JP4806096B2 - 二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法 - Google Patents
二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4806096B2 JP4806096B2 JP2010246540A JP2010246540A JP4806096B2 JP 4806096 B2 JP4806096 B2 JP 4806096B2 JP 2010246540 A JP2010246540 A JP 2010246540A JP 2010246540 A JP2010246540 A JP 2010246540A JP 4806096 B2 JP4806096 B2 JP 4806096B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- silicon alloy
- eutectic
- sialon
- producing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
- C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
- C04B35/597—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon oxynitride, e.g. SIALONS
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
- C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
- C04B35/62625—Wet mixtures
- C04B35/6263—Wet mixtures characterised by their solids loadings, i.e. the percentage of solids
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
- C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
- C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
- C04B35/62655—Drying, e.g. freeze-drying, spray-drying, microwave or supercritical drying
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
- C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
- C04B35/6303—Inorganic additives
- C04B35/6316—Binders based on silicon compounds
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3418—Silicon oxide, silicic acids, or oxide forming salts thereof, e.g. silica sol, fused silica, silica fume, cristobalite, quartz or flint
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
- C04B2235/421—Boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
- C04B2235/54—Particle size related information
- C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
- C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
- C04B2235/606—Drying
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
- C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
- C04B2235/74—Physical characteristics
- C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
- C04B2235/74—Physical characteristics
- C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
- C04B2235/767—Hexagonal symmetry, e.g. beta-Si3N4, beta-Sialon, alpha-SiC or hexa-ferrites
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
- C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
- C04B2235/81—Materials characterised by the absence of phases other than the main phase, i.e. single phase materials
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
- C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
- C04B2235/9607—Thermal properties, e.g. thermal expansion coefficient
- C04B2235/9623—Ceramic setters properties
Description
本発明は、二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法に関する。
二相構造を有する合金は、高強度で強靭値が大きいため、特殊鋼（鉄合金）の分野においては、種々のものが活用されている。ＪＩＳ ＳＵＳ３２９Ｊ１として規格化されている二相ステンレスはその代表的存在で、種々の二相構造を有する特殊鋼が多数実用化されてきている。
他方、セラミックスの分野では、単一相で形成されるセラミックスの研究開発が重ねられ、実用化が進められている段階にある。発明者らは、圧力と温度を制御しながら行う燃焼合成方法により、地殻に大量に存在する低価格シリコンを原料とした「シリコン合金」の開発に成功し、特殊鋼に代替する構造材料として、その実用化を推進している。
しかし、二相構造を有するセラミックスは未開発である。
他方、セラミックスの分野では、単一相で形成されるセラミックスの研究開発が重ねられ、実用化が進められている段階にある。発明者らは、圧力と温度を制御しながら行う燃焼合成方法により、地殻に大量に存在する低価格シリコンを原料とした「シリコン合金」の開発に成功し、特殊鋼に代替する構造材料として、その実用化を推進している。
しかし、二相構造を有するセラミックスは未開発である。
ＪＩＳ Ｇ４３０４−１９９９
渡邊敏幸他、FC Report ２６、６８頁（２００８年）
ファインセラミックスと鉄鋼材料との大きな材質的差異は、塑性変形が可能か否かという点に存する。「セラミックスは脆く、鉄鋼材料は粘い」というのが、一般的見解である。すなわち、セラミックスは、その破壊形態が脆性破壊であるため、鉄鋼材料に完全に代替することは困難とされてきた。
シリコン合金は固溶体であるから、燃焼合成後の共晶反応を利用することにより、二相組織で構成される可能性が高い。そして、二相で形成される組織構造を有するセラミックスは、二相ステンレス鋼のように、各相の長所を併せ持ち、延性を示す可能性が高いため、従来の単一相で形成されるセラミックスに比し、遥かに大きな強靭性が期待できる。
しかし、これまでのシリコン合金の燃焼合成方法においては、小型の燃焼合成装置を用い、且つ冷却能力が高い冷却装置を用いていたことから、冷却速度が速く、単相のシリコン合金しか得られなかったものと考えられる。これは、鉄鋼などの金属についても同じで、共晶を得るには徐冷する必要がある。従って、燃焼合成後の冷却速度を制御することにより、二相共晶組織を有するシリコン合金が得られる可能性が高い。
そして、このようにして得られた二相共晶シリコン合金に、既に出願済みで実用化もされているシリコン合金に関する製造プロセス（特願２００９−１５８４０７、特願２００９−２０２４４０）を応用すれば、製品化も容易に行うことができる。
このように、二相共晶シリコン合金の開発により、セラミックスが汎用工業材料である特殊鋼に代替可能な場面がさらに増し、シリコン合金（金属セラミックス）の活用分野の拡大が期待できる。
よって、本発明は、二相構造を有する共晶シリコン合金を得ることを目的とする。
シリコン合金は固溶体であるから、燃焼合成後の共晶反応を利用することにより、二相組織で構成される可能性が高い。そして、二相で形成される組織構造を有するセラミックスは、二相ステンレス鋼のように、各相の長所を併せ持ち、延性を示す可能性が高いため、従来の単一相で形成されるセラミックスに比し、遥かに大きな強靭性が期待できる。
しかし、これまでのシリコン合金の燃焼合成方法においては、小型の燃焼合成装置を用い、且つ冷却能力が高い冷却装置を用いていたことから、冷却速度が速く、単相のシリコン合金しか得られなかったものと考えられる。これは、鉄鋼などの金属についても同じで、共晶を得るには徐冷する必要がある。従って、燃焼合成後の冷却速度を制御することにより、二相共晶組織を有するシリコン合金が得られる可能性が高い。
そして、このようにして得られた二相共晶シリコン合金に、既に出願済みで実用化もされているシリコン合金に関する製造プロセス（特願２００９−１５８４０７、特願２００９−２０２４４０）を応用すれば、製品化も容易に行うことができる。
このように、二相共晶シリコン合金の開発により、セラミックスが汎用工業材料である特殊鋼に代替可能な場面がさらに増し、シリコン合金（金属セラミックス）の活用分野の拡大が期待できる。
よって、本発明は、二相構造を有する共晶シリコン合金を得ることを目的とする。
本発明は、重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金であって、
前記シリコン合金がβ´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有し、
前記共晶組織が面積率で少なくとも６０％以上であるすることを特徴とする二相共晶シリコン合金により、前記課題を解決した。
前記シリコン合金がβ´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有し、
前記共晶組織が面積率で少なくとも６０％以上であるすることを特徴とする二相共晶シリコン合金により、前記課題を解決した。
また、本発明は、重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金の燃焼合成方法であって、
燃焼合成時の冷却速度を毎分５０℃以下に制御して冷却することにより、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有する二相共晶シリコン合金を得ることを特徴とする二相共晶シリコン合金の製造方法を提供する。
燃焼合成時の冷却速度を毎分５０℃以下に制御して冷却することにより、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有する二相共晶シリコン合金を得ることを特徴とする二相共晶シリコン合金の製造方法を提供する。
さらに、本発明は、重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金であって、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有する二相共晶シリコン合金の粉末からなる成形体を、
前記成形体の有する熱容量の１０倍以上の熱量を投入できる焼結炉内に保持し、常圧又は常圧以上で、且つシリコン気体のモル分率が１０％以上である窒素雰囲気において、１４００℃以上１７００℃以下の温度で焼結することを特徴とする二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法を提供する。
前記成形体の有する熱容量の１０倍以上の熱量を投入できる焼結炉内に保持し、常圧又は常圧以上で、且つシリコン気体のモル分率が１０％以上である窒素雰囲気において、１４００℃以上１７００℃以下の温度で焼結することを特徴とする二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法を提供する。
本発明により、破壊形態が脆性破壊ではなく延性破壊である二相共晶シリコン合金が得られた。すなわち、発明者らは、塑性変形可能で、従来の単一相で形成されるセラミックスに比し、遥かに強靭なセラミックスの開発に成功した。これにより、セラミックスによる鉄鋼材料へのさらなる代替が可能となり、セラミックスが汎用工業材料として広く工業界に活用され得る。
以下、図面を参照しつつ、本発明の二相共晶シリコン合金について詳述する。
図１は、シリコンを５０ｗｔ％の一定量に固定し、窒素＋アルミニウム＋酸素＝５０ｗｔ％の範囲内で、これら３要素の含有率を変化させて燃焼合成することによって得た、種々の組成を有するシリコン合金の三元系状態図である。β´はβ´サイアロン単相、ο´はο´サイアロン単相の生成領域を示す。
そして、この２領域の両端部ａ、ｂ、ｃ、ｄ点を結ぶ線によって囲まれ、β´、ο´サイアロン単相の生成領域を除いたほぼ台形状の領域（図１の灰色部分）が、二相構造を有する共晶シリコン合金の生成領域となる。この領域においては、高温では気相の均一相であるが、室温での安定相は、β´サイアロン相とο´サイアロン相の固相となる。そのため、急冷すると均一な単相となるが、徐冷すると二相組織が現れる。
図１は、シリコンを５０ｗｔ％の一定量に固定し、窒素＋アルミニウム＋酸素＝５０ｗｔ％の範囲内で、これら３要素の含有率を変化させて燃焼合成することによって得た、種々の組成を有するシリコン合金の三元系状態図である。β´はβ´サイアロン単相、ο´はο´サイアロン単相の生成領域を示す。
そして、この２領域の両端部ａ、ｂ、ｃ、ｄ点を結ぶ線によって囲まれ、β´、ο´サイアロン単相の生成領域を除いたほぼ台形状の領域（図１の灰色部分）が、二相構造を有する共晶シリコン合金の生成領域となる。この領域においては、高温では気相の均一相であるが、室温での安定相は、β´サイアロン相とο´サイアロン相の固相となる。そのため、急冷すると均一な単相となるが、徐冷すると二相組織が現れる。
なお、本発明においては、燃焼合成時の冷却は、その速度を毎分５０℃以下に制御して行なう。このような徐冷を行うことにより、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる二相共晶シリコン合金を得ることができる。
このような徐冷は、具体的には、燃焼合成装置に用いる冷却水の温度を比較的高く設定したり、燃焼部の断熱性を高めるため、投入原料の体積を大きくしたり、或いは、原料周辺に充填する断熱材の量を増加させること等によって実施することができる。
このような徐冷は、具体的には、燃焼合成装置に用いる冷却水の温度を比較的高く設定したり、燃焼部の断熱性を高めるため、投入原料の体積を大きくしたり、或いは、原料周辺に充填する断熱材の量を増加させること等によって実施することができる。
図２は、図１において、（２）−（２）線で切断した場合に想定される状態図である。Ａは燃焼合成の際に生成するシリコン合金組成を有する気体相、Ｅは共晶（Eutectic）点である。
この図から、シリコン合金組成を有する気体相は、Ｅ点に相当する酸素濃度においては、徐冷により共晶温度に到達すると、β´サイアロン相とο´サイアロン相とからなる二相共晶組織を構成することが想定される。また、Ｅ点よりも酸素濃度が低い領域では、徐冷によりまずβ´サイアロン相が初晶として析出し、その後共晶温度に到達すると、β´、ο´サイアロン相からなる二相共晶が析出することが想定される。逆に、Ｅ点よりも酸素濃度が高い領域では、徐冷によりまずο´サイアロン相が初晶として析出し、その後共晶温度に到達すると、β´、ο´サイアロン相からなる二相共晶が析出することが想定される。
この図から、シリコン合金組成を有する気体相は、Ｅ点に相当する酸素濃度においては、徐冷により共晶温度に到達すると、β´サイアロン相とο´サイアロン相とからなる二相共晶組織を構成することが想定される。また、Ｅ点よりも酸素濃度が低い領域では、徐冷によりまずβ´サイアロン相が初晶として析出し、その後共晶温度に到達すると、β´、ο´サイアロン相からなる二相共晶が析出することが想定される。逆に、Ｅ点よりも酸素濃度が高い領域では、徐冷によりまずο´サイアロン相が初晶として析出し、その後共晶温度に到達すると、β´、ο´サイアロン相からなる二相共晶が析出することが想定される。
図３のＥ１点は、この様な想定に基づき試作に成功した、二相構造を有する共晶シリコン合金の組成の１例を示している。シリコン５０ｗｔ％、アルミニウム１０ｗｔ％、窒素２７ｗｔ％、及び酸素１３ｗｔ％で構成されている。
燃焼合成によって得た二相共晶シリコン合金の粉末体のＸ線回折像を、図４に示した。本発明の二相共晶シリコン合金は、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる二相構造を有していることが分かる。
図５は、この粉末を焼結して得た焼結体の研磨面のＳＥＭ写真である。黒く見える島状の部位が初晶のο´サイアロン相で、その他は二相構造を有する共晶シリコン合金となっている。また、図６は、焼結体の破面観察の結果を示すＳＥＭ写真である。従来のセラミックスに見られる脆性破面ではなく、明らかな延性破面を呈していることが分かる。
このような二相共晶シリコン合金が、その機能的特徴を発揮する種々の条件について、詳細な検討を行った。
このような二相共晶シリコン合金が、その機能的特徴を発揮する種々の条件について、詳細な検討を行った。
１．化学成分値と共晶組織率との関係
図１の三元系状態図の破線上、すなわち、シリコンを５０ｗｔ％、アルミニウムを１０ｗｔ％に固定し、酸素量及び窒素量の比率を変化させて、二相共晶組織生成面積率（％）の変化との関係を調査するため、表１に示すような、種々の目標配合値からなる供試材を作製した。
なお、燃焼合成法において、配合値は合成後の分析値とほぼ同一となる。
図１の三元系状態図の破線上、すなわち、シリコンを５０ｗｔ％、アルミニウムを１０ｗｔ％に固定し、酸素量及び窒素量の比率を変化させて、二相共晶組織生成面積率（％）の変化との関係を調査するため、表１に示すような、種々の目標配合値からなる供試材を作製した。
なお、燃焼合成法において、配合値は合成後の分析値とほぼ同一となる。
供試材１は、β´サイアロン単一相で構成される（図１参照）。
供試材２においては、燃焼合成後の冷却により、シリコン合金気相から初晶のβ´サイアロン相が晶出し、共晶組成となった合金気相から、β´サイアロン相とο´サイアロン相の共晶反応により、β´サイアロン相とο´サイアロン相の二相共晶組織が形成される。
供試材の組成が共晶組成（図３のＥ点：シリコン５０ｗｔ％、アルミニウム１０ｗｔ％、窒素２７ｗｔ％、及び酸素１３ｗｔ％）に近付くにつれて（供試材１〜５）、初晶のβ´サイアロン相の量比は低下し、二相構造組織の量比が大きくなる。酸素の数値が共晶組成のそれを超えると（供試材６〜９）、ο´サイアロン相が初晶相として晶出する。
上述のとおり、二相共晶シリコン合金の粉末を焼結して得た焼結体の研磨面のＳＥＭ写真である図５においては、島状の部位が初晶のο´サイアロン相で、その他は二相構造を有する共晶シリコン合金となっている。
供試材２においては、燃焼合成後の冷却により、シリコン合金気相から初晶のβ´サイアロン相が晶出し、共晶組成となった合金気相から、β´サイアロン相とο´サイアロン相の共晶反応により、β´サイアロン相とο´サイアロン相の二相共晶組織が形成される。
供試材の組成が共晶組成（図３のＥ点：シリコン５０ｗｔ％、アルミニウム１０ｗｔ％、窒素２７ｗｔ％、及び酸素１３ｗｔ％）に近付くにつれて（供試材１〜５）、初晶のβ´サイアロン相の量比は低下し、二相構造組織の量比が大きくなる。酸素の数値が共晶組成のそれを超えると（供試材６〜９）、ο´サイアロン相が初晶相として晶出する。
上述のとおり、二相共晶シリコン合金の粉末を焼結して得た焼結体の研磨面のＳＥＭ写真である図５においては、島状の部位が初晶のο´サイアロン相で、その他は二相構造を有する共晶シリコン合金となっている。
２．二相共晶組織率と延性破面率との関係
図６のＳＥＭ写真に見られる延性破面の占める面積率と二相共晶組織の占める面積率との関係を、図７に示した。二相共晶組織の構成率の上昇と共に、延性破面の面積率が向上することが分かる。これは、共晶反応により生成した二相の境界に、整合性の高い粒界が形成されるためと考えられる。
また、同図から明らかなように、１００％の延性破面率を確保するには、二相共晶組織の構成面積率が６０％以上であることが必要である。
図６のＳＥＭ写真に見られる延性破面の占める面積率と二相共晶組織の占める面積率との関係を、図７に示した。二相共晶組織の構成率の上昇と共に、延性破面の面積率が向上することが分かる。これは、共晶反応により生成した二相の境界に、整合性の高い粒界が形成されるためと考えられる。
また、同図から明らかなように、１００％の延性破面率を確保するには、二相共晶組織の構成面積率が６０％以上であることが必要である。
３．延性破面率に対するホウ素の効果
図７のＨ点は、表１の供試材２と同一の組成を有する供試材に、合金添加剤として用いられるホウ素を０.１ｗｔ％添加した際の延性破面率の測定結果を示す。二相共晶組織の構成面積率が４０％であるにも拘らず、延性破面率が１００％に向上していることが認められた。
従って、ホウ素を添加することによってより強靭な二相共晶シリコン合金が得られるが、１ｗｔ％を超えると、逆に延性破面率を低下させてしまうため、１ｗｔ％以下の添加が好ましい。
図７のＨ点は、表１の供試材２と同一の組成を有する供試材に、合金添加剤として用いられるホウ素を０.１ｗｔ％添加した際の延性破面率の測定結果を示す。二相共晶組織の構成面積率が４０％であるにも拘らず、延性破面率が１００％に向上していることが認められた。
従って、ホウ素を添加することによってより強靭な二相共晶シリコン合金が得られるが、１ｗｔ％を超えると、逆に延性破面率を低下させてしまうため、１ｗｔ％以下の添加が好ましい。
このような二相共晶シリコン合金を粉末化して、成形体を作製し、これを焼結することにより、鉄鋼部材に代替する種々の工業製品を得ることができる。そこで、次に焼結体を得る工程について説明する。
まず、粉砕装置により、本発明の二相共晶シリコン合金を粒径１ミクロン以下に粉砕する。平均粒径が小さくなる程、焼結助剤の必要添加量は少量となり、平均粒径５００ｎｍ以下では、焼結助剤の添加なしで、高密度の焼結体が確保できる。従って、焼結後の相対密度を向上させるためには、平均粒径で５００ｎｍ以下に粉砕するのが好ましい。
次に、この粉末を原料として、成形体を形成しこれを焼結するまでの工程においては、既に出願済みの脱水方法を用いることが好ましい。
すなわち、重量％で水１０〜４０を添加して混練し、これにより得られたシリコン合金製坏土を、三次元形状に成形する工程を経て成形体を形成し、同成形体を、成形後５分以内に冷却媒体に投入し、少なくとも５分以上冷却媒体中に保持して、成形体内の水分を微細分散状態で急速凍結させ、水の三重点未満の圧力とした容器内に保持した後に焼結する。
この方法を用いることにより、成形体内の水分を、凝集前の微細分散の状態で除去することができ、焼結後の割れを防ぐことができる。また、有害な有機溶剤を一切使用せず、水を主たるバインダとして、本発明の二相共晶シリコン合金を成形加工し、高品質なセラミックス製品を安定的に得ることが可能となる。
なお、水とともに、二酸化シリコン、アルミナを主成分とする１種又は２種以上の無機バインダ０.５〜１０ｗｔ％、及び／又は５ｗｔ％以下の焼結助剤を添加してもよい。また、上記のとおり、１ｗｔ％以下のホウ素を添加すれば、より強靭な二相共晶シリコン合金が得られる。
すなわち、重量％で水１０〜４０を添加して混練し、これにより得られたシリコン合金製坏土を、三次元形状に成形する工程を経て成形体を形成し、同成形体を、成形後５分以内に冷却媒体に投入し、少なくとも５分以上冷却媒体中に保持して、成形体内の水分を微細分散状態で急速凍結させ、水の三重点未満の圧力とした容器内に保持した後に焼結する。
この方法を用いることにより、成形体内の水分を、凝集前の微細分散の状態で除去することができ、焼結後の割れを防ぐことができる。また、有害な有機溶剤を一切使用せず、水を主たるバインダとして、本発明の二相共晶シリコン合金を成形加工し、高品質なセラミックス製品を安定的に得ることが可能となる。
なお、水とともに、二酸化シリコン、アルミナを主成分とする１種又は２種以上の無機バインダ０.５〜１０ｗｔ％、及び／又は５ｗｔ％以下の焼結助剤を添加してもよい。また、上記のとおり、１ｗｔ％以下のホウ素を添加すれば、より強靭な二相共晶シリコン合金が得られる。
また、上記成形体を、成形後５分以内に１気圧未満の減圧環境とした容器に投入し、同成形体に２.４５０ＧＨｚマイクロ波を少なくとも５分以上継続照射した後に焼結する方法、又はこれらの２方法を組合せ、上記成形体を、成形後５分以内に冷却媒体に投入し、少なくとも５分以上冷却媒体中に保持して、成形体内の水分を微細分散状態で急速凍結させた後、１気圧未満の減圧環境とした容器に投入し、２.４５０ＧＨｚマイクロ波を少なくとも５分以上継続照射した後に焼結する方法を用いてもよい。
これらの方法によっても、成形体内の水分を、凝集前の微細分散の状態で除去することができ、焼結後の割れを防ぐことができるから、高品質なセラミックス製品を安定的に得ることが可能となる。
なお、無機バインダ及び／又は焼結助剤、ホウ素の添加の点は、上記と同様である。
これらの方法によっても、成形体内の水分を、凝集前の微細分散の状態で除去することができ、焼結後の割れを防ぐことができるから、高品質なセラミックス製品を安定的に得ることが可能となる。
なお、無機バインダ及び／又は焼結助剤、ホウ素の添加の点は、上記と同様である。
そして、焼結は、成形体（被焼結体）の有する熱容量の１０倍以上の熱量を投入できる焼結炉内に保持し、常圧又は常圧以上で、且つシリコン気体のモル分率が１０％以上である窒素雰囲気において、１４００℃以上１７００℃以下の温度で行う。
ここで、「熱容量」とは、「被焼結体を常温から焼結温度に昇温させるために必要な熱量」を意味する。
ここで、「熱容量」とは、「被焼結体を常温から焼結温度に昇温させるために必要な熱量」を意味する。
焼結炉の熱量が小さいと、温度測定箇所では所定の温度になっていても、被焼結体の中心部まで十分な熱が届かず、焼結が不十分になることがある。これは、特に、大きな成形体、例えば風車用大口径ベアリングボール等を製造する際には大きな問題となる。また、シリコン気体分圧が低いと、被焼結体の表面からシリコンが蒸発してしまい、内部欠陥発生の原因となってしまう。よって、上記のような条件による焼結方法を用いることにより、大きな成形体を、内部欠陥を生じさせることなく、焼結することができる。
成形体と詰め粉（成形体と同材の粉末）をカーボンセッターに入れ、これを焼結炉に投入する。詰め粉は、カーボンセッター内の温度と雰囲気を均質化するためのものである。すなわち、焼結時には、成形体の構成成分が分解・蒸発するが、同材の詰め粉を配することによって成形体周辺のシリコン分率を確保し、シリコンの分解・蒸発を防ぐことができる。
大きいボールを焼結する場合の一例を以下に示す。
炉内ボール総重量：５３ｋｇ
二相共晶シリコン合金の比熱：６７０Ｊ／ｋｇ／Ｋ
上昇温度：１６７５℃（１７００℃−２５℃）
熱容量：５３×６７０×１６７５≒５９ＭＪ
また、焼結炉の熱量は、
ヒーター容量：２２０ｋＷ
（但し、上記ヒーター容量は最大容量であり、実際の稼動中はその半分程度の電力で推移している。）
加熱時間：３時間
熱量：１１０×３×３６００＝１１８８ＭＪ
よって、１１８８／１５２≒２０．１倍である。
大きいボールを焼結する場合の一例を以下に示す。
炉内ボール総重量：５３ｋｇ
二相共晶シリコン合金の比熱：６７０Ｊ／ｋｇ／Ｋ
上昇温度：１６７５℃（１７００℃−２５℃）
熱容量：５３×６７０×１６７５≒５９ＭＪ
また、焼結炉の熱量は、
ヒーター容量：２２０ｋＷ
（但し、上記ヒーター容量は最大容量であり、実際の稼動中はその半分程度の電力で推移している。）
加熱時間：３時間
熱量：１１０×３×３６００＝１１８８ＭＪ
よって、１１８８／１５２≒２０．１倍である。
本発明の二相共晶シリコン合金は、従来の単一相で形成されるセラミックスに比し、遥かに強靭であり、これを用いたセラミックス製品は、軽量、高強度、高疲労強度特性、非磁性特性、耐熱性、耐薬品性等の優れた特性を有するため、以下のような様々な用途に適用することが出来る。
すなわち、ベアリングボール、ベアリング用レース、直線運動軸受け用部品、自動車のパワートレイン部品・動力伝達用軸部品・ターボチャージャー部品・排気用マニホールド部品・コモンレール等燃料噴射系部品、航空機用のタービン部品・ランディングギアー部品、人工骨格の構成部品、半導体製造装置部品等である。
すなわち、ベアリングボール、ベアリング用レース、直線運動軸受け用部品、自動車のパワートレイン部品・動力伝達用軸部品・ターボチャージャー部品・排気用マニホールド部品・コモンレール等燃料噴射系部品、航空機用のタービン部品・ランディングギアー部品、人工骨格の構成部品、半導体製造装置部品等である。
また、シリコン合金は、完全非磁性のため、インバータタイプの発電装置、電動モータの軸受け部材として用いた場合に有利な効果を奏する。交流磁場による電蝕や鉄損防止の目的で鉄系軸受部材に用いられている非磁性材料の皮膜処理が省略できるためである。
具体的には、交流磁場環境で使用する、風力発電装置用ベアリングボール、ロール軸、テーパーロール軸、これらを保持する各種の内外輪、及び交流磁場環境で使用するハイブリット車・電気自動車用電動モータに使用されるベアリングボール、ロール軸、テーパーロール軸、これらを保持する各種の内外輪に用いることができる。
具体的には、交流磁場環境で使用する、風力発電装置用ベアリングボール、ロール軸、テーパーロール軸、これらを保持する各種の内外輪、及び交流磁場環境で使用するハイブリット車・電気自動車用電動モータに使用されるベアリングボール、ロール軸、テーパーロール軸、これらを保持する各種の内外輪に用いることができる。
さらに、２０ＧＨｚまでの電磁波を反射することができるため、この特性を活用して、ハイブリットカーや電気自動車の電動モータからの電磁波を防御する各種の部品として、優れた機能を発揮することができる。
以上のように、本発明の二相共晶シリコン合金は、その破壊形態が脆性破壊ではなく延性破壊である。すなわち、本発明により、塑性変形可能で、従来の単一相で形成されるセラミックスに比し、遥かに強靭なセラミックスを提供することができる。これは、「セラミックスは脆く、鉄鋼材料は粘い」、「セラミックスは、その破壊形態が脆性破壊であるため、鉄鋼材料に完全に代替することはできない」という、従来の見解を覆すものである。
そして、本発明の焼結方法を用いることにより、種々の高品質なセラミックス製品を提供することができるから、セラミックスによる鉄鋼材料へのさらなる代替が可能となり、セラミックスが汎用工業材料として広く工業界に活用され得る。
また、発明者らが先に開発した、シリコン合金焼結体の製造工程における脱水方法を用いることにより、有害な有機溶剤を一切使用せず、水を主たるバインダとして、本発明の二相共晶シリコン合金を成形加工し、高品質なセラミックス製品を安定的に得ることが可能となるから、環境問題の観点からも、極めて有利な効果を奏する。
そして、本発明の焼結方法を用いることにより、種々の高品質なセラミックス製品を提供することができるから、セラミックスによる鉄鋼材料へのさらなる代替が可能となり、セラミックスが汎用工業材料として広く工業界に活用され得る。
また、発明者らが先に開発した、シリコン合金焼結体の製造工程における脱水方法を用いることにより、有害な有機溶剤を一切使用せず、水を主たるバインダとして、本発明の二相共晶シリコン合金を成形加工し、高品質なセラミックス製品を安定的に得ることが可能となるから、環境問題の観点からも、極めて有利な効果を奏する。
Claims (11)
- 重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金であって、
前記シリコン合金がβ´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有し、
前記共晶組織が面積率で少なくとも６０％以上であるすることを特徴とする、
二相共晶シリコン合金。 - １重量％以下のホウ素をさらに含む、請求項１の二相共晶シリコン合金。
- 重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金であって、
前記シリコン合金が、１重量％以下のホウ素をさらに含み、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有し、
前記共晶組織が面積率で少なくとも４０％以上であることを特徴とする、
二相共晶シリコン合金。 - 重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金の燃焼合成方法であって、
燃焼合成時の冷却速度を毎分５０℃以下に制御して冷却することにより、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有する二相共晶シリコン合金を得ることを特徴とする、
二相共晶シリコン合金の製造方法。 - β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる前記共晶組織が面積率で少なくとも６０％以上である、請求項４の二相共晶シリコン合金の製造方法。
- 前記シリコン合金が１重量％以下のホウ素をさらに含む、請求項４の二相共晶シリコン合金の製造方法。
- β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる前記共晶組織が面積率で少なくとも４０％以上である、請求項６の二相共晶シリコン合金の製造方法。
- 重量％で、シリコン３０〜７０、窒素１０〜４５、アルミニウム１〜４０、及び酸素１〜４０を含有するシリコン合金であって、β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる共晶組織を有する二相共晶シリコン合金の粉末からなる成形体を、
前記成形体の有する熱容量の１０倍以上の熱量を投入できる焼結炉内に保持し、常圧又は常圧以上で、且つシリコン気体のモル分率が１０％以上である窒素雰囲気において、１４００℃以上１７００℃以下の温度で焼結することを特徴とする、
二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法。 - β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる前記共晶組織が面積率で少なくとも６０％以上である、請求項８の二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法。
- 前記シリコン合金は１重量％以下のホウ素をさらに含む、請求項８の二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法。
- β´サイアロン相とο´サイアロン相からなる前記共晶組織が面積率で少なくとも４０％以上である、請求項１０の二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010246540A JP4806096B2 (ja) | 2009-11-02 | 2010-11-02 | 二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009251847 | 2009-11-02 | ||
| JP2009251847 | 2009-11-02 | ||
| JP2010246540A JP4806096B2 (ja) | 2009-11-02 | 2010-11-02 | 二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2011116635A JP2011116635A (ja) | 2011-06-16 |
| JP4806096B2 true JP4806096B2 (ja) | 2011-11-02 |
Family
ID=43414837
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2010246540A Expired - Fee Related JP4806096B2 (ja) | 2009-11-02 | 2010-11-02 | 二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US8426329B2 (ja) |
| EP (1) | EP2316806A2 (ja) |
| JP (1) | JP4806096B2 (ja) |
| CN (1) | CN102051512A (ja) |
| TW (1) | TW201121921A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014049677A1 (ja) * | 2012-09-25 | 2014-04-03 | 住金物産株式会社 | シリコン合金蛍光体のシリーズとその製造方法、及び同シリコン合金蛍光体のシリーズを用いた発光装置とその透光材 |
| FR3023961A1 (fr) * | 2014-07-17 | 2016-01-22 | Herakles | Procede de fabrication d'une piece en materiau composite par synthese par reaction auto-entretenue a haute temperature |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB8712683D0 (en) * | 1987-05-29 | 1987-07-01 | Cookson Group Plc | Ceramic material |
| JPH01301565A (ja) * | 1988-05-30 | 1989-12-05 | Agency Of Ind Science & Technol | 高強度高耐酸化性サイアロン焼結体 |
| JP3445345B2 (ja) * | 1993-12-29 | 2003-09-08 | 品川白煉瓦株式会社 | 高耐熱水性サイアロン基焼結体 |
| PT762997E (pt) * | 1994-06-03 | 2001-03-30 | Ind Res Ltd | Processo de producao de ceramica |
| JPH0848571A (ja) * | 1994-08-09 | 1996-02-20 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ２Ｏ３系セラミックス焼成用埋め粉およびその製造方法とこの焼成用埋め粉を使用するＡｌ２Ｏ３系セラミックスの製造方法 |
| EP0858438A4 (en) * | 1995-11-01 | 1999-07-07 | Ind Res Ltd | METHOD FOR PRODUCING CERAMIC MATERIALS |
| EP1322572A2 (en) * | 2000-10-02 | 2003-07-02 | Indexable Cutting Tools of Canada Limited | Sialon material and cutting tools made thereof |
| NZ511737A (en) * | 2001-05-16 | 2003-07-25 | Ind Res Ltd | Sialon ceramics |
| JP2004091272A (ja) * | 2002-09-02 | 2004-03-25 | Matsushita Masashi | βサイアロン燒結体 |
| JP2005075652A (ja) * | 2003-08-28 | 2005-03-24 | Toshiyuki Watanabe | サイアロン焼結体 |
| JP2005194154A (ja) * | 2004-01-09 | 2005-07-21 | Ismanj:Kk | サイアロン焼結体 |
| JP4339352B2 (ja) * | 2006-12-28 | 2009-10-07 | 株式会社イスマンジェイ | シリコン合金焼結体の製造方法 |
| JP2009041058A (ja) * | 2007-08-07 | 2009-02-26 | Honda Motor Co Ltd | 複合材料及びその製造方法 |
| JP2009158407A (ja) | 2007-12-27 | 2009-07-16 | Toshiba Corp | 燃料電池 |
| JP2009202440A (ja) | 2008-02-28 | 2009-09-10 | Toray Ind Inc | 繊維強化プラスチックの脱型方法、製造方法 |
| JP5100480B2 (ja) | 2008-04-04 | 2012-12-19 | 株式会社沖データ | 画像処理装置及び印刷システム |
-
2010
- 2010-10-29 TW TW099137140A patent/TW201121921A/zh unknown
- 2010-11-02 CN CN2010105319443A patent/CN102051512A/zh active Pending
- 2010-11-02 US US12/917,820 patent/US8426329B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2010-11-02 EP EP10014190A patent/EP2316806A2/en not_active Withdrawn
- 2010-11-02 JP JP2010246540A patent/JP4806096B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN102051512A (zh) | 2011-05-11 |
| US20110105297A1 (en) | 2011-05-05 |
| TW201121921A (en) | 2011-07-01 |
| US8426329B2 (en) | 2013-04-23 |
| EP2316806A2 (en) | 2011-05-04 |
| JP2011116635A (ja) | 2011-06-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Suryanarayana et al. | Synthesis of nanocomposites and amorphous alloys by mechanical alloying | |
| Liu et al. | Microstructure and mechanical behaviors of the ultrafine grained AA7075/B4C composites synthesized via one-step consolidation | |
| CN102534334B (zh) | 一种高强高韧钼合金的制备方法 | |
| Nayak et al. | Effect of nanosize yittria and tungsten addition to duplex stainless steel during high energy planetary milling | |
| Zolriasatein et al. | Comparative study of SPEX and planetary milling methods for the fabrication of complex metallic alloy nanoparticles | |
| Kimura et al. | Microstructural development and aging behavior of Al–Cr–Zr heat-resistant alloy fabricated using laser powder bed fusion | |
| Wan et al. | WReTaMo Refractory High‐Entropy Alloy with High Strength at 1600° C | |
| JP4806096B2 (ja) | 二相共晶シリコン合金とその製造方法、及び同シリコン合金粉末を用いた焼結体の製造方法 | |
| Jialin et al. | High-performance multifunctional (Hf 0.2 Nb 0.2 Ta 0.2 Ti 0.2 Zr 0.2) C high-entropy ceramic reinforced with low-loading 3D hybrid graphene-carbon nanotube. | |
| Gupta et al. | Synthesis, characterization and mechanical behaviour of an in situ consolidated nanocrystalline FeCrNi alloy | |
| Ujah et al. | Mechanical and oxidation characteristics of Ti20-Al16-V16-Fe16-Ni16-Cr16 high-entropy alloy developed via spark plasma sintering for high-temperature/strength applications | |
| Lu et al. | Substitution behavior of Ag atoms in the Ti2AlC ceramic | |
| He et al. | Microstructure and mechanical behavior of a low-density Fe–12Mn–9Al–1.2 C steel prepared using centrifugal casting under near-rapid solidification | |
| Sharma et al. | Processing and characterization of Cu-Al-Ni shape memory alloy strips prepared from elemental powders via a novel powder metallurgy route | |
| Kumar et al. | Development of nano-oxide dispersed 304L steels by mechanical milling and conventional sintering | |
| Tabie et al. | Microstructure and mechanical properties of particle reinforced high-temperature titanium composites | |
| Ustyukhin et al. | Phase composition of powder hard magnetic Fe–30Cr–(8–24) Co alloys sintered under different temperature conditions | |
| Neves et al. | Mechanically activated reactive forging synthesis (MARFOS) of NiTi | |
| Ujah et al. | Investigating the Tribology, Vickers Hardness and Microstructure of Ti20–Al20–V20–Fe20–Ni20 HEA Developed with SPS | |
| Gupta et al. | Light weight high entropy alloys: Processing challenges and properties | |
| KR20110048477A (ko) | 2상 공정 실리콘 합금 및 그의 제조 방법, 상기 실리콘 합금을 이용한 소결체 및 그의 제조 방법 | |
| Garip et al. | Investigation of cyclic oxidation behavior of (Cr, Mo, Si)-containing (α2+ γ) TiAl-based alloys synthesized by ECAS sintering | |
| Enayati et al. | Development of Fe 3 C, SiC and Al 4 C 3 compounds during mechanical alloying | |
| Sim et al. | Enhanced ductility of a bimodal grain structure Ti–22Al–25Nb alloy fabricated by spark plasma sintering | |
| JP2012072030A (ja) | 二相共晶シリコン合金焼結体の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110404 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20110510 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110711 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110809 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110811 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| S201 | Request for registration of exclusive licence |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R314201 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140819 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |