JPH0264066A - セラミック−セラミックコンポジット - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明はセラミックガスタービンエンジンの部品及び
１０００℃以上の高温において高靭性、高強度が要求さ
れる部位に適用できるセラミックーセラミックコンポジ
ットに関するものである。

〔従来の技術〕

サイアロン、窒化珪素（ＳｉＪ４）及び炭化珪素（Ｓｉ
Ｃ）は代表的な耐熱セラミックスであり、高温ガス耐食
性に優れていることから熱効率の向上を目的に開発が進
められているセラミックスガスタービンにおける高温部
の部材として有力な候補材料となっている。この中で特
にサイアロンは窒化珪素や炭化珪素に比べて助剤を添加
しない場合は高温耐食性と高温強度に優れており　（日
本ガスタービン学会誌、Ｖｏｌ、１５．　Ｎｏ、５９（
１９８７）、ｐｐ、１Ｂ−１９）今後、期待される材料
である。しかし、安定してセラミックスガスタービン部
材に適用できる程にはサイアロンの破壊靭性値（ＫＩＣ
）は高くなく、この靭性値の上昇が急務である。通常、
靭性値は３〜５　ＭＰａ−ｍ””であり、一方、ガスタ
ービンの部材、特に１４００″Ｃに近い高温にさらされ
かつ機械的な応力と熱応力とに耐える必要のあるガスタ
ービンブレードには少なくとも８　ＭＰａ−ｍ”２以上
の靭性が必要とされている。

ところで、一般にセラミックスは脆く、そのため靭性の
向上の検討が種々なされている。複合化（コンポジット
化）による靭性の向上は大きく分類して二つの方法、つ
まり粒子分散によるもの及びウィスカーあるいはファイ
バーによる方法がある。例えば、粒子分散の例としては
ジルコニア（Ｚｒ（ｈ）分散強化窒化珪素がある。この
方法は、１１００℃での正方晶から単斜晶へのジルコニ
アの相変態による大きな熱膨張変化を利用して焼成後の
冷却過程で窒化珪素に分散したジルコニア粒子周辺のマ
トリックスに残留応力を発生させ、靭性を上げている。

同じく、ジルコニア粒を利用した方法として、マトリッ
クス中のジルコニア粒を正方晶のまま相変態させずに冷
却し、亀裂の進展により正方晶から単斜晶への相変態を
起こす（応力誘起相変態）ことにより靭性をあげる方法
がある。

しかし、このジルコニア分散の効果は６００℃以下の比
較的低い温度に限られ、ガスタービンブレードのような
高温で使用される部位では残留応力が除去されるため、
使用には適していない。

他に靭性を向上させる方法として、ウィスカーを含む各
種繊維をセラミックスマトリックス中に分散させる方法
が検討されてきた。これはウィスカーの引き抜けおよび
亀裂の分岐による効果を利用しており、高温での靭性向
上が期待できる。ウィスカー強化セラミックにおいて、
マトリックスを酸化物にした場合は１０００℃以上の高
温におけるクリープの問題から、特に高温で使用される
部位の材料として適さない。

マトリックスの材料として窒化珪素を使用しウィスカー
に炭化珪素を使用したものは特開昭６３−１８５８６２
号公報、特開昭６３−１４４１７２号公報、特開昭６３
−１０７８６６号公報、特開昭６３−１４４１７１号公
報等に開示されている。また、サイアロンをマトリック
スにし窒化珪素のウィスカーを使用したものが特公昭５
Ｂ−１１３１８６号公報、特開昭６３−１０００７２号
公報等に開示されており、炭化珪素ウィスカーを使用し
たものが特開昭６３−１１２４７１号公報等に開示され
ている。一方、炭素繊維を使用したものでは、マトリッ
クスに炭化珪素を使用したものも特開昭６２−２２６８
６１号公報、特開昭６３−１０７８６４号公報、特開昭
６３−６４９６８号公報等に開示されている。また、Ｌ
ｕｎｄｅｂｅｒｇらは、束ねた炭素長繊維に窒化珪素ス
リップ（泥しよう）を浸透させる方法で作製し用いた窒
化珪素コンポジットについて報告している（Ｒ。

Ｌｕｎｄｂｅｒｇ、　Ｒ，Ｐｏｍｐｅ、　Ｒ，Ｃａｒｌ
ｓｓｏｎ　：　１２ｔｈ　Ａｎｎｕａｌ　Ｃｏｎｆｅｒ
ｅｎｃｅ　Ｃｏａ＋ｐｏｓｉｔｅｓ　ａｎｄ　Ａｄｖａ
ｎｃｅｄ　Ｃｅｒａｔａ−ｉｃｓ、　Ｆｌｏｒｉｄａ、
　Ｊａｎｕａｒｙ　１９８８）。

〔発明が解決しようとする課題〕

上記従来技術の中でセラミック構造材料の破壊靭性を向
上させるために行なわれていたウィスカーあるいはファ
イバー分散による強化技術においては、焼結性を向上さ
せるためマトリックスに焼結助剤を添加している。例え
ば、窒化珪素及びサイアロンではＹ！０３．Ａｈａ、等
を添加しているがこれらが高温での耐熱性を阻害してい
た。また、炭素の長い繊維（ファイバー）で強化したコ
ンポジットでは製造上ガスタービン用の部材、例えばタ
ービンローターのように複雑形状のものはできなかった
。高温でのセラミックス構造体の使用を考えるとき従来
のウィスカーあるいはファイバー強化コンポジットは部
品の製造上耐熱性、機械的信頬性を十分に満足する材料
とは言えなかった。

本発明は上記のような問題点を解決するためになされた
もので、常温から高温まで靭性が高く、かつ高強度を有
する信顛性の高いセラミックーセラミックコンポジット
およびその製造方法を提供することにある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明のセラミックスコンポジットは１〜３０重量％の
炭素ウィスカーあるいはチョツプドファイバーと、残部
がＳｉｎ−、＾１．０．Ｎ、−，（Ｑ≦ｚ≦４．２゜β
゛相）で表されるサイアロン、あるいは残部がサイアロ
ン−Ｓｉ２ＯＮ、固溶体（０’相）とからなることを特
徴とするものである。

Ｓｉｂ−Ｊｌ−ＯｇＮｓ−ｇ（０≦Ｚ≦４．２）で表さ
れるサイアロンは、第１図に示す状態図でＳｉ３Ｎ、を
起点としてＡＩ富化、０冨化側に伸びた固溶体である。

このサイアロンは合成するには、Ｓｉ３Ｎ４．　Ａｌ□
０．。

ＡＩＮの各粉末を出発原料にすればよい。５１３Ｎ４１
Ａ１ｚ０３を出発原料にした場合、焼成後生成する結晶
相は、第１図のａ、ｂ、ｃのいずれかの領域になるがす
、ｃの領域は融点が低いＸ相が生成し、高温特性が著し
く低下する。一方、ａの領域は高耐火性のサイアロンと
ＳｉｚＯＮ２固溶体との２相になり、従って、高温耐火
性コンポジットのマトリックスとしては、サイアロン単
相、あるいはサイアロンとＳｉｚＯＮｚ固溶体との２相
のどちらかが高温耐食性を有した材料を得るためには望
ましい。なお、これら原料は上記のものに限定されず、
金属等種種のものが使用できる。例えば、Ａ１ｚＯ＋源
としてＡ！の水酸化物、オキシ水酸化物、アルコキシド
が使用できる。

このセラミックの靭性を付与させるために添加される炭
素は、ウィスカーのように気相反応法により製造したも
のでも、炭素繊維として製造したものを後工程で裁断（
チョツプド）あるいはボールミル等でミルドしたもので
もよい。ここでは、ミルドしたものでもチョツプドファ
イバーの中に含める。一般に気相反応法により製造した
炭素ウィスカーは直径が０．０５から３−で、アスペク
ト比が、５〜２０００程度である。一方、チョツプドフ
ァイバーは直径が２〜２０ｎまでのものが得られており
、アスペクト比も裁断及びミルドする条件により任意の
ものを得ることができる。炭素ウィスカーあるいはチョ
ツプドファイバーの直径は０．０５゜〜１５μｍの範囲
が望ましい。直径が０．０５ｐｍより小さいと添加効果
が認められず、破壊靭性はほとんど改善されない。１５
ｎより大きくなるとセラミックスが通常持っている内部
欠陥より大きな欠陥を導入することになり強度が低下し
てしまうことになる。アスペクト比（長さ／直径）は、
３〜８００の範囲が最適であるが、３より小さい場合は
、ウィスカーとしての形状効果がなくなり、８００を超
えると分散が難しくなる。炭素ウィスカーまたはファイ
バーの添加量が１重量％より少ない場合は、量が不足し
て強化効果が小さい、一方、３０重量％を越えると分散
が困難になり良好な緻密体を得ることができに（（特性
、特に強度が低下する。

一般の常圧焼結炉と呼ばれる大気圧下で雰囲気を窒素ガ
スにした場合、添加した炭素ウィスカーはマトリックス
のサイアロンあるいはサイアロン−ＳｉｚＯＮｚ固溶体
と反応し炭化珪素になってしまう。

これは、大気圧下ではＳｉ３Ｎ、は１４５０℃以上で次
式のように炭素と反応して炭化珪素（ＳｉＣ）を生成す
るからであり、Ｓｉ、Ｎａ　＋３Ｃ＝３ＳｉＣ＋２Ｎｚ
この反応が起こる温度は、雰囲気中の窒素（Ｎ２）ガス
の分圧によって異なる。第２図に、炭素と共存下におい
て、Ｓｉ３Ｎ４及びＳｉＣが安定な領域を示す。

ＳｉＣを生成させずに焼成するためには、焼成による緻
密化が進行する１４５０℃〜２０５０″Ｃの温度におい
て、炉内の雰囲気中のＮ２ガスの分圧を第２図のＳｉＪ
４が安定な領域になるように高めてやればよい。サイア
ロンあるいはサイアロン−ＳｉｚＯＮｚ固溶体の場合も
同様で、反応が起きないＮ２ガス圧まで炉内の分圧を高
める必要がある。従って、本発明のセラミックーセラミ
ックコンポジットを製造するに際しては、１４５０〜２
０５０℃において、固体炭素の存在のもと炭化珪素とサ
イアロンあるいはサイアロン−Ｓｉ２ＯＮ２固溶体が平
衡下で共存するときの窒素分圧より高く炉内の窒素分圧
を保ちながら昇温し焼成することが望ましい。炉内のガ
ス圧を高める方法としてガス圧焼結炉、熱間静水圧法（
Ｈｏｔ　ｌ５ｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓ、　ＨＩＰ）
が使用できる。ＨＩＰは２０００ａ　を−近くのガス圧
を保持することが可能で、特に２０００″Ｃ付近の高温
焼成が必要な場合、反応を抑制するために炉内のＮｔガ
ス分圧を高く保たねばならない場合、及び焼成後に気孔
をつぶし密度を上げるために有効である。

また、ガラスボトルによるＨＩＰも炭素ウィスカー及び
チョツプドファイバーとサイアロンあるいはＳｉｚＯＮ
ｚ固溶体との反応を抑制するのに有効である。ＨＩＰ内
にかけるガス圧は、溶融状態にあるガラスボトル内の試
供体にかかる全圧に等しい。

従って、反応の起きるガス圧より高く全圧を維持するこ
とにより、良好なセラミックーセラミックコンポジット
を得ることができる。具体的には、コンポジット材料を
１４５０〜１９５０℃において、固体炭素の存在のもと
炭化珪素とサイアロンあるいはＳｉｚＯＮｚ固溶体が平
衡下で共存するときの窒素分圧よりカプセルにかかる外
圧を高く保ちながら昇温し焼成することが望ましい。

ガラスカプセル中に封入するかわりにガラスパウダーを
圧粉体の表面に塗布し、ＨＩＰ焼成中に圧粉体表面にガ
ラス皮膜を形成させてもよい。当然のことながらガラス
ボトルを使用した場合、ＨＩＰ中の雰囲気ガスは、窒素
ガスでなくともよい。

焼成後に上記で作成したコンポジット焼結体を１１００
〜１９５０℃において、第２図に示す固体炭素の存在の
もと炭化珪素とサイアロンあるいはＳｉ２ＯＮ２固溶体
が平衡下で共存するときの窒素分圧より低く炉内の窒素
分圧を保つことにより、炭化珪素をウィスカー（あるい
はファイバー）とマトリックスの少なくとも界面に生成
させ、界面の強度を上昇させることができる。これによ
り、破壊強度を向上でき、かつウィスカーの引き抜けは
界面の炭化珪素近傍の炭素ウィスカー内で起こり、かつ
セラミックに必要な靭性も同時に得ることができる。

一方、使用条件により酸化雰囲気による炭素ウィスカー
及びチョツプドファイバーの酸化消耗が懸念される場合
には、酸化炉を使用してコンポジット表面を酸化熱処理
することにより表面をサイアロンからＳｉＯ□に変え、
この時の反応体積膨張により緻密な表面保護相を形成す
ることにより解決できる。

また、付加的効果としては、炭素ウィスカー及びチョツ
プドファイバー添加に伴い、切断、研削、加工速度が著
しく向上し、加工時間及び経費の削減という経済的効果
もあげることができる。

こうして得られた本発明のコンポジットは破壊靭性及び
破壊強度にすぐれ、破壊靭性Ｋｌｃは通常常温と１３０
０℃共に８　ＭＰａ−ｍ１／２以上である。

〔作用］ 炭素ウィスカーあるいはチョツプドファイバーの長さ方
向の熱膨張係数は０．１　ｘ　１０−’／’Ｃである。

一方、サイアロンとＳｉ２ＯＮ２固溶体の熱膨張係数は
３　ｘ　１０−　ｈ／　”Ｃと大きい。焼成後の冷却過
程で、熱膨張差からコンポジット内のウィスカーあるい
はファイバー内には圧縮応力がかかり、マトリックスに
は引っ張り応力がかかる。この応力のミスマツチは亀裂
のピニング効果、すなわちウィスカーあるいはファイバ
ー近傍に進展してきた亀裂が引っ張り応力のかかり亀裂
の進展しやすい界面近傍のマトリックスへと集まり、ウ
ィスカーあるいはファイバー表面で亀裂を止めることが
できる。炭化珪素ウィスカーを使用した場合は、熱膨張
差がマトリックスに比べ５ｘｌＯ−”だＣと高いことか
ら、上記の効果は期待できない。

ピニング効果の他の一般の繊維強化コンポジットは、界
面での破断（デイボンディング）、引き抜け（プルアウ
ト）、亀裂の屈曲（クラックデイフラクション）による
靭性の向上効果が期待できる。

本発明のセラミックーセラミックコンポジットにおいて
は炭素ウィスカーあるいはファイバーとマトリックスで
あるサイアロンあるいはサイアロン及びＳＳｉ２０Ｎ固
溶体との間の反応を、焼成中に炉体内の温度と窒素ガス
分圧を制御することによりなくし、これにより靭性の高
いコンポジットを得ている。

〔実施例〕

実施例１ 平均径０．３−φ（実際のばらつきとして０．０８μｍ
〜０．４ｐｍφの範囲にある）、平均アスペクト比１０
０の炭素ウィスカーを第１表に示すように１〜４０重量
％と変化させ、残りをサイアロン組成（ｚ＝１．０）組
成になるように平均粒径０．３μｍの窒化珪素粉、同じ
＜０．６ｎのアルミナ粉、同じ＜０．７ｐａ＋の窒化ア
ルミニウム粉の３種の原料粉を調製した。

これら原料粉をそれぞれまずホモジナイザーを用いてア
セトン中に分散させ、ついで成形助剤とともにボールミ
ルを用いて混練、混合した。この時、極力ウィスカーが
粉砕されないように混練したがアイペクト比は８０に減
少した。その後スプレィドライヤーを用いて顆粒を作成
した。次に、これを金型に入れ、成形圧３０ＭＰａで８
０Ｗｘ２５Ｄｘ２０Ｌｍｍの圧粉体を一軸プレスにて成
形し、さらに３００ＭＰａにて冷間静水圧プレス（ＣＩ
Ｐ）をかけた。これを０．０１ａｔ１１１の真空中で昇
温速度２℃／ｍｉｎで５００℃まで昇温し５００℃で１
５ｈｒ保持し成形助剤を脱脂した。

炉内に脱脂体をセットし、雰囲気を窒素ガスに置換した
後、真空ポンプにより脱気し１０’Ｃ／ｍｉｎで１００
０℃まで昇温した。その後、第３図のａに示すように徐
々に雰囲気中の窒素分圧を高め、つまり真空ポンプの作
動を止め窒素ガスを炉内に注入しながら、１７８０℃に
昇温した。１７８０℃に到達後、８時間所定の窒素ガス
圧力に（ここでは２００ａ　ｔｍ　）保持した。その後
焼結体中の気孔をつぶすために温度を保ちながらさらに
２０００ａ　Ｌｍに炉内がなるように窒素ガスを炉内に
注入した。

放冷後、ＪＩＳに準じて得られたコンポジット焼結体よ
り３　ｘ　４　ｘ　４０ｍｍの柱状試料複数を作製し、
−軸プレスにおける加圧面において、常温及び１３００
″Ｃにて４点曲げ試験を行なうとともに、５ＥＰＢ法、
すなわちビッカース硬度計を用いて試料表面に圧痕をも
うけたあと曲げ試験を行い破壊靭性値（Ｋｌｃ）を求め
た。

第１表に曲げ強度及び破壊靭性値を示す。これより炭素
ウィスカーを３０重重量まで添加したサイアロンコンポ
ジットは添加しないものに比べ常温及び１３００″Ｃと
もに破壊強度が上昇し、かつ破壊靭性値は添加しないも
のに比べ著しく増加していた。

なお、ＴＥＭ観察から炭素ウィスカーとマトリックスと
の界面での反応はまったく観察されなかった。

第１表 実施例２ 平均径０．３−（０，０８〜０．４μｌ１１）平均アス
ペクト比が１００の炭素ウィスカーを第２表に示すよう
に１０重量％とじ、残りをサイアロン組成ｚ値を変化あ
るいはサイアロンとＳｉ２ＯＮｚ固溶体の混合物組成（
サイアロンの２値は０．５）になるように平均粒径０．
３ｎの窒化珪素粉、同じ＜０．６ｎのアルミナ粉、同じ
く０．７−の窒化アルミニウム粉を調製した。これら原
料粉を実施例１と同じ成形方法、焼結パターンでコンポ
ジット焼結体を作成した。放冷後、焼結体よりＪＩＳ試
料片を作製し、常温及び１３００″Ｃにて４点曲げ試験
を行うとともに、５ＥＰＢ法により破壊靭性値を求めた
。

第２表に曲げ強度および破壊靭性値を示す。これより、
炭素ウィスカーを添加したものはサイアロンの組成によ
らず常温及び１３００℃ともに破壊強度が上昇し、かつ
破壊靭性値は添加しないものに比べ著しく増加していた
。

第２表 実施例３ ウィスカー（ファイバー）径の特性に及ぼす影響を調べ
るため、第３表に示すように、ボールミルを使ってアス
ペクト比を２０にそろえた平均径１．０岬ｍ　（０，８
〜１．２Ｑ）の炭素ウィスカー、平均径６　ｎ、ｌｌｎ
、１６ｎのチョツプド炭素ファイバーを１５重量％、残
りを２値を０．５に調製したサイアロンとＳｉ２ＯＮｚ
固溶体の混合物組成になるように配合した。これら原料
粉を実施例１と同じ成形方法、焼結パターンでコンポジ
ット焼結体を作成した。

放冷後、焼結体よりＪＩＳ試料片を作製し、常温及び１
３００℃にて４点曲げ試験を行なうとともに、５ＥＰＢ
法により破壊靭性値を求めた。

第３表に曲げ強度及び破壊靭性値を示す。これより、炭
素ファイバーの径が１４ｎまで大きくなると靭性値は低
下し、１６−までになると破壊強度、靭性値共に減少す
ることがわかる。

第３表 第４表に常温、及び１３００℃で測定した曲げ強度およ
び破壊靭性値を示す、これより、炭素ファイバーの７ス
ペクト比が３だとウィスカーとして靭性を上げる効果は
なく、反対に大きすぎると破壊強度の低下を示した。

第４表 アスペクト比：２０．ウィスカー −アスペクト比：２０．チョツプドファイバー実施例４ ウィスカーのアスペクト比の特性に及ぼす影響を調べる
ため、平均径１．０岬のウィスカー及び、６．０−のフ
ァイバーの長さをボールミルを使って第４表に示すよう
にアスペクト比を調製した。この炭素ウィスカーを１５
重量％、残部を２値を２．０に調製したサイアロン組成
になるように原料を配合した。これら原料粉を実施例１
と同じ成形方法、焼結パターンでコンポジット焼結体を
作成した。

放冷後、焼結体よりＪＩＳ試料片を作製し、常温及び１
３００℃にて４点曲げ試験を行なうとともに、５ＥＰＢ
法により破壊靭性値を求めた。

ウィスカーの直径：　１．Ｏｐｍ −ファイバーの直径：　６．０Ｉｌｒｎ実施例５ 第５表の配合において、実施例１で説明したものと同じ
ウィスカーを用い、同じ方法で脱脂体を作成した。次に
脱脂体をガラスボトル内にセットした後脱気しなから昇
温し、１２００℃において１時間保持した後に脱脂体を
ボトル中に封じ込めた（ガラスボトル法、Ｎｏ、２４．
２５）。これらを炉内にセットし、雰囲気をアルゴンガ
スに置換した後ＩＯ”Ｃ／ｗｉｎで１３００℃まで昇温
し、その後、第３図のｂに示すように徐々に雰囲気中の
ガスの圧力を高め、つまりアルゴンガスを炉内に注入し
ながら、昇温した。設定した温度（ここでは１７５０℃
）到達後、２時間炉内を所定のガス圧（ここでは２００
０ａ　ｔｍ）で保持した。

一方、ガラスパウダーカプセル法により、脱脂体表面に
焼成過程において融体となるガラスパウダーを塗布した
ものを作製した（Ｎｏ、２６）。これを炉内にセットし
、雰囲気を窒素ガスに置換した後１０℃／ｍｉｎで１０
００″Ｃまで昇温し、その後、第３図のａに示すように
徐々に雰囲気中のガスの圧力を高め、つまり真空ポンプ
の作動を止め窒素ガスを炉内に注入しながら、１２００
℃まで昇温した。１２００℃から第３図のｂに示すよう
に加圧昇温設定した温度（ここでは１７５０℃）到達後
、２時間炉内を所定のガス圧（ここでは２０００ａ　ｔ
ｍ）で保持した。放冷後、焼結体表面からガラスを除去
し、ＪＩＳに準じて３　ｘ　４　ｘ　４０ｍｍの柱状試
料複数を作製し、常温と１３００゛Ｃにおいて４点曲げ
試験及び５ＥＰＢ法による破壊靭性値の測定を行った。

第５表に温度と曲げ強度および破壊靭性値を示す。これ
より、ＨＩＰ処理は相対回度をより上昇させ、その結果
、炭素ウィスカー添加の効果をより向上させていること
がわかる。

第５表 ガラスボトル法 −ガラスパウダーカプセル法 実施例６ 実施例１で説明したと同じ方法で第６表に示す配合で焼
結体を作成した後、１６００℃まで降温させ、かつ１６
００℃で窒素ガス雰囲気を保ちながら０．１ａ、ｔｍま
で減圧、５時間保持し、炭素ウィスカーあるいはチヨン
プドファイバーとマトリックスとの界面に炭化ケイ素層
を生成させた。放冷後、焼結体よりＪ　１３４点曲げ試
験片を作製し、４点曲げ値、及び５ＥＰＢ法による破壊
靭性値を常温及び１３００℃において求めた。

第６表に示すように曲げ強度および破壊靭性の値を示す
。これより、靭性値はそのままで強度が向上した。

第６表 実施例７ 実施例５で説明したと同じ方法で焼結体を作成した。こ
れを常温まで降温させた後ボトルカプセルを取り去り、
得られた焼結体を炉内で１４００℃に窒素ガス雰囲気中
で０．０１ａｔｍの減圧下、昇温、５時間保持させ、炭
素ウィスカーとマトリックスとの界面に炭化珪素を生成
させた。放冷後、試験片を作製し、４点曲げ試験と破壊
靭性値を求めた。

第７表に温度と曲げ強度および破壊靭性値を示す。実施
例６と同様に強度の向上がみられる。

第７表 実施例８ 実施例１で説明したと同じ方法で作製した炭素ウィスカ
ーを２０重量％含むコンポジット（Ｎｏ、６）を１２０
０℃において、大気中１０分間、表面を酸化処理した。

この試料について、１４００℃において空気中１００時
間の耐酸化試験を行なった。その結果、酸化増量は、０
．５ｇ／ｃｒｌと少なく極めて良好な値を示した。また
、焼結体表面にも特に変化は認められなかった。

〔発明の効果〕

以上のように、この発明によれば、常温付近のみならず
１３００℃というような高温でセラミックス焼結体の靭
性を向上させることができ、これによりセラミックスガ
スタービンに用いられるタービンブレードのような耐熱
性、高強度、かつ高い信頼性が要求される部位に適した
材料を提供できる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＳｉＪ４ＡＩＮ　　Ａ１４０３　　Ｓｉｎｇ状
態図、第２図は炭素共存下における窒化珪素と炭化珪素
の安定領域を示す図、そして、第３図は焼結過程におけ
る昇温、昇圧パターンの例を示す図である。 特許出願人　　日本鋼管株式会社 代　理　人　　弁理士　日中　政浩

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）１〜３０重量％の炭素のウィスカーあるいはチョ
   ップドファイバーと、残部がＳｉ＿６＿−＿ｚＡｌ＿ｚ
   Ｏ＿ｚＮ＿８＿−＿ｚ（０≦ｚ≦４．２）で表されるサ
   イアロン、あるいは残部がサイアロンとＳｉ＿２ＯＮ＿
   ２固溶体とからなることを特徴とするコンポジット （２）炭素のウィスカーあるいはチョップドファイバー
   とマトリックスのサイアロンあるいはＳｉ＿２ＯＮ＿２
   固溶体との少なくとも界面に炭化珪素が生成されている
   請求項（１）に記載のコンポジット （３）炭素のウィスカーあるいはチョップドファイバー
   は、その直径が０．０５〜１５μｍであり、かつ長さと
   直径の比であるアスペクト比が３〜８００であることを
   特徴とする請求項（１）又は（２）に記載のコンポジッ
   ト （４）コンポジットの破壊靭性Ｋ＿１＿ｃが、常温と１
   ３００℃共に８ＭＰａ・ｍ＾１＾／＾２以上である請求
   項（３）に記載のコンポジット （５）コンポジットの破壊強度が常温、１３００℃共に
   ８００ＭＰａ以上である請求項（３）に記載のコンポジ
   ット（６）１４５０〜２０５０℃において、固体炭素の
   存在のもと炭化珪素とサイアロンあるいはＳｉ＿２ＯＮ
   ＿２固溶体が平衡下で共存するときの窒素分圧より高く
   炉内の窒素分圧を保ちながら昇温し焼成することを特徴
   とする請求項（１）に記載のコンポジットの製造方法（
   ７）ガラスカプセル中に封入する、あるいはガラスパウ
   ダーを圧粉体の表面に塗布し、焼成中に圧粉体表面にガ
   ラス皮膜を形成させるＨＩＰ焼結方法において、コンポ
   ジット材料を、１４５０〜１９５０℃において、固体炭
   素の存在のもと炭化珪素とサイアロンあるいはＳｉ＿２
   ＯＮ＿２固溶体が平衡下で共存するときの窒素分圧より
   カプセルにかかる外圧を高く保ちながら昇温し焼成する
   ことを特徴とする請求項（１）に記載のコンポジットの
   製造方法 （８）請求項（６）あるいは（７）に記載のコンポジッ
   トの製造方法にて作成したコンポジット焼結体を１１０
   ０〜１９５０℃において、固体炭素の存在のもと炭化珪
   素とサイアロンあるいはＳｉ＿２ＯＮ＿２固溶体が平衡
   下で共存するときの窒素分圧より低く炉内の窒素分圧を
   保ち、少なくとも焼結体表面近傍に存在する炭素ウィス
   カーあるいはチョップドファイバーとマトリックスとの
   少なくとも界面に炭化珪素を生成させることを特徴とす
   る請求項（２）に記載のコンポジットの製造方法 （９）請求項（１）あるいは（２）に記載のコンポジッ
   トにおいて、焼成後、コンポジット焼結体の表面を酸化
   処理し、シリカ（ＳｉＯ＿２）層を形成させることを特
   徴とする請求項（６）又は（７）に記載のコンポジット
   の製造方法