【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱機関や冷凍機の摺動部材などに用いられる，特に低温域および高温域での破壊靭性や耐摩耗性に優れた固体潤滑剤を複合させたセラミックスあるいは金属材料およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
摺動材料としては、一般に耐磨耗性と低摩擦性が要求されるため、従来においてはこれを実現するためのいくつかの提案がなされている。例えば特許文献１に開示されているように、摩擦係数が小さく、耐久強度が大きなセラミックス摺動部材として、アルミナ、ジルコニア、炭化珪素、窒化珪素、珪素の酸化物などの複合物からなるセラミックスを母相とし、これにゲルマニウム、スカンジウム、ニオブ、鉄、ナトリウム、バリウムなどの元素群から選択された化合物や固溶体が分散したセラミックス摺動部材が提案されている。
【０００３】
また特許文献２に開示されているように、広い温度範囲で低い摩擦係数を安定して維持できる高温用セラミックス摺動材として、酸化クロムセラミックスやタングステン酸カリウムの複合材からなるセラミックス摺動材あるいはこれらを混合し焼結して多孔質酸化クロムセラミックスを作製し、これにタングステン酸カリウム水溶液を含浸された後、乾燥するセラミックス摺動材の製造方法が提案されている。
【０００４】
さらに、耐磨耗性セラミックス複合材料とその製造方法として、開気孔を有する窒化ケイ素の仮焼き体の粒界にモリブデンを含む溶液を含浸させ、不活性雰囲気で焼結することにより緻密化させ、その結果として窒化ケイ素の粒界にモリブデンのケイ化物の微粒子が分散した構造を有する破壊靭性と耐磨耗性に優れた材料を得ることが特許文献３に開示されている。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１０−０５３４５５号公報
【特許文献２】
特開２０００−３３５９５８号公報
【特許文献３】
特開２００２−０２０１６０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記、特許文献３の従来技術では微細な分散相を得るために溶液を使用している点が特徴である。この溶液を使用する方法では、粉末を使用する一般的な方法では得られない１００ナノメートルオーダーの微細な分散相を得ることが可能となった。このような微細な分散相を形成することによって、応力集中が少なく、強度、靭性は向上し、さらに分散相自身の特性により低摩擦低磨耗化が達成される。
【０００７】
しかしながら、現在さらなる高い特性を発現することが要求されているが、その達成のためにはこの溶液含浸法では限界があり、更に超微細な分散相形成プロセスの出現が期待されている。
【０００８】
本発明が解決しようとする課題は、上述の従来技術の問題に鑑み、従来技術では達成されなかった超微細な分散相を有し、耐磨耗性、耐摩擦性、高靭性の摺動部材に適した複合セラミックス材料とその製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
モリブデンやケイ素系化合物は高温に晒すと、蒸気圧が高くなり、金属蒸気となって蒸発する。この金属蒸気の個々の大きさは、０．２ナノメートル原子の数個分のクラスターイオンレベルである。材料の開気孔内部に金属蒸気を送り込むと超微細な分散相が得られる。本発明はこの現象を利用している。
【００１０】
成形体、仮焼き体、あるいは緻密体のいずれかを基材として、例えばモリブデンの粉末内に埋設し、高温不活性ガス中で加熱処理を行うと、開気孔が残っている材料では気孔内部に金属蒸気を取り込みながら焼結が進行し、溶液含浸では得られないようなナノメートルレベルの超微細な分散相を形成することができる。
【００１１】
焼結体を使用しても高温下ではこれが軟化するので表面層にモリブデンの拡散層を得ることができる。
また、基材としては窒化ケイ素、アルミナなどのセラミックス系材料の他に鉄、ステンレス、マグネシウムのような金属系材料も使用できる。
【００１２】
本発明は、下記の構成により前記課題を解決することができる。
（１）セラミックスあるいは金属の、少なくとも結晶粒子の界面または粒界相内に、主成分を構成する元素種とは異なる、金属ケイ化物、酸化物の微粒子が分散しており、その分散相の表面から内部にわたって分散粒子の濃度が傾斜状に次第に薄くなっていることを特徴とする複合セラミックス材料。
（２）金属ケイ化物はケイ化モリブデン、酸化物は酸化モリブデンである前記（１）の複合セラミックス材料。
（３）分散粒子の大部分は、粒子サイズが１０ナノメートル以下である前記（１）の複合セラミックス材料。
【００１３】
（４）セラミックスは、窒化ケイ素、炭化ケイ素、アルミナのいずれかあるいはそれらの複合物である前記（１）の複合セラミックス材料。
（５）金属は、鉄素またはマグネシウム素のいずれか、あるいはそれらの複合物である前記（１）の複合セラミックス材料。
（６）分散相は、鉄素またはマグネシウム素のいずれか、あるいはそれらの複合物である前記（１）の複合セラミックス材料。
【００１４】
（７）開気孔を有するセラミックスの成形体、焼結体あるいは仮焼き体を金属粉末中に埋設する工程と、高温非酸化雰囲気中において金属蒸気をセラミックスの開気孔内に取り込みながら緻密化させ、焼結体内に分散相を形成する工程とからなることを特徴とする複合セラミックス材料の製造法。
（８）開気孔を有するセラミックスの成形体、焼結体あるいは仮焼き体表面に金属粉末スラリーを塗布する工程と、高温非酸化雰囲気中において金属蒸気をセラミックスの開気孔内に取り込みながら緻密化させ、焼結体内に分散相を形成する工程とからなることを特徴とする複合セラミックス材料の製造法。
（９）前記（７）または（８）の分散相形成工程の後、酸素を含む雰囲気中で熱処理して分散相を酸化する工程を追加する複合セラミックス材料の製造法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明の複合セラミックス材料は、基材としてセラミックス系材料や金属系材料の混合粉末を使用し、これを成形して開気孔を残した成形体、仮焼き体、あるいは緻密体を作り、さらにこれをモリブデン粉末を入れたるつぼ内に埋設するか、あるいはモリブデン粉末のスラリーを塗布した状態で不活性ガスや窒素ガス中で最温で加熱することにより緻密化させる。
【００１６】
基材として使用される前記セラミックス系材料としては窒化ケイ素、アルミナなど、前記金属系材料は鉄、ステンレス、マグネシウムなどが挙げられる。
基材となる成形体、仮焼き体、あるいは焼結体をモリブデン粉末を入れたるつぼ内に埋設して窒素ガスあるいは不活性ガス中で加熱する状態を図１に示す。
【００１７】
この加熱によって得られた焼結体の基材は、走査型電子顕微鏡で観察したところ、モリブデン化合物粒子が表面から内部にわたって傾斜組成化して分散していることが判明した。すなわち、モリブデン拡散層は焼結体の表面近傍から基材内部に向かってその組成濃度を段階的に徐々に薄く分布されている。
【００１８】
また、透過型電子顕微鏡でその微細組織を観察したところ、図２に示すような組織を有し、分散相の大きさは数ナノメートルレベル（大部分が１０ナノメートル以下）の超微細な粒子となって存在していることが確認された。
【００１９】
前記焼成工程で生成したＭｏＳｉ化合物は母相に比べて酸化しやすい。この特性を利用して、表面層近傍に存在する粒子を酸化させた。素材として試験片を切り出してこの表面を研磨し平滑にした後、大気中で加熱した後、強度試験を行ったところ、４点曲げ強度および破壊靭性値は高い値を示した。
【００２０】
このように高い強度を示す理由としては、熱膨張係数が母相に比べてわずかに大きなモリブデン相が形成されるため、その周囲に圧縮応力が形成されたことによる可能性が高い。このとき分散相の寸法が大きいと、逆に破壊源となって強度劣化を招くが、超微細な粒子の場合にはかえって強度向上に寄与できる。
【００２１】
また靭性についても亀裂進展した場合、分散相の部分で応力が分散し、セラミックスで問題となる応力集中が緩和されるために靭性向上に寄与したと考えられる。
【００２２】
〔実施例〕
実施例１
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３および窒化ケイ素の混合粉末を成形して基材とし、室温から１０時間かけて６００℃まで加熱し、この温度で５時間保持して脱脂した。次に、窒素ガス雰囲気中で２時間かけて最高１２００℃まで加熱し、この温度で２時間保持して３５％程度の開気孔が残るように仮焼きした。
次いでこの仮焼き体をモリブデン粉末を入れたるつぼ内に埋設し、この状態で窒素ガス雰囲気中で室温より３時間かけて最高１８５０℃まで加熱し、４時間保持することにより、緻密化させた。
【００２３】
この基材の組織を観察したところモリブデンの拡散層が表面から内部にかけて傾斜組成をなし、分散相の大きさは大部分が１０ナノメートル以下であった。
この基材から試験片を切り出してこの表面を研磨し、平滑にした後、大気中で１時間で７００℃まで加熱し、炉内に５時間保持した。この試験片について強度試験を行ったところ、その平均４点曲げ強度は１１００メガパスカル、破壊靭性値Ｋｌｃは７．５であった。
【００２４】
またこの酸化処理しない材料について、試験片としてピンを作製し、無潤滑状態で往復動試験機を使って摩擦係数を測定した。その測定結果を、比較例として示す従来法によるものと対比して、図３に示す。摩擦係数は約０．０１５と比較例に比べ４倍くらい小さい値を示している。
【００２５】
実施例２
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３および窒化ケイ素の混合粉末を成形した後、室温から１０時間かけて６００℃まで加熱し、この温度で５時間保持して脱脂した。次いで、窒素ガス雰囲気中で加熱保持し、実施例１と異なる気孔率を有する基材が得られた。この基材をモリブデン粉末を入れたるつぼ内に埋設し、窒素ガス雰囲気中で１８５０℃で加熱し、４時間保持して緻密化させた。
【００２６】
モリブデン粉末は蒸気圧が高く、また高温下で金属蒸気を発生するためこの金属蒸気に含まれる個々の粒子は超微細で焼結体を基材としても表面から拡散し、その近傍に拡散層として形成されることが走査型電子顕微鏡による観察からも確認された。
【００２７】
実施例３
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３および窒化ケイ素の混合粉末を成形した後、加熱保持して脱脂を行った。次いで、アルゴンガス中で加熱保持し、開気孔が残るように仮焼きした。次いでこの仮焼き体をモリブデン粉末を入れたるつぼ内に埋設し、この状態でアルゴンガス中で室温より４時間で１９５０℃まで加熱し、この温度で４時間保持することにより、緻密化させた。
【００２８】
実施例４
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３およびアルミナの混合粉末を成形した後、加熱保持し、開気孔が残るように仮焼きした。次にこの仮焼き体をモリブデン粉末を入れたるつぼ内に埋設し、この状態でアルゴンガス中で室温より４時間で１７００℃まで加熱し、この温度で４時間保持することにより、緻密化を行った。
【００２９】
実施例５
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３および鉄の混合粉末を成形した後、加熱保持し、室温から１０時間かけて６００℃まで加熱し、この温度で５時間保持して脱脂した。次に、窒素ガス雰囲気中で２時間かけて最高１２００℃まで加熱し、この温度で２時間保持し、３５％の開気孔が残るように仮焼きした。
【００３０】
次いでこの仮焼き体をケイ素粉末中に埋設し、７００℃〜１２００℃になるように、毎分１０℃の昇温速度で加熱し拡散処理することによって表面近傍にケイ化物層が形成した金属系複合材料を得た。
金属ケイ化物は極性を有するので潤滑油との親油性を高めることができる。得られた材料を往復動摺動試験機を使ってその潤滑油下における摩擦係数を測定した結果、境界潤滑域におけるその摩擦係数は０．０４程度であり、従来機の１／１０程度の小さな値であった。
【００３１】
実施例６
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３および金属マグネシウムの混合粉末を成形後、実施例５と同じ条件で仮焼き体をケイ素粉末中に埋設し、７００℃〜１２００℃となるように、毎分１０℃の昇温速度で加熱し拡散処理することにより表面近傍にケイ化物層が形成したマグネシウム複合材料が得られた。得られたマグネシウム複合材料の摩擦係数は０．０４程度であった。
【００３２】
実施例７
Ａｌ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３および窒化ケイ素の混合粉末を成形した後、室温から１０時間かけて６００℃まで加熱し、この温度で２時間保持して３５％程度の開気孔が残るように仮焼きした。次いで、この仮焼き体の表面にモリブデンスラリーを塗布し、不活性ガス中で室温より３時間かけて最高１８５０℃まで加熱し、４時間保持することにより、緻密化させた。
【００３３】
得られた焼結体を走査型電子顕微鏡で観察したところ、モリブデン化合物粒子が表面から内部にわたって傾斜組成化して分散していることが分った。また、透過型電子顕微鏡でその微細組織を観ると、大部分が１０ナノメートル以下であることが確認された。
このスラリー塗布法では水を分散媒としている。乾燥過程において水分は揮発し、モリブデン粉末のみが仮焼き体表面に残存し、表面近傍から内部にわたって傾斜組成化したセラミックスが得られる。
【００３４】
【発明の効果】
本発明により得られる複合セラミックス材料は、超微細な分散相を有し、従来のものと比べ耐磨耗性、耐摩擦性、靭性に優れているため摺動部材として適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】基材をモリブデン粉末を入れたるつぼ的に基材を埋設して過熱する状態の説明図。
【図２】本発明で得られた複合セラミックス材料の組織の説明図。
【図３】本発明で得られた複合セラミックス材料と従来例との摺動特性の比較を示した図。
【符号の説明】
１ 成形体、仮焼き体、或いは焼結体
２ モリブデン粉末
３ モリブデン化合物粒子
４ 結晶粒子
５ 粒界層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a ceramic or metal material combined with a solid lubricant excellent in fracture toughness and wear resistance in a low temperature region and a high temperature region, and a method for producing the same, used for a sliding member of a heat engine or a refrigerator. About.
[0002]
[Prior art]
Since the sliding material generally requires wear resistance and low friction, several proposals have been made in the past to achieve this. For example, as disclosed in Patent Document 1, as a ceramic sliding member having a low friction coefficient and a high durability strength, a ceramic made of a composite such as alumina, zirconia, silicon carbide, silicon nitride, silicon oxide is used as a base. A ceramic sliding member in which a compound selected from an element group such as germanium, scandium, niobium, iron, sodium, barium or a solid solution is dispersed is proposed.
[0003]
Further, as disclosed in Patent Document 2, as a ceramic sliding material for high temperature that can stably maintain a low coefficient of friction in a wide temperature range, a ceramic sliding material made of a composite material of chromium oxide ceramics or potassium tungstate or There has been proposed a method for producing a ceramic sliding material in which these are mixed and sintered to produce a porous chromium oxide ceramic, impregnated with an aqueous potassium tungstate solution, and then dried.
[0004]
Furthermore, as a wear-resistant ceramic composite material and its manufacturing method, a solution containing molybdenum is impregnated into a grain boundary of a silicon nitride calcined body having open pores, and is densified by sintering in an inert atmosphere. As a result, Patent Document 3 discloses that a material excellent in fracture toughness and wear resistance having a structure in which fine particles of molybdenum silicide are dispersed in the grain boundaries of silicon nitride.
[0005]
[Patent Document 1]
JP-A-10-053455 [Patent Document 2]
JP 2000-335958 A [Patent Document 3]
Japanese Patent Laid-Open No. 2002-020160
[Problems to be solved by the invention]
The above-described prior art of Patent Document 3 is characterized in that a solution is used to obtain a fine dispersed phase. In the method using this solution, it became possible to obtain a fine dispersed phase on the order of 100 nanometers, which cannot be obtained by a general method using powder. By forming such a fine dispersed phase, stress concentration is small, strength and toughness are improved, and furthermore, low friction and low wear are achieved by the characteristics of the dispersed phase itself.
[0007]
However, although it is currently required to develop further high properties, there is a limit in this solution impregnation method for achieving this, and further, the appearance of an ultrafine dispersed phase forming process is expected.
[0008]
The problem to be solved by the present invention is a sliding member having an ultrafine dispersed phase that has not been achieved in the prior art in view of the above-mentioned problems of the prior art, and having wear resistance, friction resistance, and high toughness. It is providing the composite ceramic material suitable for this, and its manufacturing method.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
When molybdenum or silicon compounds are exposed to high temperatures, the vapor pressure increases and vaporizes as metal vapor. The individual size of this metal vapor is at the level of several cluster ions of 0.2 nanometer atoms. When metal vapor is fed into the open pores of the material, an ultrafine dispersed phase is obtained. The present invention utilizes this phenomenon.
[0010]
When either a molded body, a calcined body, or a dense body is used as a base material and embedded in, for example, molybdenum powder and heat-treated in a high-temperature inert gas, the material with open pores remains in the pores. Sintering proceeds while taking in the metal vapor, and it is possible to form a nanometer-level ultrafine dispersed phase that cannot be obtained by solution impregnation.
[0011]
Even if a sintered body is used, it softens at a high temperature, so that a molybdenum diffusion layer can be obtained on the surface layer.
In addition to ceramic materials such as silicon nitride and alumina, metal materials such as iron, stainless steel, and magnesium can be used as the base material.
[0012]
The present invention can solve the above problems by the following configuration.
(1) Metal silicide and oxide fine particles different from the element species constituting the main component are dispersed at least in the interface or grain boundary phase of the crystal grains of ceramics or metal, and the surface of the dispersed phase A composite ceramic material characterized in that the concentration of dispersed particles gradually decreases from the inside to the inside.
(2) The composite ceramic material according to (1), wherein the metal silicide is molybdenum silicide and the oxide is molybdenum oxide.
(3) The composite ceramic material according to (1), wherein most of the dispersed particles have a particle size of 10 nanometers or less.
[0013]
(4) The composite ceramic material according to (1), wherein the ceramic is any one of silicon nitride, silicon carbide, and alumina, or a composite thereof.
(5) The composite ceramic material according to (1), wherein the metal is either iron or magnesium, or a composite thereof.
(6) The composite ceramic material according to (1), wherein the dispersed phase is either iron or magnesium, or a composite thereof.
[0014]
(7) a step of embedding a ceramic molded body, sintered body or calcined body having open pores in the metal powder, and densifying the metal vapor in the ceramic open pores in a high-temperature non-oxidizing atmosphere; A process for producing a composite ceramic material comprising a step of forming a dispersed phase in a sintered body.
(8) Applying a metal powder slurry to the surface of a ceramic compact, sintered body or calcined body having open pores, and densifying the metal vapor in the ceramic open pores in a high-temperature non-oxidizing atmosphere. And a step of forming a dispersed phase in the sintered body.
(9) A method for producing a composite ceramic material, wherein a step of oxidizing the dispersed phase by heat treatment in an atmosphere containing oxygen is added after the dispersed phase forming step of (7) or (8).
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The composite ceramic material of the present invention uses a mixed powder of a ceramic material or a metal material as a base material, and molds this to form a molded body, calcined body, or dense body that leaves open pores. Is embedded in a crucible containing molybdenum powder, or densified by heating at the highest temperature in an inert gas or nitrogen gas in a state where a slurry of molybdenum powder is applied.
[0016]
Examples of the ceramic material used as the base material include silicon nitride and alumina, and examples of the metal material include iron, stainless steel, and magnesium.
FIG. 1 shows a state in which a molded body, calcined body, or sintered body serving as a base material is embedded in a crucible containing molybdenum powder and heated in nitrogen gas or inert gas.
[0017]
When the substrate of the sintered body obtained by this heating was observed with a scanning electron microscope, it was found that the molybdenum compound particles were dispersed in a gradient composition from the surface to the inside. That is, the molybdenum diffusion layer is gradually thinly distributed in the composition concentration stepwise from the vicinity of the surface of the sintered body toward the inside of the base material.
[0018]
Further, when the microstructure was observed with a transmission electron microscope, ultrafine particles having a structure as shown in FIG. 2 and a dispersed phase having a size of several nanometers (mostly 10 nanometers or less). It was confirmed that it exists.
[0019]
The MoSi compound generated in the firing step is more easily oxidized than the parent phase. Using this characteristic, particles existing in the vicinity of the surface layer were oxidized. A test piece was cut out as a raw material, the surface was polished and smoothed, heated in the air, and then subjected to a strength test. As a result, the four-point bending strength and fracture toughness were high.
[0020]
The reason why such a high strength is exhibited is that a molybdenum phase having a slightly larger thermal expansion coefficient than that of the parent phase is formed, so that compression stress is formed around the molybdenum phase. If the size of the dispersed phase is large at this time, it becomes a fracture source and causes strength deterioration. However, in the case of ultrafine particles, it can contribute to strength improvement.
[0021]
As for toughness, when cracks propagate, the stress is dispersed in the portion of the dispersed phase and the stress concentration, which is a problem in ceramics, is alleviated.
[0022]
〔Example〕
Example 1
A mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and silicon nitride was formed into a base material, heated from room temperature to 600 ° C. over 10 hours, and held at this temperature for 5 hours for degreasing. Next, it was heated to a maximum of 1200 ° C. in a nitrogen gas atmosphere over 2 hours, held at this temperature for 2 hours, and calcined so that about 35% of open pores remained.
Next, the calcined body was embedded in a crucible containing molybdenum powder, and in this state, the calcined body was heated to a maximum of 1850 ° C. over 3 hours in a nitrogen gas atmosphere and held for 4 hours to be densified.
[0023]
When the structure of the base material was observed, the molybdenum diffusion layer had a gradient composition from the surface to the inside, and the size of the dispersed phase was mostly 10 nanometers or less.
A test piece was cut out from the substrate, and the surface was polished and smoothed. Then, the sample was heated to 700 ° C. in the air for 1 hour and kept in the furnace for 5 hours. When this specimen was subjected to a strength test, the average four-point bending strength was 1100 megapascals and the fracture toughness value Klc was 7.5.
[0024]
In addition, a pin was prepared as a test piece for the material not subjected to oxidation treatment, and the coefficient of friction was measured using a reciprocating motion tester in an unlubricated state. The measurement results are shown in FIG. 3 in comparison with the results obtained by the conventional method shown as a comparative example. The coefficient of friction is about 0.015, which is about four times smaller than that of the comparative example.
[0025]
Example 2
After molding a mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and silicon nitride, the mixture was heated from room temperature to 600 ° C. over 10 hours and held at this temperature for 5 hours for degreasing. Subsequently, the substrate was heated and held in a nitrogen gas atmosphere, and a substrate having a porosity different from that of Example 1 was obtained. This base material was embedded in a crucible containing molybdenum powder, heated at 1850 ° C. in a nitrogen gas atmosphere, and held for 4 hours for densification.
[0026]
Molybdenum powder has a high vapor pressure and generates metal vapor at high temperatures, so the individual particles contained in this metal vapor are ultrafine and diffuse from the surface even when the sintered body is used as a base material. The formation was also confirmed by observation with a scanning electron microscope.
[0027]
Example 3
After molding a mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and silicon nitride, degreasing was performed by heating and holding. Next, it was heated and held in argon gas, and calcined so that open pores remained. Next, the calcined body was embedded in a crucible containing molybdenum powder, and in this state, the calcined body was heated in argon gas from room temperature to 1950 ° C. in 4 hours and held at this temperature for 4 hours to be densified.
[0028]
Example 4
After forming a mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and alumina, the mixture was heated and held, and calcined so that open pores remained. Next, this calcined body is embedded in a crucible containing molybdenum powder, and in this state, the calcined body is heated in argon gas from room temperature to 1700 ° C. in 4 hours, and kept at this temperature for 4 hours to perform densification. It was.
[0029]
Example 5
After molding a mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and iron, the mixture was heated and held, heated from room temperature to 600 ° C. over 10 hours, and held at this temperature for 5 hours for degreasing. Next, it was heated to a maximum of 1200 ° C. in a nitrogen gas atmosphere over 2 hours, held at this temperature for 2 hours, and calcined so that 35% open pores remained.
[0030]
Next, this calcined body is embedded in silicon powder, and heated at a rate of temperature increase of 10 ° C. per minute so as to be 700 ° C. to 1200 ° C., and a metal system in which a silicide layer is formed in the vicinity of the surface. A composite material was obtained.
Since the metal silicide has polarity, the lipophilicity with the lubricating oil can be enhanced. As a result of measuring the friction coefficient under the lubricating oil of the obtained material using a reciprocating sliding tester, the friction coefficient in the boundary lubrication region is about 0.04, which is about 1/10 that of the conventional machine. Value.
[0031]
Example 6
After molding the mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and metallic magnesium, the calcined body was embedded in the silicon powder under the same conditions as in Example 5 and 10 minutes per minute so that the temperature was 700 ° C. to 1200 ° C. A magnesium composite material having a silicide layer formed in the vicinity of the surface was obtained by heating and diffusion treatment at a temperature rising rate of ° C. The friction coefficient of the obtained magnesium composite material was about 0.04.
[0032]
Example 7
After forming a mixed powder of Al 2 O 3 , Y 2 O 3 and silicon nitride, the mixture is heated from room temperature to 600 ° C. over 10 hours and kept at this temperature for 2 hours so that about 35% of open pores remain. Temporarily baked. Next, a molybdenum slurry was applied to the surface of the calcined body, heated in an inert gas to room temperature up to 1850 ° C. over 3 hours, and held for 4 hours for densification.
[0033]
When the obtained sintered body was observed with a scanning electron microscope, it was found that the molybdenum compound particles were dispersed in a gradient composition from the surface to the inside. Moreover, when the fine structure was observed with the transmission electron microscope, it was confirmed that most were 10 nanometers or less.
In this slurry application method, water is used as a dispersion medium. In the drying process, water is volatilized and only the molybdenum powder remains on the surface of the calcined body, and a ceramic having a gradient composition from the vicinity of the surface to the inside is obtained.
[0034]
【The invention's effect】
The composite ceramic material obtained by the present invention has an ultrafine dispersed phase and is suitable as a sliding member because it is superior in wear resistance, friction resistance and toughness compared to conventional ones.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory view showing a state in which a base material is embedded in a crucible containing molybdenum powder and overheated.
FIG. 2 is an explanatory diagram of the structure of the composite ceramic material obtained in the present invention.
FIG. 3 is a diagram showing a comparison of sliding characteristics between the composite ceramic material obtained in the present invention and a conventional example.
[Explanation of symbols]
1 Molded body, calcined body, or sintered body 2 Molybdenum powder 3 Molybdenum compound particles 4 Crystal particles 5 Grain boundary layer
