JPH09175870A - 反応焼結セラミックス及びその製造方法 - Google Patents
反応焼結セラミックス及びその製造方法Info
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- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
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- C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明の目的は、強度並びに破壊靭性に優れた
炭化けい素，窒化けい素，アルミナ系の緻密セラミック
ス及びそのセラミックスの製造方法を提供することにあ
る。 【解決手段】プリフォーム内部に化学反応の生じる界面
が横断的に存在し、局所的なゾーン領域で化学反応を進
行させることによって、相対密度９５％以上、マトリク
スを形成する金属元素の残留量が１vol％ であることを
特徴とする緻密セラミックス。
炭化けい素，窒化けい素，アルミナ系の緻密セラミック
ス及びそのセラミックスの製造方法を提供することにあ
る。 【解決手段】プリフォーム内部に化学反応の生じる界面
が横断的に存在し、局所的なゾーン領域で化学反応を進
行させることによって、相対密度９５％以上、マトリク
スを形成する金属元素の残留量が１vol％ であることを
特徴とする緻密セラミックス。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は反応焼結セラミック
スに係わり、特に強度並びに破壊靭性に優れた炭化けい
素，窒化けい素，アルミナ系セラミックスを容易に得る
ことができ、ガスタービン部材等の高温用部材，原子力
プラントにおける耐摩耗用部材，核融合炉用のプラズマ
対向部材等に適した緻密セラミックス及びそのセラミッ
クスの製造方法に関する。
スに係わり、特に強度並びに破壊靭性に優れた炭化けい
素，窒化けい素，アルミナ系セラミックスを容易に得る
ことができ、ガスタービン部材等の高温用部材，原子力
プラントにおける耐摩耗用部材，核融合炉用のプラズマ
対向部材等に適した緻密セラミックス及びそのセラミッ
クスの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】セラミックスの焼結法の一つとして反応
焼結法がある。この方法は、成形体と焼結体との寸法が
殆ど変わらないので複雑な形状の精密部品を作ることが
でき、また製造コストも低いので工業化プロセスとして
は極めて有利である。しかしながら、気孔率を１５％未
満にすること、或いは未反応の残留物を５％未満とする
ことが難しいため、高強度・高靭性品、更には高温耐熱
用部材に適するセラミックスを作ることが難しいという
欠点がある。
焼結法がある。この方法は、成形体と焼結体との寸法が
殆ど変わらないので複雑な形状の精密部品を作ることが
でき、また製造コストも低いので工業化プロセスとして
は極めて有利である。しかしながら、気孔率を１５％未
満にすること、或いは未反応の残留物を５％未満とする
ことが難しいため、高強度・高靭性品、更には高温耐熱
用部材に適するセラミックスを作ることが難しいという
欠点がある。
【０００３】一般にＳｉ3Ｎ4セラミックスを反応焼結法
によって製造するには、Ｓｉ微粉末を成形した後、１３
５０℃以上のＮ2 又はアンモニアに富む雰囲気中で熱処
理する。この方法では、１７〜２７％の気孔が残留し室
温強度はせいぜい３００〜500MPa，破壊靭性値は２.３
〜４.２ＭＰａ√ｍである。これを克服するため、Ｓｉ
粉末に焼結助剤を加えて窒素中で反応焼結法を行った
後、さらに１７５０〜１９００℃で焼結して高密度部品
を作るポストシンタリング法も開発されているが反応焼
結法の最大のメリットであるニアネットシェイプ性が失
われてしまうといった欠点がある。また、ＳｉＣセラミ
ックスを反応焼結で製造するには、例えば特公昭45−38
061 号で述べているようなＳｉＣ粉末と炭素との混合物
に1600〜１７００℃で溶融シリコンを含浸させ、Ｓｉが
成形体の炭素と反応してＳｉＣを形成させる方法があ
る。この方法で得られる材料の強度は、一般に３００〜
500MPa程度と低く、更にＳｉが１０％程度残留してしま
うという欠点がある。Ａｌ2Ｏ3セラミックスを反応焼結
で製造する方法には、例えばＡｌ2Ｏ3等から構成された
仮焼結体にＡｌ等の母材金属を近接配置し、母材金属を
加熱溶融して溶融金属体を酸素含有ガス等の酸化剤と反
応させて酸化反応生成物を生成させ、更に溶融金属を酸
化反応生成物を通して仮焼結体内部に侵入させることに
よって複合セラミックス体を得る方法が特開昭62−1267
8 号に示されている。この方法で製造した材料の特性
は、曲げ強度200〜500MPa と低く、更に残留Ａｌ量は４
〜２２％と多量に残留してしまう欠点があった。
によって製造するには、Ｓｉ微粉末を成形した後、１３
５０℃以上のＮ2 又はアンモニアに富む雰囲気中で熱処
理する。この方法では、１７〜２７％の気孔が残留し室
温強度はせいぜい３００〜500MPa，破壊靭性値は２.３
〜４.２ＭＰａ√ｍである。これを克服するため、Ｓｉ
粉末に焼結助剤を加えて窒素中で反応焼結法を行った
後、さらに１７５０〜１９００℃で焼結して高密度部品
を作るポストシンタリング法も開発されているが反応焼
結法の最大のメリットであるニアネットシェイプ性が失
われてしまうといった欠点がある。また、ＳｉＣセラミ
ックスを反応焼結で製造するには、例えば特公昭45−38
061 号で述べているようなＳｉＣ粉末と炭素との混合物
に1600〜１７００℃で溶融シリコンを含浸させ、Ｓｉが
成形体の炭素と反応してＳｉＣを形成させる方法があ
る。この方法で得られる材料の強度は、一般に３００〜
500MPa程度と低く、更にＳｉが１０％程度残留してしま
うという欠点がある。Ａｌ2Ｏ3セラミックスを反応焼結
で製造する方法には、例えばＡｌ2Ｏ3等から構成された
仮焼結体にＡｌ等の母材金属を近接配置し、母材金属を
加熱溶融して溶融金属体を酸素含有ガス等の酸化剤と反
応させて酸化反応生成物を生成させ、更に溶融金属を酸
化反応生成物を通して仮焼結体内部に侵入させることに
よって複合セラミックス体を得る方法が特開昭62−1267
8 号に示されている。この方法で製造した材料の特性
は、曲げ強度200〜500MPa と低く、更に残留Ａｌ量は４
〜２２％と多量に残留してしまう欠点があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記従来技術は、いず
れも化学反応時（焼結時）に均一温度場に仮焼結体を置
き反応種である窒素ガス，溶融シリコン或いは酸素ガス
等を供給して、仮焼結体内部で化学反応を起こし、炭化
けい素，窒化けい素、或いはアルミナマトリックスを製
造する。このとき仮焼結体は均一温度場に置かれている
ため、反応初期においては仮焼結体の空隙を通して上記
化学反応種が試料全体に拡散し、仮焼結体と反応種との
反応が試料全体に同時に進行することになる。仮焼結体
の相対密度は６０〜７０％であり気孔が多いため、上記
反応種は容易に仮焼結体内部に侵入できる。
れも化学反応時（焼結時）に均一温度場に仮焼結体を置
き反応種である窒素ガス，溶融シリコン或いは酸素ガス
等を供給して、仮焼結体内部で化学反応を起こし、炭化
けい素，窒化けい素、或いはアルミナマトリックスを製
造する。このとき仮焼結体は均一温度場に置かれている
ため、反応初期においては仮焼結体の空隙を通して上記
化学反応種が試料全体に拡散し、仮焼結体と反応種との
反応が試料全体に同時に進行することになる。仮焼結体
の相対密度は６０〜７０％であり気孔が多いため、上記
反応種は容易に仮焼結体内部に侵入できる。
【０００５】この反応が進行するにつれて仮焼結体内に
存在していた空隙は次第に反応後に生じた焼結体により
充填され、反応種である窒素ガス，溶融シリコン、或い
は酸素ガス等が反応界面、特に仮焼結体中心付近に到達
することが次第に困難になり、この結果試料全体の完全
な緻密化の達成を不可能としていることがわかってい
る。また、化学反応に伴い反応サイトで生成されるガス
成分（例えばＳｉＯ，ＣＯガス等）の生成サイトからの
散逸も、化学反応の進行につれて次第に困難となり、高
密度化の障害になることがわかった。すなわち、均一温
度場にプリフォームを置き反応焼結を行う従来技術で
は、得られるセラミックスの特性に限界のあることがわ
かってきた。
存在していた空隙は次第に反応後に生じた焼結体により
充填され、反応種である窒素ガス，溶融シリコン、或い
は酸素ガス等が反応界面、特に仮焼結体中心付近に到達
することが次第に困難になり、この結果試料全体の完全
な緻密化の達成を不可能としていることがわかってい
る。また、化学反応に伴い反応サイトで生成されるガス
成分（例えばＳｉＯ，ＣＯガス等）の生成サイトからの
散逸も、化学反応の進行につれて次第に困難となり、高
密度化の障害になることがわかった。すなわち、均一温
度場にプリフォームを置き反応焼結を行う従来技術で
は、得られるセラミックスの特性に限界のあることがわ
かってきた。
【０００６】本発明の目的は、ガスタービン部材等の高
温用部材，原子力プラントにおける耐摩耗用部材，核融
合炉用のプラズマ対向部材等に適した強度並びに破壊靭
性に優れた反応焼結セラミックス及びそのセラミックス
を製造するのに好適な製造方法を提供することにある。
温用部材，原子力プラントにおける耐摩耗用部材，核融
合炉用のプラズマ対向部材等に適した強度並びに破壊靭
性に優れた反応焼結セラミックス及びそのセラミックス
を製造するのに好適な製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的は、仮焼結体を
均一温度場に置き試料全体に渡って化学反応を同時に進
行させるのではなく、仮焼結体内部に化学反応の生じる
界面が横断的に存在し、局所的なゾーン領域で化学反応
を進行させることによって達成できる。
均一温度場に置き試料全体に渡って化学反応を同時に進
行させるのではなく、仮焼結体内部に化学反応の生じる
界面が横断的に存在し、局所的なゾーン領域で化学反応
を進行させることによって達成できる。
【０００８】金属材料の高温強度を向上する方法として
一方向凝固法で柱状晶化させたもの、ブリッジマン法で
製造した単結晶のＮｉ基超合金をガスタービンブレード
などに用いることが実用化されている。セラミックスに
おいても一方向凝固法を適用して高温強度などの物理的
特性を向上する方法が例えば日本金属学会誌第５９巻第
１号（１９９５）７１−７８において検討されている。
また、大型の焼結体を製造する方法として炉内の温度を
高温に保持しておき、その中をこれから焼成しようとす
る物を通過させて一部ずつ焼成するゾーンシンター法と
いう方法が例えばFC Report 10 (1992)No.１などで知ら
れている。上記方法は目的は異なるがこれから焼成しよ
うとする物を炉の内部で移動させて一部ずつ焼成してい
く方法としては同一の方法である。しかし、上記方法は
酸化アルミニウム，酸化アルミニウム−酸化イットリウ
ム複合焼結体に適用されているのみである。本願発明は
反応焼結させるセラミックスに対して、ゾーンシンター
法を適用することによって、反応焼結セラミックス特有
の問題である未反応部分が残存し焼結体強度が低下する
という問題を解決できることを見い出したものである。
一方向凝固法で柱状晶化させたもの、ブリッジマン法で
製造した単結晶のＮｉ基超合金をガスタービンブレード
などに用いることが実用化されている。セラミックスに
おいても一方向凝固法を適用して高温強度などの物理的
特性を向上する方法が例えば日本金属学会誌第５９巻第
１号（１９９５）７１−７８において検討されている。
また、大型の焼結体を製造する方法として炉内の温度を
高温に保持しておき、その中をこれから焼成しようとす
る物を通過させて一部ずつ焼成するゾーンシンター法と
いう方法が例えばFC Report 10 (1992)No.１などで知ら
れている。上記方法は目的は異なるがこれから焼成しよ
うとする物を炉の内部で移動させて一部ずつ焼成してい
く方法としては同一の方法である。しかし、上記方法は
酸化アルミニウム，酸化アルミニウム−酸化イットリウ
ム複合焼結体に適用されているのみである。本願発明は
反応焼結させるセラミックスに対して、ゾーンシンター
法を適用することによって、反応焼結セラミックス特有
の問題である未反応部分が残存し焼結体強度が低下する
という問題を解決できることを見い出したものである。
【０００９】図１は反応焼結を局所的にゾーンで進行さ
せた状態の一例を模式的に描いたものである。図中１は
酸化物或いは非酸化物セラミックスを構成する元素を含
む粉末、またはＳｉＣ，Ｓｉ3Ｎ4，ＭｏＳｉ2，Ｔｉ
Ｃ，ＴｉＮ，アルミナ（Al2O3），ムライト（３Ａｌ2Ｏ
3・２ＳｉＯ2 ），ＹＡＧ（３Ｙ2Ｏ3・５Ａｌ2Ｏ3），
スピネル（Ａｌ2Ｏ3・ＭｇＯ）の少なくとも一種の物
質、またはこれら結晶を形成可能な元素を含む粉末であ
り、２は炭素，炭化けい素，アルミナ等の長繊維であ
る。３は仮焼結体に供給される窒素ガス，シリコンガ
ス，溶融シリコン、或いは酸素ガス等の反応種を表す。
４はゾーン反応完了領域（反応焼結が完了したセラミッ
クス）、５は局所反応ゾーン（反応焼結が進行している
領域）である。６は反応未完了領域（これから局所ゾー
ン反応焼結が行われる仮焼結体）を示している。図１に
示すように、仮焼結体内部に化学反応の生じる局所反応
焼結ゾーンが横断的に存在し、この反応ゾーンにおいて
反応焼結がある一定方向７に進行し、界面の移動速度は
制御されている。このゾーン反応領域には、反応種であ
る窒素ガス，シリコン、或いは酸素ガス３が反応未完了
領域内部６を通して供給されるため、反応ゾーンに容易
に到達できるのである。また、従来法において問題とな
った化学反応に伴い反応サイトで生成されるガス成分
（例えばＳｉＯ，ＣＯガス等）も生成サイトから反応未
完了領域方向に容易に散逸する。この結果、相対密度９
５％以上でしかも未反応残留量が１vol％ 未満のセラミ
ックスを得ることができる。更にこの方法で作製した焼
結体は特定の軸方向に配向している。具体的にはポール
フィギャ法で測定したＦ値が０.５ 以上となる。
せた状態の一例を模式的に描いたものである。図中１は
酸化物或いは非酸化物セラミックスを構成する元素を含
む粉末、またはＳｉＣ，Ｓｉ3Ｎ4，ＭｏＳｉ2，Ｔｉ
Ｃ，ＴｉＮ，アルミナ（Al2O3），ムライト（３Ａｌ2Ｏ
3・２ＳｉＯ2 ），ＹＡＧ（３Ｙ2Ｏ3・５Ａｌ2Ｏ3），
スピネル（Ａｌ2Ｏ3・ＭｇＯ）の少なくとも一種の物
質、またはこれら結晶を形成可能な元素を含む粉末であ
り、２は炭素，炭化けい素，アルミナ等の長繊維であ
る。３は仮焼結体に供給される窒素ガス，シリコンガ
ス，溶融シリコン、或いは酸素ガス等の反応種を表す。
４はゾーン反応完了領域（反応焼結が完了したセラミッ
クス）、５は局所反応ゾーン（反応焼結が進行している
領域）である。６は反応未完了領域（これから局所ゾー
ン反応焼結が行われる仮焼結体）を示している。図１に
示すように、仮焼結体内部に化学反応の生じる局所反応
焼結ゾーンが横断的に存在し、この反応ゾーンにおいて
反応焼結がある一定方向７に進行し、界面の移動速度は
制御されている。このゾーン反応領域には、反応種であ
る窒素ガス，シリコン、或いは酸素ガス３が反応未完了
領域内部６を通して供給されるため、反応ゾーンに容易
に到達できるのである。また、従来法において問題とな
った化学反応に伴い反応サイトで生成されるガス成分
（例えばＳｉＯ，ＣＯガス等）も生成サイトから反応未
完了領域方向に容易に散逸する。この結果、相対密度９
５％以上でしかも未反応残留量が１vol％ 未満のセラミ
ックスを得ることができる。更にこの方法で作製した焼
結体は特定の軸方向に配向している。具体的にはポール
フィギャ法で測定したＦ値が０.５ 以上となる。
【００１０】このような反応焼結を局所的にゾーンで進
行させるための温度プロファイルとしては図２（ａ)，
(ｂ)，(ｃ）のいずれかを用いることができる。いずれ
の場合も試料の長手方向に対して温度勾配を有してい
る。図２（ａ）の温度プロファイルは温度勾配を有し最
高温度で一定に保持されることを特徴とする。図面にお
いて、試料内部の反応焼結ゾーンは上から下方に移動す
る。図中４は反応焼結が完了した領域、５はまさにゾー
ン反応焼結が進行している領域、６はこれから反応焼結
が行われる仮焼結体を示している。図２（ｂ）は温度分
布が山形を呈し、最高温度領域での保持のない場合であ
る。図２（ｃ）は図２（ａ)，(ｂ）の中間的な温度分布
を持つものである領域間で最高温度を示し、その前後で
温度が低くなる場合である。このとき、温度勾配は仮焼
結体の移動方向に対し５℃／cm以上であり、試料と熱源
との相対的移動速度が１mm／ｈから１００mm／ｈの範囲
内に設定する。温度勾配が５℃／cm未満であると、温度
勾配が小さいため化学反応が進行するゾーンが不明確に
なり、従来法と同様に均一温度場に置かれた状況となる
ため従来と同様のセラミックスしか得られなくなる。ま
た、試料と熱源との相対的移動速度が１mm／ｈ未満であ
ると、製造に時間がかかり実用的ではなくなる。一方、
２００mm／ｈを越える移動速度ではプリフォームと反応
種との化学反応に必要な時間が得られず、相対密度の低
下，未反応残留物の増大，結晶異方性の低下が起こり本
発明のセラミックス材料を得ることができない。基本的
には、反応種ガス，生成したガスが焼結体内部に出入り
できるように、反応焼結が完了した領域，反応焼結が進
行している領域，未反応の仮焼結体が隣合うように温度
分布を決定すればよく、最高温度域に達する前にステッ
プを有する温度プロファイルであってもよい。また、試
料と熱源との相対的移動のためには、炉を移動させて
も、試料を移動させてもよい。
行させるための温度プロファイルとしては図２（ａ)，
(ｂ)，(ｃ）のいずれかを用いることができる。いずれ
の場合も試料の長手方向に対して温度勾配を有してい
る。図２（ａ）の温度プロファイルは温度勾配を有し最
高温度で一定に保持されることを特徴とする。図面にお
いて、試料内部の反応焼結ゾーンは上から下方に移動す
る。図中４は反応焼結が完了した領域、５はまさにゾー
ン反応焼結が進行している領域、６はこれから反応焼結
が行われる仮焼結体を示している。図２（ｂ）は温度分
布が山形を呈し、最高温度領域での保持のない場合であ
る。図２（ｃ）は図２（ａ)，(ｂ）の中間的な温度分布
を持つものである領域間で最高温度を示し、その前後で
温度が低くなる場合である。このとき、温度勾配は仮焼
結体の移動方向に対し５℃／cm以上であり、試料と熱源
との相対的移動速度が１mm／ｈから１００mm／ｈの範囲
内に設定する。温度勾配が５℃／cm未満であると、温度
勾配が小さいため化学反応が進行するゾーンが不明確に
なり、従来法と同様に均一温度場に置かれた状況となる
ため従来と同様のセラミックスしか得られなくなる。ま
た、試料と熱源との相対的移動速度が１mm／ｈ未満であ
ると、製造に時間がかかり実用的ではなくなる。一方、
２００mm／ｈを越える移動速度ではプリフォームと反応
種との化学反応に必要な時間が得られず、相対密度の低
下，未反応残留物の増大，結晶異方性の低下が起こり本
発明のセラミックス材料を得ることができない。基本的
には、反応種ガス，生成したガスが焼結体内部に出入り
できるように、反応焼結が完了した領域，反応焼結が進
行している領域，未反応の仮焼結体が隣合うように温度
分布を決定すればよく、最高温度域に達する前にステッ
プを有する温度プロファイルであってもよい。また、試
料と熱源との相対的移動のためには、炉を移動させて
も、試料を移動させてもよい。
【００１１】以下に窒化珪素，炭化けい素，アルミナの
場合を例にとり詳細に説明する。図３はこれらセラミッ
クスが局所ゾーン反応焼結で製造される様子と、このと
きに用いられる仮焼結体、或いは前処理材の材料構成と
を示したものである。窒化珪素セラミックスのゾーン焼
結では図３（ａ）に示すプリフォームの材料構成で行う
ことができる。粒径が０.１ 〜１００μｍ程度のシリコ
ン金属粉末を、成形用バインダー（例えばＰＶＢ）とと
もに混合し、３０００kg／cm2 程度の圧力でＣＩＰ成形
法等を用いて成形体とする。成形用バインダーは、焼結
体の種類により異なる。窒化珪素，アルミナの場合は、
ＰＶＡ，ＰＶＢ等の炭素が残留しないバインダーを用
い、脱バインダー温度は４００〜７００℃がよい。ま
た、炭化珪素のバインダーとしてはフェノール樹脂等の
炭素源としてのバインダーを用い、脱バインダー温度は
９００〜１３００℃である。成形体の密度は、焼結後の
焼結体密度、特性に大きな影響を与える。すなわち、反
応焼結は、反応によって生成した物質と原料物質の密度
差により成形体の空隙部（気孔）を埋めることにより、
ニアネットシェープ性を得ている。生成した物質の体積
が、成形体の気孔部の体積に比べ大きい場合は、焼結体
中に亀裂、或いは原料物質の残留が生じる。よって原料
粉末として何を用いるかによるが、シリコン金属を窒化
させて窒化珪素を製造する場合は、成形密度は７５〜７
９％がよい。この成形体を、不活性雰囲気中で５００℃
程度まで昇温し成形体中のバインダー成分を分解する。
この脱脂体を仮焼結体として、図２（ａ）,（ｂ）,
（ｃ）に示すいずれかの温度勾配を持った反応焼成炉を
用いてゾーン反応焼結を行う。このとき、反応ゾーンの
最高温度は１３００〜１４５０℃，０.１atm以上の窒素
ガス雰囲気（一旦高真空にした後、窒素ガスを導入す
る）で、温度勾配が５℃／cm以上であり、試料と熱源と
の相対的移動速度が１mm／ｈから２００mm／ｈの範囲内
で反応焼結を行うことによって本発明材を得ることがで
きる。反応ゾーンの大きさ、すなわち温度勾配が図２
（ｃ）である場合の最高温度をキープする距離の最小長
さは、温度勾配と焼結体の種類により異なる。例えば、
窒化珪素の場合は１３５０℃付近で焼結が急速に進む。
ここで、１３００〜１３５０℃で反応が進むとすれば、
温度勾配が５℃／cmのときは５０℃／５＝１０で１０cm
となるが、温度勾配が２００℃／cmのときは０.２５cm
となる。
場合を例にとり詳細に説明する。図３はこれらセラミッ
クスが局所ゾーン反応焼結で製造される様子と、このと
きに用いられる仮焼結体、或いは前処理材の材料構成と
を示したものである。窒化珪素セラミックスのゾーン焼
結では図３（ａ）に示すプリフォームの材料構成で行う
ことができる。粒径が０.１ 〜１００μｍ程度のシリコ
ン金属粉末を、成形用バインダー（例えばＰＶＢ）とと
もに混合し、３０００kg／cm2 程度の圧力でＣＩＰ成形
法等を用いて成形体とする。成形用バインダーは、焼結
体の種類により異なる。窒化珪素，アルミナの場合は、
ＰＶＡ，ＰＶＢ等の炭素が残留しないバインダーを用
い、脱バインダー温度は４００〜７００℃がよい。ま
た、炭化珪素のバインダーとしてはフェノール樹脂等の
炭素源としてのバインダーを用い、脱バインダー温度は
９００〜１３００℃である。成形体の密度は、焼結後の
焼結体密度、特性に大きな影響を与える。すなわち、反
応焼結は、反応によって生成した物質と原料物質の密度
差により成形体の空隙部（気孔）を埋めることにより、
ニアネットシェープ性を得ている。生成した物質の体積
が、成形体の気孔部の体積に比べ大きい場合は、焼結体
中に亀裂、或いは原料物質の残留が生じる。よって原料
粉末として何を用いるかによるが、シリコン金属を窒化
させて窒化珪素を製造する場合は、成形密度は７５〜７
９％がよい。この成形体を、不活性雰囲気中で５００℃
程度まで昇温し成形体中のバインダー成分を分解する。
この脱脂体を仮焼結体として、図２（ａ）,（ｂ）,
（ｃ）に示すいずれかの温度勾配を持った反応焼成炉を
用いてゾーン反応焼結を行う。このとき、反応ゾーンの
最高温度は１３００〜１４５０℃，０.１atm以上の窒素
ガス雰囲気（一旦高真空にした後、窒素ガスを導入す
る）で、温度勾配が５℃／cm以上であり、試料と熱源と
の相対的移動速度が１mm／ｈから２００mm／ｈの範囲内
で反応焼結を行うことによって本発明材を得ることがで
きる。反応ゾーンの大きさ、すなわち温度勾配が図２
（ｃ）である場合の最高温度をキープする距離の最小長
さは、温度勾配と焼結体の種類により異なる。例えば、
窒化珪素の場合は１３５０℃付近で焼結が急速に進む。
ここで、１３００〜１３５０℃で反応が進むとすれば、
温度勾配が５℃／cmのときは５０℃／５＝１０で１０cm
となるが、温度勾配が２００℃／cmのときは０.２５cm
となる。
【００１２】また、仮焼結体の断面積が大きくなると、
仮焼結体内部では熱伝導により温度勾配が小さくなり、
必要な反応ゾーンは大きくなる傾向にある。
仮焼結体内部では熱伝導により温度勾配が小さくなり、
必要な反応ゾーンは大きくなる傾向にある。
【００１３】炭化けい素セラミックスの仮焼結体、或い
は前処理材としては図３（ｂ），（ｃ)，(ｄ）の三種類
がある。図３（ｂ）は、炭素粉末に必要に応じてＳｉＣ
粉末，フェノール樹脂等の炭素源を混合し、成形体とす
る。この成形体を、９００〜１３００℃程度の不活性ガ
ス中で焼成して仮焼結体とし、この仮焼結体を図３
（ｂ）に示すようにシリコンの気相ガス中に配置する方
法である。図３（ｃ）は、上記のように製造した仮焼結
体周囲へ固相シリコン元素を配置する方法である。この
シリコンの配置方法の一例としては、シリコン粉末をス
ラリーとして表面に塗布する方法がある。図３（ｄ）
は、局所ゾーン反応焼結以前に予め仮焼結体内部に、気
相或いは液相状態でシリコンを充填する方法である。充
填したシリコンの一部は炭素との化学反応によってＳｉ
Ｃに変化するが、大部分はシリコンとして残留してい
る。これら仮焼結体、或いは前処理材を、図２(ａ)，
(ｂ)，(ｃ)に示すいずれかの温度勾配を持った反応焼成
炉内で実現してゾーン反応焼結を行う。反応ゾーンの最
高温度は１５００〜１８００℃，１０-4〜１００Torrの
真空中で、反応ゾーンの移動速度を１mm／ｈから２００
mm／ｈの範囲で行うことによって本発明材を得ることが
できる。
は前処理材としては図３（ｂ），（ｃ)，(ｄ）の三種類
がある。図３（ｂ）は、炭素粉末に必要に応じてＳｉＣ
粉末，フェノール樹脂等の炭素源を混合し、成形体とす
る。この成形体を、９００〜１３００℃程度の不活性ガ
ス中で焼成して仮焼結体とし、この仮焼結体を図３
（ｂ）に示すようにシリコンの気相ガス中に配置する方
法である。図３（ｃ）は、上記のように製造した仮焼結
体周囲へ固相シリコン元素を配置する方法である。この
シリコンの配置方法の一例としては、シリコン粉末をス
ラリーとして表面に塗布する方法がある。図３（ｄ）
は、局所ゾーン反応焼結以前に予め仮焼結体内部に、気
相或いは液相状態でシリコンを充填する方法である。充
填したシリコンの一部は炭素との化学反応によってＳｉ
Ｃに変化するが、大部分はシリコンとして残留してい
る。これら仮焼結体、或いは前処理材を、図２(ａ)，
(ｂ)，(ｃ)に示すいずれかの温度勾配を持った反応焼成
炉内で実現してゾーン反応焼結を行う。反応ゾーンの最
高温度は１５００〜１８００℃，１０-4〜１００Torrの
真空中で、反応ゾーンの移動速度を１mm／ｈから２００
mm／ｈの範囲で行うことによって本発明材を得ることが
できる。
【００１４】また、アルミナセラミックスの場合にはア
ルミニウムの酸化反応によってアルミナマトリックスセ
ラミックスを得ることができる。例えば、図３（ｅ）の
ようにアルミニウムと必要に応じてアルミナ，炭化けい
素粉末等を混合後、成形，脱脂等を行い仮焼結体を形成
する。この仮焼結体を酸素雰囲気中で図２に示すいずれ
かの温度勾配を持った反応焼成炉を用いてゾーン反応焼
結を行うことによって本発明材料が得られる。酸化雰囲
気中で反応ゾーンの最高温度を1100〜1700℃とし、反応
ゾーンの移動速度を１mm／ｈ〜２００mm／ｈで反応焼結
を行うことによって本発明材を得ることができる。
ルミニウムの酸化反応によってアルミナマトリックスセ
ラミックスを得ることができる。例えば、図３（ｅ）の
ようにアルミニウムと必要に応じてアルミナ，炭化けい
素粉末等を混合後、成形，脱脂等を行い仮焼結体を形成
する。この仮焼結体を酸素雰囲気中で図２に示すいずれ
かの温度勾配を持った反応焼成炉を用いてゾーン反応焼
結を行うことによって本発明材料が得られる。酸化雰囲
気中で反応ゾーンの最高温度を1100〜1700℃とし、反応
ゾーンの移動速度を１mm／ｈ〜２００mm／ｈで反応焼結
を行うことによって本発明材を得ることができる。
【００１５】以上の説明において、仮焼結体を構成する
元素として酸化物或いは非酸化物セラミックスマトリッ
クスを構成する元素を主に含む場合について説明した
が、これら元素以外にＳｉＣ，Ｓｉ3Ｎ4，ＭｏＳｉ2 ，
ＴｉＣ，ＴｉＮ，アルミナ（Ａｌ2Ｏ3），ムライト（３
Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2 ），ＹＡＧ（３Ｙ2Ｏ3・５Ａｌ2
Ｏ3），スピネル（Ａｌ2Ｏ3・ＭｇＯ）を形成可能な元
素の少なくとも一種、またはこれら物質の少なくとも一
種を含ませることによっても本発明の目的を達せられ
る。これら種々のセラミックス形成可能な元素を含める
のは、化学反応により生成するナノ粒子、またはウィス
カのマトリックス中への分散を可能とするためであり、
これら物質を含めるのはセラミックスの結晶形態を利用
して異方性を有するセラミックスを製造しやすくするた
めである。これらによって、いずれもセラミックスの強
度並びに靭性が向上する。これら物質、或いはこれら物
質の形成可能な元素の最終生成物質がセラミックスに占
める割合は２０vol％ 未満とする。２０vol％ 以上であ
ると、これら物質はむしろ異物として作用し、特性を低
下させるためである。
元素として酸化物或いは非酸化物セラミックスマトリッ
クスを構成する元素を主に含む場合について説明した
が、これら元素以外にＳｉＣ，Ｓｉ3Ｎ4，ＭｏＳｉ2 ，
ＴｉＣ，ＴｉＮ，アルミナ（Ａｌ2Ｏ3），ムライト（３
Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2 ），ＹＡＧ（３Ｙ2Ｏ3・５Ａｌ2
Ｏ3），スピネル（Ａｌ2Ｏ3・ＭｇＯ）を形成可能な元
素の少なくとも一種、またはこれら物質の少なくとも一
種を含ませることによっても本発明の目的を達せられ
る。これら種々のセラミックス形成可能な元素を含める
のは、化学反応により生成するナノ粒子、またはウィス
カのマトリックス中への分散を可能とするためであり、
これら物質を含めるのはセラミックスの結晶形態を利用
して異方性を有するセラミックスを製造しやすくするた
めである。これらによって、いずれもセラミックスの強
度並びに靭性が向上する。これら物質、或いはこれら物
質の形成可能な元素の最終生成物質がセラミックスに占
める割合は２０vol％ 未満とする。２０vol％ 以上であ
ると、これら物質はむしろ異物として作用し、特性を低
下させるためである。
【００１６】また、炭素，炭化けい素，酸化アルミニウ
ムを主体とした長繊維を仮焼結体に複合化することは、
セラミックスの強度・靭性が向上し、セラミックスの信
頼性向上に大きな効果がある。
ムを主体とした長繊維を仮焼結体に複合化することは、
セラミックスの強度・靭性が向上し、セラミックスの信
頼性向上に大きな効果がある。
【００１７】本発明は、セラミックスの製造において試
料全体に反応焼結を同時に進行させるのではなく、局所
的にゾーンで化学反応を行うことによって、高温耐熱部
材，耐摩耗用部材に適した緻密セラミックスを可能とし
たものである。
料全体に反応焼結を同時に進行させるのではなく、局所
的にゾーンで化学反応を行うことによって、高温耐熱部
材，耐摩耗用部材に適した緻密セラミックスを可能とし
たものである。
【００１８】このゾーン焼結によって、マトリックスと
なるセラミックスの結晶粒が特定方向に配向する。マト
リックスとなるセラミックスが板状結晶となる場合は、
優先結晶成長面の晶帯軸、又は結晶劈開面の晶帯軸が配
向軸となるように配向し、またマトリックスが針状結晶
となる場合には、優先結晶成長方向が配向軸となるよう
に配向する。ゾーン反応焼結の初期段階においては、反
応によって生成する結晶はランダムな方向に成長する
が、ゾーンの移動に伴ってゾーンの移動方向と優先結晶
成長方向が合致した結晶が優先的に結晶成長するように
なる。このため、ゾーン焼結の進行に伴って結晶が特定
方向に配向することになる。配向方向は、マトリックス
となる物質の優先結晶成長方向が支配的な因子となる。
更に、仮焼結体の段階でマトリックスとなる結晶を仮焼
結体に含ませ、仮焼結体中でこれら結晶に配向性を付加
しておくことによって、このゾーン反応焼結による配向
性を助長することも可能である。即ち、マトリックスを
形成する板状或いは針状結晶を仮焼結体中に含ませ、か
つこれらをマトリックスのゾーン移動方向と一致するよ
うに予め配向させるのである。
なるセラミックスの結晶粒が特定方向に配向する。マト
リックスとなるセラミックスが板状結晶となる場合は、
優先結晶成長面の晶帯軸、又は結晶劈開面の晶帯軸が配
向軸となるように配向し、またマトリックスが針状結晶
となる場合には、優先結晶成長方向が配向軸となるよう
に配向する。ゾーン反応焼結の初期段階においては、反
応によって生成する結晶はランダムな方向に成長する
が、ゾーンの移動に伴ってゾーンの移動方向と優先結晶
成長方向が合致した結晶が優先的に結晶成長するように
なる。このため、ゾーン焼結の進行に伴って結晶が特定
方向に配向することになる。配向方向は、マトリックス
となる物質の優先結晶成長方向が支配的な因子となる。
更に、仮焼結体の段階でマトリックスとなる結晶を仮焼
結体に含ませ、仮焼結体中でこれら結晶に配向性を付加
しておくことによって、このゾーン反応焼結による配向
性を助長することも可能である。即ち、マトリックスを
形成する板状或いは針状結晶を仮焼結体中に含ませ、か
つこれらをマトリックスのゾーン移動方向と一致するよ
うに予め配向させるのである。
【００１９】このため本発明においては、炭化けい素の
結晶をマトリックスとする場合には、α炭化けい素が生
成するときには｛１０−１０｝、又は｛１１−２０｝、
又は｛０００１｝の晶帯軸であり、β炭化けい素の場合
には｛１１１｝の晶帯軸、又は＜１１０＞方向が配向軸
となるように、ゾーン移動方向にマトリックスが成長す
る。また、窒化ケイ素の場合には＜１０−１０＞、又は
＜１０−１１＞方向、又は＜１１−２０＞、又は＜１０
−１３＞方向が配向軸となり、酸化アルミニウムの場合
には［０００１］、又は［１１−２０］、及び／又は
［１−１００］方向が配向軸、或いは｛０１１１｝面を
晶帯軸とする配向軸となるように、ゾーン移動方向にマ
トリックスが成長する。この場合｛１０−１０｝の−１
は１の反転（逆方向）を示す。
結晶をマトリックスとする場合には、α炭化けい素が生
成するときには｛１０−１０｝、又は｛１１−２０｝、
又は｛０００１｝の晶帯軸であり、β炭化けい素の場合
には｛１１１｝の晶帯軸、又は＜１１０＞方向が配向軸
となるように、ゾーン移動方向にマトリックスが成長す
る。また、窒化ケイ素の場合には＜１０−１０＞、又は
＜１０−１１＞方向、又は＜１１−２０＞、又は＜１０
−１３＞方向が配向軸となり、酸化アルミニウムの場合
には［０００１］、又は［１１−２０］、及び／又は
［１−１００］方向が配向軸、或いは｛０１１１｝面を
晶帯軸とする配向軸となるように、ゾーン移動方向にマ
トリックスが成長する。この場合｛１０−１０｝の−１
は１の反転（逆方向）を示す。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施例について説
明する。
明する。
【００２１】（実施例１）粉末平均粒径が１μｍのシリ
コン金属粉末を、成形用バインダーとしてＰＶＢとステ
アリン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノール及びＳ
ｉ3Ｎ4製ボールと共にポットミルにて４８時間混合し
た。この混合粉末を乾燥後、粉砕・製粒して成形用粉末
とした。この粉末を３０００kg／cm2 の圧力でＣＩＰ成
形を行い、直径１０mm，長さ１００mmの成形体とした。
成形密度比は７５％であった。得られた成形体を、Ａｒ
ガス中で５００℃まで昇温し成形体中のバインダー成分
を分解した。この脱脂体を、図２（ａ）に示す温度勾配
を持った反応焼成炉を用いてゾーン反応焼結を行った。
焼成条件としては、最低温度を１１００℃とし、温度勾
配，最高温度，ゾーン移動速度，窒素ガス圧力を変化さ
せて試料番号１から１１の窒化けい素マトリックス焼結
体を製造した。これら試料の材料特性を表１に示す。相
対密度はアルキメデス法により、また、マトリックスを
形成すべきＳｉ元素の未反応残留量は、試料断面の研磨
面の顕微鏡写真から画像処理によって求めた。異方性の
確認はＸ線回折によるポールフィギャ法を用いた。即
ち、ゾーン移動方向に対して垂直の切断面において、
｛１０−１０｝、或いは｛１０−１１｝面のポールフィ
ギャ図形をＸ線回折測定から求めて、試料中での各面の
方位分布を調べた。これら結晶面の少なくとも一方にお
いて異方性が観察された場合には、○印を付けた。反応
焼結後の破壊強度はＪＩＳ４点曲げ試験法により、ま
た、破壊靭性値は予亀裂導入破壊試験法（JISR1607）に
基づき評価した。試料の切り出し方向は、ゾーン移動方
向に平行とした。
コン金属粉末を、成形用バインダーとしてＰＶＢとステ
アリン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノール及びＳ
ｉ3Ｎ4製ボールと共にポットミルにて４８時間混合し
た。この混合粉末を乾燥後、粉砕・製粒して成形用粉末
とした。この粉末を３０００kg／cm2 の圧力でＣＩＰ成
形を行い、直径１０mm，長さ１００mmの成形体とした。
成形密度比は７５％であった。得られた成形体を、Ａｒ
ガス中で５００℃まで昇温し成形体中のバインダー成分
を分解した。この脱脂体を、図２（ａ）に示す温度勾配
を持った反応焼成炉を用いてゾーン反応焼結を行った。
焼成条件としては、最低温度を１１００℃とし、温度勾
配，最高温度，ゾーン移動速度，窒素ガス圧力を変化さ
せて試料番号１から１１の窒化けい素マトリックス焼結
体を製造した。これら試料の材料特性を表１に示す。相
対密度はアルキメデス法により、また、マトリックスを
形成すべきＳｉ元素の未反応残留量は、試料断面の研磨
面の顕微鏡写真から画像処理によって求めた。異方性の
確認はＸ線回折によるポールフィギャ法を用いた。即
ち、ゾーン移動方向に対して垂直の切断面において、
｛１０−１０｝、或いは｛１０−１１｝面のポールフィ
ギャ図形をＸ線回折測定から求めて、試料中での各面の
方位分布を調べた。これら結晶面の少なくとも一方にお
いて異方性が観察された場合には、○印を付けた。反応
焼結後の破壊強度はＪＩＳ４点曲げ試験法により、ま
た、破壊靭性値は予亀裂導入破壊試験法（JISR1607）に
基づき評価した。試料の切り出し方向は、ゾーン移動方
向に平行とした。
【００２２】表１より製造条件が本発明範囲内にある場
合には、相対密度が９５％以上となり、ゾーン反応焼結
体に特有の異方性を生じた。通常の反応焼結法で製造し
たセラミックスでも特定方向に１０％程度異方性を有す
るものは製造可能であるが、２０％以上の異方性を有す
る反応焼結セラミックスは、本発明の方法でのみ製造可
能である。この結果、1000MPa程度の４点曲げ強度と、
１０ＭＰａ√ｍ を越える破壊靭性値を有する緻密な窒
化けい素セラミックスを得ることができた。これに対し
て本発明以外のものでは、強度・靭性ともに従来材と同
等の特性しか得られていない。
合には、相対密度が９５％以上となり、ゾーン反応焼結
体に特有の異方性を生じた。通常の反応焼結法で製造し
たセラミックスでも特定方向に１０％程度異方性を有す
るものは製造可能であるが、２０％以上の異方性を有す
る反応焼結セラミックスは、本発明の方法でのみ製造可
能である。この結果、1000MPa程度の４点曲げ強度と、
１０ＭＰａ√ｍ を越える破壊靭性値を有する緻密な窒
化けい素セラミックスを得ることができた。これに対し
て本発明以外のものでは、強度・靭性ともに従来材と同
等の特性しか得られていない。
【００２３】以上、図２（ａ）の温度分布を有する反応
炉を用いた場合について説明したが、図２（ｂ)，(ｃ）
でもほぼ同様の結果を得ることができた。
炉を用いた場合について説明したが、図２（ｂ)，(ｃ）
でもほぼ同様の結果を得ることができた。
【００２４】
【表１】
【００２５】（実施例２）平均粒径２μｍのα型炭化け
い素粉末７４ｇと平均粒径０.０１μｍ のカーボンブラ
ックを３０ｇ，フェノール樹脂を１４ｇ，エタノールを
１４０cc加えてＳｉＣボールでボールミル混合し混合粉
体を得た。この混合粉体を３０００kg／cm2 の圧力でＣ
ＩＰ成形を行い、直径１０mm，長さ１００mmの成形体と
した。この成形体を１０-2Torrの真空中で１２００℃で
１時間の熱処理を行い仮焼結体とした。この段階でフェ
ノール樹脂は熱分解して約５０ｗｔ％がカーボンとして
試料中に残留した。
い素粉末７４ｇと平均粒径０.０１μｍ のカーボンブラ
ックを３０ｇ，フェノール樹脂を１４ｇ，エタノールを
１４０cc加えてＳｉＣボールでボールミル混合し混合粉
体を得た。この混合粉体を３０００kg／cm2 の圧力でＣ
ＩＰ成形を行い、直径１０mm，長さ１００mmの成形体と
した。この成形体を１０-2Torrの真空中で１２００℃で
１時間の熱処理を行い仮焼結体とした。この段階でフェ
ノール樹脂は熱分解して約５０ｗｔ％がカーボンとして
試料中に残留した。
【００２６】この仮焼結体を、４の構造を有する熱処理
炉を用いて、ゾーン反応焼結を行った。断熱壁８の内側
には分割したヒータが配置されており、任意の温度勾配
の制御が可能な構造となっている。隔壁チャンバー１０
の内部にはシリコン１２の蒸気圧をコントロールできる
リザーバ１１を有しており、壁チャンバー内のシリコン
蒸気圧を一定に保持でき、反応ゾーンにシリコンガスを
供給できる。図２(ａ)の温度分布を持つように熱処理炉
をセットしてゾーン反応焼結を行った。熱処理条件とし
ては最低温度を１２００℃とし、温度勾配を１００℃／
cm，最高温度を１６００℃，ゾーン移動速度を２０mm／
ｈとして０.１Torr の真空中にて行った。リザーバの温
度は１６００℃とし、隔壁チャンバー内にシリコン蒸気
が充満した状態になっている。
炉を用いて、ゾーン反応焼結を行った。断熱壁８の内側
には分割したヒータが配置されており、任意の温度勾配
の制御が可能な構造となっている。隔壁チャンバー１０
の内部にはシリコン１２の蒸気圧をコントロールできる
リザーバ１１を有しており、壁チャンバー内のシリコン
蒸気圧を一定に保持でき、反応ゾーンにシリコンガスを
供給できる。図２(ａ)の温度分布を持つように熱処理炉
をセットしてゾーン反応焼結を行った。熱処理条件とし
ては最低温度を１２００℃とし、温度勾配を１００℃／
cm，最高温度を１６００℃，ゾーン移動速度を２０mm／
ｈとして０.１Torr の真空中にて行った。リザーバの温
度は１６００℃とし、隔壁チャンバー内にシリコン蒸気
が充満した状態になっている。
【００２７】実施例１と同様に、相対密度，シリコン未
反応残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を
評価した。その結果、焼結体の相対密度は９８％で、試
料断面の研磨面の顕微鏡写真から画像処理によって求め
た残留シリコン量は０.１vol％であった。試料のゾーン
移動方向に対する切断面において、α炭化けい素の｛１
１−２０｝面のポールフィギャを測定した結果、ＳｉＣ
結晶粒に配向性のあることがわかった。図９に｛１１−
２０｝面のポールフィギャを示す。これから｛１１−２
０｝面の配向度を示すＦ値は０.５３６ となった。配向
が全くない状態ではＦ値は０.３３３ となるので、配向
性があることがわかる。
反応残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を
評価した。その結果、焼結体の相対密度は９８％で、試
料断面の研磨面の顕微鏡写真から画像処理によって求め
た残留シリコン量は０.１vol％であった。試料のゾーン
移動方向に対する切断面において、α炭化けい素の｛１
１−２０｝面のポールフィギャを測定した結果、ＳｉＣ
結晶粒に配向性のあることがわかった。図９に｛１１−
２０｝面のポールフィギャを示す。これから｛１１−２
０｝面の配向度を示すＦ値は０.５３６ となった。配向
が全くない状態ではＦ値は０.３３３ となるので、配向
性があることがわかる。
【００２８】この試料の材料特性を実施例１と同様に評
価した結果、４点曲げ強度１３００ＭＰａ，破壊靭性値
１５ＭＰａが得られた。
価した結果、４点曲げ強度１３００ＭＰａ，破壊靭性値
１５ＭＰａが得られた。
【００２９】（実施例３）実施例２と同様に、平均粒径
２μｍのα型炭化けい素粉末７４ｇと平均粒径０.０１
μｍ のカーボンブラックを１２ｇ，フェノール樹脂を
１４ｇ，エタノールを１４０cc加えて、ＳｉＣボールを
用いてボールミル混合し、混合粉体を得た。この混合粉
体を３０００kg／cm2 の圧力でＣＩＰ成形を行い、直径
１０mm，長さ１００mmの成形体とし、１０-2Torrの真空
中で１２００℃で１時間の熱処理を行い仮焼結体とし
た。この段階でフェノール樹脂は熱分解して約５０ｗｔ
％がカーボンとして試料中に残留した。
２μｍのα型炭化けい素粉末７４ｇと平均粒径０.０１
μｍ のカーボンブラックを１２ｇ，フェノール樹脂を
１４ｇ，エタノールを１４０cc加えて、ＳｉＣボールを
用いてボールミル混合し、混合粉体を得た。この混合粉
体を３０００kg／cm2 の圧力でＣＩＰ成形を行い、直径
１０mm，長さ１００mmの成形体とし、１０-2Torrの真空
中で１２００℃で１時間の熱処理を行い仮焼結体とし
た。この段階でフェノール樹脂は熱分解して約５０ｗｔ
％がカーボンとして試料中に残留した。
【００３０】図３（ｃ）に示すように、この成形体表面
にシリコン成分を配置した。即ち、平均粒径１μｍのシ
リコン粉末を用いてスラリーを作製し、このスラリーに
上記仮焼結体を浸積し約２０ｇのシリコンを仮焼結体表
面に付着させ、１０００℃で１時間の真空処理を行っ
た。この仮焼結体を、図２（ｂ）の温度分布を持つ熱処
理炉にセットしてゾーン反応焼結を行った。このとき、
実施例２とは異なりシリコンガスの外部からの供給はな
い。熱処理条件としては、最低温度は１２００℃とし温
度勾配を１００℃／cm，最高温度を１６００℃，ゾーン
移動速度を２０mm／ｈとして０.１Torr の真空中にて行
った。
にシリコン成分を配置した。即ち、平均粒径１μｍのシ
リコン粉末を用いてスラリーを作製し、このスラリーに
上記仮焼結体を浸積し約２０ｇのシリコンを仮焼結体表
面に付着させ、１０００℃で１時間の真空処理を行っ
た。この仮焼結体を、図２（ｂ）の温度分布を持つ熱処
理炉にセットしてゾーン反応焼結を行った。このとき、
実施例２とは異なりシリコンガスの外部からの供給はな
い。熱処理条件としては、最低温度は１２００℃とし温
度勾配を１００℃／cm，最高温度を１６００℃，ゾーン
移動速度を２０mm／ｈとして０.１Torr の真空中にて行
った。
【００３１】実施例１と同様に相対密度，シリコン未反
応残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を評
価した。その結果、焼結体の相対密度は９９％、残留シ
リコン量は０.２vol％であった。試料のゾーン移動方向
に対する切断面において、α炭化けい素の｛１１−２
０｝面のポールフィギャを測定した結果、ＳｉＣ結晶粒
に配向性のあることがわかった。この試料の材料特性を
実施例１と同様に評価した結果、結晶の成長方向に切り
出した試料において、４点曲げ強度1500MPa ，破壊靭性
値２０ＭＰａが得られた。
応残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を評
価した。その結果、焼結体の相対密度は９９％、残留シ
リコン量は０.２vol％であった。試料のゾーン移動方向
に対する切断面において、α炭化けい素の｛１１−２
０｝面のポールフィギャを測定した結果、ＳｉＣ結晶粒
に配向性のあることがわかった。この試料の材料特性を
実施例１と同様に評価した結果、結晶の成長方向に切り
出した試料において、４点曲げ強度1500MPa ，破壊靭性
値２０ＭＰａが得られた。
【００３２】（実施例４）実施例２と同様の方法によっ
て、直径１０mm，長さ１００mmの成形体を製造した。こ
の成形体を、１０-2Torrの真空中で１２００℃で１時間
の熱処理を行い仮焼結体とした。この仮焼結体に対し
て、従来法によってシリコンの含浸を行った。即ち、仮
焼結体とシリコン粉末とを隔てて配置し、１６００℃，
１０-1Torrの真空中で１時間の均一加熱を行い仮焼結体
中にシリコンを含浸した。このシリコン含浸体を、図２
（ｂ）の温度分布を持つ熱処理炉にセットして、１０-1
Torrの真空中で反応条件を種々変化させて、ゾーン反応
焼結を行い、試料番号１２から２０の試料を作製した。
て、直径１０mm，長さ１００mmの成形体を製造した。こ
の成形体を、１０-2Torrの真空中で１２００℃で１時間
の熱処理を行い仮焼結体とした。この仮焼結体に対し
て、従来法によってシリコンの含浸を行った。即ち、仮
焼結体とシリコン粉末とを隔てて配置し、１６００℃，
１０-1Torrの真空中で１時間の均一加熱を行い仮焼結体
中にシリコンを含浸した。このシリコン含浸体を、図２
（ｂ）の温度分布を持つ熱処理炉にセットして、１０-1
Torrの真空中で反応条件を種々変化させて、ゾーン反応
焼結を行い、試料番号１２から２０の試料を作製した。
【００３３】実施例１と同様に、相対密度，未反応シリ
コン残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を
評価した。これら試料の材料特性を表２に示す。結晶異
方性はゾーン移動方向に対する切断面において、α炭化
けい素の｛１１−２０｝面、或いはβ炭化けい素の｛１
１１｝面のポールフィギャを測定し、これら結晶面の少
なくとも一方において異方性が観察された場合に○印を
付けた。表２より、製造条件が本発明範囲内にある場合
には相対密度が９５％以上となり、ゾーン反応焼結体に
特有の異方性を生じた。この結果、1500MPa 程度の４点
曲げ強度と、１５ＭＰａ√ｍを越える破壊靭性値を有す
る緻密な炭化けい素セラミックスを得ることができた。
これに対して本発明以外のものでは、強度・靭性ともに
従来材と同等の特性しか得られていないことがわかる。
コン残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を
評価した。これら試料の材料特性を表２に示す。結晶異
方性はゾーン移動方向に対する切断面において、α炭化
けい素の｛１１−２０｝面、或いはβ炭化けい素の｛１
１１｝面のポールフィギャを測定し、これら結晶面の少
なくとも一方において異方性が観察された場合に○印を
付けた。表２より、製造条件が本発明範囲内にある場合
には相対密度が９５％以上となり、ゾーン反応焼結体に
特有の異方性を生じた。この結果、1500MPa 程度の４点
曲げ強度と、１５ＭＰａ√ｍを越える破壊靭性値を有す
る緻密な炭化けい素セラミックスを得ることができた。
これに対して本発明以外のものでは、強度・靭性ともに
従来材と同等の特性しか得られていないことがわかる。
【００３４】
【表２】
【００３５】（実施例５）アルミニウム粉末３０ｇ，ア
ルミナ４４ｇとを混合後、成形用バインダーとしてＰＶ
Ｂとステアリン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノー
ル及びアルミナ製ボールと共にポットミルにて４８時間
混合した。この混合粉末を乾燥後、粉砕・製粒して成形
用粉末とした。この粉末を３０００kg／cm2 の圧力でＣ
ＩＰ成形を行い、直径１０mm，長さ１００mmの成形体と
した。得られた成形体を、不活性雰囲気中で５００℃程
度まで昇温し成形体中のバインダー成分を分解した。こ
の脱脂体を図２（ａ）に示す温度勾配を持った反応焼成
炉を用いてゾーン反応焼結を行った。熱処理条件として
は、最低温度を６００℃とし、温度勾配を１００℃／c
m，最高温度を１４００℃，ゾーン移動速度を５mm／ｈ
として酸素雰囲気中にて行った。
ルミナ４４ｇとを混合後、成形用バインダーとしてＰＶ
Ｂとステアリン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノー
ル及びアルミナ製ボールと共にポットミルにて４８時間
混合した。この混合粉末を乾燥後、粉砕・製粒して成形
用粉末とした。この粉末を３０００kg／cm2 の圧力でＣ
ＩＰ成形を行い、直径１０mm，長さ１００mmの成形体と
した。得られた成形体を、不活性雰囲気中で５００℃程
度まで昇温し成形体中のバインダー成分を分解した。こ
の脱脂体を図２（ａ）に示す温度勾配を持った反応焼成
炉を用いてゾーン反応焼結を行った。熱処理条件として
は、最低温度を６００℃とし、温度勾配を１００℃／c
m，最高温度を１４００℃，ゾーン移動速度を５mm／ｈ
として酸素雰囲気中にて行った。
【００３６】実施例１と同様に、相対密度，アルミニウ
ム残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を評
価した。その結果、焼結体の相対密度は９６％、アルミ
ニウム残留量０vol％ であった。試料のゾーン移動方向
に対する切断面において、酸化アルミニウムの｛１１−
２０｝面のポールフィギャを測定した結果、酸化アルミ
ニウムの結晶粒に配向性のあることがわかった。この試
料の材料特性を実施例１と同様に評価した結果、４点曲
げ強度1100MPa ，破壊靭性値１６ＭＰａ√ｍが得られ
た。
ム残留量，結晶異方性，４点曲げ強度，破壊靭性値を評
価した。その結果、焼結体の相対密度は９６％、アルミ
ニウム残留量０vol％ であった。試料のゾーン移動方向
に対する切断面において、酸化アルミニウムの｛１１−
２０｝面のポールフィギャを測定した結果、酸化アルミ
ニウムの結晶粒に配向性のあることがわかった。この試
料の材料特性を実施例１と同様に評価した結果、４点曲
げ強度1100MPa ，破壊靭性値１６ＭＰａ√ｍが得られ
た。
【００３７】（実施例６）炭化けい素粉末として｛１０
−１０｝面が優先劈開面となった平均粒径約５０μｍの
αＳｉＣ粉末を用いた以外は、実施例２と同様にしてゾ
ーン反応焼結を行った。即ち、この炭化けい素粉末７４
ｇと平均粒径０.０１μｍ のカーボンブラックを１２
ｇ，フェノール樹脂を１４ｇ，エタノールを１４０cc加
えてＳｉＣボールを用いてボールミル混合しスラリーを
得た。このスラリーを、ドクターブレード法によって厚
さ約０.５mm のシートを製作した。このシートを１０mm
×100mmの短冊状に切断し、２０枚積層して１０００kg
／cm2 の圧力で一軸プレスを行い成形体とした。この成
形体を１０-2Torrの真空中、１２００℃で１時間の熱処
理を行い仮焼結体とし、更に実施例４と同様の従来法に
よってシリコンを含浸した。このシリコン含浸体を、実
施例４と同様の方法によってゾーン焼結を行い焼結体を
得た。
−１０｝面が優先劈開面となった平均粒径約５０μｍの
αＳｉＣ粉末を用いた以外は、実施例２と同様にしてゾ
ーン反応焼結を行った。即ち、この炭化けい素粉末７４
ｇと平均粒径０.０１μｍ のカーボンブラックを１２
ｇ，フェノール樹脂を１４ｇ，エタノールを１４０cc加
えてＳｉＣボールを用いてボールミル混合しスラリーを
得た。このスラリーを、ドクターブレード法によって厚
さ約０.５mm のシートを製作した。このシートを１０mm
×100mmの短冊状に切断し、２０枚積層して１０００kg
／cm2 の圧力で一軸プレスを行い成形体とした。この成
形体を１０-2Torrの真空中、１２００℃で１時間の熱処
理を行い仮焼結体とし、更に実施例４と同様の従来法に
よってシリコンを含浸した。このシリコン含浸体を、実
施例４と同様の方法によってゾーン焼結を行い焼結体を
得た。
【００３８】相対密度，結晶異方性，４点曲げ強度，破
壊靭性値を評価した。その結果、焼結体の相対密度は９
８％であった。試料のゾーン移動方向に対して垂直の切
断面において、α炭化けい素の｛１０−１０｝面のポー
ルフィギャを測定した結果、ＳｉＣ結晶粒に配向性のあ
ることがわかった。また、この試料の材料特性を評価し
た結果、４点曲げ強度1300MPa ，破壊靭性値１５ＭＰａ
が得られた。
壊靭性値を評価した。その結果、焼結体の相対密度は９
８％であった。試料のゾーン移動方向に対して垂直の切
断面において、α炭化けい素の｛１０−１０｝面のポー
ルフィギャを測定した結果、ＳｉＣ結晶粒に配向性のあ
ることがわかった。また、この試料の材料特性を評価し
た結果、４点曲げ強度1300MPa ，破壊靭性値１５ＭＰａ
が得られた。
【００３９】（実施例７）粉末平均粒径が１μｍのシリ
コン金属粉末５０ｇと、＜１０−１０＞方向を針状結晶
の方向とした繊維径１.０μｍ ，長さ約３０μｍのウィ
スカ１０ｇ、更に成形バインダーとしてＰＶＢとステア
リン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノール及びＳｉ
3Ｎ4製ボールと共にポットミルにて１２時間混合しスラ
リーを得た。このスラリーを、ドクターブレード法によ
って厚さ約０.５mm のシートを製作した。このシートを
１０mm×１００mmの短冊状に切断し、２０枚積層して10
00kg／cm2 の圧力で一軸成形を行い成形体とした。得ら
れた成形体を、不活性雰囲気中で５００℃程度まで昇温
し成形体中のバインダー成分を分解した。この脱脂体
を、図２（ａ）に示す温度勾配を持った反応焼成炉を用
いてゾーン反応焼結を行った。焼成条件としては、最低
温度を１１００℃とし温度勾配１００℃／cm，最高温度
１３５０℃，ゾーン移動速度２mm／ｈ，窒素ガス圧力１
０atm として窒化けい素マトリックス焼結体を製造し
た。
コン金属粉末５０ｇと、＜１０−１０＞方向を針状結晶
の方向とした繊維径１.０μｍ ，長さ約３０μｍのウィ
スカ１０ｇ、更に成形バインダーとしてＰＶＢとステア
リン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノール及びＳｉ
3Ｎ4製ボールと共にポットミルにて１２時間混合しスラ
リーを得た。このスラリーを、ドクターブレード法によ
って厚さ約０.５mm のシートを製作した。このシートを
１０mm×１００mmの短冊状に切断し、２０枚積層して10
00kg／cm2 の圧力で一軸成形を行い成形体とした。得ら
れた成形体を、不活性雰囲気中で５００℃程度まで昇温
し成形体中のバインダー成分を分解した。この脱脂体
を、図２（ａ）に示す温度勾配を持った反応焼成炉を用
いてゾーン反応焼結を行った。焼成条件としては、最低
温度を１１００℃とし温度勾配１００℃／cm，最高温度
１３５０℃，ゾーン移動速度２mm／ｈ，窒素ガス圧力１
０atm として窒化けい素マトリックス焼結体を製造し
た。
【００４０】その結果、焼結体の相対密度は９８％であ
った。試料のゾーン移動方向に対して垂直の切断面にお
いて、窒化けい素の｛１０−１０｝面のポールフィギャ
を測定した結果、結晶粒に配向性のあることがわかっ
た。この試料の材料特性を実施例１と同様に評価した結
果、４点曲げ強度1300MPa ，破壊靭性値２５ＭＰａが得
られた。
った。試料のゾーン移動方向に対して垂直の切断面にお
いて、窒化けい素の｛１０−１０｝面のポールフィギャ
を測定した結果、結晶粒に配向性のあることがわかっ
た。この試料の材料特性を実施例１と同様に評価した結
果、４点曲げ強度1300MPa ，破壊靭性値２５ＭＰａが得
られた。
【００４１】（実施例８）表３の試料番号２１から３７
に示す構成元素からなる仮焼結体(プリフォーム)を用い
てゾーン反応焼結を行った。即ち、試料番号２１から２
８の試料では、実施例１で用いたシリコン粉末の他に各
種粉末をシリコンに対して１０ｗｔ％含有させた組成と
し、試料番号２９から３４の試料では実施例２で用いた
割合の炭化けい素，カーボンブラック，フェノール樹脂
に各種元素を１０ｗｔ％含有させた。また、試料番号３
５から３７の試料では、実施例５で用いた割合のアルミ
ニウム，アルミナ粉末の他に、各種粉末を１０ｗｔ％含
有させた。これら粉末を、それぞれ実施例１試料番号
２，実施例２，実施例５と同様の処理を行い、それぞれ
窒化けい素，炭化けい素，アルミナマトリックスからな
る緻密セラミックスを製造した。
に示す構成元素からなる仮焼結体(プリフォーム)を用い
てゾーン反応焼結を行った。即ち、試料番号２１から２
８の試料では、実施例１で用いたシリコン粉末の他に各
種粉末をシリコンに対して１０ｗｔ％含有させた組成と
し、試料番号２９から３４の試料では実施例２で用いた
割合の炭化けい素，カーボンブラック，フェノール樹脂
に各種元素を１０ｗｔ％含有させた。また、試料番号３
５から３７の試料では、実施例５で用いた割合のアルミ
ニウム，アルミナ粉末の他に、各種粉末を１０ｗｔ％含
有させた。これら粉末を、それぞれ実施例１試料番号
２，実施例２，実施例５と同様の処理を行い、それぞれ
窒化けい素，炭化けい素，アルミナマトリックスからな
る緻密セラミックスを製造した。
【００４２】これら材料の特性を表３に示す。いずれの
試料も相対密度が９５％以上で、しかもマトリックスを
形成する元素の未反応残留量が１vol％ 未満となり、強
度・靭性ともに優れた特性を示すことがわかる。
試料も相対密度が９５％以上で、しかもマトリックスを
形成する元素の未反応残留量が１vol％ 未満となり、強
度・靭性ともに優れた特性を示すことがわかる。
【００４３】
【表３】
【００４４】（実施例９）表４の試料番号３８から４６
に示す構成元素からなる仮焼結体(プリフォーム)を用い
てゾーン反応焼結を行った。即ち、試料番号３８から４
０の試料では実施例１で用いたシリコン粉末の他にＳｉ
Ｃ粉末を混合し、シリコンとＳｉＣ粉末の割合を変化さ
せ、試料番号４１から４３の試料では、実施例２で用い
た炭化けい素，カーボンブラックにＳｉ3Ｎ4を含有させ
て混合割合を変化させ、また、試料番号４４から４６の
試料では、実施例５で用いた割合のアルミニウム，アル
ミナ粉末の他にＳｉＣを含有させて混合割合を変化させ
た。これら粉末を、それぞれ実施例１試料番号２，実施
例２，実施例５と同様の処理を行い、それぞれ窒化けい
素，炭化けい素，アルミナマトリックスからなるセラミ
ックスを製造した。
に示す構成元素からなる仮焼結体(プリフォーム)を用い
てゾーン反応焼結を行った。即ち、試料番号３８から４
０の試料では実施例１で用いたシリコン粉末の他にＳｉ
Ｃ粉末を混合し、シリコンとＳｉＣ粉末の割合を変化さ
せ、試料番号４１から４３の試料では、実施例２で用い
た炭化けい素，カーボンブラックにＳｉ3Ｎ4を含有させ
て混合割合を変化させ、また、試料番号４４から４６の
試料では、実施例５で用いた割合のアルミニウム，アル
ミナ粉末の他にＳｉＣを含有させて混合割合を変化させ
た。これら粉末を、それぞれ実施例１試料番号２，実施
例２，実施例５と同様の処理を行い、それぞれ窒化けい
素，炭化けい素，アルミナマトリックスからなるセラミ
ックスを製造した。
【００４５】これら材料の特性を表４に示す。局所ゾー
ン反応焼結後のマトリックス以外の結晶相の存在割合が
２０ｖｏｌ％未満である本発明範囲内の試料では、相対
密度が９５％以上となり、強度・靭性ともに優れた特性
を示すことがわかる。
ン反応焼結後のマトリックス以外の結晶相の存在割合が
２０ｖｏｌ％未満である本発明範囲内の試料では、相対
密度が９５％以上となり、強度・靭性ともに優れた特性
を示すことがわかる。
【００４６】
【表４】
【００４７】（実施例１０）繊維束５００本の炭化けい
素の連続繊維を用いて、直交組織３次元織物によって図
５に示すガスタービン用動翼構造を製造した。この繊維
の充填率は４５％であった。この繊維構造体に、平均粒
径１μｍのシリコン粉末と成形用バインダーとしてＰＶ
Ｂとステアリン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノー
ルを１４０cc加え、Ｓｉ3Ｎ4ボールを用いてボールミル
混合してスラリーを得た。このスラリーを加圧含浸によ
って繊維構造体に含浸した。この含浸体を、不活性雰囲
気中で５００℃程度まで昇温し成形体中のバインダー成
分を分解した。この脱脂体を、実施例１と同様に図２
（ａ）に示す温度勾配を持った反応焼成炉を用いてゾー
ン反応焼結を行った。焼成条件としては、試料番号２と
同様に行い、窒化けい素をマトリックスとするガスター
ビン用動翼構造を製造した。ゾーン反応焼結は図５の上
部の翼先端部から動翼埋込部の方向に行う。温度プロフ
ァイルは翼先端部を上にして、下から上に翼を移動す
る。
素の連続繊維を用いて、直交組織３次元織物によって図
５に示すガスタービン用動翼構造を製造した。この繊維
の充填率は４５％であった。この繊維構造体に、平均粒
径１μｍのシリコン粉末と成形用バインダーとしてＰＶ
Ｂとステアリン酸を各々５ｗｔ％ずつ添加し、エタノー
ルを１４０cc加え、Ｓｉ3Ｎ4ボールを用いてボールミル
混合してスラリーを得た。このスラリーを加圧含浸によ
って繊維構造体に含浸した。この含浸体を、不活性雰囲
気中で５００℃程度まで昇温し成形体中のバインダー成
分を分解した。この脱脂体を、実施例１と同様に図２
（ａ）に示す温度勾配を持った反応焼成炉を用いてゾー
ン反応焼結を行った。焼成条件としては、試料番号２と
同様に行い、窒化けい素をマトリックスとするガスター
ビン用動翼構造を製造した。ゾーン反応焼結は図５の上
部の翼先端部から動翼埋込部の方向に行う。温度プロフ
ァイルは翼先端部を上にして、下から上に翼を移動す
る。
【００４８】このようにして製造したセラミックス動翼
は、１５００℃で定格回転数11000rpm の条件下でその
健全性が確認された。
は、１５００℃で定格回転数11000rpm の条件下でその
健全性が確認された。
【００４９】（実施例１１）繊維束５００本の炭化けい
素の連続繊維を用いて、直交組織３次元織物によって図
６に示すガスタービン用静翼構造を製造した。この繊維
の充填率は４５％であった。この繊維構造体に、平均粒
径２μｍのα型炭化珪素粉末７４ｇと平均粒径０.０１
μｍ のカーボンブラックを３０ｇ，フェノール樹脂１
４ｇ，エタノールを１４０cc加えて、ＳｉＣボールでボ
ールミル混合してスラリーを得た。このスラリーを加圧
含浸によって繊維構造体に含浸した。この含浸体を、１
０-2Torrの真空中で１２００℃で１時間の熱処理を行い
仮焼結体とした。この仮焼結体を実施例２と同様に図４
の構造を有する熱処理炉を用いて局所ゾーン焼結を行っ
た。すなわち、図６に示す静翼構造の右側の翼先端部を
上方に、翼後端部である左側を下にして、図２（ａ）に
示す温度勾配を持った反応焼成炉を用いてゾーン反応焼
結を行った。焼成条件としては、実施例２と同様の条件
で行い、炭化けい素をマトリックスとするガスタービン
用静翼構造を製造した。
素の連続繊維を用いて、直交組織３次元織物によって図
６に示すガスタービン用静翼構造を製造した。この繊維
の充填率は４５％であった。この繊維構造体に、平均粒
径２μｍのα型炭化珪素粉末７４ｇと平均粒径０.０１
μｍ のカーボンブラックを３０ｇ，フェノール樹脂１
４ｇ，エタノールを１４０cc加えて、ＳｉＣボールでボ
ールミル混合してスラリーを得た。このスラリーを加圧
含浸によって繊維構造体に含浸した。この含浸体を、１
０-2Torrの真空中で１２００℃で１時間の熱処理を行い
仮焼結体とした。この仮焼結体を実施例２と同様に図４
の構造を有する熱処理炉を用いて局所ゾーン焼結を行っ
た。すなわち、図６に示す静翼構造の右側の翼先端部を
上方に、翼後端部である左側を下にして、図２（ａ）に
示す温度勾配を持った反応焼成炉を用いてゾーン反応焼
結を行った。焼成条件としては、実施例２と同様の条件
で行い、炭化けい素をマトリックスとするガスタービン
用静翼構造を製造した。
【００５０】このようにして製造したセラミックス静翼
は、１５００℃で５ata の条件下での燃焼試験において
その健全性が確認された。
は、１５００℃で５ata の条件下での燃焼試験において
その健全性が確認された。
【００５１】（実施例１２）実施例２と同様にして、原
子力プラントの制御駆動機構用のガイドローラ及びピン
を製造した。図７にガイドローラ，ピンの断面構造を示
す。ピンの焼結は長手方向に、ガイドローラの場合には
円盤面が上下面になるように配置し、上下方向にゾーン
反応焼結を行う。耐熱衝撃性試験ではΔＴ＝２５０℃，
１０００回の評価に耐え、更に４０kgｆ，１０００回の
衝撃にも耐えた。また、摺動距離200ｍ，圧子にかかる
荷重５０kg／cm2 ，環境雰囲気３００℃の高温水中での
摺動試験を実施した結果、摩耗量が０.２mg／cm2以下で
あり、現用のステライト＃３を上回る特性を示した。
子力プラントの制御駆動機構用のガイドローラ及びピン
を製造した。図７にガイドローラ，ピンの断面構造を示
す。ピンの焼結は長手方向に、ガイドローラの場合には
円盤面が上下面になるように配置し、上下方向にゾーン
反応焼結を行う。耐熱衝撃性試験ではΔＴ＝２５０℃，
１０００回の評価に耐え、更に４０kgｆ，１０００回の
衝撃にも耐えた。また、摺動距離200ｍ，圧子にかかる
荷重５０kg／cm2 ，環境雰囲気３００℃の高温水中での
摺動試験を実施した結果、摩耗量が０.２mg／cm2以下で
あり、現用のステライト＃３を上回る特性を示した。
【００５２】（実施例１３）繊維束５００本，熱伝導率
６００Ｗ／ｍＫの炭素連続繊維を用いて、繊維の充填率
が６３％の１次元配向試料を実施例１試料番号２と全く
同様の方法によって製造した。これを図８に示す核融合
炉用のプラズマ対向部材に用いた。ゾーン反応焼結はプ
ラズマ側及び冷却基材パネル側を上下面として上下方向
にゾーン反応焼結を行う。
６００Ｗ／ｍＫの炭素連続繊維を用いて、繊維の充填率
が６３％の１次元配向試料を実施例１試料番号２と全く
同様の方法によって製造した。これを図８に示す核融合
炉用のプラズマ対向部材に用いた。ゾーン反応焼結はプ
ラズマ側及び冷却基材パネル側を上下面として上下方向
にゾーン反応焼結を行う。
【００５３】この材料は熱流速２０ＭＷ／ｍ2 の照射に
よっても健全であり、熱伝導率は３００Ｗ／ｍＫを越え
た。本発明の炭化けい素材料は、核融合炉用のプラズマ
対向部材に好適であった。
よっても健全であり、熱伝導率は３００Ｗ／ｍＫを越え
た。本発明の炭化けい素材料は、核融合炉用のプラズマ
対向部材に好適であった。
【００５４】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、強度並び
に破壊靭性に優れた炭化けい素，窒化けい素，アルミナ
系セラミックスを容易に得ることができ、ガスタービン
部材等の高温用部材，原子力プラントにおける耐摩耗用
部材，核融合炉用のプラズマ対向部材等のいわゆるエン
ジニアリングセラミックスの工業化に際して大きな効果
がある。
に破壊靭性に優れた炭化けい素，窒化けい素，アルミナ
系セラミックスを容易に得ることができ、ガスタービン
部材等の高温用部材，原子力プラントにおける耐摩耗用
部材，核融合炉用のプラズマ対向部材等のいわゆるエン
ジニアリングセラミックスの工業化に際して大きな効果
がある。
【図１】ゾーン反応焼結の概念を示す説明図。
【図２】温度プロファイルを示す図。
【図３】プリフォームの代表的な材料構成と局所ゾーン
反応の様子を示す図。
反応の様子を示す図。
【図４】局所ゾーン反応焼結装置の構造例を示す図。
【図５】ガスタービン用動翼構造。
【図６】ガスタービン用静翼構造。
【図７】原子炉制御棒用ピン，ガイドローラの断面構
造。
造。
【図８】核融合炉の第１隔壁構造図。
【図９】本発明の炭化珪素のポールフィギャ。
１…プリフォームを構成する原料粉末、２…長繊維、３
…プリフォーム外部から供給される窒素ガス，シリコン
ガス，溶融シリコン、或いは酸素ガス等の反応種、４…
ゾーン反応完了領域、５…局所反応ゾーン、６…反応未
完了領域、７…反応方向、８…断熱壁、９…ヒータ、１
０…隔壁チャンバー、１１…リザーバ、１２…Ｓｉ粉
末、１３…試料、１４…翼先端部、１５…翼後端部、１
６…ピン、１７…ガイドローラ、１８…ピン固定部、１
９…プラズマ側、２０…プラズマ対向部材、２１…冷却
基材パネル、２２…真空容器。
…プリフォーム外部から供給される窒素ガス，シリコン
ガス，溶融シリコン、或いは酸素ガス等の反応種、４…
ゾーン反応完了領域、５…局所反応ゾーン、６…反応未
完了領域、７…反応方向、８…断熱壁、９…ヒータ、１
０…隔壁チャンバー、１１…リザーバ、１２…Ｓｉ粉
末、１３…試料、１４…翼先端部、１５…翼後端部、１
６…ピン、１７…ガイドローラ、１８…ピン固定部、１
９…プラズマ側、２０…プラズマ対向部材、２１…冷却
基材パネル、２２…真空容器。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ０４Ｂ 35/64 Ｂ Ｌ (72)発明者 吉沢 博行 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 宮田 素之 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 沢井 裕一 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 安富 義幸 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内
Claims (13)
- 【請求項１】焼結時に化学反応によって原料粉末とは異
なる化合物を生成させた反応焼結セラミックスにおい
て、 該セラミックスを構成する結晶粒が特定の結晶方位に配
向しており、その配向度がポールフィギャ法で測定した
Ｆ値で０.５ 以上であり、かつ該セラミックスの相対密
度９５％以上、焼結体を形成する組成のうちの原料組成
の残留量が１vol％ 未満であることを特徴とする反応焼
結セラミックス。 - 【請求項２】請求項１記載の反応焼結セラミックスにお
いて、特定の結晶方位が、該セラミックスが板状結晶と
なる場合は、優先結晶成長面の晶帯軸または結晶劈開面
の晶帯軸が配向軸であり、該セラミックスが針状結晶と
なる場合は、優先結晶成長方向が配向軸であることを特
徴とする反応焼結セラミックス。 - 【請求項３】請求項２記載の反応焼結セラミックスが炭
化けい素，窒化けい素，酸化アルミニウムから選ばれた
少なくとも一種であり、α炭化けい素の場合には、配向
軸が｛１０−１０｝、及び／又は｛１１−１０｝、及び
／又は｛０００１｝の晶帯軸であり、β炭化けい素の場
合には｛１１１｝の晶帯軸、及び／又は＜１１０＞方向
が配向軸であり、窒化ケイ素の場合には＜１０−１０
＞、及び／又は＜１０−１１＞方向、及び／又は＜１１
−１０＞、及び／又は＜１０−１３＞方向が配向軸であ
り、酸化アルミニウムの場合には［０００１］、及び／
又は［11−20］、及び／又は［１−１００］方向が配向
軸、及び／又は｛０１１１｝面の晶帯軸が配向軸である
ことを特徴とする反応焼結セラミックス。 - 【請求項４】請求項１〜３のいずれかに記載の前記仮焼
結体がアスペクトレシオ１０以上の長繊維を含むことを
特徴とする反応焼結セラミックス。 - 【請求項５】請求項１〜４のいずれかに記載の反応焼結
セラミックスを用いたガスタービン用の動翼，静翼，燃
焼器，原子力プラントにおける耐摩耗用部材，核融合炉
用のプラズマ対向部材。 - 【請求項６】原料粉末粒子を混合し、混合粉末を製造す
る工程、 該混合粉末を成形する工程、 得られた成形体を熱処理して仮焼結体とする工程、 該仮焼結体に最終製品のセラミックスを形成するのに必
要な元素を気相或いは液相状態で供給し、焼結中に化学
反応を起こさせ製造する反応焼結セラミックスの製造方
法において、 該化学反応を部分的に起こさせ、かつ該化学反応が起こ
っている部分を移動させて前記仮焼結体を焼結すること
を特徴とする反応焼結セラミックスの製造方法。 - 【請求項７】請求項６記載の反応焼結セラミックスの製
造方法において、 前記仮焼結体の少なくとも一部を包囲するように設けら
れた炉により該仮焼結体に温度勾配を設け、かつ前記仮
焼結体と前記炉を相対的に移動させることを特徴とする
反応焼結セラミックスの製造方法。 - 【請求項８】請求項７記載の反応焼結セラミックスの製
造方法において、 前記仮焼結体の少なくとも一部を包囲するように設けら
れた炉により該仮焼結体に温度勾配を設け、該温度勾配
が５℃／cm以上であり、かつ前記仮焼結体と前記炉を相
対的に移動させる相対的移動速度が１mm／ｈから２００
mm／ｈであることを特徴とする反応焼結セラミックスの
製造方法。 - 【請求項９】請求項６〜８のいずれかに記載の反応焼結
セラミックスの製造方法において、少なくとも炭化けい
素と黒鉛とを含む前記仮焼結体を用い、シリコンを供給
して、ケイ化反応により焼結することを特徴とする炭化
珪素セラミックスの製造方法。 - 【請求項１０】請求項６〜８のいずれかに記載の反応焼
結セラミックスの製造方法において、少なくともシリコ
ンを含む前記仮焼結体を用い、窒素ガスを供給して、窒
化反応により焼結することを特徴とする窒化珪素セラミ
ックスの製造方法。 - 【請求項１１】請求項６〜８のいずれかに記載の反応焼
結セラミックスの製造方法において、少なくともアルミ
ニウムを含む前記仮焼結体を用い、酸素ガスを供給し
て、酸化反応により焼結することを特徴とする酸化アル
ミニウムセラミックスの製造方法。 - 【請求項１２】請求項１１において、前記仮焼結体に少
なくともアルミニウム，アルミナ，ＳｉＣを含有するこ
とを特徴とする酸化アルミニウムセラミックスの製造方
法。 - 【請求項１３】請求項６〜８のいずれかに記載の反応焼
結セラミックスの製造方法において、前記仮焼結体にＳ
ｉＣ，Ｓｉ3Ｎ4，ＭｏＳｉ2 ，ＴｉＣ，ＴｉＮ，アルミ
ナ（Ａｌ2Ｏ3），ムライト（３Ａｌ2Ｏ3・２Ｓｉ
Ｏ2 ），ＹＡＧ（３Ｙ2Ｏ3・５Ａｌ2Ｏ3），スピネル
（Ａｌ2Ｏ3・ＭｇＯ）の群から選ばれた少なくとも一種
の物質を含有することを特徴とする反応焼結セラミック
スの製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7338506A JP2765543B2 (ja) | 1995-12-26 | 1995-12-26 | 反応焼結セラミックス及びその製造方法 |
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| KR1019960070858A KR970042431A (ko) | 1995-12-26 | 1996-12-24 | 반응소결 세라믹스 및 이의 제조방법 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7338506A JP2765543B2 (ja) | 1995-12-26 | 1995-12-26 | 反応焼結セラミックス及びその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| JP2765543B2 JP2765543B2 (ja) | 1998-06-18 |
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ID=18318803
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP7338506A Expired - Fee Related JP2765543B2 (ja) | 1995-12-26 | 1995-12-26 | 反応焼結セラミックス及びその製造方法 |
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| KR100484612B1 (ko) * | 2001-05-08 | 2005-04-22 | 가부시키가이샤 무라타 세이사쿠쇼 | 세라믹의 제조방법 |
| CN100371298C (zh) * | 2004-06-17 | 2008-02-27 | 株式会社电装 | 晶粒取向陶瓷及其制造方法 |
| JP2012532823A (ja) * | 2009-07-07 | 2012-12-20 | モーガン・アドヴァンスト・マテリアルズ・アンド・テクノロジー・インコーポレイテッド | 硬質非酸化物又は酸化物セラミック／硬質非酸化物又は酸化物セラミック複合体ハイブリッド物品 |
| CN112176412A (zh) * | 2020-09-29 | 2021-01-05 | 陕西科技大学 | 一种原位自生弥散分布碳化物晶须预制体的制备方法 |
| KR20220103226A (ko) * | 2021-01-14 | 2022-07-22 | 목포대학교산학협력단 | 고순도 및 고밀도 이트륨 알루미늄 가넷 소결체 및 이의 제조방법 |
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| RU2511415C1 (ru) * | 2012-09-17 | 2014-04-10 | Максим Вячеславович Бушуев | Керамический материал на основе карбида и нитрида кремния и способ изготовления из него изделий |
| CN113970644B (zh) * | 2021-12-24 | 2022-05-27 | 天德瑞(北京)生物科技有限公司 | 基于hrp标记蛋白的工作浓度检测方法 |
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| DE3842965A1 (de) * | 1988-12-21 | 1990-06-28 | Bayer Ag | Verfahren zur herstellung reaktionsgesinterter siliciumnitridkeramiken, so erhaltene siliciumnitridkeramik sowie deren verwendung |
| GB8925498D0 (en) * | 1989-11-10 | 1989-12-28 | Atomic Energy Authority Uk | A method of producing a silicon carbide article |
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- 1995-12-26 JP JP7338506A patent/JP2765543B2/ja not_active Expired - Fee Related
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- 1996-12-24 KR KR1019960070858A patent/KR970042431A/ko not_active Application Discontinuation
- 1996-12-25 CN CN96117954A patent/CN1157276A/zh active Pending
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| JP4901045B2 (ja) * | 2000-02-14 | 2012-03-21 | ヴラームス インステリング ヴール テクノロギシュ オンデルゾーク （ヴイアイティーオー） | 高機械的強度を持つセラミック複合発泡体 |
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| KR20220103226A (ko) * | 2021-01-14 | 2022-07-22 | 목포대학교산학협력단 | 고순도 및 고밀도 이트륨 알루미늄 가넷 소결체 및 이의 제조방법 |
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| KR970042431A (ko) | 1997-07-24 |
| DE19654182C2 (de) | 2000-11-02 |
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