JP2000264741A - 炭化珪素系セラミック複合材料とその製造方法 - Google Patents
炭化珪素系セラミック複合材料とその製造方法Info
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- JP2000264741A JP2000264741A JP11070976A JP7097699A JP2000264741A JP 2000264741 A JP2000264741 A JP 2000264741A JP 11070976 A JP11070976 A JP 11070976A JP 7097699 A JP7097699 A JP 7097699A JP 2000264741 A JP2000264741 A JP 2000264741A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 炭化珪素をマトリックスとし、第２相を均一
に分散させた機械的特性、特に耐熱衝撃性と快削性を合
わせて向上させた焼結複合材の提供。 【構成】 表面にｔ−ＢＮ（乱層構造窒化硼素）を被着
してなる炭化珪素粉末を焼結してなり、炭化珪素マトリ
ックスの結晶粒界、または結晶粒界および結晶粒内にｈ
−ＢＮ（六方晶窒化硼素）が５体積％以上５０体積％以
下で均一に分散している炭化珪素系セラミック複合材
料。
に分散させた機械的特性、特に耐熱衝撃性と快削性を合
わせて向上させた焼結複合材の提供。 【構成】 表面にｔ−ＢＮ（乱層構造窒化硼素）を被着
してなる炭化珪素粉末を焼結してなり、炭化珪素マトリ
ックスの結晶粒界、または結晶粒界および結晶粒内にｈ
−ＢＮ（六方晶窒化硼素）が５体積％以上５０体積％以
下で均一に分散している炭化珪素系セラミック複合材
料。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、炭化珪素をマトリ
ックスとする炭化珪素系セラミック複合材料とその製造
方法に関する。
ックスとする炭化珪素系セラミック複合材料とその製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】炭化珪素の基本的物性はＳｉ3 Ｎ4 に似
て、耐熱性、耐食性、耐摩耗性に優れており、その製造
方法は、反応焼結法と添加物による緻密化焼結法に大別
される。緻密化焼結法としては、微細なＳｉＣ粉末に硼
素や硼素化合物および炭素や炭素化合物を加えて２００
０℃前後で焼結する方法が一般に用いられているが、熱
伝導度、硬度ではＳｉ3 Ｎ4 より優れるものの、強度が
低く、靭性値も低いという欠点がある。
て、耐熱性、耐食性、耐摩耗性に優れており、その製造
方法は、反応焼結法と添加物による緻密化焼結法に大別
される。緻密化焼結法としては、微細なＳｉＣ粉末に硼
素や硼素化合物および炭素や炭素化合物を加えて２００
０℃前後で焼結する方法が一般に用いられているが、熱
伝導度、硬度ではＳｉ3 Ｎ4 より優れるものの、強度が
低く、靭性値も低いという欠点がある。
【０００３】このため、炭化珪素の機械的強度、特に高
温靭性等を改善するために炭化珪素粉末６０〜９５体積
％と平均粒径３〜３０μｍの金属硼化物５〜４０体積％
の混合粉末に焼結助剤を加えて１９００〜２３００℃で
焼結してミクロ粒子分散複合焼結体を製造する方法（特
開平５−２７９１２２号公報）等が知られている。
温靭性等を改善するために炭化珪素粉末６０〜９５体積
％と平均粒径３〜３０μｍの金属硼化物５〜４０体積％
の混合粉末に焼結助剤を加えて１９００〜２３００℃で
焼結してミクロ粒子分散複合焼結体を製造する方法（特
開平５−２７９１２２号公報）等が知られている。
【０００４】また炭化珪素をマトリックスとし、炭化硼
素、炭化チタン、窒化チタン、硼化チタン等のナノサイ
ズの分散粒子１〜３０体積％を分散混合してプラズマ放
電焼結し数百ｎｍのナノサイズの分散粒子を複合した高
強度、高靭性、耐摩耗性に優れた炭化珪素複合材料も知
られている（特開平１０−９５６７０号公報）。
素、炭化チタン、窒化チタン、硼化チタン等のナノサイ
ズの分散粒子１〜３０体積％を分散混合してプラズマ放
電焼結し数百ｎｍのナノサイズの分散粒子を複合した高
強度、高靭性、耐摩耗性に優れた炭化珪素複合材料も知
られている（特開平１０−９５６７０号公報）。
【０００５】一方、固体潤滑性を持たせたり、溶融金属
に対する耐食性を向上させる目的で窒化珪素、炭化珪素
等のセラミックスに窒化硼素を複合させる方法も知られ
ている。この方法は、通常、セラミックス粉末に１〜１
０μｍ程度の窒化硼素粉末を混合し、焼結するものであ
るが、マトリックス中に分散した窒化硼素粉末が摺動に
より剥離する問題がある。これを解決する方法として密
度の低いセラミックス仮焼体に硼酸溶液を含浸させてア
ンモニア雰囲気中で還元窒化し、焼結体表面層に数百ｎ
ｍ程度の窒化硼素微粒子を分散させる方法（特開平７−
３３０４２１号公報）が知られている。
に対する耐食性を向上させる目的で窒化珪素、炭化珪素
等のセラミックスに窒化硼素を複合させる方法も知られ
ている。この方法は、通常、セラミックス粉末に１〜１
０μｍ程度の窒化硼素粉末を混合し、焼結するものであ
るが、マトリックス中に分散した窒化硼素粉末が摺動に
より剥離する問題がある。これを解決する方法として密
度の低いセラミックス仮焼体に硼酸溶液を含浸させてア
ンモニア雰囲気中で還元窒化し、焼結体表面層に数百ｎ
ｍ程度の窒化硼素微粒子を分散させる方法（特開平７−
３３０４２１号公報）が知られている。
【０００６】本発明者らは、先に快削性を有し、破壊強
度、耐熱衝撃性に優れたＳｉ3 Ｎ4基複合材料およびそ
の製造方法の発明をなし、特許出願した（特開平９−１
６９５７５号公報）。この発明は、Ｓｉ3 Ｎ4 に、尿
素、硼酸およびＹ2 Ｏ3 、Ａｌ 2 Ｏ3 、ＭｇＯ、ＳｉＯ
2 、希土類酸化物等の焼結助剤を混合し、水素雰囲気中
で７００〜１１００℃で還元処理して乱層構造の窒化硼
素（ｔ−ＢＮ）がＳｉ3Ｎ4 の粉末の回りを取り囲んだ
粉末を形成した後、この粉末を不活性雰囲気中１７００
℃以上の温度で焼結することによりＳｉ3 Ｎ4 のマトリ
ックスの結晶粒内および／または粒界に１００ｎｍ程度
の微細なｈ−ＢＮを１〜２５体積％分散させたナノ複合
材を得るものである。
度、耐熱衝撃性に優れたＳｉ3 Ｎ4基複合材料およびそ
の製造方法の発明をなし、特許出願した（特開平９−１
６９５７５号公報）。この発明は、Ｓｉ3 Ｎ4 に、尿
素、硼酸およびＹ2 Ｏ3 、Ａｌ 2 Ｏ3 、ＭｇＯ、ＳｉＯ
2 、希土類酸化物等の焼結助剤を混合し、水素雰囲気中
で７００〜１１００℃で還元処理して乱層構造の窒化硼
素（ｔ−ＢＮ）がＳｉ3Ｎ4 の粉末の回りを取り囲んだ
粉末を形成した後、この粉末を不活性雰囲気中１７００
℃以上の温度で焼結することによりＳｉ3 Ｎ4 のマトリ
ックスの結晶粒内および／または粒界に１００ｎｍ程度
の微細なｈ−ＢＮを１〜２５体積％分散させたナノ複合
材を得るものである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上記の特開平７−３３
０４２１号公報に記載されるような数百ｎｍ程度の窒化
硼素微粒子を表面層に分散さた焼結体は、表面層のみを
改質して固体潤滑性を持たせたり、溶融金属に対する耐
食性を向上させたものにすぎず、また特開平５−２７９
１２２号公報、特開平１０−９５６７０号公報に記載の
焼結体は、高温靭性は向上するものの、耐熱衝撃性、破
壊強度、快削性等の総合的な機械的特性がいまだ十分で
はない。上記の特開平９−１６９５７５号公報に示され
る方法で製造した窒化珪素基複合材料は、ＢＮの含有量
が２０体積％のときにｔ−ＢＮ中の残留酸化物の影響に
より生じたＳｉ2 ＯＮ2 ガラスの回折ピークが認めら
れ、強度も低下した。この傾向は、ＢＮの含有量が２０
体積％を超えるとより顕著であり、この方法を単に炭化
珪素基複合材料の製法に適用しても同様の問題が生じる
ため、満足な結果は得られない。
０４２１号公報に記載されるような数百ｎｍ程度の窒化
硼素微粒子を表面層に分散さた焼結体は、表面層のみを
改質して固体潤滑性を持たせたり、溶融金属に対する耐
食性を向上させたものにすぎず、また特開平５−２７９
１２２号公報、特開平１０−９５６７０号公報に記載の
焼結体は、高温靭性は向上するものの、耐熱衝撃性、破
壊強度、快削性等の総合的な機械的特性がいまだ十分で
はない。上記の特開平９−１６９５７５号公報に示され
る方法で製造した窒化珪素基複合材料は、ＢＮの含有量
が２０体積％のときにｔ−ＢＮ中の残留酸化物の影響に
より生じたＳｉ2 ＯＮ2 ガラスの回折ピークが認めら
れ、強度も低下した。この傾向は、ＢＮの含有量が２０
体積％を超えるとより顕著であり、この方法を単に炭化
珪素基複合材料の製法に適用しても同様の問題が生じる
ため、満足な結果は得られない。
【０００８】そこで、本発明は、炭化珪素をマトリック
スとし、第２相を均一に分散させた機械的特性、特に耐
熱衝撃性と快削性を合わせて向上させた焼結複合材を提
供することを目的とする。
スとし、第２相を均一に分散させた機械的特性、特に耐
熱衝撃性と快削性を合わせて向上させた焼結複合材を提
供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、微細なｈ
−ＢＮを焼結体中に均一に分散させる新たな方法によ
り、耐熱衝撃性と快削性等を顕著に向上できることを見
出した。
−ＢＮを焼結体中に均一に分散させる新たな方法によ
り、耐熱衝撃性と快削性等を顕著に向上できることを見
出した。
【００１０】すなわち、請求項１に係る発明は、表面に
ｔ−ＢＮを被着してなる炭化珪素粉末を焼結してなり、
炭化珪素マトリックスの結晶粒界、または結晶粒界およ
び結晶粒内にｈ−ＢＮ（六方晶窒化硼素）が５体積％以
上５０体積％以下で均一に分散した焼結体からなること
を特徴とする炭化珪素系セラミック複合材料である。
ｔ−ＢＮを被着してなる炭化珪素粉末を焼結してなり、
炭化珪素マトリックスの結晶粒界、または結晶粒界およ
び結晶粒内にｈ−ＢＮ（六方晶窒化硼素）が５体積％以
上５０体積％以下で均一に分散した焼結体からなること
を特徴とする炭化珪素系セラミック複合材料である。
【００１１】請求項１に係る発明において、上記所定の
体積％で４００ｎｍ以下、より好ましくは８０ｎｍ以下
の微細なｈ−ＢＮを炭化珪素のマトリックスの結晶粒
界、または結晶粒界および結晶粒内に分散させると、得
られた複合材料は、機械加工性、耐熱衝撃性および溶融
金属の腐食性に優れ、破壊強度および高温強度が高くな
る。
体積％で４００ｎｍ以下、より好ましくは８０ｎｍ以下
の微細なｈ−ＢＮを炭化珪素のマトリックスの結晶粒
界、または結晶粒界および結晶粒内に分散させると、得
られた複合材料は、機械加工性、耐熱衝撃性および溶融
金属の腐食性に優れ、破壊強度および高温強度が高くな
る。
【００１２】請求項２に係る発明は、表面にｔ−ＢＮを
被着してなる焼結用炭化珪素粉末である。請求項に３係
る発明は、炭化珪素粉末、硼素含有物質、窒素含有物質
を混合し、加熱により炭化珪素粉末表面にｔ−ＢＮを被
着し、さらにｔ−ＢＮをｈ−ＢＮ前駆体に相転移させる
高温加熱処理をすることを特徴とする炭化珪素粉末の製
造方法である。
被着してなる焼結用炭化珪素粉末である。請求項に３係
る発明は、炭化珪素粉末、硼素含有物質、窒素含有物質
を混合し、加熱により炭化珪素粉末表面にｔ−ＢＮを被
着し、さらにｔ−ＢＮをｈ−ＢＮ前駆体に相転移させる
高温加熱処理をすることを特徴とする炭化珪素粉末の製
造方法である。
【００１３】請求項４に係る発明は、請求項３に係る発
明により得られた炭化珪素粉末を焼結することを特徴と
する炭化珪素系セラミック複合材料の製造方法である。
また、請求項５に係る発明は、尿素粉末１４〜５６重量
％、硼酸粉末７〜２９重量％、炭化珪素粉末残部を混合
し、この混合粉末を水素雰囲気中で還元処理し、この還
元処理した混合粉末を不活性ガス雰囲気中で高温加熱処
理し、この加熱処理した混合粉末を１９００℃以上の温
度で焼結することを特徴とする請求項４記載の炭化珪素
系セラミック複合材料の製造方法である。
明により得られた炭化珪素粉末を焼結することを特徴と
する炭化珪素系セラミック複合材料の製造方法である。
また、請求項５に係る発明は、尿素粉末１４〜５６重量
％、硼酸粉末７〜２９重量％、炭化珪素粉末残部を混合
し、この混合粉末を水素雰囲気中で還元処理し、この還
元処理した混合粉末を不活性ガス雰囲気中で高温加熱処
理し、この加熱処理した混合粉末を１９００℃以上の温
度で焼結することを特徴とする請求項４記載の炭化珪素
系セラミック複合材料の製造方法である。
【００１４】さらに、請求項６に係る発明は、上記請求
項４または５に係わる発明の炭化珪素系セラミック複合
材料の製造方法において、焼結助剤として、Ｙ2 Ｏ3 、
Ａ１ 2 Ｏ3 、ＭｇＯ、ＳｉＯ2 、希土類酸化物のいずれ
か一種以上を添加する方法である。
項４または５に係わる発明の炭化珪素系セラミック複合
材料の製造方法において、焼結助剤として、Ｙ2 Ｏ3 、
Ａ１ 2 Ｏ3 、ＭｇＯ、ＳｉＯ2 、希土類酸化物のいずれ
か一種以上を添加する方法である。
【００１５】従来技術のように、焼結体に分散させるＢ
Ｎ源として市販のＢＮ粉末を用いると、炭化珪素、窒化
珪素、サイアロン等の結晶粒子のマトリックス内でのＢ
Ｎの分散性に問題が生じる。このため、請求項２ないし
３に係る本件発明では、焼結を行う工程の前に、炭化珪
素の粉末に、所定量の例えば尿素と硼酸の粉末を混合し
た後、水素ガス等の還元雰囲気中での還元処理とその後
の窒素ガス等の不活性雰囲気中での高温加熱処理によ
り、炭化珪素の粉末の表面にｈ−ＢＮの前駆体を被着さ
せるものである。出発材料の尿素も硼酸もともにあらゆ
る溶媒に可溶であるため、ＢＮ源としてはこの両者が好
ましい。
Ｎ源として市販のＢＮ粉末を用いると、炭化珪素、窒化
珪素、サイアロン等の結晶粒子のマトリックス内でのＢ
Ｎの分散性に問題が生じる。このため、請求項２ないし
３に係る本件発明では、焼結を行う工程の前に、炭化珪
素の粉末に、所定量の例えば尿素と硼酸の粉末を混合し
た後、水素ガス等の還元雰囲気中での還元処理とその後
の窒素ガス等の不活性雰囲気中での高温加熱処理によ
り、炭化珪素の粉末の表面にｈ−ＢＮの前駆体を被着さ
せるものである。出発材料の尿素も硼酸もともにあらゆ
る溶媒に可溶であるため、ＢＮ源としてはこの両者が好
ましい。
【００１６】炭化珪素の粉末にＢＮを形成する方法とし
ては、下記のような方法を採用できる。（１）硼素源と
して、硼酸、酸化硼素等を用い、窒素源として、尿素、
シアヌル酸、メラミン、ジシアンアミド、塩化アンモニ
ウム、またはグアニジン等を使用して還元雰囲気中で炭
化珪素の粉末を処理する方法。（２）硼酸、酸化硼素等
の硼素源のみをセラミックス粒子に被覆し、アンモニア
ガスまたは窒素＋アンモニア混合ガス中で反応させ、Ｂ
Ｎを合成する方法。（３）硼素源と窒素源を同時に含む
硼酸アンモニウムを還元雰囲気（アンモニアガス、窒素
＋アンモニア混合ガス、水素）中で合成する方法。
ては、下記のような方法を採用できる。（１）硼素源と
して、硼酸、酸化硼素等を用い、窒素源として、尿素、
シアヌル酸、メラミン、ジシアンアミド、塩化アンモニ
ウム、またはグアニジン等を使用して還元雰囲気中で炭
化珪素の粉末を処理する方法。（２）硼酸、酸化硼素等
の硼素源のみをセラミックス粒子に被覆し、アンモニア
ガスまたは窒素＋アンモニア混合ガス中で反応させ、Ｂ
Ｎを合成する方法。（３）硼素源と窒素源を同時に含む
硼酸アンモニウムを還元雰囲気（アンモニアガス、窒素
＋アンモニア混合ガス、水素）中で合成する方法。
【００１７】具体的には、図１に本発明の方法における
好ましい工程の概念を示すとおり、まず、ＢＮ源である
例えば尿素ＣＯ（ＮＨ2 ）2 と硼酸Ｈ3 ＢＯ3 を溶媒に
溶かし、これに清浄なＳｉＣ粉末をよく混合したのち、
溶媒を乾燥除去し、次いでＳｉＣ粉末に付着した尿素と
硼酸を還元雰囲気中で加熱還元処理することによりＳｉ
Ｃ粉末表面に乱層構造のｔ−ＢＮ被膜を形成する。
好ましい工程の概念を示すとおり、まず、ＢＮ源である
例えば尿素ＣＯ（ＮＨ2 ）2 と硼酸Ｈ3 ＢＯ3 を溶媒に
溶かし、これに清浄なＳｉＣ粉末をよく混合したのち、
溶媒を乾燥除去し、次いでＳｉＣ粉末に付着した尿素と
硼酸を還元雰囲気中で加熱還元処理することによりＳｉ
Ｃ粉末表面に乱層構造のｔ−ＢＮ被膜を形成する。
【００１８】すなわち、本発明では、ＳｉＣのマトリッ
クス中に分散させるＢＮ粒子の出発原料に、例えば尿素
と硼酸を用い、清浄なＳｉＣ粉末と混合し、乾燥した後
の還元処理でＳｉＣ粉末の表面に微細なｔ−ＢＮ粒子を
析出させ、このｔ−ＢＮ粒子を微細なｈ−ＢＮ前駆体に
相転移させることにより、焼結時に生成する微細なｈ−
ＢＮ粒子に以下のような役割を与えることにより、セラ
ミック複合構造材料としての従来の問題点を克服するも
のである。 （１）ＳｉＣ粉末表面に微細なｈ−ＢＮ前駆体を被着し
た粉末に必要により焼結助剤を添加、混合し、さらに乾
燥し、混合粉末を焼結すると、ｈ−ＢＮ前駆体はｈ−Ｂ
Ｎに変化し、平均粒径４００ｎｍ以下、より好ましくは
８０ｎｍ以下の微細なｈ−ＢＮ粒子がＳｉＣマトリック
スの粒界、または粒界および粒内に均一に分散した組織
になる。この均一に分散した微細なｈ−ＢＮ粒子により
焼結中のＳｉＣの粒成長が抑制される。ｈ−ＢＮ粒子の
大きさが平均粒径４００ｎｍを超えると粒成長を抑制す
る効果が低下し、焼結体の強度が減少する。 （２）本発明の複合材料では、上記ＳｉＣのマトリック
ス結晶粒子の結晶粒界の界面に不純物の生成は認められ
ず、界面の整合性は良い。また、熱膨張差により冷却過
程に生じる劈開も、ＢＮ−ＳｉＣ粒界よりもＢＮ粒内で
あることから、強い界面を実現する。ＢＮを多量添加す
ることにより、粒界に微細な粒子を分散することがで
き、温度が上昇しても、粒界は安定なＢＮ粒子により部
分的に結合しているために、高温での強度低下が抑えら
れる。 （３）ＢＮ含有量を所定の体積％以上にすると、溶融金
属に対する腐食性が改善される。特に８０ｎｍ以下のナ
ノサイズのＢＮ粒子が分散していると、ＢＮ粒子間の間
隔がかなり短くなるため、マトリックスの受けるダメー
ジも小さくなる。 （４）ｈ−ＢＮはグラファイトと同じ積層構造をとり、
その層間は弱いフアンデルワールス力で結合しているた
め、図２に一般的なセラミックス材と比較して切削のメ
カニズムを概念的に示すように、一般的なセラミックス
材では大きなクラックが進展するのに対して、本発明の
炭化珪素系セラミック複合材料は、多量のナノサイズの
ＢＮ粒子が粒界に均一に分散しているので、切削時に劈
開し、クラックの伝播を分散させ、硬い材料でも優れた
快削性を示す。
クス中に分散させるＢＮ粒子の出発原料に、例えば尿素
と硼酸を用い、清浄なＳｉＣ粉末と混合し、乾燥した後
の還元処理でＳｉＣ粉末の表面に微細なｔ−ＢＮ粒子を
析出させ、このｔ−ＢＮ粒子を微細なｈ−ＢＮ前駆体に
相転移させることにより、焼結時に生成する微細なｈ−
ＢＮ粒子に以下のような役割を与えることにより、セラ
ミック複合構造材料としての従来の問題点を克服するも
のである。 （１）ＳｉＣ粉末表面に微細なｈ−ＢＮ前駆体を被着し
た粉末に必要により焼結助剤を添加、混合し、さらに乾
燥し、混合粉末を焼結すると、ｈ−ＢＮ前駆体はｈ−Ｂ
Ｎに変化し、平均粒径４００ｎｍ以下、より好ましくは
８０ｎｍ以下の微細なｈ−ＢＮ粒子がＳｉＣマトリック
スの粒界、または粒界および粒内に均一に分散した組織
になる。この均一に分散した微細なｈ−ＢＮ粒子により
焼結中のＳｉＣの粒成長が抑制される。ｈ−ＢＮ粒子の
大きさが平均粒径４００ｎｍを超えると粒成長を抑制す
る効果が低下し、焼結体の強度が減少する。 （２）本発明の複合材料では、上記ＳｉＣのマトリック
ス結晶粒子の結晶粒界の界面に不純物の生成は認められ
ず、界面の整合性は良い。また、熱膨張差により冷却過
程に生じる劈開も、ＢＮ−ＳｉＣ粒界よりもＢＮ粒内で
あることから、強い界面を実現する。ＢＮを多量添加す
ることにより、粒界に微細な粒子を分散することがで
き、温度が上昇しても、粒界は安定なＢＮ粒子により部
分的に結合しているために、高温での強度低下が抑えら
れる。 （３）ＢＮ含有量を所定の体積％以上にすると、溶融金
属に対する腐食性が改善される。特に８０ｎｍ以下のナ
ノサイズのＢＮ粒子が分散していると、ＢＮ粒子間の間
隔がかなり短くなるため、マトリックスの受けるダメー
ジも小さくなる。 （４）ｈ−ＢＮはグラファイトと同じ積層構造をとり、
その層間は弱いフアンデルワールス力で結合しているた
め、図２に一般的なセラミックス材と比較して切削のメ
カニズムを概念的に示すように、一般的なセラミックス
材では大きなクラックが進展するのに対して、本発明の
炭化珪素系セラミック複合材料は、多量のナノサイズの
ＢＮ粒子が粒界に均一に分散しているので、切削時に劈
開し、クラックの伝播を分散させ、硬い材料でも優れた
快削性を示す。
【００１９】本発明では、このようにＳｉＣのマトリッ
クス結晶粒子の結晶粒界、または結晶粒界および結晶粒
内に特定の割合で分散させたｈ一ＢＮ粒子に上記のよう
な役割を与えることにより、従来のセラミック複合材料
の破壊強度、耐熱衝撃性等の機械的特性の改善だけでな
く、溶融金属に対する耐食性と機械加工時の快削性を改
善することが可能になる。その結果、耐熱衝撃性、高強
度の維持を要求される摺動部材や使用環境が厳しい高温
部材等の構造材料を実現することができた。
クス結晶粒子の結晶粒界、または結晶粒界および結晶粒
内に特定の割合で分散させたｈ一ＢＮ粒子に上記のよう
な役割を与えることにより、従来のセラミック複合材料
の破壊強度、耐熱衝撃性等の機械的特性の改善だけでな
く、溶融金属に対する耐食性と機械加工時の快削性を改
善することが可能になる。その結果、耐熱衝撃性、高強
度の維持を要求される摺動部材や使用環境が厳しい高温
部材等の構造材料を実現することができた。
【００２０】本発明者は、上記方法と同様な方法により
窒化アルミニウムまたは窒化珪素をマトリックスとした
高温特性等に優れたセラミックス複合材料を開発し、先
に特許出願（特願平９−３１５００６号）しているが、
これらの窒化アルミニウムまたは窒化珪素をマトリック
スとしたセラミックス複合材料と比較しても、本発明の
炭化珪素系セラミック複合材料は、耐腐食性、耐酸化性
等の高温特性により優れている。
窒化アルミニウムまたは窒化珪素をマトリックスとした
高温特性等に優れたセラミックス複合材料を開発し、先
に特許出願（特願平９−３１５００６号）しているが、
これらの窒化アルミニウムまたは窒化珪素をマトリック
スとしたセラミックス複合材料と比較しても、本発明の
炭化珪素系セラミック複合材料は、耐腐食性、耐酸化性
等の高温特性により優れている。
【００２１】具体的には、本発明の炭化珪素系セラミッ
ク複合材料は、耐食性については４００℃溶融ＮａＯＨ
中で３０分間保持しても強度の低下を示さない、耐酸化
性については１４００℃大気中で１００時間保持しても
強度の低下を示さない、高温強度については１６００℃
でも７００ＭＰａ近い高強度を示す。
ク複合材料は、耐食性については４００℃溶融ＮａＯＨ
中で３０分間保持しても強度の低下を示さない、耐酸化
性については１４００℃大気中で１００時間保持しても
強度の低下を示さない、高温強度については１６００℃
でも７００ＭＰａ近い高強度を示す。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
本発明のｈ−ＢＮ（六方晶窒化硼素）のマトリックス結
晶粒子の結晶粒界、または晶粒界および結晶粒内におけ
る含有量は、５体積％以上５０体積％以下、好ましくは
１０〜４０体積％、さらに好ましくは１０〜３０体積％
である。このｈ−ＢＮの体積含有割合は、炭化珪素系複
合材料の体積に対するｈ−ＢＮの体積百分率である。そ
れぞれのｈ−ＢＮは平均粒径が４００ｎｍｍ以下、より
好ましくは８０ｎｍ以下、さらに好ましくは６０ｎｍ以
下である。ｈ−ＢＮの粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微
鏡観察）写真によって計測することができる。
本発明のｈ−ＢＮ（六方晶窒化硼素）のマトリックス結
晶粒子の結晶粒界、または晶粒界および結晶粒内におけ
る含有量は、５体積％以上５０体積％以下、好ましくは
１０〜４０体積％、さらに好ましくは１０〜３０体積％
である。このｈ−ＢＮの体積含有割合は、炭化珪素系複
合材料の体積に対するｈ−ＢＮの体積百分率である。そ
れぞれのｈ−ＢＮは平均粒径が４００ｎｍｍ以下、より
好ましくは８０ｎｍ以下、さらに好ましくは６０ｎｍ以
下である。ｈ−ＢＮの粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微
鏡観察）写真によって計測することができる。
【００２３】こうした微細な粒径のｈ−ＢＮを上記範囲
で含有し、かつ均一に分散させると、本発明の複合材料
は、室温および高温での機械的特性の向上、溶融金属に
対する耐食性と機械加工時の優れた快削性が同時に得ら
れる。ｈ−ＢＮ含有量が上記上限値を超えると、複合材
料は耐食性と快削性について良好であるが、破壊強度、
破壊靭性等の機械的特性が低下する。またｈ−ＢＮ含有
量が上記下限値未満では、複合材料は機械的特性は優れ
ているが、耐食性と快削性の改善効果が小さくなり、好
ましくない。
で含有し、かつ均一に分散させると、本発明の複合材料
は、室温および高温での機械的特性の向上、溶融金属に
対する耐食性と機械加工時の優れた快削性が同時に得ら
れる。ｈ−ＢＮ含有量が上記上限値を超えると、複合材
料は耐食性と快削性について良好であるが、破壊強度、
破壊靭性等の機械的特性が低下する。またｈ−ＢＮ含有
量が上記下限値未満では、複合材料は機械的特性は優れ
ているが、耐食性と快削性の改善効果が小さくなり、好
ましくない。
【００２４】請求項２、３に係る発明の焼結用炭化珪素
粉末の製造は次の通りに行う。原料の炭化ケイ素粉末と
しては、平均粒子径１μｍ程度以下、好ましくは５００
ｎｍ以下の市販の粉末を使用できる。従来の市販の鱗片
状、平板状や粒子径の大きいＢＮ粉末を用いたＳｉＣと
の複合化では、微細かつ均一に第二相を分散することは
難しく、ＢＮの多量添加では更に難しいため、先ず炭化
珪素の粉末に、所定量の例えば、尿素と硼酸の粉末を加
え、この混合粉末をエタノ一ルを分散媒として湿式混合
する。この硼酸に対する尿素の割合は、硼酸１モルに対
して尿素１〜４モル、好ましくは１：２となるようにす
る。また尿素粉末および硼酸粉末は、最終的にマトリッ
クス結晶粒子中に上記ＢＮの体積％となるように秤量
し、添加混合する。そのために、尿素粉末は、１４〜５
６重量％、硼酸粉末は、７〜２９重量％、残部炭化珪素
となる割合で混合する。
粉末の製造は次の通りに行う。原料の炭化ケイ素粉末と
しては、平均粒子径１μｍ程度以下、好ましくは５００
ｎｍ以下の市販の粉末を使用できる。従来の市販の鱗片
状、平板状や粒子径の大きいＢＮ粉末を用いたＳｉＣと
の複合化では、微細かつ均一に第二相を分散することは
難しく、ＢＮの多量添加では更に難しいため、先ず炭化
珪素の粉末に、所定量の例えば、尿素と硼酸の粉末を加
え、この混合粉末をエタノ一ルを分散媒として湿式混合
する。この硼酸に対する尿素の割合は、硼酸１モルに対
して尿素１〜４モル、好ましくは１：２となるようにす
る。また尿素粉末および硼酸粉末は、最終的にマトリッ
クス結晶粒子中に上記ＢＮの体積％となるように秤量
し、添加混合する。そのために、尿素粉末は、１４〜５
６重量％、硼酸粉末は、７〜２９重量％、残部炭化珪素
となる割合で混合する。
【００２５】この混合物を乾燥した後に、下記のいずれ
かの工程で還元処理と高温加熱処理を行う。 （１）６００〜１２００℃の水素ガス等の還元雰囲気で
の還元と１５００〜１６００℃で窒素ガス等の不活性ガ
ス雰囲気での高温加熱処理。 （２）６００〜８００℃の水素ガス等の還元雰囲気での
３時間以上の還元に続いて１０００〜１２００℃の水素
ガス等の還元雰囲気での８時間以上の還元。その後１５
００〜１６００℃で窒素ガス等の不活性ガス雰囲気で１
０時間以上の高温加熱処理。 （３）６００〜８００℃の水素ガス等の還元雰囲気での
３時間以上の還元に続いて１０００〜１２００℃の水素
ガス等の還元雰囲気での８時間以上の還元。その後１５
００〜１６００℃で窒素ガス等の不活性ガス雰囲気で６
時間以上の高温加熱処理と１０００〜１５００℃で３時
間以上の真空高温加熱処理。
かの工程で還元処理と高温加熱処理を行う。 （１）６００〜１２００℃の水素ガス等の還元雰囲気で
の還元と１５００〜１６００℃で窒素ガス等の不活性ガ
ス雰囲気での高温加熱処理。 （２）６００〜８００℃の水素ガス等の還元雰囲気での
３時間以上の還元に続いて１０００〜１２００℃の水素
ガス等の還元雰囲気での８時間以上の還元。その後１５
００〜１６００℃で窒素ガス等の不活性ガス雰囲気で１
０時間以上の高温加熱処理。 （３）６００〜８００℃の水素ガス等の還元雰囲気での
３時間以上の還元に続いて１０００〜１２００℃の水素
ガス等の還元雰囲気での８時間以上の還元。その後１５
００〜１６００℃で窒素ガス等の不活性ガス雰囲気で６
時間以上の高温加熱処理と１０００〜１５００℃で３時
間以上の真空高温加熱処理。
【００２６】ここで特開平９−１６９５７５号公報に示
された方法のように、窒化珪素に、尿素、硼酸および焼
結助剤を混合し、水素還元処理した混合粉末を用いて焼
結すると、ｔ−ＢＮ中の残留酸化物の影響により生じた
Ｓｉ2 ＯＮ2 ガラス相が特性に悪影響を及ぼす。そのた
め本発明では、水素雰囲気中で還元処理した後、続いて
窒素ガス等の不活性ガス雰囲気で、１５００〜１６００
℃で更に３〜１０時間高温加熱処理することを特徴とす
る。この高温加熱処理は主に乱層構造のｔ−ＢＮを六方
晶のｈ−ＢＮに相転移させるために行うものである。
された方法のように、窒化珪素に、尿素、硼酸および焼
結助剤を混合し、水素還元処理した混合粉末を用いて焼
結すると、ｔ−ＢＮ中の残留酸化物の影響により生じた
Ｓｉ2 ＯＮ2 ガラス相が特性に悪影響を及ぼす。そのた
め本発明では、水素雰囲気中で還元処理した後、続いて
窒素ガス等の不活性ガス雰囲気で、１５００〜１６００
℃で更に３〜１０時間高温加熱処理することを特徴とす
る。この高温加熱処理は主に乱層構造のｔ−ＢＮを六方
晶のｈ−ＢＮに相転移させるために行うものである。
【００２７】水素雰囲気中で還元処理した後に、ＳｉＣ
粉末の表面にはｔ−ＢＮが被着しているがこれを洗浄す
ることにより、ｔ−ＢＮ以外の付着物を除去することが
望ましい。
粉末の表面にはｔ−ＢＮが被着しているがこれを洗浄す
ることにより、ｔ−ＢＮ以外の付着物を除去することが
望ましい。
【００２８】上記（３）において更に真空高温加熱処理
を行うのは、主に、焼結体の高温特性を低下させる酸素
を混合粉末から除去するためであり、１５００℃程度の
温度とすることが好ましい。この処理により、焼結体の
残存酸素濃度を４％以下、より好ましくは３％以下にす
ることが望ましい。
を行うのは、主に、焼結体の高温特性を低下させる酸素
を混合粉末から除去するためであり、１５００℃程度の
温度とすることが好ましい。この処理により、焼結体の
残存酸素濃度を４％以下、より好ましくは３％以下にす
ることが望ましい。
【００２９】さらに、加熱処理したｈ−ＢＮ前駆体を被
着したＳｉＣ粉末に所定量の焼結助剤を添加して、再び
エタノ一ルを分散媒として湿式混合し、更に乾燥する。
ここで焼結助剤は、Ｙ2 Ｏ3 、Ａ１2 Ｏ3 、Ｇｄ2 Ｏ3
等であって、その添加量はｈ−ＢＮ前駆体を被着したＳ
ｉＣ粉末１００重量部に対して５〜２０重量部、好まし
くは５〜１５重量部添加する。
着したＳｉＣ粉末に所定量の焼結助剤を添加して、再び
エタノ一ルを分散媒として湿式混合し、更に乾燥する。
ここで焼結助剤は、Ｙ2 Ｏ3 、Ａ１2 Ｏ3 、Ｇｄ2 Ｏ3
等であって、その添加量はｈ−ＢＮ前駆体を被着したＳ
ｉＣ粉末１００重量部に対して５〜２０重量部、好まし
くは５〜１５重量部添加する。
【００３０】本発明の方法において、これらの焼結助剤
を添加するのは、焼結温度を低下させるためであり、助
剤を使用しないと２０００℃以上の高温でも緻密な焼結
体を得ることが困難である。また、従来の技術のように
炭素および硼素を助剤とした場合、焼結温度は２０００
℃以上と高くなるが、ほぼ同様の成果が得られる。むし
ろ、高温特性は酸化物系助剤を用いた場合より優れたも
のが得られる。そして最終的に、ｈ−ＢＮ前駆体を被着
したＳｉＣ粉末を通常のプレス成型等により成形して、
窒素雰囲気中、１９００℃以上、好ましくは２０００℃
以上の焼結温度で焼結する。この焼結は、常圧焼結の他
に、窒素等の不活性雰囲気中で、常圧焼結とＨＩＰ処理
を組合せて行うか、或いはホットプレス焼結で行うこと
ができる。また、上記特開平１０−９５６７０号公報に
開示されているようなプラズマ放電焼結を使用すること
もできる。ホツトプレス焼結の場合は、特に焼結温度１
８５０〜１９００℃、プレス圧１０〜４０ＭＰａで１〜
２時間焼結することが好ましい。
を添加するのは、焼結温度を低下させるためであり、助
剤を使用しないと２０００℃以上の高温でも緻密な焼結
体を得ることが困難である。また、従来の技術のように
炭素および硼素を助剤とした場合、焼結温度は２０００
℃以上と高くなるが、ほぼ同様の成果が得られる。むし
ろ、高温特性は酸化物系助剤を用いた場合より優れたも
のが得られる。そして最終的に、ｈ−ＢＮ前駆体を被着
したＳｉＣ粉末を通常のプレス成型等により成形して、
窒素雰囲気中、１９００℃以上、好ましくは２０００℃
以上の焼結温度で焼結する。この焼結は、常圧焼結の他
に、窒素等の不活性雰囲気中で、常圧焼結とＨＩＰ処理
を組合せて行うか、或いはホットプレス焼結で行うこと
ができる。また、上記特開平１０−９５６７０号公報に
開示されているようなプラズマ放電焼結を使用すること
もできる。ホツトプレス焼結の場合は、特に焼結温度１
８５０〜１９００℃、プレス圧１０〜４０ＭＰａで１〜
２時間焼結することが好ましい。
【００３１】なお、本発明の焼結体には、その特性を損
なわない限りで、その他の化合物を少量含有することを
妨げないものである。
なわない限りで、その他の化合物を少量含有することを
妨げないものである。
【００３２】
【実施例】〈実施例１〜３〉平均粒子径２７０ｎｍのβ
−ＳｉＣ粉末（徳山ソーダ社製）に、硼酸（Ｈ3 Ｂ
Ｏ3 ）粉末（高純度化学研究所製）とこの硼酸の２倍の
モル量に相当する尿素粉末（和光純薬工業社製）を焼結
体中のＢＮの体積％がそれぞれ１０％（実施例１）、２
０％（実施例２）、３０％（実施例３）となるような量
を加えて均一に混合した。この混合粉末をエタノ一ルを
分散媒としてボールミルを用いて２４時間湿式混合した
後、水を加え、更に乾燥した。乾燥した混合粉末を水素
雰囲気中、７００℃で３時間還元処理し、続いて水素雰
囲気中において、１１００℃で８時間還元処理し、更に
窒素雰囲気中において１５００℃で６時間高温加熱処理
し、さらに真空中において１５００℃で３時間高温加熱
処理した。
−ＳｉＣ粉末（徳山ソーダ社製）に、硼酸（Ｈ3 Ｂ
Ｏ3 ）粉末（高純度化学研究所製）とこの硼酸の２倍の
モル量に相当する尿素粉末（和光純薬工業社製）を焼結
体中のＢＮの体積％がそれぞれ１０％（実施例１）、２
０％（実施例２）、３０％（実施例３）となるような量
を加えて均一に混合した。この混合粉末をエタノ一ルを
分散媒としてボールミルを用いて２４時間湿式混合した
後、水を加え、更に乾燥した。乾燥した混合粉末を水素
雰囲気中、７００℃で３時間還元処理し、続いて水素雰
囲気中において、１１００℃で８時間還元処理し、更に
窒素雰囲気中において１５００℃で６時間高温加熱処理
し、さらに真空中において１５００℃で３時間高温加熱
処理した。
【００３３】得られたｈ−ＢＮ前駆体を被着したＳｉＣ
粉末の９１重量％に対して焼結助剤としてＡｌ2 Ｏ3 を
７重量％とＹ2 Ｏ3 を２重量％加え、再びエタノ一ルを
分散媒としてボールミルを用いて７２時間湿式混合した
後、乾燥させた。乾燥した混合粉末を黒鉛ダイスに充填
して、ホットプレス装置（富士電波工業社製）で３０Ｍ
Ｐａの圧力、Ａｒ雰囲気中において１９００℃で１時間
焼結して炭化珪素複合材料を製造した。 図３に、この
実施例の加熱温度履歴を示す。
粉末の９１重量％に対して焼結助剤としてＡｌ2 Ｏ3 を
７重量％とＹ2 Ｏ3 を２重量％加え、再びエタノ一ルを
分散媒としてボールミルを用いて７２時間湿式混合した
後、乾燥させた。乾燥した混合粉末を黒鉛ダイスに充填
して、ホットプレス装置（富士電波工業社製）で３０Ｍ
Ｐａの圧力、Ａｒ雰囲気中において１９００℃で１時間
焼結して炭化珪素複合材料を製造した。 図３に、この
実施例の加熱温度履歴を示す。
【００３４】図４に、（ａ）ＳｉＣ、硼酸、尿素の混合
物、（ｂ）混合物を還元し、高温加熱処理した生成物、
（ｃ）１９００℃でホットプレスした３０体積％の微細
な窒化硼素を分散した焼結体（以下「ＳｉＣ／ＢＮナノ
複合材」という）のＸＲＤ回折パターンを示す。
物、（ｂ）混合物を還元し、高温加熱処理した生成物、
（ｃ）１９００℃でホットプレスした３０体積％の微細
な窒化硼素を分散した焼結体（以下「ＳｉＣ／ＢＮナノ
複合材」という）のＸＲＤ回折パターンを示す。
【００３５】（ａ）の還元前の粉末は、β−ＳｉＣ、硼
酸、尿素のピークのみを示しているが、（ｂ）の還元後
の粉末は、硼酸と尿素のピークは消失し、代わりにＢＮ
の低温相であるｔ−ＢＮとｈ−ＢＮに起因するピークが
見られる。（ｃ）の焼結体では、β−ＳｉＣ、α−Ｓｉ
Ｃ、ｈ−ＢＮのピークが見られた。 〈比較例１〜４〉比較のために、ＢＮ源として硼酸と尿
素を用いる代わりに、市販のＢＮ粉末（平均粒径９μ
ｍ）を実施例と同一の炭化珪素粉末に、焼結体中のＢＮ
の体積％がそれぞれ１０％（比較例１）、２０％（比較
例２）、３０％（比較例３）となるような量を加えて、
実施例と同様に焼結した。また、ＢＮを全く含まない実
施例と同一の炭化珪素原料にｈ−ＢＮ前駆体を被着せ
ず、また市販のＢＮ粉末も混合せずに実施例と同一の条
件で焼結した炭化珪素単相材料を比較例４とした。
酸、尿素のピークのみを示しているが、（ｂ）の還元後
の粉末は、硼酸と尿素のピークは消失し、代わりにＢＮ
の低温相であるｔ−ＢＮとｈ−ＢＮに起因するピークが
見られる。（ｃ）の焼結体では、β−ＳｉＣ、α−Ｓｉ
Ｃ、ｈ−ＢＮのピークが見られた。 〈比較例１〜４〉比較のために、ＢＮ源として硼酸と尿
素を用いる代わりに、市販のＢＮ粉末（平均粒径９μ
ｍ）を実施例と同一の炭化珪素粉末に、焼結体中のＢＮ
の体積％がそれぞれ１０％（比較例１）、２０％（比較
例２）、３０％（比較例３）となるような量を加えて、
実施例と同様に焼結した。また、ＢＮを全く含まない実
施例と同一の炭化珪素原料にｈ−ＢＮ前駆体を被着せ
ず、また市販のＢＮ粉末も混合せずに実施例と同一の条
件で焼結した炭化珪素単相材料を比較例４とした。
【００３６】図５の（Ａ）、（Ｂ）には、実施例１で得
られた３０体積％のＢＮを含有するＳｉＣ／ＢＮナノ複
合材のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡観察）写真を示す。こ
れらの写真からＳｉＣマトリックスの結晶粒界、または
結晶粒界および結晶粒内に平均粒径８０ｎｍ以下の微細
なｈ−ＢＮが分散した組織を持つナノ複合材であること
が分かった。写真からＳｉＣとｈ−ＢＮの界面の整合性
がよいことが分かる。
られた３０体積％のＢＮを含有するＳｉＣ／ＢＮナノ複
合材のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡観察）写真を示す。こ
れらの写真からＳｉＣマトリックスの結晶粒界、または
結晶粒界および結晶粒内に平均粒径８０ｎｍ以下の微細
なｈ−ＢＮが分散した組織を持つナノ複合材であること
が分かった。写真からＳｉＣとｈ−ＢＮの界面の整合性
がよいことが分かる。
【００３７】これに対して、比較例は、粉末の状態での
粉末の粒径は、９μｍであり、この粉末を焼結した時の
炭化ケイ素焼結体は、ＴＥＭ観察からＢＮ粒子が炭化ケ
イ素の粒界に分散した組織をもつミクロ複合材であるこ
とが分かった。 図６は、本発明の実施例のＳｉＣ／Ｂ
Ｎナノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢ
Ｎ含有量（体積％）とヤング率の関係を示す。実施例
は、ＢＮ含有量が増大してもヤング率の低下の度合い
が、比較例より小さい。
粉末の粒径は、９μｍであり、この粉末を焼結した時の
炭化ケイ素焼結体は、ＴＥＭ観察からＢＮ粒子が炭化ケ
イ素の粒界に分散した組織をもつミクロ複合材であるこ
とが分かった。 図６は、本発明の実施例のＳｉＣ／Ｂ
Ｎナノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢ
Ｎ含有量（体積％）とヤング率の関係を示す。実施例
は、ＢＮ含有量が増大してもヤング率の低下の度合い
が、比較例より小さい。
【００３８】図７は、本発明の実施例のＳｉＣ／ＢＮナ
ノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含
有量（体積％）と硬度の関係を示す。実施例は、ＢＮ含
有量が増大しても硬度の低下の度合いが、比較例より小
さい。
ノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含
有量（体積％）と硬度の関係を示す。実施例は、ＢＮ含
有量が増大しても硬度の低下の度合いが、比較例より小
さい。
【００３９】図８は、本発明の実施例のＳｉＣ／ＢＮナ
ノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含
有量（体積％）と破壊強度の関係を示す。実施例は、Ｂ
Ｎ含有量１０体積％程度で最大の破壊強度を示し、それ
より含有量が増えると破壊強度が低下するが比較例より
相当に大きな破壊強度を有している。
ノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含
有量（体積％）と破壊強度の関係を示す。実施例は、Ｂ
Ｎ含有量１０体積％程度で最大の破壊強度を示し、それ
より含有量が増えると破壊強度が低下するが比較例より
相当に大きな破壊強度を有している。
【００４０】図９は、本発明の実施例のＳｉＣ／ＢＮナ
ノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材の耐熱衝
撃破壊抵抗を示す。耐熱衝撃破壊抵抗は、曲げ試験片
（３×４×３７ｍｍ）を直立管状炉の中につり下げ、１
０分間試験温度に保持した後、水浴に落下させ、３点曲
げ強度を測定し、強度が急激に低下する下式で示される
臨界温度差（ΔＴｃ／℃）を求める水中急冷法により評
価した。
ノ複合材と比較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材の耐熱衝
撃破壊抵抗を示す。耐熱衝撃破壊抵抗は、曲げ試験片
（３×４×３７ｍｍ）を直立管状炉の中につり下げ、１
０分間試験温度に保持した後、水浴に落下させ、３点曲
げ強度を測定し、強度が急激に低下する下式で示される
臨界温度差（ΔＴｃ／℃）を求める水中急冷法により評
価した。
【００４１】
【式１】 ΔＴｃ：臨界温度差、σf ：破壊強度、ν：ポアソン
比、Ε：ヤング率、α熱膨張係数。本発明の実施例のＳ
ｉＣ／ＢＮナノ複合材は、耐熱衝撃性試験における強度
が急激に低下する臨界温度差ΔＴｃ／℃は、ＳｉＣ単体
で４００未満に対して、１０体積％ＢＮで４００超、３
０体積％ＢＮで１３００超である。
比、Ε：ヤング率、α熱膨張係数。本発明の実施例のＳ
ｉＣ／ＢＮナノ複合材は、耐熱衝撃性試験における強度
が急激に低下する臨界温度差ΔＴｃ／℃は、ＳｉＣ単体
で４００未満に対して、１０体積％ＢＮで４００超、３
０体積％ＢＮで１３００超である。
【００４２】図１０は、実施例のＳｉＣ／ＢＮナノ複合
材をＷＣ／Ｃｏ系超硬バイトで孔あけ加工した表面状態
を示す写真であり、加工面が欠けることなく、微細に加
工されていることが確認できる。これより本発明の焼結
セラミックス複合体が優れた切削性を示すことは明らか
である。
材をＷＣ／Ｃｏ系超硬バイトで孔あけ加工した表面状態
を示す写真であり、加工面が欠けることなく、微細に加
工されていることが確認できる。これより本発明の焼結
セラミックス複合体が優れた切削性を示すことは明らか
である。
【００４３】
【発明の効果】本発明の焼結セラミック複合材は、平均
粒径４００ｎｍ以下、より好ましくは８０ｎｍ以下の粒
径で非常に均一に分散されたＢＮを含有する新規なセラ
ミック複合体であり、炭化珪素単体に比べて、耐熱衝撃
性、破壊強度、硬度、弾性率、切削性等の機械的性質が
顕著に向上した。本発明のセラミックス複合材料は、上
記のような優れた特性を有しており、種々の構造材料、
基板材料、特に高温で用いられる構造材料等への応用が
可能である。
粒径４００ｎｍ以下、より好ましくは８０ｎｍ以下の粒
径で非常に均一に分散されたＢＮを含有する新規なセラ
ミック複合体であり、炭化珪素単体に比べて、耐熱衝撃
性、破壊強度、硬度、弾性率、切削性等の機械的性質が
顕著に向上した。本発明のセラミックス複合材料は、上
記のような優れた特性を有しており、種々の構造材料、
基板材料、特に高温で用いられる構造材料等への応用が
可能である。
【図１】図１は、本発明の方法の各工程の特徴を示す概
念図。
念図。
【図２】図２は、一般的なセラミックス材と本発明のＳ
ｉＣ／ナノＢＮ複合体の切削のメカニズムを比較した概
念図。
ｉＣ／ナノＢＮ複合体の切削のメカニズムを比較した概
念図。
【図３】図３は、実施例１〜３のｔ−ＢＮ前駆体被覆Ｓ
ｉＣ粉末を形成するための加熱温度履歴を示すグラフ。
ｉＣ粉末を形成するための加熱温度履歴を示すグラフ。
【図４】図４は、実施例３の（ａ）ＳｉＣ、硼酸、尿素
の混合物、（ｂ）混合物を還元した生成物、（ｃ）１９
００℃でホットプレスしたＳｉＣ／３０体積％ナノＢＮ
複合材のＸＲＤ回折パターングラフ。
の混合物、（ｂ）混合物を還元した生成物、（ｃ）１９
００℃でホットプレスしたＳｉＣ／３０体積％ナノＢＮ
複合材のＸＲＤ回折パターングラフ。
【図５】図５は、実施例３で得られたＳｉＣ／３０体積
％ナノＢＮ複合材の組織を示すＴＥＭ観察写真。
％ナノＢＮ複合材の組織を示すＴＥＭ観察写真。
【図６】図６は、実施例のＳｉＣ／ＢＮナノ複合材と比
較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含有量（体積
％）とヤング率の関係を示すグラフ。
較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含有量（体積
％）とヤング率の関係を示すグラフ。
【図７】図７は、実施例のＳｉＣ／ＢＮナノ複合材と比
較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含有量（体積
％）と硬度の関係を示すグラフ。
較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含有量（体積
％）と硬度の関係を示すグラフ。
【図８】図８は、実施例のＳｉＣ／ＢＮナノ複合材と比
較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含有量（体積
％）と破壊強度の関係を示すグラフ。
較例のＳｉＣ／ＢＮミクロ複合材のＢＮ含有量（体積
％）と破壊強度の関係を示すグラフ。
【図９】図９は、実施例と比較例の熱衝撃破壊試験結果
を示す臨界温度差と破壊強度の関係を示すグラフ。
を示す臨界温度差と破壊強度の関係を示すグラフ。
【図１０】図１０は、実施例のＳｉＣ／ＢＮナノ複合材
をＷＣ／Ｃｏ系超硬バイトで孔あけ加工した表面状態を
示す図面代用写真である。
をＷＣ／Ｃｏ系超硬バイトで孔あけ加工した表面状態を
示す図面代用写真である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年３月１９日（１９９９．３．１
９）
９）
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図５
【補正方法】変更
【補正内容】
【図５】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4G001 BA03 BA04 BA06 BA08 BA09 BA22 BA33 BA75 BA81 BB03 BB04 BB06 BB08 BB09 BB22 BB35 BC01 BC02 BC03 BC12 BC42 BC52 BD04 BD12 BD13 BD14 BE01 BE11 BE14 BE26
Claims (6)
- 【請求項１】 表面にｔ−ＢＮ（乱層構造窒化硼素）を
被着してなる炭化珪素粉末を焼結してなり、炭化珪素マ
トリックスの結晶粒界、または結晶粒界および結晶粒内
にｈ−ＢＮ（六方晶窒化硼素）が５体積％以上５０体積
％以下で均一に分散している焼結体であることを特徴と
する炭化珪素系セラミック複合材料。 - 【請求項２】 表面にｔ−ＢＮを被着してなる焼結用炭
化珪素粉末。 - 【請求項３】 炭化珪素粉末、硼素含有物質、窒素含有
物質を混合し、加熱により炭化珪素粉末表面にｔ−ＢＮ
を被着し、さらにｔ−ＢＮをｈ−ＢＮ前駆体に相転移さ
せる高温加熱処理をすることを特徴とする請求項２記載
の炭化珪素粉末の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載の方法により得られた炭化
珪素粉末を焼結することを特徴とする炭化珪素系セラミ
ック複合材料の製造方法。 - 【請求項５】 尿素粉末１４〜５６重量％、硼酸粉末７
〜２９重量％、炭化珪素粉末残部を混合し、この混合粉
末を水素雰囲気中で還元処理し、この還元処理した混合
粉末を不活性ガス雰囲気中で高温加熱処理し、この加熱
処理した混合粉末を１９００℃以上の温度で焼結するこ
とを特徴とする請求項４記載の炭化珪素系セラミック複
合材料の製造方法。 - 【請求項６】 焼結助剤として、Ｙ2 Ｏ3 、Ａ１
2 Ｏ3 、ＭｇＯ、ＳｉＯ2、または希土類酸化物のいず
れか一種以上を添加することを特徴とする請求項４また
は５記載の炭化珪素系セラミック複合材料の製造方法。
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Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6764974B2 (en) * | 2000-06-16 | 2004-07-20 | Japan As Represented By Secretary Of Agency Of Industrial Science And Technology | Reaction synthesis of silicon carbide-boron nitride composites |
| JP2008111036A (ja) * | 2006-10-30 | 2008-05-15 | Sony Corp | 発光組成物、光源装置、表示装置、発光組成物の製造方法 |
| JP2008222497A (ja) * | 2007-03-13 | 2008-09-25 | Osaka Univ | 複合粉末および複合材料ならびにそれらの製造方法、 |
| CN100515992C (zh) * | 2006-07-13 | 2009-07-22 | 西安交通大学 | 一种SiC/BN层状复合陶瓷的制备方法 |
| JP2009179507A (ja) * | 2008-01-30 | 2009-08-13 | Ferrotec Ceramics Corp | 炭化珪素／窒化硼素複合材料焼結体、その製造方法およびその焼結体を用いた部材 |
| JP2010153699A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-08 | Denki Kagaku Kogyo Kk | ３−５族化合物半導体の製造装置用耐熱耐摩耗部材 |
| CN104227823A (zh) * | 2014-09-11 | 2014-12-24 | 瑞声精密制造科技(常州)有限公司 | 多层结构陶瓷产品的成型方法 |
| CN114956830A (zh) * | 2022-05-20 | 2022-08-30 | 西北工业大学 | 氮化硼包覆碳纳米管增强的聚合物转化陶瓷基吸波材料及制备方法 |
| CN115611642A (zh) * | 2022-12-19 | 2023-01-17 | 中国人民解放军国防科技大学 | 一种表面具有BN涂层的SiC晶须及其熔盐法制备方法 |
| CN117776731A (zh) * | 2024-01-08 | 2024-03-29 | 江苏观蓝新材料科技有限公司 | 一种无压烧结碳化硅热交换管及其制备方法 |
| WO2024169081A1 (zh) * | 2023-02-13 | 2024-08-22 | 电子科技大学长三角研究院(衢州) | 一种绝热SiC-BN气凝胶毡及其制备方法和应用 |
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|---|---|---|---|---|
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| CN102992774B (zh) * | 2012-12-13 | 2014-07-09 | 山东理工大学 | 一种h-BN/HfB2可加工陶瓷的制备方法 |
| CN102992768B (zh) * | 2012-12-13 | 2014-06-18 | 山东理工大学 | 一种h-BN/HfC可加工陶瓷的制备方法 |
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| CN104276823B (zh) * | 2013-07-12 | 2016-03-23 | 中国科学院上海硅酸盐研究所 | 高绝缘碳化硅/氮化硼陶瓷材料及其制备方法 |
| CN109592984B (zh) * | 2017-09-30 | 2021-06-15 | 中国科学院上海硅酸盐研究所 | 一种高热导、高电阻液相烧结碳化硅陶瓷及其制备方法 |
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Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6764974B2 (en) * | 2000-06-16 | 2004-07-20 | Japan As Represented By Secretary Of Agency Of Industrial Science And Technology | Reaction synthesis of silicon carbide-boron nitride composites |
| CN100515992C (zh) * | 2006-07-13 | 2009-07-22 | 西安交通大学 | 一种SiC/BN层状复合陶瓷的制备方法 |
| JP2008111036A (ja) * | 2006-10-30 | 2008-05-15 | Sony Corp | 発光組成物、光源装置、表示装置、発光組成物の製造方法 |
| JP2008222497A (ja) * | 2007-03-13 | 2008-09-25 | Osaka Univ | 複合粉末および複合材料ならびにそれらの製造方法、 |
| JP2009179507A (ja) * | 2008-01-30 | 2009-08-13 | Ferrotec Ceramics Corp | 炭化珪素／窒化硼素複合材料焼結体、その製造方法およびその焼結体を用いた部材 |
| JP2010153699A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-08 | Denki Kagaku Kogyo Kk | ３−５族化合物半導体の製造装置用耐熱耐摩耗部材 |
| CN104227823A (zh) * | 2014-09-11 | 2014-12-24 | 瑞声精密制造科技(常州)有限公司 | 多层结构陶瓷产品的成型方法 |
| CN114956830A (zh) * | 2022-05-20 | 2022-08-30 | 西北工业大学 | 氮化硼包覆碳纳米管增强的聚合物转化陶瓷基吸波材料及制备方法 |
| CN114956830B (zh) * | 2022-05-20 | 2023-08-29 | 西北工业大学 | 氮化硼包覆碳纳米管增强的聚合物转化陶瓷基吸波材料及制备方法 |
| CN115611642A (zh) * | 2022-12-19 | 2023-01-17 | 中国人民解放军国防科技大学 | 一种表面具有BN涂层的SiC晶须及其熔盐法制备方法 |
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