WO2013035302A1 - 窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング - Google Patents

窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング Download PDF

Info

Publication number
WO2013035302A1
WO2013035302A1 PCT/JP2012/005592 JP2012005592W WO2013035302A1 WO 2013035302 A1 WO2013035302 A1 WO 2013035302A1 JP 2012005592 W JP2012005592 W JP 2012005592W WO 2013035302 A1 WO2013035302 A1 WO 2013035302A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
silicon nitride
sintered body
nitride sintered
range
mass
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/005592
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
青木　克之
小松　通泰
開 船木
山口　晴彦
Original Assignee
株式会社 東芝
東芝マテリアル株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社 東芝, 東芝マテリアル株式会社 filed Critical 株式会社 東芝
Priority to JP2013532436A priority Critical patent/JP5944910B2/ja
Priority to CN201280043049.4A priority patent/CN103764596B/zh
Publication of WO2013035302A1 publication Critical patent/WO2013035302A1/ja

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C19/00—Bearings with rolling contact, for exclusively rotary movement
    • F16C19/02—Bearings with rolling contact, for exclusively rotary movement with bearing balls essentially of the same size in one or more circular rows
    • F16C19/04—Bearings with rolling contact, for exclusively rotary movement with bearing balls essentially of the same size in one or more circular rows for radial load mainly
    • F16C19/06—Bearings with rolling contact, for exclusively rotary movement with bearing balls essentially of the same size in one or more circular rows for radial load mainly with a single row or balls
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/584—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride
    • C04B35/593—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride obtained by pressure sintering
    • C04B35/5935—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride obtained by pressure sintering obtained by gas pressure sintering
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/30—Parts of ball or roller bearings
    • F16C33/32—Balls
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3206—Magnesium oxides or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C04B2235/3222—Aluminates other than alumino-silicates, e.g. spinel (MgAl2O4)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3227—Lanthanum oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3229—Cerium oxides or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3232—Titanium oxides or titanates, e.g. rutile or anatase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3239—Vanadium oxides, vanadates or oxide forming salts thereof, e.g. magnesium vanadate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3241—Chromium oxides, chromates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3244—Zirconium oxides, zirconates, hafnium oxides, hafnates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3251—Niobium oxides, niobates, tantalum oxides, tantalates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3256—Molybdenum oxides, molybdates or oxide forming salts thereof, e.g. cadmium molybdate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3258—Tungsten oxides, tungstates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3817—Carbides
    • C04B2235/3826—Silicon carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3817—Carbides
    • C04B2235/3839—Refractory metal carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3865—Aluminium nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3873—Silicon nitrides, e.g. silicon carbonitride, silicon oxynitride
    • C04B2235/3878—Alpha silicon nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3873—Silicon nitrides, e.g. silicon carbonitride, silicon oxynitride
    • C04B2235/3882—Beta silicon nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3895—Non-oxides with a defined oxygen content, e.g. SiOC, TiON
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5436—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof micrometer sized, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/963—Surface properties, e.g. surface roughness
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2202/00—Solid materials defined by their properties
    • F16C2202/02—Mechanical properties
    • F16C2202/04—Hardness
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2202/00—Solid materials defined by their properties
    • F16C2202/02—Mechanical properties
    • F16C2202/10—Porosity
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2206/00—Materials with ceramics, cermets, hard carbon or similar non-metallic hard materials as main constituents
    • F16C2206/40—Ceramics, e.g. carbides, nitrides, oxides, borides of a metal
    • F16C2206/42—Ceramics, e.g. carbides, nitrides, oxides, borides of a metal based on ceramic oxides
    • F16C2206/44—Ceramics, e.g. carbides, nitrides, oxides, borides of a metal based on ceramic oxides based on aluminium oxide (Al2O3)
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2206/00—Materials with ceramics, cermets, hard carbon or similar non-metallic hard materials as main constituents
    • F16C2206/40—Ceramics, e.g. carbides, nitrides, oxides, borides of a metal
    • F16C2206/58—Ceramics, e.g. carbides, nitrides, oxides, borides of a metal based on ceramic nitrides
    • F16C2206/60—Silicon nitride (Si3N4)l
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2220/00—Shaping
    • F16C2220/20—Shaping by sintering pulverised material, e.g. powder metallurgy

Definitions

  • Embodiments of the present invention relate to a silicon nitride sintered body, a method for manufacturing the same, and a wear-resistant member and a bearing using the same.
  • Silicon nitride sintered bodies are applied to wear-resistant members such as bearing balls and rollers.
  • a conventional sintered composition of a silicon nitride sintered body for example, a silicon nitride-yttrium oxide-aluminum oxide-aluminum nitride-titanium oxide system is known.
  • yttrium oxide, aluminum oxide, aluminum nitride, or titanium oxide as a sintering aid, the sinterability is improved and a silicon nitride sintered body having excellent wear resistance can be obtained.
  • Known sintering aids include yttrium oxide-spinel (MgAl 2 O 4 ) -silicon carbide-titanium oxide.
  • Conventional silicon nitride sintered bodies have excellent wear resistance, but have high hardness and have difficulty in workability.
  • a wear-resistant member such as a bearing ball needs to have a sliding surface processed flat so that the surface roughness Ra is 0.1 ⁇ m or less.
  • Diamond abrasive grains are usually used for surface processing of the silicon nitride sintered body. Since a conventional silicon nitride sintered body is a difficult-to-process material, the load of polishing processing is large, and this is a factor that increases the manufacturing cost.
  • Conventional silicon nitride sintered bodies have been mainly aimed at enhancing material properties such as fracture toughness in order to improve wear resistance.
  • a silicon nitride sintered body having improved wear resistance based on improved material characteristics is suitable for a bearing ball used in a high load environment such as a machine tool.
  • wear-resistant members represented by bearing balls are not limited to those used in a high load environment, but may be used in a low load environment such as a fan motor bearing. Since the conventional silicon nitride sintered body is excellent in characteristics, it can be used in a fan motor bearing, but has a problem that workability is poor and manufacturing cost is high.
  • the problem to be solved by the present invention is that a silicon nitride sintered body with improved workability and a method for manufacturing the same, and further, by applying such a silicon nitride sintered body, the manufacturing cost can be reduced. It is an object of the present invention to provide a wear-resistant member and a bearing.
  • aluminum is in the range of 2 to 10% by mass in terms of oxide
  • at least one R element selected from rare earth elements is in the range of 1 to 5% by mass in terms of oxide
  • 4A At least one M element selected from Group 5 elements, Group 5A elements and Group 6A elements is contained in the range of 1 to 5% by mass in terms of oxide.
  • the ratio of the aluminum content to the R element content is in the range of 2: 1 to 5: 1 in terms of oxide
  • the aluminum content is The ratio with respect to the content of the M element is in the range of 2: 1 to 10: 1 in terms of oxide.
  • the wear-resistant member of the embodiment includes the silicon nitride sintered body of the embodiment.
  • the bearing of the embodiment and the bearing ball made of the silicon nitride sintered body of the embodiment are provided.
  • silicon nitride sintered body of the embodiment the manufacturing method thereof, the wear-resistant member and the bearing using the same will be described.
  • aluminum (Al) is in the range of 2 to 10% by mass in terms of oxide
  • at least one R element selected from rare earth elements is in the range of 1 to 5% by mass in terms of oxide.
  • Range, and at least one M element selected from Group 4A element, Group 5A element and Group 6A element is contained in the range of 1 to 5% by mass in terms of oxide.
  • the silicon nitride sintered body of this embodiment contains Al in the range of 2 to 10% by mass as an amount converted to an oxide (Al 2 O 3 ). Even if the Al content (as oxide equivalent) is less than 2% by mass or more than 10% by mass, in any case, the strength is reduced and the durability as a wear-resistant member is reduced. To do.
  • the Al component as a sintering aid is preferably added as at least one selected from Al 2 O 3 and spinel (MgAl 2 O 4 ). Conventionally, aluminum nitride (AlN) has been used as a sintering aid for the silicon nitride sintered body, but in this embodiment, it is preferable not to use AlN as the Al component.
  • Al 2 O 3 and AlN are used in combination as sintering aids, AlN suppresses decomposition of silicon nitride and SiO 2 into SiO, and uniform grain growth of silicon nitride particles is promoted, and the grain boundary structure is strengthened. Become. As a result, the material properties of the silicon nitride sintered body are improved, but the workability is lowered.
  • the Al component is preferably added as an oxide.
  • the silicon nitride sintered body contains at least one R element selected from rare earth elements in the range of 1 to 5% by mass in terms of oxide.
  • R element is yttrium (Y), lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), promethium (Pm), samarium (Sm), europium (Eu), gadolinium (Gd), terbium. It is preferably at least one selected from (Tb), dysprosium (Dy), holmium (Ho), erbium (Er), thulium (Tm), ytterbium (Yb), and lutetium (Lu).
  • R element as oxide equivalent
  • the oxide equivalent amount of the R element indicates a value obtained by converting the amount of the rare earth element R into R 2 O 3 .
  • the R element component (rare earth element component) as a sintering aid is preferably added as an oxide of the R element.
  • the silicon nitride sintered body contains at least one M element selected from Group 4A elements, Group 5A elements and Group 6A elements in the range of 1 to 5% by mass in terms of oxides.
  • the 4A group elements are titanium (Ti), zirconium (Zr), and hafnium (Hf).
  • Group 5A elements are vanadium (V), niobium (Nb), and tantalum (Ta).
  • the 6A group elements are chromium (Cr), molybdenum (Mo), and tungsten (W).
  • the M element component contributes to strengthening of the grain boundary phase formed by the Al component and the R element component. Thereby, the toughness and hardness of the silicon nitride sintered body can be adjusted.
  • M element as oxide equivalent
  • the effect of addition cannot be sufficiently obtained, and if it exceeds 5% by mass, the sinterability decreases.
  • M element component it is preferable to use a 4A group element component and a 6A group element component in combination.
  • the oxide equivalent amount of the 4A group element is a value obtained by converting the amount of the 4A group element into TiO 2 , ZrO 2 , and HfO 2 .
  • Terms of oxide amount of Group 5A elements denote the value obtained by converting the amount of Group 5A element V 2 O 5, Nb 2 O 5, Ta 2 O 5.
  • Terms of oxide amount of Group 6A elements denote the value obtained by converting the amount of Group 6A elements in Cr 2 O 3, MoO 3, WO 3. It is preferable to add the M element component as a sintering aid as a compound containing the M element.
  • the compound containing M element is preferably at least one selected from oxides, carbides, and nitrides.
  • the ratio of the Al content (oxide equivalent) and the R element content (oxide equivalent) is in the range of 2: 1 to 5: 1.
  • the ratio of the Al content (oxide equivalent) to the M element content (oxide equivalent) is in the range of 2: 1 to 10: 1.
  • the grain boundary phase is constituted by the Al component and the R element component, and the grain boundary phase is strengthened by the M element component (4A group element component, 5A group element component, 6A group element component). If the ratio between the content of Al and the content of R element is out of the above range, the strength and the sinterability are lowered in any case.
  • the ratio of the Al content to the M element content (M / Al ratio) is more preferably in the range of 0.2 to 0.4.
  • the silicon nitride sintered body of the embodiment may contain silicon carbide (SiC) as an optional component in addition to the above-described essential components.
  • SiC silicon carbide
  • the content of SiC is preferably in the range of 1 to 5% by mass. If the SiC content is less than 1% by mass, the effect of addition cannot be sufficiently obtained. When the content of SiC exceeds 5% by mass, the sinterability decreases. Since SiC is a component that does not react with the grain boundary phase formed by the Al component and the R component, it is effective for strengthening the grain boundary phase.
  • the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles constituting the silicon nitride sintered body is preferably 5 ⁇ m or more.
  • a silicon nitride sintered body sintered at a temperature in the range of 1600 to 1900 ° C. generally has long and thin particles ( ⁇ phase) having an aspect ratio of 2 or more as a main phase.
  • the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles is preferably 40 ⁇ m or less. If the silicon nitride crystal particles are too large, the workability of the silicon nitride sintered body is improved, but the toughness and hardness are lowered. A decrease in toughness and hardness leads to a decrease in durability of the silicon nitride sintered body as a wear-resistant member.
  • the silicon nitride sintered body preferably has an appropriate amount of grain boundary phase.
  • the area ratio of the grain boundary phase existing per unit area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m in an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body is preferably in the range of 35 to 50%. If the area ratio of the grain boundary phase is less than 35%, the workability of the silicon nitride sintered body may be lowered. When the area ratio of the grain boundary phase exceeds 50%, the workability is improved, but the toughness and hardness of the silicon nitride sintered body may be significantly reduced, and the wear resistance is lowered.
  • the area ratio of the grain boundary phase in a small region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m, the balance of workability, toughness, and hardness is improved.
  • the area ratio of the grain boundary phase is measured as follows. First, an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body is obtained. This cross section is mirror-finished with a surface roughness Ra of 1 ⁇ m or less. In order to clarify the region between the silicon nitride crystal grains and the grain boundary phase, plasma etching is performed on the obtained mirror surface. When the plasma etching process is performed, the etching rate of the silicon nitride particles and the grain boundary phase is different, so that either one is removed much.
  • the etching rate of silicon nitride particles is higher (easily etched) than the grain boundary phase, the silicon nitride crystal particles become concave portions and the grain boundary phase becomes convex portions.
  • the etching process may be performed by chemical etching using acid or alkali.
  • FIG. 2 shows an example of an SEM image (10,000 times).
  • reference numeral 11 denotes a silicon nitride particle portion
  • reference numeral 12 denotes a grain boundary phase portion.
  • the grain boundary phase portion is a convex portion and the silicon nitride particle portion is a concave portion.
  • the area ratio of the grain boundary phase is 41%.
  • a plurality of images may be taken to obtain a total unit area (100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m).
  • the Vickers hardness (Hv) of the silicon nitride sintered body is preferably in the range of 1000-1500.
  • the fracture toughness value (K 1c ) is preferably in the range of 4.5 to 6.5 MPa ⁇ m 1/2 .
  • the machinable coefficient Mc of the silicon nitride sintered body is preferably in the range of 0.125 to 0.150.
  • the machinable coefficient Mc is a value calculated from the following equation (1).
  • Mc Fn 9/8 / (K 1c 1/2 ⁇ Hv 5/8 ) (1)
  • Fn is an indentation load, and is 20 kgf here.
  • the indentation load Fn of 20 kgf is a value suitable for measuring the hardness and toughness of the silicon nitride sintered body.
  • Vickers hardness (Hv) shall be measured according to JIS-R-1610.
  • the fracture toughness value (K 1c ) is measured according to the indenter press-in method (IF method) of JIS-R-1607.
  • IF method indenter press-in method
  • Niihara's formula shall be used for the calculation of fracture toughness value.
  • the bearing ball described later is measured using its cross section.
  • the silicon nitride sintered body of this embodiment preferably has a machinable coefficient Mc in the range of 0.125 to 0.150, with the Vickers hardness (Hv) and fracture toughness value (K 1c ) being in the above ranges. .
  • the machinable coefficient Mc is a coefficient indicating workability using the indentation load Fn), the Vickers hardness (Hv), and the fracture toughness value (K 1c ). This is a relational expression of the lateral crack fracture model, and Mc indicates the amount of material removed by one abrasive grain. This means that the larger the machinable coefficient Mc, the larger the amount that can be processed at one time.
  • the lateral crack fracture model is a model proposed by Evans and Marshall as a material removal mechanism during grinding.
  • the amount of material (Delta V) that is removed when one abrasive grain passes through the material surface is determined by the force Fn, Vickers hardness (Hv), and fracture toughness value that push the abrasive grain vertically into the material.
  • Fn force
  • Hv Vickers hardness
  • Frazierness value fracture toughness value that push the abrasive grain vertically into the material.
  • K 1C it is shown that the value is proportional to the value of [Fn 9/8 / (K 1c 1/2 ⁇ Hv 5/8 )].
  • delta V is replaced with a machinable coefficient Mc.
  • Processing is roughly divided into brittle mode and ductile mode.
  • the brittle mode corresponds to so-called roughing
  • the ductility mode corresponds to so-called finishing. Since wear is considered to correspond to ductility mode, in order to satisfy the required performance of wear resistant members, it is important to improve the workability of the brittle mode without reducing the workability of the ductile mode. . Further, as one of the wear models, a mechanism is considered in which minute precracks are generated at the grain boundaries and the propagation of the cracks leads to the destruction of the material surface, thereby causing wear.
  • a parameter Sc. Representing the severity of mechanical contact of the wear model. m is expressed by the following equation from the friction coefficient ⁇ , the maximum Hertz stress Pmax, the crystal grain size d of the material, and the fracture toughness value K 1c . Sc. m [(1 + 10 ⁇ ⁇ ) ⁇ Pmax ⁇ (d 1/2 )] / K 1c Parameter Sc. When m is large, wear is large, and the parameter Sc. If m is small, it means that wear is small. It can be seen that wear can be suppressed by reducing the crystal grain size d of the material or increasing the fracture toughness value K1c .
  • the machinable coefficient Mc is preferably in the range of 0.125 to 0.150.
  • the processing amount of the silicon nitride sintered body increases because the processing amount by the abrasive grains is small.
  • the machinable coefficient Mc exceeds 0.150, the processing amount of the silicon nitride sintered body by the abrasive grains becomes too large.
  • the processing amount is large, the workability is improved, but the durability as a wear-resistant member is lowered.
  • a silicon nitride sintered body having a machinable coefficient Mc in the range of 0.125 to 0.150 makes it possible to improve workability and reduce manufacturing costs while maintaining the characteristics as a wear-resistant member. Is.
  • the method for producing the silicon nitride sintered body is not particularly limited, but examples of a method for efficiently obtaining the silicon nitride sintered body having the characteristics as described above include the following production methods.
  • silicon nitride powder is prepared.
  • the silicon nitride powder preferably has an oxygen content of 4% by mass or less, an ⁇ -phase type silicon nitride of 85% by mass or more, and an average particle size of 1.0 ⁇ m or less.
  • oxygen content exceeds 4% by mass, it causes a decrease in sinterability.
  • the silicon nitride powder undergoes phase conversion and grain growth from a spherical ⁇ phase to an elongated ⁇ phase having an aspect ratio of 2 or more during the sintering process.
  • a silicon nitride sintered body having desired toughness and hardness is formed by intricately intertwining the elongated ⁇ phases and randomly aligning them.
  • the ⁇ phase ratio is less than 85% by mass, such an entangled structure of silicon nitride crystal particles cannot be obtained sufficiently.
  • the average particle diameter of the silicon nitride powder exceeds 1.0 ⁇ m, the major axis diameter of the silicon nitride crystal particles may be too large.
  • the addition amount (% by mass) of the sintering aid is a ratio when the total amount of the silicon nitride powder and the sintering aid powder is 100% by mass.
  • the M element compound powder is preferably at least one selected from oxide powder, carbide powder, and nitride powder of Group 4A element, Group 5A element or Group 6A element. If necessary, SiC powder is added in the range of 1 to 5% by mass.
  • the average particle size of the sintering aid powder is preferably 2.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the M element compound powder and the SiC powder is preferably 1.5 ⁇ m or less. Since the M element component and SiC are components that reinforce the grain boundary phase, it is preferable that the particle diameter is smaller.
  • the Al component added as the sintering aid is preferably at least one selected from Al 2 O 3 and MgAl 2 O 4 .
  • the raw material mixture preparation step is preferably carried out by preparing a first slurry containing a sintering aid powder and mixing the first slurry with a second slurry containing silicon nitride powder.
  • the first slurry containing the sintering aid powder is preferably prepared such that the thixotropy index (TI value), which is a dispersibility index, is in the range of 1 to 2.
  • TI value thixotropy index
  • the values of the shear rates a and b are not particularly determined, it is preferable to set the TI value to be 1 or more. The closer the TI value is to 1, the closer to the behavior of the Newtonian fluid, meaning that the slurry is highly dispersed without aggregation or very weakly aggregated.
  • the slurry containing the sintering aid powder so that the TI value is in the range of 1 to 2 when the shear rate a is 6 s ⁇ 1 and the shear rate b is 60 s ⁇ 1 .
  • a binder is added to the raw material mixture.
  • the mixing of the raw material mixture and the binder is performed using a ball mill or the like while performing pulverization and granulation as necessary.
  • the raw material mixture is formed into a desired shape.
  • the molding process is performed by a die press, a cold isostatic press (CIP), or the like.
  • the molding pressure is preferably 100 MPa or more.
  • the molded body obtained in the molding process is degreased.
  • the degreasing step is preferably performed at a temperature in the range of 300 to 600 ° C.
  • the degreasing step is performed in the air or in a non-oxidizing atmosphere, and the atmosphere is not particularly limited.
  • the degreased body obtained in the degreasing step is sintered at a temperature in the range of 1600 to 1900 ° C. If the sintering temperature is less than 1600 ° C., the crystal growth of silicon nitride crystal particles may be insufficient. That is, the reaction from ⁇ -phase type silicon nitride to ⁇ -phase type silicon nitride is insufficient, and a dense sintered body structure may not be obtained. In this case, the reliability as a material of the silicon nitride sintered body is lowered. When the sintering temperature exceeds 1900 ° C., silicon nitride crystal particles grow too much, and the workability may be reduced.
  • the sintering step may be performed by either normal pressure sintering or pressure sintering.
  • the sintering step is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere. Examples of the non-oxidizing atmosphere include a nitrogen atmosphere and an argon atmosphere.
  • HIP hot isostatic pressing
  • non-oxidizing atmosphere examples include a nitrogen atmosphere and an argon atmosphere.
  • the HIP treatment temperature is preferably in the range of 1500 to 1900 ° C.
  • the silicon nitride sintered body thus manufactured is subjected to a polishing process at a necessary location to produce an abrasion resistant member.
  • the polishing process is preferably performed using diamond abrasive grains. Since the silicon nitride sintered body of the embodiment has good workability, it is possible to reduce the processing cost when producing the wear-resistant member from the silicon nitride sintered body. Since the silicon nitride sintered body of the embodiment has a machinable coefficient Mc in the range of, for example, 0.125 to 0.150, the cost during polishing can be reduced. Furthermore, according to the method for manufacturing a silicon nitride sintered body described above, the machinable coefficient Mc can be easily adjusted to a range of 0.125 to 0.150. Therefore, a silicon nitride sintered body with improved workability can be obtained.
  • the silicon nitride sintered body of the embodiment is suitable as a material for forming a wear-resistant member.
  • the wear-resistant member of the embodiment includes the silicon nitride sintered body of the above-described embodiment. Examples of the wear resistant member include bearing balls, rollers, check balls, wear pads, plungers, rollers, and the like.
  • the wear-resistant member has a sliding surface that slides with a mating member made of metal, ceramics, or the like. In order to increase the durability of the sliding surface, it is preferable to perform a flat polishing process so that the surface roughness Ra is 0.1 ⁇ m or less.
  • the surface roughness Ra of the sliding surface is more preferably 0.05 ⁇ m or less, and still more preferably 0.01 ⁇ m or less.
  • the durability of the silicon nitride sintered body is improved and the aggression against the mating member is reduced.
  • the consumption of the mating member can be reduced. Therefore, it is possible to improve the durability of the apparatus incorporating the wear resistant member.
  • the silicon nitride sintered body of the embodiment is suitable for a wear-resistant member that polishes the entire surface like a bearing ball. Even when the entire surface of the silicon nitride sintered body is polished, the silicon nitride sintered body of the embodiment has good workability, so the manufacturing cost of a wear-resistant member such as a bearing ball is reduced. can do.
  • FIG. 1 shows the structure of a bearing according to the embodiment.
  • a bearing 1 shown in FIG. 1 has a plurality of bearing balls 2 made of the silicon nitride sintered body of the above-described embodiment, and an inner ring 3 and an outer ring 4 that support these bearing balls 2.
  • the inner ring 3 and the outer ring 4 are arranged concentrically with respect to the center of rotation.
  • the basic configuration is the same as a normal bearing.
  • the inner ring 3 and the outer ring 4 are made of bearing steel such as SUJ2 defined by JIS-G-4805, for example.
  • the bearing ball 2 made of the silicon nitride sintered body of the embodiment is preferably used for a fan motor bearing.
  • a fan motor is a device used for cooling electronic devices such as personal computers.
  • the load applied to the bearings during operation is very small compared to general machine tools.
  • the load applied to a general fan motor bearing is 5 GPa or less, and further 2 GPa or less. With such a load, the durability required for a bearing ball made of a silicon nitride sintered body is low. Therefore, the merit of improving the workability rather than the durability and reducing the cost is great.
  • the wear-resistant member of the embodiment is suitable for a bearing ball having a load during operation of 5 GPa or less.
  • the bearing ball made of a silicon nitride sintered body has a rolling life of 400 hours or more when the rolling life is measured with a thrust type bearing tester under conditions of a maximum contact pressure of 5.1 GPa and a rotational speed of 1200 rpm. Anything is acceptable. According to the silicon nitride sintered body of the embodiment, such a rolling life can be satisfied.
  • Examples 1-7, Comparative Examples 1-2 A silicon nitride powder having an oxygen content of 1.0% by mass, an average particle size of 0.7 ⁇ m, and an ⁇ -phase ratio of 90% by mass (the balance being ⁇ -phase) was prepared.
  • As sintering aids Al 2 O 3 powder (average particle size 1.2 ⁇ m), AlN powder (average particle size 1.2 ⁇ m), Y 2 O 3 powder (average particle size 1.5 ⁇ m), HfO 2 powder (average) Particle diameter 0.8 ⁇ m), Mo 2 C powder (average particle diameter 0.7 ⁇ m), and SiC powder (average particle diameter 0.7 ⁇ m) were prepared. These raw material powders were mixed at the ratio shown in Table 1.
  • the raw material powder was mixed by mixing a slurry containing the sintering aid powder and a slurry containing the silicon nitride powder.
  • the dispersion coefficient (TI value) of the slurry containing the sintering aid powder is as shown in Table 2.
  • pre-dispersion is not performed.
  • a binder was added to the raw material mixture and mixed with a ball mill.
  • the raw material mixture was formed into a sphere by a die press.
  • the molded body was dried and degreased at 450 ° C.
  • the degreased body was sintered in a nitrogen atmosphere under conditions of 1700 ° C. ⁇ 6 hours.
  • the obtained sintered body was subjected to HIP treatment.
  • the HIP treatment was performed under the condition of 1600 ° C. ⁇ 1 hour under a pressure of 80 MPa.
  • the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles, the area ratio of the grain boundary phase, the Vickers hardness, and the fracture toughness value were measured.
  • the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles was measured as follows. In an arbitrary cross section of the silicon nitride sintered body, an enlarged photograph (SEM photograph) of a unit area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m is taken, and the longest diagonal line (imaginary circle) of the silicon nitride particles appearing there is measured as the maximum diameter. This operation was performed until 50 grains were obtained, and the average value was taken as the average grain diameter of the major axes of the silicon nitride crystal grains. The Vickers hardness was measured according to JIS-R-1610 with an indentation load of 20 kgf.
  • the fracture toughness value (K 1C ) was measured according to the indenter press-in method (IF method) of JIS-R-1607, and was determined from the Niihara equation.
  • the machinable coefficient Mc was determined from the Vickers hardness and the fracture toughness value.
  • the area ratio of the grain boundary phase was determined by mirror-processing an arbitrary cross section (surface roughness Ra 0.1 ⁇ m), observing the surface subjected to the plasma etching treatment by SEM, and analyzing the obtained SEM image. .
  • the results are shown in Table 3.
  • Example 8 The same raw material mixture as in Example 1 was used, except that the sintering conditions were changed to 1800 ° C. ⁇ 5 hours in a nitrogen atmosphere and the HIP treatment conditions were changed to 1600 ° C. ⁇ 1 hour at 100 MPa. Thus, a silicon nitride sintered body was produced. With respect to the obtained silicon nitride sintered body, the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles, the Vickers hardness, the fracture toughness value, and the machinable coefficient Mc were measured in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 4.
  • Example 9 The same raw material mixture as in Example 2 was used, except that the sintering conditions were changed to 1850 ° C. ⁇ 5 hours in a nitrogen atmosphere and the HIP treatment conditions were changed to 1620 ° C. ⁇ 2 hours at 100 MPa. Thus, a silicon nitride sintered body was produced. With respect to the obtained silicon nitride sintered body, the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles, the Vickers hardness, the fracture toughness value, and the machinable coefficient Mc were measured in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 4.
  • Example 10 The same raw material mixture as in Example 4 was used, except that the sintering conditions were changed to 1820 ° C. ⁇ 5 hours in a nitrogen atmosphere and the HIP treatment conditions were changed to 1700 ° C. ⁇ 1 hour at 100 MPa. Thus, a silicon nitride sintered body was produced. With respect to the obtained silicon nitride sintered body, the average particle diameter of the major axis of the silicon nitride crystal particles, the Vickers hardness, the fracture toughness value, and the machinable coefficient Mc were measured in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 4.
  • Ra change rate The surface roughness change rate before and after polishing was determined.
  • the Ra change rate is shown in Table 5 as a ratio when the Ra change rate of Comparative Example 1 is 100.
  • a larger value of the Ra change rate means that the surface roughness Ra can be made smaller than that of the comparative example 1 when the polishing process is performed for the same time, which indicates that it is easy to process flatly.
  • Each sample was processed into a bearing ball (diameter: 9.525 mm) having a surface roughness Ra of 0.01 ⁇ m, and its durability test was performed.
  • a rolling life test in which a bearing ball is rolled on a bearing steel (SUJ2) plate under a condition where the maximum contact pressure is 5.1 GPa and the rotation speed is 1200 rpm was measured using a thrust type bearing tester. .
  • a bearing ball having no defects such as surface cracks and cracks even after 400 hours was indicated as “Good” as a non-defective product.
  • the results are shown in Table 5.
  • the silicon nitride sintered bodies of the examples have good workability, and the bearing balls from the silicon nitride sintered bodies of the examples have sufficient durability in an environment where the maximum contact pressure is 5.1 GPa. It was confirmed that This means that sufficient durability is exhibited if the load applied to the bearing ball is in an environment of 5 GPa or less. Therefore, the bearing ball of the embodiment is suitable for a fan motor bearing for an electronic device such as a personal computer.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Rolling Contact Bearings (AREA)

Abstract

　実施形態の窒化珪素焼結体は、アルミニウムを酸化物換算量で２～１０質量％の範囲、希土類元素から選ばれる少なくとも１つのＲ元素を酸化物換算量で１～５質量％範囲、および４Ａ族元素、５Ａ族元素および６Ａ族元素から選ばれる少なくとも１つのＭ元素を酸化物換算量で１～５質量％の範囲で含有する。アルミニウムの含有量とＲ元素の含有量との比が酸化物換算量で２：１～５：１の範囲であり、かつアルミニウムの含有量とＭ元素の含有量との比が酸化物換算量で２：１～１０：１の範囲である。実施形態の窒化珪素焼結体は、ベアリングボールのような耐摩耗性部材として使用される。

Description

窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング
　本発明の実施形態は、窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリングに関する。
　窒化珪素焼結体は、ベアリングボールやローラ等の耐摩耗性部材に適用されている。従来の窒化珪素焼結体の焼結組成としては、例えば窒化珪素－酸化イットリウム－酸化アルミニウム－窒化アルミニウム－酸化チタン系が知られている。焼結助剤として、酸化イットリウム、酸化アルミニウム、窒化アルミニウム、酸化チタンを使用することで焼結性が向上し、優れた耐摩耗性を有する窒化珪素焼結体が得られる。焼結助剤としては、酸化イットリウム－スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）－炭化珪素－酸化チタン等も知られている。
　従来の窒化珪素焼結体は、優れた耐摩耗性を有している反面、硬度が高くて加工性に難点を有している。ベアリングボール等の耐摩耗性部材は、摺動面を表面粗さＲａが０．１μｍ以下となるように平坦に加工する必要がある。窒化珪素焼結体の表面加工には、通常ダイヤモンド砥粒が使用されている。従来の窒化珪素焼結体は難加工材であるため、研磨加工の負荷が大きく、これが製造コストを上昇させる要因となっている。
　従来の窒化珪素焼結体は耐摩耗性を向上させるために、破壊靭性等の材料特性を高くすることが主眼とされていた。材料特性の改良に基づいて耐摩耗性を向上させた窒化珪素焼結体は、工作機械のような高負荷環境下で使用されるベアリングボールに好適である。一方、ベアリングボールに代表される耐摩耗性部材は、高負荷環境下で使用されるものに限らず、ファンモータ用ベアリングのような低負荷環境下で使用される用途もある。従来の窒化珪素焼結体は特性が優れることから、ファンモータ用ベアリングにおいても使用可能であるが、加工性が悪く、製造コストが高くなるという問題を有している。
特開２００１－３２８８６９号公報 特開２００３－０３４５８１号公報
　本発明が解決しようとする課題は、加工性を向上させた窒化珪素焼結体とその製造方法、さらにそのような窒化珪素焼結体を適用することによって、製造コストを低減することを可能にした耐摩耗性部材およびベアリングを提供することにある。
　実施形態の窒化珪素焼結体は、アルミニウムを酸化物換算量で２～１０質量％の範囲、希土類元素から選ばれる少なくとも１つのＲ元素を酸化物換算量で１～５質量％範囲、および４Ａ族元素、５Ａ族元素および６Ａ族元素から選ばれる少なくとも１つのＭ元素を酸化物換算量で１～５質量％の範囲で含有する。実施形態の窒化珪素焼結体において、前記アルミニウムの含有量と前記Ｒ元素の含有量との比が酸化物換算量で２：１～５：１の範囲であり、かつ前記アルミニウムの含有量と前記Ｍ元素の含有量との比が酸化物換算量で２：１～１０：１の範囲である。
　実施形態の耐摩耗性部材は、実施形態の窒化珪素焼結体を具備している。実施形態のベアリング、実施形態の窒化珪素焼結体からなるベアリングボールを具備している。
実施形態のベアリングを一部断面で示す図である。 窒化珪素焼結体における粒界相の面積比率を測定するためのＳＥＭ像の一例である。
　以下、実施形態の窒化珪素焼結体とその製造方法、それを用いた耐摩耗性部材とベアリングについて説明する。この実施形態の窒化珪素焼結体は、アルミニウム（Ａｌ）を酸化物換算量で２～１０質量％の範囲、希土類元素から選ばれる少なくとも１つのＲ元素を酸化物換算量で１～５質量％範囲、および４Ａ族元素、５Ａ族元素および６Ａ族元素から選ばれる少なくとも１つのＭ元素を酸化物換算量で１～５質量％の範囲で含有する。
　この実施形態の窒化珪素焼結体は、Ａｌを酸化物（Ａｌ２Ｏ３）に換算した量として２～１０質量％の範囲で含有する。Ａｌの含有量（酸化物換算量）が２質量％未満であっても、また１０質量％を超えても、いずれの場合にも強度の低下を招き、耐摩耗性部材としての耐久性が低下する。焼結助剤としてのＡｌ成分は、Ａｌ２Ｏ３およびスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）から選ばれる少なくとも１種として添加することが好ましい。窒化珪素焼結体の焼結助剤としては、従来から窒化アルミニウム（ＡｌＮ）が使用されているが、この実施形態ではＡｌ成分としてＡｌＮを使用しないことが好ましい。焼結助剤としてＡｌ２Ｏ３とＡｌＮとを併用すると、ＡｌＮが窒化珪素およびＳｉＯ２のＳｉＯへの分解を抑制し、窒化珪素粒子の均一な粒成長が促進されて粒界組織が強固となる。その結果として、窒化珪素焼結体の材料特性は向上するものの、加工性が低下する。この実施形態では窒化珪素焼結体の加工性を向上させるために、Ａｌ成分は酸化物として添加することが好ましい。
　窒化珪素焼結体は、希土類元素から選ばれる少なくとも１つのＲ元素を酸化物換算量で１～５質量％の範囲で含有する。Ｒ元素は、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）、ガドリウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）、およびルテチウム（Ｌｕ）から選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。Ｒ元素の含有量（酸化物換算量）が１質量％未満であっても、また５質量％を超えても、いずれの場合にも焼結性が低下し、耐摩耗性部材として使用することが可能な窒化珪素焼結体を得ることができない。Ｒ元素の酸化物換算量は、希土類元素Ｒの量をＲ２Ｏ３に換算した値を示すものとする。焼結助剤としてのＲ元素成分（希土類元素成分）は、Ｒ元素の酸化物として添加することが好ましい。
　さらに、窒化珪素焼結体は４Ａ族元素、５Ａ族元素および６Ａ族元素から選ばれる少なくとも１つのＭ元素を酸化物換算量で１～５質量％の範囲で含有する。４Ａ族元素は、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）である。５Ａ族元素は、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）である。６Ａ族元素は、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）である。Ｍ元素成分はＡｌ成分とＲ元素成分とにより形成される粒界相の強化に寄与する。これによって、窒化珪素焼結体の靭性や硬度を調製することができる。Ｍ元素の含有量（酸化物換算量）が１質量％未満であると添加効果を十分に得ることができず、５質量％を超えると焼結性が低下する。Ｍ元素成分としては、４Ａ族元素成分と６Ａ族元素成分とを併用することが好ましい。
　４Ａ族元素の酸化物換算量は、４Ａ族元素の量をＴｉＯ２、ＺｒＯ２、ＨｆＯ２に換算した値を示すものとする。５Ａ族元素の酸化物換算量は、５Ａ族元素の量をＶ２Ｏ５、Ｎｂ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５に換算した値を示すものとする。６Ａ族元素の酸化物換算量は、６Ａ族元素の量をＣｒ２Ｏ３、ＭｏＯ３、ＷＯ３に換算した値を示すものとする。焼結助剤としてのＭ元素成分は、Ｍ元素を含む化合物として添加することが好ましい。Ｍ元素を含む化合物は、酸化物、炭化物、および窒化物から選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。
　実施形態の窒化珪素焼結体において、Ａｌの含有量（酸化物換算量）とＲ元素の含有量（酸化物換算量）との比は２：１～５：１の範囲とされており、かつＡｌの含有量（酸化物換算量）とＭ元素の含有量（酸化物換算量）との比は２：１～１０：１の範囲とされている。Ａｌ成分とＲ元素成分とにより粒界相が構成され、Ｍ元素成分（４Ａ族元素成分、５Ａ族元素成分、６Ａ族元素成分）により粒界相が強化される。Ａｌの含有量とＲ元素の含有量との比が上記範囲から外れると、いずれも場合にも強度や焼結性の低下を招く。Ａｌの含有量に対するＭ元素の含有量の比（Ｍ／Ａｌ比）が０．５を超えると、窒化珪素焼結体の加工性が低下する。Ａｌの含有量に対するＭ元素の含有量の比（Ｍ／Ａｌ比）が０．１未満であると、窒化珪素焼結体の強度や靭性等が低下し、耐摩耗性部材としての特性を満足させることができない。Ａｌの含有量とＭ元素の含有量との比（Ｍ／Ａｌ比）は０．２～０．４の範囲であることがより好ましい。
　実施形態の窒化珪素焼結体は、上記した必須成分に加えて、任意成分として炭化珪素（ＳｉＣ）を含有していてもよい。ＳｉＣは液相の偏析を抑制して焼結性を向上させると共に、粒界相の強化に寄与する。これによって、窒化珪素焼結体の目的とする靭性や硬度等が得られやすくなる。ＳｉＣの含有量は１～５質量％の範囲であることが好ましい。ＳｉＣの含有量が１質量％未満であると添加効果を十分に得ることができない。ＳｉＣの含有量が５質量％を超えると焼結性が低下する。ＳｉＣはＡｌ成分とＲ成分とにより形成される粒界相と反応しない成分であるため、粒界相の強化に有効である。
　窒化珪素焼結体の靭性や硬度を調整するために、窒化珪素焼結体を構成する窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径は５μｍ以上であることが好ましい。後述するように、１６００～１９００℃の範囲の温度で焼結した窒化珪素焼結体は、一般的にアスペクト比が２以上の長細い粒子（β相）が主相となる。長軸の平均粒径が５μｍ未満の場合には、α相型窒化珪素（α－Ｓｉ３Ｎ４）からβ相型窒化珪素（β－Ｓｉ３Ｎ４）への反応が不十分であり、緻密な焼結体組織が得られにくくなる。このため、安定な強度特性が得られないため、窒化珪素焼結体の材料としての信頼性が低下する。窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径は４０μｍ以下であることが好ましい。窒化珪素結晶粒子があまり大きすぎると、窒化珪素焼結体の加工性は向上するものの、靭性や硬度が低下する。靭性や硬度の低下は、窒化珪素焼結体の耐摩耗性部材としての耐久性の低下を招くことになる。
　さらに、窒化珪素焼結体は適度な量の粒界相を有することが好ましい。具体的には、窒化珪素焼結体の任意の断面において、１００μｍ×１００μｍの単位面積当たりに存在する粒界相の面積比率が３５～５０％の範囲であることが好ましい。粒界相の面積比率が３５％未満であると、窒化珪素焼結体の加工性が低下するおそれがある。粒界相の面積比率が５０％を超えると加工性は向上するものの、窒化珪素焼結体の靭性や硬度が著しく低下するおそれがあり、耐摩耗性が低下する。１００μｍ×１００μｍという微小領域において、粒界相の面積比率を制御することで、加工性、靭性、硬度のバランスが良くなる。
　粒界相の面積比率は、以下のようにして測定するものとする。まず、窒化珪素焼結体の任意の断面を得る。この断面に表面粗さＲａが１μｍ以下の鏡面加工を施す。窒化珪素結晶粒子と粒界相の領域を明確にするために、得られた鏡面にプラズマエッチング処理を行う。プラズマエッチング処理を行うと、窒化珪素粒子と粒界相のエッチングレートが異なるため、どちらか一方が多く除去される。例えば、ＣＦ４を用いたプラズマエッチングでは、粒界相に比べて窒化珪素粒子のエッチングレートが高い（エッチングされやすい）ため、窒化珪素結晶粒子が凹部となり、粒界相が凸部となる。エッチング処理は、酸やアルカリを用いたケミカルエッチングにより実施してもよい。
　エッチング処理後の鏡面を走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて観察する。ＳＥＭ像は１０００倍以上の倍率で撮像する。ＳＥＭ像において、窒化珪素粒子と粒界相とをコントラストの差で区別できる。通常は、粒界相が白色に見える。エッチング処理を行うことで、コントラストの差がより明確になる。ＳＥＭ像を画像解析することによって、単位面積当たりの粒界相の面積比率を測定する。画像解析には、粒界相部分をカラーマッピングして画像解析する方法が有効である。図２にＳＥＭ像（１００００倍）の一例を示す。図２において、符号１１は窒化珪素粒子部分、符号１２は粒界相部分である。図２は粒界相部分が凸部、窒化珪素粒子部分が凹部になった例である。図２のＳＥＭ像を画像解析すると、粒界相の面積比は４１％となる。図２のように一視野で単位面積（１００μｍ×１００μｍ）にならない場合には、複数回撮影して合計で単位面積（１００μｍ×１００μｍ）としてもよい。
　窒化珪素焼結体のビッカース硬度（Ｈｖ）は１０００～１５００の範囲であることが好ましい。破壊靭性値（Ｋ１ｃ）は４．５～６．５ＭＰａ・ｍ１／２の範囲であることが好ましい。さらに、窒化珪素焼結体のマシナブル係数Ｍｃは０．１２５～０．１５０の範囲であることが好ましい。マシナブル係数Ｍｃは下記の式（１）から算出される値である。
　　Ｍｃ＝Ｆｎ９／８／（Ｋ１ｃ １／２・Ｈｖ５／８）　…（１）
　式（１）において、Ｆｎは押込み荷重であり、ここでは２０ｋｇｆとする。２０ｋｇｆの押込み荷重Ｆｎは、窒化珪素焼結体の硬度や靭性を測定する上で適した値である。ビッカース硬度（Ｈｖ）は、ＪＩＳ－Ｒ－１６１０に準じて測定するものとする。破壊靭性値（Ｋ１ｃ）は、ＪＩＳ－Ｒ－１６０７の圧子圧入法（ＩＦ法）に準じて測定するものとする。破壊靭性値の計算には、新原の式を用いるものとする。後述するベアリングボールについては、その断面を使用して測定するものとする。
　窒化珪素焼結体のビッカース硬度（Ｈｖ）が１０００未満であると、硬度が不足して耐摩耗性部材としての耐久性が低下する。ビッカース硬度（Ｈｖ）が１５００を超えると、窒化珪素焼結体の加工性が低下する。破壊靭性値（Ｋ１ｃ）についても同様であり、破壊靭性値（Ｋ１ｃ）が４．５ＭＰａ・ｍ１／２未満であると、窒化珪素焼結体の耐摩耗性部材としての耐久性低下する。破壊靭性値（Ｋ１ｃ）が６．５ＭＰａ・ｍ１／２を超えると、窒化珪素焼結体の耐久性は向上するものの、加工性が低下する。
　この実施形態の窒化珪素焼結体は、ビッカース硬度（Ｈｖ）と破壊靭性値（Ｋ１ｃ）を上記範囲とした上で、マシナブル係数Ｍｃを０．１２５～０．１５０の範囲とすることが好ましい。マシナブル係数Ｍｃは、押込み荷重Ｆｎ）、ビッカース硬度（Ｈｖ）および破壊靭性値（Ｋ１ｃ）を使用した加工性を示す係数である。これはラテラル亀裂破壊モデルの関係式であり、Ｍｃは１粒の砥粒により取り除かれる物質量を示している。マシナブル係数Ｍｃが大きいほど一度に加工できる量が大きくなることを意味している。
　ラテラル亀裂破壊モデルとは、研削加工時の材料の除去メカニズムとして、Ｅｖａｎｓ氏とＭａｒｓｈａｌｌ氏によって提案されたモデルである。このモデルにおいて、１つの研削砥粒が材料表面を通過するときに取り除かれる物質の量（デルタＶ）は、砥粒を材料に垂直方向に押し込む力Ｆｎとビッカース硬さ（Ｈｖ）と破壊靭性値（Ｋ１Ｃ）との関係において、［Ｆｎ９／８／（Ｋ１ｃ １／２・Ｈｖ５／８）］の値に比例すると示されている。ここでは、デルタＶをマシナブル係数Ｍｃと置き換えている。
　加工は大別して、脆性モードと延性モードとに分けられる。脆性モードはいわゆる粗加工に相当し、延性モードはいわゆる仕上げ加工に相当する。摩耗とは延性モードに相当すると考えられるので、耐摩耗性部材の要求性能を満足させるためには、延性モードの加工性を低下させることなく、脆性モードの加工性を改善することが重要となる。また、摩耗モデルの１つとしては、粒界に微小な予亀裂が発生し、その伝播により材料表面の破壊に至り、摩耗が発生する機構が考えられている。
　摩耗モデルの機械的接触の過酷さを表すパラメータＳｃ．ｍは、摩擦係数μ、最大ヘルツ応力Ｐｍａｘ、材料の結晶粒径ｄ、破壊靭性値Ｋ１ｃから下式で表される。
　　Ｓｃ．ｍ＝［（１＋１０・μ）・Ｐｍａｘ・（ｄ１／２）］／Ｋ１ｃ
　パラメータＳｃ．ｍが大きいと摩耗が大きく、パラメータＳｃ．ｍが小さいと摩耗が小さいことを意味する。材料の結晶粒径ｄを小さくすることや破壊靭性値Ｋ１ｃを大きくすることで、摩耗を抑えることが可能であることが分かる。
　これらの点を考慮した場合、マシナブル係数Ｍｃは０．１２５～０．１５０の範囲であることが好ましい。マシナブル係数Ｍｃが０．１２５未満の場合には、砥粒による加工量が少ないため、窒化珪素焼結体の加工時間が増大する。マシナブル係数Ｍｃが０．１５０を超えると、砥粒による窒化珪素焼結体の加工量が大きくなりすぎる。加工量が大きいと加工性は向上するものの、耐摩耗性部材としての耐久性が低下する。マシナブル係数Ｍｃが０．１２５～０．１５０の範囲である窒化珪素焼結体は、耐摩耗性部材としての特性を維持しつつ、加工性を向上させて製造コストを低減することを可能にしてものである。
　次に、実施形態の窒化珪素焼結体の製造方法について説明する。窒化珪素焼結体の製造方法は特に限定されるものではないが、上記したような特性等を有する窒化珪素焼結体を効率よく得るための方法として、以下に示す製造方法が挙げられる。
　まず、窒化珪素粉末を用意する。窒化珪素粉末は酸素含有量が４質量％以下で、α相型窒化珪素を８５質量％以上含み、平均粒子径が１．０μｍ以下であることが好ましい。酸素含有量が４質量％を超えると、焼結性を低下させる原因になる。窒化珪素粉末は焼結過程で球状のα相からアスペクト比２以上の細長いβ相に相変換および粒成長する。細長いβ相が複雑に絡み合ってランダムに配向することで、所望の靭性や硬度を有する窒化珪素焼結体が形成される。α相の比率を８５質量％未満であると、このような窒化珪素結晶粒子の絡み合い構造を十分に得ることができない。窒化珪素粉末の平均粒子径が１．０μｍを超えると、窒化珪素結晶粒子の長軸径が大きくなりすぎるおそれがある。
　このような窒化珪素粉末に、焼結助剤としてＡｌ酸化物粉末を２～１０質量％の範囲、希土類酸化物（Ｒ元素の酸化物）粉末を１～５質量％の範囲、Ｍ元素の化合物粉末を１～５質量％の範囲で添加する。焼結助剤の添加量（質量％）は、窒化珪素粉末と焼結助剤粉末との合計量を１００質量％としたときの比率である。Ｍ元素の化合物粉末は、４Ａ族元素、５Ａ族元素または６Ａ族元素の酸化物粉末、炭化物粉末、および窒化物粉末から選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。必要に応じて、ＳｉＣ粉末を１～５質量％の範囲で添加する。焼結助剤粉末の平均粒子径は２．０μｍ以下であることが好ましい。特に、Ｍ元素の化合物粉末およびＳｉＣ粉末の平均粒子径は１．５μｍ以下であることが好ましい。Ｍ元素成分やＳｉＣは粒界相を強化する成分であるため、粒子径が小さい方が好ましい。焼結助剤として添加するＡｌ成分は、前述したようにＡｌ２Ｏ３およびＭｇＡｌ２Ｏ４から選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。
　上述した原料粉末を混合して原料混合物を調製する。原料混合物の調製工程は、焼結助剤粉末を含む第１のスラリーを調製し、この第１のスラリーと窒化珪素粉末を含む第２のスラリーとを混合することにより実施することが好ましい。焼結助剤粉末を含む第１のスラリーは、分散性の指標であるチクソトロピーインデックス（ＴＩ値）が１～２の範囲となるように調製することが好ましい。ＴＩ値を１～２の範囲に調整したスラリーを使用することによって、焼結時に主に酸化物から形成される粒界相の偏析が抑制され、加工面に対して均一な加工性を付与することができる。
　回転粘度計で連続的にせん断速度を上げていくと、凝集を持つ流体では粘度が低下するのが一般的である。このとき、せん断速度ａとせん断速度ｂにおける粘度ηの比がＴＩ値となる。すなわち、ＴＩ値は下式で表される。
　　ＴＩ値＝ηｂ／ηａ
　せん断速度ａおよびｂの値に特に決まりはないが、ＴＩ値が１以上の値をとるように設定するのが好ましい。ＴＩ値が１に近づくほど、ニュートン流体の挙動に近くなり、凝集のない、あるいは凝集の極めて弱い高分散のスラリーであることを意味する。ここでは、
せん断速度ａを６ｓ－１、せん断速度ｂを６０ｓ－１としたときのＴＩ値が１～２の範囲となるように、焼結助剤粉末を含むスラリーを調製することが好ましい。
　さらに、原料混合物にバインダを添加する。原料混合物とバインダとの混合はボールミル等を使用し、必要に応じて粉砕や造粒を行いながら実施する。原料混合物を所望の形状に成形する。成形工程は、金型プレスや冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）等により実施する。成形圧力は１００ＭＰａ以上が好ましい。成形工程で得た成形体を脱脂する。脱脂工程は３００～６００℃の範囲の温度で実施することが好ましい。脱脂工程は大気中や非酸化性雰囲気中で実施され、雰囲気は特に限定されるものではない。
　次に、脱脂工程で得た脱脂体を１６００～１９００℃の範囲の温度で焼結する。焼結温度が１６００℃未満であると、窒化珪素結晶粒子の粒成長が不十分になるおそれがある。すなわち、α相型窒化珪素からβ相型窒化珪素への反応が不十分であり、緻密な焼結体組織が得られないおそれがある。この場合、窒化珪素焼結体の材料としての信頼性が低下する。焼結温度が１９００℃を超えると窒化珪素結晶粒子が粒成長しすぎて、加工性が低下するおそれがある。焼結工程は、常圧焼結および加圧焼結のいずれで実施してもよい。焼結工程は非酸化性雰囲気中で実施することが好ましい。非酸化性雰囲気としては、窒素雰囲気やアルゴン雰囲気が挙げられる。
　焼結工程の後に、非酸化性雰囲気中にて３０ＭＰａ以上の熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）処理を施すことが好ましい。非酸化性雰囲気としては、窒素雰囲気やアルゴン雰囲気が挙げられる。ＨＩＰ処理温度は１５００～１９００℃の範囲であることが好ましい。ＨＩＰ処理を実施することによって、窒化珪素焼結体内の気孔を消滅させることができる。ＨＩＰ処理圧力が３０ＭＰａ未満であると、そのような効果を十分に得ることができない。
　このようにして製造された窒化珪素焼結体に対して、必要な箇所に研磨加工を施して耐摩耗性部材を作製する。研磨加工は、ダイヤモンド砥粒を用いて実施することが好ましい。実施形態の窒化珪素焼結体は良好な加工性を有しているため、窒化珪素焼結体から耐摩耗性部材を作製する際の加工コストを低減することができる。実施形態の窒化珪素焼結体は、例えば０．１２５～０．１５０の範囲のマシナブル係数Ｍｃを有しているため、研磨加工時のコストを低減することができる。さらに、上述した窒化珪素焼結体の製造方法によれば、マシナブル係数Ｍｃを０．１２５～０．１５０の範囲に調整しやすい。従って、加工性を高めた窒化珪素焼結体を得ることができる。
　実施形態の窒化珪素焼結体は、耐摩耗性部材の形成材料に好適である。実施形態の耐摩耗性部材は、上述した実施形態の窒化珪素焼結体を具備している。耐摩耗性部材としては、ベアリングボール、ローラ、チェックボール、ウエアパッド、プランジャ、コロ等が挙げられる。耐摩耗性部材は、金属やセラミックス等からなる相手部材と摺動する摺動面を有する。摺動面の耐久性を上げるためには、表面粗さＲａが０．１μｍ以下となるように平坦に研磨加工することが好ましい。摺動面の表面粗さＲａは０．０５μｍ以下であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０１μｍ以下である。
　耐摩耗性部材の摺動面を平坦化することで、窒化珪素焼結体の耐久性が向上すると共に、相手部材への攻撃性が低下する。相手部材への攻撃性を低下させることで、相手部材の消耗を低減することができる。従って、耐摩耗性部材を組み込んだ装置の耐久性を向上させることが可能となる。特に、実施形態の窒化珪素焼結体は、ベアリングボールのように表面全体を研磨加工する耐摩耗性部材に好適である。窒化珪素焼結体の表面全体を研磨加工する場合においても、実施形態の窒化珪素焼結体は良好な加工性を有しているため、ベアリングボールのような耐摩耗性部材の作製コストを低減することができる。
　図１は実施形態によるベアリングの構成を示している。図１に示すベアリング１は、上述した実施形態の窒化珪素焼結体からなる複数のベアリングボール２と、これらベアリングボール２を支持する内輪３および外輪４とを有している。内輪３と外輪４は回転中心に対して同心状に配置されている。基本構成は通常のベアリングと同様である。内輪３や外輪４は、例えばＪＩＳ－Ｇ－４８０５で規定されるＳＵＪ２等の軸受鋼で形成される。
　実施形態の窒化珪素焼結体からなるベアリングボール２は、ファンモータ用ベアリングに用いられることが好ましい。ファンモータは、パソコン等の電子機器の冷却に使用される装置である。電子機器用のファンモータにおいて、稼働中にベアリングにかかる負荷は一般の工作機械に比べて非常に小さい。一般的なファンモータ用ベアリングにかかる負荷は５ＧＰａ以下、さらには２ＧＰａ以下である。このような負荷であれば、窒化珪素焼結体製ベアリングボールに求められる耐久性は低い。従って、耐久性より加工性を向上させてコストダウンを図ることのメリットが大きい。
　実施形態の耐摩耗性部材は、稼働時の負荷が５ＧＰａ以下のベアリングボールに好適である。さらに、窒化珪素焼結体製ベアリングボールは、最大接触圧力が５．１ＧＰａ、回転数が１２００ｒｐｍの条件下にてスラスト型軸受け試験機で転がり寿命を測定したときに、４００時間以上の転がり寿命を示すものであればよい。実施形態の窒化珪素焼結体によれば、このような転がり寿命を満足させることができる。
　次に、具体的な実施例とその評価結果について述べる。
（実施例１～７、比較例１～２）
　酸素含有量が１．０質量％、平均粒子径が０．７μｍ、α相の割合が９０質量％（残部はβ相）である窒化珪素粉末を用意した。焼結助剤として、Ａｌ２Ｏ３粉末（平均粒子径１．２μｍ）、ＡｌＮ粉末（平均粒子径１．２μｍ）、Ｙ２Ｏ３粉末（平均粒子径１．５μｍ）、ＨｆＯ２粉末（平均粒子径０．８μｍ）、Ｍｏ２Ｃ粉末（平均粒子径０．７μｍ）、およびＳｉＣ粉末（平均粒子径０．７μｍ）を用意した。これら原料粉末を表１の割合で混合した。原料粉末の混合は、焼結助剤粉末を含むスラリーと窒化珪素粉末を含むスラリーとを混合することにより実施した。焼結助剤粉末を含むスラリーの分散係数（ＴＩ値）は、表２に示す通りである。比較例２については、事前分散を実施していない。原料混合物にバインダを添加してボールミルで混合した。
　原料混合物を金型プレスにより球体に成形した。成形体を乾燥した後に４５０℃にて脱脂した。脱脂体を窒素雰囲気中にて１７００℃×６時間の条件で焼結した。得られた焼結体にＨＩＰ処理を施した。ＨＩＰ処理は８０ＭＰａの圧力下で１６００℃×１時間の条件で実施した。このようにして得た窒化珪素焼結体について、窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径、粒界相の面積比率、ビッカース硬度、破壊靭性値を測定した。
　窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径は、以下のようにして測定した。窒化珪素焼結体の任意の断面において、１００μｍ×１００μｍの単位面積の拡大写真（ＳＥＭ写真）を撮り、そこに写る窒化珪素粒子の最も長い対角線（仮想円）を最大径として測定する。この作業を５０粒になるまで行い、その平均値を窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径とした。ビッカース硬度は押込み荷重２０ｋｇｆにてＪＩＳ－Ｒ－１６１０に準じて行った。破壊靭性値（Ｋ１Ｃ）はＪＩＳ－Ｒ－１６０７の圧子圧入法（ＩＦ法）に準じて測定し、新原の式から求めた。ビッカース硬度および破壊靭性値からマシナブル係数Ｍｃを求めた。例えば、実施例１のマシナブル係数は、押込み荷重Ｆｎ＝２０ｋｇｆ、ビッカース硬度Ｈｖ＝１４２７、破壊靭性値Ｋ１ｃ＝５．５ＭＰａ・ｍ１／２から、［Ｍｃ＝２０９／８／（５．５１／２・１４２７５／８）］の式により算出した。粒界相の面積比率は、任意の断面を鏡面加工（表面粗さＲａ０．１μｍ）した後、プラズマエッチング処理を施した面をＳＥＭ観察し、得られたＳＥＭ写真を画像解析することにより求めた。それらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例８）
　実施例１と同じ原料混合物を使用し、焼結条件を窒素雰囲気中にて１８００℃×５時間、ＨＩＰ処理条件を１００ＭＰａにて１６００℃×１時間に変更する以外は、実施例１と同様にして窒化珪素焼結体を作製した。得られた窒化珪素焼結体について、実施例１と同様の方法により、窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径、ビッカース硬度、破壊靭性値、マシナブル係数Ｍｃを測定した。その結果を表４に示す。
（実施例９）
　実施例２と同じ原料混合物を使用し、焼結条件を窒素雰囲気中にて１８５０℃×５時間、ＨＩＰ処理条件を１００ＭＰａにて１６２０℃×２時間に変更する以外は、実施例２と同様にして窒化珪素焼結体を作製した。得られた窒化珪素焼結体について、実施例１と同様の方法により、窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径、ビッカース硬度、破壊靭性値、マシナブル係数Ｍｃを測定した。その結果を表４に示す。
（実施例１０）
　実施例４と同じ原料混合物を使用し、焼結条件を窒素雰囲気中にて１８２０℃×５時間、ＨＩＰ処理条件を１００ＭＰａにて１７００℃×１時間に変更する以外は、実施例４と同様にして窒化珪素焼結体を作製した。得られた窒化珪素焼結体について、実施例１と同様の方法により、窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径、ビッカース硬度、破壊靭性値、マシナブル係数Ｍｃを測定した。その結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、実施例１～１０および比較例１～２の窒化珪素焼結体の加工性を調べるために、＃８０のダイヤモンド砥粒からなる研磨盤と＃１２０のダイヤモンド砥粒からなる研磨盤とを使用して表面加工を行った。脆性モードの影響を調べるために、研磨加工前の試料の質量を測定し、一定荷重における一定時間研磨加工後の質量を再度測定した。研磨加工前後の質量変化率を調べた。加工時の質量変化率を、比較例１の質量変化率を１００としたときの比として表５に示す。質量変化率の数値が大きいほど、同じ時間研磨加工を施した際に比較例１よりも多く研磨加工がなされたことを意味する。
　延性モードの影響を調べるために、ダイヤモンド遊離砥粒を使用して表面加工を実施した。研磨加工前の表面粗さＲａを調べ、一定時間研磨加工後の表面粗さＲａを測定した。研磨加工前後の表面粗さの変化率（Ｒａ変化率）を求めた。Ｒａ変化率を比較例１のＲａ変化率を１００としたときの比として表５に示す。Ｒａ変化率の数値が大きいほど、同じ時間研磨加工を施した際に比較例１よりも表面粗さＲａを小さくすることができることを意味し、平坦に加工しやすいことを示している。
　各試料を表面粗さＲａが０．０１μｍのベアリングボール（直径９．５２５ｍｍ）に加工し、その耐久性試験を行った。耐久性試験は、最大接触圧力が５．１ＧＰａ、回転数が１２００ｒｐｍの条件下で、軸受鋼（ＳＵＪ２）製板材上でベアリングボールを転がす転がり寿命試験を、スラスト型軸受け試験機を用いて測定した。この転がり寿命試験において、４００時間経過してもベアリングボールに表面割れ、かけ等の不具合がないものを良品として「○」印で示した。その結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５から明らかなように、実施例の窒化珪素焼結体は加工性が良く、さらに実施例の窒化珪素焼結体からベアリングボールは最大接触圧力が５．１ＧＰａの環境下で十分な耐久性を示すことが確認された。このことは、ベアリングボールにかかる負荷が５ＧＰａ以下の環境下であれば十分な耐久性を示すことを意味するものである。従って、実施形態のベアリングボールは、パソコン等の電子機器用のファンモータ用ベアリングに好適である。
　なお、本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施し得るものであり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると共に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

Claims (15)

  1. 　アルミニウムを酸化物換算量で２～１０質量％の範囲、希土類元素から選ばれる少なくとも１つのＲ元素を酸化物換算量で１～５質量％範囲、および４Ａ族元素、５Ａ族元素および６Ａ族元素から選ばれる少なくとも１つのＭ元素を酸化物換算量で１～５質量％の範囲で含有する窒化珪素焼結体であって、
    　前記アルミニウムの含有量と前記Ｒ元素の含有量との比が酸化物換算量で２：１～５：１の範囲であり、かつ前記アルミニウムの含有量と前記Ｍ元素の含有量との比が酸化物換算量で２：１～１０：１の範囲であることを特徴とする窒化珪素焼結体。
  2. 　請求項１記載の窒化珪素焼結体において、
    　前記窒化珪素焼結体のビッカース硬度（Ｈｖ）が１０００～１５００の範囲、破壊靭性値（Ｋ１ｃ）が４．５～６．５ＭＰａ・ｍ１／２の範囲であり、
    　押込み荷重Ｆｎが２０ｋｇｆのときに、
    　式：Ｍｃ＝Ｆｎ９／８／（Ｋ１ｃ １／２・Ｈｖ５／８）
    から算出されるマシナブル係数Ｍｃが０．１２５～０．１５０の範囲であることを特徴とする窒化珪素焼結体。
  3. 　請求項１記載の窒化珪素焼結体において、
    　炭化珪素を１～５質量％の範囲で含有することを特徴とする窒化珪素焼結体。
  4. 　請求項１記載の窒化珪素焼結体において、
    　前記窒化珪素焼結体を構成する窒化珪素結晶粒子の長軸の平均粒径が５μｍ以上であることを特徴とする窒化珪素焼結体。
  5. 　請求項１記載の窒化珪素焼結体において、
    　前記窒化珪素焼結体の任意の断面において、１００μｍ×１００μｍの単位面積当たりに存在する粒界相の面積比率が３５～５０％の範囲であることを特徴とする窒化珪素焼結体。
  6. 　請求項１記載の窒化珪素焼結体を具備することを特徴とする耐摩耗性部材。
  7. 　請求項６記載の耐摩耗性部材において、
    　前記窒化珪素焼結体の摺動面は、表面粗さＲａが０．１μｍ以下となるように研磨加工されていることを特徴とする耐摩耗性部材。
  8. 　請求項６記載の耐摩耗性部材において、
    　ベアリングボールであることを特徴とする耐摩耗性部材。
  9. 　請求項８記載の耐摩耗性部材において、
    　前記ベアリングボールはファンモータ用ベアリングに用いられることを特徴とする耐摩耗性部材。
  10. 　請求項８記載の耐摩耗性部材において、
    　前記ベアリングボールの転がり寿命は、最大接触圧力が５．１ＧＰａ、回転数が１２００ｒｐｍの条件下にてスラスト型軸受け試験機で測定したとき、４００時間以上であることを特徴とする耐摩耗性部材。
  11. 　請求項１記載の窒化珪素焼結体からなるベアリングボールを具備することを特徴とするベアリング。
  12. 　酸素含有量が４質量％以下で、α相型窒化珪素を８５質量％以上含み、平均粒子径が１μｍ以下である窒化珪素粉末を用意する工程と、
    　前記窒化珪素粉末に、酸化アルミニウム粉末を２～１０質量％の範囲、希土類元素から選ばれる少なくとも１つのＲ元素の酸化物粉末を１～５質量％範囲、および４Ａ族元素、５Ａ族元素および６Ａ族元素から選ばれる少なくとも１つのＭ元素を含む化合物粉末を１～５質量％の範囲で添加し、原料混合物を調製する工程と、
    　前記原料混合物を所望の形状に成形し、成形体を得る工程と、
    　前記成形体を脱脂し、脱脂体を得る工程と、
    　前記脱脂体を１６００～１９００℃の範囲の温度で焼結し、焼結体を得る工程と
    を具備することを特徴とする窒化珪素焼結体の製造方法。
  13. 　請求項１２記載の窒化珪素焼結体の製造方法において、
    　前記窒化珪素粉末に、さらに炭化珪素粉末を１～５質量％の範囲で添加することを特徴とする窒化珪素焼結体の製造方法。
  14. 　請求項１２記載の窒化珪素焼結体の製造方法において、
    　さらに、前記焼結体に非酸化性雰囲気中にて３０ＭＰａ以上の圧力下で熱間静水圧プレス処理を施す工程を具備することを特徴とする窒化珪素焼結体の製造方法。
  15. 　請求項１２記載の窒化珪素焼結体の製造方法において、
    　前記酸化アルミニウム粉末、前記Ｒ元素の酸化物粉末、および前記Ｍ元素を含む化合物粉末を含む第１のスラリーを、チクソトロピーインデックスが１～２の範囲となるように調製し、前記第１のスラリーと前記窒化珪素粉末を含む第２のスラリーとを混合し、前記原料混合物を調製することを特徴とする窒化珪素焼結体の製造方法。
PCT/JP2012/005592 2011-09-05 2012-09-04 窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング WO2013035302A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013532436A JP5944910B2 (ja) 2011-09-05 2012-09-04 窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング
CN201280043049.4A CN103764596B (zh) 2011-09-05 2012-09-04 氮化硅烧结体及其制造方法、及使用其的耐磨部件和轴承

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011193399 2011-09-05
JP2011-193399 2011-09-05

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013035302A1 true WO2013035302A1 (ja) 2013-03-14

Family

ID=47831774

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/005592 WO2013035302A1 (ja) 2011-09-05 2012-09-04 窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP5944910B2 (ja)
CN (1) CN103764596B (ja)
WO (1) WO2013035302A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014069268A1 (ja) * 2012-10-30 2014-05-08 株式会社東芝 窒化珪素焼結体およびそれを用いた耐磨耗性部材
WO2014200014A1 (ja) * 2013-06-13 2014-12-18 株式会社東芝 窒化珪素製耐摩耗性部材および窒化珪素焼結体の製造方法
CN105016738A (zh) * 2014-04-30 2015-11-04 广东工业大学 氮化硅陶瓷及其制备方法
WO2016163263A1 (ja) * 2015-04-07 2016-10-13 株式会社東芝 窒化珪素焼結体およびそれを用いた高温耐久性部材
WO2018038031A1 (ja) * 2016-08-24 2018-03-01 旭硝子株式会社 セラミックス材料の成形方法、セラミックス物品の製造方法及びセラミックス物品

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4155565A4 (en) 2020-05-20 2024-07-03 Toshiba Kk SILICON NITRIDE SINTERED BODY, WEAR-RESISTANT ELEMENT USING SAME, AND METHOD FOR MANUFACTURING SILICON NITRIDE SINTERED BODY
CN112661518B (zh) * 2020-12-25 2022-03-25 中材高新氮化物陶瓷有限公司 一种高导热氮化硅陶瓷绝缘板及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5826076A (ja) * 1981-08-10 1983-02-16 株式会社東芝 セラミツクス焼結体及びその製造方法
WO2009128386A1 (ja) * 2008-04-18 2009-10-22 株式会社東芝 耐摩耗性部材、耐摩耗性機器および耐摩耗性部材の製造方法
JP2010241616A (ja) * 2009-04-01 2010-10-28 Toshiba Corp 耐衝撃部材およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2855243B2 (ja) * 1991-12-05 1999-02-10 日本特殊陶業株式会社 耐摩耗性の優れた窒化珪素質焼結体
JP2001130966A (ja) * 1999-10-29 2001-05-15 Kyocera Corp 窒化珪素質焼結体とその製造方法およびこれを用いた窒化珪素質耐磨耗性部材
EP1669335B1 (en) * 2003-09-25 2012-06-27 Kabushiki Kaisha Toshiba Bearing rolling ball and method for manufacturing the same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5826076A (ja) * 1981-08-10 1983-02-16 株式会社東芝 セラミツクス焼結体及びその製造方法
WO2009128386A1 (ja) * 2008-04-18 2009-10-22 株式会社東芝 耐摩耗性部材、耐摩耗性機器および耐摩耗性部材の製造方法
JP2010241616A (ja) * 2009-04-01 2010-10-28 Toshiba Corp 耐衝撃部材およびその製造方法

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9440887B2 (en) 2012-10-30 2016-09-13 Kabushiki Kaisha Toshiba Silicon nitride sintered body and wear resistant member using the same
WO2014069268A1 (ja) * 2012-10-30 2014-05-08 株式会社東芝 窒化珪素焼結体およびそれを用いた耐磨耗性部材
WO2014200014A1 (ja) * 2013-06-13 2014-12-18 株式会社東芝 窒化珪素製耐摩耗性部材および窒化珪素焼結体の製造方法
US9663407B2 (en) 2013-06-13 2017-05-30 Kabushiki Kaisha Toshiba Silicon nitride wear resistant member and method for producing silicon nitride sintered compact
CN105016738A (zh) * 2014-04-30 2015-11-04 广东工业大学 氮化硅陶瓷及其制备方法
US10787393B2 (en) 2015-04-07 2020-09-29 Kabushiki Kaisha Toshiba Silicon nitride sintered body and high-temperature-resistant member using the same
WO2016163263A1 (ja) * 2015-04-07 2016-10-13 株式会社東芝 窒化珪素焼結体およびそれを用いた高温耐久性部材
JPWO2016163263A1 (ja) * 2015-04-07 2018-03-22 株式会社東芝 窒化珪素焼結体およびそれを用いた高温耐久性部材
WO2018038031A1 (ja) * 2016-08-24 2018-03-01 旭硝子株式会社 セラミックス材料の成形方法、セラミックス物品の製造方法及びセラミックス物品
JPWO2018038031A1 (ja) * 2016-08-24 2019-06-20 Ａｇｃ株式会社 セラミックス材料の成形方法、セラミックス物品の製造方法及びセラミックス物品
CN109641807A (zh) * 2016-08-24 2019-04-16 Ａｇｃ株式会社 陶瓷材料的成型方法、陶瓷物品的制造方法以及陶瓷物品
JP7092030B2 (ja) 2016-08-24 2022-06-28 Ａｇｃ株式会社 セラミックス材料の成形方法及びセラミックス物品の製造方法
US11572316B2 (en) 2016-08-24 2023-02-07 AGC Inc. Method for molding ceramic material, method for producing ceramic article, and ceramic article

Also Published As

Publication number Publication date
JP5944910B2 (ja) 2016-07-05
JPWO2013035302A1 (ja) 2015-03-23
CN103764596B (zh) 2016-03-23
CN103764596A (zh) 2014-04-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6400478B2 (ja) 耐磨耗性部材
JP5944910B2 (ja) 窒化珪素焼結体とその製造方法、およびそれを用いた耐摩耗性部材とベアリング
JP5752189B2 (ja) 窒化珪素焼結体とそれを用いた摺動部材
JP5886337B2 (ja) 耐摩耗性部材およびそれを用いた耐摩耗性機器
US7056850B2 (en) Wear-resistant silicon nitride member and method of manufacture thereof
JP5100201B2 (ja) 窒化珪素焼結体とそれを用いた摺動部材
JP2002326875A (ja) 窒化けい素製耐摩耗性部材およびその製造方法
JP6334413B2 (ja) 窒化珪素焼結体およびそれを用いた摺動部材
JP6416088B2 (ja) 窒化珪素製耐摩耗性部材および窒化珪素焼結体の製造方法
JPWO2005030674A1 (ja) 窒化けい素製耐摩耗性部材およびその製造方法
JPWO2008032427A1 (ja) 摺動部材とそれを用いた軸受
EP4155565A1 (en) Silicon nitride sintered body, wear-resistant member using same, and method for manufacturing silicon nitride sintered body
JP4820840B2 (ja) 窒化けい素製耐摩耗性部材の製造方法
JP2004002067A (ja) 耐摩耗性部材およびその製造方法
JP2003300780A (ja) 窒化けい素製耐摩耗性部材およびその製造方法
JP5349525B2 (ja) 転動体
JP4939736B2 (ja) 窒化けい素焼結体の製造方法
JP7353820B2 (ja) 窒化珪素焼結体およびそれを用いた耐摩耗性部材
JP2007326745A (ja) 耐磨耗性部材、耐磨耗性機器および耐磨耗性部材の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201280043049.4

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12829880

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE1 Request for preliminary examination filed after expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2013532436

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 12829880

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1