特别提高的氮化硅质烧结体。例如，可以使第1金属元素为计0.01～2质量％，第2金属元素为计1～10质量％的范围，使含有的第2金属元素比第1金属元素更多。该第1、第2金属元素也如上所述，有时作为氮化硅质烧结体的起始原料、或制造过程中作为杂质而混入，但是同样地，最终在氮化硅质烧结体中所含的金属元素的量可以为上述的范围。

还有，通过使含有如下成分的粉体成形并进行烧成，能够使邻接相的存在比率增加，能够使上述的邻接相在晶界层分散，其中所述粉体含有Si粉末、或Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末，平均粒径为0.1～5μm的由第1金属元素的化合物构成的粉末，和平均粒径为1～30μm的由第2金属元素的化合物构成的粉末。因此，能够得到耐热冲击性得到特别提高的氮化硅质烧结体。

还有，除了上述的氮化硅质烧结体的特征以外，还优选在晶界层中含有由周期表第3族元素(RE)、Al以及O构成的非晶质相。通过含有该非晶质相，在烧成中低温生成液相，因此氮化硅的结晶微细且粒径变得一致。其结果，能够得到耐热冲击更优异机械强度更高的氮化硅质烧结体。就非晶质相而言，例如，如后所述在制造过程中添加周期表第3族元素的氧化物和氧化铝粉后，能够通过成形、烧成在烧结体中生成。还有，通过在晶界层中均一地分散非晶质相，而使氮化硅的结晶在烧结体全体成为微细且粒径一致的材料，为此，在经过烧成工序的最高温度后，优选使达到800℃为止的降温速度大于100℃/小时。优选的是，在本发明的氮化硅质烧结体中通过RE₂O₃换算含有RE为1～20质量％，通过Al₂O₃换算含有Al为0.1～10质量％。还有，所谓第三族元素，是指从Sc、Y、镧系元素、锕系元素中选择的至少一种元素。

该RE以Y、Er、Yb、Lu中至少一种为主成分，能够提高高温下的机械强度，所以优选。由此，也能够使高温氧化气氛中的耐氧化性提高。当RE为Y时，与RE为Y以外的元素的情况相比，更能够抑制RE在烧成中的蒸发。因此，能够高精度地控制氮化硅质烧结体的材料组成，能够降低机械特性的偏差。

优选在晶界层含有磷灰石相、钙硅石相(ボラストナイト相)以及二硅酸盐相(ダイシリケ一ト相)的至少一种。由此，能够使氮化硅质烧结体的机械强度进一步提高。在此，磷灰石相是用RE₅(Si₄)₃N表示的化合物，钙硅石相是用RESiO₂N表示的化合物，二硅酸盐相是用RE₂Si₂O₇表示的化合物。还有，在晶界层含有磷灰石相或钙硅石相的情况下，能够提高高温强度、耐高温蠕变特性、耐热冲击性。还有，在晶界层含有二硅酸盐相的情况下，能够提高高温下的耐氧化特性。

就晶界层所含的Si和RE的比率而言，通过SiO₂/RE₂O₃的摩尔比换算，优选为0.2～10。由此，能够进一步提高氮化硅质烧结体的机械特性。因为能够提高氮化硅质烧结体的烧结性，所以更优选通过SiO₂/RE₂O₃的摩尔比换算为0.2～4。该摩尔比可以按照如下所示的方法而求出。在通过上述方法进行体积％换算的RE₂O₃和Al₂O₃中所含的氧量(质量％)的总量为G(质量％)。使用LECO公司制的氧分析装置测定氮化硅质烧结体中的总氧含量，从总氧含量(质量％)中减去G(质量％)，将剩下的氧量(质量％)换算成SiO₂量(质量％)。该SiO₂量(质量％)和RE₂O₃的通过质量换算的含量(质量％)的比，作为通过SiO₂/RE₂O₃的摩尔比换算的Si和RE的比率。

此外，优选在晶界层中所含的Al和RE的比率通过Al₂O₃/RE₂O₃的摩尔比换算为0.2～5。这是因为，由此能够进一步提高氮化硅质烧结体的烧结性，并使破坏韧性提高。更优选通过Al₂O₃/RE₂O₃的摩尔比换算为0.4～3。就Al和RE的摩尔比而言，能够如下所示通过ICP发光分光分析而进行测定。

通过ICP发光分光分析来测定氮化硅质烧结体中的RE以及Al的含量(质量％)，将该含量换算成通过RE₂O₃以及Al₂O₃换算的含量(质量％)。此外，使用通过RE₂O₃以及Al₂O₃质量换算的含量和理论密度(例如Y₂O₃为5.02g/cm³、Al₂O₃为3.98g/cm³)，而求出通过RE₂O₃以及Al₂O₃的体积％换算的含量。

上述的晶界层的含量优选为不到20体积％。当晶界层的含量为20体积％以上时，在烧成工序中容易发生变形，难以制造尺寸精度高的氮化硅质烧结体，所以不优选。还有，当晶界层超过15体积％且不到20体积％时，无法显著降低变形。还有，当晶界层不到5体积％时，为了得到致密的氮化硅质烧结体，有必要在高温下进行烧成，若在高温下进行烧成，则氮化硅的结晶发生部分粗大化，所以不能显著提高机械强度或耐磨损性。因此，晶界层的含量特别优选为5～15体积％。

于是，关于上述的本发明的氮化硅质烧结体，相对密度为97％以上，平均孔径为30μm以下，破坏韧性值为5MPa·m^1/2以上，压碎强度为2Gpa以上，室温下的弯曲强度为650MPa以上，1000℃下的弯曲强度为500MPa以上，在1000℃下施加200MPa的应力10小时后的应变量为2％以下，导热率为20W/(m·K)以上，室温～数百℃之间的线热膨胀率为3.5×10^-6/K以下。由此，本发明的氮化硅质烧结体，能够适用于要求优异的机械特性(机械强度、耐磨损特性、耐机械冲击性等)和耐热冲击性等的构件。本发明的氮化硅质烧结体例如能够用于如下用途的构件。

本发明的氮化硅质烧结体可以通过上述的第1实施方式用于耐熔融金属用构件。该耐熔融金属用构件不仅具有优异的机械特性，而且耐热冲击性也很优异，因此能够适合地用作要求耐热冲击性的构件例如金属熔液用构件。即，在作为金属熔液用构件使用时，即使受到热冲击，也能够抑制裂纹、龟裂。还有，因为邻接相和氮化硅的结晶牢固地烧结，所以邻接相所含的金属硅化物成为杂质并能够减少向金属熔液中脱离、混入的量，能够铸造杂质少的高品质的金属。

本发明的氮化硅质烧结体能够通过上述的第2的实施方式用于耐磨损用构件。该耐磨损用构件不仅耐热冲击性优异，而且机械特性(机械强度、破坏韧性、耐磨损性)特别优异，所以能够适合地用作要求耐热冲击性和高机械特性的耐磨损用构件。特别是能够适合地用作沙砾粉碎用叶片等粉碎机用构件或切削工具切片，最适合用于粉碎机用构件。由本发明的氮化硅质烧结体构成的耐磨损用构件，通过使其气孔率为3％以下，能够进一步提高耐磨损性。

还有，本发明的氮化硅质烧结体，具有破坏韧性大的氮化硅的结晶作为主成分，在晶界层具备具有缓和机械应力的作用的邻接相，此外，还致密地烧结，所以气孔和微细的缺陷极少，可以是压碎强度为2GPa以上。因此，可以适合地用作当无机物例如金属物质向生物或物体飞来、发生冲撞时的保护材料、冲击吸收材料。

此外，就本发明的氮化硅质烧结体而言，氮化硅的结晶和邻接相的粒径小，另外没有添加很大地阻碍烧结的化合物，所以平均孔径小，相对密度高，例如20～30℃下的线热膨胀率较小，为2×10^-6/K左右，因此，能够适合地用作要求高位置精度的定位台用构件。特别是，能够适合地用作需要显著的位置精度控制的半导体制造装置用的定位用台构件。此外，也能够用作半导体或作为液晶制造装置用的曝光装置用的反射镜。

接着，对本发明的氮化硅质烧结体的制造方法进行说明。就本发明的氮化硅质烧结体的制造方法而言，其具有：

原料制作工序，在Si粉末、或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末中，混合预备混合粉末而制作原料粉末，其中所述的预备混合粉末是预先在平均粒径为0.1～20μm的Fe、Cr、Mn以及Cu中至少一个的第1金属元素的化合物中，将平均粒径为0.1～30μm的W、Mo中至少一个的第2金属元素的化合物进行湿式混合并干燥而得到；

氮化工序，实在质上的氮气气氛中将脱脂体变换成氮化体；

烧成工序，在含有氮气的非氧化性气氛中对氮化体进行烧成而制作烧结体。

通过该制造方法，使得在本发明的氮化硅质烧结体的的晶界层中含有邻接相的工序，如下所述。

首先，通过如上所述的湿式混合，使第1、第2金属元素的化合物在不偏在的情况下，均一地分散在预备混合粉末中，通过干燥，制作成使由第1、第2金属元素的化合物构成的粒子相互固着的预备粉末。其结果，预备混合粉末形成为第1、第2金属元素的化合物分别均一地分散且相互的粒子发生固着的材料。还有，为了达成该均一地分散合固着，作为用于湿式混合的溶剂，适合使用异丙醇、乙醇、甲醇中至少一个。若使溶剂中含有水，则因为使第1、第2金属元素的化合物的粒子在干燥过程中相互牢固地固着，所以更优选。

接着，通过在Si粉末、或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末中，混合上述预备混合粉末，能够制作出使第1、第2金属元素的化合物的粒子相互固着且均一分散的预备混合粉末在混合粉末中分散的原料粉末。

于是，在氮化工序中，第1金属元素的化合物、第2金属元素的化合物、第1以及第2金属元素的化合物分别和Si成分发生反应，分别成为第1金属硅化物前体、第2金属硅化物前体、第3金属硅化物前体，此外，形成在各自的前体中至少两个相互相接的邻接相前体。在此，所谓第1～第3金属硅化物前体、邻接相前体，表示非晶质或部分没有结晶化的物质。在氮化工程中，之所以形成邻接相前体，是因为在原料粉末中有由第1金属元素的化合物构成的粒子、和由第2金属元素的化合物构成的粒子相互固着，相互固着的粒子在邻接的同时被氮化。之所以使原料粉末中含有Si粉末，是因为在氮化工序中，促进第1、第2金属元素和Si的反应而形成邻接相前体。若原料粉末中不含Si粉末，则因为不能促进第1、第2金属元素和Si的反应，所以不能得到含有邻接相前体的氮化体。

在这样的氮化体中含有的邻接相前体，在烧成工序中发生结晶化，形成邻接相。还有，即使当烧结体中的第1、第2金属元素的含量相同时，特别是通过控制氮化工序的温度，保持时间，能够控制邻接相的含量。

通过本发明的氮化硅质烧结体的制造方法，即使不使用在预备混合粉末中同时含有第1以及第2金属元素的化合物，也能够形成含有第3金属硅化物的邻接相。该邻接相的形成原理例如有如下考虑。即当由第1、第2金属元素的化合物构成的粒子在相互邻接的同时被氮化时，形成第1金属硅化物前体、第2金属硅化物前体的任一方在另一方上固溶的固溶体和第1、第2金属硅化物前体的任一方发生邻接的邻接相前体。该邻接相前体在烧成工序中成为第3金属硅化物、和第1或第2金属硅化物邻接的邻接相。

通过本发明的制造方法，如上所述使用由第1金属元素的化合物构成的平均粒径为0.1～20μm的粉末，和由第2金属元素的化合物构成的平均粒径为0.1～30μm的粉末。认为通过设定它们的粒径范围，可以促进氮化工序中的上述的邻接相前体的形成，可以增加有助于在第1～第3金属硅化物当中形成邻接相的比率。该比率在上述的粉末混合工序中越是更均一地混合各粉末，越是增加。

还有，预备混合粉末的比表面积优选为3～30m²/g的范围内。由此，能够促进氮化工序中的氮化，同时能够增加有助于第1金属硅化物、第2金属硅化物、第3金属硅化物中至少2个形成邻接相的比率。

还有，作为起始原料，当使用Si粉末和氮化硅粉末两者时，优选Si粉末和氮化硅粉末的质量比(Si粉末的质量)/(Si粉末和氮化硅粉末的质量的合计)为0.4～0.95。当该比小于0.4时，第1～第3金属硅化物前体以及邻接相前体可能很难生成。还有，无法高精度地控制所得到的氮化硅质烧结体的尺寸精度。当该比大于0.95时，在对壁厚大的脱脂体进行氮化的情况下，氮化时间变大且制造成本增加，所以不为优选。

之所以制作由混合粉末和有机结合剂构成的成形体，是为了使成形体高密度化，并且降低成形体内的密度的偏差。由此，在烧成中，氮化体的烧结是在烧结体全体均一地进行，所以能够提高氮化硅质烧结体的机械强度、耐热冲击性。

之所以在实质上由氮气，氩气，或者它们的混合气体构成的气氛中对有机结合材料进行脱脂来制作脱脂体，是因为通过降低脱脂体所含的碳，能够提高烧结性。另外，上述的脱脂是将成形体置于炉内而进行的。

在脱脂工序中，优选在实质上由氮气构成的气氛中进行脱脂。因为当在含有氦或氢等高价气体的气氛中进行脱脂时，会增加制造成本，所以不优选。另外，脱脂温度优选为1000℃以下，特别优选为500～900℃。

之所以使氮化工序的气氛实质上为氮气，是因为当在所述氮化工序的气氛中含有1％以上的氮气以外的气体例如氢气或氦气等时，会发生如下所示的问题。即，第一，因为氢气或氦气等气体价格高，所以会增加制造成本。第二，当将多个所述成形体置于分批式炉内进行氮化时，若载置的成形体在炉内的位置不同，在所述成形体向氮化体的氮化反应的速度在每个成形体会有很大不同，同时将多个的成形体变换成氮化体是十分困难的。还有，所述氮化是将所述脱脂体载置于炉内而进行的。此时，为了在实质上由氮气构成的气氛中对所述脱脂体进行氮化，优选投入到炉内的氮气中的氧气浓度为0.5％以下。

含有Si粉末的成形体，在氮化工序中，从成形体的表面的Si粉末开始氮化，随时间的经过在成形体更内部存在的Si粉末进行氮化。因此，在第1的氮化工序的中途或结束时，存在内部的Si量比成形体的表面更多的状态。为了从该状态完全地氮化成形体，有必要在低温的氮化(第1氮化工序)之后，进行高温的氮化(第2氮化工序)。

特别是通过控制第2氮化工序的温度，能够控制邻接相的存在量(含量)。即，通过使第2氮化工序的温度为1200℃以上且不到1400℃，能够使得氮化硅质烧结体中含有邻接相0.1～5体积％。在第2氮化工序的温度为1100℃以上且不到1200℃、或者为1400℃以上1500℃以下时，只能含有不到0.1体积％的邻接相，所以不能制造机械特性显著优异的氮化硅质烧结体，不优选。

还有，在氮化工序中，优选通过如下所述的第1氮化工序和第2氮化工序，使基于氮化的发热反应得到控制，能够进行随后的均一的烧结，所述第1氮化工序是在1000～1200℃的温度下将所述成形体中的Si粉末的10～70质量％变换成氮化硅，并且使所述脱脂体中的总氮化硅的α化率为70％以上；所述第2氮化工序是在1100～1500℃的温度下将所述成形体中的Si粉末的剩余部分变换成氮化硅，并且使所述脱脂体中的总氮化硅的α化率为60％以上。使所述第2氮化工序的温度比第1氮化工序的温度高。另外，因为连续实施第1氮化工序和第2氮化工序比较经济，所以优选。就经过第1、第2氮化工序所制造的氮化体而言，因为可以在其表面以及内部使α化率为60％以上，所以能够提高所得到的氮化硅质烧结体的机械强度。若氮化体的α化率不到60％，则不能提高氮化硅质烧结体的烧结密度，难以提高氮化硅质烧结体的机械强度。优选的是所述氮化工序结束后的氮化体的α化率为80％以上。

在烧成工序中，因为是在氮气分压为50～200kPa的所谓低压下进行的，所以与以高压气体中的烧成或HIP烧结那样的高制造成本所制造的氮化硅质烧结体相比，可以制作价格极低的氮化硅质烧结体。另外，上述的氮化体的烧成优选在氮化之后在相同的炉内连续进行。

为了通过使氮化硅质烧结体致密化以使机械特性提高，优选所述烧成工序的最高温度为1600℃以上。通过在1600℃以上的温度下进行烧成，能够制作相对密度为97％以上的致密的氮化硅质烧结体，能够使机械特性提高。还有，为了通过控制氮化硅的结晶的异常生长来抑制机械强度的降低，优选将烧成的最高温度的上限设为1850℃。

接着，为了在第1实施方式所述的氮化硅质烧结体中，按照第1金属硅化物围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成邻接相，控制所述混合工序中的第1金属元素的化合物以及第2金属元素的化合物的添加量，并使第1金属元素比第2金属元素多，并且使得在烧结体中含有第1金属元素计为0.2～10质量％，第2金属元素计为0.1～3质量％。

通过该制造方法，在氮化工序中，生成第1金属硅化物前体围住第2金属硅化物前体或第3金属硅化物前体而形成的邻接相前体。还有，当第1、第2金属元素在制造过程中作为杂质混入时，可以通过该杂质的除去等来控制第1、第2金属元素的含量。具体地说，例如，当通过在粉末混合工序中使用的机械磨损而有金属Fe成分混入到原料粉末中时，在粉末混合工序后，在该粉末中施加磁场而吸附、除去Fe成分，由此能够控制最终在氮化硅质烧结体中所含的Fe的含量。

还有，通过使由第1金属元素的化合物构成的粉末的平均粒径为1～20μm，使由第2金属元素的化合物构成的粉末的平均粒径为0.1～5μm，能够使围住的第1金属硅化物的含量增加，所以能够制造机械特性更优异的氮化硅质烧结体。

还有，通过进一步使按照第1金属硅化物围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成的邻接相的含量增加，能够制造机械强度进一步提高的氮化硅质烧结体。为此，优选使烧成工序中的降温速度为50℃/小时以上。

通过使降温速度为50℃/小时以上，能够进一步增加邻接相的含量的理由有如下的考虑。即，在烧成工序中，高温下在晶界层生成含有第1金属的金属元素、第2金属元素、硅的液相。在该液相中含有微细的第2金属硅化物或第3金属硅化物的粒子。其后，通过以50℃/小时以上的速度快速降温，与微细的第2金属硅化物或第3金属硅化物邻接而析出第1金属硅化物，按照第1金属硅化物围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成的邻接相增加。即，若降温速度比50℃/小时缓慢，则在降温时第1金属硅化物和第2金属硅化物或第3金属硅化物分离的比率有可能会增加，因此不能制造邻接相的含量增加的氮化硅质烧结体。

另外，更优选的是使烧成工序的降温速度在从最高温度到1000℃的范围内为50℃/小时以上。其理由是，在比1000℃低的温度下，以1000℃以上的温度形成的邻接相的含量、形状、结晶粒径、结晶化的程度等基本上没有变化，所以在比1000℃低的温度下的降温速度基本上不会影响耐热冲击性或机械特性。还有，为了使烧成工序的降温速度为50℃/小时以上，不仅控制烧成温度，还优选在烧成炉内投入常温的氮气等进行冷却。还有，被烧成物(氮化硅质的脱脂体～烧结体)、和用于载置被烧成物的烧成用工具的温度有时会不同，但若将烧成用工具的降温速度控制在大概100℃/小时以上，则能够使被烧成物的降温速度为50℃/小时以上。

进一步优选的是，使作为起始原料的Si粉末的平均粒径为2～50μm，使脱脂体的比表面积为2～30m²/g，由此将氮化硅质烧结体的结晶的长径的平均粒径控制成15μm以下。若Si粉末的平均粒径不到2μm，则通过与氮化工序中的Si粉末的剧烈氮化反应相伴随的大量发热，氮化体的温度急剧上升，在氮化工序中有可能生成大的氮化硅的结晶，其结果，该氮化硅的结晶在烧成工序中进行异常粒生长，所以平均粒径有可能超过15μm。还有，若Si粉末的平均粒径超过50μm，则在氮化工序中大的Si粒子被氮化而生成大的氮化硅的结晶，该大的氮化硅的结晶在烧成工序中进一步发生异常粒生长，平均粒径有可能超过15μm。通过使脱脂体的比表面积为2～30m²/g，能够抑制在氮化工序中与Si粉末的剧烈氮化反应相伴随的大量发热，并且即使在氮化工序中生成大的氮化硅的结晶时，也能够在烧成时抑制氮化硅的结晶的粒生长，因此可以将氮化硅质烧结体的结晶的长径的平均粒径控制成15μm以下。

接着，在第2实施方式所述的氮化硅质烧结体中，为了形成第2金属硅化物围住第1金属硅化物或第3金属硅化物的邻接相，而对所述粉末混合工序中的第1金属元素的化合物以及第2金属元素的化合物的添加量进行控制，并使第2金属元素比第1金属元素多，并且使得在烧结体中含有第1金属元素计为0.01～2质量％，第2金属元素计为1～10质量％。

通过该制造方法，在氮化工序中，能够生成按照第2金属硅化物前体围住第1金属硅化物前体或第3金属硅化物前体的方式形成的邻接相前体。还有，当第1、第2金属元素在制造过程中作为杂质混入时，与上述相同，通过该杂质的除去等来控制第1、第2金属元素的含量。

还有，通过使由第1金属元素的化合物构成的粉末的平均粒径为0.1～5μm，使由第2金属元素的化合物构成的粉末的平均粒径为1～30μm，而能够使围住的第2金属硅化物的含量增加，因此能够制造耐热冲击性更优异的氮化硅质烧结体。

其理由考虑如下。即，当控制由第2金属元素的化合物构成的粉末的平均粒径为1～30μm时，在烧成工序中的高温下第2金属硅化物形成大的结晶并在晶界层中分散。还有，当控制由第1金属元素的化合物构成的粉末的平均粒径为0.1～5μm时，在烧成工序中的高温下，在晶界层生成与第2金属硅化物相比极小且含有第1金属元素或第1、第2金属元素的液相或金属硅化物。此外，在烧成工序中的冷却过程中，第1金属硅化物或第3金属硅化物与大的第2金属硅化物的结晶邻接同时结晶化，所以按照第2金属硅化物围住第1金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成的邻接相的含量增加。

就构成第1、第2金属元素的化合物的粒子的平均粒径而言，分别通过例如SEM照片而测定各个粒子的粒径，对这些粒径取平均值而求出。

此外，在同一炉内连续实施脱脂工序、氮化工序、所述烧成工序，可以特别降低氮化硅质烧结体的制造成本，所以优选。

实施例1

用水对由第1金属元素的化合物构成的粉末(P₁)、由第2金属元素的化合物构成的粉末(P₂)进行湿式混合，所得到的料浆在100℃进行干燥，制作成预备混合粉末(P₁₂)。在由该预备混合粉末(P₁₂)、氮化硅(Si₃N₄)粉末(平均粒径1μm、α化率90％、Fe杂质含量500ppm)、和Si粉末(平均粒径3μm、Fe杂质含量800ppm)构成的原料粉末中，进一步混合以表1所示比率称量的烧结助剂粉末。在此，就原料粉末和烧结助剂粉末的含量而言，使两者总计为100质量％。还有，表1的粉末(P₁)、粉末(P₂)的含量是分别换算成为第1、第2金属元素的含量的量。

还有，当使用Fe₂O₃作为粉末(P₂)时，粉末(P₂)的含量是，将Si粉末和氮化硅粉末所含的Fe₂O₃的含量的总量换算成Fe的量。还有，Fe₂O₃粉末是氧化铁的粉末。还有，粉末(P₁)、粉末(P₂)的平均粒径是以各粉末的SEM照片为基础进行测定的。

接着，将混合的粉末、乙醇、和氮化硅质粉碎用介质投入到桶式碾磨机(barrel mill)中并混合。其后，在所得的料浆中添加混合作为有机结合材料的聚乙烯醇(PVA)，再用喷雾干燥器(spray dryer)进行造粒。然后使用模具通过粉末冲压成形法并在成形压力80MPa的条件下对所得到的造粒粉体进行成形，制作多个外径为60mm、厚度为30mm的圆柱型成形体。

将所得的成形体中所含的有机结合材料(PVA)，在表2所示的脱脂气氛中且在600℃下保持3小时，由此进行脱脂，制造脱脂体。

接着，将脱脂体放置于表面由氮化硅质构成的碳制的钵中，在表2所示的实质上由氮构成的氮分压中，在1100℃下20小时、1200℃下10小时、1260℃下5小时的各步骤(各步骤间以50℃/小时的升温速度升温)，顺序保持，由此将Si氮化成α化率为90％以上的Si₃N₄，进一步升，并在与氮化工序相同的氮分压中、1770℃下保持10小时，进行烧成，制作成由β型氮化硅质烧结体构成的本发明的试料。

从所得的烧结体切出以JIS R1601为基准的试验片，通过4点弯曲试验测定弯曲强度(7个的平均)。还有，通过SEPB(single edge pre-crackedbeam)法，测定破坏韧性值。

还有，镜面研磨烧结体截面，通过X射线微观分析仪(日本电子株式会社制JXA-8600M)在任意的500μm×500μm的领域(部分A₁)内，确认W硅化物或Mo硅化物中由至少一个的金属构成的金属硅化物是否形成有由Fe硅化物、Cr硅化物、Mn硅化物以及Cu硅化物中至少一个构成的金属硅化物和邻接相。其结果，全部的试料均含有邻接相。此外，在下面的邻接相A～C中，对各试料所含最多的邻接相进行分析。即，设由第1金属硅化物和第2金属硅化物构成的邻接相为邻接相A，由第1金属硅化物和第3金属硅化物构成的邻接相为邻接相B，围住第2金属硅化物和第1金属硅化物的邻接相为邻接相C，在表1中表示了各试料中所含最多的邻接相。此外，使用TEM、微少部X射线衍射装置、X射线微观分析仪调查了邻接相的结晶构造。

还有，如下所示对烧结体中所含的邻接相的含量(质量％)进行测定。对烧结体截面进行镜面研磨，使用X射线微观分析仪(日本电子株式会社制JXA-8600M)，以3000倍观察了试料的镜面(面积A₁)。另外，Si、W、Fe、Cr、Mn、Cu、Mo各元素的强度用彩色表示，明确了含有Si且Fe、Cr、Mn以及Cu的至少一种与观察面的其他部分相比相对更多的第1部分，和含有Si且W或o中至少一方与观察面的其他部分相比相对更多的第2部分，测定了第2部分与所述第1部分相互相接的邻接相的面积B₁，计算出所述面积B₁相对于所述部分A₁内的面积的比率，将该比率作为邻接相14的含量(体积％)。

还有，作为热冲击试验，将试料通过加热部件(heater block)加热到650℃后，投入到25℃的水中，确认试料有无裂纹或破裂发生。

其结果，如表2所示，本发明的试料No.1～15观察到邻接相，强度、破坏韧性值高，在热冲击试验中没有发生裂纹或破裂。还有，含有0.1～5体积％的邻接相。

还有，当在邻接相中含有第1金属硅化物时，该第1金属硅化物含有从FeSi₂、FeSi、Fe₃Si、Fe₅Si₃、Cr₃Si₂、MnSi以及Cu₂Si中选择的至少一种。当在邻接相中含有第2金属硅化物时，该第2金属硅化物含有从WSi₂、W₅Si₃、WSi₃、W₂Si₃以及MoSi₂中选择的至少一种。就试料No.1～10而言，具有按照第1金属硅化物围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成的邻接相。就试料No.11～15而言，具有按照第2金属硅化物围住第1金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成的邻接相。

其中，在烧结助剂中不含RE的试料No.13、还有在烧结助剂中不含Al的试料No.8，为本发明的范围内的试料，但无法显著提高强度、破坏韧性。

对此，制作了作为比较例的氮化硅质烧结体的试料No.16～23，与实施例同样进行了评价。关于比较例的试料的制造，除了以下的条件之外与实施例相同。即，就比较例的试料而言，是不进行预备混合而将粉末(P₁)、粉末(P₂)、Si粉末、氮化硅粉末同时混合而制造的试料(No.16)；没有使用粉末(P₂)的试料(No.17)；使Fe₂O₃粉末的平均粒径为0.05μm且没有预备混合的试料(No.18)；使Fe₂O₃粉末的平均粒径为28μm的试料(No.19)；没有预备混合且使WO₃粉末的平均粒径为0.05μm的试料(No.20)；使WO₃粉末的平均粒径为43μm的试料(No.21)；不进行氮化处理并以100℃/小时的速度进行升温直至达到保持温度而进行烧成的试料(No.22)；没有使用Si粉末的试料(No.23)。

其结果，从比较例的试料没有形成邻接相，第1～第3的金属硅化物基本上独立存在，因此，强度、破坏韧性值低，在热冲击试验中发生了裂纹和破裂。

表1

试料No.	预备混合	原料粉末								烧结助剂的粉末
		原料粉末								烧结助剂的粉末				粉末P₁			粉末P₂			Si₃N₄粉末含量(质量％)	Si粉末含量(质量％)(Si₃N₄换算)	烧结助剂的粉末1		烧结助剂的粉末2
		组成	平均粒径(μm)	金属元素换算含量(质量％)	组成	平均粒径(μm)	金属元素换算含量(质量％)	组成	含量(质量％)	组成	含量(质量％)			粉末P₁			粉末P₂					烧结助剂的粉末1		烧结助剂的粉末2
		组成	平均粒径(μm)	金属元素换算含量(质量％)	组成	平均粒径(μm)	金属元素换算含量(质量％)	组成	含量(质量％)	组成	含量(质量％)	1	有	Fe₂O₃	0.6	0.2	WO₃	0.1	0.1			10.3	70	Y₂O₃	14	Al₂O₃	5.4
2	有	Cr₂O₃	0.5	0.7	WO₃	2.3	0.3	10	70	Y₂O₃	13	1	有	Fe₂O₃	0.6	0.2	WO₃	0.1	0.1	Al₂O₃	6	10.3	70	Y₂O₃	14	Al₂O₃	5.4
2	有	Cr₂O₃	0.5	0.7	WO₃	2.3	0.3	10	70	Y₂O₃	13	3	有	MnO₂	1.2	1.3	WO₃	1	0.7	Al₂O₃	6	10	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	5
4	有	CuO	3.6	2	WO₃	2.5	1.3	9.7	70	Y₂O₃	12	3	有	MnO₂	1.2	1.3	WO₃	1	0.7	Al₂O₃	5	10	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	5
										Y₂O₃	12	CaO	1
										5	有	CaO	1	Fe₂O₃	5.7	3	MoO₃	5	2.7			9	68.3	Y₂O₃	13	Al₂O₃	4
6	有	Fe₂O₃	1.2	0.5	WO₃	0.5	0.4	11.1	70	5	有	Y₂O₃	13	Fe₂O₃	5.7	3	MoO₃	5	2.7	Al₂O₃	5	9	68.3	Y₂O₃	13	Al₂O₃	4
		Fe₂O₃	1.2	0.5						MnO₂	3.4	Y₂O₃	13	0.5	SiO₂	2
		7	有	Fe₂O₃						MnO₂	3.4	0.8	0.5	0.5	SiO₂	2	WC	1	0.4			10.5	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	5.6
8	有	7	有	Fe₂O₃	Fe₂O₃	8.2	10	WO₃	2.4	0.5	8	0.8	0.5	68	Lu₂O₃	9.5	WC	1	0.4	SiO₂	4	10.5	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	5.6
8	有	9	有	Fe₂O₃	Fe₂O₃	8.2	10	WO₃	2.4	0.5	8	18.5	4.1	68	Lu₂O₃	9.5	WO₃	1.2	1	SiO₂	4	8.9	70	Y₂O₃	12	Al₂O₃	4
10	有	9	有	Fe₂O₃	Fe₂O₃	0.9	1.6	WO₃	0.9	1.2	10	18.5	4.1	70	Y₂O₃	13	WO₃	1.2	1	Al₂O₃	4.2	8.9	70	Y₂O₃	12	Al₂O₃	4
10	有	11	有	Fe₂O₃	Fe₂O₃	0.9	1.6	WO₃	0.9	1.2	10	0.3	0.1	70	Y₂O₃	13	WO₃	0.6	1	Al₂O₃	4.2	11	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	4
12	有	11	有	Fe₂O₃	Fe₂O₃	0.8	0.3	WO₃	1.3	0.6	11.1	0.3	0.1	70	Y₂O₃	13	WO₃	0.6	1	Al₂O₃	5	11	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	4
12	有	13	有	Fe₂O₃	Fe₂O₃	0.8	0.3	WO₃	1.3	0.6	11.1	1.2	0.5	70	Y₂O₃	13	WO₃	29.4	1.4	Al₂O₃	5	12	71	ZrO₂	8.5	Al₂O₃	6.6
MgO	3.5																							ZrO₂	8.5
MgO	3.5				14	有	Fe₂O₃	3.5	0.7	WO₃	10.6			8	10	67				Y₂O₃	11.3			Al₂O₃	3
15	有	Fe₂O₃	5	2	14	有	Fe₂O₃	3.5	0.7	WO₃	10.6	WO₃	5.3	8	10	67	2.3	10	69.2	Y₂O₃	11.3	Y₂O₃	12	Al₂O₃	3	Al₂O₃	4.5
15	有	Fe₂O₃	5	2	^*16	无	Fe₂O₃	1.3	1.5	WO₃	1.5	WO₃	5.3	0.5	9	69	2.3	10	69.2	Y₂O₃	17	Y₂O₃	12	Al₂O₃	3	Al₂O₃	4.5
^*17	-	Fe₂O₃	0.4	5	^*16	无	Fe₂O₃	1.3	1.5	WO₃	1.5	无	2.1	0.5	9	69	0	9	70	Y₂O₃	17	Y₂O₃	12	Al₂O₃	3	Al₂O₃	4

^*18	无	Fe₂O₃	0.05	0.3	WO₃	20	0.2	9	71	Y₂O₃	13	Al₂O₃	6.5
^*18	无	Fe₂O₃	0.05	0.3	WO₃	20	0.2	9	71	Y₂O₃	13	Al₂O₃	6.5	^*19	有	Fe₂O₃	28	1	WO₃	11.4	1.4	9	70	Y₂O₃	12.6	Al₂O₃	6
^*20	无	Fe₂O₃	4.5	4	WO₃	0.05	3	9	69	Y₂O₃	12	Al₂O₃	3	^*19	有	Fe₂O₃	28	1	WO₃	11.4	1.4	9	70	Y₂O₃	12.6	Al₂O₃	6
^*20	无	Fe₂O₃	4.5	4	WO₃	0.05	3	9	69	Y₂O₃	12	Al₂O₃	3	^*21	有	Fe₂O₃	5.3	2	WO₃	43	2	10	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	3
^*22	有	Fe₂O₃	5.3	3	WO₃	2	4	10	68	Y₂O₃	13	Al₂O₃	2	^*21	有	Fe₂O₃	5.3	2	WO₃	43	2	10	70	Y₂O₃	13	Al₂O₃	3
^*22	有	Fe₂O₃	5.3	3	WO₃	2	4	10	68	Y₂O₃	13	Al₂O₃	2	^*23	有	Fe₂O₃	0.6	2.4	WO₃	1.5	1	80	0	Y₂O₃	12.6	Al₂O₃	4

加*的试料是本发明的范围之外的试料。

表2

试料No.	脱脂气氛	氮化	烧成	氮化硅质烧结体					650℃下的热冲击试验后的裂纹或破裂
			烧成	氮化硅质烧结体						氮气分压(kPa)	邻接相			强度(MPa)	破坏韧性值(MPa·m^1/2)
			有无	种类	含量(体积％)						邻接相
			有无	种类	含量(体积％)	1	氮	有			100	有	A			0.1	880	6.7	无
2	氮	有	120	有	B	1	氮	有	0.5	820	100	有	A	6.4	无	0.1	880	6.7	无
2	氮	有	120	有	B	3	氮	有	0.5	820	90	有	B	6.4	无	1	870	6.5	无
4	氮	有	150	有	A	3	氮	有	1.7	780	90	有	B	6.6	无	1	870	6.5	无
4	氮	有	150	有	A	5	氮	有	1.7	780	120	有	A	6.6	无	2.5	810	6	无
6	氮+氩	有	120	有	B	5	氮	有	0.4	870	120	有	A	6.2	无	2.5	810	6	无
6	氮+氩	有	120	有	B	7	氮	有	0.4	870	120	有	A	6.2	无	0.6	870	6.8	无
8	氮	有	120	有	A	7	氮	有	5	730	120	有	A	5.5	无	0.6	870	6.8	无
8	氮	有	120	有	A	9	氮	有	5	730	120	有	B	5.5	无	2.2	800	6.1	无
10	氮	有	120	有	A	9	氮	有	1.2	820	120	有	B	6.6	无	2.2	800	6.1	无
10	氮	有	120	有	A	11	氮	有	1.2	820	120	有	A	6.6	无	0.4	800	6.3	无
12	氮	有	120	有	C	11	氮	有	0.3	790	120	有	A	6	无	0.4	800	6.3	无
12	氮	有	120	有	C	13	氮	有	0.3	790	120	有	C	6	无	0.6	750	5.5	无
14	氮	有	120	有	A	13	氮	有	3.2	800	120	有	C	6.3	无	0.6	750	5.5	无
14	氮	有	120	有	A	15	氮	有	3.2	800	120	有	A	6.3	无	1.6	810	6.6	无
*16	氮	有	120	无	-	15	氮	有	-	620	120	有	A	4.9	有	1.6	810	6.6	无
*16	氮	有	120	无	-	*17	氮	有	-	620	120	无	-	4.9	有	-	600	4.6	有
*18	氮	无	120	无	-	*17	氮	有	-	550	120	无	-	4.9	有	-	600	4.6	有
*18	氮	无	120	无	-	*19	氩	有	-	550	120	无	-	4.9	有	-	580	4.7	有
*20	氮+氩	有	120	无	-	*19	氩	有	-	600	120	无	-	4.6	有	-	580	4.7	有
*20	氮+氩	有	120	无	-	*21	氮	有	-	600	70	无	-	4.6	有	-	530	4.9	有
*22	氮	无	70	烧成中试料破裂							70	无	-			-	530	4.9	有
*22	氮	无	70	烧成中试料破裂						*23	氮	-	90	无	-	-	560	4.8	有

加*的试料是本发明的范围之外的试料。

实施例2

用水对平均粒径为0.8μm的氧化铁(Fe₂O₃)的粉末、平均粒径为1μm的WO₃粉末进行湿式混合，所得到的料浆在100℃进行干燥，制作成预备混合粉末(P₁₂)。在由该预备混合粉末、氮化硅(Si₃N₄)粉末(平均粒径1μm、α化率90％、Fe杂质含量100ppm)、和Si粉末(平均粒径3μm、Fe杂质含量200ppm)构成的原料粉末中，混合作为烧结助剂的平均粒径1μm的Y₂O₃粉末，和平均粒径0.7μm的Al₂O₃粉末，与实施例1相同进行混合、造粒、成形，得到多个外径60mm、厚度45mm的圆柱型成形体。将所得的成形体在氮气氛中、600℃下保持3小时，由此进行脱脂。另外，使氧化铁粉、WO₃粉末、氮化硅粉末、Si粉末、Y₂O₃粉末、Al₂O₃粉末的质量比，成为1∶0.8∶10.3∶69.3∶13.6∶5(氧化铁粉的质量比是通过Fe换算的质量比，WO₃粉末的质量比是通过W换算的质量比，Si粉末的质量比是通过Si₃N₄x换算的质量比)。还有，通过BET法测定脱脂体的比表面积，结果为10～15m²/g。

将脱脂体放置于表面由氮化硅质构成的碳制的钵中，在实质上由氮构成的150kPa的氮分压中，以表3所示的3个步骤的温度、保持时间顺序氮化，进一步升温在120kPa的氮分压中1500℃下3小时、1770℃下10小时，在200kPa的氮分压中1800℃下3小时，顺序保持并进行烧成，得到由β型氮化硅质烧结体构成的本发明的试料。

与实施例1相同对得到的试料的弯曲强度进行测定。另外，镜面研磨烧结体截面，与实施例1相同，通过X射线微观分析仪(日本电子株式会社制JXA-8600M)确定W硅化物、Fe硅化物、含有W和Fe的硅化物，测量是否含有这些硅化物相互相接的结晶(邻接相)及其含量，另外，进一步测定邻接相的平均粒径。还有，通过SEM照片求出氮化硅的结晶的长径，算出平均值。还有，通过ICP发光分光分析，测定了4点弯曲强度试验后的试料中的W、Fe的含量。此外，通过粉末X射线衍射法确认了WSi₂、FeSi₂的结晶相的存在。另外，与实施例1相同，在650℃下进行热冲击试验，调查试料有无裂纹与破裂，此外将试料加热到750℃后，再度将试料投入到25℃的水中，调查有无裂纹与破裂的发生。

其结果，在全部的试料No.24～30中，观察到W硅化物、Fe硅化物、含有W和Fe的硅化物中至少两个相邻接的邻接相，另外长径的平均粒径为15μm以下。其结果，能够得到高的强度和破坏韧性值，同时即使通过650℃加热后的热冲击试验，也没有发生裂纹或破裂。

就试料No.29、30而言，邻接相的含量超过2体积％，通过750℃加热后的热冲击试验，发生了裂纹与破裂。在试料No.29中明确确认了W₅Si₃的存在，在试料No.30中明确确认了Fe₂Si的存在。

表3(1)

试料No.	Si粉末	氮化条件
	Si粉末	氮化条件						平均粒径(μm)	步骤1		步骤2		步骤3
	温度(℃)	保持(h)	温度(℃)	保持(h)	温度(℃)	保持(h)			步骤1		步骤2		步骤3
	温度(℃)	保持(h)	温度(℃)	保持(h)	温度(℃)	保持(h)	24		1	1100	10	1200	5	1300	5
25	19	1100	10	1200	5	1260	24	10	1	1100	10	1200	5	1300	5
25	19	1100	10	1200	5	1260	26	10	21	1100	10	1200	10	1260	10
27	42	1100	20	1200	20	1260	26	20	21	1100	10	1200	10	1260	10
27	42	1100	20	1200	20	1260	28	20	11	1100	5	1200	10	1300	10
29	50	1050	5	无		1260	28	5	11	1100	5	1200	10	1300	10
29	50	1050	5	无		1260	30	5	60	无		1200	5	1260	5

表3(2)

试料No.	氮化硅质烧结体							热冲击试验后的裂纹或破裂
	氮化硅质烧结体									长径的平均粒径(μm)	邻接相				破坏韧性值(MPa·m^1/2)	强度(MPa)
	650℃	750℃
			有无	WSi₂	FeSi₂	含量(体积％)
			有无	WSi₂	FeSi₂	含量(体积％)	24	12	有		有	有	1	5.3			750	无	无
25	13	有	有	有	0.4	6.4	24	12	有	800	有	有	1	5.3	无	无	750	无	无
25	13	有	有	有	0.4	6.4	26	12	有	800	有	有	0.5	6.5	无	无	820	无	无
27	8	有	有	有	1	6.7	26	12	有	850	有	有	0.5	6.5	无	无	820	无	无
27	8	有	有	有	1	6.7	28	6	有	850	有	有	0.7	6	无	无	810	无	无
29	12	有	无	无	2	5.6	28	6	有	750	有	有	0.7	6	无	有	810	无	无
29	12	有	无	无	2	5.6	30	15	有	750	无	无	2.2	5.8	无	有	750	无	有

实施例3

对平均粒径为0.3μm的氧化铁(Fe₂O₃)的粉末、平均粒径为0.4μm的WO₃粉末进行混合，并以Fe和W的质量换算比计为1∶1，与实施例1相同，进行预备混合，制作预备混合粉末。在该预备混合粉末中，与实施例2相同混合氮化硅粉末、Si粉末，分别以1质量％、1质量％、10质量％、70质量％(小计82质量％)称量氧化铁粉末、WO₃粉末、氮化硅粉末、Si粉末(Si₃N₄换算)，作为基础组成。

接着，变更平均粒径为0.5μm的Y₂O₃粉末、平均粒径为3μm的Al₂O₃粉末、平均粒径为2μm的SiO₂粉末的量并使它们小计为18质量％，然后进行添加，采用与实施例2相同的方法对全部粉末(总计100质量％)，进行混合、造粒后，成形、脱脂而制成脱脂体。将所得的脱脂体载置于氮化硅质的钵中，在实质上由氮构成的150kPa的氮分压中，以1050℃下20小时、1120℃下10小时、1170℃下小时，1300℃下3小时的各步骤(各步骤间以25℃/小时的升温速度升温)，顺序进行保持，在将Si氮化成α化率为90％以上的Si₃N₄后，进一步升温在120kPa的氮分压中1500℃下3小时、1770℃下10小时，在200kPa的氮分压中1800℃下3小时，顺序保持并进行烧成，制作成由β型氮化硅质烧结体构成的本发明的试料。

与实施例1相同，从所得的试料切出试验片，测定了弯曲强度、破坏韧性。Y₂O₃、Al₂O₃的含量是通过ICP发光分光分析对Y含量、Al含量进行定量分析，进而换算成Y₂O₃、Al₂O₃的(将如此换算的Y₂O₃和Al₂O₃的含量的总计设为G。)SiO₂含量，通过LECO公司制的氧分析装置测定总氧含量，将从总氧含量中除去在Y₂O₃和Al₂O₃的含量的总计G中含有的氧量而得到的剩余部的氧量，换算成SiO₂而求出。还有，氮化硅的粒径是通过测定已镜面研磨的烧结体截面的任意200μm×200μm的区域内的粒径而求出。还有，与实施例1相同，测定各试料有无邻接相。还有，使用TEM分析邻接相的结晶构造。

其结果，试料No.31～41含有由W硅化物和Fe硅化物构成的邻接相、或者由W-Fe硅化物(第3硅化物)和Fe硅化物构成的邻接相，该邻接相含有Fe硅化物围住W硅化物的邻接相，或者Fe硅化物围住W-Fe硅化物(第3硅化物)的邻接相。就这些邻接相所含的金属硅化物的结晶相而言，含Fe的硅化物是FeSi₂，含W的硅化物是WSi₂。还有，如表4所示，关于试料No.31～41，强度、破坏韧性值变高。还有，关于SiO₂/RE₂O₃比为0.2～10、Al₂O₃/RE₂O₃比为0.2～5的试料No.32～35、38～40，其相对密度超过97％，强度、破坏韧性值都得到特别的提高。

还有，关于SiO₂/RE₂O₃比不到0.2的试料No.31，其相对密度为97％，关于Al₂O₃/RE₂O₃比不到0.2的试料No.36，其相对密度为96％，内部的孔量不能显著地降低，因此强度没有显著地提高。还有，关于SiO₂/RE₂O₃比超过10的试料No.37，其相对密度很高为99％，但是晶界层所含的结晶相的均一分散不显著，强度、破坏韧性没有显著地提高。还有，关于Al₂O₃/RE₂O₃比超过5的试料No.41，其相对密度为100％的高强度，但破坏韧性值没有显著地提高。

表4

试料No.	摩尔比		强度(MPa)	破坏韧性值(MPa·m^1/2)
	摩尔比				SiO₂/RE₂O₃	Al₂O₃/RE₂O₃
	31	0.1			SiO₂/RE₂O₃	Al₂O₃/RE₂O₃	0.8	660	6.2
32	31	0.1	0.2	0.7	730	6.3	0.8	660	6.2
32	33	1.1	0.2	0.7	730	6.3	0.7	900	6.7
34	33	1.1	4	0.8	820	6.4	0.7	900	6.7
34	35	10	4	0.8	820	6.4	0.9	770	6
36	35	10	15	0.8	680	6.1	0.9	770	6
36	37	1	15	0.8	680	6.1	0.12	620	5.6
38	37	1	1.2	0.2	740	6.7	0.12	620	5.6
38	39	1.4	1.2	0.2	740	6.7	2.4	860	6.2
40	39	1.4	1.1	5	870	6.4	2.4	860	6.2
40	41	1.2	1.1	5	870	6.4	6.3	800	5.2

实施例4

除了在烧成工序中使从最高温度到800℃的降温速度为200℃/小时以外，均与实施例3的试料No.31～35相同，制造多个试料，以JIS R1601为基准测定4点弯曲强度。另一方面，对以JIS R1601为基准的4点弯曲强度测定用的试验片，在大气中1000℃下进行10小时的氧化处理后，以JIS R1601为基准测定4点弯曲强度。还有，通过X射线衍射来测定未经氧化处理的试料片和经氧化处理的试料片的表面，鉴定试料片表面的结晶相。

在任何试料当中，没有氧化处理的试料片都为高强度，但是因为试料No.42在晶界层中含有方柱石相(melilite)(RE₂Si₃O₃N₄)，所以通过氧化处理试验片表面激烈变色，发生微细的破裂，氧化处理后的试料片的强度极端地下降。

对此，就在氧化处理前的晶界层中含有非晶质玻璃相，磷灰石相、二硅酸盐相中至少一种的试料No.43～46而言，通过氧化处理使得晶界层含有磷灰石相、钙硅石相、二硅酸盐相中至少一种，即使在氧化处理后也具有高强度。关于该氧化处理后的试料的高强度的原因，被认为是在晶界层生成的晶界相(磷灰石相、钙硅石相、二硅酸盐相中至少一种)的最佳化，以及通过在试料表面生成的这些晶界相使试验片表面的研削伤消灭。

还有，晶界层所含的非晶质相(玻璃相)结晶化，成为磷灰石相、钙硅石相、二硅酸盐相中至少一种的试料No.43～46，在800℃的弯曲强度均表示为700MPa以上，确认了高温强度的提高。

表5

试料No.	实施例3中的试料No.	氧化前处理		氧化后处理
		氧化前处理		氧化后处理		晶界层中含有的相	强度(MPa)	晶界层中含有的相	强度(MPa)
		42	31	方柱石相	660	晶界层中含有的相	强度(MPa)	晶界层中含有的相	强度(MPa)	方柱石相	320
43	32	42	31	方柱石相	660	玻璃相+磷灰石相	730	钙硅石相+磷灰石相	770	方柱石相	320
43	32	44	33	玻璃相	900	玻璃相+磷灰石相	730	钙硅石相+磷灰石相	770	磷灰石相	950
45	34	44	33	玻璃相	900	玻璃相+二硅酸盐相	820	二硅酸盐相	970	磷灰石相	950
45	34	46	35	玻璃相	770	玻璃相+二硅酸盐相	820	二硅酸盐相	970	二硅酸盐相	820

实施例5

将Fe₂O₃粉末(平均粒径0.3μm)、WO₃粉末(平均粒径0.4μm)，与实施例1同样进行预备混合。另外，准备了氮化硅粉末(平均粒径1μm、α化率90％、Fe杂质含量200ppm)、和Si粉末(平均粒径3μm、Fe杂质含量300ppm)。使用所得的预备粉末，相对于将Fe₂O₃粉末、WO₃粉末、氮化硅粉末、Si粉末分别以质量比计10∶70∶1∶1(氧化铁粉末的质量比为通过Fe换算的质量比，WO₃粉末的质量比为通过W换算的质量比，Si粉末的质量比为通过Si₃N₄换算的质量比)进行称量的粉末100质量份，添加平均粒径为0.5μm的Y₂O₃粉末15重量份、平均粒径为0.7μm的Al₂O₃粉末7重量份、平均粒径为2μm的SiO₂粉末1重量份，与实施例1同样进行混合、造粒。使用得到的造粒体，通过成形压力80MPa，制成长200mm、外径150mm、内径130mm的圆筒状的成形体。将得到的成形体，与实施例1一样进行脱脂，与实施例1一样进行氮化、烧成。另外，成形体以成形体的圆筒形状的同心轴横置的状态放于炉内并进行烧成。

得到的氮化硅质烧结体，由于自重而形成径向塌陷的形状，通过100×{(最大外径部)-(最小外径部)}/(最大外径部)而求出变形率(％)。另外，对得到的烧结体截面进行镜面研磨，从该镜面的任意200μm×200μm(面积40000μm²)的领域除去氮化硅的结晶而测定晶界层部分的面积，将该晶界层部分的面积除以40000μm²而求出晶界层的面积比率，将该面积比率放大100倍，而作为晶界层的含量(体积％)。

如表6所示，确认晶界层的含量超过20体积％的试料No.51，其变形率有极端变大的倾向，但是晶界层的含量为20体积％以下的试料No.47～50，其变形率变小。

表6

试料No.	晶界层的含量(体积％)	变形率(％)
试料No.	晶界层的含量(体积％)	变形率(％)	47	5	3
48	8	6	47	5	3
48	8	6	49	12	11
50	20	19	49	12	11
50	20	19	51	27	52

工业上的可利用性

本发明的氮化硅质烧结体适用于如下的用途。

例如，可以适合地用作铝低压铸造用的点火(stoke)、燃烧器管、加热器管、TC保护管、压铸用的压铸管套，燃烧器管、加热器管、电热偶保护管、铸勺、浇铸型、热室(hot chamber)用的活塞、套管、喷嘴、活塞保持部件等铝熔液用构件。

还能够适合地用于热加工用的挤压辊、防滑钮(skid button)、锻造用的锻造模、高频淬火用的淬火工具、焊接用的溅射喷嘴、气动螺栓(airpin)、高温耐磨损用的衬材等与金属、钢铁有关的构件。

能够适合地用作粉碎机用的盘、套管、喷嘴、衬里、辊、介质、混合搅拌机用的槽、臂等部件，离心分离机用的套管、衬套等粉碎机用构件。此外，也能够适合地用作割刀、菜刀、工具、制纸、喷墨、流体轴承、工作机械或硬盘等轴承滚珠、钓鱼用具、线道、成形模具等构件。

还可以适合地用于电加工机用的线辊、捆丝导向器、绝缘板、金属塑性加工用的绞盘、弯曲辊、旋转辊、制罐用构件、激光加工机用的绝缘部件等加工机用构件。

还可以适合地用作挖掘部件用的耐磨损密封环、抽水用部件的大型纵轴承、高温用的球阀等泵部件用构件。

还可以适合地用作火力发电燃烧器部件的燃烧口砖、火焰稳定环、高温耐磨损部件的衬里材料、喷嘴等的能量用构件。

发挥耐热性、耐磨损性、偏差少的强度特性，还能够应用于涡轮转子、凸轮滚子、涡流室、排气控制阀、吸排气阀、摇臂、活塞销、密封环、含高压的燃料喷射泵部件、火花塞、陶瓷加热器等汽车引擎构件，和头衬(head liner)、气缸衬、活塞顶、气门、气门导管等内燃机构件，和涡轮转子、燃烧室、各种环、各种喷嘴等燃气涡轮机构件等的各种陶瓷引擎构件。

Claims

1.一种氮化硅质烧结体，其具有氮化硅的结晶，和含有以下第1～第3金属硅化物中至少2个的晶界层，其中，

所述晶界层具有第1～第3金属硅化物中至少2个相互相接的邻接相，

第1金属硅化物：由从Fe、Cr、Mn以及Cu中选择的至少一个的第1金属元素构成的金属硅化物，

第2金属硅化物：由W、Mo中至少一个的第2金属元素构成的金属硅化物，

2.根据权利要求1所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

所述第1金属元素为Fe，所述第2金属元素为W。

3.根据权利要求1或2所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

在所述邻接相中，按照第1金属硅化物围住第2金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成。

4.根据权利要求3所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

所述氮化硅的结晶粒子的平均粒径为15μm以下。

5.根据权利要求3或4所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

氮化硅质烧结体中的所述第1金属元素的含量计为0.2～10质量％，所述第2金属元素的含量计为0.1～3质量％的范围，含有所述第1金属元素比第2金属元素多。

6.根据权利要求4或5所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

是对含有Si粉末或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末、平均粒径为0.5～20μm的由所述第1金属元素的化合物构成的粉末、和平均粒径为0.1～5μm的由所述第2金属元素的化合物构成的粉末的粉体进行成形并烧成而得到。

7.根据权利要求1或2所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

在所述邻接相中，按照第2金属硅化物围住第1金属硅化物或第3金属硅化物的方式形成。

8.根据权利要求7所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

氮化硅质烧结体中的所述第1金属元素的含量计为0.01～2质量％，所述第2金属元素的含量计为0.2～10质量％的范围，含有所述第2金属元素比第1金属元素多。

9.根据权利要求7或8所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，

对含有Si粉末或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末、平均粒径为0.1～5μm的由所述第1金属元素的化合物构成的粉末；和平均粒径为1～30μm的由所述第2金属元素的化合物构成的粉末的粉体进行成形并烧成而得到。

10.一种氮化硅质烧结体的制造方法，其特征在于，具有：

原料制造工序，在Si粉末或者Si粉末和氮化硅粉末的混合粉末中，混合预备混合粉末，而制作原料粉末，其中所述的预备混合粉末是预先在平均粒径为0.1～20μm的Fe、Cr、Mn以及Cu中至少一个的第1金属元素的化合物中，将平均粒径为0.1～30μm的W、Mo中至少一个的第2金属元素的化合物进行湿式混合、干燥而得到；

脱脂工序，在实质上由氮气、氩气、和它们的混合气体构成的气氛中对所述有机结合材料进行脱脂而制造脱脂体；

氮化工序，在实质上的氮气气氛中将所述脱脂体变换成氮化体；

11.根据权利要求10所述的氮化硅质烧结体的制造方法，其特征在于，

作为所述预备混合粉末，使用平均粒径为0.5～20μm的所述第1金属元素的化合物、和平均粒径为0.1～5μm的所述第2金属元素的化合物，

氮化硅质烧结体中的所述第1金属元素的含量计为0.2～10质量％，所述第2金属元素的含量计为0.1～3质量％的范围，在氮化硅质烧结体中所含有的所述第1金属元素比所述第2金属元素多，从而制造。

12.根据权利要求10或11所述的氮化硅质烧结体的制造方法，其特征在于，

所述烧成工序的降温速度为50℃/小时以上。

13.根据权利要求10所述的氮化硅质烧结体的制造方法，其特征在于，

作为所述预备混合粉末，使用平均粒径为0.1～5μm的所述第1金属元素的化合物，和平均粒径为1～30μm的所述第2金属元素的化合物，

氮化硅质烧结体中的所述第1金属元素的含量计为0.01～2质量％，所述第2金属元素的含量计为0.2～10质量％的范围，氮化硅质烧结体中含有的所述第2金属元素比第1金属元素多，从而制造。

14.一种耐熔融金属用构件，其特征在于，

使用了权利要求3～6中任一项所述的氮化硅质烧结体。

15.一种耐磨损用构件，其特征在于，

使用了权利要求7～9中任一项所述的氮化硅质烧结体。