JPH07109172A - 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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- JPH07109172A JPH07109172A JP5277477A JP27747793A JPH07109172A JP H07109172 A JPH07109172 A JP H07109172A JP 5277477 A JP5277477 A JP 5277477A JP 27747793 A JP27747793 A JP 27747793A JP H07109172 A JPH07109172 A JP H07109172A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 立方晶ＳｉＣ粉末に、金属ほう化物粉末を混
合し、この混合粉末を焼結して緻密化した後加熱して溶
融体を生成させ、この溶融体を通じて一部の立方晶Ｓｉ
Ｃ粒子を針状または板状に成長させたＳｉＣ焼結体。 【効果】 一部のＳｉＣ粒子が針状および板状に液相成
長し、複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体を得る。そ
の結果、従来のＳｉＣ焼結体よりも高強度のＳｉＣ焼結
体を得る。
合し、この混合粉末を焼結して緻密化した後加熱して溶
融体を生成させ、この溶融体を通じて一部の立方晶Ｓｉ
Ｃ粒子を針状または板状に成長させたＳｉＣ焼結体。 【効果】 一部のＳｉＣ粒子が針状および板状に液相成
長し、複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体を得る。そ
の結果、従来のＳｉＣ焼結体よりも高強度のＳｉＣ焼結
体を得る。
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、耐摩耗性および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、耐摩耗性および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、耐摩耗性および耐熱性等に優れ、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。
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、耐摩耗性および耐熱性等に優れ、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
2 Ｏ3 ）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
2 Ｏ3 ）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、耐摩耗性および耐熱性に優れた高強度の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、耐摩耗性および耐熱性に優れた高強度の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、金属ほう化物の存在下に液相成
長させてなる針状または板状のＳｉＣ粒子を一部含有す
ることを特徴とするＳｉＣ焼結体を提供する。そして、
そのための製造方法として、この発明は、ＳｉＣ粉末を
金属ほう化物とともに焼結した後に加熱して溶融体を生
成させ、針状または板状のＳｉＣ粒子を一部液相成長さ
せることを特徴とする方法をも提供する。
を解決するものとして、金属ほう化物の存在下に液相成
長させてなる針状または板状のＳｉＣ粒子を一部含有す
ることを特徴とするＳｉＣ焼結体を提供する。そして、
そのための製造方法として、この発明は、ＳｉＣ粉末を
金属ほう化物とともに焼結した後に加熱して溶融体を生
成させ、針状または板状のＳｉＣ粒子を一部液相成長さ
せることを特徴とする方法をも提供する。
【０００６】
【作用】つまり、この発明は、高強度のＳｉＣ焼結体と
して、微細な粒子である母相の中に長短径比（アスペク
ト比）の大きい粒子が含まれている焼結体を提供する。
そして、さらには、この発明は、ＳｉＣ粉末を焼結する
とき、一部の粒子のみを板状または針状に成長させ、長
短径比の大きい粒子と微細な粒子である母相とから構成
される複合組織を持ったＳｉＣ焼結体を提供することに
大きな特徴がある。
して、微細な粒子である母相の中に長短径比（アスペク
ト比）の大きい粒子が含まれている焼結体を提供する。
そして、さらには、この発明は、ＳｉＣ粉末を焼結する
とき、一部の粒子のみを板状または針状に成長させ、長
短径比の大きい粒子と微細な粒子である母相とから構成
される複合組織を持ったＳｉＣ焼結体を提供することに
大きな特徴がある。
【０００７】より具体的にその態様を説明すると、この
発明においては、焼結した母相のＳｉＣ粒子が、好まし
くは平均粒径１０μｍ以下の立方晶ＳｉＣ粒子であっ
て、かつ、全体の６０体積％以上を占めることや、液相
成長させた針状または板状のＳｉＣ粒子は、その長短径
比が５以上で、長軸径が５０μｍ以上であること、さら
には、金属ほう化物を構成するＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ
またはＷの金属を０．４モル％未満固溶した非等軸六方
晶ＳｉＣ粒子であること、そしてこの粒子が５体積％〜
３０体積％含有されていることを好適としている。
発明においては、焼結した母相のＳｉＣ粒子が、好まし
くは平均粒径１０μｍ以下の立方晶ＳｉＣ粒子であっ
て、かつ、全体の６０体積％以上を占めることや、液相
成長させた針状または板状のＳｉＣ粒子は、その長短径
比が５以上で、長軸径が５０μｍ以上であること、さら
には、金属ほう化物を構成するＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ
またはＷの金属を０．４モル％未満固溶した非等軸六方
晶ＳｉＣ粒子であること、そしてこの粒子が５体積％〜
３０体積％含有されていることを好適としている。
【０００８】このようなＳｉＣ焼結体は、たとえば、立
方晶ＳｉＣ粉末に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＴａまたはＷの
金属ほう化物粉末、焼結助剤を混合し、この混合粉末を
焼結して緻密化した後加熱して溶融体を生成させ、この
溶融体を通じてＳｉＣ粒子を針状または板状に一部成長
させることによって好適に製造することができる。さら
に好ましくは、立方晶ＳｉＣ粉末に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，ＴａあるいはＷの金属ほう化物粉末を２〜１０体積
％と、焼結助剤であるＢを０．５〜２重量％とＣを１〜
３重量％を混合し、これを、およそ２１００℃程度で焼
結して緻密化した後に、２１００℃から２３００℃程度
に１〜２時間程度加熱して金属ほう化物とほう素から溶
融体を生成させ、この液相を通じて一部の立方晶ＳｉＣ
粒子を針状あるいは板状に成長させることにより製造す
ることができる。
方晶ＳｉＣ粉末に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＴａまたはＷの
金属ほう化物粉末、焼結助剤を混合し、この混合粉末を
焼結して緻密化した後加熱して溶融体を生成させ、この
溶融体を通じてＳｉＣ粒子を針状または板状に一部成長
させることによって好適に製造することができる。さら
に好ましくは、立方晶ＳｉＣ粉末に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，ＴａあるいはＷの金属ほう化物粉末を２〜１０体積
％と、焼結助剤であるＢを０．５〜２重量％とＣを１〜
３重量％を混合し、これを、およそ２１００℃程度で焼
結して緻密化した後に、２１００℃から２３００℃程度
に１〜２時間程度加熱して金属ほう化物とほう素から溶
融体を生成させ、この液相を通じて一部の立方晶ＳｉＣ
粒子を針状あるいは板状に成長させることにより製造す
ることができる。
【０００９】なお、ＳｉＣには多くの結晶学的多形が存
在するが、通常発見できるのは２Ｈ、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ
と１５Ｒである。立方晶の３Ｃをβ型その他の非等軸晶
をα型と呼んでいる。焼結用原料には３Ｃ（β）と６Ｈ
がある。β型ＳｉＣは高温で安定でなく、焼結後に６Ｈ
や１５Ｒに転移する。この転移現象は焼結体の組織すな
わち粒子の形状に影響を及ぼすことが知られている。
在するが、通常発見できるのは２Ｈ、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ
と１５Ｒである。立方晶の３Ｃをβ型その他の非等軸晶
をα型と呼んでいる。焼結用原料には３Ｃ（β）と６Ｈ
がある。β型ＳｉＣは高温で安定でなく、焼結後に６Ｈ
や１５Ｒに転移する。この転移現象は焼結体の組織すな
わち粒子の形状に影響を及ぼすことが知られている。
【００１０】この発明は、このようなＳｉＣ焼結体の特
徴を踏まえ、ＳｉＣ粉末を焼結するときに一部の粒子の
みを板状または針状に成長させ、複合組織を有するＳｉ
Ｃ焼結体を得るものである。得られたＳｉＣ焼結体の破
壊靱性値と強度は大きく増加する。以下、ＳｉＣの焼結
状態と、上記複合組織生成についての検討例を説明す
る。 試験例 β型ＳｉＣに、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａおよび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。その結
果、各金属ほう化物中の金属は２１００℃から２３００
℃でＳｉＣ粒子のなかに２％〜０．１％固溶し、ある特
定のα型ＳｉＣが安定化した。
徴を踏まえ、ＳｉＣ粉末を焼結するときに一部の粒子の
みを板状または針状に成長させ、複合組織を有するＳｉ
Ｃ焼結体を得るものである。得られたＳｉＣ焼結体の破
壊靱性値と強度は大きく増加する。以下、ＳｉＣの焼結
状態と、上記複合組織生成についての検討例を説明す
る。 試験例 β型ＳｉＣに、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａおよび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。その結
果、各金属ほう化物中の金属は２１００℃から２３００
℃でＳｉＣ粒子のなかに２％〜０．１％固溶し、ある特
定のα型ＳｉＣが安定化した。
【００１１】また、各金属ほう化物混合粉末のうちのＴ
ａＢ2 は、２１５０℃まで３Ｃを安定化した。そして、
２１００℃から２３００℃の間で、各金属ほう化物はＢ
とともに液相を形成した。この液相を通してβ型ＳｉＣ
粒子の一部は針状あるいは板状に成長した。２１５０℃
で安定したＳｉＣの多形の分析結果は、表１に示す通り
であり、この表中のＳｉＣ中への各金属元素の固溶はＥ
ＤＳ分析で確かめた。
ａＢ2 は、２１５０℃まで３Ｃを安定化した。そして、
２１００℃から２３００℃の間で、各金属ほう化物はＢ
とともに液相を形成した。この液相を通してβ型ＳｉＣ
粒子の一部は針状あるいは板状に成長した。２１５０℃
で安定したＳｉＣの多形の分析結果は、表１に示す通り
であり、この表中のＳｉＣ中への各金属元素の固溶はＥ
ＤＳ分析で確かめた。
【００１２】
【表１】 表１に示した例においては、各金属ほう化物を１５体積
％含有しているが、この値よりも少なく、２体積％から
１０体積％含有しているときにおいても、ＳｉＣの相転
移の傾向に関しては同様の結果を示した。実際、各種の
金属ほう化物を５体積％加えると、一部のＳｉＣが針状
または板状に成長し、２種類のＳｉＣの粒径分布からな
る複合組織を持つ焼結体となった。
％含有しているが、この値よりも少なく、２体積％から
１０体積％含有しているときにおいても、ＳｉＣの相転
移の傾向に関しては同様の結果を示した。実際、各種の
金属ほう化物を５体積％加えると、一部のＳｉＣが針状
または板状に成長し、２種類のＳｉＣの粒径分布からな
る複合組織を持つ焼結体となった。
【００１３】なお、金属ほう化物の混合量が１０体積％
を越えると液相の生成が多くなり、ＳｉＣ粒子全体が成
長し、ＳｉＣの粒径分布はほぼ一定となる傾向が強ま
る。以上の結果を要約すると、 １）β型ＳｉＣに金属ほう化物、たとえばＴｉ，Ｚｒ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ等のほう化物を少量固溶すると特定のα
型ＳｉＣに転移する。
を越えると液相の生成が多くなり、ＳｉＣ粒子全体が成
長し、ＳｉＣの粒径分布はほぼ一定となる傾向が強ま
る。以上の結果を要約すると、 １）β型ＳｉＣに金属ほう化物、たとえばＴｉ，Ｚｒ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ等のほう化物を少量固溶すると特定のα
型ＳｉＣに転移する。
【００１４】２）β型ＳｉＣ粉末がα型に転移を起す時
に板または針状粒子の成長がある。 ３）この転移と針（板）状粒子成長は焼結温度（２１０
０から２３００℃）で液相（溶融体）があるときに起
る。 ４）Ｚｒ等の金属ほう化物とＢは、焼結温度で共晶によ
る液相を作る。 従って、ＳｉＣ粉末に、金属ほう化物を混合して焼結す
れば、液相を通じて一部のＳｉＣ粒子が針状に成長し、
複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体を得ることができ
る。この焼結体は従来のＳｉＣ焼結体より破壊靱性が大
きいという特徴を持つ。
に板または針状粒子の成長がある。 ３）この転移と針（板）状粒子成長は焼結温度（２１０
０から２３００℃）で液相（溶融体）があるときに起
る。 ４）Ｚｒ等の金属ほう化物とＢは、焼結温度で共晶によ
る液相を作る。 従って、ＳｉＣ粉末に、金属ほう化物を混合して焼結す
れば、液相を通じて一部のＳｉＣ粒子が針状に成長し、
複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体を得ることができ
る。この焼結体は従来のＳｉＣ焼結体より破壊靱性が大
きいという特徴を持つ。
【００１５】このため、この発明の製造法としては、好
ましくは、出発原料にはβ（３Ｃ）型ＳｉＣ微粉末を用
いる。これに焼結助剤を加えてアルコールを媒体として
１昼夜混合する。焼結助剤は、Ｂを０．５〜２重量％、
Ｃを１〜３重量％、好ましくは各々０．８と２重量％混
合する。通常焼結のためのＢの必要量は０．５重量％以
下であるが、ここでは焼結温度で金属ほう化物と溶融液
を形成するために過剰に加えるのが好ましい。
ましくは、出発原料にはβ（３Ｃ）型ＳｉＣ微粉末を用
いる。これに焼結助剤を加えてアルコールを媒体として
１昼夜混合する。焼結助剤は、Ｂを０．５〜２重量％、
Ｃを１〜３重量％、好ましくは各々０．８と２重量％混
合する。通常焼結のためのＢの必要量は０．５重量％以
下であるが、ここでは焼結温度で金属ほう化物と溶融液
を形成するために過剰に加えるのが好ましい。
【００１６】つぎにこの粉末にＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｗの金属ほう化物粉末（平均粒径は１μｍ程度）を
３〜１０体積％未満、このましくは５体積％加え再び混
合する。混合粉末を静水圧プレス（ＣＩＰ）で成型す
る。混合粉末成形体を２１００℃程度で約１時間焼結す
ると緻密化する。その後約２１００℃〜２２００℃で１
〜２時間程度保持する。このとき、Ｔａ、ＷやＮｂのほ
う化物の融点は２８００〜３０５０℃と高いが、Ｂが過
剰にあると共晶により金属ほう化物の融点が低下して溶
融体を生成し、これを介してＳｉＣ粒子が成長しやすく
なる。同時に金属ほう化物から金属の一部がＳｉＣ粒子
に少量固溶して特定のα型（主に６Ｈや４Ｈ）へと転移
することにより針（板）状粒子の成長を促す。
ａ，Ｗの金属ほう化物粉末（平均粒径は１μｍ程度）を
３〜１０体積％未満、このましくは５体積％加え再び混
合する。混合粉末を静水圧プレス（ＣＩＰ）で成型す
る。混合粉末成形体を２１００℃程度で約１時間焼結す
ると緻密化する。その後約２１００℃〜２２００℃で１
〜２時間程度保持する。このとき、Ｔａ、ＷやＮｂのほ
う化物の融点は２８００〜３０５０℃と高いが、Ｂが過
剰にあると共晶により金属ほう化物の融点が低下して溶
融体を生成し、これを介してＳｉＣ粒子が成長しやすく
なる。同時に金属ほう化物から金属の一部がＳｉＣ粒子
に少量固溶して特定のα型（主に６Ｈや４Ｈ）へと転移
することにより針（板）状粒子の成長を促す。
【００１７】従って緻密化後の焼結体は金属ほう化物粒
子とＳｉＣ粒子からなるが、ＳｉＣ粒子は、たとえば平
均粒径１０μｍ程度の細粒の母相の中に、５０〜２００
μｍの長さで、径が５〜１０μｍ程度の針または板状粒
子が５〜３０体積％程度ランダムに分散した複合組織と
なる。そのため焼結体はβ型ＳｉＣ粉末単独を焼結した
材料の１．５から２倍の破壊靱性値を持つようになる。
子とＳｉＣ粒子からなるが、ＳｉＣ粒子は、たとえば平
均粒径１０μｍ程度の細粒の母相の中に、５０〜２００
μｍの長さで、径が５〜１０μｍ程度の針または板状粒
子が５〜３０体積％程度ランダムに分散した複合組織と
なる。そのため焼結体はβ型ＳｉＣ粉末単独を焼結した
材料の１．５から２倍の破壊靱性値を持つようになる。
【００１８】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。
【００１９】
【実施例】β型ＳｉＣ微粉末に０．６ｗｔ％と２ｗｔ％
のＢとＣを加え、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルでア
ルコールを媒体にして２４時間混合した。これに５重量
％のＴａＢ2 を加えさらに上記の混合条件で混合した。
混合粉末を金型で成形し、静水圧２トンでラバープレス
した。成形体を炭素ヒーターの焼結炉で、１５００℃ま
で真空で加熱した。それ以後はＡｒガスを導入し、２１
００℃で１時間焼結した。加えたＴａＢ2 はβ型ＳｉＣ
を高温で安定化し、β型ＳｉＣの微細な粒子とＴａＢ2
の粒からなる焼結体になった。その後２２５０℃で１時
間保持したところ、β型ＳｉＣ粒子の一部が針（板）状
に粒成長した。
のＢとＣを加え、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルでア
ルコールを媒体にして２４時間混合した。これに５重量
％のＴａＢ2 を加えさらに上記の混合条件で混合した。
混合粉末を金型で成形し、静水圧２トンでラバープレス
した。成形体を炭素ヒーターの焼結炉で、１５００℃ま
で真空で加熱した。それ以後はＡｒガスを導入し、２１
００℃で１時間焼結した。加えたＴａＢ2 はβ型ＳｉＣ
を高温で安定化し、β型ＳｉＣの微細な粒子とＴａＢ2
の粒からなる焼結体になった。その後２２５０℃で１時
間保持したところ、β型ＳｉＣ粒子の一部が針（板）状
に粒成長した。
【００２０】焼結体の性質を表２に記した。得られた焼
結体の組織を画像解析した結果、５体積％のＴｉＢ2 微
粒子と９５体積％のＳｉＣ粒子からなる緻密体であっ
た。さらにＳｉＣ粒子は平均粒径３．０μｍ、アスペク
ト比が３．０であるβ型ＳｉＣ細粒が８１体積％で母相
を形成し、その中に平均２３０μｍの長さで、アスペク
ト比の平均が１８である針状のα型ＳｉＣ粒子が１４体
積％分散していた。
結体の組織を画像解析した結果、５体積％のＴｉＢ2 微
粒子と９５体積％のＳｉＣ粒子からなる緻密体であっ
た。さらにＳｉＣ粒子は平均粒径３．０μｍ、アスペク
ト比が３．０であるβ型ＳｉＣ細粒が８１体積％で母相
を形成し、その中に平均２３０μｍの長さで、アスペク
ト比の平均が１８である針状のα型ＳｉＣ粒子が１４体
積％分散していた。
【００２１】この結果、弾性率は４２８ＧＰａ、三点ま
げ強度は４３０ＭＰａ、および、破壊靱性値は４．６Ｍ
Ｐａｍ1/2 であった。
げ強度は４３０ＭＰａ、および、破壊靱性値は４．６Ｍ
Ｐａｍ1/2 であった。
【００２２】
【表２】 なお、比較のために従来から一般的に用いられているＳ
ｉＣ焼結体の製造方法を用いてβ型ＳｉＣ粉末を焼結
し、平均粒径、アスペクト比、含有量、弾性率、三点ま
げ強度、および、破壊靱性値を測定した。具体的には、
β型ＳｉＣ微粉末に０．３重量％のＢと２重量％のＣを
加え、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルでアルコールを
媒体にして２４時間混合した。この混合粉末を金型で一
時成形し、静水圧２トンでラバープレスした成形体を炭
素ヒーターの焼結炉で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。
ｉＣ焼結体の製造方法を用いてβ型ＳｉＣ粉末を焼結
し、平均粒径、アスペクト比、含有量、弾性率、三点ま
げ強度、および、破壊靱性値を測定した。具体的には、
β型ＳｉＣ微粉末に０．３重量％のＢと２重量％のＣを
加え、ＳｉＣ製の遊星運動型ボールミルでアルコールを
媒体にして２４時間混合した。この混合粉末を金型で一
時成形し、静水圧２トンでラバープレスした成形体を炭
素ヒーターの焼結炉で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。
【００２３】
【表３】 この表３に示す通り、弾性率は４４０ＧＰａ、三点まげ
強度は４００ＭＰａ、および、破壊靱性値は２．４ＭＰ
ａｍ1/2 であった。またこの焼結体を２１５０℃に一時
間加熱したところ、β型ＳｉＣ粒子すべてが粒成長し平
均粒径８５μｍの大粒子に成長した。
強度は４００ＭＰａ、および、破壊靱性値は２．４ＭＰ
ａｍ1/2 であった。またこの焼結体を２１５０℃に一時
間加熱したところ、β型ＳｉＣ粒子すべてが粒成長し平
均粒径８５μｍの大粒子に成長した。
【００２４】以上の比較例より、金属ほう化物を加えな
いで、ＳｉＣの焼結体を製造した場合、複合的な粒径分
布を持つＳｉＣ焼結体は得られず、強度の小さいＳｉＣ
焼結体のみが得られるだけであった。以上の実施例およ
び比較例との対比からも明らかなように、この発明のＳ
ｉＣ焼結体は、複合組織の焼結体であって、その機械的
性質は、たとえば、破壊靱性値は４．６ＭＰａｍ1/2 と
なり、従来のＳｉＣ焼結体の破壊靱性値の２．４ＭＰａ
1/2 に比べて、約２倍も向上したことがわかる。
いで、ＳｉＣの焼結体を製造した場合、複合的な粒径分
布を持つＳｉＣ焼結体は得られず、強度の小さいＳｉＣ
焼結体のみが得られるだけであった。以上の実施例およ
び比較例との対比からも明らかなように、この発明のＳ
ｉＣ焼結体は、複合組織の焼結体であって、その機械的
性質は、たとえば、破壊靱性値は４．６ＭＰａｍ1/2 と
なり、従来のＳｉＣ焼結体の破壊靱性値の２．４ＭＰａ
1/2 に比べて、約２倍も向上したことがわかる。
【００２５】
【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ＳｉＣ粒子が針状および板状に液相成長
し、複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体を得ることが
可能となる。この結果、従来のＳｉＣ焼結体よりも高強
度のＳｉＣ焼結体を得る。
って、一部のＳｉＣ粒子が針状および板状に液相成長
し、複合的な粒度分布を持つＳｉＣ焼結体を得ることが
可能となる。この結果、従来のＳｉＣ焼結体よりも高強
度のＳｉＣ焼結体を得る。
Claims (12)
- 【請求項１】 金属ほう化物の存在下に液相成長させて
なる針状または板状のＳｉＣ粒子を一部含有することを
特徴とするＳｉＣ焼結体。 - 【請求項２】 焼結した母相のＳｉＣ粒子は、平均粒径
１０μｍ以下の立方晶ＳｉＣ粒子であって、かつ、全体
の６０体積％以上を占める請求項１の焼結体。 - 【請求項３】 液相成長させたＳｉＣ粒子は、その長短
径比が５以上で、長軸径が５０μｍ以上であって、金属
ほう化物を構成する金属を０．４モル％未満固溶した非
等軸六方晶ＳｉＣ粒子で、その含有率は５〜３０体積％
である請求項１の焼結体。 - 【請求項４】 金属ほう化物を構成する金属が、Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｎｂ，ＴａまたはＷである請求項１の焼結体。 - 【請求項５】 ＳｉＣ粉末を金属ほう化物とともに焼結
した後に加熱して溶融体を生成させ、針状または板状の
ＳｉＣ粒子を一部液相成長させることを特徴とするＳｉ
Ｃ焼結体の製造方法。 - 【請求項６】 立方晶ＳｉＣ粉末に、金属ほう化物粉末
および焼結物剤を混合し、この混合粉末を焼結して緻密
化した後に加熱して溶融体を生成させ、ＳｉＣ粒子を針
状または板状に一部成長させる請求項５の製造方法。 - 【請求項７】 金属ほう化物を構成する金属が、Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｎｂ，ＴａまたはＷである請求項５の製造方法。 - 【請求項８】 焼結助剤がＢおよび／またはＣである請
求項５の製造方法。 - 【請求項９】 立方晶ＳｉＣに、２〜１０体積％の金属
ほう化物粉末と、０．５〜４重量％の焼結助剤を混合す
る請求項５の製造方法。 - 【請求項１０】 焼結体を２１００〜２３００℃に加熱
して溶融体を生成させる請求項５の製造方法。 - 【請求項１１】 焼結した母相のＳｉＣ粒子は、平均粒
径が１０μｍ以下の立方晶炭化珪素粒子であって、か
つ、全体の６０体積％以上を占める請求項５の製造方
法。 - 【請求項１２】 液相成長させたＳｉＣ粒子は、その長
短径比が５以上、かつ、長軸径が５０μｍ以上であっ
て、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＴａまたはＷの金属を０．４モ
ル％未満固溶した非等軸六方晶炭化珪素粒子であり、そ
の含有率が全体の５体積％以上から３０体積％以下であ
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 true JPH07109172A (ja) | 1995-04-25 |
| JP2560237B2 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) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015127269A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社日本セラテック | 炭化珪素質焼結体およびその製造方法 |
Citations (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
Patent Citations (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 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015127269A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社日本セラテック | 炭化珪素質焼結体およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2560237B2 (ja) | 1996-12-04 |
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