JPH10338576A - 窒化ケイ素系焼結体及びその製造方法 - Google Patents
窒化ケイ素系焼結体及びその製造方法Info
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- JPH10338576A JPH10338576A JP9147372A JP14737297A JPH10338576A JP H10338576 A JPH10338576 A JP H10338576A JP 9147372 A JP9147372 A JP 9147372A JP 14737297 A JP14737297 A JP 14737297A JP H10338576 A JPH10338576 A JP H10338576A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プラズマ焼結などの特殊な焼結法によらず、
生産性に優れたプロセスで製造でき、超微細の結晶粒子
を有し、中低温域での強度に優れた窒化ケイ素系焼結
体、及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 平均粒径２００ｎｍ以下の微細で均質な
Ｓｉ3Ｎ4粒子と、Ｓｉ3Ｎ4粒子間に分散した平均粒径が
２００ｎｍ以下のＴｉＮ粒子とを含む窒化ケイ素系焼結
体。この窒化ケイ素系焼結体は、平均粒径２００ｎｍ以
下のＳｉ3Ｎ4粒子と平均粒径２００ｎｍ以下のＴｉ粒子
とからなる成形体を、窒素雰囲気中において１０００〜
１４００℃の温度で焼結することにより得られる。
生産性に優れたプロセスで製造でき、超微細の結晶粒子
を有し、中低温域での強度に優れた窒化ケイ素系焼結
体、及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 平均粒径２００ｎｍ以下の微細で均質な
Ｓｉ3Ｎ4粒子と、Ｓｉ3Ｎ4粒子間に分散した平均粒径が
２００ｎｍ以下のＴｉＮ粒子とを含む窒化ケイ素系焼結
体。この窒化ケイ素系焼結体は、平均粒径２００ｎｍ以
下のＳｉ3Ｎ4粒子と平均粒径２００ｎｍ以下のＴｉ粒子
とからなる成形体を、窒素雰囲気中において１０００〜
１４００℃の温度で焼結することにより得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部品や耐摩
工具等に使用される構造用セラミックス材料として有用
な、室温から９００℃の中低温域で優れた機械的性質を
有する窒化ケイ素系焼結体、及びその製造方法に関する
ものである。
工具等に使用される構造用セラミックス材料として有用
な、室温から９００℃の中低温域で優れた機械的性質を
有する窒化ケイ素系焼結体、及びその製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】窒化ケイ素系焼結体は強度、破壊靭性
値、耐食性、耐摩耗性、耐熱衝撃性、耐酸化性等におい
てバランスの取れた材料であるため、切削工具からエン
ジン部品等の広い範囲で利用されている。特に最近で
は、自動車エンジンやガスタービン等の構造用セラミッ
クス材料として注目を集めている。
値、耐食性、耐摩耗性、耐熱衝撃性、耐酸化性等におい
てバランスの取れた材料であるため、切削工具からエン
ジン部品等の広い範囲で利用されている。特に最近で
は、自動車エンジンやガスタービン等の構造用セラミッ
クス材料として注目を集めている。
【０００３】この様な窒化ケイ素系焼結体の強度を向上
させる方法として、従来から微細な窒化ケイ素粒子から
なる焼結体の作製が試みられている。例えば、特開平６
−２７１３５８号公報には、短軸径の平均粒径が０.３
μｍ以下の柱状粒と平均粒径が０.３μｍ以下の等軸粒
とからなる窒化ケイ素粒子と、その粒界に分散した３０
ｎｍ以下の分散粒子とを含む窒化ケイ素系焼結体が提案
されている。同公報によれば、窒化ケイ素の柱状粒と等
軸粒、及びその間隙の粒界相に分散するチタン化合物と
が混在した微細組織とすることによって、３点曲げ強度
が１７０ｋｇ／ｍｍ2以上の特性が得られるとしてい
る。
させる方法として、従来から微細な窒化ケイ素粒子から
なる焼結体の作製が試みられている。例えば、特開平６
−２７１３５８号公報には、短軸径の平均粒径が０.３
μｍ以下の柱状粒と平均粒径が０.３μｍ以下の等軸粒
とからなる窒化ケイ素粒子と、その粒界に分散した３０
ｎｍ以下の分散粒子とを含む窒化ケイ素系焼結体が提案
されている。同公報によれば、窒化ケイ素の柱状粒と等
軸粒、及びその間隙の粒界相に分散するチタン化合物と
が混在した微細組織とすることによって、３点曲げ強度
が１７０ｋｇ／ｍｍ2以上の特性が得られるとしてい
る。
【０００４】しかしながら、その実施例に記載の通り、
原料粉末として平均粒径０.７μｍの窒化ケイ素粉末と
微細な酸化チタン粉末をそのまま用いているため、得ら
れた焼結体中の窒化ケイ素粒子は十分に微細化せず、柱
状粒は短軸径の平均粒径が２５０ｎｍ程度、等軸粒は平
均粒径が３００ｎｍ程度に留まっている。このように特
開平６−２７１３５８号公報に記載の方法では、更に微
細な結晶粒子の窒化ケイ素系焼結体を得ることが困難で
あるため、得られる焼結体の強度も満足すべきものでは
なかった。
原料粉末として平均粒径０.７μｍの窒化ケイ素粉末と
微細な酸化チタン粉末をそのまま用いているため、得ら
れた焼結体中の窒化ケイ素粒子は十分に微細化せず、柱
状粒は短軸径の平均粒径が２５０ｎｍ程度、等軸粒は平
均粒径が３００ｎｍ程度に留まっている。このように特
開平６−２７１３５８号公報に記載の方法では、更に微
細な結晶粒子の窒化ケイ素系焼結体を得ることが困難で
あるため、得られる焼結体の強度も満足すべきものでは
なかった。
【０００５】更に微細化された結晶粒子からなる窒化ケ
イ素系焼結体として、特開平７−９７２６６号公報に
は、長軸径が２００ｎｍ以下の窒化ケイ素系焼結体が記
載されている。この窒化ケイ素系焼結体は、窒化ケイ素
粉末と焼結助剤を高い加速度でミリングすることによ
り、微細化したセラミックス粒子からなる粉末を作製
し、その粉末を低温若しくは短時間で焼結する方法によ
り製造される。
イ素系焼結体として、特開平７−９７２６６号公報に
は、長軸径が２００ｎｍ以下の窒化ケイ素系焼結体が記
載されている。この窒化ケイ素系焼結体は、窒化ケイ素
粉末と焼結助剤を高い加速度でミリングすることによ
り、微細化したセラミックス粒子からなる粉末を作製
し、その粉末を低温若しくは短時間で焼結する方法によ
り製造される。
【０００６】しかしながら、この方法においては、窒化
ケイ素粒子の粒成長が発生しないように、１２００〜１
４００℃の低温で焼結するか、又は１４００℃以上では
非常に短時間で焼結することが必要である。その為、プ
ラズマ焼結やマイクロ波焼結等の特殊な焼結方法が必要
となり、量産性に欠けるという問題があった。また、得
られる窒化ケイ素系焼結体中の窒化ケイ素粒子の粒径に
大きさなバラツキが生じやすく、従ってその特性のバラ
ツキも大きいという問題があった。
ケイ素粒子の粒成長が発生しないように、１２００〜１
４００℃の低温で焼結するか、又は１４００℃以上では
非常に短時間で焼結することが必要である。その為、プ
ラズマ焼結やマイクロ波焼結等の特殊な焼結方法が必要
となり、量産性に欠けるという問題があった。また、得
られる窒化ケイ素系焼結体中の窒化ケイ素粒子の粒径に
大きさなバラツキが生じやすく、従ってその特性のバラ
ツキも大きいという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上記のごとく、従来の
窒化ケイ素系焼結体の微粒化の試みにおいては、通常の
焼結法を用いたプロセスでは、焼結体中の窒化ケイ素粒
子の粒径として０.３μｍ程度が限界であり、一方更に
微細な窒化ケイ素粒子の焼結体を得るためには特殊なプ
ラズマ焼結等の焼結法が必要となるため、製造コストや
量産性等に問題があり、また焼結体組織の均質性にも問
題があった。
窒化ケイ素系焼結体の微粒化の試みにおいては、通常の
焼結法を用いたプロセスでは、焼結体中の窒化ケイ素粒
子の粒径として０.３μｍ程度が限界であり、一方更に
微細な窒化ケイ素粒子の焼結体を得るためには特殊なプ
ラズマ焼結等の焼結法が必要となるため、製造コストや
量産性等に問題があり、また焼結体組織の均質性にも問
題があった。
【０００８】本発明は、かかる従来の事情に鑑み、プラ
ズマ焼結等の特殊な焼結法によることなく、通常の生産
性に優れたプロセスで製造でき、超微細の結晶粒子を有
し、中低温域での強度に優れた窒化ケイ素系焼結体、及
びその製造方法を提供することを目的とする。
ズマ焼結等の特殊な焼結法によることなく、通常の生産
性に優れたプロセスで製造でき、超微細の結晶粒子を有
し、中低温域での強度に優れた窒化ケイ素系焼結体、及
びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を達成するた
め、本発明が提供する窒化ケイ素系焼結体は、平均粒径
２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒子からなる母相と、母相
の窒化ケイ素粒子間に分散した平均粒径が２００ｎｍ以
下の窒化チタン粒子とを含むことを特徴とするものであ
る。この窒化ケイ素系焼結体においては、窒化ケイ素粒
子が極めて均質であり、その粒径のバラツキは好ましく
は平均粒径の±２０％以内である。
め、本発明が提供する窒化ケイ素系焼結体は、平均粒径
２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒子からなる母相と、母相
の窒化ケイ素粒子間に分散した平均粒径が２００ｎｍ以
下の窒化チタン粒子とを含むことを特徴とするものであ
る。この窒化ケイ素系焼結体においては、窒化ケイ素粒
子が極めて均質であり、その粒径のバラツキは好ましく
は平均粒径の±２０％以内である。
【００１０】また、本発明の窒化ケイ素系焼結体の製造
方法は、平均粒径２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒子と平
均粒径２００ｎｍ以下のチタン粒子とからなる成形体
を、窒素雰囲気中において１０００〜１４００℃の温度
に加熱して焼結することを特徴とする。この方法によっ
て、上記の超微粒の結晶粒子からなる窒化ケイ素系焼結
体を得ることができる。
方法は、平均粒径２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒子と平
均粒径２００ｎｍ以下のチタン粒子とからなる成形体
を、窒素雰囲気中において１０００〜１４００℃の温度
に加熱して焼結することを特徴とする。この方法によっ
て、上記の超微粒の結晶粒子からなる窒化ケイ素系焼結
体を得ることができる。
【００１１】更に、この本発明の窒化ケイ素系焼結体の
製造方法においては、窒化ケイ素粉末とチタン粉末をメ
カニカルアロイング法により微粒化した複合粉末を用い
ることが好ましい。また、この複合粉末からなる成形体
の相対密度は６０％以上であることが好ましい。
製造方法においては、窒化ケイ素粉末とチタン粉末をメ
カニカルアロイング法により微粒化した複合粉末を用い
ることが好ましい。また、この複合粉末からなる成形体
の相対密度は６０％以上であることが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明の窒化ケイ素系焼結体は、
平均粒径２００ｎｍ以下の結晶粒子で構成される窒化ケ
イ素（Ｓｉ3Ｎ4）母相粒子間に、平均粒径２００ｎｍ以
下の窒化チタン（ＴｉＮ）粒子が分散している。このよ
うなＳｉ3Ｎ4とＴｉＮの超微細な組織を達成することに
より、特に柱状粒と等軸粒とを意図的に組合せなくて
も、中低温域で通常１.５ＧＰａ以上の高い強度を実現
することができる。
平均粒径２００ｎｍ以下の結晶粒子で構成される窒化ケ
イ素（Ｓｉ3Ｎ4）母相粒子間に、平均粒径２００ｎｍ以
下の窒化チタン（ＴｉＮ）粒子が分散している。このよ
うなＳｉ3Ｎ4とＴｉＮの超微細な組織を達成することに
より、特に柱状粒と等軸粒とを意図的に組合せなくて
も、中低温域で通常１.５ＧＰａ以上の高い強度を実現
することができる。
【００１３】また、上記本発明の窒化ケイ素系焼結体を
製造する方法としては、平均粒径が共に２００ｎｍのＳ
ｉ3Ｎ4粒子とＴｉ粒子とからなる成形体を、窒素雰囲気
中にて１０００〜１４０００℃の温度範囲で加熱焼結す
る。尚、Ｓｉ3Ｎ4粒子とＴｉ粒子の平均粒径は、焼結前
の成形体中において２００ｎｍ以下であれば良く、小さ
いほど好ましい。
製造する方法としては、平均粒径が共に２００ｎｍのＳ
ｉ3Ｎ4粒子とＴｉ粒子とからなる成形体を、窒素雰囲気
中にて１０００〜１４０００℃の温度範囲で加熱焼結す
る。尚、Ｓｉ3Ｎ4粒子とＴｉ粒子の平均粒径は、焼結前
の成形体中において２００ｎｍ以下であれば良く、小さ
いほど好ましい。
【００１４】かかる本発明によれば、Ｓｉ3Ｎ4粉末に混
合された金属Ｔｉ粒子が原料粉末の微粒化並びに焼結性
を促進すると共に、このＴｉ粒子が窒素中での焼結によ
りＴｉＮに変化してＳｉ3Ｎ4素粒子の粒成長を抑制す
る。その結果、特殊な焼結法によらなくても、前記した
従来からの微細組織化手段に比べて窒化ケイ素系焼結体
の結晶粒子径の平均レベルを小さくできると共に、その
粒子径のバラツキ（分布幅）も小さく均質化することが
でき、これらが強度の向上に寄与する。
合された金属Ｔｉ粒子が原料粉末の微粒化並びに焼結性
を促進すると共に、このＴｉ粒子が窒素中での焼結によ
りＴｉＮに変化してＳｉ3Ｎ4素粒子の粒成長を抑制す
る。その結果、特殊な焼結法によらなくても、前記した
従来からの微細組織化手段に比べて窒化ケイ素系焼結体
の結晶粒子径の平均レベルを小さくできると共に、その
粒子径のバラツキ（分布幅）も小さく均質化することが
でき、これらが強度の向上に寄与する。
【００１５】即ち、原料粉末の微粒化については、Ｓｉ
3Ｎ4粉末にＴｉ粉末を添加することによって、ボールミ
ル等で混合と同時に粉砕する際に、金属Ｔｉの塑性変形
能により原料粉末粒子の微粒化が促進されるため、Ｓｉ
3Ｎ4粒子とＴｉ粒子の平均粒径を共に２００ｎｍ以下に
することが可能である。特に粒径２００ｎｍ以下のＳｉ
3Ｎ4粒子とＴｉ粒子を均一に混合した複合粉末を容易に
作製するためには、高加速度でミリングして合金化させ
るメカニカルアロイング法を用いることが好ましい。こ
のような原料粉末の微粒化工程を経る場合の原料粉末と
しては、市販されている通常のＳｉ3Ｎ4粉末を使用でき
る。
3Ｎ4粉末にＴｉ粉末を添加することによって、ボールミ
ル等で混合と同時に粉砕する際に、金属Ｔｉの塑性変形
能により原料粉末粒子の微粒化が促進されるため、Ｓｉ
3Ｎ4粒子とＴｉ粒子の平均粒径を共に２００ｎｍ以下に
することが可能である。特に粒径２００ｎｍ以下のＳｉ
3Ｎ4粒子とＴｉ粒子を均一に混合した複合粉末を容易に
作製するためには、高加速度でミリングして合金化させ
るメカニカルアロイング法を用いることが好ましい。こ
のような原料粉末の微粒化工程を経る場合の原料粉末と
しては、市販されている通常のＳｉ3Ｎ4粉末を使用でき
る。
【００１６】また、上記のボールミル等による微粒化工
程を経ることなく、平均粒径２００ｎｍ以下の成形体を
形成することも可能である。例えば、ＣＶＤ法等で作製
した粒径２００ｎｍ以下の微細なＳｉ3Ｎ4粉末を使用
し、これをＴｉ粉末と混合して成形体としても良い。ま
た、蒸着法等により、Ｓｉ3Ｎ4とＴｉの各ターゲットか
ら基板上に堆積させた粒子も粒径２００ｎｍ以下となる
から、このＳｉ3Ｎ4とＴｉの混合された堆積物をそのま
ま又は更に成形して用いることもできる。
程を経ることなく、平均粒径２００ｎｍ以下の成形体を
形成することも可能である。例えば、ＣＶＤ法等で作製
した粒径２００ｎｍ以下の微細なＳｉ3Ｎ4粉末を使用
し、これをＴｉ粉末と混合して成形体としても良い。ま
た、蒸着法等により、Ｓｉ3Ｎ4とＴｉの各ターゲットか
ら基板上に堆積させた粒子も粒径２００ｎｍ以下となる
から、このＳｉ3Ｎ4とＴｉの混合された堆積物をそのま
ま又は更に成形して用いることもできる。
【００１７】このようにして得られた成形体は窒素雰囲
気中で焼結されるが、その際にＴｉ粒子は窒化されてＴ
ｉＮ粒子が生成する。生成したＴｉＮ粒子はＳｉ3Ｎ4粒
子の間に存在してピン止め粒子として作用し、Ｓｉ3Ｎ4
粒子の粒成長を抑制すると共に、組織の均質化に寄与す
る。これにより、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径を２００ｎｍ
以下に抑えることができる。
気中で焼結されるが、その際にＴｉ粒子は窒化されてＴ
ｉＮ粒子が生成する。生成したＴｉＮ粒子はＳｉ3Ｎ4粒
子の間に存在してピン止め粒子として作用し、Ｓｉ3Ｎ4
粒子の粒成長を抑制すると共に、組織の均質化に寄与す
る。これにより、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径を２００ｎｍ
以下に抑えることができる。
【００１８】また同時に、ピン止め粒子としてのＴｉＮ
粒子は、Ｓｉ3Ｎ4粒子の粒径のバラツキを小さく抑える
こともできる。即ち、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径が２００
ｎｍの場合、従来の方法では粒径のバラツキは平均粒径
の±５０％程度に及ぶのが通常であったが、本発明によ
れば少なくとも平均粒径の±２０％以内、通常は±１０
％以内に粒径のバラツキを抑えることができる。
粒子は、Ｓｉ3Ｎ4粒子の粒径のバラツキを小さく抑える
こともできる。即ち、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径が２００
ｎｍの場合、従来の方法では粒径のバラツキは平均粒径
の±５０％程度に及ぶのが通常であったが、本発明によ
れば少なくとも平均粒径の±２０％以内、通常は±１０
％以内に粒径のバラツキを抑えることができる。
【００１９】また、Ｓｉ3Ｎ4粉末にＴｉ粉末が混合され
ているため、Ｔｉの塑性変形能により焼結性が向上し、
従来の通常の加熱焼結の場合よりも低い温度で焼結する
ことができる。ただし、焼結温度が１０００℃未満では
緻密な焼結体が得られず、焼結体の強度も著しく低下す
る。逆に焼結温度が１４０００℃を越えると、上記ピン
止め粒子としてＴｉＮ粒子が存在していてもＳｉ3Ｎ4の
粒成長が発生し、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径が２００ｎｍ
を越えてしまう。
ているため、Ｔｉの塑性変形能により焼結性が向上し、
従来の通常の加熱焼結の場合よりも低い温度で焼結する
ことができる。ただし、焼結温度が１０００℃未満では
緻密な焼結体が得られず、焼結体の強度も著しく低下す
る。逆に焼結温度が１４０００℃を越えると、上記ピン
止め粒子としてＴｉＮ粒子が存在していてもＳｉ3Ｎ4の
粒成長が発生し、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径が２００ｎｍ
を越えてしまう。
【００２０】従って、本発明においては１０００〜１４
００℃の温度範囲で焼結する必要があり、この温度範囲
であれば焼結時間に拘らず粒成長が起こらないので、プ
ラズマ焼結やマイクロ波焼結等の特殊な焼結法によら
ず、通常の焼結法を利用することができる。また、この
温度範囲では、Ｓｉ3Ｎ4の昇華分解を抑えるために加圧
窒素雰囲気で焼結を行う必要がないので、大量生産に適
した通常の加熱炉を用いて容易に且つ安価に焼結を行う
ことが可能である。
００℃の温度範囲で焼結する必要があり、この温度範囲
であれば焼結時間に拘らず粒成長が起こらないので、プ
ラズマ焼結やマイクロ波焼結等の特殊な焼結法によら
ず、通常の焼結法を利用することができる。また、この
温度範囲では、Ｓｉ3Ｎ4の昇華分解を抑えるために加圧
窒素雰囲気で焼結を行う必要がないので、大量生産に適
した通常の加熱炉を用いて容易に且つ安価に焼結を行う
ことが可能である。
【００２１】上記成形体の相対密度は、焼結性をできる
だけ改善させるために、６０％以上とすることが望まし
い。このような高い相対密度をもった成形体を得るため
には、Ｓｉ3Ｎ4とＴｉとの複合粉末を非常に高圧で成形
する方法もあるが、加熱によってＴｉの塑性変形能が増
し、容易に成形密度が向上することを利用して、複合粉
末を加熱して成形することが好ましい。成形温度として
は、Ｔｉの塑性変形能が増す１００℃以上が好ましい
が、６００℃を越えるとＴｉが酸化され、焼結性の低下
及び得られる焼結体の特性劣化を招くので好ましくな
い。
だけ改善させるために、６０％以上とすることが望まし
い。このような高い相対密度をもった成形体を得るため
には、Ｓｉ3Ｎ4とＴｉとの複合粉末を非常に高圧で成形
する方法もあるが、加熱によってＴｉの塑性変形能が増
し、容易に成形密度が向上することを利用して、複合粉
末を加熱して成形することが好ましい。成形温度として
は、Ｔｉの塑性変形能が増す１００℃以上が好ましい
が、６００℃を越えるとＴｉが酸化され、焼結性の低下
及び得られる焼結体の特性劣化を招くので好ましくな
い。
【００２２】
【実施例】実施例１ 市販の平均粒径０.５μｍのＳｉ3Ｎ4粉末（α化率９５
％）に、焼結助剤としてＳｉ3Ｎ4粉末に対して２重量％
のＡｌ2Ｏ3粉末（平均粒径０.５μｍ）、１重量％のＭ
ｇＯ粉末（平均粒径０.５μｍ）及び５重量％のＹ2Ｏ3
粉末（平均粒径０.５μｍ）を加え、更に平均粒径５μ
ｍの金属Ｔｉ粉末をＳｉ3Ｎ4粉末と焼結助剤の合計に対
して３０重量％添加した。
％）に、焼結助剤としてＳｉ3Ｎ4粉末に対して２重量％
のＡｌ2Ｏ3粉末（平均粒径０.５μｍ）、１重量％のＭ
ｇＯ粉末（平均粒径０.５μｍ）及び５重量％のＹ2Ｏ3
粉末（平均粒径０.５μｍ）を加え、更に平均粒径５μ
ｍの金属Ｔｉ粉末をＳｉ3Ｎ4粉末と焼結助剤の合計に対
して３０重量％添加した。
【００２３】この原料粉末を、ＳＵＳ ３０４製のボー
ルとポットを用いた遊星ボールミルにより、１５０Ｇの
加速度で４時間の混合と粉砕を行った。得られた複合粉
末の内部をＴＥＭで観察し、Ｓｉ3Ｎ4粒子、焼結助剤粒
子及びＴｉ粒子の粒径を評価した。その結果、Ｓｉ3Ｎ4
粒子及び焼結助剤粒子の平均粒径は共に２０ｎｍ、Ｔｉ
粒子の平均粒径は１０ｎｍまで微粒化していた。
ルとポットを用いた遊星ボールミルにより、１５０Ｇの
加速度で４時間の混合と粉砕を行った。得られた複合粉
末の内部をＴＥＭで観察し、Ｓｉ3Ｎ4粒子、焼結助剤粒
子及びＴｉ粒子の粒径を評価した。その結果、Ｓｉ3Ｎ4
粒子及び焼結助剤粒子の平均粒径は共に２０ｎｍ、Ｔｉ
粒子の平均粒径は１０ｎｍまで微粒化していた。
【００２４】次に、この複合粉末を５００℃に加熱した
状態で、２００ｋｇ／ｍｍ2の成形圧力にて大気中でプ
レス成形することにより、相対密度６０％の成形体を得
た。得られた成形体を、１気圧の窒素雰囲気中におい
て、１３００℃で１時間の条件で焼結した。
状態で、２００ｋｇ／ｍｍ2の成形圧力にて大気中でプ
レス成形することにより、相対密度６０％の成形体を得
た。得られた成形体を、１気圧の窒素雰囲気中におい
て、１３００℃で１時間の条件で焼結した。
【００２５】得られたＳｉ3Ｎ4焼結体を、３×４×４０
ｍｍ相当の抗析試験片に切り出し、＃８００のダイヤモ
ンド砥石により切削加工仕上げを行った後、１５本の試
験片についてＪＩＳ Ｒ １６０１に準拠して３点曲げ強
度を測定した。また、同じ焼結体を研磨した後、Ａｒイ
オンエッチングで薄膜試験片を作製し、透過電子顕微鏡
を用いて母相のＳｉ3Ｎ4粒子及びＴｉＮ粒子の粒径を評
価した。
ｍｍ相当の抗析試験片に切り出し、＃８００のダイヤモ
ンド砥石により切削加工仕上げを行った後、１５本の試
験片についてＪＩＳ Ｒ １６０１に準拠して３点曲げ強
度を測定した。また、同じ焼結体を研磨した後、Ａｒイ
オンエッチングで薄膜試験片を作製し、透過電子顕微鏡
を用いて母相のＳｉ3Ｎ4粒子及びＴｉＮ粒子の粒径を評
価した。
【００２６】その結果、１５本の試験片の平均強度は、
室温で２ＧＰａであった。また、焼結体中のＳｉ3Ｎ4粒
子の平均粒径は１００ｎｍ、その粒径分布は９０〜１１
０ｎｍであり、ＴｉＮ粒子の平均粒径は１５０ｎｍであ
った。
室温で２ＧＰａであった。また、焼結体中のＳｉ3Ｎ4粒
子の平均粒径は１００ｎｍ、その粒径分布は９０〜１１
０ｎｍであり、ＴｉＮ粒子の平均粒径は１５０ｎｍであ
った。
【００２７】一方、比較例として、Ｔｉ粉末を添加しな
かった以外は上記と同じ原料粉末を使用し、これを上記
と同じ遊星ボールミルにより１５０Ｇの加速度で１２時
間混合粉砕を行った。得られた複合粉末は平均粒径２０
ｎｍのＳｉ3Ｎ4粒子と焼結助剤粒子のみからなってい
た。この複合粉末を、上記と同じ条件で成形及び焼結し
たところ、得られた焼結体中のＳｉ3Ｎ4粒子は５００ｎ
ｍまで粒成長し、室温での焼結体の強度は１ＧＰａであ
った。
かった以外は上記と同じ原料粉末を使用し、これを上記
と同じ遊星ボールミルにより１５０Ｇの加速度で１２時
間混合粉砕を行った。得られた複合粉末は平均粒径２０
ｎｍのＳｉ3Ｎ4粒子と焼結助剤粒子のみからなってい
た。この複合粉末を、上記と同じ条件で成形及び焼結し
たところ、得られた焼結体中のＳｉ3Ｎ4粒子は５００ｎ
ｍまで粒成長し、室温での焼結体の強度は１ＧＰａであ
った。
【００２８】また、上記比較例と同じＴｉ粉末を含まな
い複合粉末からなる成形体を、プラズマ焼結を用いて１
４００℃で１分の条件で焼結したところ、Ｓｉ3Ｎ4粒子
の平均粒径は１００ｎｍ、その粒径分布は５０〜１５０
ｎｍとなり、上記実施例に比べてＳｉ3Ｎ4粒子の粒径の
バラツキが大きい組織が得られた。また、平均曲げ強度
も室温で１〜２ＧＰａとなり、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径
が同一の上記実施例に比べ強度が低下した。
い複合粉末からなる成形体を、プラズマ焼結を用いて１
４００℃で１分の条件で焼結したところ、Ｓｉ3Ｎ4粒子
の平均粒径は１００ｎｍ、その粒径分布は５０〜１５０
ｎｍとなり、上記実施例に比べてＳｉ3Ｎ4粒子の粒径の
バラツキが大きい組織が得られた。また、平均曲げ強度
も室温で１〜２ＧＰａとなり、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径
が同一の上記実施例に比べ強度が低下した。
【００２９】実施例２ 上記実施例１で作製した成形体を、下記表１に示す９０
０℃〜１５００℃の温度と雰囲気で１時間焼結し、実施
例１と同様にして焼結体中のＳｉ3Ｎ4粒子とＴｉＮ粒子
の平均粒径、室温での焼結体の３点曲げ強度（平均）、
及び焼結体の相対密度をそれぞれ評価した。得られた結
果を表１に併せて示した。
０℃〜１５００℃の温度と雰囲気で１時間焼結し、実施
例１と同様にして焼結体中のＳｉ3Ｎ4粒子とＴｉＮ粒子
の平均粒径、室温での焼結体の３点曲げ強度（平均）、
及び焼結体の相対密度をそれぞれ評価した。得られた結
果を表１に併せて示した。
【００３０】
【表１】 焼結温度 焼 結 平均粒径(nm) 相対密度 曲げ強度試料 (℃) 雰囲気 TiN Si3N4 (％) (GPa) 1＊ 900 N2 1atm 10 20 85 0.6 2 1000 同上 20 20 97 1.5 3 1100 同上 50 30 98 2.0 4 1200 同上 70 40 100 2.5 5 1300 同上 100 50 100 2.0 6 1400 同上 200 150 100 1.8 7＊ 1400 Ar 1atm − 400 100 0.8 8＊ 1500 N2 1atm 400 300 100 1.0 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００３１】上記表１の結果から、比較例である試料１
は焼結温度が低いため緻密化しておらず、比較例の試料
７は雰囲気がアルゴンであるためＴｉＮが生成せず、Ｓ
ｉ3Ｎ4粒子が大きく粒成長しており、また比較例の試料
８では焼結温度が高過ぎるためＳｉ3Ｎ4粒子及びＴｉＮ
粒子が粒成長を起こしていることが分かる。その結果、
比較例の試料１、７及び８の焼結体は、全て３点曲げ強
度が１ＧＰａ以下に止まっている。
は焼結温度が低いため緻密化しておらず、比較例の試料
７は雰囲気がアルゴンであるためＴｉＮが生成せず、Ｓ
ｉ3Ｎ4粒子が大きく粒成長しており、また比較例の試料
８では焼結温度が高過ぎるためＳｉ3Ｎ4粒子及びＴｉＮ
粒子が粒成長を起こしていることが分かる。その結果、
比較例の試料１、７及び８の焼結体は、全て３点曲げ強
度が１ＧＰａ以下に止まっている。
【００３２】実施例３ 上記実施例１で作製した複合粉末を、下記表２に示す５
０〜１０００ｋｇ／ｃｍ2の範囲の成形圧力で成形し、
相対密度４０〜７０％の各成形体をそれぞれ作製した。
得られた各成形体を、１気圧の窒素雰囲気中において１
３００℃で１時間の条件で焼結した。得られた各焼結体
について、実施例１と同様にして３点曲げ強度及び焼結
体の相対密度を評価し、その結果を表２に併せて示し
た。
０〜１０００ｋｇ／ｃｍ2の範囲の成形圧力で成形し、
相対密度４０〜７０％の各成形体をそれぞれ作製した。
得られた各成形体を、１気圧の窒素雰囲気中において１
３００℃で１時間の条件で焼結した。得られた各焼結体
について、実施例１と同様にして３点曲げ強度及び焼結
体の相対密度を評価し、その結果を表２に併せて示し
た。
【００３３】
【表２】
【００３４】上記表２の結果から分かるように、成形体
の相対密度が６０％より小さい試料９及び１０では、得
られた焼結体が完全に緻密化しておらず、焼結体の３点
曲げ強度も若干低下した。
の相対密度が６０％より小さい試料９及び１０では、得
られた焼結体が完全に緻密化しておらず、焼結体の３点
曲げ強度も若干低下した。
【００３５】実施例４ 上記実施例１で作製した複合粉末を、成形体の相対密度
が６０％になるように大気中において下記表３に示す温
度と成形圧力で加圧成形し、それぞれ相対密度６０％の
成形体を作製した。得られた各成形体中の酸素濃度を表
３に示した。また、この各成形体を１気圧の窒素雰囲気
中において１３００℃で１時間の条件で焼結し、得られ
た各焼結体について実施例１と同様に３点曲げ強度を測
定し、その結果を表３に併せて示した。
が６０％になるように大気中において下記表３に示す温
度と成形圧力で加圧成形し、それぞれ相対密度６０％の
成形体を作製した。得られた各成形体中の酸素濃度を表
３に示した。また、この各成形体を１気圧の窒素雰囲気
中において１３００℃で１時間の条件で焼結し、得られ
た各焼結体について実施例１と同様に３点曲げ強度を測
定し、その結果を表３に併せて示した。
【００３６】
【表３】
【００３７】上記表３の結果から、成形温度が１００℃
より低い試料１４及び１５では、相対密度６０％の成形
体を得るために、１０００ｋｇ／ｃｍ2以上の高い成形
圧力が必要であることが分かる。また、成形温度が７０
０℃の試料１９では、Ｔｉの酸化により成形体中の酸素
量が５重量％にまで上昇し、得られる焼結体中の粒界ガ
ラス相が増加するため、３点曲げ強度が１.５ＧＰａ以
下に若干低下し、焼結体作製にあたって余り望ましくな
いことが分かる。
より低い試料１４及び１５では、相対密度６０％の成形
体を得るために、１０００ｋｇ／ｃｍ2以上の高い成形
圧力が必要であることが分かる。また、成形温度が７０
０℃の試料１９では、Ｔｉの酸化により成形体中の酸素
量が５重量％にまで上昇し、得られる焼結体中の粒界ガ
ラス相が増加するため、３点曲げ強度が１.５ＧＰａ以
下に若干低下し、焼結体作製にあたって余り望ましくな
いことが分かる。
【００３８】実施例５ 市販の平均粒径０.５μｍのＳｉ3Ｎ4粉末に、焼結助剤
としてＳｉ3Ｎ4粉末に対して２重量％のＡｌ2Ｏ3粉末
（平均粒径０.５μｍ）及び５重量％のＹ2Ｏ3粉末（平
均粒径０.５μｍ）を加え、アルコール中で２４時間湿
式混合し、乾燥した後、直径３５ｍｍ×厚さ５ｍｍに成
形した。この成形体を５気圧の窒素雰囲気中において１
７００℃で５時間焼結し、焼結体表面を８００番砥石で
研削して、直径３０ｍｍ×厚さ１０ｍｍのＳｉ3Ｎ4焼結
体ターゲットを作製した。
としてＳｉ3Ｎ4粉末に対して２重量％のＡｌ2Ｏ3粉末
（平均粒径０.５μｍ）及び５重量％のＹ2Ｏ3粉末（平
均粒径０.５μｍ）を加え、アルコール中で２４時間湿
式混合し、乾燥した後、直径３５ｍｍ×厚さ５ｍｍに成
形した。この成形体を５気圧の窒素雰囲気中において１
７００℃で５時間焼結し、焼結体表面を８００番砥石で
研削して、直径３０ｍｍ×厚さ１０ｍｍのＳｉ3Ｎ4焼結
体ターゲットを作製した。
【００３９】また、平均粒径１０μｍの金属Ｔｉ粉末
を、直径３５ｍｍ×厚さ５ｍｍに成形し、この成形体を
真空中（１０-4Ｔｏｒｒ）にて９００℃で１時間焼結し
た。得られた焼結体表面を８００番砥石で研削して、直
径３０ｍｍ×厚さ１０ｍｍのＴｉ焼結体ターゲットを作
製した。
を、直径３５ｍｍ×厚さ５ｍｍに成形し、この成形体を
真空中（１０-4Ｔｏｒｒ）にて９００℃で１時間焼結し
た。得られた焼結体表面を８００番砥石で研削して、直
径３０ｍｍ×厚さ１０ｍｍのＴｉ焼結体ターゲットを作
製した。
【００４０】次に、上記Ｓｉ3Ｎ4焼結体ターゲットとＴ
ｉ焼結体ターゲットを真空チャンバー内に配置した後、
真空チャンバー内を１０-5Ｔｏｒｒまで真空引きし、次
に１０-2Ｔｏｒｒまで窒素ガスを充填した。この状態で
上記２つのターゲットに同時にエキシマレーザーを照射
し、それぞれのターゲットから飛び出した粒子をターゲ
ットに対向して配置させたＳｉ3Ｎ4基板上に堆積させ
て、縦１０ｍｍ×横５０ｍｍ×厚さ５ｍｍで相対密度６
０％の成形体を作成した。尚、このときのエキシマレー
ザーの照射条件は、レーザー波長２４８ｎｍ（Ｋｒ
Ｆ）、エネルギー密度１０Ｊ／ｃｍ2、照射周波数１０
Ｈｚ、照射時間１０時間とした。
ｉ焼結体ターゲットを真空チャンバー内に配置した後、
真空チャンバー内を１０-5Ｔｏｒｒまで真空引きし、次
に１０-2Ｔｏｒｒまで窒素ガスを充填した。この状態で
上記２つのターゲットに同時にエキシマレーザーを照射
し、それぞれのターゲットから飛び出した粒子をターゲ
ットに対向して配置させたＳｉ3Ｎ4基板上に堆積させ
て、縦１０ｍｍ×横５０ｍｍ×厚さ５ｍｍで相対密度６
０％の成形体を作成した。尚、このときのエキシマレー
ザーの照射条件は、レーザー波長２４８ｎｍ（Ｋｒ
Ｆ）、エネルギー密度１０Ｊ／ｃｍ2、照射周波数１０
Ｈｚ、照射時間１０時間とした。
【００４１】基板上に堆積した成形体の内部をＴＥＭで
観察し、Ｓｉ3Ｎ4粒子、焼結助剤粒子及びＴｉ粒子の平
均粒径を評価したところ、Ｓｉ3Ｎ4粒子と焼結助剤粒子
は共に３０ｎｍ、Ｔｉ粒子は２０ｎｍまで微粒化してい
た。そこで、この成形体を前記実施例１と同様に焼結
し、得られた焼結体を実施例１と同様に評価したとこ
ろ、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径は１２０ｎｍ、ＴｉＮ粒子
の平均粒径は１８０ｎｍと非常に微細であり、また室温
での３点曲げ強度における平均強度は１.８ＧＰａと非
常に高強度であった。
観察し、Ｓｉ3Ｎ4粒子、焼結助剤粒子及びＴｉ粒子の平
均粒径を評価したところ、Ｓｉ3Ｎ4粒子と焼結助剤粒子
は共に３０ｎｍ、Ｔｉ粒子は２０ｎｍまで微粒化してい
た。そこで、この成形体を前記実施例１と同様に焼結
し、得られた焼結体を実施例１と同様に評価したとこ
ろ、Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径は１２０ｎｍ、ＴｉＮ粒子
の平均粒径は１８０ｎｍと非常に微細であり、また室温
での３点曲げ強度における平均強度は１.８ＧＰａと非
常に高強度であった。
【００４２】
【発明の効果】本発明によれば、プラズマ焼結等の特殊
な焼結法によらず、生産性に優れたプロセスによって、
従来よりも低温で焼結することができ、超微細の結晶粒
子からなり、中低温域での強度に優れた窒化ケイ素系焼
結体を得ることができる。
な焼結法によらず、生産性に優れたプロセスによって、
従来よりも低温で焼結することができ、超微細の結晶粒
子からなり、中低温域での強度に優れた窒化ケイ素系焼
結体を得ることができる。
【００４３】本発明のこの窒化ケイ素系焼結体は、超微
細な組織で強度が高く、そのバラツキも小さいため、高
い信頼性が要求される自動車エンジン部材をはじめ、ガ
スタービンや耐摩工具等の構造用セラミックス材料とし
て極めて有用である。
細な組織で強度が高く、そのバラツキも小さいため、高
い信頼性が要求される自動車エンジン部材をはじめ、ガ
スタービンや耐摩工具等の構造用セラミックス材料とし
て極めて有用である。
Claims (7)
- 【請求項１】 平均粒径２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒
子からなる母相と、母相の窒化ケイ素粒子間に分散した
平均粒径が２００ｎｍ以下の窒化チタン粒子とを含むこ
とを特徴とする窒化ケイ素系焼結体。 - 【請求項２】 窒化ケイ素粒子の粒径のバラツキが、平
均粒径の±２０％以内であることを特徴とする、請求項
１に記載の窒化ケイ素系焼結体。 - 【請求項３】 平均粒径２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒
子と平均粒径２００ｎｍ以下のチタン粒子とからなる成
形体を、窒素雰囲気中において１０００〜１４００℃の
温度に加熱して焼結することを特徴とする窒化ケイ素系
焼結体の製造方法。 - 【請求項４】 窒化ケイ素粉末とチタン粉末をメカニカ
ルアロイング法で混合して微粒化することにより、平均
粒径２００ｎｍ以下の窒化ケイ素粒子と平均粒径２００
ｎｍ以下のチタン粒子との複合粉末を作製し、この複合
粉末を用いて成形体を形成することを特徴とする、請求
項３に記載の窒化ケイ素系焼結体の製造方法。 - 【請求項５】 成形体の相対密度が６０％以上であるこ
とを特徴とする、請求項３又は４に記載の窒化ケイ素系
焼結体の製造方法。 - 【請求項６】 複合粉末を加熱下で加圧することにより
成形体を形成することを特徴とする、請求項４又は５に
記載の窒化ケイ素系焼結体の製造方法。 - 【請求項７】 成形温度が１００℃〜６００℃であるこ
とを特徴とする、請求項６に記載の窒化ケイ素系焼結体
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9147372A JPH10338576A (ja) | 1997-06-05 | 1997-06-05 | 窒化ケイ素系焼結体及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9147372A JPH10338576A (ja) | 1997-06-05 | 1997-06-05 | 窒化ケイ素系焼結体及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10338576A true JPH10338576A (ja) | 1998-12-22 |
Family
ID=15428751
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9147372A Pending JPH10338576A (ja) | 1997-06-05 | 1997-06-05 | 窒化ケイ素系焼結体及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10338576A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001139380A (ja) * | 1999-11-09 | 2001-05-22 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 窒化珪素系複合材料およびその製造方法 |
| JP2002216762A (ja) * | 2000-11-15 | 2002-08-02 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 非水電解質二次電池用負極材料およびその製造法 |
| EP1332816A2 (en) * | 2002-01-30 | 2003-08-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Conductive silicon nitride composite sintered body and a process for the production thereof |
| EP1361202A1 (en) * | 2001-01-22 | 2003-11-12 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Electroconductive silicon nitride based composite sintered body and method for preparation thereof |
-
1997
- 1997-06-05 JP JP9147372A patent/JPH10338576A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001139380A (ja) * | 1999-11-09 | 2001-05-22 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 窒化珪素系複合材料およびその製造方法 |
| JP2002216762A (ja) * | 2000-11-15 | 2002-08-02 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 非水電解質二次電池用負極材料およびその製造法 |
| JP4694721B2 (ja) * | 2000-11-15 | 2011-06-08 | パナソニック株式会社 | 非水電解質二次電池用負極材料およびその製造法 |
| EP1361202A1 (en) * | 2001-01-22 | 2003-11-12 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Electroconductive silicon nitride based composite sintered body and method for preparation thereof |
| EP1361202A4 (en) * | 2001-01-22 | 2004-07-28 | Sumitomo Electric Industries | COMPOSITE FRITT BODY BASED ON LECTRO-CONDUCTIVE SILICON NITRIDE AND PROCESS FOR LABORATION |
| US7132061B2 (en) | 2001-01-22 | 2006-11-07 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Electroconductive silicon nitride based composite sintered body and method for preparation thereof |
| EP1332816A2 (en) * | 2002-01-30 | 2003-08-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Conductive silicon nitride composite sintered body and a process for the production thereof |
| EP1332816A3 (en) * | 2002-01-30 | 2004-06-30 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Conductive silicon nitride composite sintered body and a process for the production thereof |
| US6911162B2 (en) * | 2002-01-30 | 2005-06-28 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Conductive silicon nitride composite sintered body and a process for the production thereof |
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