JPS61281071A - 強靭性セラミツクスおよびその製法 - Google Patents

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】 〔発明の利用分野〕 本発明は新規な炭化ケイ素焼結体に係り、特に構造部材
として利用するに適した、強靭な炭化ケイ素焼結体に関
する。

〔発明の背景〕

炭化ケイ素焼結体は耐熱性、耐酸化性、高温強度が大き
いため、耐熱構造部材としての幅広い応用が期待されて
いる。しかし、「脆いＪ　（靭性が小、ぞい）ために構
造部材としての信頼性が低く。

これが炭化ケイ素焼結体の実用化の最大のネックとなっ
ている。

この欠点を解決するため、例えばジャーナル・オブ・ア
メリカン・セラミックス・ソサイヤテイ６７　、５７１
．　（１９８４）に見られるように、炭化ケイ素中に炭
化チタン粒子を分散させ、この分散粒子によって焼結体
中のクラックの進展を阻止して。

靭性を向上させることが報告されている。しかしながら
、この方法においても得られる焼結体は。

炭化ケイ素中に炭化チタン粒子が単に分散した構造であ
り、その靭性値も高々６ＭＮ／ｍ３／”であり、大きな
信頼性が要求される構造部材として安心して使用できる
までに至っていない。

〔発明の目的〕

本発明の目的は、各種構造部材に用いるに適した、靭性
が大きく、高信頼性の炭化ケイ素焼結体を提供すること
にある。

〔発明の概要〕

本発明の炭化ケイ素焼結体を主成分とする強靭性セラミ
ックスは、アルミニウム、スカンジウム。

イツトリウムおよび希土類元素から選ばれた１種以上の
金属元素および酸素を有する相（ａ）、炭膠 化ケイ素以外の金属炭化物より成るｆｉ　（ｂ）により
上記相（ａ）を囲むように形成された複合組織粒子相（
、）および、上記相（ｃ）を分散する炭化ケイ素より成
る母相（、（）とから成ることを特徴としている。

本発明者らが種々検討した結果、ヤング率や硬度が大き
く、高融点の金属炭化物相（ｂ）の複数個の粒子の粒界
をアルミニウム、スカンジウム。

イツトリウム及び希土類元素から選ばれる１種以上と酸
素とを含む相（ａ）で埋めて、丁度相（ｂ）の粒子同志
を相（ａ）でくっつけた構造の複合組織粒子相（ｃ）を
、炭化ケイ素の母相（ｄ）中に分散した構造の焼結体が
著しく大きな靭性値を持つことを見い出した。本発明の
強靭性セラミックスの構造の模式図を第１図に、又、本
発明の強靭性セラミックスの組織の顕微鏡写真を第２図
及び第３図に示す。これらの図↓こおいて、１はアルミ
ニウム、スカンジウム、イツトリウム、希土類元素から
選ばれた１種以上の金属元素と酸素元素を含む相（ａ）
であり、通常は上記金属の酸化物の形で存在する。２は
上記相（ａ）を取囲むように配列した金属炭化物粒子よ
り成る相（ｂ）であり相（ａ）と共に複合組織粒子相（
ｃ）を形成している。この相（ｂ）を構成する金属炭化
物としては、高融点であり、かつ、炭化ケイ素中で安定
であることが要求される。具体的にはチタン、ジルコニ
ウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、タ
ングステンから選ばれる１種以上の炭化物であることが
望ましい、さらに、この粒子相（ｂ）を構成する金属と
しては、比較的軽量であること、高温での耐酸化性が比
較的大きいこと、及び、炭化ケイ素の靭性向上に特に有
効などの理由から、チタン、バナジウム又はその混合物
であることが特に望ましい、また、３は本発明の強靭性
セラミックスの主体をなす炭化ケイ素粒子で、前記相（
ｃ）を分散する母相（ｄ）である。

なお、４および５はそれぞれ１および２と同じ成分から
成る相である。すなわち、金属炭化物から成る粒子相（
ｂ）の一部は炭化ケイ素中に単独して分散することもで
き、アルミニウム、スカンジウム、イツトリウム及び希
土類元素の１種以上、　　と酸素とから成る相（ａ）の
一部も炭化ケイ素粒子間に存在することができる。しか
しながら、これらの場合においても、靭性を大きくする
ためには、上述のように、複数個の金属炭化物粒子２同
志をくつつけるようにこの粒子間にアルミニウム、スカ
ンジウム、イツトリウム及び希土類元素と酸素とから成
る相１が存在した複合組織粒子１０を含むことが不可欠
であり、このような複合組織粒子側が分散した炭化ケイ
素焼結体によって始めて、靭性が大きく、高信頼性の強
靭性セラミックスが実現される。なお、第３図は複合組
織粒子１０の分離状態の例を示す顕微鏡写真図である。

本発明の強靭性セラミックスにおいて靭性が向上する理
由は上述の複合組織粒子によるクラックの分岐、停止に
あると考えられる。すなわち、母相の炭化ケイ素粒子と
の熱膨張率やヤング率の違いによって、この複合組織粒
子の周辺及び内部には応力が発生する。セラミックス中
を進行して来たクラックはこの応力の影響で曲げられて
複合組織粒子内部に取り込まれ、一般には分岐して相（
ａ）と相（ｂ）の界面を進み、複合組織粒子内部で停止
する。また、場合によっては相（ｂ）の内部にクラック
が入って、構成する金属炭化物粒子のへき開方向に曲げ
られ、やはり複合組織粒子内部でクラックが停止する。

このように、この複合組織粒子はクラックエネルギーの
吸収源として働き、この結果セラミックス中をクラック
が進行しにくくなり、結果として靭性が向上する。

本発明の強靭性セラミックスは、炭化ケイ素粒子に、ア
ルミニウム、スカンジウム、イツトリウム、希土類元素
のうちの１種以上の金属、又は水素化物、炭化物、窒化
物、ケイ化物、酸化物などの金属化合物、及び炭化ケイ
素中で炭化物を形成しやすいチタン、ジルコニウム、ハ
フニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、タングステ
ンなどの金属、合金、金属水素化物、窒化物、ケイ化物
などを加え、１９００〜２３００℃程度の温度で真空中
又は不活性雰囲気中で焼成して得られる。

この焼成の課程で、アルミニウム、スカンジウム、イツ
トリウム及び希土類元素の金属又は化合物は焼結助剤と
して働いて、緻密な焼結体を形成すると同時に、酸化物
以外の金属又は化合物は炭化ケイ素原料粒子表面に付着
した酸素や表面酸化膜及び添加したチタン、ジルコニウ
ム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、タン
グステンなどの粒子表面に吸着した酸素や表面酸化膜と
反応して酸化物に変化し、結果として焼結体中にアルミ
ニウム、スカンジウム、イツトリウム及び希土類元素の
酸化物相が形成される。

緻密焼結が困難で、高密度、高強度の焼結体が得られな
くなる。

焼結助剤として、アルミニ、ラム金属、アルミニラムの
炭化物、窒化物、酸化物およびイツトリウム金属、イツ
トリウム水素化物を用いるのが特に望ましく、これによ
り緻密な焼結体が得られやすい。また、イツトリウム系
の助剤を用いると、生成するイツトリウム酸化物（Ｙ、
０１）の融点（２４１０℃）が高いために、得られる強
靭性セラミックスの機械的特性が高温まで変化しないと
いう利点がある。ちなみに、Ａ　Ｑ、Ｏ，：　２０５４
℃、Ｌ　ａ、Ｏ，：　２３０７℃、Ｃｅ　Ｏ，：　１９
５０℃である。

さらに、この焼成の過程で、チタン、ジルコニウム、ハ
フニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、タングステ
ンの金属またはこれらの水素化物、窒化物、ケイ化物な
どの化合物は炭化ケイ素と反応して炭化物に変化すると
共に、炭化物粒子同志の集合体組織を作りやすい。この
結果として、靭性向上に効果のある前述の複合組織粒子
が容易に形成される。また、この反応で生成するケイ素
がアルミニウム、スカンジウム、イツトリウム及び希土
類元素の酸化物相からなる相（ａ）に取り込まれる場合
もある。この場合、条件によってはケイ素は単体、ケイ
酸塩、ケイ酸塩ガラスとして相（ａ）中に存在できる。

このように、相（ａ）の組成は用いる原料や焼結の条件
によって変化し、Ａ２□ｏａ、ｙ、ｏ、。

Ｌ　ａ　ｔｏｓ、Ｃｅ　０２）　Ｙ４Ａ　８２０ｇ、　
Ａ　Ｑ、２Ｓ　ｉ　０５゜Ｙ２ＳｉＯ５，ケイ酸アルミ
ニウムガラス、ケイ酸イツトリウムガラスなどを選ぶこ
とができる。

上記複合組織粒子の大きさとしてはその直径が３０〜１
５０μｍ位の範囲内にあることが望ましい。直径が３０
μｍよりも小さいと、クラック阻止にあまり有効でなく
、逆に複合組織粒子が大きすぎると、母相の炭化ケイ素
との熱膨張差でクラックを生じたり、その部分が欠陥に
なったりして。

焼結体の強度が低下しやすい。したがって、充分に高強
度、かつ、高靭性のセラミックスを得るためには直径が
３０〜１５０μｍの複合組織粒子が全複合組織粒子の５
０ＶｏＲ％以上を占めることが望ましい。

このような組織を形成するためには、原料として用いる
金属、合金又は金属水素化合物の平均粒径が５〜１００
μｍであることが望ましい。これらの原料は焼結時に炭
化ケイ素と反応して微細な金属炭化物粒子になると共に
、焼結助剤を主体とする相（ａ）と固って、靭性向上に
有効な複合組織粒子相（ｃ）を形成する。原料の金属１
合金又は水素化物の粒径が小さすぎても大きすぎても３
０〜１５０μｍの大きさの複合組織粒子の形成が困難と
なる。

また、複合組織粒子を構成する金属炭化物（ｂ）の平均
粒径は主として原料金属１合金、水素化物と炭化ケイ素
との反応、及び、その後の粒成長によって決まり、焼結
温度によって制御できる。その結果望ましい範囲は１〜
２０μｍであり、粒径が小さすぎるとクラックの停止に
１粒径が大きすぎるとクラックの分岐に有効でなく、結
果としてこの範囲外では靭性向上効果が充分得難い。

また、相（ａ）の存在量としては０．０５〜１０ｖｏＱ
％の範囲が望ましい、この量が少なすぎると充分に緻密
な焼結体とならず、又、複合組織粒子（ｃ）を構成する
金属炭化物粒子（ｂ）同志の結びつきが弱（なる。一方
、この量が多すぎると炭化ケイ素としての優れた性質が
失われる。

複合組織粒子の量としては、焼結体の切断面の面積比で
５〜３０％の範囲にあることが望ましい。

この量が少なすぎると靭性向上に充分な効果がなく、逆
に多すぎると炭化ケイ素としての優れた性質が失すれる
。

さらに、焼結体に存在する全金属炭化物は５〜４０ｖＯ
Ω％の範囲が望ましい。この量が少なすぎると靭性向上
に充分な効果がなく、逆に多すぎると炭化ケい素として
の優れた性質が失われる。

ターボチャージャロータやガスタービンロータのような
特に高信頼性を要求される構造部品にセラミックスを用
いる場合、その靭性は応力拡大係数に１ａで評価して、
　１０　Ｍ　Ｎ　／　ｍ”以上であることが望ましい。

この場合、セラミックスの表面や内部に１００μｍ程度
の欠陥が存在したとしても、その強度は３０　ｋｇ　Ａ
ｍ　”以上となり、上記ロータの設計強度の許容値を満
足するため、使用時の破損などの問題はおこらない。ま
た、セラミツクスの欠陥として１００μｍ以上の欠陥が
存在したとしても、それらの欠陥はＸ線透過法、超音波
探傷法、目視法などの手段により、製造ラインで非砿壊
的に発見し、除去することが容易である。

このように、Ｋ□。がＩＯＭＮ／ｍｊ／”以上のセラミ
ックスを用いれば、セラミックスに不可避の内部欠陥や
表面傷などによる破損事故を防止することができ、セラ
ミックス構造部材の信頼性を大幅に高めることができる
。さらに、Ｋｌｏが大きいセラミックスではセラミック
ス中に存在するクラックが成長するのに大きなエネルギ
ーが必要となり、結果としてクラックの成長が阻止され
λため、セラミックスの特性が長期に渡って安定で、信
頼性の高いものとなる。

本発明の強靭性セラミックスにおいては、前述のように
相（ａ）の含有量が０．０５〜１０Ｖｏα％、かつ、複
合組織粒子相（ｃ）の存在量が５〜３０ＶｏＩ２％の時
、ＩＯＭＮ／ｍ”ハを越える大きなに１ｏを持った強靭
性セラミックスが実現できる。このような大きなに１゜
を待ったセラミックスのクラック成長のためのエネルギ
ーは従来の３〜６　Ｍ　Ｎ　／　ｍ’／”程度のに１ｃ
を持った炭化ケイ素系セラミックスの３〜１０倍と大き
く、それだけ構造用部材として高信頼性のものとなる。

粒子相（ｂ）はＳｉＣ母相（ｄ）の粒径より大きいこと
が好ましい。

〔発明の実施例〕

実施例１ 平均粒径０．５　　μｍのα型ＳｉＣ粉末に、平均粒径
０．７　　μｍのＹＨ，（ｘ＝１又は２）又は３μｍの
Ｙ金属及び粒径５〜１００μｍの炭化物形成金属又はそ
の水素化物を金属炭化物に換算して３〜７０Ｖｏｆｆ％
になる量を加え、良く混合した。

この混合粉末にバインダとしてシリコーンを５ＶｏＱ％
加え、１６メツシユのふるいを通して造粒した０次に、
これを金型に入れ、成形圧５００ｋｇ／ｃｄで６０φＸ
１０ｔの円板状に成形し、成形体を黒鉛製の型に入れて
、高周波加熱により真空ホットプレス焼結したにの際、
加圧力は３００ｋｇ／ｄとし、昇温速度２０〜ｂ ２０００〜２２００℃まで昇温し、直ちに同じ速度で冷
却する温度プロフィルを用いた。

得られた焼結体から３　＋ｍ　Ｘ　４　ｍ　Ｘ　４５　
ｍｍの柱状試料を作製し、ＪＩＳａ点曲げ法（スパン３
０ｍ）に準じて、真空中１２００℃における曲げ強度、
空気中１０００℃で１ｏｏｏ　ｈ熱処理後の同じ温度に
おける曲げ強度、および試料表面に２０〜５０ｋｇの荷
重でビッカース圧痕を設けた後その曲げ強度を測定し、
圧痕の面積と曲げ強度を用いて計算した靭性値（応力拡
大係数に工。）の値を第１表に示す、なお。

Ｋ１゜の計算には下式を用いた。

ここで、σは曲げ強度、Ｓは圧痕の面積である。

また１、第１表の試料をＸ線回折法により測定した結果
、加えたＹＨ，はすべてＹ、　Ｏ，の形で。

又、炭化物形成金属は全て金属炭化物の形で焼結体中に
存在することがわかった。また、上記条件で得られた焼
結体中のＹ、０．はその３０〜７０％が金属炭化物粒子
集合体相（ｃ）の粒界に存在すること、および、金属炭
化物のうちの約５０％は単独粒子として分散し、残りの
約５０％は複数個の粒子が集合して分散し、その粒子間
にＹ、Ｏａ相が存在する複合組織粒子相（ｃ）を形成し
ていた。

さらに、炭化物形成金属としてＴｉを用いた試料のＹ２
Ｏ，相をＸ線マイクロアナライザ法により分析した結果
、ｙ、ｏの他にＳｉを含有すること及びＸ線的にはＹ２
ＳｉＯｇが存在することが判った。

このＳｉはＴｉとＳｉＣが反応した際に生じたものと考
えられる。

一方、第１表の試料と同じ組成の原料を用い。

ホットプレス温度を２２００℃、２ｈ保持の条件で焼結
体を作製した。この試料においても炭化物形成金属は全
て金属炭化物に変化しており、また、その約５０％は複
数個の粒子が一緒に固って分散した組織を持っていた。

しかしながら、これらの試料においては金属炭化物粒子
間にＹ２Ｏ，相が存在せず、また、そのに１（、も３〜
４　Ｍ　Ｎ　／　ｍ”　と。

一般の炭化ケイ素焼結体と同程度の値であった。

これは、２２００℃で保持している途中でｙ、ｏ３が揮
散したためと思われる。添加物によっても異なるが−た
ん焼結させたらすみやかに温度は下げるのがよい様であ
る。但し急冷すると破損する。

第１表より明らかなように、複合組織粒子を形成するＹ
２Ｏ，相（ａ）および金属炭化物相（ｂ）の量がそれぞ
れ０．０５〜１０Ｖｏｎ％、５〜４０ｖｏＱ％の時、得
られるセラミックスのに１゜、曲げ強度共に特に大きな
値を示す。特に、　１２００℃での曲げ強度は４００Ｍ
　Ｐ　ａ以上で好ましくは６００ＭＰａ以上の大きな値
が得られ、Ｋｉ。はいずれも７　Ｍ　Ｎ　／　ｎｗ”以
上の値が得られる。

第１表の試料Ｎ［Ｌｌｏ及びＮａ　１２についてその組
織を調べた結果、焼結体中の全てのＶＣの存在量はそれ
ぞれ４０Ｖｏ１２％及び７Ｖｏｆｉ％であり、そのうち
の約７５％が複合組織粒子として存在していた。また、
ＶＣの粒径は共に５〜２０μｍであり、複合組織粒子の
大きさは１０〜１５０μｍの範囲にわたってばらついて
いたが、そのうちの７０％は３０〜１５０μｍの範囲内
に入っていた。

同様な測定を第１表の＆１６の試料についておこなった
結果、焼結体中のＴｉＣの全存在量は２０Ｖｏｆ１％で
あり、そのうちの約７５％が複合組織粒子として存在し
ていた。また、ＴｉＣの粒径は１〜１０μｍであり、複
合組織粒子の大きさは３〜１００μｍの範囲にわたって
ばらついていたが、そのうちの５０％は３０〜１００μ
ｍの範囲内に入っていた。

実施例２ 実施例１と同様な方法により１粒径０．５〜１．０　　
ｐｍのＳｉＣ及び０．７〜１ｏＯμｍの添加物を用い、
第２表に示す試料を作製してその特性を調べた。これら
の試料においても、加えた焼結助剤は全て酸化物の形で
焼結体中に存在し、その３０〜７０％程度が金属炭化物
粒子集合体相（、）の粒界に存在していた。また、加え
た炭化物形成金属は全て金属炭化物として焼結体中に存
在し、そのうちの２５〜７５％が複数個の粒子が集合し
て炭化ケイ素中に分散し、その粒子間に焼結助剤として
加えた金属又は金属化合物が酸化物として存在する形の
複合組織粒子相（ｃ）を形成していた。

第２表のＮα１の試料の組織を調べた結果、焼結体中の
全てのＶＣの存在量は５゜５ｖ０２％であり。

そのうちの約９０％が複合組織粒子として存在していた
。また、ＶＣの粒径は１〜２０μｍであり、複合組織粒
子の大きさは３〜１５０μｍの範囲にわたってばらつい
ていたが、そのうちの５０％は３０〜１５０μｍの範囲
にはいっていた。

また、第２表の試料Ｈａ　１４について同様な測定をお
こなった結果、焼結体中の全てのＴｉＣの存在量は４０
ＶｏＱ％であり、そのうちの約７５％が複合組織粒子と
して存在していた。また、ＴｉＣの粒径は７〜２０μｍ
であり、複合組織粒子の大きさは２０〜２００ｐｍの範
囲にばらついていたが、そのうちの約９０％は３０〜１
５０μｍの範囲内に入っていた。

特に、Ｋｌｏは７　Ｍ　Ｎ　／　ａｎ”以上のものが得
られ、　１２００℃で曲げ強度も４００　Ｍ　Ｐ　ａ以
上、好ましくは５００ＭＰａ以上のものが得られる。

以上のように本発明の強靭性セラミックスは破壊エネル
ギーが大きいため、従来のセラミックスに比べて特に機
械衝撃や熱衝撃に強い特徴を持つ。

したがって、ガスタービン部品（ノズル、ロータ）、タ
ーボチャージャロータ、ボールベアリング、切削工具（
バイト、ノコギリなど）及び開閉時に衝撃の加わる配管
用の弁などにも使用できる。

第４図は耐摩耗性や耐機械衝撃性の要求される原子力配
管の弁用ディスヘッドに本発明の強靭性セラミックスを
用いた例を示す。

〔発明の効果〕

以上説明してきたように１本発明の強じん性セラミック
スは靭性が大きく、構造部材として利用する際の信頼性
が高い利点を有する。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の強じん性セラミックスの構造を示す模
式図、第２図及び第３図は本発明の強じん性セラミック
スの組織の一例を示す顕微鏡写真図、第４＠は本発明の
具体的応用例である原子力配管用弁の横断面図である。 １及び４・・・金属酸化物を含む相（ａ）、２及び５・
・・金属炭化物粒子相（ｂ）、３・・・ＳｉＣ母相（ｄ
）、１０・・・複合組織粒子相（ｃ）、ｌ’ｌ・・・デ
ィスクヘッド（強靭性セラミック）、１２・・・ディス
ク、１３・・・シリンダ、１４・・・シャフト、１５・
・・ボンネット、１６・・・配管。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、アルミニウム、スカンジウム、イットリウムおよび
   希土類元素から選ばれた少なくとも１種の金属元素と酸
   素を含む相（ａ）、炭化ケイ素以外の金属炭化物の少な
   くとも１種から成る粒子相（ｂ）により前記相（ａ）を
   囲むように形成された複合組織粒子相（ｃ）、および前
   記粒子相（ｃ）が分散されている炭化ケイ素の母相（ｄ
   ）とから構成されていることを特徴とする強靭性セラミ
   ックス。 ２、特許請求の範囲第１項において、前記粒子相（ｂ）
   の平均粒径が１〜２０μｍであることを特徴とする強靭
   性セラミックス。 ３、特許請求の範囲第１項または第２項において、前記
   炭化ケイ素の母相（ｄ）の平均粒径が０．２〜５μｍで
   あることを特徴とする強靭性セラミックス。 ４、特許請求の範囲第１項〜第３項のいずれか１項にお
   いて、前記粒子相（ｃ）がセラミックス切断面の面積比
   で５〜３０％であることを特徴とする強靭性セラミック
   ス。 ５、特許請求の範囲第１項〜第３項のいずれか１項にお
   いて、前記粒子相（ｃ）の平均粒径が３０〜１５０μｍ
   の複合組織粒子が全粒子相（ｃ）の５０容量％以上であ
   ることを特徴とする強靭性セラミックス。 ６、特許請求の範囲第１項〜第３項のいずれか１項にお
   いて、前記粒子相（ｃ）がセラミックス切断面の面積比
   で５〜３０％であり、かつ前記粒子相（ｃ）の平均粒径
   が３０〜１５０μｍの複合組織粒子が全粒子相（ｃ）の
   ５０容量％以上であることを特徴とする強靭性セラミッ
   クス。 ７、特許請求の範囲第１項〜第３項のいずれかにおいて
   、前記相（ａ）がアルミニウム、スカンジウム、イット
   リウムおよび希土類元素の酸化物であることを特徴とす
   る強靭性セラミックス。 ８、特許請求の範囲第１項〜第３項のいずれかにおいて
   、相（ａ）の金属元素がアルミニウム、またはイットリ
   ウムの酸化物であり、粒子相（ｂ）の金属元素がチタン
   、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タ
   ンタルおよびタングステンの１種以上であることを特徴
   とする強靭性セラミックス。 ９、特許請求の範囲第６項において、相（ａ）の金属元
   素がイットリウム酸化物であり、粒子相（ｂ）の金属元
   素がチタンまたは／およびバナジウムであることを特徴
   とする強靭性セラミックス。 １０、特許請求の範囲第９項において、前記相（ａ）が
   ０．０５〜１０容量％、前記粒子相（ｂ）が５〜４０容
   量％であることを特徴とする強靭性セラミックス。 １１、アルミニウム、スカンジウム、イットリウムおよ
   び希土類元素から選ばれた少なくとも１種の金属、また
   はその水素化物、炭化物、窒化物、ケイ化物、酸化物の
   平均粒径が５〜１００μｍと、チタン、ジルコニウム、
   ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタルおよびタン
   グステンから選ばれた少なくとも１種の金属、またはそ
   の水素化物、炭化物、窒化物、ケイ化物、酸化物の平均
   粒径が５〜１００μｍと、炭化ケイ素の平均粒径が０．
   １〜２μｍの粉末を加え、真空中または不活性ガス中で
   １９００〜２３００℃でホットプレスすることを特徴と
   する強靭性セラミックスの製法。 １２、特許請求の範囲第１１項において、イットリウム
   と、チタンまたは／およびバナジウムを金属で加え、２
   ０００〜２２００℃でホットプレスし、直ちに徐冷する
   ことを特徴とする強靭性セラミックスの製法。