JP2560237B2 - ＳｉＣ焼結体とその製造方法 - Google Patents
ＳｉＣ焼結体とその製造方法Info
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- JP2560237B2 JP2560237B2 JP5277477A JP27747793A JP2560237B2 JP 2560237 B2 JP2560237 B2 JP 2560237B2 JP 5277477 A JP5277477 A JP 5277477A JP 27747793 A JP27747793 A JP 27747793A JP 2560237 B2 JP2560237 B2 JP 2560237B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、ＳｉＣ焼結体とその
製造方法に関するものである。さらに詳しくは、この発
明は、耐摩耗性、耐熱性等に優れた高強度のＳｉＣ焼結
体とその製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。さらに詳しくは、この発
明は、耐摩耗性、耐熱性等に優れた高強度のＳｉＣ焼結
体とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】航空・宇宙、自動車等の輸送
機械、産業機械、エネルギー技術、化学工業等の各種の
分野においては、耐摩耗性、耐熱性等に優れ、しかもよ
り高強度な材料への要求が高まっており、このような要
請に対応するための材料探索と各種製造方法の工夫がな
されてきている。この状況において、高温での硬度と強
度が高く、しかも化学的に安定であるＳｉＣ焼結体が注
目されており、これを母材に分散させ、複合材料とする
方法が検討されてきている。
機械、産業機械、エネルギー技術、化学工業等の各種の
分野においては、耐摩耗性、耐熱性等に優れ、しかもよ
り高強度な材料への要求が高まっており、このような要
請に対応するための材料探索と各種製造方法の工夫がな
されてきている。この状況において、高温での硬度と強
度が高く、しかも化学的に安定であるＳｉＣ焼結体が注
目されており、これを母材に分散させ、複合材料とする
方法が検討されてきている。
【０００３】 そして、これまでに、より高強度なＳｉＣ
焼結体を得るために、ほう素（Ｂ）と炭素（Ｃ）、アル
ミニウム（Ａｌ）、さらには、酸化アルミニウム（Ａｌ
２Ｏ３）をＳｉＣに添加して焼結する方法が提案されて
もいる。しかしながら、これまでの技術によっては、満
足のできる高強度ＳｉＣ焼結体を得るまでには至ってい
ないのが実情である。
焼結体を得るために、ほう素（Ｂ）と炭素（Ｃ）、アル
ミニウム（Ａｌ）、さらには、酸化アルミニウム（Ａｌ
２Ｏ３）をＳｉＣに添加して焼結する方法が提案されて
もいる。しかしながら、これまでの技術によっては、満
足のできる高強度ＳｉＣ焼結体を得るまでには至ってい
ないのが実情である。
【０００４】 この発明は、以上の通りの事情に鑑みてな
されたものであり、従来のＳｉＣ焼結体の欠点を解消
し、耐摩耗性、耐熱性等に優れた高強度のＳｉＣ焼結体
と、これを製造することのできる新しいＳｉＣ焼結体の
製造方法を提供することを目的としている。
されたものであり、従来のＳｉＣ焼結体の欠点を解消
し、耐摩耗性、耐熱性等に優れた高強度のＳｉＣ焼結体
と、これを製造することのできる新しいＳｉＣ焼結体の
製造方法を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】この発明は、上記の課題
を解決するものとして、ＳｉＣ焼結体のＳｉＣ粒子によ
り構成される母相に、針状または板状の非等軸六方晶Ｓ
ｉＣ粒子が一様に分散されており、この非等軸六方晶Ｓ
ｉＣ粒子には、金属ほう化物を構成する金属元素が固溶
していることを特徴とするＳｉＣ焼結体を提供する。そ
のための製造方法として、この発明は、立方晶系に属す
るＳｉＣの粉末原料を、焼結助剤としてのＢの存在下
で、金属ほう化物とともに焼結し、ＳｉＣの非等軸六方
晶系への相転移を抑制して焼結体を安定化するととも
に、緻密化した後に、この焼結体を焼結温度より１００
〜２００℃高い温度に加熱し、溶融体を生成させ、焼結
時またはこの加熱処理時の少なくともいずれか一方にお
いて、一部の立方晶ＳｉＣから金属ほう化物を構成する
金属元素が固溶することにより相転移した、または相転
移する非等軸六方晶ＳｉＣを、前記溶融体中で針状また
は板状の粒子に液相成長させ、これを焼結体の母相に一
様に分散させることを特徴とするＳｉＣ焼結体の製造方
法をも提供する。
を解決するものとして、ＳｉＣ焼結体のＳｉＣ粒子によ
り構成される母相に、針状または板状の非等軸六方晶Ｓ
ｉＣ粒子が一様に分散されており、この非等軸六方晶Ｓ
ｉＣ粒子には、金属ほう化物を構成する金属元素が固溶
していることを特徴とするＳｉＣ焼結体を提供する。そ
のための製造方法として、この発明は、立方晶系に属す
るＳｉＣの粉末原料を、焼結助剤としてのＢの存在下
で、金属ほう化物とともに焼結し、ＳｉＣの非等軸六方
晶系への相転移を抑制して焼結体を安定化するととも
に、緻密化した後に、この焼結体を焼結温度より１００
〜２００℃高い温度に加熱し、溶融体を生成させ、焼結
時またはこの加熱処理時の少なくともいずれか一方にお
いて、一部の立方晶ＳｉＣから金属ほう化物を構成する
金属元素が固溶することにより相転移した、または相転
移する非等軸六方晶ＳｉＣを、前記溶融体中で針状また
は板状の粒子に液相成長させ、これを焼結体の母相に一
様に分散させることを特徴とするＳｉＣ焼結体の製造方
法をも提供する。
【０００６】 ＳｉＣについては、多くの結晶学的多形が
存在する。このうち、通常発見することのできるものは
２Ｈ，３Ｃ，４Ｈ，６Ｈおよび１５Ｒであり、立方晶系
に属する３Ｃをβ型、その他の非等軸晶系に属するもの
をα型と呼んでいる。焼結用原料には、立方晶ＳｉＣ
（３Ｃ（β型））と非等軸晶ＳｉＣ（６Ｈ（α型））と
があり、立方晶ＳｉＣ（３Ｃ（β型））は、高温で安定
でなく、焼結後に非等軸晶ＳｉＣ（α型）である６Ｈや
１５Ｒなどに転移する。この転移現象が、焼結体の組
織、すなわち、粒子形状に影響を及ぼすことがすでに知
られている。このようなＳｉＣ焼結体の特徴を踏まえ、
この発明は、ＳｉＣ焼結体の破壊靭性および強度を改善
しようとするものである。
存在する。このうち、通常発見することのできるものは
２Ｈ，３Ｃ，４Ｈ，６Ｈおよび１５Ｒであり、立方晶系
に属する３Ｃをβ型、その他の非等軸晶系に属するもの
をα型と呼んでいる。焼結用原料には、立方晶ＳｉＣ
（３Ｃ（β型））と非等軸晶ＳｉＣ（６Ｈ（α型））と
があり、立方晶ＳｉＣ（３Ｃ（β型））は、高温で安定
でなく、焼結後に非等軸晶ＳｉＣ（α型）である６Ｈや
１５Ｒなどに転移する。この転移現象が、焼結体の組
織、すなわち、粒子形状に影響を及ぼすことがすでに知
られている。このようなＳｉＣ焼結体の特徴を踏まえ、
この発明は、ＳｉＣ焼結体の破壊靭性および強度を改善
しようとするものである。
【０００７】
すなわち、この発明においては、立方晶Ｓ
ｉＣ（β型）粉末を、焼結助剤としてのＢまたはＣの少
なくともいずれか一種の存在下で、金属ほう化物ととも
に安定化しつつ焼結した後に、焼結体を加熱処理し、そ
の一部を溶融し、形成した液相中で、金属ほう化物を構
成する金属元素が固溶することにより一部の立方晶Ｓｉ
Ｃ（β型）から相転移する非等軸六方晶ＳｉＣ（α型）
を針状または板状の粒子に成長させ、微細な粒子である
母相ＳｉＣ（β型）に長短径比（アスペクト比）の大き
いＳｉＣ（α型）粒子を一様に分散させ、複合組織を持
った高強度のＳｉＣ焼結体を生成させる。
ｉＣ（β型）粉末を、焼結助剤としてのＢまたはＣの少
なくともいずれか一種の存在下で、金属ほう化物ととも
に安定化しつつ焼結した後に、焼結体を加熱処理し、そ
の一部を溶融し、形成した液相中で、金属ほう化物を構
成する金属元素が固溶することにより一部の立方晶Ｓｉ
Ｃ（β型）から相転移する非等軸六方晶ＳｉＣ（α型）
を針状または板状の粒子に成長させ、微細な粒子である
母相ＳｉＣ（β型）に長短径比（アスペクト比）の大き
いＳｉＣ（α型）粒子を一様に分散させ、複合組織を持
った高強度のＳｉＣ焼結体を生成させる。
【０００８】 以下、ＳｉＣの焼結状態と、上記複合組織
生成についての試験例を説明する。
生成についての試験例を説明する。
【０００９】試験例 立方晶ＳｉＣ（３Ｃ（ β型））に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
ＴａまたはＷの各金属ほう化物混合粉末、および焼結助
剤としてのＢおよびＣを混合し、これらの混合粉末を焼
結した。そして、各金属ほう化物を構成した金属元素
は、２１００〜２３００℃でＳｉＣ粒子に２〜０．１％
固溶し、特定の非等軸六方晶ＳｉＣ（α型）に転移し、
安定化した。特に、ＴａＢ２は、２１５０℃まで立方晶
ＳｉＣ（３Ｃ（β型））を安定化した。また、２１００
〜２３００℃の温度範囲内で、各金属ほう化物は、焼結
助剤として添加したＢとともに液相を形成した。この液
相において、相転移したＳｉＣ粒子が針状または板状に
成長した。２１５０℃で安定化したＳｉＣ多形の分析結
果は、表１に示す通りであった。 なお、ＳｉＣへの各金
属元素の固溶はＥＤＳ分析により確認した。
ＴａまたはＷの各金属ほう化物混合粉末、および焼結助
剤としてのＢおよびＣを混合し、これらの混合粉末を焼
結した。そして、各金属ほう化物を構成した金属元素
は、２１００〜２３００℃でＳｉＣ粒子に２〜０．１％
固溶し、特定の非等軸六方晶ＳｉＣ（α型）に転移し、
安定化した。特に、ＴａＢ２は、２１５０℃まで立方晶
ＳｉＣ（３Ｃ（β型））を安定化した。また、２１００
〜２３００℃の温度範囲内で、各金属ほう化物は、焼結
助剤として添加したＢとともに液相を形成した。この液
相において、相転移したＳｉＣ粒子が針状または板状に
成長した。２１５０℃で安定化したＳｉＣ多形の分析結
果は、表１に示す通りであった。 なお、ＳｉＣへの各金
属元素の固溶はＥＤＳ分析により確認した。
【００１０】
【表１】
【００１１】表１に示した試験例では、ＳｉＣの焼結に
際して、金属ほう化物を１５体積％混合したが、これよ
りも少ない２〜１０体積％混合した場合にも、ＳｉＣの
相転移の傾向は同様であった。実際、上記金属ほう化物
をそれぞれ５体積％添加した時、一部の相転移したＳｉ
Ｃは、同様に針状または板状に成長し、ある粒径分布で
２種類のＳｉＣ（β型およびα型）が共存する複合組織
を持つ焼結体となった。なお、金属ほう化物の混合量が
１０体積％を超えると、一般に、液相の生成が多くな
り、ＳｉＣ粒子のほぼ全部が相転移して針状または板状
粒子に成長し、粒径分布はほぼ一定となる傾向が強ま
る。この傾向は、表１から確認されるように、金属ほう
化物の種類、加熱温度、さらには、加熱時間等によりバ
ラツキがある。たとえば、ＴａＢ ２ の場合には、１５体
積％としても、高強度が得られるβ型およびα型の共存
する複合組織が得られる。
際して、金属ほう化物を１５体積％混合したが、これよ
りも少ない２〜１０体積％混合した場合にも、ＳｉＣの
相転移の傾向は同様であった。実際、上記金属ほう化物
をそれぞれ５体積％添加した時、一部の相転移したＳｉ
Ｃは、同様に針状または板状に成長し、ある粒径分布で
２種類のＳｉＣ（β型およびα型）が共存する複合組織
を持つ焼結体となった。なお、金属ほう化物の混合量が
１０体積％を超えると、一般に、液相の生成が多くな
り、ＳｉＣ粒子のほぼ全部が相転移して針状または板状
粒子に成長し、粒径分布はほぼ一定となる傾向が強ま
る。この傾向は、表１から確認されるように、金属ほう
化物の種類、加熱温度、さらには、加熱時間等によりバ
ラツキがある。たとえば、ＴａＢ ２ の場合には、１５体
積％としても、高強度が得られるβ型およびα型の共存
する複合組織が得られる。
【００１２】以上の結果を要約すると、 １）立方晶ＳｉＣ（β型）に金属ほう化物、たとえばＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ等のほう化物を少量固溶させ
ると、一部のβ型ＳｉＣについては相転移して特定の非
等軸六方晶ＳｉＣ（α型）となる。 ２）立方晶ＳｉＣ（β型）が非等軸六方晶（α型）に相
転移を起こした後に、針状または板状粒子に成長する。 ３）このような相転移と針状または板状粒子の成長は、
ある温度範囲での加熱処理により生成した液相（溶融
体）中で加速される。 ４）金属ほう化物とＢは、上記加熱温度において共晶に
より液相を生ずる。
ｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ等のほう化物を少量固溶させ
ると、一部のβ型ＳｉＣについては相転移して特定の非
等軸六方晶ＳｉＣ（α型）となる。 ２）立方晶ＳｉＣ（β型）が非等軸六方晶（α型）に相
転移を起こした後に、針状または板状粒子に成長する。 ３）このような相転移と針状または板状粒子の成長は、
ある温度範囲での加熱処理により生成した液相（溶融
体）中で加速される。 ４）金属ほう化物とＢは、上記加熱温度において共晶に
より液相を生ずる。
【００１３】従って、ＳｉＣ粉末に、金属ほう化物およ
び焼結助剤としてのＢを混合して焼結および加熱処理
し、液相が生成したときに、この液相を通じて、一部の
立方晶ＳｉＣ粒子（β型）から相転移した非等軸六方晶
ＳｉＣ（α型）が針状または板状に成長し、複合的な粒
度分布を持ったＳｉＣ焼結体が得られる。この焼結体
は、従来のＳｉＣ焼結体より破壊靭性が大きいという特
徴を有する。
び焼結助剤としてのＢを混合して焼結および加熱処理
し、液相が生成したときに、この液相を通じて、一部の
立方晶ＳｉＣ粒子（β型）から相転移した非等軸六方晶
ＳｉＣ（α型）が針状または板状に成長し、複合的な粒
度分布を持ったＳｉＣ焼結体が得られる。この焼結体
は、従来のＳｉＣ焼結体より破壊靭性が大きいという特
徴を有する。
【００１４】 そこで 、この発明においては、出発原料に
立方晶ＳｉＣ（β型（３Ｃ））の微粉末を用い、これ
に、焼結助剤としてのＢとともに、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
ＴａまたはＷを必須構成元素とする少なくとも一種の金
属ほう化物粉末を３〜１５体積％、好ましくは５体積％
を加え、混合する。金属ほう化物粉末の粒径は、たとえ
ば平均粒径１μｍ程度とすることができる。焼結助剤と
してのＢは、たとえば、上記金属ほう化物の添加に先立
って、立方晶ＳｉＣ（β型）の微粉末にアルコールを媒
体として混合することができる。その添加量は、０．５
〜２重量％、好ましくは０．８重量％とする。通常、焼
結のためのＢの添加量は０．５重量％以下であるが、こ
こでは、焼結温度に略等しい温度での加熱処理により金
属ほう化物と溶融体を形成するために、過剰に加えるの
が好ましい。また、焼結助剤としてはＣも添加すること
ができ、この場合のＣの添加量は、１〜３重量％、好ま
しくは２重量％とすることができる。
立方晶ＳｉＣ（β型（３Ｃ））の微粉末を用い、これ
に、焼結助剤としてのＢとともに、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，
ＴａまたはＷを必須構成元素とする少なくとも一種の金
属ほう化物粉末を３〜１５体積％、好ましくは５体積％
を加え、混合する。金属ほう化物粉末の粒径は、たとえ
ば平均粒径１μｍ程度とすることができる。焼結助剤と
してのＢは、たとえば、上記金属ほう化物の添加に先立
って、立方晶ＳｉＣ（β型）の微粉末にアルコールを媒
体として混合することができる。その添加量は、０．５
〜２重量％、好ましくは０．８重量％とする。通常、焼
結のためのＢの添加量は０．５重量％以下であるが、こ
こでは、焼結温度に略等しい温度での加熱処理により金
属ほう化物と溶融体を形成するために、過剰に加えるの
が好ましい。また、焼結助剤としてはＣも添加すること
ができ、この場合のＣの添加量は、１〜３重量％、好ま
しくは２重量％とすることができる。
【００１５】 このようにして調製した 混合粉末を、次い
で、たとえば静水圧プレス（ＣＩＰ）等によって成形す
る。この混合粉末成形体を２１００℃程度で約１時間焼
結し、安定化しつつ緻密化する。この後に、焼結温度よ
り１００〜２００℃高いおよそ２２００℃で１〜２時間
程度保持し、焼結体を加熱処理する。この処理によっ
て、焼結体には、その一部に溶融体が生成する。Ｔａ，
Ｗ，Ｎｂ等の金属ほう化物の融点は、通常、２８００〜
３０５０℃と高いが、Ｂが過剰にあると、このような金
属ほう化物であっても、共晶により融点が低下して溶触
体を生成しやくなる。
で、たとえば静水圧プレス（ＣＩＰ）等によって成形す
る。この混合粉末成形体を２１００℃程度で約１時間焼
結し、安定化しつつ緻密化する。この後に、焼結温度よ
り１００〜２００℃高いおよそ２２００℃で１〜２時間
程度保持し、焼結体を加熱処理する。この処理によっ
て、焼結体には、その一部に溶融体が生成する。Ｔａ，
Ｗ，Ｎｂ等の金属ほう化物の融点は、通常、２８００〜
３０５０℃と高いが、Ｂが過剰にあると、このような金
属ほう化物であっても、共晶により融点が低下して溶触
体を生成しやくなる。
【００１６】 なお、 金属ほう化物を構成する金属元素
は、一部の立方晶ＳｉＣ（β型）粒子に０．４モル％未
満の割合で少量固溶する。この金属元素の固溶によっ
て、ＳｉＣは、特定の非等軸六方晶（α型）、主に、６
Ｈや４Ｈなどに転移し、これが、上記溶融体中で針状ま
たは板状粒子に液相成長する。
は、一部の立方晶ＳｉＣ（β型）粒子に０．４モル％未
満の割合で少量固溶する。この金属元素の固溶によっ
て、ＳｉＣは、特定の非等軸六方晶（α型）、主に、６
Ｈや４Ｈなどに転移し、これが、上記溶融体中で針状ま
たは板状粒子に液相成長する。
【００１７】 処理 後の焼結体は、金属ほう化物粒子とＳ
ｉＣ粒子とから形成される。母相は、焼結体全体の６０
体積％以上を占め、平均粒径１０μｍ以下に分布する立
方晶ＳｉＣ粒子（β型）によって形成される。そして、
この細粒の母相中に、５〜３０体積％程度の割合で針状
または板状の非等軸六方晶ＳｉＣ粒子（α型）がランダ
ムに分散する。この針状または板状の非等軸六方晶Ｓｉ
Ｃ粒子（α型）は、長短径比５以上、長軸径５０μｍ以
上（より具体的には、５０〜２００μｍ）、かつ長さ５
〜１０μｍ程度の粒子である。
ｉＣ粒子とから形成される。母相は、焼結体全体の６０
体積％以上を占め、平均粒径１０μｍ以下に分布する立
方晶ＳｉＣ粒子（β型）によって形成される。そして、
この細粒の母相中に、５〜３０体積％程度の割合で針状
または板状の非等軸六方晶ＳｉＣ粒子（α型）がランダ
ムに分散する。この針状または板状の非等軸六方晶Ｓｉ
Ｃ粒子（α型）は、長短径比５以上、長軸径５０μｍ以
上（より具体的には、５０〜２００μｍ）、かつ長さ５
〜１０μｍ程度の粒子である。
【００１８】 このような 複合組織の形成によって、Ｓｉ
Ｃ焼結体は、立方晶ＳｉＣ（β型）粉末を単独で焼結し
た焼結体の１．５から２倍の破壊靭性値を持つようにな
る。
Ｃ焼結体は、立方晶ＳｉＣ（β型）粉末を単独で焼結し
た焼結体の１．５から２倍の破壊靭性値を持つようにな
る。
【００１９】 次に実施例として金属ほう化物がＴａＢ２
である場合を例として、この発明についてさらに詳しく
説明する。
である場合を例として、この発明についてさらに詳しく
説明する。
【００２０】
【実施例】立方晶ＳｉＣ（β型）微粉末にＢおよびＣを
それぞれ０．６重量％，２重量％加え、アルコールを媒
体にして、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルで２４時間
混合した。これに５体積％のＴａＢ２を加え、上記の混
合条件で混合した。この後に、混合粉末を金型内に入
れ、静水圧２トンでラバープレスした。炭素ヒータを備
えた焼結炉を用い、この成形体を真空中で１５００℃ま
で加熱した。次いで、焼結炉内にＡｒガスを導入し、２
１００℃で１時間焼結した。加えたＴａＢ２は立方晶Ｓ
ｉＣ（β型）を高温で安定化し、立方晶ＳｉＣ（β型）
の微細な粒子とＴａＢ２粒子とからなる焼結体が形成し
た。この焼結体をさらに２２５０℃で１時間保持したと
ころ、立方晶ＳｉＣ（β型）粒子の一部から針状または
板状粒子が成長した。
それぞれ０．６重量％，２重量％加え、アルコールを媒
体にして、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルで２４時間
混合した。これに５体積％のＴａＢ２を加え、上記の混
合条件で混合した。この後に、混合粉末を金型内に入
れ、静水圧２トンでラバープレスした。炭素ヒータを備
えた焼結炉を用い、この成形体を真空中で１５００℃ま
で加熱した。次いで、焼結炉内にＡｒガスを導入し、２
１００℃で１時間焼結した。加えたＴａＢ２は立方晶Ｓ
ｉＣ（β型）を高温で安定化し、立方晶ＳｉＣ（β型）
の微細な粒子とＴａＢ２粒子とからなる焼結体が形成し
た。この焼結体をさらに２２５０℃で１時間保持したと
ころ、立方晶ＳｉＣ（β型）粒子の一部から針状または
板状粒子が成長した。
【００２１】 焼結体の性質は、表２に示した通りであ
る。
る。
【００２２】
【表２】
【００２３】焼結体の組織を画像解析した結果、この焼
結体は、５体積％のＴａＢ２粒子と９５体積％のＳｉＣ
粒子とからなる緻密体であることが確認された。また、
平均粒径３．０μｍ、アスペクト比３．０の立方晶Ｓｉ
Ｃ（β型）細粒が焼結体全体の８１体積％を占め、母相
を形成した。この母相中に、１４体積％の針状または板
状の非等軸六方晶ＳｉＣ粒子（α型）が分散していた。
非等軸六方晶ＳｉＣ（α型）粒子の長さは、平均で２３
０μｍであり、また、アスペクト比は平均で１８であっ
た。 このＳｉＣ焼結体について機械的特性を測定したと
ころ、弾性率４２８ＧＰａ、三点曲げ強度４３０ＭＰ
ａ、および破壊靭性値４．６ＭＰａｍ１／２であった。
結体は、５体積％のＴａＢ２粒子と９５体積％のＳｉＣ
粒子とからなる緻密体であることが確認された。また、
平均粒径３．０μｍ、アスペクト比３．０の立方晶Ｓｉ
Ｃ（β型）細粒が焼結体全体の８１体積％を占め、母相
を形成した。この母相中に、１４体積％の針状または板
状の非等軸六方晶ＳｉＣ粒子（α型）が分散していた。
非等軸六方晶ＳｉＣ（α型）粒子の長さは、平均で２３
０μｍであり、また、アスペクト比は平均で１８であっ
た。 このＳｉＣ焼結体について機械的特性を測定したと
ころ、弾性率４２８ＧＰａ、三点曲げ強度４３０ＭＰ
ａ、および破壊靭性値４．６ＭＰａｍ１／２であった。
【００２４】 比較のために、従来から一般的に用いられ
ているＳｉＣ焼結体の製造方法に従って、立方晶ＳｉＣ
（β型）粉末を焼結し、その平均粒径、アスペクト比、
含有量、弾性率、三点曲げ強度、および破壊靭性値を測
定した。具体的には、立方晶ＳｉＣ（β型）微粉末に
０．３重量％のＢおよび２重量％のＣを加え、アルコー
ルを媒体にして、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルで２
４時間混合した後に、混合粉末を金型に入れ、静水圧２
トンでラバープレスし、次いで成形体を炭素ヒータを備
えた焼結炉内で２０５０℃で１時間焼結した。その結
果、表３に示す通りの焼結体を得た。
ているＳｉＣ焼結体の製造方法に従って、立方晶ＳｉＣ
（β型）粉末を焼結し、その平均粒径、アスペクト比、
含有量、弾性率、三点曲げ強度、および破壊靭性値を測
定した。具体的には、立方晶ＳｉＣ（β型）微粉末に
０．３重量％のＢおよび２重量％のＣを加え、アルコー
ルを媒体にして、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルで２
４時間混合した後に、混合粉末を金型に入れ、静水圧２
トンでラバープレスし、次いで成形体を炭素ヒータを備
えた焼結炉内で２０５０℃で１時間焼結した。その結
果、表３に示す通りの焼結体を得た。
【００２５】
【表３】
【００２６】この表３に示した通り、従来法により製造
されたＳｉＣ焼結体は、弾性率４４０ＧＰａ、三点曲げ
強度４００ＭＰａ、および破壊靭性値は２．４ＭＰａｍ
１／２であった。この焼結体を２１５０℃で１時間加熱
したところ、ＳｉＣ粒子のすべてが粒成長し、平均粒径
８５μｍの大粒子に成長した。金属ほう化物を加えずに
ＳｉＣ焼結体を製造した場合には、複合組織を有するＳ
ｉＣ焼結体は得られず、ＳｉＣ焼結体の強度は小さかっ
た。
されたＳｉＣ焼結体は、弾性率４４０ＧＰａ、三点曲げ
強度４００ＭＰａ、および破壊靭性値は２．４ＭＰａｍ
１／２であった。この焼結体を２１５０℃で１時間加熱
したところ、ＳｉＣ粒子のすべてが粒成長し、平均粒径
８５μｍの大粒子に成長した。金属ほう化物を加えずに
ＳｉＣ焼結体を製造した場合には、複合組織を有するＳ
ｉＣ焼結体は得られず、ＳｉＣ焼結体の強度は小さかっ
た。
【００２７】 以上の対比からも明らかなように、この発
明のＳｉＣ焼結体は、複合組織を有する焼結体であっ
て、その機械的性質は、たとえば、破壊靭性値４．６Ｍ
Ｐａｍ１／２となり、従来のＳｉＣ焼結体の破壊靭性値
の２．４ＭＰａｍ １／２に比べ、約２倍も向上する。
明のＳｉＣ焼結体は、複合組織を有する焼結体であっ
て、その機械的性質は、たとえば、破壊靭性値４．６Ｍ
Ｐａｍ１／２となり、従来のＳｉＣ焼結体の破壊靭性値
の２．４ＭＰａｍ １／２に比べ、約２倍も向上する。
【００２８】
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この発明によ
って、一部の立方晶ＳｉＣ（β型）から、金属ほう化物
を構成する金属元素が固溶した非等軸六方晶ＳｉＣ（α
型）粒子が液相中で針状または板状に成長し、母相に一
様に分散した複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体が得
られる。このＳｉＣ焼結体は、従来よりも機械的強度に
優れ、高強度な焼結体となる。
って、一部の立方晶ＳｉＣ（β型）から、金属ほう化物
を構成する金属元素が固溶した非等軸六方晶ＳｉＣ（α
型）粒子が液相中で針状または板状に成長し、母相に一
様に分散した複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体が得
られる。このＳｉＣ焼結体は、従来よりも機械的強度に
優れ、高強度な焼結体となる。
Claims (11)
- 【請求項１】 ＳｉＣ焼結体のＳｉＣ粒子により構成さ
れる母相に、針状または板状の非等軸六方晶ＳｉＣ粒子
が一様に分散されており、この非等軸六方晶ＳｉＣ粒子
には、金属ほう化物を構成する金属元素が固溶している
ことを特徴とするＳｉＣ焼結体。 - 【請求項２】 母相は、焼結体全体の６０体積％以上を
占め、平均粒径１０μｍ以下の立方晶ＳｉＣ粒子から形
成されている請求項１の焼結体。 - 【請求項３】 針状または板状の非等軸六方晶ＳｉＣ粒
子は、焼結体の全体の５〜３０体積％を占め、長短径比
５以上、長軸径５０μｍ以上であり、金属ほう化物を構
成する金属元素が０．４モル％未満固溶している請求項
１の焼結体。 - 【請求項４】 固溶する金属元素は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，ＴａまたはＷの少なくともいずれか一種である請求
項１の焼結体。 - 【請求項５】 立方晶系に属するＳｉＣの粉末原料を、
焼結助剤としてのＢの存在下で、金属ほう化物とともに
焼結し、ＳｉＣの非等軸六方晶系への相転移を抑制して
焼結体を安定化するとともに、緻密化した後に、この焼
結体を焼結温度より１００〜２００℃高い温度に加熱
し、溶融体を生成させ、焼結時またはこの加熱処理時の
少なくともいずれか一方において、一部の立方晶ＳｉＣ
から金属ほう化物を構成する金属元素が固溶することに
より相転移した、または相転移する非等軸六方晶ＳｉＣ
を、前記溶融体中で針状または板状の粒子に液相成長さ
せ、これを焼結体の母相に一様に分散させることを特徴
とするＳｉＣ焼結体の製造方法。 - 【請求項６】 金属ほう化物として、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，ＴａまたはＷの少なくともいずれか一種のほう化物
を混合する請求項５の製造方法。 - 【請求項７】 金属ほう化物の混合量が２〜１５体積％
である請求項５または６いずれかの製造方法。 - 【請求項８】 焼結助剤としてさらにＣを添加する請求
項５の製造方法。 - 【請求項９】 焼結助剤の添加量が０．５〜２重量％で
ある請求項５の製造方法。 - 【請求項１０】 焼結助剤の添加量が０．５〜５重量％
である請求項８の製造方法。 - 【請求項１１】 温度２０００〜２１００℃で焼結する
請求項５の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5277477A JP2560237B2 (ja) | 1993-10-08 | 1993-10-08 | ＳｉＣ焼結体とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5277477A JP2560237B2 (ja) | 1993-10-08 | 1993-10-08 | ＳｉＣ焼結体とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07109172A JPH07109172A (ja) | 1995-04-25 |
| JP2560237B2 true JP2560237B2 (ja) | 1996-12-04 |
Family
ID=17584145
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5277477A Expired - Lifetime JP2560237B2 (ja) | 1993-10-08 | 1993-10-08 | ＳｉＣ焼結体とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2560237B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6312431B2 (ja) * | 2013-12-27 | 2018-04-18 | 日本特殊陶業株式会社 | 炭化珪素質焼結体の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6340766A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-22 | 旭硝子株式会社 | 高温鉄鋼接触部材 |
| JPS6487563A (en) * | 1987-09-30 | 1989-03-31 | Nippon Steel Corp | Nonoxide type composite ceramic sintered body |
-
1993
- 1993-10-08 JP JP5277477A patent/JP2560237B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07109172A (ja) | 1995-04-25 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |