JPH10231168A - Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法 - Google Patents
Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法Info
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- JPH10231168A JPH10231168A JP9037370A JP3737097A JPH10231168A JP H10231168 A JPH10231168 A JP H10231168A JP 9037370 A JP9037370 A JP 9037370A JP 3737097 A JP3737097 A JP 3737097A JP H10231168 A JPH10231168 A JP H10231168A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い強度と高い破壊靭性値を有し、高温時の
強度低下が小さいＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体を
得る。 【解決手段】 粒子径０．５〜１００μｍの結晶粒子１
０を有するＭｇＯマトリックスの結晶粒内又はこの結晶
粒内とこの結晶粒界１１に粒子径が０．１〜２．０μｍ
のＳｃ粒子１２を焼結体の１〜２０体積％分散して構成
される。
強度低下が小さいＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体を
得る。 【解決手段】 粒子径０．５〜１００μｍの結晶粒子１
０を有するＭｇＯマトリックスの結晶粒内又はこの結晶
粒内とこの結晶粒界１１に粒子径が０．１〜２．０μｍ
のＳｃ粒子１２を焼結体の１〜２０体積％分散して構成
される。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｓｃ粒子がＭｇＯ
結晶粒内又はこの結晶粒内とこの結晶粒界に分散したセ
ラミック焼結体及びその製造方法に関する。更に詳しく
は、特殊な組織構造を有し、高性能で高機能性を有する
Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法に
関する。
結晶粒内又はこの結晶粒内とこの結晶粒界に分散したセ
ラミック焼結体及びその製造方法に関する。更に詳しく
は、特殊な組織構造を有し、高性能で高機能性を有する
Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】ＭｇＯ焼結体は優れた耐熱性、耐食性、
電気絶縁性を有するが、強度、破壊靭性値、耐熱衝撃性
に乏しく、構造材料として使用するには不十分である。
またスパッタリングのターゲットなどの成膜材料として
は、絶縁性が評価のポイントとなる場合があり、この絶
縁性にはＭｇＯ焼結体の密度、純度、結晶粒界や粒内の
組織構造が影響する。
電気絶縁性を有するが、強度、破壊靭性値、耐熱衝撃性
に乏しく、構造材料として使用するには不十分である。
またスパッタリングのターゲットなどの成膜材料として
は、絶縁性が評価のポイントとなる場合があり、この絶
縁性にはＭｇＯ焼結体の密度、純度、結晶粒界や粒内の
組織構造が影響する。
【０００３】そこで、強度、破壊靭性値等の物理的性質
の欠点を有するＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3などの酸化物セラミッ
クスに粒子、ウイスカーを分散して複合化することによ
り、この欠点を改善しようとする研究がなされてきた
（例えば、アメリカン・セラミックス・ソサイエテー・
ブルテン 64(2) 298-304 (1985)、特開昭５９−３７６
６、特開昭６１−２１９６４、特開昭６１−１７４１６
５）。しかしながら、それらの研究の多くはミクロンレ
ベルの複合が中心であり、その特性改善には限界があっ
た。これらの報告は、分散粒子に複合化に伴う破壊靭性
の向上は、分散粒子がマトリックスの粒界に偏在するた
めに生じるクラック偏向に起因していると結論づけてい
る。またアルミナのようなセラミック焼結体は、異方性
粒子でマトリックスが形成されており、その粒子境界で
隣接粒子の熱膨張差により歪みが発生し、このために、
粒界が破壊源となり、強度低下の原因となることは周知
である。このようにマトリックスの粒界に粒子を分散し
た場合、クラックの進展が阻止され、このために破壊靭
性の向上が期待されるものである。この考えでは、破壊
の発生源である粒界の欠陥は変化がなく、その欠点は残
存しているため、破壊強度等の大きな向上は望めなかっ
た。
の欠点を有するＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3などの酸化物セラミッ
クスに粒子、ウイスカーを分散して複合化することによ
り、この欠点を改善しようとする研究がなされてきた
（例えば、アメリカン・セラミックス・ソサイエテー・
ブルテン 64(2) 298-304 (1985)、特開昭５９−３７６
６、特開昭６１−２１９６４、特開昭６１−１７４１６
５）。しかしながら、それらの研究の多くはミクロンレ
ベルの複合が中心であり、その特性改善には限界があっ
た。これらの報告は、分散粒子に複合化に伴う破壊靭性
の向上は、分散粒子がマトリックスの粒界に偏在するた
めに生じるクラック偏向に起因していると結論づけてい
る。またアルミナのようなセラミック焼結体は、異方性
粒子でマトリックスが形成されており、その粒子境界で
隣接粒子の熱膨張差により歪みが発生し、このために、
粒界が破壊源となり、強度低下の原因となることは周知
である。このようにマトリックスの粒界に粒子を分散し
た場合、クラックの進展が阻止され、このために破壊靭
性の向上が期待されるものである。この考えでは、破壊
の発生源である粒界の欠陥は変化がなく、その欠点は残
存しているため、破壊強度等の大きな向上は望めなかっ
た。
【０００４】この問題を解決するために、異方性粒子多
結晶マトリックスの粒子内にこのマトリックス結晶より
も熱膨張係数の低い粒子を分散した高強度複合セラミッ
ク焼結体が提案されている（特開平１−１８８４５
４）。このセラミック焼結体では、異方性粒子多結晶マ
トリックスと熱膨張係数の低い粒子の組合せとして、Ａ
ｌ2Ｏ3マトリックス−ＳｉＣ粒子、Ａｌ2Ｏ3マトリック
ス−ムライト粒子、ＳｉＣマトリックス−Ｓｉ3Ｎ4粒
子、Ａｌ2Ｏ3マトリックス−Ｓｉ3Ｎ4粒子が示されてい
る。
結晶マトリックスの粒子内にこのマトリックス結晶より
も熱膨張係数の低い粒子を分散した高強度複合セラミッ
ク焼結体が提案されている（特開平１−１８８４５
４）。このセラミック焼結体では、異方性粒子多結晶マ
トリックスと熱膨張係数の低い粒子の組合せとして、Ａ
ｌ2Ｏ3マトリックス−ＳｉＣ粒子、Ａｌ2Ｏ3マトリック
ス−ムライト粒子、ＳｉＣマトリックス−Ｓｉ3Ｎ4粒
子、Ａｌ2Ｏ3マトリックス−Ｓｉ3Ｎ4粒子が示されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、このセラミッ
ク焼結体では、分散粒子の熱膨張係数はマトリックスよ
りも２倍以上低いため、この熱膨張係数の差に起因して
焼結過程で分散粒子の周囲や内部に発生する応力は１０
００〜１８００ＭＰａに達する。この応力が大きくなる
と、マトリックスと分散粒子の界面に亀裂が走り、破壊
強度や破壊靭性などの大幅な向上は望めず、従ってこれ
を防ぐには、Ａｌ2０3マトリックス−ＳｉＣ粒子の組合
せの場合、非常に細かいＳｉＣ粒子しか分散させること
ができない問題点があった。また微粒のＳｉＣ粒子を分
散した場合でもセラミック焼結体の強度は向上するが、
その破壊靭性や高温時の強度はマトリックスが異方性粒
子の多結晶からなるため向上しない欠点があった。本発
明の目的は、高い強度と高い破壊靭性値を有し、高温時
の強度低下が小さいＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体
及びその製造方法を提供することにある。
ク焼結体では、分散粒子の熱膨張係数はマトリックスよ
りも２倍以上低いため、この熱膨張係数の差に起因して
焼結過程で分散粒子の周囲や内部に発生する応力は１０
００〜１８００ＭＰａに達する。この応力が大きくなる
と、マトリックスと分散粒子の界面に亀裂が走り、破壊
強度や破壊靭性などの大幅な向上は望めず、従ってこれ
を防ぐには、Ａｌ2０3マトリックス−ＳｉＣ粒子の組合
せの場合、非常に細かいＳｉＣ粒子しか分散させること
ができない問題点があった。また微粒のＳｉＣ粒子を分
散した場合でもセラミック焼結体の強度は向上するが、
その破壊靭性や高温時の強度はマトリックスが異方性粒
子の多結晶からなるため向上しない欠点があった。本発
明の目的は、高い強度と高い破壊靭性値を有し、高温時
の強度低下が小さいＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体
及びその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】請求項１に係る発明は、
図１に示すように、粒子径０．５〜１００μｍの結晶粒
子１０を有するＭｇＯマトリックスの結晶粒内又はこの
結晶粒内とこの結晶粒界１１に粒子径が０．１〜２．０
μｍのＳｃ粒子１２を焼結体の１〜２０体積％分散して
なるＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体である。
図１に示すように、粒子径０．５〜１００μｍの結晶粒
子１０を有するＭｇＯマトリックスの結晶粒内又はこの
結晶粒内とこの結晶粒界１１に粒子径が０．１〜２．０
μｍのＳｃ粒子１２を焼結体の１〜２０体積％分散して
なるＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体である。
【０００７】本発明は、異方性のないＭｇＯマトリック
ス結晶粒内又はこの結晶粒内と結晶粒界に粒子径が２μ
ｍ以下のＳｃ粒子を分散させるという、ナノメーター・
オーダーの複合化、即ちセラミックスの最小構成単位で
ある結晶粒の複合化を行うことにより、セラミックスの
物理的性質の改善を行うものである。特開平１−１８８
４５４号公報に示されたＡｌ2Ｏ3／ＳｉＣの場合のよう
に、マトリックス（Ａｌ2Ｏ3）と分散粒子（ＳｉＣ）と
の間の熱膨張係数の差が大きいと、焼結時にこのマトリ
ックスと分散粒子との間の熱膨張係数の差に起因して分
散粒子の周囲や内部に発生する応力が大きくなり、マト
リックスと分散粒子の界面に亀裂が走り、強度の向上は
望めない。従ってこれを防ぐには従来では非常に小さい
粒子しか分散させられない。
ス結晶粒内又はこの結晶粒内と結晶粒界に粒子径が２μ
ｍ以下のＳｃ粒子を分散させるという、ナノメーター・
オーダーの複合化、即ちセラミックスの最小構成単位で
ある結晶粒の複合化を行うことにより、セラミックスの
物理的性質の改善を行うものである。特開平１−１８８
４５４号公報に示されたＡｌ2Ｏ3／ＳｉＣの場合のよう
に、マトリックス（Ａｌ2Ｏ3）と分散粒子（ＳｉＣ）と
の間の熱膨張係数の差が大きいと、焼結時にこのマトリ
ックスと分散粒子との間の熱膨張係数の差に起因して分
散粒子の周囲や内部に発生する応力が大きくなり、マト
リックスと分散粒子の界面に亀裂が走り、強度の向上は
望めない。従ってこれを防ぐには従来では非常に小さい
粒子しか分散させられない。
【０００８】しかしながら、本発明のＭｇＯ／Ｓｃの場
合には、ＭｇＯの熱膨張係数が約１３×１０-6／Ｋであ
るのに対してＳｃの熱膨張係数は表１に示すように高温
で軟らかくなるために、高温ではその差は少なくなり、
１１００Ｋ（８２７℃）ではほぼ同等の熱膨張係数を示
し、１１００Ｋ（８２７℃）以上ではＭｇＯより僅かな
がら高い熱膨張係数を示す。ＭｇＯマトリックスに対す
るＳｃ粒子の高温時のこの熱挙動から焼結時にマトリッ
クスと分散粒子はその界面で強く結合する。この界面で
の強い結合は高温での強度などの向上に有効な分散相に
よる転位のピニング効果を強くするとともに、強度の低
下をもたらすキャビテーションの発生を著しく抑制す
る。この効果は特に高温の強度に関して顕著に現れ、セ
ラミック焼結体の高温時の強度低下を小さくする。また
界面での強い結合はセラミック焼結体への応力作用時に
マトリックスと分散粒子の界面に生じるクラックの先端
を分散相がより効果的にその向きをそらす（deflect）
メカニズムをもたらし、セラミック焼結体の破壊靭性を
向上させる。またこのＭｇＯとＳｃ粒子の間の熱膨張係
数の差が僅かであることは、図１に示すように、界面に
亀裂を発生させない範囲で比較的粒子径が大きなＳｃ粒
子１２を分散させることが可能で、そのために粒界を締
め付けるトータルの領域が大きくなり、高い強度と高い
破壊靭性値を有する。
合には、ＭｇＯの熱膨張係数が約１３×１０-6／Ｋであ
るのに対してＳｃの熱膨張係数は表１に示すように高温
で軟らかくなるために、高温ではその差は少なくなり、
１１００Ｋ（８２７℃）ではほぼ同等の熱膨張係数を示
し、１１００Ｋ（８２７℃）以上ではＭｇＯより僅かな
がら高い熱膨張係数を示す。ＭｇＯマトリックスに対す
るＳｃ粒子の高温時のこの熱挙動から焼結時にマトリッ
クスと分散粒子はその界面で強く結合する。この界面で
の強い結合は高温での強度などの向上に有効な分散相に
よる転位のピニング効果を強くするとともに、強度の低
下をもたらすキャビテーションの発生を著しく抑制す
る。この効果は特に高温の強度に関して顕著に現れ、セ
ラミック焼結体の高温時の強度低下を小さくする。また
界面での強い結合はセラミック焼結体への応力作用時に
マトリックスと分散粒子の界面に生じるクラックの先端
を分散相がより効果的にその向きをそらす（deflect）
メカニズムをもたらし、セラミック焼結体の破壊靭性を
向上させる。またこのＭｇＯとＳｃ粒子の間の熱膨張係
数の差が僅かであることは、図１に示すように、界面に
亀裂を発生させない範囲で比較的粒子径が大きなＳｃ粒
子１２を分散させることが可能で、そのために粒界を締
め付けるトータルの領域が大きくなり、高い強度と高い
破壊靭性値を有する。
【０００９】
【表１】
【００１０】請求項２に係る発明は、粒子径０．１〜
５．０μｍのＭｇＯ粉末にＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩を
ＭｇＯ粉末とＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩の合計に対して
Ｓｃ換算で１〜２０体積％の範囲で湿式混合する工程
と、この湿式混合した混合粉末を減圧加熱乾燥して乾式
混合する工程と、この乾式混合した混合粉末を成形する
工程と、この成形体を１２５０〜１６５０℃以上の温度
で焼結する工程とを含むＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼
結体の製造方法である。請求項３に係る発明は、請求項
２に係る発明であって、成形体を真空又は不活性ガス雰
囲気下、１４００〜１６５０℃で１０-2〜１０-4Ｔｏｒ
ｒ又は０．２〜０．５ｋｇ／ｃｍ2の圧力で焼結するＳ
ｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方法である。請
求項４に係る発明は、請求項２に係る発明であって、成
形体を還元性ガス雰囲気下、７００〜９００℃で還元処
理し、真空又は不活性ガス雰囲気下、１２５０〜１３５
０℃で常圧で一次焼結した後、１４５０〜１６５０℃で
常圧で二次焼結する１２５０〜１３５０℃で常圧で一次
焼結した後、１４５０〜１６５０℃で常圧で二次焼結す
るＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方法であ
る。Ｓｃの出発原料としてＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩を
用いるため、焼結体におけるＭｇＯとＳｃの界面は不純
物を介さずに直接結合しており整合性が高い、即ちこれ
によりＭｇＯとＳｃの界面はより一層強い結合界面を形
成する。なお、上記作用及び効果を得るために、本発明
におけるマトリックスＭｇＯは、焼結工程で厳密に焼結
される必要があり、この粒子内に分散相のＳｃが均一に
分散されることが必要である。
５．０μｍのＭｇＯ粉末にＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩を
ＭｇＯ粉末とＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩の合計に対して
Ｓｃ換算で１〜２０体積％の範囲で湿式混合する工程
と、この湿式混合した混合粉末を減圧加熱乾燥して乾式
混合する工程と、この乾式混合した混合粉末を成形する
工程と、この成形体を１２５０〜１６５０℃以上の温度
で焼結する工程とを含むＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼
結体の製造方法である。請求項３に係る発明は、請求項
２に係る発明であって、成形体を真空又は不活性ガス雰
囲気下、１４００〜１６５０℃で１０-2〜１０-4Ｔｏｒ
ｒ又は０．２〜０．５ｋｇ／ｃｍ2の圧力で焼結するＳ
ｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方法である。請
求項４に係る発明は、請求項２に係る発明であって、成
形体を還元性ガス雰囲気下、７００〜９００℃で還元処
理し、真空又は不活性ガス雰囲気下、１２５０〜１３５
０℃で常圧で一次焼結した後、１４５０〜１６５０℃で
常圧で二次焼結する１２５０〜１３５０℃で常圧で一次
焼結した後、１４５０〜１６５０℃で常圧で二次焼結す
るＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方法であ
る。Ｓｃの出発原料としてＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩を
用いるため、焼結体におけるＭｇＯとＳｃの界面は不純
物を介さずに直接結合しており整合性が高い、即ちこれ
によりＭｇＯとＳｃの界面はより一層強い結合界面を形
成する。なお、上記作用及び効果を得るために、本発明
におけるマトリックスＭｇＯは、焼結工程で厳密に焼結
される必要があり、この粒子内に分散相のＳｃが均一に
分散されることが必要である。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を詳細
に説明する。本発明のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結
体は、マトリックスとしてＭｇＯを用い、分散粒子とし
て出発原料がＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩であるＳｃ粒子
を用いること、そして焼結体のＭｇＯ結晶粒径が０．５
〜１００μｍであり、分散粒子の粒径が２μｍ以下であ
り、その割合が１〜２０体積％であることが特徴であ
る。なお、Ｓｃの分散粒子の割合は、ＭｇＯと分散粒子
との合計に対する内割の割合である。本発明のセラミッ
ク焼結体のＭｇＯマトリックス粒子径を０．５〜１００
μｍとする理由は、この範囲が組織制御が可能で、強度
が高くなるためであり、分散粒子の粒子径を２．０μｍ
以下にする理由は、ＭｇＯマトリックス結晶粒内に取り
込まれ易いこと、そして残留応力がある限界以上になっ
てもマイクロクラックが発生しないためである。２μｍ
を越えるとマイクロクラックが発生し易くなる。
に説明する。本発明のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結
体は、マトリックスとしてＭｇＯを用い、分散粒子とし
て出発原料がＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩であるＳｃ粒子
を用いること、そして焼結体のＭｇＯ結晶粒径が０．５
〜１００μｍであり、分散粒子の粒径が２μｍ以下であ
り、その割合が１〜２０体積％であることが特徴であ
る。なお、Ｓｃの分散粒子の割合は、ＭｇＯと分散粒子
との合計に対する内割の割合である。本発明のセラミッ
ク焼結体のＭｇＯマトリックス粒子径を０．５〜１００
μｍとする理由は、この範囲が組織制御が可能で、強度
が高くなるためであり、分散粒子の粒子径を２．０μｍ
以下にする理由は、ＭｇＯマトリックス結晶粒内に取り
込まれ易いこと、そして残留応力がある限界以上になっ
てもマイクロクラックが発生しないためである。２μｍ
を越えるとマイクロクラックが発生し易くなる。
【００１２】またその原料として用いるＭｇＯの粒径を
５μｍ以下の粒子とする理由は、焼結し易いためであ
る。またＳｃ粒子の添加量を１〜２０体積％とする理由
は、１体積％未満ではセラミック焼結体の強度及び破壊
靭性値が向上せず、２０体積％を越えると、材料組織の
制御が困難となり、強度などの特性がバラツキ、材料の
信頼性がなくなる。添加量が１〜２０体積％の範囲であ
れば、マトリックス中に分散粒子が均一に取り込まれた
組織が制御でき、特性も向上する。
５μｍ以下の粒子とする理由は、焼結し易いためであ
る。またＳｃ粒子の添加量を１〜２０体積％とする理由
は、１体積％未満ではセラミック焼結体の強度及び破壊
靭性値が向上せず、２０体積％を越えると、材料組織の
制御が困難となり、強度などの特性がバラツキ、材料の
信頼性がなくなる。添加量が１〜２０体積％の範囲であ
れば、マトリックス中に分散粒子が均一に取り込まれた
組織が制御でき、特性も向上する。
【００１３】このような本発明のＳｃ−ＭｇＯ複合セラ
ミック焼結体は、本発明の方法に従って、好ましくは、
粒子径５μｍ以下のＭｇＯ粉末及び粒子径１μｍ以下の
Ｓｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩とを湿式混合し、これをロー
タリエバポレータを用いて減圧加熱乾燥した後、乾式混
合する。常圧焼結では、この混合粉末を成形した後、こ
の成形体を１２５０〜１３５０℃で一次焼結し、焼結温
度１４５０℃以上で二次焼結して製造される。ホットプ
レス焼結では、この混合粉末を黒鉛製ダイスに充填し、
アルゴンガス雰囲気中、焼結温度１４５０℃以上で焼結
して製造される。なお、乾式混合は、Ｓｃの酸化を防ぐ
ために、容器内をアルゴンガスで置換する。
ミック焼結体は、本発明の方法に従って、好ましくは、
粒子径５μｍ以下のＭｇＯ粉末及び粒子径１μｍ以下の
Ｓｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩とを湿式混合し、これをロー
タリエバポレータを用いて減圧加熱乾燥した後、乾式混
合する。常圧焼結では、この混合粉末を成形した後、こ
の成形体を１２５０〜１３５０℃で一次焼結し、焼結温
度１４５０℃以上で二次焼結して製造される。ホットプ
レス焼結では、この混合粉末を黒鉛製ダイスに充填し、
アルゴンガス雰囲気中、焼結温度１４５０℃以上で焼結
して製造される。なお、乾式混合は、Ｓｃの酸化を防ぐ
ために、容器内をアルゴンガスで置換する。
【００１４】本発明の常圧焼結では、焼結温度が１４５
０℃未満であると十分な緻密化を図ることができず、高
特性の焼結体が得られない。焼結は真空又は不活性雰囲
気で常圧焼結、或いはホットプレス焼結にて行うのが好
ましい。本発明のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体
は、耐熱材料、耐食材料、電子セラミックス、ターゲッ
ト材料などに、また各種高性能、高機能性セラミックス
材料などに特に好適である。
０℃未満であると十分な緻密化を図ることができず、高
特性の焼結体が得られない。焼結は真空又は不活性雰囲
気で常圧焼結、或いはホットプレス焼結にて行うのが好
ましい。本発明のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体
は、耐熱材料、耐食材料、電子セラミックス、ターゲッ
ト材料などに、また各種高性能、高機能性セラミックス
材料などに特に好適である。
【００１５】
【実施例】以下に実施例及び比較例を挙げて、本発明を
より具体的に説明するが、本発明はその要旨を越えない
限り、以下の実施例に限定されるものではない。 ＜実施例１＞ＭｇＯ粉末（赤穂化成社製３Ｎ、平均粒径
０．２μｍ）とＳｃとの合計体積に対してＳｃが１体積
％となるようにＳｃ（ＮＯ3）3を秤量し、これを分散媒
のエタノールとともにＭｇＯ粉末に添加して撹拌ミルで
２時間湿式混合した。この混合物をロータリエバポレー
タを用いて減圧加熱乾燥した後、乾式混合した。乾式混
合では、Ｓｃの酸化を防ぐために容器内をアルゴンガス
で置換した。得られた混合粉末を黒鉛ダイス（内径φ６
０ｍｍ）に充填し、プレス圧３０ＭＰａ、アルゴンガス
雰囲気中、１４５０℃で焼結炉（富士電波工業社製）で
ホットプレス焼結してセラミック焼結体を得た。
より具体的に説明するが、本発明はその要旨を越えない
限り、以下の実施例に限定されるものではない。 ＜実施例１＞ＭｇＯ粉末（赤穂化成社製３Ｎ、平均粒径
０．２μｍ）とＳｃとの合計体積に対してＳｃが１体積
％となるようにＳｃ（ＮＯ3）3を秤量し、これを分散媒
のエタノールとともにＭｇＯ粉末に添加して撹拌ミルで
２時間湿式混合した。この混合物をロータリエバポレー
タを用いて減圧加熱乾燥した後、乾式混合した。乾式混
合では、Ｓｃの酸化を防ぐために容器内をアルゴンガス
で置換した。得られた混合粉末を黒鉛ダイス（内径φ６
０ｍｍ）に充填し、プレス圧３０ＭＰａ、アルゴンガス
雰囲気中、１４５０℃で焼結炉（富士電波工業社製）で
ホットプレス焼結してセラミック焼結体を得た。
【００１６】＜実施例２＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合を
Ｓｃ換算で５体積％にした以外は、実施例１と同様にホ
ットプレス焼結してセラミック焼結体を得た。 ＜実施例３＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で１
０体積％にした以外は、実施例１と同様にホットプレス
焼結してセラミック焼結体を得た。 ＜実施例４＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で２
０体積％にした以外は、実施例１と同様にホットプレス
焼結してセラミック焼結体を得た。
Ｓｃ換算で５体積％にした以外は、実施例１と同様にホ
ットプレス焼結してセラミック焼結体を得た。 ＜実施例３＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で１
０体積％にした以外は、実施例１と同様にホットプレス
焼結してセラミック焼結体を得た。 ＜実施例４＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で２
０体積％にした以外は、実施例１と同様にホットプレス
焼結してセラミック焼結体を得た。
【００１７】＜実施例５＞実施例２と同様にＳｃ（ＮＯ
3）3の添加割合をＳｃ換算で５体積％にして得られた混
合粉末を金型（内径φ６０ｍｍ）に充填し、７５ｋｇ／
ｃｍ2で一軸加圧成形した後、１５００ｋｇ／ｃｍ2でＣ
ＩＰ（Cold Isostatic Press）成形した。得られた成形
体を実施例１で用いた焼結炉と同一の焼結炉に入れ、水
素ガス雰囲気中、８００℃で１時間還元処理した後、ア
ルゴンガス雰囲気中、１３５０℃で１時間保持し、更に
昇温して１５５０℃で２時間常圧焼結してセラミック焼
結体を得た。
3）3の添加割合をＳｃ換算で５体積％にして得られた混
合粉末を金型（内径φ６０ｍｍ）に充填し、７５ｋｇ／
ｃｍ2で一軸加圧成形した後、１５００ｋｇ／ｃｍ2でＣ
ＩＰ（Cold Isostatic Press）成形した。得られた成形
体を実施例１で用いた焼結炉と同一の焼結炉に入れ、水
素ガス雰囲気中、８００℃で１時間還元処理した後、ア
ルゴンガス雰囲気中、１３５０℃で１時間保持し、更に
昇温して１５５０℃で２時間常圧焼結してセラミック焼
結体を得た。
【００１８】＜実施例６＞実施例３と同様にＳｃ（ＮＯ
3）3の添加割合をＳｃ換算で１０体積％にした以外は、
実施例５と同様に常圧焼結してセラミック焼結体を得
た。 ＜実施例７＞実施例３と同様にＳｃ（ＮＯ3）3の添加割
合をＳｃ換算で２０体積％にした以外は、実施例５と同
様に常圧焼結してセラミック焼結体を得た。
3）3の添加割合をＳｃ換算で１０体積％にした以外は、
実施例５と同様に常圧焼結してセラミック焼結体を得
た。 ＜実施例７＞実施例３と同様にＳｃ（ＮＯ3）3の添加割
合をＳｃ換算で２０体積％にした以外は、実施例５と同
様に常圧焼結してセラミック焼結体を得た。
【００１９】＜比較例１＞Ｓｃ（ＮＯ3）3を全く添加せ
ずに、実施例１で用いたＭｇＯ粉末のみを実施例５で用
いた金型に充填し、実施例５と同様に常圧焼結してセラ
ミック焼結体を得た。 ＜比較例２＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で４
０体積％にした以外は、実施例５と同様に常圧焼結して
セラミック焼結体を得た。 ＜比較例３＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で４
０体積％にして得られた混合粉末を実施例５で用いた金
型に充填し、還元処理しない以外は、実施例５と同様に
常圧焼結してセラミック焼結体を得た。
ずに、実施例１で用いたＭｇＯ粉末のみを実施例５で用
いた金型に充填し、実施例５と同様に常圧焼結してセラ
ミック焼結体を得た。 ＜比較例２＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で４
０体積％にした以外は、実施例５と同様に常圧焼結して
セラミック焼結体を得た。 ＜比較例３＞Ｓｃ（ＮＯ3）3の添加割合をＳｃ換算で４
０体積％にして得られた混合粉末を実施例５で用いた金
型に充填し、還元処理しない以外は、実施例５と同様に
常圧焼結してセラミック焼結体を得た。
【００２０】＜比較試験と評価＞ (a) 破壊強度試験 実施例１〜実施例７及び比較例１〜比較例３で得られた
セラミック焼結体をそれぞれ切り出し、研削・研磨加工
して、ＪＩＳ Ｒ１６０１に準じた３ｍｍ×４ｍｍ×４
０ｍｍの３点曲げ試験片の大きさとし、密度及び破壊強
度（曲げ強度、破壊靭性値）を調べた。その結果を表２
に示す。なお、密度はトルエン中、アルキメデス法で測
定した。破壊強度は３点曲げ試験により測定した。
セラミック焼結体をそれぞれ切り出し、研削・研磨加工
して、ＪＩＳ Ｒ１６０１に準じた３ｍｍ×４ｍｍ×４
０ｍｍの３点曲げ試験片の大きさとし、密度及び破壊強
度（曲げ強度、破壊靭性値）を調べた。その結果を表２
に示す。なお、密度はトルエン中、アルキメデス法で測
定した。破壊強度は３点曲げ試験により測定した。
【００２１】
【表２】
【００２２】表２から明らかなように、比較例１〜比較
例３のセラミック焼結体の曲げ強度が３５０ＭＰａ以下
で、その破壊靭性値が１．３〜２．５ＭＰａｍ1/2であ
ったのに対して、実施例１〜実施例７のセラミック焼結
体の曲げ強度は比較例の２〜３倍の７２０〜８６５ＭＰ
ａであった。またその破壊靭性値は２．８〜４．０ＭＰ
ａｍ1/2といずれも比較例より高い値を示した。更に相
対密度は比較例１、２が約９６〜９７％であったのに対
して実施例１〜７は全て９９％以上を示し、緻密である
ことが判った。
例３のセラミック焼結体の曲げ強度が３５０ＭＰａ以下
で、その破壊靭性値が１．３〜２．５ＭＰａｍ1/2であ
ったのに対して、実施例１〜実施例７のセラミック焼結
体の曲げ強度は比較例の２〜３倍の７２０〜８６５ＭＰ
ａであった。またその破壊靭性値は２．８〜４．０ＭＰ
ａｍ1/2といずれも比較例より高い値を示した。更に相
対密度は比較例１、２が約９６〜９７％であったのに対
して実施例１〜７は全て９９％以上を示し、緻密である
ことが判った。
【００２３】(b) 高温下の曲げ強度試験 実施例３と比較例１のセラミック焼結体について、高温
下の曲げ強度試験を前述の(a)破壊強度試験と同様にし
て行った。その結果を表３に示す。
下の曲げ強度試験を前述の(a)破壊強度試験と同様にし
て行った。その結果を表３に示す。
【００２４】
【表３】
【００２５】表３から明らかなように、比較例１のセラ
ミック焼結体が高温下では室温時より曲げ強度が低下す
るのに対して、実施例３の高温下のセラミック焼結体で
は室温時より高強度になることが判った。
ミック焼結体が高温下では室温時より曲げ強度が低下す
るのに対して、実施例３の高温下のセラミック焼結体で
は室温時より高強度になることが判った。
【００２６】
【発明の効果】以上述べたように、ＳｃがＭｇＯに対し
て高温時でほぼ同等の熱膨張係数を有するため、本発明
のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体はマトリックスと
分散粒子はその界面で強く結合し、曲げ強度は単相材料
の約２倍、破壊靭性値は約３倍まで向上し、特性のバラ
ツキも少なく、高温時の強度低下も大幅に抑制される優
れた特長がある。またこのセラミック焼結体をＳｃの出
発原料を硝酸塩又は炭酸塩でＭｇＯ粉末に添加し、混合
処理、減圧加熱乾燥して得られた混合粉末を成形した
後、焼結することにより、分散粒子がＭｇＯ結晶粒内に
均一に分散した組織を有する高性能のＭｇＯ焼結体が得
られる。本発明の製造方法は、高性能なＳｃ−ＭｇＯ複
合セラミック焼結体をホットプレス焼結だけでなく、常
圧焼結でも安価に製造できる利点もある。
て高温時でほぼ同等の熱膨張係数を有するため、本発明
のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体はマトリックスと
分散粒子はその界面で強く結合し、曲げ強度は単相材料
の約２倍、破壊靭性値は約３倍まで向上し、特性のバラ
ツキも少なく、高温時の強度低下も大幅に抑制される優
れた特長がある。またこのセラミック焼結体をＳｃの出
発原料を硝酸塩又は炭酸塩でＭｇＯ粉末に添加し、混合
処理、減圧加熱乾燥して得られた混合粉末を成形した
後、焼結することにより、分散粒子がＭｇＯ結晶粒内に
均一に分散した組織を有する高性能のＭｇＯ焼結体が得
られる。本発明の製造方法は、高性能なＳｃ−ＭｇＯ複
合セラミック焼結体をホットプレス焼結だけでなく、常
圧焼結でも安価に製造できる利点もある。
【図１】本発明のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の
強化機構を説明する図。
強化機構を説明する図。
１０ ＭｇＯ結晶粒子 １１ ＭｇＯ結晶粒子の粒界 １２ Ｓｃ粒子
Claims (4)
- 【請求項１】 粒子径０．５〜１００μｍの結晶粒子(1
0)を有するＭｇＯマトリックスの結晶粒内又は前記結晶
粒内とこの結晶粒界(11)に粒子径が０．１〜２．０μｍ
のＳｃ粒子(12)を焼結体の１〜２０体積％分散してなる
Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体。 - 【請求項２】 粒子径０．１〜５．０μｍのＭｇＯ粉末
にＳｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩を前記ＭｇＯ粉末と前記Ｓ
ｃ硝酸塩又はＳｃ炭酸塩の合計に対してＳｃ換算で１〜
２０体積％の範囲で湿式混合する工程と、 前記湿式混合した混合粉末を減圧加熱乾燥して乾式混合
する工程と、 前記乾式混合した混合粉末を成形する工程と、 前記成形体を１２５０〜１６５０℃の温度で焼結する工
程とを含むＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方
法。 - 【請求項３】 成形体を真空又は不活性ガス雰囲気下、
１４００〜１６５０℃で１０-2〜１０-4Ｔｏｒｒ又は
０．２〜０．５ｋｇ／ｃｍ2の圧力で焼結する請求項２
記載のＳｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方法。 - 【請求項４】 成形体を還元性ガス雰囲気下、７００〜
９００℃で還元処理し、真空又は不活性ガス雰囲気下、
１２５０〜１３５０℃で常圧で一次焼結した後、１４５
０〜１６５０℃で常圧で二次焼結する請求項２記載のＳ
ｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03737097A JP3221479B2 (ja) | 1997-02-21 | 1997-02-21 | Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03737097A JP3221479B2 (ja) | 1997-02-21 | 1997-02-21 | Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10231168A true JPH10231168A (ja) | 1998-09-02 |
| JP3221479B2 JP3221479B2 (ja) | 2001-10-22 |
Family
ID=12495644
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03737097A Expired - Fee Related JP3221479B2 (ja) | 1997-02-21 | 1997-02-21 | Ｓｃ−ＭｇＯ複合セラミック焼結体及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3221479B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1672667A2 (en) | 2004-12-17 | 2006-06-21 | Samsung SDI Co., Ltd. | Plasma display panel including protective layer and method of forming the protective layer |
-
1997
- 1997-02-21 JP JP03737097A patent/JP3221479B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1672667A2 (en) | 2004-12-17 | 2006-06-21 | Samsung SDI Co., Ltd. | Plasma display panel including protective layer and method of forming the protective layer |
| EP1672667A3 (en) * | 2004-12-17 | 2006-08-30 | Samsung SDI Co., Ltd. | Plasma display panel including protective layer and method of forming the protective layer |
| US7713639B2 (en) | 2004-12-17 | 2010-05-11 | Samsung Sdi Co., Ltd. | Protective layer, composite for forming the protective layer, method of forming the protective layer, and plasma display panel including the protective layer |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3221479B2 (ja) | 2001-10-22 |
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