JP2663028B2 - 窒化珪素質焼結体 - Google Patents
窒化珪素質焼結体Info
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- C04B35/597—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 oxynitride, e.g. SIALONS
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、高温構造用材料等として用いることができ
る、高強度で、かつ高靭性な窒化珪素質焼結体に関する
ものである。
る、高強度で、かつ高靭性な窒化珪素質焼結体に関する
ものである。
窒化珪素（Si3N4）の焼結体は、高温強度、耐熱衝撃
性、耐食性が優れているために、ガスタービン部材、熱
交換器材料、高温用ベアリングあるいは製鋼用高温ロー
ル材等の耐熱構造用材料に使用されている。
性、耐食性が優れているために、ガスタービン部材、熱
交換器材料、高温用ベアリングあるいは製鋼用高温ロー
ル材等の耐熱構造用材料に使用されている。
しかしながら、Si3N4は単独では焼結が困難なため
に、通常MgO、MgAl2O4、Al2O3、Y2O3等の酸化物を焼結
助剤として添加し、焼結している。これらの焼結助剤を
用いた焼結は、焼結時に生ずる液相を媒介とした液相焼
結によるものと考えられている。多くの場合、焼結後液
相はガラス相として焼結体中に残存し、高温強度、耐ク
リープ性などの高温特性を低下させる。
に、通常MgO、MgAl2O4、Al2O3、Y2O3等の酸化物を焼結
助剤として添加し、焼結している。これらの焼結助剤を
用いた焼結は、焼結時に生ずる液相を媒介とした液相焼
結によるものと考えられている。多くの場合、焼結後液
相はガラス相として焼結体中に残存し、高温強度、耐ク
リープ性などの高温特性を低下させる。
一方、Si3N4に種々の元素が固溶したもの（一般にサ
イアロンと呼ばれるもの）は、高温特性に優れ、高温構
造用材料として注目されている。例えば、α−Si3N4構
造で、Si位置にAlが、Ｎ位置にＯが置換し、更に格子間
位置に他の元素（Li,Mg,Ca,Y等）が侵入型として固溶し
た、一般式Mx（Si,Al）12（O,N）16（０＜ｘ≦２、Ｍは
Li,Mg,Ca,Y等のうちの少なくとも１種）で表されるα′
−Si3N4（一般にα−サイアロンと呼ばれる）、あるい
はβ−Si3N4構造で、Si位置にAlが、Ｎ位置にＯが固溶
し、一般式Si6-yAlyOyN8-y（０＜ｙ≦4.2）で表される
β′−Si3N4（一般にβ−サイアロンと呼ばれる）が注
目されている。
イアロンと呼ばれるもの）は、高温特性に優れ、高温構
造用材料として注目されている。例えば、α−Si3N4構
造で、Si位置にAlが、Ｎ位置にＯが置換し、更に格子間
位置に他の元素（Li,Mg,Ca,Y等）が侵入型として固溶し
た、一般式Mx（Si,Al）12（O,N）16（０＜ｘ≦２、Ｍは
Li,Mg,Ca,Y等のうちの少なくとも１種）で表されるα′
−Si3N4（一般にα−サイアロンと呼ばれる）、あるい
はβ−Si3N4構造で、Si位置にAlが、Ｎ位置にＯが固溶
し、一般式Si6-yAlyOyN8-y（０＜ｙ≦4.2）で表される
β′−Si3N4（一般にβ−サイアロンと呼ばれる）が注
目されている。
しかしながら、これらのSi3N4は、α′−Si3N4または
β′−Si3N4のみからなる場合には、室温強度が他のSi3
N4質焼結体よりも劣り、また靭性も低いという欠点を有
している。また、α′−Si3N4とβ′−Si3N4とを混合し
た焼結体も以下のように開発されいてる。
β′−Si3N4のみからなる場合には、室温強度が他のSi3
N4質焼結体よりも劣り、また靭性も低いという欠点を有
している。また、α′−Si3N4とβ′−Si3N4とを混合し
た焼結体も以下のように開発されいてる。
J.Materials Sci.14（1979）P1749では、Si3N4−Y2O3
−AlNの混合粉末を焼結することによって、α′−Si3N4
の単相あるいはα′−Si3N4とβ′−Si3N4との混合相か
らなる焼結体が得られることを報告している。また、特
開昭58−185484号では、α′−Si3N4とβ′−Si3N4粉末
を原料として、α′−Si3N4とβ′−Si3N4との混合相か
らなる焼結体を得ている。しかし、この２例の焼結体と
も、室温強度、高温強度が低い。
−AlNの混合粉末を焼結することによって、α′−Si3N4
の単相あるいはα′−Si3N4とβ′−Si3N4との混合相か
らなる焼結体が得られることを報告している。また、特
開昭58−185484号では、α′−Si3N4とβ′−Si3N4粉末
を原料として、α′−Si3N4とβ′−Si3N4との混合相か
らなる焼結体を得ている。しかし、この２例の焼結体と
も、室温強度、高温強度が低い。
更に、特開昭59−182276号では、Si3N4−AlN−Y2O3−
Al2O3系の混合粉末を焼結することによりα′−Si3N4と
β−Si3N4とからなる焼結体を得ている。この例では、
α′−Si3N4の存在比率が0.05〜0.7、その結晶粒の大き
さが長径方向で40μｍ以下からなる焼結体は高温強度が
改善されるとしているが、なお強度は不充分である。
Al2O3系の混合粉末を焼結することによりα′−Si3N4と
β−Si3N4とからなる焼結体を得ている。この例では、
α′−Si3N4の存在比率が0.05〜0.7、その結晶粒の大き
さが長径方向で40μｍ以下からなる焼結体は高温強度が
改善されるとしているが、なお強度は不充分である。
〔第１発明の説明〕 本第１発明（請求項に記載の発明）は、上記従来技術
の欠点に鑑みなされたものであり、高い強度を有し、し
かも高い靭性を有する窒化珪素質焼結体を提供すること
を目的とする。
の欠点に鑑みなされたものであり、高い強度を有し、し
かも高い靭性を有する窒化珪素質焼結体を提供すること
を目的とする。
本第１発明は、Yx（Si,Al）12（O,N）16で表される
α′−窒化珪素とSi6-zAlzOzN8-z（０＜Ｚ≦4.2）で表
されるβ′−窒化珪素とからなる窒化珪素質焼結体であ
って、α′−窒化珪素のｘの値が０＜ｘ＜0.3の範囲内
にあり、かつ表面部に存在するα′−窒化珪素のｘの値
が内部に存在するα′−窒化珪素のｘの値よりも大きい
ことを特徴とする窒化珪素質焼結体である。
α′−窒化珪素とSi6-zAlzOzN8-z（０＜Ｚ≦4.2）で表
されるβ′−窒化珪素とからなる窒化珪素質焼結体であ
って、α′−窒化珪素のｘの値が０＜ｘ＜0.3の範囲内
にあり、かつ表面部に存在するα′−窒化珪素のｘの値
が内部に存在するα′−窒化珪素のｘの値よりも大きい
ことを特徴とする窒化珪素質焼結体である。
本第１発明によれば、高い強度を有し、かつ高い靭性
を有する窒化珪素質焼結体を提供することができる。
を有する窒化珪素質焼結体を提供することができる。
本第１発明の窒化珪素質焼結体が上記の特性を有する
のは以下の理由によると考えられる。
のは以下の理由によると考えられる。
本第１発明の窒化珪素質焼結体は、α′−窒化珪素に
おけるＹの固溶量が、焼結体の内部より表面部の方が大
きいため、焼結体の熱膨張係数が内部より表面部の方が
小さくなる。よって、焼結体の表面部に圧縮応力が発生
して強度が増加する。更に、α′−窒化珪素のＹの固溶
量が少ない（Yx（Si,Al）12（O,N）16におけるｘの値が
１＜ｘ＜0.3である）ため、相対的に粒界のガラス相の
量が減少し、高温での強度に優れている。
おけるＹの固溶量が、焼結体の内部より表面部の方が大
きいため、焼結体の熱膨張係数が内部より表面部の方が
小さくなる。よって、焼結体の表面部に圧縮応力が発生
して強度が増加する。更に、α′−窒化珪素のＹの固溶
量が少ない（Yx（Si,Al）12（O,N）16におけるｘの値が
１＜ｘ＜0.3である）ため、相対的に粒界のガラス相の
量が減少し、高温での強度に優れている。
また、靭性についても、α′−窒化珪素におけるＹの
固溶量（上記ｘの値）が焼結体の表面部で大きくなるこ
とにより大きくなる。
固溶量（上記ｘの値）が焼結体の表面部で大きくなるこ
とにより大きくなる。
〔第１発明のその他の発明の説明〕 以下、本第１発明をより具体的にしたその他の発明に
ついて説明する。
ついて説明する。
本発明の窒化珪素（Si3N4）質焼結体は、α′−窒化
珪素とβ′−窒化珪素とを構成相とし、かつα′−窒化
珪素は、Yx（Si,Al）12（O,N）16で表され、そのｘの値
が０＜ｘ＜0.3のものであり、かつα′−窒化珪素の上
記ｘの値が焼結体の内部に存在するものよりも表面部に
存在するものの方が大きいものである。
珪素とβ′−窒化珪素とを構成相とし、かつα′−窒化
珪素は、Yx（Si,Al）12（O,N）16で表され、そのｘの値
が０＜ｘ＜0.3のものであり、かつα′−窒化珪素の上
記ｘの値が焼結体の内部に存在するものよりも表面部に
存在するものの方が大きいものである。
本発明において、α′−窒素珪素（Si3N4）とは、α
−Si3N4構造で、Si位置にAlが、Ｎ位置にＯが置換し、
更に格子間位置にイットリウム（Ｙ）が侵入型に固溶し
た、一般式Yx（Si,Al）12（O,N）16で示されるものであ
り、α−サイアロンと呼ばれるものである。
−Si3N4構造で、Si位置にAlが、Ｎ位置にＯが置換し、
更に格子間位置にイットリウム（Ｙ）が侵入型に固溶し
た、一般式Yx（Si,Al）12（O,N）16で示されるものであ
り、α−サイアロンと呼ばれるものである。
また、β′−Si3N4とは、β−Si3N4構造で、Si位置に
Alが、Ｎ位置にＯが固溶したもので、一般式Si9-zAlzOz
N8-z（０＜ｚ≦4.2）で示されるものであり、β−サイ
アロンと呼ばれるものである。
Alが、Ｎ位置にＯが固溶したもので、一般式Si9-zAlzOz
N8-z（０＜ｚ≦4.2）で示されるものであり、β−サイ
アロンと呼ばれるものである。
本発明において、α′−Si3N4の一般式Yx（Si,Al）12
（O,N）16のｘ値は０＜ｘ＜0.3の範囲内とする。この範
囲内により焼結体の結晶粒の粒界のガラス相が少なくな
り、高温での焼結体の強度が向上する。
（O,N）16のｘ値は０＜ｘ＜0.3の範囲内とする。この範
囲内により焼結体の結晶粒の粒界のガラス相が少なくな
り、高温での焼結体の強度が向上する。
また、上記β′−Si3N4の一般式におけるｙの値は、
０＜ｙ≦1.0の範囲内が更に望ましい。この範囲内であ
れば、更に結晶粒の粒界のガラス相が少なくなり、高温
での焼結体の強度が向上する。
０＜ｙ≦1.0の範囲内が更に望ましい。この範囲内であ
れば、更に結晶粒の粒界のガラス相が少なくなり、高温
での焼結体の強度が向上する。
α′−Si3N4の上記一般式のｘの値が０＜ｘ＜0.3の範
囲内においてのみ、ｘの値、すなわち、Ｙの固溶量が小
さいほど熱膨張係数が大きくなる傾向にある。従って、
本発明において、焼結体の表面部に存在するα′−Si3N
4のＹの固溶量が内部に存在するα′−Si3N4のそれより
も大きいため、焼結体の表面部よりも内部の方が熱膨張
係数が大きい。よって、表面部に圧縮応力が発生して焼
結体の強度が向上する。
囲内においてのみ、ｘの値、すなわち、Ｙの固溶量が小
さいほど熱膨張係数が大きくなる傾向にある。従って、
本発明において、焼結体の表面部に存在するα′−Si3N
4のＹの固溶量が内部に存在するα′−Si3N4のそれより
も大きいため、焼結体の表面部よりも内部の方が熱膨張
係数が大きい。よって、表面部に圧縮応力が発生して焼
結体の強度が向上する。
また、内部におけるα′−Si3N4のｘの値は、表面部
におけるα′−Si3N4のｘの値よりも0.05以上小さいこ
とが望ましい。その差が0.05未満では、表面部と内部の
熱膨張係数の差が小さく、強度向上の効果が小さい。
におけるα′−Si3N4のｘの値よりも0.05以上小さいこ
とが望ましい。その差が0.05未満では、表面部と内部の
熱膨張係数の差が小さく、強度向上の効果が小さい。
α′−Si3N4における一般式のｘの値を内部より表面
部の方を大きくするには、内部と表面部とを分けて（表
面層を設ける）、ｘの値を異なるようにしてもよく、あ
るいは内部から表面に連続的にｘの値を変化させてもよ
い。更に内部と表面層との間に一層以上の中間層を設け
て、その中間層のｘの値が中間値となるようにしてもよ
い。上記の内部から表面に連続的にｘの値を変化させる
場合以外では、中間層を含む表面層の厚さは200〜500μ
ｍ程度とするのがよい。
部の方を大きくするには、内部と表面部とを分けて（表
面層を設ける）、ｘの値を異なるようにしてもよく、あ
るいは内部から表面に連続的にｘの値を変化させてもよ
い。更に内部と表面層との間に一層以上の中間層を設け
て、その中間層のｘの値が中間値となるようにしてもよ
い。上記の内部から表面に連続的にｘの値を変化させる
場合以外では、中間層を含む表面層の厚さは200〜500μ
ｍ程度とするのがよい。
α′−Si3N4とβ′−Si3N4との存在比率は、Ｘ線回折
ピークの強度比による割合で、α′−Si3N4が0.05〜0.5
0、残部（0.95〜0.50）がβ′−Si3N4となるようにする
のが望ましい。α′−Si3N4の存在比率が0.05未満ある
いは0.50を越える場合には、焼結体の靭性が低下し、ま
た十分な強度向上が達成できない。なお、更に望ましく
は、α′−Si3N4の存在比率が0.07〜0.35であれば、よ
り高い強度が得られる。本発明では、存在比率をＸ線回
折ピークの強度比より求めており、回折ピークの最大強
度と次に大きい強度とを合計してα′、β′のそれぞれ
の合計を比較した。
ピークの強度比による割合で、α′−Si3N4が0.05〜0.5
0、残部（0.95〜0.50）がβ′−Si3N4となるようにする
のが望ましい。α′−Si3N4の存在比率が0.05未満ある
いは0.50を越える場合には、焼結体の靭性が低下し、ま
た十分な強度向上が達成できない。なお、更に望ましく
は、α′−Si3N4の存在比率が0.07〜0.35であれば、よ
り高い強度が得られる。本発明では、存在比率をＸ線回
折ピークの強度比より求めており、回折ピークの最大強
度と次に大きい強度とを合計してα′、β′のそれぞれ
の合計を比較した。
α′−Si3N4の結晶粒の大きさは、その平均粒径が2.0
μｍ以下とするのが望ましい。また、β′−Si3N4の結
晶粒の大きさは、その平均粒径が、長径方向において5.
0μｍ以下、短径方向において1.0μｍ以下とするのが望
ましい。これは、α′−Si3N4とβ′−Si3N4の結晶粒の
両方あるいはいずれか一方の結晶粒が上記範囲を越える
と、強度を向上が得られないためである。なお、より高
い強度が得られるのは、α′−Si3N4の結晶粒の平均粒
径が1.0μｍ以下、β′−Si3N4の結晶粒の平均粒径が長
径方向において2.5μｍ以下、短径方向において0.5μｍ
以下の範囲である。また、長径方向は短径方向に対して
２以上とするのがよい。２未満の場合には、結晶粒が等
軸状になり、強度及び靭性が低下しやすくなる。
μｍ以下とするのが望ましい。また、β′−Si3N4の結
晶粒の大きさは、その平均粒径が、長径方向において5.
0μｍ以下、短径方向において1.0μｍ以下とするのが望
ましい。これは、α′−Si3N4とβ′−Si3N4の結晶粒の
両方あるいはいずれか一方の結晶粒が上記範囲を越える
と、強度を向上が得られないためである。なお、より高
い強度が得られるのは、α′−Si3N4の結晶粒の平均粒
径が1.0μｍ以下、β′−Si3N4の結晶粒の平均粒径が長
径方向において2.5μｍ以下、短径方向において0.5μｍ
以下の範囲である。また、長径方向は短径方向に対して
２以上とするのがよい。２未満の場合には、結晶粒が等
軸状になり、強度及び靭性が低下しやすくなる。
本発明の窒化珪素質焼結体を製造する方法としては、
内部の表面にコーティングして表面層を形成する方法、
等いかなる方法でもよい。
内部の表面にコーティングして表面層を形成する方法、
等いかなる方法でもよい。
例えば、α′−Si3N4とβ′−Si3N4とからなる焼結体
を形成する原料とからなる成形体を調製し（第一工
程）、該成形体の周囲に、α′−Si3N4とβ′−Si3N4と
からなる焼結体を形成する原料であり、該原料から形成
される焼結体におけるα′−Si3N4の上記一般式におけ
るｘの値が上記成形体から形成される焼結体における
α′−Si3N4のｘの値よりも大きくなる原料を配置する
と共にこれらを焼成する（第二工程）。この第二工程に
おいて使用する原料が焼結体の表面部を形成するのであ
る。
を形成する原料とからなる成形体を調製し（第一工
程）、該成形体の周囲に、α′−Si3N4とβ′−Si3N4と
からなる焼結体を形成する原料であり、該原料から形成
される焼結体におけるα′−Si3N4の上記一般式におけ
るｘの値が上記成形体から形成される焼結体における
α′−Si3N4のｘの値よりも大きくなる原料を配置する
と共にこれらを焼成する（第二工程）。この第二工程に
おいて使用する原料が焼結体の表面部を形成するのであ
る。
第一工程における成形体の調製は、α′−Si3N4と
β′−Si3N4とからなる焼結体を形成する原料を成形す
ることにより行なう。
β′−Si3N4とからなる焼結体を形成する原料を成形す
ることにより行なう。
第一工程および第二工程におけるα′−Si3N4とβ′
−Si3N4とからなる焼結体を形成する原料としては焼成
によりα′−Si3N4となる原料と、焼成によりβ′−Si3
N4となる原料とからなるものである。
−Si3N4とからなる焼結体を形成する原料としては焼成
によりα′−Si3N4となる原料と、焼成によりβ′−Si3
N4となる原料とからなるものである。
焼成によりα′−Si3N4となる原料としては、焼結体
中においてα′−Si3N4の状態となる原料であり、これ
にはα′−Si3N4自体及び加熱焼結時の反応によりα′
−Si3N4を生成する混合物がある。それ故、α′−Si3N4
原料としては、この一方または双方を用いる。反応して
α′−Si3N4を形成する混合物としては、例えば、Ｙを
固溶したα′−Si3N4を形成する場合、Si3N4−AlN−Y2O
3、Si3N4−AlN−Al2O3−Y2O3、Si3N4−Al2O3−Y2O3−YN
等の混合物が挙げられる。
中においてα′−Si3N4の状態となる原料であり、これ
にはα′−Si3N4自体及び加熱焼結時の反応によりα′
−Si3N4を生成する混合物がある。それ故、α′−Si3N4
原料としては、この一方または双方を用いる。反応して
α′−Si3N4を形成する混合物としては、例えば、Ｙを
固溶したα′−Si3N4を形成する場合、Si3N4−AlN−Y2O
3、Si3N4−AlN−Al2O3−Y2O3、Si3N4−Al2O3−Y2O3−YN
等の混合物が挙げられる。
また、焼成によりβ′−Si3N4となる原料としては、
焼結体中においてβ′−Si3N4の状態となる原料であ
り、これにはβ′−Si3N4自体及び加熱焼結時の反応に
よりβ′−Si3N4を生成する混合物がある。それ故、
β′−Si3N4原料としては、この一方または双方を用い
る。反応してβ′−Si3N4を形成する混合物としては、S
i3N4−Al2O3、Si3N4−AlN−Al2O3、Si3N4−Al2O3−SiO3
等の混合物が挙げられる。
焼結体中においてβ′−Si3N4の状態となる原料であ
り、これにはβ′−Si3N4自体及び加熱焼結時の反応に
よりβ′−Si3N4を生成する混合物がある。それ故、
β′−Si3N4原料としては、この一方または双方を用い
る。反応してβ′−Si3N4を形成する混合物としては、S
i3N4−Al2O3、Si3N4−AlN−Al2O3、Si3N4−Al2O3−SiO3
等の混合物が挙げられる。
また、α′−Si3N4原料のうちの加熱焼結時の反応に
よりα′−Si3N4を生成する混合物において、混合物の
配合割合を制御することによりα′−Si3N4を生成させ
ると同時にβ′−Si3N4も生成させることができる。例
えば、Ｙが固溶したα′−Si3N4とβ′−Si3N4とを同時
に形成させようとする場合、Si3N4に対するY2O3−AlN、
Y2O3−AlN−Al2O3、あるいはYN−Al2O3の配合割合を制
御することにより、α′−Si3N4とβ′−Si3N4とを同時
に生成させることができる。これは、Ｙ、Al、ＯがSi3N
4に固溶してSi3N4を形成すると同時にAl、ＯがSi3N4に
固溶してβ′−Si3N4を形成するためである。この場
合、同じ混合物であっても焼結温度、焼結時間によって
α′−Si3N4とβ′−Si3N4との生成割合が異なるため、
焼結条件を制御することにより所望の生成割合の焼結体
を得ることができる。
よりα′−Si3N4を生成する混合物において、混合物の
配合割合を制御することによりα′−Si3N4を生成させ
ると同時にβ′−Si3N4も生成させることができる。例
えば、Ｙが固溶したα′−Si3N4とβ′−Si3N4とを同時
に形成させようとする場合、Si3N4に対するY2O3−AlN、
Y2O3−AlN−Al2O3、あるいはYN−Al2O3の配合割合を制
御することにより、α′−Si3N4とβ′−Si3N4とを同時
に生成させることができる。これは、Ｙ、Al、ＯがSi3N
4に固溶してSi3N4を形成すると同時にAl、ＯがSi3N4に
固溶してβ′−Si3N4を形成するためである。この場
合、同じ混合物であっても焼結温度、焼結時間によって
α′−Si3N4とβ′−Si3N4との生成割合が異なるため、
焼結条件を制御することにより所望の生成割合の焼結体
を得ることができる。
なおα′−Si3N4、β′−Si3N4の組成が２種以上のも
の（前記α′−Si3N4,β′−Si3N4の一般式におけるx,z
が二種以上のもの）からなる焼結体を得る場合には、粒
度分布の広い焼結によりα′−Si3N4となる原料粉末、
焼成によりβ′−Si3N4となる原料粉末を用いるか、あ
るいは組成の異なる２種以上のα′−Si3N4粉末、β′
−Si3N4粉末を用いればよい。
の（前記α′−Si3N4,β′−Si3N4の一般式におけるx,z
が二種以上のもの）からなる焼結体を得る場合には、粒
度分布の広い焼結によりα′−Si3N4となる原料粉末、
焼成によりβ′−Si3N4となる原料粉末を用いるか、あ
るいは組成の異なる２種以上のα′−Si3N4粉末、β′
−Si3N4粉末を用いればよい。
第一工程においては、上記原料を、金型プレス、ラバ
ープレス、押し出し、スリップキャスト、射出成形等の
方法により成形する。
ープレス、押し出し、スリップキャスト、射出成形等の
方法により成形する。
第二工程では、第一工程で調製した成形体（内部成形
体とする）の周囲に上記原料を配置すると共に焼成す
る。この配置する原料としては、該原料により形成され
た焼結体におけるα′−Si3N4における一般式のｘの値
が、上記内部成形体から形成される焼結体のα′−Si3N
4におけるｘの値よりも大きくなるように配合してお
く。また、該原料には、焼成によりα′−Si3N4のみを
形成する原料でもよい。
体とする）の周囲に上記原料を配置すると共に焼成す
る。この配置する原料としては、該原料により形成され
た焼結体におけるα′−Si3N4における一般式のｘの値
が、上記内部成形体から形成される焼結体のα′−Si3N
4におけるｘの値よりも大きくなるように配合してお
く。また、該原料には、焼成によりα′−Si3N4のみを
形成する原料でもよい。
また、原料の配置の形態としては、内部成形体の表面
に原料を付着させる形態、あるいは内部成形体を原料粉
末中に埋設する形態等がある。
に原料を付着させる形態、あるいは内部成形体を原料粉
末中に埋設する形態等がある。
上記の内部成形体の表面に原料を付着させる形態で
は、スリップ中へのディッピング、スプレー、電着等の
方法により付着させる。
は、スリップ中へのディッピング、スプレー、電着等の
方法により付着させる。
また、上記の原料の配置は、α′−Si3N4のｘの値が
異なる原料粉末を数段階に分けて行ってもよい。この場
合には、焼結体の内部から表面にα′−Si3N4のｘの値
が連続的にあるいは段階的に変化したものを製造するこ
とができる。
異なる原料粉末を数段階に分けて行ってもよい。この場
合には、焼結体の内部から表面にα′−Si3N4のｘの値
が連続的にあるいは段階的に変化したものを製造するこ
とができる。
第二工程における焼成は、加圧焼結、非加圧焼結のい
ずれでもよい。雰囲気は、N2ガス、アルゴンガス等の不
活性ガス雰囲気、あるいは真空中等の非酸化性雰囲気が
望ましい。また、焼結方法としては、常圧焼結法、ガス
圧焼結法、熱間静水圧焼結（HIP）法等を用いることが
できる。焼結温度は1650〜1900℃が望ましい。焼結温度
が1650℃より低いと十分に緻密化が進行せず、1900℃を
越えると粒成長が著しくなり、十分な強度が得られな
い。
ずれでもよい。雰囲気は、N2ガス、アルゴンガス等の不
活性ガス雰囲気、あるいは真空中等の非酸化性雰囲気が
望ましい。また、焼結方法としては、常圧焼結法、ガス
圧焼結法、熱間静水圧焼結（HIP）法等を用いることが
できる。焼結温度は1650〜1900℃が望ましい。焼結温度
が1650℃より低いと十分に緻密化が進行せず、1900℃を
越えると粒成長が著しくなり、十分な強度が得られな
い。
また、焼成によりα′−Si3N4となる原料と焼成によ
りβ′−Si3N4となる原料との混合割合、焼結条件等を
制御して、焼結体中のα′−Si3N4とβ′−Si3N4との存
在比率、および結晶粒の大きさ、あるいは組成が前記範
囲内となるようにすることができる。
りβ′−Si3N4となる原料との混合割合、焼結条件等を
制御して、焼結体中のα′−Si3N4とβ′−Si3N4との存
在比率、および結晶粒の大きさ、あるいは組成が前記範
囲内となるようにすることができる。
本発明の窒化珪素質焼結体には、用途に応じて各種耐
熱性物質、例えば酸化物、窒化物、炭化物、ケイ素化
物、ホウ素化物、硫化物などを第３成分として添加して
もよく、更に製造工程で使用した焼結助剤が含まれてい
てもよい。
熱性物質、例えば酸化物、窒化物、炭化物、ケイ素化
物、ホウ素化物、硫化物などを第３成分として添加して
もよく、更に製造工程で使用した焼結助剤が含まれてい
てもよい。
本発明の窒化珪素質焼結体は、上記の特性により高温
機械部材、化学プラント部材、ベアリング等の耐摩耗部
材、ガスタービン部材、熱交換器材料等として利用する
ことができる。
機械部材、化学プラント部材、ベアリング等の耐摩耗部
材、ガスタービン部材、熱交換器材料等として利用する
ことができる。
以下、本発明の実施例を説明する。
Si3N4粉末（平均粒径0.5μｍ）、AlN粉末（平均粒径
0.7μｍ）、Y3O3（平均粒径0.7μｍ）、α′−Si3N
4（平均粒径0.5μｍ）、β′−Si3N4（平均粒径0.5μ
ｍ）を出発原料として表に示すような表面部と内部で
α′−Si3N4のＹの固溶量（一般式のＸの値）の異なるS
i3N4質焼結体を調製した。
0.7μｍ）、Y3O3（平均粒径0.7μｍ）、α′−Si3N
4（平均粒径0.5μｍ）、β′−Si3N4（平均粒径0.5μ
ｍ）を出発原料として表に示すような表面部と内部で
α′−Si3N4のＹの固溶量（一般式のＸの値）の異なるS
i3N4質焼結体を調製した。
その調製は、α′−Si3N4とβ′−Si3N4の存在比、お
よびα′−Si3N4、β′−Si3N4の固溶量が所定の範囲と
なるように上記原料粉末を混合、成型し、N2中、1600〜
1950℃で１〜10時間焼結することにより行なった。この
時、成型体の周囲には焼結後、α′−Si3N4のＹの固溶
量が焼結体よりも大きくなる、上記原料の混合粉末を配
置して、表面部と内部でα′−Si3N4のＹの固溶量の異
なるSi3N4質焼結体を得た。
よびα′−Si3N4、β′−Si3N4の固溶量が所定の範囲と
なるように上記原料粉末を混合、成型し、N2中、1600〜
1950℃で１〜10時間焼結することにより行なった。この
時、成型体の周囲には焼結後、α′−Si3N4のＹの固溶
量が焼結体よりも大きくなる、上記原料の混合粉末を配
置して、表面部と内部でα′−Si3N4のＹの固溶量の異
なるSi3N4質焼結体を得た。
また、比較のために、表面部と内部でα′−Si3N4の
Ｙの固溶量が等しい焼結体も調製した。
Ｙの固溶量が等しい焼結体も調製した。
これらの焼結体について室温４点曲げ強度および靭性
値（KIC値、圧痕法による）を測定した。その結果を表
に示す。なお、表中のα′−Si3N4の存在比は、Ｘ線回
折法によって求めた。すなわち、得られた焼結体の最表
面のα′−Si3N4およびβ′−Si3N4の存在比をＸ線回折
法によって求めた。その後、表面から数10μｍずつ研摩
して、同じようにＸ線回折法によってα′−Si3N4およ
びβ′−Si3N4の存在比を 求めた。なお、この存在比の求め方は、焼結体のＸ線回
折チャートにおけるα′型の強度の高い上位２個のピー
クの合計とβ′型の強度の高い上位２個のピークの合計
とを比較することによって行なった。表中のα′−Si3N
4の存在比は、α′−Si3N4とβ′−Si3N4との存在比の
合計を１とした場合の値である。また、表中の表面部と
は焼結体の表面から300μｍまでの領域、内部とはその
領域よりも内側の領域である。表中のｘはYx（Si,Al）
12（O,N）16のｘの値、ｚはSi6-zAlzOzN8-zのｚの値で
ある。
値（KIC値、圧痕法による）を測定した。その結果を表
に示す。なお、表中のα′−Si3N4の存在比は、Ｘ線回
折法によって求めた。すなわち、得られた焼結体の最表
面のα′−Si3N4およびβ′−Si3N4の存在比をＸ線回折
法によって求めた。その後、表面から数10μｍずつ研摩
して、同じようにＸ線回折法によってα′−Si3N4およ
びβ′−Si3N4の存在比を 求めた。なお、この存在比の求め方は、焼結体のＸ線回
折チャートにおけるα′型の強度の高い上位２個のピー
クの合計とβ′型の強度の高い上位２個のピークの合計
とを比較することによって行なった。表中のα′−Si3N
4の存在比は、α′−Si3N4とβ′−Si3N4との存在比の
合計を１とした場合の値である。また、表中の表面部と
は焼結体の表面から300μｍまでの領域、内部とはその
領域よりも内側の領域である。表中のｘはYx（Si,Al）
12（O,N）16のｘの値、ｚはSi6-zAlzOzN8-zのｚの値で
ある。
表より明らかなように、本実施例の焼結体の方が比較
例の焼結体よりも室温４点曲げ強度が10〜20kg/mm2高
く、高強度であり、しかも靭性も高いことが分かる。
例の焼結体よりも室温４点曲げ強度が10〜20kg/mm2高
く、高強度であり、しかも靭性も高いことが分かる。
Claims (1)
- 【請求項１】Yx（Si,Al）12（O,N）16で表されるα′−
窒化珪素とSi6-zAlzOzN8-z（０＜Ｚ≦4.2）で表される
β′−窒化珪素とからなる窒化珪素質焼結体であって、
α′−窒化珪素のｘの値が０＜ｘ＜0.3の範囲内にあ
り、かつ表面部に存在するα′−窒化珪素のｘの値が内
部に存在するα′−窒化珪素のｘの値よりも大きいこと
を特徴とする窒化珪素質焼結体。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1340864A JP2663028B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 窒化珪素質焼結体 |
| US07/631,949 US5120682A (en) | 1989-12-28 | 1990-12-21 | Sintered body of silicon nitride |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1340864A JP2663028B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 窒化珪素質焼結体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03199169A JPH03199169A (ja) | 1991-08-30 |
| JP2663028B2 true JP2663028B2 (ja) | 1997-10-15 |
Family
ID=18341016
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1340864A Expired - Fee Related JP2663028B2 (ja) | 1989-12-28 | 1989-12-28 | 窒化珪素質焼結体 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5120682A (ja) |
| JP (1) | JP2663028B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5358912A (en) * | 1991-08-08 | 1994-10-25 | Loral Vought Systems Corporation | BAS reinforced in-situ with silicon nitride |
| US5502011A (en) * | 1991-10-21 | 1996-03-26 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Silicon nitride sintered body |
| DE69217647T2 (de) * | 1991-10-21 | 1997-08-07 | Sumitomo Electric Industries | Siliciumnitrid-sinterkörper |
| WO1998023554A1 (en) * | 1996-11-25 | 1998-06-04 | The Regents Of The University Of Michigan | IN-SITU TOUGHENED ALPHA PRIME-SiAlON-BASED CERAMICS |
| KR100235203B1 (ko) * | 1997-03-15 | 1999-12-15 | 배문한 | 표면이 개질된 사이알론 복합체 및 그것의 제조 방법 |
| US6471734B1 (en) | 1998-07-09 | 2002-10-29 | Kennametal Pc Inc. | Ceramic and process for the continuous sintering thereof |
| US6124225A (en) * | 1998-07-29 | 2000-09-26 | The Regents Of The University Of Michigan | Cutting tools and wear resistant articles and material for same |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4711644A (en) * | 1982-02-22 | 1987-12-08 | Kennametal Inc. | Ceramic material and method of manufacture |
| EP0087888B1 (en) * | 1982-02-26 | 1986-06-11 | LUCAS INDUSTRIES public limited company | Method of forming ceramic materials and ceramic products, and ceramic materials and ceramic products formed thereby |
| JPS59199579A (ja) * | 1983-04-25 | 1984-11-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐摩耗性のすぐれたサイアロン基セラミツクス |
| SE451581B (sv) * | 1984-04-06 | 1987-10-19 | Sandvik Ab | Keramiskt material huvudsakligen baserat pa kiselnitrid, aluminiumnitrid och aluminiumoxid |
| EP0336377B2 (en) * | 1988-04-07 | 1997-07-16 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Silicon nitride sintered body |
| JPH035369A (ja) * | 1989-05-29 | 1991-01-11 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 複合焼結体およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-12-28 JP JP1340864A patent/JP2663028B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1990
- 1990-12-21 US US07/631,949 patent/US5120682A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5120682A (en) | 1992-06-09 |
| JPH03199169A (ja) | 1991-08-30 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |