JP2002514998A

JP2002514998A - 高密度および熱衝撃耐性セラミック物質および製造法

Info

Publication number: JP2002514998A
Application number: JP53634396A
Authority: JP
Inventors: ハンスマ，アーノルド
Original assignee: エイ．エイチ．キャスティングサービセズリミテッド
Priority date: 1995-06-02
Filing date: 1996-06-03
Publication date: 2002-05-21
Also published as: ATE318199T1; EP0879122A1; US6544458B1; EP0879122B1; AU721993B2; CA2223248A1; DE69635838D1; MX9709424A; WO1996038278A1; AU5775896A

Abstract

(57)【要約】高密度、上昇した弾性率および少くとも３００℃の温度変化に耐える性能によって測られた熱衝撃性の、好ましい組み合わせを有するセラミック物質が製造される。このセラミック物質は、セラミック構造をつくり、それを制御されたマクロおよびミクロクラック構造を形成するような少くとも一つの熱処理を行い、そしてこの様式で処理した構造をここに列挙したような性質の好ましい組み合わせを有する最終的なセラミック物質を形成するように静圧下で更に加熱することによりなる方法で製造される。本発明は、物質、その製造法およびこれらから組み立てることができる前以て定められた性質を有する種々の製品に拡張される。例えば、シリンダー挿入物あるいは内燃機関の製作、および集積回路装置のパッケージングが本発明のセラミック物質から製造され得る。

Description

【発明の詳細な説明】高密度および熱衝撃耐性セラミック物質および製造法発明の背景本発明は一般的にセラミック物質に関し、更に詳細にはその物質および増加した密度と熱衝撃耐性か達成するためのそれらの製造法に関する。従来の技術の記載セラミック物質は現代工業の肝要な部分になりつつある。新規な進歩したセラミック物質の応用は著しい経済性、生産性向上および製品市場拡大に貢献することができる。工業は、変形に抵抗性のある室温での高い強度と高温での高い強度の両方を有し、損傷耐性であり、熱応力や機械応力が因子であるような破断、腐食や侵食に抵抗性がある物質を必要としている。通常、高密度セラミック物質の熱衝撃耐性は比較的低い。新しい物質が、原子、電子、粒界、ミクロ構造およびマクロ構造を含む、異なった組成および数種の異なった構造に関連した多くの原理を用いて世界的に開発されている。幾種かのセラミック製品は高純度物質、例えば、実質的に完全な特殊セラミック成分または物質から組立てられるのが好ましい。そのような物質は、構造上、多結晶体であり、かつ、切断器および摩耗耐性が重要な性質および能力であるようなその他の機材の製作のような製品に利用されている。そのような高密度物質の製造のための代表的な技術は米国特許第５,３４２,５６４号ウエイ（Wei）等に記載されているものが含まれる。ウエイ等は、未焼結体を熱衝撃を与えるような温度に加熱する特定の急速焼結方式により高密度のアルミナ−炭化チタン複合材の製法を提案している。しかしながら、一般的に、熱衝撃耐性や破壊靭靱といった性質の改善は、他のセラミックあるいは炭化チタンのような耐火材料を実質的にドーピングすることにより達成することができる。更に開示された方法は、未焼結体の熱衝撃を避けるために注意深く制御した加熱が必要であり、そして明らかに、そのような性質を達成することは期待できず、また実際達成できないのである。既に記載されている高密度セラミック物質の製法における欠点の一つは、広範な亀裂の広がりがおこることおよびそれに相当する使用に際しての破砕の可能性である。例えば、自動車部品の製作に通常使用されるような型の金属鋳造管のセラミック物質の製作は、この製作において思いもしない破砕や破損を引き起こし易いことに起因し、非常に困難であり、かつ、高密度の材料を使用するので、高価な製作となる。一般的に、そのような管は、最初製作し、冷却縮小させて、使用に際し放棄されるケーシングに入れられる。使用時に、焼結体は極端な温度変動を受け、高密度と熱衝撃損傷に対する感受性のために、屡々、取替えねばならず、装置および作業休止時間に関し、製作者にとっては多大なコストかかる。しかも、同時に、射出筒として使用される物質の密度は高くなければならず、事実、出来るだけ理論値に近くなければならず、それで、これらの物質は連続鋳造工程の擦り減らす力に耐えねばならない。米国特許第３,８８７,５２４号カーフナー（Kirchner）等は、改善された強度と熱衝撃特性とを組み合わせたアルミナ体を製造しようとし、最初に１７５０℃ の温度に上昇させ、そして約２５０℃以下の温度に保った液体焼入れ媒体中で焼入れを行っている。この特定の焼入れ媒体は油・水エマルジョンであり、幾種類かの油が提案され、例示されている。しかしながら、カーフナー等により製造された物質は、ここで関係のある製品の高密度特性を示すことを意味していない。事実、示された曲げ強度特性によれれば、そのような性状は期待できない。これと同様な問題は米国特許第５,１３９,９７９号アンダーソン（Anderson）等にもある。この特許ではアルミニウム・チタン複合体が製造されているが、このものは改善された熱衝撃耐性、高い機械強度および低い熱膨張率を示している。アンダーソン等の表４によれば、特許権者により記載された性質の物質は理論値よりも実質的に低い密度を示している。これは更に、高密度で改善された熱衝撃耐性は一般的に、一つのセラミック体で両方を達成することはできないと技術上理解されていることを証明している。両方の性質は達成が望まれており、特にこれらの性質の組み合わせは、広範な市場および他の工業的応用を有する物質を作り出すのであるから、それ故、必要性が認識されており、それは以下に述べる本発明によって実現されると信じられる。発明の要約本発明によって、既知のいかなるセラミック物質においても見出されていない性質の組合わせを示すセラミック物質が開示される。特に、本発明のセラミック物質は、理論値に近付いた極高密度と、同時に、増加した弾性率、および、著しく改善された熱衝撃耐性の組合わせを示している。この熱衝撃耐性は、セラミック物質またはそれから生成した構造による変化や、極端な破損やそのような構造破壊の変化をおこすことなく、該セラミック物質の急速な上昇焼入れにおけるような３００℃以上の温度における変化に耐えるセラミック物質の性能によって測定される。例示的なセラミック物質は、アルミナ、ジルコニア、二酸化チタン、二酸化トリウム、シリカ、マグネシア、カルシア、それらの窒化物、それらの炭化物、窒化アルミニウム、窒化珪素、窒化ほう素、炭化ほう素およびこれらの混合物、アルミナ、窒化アルミニウムおよび窒化珪素の混合物は特に模範的である。特別の例示においては、セラミック物質は、アルミナ、より詳しくは、それぞれ、純度８５％、９６％および９８.８％のアルミナから成っている。ここにおける例示として３.８ｇ／cmn³のオーダーの密度および６５０℃ 以上の熱衝撃耐性は本発明の内で達せられる。本発明は、また、アルミナ、ジルコニア、マグネシア、シリカおよびカルシアのような物質で製造された複合材料に拡張される。更に、物質の混合物も企図される。それ故、例えば、７５％乃至９０％のアルミナ、残余はジルコニアを含んで製造された複合材料も含まれる。本発明によるセラミック構造または製品は以下の工程により製造される。第１の実施態様において：（Ａ）該セラミック構造を形成させ；（Ｂ）段階（Ａ）のセラミック構造に対し、該セラミック構造の大きさおよび形ならびに弾性率に関連する特性Ｋ因子に関連して決定されるような５０,０００psiのオーダーの圧力または応力を適用し、（Ｃ）段階（Ｂ）と同時に、該セラミック構造の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック構造の熱容量、熱伝導度および熱膨張に関連する特性Ｋ因子に関連して決定された該物質の弾性限界を越えさせ；かつ（Ｄ）少なくとも１回の頻度で、該セラミック構造内で平衡温度に達するに充分な時間およびそれにより少なくとも段階（Ｂ）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、段階（Ｂ）および（Ｃ）の条件に沿った処理を行う。類似の製法が本発明の製造法に従って以下のように実施され得る：（Ａ）該セラミック構造を提供し、それを内部の制御されたマクロおよびミクロ破砕領域の形成を促進するように、少なくとも１つの第１の熱処理を受けさせ；そして（Ｂ）段階（Ａ）に従って処理したセラミック構造を、セラミック体が異方性多結晶形に変換するような正接静圧（tangential static pressure）下に該セラミック構造を置いて、少なくとも１つの第２の熱処理を受けさせる。後者に挙げた実施態様の方法は、最初のセラミック体を約１２００℃までの温度で第１の加熱を行い、次いで、熱処理体を室温まで冷却し、あるいは約２０℃の温度に冷却することより成っている。加熱および冷却の両者は、急速に、例えば、１００℃／秒よりも高速で行うことが望ましい。加熱は、空気中で行うことができ、また、冷却は液体媒体、例えば、水により行うことができる。この場合に冷却したものは、後で乾燥される。この工程の第２の段階または処理は、セラミック物質の結晶構造の変化をもたらすと信じられている加熱および圧力の適用を含む。特に、この工程の段階（Ｂ）はセラミック体を、圧力または応力、更に詳しくは、約１０,０００psiから約２８０,０００psiの範囲の応力、そしてより詳細には、約６０,０００psiから１５０,０００psi、そして最も詳細には、少なくとも９０,０００psiのレベルの圧力または応力を適用して、約１２００℃までの温度に加熱することを含む。この第２の処理段階の実行は、以前にはみられなかったセラミック体の結晶構造に変化するものと信じられる。より重要には、得られたセラミック体は、本発明の反映として至適な密度、強度および熱衝撃耐性を創出している。この工程の両段階は複数回行うことが好ましい。特に第２段階は、そのような繰返しの実行によって全ての望ましい性質における好ましい改良をもたらすことが見出された。本発明は、また、前以て生成したセラミック構造および製品の処理にも拡張される。すなわち、実施態様として以下の工程が行われる：（Ａ）該セラミック構造に対し、該セラミック構造の大きさおよび形ならびに弾性率に関連する特性Ｋ因子に関連して決定されるような５０,０００psiのオーダーの圧力または応力を適用し、（Ｂ）段階（Ａ）と同時に、該セラミック構造の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック構造の熱容量、熱伝導度および熱膨張に関連する特性Ｋ因子に関連して決定された該物質の弾性限界を越えさせ；かつ（Ｃ）少なくとも１回の頻度で該セラミック構造内で平衡温度に達するに充分な時間およびそれにより少なくとも段階（Ａ）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、段階（Ａ）および段階（Ｂ）の条件に従った処理を行う。更なる本発明の実施態様において、高密度、増加した弾性率および増加した熱衝撃耐性の好ましい組み合わせを有するセラミック体の製造法は、セラミック体を約６７５℃の温度に短時間加熱し、同じく短時間冷却し、次いで約１１００から約１３００℃の範囲の温度で物質を安定化するために加熱処理を行うことからなる第１の加熱段階により製造されることである。このように処理したセラミック体は、約６６０℃以下の温度で熱循環処理に付して、少なくとも９０,０００p siの圧力下におくことにより、最終的に好ましい性質の組み合わせを、得られたセラミック体に与える。セラミック体の性質を確かめるために中間時の測定にとり調節およびモニターされることによる工程の繰り返しは、前以て定められたレベルで行うことができる。本明細書および特許請求の範囲における急速上昇焼入れ（upquenching）は、セラミック物質表面の露出部を、例えば、熔融アルミニウムと接触させることにより行い得る。これは、熔融金属を金属鋳造操作中、セラミックショットスリーブ（ceramic shot sleeve）の表面に対し、注ぐときと同じ方法が行われる。これに関連して、本発明は、金属鋳造方法、たとえば、通常のエンジン製作に使用される円筒型ショットスリーブにおいて使用される項目に拡張され得る。同様に、本発明に従って実施されるような応力の負荷は、得られたセラッミック体に好ましい異方性を与え、それは更に好ましい性質、例えば、電気伝導度、その他のような好ましい性質を与える。本発明により製造されたセラミック体により示された種々の性質は、結晶容量の減少、熱衝撃耐性および単位容積当りのミクロークラック数の増加およびこれらの均一な分布、密度の増加および腐食、侵食および摩耗抵抗性の増大である。このようにして、本発明によって製造されたセラミック体は、多くの製品領域に好ましい型で応用される好ましい性質を多く有している。例えば、本発明のセラミック体は以下に使用され得る、アルミニウムダイカストまたは射出成形；化学品製造、および特に、化学品複合材料の製造の添加物、化学プロセスにおいて使用される装置、ここで、特に、不活性物質による最終産物の汚染を減少させるために好ましく使用される；航空部品、例えば、断熱材、タービンブルード、シール、ノズルおよび同様の構造物；医学および科学製品、これには、人工器官装置、科学用装置および実験室用具を製造するための製造用機器を含む；電子ならびに電気機器、例えば、集積回路のパッケージング、電子光学機器、ピエゾ電気装置、回路基板、抵抗器、サーミスター、その他；およびセラミック成形および切断器具などがある。それぞれの例において、最終物の特定の性状は前以て決定され、そして特定の工業利用に適合するように、得られるセラミック体の適用性を最大にするようにされる。更に詳しくは、本発明は、例えば、乗用車用、トラック用、工業機器用、その他このタイプの起動力が使われるような用途用、の内燃機関の製造における用途のシリンダー製造に拡張される。内燃機関の製造は、屡々、エンジンブロックのような基本的な構成部分の鋳造を含む。別に、エンジンブロックの鋳造操作は、金属が鋳造される鋳型内にシリンダー部材をおくことによりシリンダーチェンバーを決定することを含む。このシリンダー部材は、通常、セラミック成分から作られるが、それは、繰り返し行われる鋳造処理において、寸法安定性および安全性を保つために、充分な密度および熱衝撃耐性を有しなければならない。本発明の優れた点は、ここで製造されるインサートが箸しく改善された安定性および使用寿命を示すことである。従って、本発明は、内燃機関の製造において使用するためのシリンダー部材またはインサートに拡張される。このシリンダーインサートは、理論値に近い密度、増加した弾性率および３００℃以上の温度差に耐える性能により測定された熱衝撃耐性の増加の組み合わせを示すセラミック物質から製造される。一般に注目される本発明セラミック物質の更なる利益は、その改善された熱衝撃耐性が対応する電気的性質、例えば、改善された電気的損失因子および静電容量のような性質をもたらすことである。従って、本発明のセラミック物質は、集積回路を含むセラミック構造の製造に特に有用である。このような構造は、また、マイクロチップとしても知られており、それで、本発明の物質は、セラミックパッケージング製造にも使用可能である。本発明の方法は、例えば、数時間内に、望ましい性質の組み合わせを有するセラミック体を達成するために、急いで行われる。従って、本発明の第一の主要目的は、高密度および高い熱衝撃耐性の望ましい組み合わせを有するセラミック体を提供するにある。本発明の更なる目的は、処理中の性質が信頼性と経済性で以て特徴付けられる、前記したセラミック物質を提供するにある。本発明の更に別の目的は、種々の工業および技術利用の広範な使用を託す好ましい性質を与えるような前記したセラミック物質を提供するにある。本発明の更に別の目的は、該製造法は迅速かつ経済的な方法であり前記したようなセラミック体の製造法を提供するものである。本発明の更に別な目的は、広範な工業応用性を有する種々の製品を、本発明によって製造されたセラミック物質から組み立てることによる製品を提供するにある。その他の目的および利益は以下の図面を参照した以下の記載のレビューから当業者には明らかになるであろう。図面の簡単な説明第１図は、本発明の実施を例示するセラミック結晶構造の模式を描いた概略図である。第２図は、本発明の方法の実施の結果を示すグラフである。第３図は、本発明により製造されたセラミック物質の“Ｙ”方向における中性子線回折測定の結果のグラフである。第４図は、本発明により製造されたセラミック物質の“Ｘ”方向における中性子線回折測定の結果のグラフである。第５図は、中性子線回折せしめられた立方体型標本の座標系における方向角を３次元で描いたグラフである。第６図は、標準標本ＯＴＳについての回折ピーク強度極図である。第７図は、標準標本ＵＲＱ２ＴＳについての回折ピーク強度極図である。第８図は、標準標本Ｏ２ＴＳについての回折ピーク強度極図である。第９図から第１３図は、本発明により製造された物質標品のＸ線吸収解析の実施の結果および比較を示す。第９図は、ＵＰＱ試料について近端部におけるＡｌＫ−端吸収スペクトルを描いたもの。第１０図は、ＯＴＳ試料について近端部におけるＡｌＫ−端吸収スペクトルを描いたもの。第１１図は、１５７２−１６００ｅＶにおける第９図および第１０図の比較を示す。吸収スペクトルにおける僅差に注目せよ。第１２図は、第１１図で示した領域の第１導関数の比較を示す。第１３図は、ＴＳとＵＳＱ２ＴＳＹを１つのバックグラウンドを調節して比較したものである。好適な実施態様の詳細な説明本発明は、セラミック物質および製品に関し、ここにおいて製造されたものは改善された性質の組み合わせを有しており、それは種々の構造的並びに電気的の応用に著しく適している。本発明のセラミック製品は高く、理論値に近い密度および増加した弾性率および増加した熱衝撃耐性の組み合わせを示す。そしてその熱衝撃耐性は、３００℃以上、より詳細には６５０℃以上の温度変化で内部に亀裂が生じない温度における変化に耐えるセラミック物質から形成された構造の性能により測定される。このような温度変化は、セラミック物質の急速な上昇焼入れ（up−quenching）により生じ、ここに例示したように、セラミック物質の表面に熔融金属、例えば、熔融アルミニウムの流れを適用することにより生じ得る。本発明によらないで製造されたセラミック物質は亀裂とひび割れを生じ、処理したときに砕けて崩壊する。特別な実施態様において、本発明により、アルミナから製造されたセラミック物質は、例えば、３５９ＧＰａ以上の弾性率および３.８ｇ／cm³のオーダーの密度を示す。６５０℃以上の温度変化に耐える性能が本発明のセラミック組成で達成された。適当なセラミック物質が、知られている物質から製造され得る。これは、アルミナ、ジルコニア、二酸化チタン、二酸化トリウム、シリカ、マグネシア、カルシア、それらの窒化物、それらの炭化物、窒化アルミニウム、窒化珪素、窒化ほう素、炭化ほう素、キン青石、シアロンおよびこれらの混合物を含む。ここに制眼なしに例示される特定の物質は、アルミナ、窒化アルミニウムおよび窒化シリコンを含み、市販のアルミナを基に特定の組成を有し、それはＡｌ₂Ｏ₃がそれぞれ８５重量％、９６重量％および９８.８重量％のグレードのものを含む。代表的なアルミナ組成は９８.８重量Ａｌ₂Ｏ₃から成り、差はＭｇＯ、ＳｉＯ₂、ＣａＯ₂から成っている。企図された物質には均一に処方されたこれらの個々の物質を含み、同様に、例えば、第２のエレメントをドープした第１のセラミックエレメントが優勢である。その他の複合材料物質も含まれる。典型的な例としては、ジルコニアをドープしたアルミナを包含する。本発明のセラミック物質の特徴は、独特の結晶構造であり、従って、新しい構造状態の展開にある。この状態は、この種のセラミック物質には以前に見られなかった高密度と、改良され増強された熱衝撃耐性の組み合わせを与えているものと信じられる。本発明により製造されたセラミック物質によって示されたこの好ましい性質の組合わせは、本セラミック体の処理方法により大部分与えられたものであり、それには以下のものが含まれる：（Ａ）該セラミック物質に対し、そのセラミック物質の大きさおよび形ならびに弾性率に関連する特性Ｋ因子に関連して決定されるような５０,０００psiのオーダーの正接応力または圧力を適用し、（Ｂ）段階（Ａ）と同時に、該セラミック物質の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック物質の熱容量、熱伝導度および熱膨張に関連する特性Ｋ因子に関して決定された該物質の弾性限界を越えさせ；かつ（Ｃ）少なくとも１回の頻度で、該セラミック物質内で平衡温度に達するに充分な時間、およびそれにより少なくとも段階（Ａ）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、段階（Ａ）および（Ｂ）の条件に従った処理を行う。上記の工程は、述べたように、既に生成されたセラミック体および構造に、それらの構造および状態を増強するために、適応することができ、そしてこれに関して、本発明の方法は、別の通常の方法の一部として行われる一連の段階としても含まれ得る。言換えれば、本発明方法は、セラミック物質の製法を包含し、そこで物質が製品または形状として形成され、そして、上述した方法が完成されるような製造法の概念を包含する。従って、そして本発明の別の実施態様においては、本発明の改良された性質を有するセラミック製品または構造の製造または製作方法は以下より成り立っている。（Ａ）該セラミック構造を形成させ；（Ｂ）段階（Ａ）のセラミック構造に対し、セラミック構造の大きさおよび形ならびに弾性率に関連する特性Ｋ因子に関連して決定されるような５０,０００p siのオーダーの応力を適用し、（Ｃ）段階（Ｂ）と同時に、該セラミック構造の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック構造の熱容量、熱伝導度および熱膨張に関連する特性Ｋ因子に関して決定された該物質の弾性限界を越えさせ；かつ（Ｄ）少なくとも１回の頻度で、該セラミック構造内で平衡温度に達するに充分な時間およびそれよりも少なくとも段階（Ｂ）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、段階（Ｂ）および（Ｃ）の条件に沿った処理を行う。ことより成るセラミック構造の製造方法である。本発明の方法は、別の形式においても実行され得るが、それによるセラミック物質は以下ににより製造される：（Ａ）セラミック体を形成し、それを内部の制御されたマクロおよびミクロ破砕領域の形成を促進するように、少なくとも１つの第１の熱処理を受けさせ；かつ（Ｂ）段階（Ａ）に従って処理したセラミック体を、そのセラミック体が異方性多結晶形に変換するような圧力または応力下にセラミック体を置いて、少なくとも１つの第２の熱処理を受けさせることよりなる。この実施態様において、第１の段階（段階Ａ）は、望ましい均一性を展開し、終局的には好ましい密度と熱衝撃耐性の性質を与えるに適した、限定されたミクロおよびマクロの亀裂の制御された増殖を与えるようにセラミック体の初期の条件付けを表わしている。従って、セラミック体はこのセラミック体を約１２００ ℃以下、より好ましくは約６７５℃以下の温度での初期前加熱を含む熱処理工程に付される。次いで、約２０℃のオーダーの温度にセラミック体を急速冷却または下降焼入れ（downquenching）を行う。この冷却または下降焼入れはセラミック体を冷却液または冷媒に接触するように浸すことで実行され得る。冷却液が使用される場合、そのような液は水または他の公知の冷却液、例えば、低障害焼入れ液、その他が挙げられる。この観点から、本発明は、その精神と範囲内に、そのような適当な冷却液の全てに拡張することを意図している。更に詳しくは、本発明の第１または調整熱処理は複数回行われ。１００℃／秒のような模範的な割合の温度変化の加速速度で行われる。冷却液が使用される場合で熱循環が完了すれば、セラミック体は乾燥され、そして更に約１１００℃から約１３００℃において加熱処理または熱安定化が必要に応じて行われる。この第１加熱段階の実行は、先に示したように、均一なセラミック体の製造のための段階を設定するために行われるものである。というのは、出願人の観察では、セラミック体および特に厳しい温度に曝されたセラミック体は、屡々、広範な使用時に亀裂および破損を生じる。本発明の展開は、熔融金属ダイキャスト装置において有用なショットスリーブについての出願人の努力の結果として生起したもので、例えば、出願人の米国特許第５,３２２,１１１号に開示されており、その開示は文献としてここにとり入れられる。出願人はこのような装置についてのセラミックライナーは、熔融金属が鋳造されるような場合に生ずる、突然の極端な熱に曝されるときに屡々破損し、使用寿命が制限される。これまで、著しい温度変動に抵抗性を有するセラミック体の製造は、常に、好ましくない制限や、出来上がったセラミック体の強度や密度の減少を伴うものであった。一般的に、問題の２つの性質は相互に相容れないものであり、それ故に休止時間および再設置の時間について、保証のない、好まれない費用が、ここに挙げたような型のキャスティング装置の使用に際して、工業関係者によって経験されていた。改善された性質を有し、この不利益を解消し、金属キャスティング関連の製造コストの削減をもたらす、セラミック体を開発する課題を出願人が設定したのは、そのためなのである。出願人は、ここで企図された型のセラミック製品の損失率は、セラミック体を、最初に、均一で制御された亀裂が増殖発生するように処理することにより部分的に減少することを見出した。本発明方法の第１段階が開発され、成功裡に実行されたのはこのような状況においてである。以下の定義が本発明の実行において出現する用語の幾つかとして提示される。特に幾つかの因子は本発明の実施を行うパラメーターを決定するために挙げられる。そしてこれらは以下に述べられている。Ｋ−因子の定義一次Ｋ因子（Ｋ¹）は弾性係数、ヤング率または弾性率である。本発明に関連しては因子は、比例限度内での単軸応力条件に対する単位張力または圧縮ひずみに関する単位張力または圧縮応力の変化率について観察することができる。圧縮下の物質の弾性挙動は、比例限度内の範囲内での張力下の挙動と同じであり、そして圧縮応力−ひずみ曲線は単に引張り応力−ひずみ曲線の延長に過ぎない。弾性率は物質の原子内結合の強度に関する指標である。結晶物質における最大弾性ひずみは通常非常に小さいが、このひずみを生じるに必要な応力は通常大きい。この応力−ひずみ比率（弾性率）は高い。なぜなら与えた応力は一次結合（イオン性または共有）の復原力に働くからである。結果として、弾性率は物質がその化学結合内の応力またはひずみを確実にするための態力である。セラミック体がおかれた条件下で応力を定義する別の用語はせん断弾性係数（または剛性）として知られており、これは単位面積当りの接線力をラジアンで表わした角変形により除したものにより定義される。更なる測定単位は体積断性係数であり、これはセラミック体上の圧力のその容積のわずかな減少の比として定義される。第２のＫ因子（Ｋ²）、熱伝導率、は物の熱を伝導する態力の単位である。表面に対し垂直方向に均一物質の無限の平板の単位厚さを通して定常的な熱の流れの時間比であって、単位温度差により導かれる。断面物質のブロックに対してＡ、単位時間当り移動するエネルギーＥ／ｔ、面の間の距離、ｌ、距離はＥ／ｔ＝λＡ（Ｔ₂−Ｔ₁）／ｌ、ここにおいてえは伝導度、Ｔ₂およびＴ₁は表面の温度である。関連する用語および単位は熱拡散率である。熱拡散率は熱伝導度を単位質量当りの密度および熱容量の積で除することにより与えられる特性である。第３のＫ因子、（Ｋ³）、は熱容量である。熱容量は目的物または標本に対し供給された熱に対するそれに従った温度上昇の比として定義される。関連する用語、比熱、は物質の単位質量に対し供給された熱の、それに従って上昇する温度の比によって定義される。特に、物質１ｇの温度を１度上昇するに必要な熱量である。第４のＫ因子（Ｋ⁴）、は熱膨張であり、これは温度の単位度数変化当りのセラミック体のわずかな次元変化として定義される。熱膨張は結合エネルギー、熱膨張係数、および弾性率（ヤング率）と比較され、以下の例示的関係を有する：もし結合エネルギーが高ければ、熱膨張率は小さくなりヤング率は高くなる。未処理セラミック物質を変換するの必要な力は、４つのＫ因子に関連しているので、形および大きさによる（断面が小さくなればなるほど、および直線方向が小さくなれば小さい程、温度上昇が急速に上昇すると標品の性態が増加する。なぜなら熱伝導度は形および大きさ依存性（Ｋ²）であるからである）。適用された活性化エネルギーが最初の物質の元の弾性限度Ｋ¹ より大きい応力−ひずみを生じるとき凝縮物質が転位されることが、上記方法により提示された。このような本条件下では、処理物質において原子構造および化学結合が変化し、新しい物質の状態、新しい構造および新しい性質が創出される。このことは、原物質の劇的な熱衝撃耐性の上昇により注目される。なぜなら熱衝撃耐性はエネルギーを吸収した消散したりする物質の能力に関連しているからである。本発明の工程（Ａ）の実施により製造されたセラミック体はそのような制御されたマクロ−およびミクロ−クラッキングを示し、そして、公知技術により製造されるであろうそれらセラミック体をしのぐ改善を示している。本発明方法の第２のおよび等しく重要な事項は、近理論密度おほび高熱衝撃耐性の究極のセラミック製品を達成するための、制御されたマクロ−およびミクロ−クラッキングを配置したセラミック体の更なる処理に関する。従って、特別の観点において、本発明の方法は、セラミック物質の横造および性状を変換することを探究している。本方法は、セラミックライナー／シリンダーでアルミナを含み、常温で、炉に置かれ約９８２℃に予熱されたもので例示される。炉にセラミックを設置することで、一次的な温度低下がおこる。炉を元に回復させ、そしてセラミックが完全の元の温度の飽和したとき、炉を止める。セラミックは常温にゆっくりと冷却する。処理したセラミックは圧力器にかけ、初期圧力約５０，０００ｐｓｉのオーダーで接線方向に圧力をかける。セラミックは次いで、活性エネルギーの特異的な上昇に処する。活性化エネルギーは、セラミック内に含まれている多結品体物質の物理−化学的相互作用を変化させるのに必要である。このエネルギーは、種々の方法により適用され得る。それは、限定はされないが、機械的衝撃、超音波処理、変調電磁波、および時間対温度対圧縮サイクリングが含まれる。この工程は、多結晶性アルミニウムオキサイドにおいて、提示されたように、熱衝撃耐性の顕著な上昇（ΔＴ７００℃以上）、また熱膨張係数の顕著な減少（Ｔ＝３０−４００℃）、で元の物質の全密度を保持しているものをもたらした。例えば、最初の熱膨張係数は７．７４ｘ１０^-6と測定されたが、それを最終点の物質と比較すると、４．６９ｘ１０^-6／℃と測定された。この得られた新セラミックは、炉において最初の上昇焼入れ（ｕｐ−ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行い、下降焼入れ（ｄｏｗｎ−ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）なしでも作られる。即ち、セラミックは上記方法におけるように直接圧縮にかけ、活性化エネルギーを与える。熱衝撃耐性は、疲労または破損なしに急速にエネルギーを吸収および消散する物質の性能により特徴づけられるから、スパイク誘発電圧変動（ｓｐｉｋｅｉｎｄｕｃｅｄｖｏｌｔａｇｅｓｕｒｇｅ）により電流の急激な上昇にあったとき電子機器に生じる同様の事故または失調に言及することができる。このようなサージは多くの事柄で生じ得る、例えば照明の点灯、欠陥モーター等。本方法の直接の改善により、商業的量で本物質の製造時間の短縮が可能となった。新しい性質のセラミックをより早く製造できるばかりでなく、カスタムフォーマットによる製法も可能である。このことは物質が特定の用途用に特別生産できることを意味している。本発明方法の付加価値は生産者に特定の製品と部材の信頼性と寿命の増加した製法を提供することになる。本発明から恩恵をもたらす代表的な製品は、なかんづく、工業用、自動車用、発電所用その他用のマイクロチップ、アルミニウム・ダイ・キャスト工業用のショットスリーブ（ｓｈｏｔｓｌｅｅｖｅｓ）、プランジャーおよび鋳型インサート、および自動車分野のシリンダー・ライナー、ターボチャージャー部品、航空分野における用途などを含む。電子工業用としては、特定の応用、回路基板材、半導体物質および超電導物質およびピエゾ電気装置を含む。更に本発明によれば、一例示として工程（Ａ）の実施により製造されるセラミック体は、制御された微小亀裂を展開するための処理を含み、圧力および応力と共に高温を含む処理に曝らされ、セラミック体の結晶横造の変性がおこり、本発明に示された改善された性質の組み合わせを有するセラミック体の開発への道を開くのである。工程（Ａ）により製造された、例えばアルミナより成るセラミック体は、約１２００℃までの範囲、より特別には、約２０℃から約１２００℃までの範囲の熱処理を施し、その間セラミック体は、約１０，０００ｐｓｉから約２８０，０００ｐｓｉ、より好ましくは約６０，０００ｐｓｉから約１５０，０００ｐｓｉ、の範囲の応力または圧力下におかれる。本発明による圧力の適用の効果は、第１図に模式的に描かれている。ここでセラミックの結晶構造モデルが示されている。このようにして、例えば、圧力の適用は、模式的に図示したように、六方晶型構造を四方晶型またはダイヤモンド型の大きさ密度に変換する。それ故、この効果は、本発明により製造されたセラミック製品を特色づける密度において所望した改善を達成する。本発明の工程（Ｂ）の実施は、温度および圧力の両者の応用を含む。これらのパラメーターの関連性を考慮すると、いずれかのパラメーターの変更は、他の対応する変更を幾分か補償することができ、それで例えば、増加した圧力は、結果的に、温度を上昇させ、外部からの温度の適用の必要性は減少する。上述にもかかわらず、第２図に示すように、好ましいしきい値圧力は、これにより至適の好ましい性質が得られるように処理されたセラミックにおいて達成されるが、９０，０００ｐｓｉである。この特別なしきい値は、現時点で知られたベストモードを示す出願人の義務を満たすように考慮されて設定された。勿論、装置および工程の改善により、ここに幾分述べたよりも明快にパラメーターは変わるであろう、それで、本発明は、その精神および範囲内での変形を包含することを意図しているものである。本発明方法の両工程は、熱サイクリングを置くことにより達成され得る、別の言葉で言えば、加熱および冷却工程の複数の実施により、改善がもたらされ、得られたセラミック製品の性質を至適にする。高密度および熱衝撃耐性の組み合わせた性質の展開は多結晶体物質の異方性への変換をもたらしている。この最後にあげた性質は得られたセラミック物質の電気的性能を増強すると信じられ、それ故、本発明により至適に製造されたセラミック物質から、前にあげたような特別な電気部品の製作に適している。上記したように、本発明のセラミック物質は多くの電気および電子用途に使用され得る。電気および電子用途としては、セラミック物質は以下の主要性質を示さねばならない：温度、腐食、環境および寸法の安定性；高機械強度；高熱衝撃耐性；種々の物質への接着の増進；寸法、誘電定数；損率および熱膨張の減少；増加した熱伝導性；および電力分配。セラミック物質の環境安定性の増加は集積回路の保護および適切な機能の保証に必要であり、そして物質強度の増加は次元の安定性を達成するに必要である。回路の金属とセラミック成分間の熱膨張の差は基板に幾分かの応力を生じる原因となり得る。そしてセラミックの熱膨張はセラミックパッケージング内で生じた応力を最少にするためにシリコンのそれを合わせる必要がある。減少した次元の利点は高いパッケージング密度、低電気抵抗性、高伝違速度または低時間遅延および重量の減少である。誘電定数の減少の利点は誘電環境における高伝導速度および信号時間遅延の減少である。損率の減少は、信号エネルギーの散逸の減少をもたらし、セラミックパッケージングの発熱を減少させ、これらにより、更に冷却する必要性を避けている。熱伝導性の増加は熱除去をもたらし、電気抵抗、伝達速度、熱ストレスの改善に寄与する。最後に、パッケージのメタル化の高電気伝導性による電力分配の増加は、少いエネルギー散逸およびセラミックパッケージングの低加熱をもたらす。上記の全ての特徴は本発明によるセラミック物質の使用により好ましく修正される。絶縁体が製作され、コンダクターの誘電絶縁において一義的に使用され得る。集積回路のセラミックパッケージングは別の顕著な応用例である。個々の集積回路は半導体の単結晶内につくられたミニアチュア電子回路である。それらは、単一論理回路で１ｍｍ四方より少し大きい位であり、大きな回路では８ｍｍ四方であり、百万のオーダーのトランジスターあるいはコンデンサーを含み、記憶回路、マイクロコンピューター、ポケット計算器、電子時計等のマイクロエレクトロニクス装置に広く使用されている。セラミック−金属パッケージは、電力分配、冷却およびアウトプット用のダイオードやトランジスターの内部結合および環境保護に使用されている。別の用途はコンデンサーの製作である。コンデンサーはほとんどの電子回路で必須の成分である。それらは電気エネルギーを貯えるばかりでなく、これら装置は高周波チューニング用電子ノズルを濾過するのに使用されている。ピエゾ電気セラミック（ｐｂ（Ｍｇ_1-3Ｎｂ_2-3）Ｏ₃）、はピエゾ電気振動器、圧力および加速センサー、超音波モーター、およびピエゾ電気アクチュエーターに使用されている。電気−光学装置はジルコン酸チタン酸鉛または強誘電体から製造され得る、そして通常は電場と共に極方向が変化するときに、結晶のある種の結晶学的方向にそって逆転または再配位できる全自発分極により特徴づけられている。電気−光学ッセラミックの応用は高速シャッター、スイッチ、および光変調器およびデイスプレーを含む。広い範囲のセラミックセンサーが、以下の環境パラメーターを測るために製造され得る：ガス、酸素、温度、電圧及び温度。典型的には、それらはＴｉＯ₂、ＺｒＯ、ＢａＴｉＯ₃、ＳｎＯ₂およびＭｇＣｒ₂Ｏ₃のような半導体酸化物を基にしている。フェライト（磁性セラミックス）のカテゴリーには、硬質、軟質およびマイクロウエーブ物質を含む。全てＦｅ₂Ｏ₃に基づいている。硬質フェライト（ＭｅＯ、Ｆｅ₂Ｏ₃、ここでＭｅはＳｒ、Ｂａ）は永久磁石として、そしてモーター用に使用される。軟質フェライト（ＭｅＯ、Ｆｅ₂Ｏ₃）は、立方スピネル構造（Ｍｅ＝Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＺｎおよびＭｎ）に基づき、そしてコンピューターメモリーに使用される。セラミック超伝導体は、エネルギー貯蔵、薄膜装置（ＳＱＵＩＤＳ）、マイクロウエーブ応用、マイクロエレクトロニクスなど多くの重要な応用を目的にしている。セラミック超伝導体の構造は、主として酸素欠損、層状灰チタン構造の基づいている。超伝導性化合物は以下の系で見出されている：Ｙ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｏ、Ｂｉ（Ｐｂ）−Ｓｒ−Ｃａ−Ｃｕ−ＯおよびＴ１−Ｃａ−Ｂａ−Ｃｕ−Ｂ。一般的に、マイクロエレクトロニクスパッケージの高複合体や多面領域におけるセラミック物質の使用は、前駆体、合成および不純物レベルの詳細および制御工程に密接な注意が必要である。本発明により製造されたセラミック物質は、著るしく改善された性質、例えば熱衝撃耐性、破損耐性、靭性、延性、および電気的性質を示す。予備的な結果では、相対誘電率の減少、誘電損率の減少を示し、そして増加した結晶粒子の接触により、セラミック物質の新しい状態の伝導性の増加がみられる。このことは、伝統的な限界、電気的・電子的応用における応用の改革をはるかに超えたセラミック物質の設計を可能にした。前にも述べたように、絡子パラメーターの変化と共に性質の強化は、本発明により製造されたセラミック体を特徴づける改善された、独特な組合わせを与える。そのような物質およびそれらの使用の進歩性の詳説は、前に述べてある、そして学際間を広く横断する応用が可能であることが明らかである。本物質の耐破損性および密度は、切断器具のような、腐食および摩耗に対する抵抗性が決定的であるようなものに対する応用に最適である。同様に、得られたセラミックの格子構造を変更し特色化することは、結晶学的性質が製品の得られた性質に決定的であるような、特色ある電気製品の製造に適した物質に最適である。同様に、厳しい、著しい温度変化の耐える、本発明により製造されたセラミックの性能は、物質に温度安定性が必要な工業的応用、例えば内燃機関のエンジンブロックキャステイング用シリンダー体の製造における本発明セラミック物質の使用に更に広範な舞台を提供する。従って、本発明は、ここに概説する方法により製造される前記したような性質を有するセラミック製品にも拡張される。表１を参照すると、本発明の実施から明らかな性質の特定の組み合わせが示されている。特に、本発明は、ここに一般的に示した米国特許第５，３２２，１１１号に記載の装置および方法において使用するためのショットスリーブライナーについての改良への努力の結果として研究開発されたものである。この点に対し、以下に、本発明方法を展開し、精密した代表的な試験方法を記載する。実施例１材料と方法：サンプルデータ圧縮材を製造したこのものは複数の円筒状のセラミックサンプルを含めるようにされた。圧縮材を組み立て、最初300ないし550℃の温度に予熱し、その後炉から取り出し、セラミックサンプルを挿入した。圧縮材は約20℃の室温に冷却させ、その際圧縮材を、本方法と試験による冷却液体を循環させる冷却のための冷却ラインに備えつけた。同様に、圧縮材を前に示した限界まで温度を上昇させるための加熱エレメントに備えつけ、その後温度を、例えば約100℃ ／秒の割合で上昇させた。熱循環の間、60,000から約280,000psiのオーダーで圧力を指示したように、接線方向に加え、そして本方法の効果、特に工程（Ｂ）が確かめられた。熱循環に続いて、セラミック体を冷却し、個々の物質を約20℃の室温まで冷却し、その後、セラミックサンプルを取り出し、検査し更に試験に付した。そのような性質の試験結果および、それらの利点の比較を以下の表１にあげる。表１を再検して、物質０とした物質は熱循環および本発明方法に付していないものである。表の検討から、この物質の熱衝撃耐性は、本発明による方法で処理した物質IIのそれよりも箸しく低いことが判る。前に示したように、そして、ここで第２図を参照すると、本発明方法の実施の特定のパラメーターは、出来上がったセラミック製品において異なった効果を達成するために修正されよう。パラメーターの組み合わせは、グラフで第２図に示してあり、ここで米国特許第5,332,111号に示された装置に使われた型のセラミック体が製造され、その後設置された。特に、そのような装置は、メタルスリーブで内にセラミック体を含み、次いで２つの間がきっちりと合っているようにスリーブを焼きばめした。認められるように、加熱と引き続いた冷却を熱膨張率の大きなメタルスリーブに行うと、膨張率が大きくないセラミック体に極端な圧力がかかることになる。本発明に従って最適に処理したセラミック体のみが、セラミック体内に有害な亀裂の発生がなく、セラミック体は外側のメタルスリーブの加熱状態から冷却されたので、実質的な温度の変動に耐えることができ、いわゆる変換という処理ができたのであった。第２図にグラフで示した結果は、本発明の実施によって表されたパラメーターの好ましい組み合わせ、密度および熱衝撃耐性の改善された性質を有するセラミック体の製造を容易にする、という事実を充分に示した。以下の事実が認められた： − 亀裂の大きさが減少すると亀裂密度が一般的に増加する、これは焼き入れ温度差により制御できる； − 厳しい熱衝撃で物質の保持された強度は亀裂の密度に比例する； − 亀裂の運動エネルギーは表面エネルギーに変換される； − 亀裂密度が増加すると臨界温度差−Ｃが増加する； − もし別の焼き入れ物質を熱転移率が低い状態で使い；同じ熱応力を達成するには、△Ｔを上げる必要がある； − 一般に、亀裂密度は物質の型、熱衝撃耐性、標品の大きさおよび形状の関数である。工程（Ｂ）で実行されたように、セラミック体または標品に熱加圧応力サイクリングを含む静的負荷／圧力（-10-280kpsiおよび1200℃の温度）を適用すると、原子（イオン）間の距離が減少する。これらは幾分結晶構造を圧縮し、粒子間の結合を増加させる。結果として、物質の強度は高くなり、破壊靭性が増加する（表１）。物質”II”は、溶融アルミニウムにより誘導された650℃以上の温度差で熱衝撃に耐えることができる。破損開始に対する抵抗および亀裂増殖に対する抵抗は箸しく改善される。指導的な研究者による確認、およびたとえば、Hasselman et al.(1985)J.Am Ceram.S oc.533:9,490-495;Haseelman et al.(1988),"Thermal Stress Resistance of En gineering Ceramics,"Baking Essex,UK,高熱衝撃耐性および破損抵抗性を有するセラミック物質があることが考慮されている。高圧下での亀裂の修復中に、亀裂の先端部における連続的な亀裂の退行、または亀裂の長さに沿って亀裂の不連続な消滅がある。微小亀裂の表面間の多くの結合の結果として、亀裂の巾も、また同時に減少する。言い換えると、このことは標品の応力濃度の減少と破壊靭性の増加である。そのような微小亀裂帯の展開は、一般的に物質の破壊的抵抗性を増加させる。この微小亀裂帯は非常に微視用な高密度の微小亀裂から成っている。微小亀裂は一次的に２つの課程で生じる：１．既に材料に存在する部分的な亀裂の修復、（焼き入れによって生成）２．熱圧縮応力による微小亀裂の誘導微小亀裂は、熱膨張異方性による残留応力の存在を意味する。［Davidge et a l.(1968)J.Mater,Sci,3:629]。そのような異方性は非正方形材料に典型的なものである。熱膨張異方性は、粒子・面・長のオーダーの波長の残留応力を生じ、隣接小平面に沿って張力と圧縮力の間に振動を生じる。生じた微小亀裂は、高圧縮応力（10-280kpsi）の存在の結果として、比較的短く（10-50μｍ）として狭い（0.001-0.1μｍ）。この前提の基本は微小亀裂は残留応力の領域に捕獲されるという認識である。我々は、Elber(1980)Eng.Frac.Mech.2:37-45において、亀裂閉鎖の概念が提案されたことを考慮することができる。それによると、先端部に前以て可塑性の引張された材料要素の上の亀裂先端に続いて可塑領域エンクレーブの周辺の材料の可塑性拘束が上昇する。閉鎖がその結果、無能応力による亀裂表面間に干渉を生じることになる。そのような遮蔽は循環応力による誘導される。これは焼き入れ温度差により制御できる； − 厳しい熱衝撃で物質の保持された強度は亀裂の密度に比例する； − 亀裂の運動エネルギーは表面エネルギーに変換される； − 亀裂密度が増加すると臨界温度差−Ｃが増加する； − もし別の焼き入れ物質を熱転移率が低い状態で使い；同じ熱応力を達成するには、△Ｔを上げる必要がある； − 一般に、亀裂密度は物質の型、熱衝撃耐性、標品の大きさおよび形状の関数である。工程（Ｂ）で実行されたように、セラミック体または標品に熱加圧応力サイクリングを含む静的負荷／圧力（-10-280kpsiおよび1200℃の温度）を適用すると、原子（イオン）間の距離が減少する。これらは幾分結晶構造を圧縮し、粒子間の結合を増加させる。結果として、物質の強度は高くなり、破壊靭性が増加する（表１）。物質”II”は、溶融アルミニウムにより誘導された650℃以上の温度差で熱衝撃に耐えることができる。破損開始に対する抵抗および亀裂増殖に対する抵抗は著しく改善される。指導的な研究者による確認、およびたとえば、Hasselman et al.(1985)J.Am Ceram.S oc.533:9,490-495;Haseelman et al.(1988),"Thermal Stress Resistance of En gineering Ceramics,"Baking Essex,UK,高熱衝撃耐性および破損抵抗性を有するセラミック物質があることが考慮されている。高圧下での亀裂の修復中に、亀裂の先端部における連続的な亀裂の退行、または亀裂の長さに沿って亀裂の不連続な消滅がある。微小亀裂の表面間の多くの結合の結果として、亀裂の巾も、また同時に減少する。言い換えると、このことは標品の応力濃度の減少と破壊靭性の増加である。そのような微小亀裂帯の展開は、一般的に物質の破壊的抵抗性を増加させる。この微小亀裂帯は非常に微視用な高密度の微小亀裂から成っている。微小亀裂は一次的に２つの課程で生じる：１．既に材料に存在する部分的な亀裂の修復、（焼き入れによって生成）２．熱圧縮応力による微小亀裂の誘導微小亀裂は、熱膨張異方性による残留応力の存在を意味する。［Davidge et a l.(1968)J.Mater,Sci,3:629］。そのような異方性は非正方形材料に典型的なものである。熱膨張異方性は、粒子・面・長のオーダーの波長の残留応力を生じ、隣接小平面に沿って張力と圧縮力の間に振動を生じる。生じた微小亀裂は、高圧縮応力（10-280kpsi）の存在の結果として、比較的短く（10-50μｍ）として狭い（0.001-0.1μｍ）。この前提の基本は微小亀裂は残留応力の領域に捕獲されるという認識である。我々は、Elber(1980)Eng.Frac.Mech.2:37-45において、亀裂閉鎖の概念が提案されたことを考慮することができる。それによると、先端部に前以て可塑性の引張された材料要素の上の亀裂先端に続いて可塑領域エンクレーブの周辺の材料の可塑性拘束が上昇する。閉鎖がその結果、無能応力による亀裂表面間に干渉を生じることになる。そのような遮蔽は循環応力による誘導される。残留応力、割目周辺と粒子内の両方は、脆性破壊行程として影響を表す。創性された微小亀裂工程領域は亀裂を遮蔽し、従って材料は増強された破壊靭性を示す。［Evans et al.(1984),J.Am.Ceram.Soc.67:255-260］。微小亀裂靭性は、抵抗性”Ｒ”曲線により、かならず特徴づけられる［Evans同上；Swan(1988 ),"R-curve Behavior in Ceramic Materials,pp.45-67,in Advanced Ceramics I I,S.Siyomiya編,Elsevier Applied Science;Evans et.al(1984)"Mechanical Beh avior of Alumina:A model Amisotropic Britlle Solid,in Advances in Cerami cs,V.10,Structure and Properties of Mgo and Al₂O₃ Ceramics,W.D.Kimsery編、The American Ceramic Society,Ind.,Columbs,Ohio;Evans(1990),J.Am.Ceram. Soc.73(2)187-206;Marshall et al.(1987)Reliability of Advanced Structual Ceramic and Ceramic Matrix Composites-A Review,Ceramic Bulletin,V.66(2)3 09-317。］亀裂長と共に破壊靭性K_Rの増加は、”Ｒ”−曲線行動と呼ばれている。粘り強くなることは微小亀裂進行領域における弾性率の広がりおよび微小亀裂により誘導された膨張の両者であると信じられている。亀裂の運動エネルギーは界面エネルギーに変換されると思われる。亀裂頂点周辺の微小亀裂領域の生成は、それは、微小亀裂に関連する開口とスライディングの置換を経て成された仕事を通して、そして界面の創生を通してエネルギーを放散する金属における亀裂頂点の可塑性領域に類似していると考えることができる［Hoagland et al.(1980), J.Am.Ceram.Soc.65(5):242-245］。特に、前線の進行領域は、亀裂界面上全面に拡った領域よりも、靭性において実施的に小さな効果をもたらす。靭性の源は引き続く残存エネルギー密度である。残存エネルギー密度は一次的に、進行領域の低い弾性率による、小さな付加的な強力化効果と共に微小亀裂を伴う膨張率から導かれる［Evans(1978).同上］。ウェイク（wake）の影響は、Ｒ−曲線行動、ここにおいて破壊抵抗性、KRは亀裂が進展すると共に連続的に増加する、において証明される。微小亀裂により靭性が顕箸に増大するためには、微小構造次元および均一性の厳密な要請がある。微小亀裂の高密度の取り込みは、脆性材料の破壊抵抗性（あるいは熱衝撃耐性）を顕著に改善することができる。亀裂間の相互作用はまた圧力強度を減少させ、そして破壊抵抗性を上昇させる。粒子サイズは破壊的抵抗性をもたらす。特に臨界応力は粒子サイズが増加すれば減少し、Ｒ−曲線の傾斜はそれに相当する増加を呈する［Evans(1984),同上;S wain同上;Evans et al.(1984)同上］。単一相の解析の基礎は転位靭性化の展開に類似している［McMeeking et al.(1 982)J.Am.Ceram.Soc.65(5):242-245;Badiensky et al.(1972)Int.J.Solid Struc tures 19:327］。しかしながら、単一相に対して、本発明方法によって微小亀裂進行領域を改良することは多相転位領域に対するよりもより容易である。相一相に対する破壊靭性における改良に、多くのその他の機構が貢献している：亀裂の分岐、亀裂の片寄り、亀裂の橋渡（粒子による）、および靭性化において抵抗曲線行動をもたらす残留応力、従って１つ以上の機構が靭性化進行に役割を果たしているし、機構間の相互作用を相乗的の可能性を含めて考慮しなければならない［Evans(1990),同上;Marshall(1987),同上;Hoagland et al.(1980)同上;McMeeking et al.(1982)同上;Badiansky et al．同上;Clarke(1992)J.Am.Cer am,Soc.75(4):739-759］。それ故に、復損しやすい材料の熱衝撃耐性／破壊抵抗性を改善するないしそれ以上の機構を結合するのは非常に望みのあることである。例示として、微小亀裂マトリックスを延性補強を組み合わせることは新しい材料のデザインに有益となり得る。アルミナにより例示したセラミック材料において熱衝撃耐性／破壊抵抗性を改善する本発明の方法は、疑いもなく、他の非立方性多結晶体、たとえばSi₃N₄， α-Sic，及びBaTiO₃における使用に密接な関係を有している［Evans et al.(198 4),同上等］。脆性破壊の機構は、−α−Ｔ，開裂抵抗性および顕著な進行性の傷、に付した材料間の強度および靭性と同様である。それ故、熱衝撃耐性／破壊抵抗性についても同様である。事実、本証拠は既に、同様の強度および靭性傾向は、微小亀裂および粒子サイズの靭性についての効果を含め、Si₃N₄に関係していることを指摘している［Rice(1977)Treatise Mater.Sci,Technol.11:199;Heuer et al.(198 0)J.Am.Ceram.Soc.63:53］。実施例２温度媒体として溶融アルミニウムを用いた材料試験（溶融アルミニウムの融点は660℃）熱衝撃耐性を決めるのに使用された試験パラメーター。カテゴリー１ − 材料−Ｏを230℃に予熱し、表面に溶融アルミニウムを注ぐ。そして温度をセラミックスに浸透させる。観察：材料が分離すると”不合格” カテゴリー２ − 材料−Ｏを230℃に予熱し、放射状に圧力を加えつつ表面に溶融アルミニウムを注ぐ。そして温度をセラミックスに浸透させる。観察：材料が分離すると”不合格” カテゴリー３ − 材料−Ｏを360℃に予熱し、表面に溶融アルミニウムを注ぐ。そして温度をセラミックスに浸透させる。観察：材料が分離すると”不合格” カテゴリー４ − 溶融アルミニウムを室温20℃から材料−Ｏの表面に注ぐ。そして温度をセラミックスに浸透させる。観察：材料が分離すると”不合格” カテゴリー５ − 溶融アルミニウムを室温20℃から圧力下で材料−Ｏの表面に注ぐ。そして温度をセラミックスに浸透させる。 − 室温の水を、この加熱表面にスプレーし、材料を急速に冷却する。観察：材料が分離しなければ”合格” カテゴリー６ − 溶融アルミニウムを材料−IIの表面に室温20℃から注ぎ、温度をセラミックスに浸透させる。 − 室温で水をこの加熱表面にスプレーし、急速に材料を冷却する。 − 材料を水浴（室温）中に沈める。観察：材料が分離しない”合格” カテゴリー７ − 溶融アルミニウムを種々のセラミックAl₂O₃/ZrO₂およびAl₂O₃複合材料を室温20℃から表面に注ぎ、温度をセラミックスに浸透させる。 − 室温の水をこの加熱表面にスプレーし、材料を急速に冷却する。 − 材料を水浴中（室温）中に浸透する。観察：材料が分離する”不合格” 前に述べたように、本発明方法を特徴づける利点の１つは、セラミック材料を処理して構造および性質における変化は、相互に組み合わせることによって生じ、そして出発物質の化学組成、密度および弾性率等に依存している。従って、本発明の重要な特徴は、バルクセラミック材料の性質を特定の最終使用に適するようあるいは高めるように作る能力であり、それは以下の特別な点に集中される。（ａ）熱衝撃耐性、（ｂ）熱膨張の増加または減少、（ｃ）電気的性質の修正、（ｄ）バルクセラミック材料を安定化する簡単な工程。更に詳しくは、本発明の方法は固体／バルクセラミック材料を新しい状態に変換することができる。これは組成および構造の相互関係を、バルクセラミック材料の弾性限界、熱容量、熱伝導度、熱膨張とに対して、および通してエネルギーを適用して変成することにより安定される。そして得られた性能を新しい性質の組み合わせを創出するように、伝統的な制限を越えた環境において元の固体／バルクセラミック材料の使用を拡大する。固体／バルクセラミック材料は、与えた活性化エネルギーが出発物質の元の弾性限界よりも大きなひずみを生じるときに、変換されるが、しかも固体／バルクセラミック材料を破損から守り、あるいはセラミック体または容器中に保持することにより、それ自体を分離し、そして相互関係および構造を移すことを可能にする。 98.8重量％のAl₂O₃か含有する、例示的なセラミック材料をＸ−線吸収を用いるシンクロトロン放射により、精密構造を解析した。この試験では、化学結合が、本発明の結果、変形されていることを示した。実施例３−７幾種かのセラミック組成者を本発明方法により、ここに述べる方法で製造し処理した。そしてこれらの材料の相当する性質を測定した。結果は以下の表２−５に示してある。データは、セラミック材料の性質は本発明方法を用いて修飾し得ること、および新しい性質の組み合わせが達成されること、工程のパラメーターの幾つかを変化することにより調整することができること、を確認し示した。それ故、表２および４は、アルミナセラミックスそれぞれ98.8および96重量％で以て達成された改良を示し、表５には、 AlN（窒化アルミニウム）およびSi₃N₄（窒化シリコン）の処理による同様の改善および利得を示す。特に表２および４を参照すると、本発明のセラミック材料の改善された性質を反映する必須パラメーターが、熱衝撃耐性、これは一様に改良されているが、についての値が示されている。その他のパラメーター、例えばせん断弾性係数、それは多分異常値として現われるが、は、当該技術の範囲内に全て入る方法および条件の変形により確認することができる。そしてそのような変形は、本発明の範囲内に含まれる。考察後に示す、中性子回析およびＸ−線回析方法によると、本発明方法は、団体バルク材料例えば98.8重量％Al₂O₃（アルミナ）および97重量％Aln（窒化アルミニウム）の結晶科学的本質、における絶対的変化を生じさせる。材料のパフォーマンスに関連した影響があるが、それは主題の材料の単一結晶物理学的性状による異方性、例えば、前記表３に示されている。熱膨張係数によって示された、異方性があるからである。本発明方法の効果の重要な証拠は、表２および４に示されたAl₂O₃の熱衝撃耐性における改良で示された。更に”変換”後の熱膨張係数における変化も材料の構造上のある種の変化の重要な信頼される証拠である。試験は直接的で再現性のあるものであり、変化は、改良された熱衝撃耐性に比例している。率、硬度、強度および破壊靭性における無視し得る変化は、熱衝撃耐性の改善が、通常そうであるような材料の機械的パフォーマンスの悪化を犠牲にして得られたものではないことを示している。比熱および誘電損率の明らかな変化は興味をそそられる。これら性質の変化は、内部に”変換”に関連した基礎的な構造変化が起こっていること、そして修飾される”変換された材料”の電気的電子、および／または光学的性質の可能性を示峻している。実施例７本シリーズの実験では、アルミナ標品を中性子ビーム分析にかけた。サンプリング容量は約立方体(2mm)³であった。これは係数８で信号が増強されており、それで各標品のＹおよびＺ方向を含む多くの回析ピークの推察が可能であった。回析ピークは６（hkl）の値について得られた。生データ、中性子数対散乱角は、一次バックグラウンドのガウスピークに合わせた。興味あると思われる適合パラメーターは、以下の表６に示される。各列はガウス（およびそれに関連した適合不確定性）、平均散乱角（およびその適合不確定性）、回析ピークの巾（度）（およびその適合不確定性）、およびバックグラウンドの定数部分（その適合不確定性と共に）を示す。不確定性は、標品ＯＴＳと標品ＵＰＱ２ＴＳの間に検出される相異の有意性の評価に重要である。生の回析ピークは図３、４に示した適合したガウス係数でプロットした。標品間の相違は（006）回析ピークに著しいことが明らかであるが、（2-13）回析ピークは無視し得る。データの比較を容易にするために、減らした結果を表７に示した。総合した強度および平均散乱角は焦点のためのパラメーターとして選んだ。ＯＴＳＵからＰＱ２ＴＳへの強度の％での減少は、（104），（006）および（2-16）ピークにおいてのみ統計的に有意であった。この減少はＺ方向よりもＹ方向において大きい。平均散乱角におけるシフト,20は格子ひずみεとしてあげられている。ここにおいて ε＝（Sin（θＯＴＳ）／Sin（θＵＰＱ２ＴＳ−１））格子ひずみはもし化学的な相異が材料間にあれば表れるし、もし標品に残存応力があれば表れる。しかし、多くの格子ひずみは存在しない。上記により、本発明に従って製造した材料の試験で存在を追及するための指標は集積強度である。この信号の変動は（006）回析ピークで最大である。データは、また、本発明の方法が材料の結晶学的特質に影響していることを示唆している。本発明に従って製造した３つの標品の中性子回析特質分析は以下により行われた。データ採取および提示（0006）中性子線回析ピークの強度は、立方形標品のクリスタライトの容積画分に直接比例する。その（0006）平面−性状は入射および回析中性子線ビームの２等分線に平行である。オイラーのクレードルが組織的に、立方体型標品を配置し、標品上を完全半球の方向にこの２等分線をスイープする。方向は２つの角度、標品のＺ−方向からＸ斜面および標品のＸ−方向からη＝方向角により特定される（第５図を参照）。各標品配位において（0006）回析ピークの強度を測定する。中性子線は立方体の全容積を通して透過し、測定は標品容積の平均となる。平準化強度対方向（χ，η）を立体”極図”上にプロットする。この図において、標品Ｚ方向は、プロットの中心であり、プロットの周辺は標品Ｘ，Ｙ面である。輪郭線は、同じ強度の方向で合致する。太実線はもし結晶学的実質が完全に不規則であった場合に得られる強度を示す。薄い連横線は不規則のものよりも強度が大きく、点線は不規則より小さい強度を示す。横線をつけた輪郭は最小（Ｏ）と最大（Ｘ）を示す。輪郭の間隔は0.2Ｘ強度であり、結晶配位の不規則的分布で得られる。生データの結果（0006）回析ピークの強度変化対３つの標品の方向を図６−８に示す。全ての３つの標品において、クリスタライドが好ましい配位である程度は大きくない。また３つの全ての場合で、集合組織の対称面は立方型標品のＸＹＺ軸に一致しない。しかし極図から処理した標品（ＵＲＱ２ＴＳおよびＯＳＴＳ）の集合組織において対照標品（ＯＴＳ）と比較して、定量的差があることが明らかである。対照標品は、標品区方向にほとんど一致する軸についてほとんど円筒形対称である強度分布を示す。処理した標品の両方とも、長延型の分布を有するが、これはＵＲＱ２ＴＳにおいて顕著である。この結果は本発明の方法はアルミナ材料の結晶学的集合組織に絶対的な変化を生じていることを示している。材料のパフォーマンスにおいて関連する影響がある可能性がある。というのはアルミナ単一結晶の物理学的性質、例えば熱膨張係数では異方形であるからである。定量的指標の計算結晶構造が六角プリズム対称を示す材料の（0001）基礎極図の形は、時々にJ. J.Keans(Westing house Co.Report WARD-TM-492,Pittsbugh,PA,1965)により定義された単純パラメーターで定量される。これらのパラメーターは基本極の分画であり、標品の特定の方向を決定する。与えられた方向における（0006）回析ピークの強度Ｉ（χ，η）を示している。立方体形標品については、以下に定義される。３つの標品のそれぞれの（0006）極値から計算したＦ−パラメーターの値は表８に示される。標本ＵＲＱ２ＴＳは格別であり、Ｆγの値が最小でＦγの値が最大である。これらの値は、ＵＲＱ２ＴＳ極値はＸ方向で最高強度を示し、Ｙ方向で最低強度であるという事実の定量的測定である。ＯＴＳ、ＵＲＱ２ＴＳおよびＯ２ＴＳのシリーズにおいて、Ｚ方向から（0006）平面−標準の増加する分布があり、これはＦ₂の値の系統的減少により示される。結論以下は、本発明の効果について、アルミナ中のクリスタライト（即ち結晶学的集合組織）の好ましい配位の程度についての要約である。アルミナの標準的処理（例えば、焼結または熱平衡加圧）は材料のバルクから成るクリスタライトの好ましい配位に変化させることは期待できない。我々は試験したアルミナの標品につき結晶学的集合組織の中性子線回析測定を行った。測定は、”未処理済”（本発明に従って）と”未処理”にはっきりと同定され、材料の結晶学的集合組織における顕箸な相違を表した。アルミナにおけるクリスタライトの好ましい配位が 900℃以下の温度でおこるような方法によって、変化することができる。本発明の結果は、本発明方法がアルミナ材料の物理的条件を変更したことを示すのに十分である。実施例８本実験では、材料のサンプルを発明の方法で作ったものをＸ−線吸収分析にかけた。方法は以下にそして得られた結果は以下に示す。序ＸＡＦＳ（Ｘ線吸収微細構造）は高度に発展した技術で、物質の性質特定に広く使用されている。それは、目的とする特定のコアレベル上のＸ線吸収率（例えば、AlK-edge）の変調に関する。通常、ＸＡＦＳは２つの領域に分れている。即ち、近−端領域、これにはしきい値として第１の40-50eV、そして時にはＸＡＮＥＳ（Ｘ−線吸収近端構造）およびＥＸＡＦＳ（拡張Ｘ−線吸収精密構造）、これはＸＡＮＥＳの領域を越えて、しきい値として1000eV以上。ＸＡＮＥＳ領域では強い共鳴がしばしば観察され、これらの特徴は電子構造（状態密度）および局所および拡張環境（近接の原子殻）の分子構造の特徴である。この領域がAlオキサイドサンプルで相異を観察する最もよい機会である。ＥＸＡＦＳ領域は、吸収原子による光電子の放出および後方散乱の影響から振動を呈する。ＥＸＡＦＳは吸収原子とその近接原子間の内部原子距離、配位数と動的行動に敏感である（De bve-Waller因子、これには熱不安定の結果、結合距離における相対平均変位についての情報を含む）。結果はグラフに示し、全てのスペクトルは多数の走作の合計である。２．ＸＡＮＥＳ結果（９−１３図）第９、１０図は、サンプルＵＰＱおよびＯＴＳに対するSiK端ＸＡＮＥＳ（生データ）である。両スペクトルは一見するとAl₂O₃（コランダム）の場合と同じ見える。詳細な観察によって1584-1594eV間の領域に小さな差があり、そこはＵＰＱサンプルが高い強度を示している。差は第１１図でより明らかに見える。そこではスケールを大きくしてある。吸収スベクトルの１次誘導も示してあり、ここに影の部分は統計的に受け入られる差を示す。この領域における吸収率の差の起源は、現時点では明らかではない。多分少しばかり差のあるバックグラウンドから生じた差によるものであろう。これは、しかし、多くあることではない。第１３図には、ＵＰＱスペクトルから直線バックグラウンドを除いたものを示し、バックグラウンドの傾斜はＯＴＳとＵＰＱスペクトルではほとんど同じである。この処理の結果は、第１３図に示してあるが、ここに差がまだあることが判る。この付加強度は、もしそれが本物であれば、格子の強いAl-O結合により生じたものか、バンド構造（band structure）の観点から見れば、密度を付加した状態と見ることができる。通常の知識では、この領域の吸収は、A1 1sからA1 3d(t₂)遷移に関連する。A1 3dは稀に直接結合に関与するが、しかしもしクーロン電位が増加するとすれば、このより拡散した軌道殻が崩壊し、1s軌道（即ち強度）の重なりが増加する。結論２つのサンプルＯＴＳとＵＰＱ２ＴＳＹをA1 K-edgeでのＸ−線吸収スペクトロスコピーで調べた。この技術は、A1電子構造を探ることができ、そしてその瞬時の状態を探ることができ、固体のA1原子の周辺の局所構造（近接原子）の変化に非常に感受性がある。我々の、本発明により製造した２つのサンプルでの研究では、A1 K-edge吸収スペクトルに注目し得る差が存在することを示した。特に、サンプルＯＴＳとＵＰＱ２ＴＳＹに、Si K-edgeスペクトルの近端領域で注目し得る差が認められた。変化は、A1の外側の非専有軌道に影響を及ぼし、K-edge 吸収スペクトルが突き止められた。それで、この技術は、処理の結果として生じる顕微鏡的変化をモニターするのに使えることが判った。実施例９以下の試験をアルミナサンプルで行った。（処理−ＵＰＱ２ＴＳ，ＵＰＱ−２ＣＥおよび未処理ＯＴＳ，ＯＣＥ）：・密度、超音波速度、静電容量および誘電損測定。・弾性率、ポアッソン比および誘電率の計算。・超音波Ｃ−スキャン。結論処理したアルミナサンプル（ＵＰＱ２ＴＳ，ＵＰＱＯＣＥ）は元サンプルＯＴＳ，ＯＣＥと比較したとき、それぞれ0.31，0.38％増加した。全てのサンプルは幾分異方性を示したが、処理サンプルで得にｙ−方向に増加した。処理物のポアッソン比は得にｙ−方向に減少し、硬さが増加した（研磨が困難）。ヤング率は処理サンプルで高かった（0.2％）。超音波行動は、処理サンプルの特異熱が高い値を示すことを示唆した。サンプルの誘電値は普通ではなく、異なった周波数での行動、特に誘電損が普通でなかった。異なった周波数での誘電定数はＯＴＳサンプルの処理したもので、減少（ 11-12％）した。周波数＞５KHzの損率はＯＴＳサンプル処理で増加した。ＯＣＥとＵＰＱ２ＣＥの誘電行動は、ＯＴＳよりもＵＰＱ２ＴＳサンプルの方が異なっていた。誘電定数値はほとんど同じに残った。しかし、周波数＞５KHzでの処理では損率は増加した。処理（ＯＴＳ）および未処理（ＵＰ２ＴＳおよびＯＴ２Ｓ）アルミナサンプルのインピーダンスを501℃で0.5-10MHzから測定した。現実および想像のサンプルのインピーダンスは処理後の値の変化を明らかに示した。得られた伝導性および容量性成分、平行Ｒ／Ｃ等値電流を用い、ＺＲＥＳプログラムから計算、は処理により変化した。低い静電容量値は、粒子プラス粒子結合体を含むバルクシサンプルからインピーダンスが生じることが示された。処理アルミナサンプル（Ｏ２ＴＳ）の低い抵抗性は欠損（例えば転位、電荷担体）あるいはサンプル処理による粒子構造の変化の増加により生じるコンダクタンスを示唆した。例えば、コンピュータのマイクロチップは、本発明の方法の適用、利点によく合致している、というのはある種の用途で通常より高い熱膨張が、マイクロチップ組立てを完遂するのに使われる他の部材の膨張を相殺するのに望ましいからである。別の例においては、例えば、シリコンの例においては、低い熱膨張率を有しているので、反対であることが望ましい。熱衝撃耐性と異方性および電子性質の組み合わせは本発明の進歩に貢献する。本発明はその精神または必須の特徴から離れることなく他の形で具体化され、あるいは他の方法で行われ得る。本発明の開示は、それ故、全てにおいて例示と考えるべきであり、制限的に考えてはならない。付録するクレームにより示された発明の範囲、および均等の意味および範囲内で行われる全ての変更は本発明に含有される。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号０８／６５８，８１８ (32)優先日平成８年５月31日(1996．5．31) (33)優先権主張国米国（ＵＳ） (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＵ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＮ，ＣＺ，ＥＥ，ＦＩ，ＧＥ，ＨＵ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＴ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＲＯ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＺ，ＶＮ

Claims

【特許請求の範囲】１．近理論密度、上昇した弾性率および増加した熱衝撃耐性の改良された性質の組み合わせを示し、該熱衝撃耐性は、例えば該セラミックが内部にクラックを生成することなく急速な焼入れが行われるような約３００℃以上の温度において、構造変化に耐える該セラミック物質から形成された構造の性能により測定されるセラミック物質。２．該密度が約３．８ｇ／ｃｍ³のオーダーである請求項１記載のセラミック物質。３．該温度変化が少くとも６５０℃である請求項１記載のセラミック物質。４．該弾性率が３５９ＧＰａのオーダーである請求項１記載のセラミック物質。５．該セラミック物質がアルミナ、ジルコニア、二酸化チタン、二酸化トリウム、シリカ、マグネシア、カルシア（calcia）、その窒化物、その炭化物、窒化アルミニウム、窒化珪素、窒化ホウ素、炭化ホウ素、キン青石、シアロン(sialon) 、およびこれらの混合物からなる群より選ばれた請求項１記載のセラミック物質。６．該セラミック物質がアルミナより成る請求項１記載のセラミック物質。７．該物質がアルミナと、ジルコニア、マグネシア、シリカ、カルシアおよびこれらの混合物からなる群から選ばれた物質との混合物から成る請求項６記載のセラミック物質。８．該アルミナが少くとも８５重量％の量で存在する請求項６記載のセラミック物質。９．該アルミナが少くとも９６重量％の量で存在する請求項６記載のセラミック物質。 10．該アルミナが少くとも９８．８重量％の量で存在する請求項６記載のセラミック物質。 11．セラミック構造をその性質を変化するためおよび近理論密度、増加した弾性率および、例えば急速な焼入れによりおこるような少くとも３００℃の温度における変化に耐える構造性能により測定される増加した熱衝撃耐性の改善された組み合わせを得るためのセラミック構造の処理方法であって、該方法は以下により成っている：（Ａ）該セラミック構造に対し応力または圧力を、該セラミック構造の大きさおよび形について決定されるような５０，０００ｐｓｉのオーダーおよび弾性率に関する特種Ｋ因子において適用し、（Ｂ）工程（Ａ）と同時に、該セラミック構造の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック構造の熱容量、熱伝導度および熱膨張の関する特種Ｋ因子に関して決定された該物質の弾性限界を越えさせ；そして（Ｃ）少くとも１回の頻度で該セラミック構造内で平衡温度に達するに充分な時間およびそれにより少くとも工程（Ａ）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、工程（Ａ）及び（Ｂ）の条件に従った処理を行う、ことより成るセラミック構造の処理方法。 12．工程（Ａ）に適用された圧力応力が、処理されるセラミック構造の弾性限界を越える量に対する最小値からそして該セラミック構造がその構造の完全性を保持する限界内の最大値に調節されている請求項１１記載の方法。 13．該最大圧力が４００，０００ｐｓｉのオーダーである請求項１２記載の方法。 14．該セラミック物質が、アルミナ、ジルコニア、二酸化チタン、二酸化トリウム、シリカ、マグネシア、カルシア、その窒化物、その炭化物、窒化アルミニウム、窒化珪素、窒化ホウ素、炭化ホウ素、キン青石、シアロン、およびこれらの混合物からなる群より選ばれた請求項１１記載の方法。 15．該セラミック物質がアルミナより成る請求項１４記載の方法。 16．該セラミック物質がアルミナと、ジルコニア、マグネシア、シリカ、カルシアおよびこれらの混合物からなる群より選ばれた物質との混合物から成る請求項１１記載の方法。 17．該アルミナが少くとも８５重量％の量で存在する請求項１５載の方法。 18．該アルミナが少くとも９６重量％の量で存在する請求項１５記載の方法。 19．該アルミナが少くとも９８．８重量％の量で存在する請求項１５記載の方法。 20．セラミック構造をその性質を変化するため、および近理論密度、増加した弾性率および、例えば急速な焼入れによりおこるような少くとも３００℃の温度における変化に耐える構造性能により測定される増加した熱衝撃耐性の改善された組み合わせを得るためのセラミック構造の製造方法であって、該方法は以下により成っている：（Ａ）該セラミック構造を形成させ；（Ｂ）工程（Ａ）のセラミック構造に対し応力を、該セラミック構造の大きさおよび形について決定されるような５０，０００ｐｓｉのオーダー、および弾性率に関する特種Ｋ因子において適用し；（Ｃ）工程（Ｂ）と同時に、該セラミック構造の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック構造の熱容量、熱伝導度および熱膨張に関する特種Ｋ因子に関して決定された、該物質の弾性限界を越えさせ；そして（Ｄ）少くとも１回の頻度で、該セラミック構造内で平衡温度に達するに充分な時間、およびそれにより少くとも工程（Ｂ）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、工程（Ｂ）及び（Ｃ）の条件に従った処理を行う、ことより成るセラミック構造の製造方法。 21．セラミック構造をその性質を変化するため、および近理論密度、増加した弾性率および、例えば該構造の急速な焼入れによりおこるような少くとも３００℃の温度における変化に耐える性能により測定される増加した熱衝撃耐性の改善された組み合わせを得るためのセラミック構造の製造方法であって、該方法は以下により成っている：（Ａ）該セラミック構造を形成し、それを内部の制御されたマクロおよびミクロ破砕領域の形成を促進するように、少くとも１つの第一の熱処理を受けさせ；そして（Ｂ）工程（Ａ）に従って処理したセラミック構造を、そのセラミック構造が、異方性多結晶形に変換するような圧力または応力下に該セラミック構造を置いて、少くとも１つの第２の熱処理を受けさせる、ことよりなるセラミック構造の製造方法。 22．請求項２１の方法において、工程（Ｂ）が以下により行われる方法： (i) 工程（Ａ）のセラミック構造に対し圧力または応力を、該セラミック構造の大きさおよび形状に関して決定されるような５０，０００ｐｓｉのオーダー、および弾性率に関する特種Ｋ因子において適用し；（ii）工程(i)と同時に、該セラミック構造の温度を６５０℃のオーダーのレベルまたは他の活性化エネルギー源により調節し、アルミナおよびセラミック構造の熱容量、熱伝導度及び熱膨張に関する特種Ｋ因子に関して決定された、該物質の弾性限界を越えさせ；そして (iii)少くとも１回の頻度で、該セラミック構造内で平衡温度に達するに充分な時間、およびそれにより少くとも工程（i）の大きさの圧力パラメーターを達成するように、工程(i)および(ii)の条件に従った処理を行うことにより工程（Ｂ）が行われる請求項２１の方法。 23．該第１の熱処理が、該構造を最高温度約１２００℃に加熱し、該構造を約２０℃の温度に冷却し、そしてその後該冷却した構造を乾燥させる、ことより成る請求項２１記載の方法。 24．該第２の熱処理が、工程（Ａ）に従って処理された該構造を約１２００℃の温度範囲まで加熱することにより、そして約２８０，０００ｐｓｉまでの圧力または応力下で行われ、次いで該構造を該圧力下で室温まで急速に冷却することにより行われる、請求頂２１記載の方法。 25．該第１の熱処理が、該構造を約１２００℃の温度に加熱し、該構造を約２０ ℃の温度に冷却し、そしてその後該冷却した構造を乾燥することにより行われ、そして該第２の熱処理が、工程（Ａ）に従って処理された該構造を約１２００℃ までの温度範囲に加熱することにより、そして約１０，０００ｐｓｉから約２８０，０００ｐｓｉの圧力または応力において行われ、次いで該構造を該圧力下で室温まで急速に冷却することにより行われる、請求項２２記載の方法。 26．該第１の熱処理が約６７５℃の温度で行われ、該第２の熱処理が約６６０℃ の温度で行われ、そして約６０，０００ｐｓｉから約１５０，０００ｐｓｉの範囲の圧力で行われる、請求項２５記載の方法。 27．該圧力が少くとも９０，０００ｐｓｉである請求項２４記載の方法。 28．該圧力が少くとも９０，０００ｐｓｉである請求項２５記載の方法。 29．該圧力が約９０，０００ｐｓｉである請求項２６記載の方法。 30．該セラミック構造が、アルミナ、ジルコニア、二酸化チタン、二酸化トリウム、シリカ、マグネシア、カルシア、その窒化物、その炭化物、窒化アルミニウム、窒化珪素、窒化ホウ素、炭化ホウ素、およびこれらの混合物からなる群より選ばれた物質より製造されたものである請求項２１記載の方法。 31．該物質がアルミナ、窒化アルミニウムおよび窒化珪素からなる群より選ばれたものである請求頂３０記載の方法。 32．該物質がアルミナ、およびジルコニア、マグネシア、シリカ、カルシアおよびこれらの混合物から選ばれた物質との混合物より成る請求項３０記載の方法。 33．請求項２０記載の方法により製造された、近理論高密度、増加した弾性率、および増加した熱衝撃耐性の組み合わせを有するセラミック構造。 34．請求項１１記載の方法により処理された、近理論高密度、増加した弾性率、および増加した熱衝撃耐性の組み合わせを有するセラミック構造。 35．金属鋳造操作において使用される円筒形挿入物であって、該円筒形挿入物は、近理論密度、増加した弾性率、および例えば急速な焼入れによりおこるような、３００℃以上の温度差に耐え、内部にひび割れを生じない、該セラミック物質から形成された構造性能により測られた増加した熱衝撃耐性、の組み合わせを示すアルミナ含有セラミック物質から製造された円筒形挿入物。 36．該円筒形挿入物が内燃機関のエンジンブロックの製造に使用されるものである請求項３３記載の円筒形挿入物。 37．溶融金属を祷型に導入するための導管として使われる円筒型挿入物に用いられる金属鋳造操作において、鋳造操作において用いられる円筒型挿入物が、近理論密度、増加した弾性率、および例えは急速な焼入れによりみられるような３００℃以上の温度差に内部に生じるひび割れがなく、耐えられるような該セラミック物質の性能により測定される増加した熱衝撃耐性、の組み合わせを示すアルミナ含有セラミック物質から製造されることより成る改良。 38．セラミック物質から製造されるセラミック半導体パッケージであって、該セラミック物質が、近理論密度、増加した弾性率、および急速な焼入れにより生じるような３００℃以上の温度における変化に耐え、内部にひび割れもない該セラミック物質から形成される構造の性能により測られるような、増加した熱衝撃耐性、の組み合わせを示すものである、セラミック物質から製造されるセラミック半導体パッケージ。 39．近理論密度、増加した弾性率、および増加した熱衝撃耐性の組み合わせにおいて改善された電気的性質を示すセラミック半導体パッケージであって、請求項１１記載の方法により処理された該セラミック半導体。 40．近理論密度、増加した弾性率、および増加した熱衝撃耐性の組み合わせにおいて改善された電気的性質を示すセラミック半導体パッケージであって、請求項２０記載の方法により製造された、該セラミック半導体パッケージ。