JPS62870B2 - - Google Patents
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- JPS62870B2 JPS62870B2 JP53142934A JP14293478A JPS62870B2 JP S62870 B2 JPS62870 B2 JP S62870B2 JP 53142934 A JP53142934 A JP 53142934A JP 14293478 A JP14293478 A JP 14293478A JP S62870 B2 JPS62870 B2 JP S62870B2
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- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、良好な温度変化安定性を有する高強
度分散セラミツクの製法に関する。
度分散セラミツクの製法に関する。
西ドイツ特許出願公開第2549652号公報から、
高い破壊強度のセラミツク成形体及びその製法が
公知であり、ここではマトリツクス形成性セラミ
ツク材料とその中に分散可能なセラミツク混入材
料少なくとも１種とからの混合物を焼結させるか
又は熱プレスしてセラミツク成形体にし、この
際、セラミツク混入材料として、セラミツクの焼
成温度及び室温で、異なる密度の種々の互変性固
体変態で存在する材料が使用されている。特にセ
ラミツク混入材料としての安定化されていない二
酸化ジルコニウム及びマトリツクス形成性セラミ
ツク材料としての酸化アルミニウムを使用するこ
の公知方法で製造されたセラミツク成形体は、高
密度で極微細なマイクロクラツクが貫通してい
て、これは、セラミツク成形体に、高い機械強度
と同時に高い破壊強度、温度変化安定性及び衝撃
強度を与えている。この微細なマイクロクラツク
は、公知のセラミツクにおいては、冷却時に、焼
結温度及び熱圧縮温度の成形体が、混入材料の下
部相転移温度を下まわることにより生じ、この際
転移温度の上で安定な正方晶形ZrO2―態が相転
移温度の下で安定な単斜晶形態に変わり、これ
は、変態の異なる密度の結果として容積変化を伴
ない、従つて緊張と亀裂形成をもたらす。
高い破壊強度のセラミツク成形体及びその製法が
公知であり、ここではマトリツクス形成性セラミ
ツク材料とその中に分散可能なセラミツク混入材
料少なくとも１種とからの混合物を焼結させるか
又は熱プレスしてセラミツク成形体にし、この
際、セラミツク混入材料として、セラミツクの焼
成温度及び室温で、異なる密度の種々の互変性固
体変態で存在する材料が使用されている。特にセ
ラミツク混入材料としての安定化されていない二
酸化ジルコニウム及びマトリツクス形成性セラミ
ツク材料としての酸化アルミニウムを使用するこ
の公知方法で製造されたセラミツク成形体は、高
密度で極微細なマイクロクラツクが貫通してい
て、これは、セラミツク成形体に、高い機械強度
と同時に高い破壊強度、温度変化安定性及び衝撃
強度を与えている。この微細なマイクロクラツク
は、公知のセラミツクにおいては、冷却時に、焼
結温度及び熱圧縮温度の成形体が、混入材料の下
部相転移温度を下まわることにより生じ、この際
転移温度の上で安定な正方晶形ZrO2―態が相転
移温度の下で安定な単斜晶形態に変わり、これ
は、変態の異なる密度の結果として容積変化を伴
ない、従つて緊張と亀裂形成をもたらす。
二酸化ジルコニウムの場合は、密な正方晶高温
変態を室温で安定な単斜晶態に変える際に、混入
された粒子を膨張させ、これに伴なつて成形体全
体をも膨張させる。この膨張によるマトリツクス
中に生じる接線方向の引張応力は、相応する放線
方向の圧縮応力と同様に、強度増大性亀裂の形成
に作用する。しかしながら、多くの場合には、相
転移に作用するセラミツク成形体の膨張を低める
か又はさけることが望ましい。これは、公知方法
を用いてはもちろん不可能である。
変態を室温で安定な単斜晶態に変える際に、混入
された粒子を膨張させ、これに伴なつて成形体全
体をも膨張させる。この膨張によるマトリツクス
中に生じる接線方向の引張応力は、相応する放線
方向の圧縮応力と同様に、強度増大性亀裂の形成
に作用する。しかしながら、多くの場合には、相
転移に作用するセラミツク成形体の膨張を低める
か又はさけることが望ましい。これは、公知方法
を用いてはもちろん不可能である。
本発明は、セラミツク混入材料の２種の互変変
態の相転移により生じる張力を西ドイツ特許出願
公開第2549652号公報から公知の方法における同
様に、マイクロクラツクの生成及びこれに伴なう
強度及び温度変化安定性の増加のために利用でき
るが、ここでは、同時に、相転移に通例付随する
成形体全体の膨張をできるだけおさえることがで
きる。
態の相転移により生じる張力を西ドイツ特許出願
公開第2549652号公報から公知の方法における同
様に、マイクロクラツクの生成及びこれに伴なう
強度及び温度変化安定性の増加のために利用でき
るが、ここでは、同時に、相転移に通例付随する
成形体全体の膨張をできるだけおさえることがで
きる。
この課題は、マトリツクス形成性セラミツク材
料１種とその中に分散可能で、セラミツクの焼成
温度及び室温で異なる密度の種々の互変性固体変
態で存在するセラミツク混入材料少なくとも１種
との混合物の焼結又は熱プレス成形による分散セ
ラミツクの製法で本発明により解決され、これ
は、種々異なる下部相転移温度を有する集塊物を
形成するセラミツク混入材料を使用することより
なる。
料１種とその中に分散可能で、セラミツクの焼成
温度及び室温で異なる密度の種々の互変性固体変
態で存在するセラミツク混入材料少なくとも１種
との混合物の焼結又は熱プレス成形による分散セ
ラミツクの製法で本発明により解決され、これ
は、種々異なる下部相転移温度を有する集塊物を
形成するセラミツク混入材料を使用することより
なる。
本発明による集塊物の下部相転移温度は直接、
セラミツク混入材料の粒子の大きさに依り決ま
る。所定のマトリツクス材料及び所定の混入材料
においては、それぞれ、下部相転移温度と粒子の
大きさとの関係がどなつているかは直ちに示すこ
とができる。しかしながら、混入粒子の絶対的寸
法とは無関係に、粒子寸法は実際に著るしい寸法
範囲に拡がる。特に、混入物質の最小粒子対最大
粒子の寸法割合は少なくても１：10であるのが有
利であり、即ち、顕著に存在する最大粒子は顕著
に存在する最小粒子より少なくとも10倍大きい。
少なくとも１：10のこの寸法範囲内で、粒子は、
個々の寸法フラクシヨンの量があまり著るしく差
異がないように分配されているべきである。この
ことは、粒子のできるだけ一様な粒度分布により
達成されるが、比較的僅かな寸法差（１：３をあ
まり越えない）の多数の粒子群を一緒にすること
によつても達成される。しかしながら、本発明
は、これらの有利な割合から偏つた寸法組成でも
実現でき、この際、粒度分布及びこれから生じる
種々異なる下部相転移温度により、セラミツクの
膨張係数をその都度の当該温度範囲でできるだけ
０に近く保持することのみが前提となる。
セラミツク混入材料の粒子の大きさに依り決ま
る。所定のマトリツクス材料及び所定の混入材料
においては、それぞれ、下部相転移温度と粒子の
大きさとの関係がどなつているかは直ちに示すこ
とができる。しかしながら、混入粒子の絶対的寸
法とは無関係に、粒子寸法は実際に著るしい寸法
範囲に拡がる。特に、混入物質の最小粒子対最大
粒子の寸法割合は少なくても１：10であるのが有
利であり、即ち、顕著に存在する最大粒子は顕著
に存在する最小粒子より少なくとも10倍大きい。
少なくとも１：10のこの寸法範囲内で、粒子は、
個々の寸法フラクシヨンの量があまり著るしく差
異がないように分配されているべきである。この
ことは、粒子のできるだけ一様な粒度分布により
達成されるが、比較的僅かな寸法差（１：３をあ
まり越えない）の多数の粒子群を一緒にすること
によつても達成される。しかしながら、本発明
は、これらの有利な割合から偏つた寸法組成でも
実現でき、この際、粒度分布及びこれから生じる
種々異なる下部相転移温度により、セラミツクの
膨張係数をその都度の当該温度範囲でできるだけ
０に近く保持することのみが前提となる。
混入粒子の絶対的寸法は、その寸法分布と同様
に材料に依り、しかも、マトリツクス材料及び混
入材料により決まる。しかしながら、一般に、粒
径は0.1〜５μ特に0.1〜２μの範囲にある。
に材料に依り、しかも、マトリツクス材料及び混
入材料により決まる。しかしながら、一般に、粒
径は0.1〜５μ特に0.1〜２μの範囲にある。
本発明の有利な実施形式は、種々異なる下部相
転移温度を有する集塊物の形のセラミツク混入材
料を使用し、マトリツクス形成性セラミツク材料
としてAl2O3、SiC又はSi3N4を使用し、セラミツ
ク混入材料として安定化されていない二酸化ジル
コニウム又は二酸化ハフニウムを使用することよ
り成る。
転移温度を有する集塊物の形のセラミツク混入材
料を使用し、マトリツクス形成性セラミツク材料
としてAl2O3、SiC又はSi3N4を使用し、セラミツ
ク混入材料として安定化されていない二酸化ジル
コニウム又は二酸化ハフニウムを使用することよ
り成る。
本発明の方法により、後に製造される分散セラ
ミツクの膨張係数は、混入材料として使用される
粒子の種類及び寸法を適当に選択することによ
り、限界温度範囲（ここで構造に害を及ぼす熱衝
撃応力が現われる）で、非常に小さく、ほぼ０に
近く保持される。本発明方法は、それぞれまつた
く一定の限界温度範囲の確保を可能にし、これに
より真の意味で特定の熱衝撃状態に対して、セラ
ミツクの構造を設計することを可能にする。
ミツクの膨張係数は、混入材料として使用される
粒子の種類及び寸法を適当に選択することによ
り、限界温度範囲（ここで構造に害を及ぼす熱衝
撃応力が現われる）で、非常に小さく、ほぼ０に
近く保持される。本発明方法は、それぞれまつた
く一定の限界温度範囲の確保を可能にし、これに
より真の意味で特定の熱衝撃状態に対して、セラ
ミツクの構造を設計することを可能にする。
次に本発明を添付図面につき説明する：
第１図は、西ドイツ特許出願公開第2549652号
公報に公知の方法で製造したセラミツク成形体の
膨張と温度との関係を示すε／Ｔ―曲線である。
公報に公知の方法で製造したセラミツク成形体の
膨張と温度との関係を示すε／Ｔ―曲線である。
第２図及び第３図は、本発明により製造した分
散セラミツクのε／Ｔ―曲線である。
散セラミツクのε／Ｔ―曲線である。
第４図は粒径とTuとの関係を示す曲線であ
る。
る。
第１図には、公知方法で製造したAl2O3―マト
リツクス及びその中に混入したZrO2―粒子より
なるセラミツク成形体の膨張εと温度との関係が
示されている。混入されたZrO2は、約1000℃
（上部転移温度To）で、室温で安定な単斜晶態か
ら密な正方晶態に変じる。高温で焼結又は熱プレ
スすることにより成形体を製造すると、密な正方
晶態の粒子が生じる。焼成温度から成形体を冷却
すると、曲線は、他の径過（ヒステリシス）をた
どり、即ち、下部転移温度Tuで相転移が行なわ
れる。Tuは、混入材料の粒径ｄ及びマトリツク
スの種類の関数である。しかしながら、上部転移
温度Toは下部転移温度よりも著るしく少なくこ
のフアクターにより影響される。逆転移をする温
度範囲Ｂは、粒度分布の関数であり、転移の程度
もしくは大きさＨは、実際に、マトリツクス中の
ZrO2―粒子の容量部Ｖにより決定される。とこ
ろで、下部転移温度Tuは粒径の減小に伴ない低
い温度に移動し、セラミツク混入材料の粒子直径
ｄが小さくなると、Tuもそれだけ低くなる。
リツクス及びその中に混入したZrO2―粒子より
なるセラミツク成形体の膨張εと温度との関係が
示されている。混入されたZrO2は、約1000℃
（上部転移温度To）で、室温で安定な単斜晶態か
ら密な正方晶態に変じる。高温で焼結又は熱プレ
スすることにより成形体を製造すると、密な正方
晶態の粒子が生じる。焼成温度から成形体を冷却
すると、曲線は、他の径過（ヒステリシス）をた
どり、即ち、下部転移温度Tuで相転移が行なわ
れる。Tuは、混入材料の粒径ｄ及びマトリツク
スの種類の関数である。しかしながら、上部転移
温度Toは下部転移温度よりも著るしく少なくこ
のフアクターにより影響される。逆転移をする温
度範囲Ｂは、粒度分布の関数であり、転移の程度
もしくは大きさＨは、実際に、マトリツクス中の
ZrO2―粒子の容量部Ｖにより決定される。とこ
ろで、下部転移温度Tuは粒径の減小に伴ない低
い温度に移動し、セラミツク混入材料の粒子直径
ｄが小さくなると、Tuもそれだけ低くなる。
第２図は、本発明により製造した分散セラミツ
ク３並びに公知方法で製造した２種のセラミツク
１及び２のε／Ｔ―曲線である。上の曲線に示し
た分散セラミツク１のZrO2粒子は、中央の曲線
に示したもの２のそれより小さい。従つてd1＜
d2。相応して、セラミツク１の下部転移温度Tu1
は、セラミツク２のTu2より低い。最初の分散物
の集塊物１を同量の第２の集塊物２と混合する
と、このような複合セラミツク３では、下の曲線
に示されている様に転移温度は、加算される。従
つて、膨張係数αは記範温度範囲内ではほぼ０に
近い。特定の熱衝撃下での限界熱応力がその温度
範囲内にあるセラミツク成形体は、混合集塊物３
に相応するような組成でも、破壊することができ
ない。もちろん、そのための前提は、その作業温
度が常にTo2より高く、従つて粒子がその正方晶
態で存在しうる範囲内にあることである。
ク３並びに公知方法で製造した２種のセラミツク
１及び２のε／Ｔ―曲線である。上の曲線に示し
た分散セラミツク１のZrO2粒子は、中央の曲線
に示したもの２のそれより小さい。従つてd1＜
d2。相応して、セラミツク１の下部転移温度Tu1
は、セラミツク２のTu2より低い。最初の分散物
の集塊物１を同量の第２の集塊物２と混合する
と、このような複合セラミツク３では、下の曲線
に示されている様に転移温度は、加算される。従
つて、膨張係数αは記範温度範囲内ではほぼ０に
近い。特定の熱衝撃下での限界熱応力がその温度
範囲内にあるセラミツク成形体は、混合集塊物３
に相応するような組成でも、破壊することができ
ない。もちろん、そのための前提は、その作業温
度が常にTo2より高く、従つて粒子がその正方晶
態で存在しうる範囲内にあることである。
第３図は、本発明により、それぞれZrO220重
量％を有するSi3N4―マトリツクスから、特別に
製造された４種の集塊物の混合物から製造した分
散セラミツクに関するε／Ｔ―曲線である。４種
の集塊物を製造する４種の混合物は、それぞれ
Si3N4及びZnO220容量％よりなる異なる時間の長
さで粉砕した混合物である。最も短かい粉砕時間
で最大粒径約0.5μを有する混合物が得られ、こ
の場合にTu4が得られ、他の混合物をそれぞれ相
応する長さの時間で粉砕すると約0.4，0.3及び0.2
μの粒径が得られる。0.2μの場合にTu1が測定
される。集塊物１の下部転移温度Tu1は約300℃
であり、集塊物４のそれは約1000℃であり、上部
転移温度To4は約1200℃である。この曲線から、
マトリツクスとしてSi3N4を使用する際に、非常
に広い温度範囲が生じ、その中で膨張係数αはほ
ぼ０に近いことが明らかである。この種の分散セ
ラミツクは、作業温度が約1200℃（To4）より高
い高温ガスタービン素子としての使用に好適であ
る。破線は、純粋Si3N4、SiC及びAl2O3に関する
膨張状態を示す。構造に害を及ぼす熱衝撃応力が
生じる限界温度範囲は、実際の条件下に一般に比
較的小さいので、大きい膨張係数αを有するセラ
ミツクも、本発明により熱衝撃安定にすることが
できる。
量％を有するSi3N4―マトリツクスから、特別に
製造された４種の集塊物の混合物から製造した分
散セラミツクに関するε／Ｔ―曲線である。４種
の集塊物を製造する４種の混合物は、それぞれ
Si3N4及びZnO220容量％よりなる異なる時間の長
さで粉砕した混合物である。最も短かい粉砕時間
で最大粒径約0.5μを有する混合物が得られ、こ
の場合にTu4が得られ、他の混合物をそれぞれ相
応する長さの時間で粉砕すると約0.4，0.3及び0.2
μの粒径が得られる。0.2μの場合にTu1が測定
される。集塊物１の下部転移温度Tu1は約300℃
であり、集塊物４のそれは約1000℃であり、上部
転移温度To4は約1200℃である。この曲線から、
マトリツクスとしてSi3N4を使用する際に、非常
に広い温度範囲が生じ、その中で膨張係数αはほ
ぼ０に近いことが明らかである。この種の分散セ
ラミツクは、作業温度が約1200℃（To4）より高
い高温ガスタービン素子としての使用に好適であ
る。破線は、純粋Si3N4、SiC及びAl2O3に関する
膨張状態を示す。構造に害を及ぼす熱衝撃応力が
生じる限界温度範囲は、実際の条件下に一般に比
較的小さいので、大きい膨張係数αを有するセラ
ミツクも、本発明により熱衝撃安定にすることが
できる。
第４図は、AL2O3―マトリツクス及び混入材料
としてのZrO2の場合における下部相転移温度Tu
と粒径との関係を示す。絶対温度で示されている
Tuに対して粒径が示されている。
としてのZrO2の場合における下部相転移温度Tu
と粒径との関係を示す。絶対温度で示されている
Tuに対して粒径が示されている。
本発明方法は、差当り粉状のマトリツクス形成
性セラミツク材料と粉状のセラミツク混入材料と
からの個々の粉末混合物（この際セラミツク混入
材料はこの個々の混合物中で実際に単一の粒径で
かつ従つて実際に単一の下部転移温度を有する）
を作ることにより実施でき、この際セラミツク混
入材料の平均粒径及び下部転移温度は、混合物毎
に異なる。こうして差当り製造した個々の混合物
を次いで相互に混合し、セラミツク混入材料の相
転移温度Toより高い温度での焼結又は熱プレス
により圧縮成形して成形体にする。この個々の粉
末混合物から出発する代りに、同様に個々の粉末
混合物を差当り公知方法（Zeitscrift ｆｕ¨ｒ
Werkstofftechnik1973年148〜156頁参照）で球
状集塊物に変じることができる。次に個々の集塊
物を相互に混合し、粉末混合物と同様にプレスし
て成形体にする。
性セラミツク材料と粉状のセラミツク混入材料と
からの個々の粉末混合物（この際セラミツク混入
材料はこの個々の混合物中で実際に単一の粒径で
かつ従つて実際に単一の下部転移温度を有する）
を作ることにより実施でき、この際セラミツク混
入材料の平均粒径及び下部転移温度は、混合物毎
に異なる。こうして差当り製造した個々の混合物
を次いで相互に混合し、セラミツク混入材料の相
転移温度Toより高い温度での焼結又は熱プレス
により圧縮成形して成形体にする。この個々の粉
末混合物から出発する代りに、同様に個々の粉末
混合物を差当り公知方法（Zeitscrift ｆｕ¨ｒ
Werkstofftechnik1973年148〜156頁参照）で球
状集塊物に変じることができる。次に個々の集塊
物を相互に混合し、粉末混合物と同様にプレスし
て成形体にする。
本発明方法は、マトリツクス形成性セラミツク
材料及びセラミツク混入材料から、非常に広い粒
度分布の個々の混合物を作ることによつても実施
でき、正方晶から単斜晶態への逆転移が、広範囲
にわたり水平（α＝０）に進行する。
材料及びセラミツク混入材料から、非常に広い粒
度分布の個々の混合物を作ることによつても実施
でき、正方晶から単斜晶態への逆転移が、広範囲
にわたり水平（α＝０）に進行する。
粒度分布は、後者の方法で、摩砕機（回転ミ
ル）中での出発物質の種々異なる粉砕時間により
達成される。
ル）中での出発物質の種々異なる粉砕時間により
達成される。
本発明により製造した分散セラミツクの高い機
械強度、高い温度変化安定性及び特定の限界温度
範囲内で殆んど完全に抑制された膨張に基づき、
これは、上部相転移温度より高く、急冷又は通常
の冷却時の破壊の危険性をさける問題のある作業
温度が支配するどこでも有利に使用可能である。
械強度、高い温度変化安定性及び特定の限界温度
範囲内で殆んど完全に抑制された膨張に基づき、
これは、上部相転移温度より高く、急冷又は通常
の冷却時の破壊の危険性をさける問題のある作業
温度が支配するどこでも有利に使用可能である。
次に実施例につき図面と関連させて本発明を詳
細に説明する。
細に説明する。
例 １
Si3N4―粉末を、平均直径約１μの粒径の中程
度微細度のZrO2―粉末25容量％と共に、摩砕機
中で合計11.5時間粉砕し、この際、できるだけ平
担な逆転移曲線を得るために、次のように実施す
る：まずSi3N4―粉末をZrO2―粉末５容量％と共
に６時間粉砕し、引続き、再びZrO25容量％を混
合し、更に、９時間後、10.5時間後並びに11時間
20分後に５容量％を加える。最後のZrO2―添加
後10分にこの混合粉砕を終える。これにより、
個々のZrO2―粒子は、他のものより微細に粉砕
され、広い粒度分布及び広い逆転移曲線も得られ
る。この混合物から得た集塊物の下部転移温度
Tuは約730℃であり、上部転移温度Toは約1200
℃である。
度微細度のZrO2―粉末25容量％と共に、摩砕機
中で合計11.5時間粉砕し、この際、できるだけ平
担な逆転移曲線を得るために、次のように実施す
る：まずSi3N4―粉末をZrO2―粉末５容量％と共
に６時間粉砕し、引続き、再びZrO25容量％を混
合し、更に、９時間後、10.5時間後並びに11時間
20分後に５容量％を加える。最後のZrO2―添加
後10分にこの混合粉砕を終える。これにより、
個々のZrO2―粒子は、他のものより微細に粉砕
され、広い粒度分布及び広い逆転移曲線も得られ
る。この混合物から得た集塊物の下部転移温度
Tuは約730℃であり、上部転移温度Toは約1200
℃である。
この集塊物を1700℃で１時間熱プレス成形す
る。こうして得たセラミツクは下部転移温度の範
囲で純粋Si3N4からのセラミツク成形体の半分の
膨張係数を有する。
る。こうして得たセラミツクは下部転移温度の範
囲で純粋Si3N4からのセラミツク成形体の半分の
膨張係数を有する。
例 ２
Si3N4―粉末を微細ZrO2―粉末30容量％（その
粒子は平均直径0.3μを有する）と共に摩砕機中
で粉砕する。この混合物から得た集塊物の下部転
移温度Tuは約750℃であり、上部転移温度Toは
約1000℃である。得られた集塊物を1700℃で１時
間熱プレス成形する。こうして得たセラミツクは
下部転移温度の範囲で純粋なSi3N4からのセラミ
ツク成形体の半分の膨張係数を有する。
粒子は平均直径0.3μを有する）と共に摩砕機中
で粉砕する。この混合物から得た集塊物の下部転
移温度Tuは約750℃であり、上部転移温度Toは
約1000℃である。得られた集塊物を1700℃で１時
間熱プレス成形する。こうして得たセラミツクは
下部転移温度の範囲で純粋なSi3N4からのセラミ
ツク成形体の半分の膨張係数を有する。
例 ３
ａ Al2O3―粉末（平均粒径0.5μ）をZrO2―粉
末20容量％と共に摩砕機中で、混合液体として
のエタノールの使用下に、18時間湿式粉砕する
下部転移温度Tuは約290℃である。
末20容量％と共に摩砕機中で、混合液体として
のエタノールの使用下に、18時間湿式粉砕する
下部転移温度Tuは約290℃である。
ｂ 前記ａと同様に、Al2O3及びZrO220容量％よ
りなる混合物と、他は同じ条件で、２時間だけ
混合粉砕する。比較的大きい粒径を生じる短時
間の混合時間に基づき、下部転移温度Tuは600
℃より上である。
りなる混合物と、他は同じ条件で、２時間だけ
混合粉砕する。比較的大きい粒径を生じる短時
間の混合時間に基づき、下部転移温度Tuは600
℃より上である。
ａ）及びｂ）からの混合物を別個に10時間、約
100μの集塊物が得られるまで乾燥集塊化する。
100μの集塊物が得られるまで乾燥集塊化する。
ａ）及びｂ）で製造した混合物並びに、例３及
び列４で製造した集塊物からの50：50―混合物を
次いで1500℃で１時間熱プレス成形する。こうし
て得た、セラミツクは、それぞれの下部転移温度
の範囲で純粋Al2O3からのセラミツク成形体の半
分の膨張係数を有する。
び列４で製造した集塊物からの50：50―混合物を
次いで1500℃で１時間熱プレス成形する。こうし
て得た、セラミツクは、それぞれの下部転移温度
の範囲で純粋Al2O3からのセラミツク成形体の半
分の膨張係数を有する。
第１図は公知方法で製造したセラミツク成形体
の膨張と温度との関係を示すε／Ｔ―曲線図、第
２図及び第３図は本発明により製造した分散セラ
ミツクのε／Ｔ―曲線図、第４図は粒径と下部相
転移温度Tuとの関係を示す曲線図である。
の膨張と温度との関係を示すε／Ｔ―曲線図、第
２図及び第３図は本発明により製造した分散セラ
ミツクのε／Ｔ―曲線図、第４図は粒径と下部相
転移温度Tuとの関係を示す曲線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ マトリツクス形成性セラミツク材料及びその
中に分散可能で、セラミツクの焼成温度及び室温
で異なる密度の、種々の互変性の固体変態で存在
するセラミツク混入材料少なくとも１種からの混
合物の焼結又は熱プレスにより分散セラミツクを
製造する場合に、種々異なる下部相転移温度Tu
を有する集塊物を形成するセラミツク混入材料と
しての安定化されていないZrO2又はHfO2を使用
することを特徴とする、分散セラミツクの製法。 ２ セラミツク混入材料の異なる寸法フラクシヨ
ンを個々にマトリツクス材料と混合し、集塊さ
せ、得られる種々異なる下部相転移温度Tuを有
する集塊物を混合使用する、特許請求の範囲第１
項記載の方法。 ３ マトリツクス形成性セラミツクとして、
Al2O3、SiC又はSi3N4を使用する、特許請求の範
囲第１項又は第２項記載の方法。 ４ セラミツク混入材料の最小粒子と最大粒子と
の寸法の割合は少なくとも１：10である、特許請
求の範囲第１項から第３項までのいずれか１項記
載の方法。 ５ セラミツク混入材料粒子は、0.1〜５μの範
囲の寸法を有する、特許請求の範囲第１項から第
４項までのいずれか１項記載の方法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE2751938A DE2751938C2 (de) | 1977-11-21 | 1977-11-21 | Verfahren zur Herstellung von Dispersionskeramiken |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5485211A JPS5485211A (en) | 1979-07-06 |
| JPS62870B2 true JPS62870B2 (ja) | 1987-01-09 |
Family
ID=6024232
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14293478A Granted JPS5485211A (en) | 1977-11-21 | 1978-11-21 | Production of ceramic dispersion |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4322249A (ja) |
| JP (1) | JPS5485211A (ja) |
| DE (1) | DE2751938C2 (ja) |
| FR (1) | FR2409245A1 (ja) |
| GB (1) | GB2008564B (ja) |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2549652B2 (de) * | 1975-11-05 | 1980-05-29 | Max-Planck-Gesellschaft Zur Foerderung Der Wissenschaften E.V., 3400 Goettingen | Keramikformkörper hoher Bruchzähigkeit |
| DE2920795A1 (de) * | 1979-05-22 | 1980-12-04 | Max Planck Gesellschaft | Hochfester und temperaturwechselbestaendiger keramikformkoerper, insbesondere aus mullit, seine herstellung und verwendung |
| US4358516A (en) * | 1981-10-16 | 1982-11-09 | Rockwell International Corporation | Sodium ion conductor, solid electrolyte strengthened with zirconia |
| JPS58167472A (ja) * | 1982-03-29 | 1983-10-03 | 呉羽化学工業株式会社 | 二重構造複合セラミツク粉体、その製造方法及びその製造装置 |
| DE3233019A1 (de) * | 1982-09-06 | 1984-03-08 | Max Planck Gesellschaft zur Förderung der Wissenschaften e.V., 3400 Göttingen | Keramikformkoerper, verfahren zu seiner herstellung und seine verwendung |
| DE3345659A1 (de) * | 1983-06-16 | 1984-12-20 | Max-Planck-Gesellschaft zur Förderung der Wissenschaften e.V., 3400 Göttingen | Keramikkoerper aus zirkoniumdioxid (zro(pfeil abwaerts)2(pfeil abwaerts)) und verfahren zu seiner herstellung |
| US4525464A (en) * | 1984-06-12 | 1985-06-25 | Max-Planck-Gesellschaft Zur Forderung Der Wissenschaften | Ceramic body of zirconium dioxide (ZrO2) and method for its preparation |
| DE3616572A1 (de) * | 1985-05-25 | 1986-11-27 | Toshio Izumi Miyagi Hirai | Aluminiumoxid-zirkoniumoxid-siliciumcarbid-sinterkeramikverbundwerkstoff mit hoher festigkeit und grosser haerte und verfahren zu seiner herstellung |
| JPS61275159A (ja) * | 1985-05-29 | 1986-12-05 | 黒崎窯業株式会社 | セラミック材料の製造方法 |
| US5324694A (en) * | 1985-06-26 | 1994-06-28 | The Babcock & Wilcox Company | Silicon nitride/boron nitride composite with enhanced fracture toughness |
| US4647547A (en) * | 1985-12-10 | 1987-03-03 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High temperature refractory of MgCr2 O4 matrix and unstabilized ZrO2 particles |
| US4703024A (en) * | 1986-02-26 | 1987-10-27 | Aronov Victor A | Methods for improving mechanical properties of partially stabilized zirconia and the resulting product |
| GB8613891D0 (en) * | 1986-06-07 | 1986-08-06 | Anderson Strathclyde Plc | Sintered material |
| US4769294A (en) * | 1986-11-26 | 1988-09-06 | Ceramics Process Systems Corp. | Alumina materials for low temperature co-sintering with refractory metallization |
| WO1992003391A1 (en) * | 1990-08-23 | 1992-03-05 | Commonwealth Scientific And Industrial Research Organisation | Ceramics composite material and production thereof |
| US5908796A (en) * | 1998-05-01 | 1999-06-01 | Saint-Gobain Industrial Ceramics, Inc. | Dense silicon nitride ceramic having fine grained titanium carbide |
| CN108314455B (zh) * | 2018-03-29 | 2020-06-23 | 深圳市商德先进陶瓷股份有限公司 | 碳化硅陶瓷及其制备方法和应用 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5286413A (en) * | 1975-11-05 | 1977-07-18 | Max Planck Gesellschaft | High break tenacity ceramic mold articles and manufacture |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3247000A (en) * | 1961-10-16 | 1966-04-19 | Carborundum Co | Refractory bodies and method of making same |
| US3740340A (en) * | 1971-03-03 | 1973-06-19 | Atomic Energy Commission | Composite insulators for use in hot hydrogen environments |
| US3916585A (en) * | 1973-10-24 | 1975-11-04 | Norton Co | Sintered abrasive containing oxides from the system ceria, alumina, zirconia |
| US4073845A (en) * | 1976-01-29 | 1978-02-14 | Gte Sylvania Incorporated | High density high strength S13 N4 ceramics prepared by pressureless sintering of partly crystalline, partly amorphous S13 N4 powder |
| JPS6024068B2 (ja) * | 1976-02-17 | 1985-06-11 | 黒崎窯業株式会社 | 耐スポ−リング性緻密質耐火物の製造方法 |
| DE2744700C2 (de) * | 1977-10-05 | 1987-05-27 | Feldmühle AG, 4000 Düsseldorf | Sinterwerkstoff auf Basis von dichten, nichtmetallischen Hartstoffen wie hochschmelzenden Metallcarbiden, Metallnitriden, Metallboriden und Metalloxiden mit darin eingelagerten Zirkon- und/oder Hafniumoxid |
-
1977
- 1977-11-21 DE DE2751938A patent/DE2751938C2/de not_active Expired
-
1978
- 1978-11-20 GB GB7845311A patent/GB2008564B/en not_active Expired
- 1978-11-21 JP JP14293478A patent/JPS5485211A/ja active Granted
- 1978-11-21 FR FR7832841A patent/FR2409245A1/fr active Granted
-
1980
- 1980-07-14 US US06/167,899 patent/US4322249A/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5286413A (en) * | 1975-11-05 | 1977-07-18 | Max Planck Gesellschaft | High break tenacity ceramic mold articles and manufacture |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5485211A (en) | 1979-07-06 |
| GB2008564B (en) | 1982-09-15 |
| US4322249A (en) | 1982-03-30 |
| DE2751938A1 (de) | 1979-05-23 |
| FR2409245A1 (fr) | 1979-06-15 |
| GB2008564A (en) | 1979-06-06 |
| DE2751938C2 (de) | 1989-01-12 |
| FR2409245B1 (ja) | 1984-03-16 |
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