JPS61242931A - 強化アルカリ土類アルミノ珪酸ガラスセラミツクマトリツクス複合体およびその製造方法 - Google Patents
強化アルカリ土類アルミノ珪酸ガラスセラミツクマトリツクス複合体およびその製造方法Info
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明はアルカリ土類フルミノ珪酸塩を主結晶相とし、
ＳｉＣホイスカーおよび／もしくはファイバーで強化さ
れたガラスセラミックマトリックス複合体に関するもの
である。
ＳｉＣホイスカーおよび／もしくはファイバーで強化さ
れたガラスセラミックマトリックス複合体に関するもの
である。
（従来の技術）
ガラス、ガラスセラミックス、焼結セラミックス、プラ
スチックおよび金属を強化するために無機ボイスカーお
よびファイバーを用いることは古くから行なわれている
。一般に［ボイスカー（ｗｈｉｓｋｅｒ ） Ｊという
語は延長された単結晶繊維に対して用いられている。概
して、ボイスカーは長さ：直径の比が少なくとも１０：
１であって約１００ミクロン未満の厚さを有するものと
説明されている。
スチックおよび金属を強化するために無機ボイスカーお
よびファイバーを用いることは古くから行なわれている
。一般に［ボイスカー（ｗｈｉｓｋｅｒ ） Ｊという
語は延長された単結晶繊維に対して用いられている。概
して、ボイスカーは長さ：直径の比が少なくとも１０：
１であって約１００ミクロン未満の厚さを有するものと
説明されている。
ボイスカーはその固有の形状、高い弾性係数、および高
い引張強さのために強化材として広く用いられている。
い引張強さのために強化材として広く用いられている。
例えば、結晶マトリックス中に分散されるとボイスカー
は異方性のファイバ一様形状を有するためにその結晶粒
界への移動が著しく妨げられ、この結果、物質のクリー
プ耐性が有意に改善される。また、多様なボイスカーは
高い弾性係数および引張強さを有しているため、優れた
対重量強さおよび対重急用さを示す複合体製品を製造す
るために用いることができる。例えば、炭化物、窒化物
、および酸化物のような極めて剛い低密度の共有結合化
合物から製造されたボイスカーは殆どの金属よりも高い
弾性係数を示すことができ、その重量に対する比率を考
慮すると鋼よりも強いこともしばしばある。
は異方性のファイバ一様形状を有するためにその結晶粒
界への移動が著しく妨げられ、この結果、物質のクリー
プ耐性が有意に改善される。また、多様なボイスカーは
高い弾性係数および引張強さを有しているため、優れた
対重量強さおよび対重急用さを示す複合体製品を製造す
るために用いることができる。例えば、炭化物、窒化物
、および酸化物のような極めて剛い低密度の共有結合化
合物から製造されたボイスカーは殆どの金属よりも高い
弾性係数を示すことができ、その重量に対する比率を考
慮すると鋼よりも強いこともしばしばある。
ホイスカーとは対照的にファイバーは一般に多結晶性も
しくはアモルファスであるとされている。
しくはアモルファスであるとされている。
ファイバーによって複合体に付与される強度向上の基本
的要因を理解するべく行なわれた広範囲の研究によれば
、そのメカニズムは剪断を経てマトリックスを通ってフ
ァイバーに至る荷重移動であることが示唆されている。
的要因を理解するべく行なわれた広範囲の研究によれば
、そのメカニズムは剪断を経てマトリックスを通ってフ
ァイバーに至る荷重移動であることが示唆されている。
この荷重移送はファイバ一端においてファイバー直径の
数倍の距離間で行なわれる。
数倍の距離間で行なわれる。
ホイスカー含有複合体においても基本的な強化メカニズ
ムは同様であると考えられるが、マトリックスを通って
ボイスカーに移送される荷重の陽はボイスカーの長さお
よびアスペクト比に依存する。したがって、ボイスカー
は破壊応力に耐えられないこともあり、この結束、その
強化能力の利点が充分に得られないことがある。ボイス
カーの長さおよびアスペクト比に加えて、加圧に対する
ホイスカーの配向およびボイスカ一端における応力密度
もファイバーを用いた場合よりも強度が低くなる要因と
なる。したがって、一般にボイスカー強化複合体は同様
の構成成分から製造された単方向に配向した連続ファイ
バー含有複合体よりも（特性をファイバー軸に沿って測
定した場合）低い機械特性を示す。しかしながら、ホイ
スカー含有複合体は巨視的に等方性であるという点で連
続ファイバー含有複合体よりも有利である。
ムは同様であると考えられるが、マトリックスを通って
ボイスカーに移送される荷重の陽はボイスカーの長さお
よびアスペクト比に依存する。したがって、ボイスカー
は破壊応力に耐えられないこともあり、この結束、その
強化能力の利点が充分に得られないことがある。ボイス
カーの長さおよびアスペクト比に加えて、加圧に対する
ホイスカーの配向およびボイスカ一端における応力密度
もファイバーを用いた場合よりも強度が低くなる要因と
なる。したがって、一般にボイスカー強化複合体は同様
の構成成分から製造された単方向に配向した連続ファイ
バー含有複合体よりも（特性をファイバー軸に沿って測
定した場合）低い機械特性を示す。しかしながら、ホイ
スカー含有複合体は巨視的に等方性であるという点で連
続ファイバー含有複合体よりも有利である。
ガラスセラミックスは米国特許第２，９２０，９７１号
にその起鯨を有する。そこで説明されているように、ガ
ラスセラミックスは前駆ガラス体を管理下においてその
まま結晶化することによって製造される。ガラスセラミ
ック製品の製造は一般に３つの基本的工程すなわち（１
）所望の組成のガラス組成を溶融する工程、（′２Ｊこ
の溶融物を少なくとも前記ガラスの転移域内、通常はそ
れ以下の温度まで冷却し、それから所定の形状のガラス
製品を成形する工程、および（３）このガラス製品を所
定のスフジュールで熱処理してガラスをそのまま結晶化
する工程からなる。通常、結晶化熱処理にはガラスのア
ニール点よりも高い温度が用いられ、ガラスの軟化点付
近およびそれを超える温度が用いられることも珍しくな
い。
にその起鯨を有する。そこで説明されているように、ガ
ラスセラミックスは前駆ガラス体を管理下においてその
まま結晶化することによって製造される。ガラスセラミ
ック製品の製造は一般に３つの基本的工程すなわち（１
）所望の組成のガラス組成を溶融する工程、（′２Ｊこ
の溶融物を少なくとも前記ガラスの転移域内、通常はそ
れ以下の温度まで冷却し、それから所定の形状のガラス
製品を成形する工程、および（３）このガラス製品を所
定のスフジュールで熱処理してガラスをそのまま結晶化
する工程からなる。通常、結晶化熱処理にはガラスのア
ニール点よりも高い温度が用いられ、ガラスの軟化点付
近およびそれを超える温度が用いられることも珍しくな
い。
ＳｉＣファイバーおよびホイスカーは数多くの金属およ
び非金属マトリックスにおける強化材として実証されて
いる。例えば、米国特許＠ ４，３２４．８４３号には
アルミノ珪酸、アルミノ珪酸リチウム、アルミノ珪酸マ
グネシウム、およびこれらの組合せからなる組成系より
選ばれたガラスセラミックマトリックスを有するＳｉＣ
ファイバーで強化されたガラスセラミック複合体の形成
が記載されている。米国特許第４，４６４，４７５号は
バリウムオスミライ］・が主結晶相を構成するＳｉＣフ
ァイバーで強化されたガラスセラミック複合体の製造を
開示している。米国特許第４，４６４，１９２号にはア
ルミノ珪酸リチウム、アルミノ珪酸マグネシウム、アル
ミノ珪酸、およびこれらの組合せからなる群より選ばれ
たガラスセラミックマトリックスを有するＳｉＣホイス
カーで強化されたガラスおよびガラスセラミック複合体
が記載されている。
び非金属マトリックスにおける強化材として実証されて
いる。例えば、米国特許＠ ４，３２４．８４３号には
アルミノ珪酸、アルミノ珪酸リチウム、アルミノ珪酸マ
グネシウム、およびこれらの組合せからなる組成系より
選ばれたガラスセラミックマトリックスを有するＳｉＣ
ファイバーで強化されたガラスセラミック複合体の形成
が記載されている。米国特許第４，４６４，４７５号は
バリウムオスミライ］・が主結晶相を構成するＳｉＣフ
ァイバーで強化されたガラスセラミック複合体の製造を
開示している。米国特許第４，４６４，１９２号にはア
ルミノ珪酸リチウム、アルミノ珪酸マグネシウム、アル
ミノ珪酸、およびこれらの組合せからなる群より選ばれ
たガラスセラミックマトリックスを有するＳｉＣホイス
カーで強化されたガラスおよびガラスセラミック複合体
が記載されている。
前述のマトリックスは約１０００°〜１３００℃の範囲
の温度で用いるのに適当であると考えられる。この温ａ
範囲を逍えると、これらの組成物は強化ファイバーおよ
びホイスカーに荷重を移送するに充分な＾さの粘度をも
たらず程の耐火性を示さない。
の温度で用いるのに適当であると考えられる。この温ａ
範囲を逍えると、これらの組成物は強化ファイバーおよ
びホイスカーに荷重を移送するに充分な＾さの粘度をも
たらず程の耐火性を示さない。
この結果、マトリックスは過度に変形し、複合体の荷重
負担能力は低下する。
負担能力は低下する。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は１３００℃、場合によっては１４００℃に達す
る温度においても使用可能なＳｉＣホイスカーおよびフ
ァイバーで強化されたガラスセラミック複合体を提供す
ることを目的とする。
る温度においても使用可能なＳｉＣホイスカーおよびフ
ァイバーで強化されたガラスセラミック複合体を提供す
ることを目的とする。
（問題点を解決するための手段および発明の効果）本発
明による複合体はアルカリ土類アルミノ珪酸塩が主結晶
相をなすガラスセラミックマトリックスを用いるもので
ある。好ましい実施例においては、灰長石、すなわち三
斜晶系＜ｃａ ｏ、５ｒＯ）・Ａ９ＪｚＯ３・２ＳｉＯ
２、もしくはそのムライト（３Ａ５２Ｊ２０３ ・２Ｓ
ｉ Ｏｚ ） 、’：Ｊ−テ４エライト（２Ｍｏ０・２
ＡＬ２０３ ・５ＳｉＯｚ）、バリウムオスミライト
（Ｂａ ０・２Ｍ（１０・３ＡＬｚＯ３・９ Ｓ ＋
０２ ＞ 、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ２０”Ａ９
Ｊｚ ０３ ・６Ｓｉ ０２ ）との各疑似二成分（
ｐｓｅｕｄｏ ｂｉｎａｒｉｅｓ ）が少なくとも結晶
相の大部分を構成する。このようなガラスセラミック体
は酸化耐性を有し、熱化学的にＳｉＣ・ファイバーおよ
びボイスカーと適合し、１３００℃を超える温度におい
てもクリープ耐性を有し、いくつかの組成は１４００℃
の温度においても使用可能である。この基本組成は主と
して酸化物基準のｆｆｌｆｆｉ％で表わされる０〜２５
％のＣａＯ１０〜３０％のＳ「０（ただしＣａ Ｑ＋３
ｒ Ｏは１０〜３０％）、２５〜３８％（Ｆ）Ａ Ｒ，
２０３、およヒ３５〜６０％の５ｉｏ２からなる。任意
成分には２５％以下のＢａ ｏ１１５％以下のＭ！Ｊ
０，４％以下のＮａ ｚ ０１６％以下のに２０１３％
以下のＡｓ ２０３．１５％以下のＺｒＯ２、および１
２％以下のＴｉ０ｚが含まれる。
明による複合体はアルカリ土類アルミノ珪酸塩が主結晶
相をなすガラスセラミックマトリックスを用いるもので
ある。好ましい実施例においては、灰長石、すなわち三
斜晶系＜ｃａ ｏ、５ｒＯ）・Ａ９ＪｚＯ３・２ＳｉＯ
２、もしくはそのムライト（３Ａ５２Ｊ２０３ ・２Ｓ
ｉ Ｏｚ ） 、’：Ｊ−テ４エライト（２Ｍｏ０・２
ＡＬ２０３ ・５ＳｉＯｚ）、バリウムオスミライト
（Ｂａ ０・２Ｍ（１０・３ＡＬｚＯ３・９ Ｓ ＋
０２ ＞ 、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ２０”Ａ９
Ｊｚ ０３ ・６Ｓｉ ０２ ）との各疑似二成分（
ｐｓｅｕｄｏ ｂｉｎａｒｉｅｓ ）が少なくとも結晶
相の大部分を構成する。このようなガラスセラミック体
は酸化耐性を有し、熱化学的にＳｉＣ・ファイバーおよ
びボイスカーと適合し、１３００℃を超える温度におい
てもクリープ耐性を有し、いくつかの組成は１４００℃
の温度においても使用可能である。この基本組成は主と
して酸化物基準のｆｆｌｆｆｉ％で表わされる０〜２５
％のＣａＯ１０〜３０％のＳ「０（ただしＣａ Ｑ＋３
ｒ Ｏは１０〜３０％）、２５〜３８％（Ｆ）Ａ Ｒ，
２０３、およヒ３５〜６０％の５ｉｏ２からなる。任意
成分には２５％以下のＢａ ｏ１１５％以下のＭ！Ｊ
０，４％以下のＮａ ｚ ０１６％以下のに２０１３％
以下のＡｓ ２０３．１５％以下のＺｒＯ２、および１
２％以下のＴｉ０ｚが含まれる。
上記以外の結晶相、例えば灰長石とＡ９ＪｚＯ３、灰長
石とＳｉ ０２ 、灰長石とＣａＯ−８ｉｏ２、灰長石
とゲーレン石（２ＣａＯ・Ａ応ＺＯ３・Ｓ’０２）Ｎお
よびストロンチウム灰長石とソーダ長石固溶体のような
様々な組合せも本発明の製品ド形成させることができる
。
石とＳｉ ０２ 、灰長石とＣａＯ−８ｉｏ２、灰長石
とゲーレン石（２ＣａＯ・Ａ応ＺＯ３・Ｓ’０２）Ｎお
よびストロンチウム灰長石とソーダ長石固溶体のような
様々な組合せも本発明の製品ド形成させることができる
。
ＳｉＣボイスカーは断面積が小さくアスペクト比が高い
ため、常に凝集化した形状で供給者から受は取られる。
ため、常に凝集化した形状で供給者から受は取られる。
複合体内にホイスカー凝集体が存在するボディの一体化
は不適当なものとなり、脆弱な部分がその内部に生ずる
。したがって、凝集体を分解してボイスカーをマトリッ
クス物質内に均一に分散させることが必要である。米国
特許第４．４６３，０５８号には、極性液を用いてボイ
スカーのスラリーを形成し、このスラリーを攪拌し、次
いでこのスラリーをボールミルすることからなるＳｉＣ
ホイスカーの解凝集化技術が記載されている。
は不適当なものとなり、脆弱な部分がその内部に生ずる
。したがって、凝集体を分解してボイスカーをマトリッ
クス物質内に均一に分散させることが必要である。米国
特許第４．４６３，０５８号には、極性液を用いてボイ
スカーのスラリーを形成し、このスラリーを攪拌し、次
いでこのスラリーをボールミルすることからなるＳｉＣ
ホイスカーの解凝集化技術が記載されている。
その後、マトリックス物質がスラリー中に混合させ、混
合物は乾燥される。本発明者は剪断混合機の使用がホイ
スカー凝集体の分解およびボイスカーのマトリックス物
質中への均一な分散に特に効果的であることを見出した
。例えば、ボイスカーを極性液に混入してなるスラリー
は剪断混合機内で数分間混合させることができ、所定量
のマトリックス物質を添加し、混合を数分間継続し、得
られた混合物は乾燥もしくは他の処理の後に成形工程に
送ることができる。
合物は乾燥される。本発明者は剪断混合機の使用がホイ
スカー凝集体の分解およびボイスカーのマトリックス物
質中への均一な分散に特に効果的であることを見出した
。例えば、ボイスカーを極性液に混入してなるスラリー
は剪断混合機内で数分間混合させることができ、所定量
のマトリックス物質を添加し、混合を数分間継続し、得
られた混合物は乾燥もしくは他の処理の後に成形工程に
送ることができる。
同様に、セラミック技術における従来の成形方法もここ
で本発明の複合体に使用することができる。このような
方法には押出、乾圧、射出成形、熱圧および高温等圧圧
縮が含まれる。明らかに、一体化および結晶化は上記の
最後の２つの手段においては成形と同時に行なうことが
できるが、最初の３つの手段においては成形の後に行な
われる。
で本発明の複合体に使用することができる。このような
方法には押出、乾圧、射出成形、熱圧および高温等圧圧
縮が含まれる。明らかに、一体化および結晶化は上記の
最後の２つの手段においては成形と同時に行なうことが
できるが、最初の３つの手段においては成形の後に行な
われる。
一般に、Ｖ＋ＯＺのような核生成剤は組成に含まれない
。その代りに前駆マトリックスガラスは通常、非常に微
細な粒子すなわち平均粒径１０ミクロン未満の粒子に粉
砕され、表面核生成が起こる。
。その代りに前駆マトリックスガラスは通常、非常に微
細な粒子すなわち平均粒径１０ミクロン未満の粒子に粉
砕され、表面核生成が起こる。
この結晶化メカニズムにより、前駆ガラスの液相１ｍ温
度を超える温度における混合物の処理はガラス質マトリ
ックスもしくは望ましくない結晶相および残存ガラスを
含有するマトリックスの生成を眉く。ガラスの存在は複
合体の耐火性にとって有害である。
度を超える温度における混合物の処理はガラス質マトリ
ックスもしくは望ましくない結晶相および残存ガラスを
含有するマトリックスの生成を眉く。ガラスの存在は複
合体の耐火性にとって有害である。
予想されるように本発明の複合体の示す物理特性はボイ
スカーの幾何学構造、ホイスカー含量、および処理条件
に依存する。本発明者の見出したところによれば、長さ
二直径の比が少なくとも１０：１であって １００ミク
ロン未満の厚さを有するホイスカーを用いることによっ
てマトリックスを著しく強化することができる。ボイス
カーの割合を増加させると一般に複合体の示す機械強度
は増大する。ホイスカー含量がより低い場合にも複合体
の特性は改善されるが、その一般的な含量は約１０〜６
０重量％の範囲である。
スカーの幾何学構造、ホイスカー含量、および処理条件
に依存する。本発明者の見出したところによれば、長さ
二直径の比が少なくとも１０：１であって １００ミク
ロン未満の厚さを有するホイスカーを用いることによっ
てマトリックスを著しく強化することができる。ボイス
カーの割合を増加させると一般に複合体の示す機械強度
は増大する。ホイスカー含量がより低い場合にも複合体
の特性は改善されるが、その一般的な含量は約１０〜６
０重量％の範囲である。
より急速な一体化および空隙および／もしくは他の有孔
性のより完全な除去を達成するためにはより高い焼成温
度が望ましい。しかしながら、一体化温度は上述のよう
に所望の結晶群に結晶化できないガラス質マトリックス
が生成するような高い温度とならないように注意しなけ
ればならない。
性のより完全な除去を達成するためにはより高い焼成温
度が望ましい。しかしながら、一体化温度は上述のよう
に所望の結晶群に結晶化できないガラス質マトリックス
が生成するような高い温度とならないように注意しなけ
ればならない。
すなわち、破壊強度は処理温度の上昇に伴って最大値を
通過し、一体化のための最適条件を通過する。一体化の
ための一般的な温度は約１３００６〜１５５０℃の範囲
である。
通過し、一体化のための最適条件を通過する。一体化の
ための一般的な温度は約１３００６〜１５５０℃の範囲
である。
複合体を製造する際にＳｉＣホイスカーは連続セラミッ
クファイバー例えばＳ ｔ ＣＮ Ｂ Ｎ ＳＢ ａＣ
，７ｒ ０２ 、ジルコン、グラファイト、ムライト、
スピネル、ガラスもしくはＡＱ、ｚｏ３と組合せて使ｍ
−ｉすることができる。したがって、例えばボイスカー
を上述のようにガラスフリット中に混入し、この混合物
を連続ファイバーと組合せて配向プレプレグを形成し、
このプレプレグを積層し、次いで熱圧もしくは′ｔＳ瀉
等圧圧縮によって複合体の一体化を達成することができ
る。一般にファイバー含量は約１５〜７０容聞％のＬ！
囲である。
クファイバー例えばＳ ｔ ＣＮ Ｂ Ｎ ＳＢ ａＣ
，７ｒ ０２ 、ジルコン、グラファイト、ムライト、
スピネル、ガラスもしくはＡＱ、ｚｏ３と組合せて使ｍ
−ｉすることができる。したがって、例えばボイスカー
を上述のようにガラスフリット中に混入し、この混合物
を連続ファイバーと組合せて配向プレプレグを形成し、
このプレプレグを積層し、次いで熱圧もしくは′ｔＳ瀉
等圧圧縮によって複合体の一体化を達成することができ
る。一般にファイバー含量は約１５〜７０容聞％のＬ！
囲である。
連続ファイバーのみから製造された複合体と比較すると
、ボイスカーの含有は複合体の弾性係数を、上昇させる
のみならず、マトリックスの微小亀裂型を増大させる。
、ボイスカーの含有は複合体の弾性係数を、上昇させる
のみならず、マトリックスの微小亀裂型を増大させる。
微小亀裂型および応力は複合体のデザイン上の制限とな
るものと考えられるため、その改善は極めて重要である
。さらに曲げ強さく３！ｌ！続フ？イバーに平行に走る
破損に対応）がかなり増加する。この因子は疲労および
剥離現象を減少させる。
るものと考えられるため、その改善は極めて重要である
。さらに曲げ強さく３！ｌ！続フ？イバーに平行に走る
破損に対応）がかなり増加する。この因子は疲労および
剥離現象を減少させる。
ＳｉＣファイバーを含有する投合体の形成は特に上述の
米国特許第４，３２４，８４３号および第４，４６４．
４７５号に開示されている。そこに記載される方法は上
述の灰長石［（Ｃａ ０．３ｒ Ｏ） ・ＡｊＬｚ Ｏ
３・２ＳｉＯｚ］含有ガラスセラミツクスにも同様に適
用でき、１４００℃に達する温度においても使用可能な
製品が得られる。
米国特許第４，３２４，８４３号および第４，４６４．
４７５号に開示されている。そこに記載される方法は上
述の灰長石［（Ｃａ ０．３ｒ Ｏ） ・ＡｊＬｚ Ｏ
３・２ＳｉＯｚ］含有ガラスセラミツクスにも同様に適
用でき、１４００℃に達する温度においても使用可能な
製品が得られる。
不連続ＳｉＣを含有する複合体が所望される場合、ファ
イバーは従来の手段で紙長（〜１〜３ ｔｓ ）に細断
し公知の製紙法によってシートに成形することができる
。一般にＳｉＣ紙は等方向に、すなわち各方向にほぼ同
数のファイバーが平面配向するように積層されるが、成
形品が最初に単一方向に応力を受けるということが予知
されている場合にはファイバーのレイアップを特定の平
面内方向において偏向させることができる。
イバーは従来の手段で紙長（〜１〜３ ｔｓ ）に細断
し公知の製紙法によってシートに成形することができる
。一般にＳｉＣ紙は等方向に、すなわち各方向にほぼ同
数のファイバーが平面配向するように積層されるが、成
形品が最初に単一方向に応力を受けるということが予知
されている場合にはファイバーのレイアップを特定の平
面内方向において偏向させることができる。
また、ボイスカーおよびファイバーの双方を含有する複
合体もホイスカー含有複合体を製造するための上述の方
法と先行文献に開示されたファイバー含有複合体製造の
ための一般的な方法を組合せることによって製造するこ
とができる。一般にファイバーとボイスカーとの総含有
岳は約７０型筒％を超えないようにする。
合体もホイスカー含有複合体を製造するための上述の方
法と先行文献に開示されたファイバー含有複合体製造の
ための一般的な方法を組合せることによって製造するこ
とができる。一般にファイバーとボイスカーとの総含有
岳は約７０型筒％を超えないようにする。
（先行文献）
米国特許第３，５３１．３０７号は、六方晶系アルカリ
土類長石を主結晶相とし、場合によっては三斜晶系アル
カリ土類長石がかなりの量で見出されるガラスセラミッ
ク製品の形成を開示している。その製品は主として酸化
物を基準とする重量％で表わされる０〜３５％のＣａＯ
，０〜５３％のｓｒ ｏ、 。
土類長石を主結晶相とし、場合によっては三斜晶系アル
カリ土類長石がかなりの量で見出されるガラスセラミッ
ク製品の形成を開示している。その製品は主として酸化
物を基準とする重量％で表わされる０〜３５％のＣａＯ
，０〜５３％のｓｒ ｏ、 。
〜５５％のＢａ Ｏ（ただしＣａ Ｏ＋Ｓｒ Ｏ＋Ｂａ
Ｏは１０〜５５％）、１０〜５８％のＡ ９Ｊ２０３
．１２〜５３％のＳ！Ｏｚ、およびＺ ｎ Ｓ １Ｖ２
０Ｓ 、１ｙｌｏ ０３、Ｃａ Ｆ ２ 、Ｗ Ｏ
３、Ｎ ｉ Ｏ１Ａ ｕ １Ｐ ｔ １Ｒｈ
ｓｐｄ、ｌｒｌおよびｌ”ｅ ｚ ０３ ＋ＦＣＯから
なる群より選ばれた核生成剤からなる。その前駆体ガラ
スをガラスセラミックに転換するために適した熱処理は
８５０°〜１７００℃の範囲である。ＳｉＣホイスカー
もしくはファイバーで強化された製品の形成に関しては
いかなる言及もされておらず、したがって必要なＣａＯ
および／もしくは３ｒ ０１ＡＬｚ ０３ 、および５
ｔＯ２の制限された範囲および所望の特性を示す複合体
を製造するために考慮しなければならない一体化温度に
ついても記載がない。
Ｏは１０〜５５％）、１０〜５８％のＡ ９Ｊ２０３
．１２〜５３％のＳ！Ｏｚ、およびＺ ｎ Ｓ １Ｖ２
０Ｓ 、１ｙｌｏ ０３、Ｃａ Ｆ ２ 、Ｗ Ｏ
３、Ｎ ｉ Ｏ１Ａ ｕ １Ｐ ｔ １Ｒｈ
ｓｐｄ、ｌｒｌおよびｌ”ｅ ｚ ０３ ＋ＦＣＯから
なる群より選ばれた核生成剤からなる。その前駆体ガラ
スをガラスセラミックに転換するために適した熱処理は
８５０°〜１７００℃の範囲である。ＳｉＣホイスカー
もしくはファイバーで強化された製品の形成に関しては
いかなる言及もされておらず、したがって必要なＣａＯ
および／もしくは３ｒ ０１ＡＬｚ ０３ 、および５
ｔＯ２の制限された範囲および所望の特性を示す複合体
を製造するために考慮しなければならない一体化温度に
ついても記載がない。
米国特許第４．１８７，１１５号は結晶相が主として三
斜晶系灰長石およびルチルからなるガラスセラミック製
品の製造を開示している。その製品は主として酸化物を
基準とする重量％で表わされる１０〜１８％のＣａ０．
２９〜３５％のＡ９Ｊ２０３．３０〜３９％の５ｆＯｚ
、および１３〜２０％のＴｉＱ２からなる。
斜晶系灰長石およびルチルからなるガラスセラミック製
品の製造を開示している。その製品は主として酸化物を
基準とする重量％で表わされる１０〜１８％のＣａ０．
２９〜３５％のＡ９Ｊ２０３．３０〜３９％の５ｆＯｚ
、および１３〜２０％のＴｉＱ２からなる。
また、３％以下のＭＱＯ１１０％以下の５ｒＯ１５％以
下のＢａＯ１７％以下のＰｂ ０，５％以下の０６０１
６％以下のＰ２Ｏ６、および１．５％以下のＦを総量１
０％以下まで含有させることができる。
下のＢａＯ１７％以下のＰｂ ０，５％以下の０６０１
６％以下のＰ２Ｏ６、および１．５％以下のＦを総量１
０％以下まで含有させることができる。
１０００’〜１４００℃の結晶化温度が使用可能である
と記載されている。ＳｉＣホイスカーもしくはファイバ
ーで強化された複合体あるいは必要なＣａＯオヨヒ／も
しくはＳｒ Ｏ，ＡＱ、ｇ ０３ 、および５ｔ０２の
特定域および所望の特性を有する複合体を製造するため
に必要とされる一体化温度に関してはいかなる言及もそ
こにはない。
と記載されている。ＳｉＣホイスカーもしくはファイバ
ーで強化された複合体あるいは必要なＣａＯオヨヒ／も
しくはＳｒ Ｏ，ＡＱ、ｇ ０３ 、および５ｔ０２の
特定域および所望の特性を有する複合体を製造するため
に必要とされる一体化温度に関してはいかなる言及もそ
こにはない。
（好ましい実施例）
人工は、本発明の熱処理を行なうことによって、結晶の
寸法が比較的均一である微粒子状のガラスセラミック製
品にそのまま結晶する熱的に結晶可能な一部のガラス組
成を酸化物基準の重量部で示すものである。表示された
成分の合計は１００に一致もしくは近似するため、各成
分の表示値は全ての実用目的においてｆｆ！量％と同一
であるとみな１ｙことができる。実際のバッチ成分は、
共に溶融した際に適当な割合で所望の酸化物に変換し得
るものであればいかなる物質でもよく、酸化物でも他の
化合物でもよい。
寸法が比較的均一である微粒子状のガラスセラミック製
品にそのまま結晶する熱的に結晶可能な一部のガラス組
成を酸化物基準の重量部で示すものである。表示された
成分の合計は１００に一致もしくは近似するため、各成
分の表示値は全ての実用目的においてｆｆ！量％と同一
であるとみな１ｙことができる。実際のバッチ成分は、
共に溶融した際に適当な割合で所望の酸化物に変換し得
るものであればいかなる物質でもよく、酸化物でも他の
化合物でもよい。
バッチ成分を配合し、均一な溶融物となるように共にボ
ールミルし、プラナするつぼ中に入れた。
ールミルし、プラナするつぼ中に入れた。
るつぼは蓋をし、約１６５０℃で運転される炉内に導入
し、攪拌することなく約１６時間バッチを溶融した。溶
融物は水を入れた容器内に比較的細い流れとして注入し
て微細なガラス粒子とし、乾燥後これを平均粒径１０ミ
クロン未満の粒子に粉砕した。
し、攪拌することなく約１６時間バッチを溶融した。溶
融物は水を入れた容器内に比較的細い流れとして注入し
て微細なガラス粒子とし、乾燥後これを平均粒径１０ミ
クロン未満の粒子に粉砕した。
大きな混入粒子を完全に除去するため、ガラス粒子は懇
１００米国標準Ｐｇ（１４９ミクロン）に通した。
１００米国標準Ｐｇ（１４９ミクロン）に通した。
また表Ｉはガラス粉末を乾圧して得た４”Ｘｉ／４″Ｘ
１／４″のバーを１３００℃で１〜２時間加熱して粒子
を一体に焼結化させると共にそのまま結晶化させたもの
において測定された様々な物理特性をも示すものである
。各実施例の焼結性の度合は線収縮（％収縮）として測
定した。熱収縮率（Ｅ％ρ）は２５°〜９００℃の範囲
において−１０°７／℃の単位で測定した。また、耐火
性は焼結した圧縮物ノヒーム曲げ粘度測定（ｂｅａｍ
ｂｅｎｄｉｎｇ ｖｉｓｃｏｓｉｔｙ ｍｅａｓｕｒｅ
ｍｅｎｔ）により測定した。さらに、１０１２、Ｍ（Ｉ
Ｑ ａＯ ％ 収縮 Ｅｘｐ。
１／４″のバーを１３００℃で１〜２時間加熱して粒子
を一体に焼結化させると共にそのまま結晶化させたもの
において測定された様々な物理特性をも示すものである
。各実施例の焼結性の度合は線収縮（％収縮）として測
定した。熱収縮率（Ｅ％ρ）は２５°〜９００℃の範囲
において−１０°７／℃の単位で測定した。また、耐火
性は焼結した圧縮物ノヒーム曲げ粘度測定（ｂｅａｍ
ｂｅｎｄｉｎｇ ｖｉｓｃｏｓｉｔｙ ｍｅａｓｕｒｅ
ｍｅｎｔ）により測定した。さらに、１０１２、Ｍ（Ｉ
Ｑ ａＯ ％ 収縮 Ｅｘｐ。
１０涛ｐ
ｌＱ１！ｌｐ
０Ｌ２ｐ
表 １
４３．２４２．１４１，０４２．８４２．０４８．７４
６．５４０．３３Ｇ、７３８，３３９，５３９゜３３９
．５３５．５３５．９３４．３２０．１１９．３１８，
５１９．９１８．５６．５１１．９１５．１−−−−−
９．３５．６− −−−−−−１０．３ −−１゜０１，０−−−− １７．４ １９．４ − − １７．８ １７，
４ １８，６ １９．０−−−−−２９．６３９，４４
５，３ ＳｉＯｚ ３７，９ ３６，７ ４２．４ ４１
．７ ４１，１ ４０，４ ３９，８ ４４．５ＡＩ２
０３ ３２．２ ３１，２ ３６．１ ３５．５ ３
４．９ ３４．３ ３３．８ ３０．９ＣａＱ
１０．６ ８，６ １７．８ １５，６ １
３．５ １１．９ ９，３ １５．ＩＢａＱ
１９，４ ２３．５ − − −
− − −８ｒＯ−−３，７７，２１０，
６ｔ３．９ １７．２ −ＮａｚＯ−−−−−−−
２，１ Ｔｔ ０２ − ％ 収縮 １８，２ １５，８ １８，６
１８．２ １８，２ １８．２ １６，４ ７
．５Ｅｘｐ、４６．２ ４３．５ ５１．８ ５
０，８ ５１．４ ４９．０ − −１Ｑ１
４ｐ １２７８ １２５６ １１９７
１２３２ １２４９ − − −１０１健
ｐ １３２４ １３１０ １２５７ １
２９１ １３０４ − − −１Ｑ１１ｐ
１３７０ １３６５ １３１７ １３
４９ １３５９ − − −Ｓｉ０２
３７，７ ３９，８ ３５，３ ４０．５ ４１．０
４１，０ ４３．２Ａ Ｉ ２０３ ２ｆ３．２
２７．６ ２７．１ ２９．６ ３９，９ ３９．９
３６，７ＣａＯ−−−−１９，１１９，１２０，ｌ５ｒ
Ｏ２３，７２５，０２６，１２７，６−−−ＮａｚＯ１
，８１，９０，９−−−− に２０ − − − ２．２ −
− −ＴｉＯ２１０，７５，７１０，７−−
−−ＡＳ２０３ − − − −
０．５− ０．５％ 収縮 −一一一一一− ＥＸＩＴ、 −−−−−５０，２−１０膵ｐ
−−−−１３０５１３２７１１７２１ＯＬｊｐ
−−−−１３５０１３７３１２３１３１０
１２ｐ −−−−１３９６１４２０１３０１
表１の示すところによれば、最も耐火性の高い組成物に
は、それぞれ１０１ａボイス点１３１６℃、１３６２℃
、１３５０℃、１３７３℃および１３２４℃を示す実施
例１（化学量灰長石）、灰長石の化学量よりも余分のＡ
Ｍ、２０３を含有する実施例３．２１および２２、およ
び実施例９〈６０重量％の灰長石および４０重量％のＢ
ａＯ−ΔＭ、２０３ ・２Ｓｉ Ｏｚ ）が含まれる。
６．５４０．３３Ｇ、７３８，３３９，５３９゜３３９
．５３５．５３５．９３４．３２０．１１９．３１８，
５１９．９１８．５６．５１１．９１５．１−−−−−
９．３５．６− −−−−−−１０．３ −−１゜０１，０−−−− １７．４ １９．４ − − １７．８ １７，
４ １８，６ １９．０−−−−−２９．６３９，４４
５，３ ＳｉＯｚ ３７，９ ３６，７ ４２．４ ４１
．７ ４１，１ ４０，４ ３９，８ ４４．５ＡＩ２
０３ ３２．２ ３１，２ ３６．１ ３５．５ ３
４．９ ３４．３ ３３．８ ３０．９ＣａＱ
１０．６ ８，６ １７．８ １５，６ １
３．５ １１．９ ９，３ １５．ＩＢａＱ
１９，４ ２３．５ − − −
− − −８ｒＯ−−３，７７，２１０，
６ｔ３．９ １７．２ −ＮａｚＯ−−−−−−−
２，１ Ｔｔ ０２ − ％ 収縮 １８，２ １５，８ １８，６
１８．２ １８，２ １８．２ １６，４ ７
．５Ｅｘｐ、４６．２ ４３．５ ５１．８ ５
０，８ ５１．４ ４９．０ − −１Ｑ１
４ｐ １２７８ １２５６ １１９７
１２３２ １２４９ − − −１０１健
ｐ １３２４ １３１０ １２５７ １
２９１ １３０４ − − −１Ｑ１１ｐ
１３７０ １３６５ １３１７ １３
４９ １３５９ − − −Ｓｉ０２
３７，７ ３９，８ ３５，３ ４０．５ ４１．０
４１，０ ４３．２Ａ Ｉ ２０３ ２ｆ３．２
２７．６ ２７．１ ２９．６ ３９，９ ３９．９
３６，７ＣａＯ−−−−１９，１１９，１２０，ｌ５ｒ
Ｏ２３，７２５，０２６，１２７，６−−−ＮａｚＯ１
，８１，９０，９−−−− に２０ − − − ２．２ −
− −ＴｉＯ２１０，７５，７１０，７−−
−−ＡＳ２０３ − − − −
０．５− ０．５％ 収縮 −一一一一一− ＥＸＩＴ、 −−−−−５０，２−１０膵ｐ
−−−−１３０５１３２７１１７２１ＯＬｊｐ
−−−−１３５０１３７３１２３１３１０
１２ｐ −−−−１３９６１４２０１３０１
表１の示すところによれば、最も耐火性の高い組成物に
は、それぞれ１０１ａボイス点１３１６℃、１３６２℃
、１３５０℃、１３７３℃および１３２４℃を示す実施
例１（化学量灰長石）、灰長石の化学量よりも余分のＡ
Ｍ、２０３を含有する実施例３．２１および２２、およ
び実施例９〈６０重量％の灰長石および４０重量％のＢ
ａＯ−ΔＭ、２０３ ・２Ｓｉ Ｏｚ ）が含まれる。
ＡｆＬｚＯ３を化学量、灰長石よりも余分に含有する組
成物すなわち実施例２，３．２１および２２の耐火性を
Ｗｌ察することは特に興味深い。特に好ましい組成は灰
長石−ムライトおよび灰長石−Ａ９＝ｚ０３疑似ｔＪＪ
界の共晶近辺に位置する。灰長石−８ｉＯ□、灰長石−
ＣａＯ・５ｆＯｚおよび灰長石−ゲーレン石の共晶温度
はそれぞれ１３６８℃、１３００℃および１３８０℃で
あるのに対し、ＡＬｚＯ３の量が過剰となると共晶温度
は〜１５４０℃となる。
成物すなわち実施例２，３．２１および２２の耐火性を
Ｗｌ察することは特に興味深い。特に好ましい組成は灰
長石−ムライトおよび灰長石−Ａ９＝ｚ０３疑似ｔＪＪ
界の共晶近辺に位置する。灰長石−８ｉＯ□、灰長石−
ＣａＯ・５ｆＯｚおよび灰長石−ゲーレン石の共晶温度
はそれぞれ１３６８℃、１３００℃および１３８０℃で
あるのに対し、ＡＬｚＯ３の量が過剰となると共晶温度
は〜１５４０℃となる。
また、ソーダ長石が１０〜２０モル％存在している場合
（実施例１７−２０） 、著しく耐火性の高いストロン
チウム灰長石の溶融ｗＡｒｘは１６５０℃に達すること
があることも重要である。また、灰長石−ソーダ長石固
溶体（実施例１６）は化学量灰長石に比してガラス安定
性が優れていること、６〜１２重揖％のＴ！Ｏｘと共に
内部結晶化できること、および破壊歪増大の有益な効果
を有する変形双晶化（ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｗｉ
ｎｎｉｎｇ）を起こすことができることから注目すべき
ものである。
（実施例１７−２０） 、著しく耐火性の高いストロン
チウム灰長石の溶融ｗＡｒｘは１６５０℃に達すること
があることも重要である。また、灰長石−ソーダ長石固
溶体（実施例１６）は化学量灰長石に比してガラス安定
性が優れていること、６〜１２重揖％のＴ！Ｏｘと共に
内部結晶化できること、および破壊歪増大の有益な効果
を有する変形双晶化（ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｗｉ
ｎｎｉｎｇ）を起こすことができることから注目すべき
ものである。
ＳｉＣホイスカーを含有する 製１のぢつｔＵング
混合機（Ｗａｒｉｎｇ ｂｌｅｎｄｅｒ ）に入れた１
５０ｄの蒸溜水および５０ｄのイソプロパツールに３９
のＳｉＣボイスカーを添加した後、混合機を５分間作動
してボイスカー解凝集化し、均一な懸濁液を得た。使用
したＳｉＣホイスカーの直径は約１ミクロンもしくはそ
れより若干小さく、長さは約４０〜５０ミクロンであっ
た。この混合物に上述のガラスを約７９添加し、さらに
５分間混合を継続した。次いで、プフナー漏斗を用いて
懸濁液を真空ψ遇した。この−続きの工程を必要な回数
反復して所定量の複合体濾過ケークを得た。濾過ケーク
は次いで乾燥し、グラファイト型内で熱圧した。この工
程においては所望に応じてボイスカー−ガラス比および
水−イツブロバノール比を変化させることができる。
混合機（Ｗａｒｉｎｇ ｂｌｅｎｄｅｒ ）に入れた１
５０ｄの蒸溜水および５０ｄのイソプロパツールに３９
のＳｉＣボイスカーを添加した後、混合機を５分間作動
してボイスカー解凝集化し、均一な懸濁液を得た。使用
したＳｉＣホイスカーの直径は約１ミクロンもしくはそ
れより若干小さく、長さは約４０〜５０ミクロンであっ
た。この混合物に上述のガラスを約７９添加し、さらに
５分間混合を継続した。次いで、プフナー漏斗を用いて
懸濁液を真空ψ遇した。この−続きの工程を必要な回数
反復して所定量の複合体濾過ケークを得た。濾過ケーク
は次いで乾燥し、グラファイト型内で熱圧した。この工
程においては所望に応じてボイスカー−ガラス比および
水−イツブロバノール比を変化させることができる。
さらに、理解できるように、水以外の極性液も使用可能
であるが実質的な利点はない。また、所望に応じて水も
しくは穫性液に可溶なバインダーを混合物中に含有させ
て乾燥体の生の（未焼成）強度を向上させることもでき
る。このような処理においては例えばポリエチレングリ
コールバインダーもしくはポリビニルアセテートバイン
ダーが用いられる。
であるが実質的な利点はない。また、所望に応じて水も
しくは穫性液に可溶なバインダーを混合物中に含有させ
て乾燥体の生の（未焼成）強度を向上させることもでき
る。このような処理においては例えばポリエチレングリ
コールバインダーもしくはポリビニルアセテートバイン
ダーが用いられる。
従来の熱圧技術において広範な温度および圧力を使用す
ることができるが、成形操作は前駆ガラスフリットが約
１０１３ボイズ未満（およびガラスの液相線温度未満）
の最高粘度を示す温度において。
ることができるが、成形操作は前駆ガラスフリットが約
１０１３ボイズ未満（およびガラスの液相線温度未満）
の最高粘度を示す温度において。
行なわれるであろう。
表■は、本発明の熱処理を行なうことによって比較的均
一な微粒ガラスセラミック製品にそのまま結晶化する５
つの熱的に結晶可能なガラス組成物を酸化物基準の重鯰
部で示すものである。各成分の合計は１００に一致もし
くは近似ヅるため、全ての実用目的において、表示値は
重Ｍ％を表わすものとみなすことができる。バッチ成分
は共に溶融した際に適当な割合で所望の酸化物に転換す
るものであればいかなる物質とすることもでき、酸化物
としても他の化合物としてもよい。
一な微粒ガラスセラミック製品にそのまま結晶化する５
つの熱的に結晶可能なガラス組成物を酸化物基準の重鯰
部で示すものである。各成分の合計は１００に一致もし
くは近似ヅるため、全ての実用目的において、表示値は
重Ｍ％を表わすものとみなすことができる。バッチ成分
は共に溶融した際に適当な割合で所望の酸化物に転換す
るものであればいかなる物質とすることもでき、酸化物
としても他の化合物としてもよい。
上述の表Ｉに記載した組成物と同様に、バッチ成分を配
合し、共にボールミルし、プラナするつぼ内で溶融し、
溶融物を細い流れとして水中に流し、得られた粒子を乾
燥し、粉砕して平均粒径１０ミクロン未満の粒子とした
。
合し、共にボールミルし、プラナするつぼ内で溶融し、
溶融物を細い流れとして水中に流し、得られた粒子を乾
燥し、粉砕して平均粒径１０ミクロン未満の粒子とした
。
熱処理によって、実施例２４および２５はバリウムオス
ミライトを主結晶相として形成し、実施例２６はバリウ
ム充填コーディエライトを主結晶相として含有しており
、実施例２７および２８は灰長石を主結晶相として含有
すると共に高い割合のコーディエライトを有していた。
ミライトを主結晶相として形成し、実施例２６はバリウ
ム充填コーディエライトを主結晶相として含有しており
、実施例２７および２８は灰長石を主結晶相として含有
すると共に高い割合のコーディエライトを有していた。
表 ■
Ｓｉｎ２５０．６３５３，２４３．６６４５，６４８．
ＩＡＬｚＯ３２７，６６２５，０３７，１１３Ｇ、２
３５゜６ＢａＯ１３，２７１２，５６，２０−−ＣａＯ
−−−１４，１８，１ Ｍｇ Ｏ３゜４４ ８，４ １３，０３ ４，４
８．３ＡＳ２０３ １．０ １，０ ０．
７０ ０．５ ０．５上述の剪断混合技術を用いて
これら５つのガラスフリットおよび実施例２１から得た
フリットから異なった量のＳｉＣホイスカーを含有する
均一懸濁液を製造した。乾燥した混合物はモリブデン金
属ライナーを有するグラファイト製の型内に入れた。型
は抵抗加熱プレスに移送し、窒素雰囲気を用い、下表記
載の焼結温度および荷重で３０分間、混合物を一体化し
た。装填物の内部１αに達するように型内に配置したタ
ングステン５％レニウム対タングステン２６％レニウム
熱電対を用いて温度制御および測定を行なった。破壊係
数（ＭＯＲ）は従来の４点曲げ法を用いて標準バー上で
測定してｐｓｉ単位で表わし、破壊強さく Ｋｘｃ ）
は従来の方法で４点荷重を行なったシングルエツジノツ
チトビーム（ｓｉｎｇｌｅ ｅｄｇｅ ｎｏｔｃｈｅｄ
ｂｅａｍｓ ）上で測定してＭＰａｍ！’ｚ単位で表
わした。これらの測定値と共に、ＸＳ回折分析で測定さ
れた存在する結晶相も記録した。結晶相はボディ内の割
合順に表示した。
ＩＡＬｚＯ３２７，６６２５，０３７，１１３Ｇ、２
３５゜６ＢａＯ１３，２７１２，５６，２０−−ＣａＯ
−−−１４，１８，１ Ｍｇ Ｏ３゜４４ ８，４ １３，０３ ４，４
８．３ＡＳ２０３ １．０ １，０ ０．
７０ ０．５ ０．５上述の剪断混合技術を用いて
これら５つのガラスフリットおよび実施例２１から得た
フリットから異なった量のＳｉＣホイスカーを含有する
均一懸濁液を製造した。乾燥した混合物はモリブデン金
属ライナーを有するグラファイト製の型内に入れた。型
は抵抗加熱プレスに移送し、窒素雰囲気を用い、下表記
載の焼結温度および荷重で３０分間、混合物を一体化し
た。装填物の内部１αに達するように型内に配置したタ
ングステン５％レニウム対タングステン２６％レニウム
熱電対を用いて温度制御および測定を行なった。破壊係
数（ＭＯＲ）は従来の４点曲げ法を用いて標準バー上で
測定してｐｓｉ単位で表わし、破壊強さく Ｋｘｃ ）
は従来の方法で４点荷重を行なったシングルエツジノツ
チトビーム（ｓｉｎｇｌｅ ｅｄｇｅ ｎｏｔｃｈｅｄ
ｂｅａｍｓ ）上で測定してＭＰａｍ！’ｚ単位で表
わした。これらの測定値と共に、ＸＳ回折分析で測定さ
れた存在する結晶相も記録した。結晶相はボディ内の割
合順に表示した。
一−１
籠酊籾勇牲
±イ２左二 圧縮条件 結 晶 相 ＭΩＢ
２ ≦３え２４ ｗｔ、％ １３５０℃、
オスミライト 調、０００ ４１５００
ｐｓｉ ２４ ｗｔ、％ １４００℃、 ツーディエラ
ー１’ト４１，０００ ６１５００ ｐｓｉ
ｔ！Ａｔシフ＞ガラス ２４ Ｗｔ１％ １４５０℃、 殆どガラス３６
，５００ ３．２１５００ ｐｓｉ ム５−（
ト アルミノ珪酸バリウム ３０ Ｗｔ、％ １３５０℃、オスミライト４２
．ｏｏＯ５１５００ｐｓｉ ３０ ｗｔ、％ １０００℃、 コーディエライ
ト ４７，０００ ５１５００ ｐｓｉ
セルシアン ガラス ３０ Ｗｔ０％ １４５０℃、 殆トカ＝ｉス
４９，５００ ３，６１５ｏＯｐＳｉムライト アルミノ珪酸バリウム ３５ ｗｔ、％ １４５０℃、 殆どガラス
５４，０００ ３．６１５００ ｐｓｉ
ムライト アルミノ珪酸バリウム 表ｍの実験から直ちに認められるように、与えられた熱
圧条件においてボイスカー含量が多くなるとＭ ＯＲ１
６が高くなる。さらに、圧縮ｉ度を高くするとマトリッ
クス相の組合せを変化させ、またボディの一体化を改善
することも可能である。
２ ≦３え２４ ｗｔ、％ １３５０℃、
オスミライト 調、０００ ４１５００
ｐｓｉ ２４ ｗｔ、％ １４００℃、 ツーディエラ
ー１’ト４１，０００ ６１５００ ｐｓｉ
ｔ！Ａｔシフ＞ガラス ２４ Ｗｔ１％ １４５０℃、 殆どガラス３６
，５００ ３．２１５００ ｐｓｉ ム５−（
ト アルミノ珪酸バリウム ３０ Ｗｔ、％ １３５０℃、オスミライト４２
．ｏｏＯ５１５００ｐｓｉ ３０ ｗｔ、％ １０００℃、 コーディエライ
ト ４７，０００ ５１５００ ｐｓｉ
セルシアン ガラス ３０ Ｗｔ０％ １４５０℃、 殆トカ＝ｉス
４９，５００ ３，６１５ｏＯｐＳｉムライト アルミノ珪酸バリウム ３５ ｗｔ、％ １４５０℃、 殆どガラス
５４，０００ ３．６１５００ ｐｓｉ
ムライト アルミノ珪酸バリウム 表ｍの実験から直ちに認められるように、与えられた熱
圧条件においてボイスカー含量が多くなるとＭ ＯＲ１
６が高くなる。さらに、圧縮ｉ度を高くするとマトリッ
クス相の組合せを変化させ、またボディの一体化を改善
することも可能である。
表■によれば、Ｍ ＯＲｔ３よびＫＸＣの組合せが１３
５０℃および１４５０℃で得られた値よりも優れている
ために１４００℃近辺の圧縮温度が実施例２４に似た組
成物にとって最適であることが示されるようである。
５０℃および１４５０℃で得られた値よりも優れている
ために１４００℃近辺の圧縮温度が実施例２４に似た組
成物にとって最適であることが示されるようである。
表■は破壊強さがマトリックスの型および一体化の度合
に依存Ｊ゛るという上述の仮説を実証する。
に依存Ｊ゛るという上述の仮説を実証する。
これは、２４重ａ％複合体において圧縮Ｉ！度を１３５
０℃からより良好な一体化が！ＪＩＪ持される１４００
℃に上昇させることによって破壊強さは４から６に増加
するが、マトリックスがより低温で得られる高度に結晶
化したマトリックスに比して殆どガラス質となる１４５
０℃において破壊強さは３．２に減少するという表■か
ら得られる観察により実証される。
０℃からより良好な一体化が！ＪＩＪ持される１４００
℃に上昇させることによって破壊強さは４から６に増加
するが、マトリックスがより低温で得られる高度に結晶
化したマトリックスに比して殆どガラス質となる１４５
０℃において破壊強さは３．２に減少するという表■か
ら得られる観察により実証される。
表■は実施例２５のマトリックス中に３０重量％のＳｉ
Ｃホイスカーを含有させてなる複合体の示すＭＯＲおよ
びＫＸＣ特性を複合体の試験温度の関数として示ずもの
である。複合体は１４００℃において荷重２０００ｐｓ
ｉの下に３０分間熱圧した後、１３００℃で１時間熱
処理して完全に結晶化した。実施例２５をより低温で結
晶化した際にはオスミライトが主結晶相を構成したのに
対し、１４００℃で熱圧した後の複合体はコーディエラ
イトおよびセルシアン（Ｂａ ０−ＡＬｚ ０３ ・
２Ｓｆ ０２ ）と共にいくらかの残存ガラスを含有し
ていた。
Ｃホイスカーを含有させてなる複合体の示すＭＯＲおよ
びＫＸＣ特性を複合体の試験温度の関数として示ずもの
である。複合体は１４００℃において荷重２０００ｐｓ
ｉの下に３０分間熱圧した後、１３００℃で１時間熱
処理して完全に結晶化した。実施例２５をより低温で結
晶化した際にはオスミライトが主結晶相を構成したのに
対し、１４００℃で熱圧した後の複合体はコーディエラ
イトおよびセルシアン（Ｂａ ０−ＡＬｚ ０３ ・
２Ｓｆ ０２ ）と共にいくらかの残存ガラスを含有し
ていた。
表 ！■
温 度−ＭＯＲＫＩＣ
２５℃ ５８，０００ ４．５９００
℃ ５９，０００ ４．４１０００℃
４９，６００ ７．４１１００℃
２５，４００ ４．５１２００℃
７，８００ １．３認められるように
、複合体の室温特性は９００℃まで維持される。ＭＯＲ
は１０００℃において低下し、１２００℃においてはマ
トリックス中の残存ガラスに由来すると考えられるかな
りの流動がマトリックスに生ずる。破壊強さは１０００
℃においては損傷治療効果（Ｈａｗ ｈｅａｌｉｎｇ
ｅｆｆｅｃｔｓ）によって増大するものと考えられるが
、キャビテーション（ｃａｖｉｔａｔｉｏｎ）が生ずる
と推測される１１００℃においては低下する。
℃ ５９，０００ ４．４１０００℃
４９，６００ ７．４１１００℃
２５，４００ ４．５１２００℃
７，８００ １．３認められるように
、複合体の室温特性は９００℃まで維持される。ＭＯＲ
は１０００℃において低下し、１２００℃においてはマ
トリックス中の残存ガラスに由来すると考えられるかな
りの流動がマトリックスに生ずる。破壊強さは１０００
℃においては損傷治療効果（Ｈａｗ ｈｅａｌｉｎｇ
ｅｆｆｅｃｔｓ）によって増大するものと考えられるが
、キャビテーション（ｃａｖｉｔａｔｉｏｎ）が生ずる
と推測される１１００℃においては低下する。
表Ｖは実施例２５のマトリックスに３０重量％のＳｉＣ
ホイスカーを含有させてなる複合体の示すＭＯＲおよび
）＜ＸＣ特性を複合体の試験温度の関数として示すもの
である。複合体は１３５０℃において荷重２０００ｐｓ
ｉの下に３０分間熱圧した後に１３００℃で１時間熱処
理したため、オスミライトが最終製品の主結晶相を構成
した。
ホイスカーを含有させてなる複合体の示すＭＯＲおよび
）＜ＸＣ特性を複合体の試験温度の関数として示すもの
である。複合体は１３５０℃において荷重２０００ｐｓ
ｉの下に３０分間熱圧した後に１３００℃で１時間熱処
理したため、オスミライトが最終製品の主結晶相を構成
した。
五−−ｊ乙
温 度 ＭＯＲ匝２５℃
３８，１００ ２．９９００℃
３０，５００ ２，９ｉ
ｉｏｏ℃ ２５，２００
２．７１２００℃ １９，２００
２．９表■と表Ｖを比較すると、この１３５０℃
で一体化した複合体においては室温（〜２５℃）ＭＯＲ
の極めて顕著な低下が認められる。すなわち、この複合
体の一体化は明らかに劣っている。１３５０’Ｃにおい
て非常に改善された一体化を得るには非常に高い圧縮荷
重を使用するべきであろう。破壊強さは１４００℃で一
体化した際に示される値よりは低いものの２５°〜１２
００℃の範囲でほぼ一定であり、このことからマトリッ
クス中には殆ど残存ガラスが存在しないことが示される
。
３８，１００ ２．９９００℃
３０，５００ ２，９ｉ
ｉｏｏ℃ ２５，２００
２．７１２００℃ １９，２００
２．９表■と表Ｖを比較すると、この１３５０℃
で一体化した複合体においては室温（〜２５℃）ＭＯＲ
の極めて顕著な低下が認められる。すなわち、この複合
体の一体化は明らかに劣っている。１３５０’Ｃにおい
て非常に改善された一体化を得るには非常に高い圧縮荷
重を使用するべきであろう。破壊強さは１４００℃で一
体化した際に示される値よりは低いものの２５°〜１２
００℃の範囲でほぼ一定であり、このことからマトリッ
クス中には殆ど残存ガラスが存在しないことが示される
。
表■は実施例２１および２６−２８の熱圧条件および室
’／ｍＭ ＯＲ（ｐｓｉ ）および破壊強さくＭＰａｌ
ｌｙＬ）の値、さらにＸ線回折分析により同定された存
在する結晶相を表示するものである。
’／ｍＭ ＯＲ（ｐｓｉ ）および破壊強さくＭＰａｌ
ｌｙＬ）の値、さらにＸ線回折分析により同定された存
在する結晶相を表示するものである。
表 ■
未琥± ボイスカー ＭＯＲＫＸＣ結晶 相２１２４％
３５，０００ ４，１ 灰長石２１３０％ ５３，
８００ ５．０ 灰長石２６２４％ ３９，５０
０ ４．６ コーディエライトアルミノ珪酸バリ
ウム ２６ ３０％ ５１，０００ ５．Ｉ
Ｄ−デー１’エライトアルミノ珪酸バリウム ２６ ３５％ ４０，０００ ５．Ｉ
Ｄ−ディエライトアルミノ珪酸バリウム ２６ ４０％ ４３，０００ ５，１
ｍ］−ディエライトアルミノ珪酸バリウム ２６３０％ ３７，０００ ４．２ ガラス質２１３
０％ ４２，０００ ４．５ 灰長石コーディエライ
ト ２８ ３０％ ４９，３００ ５．８ 灰長石コー
ディエライト 本発明の複合体を製造する際に使用されたガラスは通常
、一体化工程中にそのまま高結晶性ガラスセラミックス
に結晶化するが、上記から認められるように完全な結晶
化を得るために第２の熱処理を行なってもよい。このよ
うな第２の熱処理は一体化工程の一部としても独立した
工程としても行なうこともできる。通常は約１１００℃
〜１３００℃の温度が使用される。
３５，０００ ４，１ 灰長石２１３０％ ５３，
８００ ５．０ 灰長石２６２４％ ３９，５０
０ ４．６ コーディエライトアルミノ珪酸バリ
ウム ２６ ３０％ ５１，０００ ５．Ｉ
Ｄ−デー１’エライトアルミノ珪酸バリウム ２６ ３５％ ４０，０００ ５．Ｉ
Ｄ−ディエライトアルミノ珪酸バリウム ２６ ４０％ ４３，０００ ５，１
ｍ］−ディエライトアルミノ珪酸バリウム ２６３０％ ３７，０００ ４．２ ガラス質２１３
０％ ４２，０００ ４．５ 灰長石コーディエライ
ト ２８ ３０％ ４９，３００ ５．８ 灰長石コー
ディエライト 本発明の複合体を製造する際に使用されたガラスは通常
、一体化工程中にそのまま高結晶性ガラスセラミックス
に結晶化するが、上記から認められるように完全な結晶
化を得るために第２の熱処理を行なってもよい。このよ
うな第２の熱処理は一体化工程の一部としても独立した
工程としても行なうこともできる。通常は約１１００℃
〜１３００℃の温度が使用される。
多量のボイスカー〈２４〜３０％）を含有させることに
よるＭＯＲおよび破壊強さの増大は容易に認めることが
できる。しかしながら、実施例２６においては３０重量
％を超えるホイスカー含量によりＭＯＲおよび破壊強さ
の値が低下した。このような低下は複合体の劣悪な一体
化によって生ずるものと考えられる。一体化温度１４７
５℃においてマトリックスが本質的にガラス質となるこ
とから、より低温の使用が明らかに要求される。
よるＭＯＲおよび破壊強さの増大は容易に認めることが
できる。しかしながら、実施例２６においては３０重量
％を超えるホイスカー含量によりＭＯＲおよび破壊強さ
の値が低下した。このような低下は複合体の劣悪な一体
化によって生ずるものと考えられる。一体化温度１４７
５℃においてマトリックスが本質的にガラス質となるこ
とから、より低温の使用が明らかに要求される。
表Ｖｌは実施例２６のマトリックスに３０重量％のＳｉ
Ｃホイスカーを含有させてなる複合体ＭＯＲ。
Ｃホイスカーを含有させてなる複合体ＭＯＲ。
ＫＸＣおよびヤング率（１０６ｐｓｉの単位で記載）を
複合体の試験湿度の関数として示すものである。
複合体の試験湿度の関数として示すものである。
複合体は１４００℃において荷重１５００ｐｓｉの下に
３０分間熱圧した後、１３００℃で１時間熱処理して完
全に結晶化した。コーディエライトおよびアルミノ珪酸
バリウムがＲ終製品の主結晶相を構成した。
３０分間熱圧した後、１３００℃で１時間熱処理して完
全に結晶化した。コーディエライトおよびアルミノ珪酸
バリウムがＲ終製品の主結晶相を構成した。
表 ■
温 度 ＭＯＲＫｘｃ ヤング率２５℃
５２，０００ ４．５ ２７９００℃
４６，０００ ３，５ ２４．７１１００℃
３８，４００ ３．４ ２３．４１２００
℃ ２５．００Ｇ ３．１ −８ｉＣフ
アイバーを含有する複合体製品のノ成ＳｉＣファイバー
含有ガラスセラミック複合体の製造は公知技術である。
５２，０００ ４．５ ２７９００℃
４６，０００ ３，５ ２４．７１１００℃
３８，４００ ３．４ ２３．４１２００
℃ ２５．００Ｇ ３．１ −８ｉＣフ
アイバーを含有する複合体製品のノ成ＳｉＣファイバー
含有ガラスセラミック複合体の製造は公知技術である。
数多くの方法が実施されているが、その総合的な製造方
法は以下の一般的＜【６つの工程すなわち、 （１）所望の組成のガラスのためのバッチを溶融する工
程 （２）溶融体を冷却してガラス体にする工程、（３）ガ
ラス体を粉砕して微細なガラス粉末にする工程、 （４）ＳｉＣファイバーをガラス粉末中に埋め込む工程
、 （５）ファイバー／ガラス粉末混合物を成形して所望の
形状の造形体にする工程、および（６）この造形体をガ
ラスの液相線温度未満の高温に加熱することによって一
体化しかつガラスセラミックに結晶化する工程 からなるものである。
法は以下の一般的＜【６つの工程すなわち、 （１）所望の組成のガラスのためのバッチを溶融する工
程 （２）溶融体を冷却してガラス体にする工程、（３）ガ
ラス体を粉砕して微細なガラス粉末にする工程、 （４）ＳｉＣファイバーをガラス粉末中に埋め込む工程
、 （５）ファイバー／ガラス粉末混合物を成形して所望の
形状の造形体にする工程、および（６）この造形体をガ
ラスの液相線温度未満の高温に加熱することによって一
体化しかつガラスセラミックに結晶化する工程 からなるものである。
転圧、押出、射出成形、熱圧、および高温等圧圧縮等の
様々な手段がファイバー／ガラス粉末混合物の成形に用
いられている。熱圧および高温等圧圧縮によれば混合物
を成形すると同時に一体化することが可能であるが、転
圧、押出、および射出成形においては次いで一体化を達
成するために熱処理工程を必要とする。
様々な手段がファイバー／ガラス粉末混合物の成形に用
いられている。熱圧および高温等圧圧縮によれば混合物
を成形すると同時に一体化することが可能であるが、転
圧、押出、および射出成形においては次いで一体化を達
成するために熱処理工程を必要とする。
しかしながら、ＳｔＣファイバーを含有する複合体製品
を製造するための好ましい方法はＳｉＣファイバーおよ
びガラス粉末からなるプレプレグを熱圧することからな
る。したがって、その方法は以下の一般的な工程すなわ
ち、 （１）ＳｉＣＭｔ、織物、糸もしくは連続ファイバーの
ロールをスプールから連続的に導出して有機バインダー
を含有する粉末ガラスのスラリーに通してこれらファイ
バー類への含浸を行なう工程、 （２）余分なスラリーをファイバー類から除去する工程
、 （３）回転ドラムのロリに含浸ファイバーを巻き、ファ
イバーが前記有機バインダーに支持される平らなシート
（プレプレグ）を製造する工程、（４）製造されるべき
製品の水平寸法に合うようにこのプレプレグを切断する
工程、 （５）切断されたプレプレグを製造されるべき製品の垂
直」法に合うような高さとなるように積層する工程（異
なった機械特性を得るためにプレプレグのレイアップを
方向によって変化させることもできる）、 （６）一般に約３００”〜５００℃の温度において積層
プレプレグを加熱して有機バインダーを消失させる工程
、および （７）非酸化環境において通常的１２５０℃〜１４５０
℃の範囲の温度でこの使用される温度におけるマトリッ
クス物質の粘度およびファイバー含量に依存して変化す
る荷重を用いて圧縮を行なうことにより、積層プレプレ
グを一体化しかつそのまま結晶化する工程からなる。（
一般にガラスマトリックスが〜１０２ポイズの粘度を示
すに至るまでの温度において一般に約１０００〜３００
０ｐｓ ｉの圧力がマトリックスの焼結域全域にわたっ
て。
を製造するための好ましい方法はＳｉＣファイバーおよ
びガラス粉末からなるプレプレグを熱圧することからな
る。したがって、その方法は以下の一般的な工程すなわ
ち、 （１）ＳｉＣＭｔ、織物、糸もしくは連続ファイバーの
ロールをスプールから連続的に導出して有機バインダー
を含有する粉末ガラスのスラリーに通してこれらファイ
バー類への含浸を行なう工程、 （２）余分なスラリーをファイバー類から除去する工程
、 （３）回転ドラムのロリに含浸ファイバーを巻き、ファ
イバーが前記有機バインダーに支持される平らなシート
（プレプレグ）を製造する工程、（４）製造されるべき
製品の水平寸法に合うようにこのプレプレグを切断する
工程、 （５）切断されたプレプレグを製造されるべき製品の垂
直」法に合うような高さとなるように積層する工程（異
なった機械特性を得るためにプレプレグのレイアップを
方向によって変化させることもできる）、 （６）一般に約３００”〜５００℃の温度において積層
プレプレグを加熱して有機バインダーを消失させる工程
、および （７）非酸化環境において通常的１２５０℃〜１４５０
℃の範囲の温度でこの使用される温度におけるマトリッ
クス物質の粘度およびファイバー含量に依存して変化す
る荷重を用いて圧縮を行なうことにより、積層プレプレ
グを一体化しかつそのまま結晶化する工程からなる。（
一般にガラスマトリックスが〜１０２ポイズの粘度を示
すに至るまでの温度において一般に約１０００〜３００
０ｐｓ ｉの圧力がマトリックスの焼結域全域にわたっ
て。
用いられるが、この焼結域はガラスのアニール点（１０
１Ｂボイス）から始まり、約１０２ボイス粘度温度に至
るものである。予想されるように、マトリックスの粘度
が高い低温においてはより高い圧縮荷重が必要である。
１Ｂボイス）から始まり、約１０２ボイス粘度温度に至
るものである。予想されるように、マトリックスの粘度
が高い低温においてはより高い圧縮荷重が必要である。
）約１５〜７０容量％のファイバー含量が好ましい機械
特性を有する少合体を産出づることが見出された。
特性を有する少合体を産出づることが見出された。
前述のボイスカー含有複合体に関する観察において認め
られたように、ここでも本発明のアルカリ土類アルミノ
珪酸組成物は通常、熱圧一体化工程中にそのまま高結晶
性ガラスセラミック体に結晶化するが、完全な結晶化を
得るために第２の熱処理を行なうこともできる。この第
２の熱処理は一体化工程の一部とすることも独立した工
程とすることもできる。一般に約１１００’〜１３００
℃の間の温度がこの第２の熱処理に充分なものである。
られたように、ここでも本発明のアルカリ土類アルミノ
珪酸組成物は通常、熱圧一体化工程中にそのまま高結晶
性ガラスセラミック体に結晶化するが、完全な結晶化を
得るために第２の熱処理を行なうこともできる。この第
２の熱処理は一体化工程の一部とすることも独立した工
程とすることもできる。一般に約１１００’〜１３００
℃の間の温度がこの第２の熱処理に充分なものである。
表■は、本発明の熱処理によって比較的均一な微粒ガラ
スセラミック体にそのまま結晶化する６つの熱的に結晶
可能なガラス組成物を酸化物基準の重量品で表わすもの
である。各成分の合計は１００に一致もしくは近似する
ため、表示値は全ての実用目的において重量％とみなす
ことができる。
スセラミック体にそのまま結晶化する６つの熱的に結晶
可能なガラス組成物を酸化物基準の重量品で表わすもの
である。各成分の合計は１００に一致もしくは近似する
ため、表示値は全ての実用目的において重量％とみなす
ことができる。
バッチ成分は共に溶融した際に適当な割合で所望の酸化
物に転換するものであればいかなる物質でもよく酸化物
とすることも他の化合物とすることもできる。
物に転換するものであればいかなる物質でもよく酸化物
とすることも他の化合物とすることもできる。
バッチ成分を配合し、均一な溶融物が得られるように共
にボールミルし、プラナするつぼ内で１６５０℃におい
て１６時間溶融し、溶融物は水を入れた容器中に細い流
れとして流し込んだ。乾燥後、ガラス粒子をボールミル
して平均粒径約１０〜４０ミクロンとし、ｍ ｉｏｏ米
国標準篩で選別して混入大粒子を除去した。
にボールミルし、プラナするつぼ内で１６５０℃におい
て１６時間溶融し、溶融物は水を入れた容器中に細い流
れとして流し込んだ。乾燥後、ガラス粒子をボールミル
して平均粒径約１０〜４０ミクロンとし、ｍ ｉｏｏ米
国標準篩で選別して混入大粒子を除去した。
表 ■
ｓｒ ０２４１．０４０．８４２．８４４．８４７．２
４８．９Ａ応、０３３９，５３９，７３６．３３６，３
３５．８３５．４ＣａＯ１８，５１９，０２０，０１６
，１１０，１６，ＩＭＩＪＯ−−−２，８６，９９，７ ＡＳｚ０３１．０ Ｇ、５１，００．５０，５０．５ガ
ラス粉末を９２．５重１％イソプロピルアルコール−７
，５重量％水溶液に混入してなるスラリーを調製し、約
６ｍ間％のポリビニルアセテートを添加してバインダー
系を形成した。
４８．９Ａ応、０３３９，５３９，７３６．３３６，３
３５．８３５．４ＣａＯ１８，５１９，０２０，０１６
，１１０，１６，ＩＭＩＪＯ−−−２，８６，９９，７ ＡＳｚ０３１．０ Ｇ、５１，００．５０，５０．５ガ
ラス粉末を９２．５重１％イソプロピルアルコール−７
，５重量％水溶液に混入してなるスラリーを調製し、約
６ｍ間％のポリビニルアセテートを添加してバインダー
系を形成した。
連続ＳｉＣファイバーの糸を酸化炎に通してそのｎ機す
イジング剤を除去した後、上記スラリーの浴に通してガ
ラス粉末を採取させた。余分なスラリーを除去した後、
この糸を回転ドラムの回りに巻いて単方向のファイバー
配向を有し、ファイバーがポリビニルアセテートバイン
ダーにより結合されたシート（プレプレグ）を形成した
。
イジング剤を除去した後、上記スラリーの浴に通してガ
ラス粉末を採取させた。余分なスラリーを除去した後、
この糸を回転ドラムの回りに巻いて単方向のファイバー
配向を有し、ファイバーがポリビニルアセテートバイン
ダーにより結合されたシート（プレプレグ）を形成した
。
プレプレグは室温で乾燥し、直径約３″のディスクをぞ
こから切り出した。ディスクは同軸配向となるようにス
チールトレイ中に積層し、次いでトレイを気流雰囲気を
有して ４５０℃で作動される炉内に２時間入れて有機
成分を除去した。
こから切り出した。ディスクは同軸配向となるようにス
チールトレイ中に積層し、次いでトレイを気流雰囲気を
有して ４５０℃で作動される炉内に２時間入れて有機
成分を除去した。
その後、積層プレプレグはグラファイト型内に入れ、型
は管理雰囲気の存在下で作動させることのできる抵抗加
熱プレス内に配置した。次いで、この積層体を１０分間
、１３４０℃において窒素雰囲気内で２０００ｐｓｉの
荷重下に圧縮して一体化した。完全なそのままの結晶化
を保証する！こめ、型は１２００℃に冷却し、この温度
に２時間維持した。
は管理雰囲気の存在下で作動させることのできる抵抗加
熱プレス内に配置した。次いで、この積層体を１０分間
、１３４０℃において窒素雰囲気内で２０００ｐｓｉの
荷重下に圧縮して一体化した。完全なそのままの結晶化
を保証する！こめ、型は１２００℃に冷却し、この温度
に２時間維持した。
これらの複合体組成物のファイバー含量は約３０〜３５
容量％の範囲であった。Ｘ線回折分析により、実施例３
，２１．２９および３０においては灰長石が主結晶相で
あると同定され、実施例３１および３２においては灰長
石とコーディエライトとの混合物が含まれていることが
示された。
容量％の範囲であった。Ｘ線回折分析により、実施例３
，２１．２９および３０においては灰長石が主結晶相で
あると同定され、実施例３１および３２においては灰長
石とコーディエライトとの混合物が含まれていることが
示された。
表ＩＸは複合体の試験温度の関数として、破壊係数（Ｍ
ＯＲ，ｐｓｉ ） 、曲げヤング率（１０’ ｐｓｉ
）、および微小亀裂産出応力（ＭＣＹ、 Ｅｌｓｉ ）
を示すものである。
ＯＲ，ｐｓｉ ） 、曲げヤング率（１０’ ｐｓｉ
）、および微小亀裂産出応力（ＭＣＹ、 Ｅｌｓｉ ）
を示すものである。
微小亀裂産出応力（ＭＣＹ）とはファイバーの延長歪が
マトリックスのそれよりもかなり高い（ｚｌ、５−〜０
．１％）ためにガラスセラミックマ・トリックスに微小
亀裂が生じ始める際の複合体上における曲げ応力である
。ＭＣＹ点を超えるとファイバーの負担する荷重が増大
する一方、マトリックスのヤング率は減少する。換言す
れば、ＭＣＹ点は曲線が非線形となる応力を示すもので
ある。
マトリックスのそれよりもかなり高い（ｚｌ、５−〜０
．１％）ためにガラスセラミックマ・トリックスに微小
亀裂が生じ始める際の複合体上における曲げ応力である
。ＭＣＹ点を超えるとファイバーの負担する荷重が増大
する一方、マトリックスのヤング率は減少する。換言す
れば、ＭＣＹ点は曲線が非線形となる応力を示すもので
ある。
応力もしくはＭＯＲの最大値においてはファイバーが全
ての荷重を負担する。
ての荷重を負担する。
製品の意図する適用および／もしくは製品使用時に遭遇
する可能性のある環境によってはＭＣＹが複合体のデザ
イン上のＩＩＪ限となることもあるため、その測定は極
めて重要であると考えることができる。すなわち、多く
の適用例においてはできるだけ高い値のＭＣＹ応力を有
することが重要であることは極めて明白である。この値
を上昇させるための実用的な手段にはマトリックス中に
おけるファイバー容積を増加させること、より高いヤン
グ率を示すファイバーを用いること、およびマトリック
スの破壊エネルギー（強さ）を高めることが含まれる。
する可能性のある環境によってはＭＣＹが複合体のデザ
イン上のＩＩＪ限となることもあるため、その測定は極
めて重要であると考えることができる。すなわち、多く
の適用例においてはできるだけ高い値のＭＣＹ応力を有
することが重要であることは極めて明白である。この値
を上昇させるための実用的な手段にはマトリックス中に
おけるファイバー容積を増加させること、より高いヤン
グ率を示すファイバーを用いること、およびマトリック
スの破壊エネルギー（強さ）を高めることが含まれる。
ボイスカー強化複合体においてはホイスカーの良さが短
過ぎてこのような複合体がモノリシックガラスセラミッ
ク体と同様に鋭利に破損することが妨げられないため、
ＭＣＹ応力が測定不可能となることは理解できるであろ
う。
過ぎてこのような複合体がモノリシックガラスセラミッ
ク体と同様に鋭利に破損することが妨げられないため、
ＭＣＹ応力が測定不可能となることは理解できるであろ
う。
表 ■
実施例 温 度 ＭＯＲヤング率 ＭＣＹ
３１３２５℃ １５９．０００ １４．８ ４１，
６００９００℃ ３７，２００ １３．０ ２９
，４００１１００℃ ３６．６００ １２．３
３３，４００１２００℃ ４０．０００ １１．４
２５，６００１３００℃ ４６，２００ ７．
８ １２，０００１３５０℃ ４３，７００ −
３２１２５℃ １０９．０００
１７．７ ３８，６００９００℃ ４３．７００
１Ｂ、５ ４０，５００１１００℃ ４５，８０
０ １４．３ ４０，９００１２００℃ ５２，
７００ １２，６ １５，３００１３００℃ ５
２．２００ ９．８ ７，２００３： ２９２５℃ １４４，０００ １５．０ ３１，６
００９００℃ ３２，８００ １２．８ ２８，
２００ｉｔｏｏ℃ ３２，４００ Ｎ、６ ３
１，１００１３００℃ ４５，１００ ７．
０ ６，３００： ２５℃ ７９
．７００ ２Ｇ、５ ５１．８００９００℃
６１．５００ １７．６ ３２．７００１
１００℃ ４５．７００ １Ｂ、０ ３５
，４００１２００℃ ４６．４０Ｇ １３．
３ ３１．２００１２５０℃ ５６．６０Ｇ
１１．６ １６．６００１３００℃ ３
５．０００ ９．５ ７．８００１
２５℃ ９６．１００ ２Ｇ、７ ４
７．０００９００℃ ５３．６００ １７．４
２９．８００１１００℃ ４４．０００
１６．５ ３２．９００１２００℃ ４６．
９０Ｇ １３，８ ２９．４００１２５０℃
５１．０００ １１，９ １６．８００
１３００℃ ４２．４００ １Ｇ、０
４．３０Ｇ！ ２５℃ １０Ｇ、５００
２１，２ ５３．１００９００℃ ４７．
４００ １８．２ ２８．１００１１００℃
４０．８００ １６．９ ３４．４００１
２００℃ ４２，４００ １３，８ ３３
，２００１２５０℃ ４４，９００ １１，８
１３．２００１３００℃ ４０，１００ １０，
５ ５，７００表ＩＸから認められるように、本発
明の複合体の機械強度は少なくとも１３５０℃までは高
く維持される。また、約１１００”〜１２５０℃の範囲
の温度にお（プる機械強度はより低温において示される
それよりも高いことがしばしばあるということは興味深
い。
３１３２５℃ １５９．０００ １４．８ ４１，
６００９００℃ ３７，２００ １３．０ ２９
，４００１１００℃ ３６．６００ １２．３
３３，４００１２００℃ ４０．０００ １１．４
２５，６００１３００℃ ４６，２００ ７．
８ １２，０００１３５０℃ ４３，７００ −
３２１２５℃ １０９．０００
１７．７ ３８，６００９００℃ ４３．７００
１Ｂ、５ ４０，５００１１００℃ ４５，８０
０ １４．３ ４０，９００１２００℃ ５２，
７００ １２，６ １５，３００１３００℃ ５
２．２００ ９．８ ７，２００３： ２９２５℃ １４４，０００ １５．０ ３１，６
００９００℃ ３２，８００ １２．８ ２８，
２００ｉｔｏｏ℃ ３２，４００ Ｎ、６ ３
１，１００１３００℃ ４５，１００ ７．
０ ６，３００： ２５℃ ７９
．７００ ２Ｇ、５ ５１．８００９００℃
６１．５００ １７．６ ３２．７００１
１００℃ ４５．７００ １Ｂ、０ ３５
，４００１２００℃ ４６．４０Ｇ １３．
３ ３１．２００１２５０℃ ５６．６０Ｇ
１１．６ １６．６００１３００℃ ３
５．０００ ９．５ ７．８００１
２５℃ ９６．１００ ２Ｇ、７ ４
７．０００９００℃ ５３．６００ １７．４
２９．８００１１００℃ ４４．０００
１６．５ ３２．９００１２００℃ ４６．
９０Ｇ １３，８ ２９．４００１２５０℃
５１．０００ １１，９ １６．８００
１３００℃ ４２．４００ １Ｇ、０
４．３０Ｇ！ ２５℃ １０Ｇ、５００
２１，２ ５３．１００９００℃ ４７．
４００ １８．２ ２８．１００１１００℃
４０．８００ １６．９ ３４．４００１
２００℃ ４２，４００ １３，８ ３３
，２００１２５０℃ ４４，９００ １１，８
１３．２００１３００℃ ４０，１００ １０，
５ ５，７００表ＩＸから認められるように、本発
明の複合体の機械強度は少なくとも１３５０℃までは高
く維持される。また、約１１００”〜１２５０℃の範囲
の温度にお（プる機械強度はより低温において示される
それよりも高いことがしばしばあるということは興味深
い。
この現象はマトリックスのヤング率がその温度範囲内に
低下する際に起こる亀裂の治療に由来するものと考えら
れる。
低下する際に起こる亀裂の治療に由来するものと考えら
れる。
前述の剪断混合技術を使用して、実施例２１に由。
来するフリットから１５重量％のボイスカーを含有する
均一懸濁液を製造した。次いで、乾燥した混合物を有機
バインダーとビヒクルとからなる溶液中に混合して、フ
ァイバー複合体に関して前述したように、スラリーを形
成した。酸化炎にさらした後、連続ＳｉＣファイバーの
糸はスラリー浴に通してガラス粉末およびホイスカーを
採取させ、余分なスラリーを除去した後、マンドレル上
に巻いて単方向ファイバー配向を示ずシート（プレプレ
グ）を形成した。プレプレグは所望の寸法に切断し、積
層し、有機成分は焼失させた。プレプレグ積層体は気流
雰囲気中においてグラフフィト型内で１０分間、１３４
０℃で２０００ｐｓ ｉの荷重下に熱圧した。次いで、
型は１２００℃まで冷却し、完全な結晶化を保証するｋ
めにこの温度に２時間維持した。
均一懸濁液を製造した。次いで、乾燥した混合物を有機
バインダーとビヒクルとからなる溶液中に混合して、フ
ァイバー複合体に関して前述したように、スラリーを形
成した。酸化炎にさらした後、連続ＳｉＣファイバーの
糸はスラリー浴に通してガラス粉末およびホイスカーを
採取させ、余分なスラリーを除去した後、マンドレル上
に巻いて単方向ファイバー配向を示ずシート（プレプレ
グ）を形成した。プレプレグは所望の寸法に切断し、積
層し、有機成分は焼失させた。プレプレグ積層体は気流
雰囲気中においてグラフフィト型内で１０分間、１３４
０℃で２０００ｐｓ ｉの荷重下に熱圧した。次いで、
型は１２００℃まで冷却し、完全な結晶化を保証するｋ
めにこの温度に２時間維持した。
最終合体の平均ファイバー含量は約３５容量％であった
。
。
２５℃にｄ３１プる測定によれば、ハイブリッド複合体
は約７２，０００ｐｓｉ （７）破壊係数、約２０．ｌ
Ｘ１０’ ｐｓｉのヤング率、および約６２，２００ｐ
ｓｉの微小亀裂産出応力を示した。これに対し、ファイ
バーのみを含有する実施例２１の複合体の２５℃におけ
る測定値は破壊係数的１０９，０００ｐｓｉ、ヤング率
約１７．７ｘ１０１１ ｐｓｉ、微小亀裂産出応力的３
８，６００ｐｓｉであった（表■）。認められるように
、ファイバー含有複合体にホイスカーを含有させること
によって複合体のヤング率および微小亀裂産出応力が増
大した。
は約７２，０００ｐｓｉ （７）破壊係数、約２０．ｌ
Ｘ１０’ ｐｓｉのヤング率、および約６２，２００ｐ
ｓｉの微小亀裂産出応力を示した。これに対し、ファイ
バーのみを含有する実施例２１の複合体の２５℃におけ
る測定値は破壊係数的１０９，０００ｐｓｉ、ヤング率
約１７．７ｘ１０１１ ｐｓｉ、微小亀裂産出応力的３
８，６００ｐｓｉであった（表■）。認められるように
、ファイバー含有複合体にホイスカーを含有させること
によって複合体のヤング率および微小亀裂産出応力が増
大した。
さらに、ハイブリッド複合体とガラスセラミックマトリ
ックスのみおよびホイスカーを含有するガラスセラミッ
ク複合体とを比較することができる。例えば、２５℃に
おける測定値によれば、無添加の実施例２１は破壊係数
的１５，０００ｐｓｉおよびヤング率約１３Ｘ１０Ｂ
ｐｓｉを示した。２５℃にお（）る測定値によれば、実
施例２１に３０重量％のボイスカーを添加したものの示
す破壊係数は約５３，８００ｐｓｉ 、ヤング率は約２
３ｘ１０６ ｐｓｉであった。
ックスのみおよびホイスカーを含有するガラスセラミッ
ク複合体とを比較することができる。例えば、２５℃に
おける測定値によれば、無添加の実施例２１は破壊係数
的１５，０００ｐｓｉおよびヤング率約１３Ｘ１０Ｂ
ｐｓｉを示した。２５℃にお（）る測定値によれば、実
施例２１に３０重量％のボイスカーを添加したものの示
す破壊係数は約５３，８００ｐｓｉ 、ヤング率は約２
３ｘ１０６ ｐｓｉであった。
上記のハイブリッド複合体においてはＳｉＣファイバー
が使用されたが（このようなファイバーの使用は好まし
い実施例を構成する）、他のセラミックファイバーも同
様に使用できることは理解されよう。使用できるファイ
バーの例にはＳｉ Ｃ。
が使用されたが（このようなファイバーの使用は好まし
い実施例を構成する）、他のセラミックファイバーも同
様に使用できることは理解されよう。使用できるファイ
バーの例にはＳｉ Ｃ。
ＢａＣ，グラファイト、ムライト、スピネル、アルミナ
、ＢＮＳＺｒＯ４、ジルコン、およびガラスが含まれる
。
、ＢＮＳＺｒＯ４、ジルコン、およびガラスが含まれる
。
Claims (33)
- （１）主として、長さ：直径の比が少なくとも１０：１
であって１００ミクロン未満の厚さを有する解凝集化し
たＳｉＣホイスカー１０〜６０重量％をガラスセラミッ
クマトリックス中にほぼ均一に分布させてなり、このガ
ラスセラミックマトリックスはアルカリ土類アルミノ珪
酸塩を主結晶相とし、主として酸化物を基準とする重量
％で表わされる以下の成分 ＣａＯ０−２５ ＭｇＯ０−１５ ＳｒＯ０−３０ Ｎａ＿２Ｏ０−４ ＣａＯ＋ＳｒＯ １０−３０ Ｋ＿２Ｏ０−６ Ａｌ＿２Ｏ＿３２５−３８ ＴｉＯ＿２０−１２ ＳｉＯ＿２３５−６０ ＺｒＯ＿
２０−１５ ＢａＯ０−２５ Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３ ＢａＯ＋ＭｇＯ＋Ｎａ＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ＋ＴｉＯ＿２ＺｒＯ＿２＋Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３０から
なることを特徴とするホイスカーで強化されたガラスセ
ラミックマトリックス複合体。 - （２）前記結晶相が灰長石［（ＣａＯ、ＳｒＯ）・Ａｌ
＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２］およびそのムライト（３Ａ
ｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２）、コーディエライト（２
ＭｇＯ・２Ａｌ＿２Ｏ＿３・５ＳｉＯ＿２）、バリウム
オスミライト（ＢａＯ・２ＭｇＯ・３Ａｌ＿２Ｏ＿３・
９ＳｉＯ＿２）、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ＿２Ｏ
・Ａｌ＿２Ｏ＿３・６ＳｉＯ＿２）との各疑似二成分か
らなる群より選ばれたものであることを特徴とする特許
請求の範囲第１項記載の複合体。 - （３）前記結晶相が灰長石とＡｌ＿２Ｏ、灰長石とＳｉ
Ｏ＿２、灰長石とＣａＯ・ＳｉＯ＿２、および灰長石と
ゲーレン石（２ＣａＯ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・ＳｉＯ＿２）
からなる群より選ばれたものであることを特徴とする特
許請求の範囲第１項記載の複合体。 - （４）主として、長さ：直径の比が少なくとも１０：１
であつて１００ミクロン未満の厚さを有する解凝集化し
たＳｉＣホイスカー１０〜６０重量％をガラスセラミッ
クマトリックス中にほぼ均一に分布させてなるホイスカ
ーで強化されたガラスセラミックマトリックス複合体の
製造方法であつて、 （ａ）殆ど凝集のない懸濁液が生ずるような条件の下で
前記ホイスカーを極性液と混合し、 （ｂ）主として酸化物を基準とする重量％で表わされる
以下の成分 ＣａＯ０−２５ ＭｇＯ０−１５ ＳｒＯ０−３０ Ｎａ＿２Ｏ０−４ ＣａＯ＋ＳｒＯ １０−３０ Ｋ＿２Ｏ０−６ Ａｌ＿２Ｏ＿３２５−３８ ＴｉＯ＿２０−１２ ＳｉＯ＿２３５−６０ ＺｒＯ＿２０−１５ ＢａＯ０−２５ Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３ ＢａＯ＋ＭｇＯ＋Ｎａ＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ＋ＴｉＯ＿２＋ＺｒＯ＿２＋Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３０か
らなるガラスのためのバッチを溶融し、 （ｃ）この溶融体を冷却してガラス体とし、（ｄ）この
ガラス体を粉砕して微細なガラス粉末とし、 （ｅ）このガラス粉末を前記ホイスカーの含有された懸
濁液に混入してホイスカーとガラス粒子とからなる均一
分散体を得、 （ｆ）この分散体を乾燥し、 （ｇ）乾燥した分散体を所望の形状の造形体に成形し、 （ｈ）前記ガラスの液相線温度未満の高温まで加熱する
ことにより、前記造形体を一体化してアルカリ土類アル
ミノ珪酸塩を主結晶相とするガラスセラミックに結晶化
することからなる製造方法。 - （５）前記ホイスカーと極性液との混合を剪断型混合機
内で行なうことを特徴とする特許請求の範囲第４項記載
の製造方法。 - （６）前記極性液が水とイソプロパノールとの混合物か
らなることを特徴とする特許請求の範囲第４項記載の製
造方法。 - （７）前記分散体を押出、乾式圧縮、熱圧、および高温
等圧圧縮からなる群より選ばれた手段により造形体に成
形することを特徴とする特許請求の範囲第４項記載の製
造方法。 - （８）前記造形体を熱圧もしくは高温等圧圧縮によって
、成形すると同時に一体化しかつガラスセラミックに結
晶化することを特徴とする特許請求の範囲第７項記載の
製造方法。 - （９）前記造形体を押出もしくは乾式圧縮によって成形
し、次いで一体化しかつガラスセラミックに結晶化する
ことを特徴とする特許請求の範囲第７項記載の製造方法
。 - （１０）前記造形体の一体化を約１３００°〜１５５０
℃の温度で行なうことを特徴とする特許請求の範囲第４
項記載の製造方法。 - （１１）前記結晶相が灰長石［（ＣａＯ、ＳｒＯ）・Ａ
ｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２］およびそのムライト（３
Ａｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２）、コーディエライト（
２ＭｇＯ・２Ａｌ＿２Ｏ＿３・５ＳｉＯ＿２）、バリウ
ムオスミライト（ＢａＯ・２ＭｇＯ・３Ａｌ＿２Ｏ＿３
・９ＳｉＯ＿２）、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ＿２
Ｏ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・６ＳｉＯ＿２）との各疑似二成分
からなる群より選ばれたものであることを特徴とする特
許請求の範囲第４項記載の製造方法。 - （１２）前記結晶相が灰長石とＡｌ＿２Ｏ＿３、灰長石
とＳｉＯ＿２、灰長石とＣａＯ・ＳｉＯ＿２、および灰
長石とゲーレン石（２ＣａＯ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・ＳｉＯ
＿２）からなる群より選ばれたものであることを特徴と
する特許請求の範囲第４項記載の製造方法。 - （１３）主としてＳｉＣファイバー１５〜７０容量％を
ガラスセラミックマトリックス中にほぼ均一に分布させ
てなり、このガラスセラミックマトリックスはアルカリ
土類アルミノ珪酸塩を主結晶相とし、主として酸化物を
基準とする重量％で表わされる以下の成分 ＣａＯ０−２５ ＭｇＯ０−１５ ＳｒＯ０−３０ Ｎａ＿２Ｏ０−４ ＣａＯ＋ＳｒＯ１０−３０ Ｋ＿２Ｏ０−６ Ａｌ＿２Ｏ＿３２５−３８ ＴｉＯ＿２０−１２ ＳｉＯ＿２３５−６０ ＺｒＯ＿２０−１５ ＢａＯ０−２５ Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３ ＢａＯ＋ＭｇＯ＋Ｎａ＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ＋ＴｉＯ＿２ＡｒＯ＿２＋Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３０から
なることを特徴とするファイバーで強化されたガラスセ
ラミックマトリックス複合体。 - （１４）前記結晶相が灰長石［（ＣａＯ、ＳｒＯ）・Ａ
ｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２］およびそのムライト（３
Ａｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２）、コーディエライト（
２ＭｇＯ・２Ａｌ＿２Ｏ＿３・５ＳｉＯ＿２）、バリウ
ムオスミライト（ＢａＯ・２ＭｇＯ・３Ａｌ＿２Ｏ＿３
・９ＳｉＯ＿２）、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ＿２
Ｏ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・６ＳｉＯ＿２）との各疑似二成分
からなる群より選ばれたものであることを特徴とする特
許請求の範囲第１３項記載の複合体。 - （１５）前記結晶相が灰長石とＡｌ＿２Ｏ、灰長石とＳ
ｉＯ＿２、灰長石とＣａＯ・ＳｉＯ＿２、および灰長石
とゲーレン石（２ＣａＯ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・ＳｉＯ＿２
）からなる群より選ばれたものであることを特徴とする
特許請求の範囲第１３項記載の複合体。 - （１６）主としてＳｉＣファイバー１５〜７０容量％を
ガラスセラミックマトリックス中にほぼ均一に分布させ
てなるファイバーで強化されたガラスセラミックマトリ
ックス複合体の製造方法であつて、（ａ）主として酸化
物を基準とする重量％で表わされる以下の成分 ＣａＯ０−２５ ＭｇＯ０−１５ ＳｒＯ０−３０ Ｎａ＿２Ｏ０−４ ＣａＯ＋ＳｒＯ１０−３０ Ｋ＿２Ｏ０−６ Ａｌ＿２Ｏ＿３２５−３８ ＴｉＯ＿２０−１２ ＳｉＯ＿２３５−６０ ＺｒＯ＿２０−１５ ＢａＯ０−２５ Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３ ＢａＯ＋ＭｇＯ＋Ｎａ＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ＋ＴｉＯ＿２ＺｒＯ＿２＋Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３０から
なるガラスのためのバッチを溶融し、 （ｂ）この溶融体を冷却してガラス体とし、（ｃ）この
ガラス体を粉砕して微細なガラス粉末とし、 （ｄ）このガラス粉末中にＳｉＣファイバーを埋め込み
、 （ｅ）このＳｉＣファイバーを埋め込んだガラス粉末を
所望の形状の造形体に成形し、 （ｆ）前記ガラスの液相線温度未満の高温まで加熱する
ことにより、前記造形体を一体化してアルカリ土類アル
ミノ珪酸塩を主結晶相とするガラスセラミックに結晶化
することからなる製造方法。 - （１７）前記造形体を一体化した後、この一体化したボ
ディを前記ガラスが完全に結晶化してガラスセラミック
となるに充分な時間、約１１００°〜１３００℃の間の
温度で熱処理することを特徴とする特許請求の範囲第１
６項記載の製造方法。 - （１８）前記ＳｉＣファイバーを埋め込んだガラス粉末
を押出、乾式圧縮、熱圧、および高温等圧圧縮からなる
群より選ばれた手段により造形体に成形することを特徴
とする特許請求の範囲第１６項記載の製造方法。 - （１９）前記造形体を熱圧もしくは高温等圧圧縮によつ
て、成形すると同時に一体化しかつガラスセラミックに
結晶化することを特徴とする特許請求の範囲第１８項記
載の製造方法。 - （２０）前記造形体を押出もしくは乾式圧縮によつて成
形し、次いで一体化しかつガラスセラミックに結晶化す
ることを特徴とする特許請求の範囲第１８項記載の製造
方法。 - （２１）前記造形体の一体化を約１３００°〜１５５０
℃の温度で行なうことを特徴とする特許請求の範囲第１
６項記載の製造方法。 - （２２）前記結晶相が灰長石［（ＣａＯ、ＳｒＯ）・Ａ
ｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２］およびそのムライト（３
Ａｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２）、コーディエライト（
２ＭｇＯ・２Ａｌ＿２Ｏ＿３・５ＳｉＯ＿２）、バリウ
ムオスミライト（ＢａＯ・２ＭｇＯ・３Ａｌ＿２Ｏ＿３
・９ＳｉＯ＿２）、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ＿２
Ｏ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・６ＳｉＯ＿２）との各疑似二成分
からなる群より選ばれたものであることを特徴とする特
許請求の範囲第１６項記載の製造方法。 - （２３）前記結晶相が灰長石とＡｌ＿２Ｏ＿３、灰長石
とＳｉＯ＿２、灰長石とＣａＯ・ＳｉＯ＿２、および灰
長石とゲーレン石（２ＣａＯ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・ＳｉＯ
＿２）からなる群より選ばれたものであることを特徴と
する特許請求の範囲第１６項記載の製造方法。 - （２４）主として、１５〜７０容量％のセラミックファ
イバーと長さ：直径の比が少なくとも１０：１であつて
１００ミクロン未満の厚さを有する１０〜６０重量％の
解凝集化したＳｉＣホイスカーとをその総含量が約７０
重量％を超えないようにガラスセラミックマトリックス
巾にほぼ均一に分布させてなるファイバーおよびホイス
カーで強化されたガラスセラミックマトリックスハイブ
リッド複合体の製造方法であつて、 （ａ）主として酸化物を基準とする重量％で表わされる
以下の成分 ＣａＯ０−２５ ＭｇＯ０−１５ ＳｒＯ０−３０ Ｎａ＿２Ｏ０−４ ＣａＯ＋ＳｒＯ１０−３０ Ｋ＿２Ｏ０−６ Ａｌ＿２Ｏ＿３２５−３８ ＴｉＯ＿２０−１２ ＳｉＯ＿２３５−６０ ＺｒＯ＿２０−１５ ＢａＯ０−２５ Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３ ＢａＯ＋ＭｇＯ＋Ｎａ＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ＋ＴｉＯ＿２ＺｒＯ＿２＋Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３０から
なるガラスのためのバッチを溶融し、 （ｂ）この溶融体を冷却してガラス体とし、（ｃ）この
ガラス体を粉砕して微細なガラス粉末とし、 （ｄ）前記ＳｉＣホイスカーを解凝集化し、（ｅ）この
ＳｉＣホイスカーおよび前記セラミックファイバーを前
記ガラス粉末中に埋め込み、（ｆ）このＳｉＣホイスカ
ーおよびセラミックファイバーを埋め込んだガラス粉末
を所望の形状の造形体に成形し、 （ｇ）前記ガラスの液相線温度未満の高温まで加熱する
ことにより、前記造形体を一体化してアルカリ土類アル
ミノ珪酸塩を主結晶相とするガラスセラミックに結晶化
することからなる製造方法。 - （２５）前記造形体を一体化した後、この一体化したボ
ディを前記ガラスが完全に結晶化してガラスセラミック
となるに充分な時間、約１１００°〜１３００℃の間の
温度で熱処理することを特徴とする特許請求の範囲第２
４項記載の製造方法。 - （２６）前記ホイスカーおよびファイバーを埋め込んだ
ガラス粉末を押出、乾式圧縮、熱圧、および高温等圧圧
縮からなる群より選ばれた手段により造形体に成形する
ことを特徴とする特許請求の範囲第２４項記載の製造方
法。 - （２７）前記造形体を熱圧もしくは高温等圧圧縮によつ
て、成形すると同時に一体化しかつガラスセラミックに
結晶化することを特徴とする特許請求の範囲第２６項記
載の製造方法。 - （２８）前記造形体を押出もしくは乾式圧縮によって成
形し、次いで一体化しかつガラスセラミックに結晶化す
ることを特徴とする特許請求の範囲第２６項記載の製造
方法。 - （２９）前記造形体の一体化を約１３００°〜１５５０
℃の温度で行なうことを特徴とする特許請求の範囲第２
４項記載の製造方法。 - （３０）前記セラミックファイバーがＳｉＣ、グラファ
イト、ムライト、スピネル、Ｂ＿４Ｃ、ＢＮ、アルミナ
、ＺｒＯ＿２、ジルコン、およびガラスからなる群より
選ばれたものであることを特徴とする特許請求の範囲第
２４項記載の製造方法。 - （３１）前記結晶相が灰長石［（ＣａＯ、ＳｒＯ）・Ａ
ｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２］およびそのムライト（３
Ａｌ＿２Ｏ＿３・２ＳｉＯ＿２）、コーディエライト（
２ＭｇＯ・２Ａｌ＿２Ｏ＿３・５ＳｉＯ＿２）、バリウ
ムオスミライト（ＢａＯ・２ＭｇＯ・３Ａｌ＿２Ｏ＿３
・９ＳｉＯ＿２）、およびソーダ長石固溶体（Ｎａ＿２
Ｏ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・６ＳｉＯ＿２）との各疑似二成分
からなる群より選ばれたものであることを特徴とする特
許請求の範囲第２４項記載の製造方法。 - （３２）前記結晶相が灰長石とＡｌ＿２Ｏ＿３、灰長石
とＳｉＯ＿２、灰長石とＣａＯ・ＳｉＯ＿２、および灰
長石とゲーレン石（２ＣａＯ・Ａｌ＿２Ｏ＿３・ＳｉＯ
＿２）からなる群より選ばれたものであることを特徴と
する特許請求の範囲第２４項記載の製造方法。 - （３３）主として、ＳｉＣ、グラファイト、Ｂ＿４Ｃ、
ＢＮ、ムライト、スピネル、ＺｒＯ＿２、ジルコン、ガ
ラス、およびアルミナからなる群より選ばれたファイバ
ー約１５〜７０容量％と長さ：直径の比が少なくとも１
０：１であって１００ミクロン未満の厚さを有する凝集
化したＳｉＣホイスカー１０〜６０重量％とをガラスセ
ラミックマトリックス中にほぼ均一に分布させてなり、
このガラスセラミックマトリックスは主として酸化物を
基準とする重量％で表わされる以下の成分 ＣａＯ０−２５ ＭｇＯ０−１５ ＳｒＯ０−３０ Ｎａ＿２Ｏ０−４ ＣａＯ＋ＳｒＯ１０−３０ Ｋ＿２Ｏ０−６ Ａｌ＿２Ｏ＿３２５−３８ ＴｉＯ＿２０−１２ ＳｉＯ＿２３５−６０ ＺｒＯ＿２０−１５ ＢａＯ０−２５ Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３ ＢａＯ＋ＭｇＯ＋Ｎａ＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ＋ＴｉＯ＿２ＺｒＯ＿２＋Ａｓ＿２Ｏ＿３０−３０から
なることを特徴とするファイバーおよびホイスカーで強
化されたガラスセラミックマトリックスハイブリッド複
合体。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/723,572 US4615987A (en) | 1985-04-15 | 1985-04-15 | Reinforcement of alkaline earth aluminosilicate glass-ceramics |
| US723572 | 1985-04-15 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61242931A true JPS61242931A (ja) | 1986-10-29 |
| JPH0114186B2 JPH0114186B2 (ja) | 1989-03-09 |
Family
ID=24906815
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60264695A Granted JPS61242931A (ja) | 1985-04-15 | 1985-11-25 | 強化アルカリ土類アルミノ珪酸ガラスセラミツクマトリツクス複合体およびその製造方法 |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4615987A (ja) |
| EP (1) | EP0198977B1 (ja) |
| JP (1) | JPS61242931A (ja) |
| KR (1) | KR860008096A (ja) |
| CN (1) | CN85108548A (ja) |
| AT (1) | ATE44135T1 (ja) |
| AU (1) | AU584134B2 (ja) |
| BR (1) | BR8505756A (ja) |
| CA (1) | CA1238655A (ja) |
| DE (1) | DE3571125D1 (ja) |
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| JPH0264040A (ja) * | 1988-08-29 | 1990-03-05 | Fine Ceramics Center | セラミツクス質複合材料 |
| USRE39437E1 (en) | 1998-10-23 | 2006-12-19 | Kabushiki Kaisha Ohara | Negative thermal expansion glass ceramic |
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|---|---|---|---|---|
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| US4846866A (en) * | 1985-04-15 | 1989-07-11 | Corning Glass Works | Providing reinforced alkaline earth aluminosilicate glasses |
| US5422055A (en) * | 1985-09-16 | 1995-06-06 | The Dow Chemical Company | Reinforced glass and/or ceramic matrix composites |
| USH347H (en) | 1986-07-08 | 1987-10-06 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Alumina fiber reinforced lithium aluminosilicate |
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