JPH03174363A - ＳｉＣ基非加圧焼結体 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［発明の目的］ （産業上の利用分野） 本発明は、高靭性値及び高強度を有するＳｉＣ基非加圧
焼結体に関する。

（従来の技術） ＳｉＣ基焼結体は耐酸化性、耐食性、耐熱衝撃性等にお
いて優れた特性を示し、ガスタービン部品、高温用熱交
換器等に用いられる高温構造材料としての朋待が大きい
。係るＳｉＣ基焼結体の研究が以前より活発に進められ
た結果、Ｂ−Ｃ系の焼結助剤が特に有効であることが見
出され、このような焼結助剤を用いて各種の高密度Ｓｉ
Ｃ基焼結体が実現されつつある。このように、ＳｉＣ基
焼結体の実用化に向は種々の特性の改善・改良が重ねら
れてきているが、靭性の向上という問題については未だ
に解決がなされていない。

このような問題を解決するための方法としては、これま
で数多くの報告がなされている。例えば特開昭６４−８
７５６２号、特開昭６４−８７５６３号、特開昭６４−
８７５６４号等にはＳｉＣにＴａＣ１ＮｂＢ　、ＶＢ２
等の遷移金属炭化物、遷移金属硼化物を第２相成分とし
て複合化せしめてなる非酸化物系複合焼結体が開示され
ている。これらの公報によると、ＳｉＣ粉末に対し、平
均粒径３〜８μｍの上述したような第２相成分粉末を分
散してホットプレスすることにより、靭性値が大きく高
密度の複合焼結体が得られている。しかしながら係る複
合焼結体では、靭性の向上は達成されているが、充分な
破壊強度が得られてないうえ高温下での強度低下が大き
く、また形状に制限のあるホットプレス体であり、実用
化を満足するまでには至っていない。またこれ以外にも
、ＳｉＣ基焼結体の靭性向上のため種々の試みが行なわ
れたが、いずれも一長一短があり、決定的な解決を見ぬ
まま現在に至っている。

（発明が解決しようとする課８） 上述したように、従来のＳｉＣ基焼結体では靭性が低い
という問題が実用化の妨げとなって−た。このため靭性
を向上するための方法が数多く示されたが、靭性は向上
するものの強度が低下する等の問題を生じ、ＳｉＣ基焼
結体の各種特性を損わない形での高靭性化は未だ達成さ
れていない。

本発明ではこのような問題に鑑みて、高靭性・高強度の
ＳｉＣ基非加圧焼結体を提供することを目的としている
。

［発明の構成］ （課題を解決するための手段及び作用）本発明は、０．
０６〜１５　ｍｏｌ）％のＴａＣ粒子を含有し残部がＳ
ｉＣである焼結体主成分と、焼結助剤成分とからなるＳ
ｊＣ基非加圧焼結体において、前記ＴａＣ粒子の最大粒
径がＳｉＣマトリ・ノクスの平均粒径以下であるＳｉＣ
基非加圧焼結体であり、さらには０．０Ｂ〜２５厘Ｏｇ
％のＮ　ｂ　Ｂ　２、Ｖ　Ｂ　２及びＷＢの少なくとも
ＩＦＩｉからなる硼化物粒子を含有し残部がＳｉＣであ
る焼結体主成分と、焼結助剤成分とからなるＳｉＣ基非
加圧焼結体において、前記硼化物粒子の最大粒径がＳｉ
Ｃマトリックスの平均粒径以下であるＳｉＣ基非加圧焼
結体である。すなわち、ＳｉＣ基焼結体の靭性向上のた
めに分散される第２相成分粒子の最大粒径がＳｉＣマト
リックスの平均粒径以下であり、さらに非加圧焼結によ
り製造されることを特徴としている。

本発明者らは、靭性向上効果を有する遷移金属炭化物、
遷移金属硼化物をＳｉＣに添加することにより、ＳｉＣ
基焼結体の強度低下が生じる原因を研究した結果、次の
ような知見を得た。

一般に焼結体の破壊強度σｆは、焼結体の靭性値Ｋ　、
マトリックス粒子の粒成長の程度、焼結ｃ 体中の最大欠陥に依存する。すなわちマトリックス粒子
σ粒成長の程度を微細組織係数ｇで表し、焼結体中の最
大欠陥サイズをＣｏ、最大欠陥の形状係数をＹで表すな
らば、破壊強度σｆは次式％式％ 上式においてＣｏ＜＜Ｈの理想的な場合においては最大
欠陥サイズＣｏは無視できるため、強度低下は微細組織
係数ｇによるところが大きい。仮にこのとき、焼結体焼
結時に異常粒成長が発生して巨大な粒子が形成されたな
らば、微細組織係数ｇの値は大きく破壊強度σｆの低下
を招く。しかしながらＳｉＣ基焼結体では、焼結時に通
常の制御を行なえば、平均粒径を約１０μｍ以下に抑制
することができ、特に慎重に制御すれば平均粒径５μｍ
程度で、かつアスペクト比が小さく等方性を有する粒子
とすることができる。従って、微細組織係数ｇの増大を
抑えることができ、理想的にＣｏ＜＜ｇであればＳｉＣ
基焼結体における大きな強度低下は発生しない。しかし
ながら、現在実用化されているＳｉＣ基焼結体では通常
Ｃｏ＞ｇであり、焼結体の強度は最大欠陥サイズＣｏに
影響されるところが大きい。

一般に焼結体中の欠陥は、焼結体中に分散する第２相成
分粒子や不純物、気孔等に起因し、最大欠陥サイズＣｏ
はこれらの各欠陥因子が重ね合わされたものである。特
に高純度の原料から得られた緻密な焼結体においては、
焼結体中に分散する第２相成分粒子に係る欠陥因子の比
重が大きい。

すなわちこのような第２相成分粒子が大きい程、第２相
成分粒子に起因する付随欠陥サイズＣは大きくなり、そ
れに連れて最大欠陥サイズＣ８も増大して焼結体の強度
が低下してしまう。従って、第２相成分粒子を微細化す
れば付随欠陥サイズＣ１が低減され、第２相成分に起因
する焼結体の強度低下を抑止することができる。このよ
うに強度低下が抑止できるのは、理想的にはＣＩ　＜　
＜　ｇとみなせる程度に付随欠陥サイズＣ１が微細組織
係数ｇと比較して小さいときであると予想される。

本発明者らは、第２相成分粒子の大きさを変化させて、
発生する強度低下との関係を調べたところ、第２相成分
粒子の最大粒径をマトリックスの平均粒径を越えて大き
くしたときに、急激に強度低下が発生することを見出し
た。従って、第２相成分粒子の最大粒径がマトリックス
の平均粒径以下であるときは、上式（＊）においてｃ、
＜＜ｇとみなせる程度に付随欠陥サイズｃｌが小さく、
焼結体の強度低下が抑制されていると考えられる。

また第２相成分粒子が炭化物や硼化物のときは、高温下
において、焼結体表面に露出した炭化物粒子あるいは硼
化物粒子が酸化して脱落し、凹部を生じるおそれがある
。係る第２相成分粒子の最大粒径がマトリックスの平均
粒径を越えて大きいと、このような凹部が破壊起点とな
って極度に破壊強度が低下してしまう。従って、第２相
成分粒子の最大粒径をマトリックスの平均粒径以下とす
ることにより、高温下の破壊強度を大幅に向上せしめる
ことができる。さらに、第２相成分粒子のアスペクト比
が小さい捏上式（＊）中の形状係数Ｙが小さくなるので
、破壊強度σ【を大きくすることができ好ましい。

さらに上式（＊）において、微細組織係数ｇが小さいほ
ど焼結体の強度は向上する。ＳｉＣ基焼結体において微
細組織係数ｇを小さくするためには、ＳｉＣマトリック
スの平均粒径及び粒子のアスペクト比を小さくすればよ
い。従って本発明ではＳｉＣマトリックスの平均粒径は
５μｍ以下、より好ましくは２μｍ以下、ＳｉＣ粒子の
アスペクト比は５以下、より好ましくは３以下であるこ
とが望ましい。ただし上述したようにＳｉＣマトリック
スの平均粒径が２μｍ以下と微細な焼結体を製造すると
きにはそれに合わせて第２相成分も最大粒径の小さなも
のを用いることは言うまでもない。

焼結体においては、上式〈＊〉より明らかなように＠網
組織係数ｇ１最大欠陥サイズＣｏ、形状係数Ｙが一定の
ときは、靭性値に１゜が大きい程、破壊強度のσｆも大
きくなる。すなわち、前述したような方法で異常粒成長
、付随欠陥サイズｃ１等に由来する強度低下を抑止した
場合は、焼結体の靭性値を向上をせしめることにより強
度の向上も達成される。本発明では、ＳｉＣ基焼結体を
高靭性化するための成分として、遷移金属炭化物中特に
ＴａＣを選択し、遷移金属硼化物中特にＮ　ｂ　Ｂ　　
ＳＶ　Ｂ　２及びＷＢを選択した。これは次のような理
由による。

Ｔ　ａ　ＣＳＮ　ｂ　Ｂ　　−Ｖ　Ｂ　２及びＷＢは焼
結体中のＳｉＣ粒間あるいはＳｉＣ粒内に、第２相とし
て粒状に点在分散する。このような第２相は、焼結体中
に亀裂が生じたときに亀裂の進む方向を屈折偏向させる
作用を有するので、焼結体の靭性を向上させる。さらに
第２相を形成する成分は、第１相を形成するＳｉＣより
もやや大きい熱膨張係数を有するとき、焼結体の第２相
周辺部で円周方向に圧縮力、半径方向に引張り応力が生
じる。このとき、前述したような亀裂の進む方向を屈折
偏向させる作用はより増大されるので、第２相はＳｉＣ
より大きい熱膨張係数を有することが望ましい。本発明
で用いた第２相成分の熱膨張係数の値は室温〜１５００
℃において、ＴａＣが７．０×６ １０７℃、ＮｂＢ　、、ｖＢ２及びＷＢがそれぞれ９．
８　Ｘ　１０−６／”Ｃ及びそれ以上と、ｓｉｃの値５
、Ｏｘ　１０−６／’Ｃよりも大きい適度な値であり、
これら遷移金属炭化物及び遷移金属硼化物は焼結体の靭
性向上に有効な成分である。さらにこのような成分を第
２相成分として用いたときには、酸化物を用いたときの
ように焼結時にＣＯ２が発生することがなく好ましい。

また第２相成分としてＴａＣを用いた場合には、ＴａＣ
粒子が焼結時のＳｉＣ粒界移動をピンニングして抑制す
るので、ＳｉＣ粒子の異常粒成長が抑えられ、平均粒径
が微細化される。

本発明において、第２相成分としてＴａＣを用いる場合
、ＴａＣの含有量は焼結体主成分中０．０６〜ｆ５ｉｏ
１１％である。ただし本発明において焼結体主成分とは
、焼結体中に分散される第２相成分とＳｉＣマトリック
スを合わせて意味している。

ＴａＣの含有量が１５ｓｏｉ１％を越えると耐酸化性が
低下するうえ、ＴａＣの酸化に伴なう体積膨張のためＳ
ｉＣマトリックスに亀裂が生じて、焼結体の強度が劣化
するおそれがある。さらにはＴａＣの含有量が多過ぎる
と、焼結時にＴａＣ粒子が隣接した粒子同志で合体して
粒径が増大し、前述したような付随欠陥サイズＣ１に由
来する強度低下を生じるおそれがある。またＴａＣの含
有量が０．０６ｍｏｊ？％未満だと、ＴａＣの添加効果
が得られなくなるおそれがある。すなわち、ＳｉＣマト
リックス中に上記した範囲内でＴａＣを含有し、ＴａＣ
粒子の最大粒径がＳｉＣマトリックスの平均粒径以下で
あるとき、得られる焼結体において高靭性及び高強度を
達成することができる。

また本発明において、第２相成分としてＮｂＢ　　、Ｖ
Ｂ２及びＷＢの少なくとも１種を用いる場合、係る硼化
物の含有量は焼結体主成分中０．０６〜２５ａｏ７２％
である。硼化物の含有量が２５ｍｏｐ％を越えて多いと
、焼結時に硼化物粒子の隣接した粒子同志が合体して粒
径及びアスペクト比が増大し、前述したような付随欠陥
サイズｃ１に由来する強度低下を生じるおそれがある。

さらに発明者らが、２５ｗｏｊ７％を越えるＮｂＢ２を
含有する焼結体について、１５００℃〜１００Ｈの静止
大気中酸化試験を行なったところ、黒色の焼結体表面に
白色のガラス質が現れて破壊強度が一層低下した。これ
は、Ｎ　ｂ　Ｂ　２の含有量が２５ｉｏｐ％を越えて多
いと、焼結体表面に多量のＮｂＢ２粒子が存在し、これ
らが酸化されて生成した低融点ｔ７）　Ｎ　ｂ　２０　
ｓ　　（ｉ、ｐ、１４９Ｇ’ｃ　）及びＢ　２０　ａ　
　（ｍ。

ｐ、４５０〜４７０℃）が流動して新たな破壊起点とな
り、最大欠陥サイズＣｏが増大することに基づく。

また発明者らは、硼化物をＶ　Ｂ　２に変えて同様の試
験を行なったところ、焼結体表面に茶色のガラス質が現
れて同様の現象が起こることが確認された。さらに硼化
物がＷＢの場合には、試験後特に外観上の変化は認めら
れなかったが、試験片重量がわずかに減少してやはり破
壊強度が低下した。

これは前述したように８２０３が流動することに加えて
、同時に生成される昇華性のＷＯ２が揮散して新たな破
壊起点を形成し、最大欠陥サイズＣｏが増大するからで
ある。一方硼化物の含有量が２５ｍｏ１％以下のときは
、焼結体表面に存在する硼化物粒子は少量であり、前述
したような酸化物の生成も少量であるため特に問題とな
らなかった。また、硼化物の含有量が０．０６ｇｏ１％
未満だと、硼化物の添加効果が得られなくなるおそれが
ある。

すなわち、本発明において第２相成分として前記硼化物
を用いる場合には、ＳｉＣマトリックス中に上記した範
囲内で前記硼化物を含有し、硼化物粒子の最大粒径がＳ
ｉＣマトリックスの平均粒径以下であるとき、得られる
焼結体において高靭性及び高強度を達成することができ
る。

さらに本発明では、焼結体中にＴａＣ粒子と硼化物粒子
（ＮｂＢ　　、ＶＢ２及びＷＢの少なくともＩＦｌｉ）
が第２相成分粒子として共存していても構わない。ただ
しこのときは、ＴａＣと硼化物の合計量を０．０６〜２
５ｓｏＮ％とする必要があるのは言うまでもない。

また本発明者らは、これらの第２相成分を含有したＳｉ
Ｃ焼結体において強度の向上を達成するためには、非加
圧焼結の方が加圧焼結より有利であることを見出した。

特に高温下での強度は、非加圧焼結により製造したとき
の方が際だって優れていた。この理由を解明するため、
非加圧焼結及び加圧焼結で得られたＳｉＣ基焼結体の破
壊面の微細組織をそれぞれ電子顕微鏡で解析検討したと
ころ、次のような知見を得た。

第２相成分としてＴａＣを用いた場合、加圧焼結により
得られたＳｉＣ基焼結体では、ＴａＣ粒子とＳｉＣマト
リックスの界面において拉界薄層の生成が観察され、ま
た粒界破壊している部分が随所に認められた。一方非加
圧焼結により得られたＳｉＣ基焼結体では、このような
粒界薄層及び粒界破壊は認められなかった。この■実か
ら、加圧焼結を行ったときはＴａＣ粒子とＳｉＣマトリ
ックスの界面において、本来自由エネルギー的には生成
されないタンタル・シリサイドと思われる物質が生成す
るものと考えられる。このタンタル・シリサイドはＳｉ
Ｃに比べ強度的に弱い物質であるため、粒界破壊モード
を生じてＳｉＣ基焼結体の強度が低下する。さらにタン
タル・シリサイドは耐酸化性が乏しいため、高温下では
タンタル・シリサイドが酸化されて特に強度が低下する
ものと考えられる。また第２相成分として硼化物を用い
た場合には、加圧焼結により得られたＳｉＣ基焼結体で
は、ＳｉＣマトリックス粒子間において網目状の粒界層
の生成が観察され、また粒界破壊している部分が随所に
認められた。一方非加圧焼結により得られたＳｉＣ基焼
結体では、このような粒界層及び粒界破壊は認められな
かった。この事実から、加圧焼結を行ったときは硼化物
粒子がＳｉＣマトリックスの粒子間にしみ込んで、Ｓｉ
Ｃマトリックスの粒子間に硼化物の粒界層が生成するも
のと考えられる。この硼化物の粒界層は、ＳｉＣマトリ
ックスと比較して強度的に弱く、ＳｉＣ基焼結中に粒界
破壊モードを生じて強度の低下を引き起こす。またこの
ような粒界層の生成により焼結時に硼化物粒子の隣接し
た粒子同志が合体するおそれが大きくなる。さらに前記
粒界層が生成されると、焼結体表面に露出する硼化物の
量が増加し、その部分が高温下で容易に酸化されて特に
強度が低下するものと考えられる。よって本発明では、
前述した如くの粒径及び組成比である第２相成分粒子を
含有したＳｉＣ基非加圧焼結体において、靭性及び破壊
強度の向上を達成することができる。そのうえこのよう
な非加圧焼結によれば、複雑形状の焼結体を実現するこ
とも可能となる。

本発明のＳｉＣ基非加圧焼結体において、緻密な焼結密
度を達成するためには、適当な焼結助剤を用いればよく
、例えばＢＩｌｉ３分及びＣ成分からなる公知の焼結助
剤をそのまま適用することができる。このような焼結助
剤としてのＢ成分及びＣ成分は、それぞれ次のような機
能を有することが知られている。すなわちＢ成分は焼結
初期にはＳｉＣ粉末の表面に拡散し、ＳｉＣ粉末の表面
エネルギーを低下させてＳｉＣの蒸発、凝縮及び表面拡
散を抑制し、物゛質移動を促進させることにより緻密化
を向上させる。さらに焼結後期には、ＳｉＣ中に固溶し
て焼結をさらに進行させる作用を有する。またＣ成分は
、ＳｉＣ粉末及び第２相成分粉末の酸化被膜ＳＩＯ１Ｔ
ａ２０５、Ｎｂ　　Ｏ、Ｖ　　Ｏ、ＷＯＳＢ　　Ｏ等を
還２５　　　　２５　　　　　　２　　　　２３元除去
し粉末表面を清浄化して粒子間の原子拡散を増長させる
ことで、焼結体の緻密化を向上させる。

このような焼結助剤を用いることにより、本発明のＳｉ
Ｃ基非加圧焼結体の緻密化が促進させる。

さらにＢ成分については、前述したようにＢ成分がＳｉ
Ｃ中に固溶することでより緻密化を促進させるので、Ｂ
成分が焼結体中に残留することが望まれる。このとき好
ましい含有量は焼結体主成分に対し、Ｂ原子に換算して
０．０６〜５．０ａｔｓ９６、より好ましくは０．０６
〜１．ｏａｔｓ％、さらには０．０６〜０．８ａｔｓ％
である。これは次のような理由による。Ｂ成分が多過ぎ
ると、焼結体のＳｉＣ粒界におけるＢＣの析出が多くな
る。析出したＢ４Ｃは、脆い成分であるため焼結体の強
度を低下させるおそれがあり、多量の析出は好ましくな
い。また、Ｂ４Ｃの室温〜２０００℃での熱膨張係数は
４．５Ｘ１０−０／”ＣとＳｉＣの値より小さく、焼結
体の靭性の向上は少ない。従って好ましいＢ成分の含有
量は５．０ａｔａ％以下、より好ましくは１．０ａｔｍ
％以下、さらには０　、６　ａ　ｔｊ％以下である。特
に第２相成分がＴａＣである場合、Ｂ成分の含有量がＯ
，Ｂａｔｍ％を越えると、焼結中のＴａＣ粒子がＢ成分
によって分解されて生成するＴ　ａ　Ｂ　２　（ｉが急
増する。

このＴ　ａ　Ｂ　２は室温〜２０００℃での熱膨張係数
が６．２　ｘ　１０−６／”ＣとＳｉＣの値より大きく
、Ｂ４Ｃと異なり焼結体の靭性を向上させる効果を有す
る。しかしながら、Ｔ　ａ　Ｂ　２はＴａＣよりもＳｉ
Ｃとの熱膨張係数の差が小さく、粒子周辺に発生する応
力も小さくなるため、ＴａＣ程の靭性向上効果はない。

従ってＢ成分の含有量は０．６ａｔｓ＋％以下であるこ
とが最も好ましい。やむを得ずＢ成分の含有量が０．８
ａｔｗ％を越える場合には、Ｔ　ａ　Ｂ　２の生成量を
抑えるために、Ｂ成分の含有ｆｆ１（ａｔ１％）がＴａ
Ｃの含有ｆｆｉ（ｍｏｌ％）を越えないことが望まれる
。逆にＢ成分の含有量がｏ、ｏｅａｔ−％未満のときは
、Ｂ成分がＳｉＣ中に固溶することによる緻密化の効果
が得られず、焼結体が多孔体となる。

一方Ｃ成分は、焼結峙焼結体主成分の出発材料中に含有
される酸素を還元した後、過剰のＣ成分がＳｉＣマトリ
ックスの異常粒成長を抑制する作用を有する。しかしな
がらＣ成分が焼結体中に残留すると、高温下での耐酸化
性が低下するおそれがあり、得られる焼結体中の含有量
は５．Ｏａｔｍ％以下であることが望まれる。また上述
したＣ成分の作用にもかかわらず、焼結体中に酸素が残
留することがあるが、このような残留酸素の含有量は焼
結体主成分に対して０．２ａｔｍ％以下とすることが望
ましい。何となれば焼結体中に残留する酸素量が多いと
、焼結体中に８１０２が形成されて耐薬品性が低下する
おそれがあるからである。

上述したような焼結助剤を用いて焼結を行なうことによ
り焼結体の緻密化が促進されるが、得られるＳｉＣ基非
加圧焼結体においては焼結密度が理論密度の９０％以上
より好ましくは９５％以上であることが望ましい。この
理由は焼結密度が低くて焼結体中を貫通する開気孔があ
ると、内部に分散する第２相成分粒子が酸化され易くな
り耐酸化性が低下する。また開気孔はなくても大きな閉
気孔が多数存在すれば、これが破壊起点となって強度低
下の原因となるからである。

以下に本発明のＳｉＣ基非加圧焼結体の製造方法を詳細
に説明する。

出発材料のＳｉＣ粉末としては、非等軸晶系のα−５Ｌ
　Ｃ％等軸晶系のβ−Ｓ　ｉ　Ｃ，あるいはこれらの混
合物のいずれを使用することもできる。

緻密な焼結体を得るためには、平均粒径が１．５μｍ以
下好ましくは１．０μｍ以下であることが望ましく、ま
た比表面積が５ｒｒ？／ｌｒ以上好ましくは１０ｒｒｒ
／ｒ以上であることが望ましい。さらにはＳｉＣ粉末中
に通常含まれる遊離Ｓｉ、遊離ＳｉＯ、遊ＭＣ，Ｆｅ、
Ａ、９．Ｃａ、Ｍｇ等の不純物の量が少々いはと良い。

出発材料の第２相成分粉末としては、得られる焼結体に
おいて第２相成分粒子の最大粒径をＳｉＣマトリックス
の平均粒径以下とするために、使用前に粗大粒を除去し
て、粒度分布の狭い微粉とする必要がある。さらに第２
相成分粉末は、ＳｉＣ基非加圧焼結体の製造条件まで考
慮して、適当な最大粒径を有するものを適宜選択する必
要がある。通常ＳｉＣ基非加圧焼結体では、適当な焼結
助剤を用いて慎重な制御を行なえば、ＳｉＣマトリック
スの平均粒径を５μｍ程度まで抑えることができるので
、第２相成分粉末の最大粒径は５μｍ以下、より好まし
くは３μｍ以下が望ましい。このためには通常、平均粒
径２μｍ以下、好ましくは１．５μｍ以下の第２相成分
粉末が用いられる。而るに、ＳｉＣマトリックスの平均
粒径が２μｍ以下の特別に微細な焼結体を製造する場合
には、それに合わせて最大粒径２μｍ以下の第２相戊分
粉末を用いることは言うまでもない。さらに第２相成分
粒子の含有量が２０ｍｏＪ７％を越えて多くなると、粒
子の偏平化、合体の機会が多くなるので、それに合わせ
て相対的により細かい粉末を使用することが好ましい。

また、より高強度のＳ１Ｃ基非加圧焼結体を得るために
は、前述した如く第２相成分粒子のアスペクト比が小さ
いほど良いので、アスペクト比が５以下、好ましくは３
以下の第２相成分粉末を用いることが望ましい。

さらに第２相成分粉末中に含有されるＴａ２０５゜Ｎｂ
Ｏ，ＶＯ，ＷＯ，遊離Ｃ，Ｆｅ等 ２５　　　　２５　　　　　　２ の不純物の量が少ないほど良い。ただしＴａＣと化学的
性質の類似するＮｂ、Ｃについては、１０ｍｏｆ１％ま
での含有が許容される。

焼結助剤のＢ成分としては、非晶質Ｂ。

Ｂ　　Ｃ，ＢＮ、８２０３等の微細粉末や液状のＢｌｏ
Ｈｌ。Ｃ２等を出発材料として用いることができる。ま
たＣ成分としては、Ｃ粉末、非晶質Ｃ等を用いることが
できるが、レゾール、ノボラック等に代表されるフェノ
ール系樹脂等の加熱により分解して遊ＭＣを生じる物質
を用いる方が、均一な分散が得られやすくより好ましい
。このようなＣ成分は、前述したように非酸化性雰囲気
での塊粒時に、ＳｉＣ及び第２相成分に表面酸化被膜等
として含有されている酸素をＣＯ及びＣＯ２として還元
除去する。而してＣ成分の添加量は、重量比で上述した
不純物の酸素の１．５〜３．０倍であることが望ましい
。

出発材料の調合は湿式あるいは乾式ボールミルの長時間
混合で良いが、Ｔ　ａ　Ｃ（１４，４０７ｇ／ｃｃ）　
　、Ｎ　ｂ　Ｂ２（６，９２４ｒ／ｃｃ）　、ＶＢ２（
５，０５９ｇ　／　ｃｃ）及びＷ　Ｂ　（１５，７３４
ｇ／ｃｃ）とＳ　ｉ　Ｃ（３，２１７ｇ／ｃｃ）の比重
差が大きくて分離し易いので高濃度スラリーが好ましい
。乾燥・造粒はスプレー・ドライで多量に処理する事も
可能である。成形方法はスラリーからの鋳込み法、押出
し法、射出法が可能であり、単純形状ならばスプレー・
ドライ粉を金型成形すれば良く、望むならばＣＩＰ　（
冷間静水圧）ｆｉ形も可能である。成形性を良くするた
めのバインダーを望む場合はエチレン・グリコール、パ
ラフィン、適当な樹脂等を先のスラリーに最適量混合溶
解しておけば良い。

次に、成形体を非酸化性雰囲気中で緩やかに７００〜９
００℃まで加熱してバインダー等の樹脂分を分解放出し
く脱脂工程）、脱脂体にする。

脱脂体を焼結する時には加熱の均一性を良くするために
、予めカーボン容器に入れてカーボン・ヒータの真空・
雰囲気焼結炉内にセットする。

加熱時には、ＳｉＣ及び第２相成分粉末の表面酸化被膜
や遊ＮＳ五等の含有不純物がガス化し放出されるので、
１２００〜１４５０℃の範囲では特に緩やかに昇温する
か、ガス放出による真空度低下が回復するまで途中で温
度保持することが必要である。なぜならば、急昇温する
と前述のガス放出で試料にワレ、ツクラミが発生するだ
けでなく、焼結体中の酸素不純物量増加とＳｉＣマトリ
ックスの異常粒成長が発生する。最終的には１８００〜
２２００℃の真空中あるいは不活性ガス雰囲気中での１
〜３時間の温度保持により緻密化させる。焼結温度での
不活性ガス雰囲気は多少なりともＳｉＣの分解を抑制す
るので好ましく、通常は大気圧のＡｒ、Ｈｅ、Ｎｅ等の
ガス雰囲気を使用する。１８００〜２２００℃での緻密
化過程で保持温度を時間に連れて２〜３段階に上下させ
、Ａ「ガスの炉内導入時期を変える事により、またカー
ボン容器内の脱脂体占積率の違いにより、焼結密度及び
微細組織は多少変化する。そのため１８００〜２２００
℃でのプログラムは使用焼結炉毎に最適条件となる様に
チエツクする必要がある。なお、２２００℃を越えた高
温で焼結を行なうと、ＳｉＣマトリックスの異常粒成長
が発生するのみならず、第２相成分粒子の拡散が激しく
、第２相成分粒子においても粒径が増大するおそれがあ
るので好ましくない。

先の高温保持終了後は出来るだけ速やかに冷却するのが
望ましい。何日にもわたる極端に緩やかな降温は第２相
戒分粒子周辺のＳｉＣマトリックス中に形成される応力
が緩和されて歪蓄積量が減少するため、破壊靭性値の低
下を招く。少なくとも約１５００℃までは１時間以内で
降温する事が好ましい。

また、上述したような製造方法により得られた焼結体に
ついて、さらに約２０００℃、１０９ＰａのＡ「雰囲気
でＨＩＰ　（熱間静水圧）処理を行ない緻密化させるこ
ともできる。この場合は、加圧焼結によりＳｉＣ基焼結
体を製造した場合と異なり、ＳｉＣマトリックスと粒子
間及びＳｉＣマトリックスと第２相戊分との界面におけ
る粒界層や粒界破壊の発生はほとんど見られず、靭性及
び破壊強度の優れたＳｉＣ基非加圧焼粘体を得ることが
できる。

（実施例） 以下に本発明の実施例を示す。

実施例−１ 平均粒径０．８８ｍ１比表面積１５ｒｄ／ｇの市販α−
５ｉｃ粉末（ＬＯＮＺＡ社製α−５ＬＣ。

ＵＦ−１５）（酸素含有Ｅｉ１．２８ｗｊ％）　１４４
．３　、と平均粒径０．５μｍ１最大粒径３．０μｍの
市販ＴａＣ粉末〔日本新金属製〕　（酸素含有量０．１
３ｗｔ％）　７７．２ｇを混合し、Ｓｉ　Ｃ９０ｍｏｆ
）％、ＴａＣｌ０ｓｏｊＪ％の組成からなる焼結体主成
分を調整した。さらに前記焼結体主成分に対して約０．
６ａｔｍ％に相当する非晶質Ｂ粉末０．６　ｇ及びＣ成
分としてのノボラック樹脂７．４　ｇ　（Ｃ含有ｆｆ１
４．４ｇ）を焼結助剤成分として添加し、これらの混合
物をバインダーとしてのエチレングリコール２０ｃｃと
共に溶剤のアセトン２００ｃｃに加えてスラリー形成し
、ボットミルで７２時間混合した。次いでアセトンを室
温乾燥し、５０メツシユのフルイを通過させて造粒し、
３３　Ｘ　４３　Ｘ　６　ａｍの板状に金型成形後に３
　ｔｏｎ　／　ｃｊでＣＩＰ　（ラバー・プレス）した
。

これを窒素雰囲気中で８００℃まで半日かけて加熱昇温
しで、バインダーとノボラック樹脂を分解放出せしめて
脱脂体を得た。カーボン容器に入れた脱脂体を真空焼結
炉で約１０００℃まで加熱後、２５θ’Ｃ／Ｈで１３０
０℃に昇温し約１時間ガス放出による真空度低下の回復
を待ったのち、１２５℃／Ｈで１４５０℃まで昇温した
。さらに１０００℃／Ｈで２０００℃まで昇温後、炉内
にＡｒガスを導入して常圧で２時間保持することにより
密度４．１５ｇ／ｃｃの本発明に係るＳｉＣ基非加圧焼
結体を得た。得られた焼結体において、ＴａＣ粒子の最
大粒径は３．０μｍを保持しており、またＳｉＣマトリ
ックスは通常（平均粒径約１０μｍ）の１／２程度の平
均粒径５．０μｍにまで微細化されていた。また焼結助
剤のＢ成分の添加量が０．８ａｔ１％と少なく、生成さ
れるＴ　ａ　Ｂ　２　も０，３■ｏ１％以下と少ないの
で、これを無視して焼結密度を算出したところ、理蕩密
度の９３％であった。

この焼結体よりＪＩＳ規格の抗折試験片（３×４ｘ３３
ｍｍ）を切出し、３点曲げによる強度試験をしたところ
室温では９３ｋｇ／ｍｓ　　、　　１５００℃では９５
ｋｇ／ｕ＋　　、　　１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気
中酸化試験後の室温でも９３ｋｇ／１ｍ２と充分な値を
有していた。また１ｎｄｏｎｔａｔｌｏｎ旧ｃｒｏｆｒ
ａｃｔｕｒｏ法に従い、祈願らの実験式を用いて算出し
た靭性値は５．７８ＰａＪ　ｍと優れた値を有していた
。また、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験に
おける酸化増量は０．２ｍｇ／ｃＩ＃と少なく、耐酸化
性にも優れていた。なおこれらの測定結果を第１表に示
した。

実施例２〜５ 実施例１と同様のα−５ｉＣ粉末に対し、それぞれ第１
表に示した平均粒径及び最大粒径を有するＴａＣ粉末を
第１表に示した組成比で混合して、焼結体主成分を調製
した。以下実施例１と同様の方法で、第１表に示したＢ
成分の含有量を有するＳｉＣ基非加圧焼結体を製造した
。得られた焼結体ではいずれも、ＴａＣ粒子の最大粒径
は出発材料の値をほぼ保持しており、またＳｌＣマトリ
ックスは平均粒径に５．０〜４．７μｍにまで微細化さ
れていた。加えて、焼結密度は第１表に示したように理
論密度の９０％以上であった。さらに、実施例１と同様
の解析を行なった結果を第１表に示す。第１表に示した
ように、本実施例で得られた焼結体はいずれも３．ＯＭ
ａＪｍ以上の靭性値を有しており、強度も室温下で５５
ｋｇ／重１２以上であり、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止
大気中酸化試験後においても特性はほとんど低下せず、
酸化増量も０、（ｉ＠ｇ／ｃ−以下とわずかであった。

実施例６ 実施例３で得られたＳｉＣ基非加圧焼結体をさらに２０
００℃、１０９ＰａのＡ「雰囲気でＨＩＰ処理を行なっ
たところ、理論密度の９５％まで緻密化が達成された。

なおこのＨＩＰ処理の際に、ＴａＣ粒子及びＳｉＣマト
リックスの粒径はほとんど変化しなかった。さらにこの
焼結体について実施例１と同様の解析を行なったところ
、靭性値４　、９ＭＰａＪ　ｍ　、室温での強度９２ｋ
ｇ／ｌｌＩ２テあり、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気
中酸化試験後の強度９０ｋｇ／ｍｍ２、酸化増ｆｆ１Ｏ
，ｌ　ｒａｇ／　ｃｊといずれも充分な値を有していた
。

比較例１〜゛３ 実施例１と同様のα−８五〇粉末に対し、それぞれ第１
表に示した平均粒径及び最大粒径を有するＴａＣ粉末を
第１表に示した組成比で混合して、焼結体主成分を調製
した。以下実施例１と同様の方法で、第１表に示したＢ
成分の含有量を有するＳｉＣ基非加圧焼結体を製造した
。得られた焼結体について、実施例１と同様の解析を行
なった結果を第１表に示す。第１表に示したように、比
較例１，２の焼結体では、強度が室温で５５ｋｇ／ｍ１
Ｉ２未満、靭性値が３．ＯＭＰａＪｍといずれも低くＴ
ａＣの添加効果が得られていない。また比較例３の焼結
体では、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験後
の強度３５ｋｇ／ｍ＋ｓ　　、酸化増量０．８ｍｇ／ｃ
シと特性が低下しており、耐酸化性に劣ることが確認さ
れた。

比較例４ 実施例４と同様の出発材料を用いて、実施例４と同様の
方法で焼結体主成分を調製した後、ホットプレスにより
実施例４と同様のＢ成分含有量を有するＳｉＣ基焼結体
を製造した。得られた焼結体について、実施例１と同様
の解析を行なった結果を第１表に示す。第１表に示した
ように本比較例の焼結体では、室温での強度６１）ｃｇ
／１１２、靭性値３．９ＭＰａＪｍと劣っており、１５
００”Ｃ−１００Ｈの静止大気中酸化試験後の強度は４
７ｋｇ／＋ｕ２と著しい強度の低下が発生した。

比較例５ 平均粒径３．５μｍｓ最大粒径１０．０μｍのＴａＣ粉
末を用いた以外は実施例１と同様にして、ＳｉＣ基非加
圧焼結体を製造した。得られた焼結体ではＳｉＣマトリ
ックスの平均粒径は５．３μｍであり、ＴａＣ粒子の最
大粒径が、ＳｉＣマトリックスの平均粒径より大きくな
っていた。この焼結体について実施例１と同様の解析を
行なった結果を第１表に示す。本比較例の焼結体は、実
施例１と比較して強度が劣り、また１５００℃−１Ｏ０
Ｈの静止大気中酸化試験後は、強度４９ｋｇ／１ｊＩ２
と顕著な低下を示した。

実施例７ 出発材料として、最大粒径が４．３μｍで４．７■ｏ１
１％のＮｂＣが含有されているＴａＣ粉末を用いた以外
は、実施例５と同様の方法で焼結体主成分を調製した後
、実施例５と同様にしてＳｉＣ基非加圧焼結体を製造し
た。得られた焼結体ではＴａＣ粒子の最大粒径は４．４
μｍであり、またＳｉＣマトリックスは平均粒径４．６
μｍにまで微細化されていた。加えてく焼結密度は理論
密度の９２％まで緻密化されていた。さらに、実施例１
と同様の解析を行なった結果を第１表に示す。第１表に
示したように本実施例の焼結体は、室温での強度９５ｋ
ｇ／ｍｍ、靭性値５．８ＭＰａＪｍ。

１５００−１００Ｈの静止大気中酸化試験後の強度８９
ｋｇ／ｍｍ　　、酸化増Ｗ０．７ｍｇ／ｃＪこいずれも
良好であった。

比較ｆ１６ 出発材料として、最大粒径が４．２μｍで５０ｍｏｐ％
のＮｂＣが含有されているＴａＣ粉末を用いた以外は、
実施例５と同様の方法で焼結体主成分を調製した後、実
施例５と同様にしてｓ五〇基非加圧焼結体を製造した。

得られた焼結体について実施例１と同様の解析を行なっ
た結果を第１表に示す。本比較例の焼結体は８９％と密
度が低く、靭性値４．１ＭＰａＪｍ、室温での強度５１
驕、／闘　、１５００−１００）１の静止大気中酸化試
験後の強度３７ｋｇ／１１１２、酸化増量１．５１１ｇ
／ｃｊと充分な特性が得られなかった。

（以下余白） 実施例８ 実施例１と同様のα−３ｉＣ粉末１５０．８　ｇに対し
、平均粒径０．９８μｍ、最大粒径３．０μｍの市販Ｎ
ｂＢ２粉末［日本新金属製］　（酸素含有ｆｆ１Ｏ，７
８ｖｔ％）　２’！、５ｇを混合して、５ｉＣ９４＊ｏ
Ｎ％、ＮｂＢ２６ｍｏｆ！％の組成からなる焼結体主成
分を調製した。以下、ノボラック樹脂の添加量を８．２
ｇ　（Ｃ含有量４．８ｇ）とした以外は実施例１と同様
の方法により、密度３．３９ｇ／ｃｃの本発明に係るＳ
ｉＣ基非加圧焼結体を得た。得られた焼結体において、
Ｎｂ２粒子の最大粒径は３．０μｍを保持しており、ま
たＳｉＣマトリックスは通常（平均粒通約１０μｍ）の
１／２程度の平均粒径４，６μｎｌにまで微細化されて
いた。また焼結助剤のＢ成分の添加量が０．６ａｔ１％
と少ないので、これを無視して焼結密度を算出したとこ
ろ、理論密度の９９％であった。

この焼結体よりＪＩＳ規格の抗折試験片（３×４Ｘ３３
ｍＩｍ）を切出し、３点曲げによる強度試験ヲシタとコ
ロ室ｍテハ７１　ｋｇ／ａｒｍ２．　１５００　’Ｃで
は６９ｋｇ／關　、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中
酸化試験後の室温でも６７　ｋｇ　／　ａｍ２と充分な
値を有していた。またＩｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ旧ｃｒｏ
ｆｒａｃｔｕｒｅ法に従い、新涼らの実験式を用いて算
出した靭性値は３．８ＭＰａＪｍと優れた値を有してい
た。また、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験
における酸化増量は０．２６■／　ｃｊと少なく、耐酸
化性にも優れていた。なおこれらの測定結果を第２表に
示した。

実施例９ 実施例１と同様のα−５ｉＣ粉末１５０．２　ｇに対し
、平均粒径１．２５μｍ、最大粒径２．９μｍの市販ｖ
Ｂ２粉末［日本新金属製］　（酸素含有量０，７８ｖｔ
％）　１７．４ｇを混合して、ＳｉＣ９４ｇｏＮ％、ｖ
Ｂ２６麿ｏ１％の組成からなる焼結体主成分を調製した
。以下、ノボラック樹脂の添加量を８．１ｇ（Ｃ含有量
４．８ｇ）とした以外は実施例１と同様の方法により、
密度３．２６ｇ／ｃｃの本発明に係るＳｉＣ基非加圧焼
結体を得た。得られた焼結体において、Ｖ　Ｂ　２粒子
の最大粒径は２．９μｍを保持しており、またＳｉＣマ
トリックスは通常（平均粒径的１０μｍ）の１／２程度
の平均粒径４．７μｍにまで微細化されていた。また焼
結助剤のＢ成分の添加量が０．８ａｔ１％と少ないので
、これを無視して焼結密度を算出したところ、理シ密度
の９８％であった。

この焼結体よりＪＩＳ規格の抗折試験片（３×４ｘ３３
ｍｍ）を切出し、３点曲げによる強度試験をしたところ
室温では７０ｋｇ／ｍｍ　　、　　１５００℃では６８
ｋｇ／關　、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試
験後の室温でも６７　ｋｇ／　ａｍ２と充分な値を有し
ていた。またＩｎｄｅｎｔａｔｉｏｎＭｌｃｒｏｒｒａ
ｃｔｕｒｅ法に従い、新原らの実験式を用いて算出した
靭性値は３．ｇＭｐａＪ　ｍと優れた値を有していた。

また、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験にお
ける酸化増量は０．１８ｇ／ｃｄと少なく、耐酸化性に
も優れていた。なおこれらの測定結果を第２表に示した
。

実施例１０ 実施例１と同様のα−３ＩＣ粉末１５０．２　ｇに対し
、平均粒径１．５０μｍ、ＥＬ大粒径３．２μｍの市販
ＷＢ粉末［日本新金属製コ　（酸素含有量０．３６ｗｔ
％）４８．７２　ｇを混合して、ＳｉＣ９４ｍｏＮ％、
ＷＢ６ｍｏ１％の組成からなる焼結体主成分を調製した
。

以下、ノボラック樹脂の添加量を８．０　ｇ　（Ｃ含有
ｆｆ１４．７　ｇ）とした以外は実施例１と同様の方法
により、密度３．８８ｇ／ｃｃの本発明に係るＳｉＣ基
非基床加圧焼結体た。得られた焼結体において、ＷＢ粒
子の最大粒径は３．２μｍを保持しており、またＳｉＣ
マトリックスは通常（平均粒径的１０μｍ）の１７２程
度の平均粒径４．５μｍにまで微細化されていた。また
焼結助剤のＢ成分の添加量が０．８ａｔｍ％と少ないの
で、これを無視して焼結密度を算出したところ、理論密
度の９６％であった。

この焼結体よりＪＩＳ規格の抗折試験片（３×４Ｘ３３
ｍｍ）を切出し、３点曲げによる強度試験をしたところ
室温では６８ｋｇ／ａｍ　　、　　１５００℃では６７
ｋｇ／ｍｓ　　、　　１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気
中酸化試験後の室温でも６６ｋｇ／１ｍ２と充分な値を
有していた。またＩｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ旧ｃｒｏｆｒ
ａｃｔｕｒｅ法に従い、新原らの実験式を用いて算出し
た靭性値は３．ｒＭｐａＪ　ｍと優れた値を有していた
。また、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験に
おける酸化増量は０．１１ｇ／ｃｊと少なく、耐酸化性
にも優れていた。なおこれらの測定結果を第２表に示し
た。

実施例１１〜２６ 実施例１と同様のα−３ｉＣ粉末に対し、それぞれ第２
表に示した最大粒径を有する硼化物粉末を第２表に示し
た組成比で混合して、焼結体主成分を調製した。以下実
施例１と同様の方法で、本発明に係るＳｉＣ基非基床加
圧焼結体造した。得られた焼結体では硼化物粒子の組成
比が１２ｍｏｊ７％以下のものはいずれも、硼化物粒子
の最大粒径は出発材料の値をほぼ保持しており、またＳ
ｉＣマトリックスは平均粒径４．０〜４．９μｍにまで
微細化されていた。また硼化物粒子の組成比が２４ｍｏ
１％のものは、硼化物粒子の粒径の増大が発生していた
が、その最大粒径はＳｉＣマトリックスの平均粒径以下
であった。加えて、焼結密度は第２表に示したように理
論密度の９５％以上であった。さらに、実施例１と同様
の解析を行なった結果をＷＳｚ表に示す。第２表に示し
たように、本実施例で得られた焼結体はいずれも３．Ｏ
ＭａＪｍ以上の靭性値を有しており、強度も室温下で５
５ｋｇ／關２以上であり、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止
大気中酸化試験後においても特性はほとんど低下せず、
酸化増量も０．５ｍｇ／ｄ未満とわずかであった。

実施例２７．２８ 実施例８及び９で得られたＳｉＣ基非基床加圧焼結体ら
に２０００℃、１０９ＰａのＡｒ雰囲気でＨＩＰ処理を
行なったところ、ともに理論密度の９９％以上に緻密化
が達成された。なおこのＨＩＰ処理の際に、硼化物粒子
及びＳｉＣマトリックスの粒径はほとんど変化しなかっ
た。さらにこれらの焼結体について実施例１と同様の解
析を行なったところ、第２表に示したように、靭性値３
−９　Ｍ　Ｐ　ａ　Ｊ　ｍ　ｓ室温での強度７５ｋｇ／
ｍｍ２以上であり、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中
酸化試験後の強度７０ｋｇ／關２以上、酸化増量０．２
５■／　ｃＪ未満といずれも充分な値を有していた。

比較例７〜１３ 実施例１と同様のα−３ＩＣ粉末に対し、それぞれ第２
表に示した最大粒径を有する硼化物粉末を第２表に示し
た組成比で混合して、焼結体主成分を間装した。以下実
施何重と同様の方法でＳｉＣ基非加圧焼結体を製造した
。得られた焼結体について、実施例１と同様の解析を行
なった結果を第２表に示す。第２表に示したように、比
較例７，８．１０及び１２の焼結体では、強度が室温で
５５ｋｇ／ａｍ２未満、靭性値が３．ＯＭＰａＪｍ未満
といずれも低く硼化物の添加効果が得られていない。ま
た比較例９，１１及び１３の焼結体では、１５００℃−
１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験後の強度が５５ｋｇ／ｌ
ｌ１１２未満で′、酸化増量の値が大きく特性が低下し
ており、耐酸化性に劣ることが確認された。

比較例１４．１５ 実施例８及び１３と同様の出発材料を用いて、実施例１
と同様の方法で焼結体主成分をＨ製した後、それぞれホ
ットプレスによりＳｉＣ基焼結体を製造した。得られた
焼結体について、実施例１と同様の解析を行なった結果
を第２表に示す。第２表に示したように比較例１４の焼
結体では、室温での強度６７ｋｇ／關　　と劣っており
、１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験後の強度
は４７ｋｇ／ａｍ”と著しい強度の低下が発生した。一
方比較例１５の焼結体では、硼化物粒子の最大粒径がＳ
ｌＣマトリックスの平均粒径よりも大きくなっており、
１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸化試験後の強度３
６ｋｇ／ｍ＋ｓ　　、酸化増量１．５０ｍｇ／ｃｊと耐
酸化性に劣っていた。

比較例１δ 硼化物粒子として、使用前に粗大粒の除去を行なってい
ない最大粒径４．０μｍのＮｂＢ２粉末を用いた以外は
実施例１４と同様にして、ＳＬＣ基非加圧焼結体を製造
した。得られた焼結体ではＳｉＣマトリックスの平均粒
径は４．３μｍ。

ＮｂＢ２粒子の最大粒径は９．０μｍ０であり、Ｎｂ８
２粒子の最大粒径が、ＳｉＣマトリックスの平均粒径よ
り大きくなっていた。この焼結体について実施例１と同
様の解析を行なった結果を第２表に示す。本比較例の焼
結体は、実施例１４と比較して強度が劣り、また１５０
０’Ｃ−１００Ｈの静止大気中酸化試験後は、強度３９
ｋｇ／ａｍ２と顕著な低下を示した。

比較例１７ 硼化物粒子として、使用前に粗大粒の除去を行なってい
ない最大粒径が７，６μｍのｖＢ２粉末を用いた以外は
実施例１７と同様にして、Ｓｌｃ基非加圧焼結体を製造
した。得られた焼結体ではＳｉＣマトリックスの平均粒
径は４．７μｍであり、Ｖ　Ｂ　２粒子の最大粒径が、
ＳｉＣマトリックスの平均粒径より大きくなっていた。

この焼結体について実施例１と同様の解析を行なった結
果を第２表に示す。本比較例の焼結体は、実施例１７と
比較して強度が劣り、また１５００”Ｃ−１００Ｈの静
止大気中酸化試験後は、強度４９ｋｇ／＊ｍ２と顕著な
低下を示した。

比較例１Ｂ 硼化物粒子として、使用前に粗大粒の除去を行なってい
ない最大粒径が３．９μｍのＷＢ粉末を用いた以外は実
施例２２と同様にして、ＳｉＣＩＣ用圧焼結体を製造し
た。得られた焼結体ではＳｉＣマトリックスの平均粒径
は４．３μｍであり、ＷＢ粒子の最大粒径が、ＳｉＣマ
トリックスの平均粒径より大きくなっていた。この焼結
体について実施例１と同様の解析を行なった結果を第２
表に示す。本比較例の焼結体は、実施例２２と比較して
強度が劣り、また１５００℃−１Ｏ０Ｈの静止大気中酸
化試験後は、強度５３ｋｇ／ａｍ２と顕著な低下を示し
た。

（以下余白） ［発明の効果］ 以上詳述してきたように、本発明によれば高靭性値かつ
高強度を有し、さらには耐酸化性に優れた緻密なＳｉＣ
基非加圧焼結体を提供することができる。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）０．０６〜１５ｍｏｌ％のＴａＣ粒子を含有し残
   部がＳｉＣである焼結体主成分と、焼結助剤成分とから
   なるＳｉＣ基非加圧焼結体において、前記ＴａＣ粒子の
   最大粒径がＳｉＣマトリックスの平均粒径以下であるこ
   とを特徴とするＳｉＣ基非加圧焼結体。
2. （２）０．０６〜２５ｍｏｌ％のＮｂＢ＿２、ＶＢ＿２
   及びＷＢの少なくとも１種からなる硼化物粒子を含有し
   残部がＳｉＣである焼結体主成分と、焼結助剤成分とか
   らなるＳｉＣ基非加圧焼結体において、前記硼化物粒子
   の最大粒径がＳｉＣマトリックスの平均粒径以下である
   ことを特徴とするＳｉＣ基非加圧焼結体。
3. （３）焼結体主成分に対し、焼結助剤成分としてＢ成分
   がＢ原子に換算して０．０６〜５．０ａｔｍ％含有され
   ていることを特徴とする請求項１又は２記載のＳｉＣ基
   非加圧焼結体。