JPS60239365A - 窒化物系セラミツク材料 - Google Patents

窒化物系セラミツク材料

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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】 本発明は、並外れた高温特性、高耐熱衝撃性。
および優良熱伝導性を有する窒化物に基づくセラミック
材料に係る。この材料は切削工具として特に適している
。本発明は、ポリタイプの微細分散沈澱物がセラミック
材料の特性に積極的な効果を与える５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ
タイプの窒化物セラミックに関係する。
５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ系および例えばＹ２Ｏ３のような特
定の酸化物を添加した場合の相関係を記載した多くの論
文および特許がある（例えば、「窒素セラミックスの進
歩」、エフ・エル・リレイ編、１９８３年、マルチナス
・ニソヨフ社刊中）。−膜組成Ｓ　＋　６−、Ａｔ、Ｏ
，Ｎ６−ｚ　（０＜ｚ≦４．２）を持つ六方晶相は、ベ
ータＳｉ　−Ａｔ−０−Ｎとして知られており、この材
料はベータ８１．Ｎ４と同じ結晶構造を有する。もう一
つの六方晶相は一般組成Ｍｘ（Ｓｌ、Ａ／Ｌｌ、□（０
，Ｎ）１６〔式中、０　（ｘ　（２であり、Ｍはイツト
リウム、もしくはＬｉ、Ｃａ、Ｍｇおよびランタンドの
ようなその他の金属、またはこれらの金属の混合物であ
る。〕を有する。適当なイオン半径を持つその他の金属
もアルファ相を安定化することができる。これはアルフ
ァ８１３Ｎ４と同じ主要構造を有する。しかしながら、
ＬａおよびＣｅがアルファ５ｔ−Ａｔ−０−Ｎの一部を
成すことは、イオン半径１　がいくらか大きすぎるよう
だから、困難であることが見い出された。
５ｔ−ＡＡ−０−Ｎ系またはＭ−８１−Ａｔ−０−Ｎ系
の多くの相が、七の中で１ｊｌＪが結晶化するウルツ鉱
型の超構造（ｓｕｐ＠ｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　）として
記載され得る。後の方のＭは前記のように例えばＹ　１
Ｍｇ　ｒＢｅ、、Ｌｉ’ＪたはＳｃの１種・または２種
以上の金属をあられす。適当なイオン半径を有するその
他の金属もおそらく含まれることができる。これらの相
は通常ポリタイプとして知られ、５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ系
において高いＡｔとＮの含有量によって規定される象限
、すなわち、Ａｆｆｉの隅近くに存在する。以下におい
て、この相は「ポリタイプ」として一般的に指称する。
ポリタイプの構造は多かれ少なかれ規則性が高く、前記
のウルツ鉱型構造と指称することができる（例えば上記
の本を参照されたい）。
ポリタイプは六方晶または菱面体晶の単位胞を有し、ラ
ムズデール記号で８Ｈ，１５Ｒ，１２Ｈ。
２１Ｒ，２７Ｒおよび２Ｈとして記載される。従って、
これらのポリタイプは屡々文献においてこれらの記号に
よシ例えば１２Ｈポリタイプ物質として記載される。
５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ系の基本的な相分析研究およびＭ−
８ｔ−Ａｔ−０−Ｎ系の多くの相分析研究が１９７０年
代にすでに行なわれておシ、前記のような多くの刊行物
が存在する。同様に、１９７０年代当初よシベータＳｔ
　−ＡＬ−０−Ｎの使用について特へ東芝（例えば米国
特許第３．９６９，１２５号）、トヨタ（例えば米国特
許第３，９０３．２３０号）、およびルーカス（例えば
米国特許第３．９９１，１６６号）によるいくつかの特
許が存在する。Ｌｉを含むアルファ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ
の生成についての最初の論文は既に１９７２年に刊行さ
れ、その後多くの者がこれに続いた。元素状イツトリウ
ムは切削工具材料に有用であるが、前記の相を生成する
ことが確認され（ニス・ハンゾシャー、エッチ・ケー・
）４−り。
ディー・ピー・トンプソンおよびケー・エッチ・ジャッ
ク著、「ネイチャー」、Ｖｏｌ、２７４．１９７８年、
８８０〜８・８２頁）、早くからアルファｇｔ−Ａｔ−
０−Ｎが工業的に有用性があることが指摘された。例え
ば、エッチ・ケー・パーク、ディー・ピー・トンプソン
およびケー・エッチ・ジャックが「アルファサイアロン
セラミックス」（サイエンス、Ｖｏｌ、１０．１９８０
年、２５１〜２５６頁）に、エッチ・ハウスナー（ニド
）および更に英国特許出願ＧＢ２１１８９２７Ａに、ア
ルファおよびベータ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎの材料が特定の
組成で得られることを記載した。上記の特許出願はアル
ファ相の５ｉ−Ａｔ−０−Ｎとベータ相の８ｌ−Ａｔ−
０−Ｎとガラス相を持つ酸窒化珪素アルミニウムタイプ
のセラミック切削材料に係る。しかしながら、本発明に
よｊ５／リタイプを含むＳｔ−υ二Ｏ−Ｎ材料に存在す
ることが予期に反して見い出された例えば切削における
利点は以前には報告も提案もされていない。
上記の５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ材料は、特定の場合には、表
面上の特定量の二酸化珪素と、Ａｔ２０３（通常。
少量）と、金属の酸化物、窒化物または酸窒化物、例え
ば、Ｙ、ＣａｔＭｇ＊　Ｂｅ　＋　９ンタンド系列等の
１種または２種以上の元素の酸化物、窒化物または酸窒
化物を少量と共に、Ｓ　ｌ　、Ｎ４を常圧で焼結して得
ることが可能である。このような添加物は焼結助剤とし
て働き、セラミック材料の焼結温度で８１０２および（
または）　Ａｔ２０．と共に粒間高融点ガラス相を形成
する。同様に、ガラス形成金属のその他の類似の化合物
も焼結助剤として用いることができる。典型的な例はＺ
ｒおよびＨｆの金属であり、酸化物、酸窒化物または窒
化物の形で添加することができ、高融点高強度ガラスを
形成する。
さらに、窒素雰囲気中で加熱時に容易に窒化物を形成す
る金属、例えば、Ｓ　ｉｒ　Ｍｇ　ｒ　Ｃｒは焼結助剤
の成分の１つとなるであろう。ガラス相の量は当然セラ
ミック出発材料の焼結を許容するのに充分であるべきで
あろう。例えば最適の切削特性を有するセラミック材料
を作成するためには、ガラス相の量は少なくすべきでち
るが、材料の靭性のふるまいが失なわれるほど少なくす
べきではない。
同様に、例えば、Ｃａ　、　Ｍｇ　、　Ｆｅ等のような
特定の金属はガラス相の軟化温度を低下することが知ら
れている。従って、最適の高温特性を有するガラス相を
得るためには、ガラス相中のそうした元素の含有量は５
ｉ−Ａ／＝−０−Ｎ材料（特に切削工具材料として使用
した場合の）良好な特性が失なわれない程度に少なくす
べきである。
ガラスの全体の組成はセラミック材料の緻密化工程なら
びに焼結材料の特性の両方に大きい影響を有することが
強調できる。従って、材料の使役条件を考慮して慎重に
焼結助剤を選択することが重要である。例えば、Ｍｇ化
合物はよシ容易に処理されて摩耗部に用い得るセラミッ
ク材料を提供する。しかしながら、この材料は良好な高
温特性に欠けるであろう。この最後の用役のためには、
Ｙ。
Ｚｒおよびランタンドのような高融点高強度ガラスを与
える元素を用いるべきである。最後に、焼結助剤の選択
を通してその他の結晶相の生成を所望の方向に操縦する
ことができる（Ｍ−８ｉ　−Ａｔ−０−Ｎ相系は似てい
ないから）。いろいろな元素の混合物を用いれば数多く
の可能性が生ずるであろう。
例えば、アルファ５ｔ−Ａｔ−０−Ｎの生成は焼結混合
物中にＬａおよびＣｏのような元素を用いると効果があ
る。
上記のようなガラス相のほかに、焼結助剤からの金属が
存在するその他の粒間相が生成し得る。
一般に、これらの相は例えばイツトリウムのアルミニウ
ムシリケートまたはシリケート、あるいは窒素をも含む
類似の構造物、例えば、ＹＡＧ　（イツトリウムアルミ
ニウムガーネット）、Ｎ　−ＹＡＧ　またはＹＡＭ　（
イットリウムアルミニウムメリ石）、ｂ−相（ＹＡＧの
歪んだ形態）、および燐灰石もしくは珪灰石と同じ構造
を持つ相である。同様に、類似の相はＹ−８ｔ−Ａｔ−
０−Ｎ系におけるよシもその他の系、例えば、Ｃｍおよ
びＢｅを含む対応する系にあられれる。焼結助剤中のそ
の他の金属によってその他の結晶相があられれ、上記と
異なる型の結晶構造を有するかもしれない。
このような焼結助剤の金属に富む相を例えば後で熱処理
することによってガラス相からよシ大量に晶析させるこ
とが可能である。この措置によってガラス相の量は急激
に減少する。金属アルミニウムガーネットのような相の
結晶化によってガラス相の量をこうして減少することは
高温用途、例えば、エンジン部品用を意図する材料では
有利であることが文献に説かれている。イツトリウムの
場合にはそのようなガーネットはＹＡＧまたはｂ−相で
ある。しかしながら、切削工具用を意図する５ｉ−Ａｔ
−０−Ｎ材料では、これは、材料の靭性の挙動を劣化さ
せる場合があるので、必ずしも有利ではない。
ガラス相のその他の特性、例えば、ミクロ硬度も同様に
、普通用いられるＹ２Ｏ，に希土類金属またはベリリウ
ムの酸化物、酸窒化物または窒化物を添加して変更する
ことができる。これは特にセラミック材料の高温特性に
とって好ましい。
最近１０年間にＳ　ｉ　、Ｎ４および８１−ＡＡ−０−
Ｎに基づく材料は料えは金属切削用切削工具材料として
の用途において増加する注目を集めてきた。
切削工具材料として市場にある５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ材料
は大きく２つのタイプに分類できる。５ｌ−Ａｔ−０−
Ｎ材料とアルフデ＋ベータ混合８ｌ−Ａｔ−０−Ｎ材料
とである。良好な切削特性の理由はＳ　ｉ　、Ｎ４構造
の熱膨張が小さいことと高粘性ガラス相が存在して優れ
た靭性挙動をもたらすことにあると考えられる。この事
実が微細組織（良好な些温強度および硬度をもたらす）
と結び付いて切削用途における非常に有用な特性をもた
らす。
また、例えば窒化チタンまたは炭化チタンのような耐火
硬質成分の添加によって５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ材料の耐摩
耗性および熱伝導性を増加することができ、その材料の
焼結組織はベータ８１−Ａｔ−０−Ｎおよび粒間相また
はベータ＋アルファＳ　ｉ　−Ａｔ−０−Ｎおよび粒間
相を含むことが知られている。同様に、ＺｎＯおよびＨ
ｆＯ□のような酸化物の添加は材料特性、例えば、靭性
挙動に積極的な効果があると期待される。
いろいろな材料を広範囲に選択した我々の技術的試験に
よると、ベータ５ｌ−Ａｔ−０−Ｎ材料は特定の鋳鉄品
と特定の耐熱性合金における良好な切削特性を示す。し
かしながら、フルファ＋ベータ混合５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ
材料を用いると、さらに広範囲の鋳鉄ならびに耐熱材料
を機械加工して良好な１　結果を得ることができる。
５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ材料が窒素および（または）アルミ
ニウムをより多く含むと、室温、特に高温における硬度
が、靭性に対する負の方向の影響なしで、増加すること
を我々は見い出した。こうして、耐可塑変形性に好まし
い作用が得られる。切削端の可塑変形は切削端を高温に
、即ち、切削速度を高くそして送シ量を大きくした場合
に起きる。との可塑変形が起きると切削端にクラックが
発生し、り２ツクが成長すると切削インサートが破損す
る。
この種のクラックの発生はベータ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ材
料について［メタルテクノロジーＪ　１０　（１９８３
）、４８２〜９頁（バッタシャーリヤ等「ニッケル質材
料加工時のサイアロンセラミック工具の摩耗機構」）に
記載されている。
本発明によシ、極めて驚くべきことに、アルファおよび
ベータ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ相および微分散ポリタイプ相
の混合物を含むような組成および製法による５ｔ−Ａｔ
−０−Ｎ材料を用いた場合に切削工具特性を更に改良す
ることが可能であることが見い出された。ポリタイプの
体積分率は０．５チを越え、好ましくＵｌチを越えるべ
きである。また、さらにイツトリウムに富む相、例えば
、ｂ−相が少量存在しても例えば靭性などの切削工具特
性が著しく損なわれないことはもう１つの利点と思われ
る。
本発明によるポリタイプを有する８ｌ−Ａｔ−０−Ｎ材
料の試験でこの相は例えばマグネシウムなどの元素に富
んでいることが示された。少量のこの元素がおそらくポ
リタイプの生成に寄与し、またポリタイプ中のマグネシ
ウムの集積によってガラス相中のマグネシウムの含有量
が減少し、・それは切削工具材料の高温特性にとって好
ましい。例えばカルシウムのようにガラス相にとって不
所望なその他の金属でさえもポリタイプに溶解して高温
における靭性の改良をもたらすことができると期待され
る。
前に述べたように、ガラス相の量は用途に関して正しく
調整することが重要であることを我々は見い出した。ガ
ラス相が多いと材料が柔らかすぎるようになり、チップ
発生型機械加工の特性が劣化する。
粒間相の全量は２０体積チヨシ少なくあるべきであシ、
ガラスの量が多い場合には１５体体積上シ少ないことが
好ましい。一方、焼結温度においてガラス相の量が少な
すぎると、常圧で材料を緻密に焼結することが困難にな
る。また、アルファ相、ベータ相およびポリタイプの所
望な繊維状構造を形成するために特定量のガラス相を持
つことが重要である。棒状または繊維状結晶が存在する
と材料の強度および靭性な改良する。焼結時のガラス相
の量は２体積チよシ多くあるべきであるが、そのうち１
部は二次的に粒間相中の他の金属に富む相に結晶化する
ことができる。また、当初のガラス相の一部は材料の焼
結処理中にアルファまたはポリタイプの物質の成長によ
って減少してもよく、それによって本発明による焼結材
料中の粒間相の全量は最少０．５体積チまで減少するこ
とができる。
焼結時に加圧する場合には粒間相の量は最少０．１体積
％まで減少することが可能である。
ガラス相の組成はベータ５ｔ−Ａｚ−ｏ−Ｎ相ｔ４＃）
アルミニウムおよび酸素の溶解に影響する。非常に低い
ｚ値を持つ組成を（常圧で）緻密に焼結することは難し
い。一方、非常に高い２値の材料はよシ容易に焼結し、
その場合Ｙ２０．などの焼結助剤の添加量は減少するこ
とができる。しかしながら、約１．５〜２よシ大きい２
値を持つベータ相紘靭性に特定の劣化が見られ、これは
この材料をチップ発生型機械加工に用いる場合には重要
であることを見い出した。その原因はベータ相が大量の
アルミニウムと酸素の溶解時に膨張し、そのために化学
的結合力が弱まることにあるであろう。他方、我々は、
同様に、化学的耐久性によって影響される溶解摩損が高
いアルミニウム置換によって減少することに気付いた。
こうして、特定の金属切削用途では高い、ｚ値の材料が
好ましいであろうことを排除できない。
我々は、本発明による５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ材料の全組成
がＭ−８ｉ−Ａｔ−０−Ｎ相状態図（Ｍは前述のように
例えばイツトリウムなどの金属である。）１　の正しい
一部であることが重要であることを見い出した。市販の
５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ切削工具材料の組成と比べて、本発
明による材料では窒素および（ｔたは）アルミニウムの
含有量がよシ高い。
Ｓｉ＋Ａｔ＋０およびＮの元素の量は、平衡条件におい
て全組成が、５ｘ６−ｚＡＺ、Ｏ，Ｎａ　、の線（すな
わちベータ５ｌ−Ａｔ−０−Ｎ相）およびＡバーＡｔ２
０３およびＡｔＮ　−Ｓｔ、Ｎ４の二元相状態図である
線によって規定される、相状態図の窒素およびアルミニ
ウムに富む領域にあるべきことが好ましい。しかしなが
ら、焼結助剤のようなその他の金属化合物を添加した場
合にベータ５ｌ−Ａｔ−０−Ｎ相の領域は添加した金属
の量に応じて移動するでおろう。このような全組成およ
び適当な製造方法によって、ポリタイプの相を含む、所
望の微細組織および相組成が得られる、耐熱合金などの
切削が困難な材料のチップ発生機械加工用に５ｔ−Ａｔ
−０−Ｎ材料を用いる場合、我々はポリタイプの体積分
率が１チ、好ましくは２％よシ多くあるべきであること
を見い出した。Ａｔ２０５と共にポリタイプをまたはＡ
ｔ２０３とベータ８１−ＡＡ−０−Ｎ相と共にポリタイ
プを含む非平衡または複合セラミックスは上記の相領域
の外側の全体組成で調製し得る。この後の場合にも、ポ
リタイプの体積分率は１％、好ましくは２チよシ多くあ
るべきである。しかしながら、ポリタイプの量は決して
９９体体積上越えてはならない。
アルファ＋ベータ混合５ｔ−Ａｔ−０−Ｎ材料では例え
ば可塑変形抵抗などの高温特性をアルファ対ペーメの比
を増加して改良することができる。アルファ＋ベータ混
合８ｌ−Ａｔ−０−Ｎ材料を切削工具材料として用いる
場合、ベータ相の体積分率は２０％を越え、ベータ相の
分率は８０チよシ低く、好ましくは少なくとも３０体積
−のアルファ相と高々７０体積チのベータ相であるべき
であることを見い出した。これは特定用途における材料
の切削特性にとって好ましいものであるが、本発明に依
る材料に見られた盤外れた切削特性を得るためには特足
量のポリタイプが緻細組織中に存在しなければならない
。ポリタイプの体積分率は少なくとも０．５チ、好まし
くは少なくとも１ｔｓであるべきでおる。しかしながら
、ポリタイプの体積分率が大きすぎると、材料の切削特
性、特に耐摩耗性を損なう。ポリタイプの量は切削工具
材料では７０％未満、好ましくは５０チ未満であるべき
である。アルファ相またはベータ相の量は決して９９体
体積上越えてはならない。
゛　本発明に依る５ｌ−Ａｔ−０−Ｎ材料に１種または
それ以上の耐火硬質成分、特に、窒化物または酸化物、
例えばＴＩＮ　、　ＺｒＮまたは立方晶Ａ／Ｊ）Ｎなど
を添加するとセラミック材料の耐摩耗性が改良される。
さらに、ＴｉＮおよびＺｒＮのような金属窒化物は焼結
性を改良する。周期律表第■−■族の遷移元素およびア
ルミニウム、珪素またはホウ素などの元素ならびにそれ
らの炭素、窒素および（もしくは）酸素との化合物また
はそれらの混合物、好ましくは、炭化チタン、窒化チタ
ン、炭化珪素、炭化ホウ素および（または）立方晶ｈｔ
ｏＮの耐火硬質成分を添加すると耐摩耗性に同様な利点
が得られる。添加する硬質成分の体積分率は少なくとも
２チ、好ましくは５チよシ多くあるべきであるが、６０
％を越えるべきではない。
低温において相状態図のＡｔ２０３−　ＡｔＮ接合部の
近くで調製した組成物はポリタイプ、ＡｔＮおよびＡｔ
２０．を含むかもしれないが、高温では立方晶ＡＢ）Ｎ
相が生成するであろう。にもかかわらず、１体積チを越
えるポリタイプが存在すると特性が改良されるであろう
。非常に高温において、あるいは酸化物、窒化物または
酸窒化物を焼結助剤として添加することによってＡｔ２
０．−　ＡｔＮ接合部上の組成物にポリタイプの生成が
見られるのであろう。
繊維状またはウィスカ状の硬質耐火材料を添加すること
によってセラミック複合体の靭性に非常に大きい積極的
な効果がある。このような繊維は前の段落に記載した耐
火硬質成分またはその混合物、特にＳｉＣ、ＴｉＮ　、
Ｂ４ＣおよびＴｉＣの繊維からなることが好ましい。さ
らに、Ａｔ２０．および５１２Ｎ２０の繊維をこの目的
に用いることができる。繊維またはウィスカは２μｍ未
満、好ましくは１μｍ未満の直径を有すべきである。ア
スペクト比（長さ／直径比）は直径１μｍ未満の繊維で
ｌＯを越えるべきであシ、２０１　を越えることが好ま
しい。高強度材料の結晶のような非常に微細なウィスカ
の存在が最適の効果を与える。積極的な効果を有するた
めには繊維状材料の体積分率は１チを越えて５０％未満
であるべきである。最良の効果は通常５〜３０体積チの
間で得られるが、その範囲は繊維材料、直径およびアス
ペクト比の選択に応じていくらか変化する。
まとめとして、切削工具材料の焼結組織がアルファ８ｌ
−ＡＬ−０−Ｎ　２０〜９９体積チおよび（また中ベー
タ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ５〜８０体積チおよび（または）
部分的に結晶質でもよい粒間相０．１〜２０体積チおよ
び（または）アルミナからなる母材中に０．５〜７０体
積チのポリタイプのＳ　ｉ　−Ａ／＝　−０−Ｎを含む
ような仕方で原材料の量を選択すべきことが好ましいこ
とを我々は見い出した。一般的に、粒間相の主要部がガ
ラス相からなシかり常圧での焼結を行なう場合、母材は
通常少なくとも０．５体積チそして通常高々１０体積チ
の粒間相の含有量を有する。通常、焼結組織は少なくと
も１体積チまたは高々５０体積−のポリタイプの５ｔ−
Ａｔ−０−Ｎを含む。さらに、アルファ＋ベータ混合相
は少なくとも３０体積−のアルファＳ　ｉ　−ｋｌ−０
−Ｎと高々７０体積チのベータ８１−Ａ／＝−０−Ｎを
含むことが好ましい。
ポリタイプの体積分率が特定量を越えると、切削工具材
料として用いた場合の耐摩耗性が劣化する。この用途で
はこれは必ずしも制約ではない。
耐摩耗性薄膜で被覆することによって切削工具用途にポ
リタイプに富む材料を用いる可能性が提供される。
セラミック材料上の耐摩耗性薄膜はＰＶＤ　（物理的気
相堆積法）またはＣＶＤ　（化学的気相堆積法）によっ
て適用し得る。本発明によるＳ　ｉ　−Ａｔ−０−Ｎ材
料に対して第■、ｖ、■族の遷移元素および（または）
元素状アルミニウムの窒化物、酸窒化物または酸化物の
膜は基体と膜の間の良好な結合を提供する。特に多重膜
の使用に関して上記元素のホウ素化物、炭化物、炭窒化
物または酸炭化物は好ましく存在し得る（英国特許第１
４６４０２２号参照）。さらに、欧州特許出願第８３８
５０２１１−０号（サンドヴイーク）に第■〜Ｖ族の元
素の硬質ホウ素化物または硬質イツトリウム化合物の中
間膜が８１−Ａ／１．−０−Ｎ材料にとって有用である
ことが開示されている。このような種類の膜は本発明に
よる材料にも有用であることが見い出された。
上記の種類の耐摩耗性薄膜は切削工具用途あるいは耐摩
耗性膜が例えば耐摩耗部材として改良を提供する用途に
おいて本発明によるＳ　ｉ　−Ａｔ−０，−Ｎ材料に用
いると有利である。
材料特性に対するポリタイプの好ましい作用のメカニズ
ムは現在明瞭ではないが、ＡｔＮのようなウルツ鉱型の
結晶構造あるいは／　リタイグ相のような前記化合物の
超構造を持つ多くの相は小さい熱膨張率を有すること、
また上記相の熱伝導率は８１３Ｎ４型の構造に基づく相
よシも大きいことを我我は知っている。さらに、ガラス
相からの微細分散ポリタイプ物質の沈澱物が材料の強度
を高くする。ポリタイプの沈澱はガラスの量を低減し、
残シのガラス相の組成と、その結果粘度を変化させる。
ポリタイプの粒子は明瞭な棒状または繊維状に成長する
。これらすべての条件は耐熱衝撃性。
靭性、硬度あるいは高温における化学反応の傾向の減少
などの材料特性にとって重要なものである。
従って、ウルツ鉱型超構造を持つポリタイプを含む８ｌ
−Ａｔ−０−Ｎである本発明による材料は浸れた高温特
性と耐熱衝撃性の故に多くの用途に有用な特性を有する
。これらの中には例えばエンジン部品、摩耗部品、また
この材料の良好な熱伝導性の故に熱交換器が含まれる。
本発明による材料のその他の特性、例えば、低熱膨張性
および大熱伝導性と結び付いて高電気抵抗性は、電気産
業上用いられる基材材料として重要である。よシ高密度
な集積回路の製造はそのような特性の組合せを有する新
しい材料を要求している。
我々はベータ８ｉ−ＡＬ−０−Ｎ相を持つ焼結材料は許
容し得る熱伝導性を有することを見い出した。
これはアルファ＋ベータ混合５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ材料で
も同じでおるみしかしながら、アルファＳ　ｉ　−Ａｔ
’　−ｏ　−Ｎａ０ｅｌＪＥ＊　＜”ｔｘ　ｈ　、！：
　Ｍ６ｊｊｌｉ＃Ｅｉニオ、。
そのような焼結材料、中に３０％を越えるポリタイプが
存在すれば、ポリタイプの熱伝導性が浸れているので、
この点に関して並外れて良好な特性を持つ材料が得られ
る。従って、基材材料または熱交換器のような用途では
ポリタイプの体積分率は３０４体積体積部え、好ましく
は少なくとも４０体体積部あるべきである。アルファま
たはベータ５ｉ−Ａｔ−０’−Ｎの体積分率は高々７０
％、好ましくは高々６０％であるべきである。また、焼
結組織は粒間相を含むことができ、これは一部分結晶質
でもよく、かつ０．１〜２０体積チ体積し、ガラス相の
分率が大きい場合には１５体体積上シ少ないことが好ま
しい。また、焼結組織は結晶性ＡｔＮを含むことができ
、これは３０体体積上シ少なく、好ましくは２０体体積
上シ少なくすべきである０アルフアとベータの５ｔ−Ａ
／！、−０−Ｎの体積分率が１０１よシ低い相状態図の
ＡｔＨの隅に近いセラミック材料では、結晶性ＡｔＨの
体積分率は９５％よシ少なく、好ましくは９’Ｏ％よシ
少なく、ポリタイプの体積分率は５％よシ多く、好まし
くは１０チよシ多くすべきである。ガラス相が多い場合
、粒間相の分率は０．１〜２０体積チ体積ましくは１５
体体積部満にすべきである。高い電気抵抗が要求される
場合、がラス相部分が多いとすると、粒間相の分率は通
常高々１０体積チであるべきである。結晶性ＡｔＨの体
積部が８０％よシ小さくかかつポリタイプの量が２０体
体積上シ多いとよシ容易に焼結する材料が得られる。し
かしながら、アルミニウム、の酸化物、窒化物または酸
窒化物（結晶相として存在する）の量は決して９９体体
積部越えてはならない。
５ｔ−Ａｔ−０−Ｎポリタイプ相はＳＩＣＩＣ漏止混合
と、とれらの相の間の構造的類似性および適合性が高い
ので、並外れた特性を持つセラミック複合材料を生成す
る。ｓｌｃ　ｉポリ相のＳ　ｉ　−Ａｔ−０−Ｎとのセ
ラミック複合体は全体組成および焼結助剤に依存して高
温および（またはう高圧で調製し得る。これらの複合体
は高熱伝導性と共に機械的強度および化学的不活性を特
徴とする。従って、熱交換器または特定のエンジン部品
としての用途は明白である。しかしながら、電気抵抗が
低いので。
電気抵抗が重要である電子基板として用いることは不可
能である。一方、導電が可能であることはセラミックの
スｉ４−り切断のよシ簡単かつより安価な方法を提供す
る。とれはＴｉＮ　、　ＴａＮなどのような耐火硬質成
分を添加してセラミック材料の導電性を改良する場合に
も同じでおる。
ＳｉＣおよび５ｉ−Ａｔ−０−Ｎポリタイプから調製し
たセラミック材料または複合体は、ポリタイプの体積分
率が１％より大きい、好ましくは２％よシ大きい場合、
望ましい特性を有する。ＳｉＣの量は５体積部を越え、
好ましくはｌＯ体体積部越えなければならない。その他
の粒間相の分率は主要部が結晶質である場合１５体体積
部満、ガラス相の分率が大きい場合好ましくは５チ未満
に保持しなければならない。アルファおよびベータのよ
うな低熱伝導相の存在は全体で１５体体積部満、好まし
くは１０体積−未満でなければならない。結晶性ＡｔＮ
が９５体積％までの量、好ましくは９０体体積部越えな
い量で存在すれば複合体の特性を損なう影響はない。
Ｓｔ、Ｎ４−８１０２−Ａｔ２０５−ＡｔＮ相状態図の
ＡｔＮの隅に近い組成、あるいは本発明に依る焼結材料
における特定のポリタイプ構造もしくはポリタイプ混合
物の生成に好ましい組成を得るために、ＡｔＮを原料と
して好ましく用いた。文献において、特別に製造したポ
リ相の材料、例えば２１Ｒを原料として用いることがで
きることが以前に記載されている。例えば、米国特許第
４１１３５０３号（ルーカスインダストリー社）および
英国特許出願ＧＢ２１１８９２７　（ケナメタル社）を
参照されたい。
本発明の範囲内の特定の限られた組成は例えば２１Ｈの
原料から得られるが、前述の理由からＡｔＮが強く推賞
される。しかしながら、ＡｔＮを用いると、無水の粉砕
装置を用いるととが必要になり、そのために潤滑剤と造
粒法に特定の要件が生ずる。すべての組成が本発明の顯
囲内に到達するために、例えば、酸化アルミニウムの添
加量（ミル中で酸化アルミニウム粉砕球を用いる場合）
お１　□。！（Ｅｌｌ□□。ライ８．。１．い、ヶ望の
粉体によシ適合した組成について要求がある。
ＡｔＮの粉砕手段を用いることが有利であることは明白
である。Ｓｉ３Ｎ４およびＡｔＮのような用いた原料の
添加によって、材料に必要な酸化物は窒化物中の酸化物
不純物からなることが可能である。
以上の記載から、所望の特性を提供するためにいろいろ
な８ｌ−Ａｔ−０−Ｎ材料がいかにあるべきかが明らか
である。第１表に以上述べた種々の特性を説明する組成
物のいくつかの例を掲載する。
製造手法は異なる原料を潤滑材と共に粉砕するものであ
った。ゾールミルを用いると１〜３日間の粉砕時間が必
要である。その後、材料を乾燥し、良好な流動特性を有
する粉末に造粒した（これは後で所望の形状に加圧する
ために重要である）。
焼結は窒素に富む雰囲気中で窒化珪素の分解傾向が可能
な限シ抑制されるようにして行なった。温度は炉に用い
た圧力にいくらか依存して１７００〜１８６０℃の間で
あった。
下記第１表において例は製造した５ｔ−Ａｔ−０−Ｎに
ついて示した。
−ＦＩω−一の １１１１１１１１Ｍｊ）Ｉｌｊ、、、１１用いたポリ相
原料は組成がほぼＡｔ２０３２０％、ＡｔＮ　５８　％
、　５ｉ３Ｎ４２０チになるようにして合成した。残フ
は例えばＦｅ、Ｃなどの不純物からなる。
得られた材料は下記のように特徴付けることができる。
電工余白 寧　＊　８　季　季　季　専　季　寧　ψ　寧　鯵　寧
　寧０膿トドｌ　ｅ　ｏ　ｙ唖のｍｏω−−ｃｏ　ｍ　
Ｌｌ’）　ｔ’−ｃｏ　ｏｏ　ＩＸ）　Ｃｏ　膿トｍい
ろいな材料はＸ線回折では検出し得ないガラス相をＯ〜
２０係の間含む。
材料が良好な切削材料として働くためには硬度が高温に
おいて保持されることが重要である。硬度（ＨｖＩＩＬ
、）が温度と共にどのように変イヒするかはいくつかに
ついて試験を行なった結果を示す添付図面に見られる。
Ａｔ２０３に基づく慣用の切削用セラミックを比較の目
的で記号Ａとして示した。
以下に耐熱性材料（例１〜１０）および鋳鉄（例１１〜
１８）を機械加工するいくつかの例を示すが、本発明に
よる材料を公知の合金と比較した。
例１ 下記の切削条件で”　Ｉｎｃｏｌｏｙ　９０１　（商品
名）″の機械加工に５ＮＧＮ　１２０４１２Ｅタイプの
インサートを用いた。
切削速度＝１５０および３１（ＩＬ／ｍ送り量　：０．
１５閣／回転 ） 切削深さ：２．０■ 結果： ３１２５係　８０係　１０５係 ４１００％　１００係　１５５％ ５１００チ　１００％　１００％ ６７５チ　１００％　１００％ 例２ もう１つの試験でＩｎｃｏｌｏｙ　９０１”を下記の切
削条件で機械加工した。
切削速度：　３１　Ｑ　ｙＡ／ｍｉｎ 送り量　：　０１４簡／回転 切削深さ：２．Ｏｍ 結果： ３　０．３２　０．３２ ４０．３５　０．４４ 例３ 次の試験で”　Ｉｎｅｏｌｏｙ　７１３　Ｃ”　（低炭
素量）をＣＮＧＮ　１２０８１２　Ｅタイプのインサー
トで機械加工した。下記の切削条件であった。
切削速度：　ｌ　８３　ｍ／ｍｉｎ 送り量　：　０．１５　ｖａｎ／回転 ９６秒間の機械加工後フランク摩耗を閣で測定した。
結果： ３１．０ ４１．４ １　短時間後に大きなフレーキング 例４ 例３と同じ材料で下記条件および７８秒間の機械加工時
間にて試験した。
切削速度ニー　２１３　ｍ／　ｍｉｎ 送り量　：０．１２閣／回転 ３１．０ ４１．４ 例５ 材料”Ｒｅｎｅ’　４１　（商品名）”のドリル模作で
ＲＮＧＮ　１２０８０ＯＥタイプのインサートを下記切
削条件で用いた。
切削速度：　２５９　ｍ／ｍｉｎ 送り量　：０２咽／回転 材料３の摩耗寿命は４７秒間、材料４は３６秒間であっ
た。
例６ 材料″Ｗａｓｐａｌｏｙ　（商品名）”のドリル操作で
ＲＮＧＮ　１２０８００　Ｅタイプのインサートを下記
の条件で用いた。
切削速度：２２５〜２６０　ｍ／ｍｉｎ送シ量　：０．
］５団／回転 合計３３秒間の機械加工時間の後材料３および４の両方
でフレーキングが見られた。材料１ではわずかに数秒後
に急激に破壊した。
例７ 材料″ＨａｓｔｅａｌｌｏｙＸ　（商品名）゛（熱処理
済）のリングをＲＮＧＮ　１２０８００Ｅタイプのイン
サートで下記条件にて機械加工した。
切削速度：　２８２　？７Ｌ／ｍｉｎ 送Ｖ量　：０．１７５冒／回転 切削深さ：２．５調 材料３の摩耗寿命はフランク摩耗が低いので材料４より
約１０係長い。材料１は非常に短かい工具寿命（わずか
に数秒）であった。
例８ ＧＮＧＮ　１２０４１６Ｔタイプのインサートによる”
Ｉｎｃｏｎｅｌ　７１８　（商品名）”（溶液熱処理済
）の機械加工で、ノツチ摩耗が摩耗寿命を決めているこ
とを見い出した。
切削速度：　７０−１３０−１８０−２２０ｍ／ｍｉｎ
送り量　：ｏ、２ｏ■／回転 切削深さ：２．０咽 結果： １　０．４　０．５　’０．７　０．８３　０．３　０
．４　０．６．　０．６４　０．３　０．５　０．７　
０．８ 例９ ＳＮＧＮ　１２０４１６Ｔ　（面：０．２０Ｘ２０°）
タイプのインサートを用いて”Ｉｎｃｏｎｅｌ　７１８
″のバーを次の条件で機械加工した。
切削速度：　１８０　ｍ／ｍｉｎ 送シ量　：０２５ｒａ／回転 切削深さ：２．Ｏｍｍ 流し冷却剤を用いた。
結果： １　９３　１２２　８６ ３　１００　１００　１００ ２９　１１７　１０３　７４ 例１０ 面０．２０Ｘ２０°の５ＮＧＮ　１２０４１６Ｔタイプ
のインサートでＩｎｃｏｌｏｙ　９０１”のパーを機械
加工し、次の条件を用いた。
切削速度：３１９ｍ／ｍｉｌ 送り量　：　０．１５　ｍｍ／回転 切削深さ：２．Ｏ＋ｍ＋＋ 接近角４５°および流れ冷却剤を用いた。
結果： ４９ １１３ １　１００　基準 例１３ 連続長の内側へ折ったねずみ鋳鉄による試験でフランク
摩耗速度をいろいろな切削速度で測定したＯ 切削速度：　４００−６００−８００ｍ／ｍｉｎ送り量
　：０３調／回転 切削深さ：２．０咽 ３　０．０１１　０．（１１２０，１０４０，０１３０
，０１４０，１２ １０，０１３０，０１５０，１３ 例１４ ねずみ鋳鉄のブレーキドラムを下記の切削条件であら〈
回転した。
切削速度：　７５０　ｍ／ｍｉｎ 送り−ｊＪｉ−：０．３都／回転 切削深さ：２〜３ＷｒＭ 結果： ３３ ３　１０ 例１５ 鋳鉄の断続的機械加工試験において面０．２０　Ｘ　２
０゜を持つ５ＮＧＮ　１２０４１６Ｔタイプのインサー
トを用いてプレーナ操作を行なった。
切削速度：　３００　ｍ／ｍｉｎ 送り量　：０．５閣／回転 切削深さ：３．０箇 材料１および４は同じ摩耗寿命であったが材料３はそれ
らより約２０％長い摩耗寿命であった。
摩耗寿命の臨界点はインサートの破損であった。
例１６ 球状黒鉛鋳鉄（ＳＳ　０７３７）の機械加工試験におい
て５ＮＧＮ　１２０４１６Ｔタイプのインサートで下記
の切削条件を用いた。
切削速度：　４００ｍ／ｍｉｎ、６００′ｂ送！ｌｌ量
　：　０．３　ｒｕｎ／回転切削深さ：２．０ｍｍ 結果： ］　１５　１５　１５ ３　１５　１５　１５ ４　１４　１５　１５ （注）試験は非常に良好な靭性挙動に対応する１５個の
パスの後停止した。慣用のＡｔ２０３質セラミツクは僅
かに数個のノ９スをこなすだけである。
例１７ １　面０．２０Ｘ２０°Ｏ５ＮＧＮ　］、２０４１６Ｔ
　Ｊイｆ引″−トでねずみ鋳鉄をプレ〜す操作で断続的
に機械加工し、次の条件を用いた。
切削速度：　３００　ｍ／ｍｉｎ 送り量　：　０．２０　ｍ１回転 切削深さ：２．０＋ｎｍ 結果： １　４ｍ１ｎ　１００ ２２　３５ｍ１ｎ　７ ２３　２５　ｍｉｎ　７ ６７０ ＊＝断続的切削Ｋかいて 例１８ 未被覆材料１とそれを１５μｍ、　ｈｔ２０３で被覆し
た材料（ＩＡ）と１．５　ｔｒｎ’ｔ　Ｔ　＋Ｎ　＋　
１．５　μｍ　ｈｔ２ｏ、で被覆した材料（ＩＢ）をそ
れぞれ用い、下記の条件でねずみ鋳鉄を機械加工した。
切削速度二２００ｍ／ｍｉｎ、　３００？Ｗ／ｍｉｎ、
　４００７７＆／ｆｆ１ｉｎ送り量　：０．３０朔／回
転 切削深さ；２．０調 結果： 材料　フランク摩耗速度（ｗｍ／ｍｉｎ　）１　０．０
３　０．０５　０．１４ ＩＡ　Ｏ，０１０，０３０，０４ ＩＢ　Ｏ，０１０，０３０，０６ 例１９ 未被覆の材料３およびそれを１．５μｍＡｔ２ｏ３で被
覆した材料３Ａでそれぞれねずみ鋳鉄を機械加工し、次
の条件であった。
切削速度：　４００ｆｆｌ／ｍｉｎ　＋　８０（ＤＩＬ
／ｍｉｎ送り量　：０．３０箇／回転 切削深さ：２０■ 結果： ３０．０１６　０．０５４ ３Ａ　Ｏ，０１２０，０３５ 以上の例から、ポリタイプを含む材料がポリタイプなし
の５ｔ−Ａｔ−０−Ｎｌ料と比べて耐摩耗性が改良され
ていることが明らかである。例えば、材料３および２９
は耐熱合金を機械加工した場合に優れた結果を示した。
さらに、硬質成分を添加するかあるいは耐火皮膜を適用
することによって耐摩耗りが改良された。
本明細書において、本発明によるセラミック材料の一部
をなす各種の相は下記によって定義される。
ベータＳｉ３Ｎ４と同じ結晶構造を持っ六方晶の相であ
る。一般式Ｓ　＋　６ｚＡ’ｚＯｚＮＢ　−ｚ　（０＜
　”　＜　４．２）で表わされる。この相は問題の材料
中には結晶状態で存在し、その特性Ｘ線回折パターンに
よって検出可能である。
２、　アルファ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ アルファ５１３Ｎ４と同じ結晶構造を持っ六方晶の相で
ある。一般式Ｍｘ（ｓｔ　、Ａｔ）、　２（０，Ｎ）１
６　Ｃｏ　＜　ｘ〈２〕で表わされる。金属ＭはＹ、　
Ｌｉ、　Ｃａ、　Ｍｇ。
ランタニド属元素またはこれらの２種以上であることが
できる。適当なイオン半径を持つその他の元素もこのア
ルファ相を安定化し得る。この相はＸ線回析で検出可能
である。
３、　アルファＳ　１３Ｎａとベータ５ｉ５１’Ｊ４は
５１３Ｎ４の２種類の非置換体である。結晶性ＡＩＮも
ウルツ鉱型の構造を持つ非置換体である。
４、　ポリタイプ Ａｔ１．Ｎのウルツ鉱型構造特性と近い関係にある結晶
構造を持つがかなシ大きい単位胞を有する５ｉ−Ａｔ　
−０−Ｎ系またはＭ−８ｉ−Ａｔ−０−Ｎ系の多くの相
の集合名称である。金属ＭはＹ、’Ｌｉ、　Ｃａ。
Ｍｇ、　Ｂｅ、　Ｓｃおよびランタニド系列の元素また
はこれらの混合物であることができる。しかしながら、
類似の寸法と構造的挙動を持つその他の元素も、多かれ
少なかれ、ポリタイプのＭ−８ｉ　−Ａｔ−Ｏ−Ｎのウ
ルツ鉱型構造に入り込むかもしれない。すべてのポリタ
イプ相は５ｉ−Ａｌ−０−Ｎ系に１　１“１高８有量（
ＤＡｔゝ１１ゞ１１°１特”付０られる象限丁なわちん
対の隅の近くに見い出される。
これは置換体が見られるＭ−８ｉ−Ａｔ−０−Ｎ系にお
いてもそうである。すべてのポリタイプは広い溶解領域
を有し、かつ焼結温度で変わる様々のＡｔ１Ｓ　ｉ比お
よび０／Ｎ比を有することができる。
ポリタイプは非常に高温においてＡｔ−０−Ｎ系および
Ｍ−Ａｊ−０−Ｎ系中に形成されるであろう。
構造は好ましい条件下では高い規則性で形成されるカ、
スべての、Ｊ？ＩＪタイプの結晶構造はウルシ鉱構造に
密接に関連しているのでいくらかの構造的不規則性は存
在する。従って、これらの相は、ポリタイプの存在を検
出し得るとしても、必すしも、Ｘ線回析によって特定の
ポリタイプの構造だけからなるとして明確に特徴付けら
れるわけではない。
５、ＹＡＧ（イツトリウムアルミニウムガーネット）式
Ｙ３Ａｔ５０１２を持つ立方晶相である。Ａ７のＳｉに
よる特定の置換およびＯのＮによる同様な置換があり得
る。従って、構造はＸｍ回析パターンが例えばｂ−相の
ように立方晶より対称性の低い相に相当するように歪む
ことがあり得る。類似の金属アルミニウムガーネットも
その他の焼結金属により生成する。
９下余白 ６、ＹＡＭ（イットリウムアルミニウムメリ石）式Ｙ４
Ａｔ２０．を持つ単斜晶系相であり、Ｎ　−ＹＡＭ（Ｙ
ａ　Ｓ　Ｉ　２０７Ｎ２　）と固溶体の連続系列を形成
し得る◎７、Ｍ−８ｔ−Ａｔ−０−Ｎ系において鉱物の
燐灰石または珪灰石と同じ結晶構造を持つ相があられれ
ることがある。１例としてＭ＝Ｙである場合には、珪灰
石型の式ＹＳ　＋　０２　Ｎを持つ単斜晶系相である。
同様に、５ｉ−Ａｌ−０−Ｎ系のＸ−相、あるいは焼結
助剤に用いる金属に依存するその他の型の結晶構造のよ
うな結晶相もあられれることがある。
８、粒間相 焼結の際、Ｍ−８ｉ　−Ａｔ−０−Ｎ系中に、Ａｔ２０
３゜５ＩＯ２および（または）　Ｙ、　Ｃａ、　Ｓｃ、
　Ｍｇ、　Ｂｅ。
もしくはランタニド系列の元素の酸化物、窒化物もしく
は酸窒化物、またはこれらの混合物のような特別の焼結
助剤の存在によって形成される。ガラス形成金属のその
他の類似の化合物も焼結助剤として用いられるかもしれ
ない。粒間相は焼結時には液体である。冷却時に、それ
はガラス相に固化するが、上記５〜７に記載したＹＡＧ
等のようなその他の相もそのとき形成され得る。熱処理
によって焼結時に液体相の主要部分は後で結晶相へ変態
し、それによってガラス相の分率は低くなるであろう。
これらの結晶相はＸ線回析で検出し得る。
【図面の簡単な説明】
添付図面はセラミック材料の硬度を温度に関して示した
グラフ図である。 特許出願人 サントレード　リミティド 特許出願代理人 弁理士　青　木　朗 弁理士　西舘和之 弁理士　古賀哲次 弁理士　山　口　昭　之 弁理士　西山雅也 図面の浄書（内容に変更なし） ）−Ｉ　ＶＯ，。 手続補正書（方式） ％式％ １、事件の表示 昭和６０年特許願第０７１２７８号 ２、発明の名称 窒化物系セラミック材料 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 名称　サントレード　リミティド ４、代理人 住所　〒１０５東京都港区虎ノ門−丁目８番１０号５、
　補正命令の日付 自発補正 ６、補正の対象 図　面 ７、補正の内容 図面の浄書（内容に変更なし） ８、添付書類の目録 浄書図面　１通

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 １、　アルファ相の８ｌ−Ａｔ−０−Ｎ、ベータ相の５
    ｔ−Ａｔ−０−Ｎ、結晶性Ａハ相、結晶性ｈｔ２ｏ、お
    よび部分的に結晶性でもよい粒間相のうち１種または２
    種以上と、ポリタイプの５ｉ−Ａｊ−０−ＮＷ８含んで
    成ることを特徴とする窒化珪素、窒化アルミニウムおよ
    びアルミナに基づくセラミック材料。 ２、　ポリタイプの５ｉ−Ａｔ−０−Ｎおよび、アルフ
    ァ相の５ｉ−Ａｔ−０−Ｎおよび（または）ベータ相の
    ５ｉ−Ａｔ−０−Ｎ、および粒間相を含んで成シ、かつ
    焼結組織が体積パーセントで０．５〜７０％のポリタイ
    プ、アルファ相を含みまたは含まずに５〜８０％のベー
    タ相、および０．１〜２０％の粒間相を含む特許請求の
    範囲第１項記載のセラミック材料。 ３、焼結組織が少なくとも３０体積パーセントのアルフ
    ァ相および高々７０体積ノ４−セントのベータ相を含む
    特許請求の範囲第１項記載のセラミック材料。 ４、焼結組織が、そのガラス相の分率が高い場合に、高
    冷１５体積パーセントの粒間相を含む特許請求の範囲第
    １項から第３項までのいずれかに記載のセラミック材料
    。 ５、焼結組織が少なくとも１体積パーセントまたは高々
    ５０体積チのポリタイプを含む特許請求の範囲第１項か
    ら第４項までのいずれかに記載のセラミック材料。 ６、焼結組織が体積・母−セントでポリタイプの８ｌ−
    Ａｔ−０−Ｎ３０〜９９％、アルファ相の５ｔ−Ａｔ−
    ０−Ｎ高々７０チ、ベータ相のＳ　１−Ａｔ−０−Ｎ高
    々７０％、結晶性ＡｔＮ高々３０％および粒藺相０．１
    〜２０％を含む特許請求の範囲第１項記載のセラミック
    材料。 ７、焼結組織が全部で高冷７０体積パーセントのアルフ
    ァ相十ベータ相の５ｔ−Ａｔ−０−Ｎを含む特許請求の
    範囲第１項または第６項記載のセラミツク材料。 ８．焼結組織が全部で高々２０体積パーセントの結晶性
    ＡｔＮを含む特許請求の範囲第１項、第６項または第７
    項記載のセラミック材料。 ９、焼結組織が全部で少なくとも４０体積ノＪ？　−セ
    ントのポリタイプの５ｉ−Ａｔ−０−Ｎを含む特許請求
    の範囲第１項、第６項、第７項、箒ネ頓または第８項の
    セラミック材料。 １０、焼結組織が全部で高々６０体積／４’−セントの
    アルファ相十ベータ相の５ｉ−Ａｔ−０−Ｎを含む特許
    請求の範囲第１項、第６項、第７項、第８項または第９
    項記載のセラミック材料。 １１、焼結組織が、そのガラス相の分率が高い場合に、
    高々１５体積パーセントの粒間相を含む特許請求の範囲
    第１項、第６項、第７項、第８項。 第９項または第１０項記載のセラミック材料。 １２、焼結組織が体積・ぐ−セントで４リタイグの８ｌ
    −Ａｔ−０−Ｎ５〜９９チ、アルファ相のＳ　１−Ａｔ
    −〇−Ｎ高々１０％、ベータ相の８ｌ−Ａｔ−０−Ｎ嵩
    高１０％、結晶性ＩＪＪ高々９５％および粒間相０．１
    〜２０％を含む特許請求の範囲第１項記載のセラミック
    材料。 １３、焼結組織が全部で高々１０体積／臂−セントのア
    ルファ相＋ベータ相のＳｔ　−Ａｔ−０−Ｎを含む特許
    請求の範囲第１項または第１２項記載のセラミック材料
    。 １４、焼結組織が少なくとも２０チの体積分率のポリタ
    イプの８ｌ−Ａｔ−０−Ｎを含む特許請求の範囲第１項
    、第１２項または第１３項記載のセラミック材料。 １５、焼結組織が高々８０％の体積分率の結晶性ＡｔＮ
    を含む特許請求の範囲第１項、第１２項、第１３項また
    は第１４項記載のセラミック材料。 １６、焼結組織が、そのガラス相の分率が高い場合に、
    高々１５体積パーセントの体積分率の粒間相を含む特許
    請求の範囲第１項、第１２項、第１３項、第１４項また
    は第１５項記載のセラーミック材料。 １７、主成分として炭化珪素を含みかつ焼結組織が１体
    積・母−セントを超える５ｔ−ＡＬ−０−Ｎポリタイプ
    を含む特許請求の範囲第１項記載のセラミック材料。 １８、周期律表第■〜■族の遷移元素および（または）
    、アルミニウム、ホウ素または珪素の窒化物、炭窒化物
    、炭化物および（または）酸窒化物からなる１ｆｉｉま
    たは２種以上の耐火硬質成分相を更に含む特許請求の範
    囲第１項から第１７項までのいずれかに記載のセラミッ
    ク材料。 １９、前記耐火硬質成分が窒化チタン、炭化チタンまた
    は立方晶んωＮである特許請求の範囲第１８項記載のセ
    ラミック材料。 ２０、直径２μｍよシ小、長さ／直径比１０よル大の繊
    維状またはウィスカ状の耐火硬質材料を含む特許請求の
    範囲第１項から第１９項までのいずれかに記載のセラミ
    ック材料。 ２１、前記繊維状またはウィスカ状耐火硬質材料がＳｉ
    Ｃ、ＴｉＮ　；　Ｂ４Ｃ、ＴｉＣ、Ａｔ２０．および（
    または）８１□Ｎ２０である特許請求の範囲第２０項記
    載のセラミック材料。 ２２、周期律表第■〜■族の遷移元素および（または）
    アルミニウム元素の窒化物、酸窒化物、酸化物、ホウ素
    化物、炭化物、炭窒化物および酸炭化物の１種または２
    種以上の耐摩耗層で被覆されている特許請求の範囲第１
    項から第２１項までのいずれかに記載のセラミック材料
    。 ム、前記耐摩耗層が周期律表第■〜■族の遷移元素およ
    び（または）アルミニウム元素の窒化物、酸窒化物およ
    び酸化物の１種または２種以上である特許請求の範囲第
    ２２項記載のセラミック材料。 冴、焼結材料の電気伝導度を改良する添加物によシスパ
    ーク切断を許容する特許請求の範囲第１項から第２３項
    までのいずれかに記載のセラミック材料。
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