JPH11322438A - 高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体及びその製造方法 - Google Patents
高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体及びその製造方法Info
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- JPH11322438A JPH11322438A JP11010241A JP1024199A JPH11322438A JP H11322438 A JPH11322438 A JP H11322438A JP 11010241 A JP11010241 A JP 11010241A JP 1024199 A JP1024199 A JP 1024199A JP H11322438 A JPH11322438 A JP H11322438A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 生産性に優れた方法により製造することがで
き、高熱伝導率を有し且つ高強度なＳｉ3Ｎ4質焼結体を
提供する。 【解決手段】 Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶相と、Ｓｍ、Ｙｂ、
Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄの少なくとも１種の希土類元素の化合物
を酸化物換算で１〜２０重量％含有する粒界相とからな
り、Ｓｉ3Ｎ4の（５００）面及び（３３０）面のＸ線回
折ピークの半価幅が０.２°以下である。Ｓｉ粉末と上
記希土類元素の酸化物粉末とを混合し、その成形体を５
％以下のＨｅを含有する窒素雰囲気中、１２２０〜１３
２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／ｍｉｎの昇温速度で
加熱して窒化処理した後、窒素雰囲気中１６５０〜１９
００℃で焼結して製造する。
き、高熱伝導率を有し且つ高強度なＳｉ3Ｎ4質焼結体を
提供する。 【解決手段】 Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶相と、Ｓｍ、Ｙｂ、
Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄの少なくとも１種の希土類元素の化合物
を酸化物換算で１〜２０重量％含有する粒界相とからな
り、Ｓｉ3Ｎ4の（５００）面及び（３３０）面のＸ線回
折ピークの半価幅が０.２°以下である。Ｓｉ粉末と上
記希土類元素の酸化物粉末とを混合し、その成形体を５
％以下のＨｅを含有する窒素雰囲気中、１２２０〜１３
２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／ｍｉｎの昇温速度で
加熱して窒化処理した後、窒素雰囲気中１６５０〜１９
００℃で焼結して製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、半導体装置に用い
られる絶縁基板や各種放熱板をはじめ、自動車、機械装
置、ＯＡ機器などの各種構造部品として好適な、機械的
強度及び放熱特性に優れた窒化ケイ素（Ｓｉ3Ｎ4）質焼
結体、並びにその製造方法に関する。
られる絶縁基板や各種放熱板をはじめ、自動車、機械装
置、ＯＡ機器などの各種構造部品として好適な、機械的
強度及び放熱特性に優れた窒化ケイ素（Ｓｉ3Ｎ4）質焼
結体、並びにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】窒化ケイ素を主成分とするセラミックス
は、他のセラミックス材料に比べ耐熱性、機械的強度、
及び靭性の点で優れており、自動車部品、ＯＡ部品等の
各種構造部品に適した材料である。また、高い絶縁性を
利用して、半導体装置の絶縁放熱基板への適用も試みら
れている。
は、他のセラミックス材料に比べ耐熱性、機械的強度、
及び靭性の点で優れており、自動車部品、ＯＡ部品等の
各種構造部品に適した材料である。また、高い絶縁性を
利用して、半導体装置の絶縁放熱基板への適用も試みら
れている。
【０００３】また、従来から半導体装置用セラミックス
基板には、熱伝導性に優れたＡｌＮやＳｉＣが使用され
てきた。しかしながら、ＡｌＮやＳｉＣなどの従来検討
されてきた高熱伝導材料は、強度や靭性の面で十分なも
のが得られておらず、そのため製品の取り扱いや使用環
境、形状等において制限があった。
基板には、熱伝導性に優れたＡｌＮやＳｉＣが使用され
てきた。しかしながら、ＡｌＮやＳｉＣなどの従来検討
されてきた高熱伝導材料は、強度や靭性の面で十分なも
のが得られておらず、そのため製品の取り扱いや使用環
境、形状等において制限があった。
【０００４】そこで、外力に耐えうる高強度特性と共
に、優れた放熱特性を兼ね備えたセラミックス材料の開
発が望まれている。また、摺動部材や耐熱衝撃性が要求
される各種構造部材においても、機械的強度のみなら
ず、放熱性の優れた材料が性能向上のため求められてい
る。
に、優れた放熱特性を兼ね備えたセラミックス材料の開
発が望まれている。また、摺動部材や耐熱衝撃性が要求
される各種構造部材においても、機械的強度のみなら
ず、放熱性の優れた材料が性能向上のため求められてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】Ｓｉ3Ｎ4は本来的に高
い強度を有しているので、更に高熱伝導化を図ることに
よって、各種構造部品から放熱絶縁基板等まで広い用途
への適用が期待できる。しかしながら、従来のＳｉ3Ｎ4
質焼結体は熱伝導率が比較的低いために、放熱絶縁基板
等の用途への実用化は進んでいなかった。
い強度を有しているので、更に高熱伝導化を図ることに
よって、各種構造部品から放熱絶縁基板等まで広い用途
への適用が期待できる。しかしながら、従来のＳｉ3Ｎ4
質焼結体は熱伝導率が比較的低いために、放熱絶縁基板
等の用途への実用化は進んでいなかった。
【０００６】Ｓｉ3Ｎ4の熱伝導率を低下させる第一の要
因としてＡｌが知られている。例えば、Ａｌ2Ｏ3を焼結
助剤として添加した場合、ＡｌがＳｉ3Ｎ4結晶粒子中に
固溶して、フォノンの散乱要因となるため熱伝導率が低
下する。そこで、Ｓｉ3Ｎ4の粒子内に固溶する焼結助剤
を用いずに焼結することが検討され、例えば焼結助剤と
してＹ2Ｏ3のみを添加して緻密化することにより、７０
Ｗ／ｍＫの熱伝導率のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られるとの
報告がある（日本セラミックス協会学術論文誌９７[１]
５６〜６２(１９８９)参照）。
因としてＡｌが知られている。例えば、Ａｌ2Ｏ3を焼結
助剤として添加した場合、ＡｌがＳｉ3Ｎ4結晶粒子中に
固溶して、フォノンの散乱要因となるため熱伝導率が低
下する。そこで、Ｓｉ3Ｎ4の粒子内に固溶する焼結助剤
を用いずに焼結することが検討され、例えば焼結助剤と
してＹ2Ｏ3のみを添加して緻密化することにより、７０
Ｗ／ｍＫの熱伝導率のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られるとの
報告がある（日本セラミックス協会学術論文誌９７[１]
５６〜６２(１９８９)参照）。
【０００７】第二の要因として、熱伝導率の低いガラス
相からなる粒界相の存在があげられる。これに対して、
例えば特開平７−１４９５８８号公報には、焼結後の冷
却速度を１００℃／ｈｒ以下の緩速に制御することによ
り、粒界相の一部が結晶化して、６０Ｗ／ｍＫ以上の熱
伝導率が得られることが記載されている。
相からなる粒界相の存在があげられる。これに対して、
例えば特開平７−１４９５８８号公報には、焼結後の冷
却速度を１００℃／ｈｒ以下の緩速に制御することによ
り、粒界相の一部が結晶化して、６０Ｗ／ｍＫ以上の熱
伝導率が得られることが記載されている。
【０００８】更には、β型窒化ケイ素を原料粉末として
用い、２０００℃及び３００ａｔｍの高温高圧下で焼結
して粗大に粒成長させることにより、粒界相が熱伝導率
に与える影響を低減させ、高熱伝導性の窒化ケイ素質焼
結体を得る方法も知られている（Ｊ. Ｃｅｒａｍ. Ｓｏ
ｃ. Ｊ，１０４(１)４９〜参照）。
用い、２０００℃及び３００ａｔｍの高温高圧下で焼結
して粗大に粒成長させることにより、粒界相が熱伝導率
に与える影響を低減させ、高熱伝導性の窒化ケイ素質焼
結体を得る方法も知られている（Ｊ. Ｃｅｒａｍ. Ｓｏ
ｃ. Ｊ，１０４(１)４９〜参照）。
【０００９】このように、焼結助剤として用いられるＡ
ｌの粒子内固溶や粒界相の熱伝導性などに着目した開発
が従来から行われてきたが、これらの方法によるだけで
はＳｉ3Ｎ4質焼結体の高熱伝導化に限界があった。ま
た、十分高強度なＳｉ3Ｎ4の緻密体を得るためにはＡｌ
を含む成分の添加が不可避であったため、これが低熱伝
導化の要因となるか、或はこれを高熱伝導化するために
高温高圧が必要となり、生産性を低下させるという問題
があった。
ｌの粒子内固溶や粒界相の熱伝導性などに着目した開発
が従来から行われてきたが、これらの方法によるだけで
はＳｉ3Ｎ4質焼結体の高熱伝導化に限界があった。ま
た、十分高強度なＳｉ3Ｎ4の緻密体を得るためにはＡｌ
を含む成分の添加が不可避であったため、これが低熱伝
導化の要因となるか、或はこれを高熱伝導化するために
高温高圧が必要となり、生産性を低下させるという問題
があった。
【００１０】本発明は、かかる従来の事情に鑑み、生産
性に優れた方法により製造することができ、高熱伝導率
を有し且つ高強度なＳｉ3Ｎ4質焼結体を提供することを
目的とする。
性に優れた方法により製造することができ、高熱伝導率
を有し且つ高強度なＳｉ3Ｎ4質焼結体を提供することを
目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明者らは、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体の高熱伝導化に関
係する諸要因を種々検討し、従来から検討されてきた粒
界相の熱伝導性やＳｉ3Ｎ4の粒子サイズ以外に、Ｓｉ3
Ｎ4粒子の結晶性を改善することにより、一層の高熱伝
導化が可能であることを新たに見いだした。
め、本発明者らは、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体の高熱伝導化に関
係する諸要因を種々検討し、従来から検討されてきた粒
界相の熱伝導性やＳｉ3Ｎ4の粒子サイズ以外に、Ｓｉ3
Ｎ4粒子の結晶性を改善することにより、一層の高熱伝
導化が可能であることを新たに見いだした。
【００１２】即ち、Ｓｉ粉末を出発原料とする反応焼結
法を利用し、焼結助剤、窒化反応の温度及び雰囲気など
を適切に選ぶことによって、Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶性を顕
著に改善できること、及びこの結晶性の顕著な改善によ
り、熱伝導率が８０Ｗ／ｍＫ以上で且つ３点曲げ強度が
８００ＭＰａ以上のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られることが
分かり、本発明に至ったものである。
法を利用し、焼結助剤、窒化反応の温度及び雰囲気など
を適切に選ぶことによって、Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶性を顕
著に改善できること、及びこの結晶性の顕著な改善によ
り、熱伝導率が８０Ｗ／ｍＫ以上で且つ３点曲げ強度が
８００ＭＰａ以上のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られることが
分かり、本発明に至ったものである。
【００１３】本発明の窒化ケイ素質焼結体は、Ｓｉ3Ｎ4
粒子内の結晶性が良好であって、Ｓｉ3Ｎ4の（５００）
面及び（３３０）面のＸ線回折ピークの半価幅が０.２
°以下であることを特徴とする。更に好ましくは、Ｓｉ
3Ｎ4のＸ線回析ピークにおいて、（２００）面の回折ピ
ークの半価幅をＷ2（測定角度θ＝θ2）、及び（５０
０）面の回折ピークの半価幅をＷ5（測定角度θ＝θ5）
とするとき、(Ｗ5−Ｗ2)／(ｔａｎθ5−ｔａｎθ2)≦
０.００１である。
粒子内の結晶性が良好であって、Ｓｉ3Ｎ4の（５００）
面及び（３３０）面のＸ線回折ピークの半価幅が０.２
°以下であることを特徴とする。更に好ましくは、Ｓｉ
3Ｎ4のＸ線回析ピークにおいて、（２００）面の回折ピ
ークの半価幅をＷ2（測定角度θ＝θ2）、及び（５０
０）面の回折ピークの半価幅をＷ5（測定角度θ＝θ5）
とするとき、(Ｗ5−Ｗ2)／(ｔａｎθ5−ｔａｎθ2)≦
０.００１である。
【００１４】上記の窒化ケイ素質焼結体は、β型Ｓｉ3
Ｎ4粒子からなる結晶相と粒界相とからなり、特に好ま
しくはＳｍ、Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なく
とも１種の希土類元素の化合物を酸化物に換算して１〜
２０重量％含有する粒界相を含んでいる。また、この特
に好ましい組成系の粒界相は、更にＭｇ、Ｃａ、Ｔｉか
ら選ばれた少なくとも１種の元素を、酸化物に換算して
０.１〜１０重量％含有することができる。
Ｎ4粒子からなる結晶相と粒界相とからなり、特に好ま
しくはＳｍ、Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なく
とも１種の希土類元素の化合物を酸化物に換算して１〜
２０重量％含有する粒界相を含んでいる。また、この特
に好ましい組成系の粒界相は、更にＭｇ、Ｃａ、Ｔｉか
ら選ばれた少なくとも１種の元素を、酸化物に換算して
０.１〜１０重量％含有することができる。
【００１５】上記の良好な結晶性を有するＳｉ3Ｎ4質焼
結体を得るためには、例えば高温高純度雰囲気でのアニ
ールや気相合成的な製法等も考えられるが、安価な製造
が可能であって且つ高強度特性（微粒化）を発現するた
めには、出発原料から安価且つ高純度であり、焼結過程
中に不純物や欠陥がＳｉ3Ｎ4粒子内に含有されないよう
制御できる製法が望まれる。このような条件を満たす製
法として、本発明では以下に述べる製造方法を採用す
る。
結体を得るためには、例えば高温高純度雰囲気でのアニ
ールや気相合成的な製法等も考えられるが、安価な製造
が可能であって且つ高強度特性（微粒化）を発現するた
めには、出発原料から安価且つ高純度であり、焼結過程
中に不純物や欠陥がＳｉ3Ｎ4粒子内に含有されないよう
制御できる製法が望まれる。このような条件を満たす製
法として、本発明では以下に述べる製造方法を採用す
る。
【００１６】即ち、本発明の窒化ケイ素質焼結体の製造
方法は、Ａｌ含有量が０.１重量％以下のＳｉ粉末と、
該Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率
で１〜２０重量％の焼結助剤とを混合し、その成形体を
５％以下のＨｅを含有する窒素雰囲気中において、１２
２０〜１３２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／ｍｉｎの
昇温速度で加熱して１２２０〜１４００℃で窒化処理し
た後、窒素雰囲気中において１６５０〜１９５０℃で焼
結することを特徴とするものである。
方法は、Ａｌ含有量が０.１重量％以下のＳｉ粉末と、
該Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率
で１〜２０重量％の焼結助剤とを混合し、その成形体を
５％以下のＨｅを含有する窒素雰囲気中において、１２
２０〜１３２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／ｍｉｎの
昇温速度で加熱して１２２０〜１４００℃で窒化処理し
た後、窒素雰囲気中において１６５０〜１９５０℃で焼
結することを特徴とするものである。
【００１７】使用する焼結助剤としては、Ｓｍ、Ｙｂ、
Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なくとも１種の希土類元
素の酸化物粉末が特に好ましい。しかし、この特に好ま
しい組成系の焼結助剤以外であっても、Ｓｉ3Ｎ4粒子内
への固溶量が少なく、その結晶に不均一な歪みを与え
ず、なお且つＳｉの窒化反応を促進するものであれば、
他の焼結助剤であっても使用することができる。このよ
うな焼結助剤としては、例えばＥｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｔｍ
のような希土類元素の酸化物が代表例として挙げられ
る。
Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なくとも１種の希土類元
素の酸化物粉末が特に好ましい。しかし、この特に好ま
しい組成系の焼結助剤以外であっても、Ｓｉ3Ｎ4粒子内
への固溶量が少なく、その結晶に不均一な歪みを与え
ず、なお且つＳｉの窒化反応を促進するものであれば、
他の焼結助剤であっても使用することができる。このよ
うな焼結助剤としては、例えばＥｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｔｍ
のような希土類元素の酸化物が代表例として挙げられ
る。
【００１８】この窒化ケイ素質焼結体の製造方法におい
ては、前記Ｓｉ粉末及び希土類元素の酸化物粉末に、更
に該Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比
率で０.１〜１０重量％のＭｇ、Ｃａ、Ｔｉから選ばれ
た少なくとも１種の元素の酸化物粉末を添加混合するこ
とができる。また、焼結温度から１６００℃までの温度
域を１００℃／ｈｒ以上の冷却速度で、及び１６００℃
から１５００℃までの温度域を１００℃／ｈｒ以下の冷
却速度で冷却することが好ましい。
ては、前記Ｓｉ粉末及び希土類元素の酸化物粉末に、更
に該Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比
率で０.１〜１０重量％のＭｇ、Ｃａ、Ｔｉから選ばれ
た少なくとも１種の元素の酸化物粉末を添加混合するこ
とができる。また、焼結温度から１６００℃までの温度
域を１００℃／ｈｒ以上の冷却速度で、及び１６００℃
から１５００℃までの温度域を１００℃／ｈｒ以下の冷
却速度で冷却することが好ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】本発明では、Ｓｉ粉末を出発原料
とする反応焼結法を採用するので、Ｓｉ粉末がＳｉ3Ｎ4
粉末よりも安価で高純度品が得やすく、原料に含有され
るＡｌなどの不純物量を低減できるうえ、高温高圧を必
要としない安価なプロセスでＳｉ3Ｎ4質焼結体を製造で
きる。
とする反応焼結法を採用するので、Ｓｉ粉末がＳｉ3Ｎ4
粉末よりも安価で高純度品が得やすく、原料に含有され
るＡｌなどの不純物量を低減できるうえ、高温高圧を必
要としない安価なプロセスでＳｉ3Ｎ4質焼結体を製造で
きる。
【００２０】しかも、本発明では、従来着目されていな
かった窒化反応及び焼結過程を経て生成する各種欠陥に
よるＳｉ3Ｎ4粒子内の歪みに着目し、この粒子内歪みの
低減を、焼結助剤の選択、特に好ましくは上記したＳ
ｍ、Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄの酸化物からなる組成系の焼
結助剤の選択と共に、窒化反応の温度や雰囲気の最適化
によって達成した。
かった窒化反応及び焼結過程を経て生成する各種欠陥に
よるＳｉ3Ｎ4粒子内の歪みに着目し、この粒子内歪みの
低減を、焼結助剤の選択、特に好ましくは上記したＳ
ｍ、Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄの酸化物からなる組成系の焼
結助剤の選択と共に、窒化反応の温度や雰囲気の最適化
によって達成した。
【００２１】これによって、Ｓｉ3Ｎ4本来の強度を保持
したまま、従来に比べて極めて高い熱伝導性を有するＳ
ｉ3Ｎ4質焼結体が得られたものである。また、Ａｌ2Ｏ3
などの熱伝導性の阻害要因となる焼結助剤を用いなくて
も、従来に比べて低温低圧下での焼結が可能であり、容
易に緻密質のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られる。
したまま、従来に比べて極めて高い熱伝導性を有するＳ
ｉ3Ｎ4質焼結体が得られたものである。また、Ａｌ2Ｏ3
などの熱伝導性の阻害要因となる焼結助剤を用いなくて
も、従来に比べて低温低圧下での焼結が可能であり、容
易に緻密質のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られる。
【００２２】即ち、本発明の窒化ケイ素質焼結体の製造
方法では、まず、主な原料粉末として不純物のＡｌが
０.１重量％以下のＳｉ粉末を使用する。Ｓｉ粉末中の
Ａｌは微小な粒子内不純物となって焼結体の熱伝導性に
大きく影響するため、十分高い熱伝導率を得るために
は、Ｓｉ粉末中の含有量を０.１重量％以下とする必要
がある。このようなＳｉ粉末の使用により、市販のＳｉ
3Ｎ4粉末（Ｓｉ3Ｎ4に対してＡｌを通常０.１〜１重量
％固溶）を用いる場合に比べて、ＡｌのＳｉ3Ｎ4粒子内
への固溶を抑え、その高純度化を達成することが容易と
なる。
方法では、まず、主な原料粉末として不純物のＡｌが
０.１重量％以下のＳｉ粉末を使用する。Ｓｉ粉末中の
Ａｌは微小な粒子内不純物となって焼結体の熱伝導性に
大きく影響するため、十分高い熱伝導率を得るために
は、Ｓｉ粉末中の含有量を０.１重量％以下とする必要
がある。このようなＳｉ粉末の使用により、市販のＳｉ
3Ｎ4粉末（Ｓｉ3Ｎ4に対してＡｌを通常０.１〜１重量
％固溶）を用いる場合に比べて、ＡｌのＳｉ3Ｎ4粒子内
への固溶を抑え、その高純度化を達成することが容易と
なる。
【００２３】焼結助剤としては、Ｓｍ、Ｙｂ、Ｙ、Ｅ
ｒ、Ｇｄから選ばれる少なくとも１種の希土類元素の酸
化物粉末を使用することが特に好ましい。他の好ましい
焼結助剤としては、例えばＥｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｔｍのよ
うな元素の酸化物が代表例な例として挙げられる。これ
らの好ましい組成系の焼結助剤を用いることにより、窒
化や焼結の過程を経て結晶性の良好なＳｉ3Ｎ4粒子を容
易に得ることができる。上記以外の３Ａ族元素の焼結助
剤では、窒化や焼結等の過程でＳｉ3Ｎ4粒子に欠陥が生
じたり、結晶中に不均一な歪みが生じやすいため、ある
いは添加元素自体が粒内に固溶しやすいため、良好な結
晶性を有するＳｉ3Ｎ4が得られ難くなる。その結果、Ｓ
ｉ3Ｎ4質焼結体の高熱伝導化の達成が難しくなる。ま
た、Ｓｉの窒化反応を十分進行させることができず、Ｓ
ｉの粗大溶融塊が生成して低強度化の要因となる場合も
ある。
ｒ、Ｇｄから選ばれる少なくとも１種の希土類元素の酸
化物粉末を使用することが特に好ましい。他の好ましい
焼結助剤としては、例えばＥｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｔｍのよ
うな元素の酸化物が代表例な例として挙げられる。これ
らの好ましい組成系の焼結助剤を用いることにより、窒
化や焼結の過程を経て結晶性の良好なＳｉ3Ｎ4粒子を容
易に得ることができる。上記以外の３Ａ族元素の焼結助
剤では、窒化や焼結等の過程でＳｉ3Ｎ4粒子に欠陥が生
じたり、結晶中に不均一な歪みが生じやすいため、ある
いは添加元素自体が粒内に固溶しやすいため、良好な結
晶性を有するＳｉ3Ｎ4が得られ難くなる。その結果、Ｓ
ｉ3Ｎ4質焼結体の高熱伝導化の達成が難しくなる。ま
た、Ｓｉの窒化反応を十分進行させることができず、Ｓ
ｉの粗大溶融塊が生成して低強度化の要因となる場合も
ある。
【００２４】これら焼結助剤の添加量は、主な原料粉末
であるＳｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量
比率で１〜２０重量％の範囲とする。添加量が１重量％
未満では、窒化反応が十分進まず、溶融による塊状Ｓｉ
が生成するため焼結体の強度特性が著しく低下する。ま
た、焼結助剤が２０重量％を越えると、粒界相の総量が
過剰となるために、焼結体の強度及び靭性値と共に熱伝
導率が低下する。
であるＳｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量
比率で１〜２０重量％の範囲とする。添加量が１重量％
未満では、窒化反応が十分進まず、溶融による塊状Ｓｉ
が生成するため焼結体の強度特性が著しく低下する。ま
た、焼結助剤が２０重量％を越えると、粒界相の総量が
過剰となるために、焼結体の強度及び靭性値と共に熱伝
導率が低下する。
【００２５】更に、上記焼結助剤以外の第２の添加剤と
して、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉから選ばれる１種以上の元素の
酸化物粉末を、Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したと
きの重量比率で０.１〜１０重量％添加してもよい。こ
れらの酸化物は熱伝導性を損なわずに焼結性を向上させ
る効果があるため、比較的低温低圧での焼結により高強
度の焼結体を得ることができる。例えば、大気圧の窒素
雰囲気中にて１７５０℃以下で焼結でき、ＨＩＰなどの
高圧ガス下での処理を必要としない。
して、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉから選ばれる１種以上の元素の
酸化物粉末を、Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したと
きの重量比率で０.１〜１０重量％添加してもよい。こ
れらの酸化物は熱伝導性を損なわずに焼結性を向上させ
る効果があるため、比較的低温低圧での焼結により高強
度の焼結体を得ることができる。例えば、大気圧の窒素
雰囲気中にて１７５０℃以下で焼結でき、ＨＩＰなどの
高圧ガス下での処理を必要としない。
【００２６】上記Ｓｉ粉末、焼結助剤、及び第２の添加
剤の各原料粉末は、ボールミルなどの公知の方法により
混合し、所定の形状に成形する。成形方法としては、一
般に用いられている金型プレス法、シート成形法などが
適用できる。
剤の各原料粉末は、ボールミルなどの公知の方法により
混合し、所定の形状に成形する。成形方法としては、一
般に用いられている金型プレス法、シート成形法などが
適用できる。
【００２７】得られた成形体は、Ｈｅを５％以下含有す
る窒素雰囲気中において１２２０〜１４００℃の温度で
窒化する。１２２０℃未満の温度では窒化が不充分であ
り、逆に１４００℃を越えると反応熱によるＳｉの溶融
が生じ、欠陥が発生するため焼結体の機械的強度が低下
する。また、窒素雰囲気中にＨｅを５％以下含ませるの
は、これにより窒化反応が均一に進行し、粒内の歪みや
粗大空孔の発生が抑えられ、その結果焼結体の熱伝導性
や機械的強度の改善が図られるからである。
る窒素雰囲気中において１２２０〜１４００℃の温度で
窒化する。１２２０℃未満の温度では窒化が不充分であ
り、逆に１４００℃を越えると反応熱によるＳｉの溶融
が生じ、欠陥が発生するため焼結体の機械的強度が低下
する。また、窒素雰囲気中にＨｅを５％以下含ませるの
は、これにより窒化反応が均一に進行し、粒内の歪みや
粗大空孔の発生が抑えられ、その結果焼結体の熱伝導性
や機械的強度の改善が図られるからである。
【００２８】上記窒化処理においては、特に１２２０℃
〜１３２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／ｍｉｎの昇温
速度で加熱することが必要である。この１２２０℃〜１
３２０℃の温度域は窒化反応が急速に進行する温度域で
あり、欠陥を生成しやすいため、十分な反応速度制御が
必要である。即ち、昇温速度が０.２℃／ｍｉｎ未満で
は、反応時間が長くなり過ぎるため生産性が低下するだ
けでなく、結晶性が低下する恐れがある。逆に０.６℃
／ｍｉｎを越えると、Ｓｉ3Ｎ4粒子内の結晶性が著しく
低下し、その結果焼結体の熱伝導性が低下する。
〜１３２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／ｍｉｎの昇温
速度で加熱することが必要である。この１２２０℃〜１
３２０℃の温度域は窒化反応が急速に進行する温度域で
あり、欠陥を生成しやすいため、十分な反応速度制御が
必要である。即ち、昇温速度が０.２℃／ｍｉｎ未満で
は、反応時間が長くなり過ぎるため生産性が低下するだ
けでなく、結晶性が低下する恐れがある。逆に０.６℃
／ｍｉｎを越えると、Ｓｉ3Ｎ4粒子内の結晶性が著しく
低下し、その結果焼結体の熱伝導性が低下する。
【００２９】窒化処理を終えた窒化成形体は、次に窒素
雰囲気中において１６５０〜１９５０℃の温度で焼結す
る。焼結温度を１６５０℃未満に設定した場合、焼結体
の気孔率が高くなるため、熱伝導率ならびに強度の低下
をもたらす。また、１９５０℃を越える焼結温度では、
Ｓｉ3Ｎ4の分解が生じやすくなるため、高圧下での処理
が必要となるなど、生産性が低下するので好ましくな
い。尚、得られるＳｉ3Ｎ4質焼結体の相対密度が９５％
以上となるまで焼結することが好ましい。
雰囲気中において１６５０〜１９５０℃の温度で焼結す
る。焼結温度を１６５０℃未満に設定した場合、焼結体
の気孔率が高くなるため、熱伝導率ならびに強度の低下
をもたらす。また、１９５０℃を越える焼結温度では、
Ｓｉ3Ｎ4の分解が生じやすくなるため、高圧下での処理
が必要となるなど、生産性が低下するので好ましくな
い。尚、得られるＳｉ3Ｎ4質焼結体の相対密度が９５％
以上となるまで焼結することが好ましい。
【００３０】以上説明したように本発明の製造方法は、
生成するＳｉ3Ｎ4粒子の結晶性を阻害せず、窒化反応を
促進する適切な焼結助剤を選択すること、成形体の昇温
及び窒化時に窒素雰囲気中に少量のＨｅを含ませるこ
と、及び窒化反応が急速に進行する温度域で低速昇温を
行うことが特徴点である。
生成するＳｉ3Ｎ4粒子の結晶性を阻害せず、窒化反応を
促進する適切な焼結助剤を選択すること、成形体の昇温
及び窒化時に窒素雰囲気中に少量のＨｅを含ませるこ
と、及び窒化反応が急速に進行する温度域で低速昇温を
行うことが特徴点である。
【００３１】更に、焼結温度からの冷却速度がＳｉ3Ｎ4
粒子の結晶性に与える影響を検討した結果、従来は焼結
温度から十分に緩速で冷却することで粒界相の結晶化が
促進され、高熱伝導化にとって好ましいとされていた
が、単純な緩速冷却はＳｉ3Ｎ4粒子内に局部的な歪みを
与えることが判明した。
粒子の結晶性に与える影響を検討した結果、従来は焼結
温度から十分に緩速で冷却することで粒界相の結晶化が
促進され、高熱伝導化にとって好ましいとされていた
が、単純な緩速冷却はＳｉ3Ｎ4粒子内に局部的な歪みを
与えることが判明した。
【００３２】そこで、上記の検討結果に基づき、本発明
方法では、焼結後の最も好ましい冷却過程として、焼結
温度から粒界相の結晶化が完了する１６００℃までは冷
却速度を１００℃／ｈｒ以上とし、１６００℃から１５
００℃の間の冷却速度を１００℃／ｈｒ以下の緩速とす
る。この冷却過程によって、より一層の粒界相の結晶化
の促進並びにＳｉ3Ｎ4粒子の結晶性の向上が図られ、最
も高い熱伝導率が得られる。
方法では、焼結後の最も好ましい冷却過程として、焼結
温度から粒界相の結晶化が完了する１６００℃までは冷
却速度を１００℃／ｈｒ以上とし、１６００℃から１５
００℃の間の冷却速度を１００℃／ｈｒ以下の緩速とす
る。この冷却過程によって、より一層の粒界相の結晶化
の促進並びにＳｉ3Ｎ4粒子の結晶性の向上が図られ、最
も高い熱伝導率が得られる。
【００３３】このように本発明方法は、従来に比較して
低温且つ低圧下での焼結緻密化が可能であり、生産性に
優れているうえ、得られるＳｉ3Ｎ4質焼結体は従来に比
べ特に高い熱伝導性と高い機械的強度を兼ね備えたもの
となる。具体的には、相対密度が９５％以上であって、
熱伝導率が８０Ｗ／ｍＫ以上、及び３点曲げ強度が８０
０ＭＰａ以上のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られる。
低温且つ低圧下での焼結緻密化が可能であり、生産性に
優れているうえ、得られるＳｉ3Ｎ4質焼結体は従来に比
べ特に高い熱伝導性と高い機械的強度を兼ね備えたもの
となる。具体的には、相対密度が９５％以上であって、
熱伝導率が８０Ｗ／ｍＫ以上、及び３点曲げ強度が８０
０ＭＰａ以上のＳｉ3Ｎ4質焼結体が得られる。
【００３４】即ち、本発明のＳｉ3Ｎ4質焼結体は、特に
従来の焼結体に比べて結晶性に優れており、Ｓｉ3Ｎ4の
（５００）面及び（３３０）面のＸ線回折ピークの半価
幅が０.２°以下である。また、Ｓｉ3Ｎ4のＸ線回析ピ
ークから面間隔の変化率を見積もる指標として、Ｓｉ3
Ｎ4の（２００）面の回折ピークの半価幅をＷ2（測定角
度θ＝θ2）、及び（５００）面の回折ピークの半価幅
をＷ5（測定角度θ＝θ5）とするとき、△ｄ／ｄ＝(Ｗ5
−Ｗ2)／(ｔａｎθ5−ｔａｎθ2)が０.００１以下であ
ることが好ましい。尚、従来のＳｉ3Ｎ4質焼結体では上
記半価幅は０.２を越え、上記△ｄ／ｄは０.００３以上
が通常である。
従来の焼結体に比べて結晶性に優れており、Ｓｉ3Ｎ4の
（５００）面及び（３３０）面のＸ線回折ピークの半価
幅が０.２°以下である。また、Ｓｉ3Ｎ4のＸ線回析ピ
ークから面間隔の変化率を見積もる指標として、Ｓｉ3
Ｎ4の（２００）面の回折ピークの半価幅をＷ2（測定角
度θ＝θ2）、及び（５００）面の回折ピークの半価幅
をＷ5（測定角度θ＝θ5）とするとき、△ｄ／ｄ＝(Ｗ5
−Ｗ2)／(ｔａｎθ5−ｔａｎθ2)が０.００１以下であ
ることが好ましい。尚、従来のＳｉ3Ｎ4質焼結体では上
記半価幅は０.２を越え、上記△ｄ／ｄは０.００３以上
が通常である。
【００３５】また、本発明のＳｉ3Ｎ4質焼結体は、組成
的には、β型窒化ケイ素粒子からなる結晶相と、Ｓｍ、
Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なくとも１種の希
土類元素の化合物を酸化物に換算して１〜２０重量％含
有する粒界相とからなるものが好ましい。尚、この好ま
しい組成系において、粒界相は更にＭｇ、Ｃａ、Ｔｉか
ら選ばれた少なくとも１種の元素を、酸化物に換算して
０.１〜１０重量％含有することができる。また、上記
β型Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径は０.５〜２０μｍである
ことが好ましい。
的には、β型窒化ケイ素粒子からなる結晶相と、Ｓｍ、
Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なくとも１種の希
土類元素の化合物を酸化物に換算して１〜２０重量％含
有する粒界相とからなるものが好ましい。尚、この好ま
しい組成系において、粒界相は更にＭｇ、Ｃａ、Ｔｉか
ら選ばれた少なくとも１種の元素を、酸化物に換算して
０.１〜１０重量％含有することができる。また、上記
β型Ｓｉ3Ｎ4粒子の平均粒径は０.５〜２０μｍである
ことが好ましい。
【００３６】
【実施例】実施例１ 平均粒径１μｍ及びＡｌ含有量０.０５重量％のＳｉ粉
末に、焼結助剤として下記表１に示す種類と添加量（Ｓ
ｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率で表
示、焼結助剤の添加量につき以下同じ）の希土類酸化物
粉末を添加し、Ｓｉ3Ｎ4内張りポットとＳｉ3Ｎ4製ボー
ルを用いたボールミルを使用して、アルコール溶媒中で
混合した。混合後のスラリーをスプレードライヤーにて
乾燥造粒し、平均粒径１２０μｍ程度の顆粒に造粒し
た。
末に、焼結助剤として下記表１に示す種類と添加量（Ｓ
ｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率で表
示、焼結助剤の添加量につき以下同じ）の希土類酸化物
粉末を添加し、Ｓｉ3Ｎ4内張りポットとＳｉ3Ｎ4製ボー
ルを用いたボールミルを使用して、アルコール溶媒中で
混合した。混合後のスラリーをスプレードライヤーにて
乾燥造粒し、平均粒径１２０μｍ程度の顆粒に造粒し
た。
【００３７】得られた各造粒粉末を、長さ４５ｍｍ×幅
８ｍｍ×厚み５ｍｍの形状（３点曲げ強度測定用）と、
直径１２.５ｍｍ×厚さ５ｍｍの形状（熱伝導率測定
用）に乾式成形した。これらの成形体を、ＢＮで内張り
したカーボン製耐火ケース内に配置し、Ｈｅを３％含む
Ｎ2ガス雰囲気（ガス圧比Ｎ2：Ｈｅ＝０.９７：０.０
３、全圧３気圧）中で窒化処理した。尚、上記窒化処理
の条件は、１２２０〜１３２０℃の温度域を０.３℃／
ｍｉｎで昇温し、１４００℃で１時間保持した。その
後、窒化成形体を、３気圧のＮ2ガス雰囲気中において
１８００℃で３時間焼結した。
８ｍｍ×厚み５ｍｍの形状（３点曲げ強度測定用）と、
直径１２.５ｍｍ×厚さ５ｍｍの形状（熱伝導率測定
用）に乾式成形した。これらの成形体を、ＢＮで内張り
したカーボン製耐火ケース内に配置し、Ｈｅを３％含む
Ｎ2ガス雰囲気（ガス圧比Ｎ2：Ｈｅ＝０.９７：０.０
３、全圧３気圧）中で窒化処理した。尚、上記窒化処理
の条件は、１２２０〜１３２０℃の温度域を０.３℃／
ｍｉｎで昇温し、１４００℃で１時間保持した。その
後、窒化成形体を、３気圧のＮ2ガス雰囲気中において
１８００℃で３時間焼結した。
【００３８】得られたＳｉ3Ｎ4質焼結体のうち、３点曲
げ強度測定用の試験片を用いて、相対密度（理論密度に
対するアルキメデス法による実測密度の比率）と、３点
曲げ強度を評価した。また、熱伝導率測定用の試験片を
用いて、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を測定し
た。Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶性は、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ
線回折法により、走査速度１°／ｍｉｎ、励起条件５０
ｋＶ、２００ｍＡ、及びステップ幅０.０１°として測
定した。これらの結果を下記表１に示した。尚、表中の
△ｄ／ｄは、（２００）面の回折ピークの半価幅をＷ2
（測定角度θ＝θ2）、及び（５００）面の回折ピーク
の半価幅をＷ5（測定角度θ＝θ5）としたとき、(Ｗ5−
Ｗ2)／(ｔａｎθ5−ｔａｎθ2)を意味する。
げ強度測定用の試験片を用いて、相対密度（理論密度に
対するアルキメデス法による実測密度の比率）と、３点
曲げ強度を評価した。また、熱伝導率測定用の試験片を
用いて、レーザーフラッシュ法により熱伝導率を測定し
た。Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶性は、Ｃｕ−Ｋα線を用いたＸ
線回折法により、走査速度１°／ｍｉｎ、励起条件５０
ｋＶ、２００ｍＡ、及びステップ幅０.０１°として測
定した。これらの結果を下記表１に示した。尚、表中の
△ｄ／ｄは、（２００）面の回折ピークの半価幅をＷ2
（測定角度θ＝θ2）、及び（５００）面の回折ピーク
の半価幅をＷ5（測定角度θ＝θ5）としたとき、(Ｗ5−
Ｗ2)／(ｔａｎθ5−ｔａｎθ2)を意味する。
【００３９】
【表１】 焼 結 助 剤 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 種 類 wt％ (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 1 Sm2O3 10 0.08 0.1 0.08 140 1000 2 Yb2O3 10 0.05 0.08 0.05 150 1000 3 Gd2O3 10 0.12 0.14 0.1 120 800 4 Y2O3 10 0.16 0.21 0.1 90 800 5 Er2O3 10 0.12 0.14 0.1 120 800 6 Dy2O3 10 0.12 0.14 0.1 80 600 7＊ Pr6O11 10 0.25 0.25 0.2 65 600 8＊ Ce2O3 10 0.3 0.3 0.25 60 600 9＊ La2O3 10 0.3 0.35 0.3 50 700 10＊ Sm2O3 0.5 0.21 0.23 0.21 60 600 11 Sm2O3 1 0.14 0.14 0.1 80 800 12 Sm2O3 12 0.08 0.1 0.08 140 1000 13 Sm2O3 20 0.12 0.14 0.1 80 900 14＊ Sm2O3 21 0.19 0.21 0.12 70 800 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００４０】実施例２ 上記実施例１と同じＳｉ粉末を用い、焼結助剤として１
０重量％のＳｍ2Ｏ3粉末を添加し、窒化処理時の１２２
０〜１３２０℃の温度域における昇温速度を下記表２に
示すように変化させた以外は実施例１と同様にして、Ｓ
ｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得られたＳｉ3Ｎ4質焼結体
について、実施例１と同様に評価した結果を表２に併せ
て示した。
０重量％のＳｍ2Ｏ3粉末を添加し、窒化処理時の１２２
０〜１３２０℃の温度域における昇温速度を下記表２に
示すように変化させた以外は実施例１と同様にして、Ｓ
ｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得られたＳｉ3Ｎ4質焼結体
について、実施例１と同様に評価した結果を表２に併せ
て示した。
【００４１】
【表２】 窒化時昇温 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 (℃／min) (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 15＊ 0.1 0.2 0.25 0.14 50 800 16 0.2 0.1 0.12 0.08 100 1000 17 0.5 0.08 0.1 0.08 140 1000 18 0.6 0.12 0.14 0.1 90 800 19＊ 0.7 0.25 0.35 0.25 50 650 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００４２】実施例３ 上記実施例１と同じＳｉ粉末を用い、焼結助剤として１
０重量％のＹｂ2Ｏ3粉末を添加し、窒化処理時の１２２
０〜１３２０℃の温度域での昇温速度を０.２℃／ｍｉ
ｎとし、且つ窒化処理時の雰囲気中におけるＮ2とＨｅ
のガス圧比を下記表３に示すように変化させた以外は実
施例１と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得
られたＳｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評
価した結果を表３に併せて示した。
０重量％のＹｂ2Ｏ3粉末を添加し、窒化処理時の１２２
０〜１３２０℃の温度域での昇温速度を０.２℃／ｍｉ
ｎとし、且つ窒化処理時の雰囲気中におけるＮ2とＨｅ
のガス圧比を下記表３に示すように変化させた以外は実
施例１と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得
られたＳｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評
価した結果を表３に併せて示した。
【００４３】
【表３】 窒化ガス圧比 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 Ｎ2 Ｈｅ (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 20＊ 1 0 0.19 0.21 0.12 75 900 21 0.95 0.05 0.05 0.08 0.05 150 1000 22＊ 0.9 0.1 0.2 0.25 0.2 70 800 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００４４】実施例４ 下記表４に示すようにＡｌ含有量が異なるＳｉ粉末を使
用し、焼結助剤として１０重量％のＳｍ2Ｏ3粉末を添加
し、窒化処理時の１２２０〜１３２０℃の温度域におけ
る昇温速度を０.２℃／ｍｉｎとした以外は実施例１と
同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得られたＳ
ｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評価した結
果を表４に併せて示した。
用し、焼結助剤として１０重量％のＳｍ2Ｏ3粉末を添加
し、窒化処理時の１２２０〜１３２０℃の温度域におけ
る昇温速度を０.２℃／ｍｉｎとした以外は実施例１と
同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得られたＳ
ｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評価した結
果を表４に併せて示した。
【００４５】
【表４】 Si粉末中 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 Al量(wt％) (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 23 0.01 0.08 0.1 0.1 130 1000 24 0.1 0.08 0.1 0.1 130 1000 25＊ 0.15 0.21 0.25 0.2 60 1000 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００４６】実施例５ 上記実施例１と同じＳｉ粉末を用い、焼結助剤として１
０重量％のＹｂ2Ｏ3粉末を添加し、更に第２の添加剤と
してＭｇＯ粉末を下記表５に示す添加量（Ｓｉ粉末の重
量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率で表示、第２の
添加剤の添加量につき以下同じ）で添加して、１７００
℃で焼結した以外は実施例１と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質
焼結体を製造した。得られたＳｉ3Ｎ4質焼結体につい
て、実施例１と同様に評価した結果を表５に併せて示し
た。
０重量％のＹｂ2Ｏ3粉末を添加し、更に第２の添加剤と
してＭｇＯ粉末を下記表５に示す添加量（Ｓｉ粉末の重
量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率で表示、第２の
添加剤の添加量につき以下同じ）で添加して、１７００
℃で焼結した以外は実施例１と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質
焼結体を製造した。得られたＳｉ3Ｎ4質焼結体につい
て、実施例１と同様に評価した結果を表５に併せて示し
た。
【００４７】
【表５】 第２の添加剤 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 種 類 wt％ (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 26 MgO 0.05 0.1 0.12 0.1 80 800 27 MgO 1 0.05 0.08 0.1 130 1000 28 MgO 5 0.05 0.08 0.1 150 1100 29 MgO 10 0.1 0.12 0.1 130 900 30 MgO 11 0.12 0.14 0.12 80 850
【００４８】実施例６ 上記実施例１と同じＳｉ粉末を用い、下記表６に示す焼
結助剤１０重量％と第２の添加剤粉末５重量％とを添加
し、焼結温度を表６に示すごとく変化させた以外は実施
例１と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得ら
れたＳｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評価
した結果を表６に併せて示した。
結助剤１０重量％と第２の添加剤粉末５重量％とを添加
し、焼結温度を表６に示すごとく変化させた以外は実施
例１と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得ら
れたＳｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評価
した結果を表６に併せて示した。
【００４９】
【表６】 第２の 焼結温度 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 焼結助剤 添加剤 (℃) (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 31＊ Er2O3 CaO 1600 0.19 0.21 0.12 60 600 32 Er2O3 CaO 1650 0.12 0.14 0.1 120 800 33 Yb2O3 MgO+CaO 1750 0.06 0.08 0.05 150 1200 34 Er2O3 CaO 1800 0.12 0.14 0.1 120 1000 35 Er2O3 CaO 1900 0.12 0.14 0.1 120 800 36＊ Er2O3 CaO 1960 0.12 0.14 0.1 90 600 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００５０】実施例７ 上記実施例１と同じＳｉ粉末を用い、焼結助剤としてＳ
ｍ2Ｏ3粉末を１０重量％、第２の添加剤としてＭｇＯ粉
末とＣａＯ粉末を合計５重量％添加し、焼結後の冷却速
度（焼結温度から１６００℃まで、１６００〜１５００
℃）を下記表７に示すごとく変化させた以外は実施例１
と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得られた
Ｓｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評価した
結果を表７に併せて示した。
ｍ2Ｏ3粉末を１０重量％、第２の添加剤としてＭｇＯ粉
末とＣａＯ粉末を合計５重量％添加し、焼結後の冷却速
度（焼結温度から１６００℃まで、１６００〜１５００
℃）を下記表７に示すごとく変化させた以外は実施例１
と同様にして、Ｓｉ3Ｎ4質焼結体を製造した。得られた
Ｓｉ3Ｎ4質焼結体について、実施例１と同様に評価した
結果を表７に併せて示した。
【００５１】
【表７】 焼結後冷却速度(℃／hr) 半 価 幅(°) △d／d 熱伝導率 曲げ強度試料 〜1600℃ 1600〜1500℃ (500)面 (330)面 (×10-2) (W／mK) (MPa) 37 50 100 0.1 0.12 0.1 130 1200 38 150 50 0.08 0.08 0.1 160 1200 39 300 300 0.12 0.14 0.1 120 1200
【００５２】
【発明の効果】本発明によれば、生産性に優れたＳｉ粉
末の反応焼結法により、Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶性を向上さ
せ、高熱伝導率を有し且つ高強度なＳｉ3Ｎ4質焼結体を
提供することができる。
末の反応焼結法により、Ｓｉ3Ｎ4粒子の結晶性を向上さ
せ、高熱伝導率を有し且つ高強度なＳｉ3Ｎ4質焼結体を
提供することができる。
Claims (10)
- 【請求項１】 窒化ケイ素質焼結体において、そのＳｉ
3Ｎ4の（５００）面及び（３３０）面のＸ線回折ピーク
の半価幅が０.２°以下であることを特徴とする高熱伝
導性窒化ケイ素質焼結体。 - 【請求項２】 Ｓｉ3Ｎ4のＸ線回析ピークにおいて、
（２００）面の回折ピークの半価幅をＷ2（測定角度θ
＝θ2）及び（５００）面の回折ピークの半価幅をＷ
5（測定角度θ＝θ5）とするとき、(Ｗ5−Ｗ2)／(ｔａ
ｎθ5−ｔａｎθ2)≦０.００１であることを特徴とす
る、請求項１に記載の高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体。 - 【請求項３】 β型窒化ケイ素粒子からなる結晶相と、
Ｓｍ、Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なくとも１
種の希土類元素の化合物を酸化物に換算して１〜２０重
量％含有する粒界相とからなることを特徴とする、請求
項１又は２に記載の高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体。 - 【請求項４】 上記粒界相が、更にＭｇ、Ｃａ、Ｔｉか
ら選ばれた少なくとも１種の元素を酸化物に換算して
０.１〜１０重量％含有することを特徴とする、請求項
３に記載の高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体。 - 【請求項５】 相対密度が９５％以上で、Ｓｉ3Ｎ4粒子
の平均粒径が０.５〜２０μｍであることを特徴とす
る、請求項１〜４のいずれかに記載の高熱伝導性窒化ケ
イ素質焼結体。 - 【請求項６】 熱伝導率が８０Ｗ／ｍＫ以上、３点曲げ
強度が８００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求
項１〜５のいずれかに記載の高熱伝導性窒化ケイ素質焼
結体。 - 【請求項７】 Ａｌ含有量が０.１重量％以下のＳｉ粉
末と、該Ｓｉ粉末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重
量比率で１〜２０重量％の焼結助剤とを混合し、その成
形体を５％以下のＨｅを含有する窒素雰囲気中におい
て、１２２０〜１３２０℃の温度域を０.２〜０.６℃／
ｍｉｎの昇温速度で加熱して１２２０〜１４００℃で窒
化処理した後、窒素雰囲気中において１６５０〜１９５
０℃で焼結することを特徴とする高熱伝導性窒化ケイ素
質焼結体の製造方法。 - 【請求項８】 前記焼結助剤として、Ｓｍ、Ｙｂ、Ｙ、
Ｅｒ、Ｇｄから選ばれた少なくとも１種の希土類元素の
酸化物粉末を用いることを特徴とする、請求項７に記載
の高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体の製造方法。 - 【請求項９】 前記Ｓｉ粉末及び焼結助剤に、該Ｓｉ粉
末の重量をＳｉ3Ｎ4に換算したときの重量比率で０.１
〜１０重量％のＭｇ、Ｃａ、Ｔｉから選ばれた少なくと
も１種の元素の酸化物粉末を添加混合することを特徴と
する、請求項７又は８に記載の高熱伝導性窒化ケイ素質
焼結体の製造方法。 - 【請求項１０】 焼結温度から１６００℃までの温度域
を１００℃／ｈｒ以上の冷却速度で、及び１６００℃か
ら１５００℃までの温度域を１００℃／ｈｒ以下の冷却
速度で冷却することを特徴とする、請求項７〜９のいず
れかに記載の高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体の製造方
法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11010241A JPH11322438A (ja) | 1998-03-12 | 1999-01-19 | 高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体及びその製造方法 |
| DE69907783T DE69907783T2 (de) | 1998-03-12 | 1999-03-10 | Sinterkörper hoher Wärmeleitfähigkeit auf Siliciumnitridbasis und Verfahren zur Herstellung desselben |
| EP19990301804 EP0941976B1 (en) | 1998-03-12 | 1999-03-10 | Highly heat-conductive silicon nitride-base sintered-body and method for fabricating the same |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6073398 | 1998-03-12 | ||
| JP10-60733 | 1998-03-12 | ||
| JP11010241A JPH11322438A (ja) | 1998-03-12 | 1999-01-19 | 高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11322438A true JPH11322438A (ja) | 1999-11-24 |
Family
ID=26345480
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11010241A Pending JPH11322438A (ja) | 1998-03-12 | 1999-01-19 | 高熱伝導性窒化ケイ素質焼結体及びその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0941976B1 (ja) |
| JP (1) | JPH11322438A (ja) |
| DE (1) | DE69907783T2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008007751A (ja) * | 2006-06-01 | 2008-01-17 | Mitsubishi Chemicals Corp | 蛍光体の製造方法 |
| JP2014005190A (ja) * | 2012-05-31 | 2014-01-16 | Kyocera Corp | セラミック焼結体，これを用いた耐食性部材およびフィルターならびにハレーション防止部材 |
| JP2018184333A (ja) * | 2017-04-26 | 2018-11-22 | 日立金属株式会社 | 窒化珪素基板の製造方法、及び窒化珪素基板 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003160384A (ja) * | 2001-09-04 | 2003-06-03 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 多孔質窒化ケイ素セラミックスおよびその製造方法 |
| US20240116822A1 (en) * | 2021-05-06 | 2024-04-11 | Amotech Co., Ltd. | Method for manufacturing silicon nitride substrate and silicon nitride substrate manufactured thereby |
Citations (2)
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|---|---|---|---|---|
| JPH0930866A (ja) * | 1995-07-21 | 1997-02-04 | Nissan Motor Co Ltd | 高熱伝導率窒化ケイ素質焼結体およびその製造方法ならびに窒化ケイ素質焼結体製絶縁基板 |
| JPH09241010A (ja) * | 1996-03-05 | 1997-09-16 | Denki Kagaku Kogyo Kk | 窒化けい素の製造法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4235857A (en) * | 1979-07-02 | 1980-11-25 | Ford Motor Company | Method of nitriding silicon |
| EP0587119B1 (en) * | 1992-09-08 | 1998-01-07 | Kabushiki Kaisha Toshiba | High thermal conductive silicon nitride sintered body and method of producing the same |
| JPH09268069A (ja) * | 1996-03-29 | 1997-10-14 | Kyocera Corp | 高熱伝導性材料およびその製造方法 |
-
1999
- 1999-01-19 JP JP11010241A patent/JPH11322438A/ja active Pending
- 1999-03-10 EP EP19990301804 patent/EP0941976B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-03-10 DE DE69907783T patent/DE69907783T2/de not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2014005190A (ja) * | 2012-05-31 | 2014-01-16 | Kyocera Corp | セラミック焼結体，これを用いた耐食性部材およびフィルターならびにハレーション防止部材 |
| JP2018184333A (ja) * | 2017-04-26 | 2018-11-22 | 日立金属株式会社 | 窒化珪素基板の製造方法、及び窒化珪素基板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0941976B1 (en) | 2003-05-14 |
| DE69907783T2 (de) | 2004-03-04 |
| DE69907783D1 (de) | 2003-06-18 |
| EP0941976A1 (en) | 1999-09-15 |
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