JPS6212670A - 繊維強化セラミツクス - Google Patents
繊維強化セラミツクスInfo
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- JPS6212670A JPS6212670A JP60150247A JP15024785A JPS6212670A JP S6212670 A JPS6212670 A JP S6212670A JP 60150247 A JP60150247 A JP 60150247A JP 15024785 A JP15024785 A JP 15024785A JP S6212670 A JPS6212670 A JP S6212670A
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- fibers
- sic
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- ceramics
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
、【発明の利用分野〕
本発明は、ガスタービンブレードや各種エンジン部品等
の高温構造材として用いるのに適した高強度、高じん性
繊維強化セラミックスに関する。
の高温構造材として用いるのに適した高強度、高じん性
繊維強化セラミックスに関する。
ガスタービンブレード等、高温あるいは悪環境にさらさ
れる部品には従来より耐熱合金が用いられてきた。しか
し、近年高性能化のために、より高温使用が望まれてお
り、耐熱合金の使用限界に達しつつある。そこでこれら
の耐熱合金に代る材料として、耐熱、耐酸化性および熱
衝撃抵抗の大きい炭化珪素、窒化珪素およびサイアロン
（ルーカス社の商品名）が高温構造材料として注目され
始めた。しかしこれらの材料は周知のごとく脆いという
大きな欠点を持っており、現在まで本格的実用化に至っ
ていない。
れる部品には従来より耐熱合金が用いられてきた。しか
し、近年高性能化のために、より高温使用が望まれてお
り、耐熱合金の使用限界に達しつつある。そこでこれら
の耐熱合金に代る材料として、耐熱、耐酸化性および熱
衝撃抵抗の大きい炭化珪素、窒化珪素およびサイアロン
（ルーカス社の商品名）が高温構造材料として注目され
始めた。しかしこれらの材料は周知のごとく脆いという
大きな欠点を持っており、現在まで本格的実用化に至っ
ていない。
セラミックスを複合化して強靭化する方法として・は、
（１）セラミックス、金属および金属炭、窒、珪化物等
の粒子を分散する方法。
の粒子を分散する方法。
（２）ウィスカー、ファイバー分散による方法が考えら
れる。しかし上記いずれの方法においても金属および金
属炭、窒、珪化物を複合化した場合、室温におけるじん
性は改良されるが、金属相を含むため高温における耐酸
化性に問題があり、高温使用時の部品寿命が短く実用的
ではない、そのため高温においてもすぐれた耐酸化性、
強度を推持することのできるセラミックスの粒子、ウィ
スカーおよびファイバー等を分散させた複合セラミック
スの研究が活発に行われている。とくにウィスカー、フ
ァイバーが有望視されている。すなわちセラミックスに
割れが生じた時、その進行を吸収する力が粒子分散に比
較して大きいと考えられるためである。ウィスカーを利
用した例としては特開昭５９−５４６８０がある。この
場合Ｓｉ３Ｎ４中にＳｉＣウィスカーを複合化し高温ま
で強度劣下が少ないセラミックスが得られている。しか
しウィスカーのみでセラミックスの靭性を大巾に向上さ
せるのは不可能である。その主な原因としては２５ｖｏ
Ｑ％以上含有するとウィスカーの分散が不均一となり著
しく密度が低下して正常な焼結体が得られない、また一
般に入手できる気相法で得られるＳｉＣウィスカーの直
径が０．５〜１．０μｍと非常に細く、マトリックスの
粒径とほとんど変わらないため１割れの進行を吸収する
力が弱いためである。一方フアイバーについては金属−
金属。
れる。しかし上記いずれの方法においても金属および金
属炭、窒、珪化物を複合化した場合、室温におけるじん
性は改良されるが、金属相を含むため高温における耐酸
化性に問題があり、高温使用時の部品寿命が短く実用的
ではない、そのため高温においてもすぐれた耐酸化性、
強度を推持することのできるセラミックスの粒子、ウィ
スカーおよびファイバー等を分散させた複合セラミック
スの研究が活発に行われている。とくにウィスカー、フ
ァイバーが有望視されている。すなわちセラミックスに
割れが生じた時、その進行を吸収する力が粒子分散に比
較して大きいと考えられるためである。ウィスカーを利
用した例としては特開昭５９−５４６８０がある。この
場合Ｓｉ３Ｎ４中にＳｉＣウィスカーを複合化し高温ま
で強度劣下が少ないセラミックスが得られている。しか
しウィスカーのみでセラミックスの靭性を大巾に向上さ
せるのは不可能である。その主な原因としては２５ｖｏ
Ｑ％以上含有するとウィスカーの分散が不均一となり著
しく密度が低下して正常な焼結体が得られない、また一
般に入手できる気相法で得られるＳｉＣウィスカーの直
径が０．５〜１．０μｍと非常に細く、マトリックスの
粒径とほとんど変わらないため１割れの進行を吸収する
力が弱いためである。一方フアイバーについては金属−
金属。
金属−セラミックスの組合せによるものが一部実用化さ
れている。しかしセラミックス−セラミックスのＦＲＣ
については種々論議されているが。
れている。しかしセラミックス−セラミックスのＦＲＣ
については種々論議されているが。
いまだに充分な特性改善には至っていない。
例えば、エム・ダブりニー・リンデリイ、ディー・ジエ
ー・グツドフリー（Ｍ、Ｗ、Ｌｉｎｄｌｙ、 Ｄ、Ｊ。
ー・グツドフリー（Ｍ、Ｗ、Ｌｉｎｄｌｙ、 Ｄ、Ｊ。
Ｇｏｄｆｒｅｙ）はＮａｔｕｒｅ２２９ 、 １９２〜
１９３ （１９７１）に直径８０〜１００μｍの炭化
珪素繊維で強化したＳｉ３Ｎ、セラミックスについて比
較的大きな破壊エネルギーを持つことを報告しているが
、反応焼結法でＳｉ３Ｎ、が焼結されているため、Ｓｉ
３Ｎ。
１９３ （１９７１）に直径８０〜１００μｍの炭化
珪素繊維で強化したＳｉ３Ｎ、セラミックスについて比
較的大きな破壊エネルギーを持つことを報告しているが
、反応焼結法でＳｉ３Ｎ、が焼結されているため、Ｓｉ
３Ｎ。
中に気孔が残っており、強度は１２７ＭＰａ（約１３ｋ
ｇ／ａ＋”） とセラミックスとしては小さい。
ｇ／ａ＋”） とセラミックスとしては小さい。
また、この場合、繊維としてＷ線上にＣＶＤしたＳｉＣ
が用いられており、高温で長時間使用する場合にはＷと
ＳｉＣが反応して、繊維の特性が劣化する欠点も考えら
れる。
が用いられており、高温で長時間使用する場合にはＷと
ＳｉＣが反応して、繊維の特性が劣化する欠点も考えら
れる。
また、ビー・ニー・ベンダー（Ｂ、ム、Ｂａｎｄｅｒ）
達は、プロシーディング オブ ８ｔｈ アンニュア
ル コンフエレエンス オブ コンポジイテスアンド
アドバンスト セラミック マテリアルス（Ｐｒｏｃ、
ｏｆ ８ｔｈ Ａｎｎｕａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ
ｏｆＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ ａｎｄ Ａｄｖａｎｕ
ｄ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｍａｔｅｒｉｎｌｓ）ｐ５１
３〜５２９ Ｊａｎ、１５−１８ （１９８４）におい
て、直径１０−１２μｍのＳｉＣ繊維で強化したＺｒＯ
い ムライト、コージライトなどについて報告している
。しかしながら、これらのセラミックスにおいてもその
強度は８０〜１８０ＭＰａと充分ではない、また、セラ
ミックスが酸化物であるために高温では軟化による強度
低下が考えられ、また、用いているＳｉＣ繊維が１３０
０’Ｃ以上の熱処理で特性劣化するという問題もある。
達は、プロシーディング オブ ８ｔｈ アンニュア
ル コンフエレエンス オブ コンポジイテスアンド
アドバンスト セラミック マテリアルス（Ｐｒｏｃ、
ｏｆ ８ｔｈ Ａｎｎｕａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ
ｏｆＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ ａｎｄ Ａｄｖａｎｕ
ｄ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｍａｔｅｒｉｎｌｓ）ｐ５１
３〜５２９ Ｊａｎ、１５−１８ （１９８４）におい
て、直径１０−１２μｍのＳｉＣ繊維で強化したＺｒＯ
い ムライト、コージライトなどについて報告している
。しかしながら、これらのセラミックスにおいてもその
強度は８０〜１８０ＭＰａと充分ではない、また、セラ
ミックスが酸化物であるために高温では軟化による強度
低下が考えられ、また、用いているＳｉＣ繊維が１３０
０’Ｃ以上の熱処理で特性劣化するという問題もある。
本発明の目的は窒化珪素及びサイアロンの靭性を著しく
改善し、高温まで高強度で靭性のすぐれた窒化珪素焼結
体及びサイアロ゛ン焼結体を提供するにある。
改善し、高温まで高強度で靭性のすぐれた窒化珪素焼結
体及びサイアロ゛ン焼結体を提供するにある。
発明が解決しようとする問題点
ファイバーによりセラミックスのしん性を大巾に改善す
るためには、セラミックスとファイバーの適合性が問題
となる。ファイバーの弾性率゛、破断力が大きくとも、
複合化した場合その効果を発揮するとは限らない。すな
わちセラミックスとファイバーの焼結時における反応性
、また熱膨張係数等によりその効果は大きく異なる。母
相セラミックスと焼結時にお互に反応する物質のファイ
バーを複合化してもファイバーの効果を発揮しないばか
りか、反対にセラミックス自身の性質を劣化させてしま
う。ファイバーによるセラミックスの強靭化は配列され
たファイバーが、セラミックスよ″り適度の力で引き抜
けることにより達せられる。
るためには、セラミックスとファイバーの適合性が問題
となる。ファイバーの弾性率゛、破断力が大きくとも、
複合化した場合その効果を発揮するとは限らない。すな
わちセラミックスとファイバーの焼結時における反応性
、また熱膨張係数等によりその効果は大きく異なる。母
相セラミックスと焼結時にお互に反応する物質のファイ
バーを複合化してもファイバーの効果を発揮しないばか
りか、反対にセラミックス自身の性質を劣化させてしま
う。ファイバーによるセラミックスの強靭化は配列され
たファイバーが、セラミックスよ″り適度の力で引き抜
けることにより達せられる。
しかしファイバーの表面層または全部がセラミックスと
反応し一体となると、この引き抜けの効果が働かず、じ
ん性の向上にはつながらない、一方。
反応し一体となると、この引き抜けの効果が働かず、じ
ん性の向上にはつながらない、一方。
反応しない物質でも熱膨張係数が異なる場合は。
セラミックスあるいはファイバーに割れが発生して健全
な焼結体が得られない。また割れが発生しなくとも焼結
体の歪が大きかったり、セラミックスとファイバーの間
に隙間が生じて極めて弱い力で引き抜けるためにじん性
の向上は望めない。
な焼結体が得られない。また割れが発生しなくとも焼結
体の歪が大きかったり、セラミックスとファイバーの間
に隙間が生じて極めて弱い力で引き抜けるためにじん性
の向上は望めない。
問題点を解決するための手段
本発明者らは上記を考慮して、ファイバーによるセラミ
ックスの強靭化について検討した。前記したように高温
構造材料としてはＳ ｉ Ｃ，Ｓ ｉ３Ｎ。
ックスの強靭化について検討した。前記したように高温
構造材料としてはＳ ｉ Ｃ，Ｓ ｉ３Ｎ。
およびサイアロンが高温における耐熱性、耐熱衝撃性、
耐食性がすぐれているため有望である。これらのうちで
も高温まで強度劣化が少ないＳｉＣは高温材料として特
に有望視される。しかし焼結温度が２０００℃以上と非
常に高温でなければ焼結体は作製できない。故に強靭化
のために複合化するファイバーの耐熱性が問題となる。
耐食性がすぐれているため有望である。これらのうちで
も高温まで強度劣化が少ないＳｉＣは高温材料として特
に有望視される。しかし焼結温度が２０００℃以上と非
常に高温でなければ焼結体は作製できない。故に強靭化
のために複合化するファイバーの耐熱性が問題となる。
そのため本発明者らは母相セラミックスとして１５００
〜１８００℃で焼結可能なＳｉ３Ｎ４又はサイアロン（
Ｓ ｉｓ−ｘＡＱｘｏｘＮｍ−ｘ＊ Ｏ＜ｚ≦４）をフ
ァイバーにより強靭化することを考えた。まずＳＬ３Ｎ
４やサイクロンと種々の物質との反応性を調査し、Ｃお
よびＳｉＣファイバーが焼結時に焼結体と反応しないこ
とを見出した。このうちＣファイバーは長軸方向と短軸
方向の熱膨張係数が大きく異なり、長軸方向はＳｉ３Ｎ
４と同程度であるが短軸方向のそれが非常に大きい、そ
のため焼結時に膨張していたものが冷却時に収縮してＳ
ｉ３Ｎ４又はサイアロンとの間に隙間が生じ前述したよ
うな引き抜ける力がなく強度が低下してしまうため好ま
しくない、一方ＳｉＣファイバーの場合は熱膨張係数が
焼結体と同程度であり、焼結体を高強度にし、しかもし
ん性向上に有効であることがわかった。
〜１８００℃で焼結可能なＳｉ３Ｎ４又はサイアロン（
Ｓ ｉｓ−ｘＡＱｘｏｘＮｍ−ｘ＊ Ｏ＜ｚ≦４）をフ
ァイバーにより強靭化することを考えた。まずＳＬ３Ｎ
４やサイクロンと種々の物質との反応性を調査し、Ｃお
よびＳｉＣファイバーが焼結時に焼結体と反応しないこ
とを見出した。このうちＣファイバーは長軸方向と短軸
方向の熱膨張係数が大きく異なり、長軸方向はＳｉ３Ｎ
４と同程度であるが短軸方向のそれが非常に大きい、そ
のため焼結時に膨張していたものが冷却時に収縮してＳ
ｉ３Ｎ４又はサイアロンとの間に隙間が生じ前述したよ
うな引き抜ける力がなく強度が低下してしまうため好ま
しくない、一方ＳｉＣファイバーの場合は熱膨張係数が
焼結体と同程度であり、焼結体を高強度にし、しかもし
ん性向上に有効であることがわかった。
すなわちＳｉＣファイバーをＳｉ３Ｎ、やサイアロン中
に複合化した場合は適度な力によって引き抜けが生じる
こと、そのためＳｉ３Ｎ、やサイアロン中のじん性が著
しく高くなることを見出した。
に複合化した場合は適度な力によって引き抜けが生じる
こと、そのためＳｉ３Ｎ、やサイアロン中のじん性が著
しく高くなることを見出した。
ここで、ＳｉＣファイバーの直径はＳｉ３Ｎ、やサイア
ロンの粒径の５倍以上であることが必要である。この程
度の直径がないとファイバーが充分な機械的強度を持た
ず、引き抜けの際に折れてじん性向上に充分な効果を発
揮しない、また、直径が大きすぎると熱膨張差によって
ファイバーと焼結体の界面にキレッが入りやすく、好ま
しくない。
ロンの粒径の５倍以上であることが必要である。この程
度の直径がないとファイバーが充分な機械的強度を持た
ず、引き抜けの際に折れてじん性向上に充分な効果を発
揮しない、また、直径が大きすぎると熱膨張差によって
ファイバーと焼結体の界面にキレッが入りやすく、好ま
しくない。
具体的には１０〜２００μｍの範囲が良い。
また、ファイバーが充分な引き抜は効果を示すためには
、その長さは直径の３０倍以上であることが必要である
。
、その長さは直径の３０倍以上であることが必要である
。
また、ファイバー添加量としてはランダム配向の場合に
は２０〜５０ｖｏＱ％の範囲が望ましい。
は２０〜５０ｖｏＱ％の範囲が望ましい。
ファイバーが少なすぎるとじん性向上に効果がなく、多
すぎると強度低下を招きやすい。
すぎると強度低下を招きやすい。
さらに、母相のＳｉ３Ｎ４やサイアロンとしては密度９
５％以上の焼結体であることが必要である。
５％以上の焼結体であることが必要である。
焼結体密度が低いと、焼結体の強度が低下すると共にフ
ァイバーの引抜は力も極めて小さくなり、複合焼結体の
強度やじん性が充分なものとはならない。
ァイバーの引抜は力も極めて小さくなり、複合焼結体の
強度やじん性が充分なものとはならない。
この点から、反応焼結法によるＳｉ３Ｎ４などは気孔が
残りやすいために好ましくなく、焼結助剤及びファイバ
ーと共にＳｉ３Ｎ４やサイアロンを焼結する方法が好ま
しい、また、ファイバーは焼結時に収縮しないため、複
合焼結体の密度を特に高めるためにはＨＰやＨＩＰを用
いるのが特に好ましい。
残りやすいために好ましくなく、焼結助剤及びファイバ
ーと共にＳｉ３Ｎ４やサイアロンを焼結する方法が好ま
しい、また、ファイバーは焼結時に収縮しないため、複
合焼結体の密度を特に高めるためにはＨＰやＨＩＰを用
いるのが特に好ましい。
添加するＳｉＣファイバーは短繊維をランダムに配向し
ても良いし、長繊維を一次元、二次元又は３次元に並べ
て配列しても良い。ファイバーの配向は割れの進行する
方向に直角に配列した場合に、特にじん性は向上する。
ても良いし、長繊維を一次元、二次元又は３次元に並べ
て配列しても良い。ファイバーの配向は割れの進行する
方向に直角に配列した場合に、特にじん性は向上する。
この場合ファイバーの配列間隔は、ファイバー直径の０
．５〜２倍にすることでこの目的が達せられる。すなわ
ちファイバー配列間隔が直径の２倍を越えるとじん性の
向上はわずかであり、０．５倍より下になるとファイバ
ーの引き抜けが生せず、割れは隣接したファイバ間でつ
ながってファイバーに沿って進行する・ようになりじん
性は低下する。このことからファイバーの配列間隔は、
直径の０．５〜２倍がじん性の向上に有効であり特に１
．０倍が望ましい。
．５〜２倍にすることでこの目的が達せられる。すなわ
ちファイバー配列間隔が直径の２倍を越えるとじん性の
向上はわずかであり、０．５倍より下になるとファイバ
ーの引き抜けが生せず、割れは隣接したファイバ間でつ
ながってファイバーに沿って進行する・ようになりじん
性は低下する。このことからファイバーの配列間隔は、
直径の０．５〜２倍がじん性の向上に有効であり特に１
．０倍が望ましい。
ＳｉＣファイバーとしては１強度、耐熱性の面から、Ｃ
ＶＤ法によるものが望ましく、軽量であること、高強渡
、耐熱性の面から特にＣ繊維上にＣＶＤしたものが良い
、このファイバーはＳｉ３Ｎ４やサイアロンの焼結時に
も特性変化することがない、また、この繊維を添加した
Ｓｉ３Ｎ４やサイアロン複合焼結体は高温まで高強度で
、かつ、１０００℃で長時間使用しても機械的性質は変
化しない。
ＶＤ法によるものが望ましく、軽量であること、高強渡
、耐熱性の面から特にＣ繊維上にＣＶＤしたものが良い
、このファイバーはＳｉ３Ｎ４やサイアロンの焼結時に
も特性変化することがない、また、この繊維を添加した
Ｓｉ３Ｎ４やサイアロン複合焼結体は高温まで高強度で
、かつ、１０００℃で長時間使用しても機械的性質は変
化しない。
また、このファイバは焼結体の破断時にファイバと焼結
体の界面の引抜けの他に、ファイバ内でＣ繊維とＣＶＤ
ＳｉＣとの界面でも引抜けをおこすため、靭性向上に特
に有効であるという利点も持っている。
体の界面の引抜けの他に、ファイバ内でＣ繊維とＣＶＤ
ＳｉＣとの界面でも引抜けをおこすため、靭性向上に特
に有効であるという利点も持っている。
一方、Ｗなどの金属繊維上にＳｉＣをＣＶＤ Ｌ。
た繊維も知られているが、高温で長時間使用すると金属
とＳｉＣが反応してＳｉＣファイバーの機械的強度が劣
下して好ましくない。
とＳｉＣが反応してＳｉＣファイバーの機械的強度が劣
下して好ましくない。
ＣＶＤ法によって作られたＳｉＣファイバーを用いる場
合、混合、成形、焼成などのプロセス中でファイバーの
表面が傷付き、焼結体中での強度が初期の強度よりも低
下する場合もある。この開動である。この時Ｃ膜の効果
で、ＳｉＣファイバーが高強度に保たれるばかりでなく
、Ｓｉ３Ｎ４やサイアロンとＳｉＣファイバの引抜けが
おこりやすくなり、複合セラミックスは特に太きなしん
性値を示す。
合、混合、成形、焼成などのプロセス中でファイバーの
表面が傷付き、焼結体中での強度が初期の強度よりも低
下する場合もある。この開動である。この時Ｃ膜の効果
で、ＳｉＣファイバーが高強度に保たれるばかりでなく
、Ｓｉ３Ｎ４やサイアロンとＳｉＣファイバの引抜けが
おこりやすくなり、複合セラミックスは特に太きなしん
性値を示す。
なお、Ｃ膜の厚さが厚くなりすぎると、焼結体との界面
が熱膨張差ではく離しやすくなるため、膜厚は１μｍ以
下であることが必要である。一方、Ｃ膜が薄くなりすぎ
ると、その効果は少ない。
が熱膨張差ではく離しやすくなるため、膜厚は１μｍ以
下であることが必要である。一方、Ｃ膜が薄くなりすぎ
ると、その効果は少ない。
ＳｉＣファイバーとしてはＣＶＤ法により、直径５〜１
０μｍ以上程度の太いウィスカを形成し、これを用いて
も良い。
０μｍ以上程度の太いウィスカを形成し、これを用いて
も良い。
この時、ウィスカのアスペクト比は３０以上であること
が必要であり、また、その表面には０．１〜１μｍ厚の
Ｃ膜が設けられていることが望ましい。
が必要であり、また、その表面には０．１〜１μｍ厚の
Ｃ膜が設けられていることが望ましい。
一般的にセラミックスに割れが生じた時、−瞬に破壊す
る。これを防ぐためには母相セラミックスとファイバー
の物質を選定することにより目的が達せられる。
る。これを防ぐためには母相セラミックスとファイバー
の物質を選定することにより目的が達せられる。
以下本発明の実施例について述べる。
実施例Ｉ
Ｓｉ３Ｎ４（平均粒径２μｍ）粉末と焼結助剤粉末とを
所定量秤量し、らいかい機にて十分に混合した。焼結助
剤は周知のものが種々あるが検討した結果ＡＩ２．Ｏ，
およびＹ２Ｏ，が０．１〜２０体積％の範囲が適量であ
り、この時に特に高温強度の大きいセラミックスが得ら
れることを確認している６本実施例ではＡｌ２２０．（
粒径０．５〜１．０μｍ）２体積％、Ｙａｋｓ（粒径２
〜５μｍ）３体積％一定としたが、上記の添加範囲では
同様な結果が得られることを確認している。この混合粉
末に５％ポリビニールアルコール水溶液を適量添加した
のち、１６メツシユのふるいにて整粒した。
所定量秤量し、らいかい機にて十分に混合した。焼結助
剤は周知のものが種々あるが検討した結果ＡＩ２．Ｏ，
およびＹ２Ｏ，が０．１〜２０体積％の範囲が適量であ
り、この時に特に高温強度の大きいセラミックスが得ら
れることを確認している６本実施例ではＡｌ２２０．（
粒径０．５〜１．０μｍ）２体積％、Ｙａｋｓ（粒径２
〜５μｍ）３体積％一定としたが、上記の添加範囲では
同様な結果が得られることを確認している。この混合粉
末に５％ポリビニールアルコール水溶液を適量添加した
のち、１６メツシユのふるいにて整粒した。
一方、ＳｉＣファイバーはまず３５μｍのＣ繊維上へＳ
ｉＣをＣＶＤした直径１４０μｍのものを用いた。なお
、このファイバの表面には厚さ１μｍのＣｌｌ１が形成
されている。長さは任意に切断可能であるが、直径の３
０倍以上でなければ充分な効果がない。横列の間隔がフ
ァイバー直径の０．３，０．５，１．０，１．５，２．
０および２．５倍の配列になる治具を作製して一軸配向
した。厚み方向の間隔はＳｉ３Ｎ４粉末とＳｉＣファイ
バーを交互に型へ入れ、粉末の量を変えて制御して。
ｉＣをＣＶＤした直径１４０μｍのものを用いた。なお
、このファイバの表面には厚さ１μｍのＣｌｌ１が形成
されている。長さは任意に切断可能であるが、直径の３
０倍以上でなければ充分な効果がない。横列の間隔がフ
ァイバー直径の０．３，０．５，１．０，１．５，２．
０および２．５倍の配列になる治具を作製して一軸配向
した。厚み方向の間隔はＳｉ３Ｎ４粉末とＳｉＣファイ
バーを交互に型へ入れ、粉末の量を変えて制御して。
その後プレスで４００ ｋｇ／＋ｆに加圧して厚さ６■
ｔ、直径６０ｆ１１φのグリーンボディを作製した。
ｔ、直径６０ｆ１１φのグリーンボディを作製した。
これを周知の黒鉛ダイスを用いたホットプレスにセット
して窒素ガス中３００ｋｇ／ｃｄの加圧下で最高加熱温
度１８００℃で焼結した。この焼結体より、ＳｉＣファ
イバーと平行に切断して、３■巾×４１！ｉｌ厚Ｘ３６
＋ｍ＋長さの試験片を採取した。これを研磨したのち中
心部に幅０．０１ ｍ、深さ０．５ｍの切込みをファ
イバーと直角に入れて、ＳＥＮＢ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｅｄ
ｇｅ Ｎｏｔｃｈｅｄ Ｂｅａｍ）法の試験片を作製し
、破壊しん性値に１ｏを求めた。第１図はファイバーの
配列の様子を第２図は横軸をΩ／ｄとしくｄはＳｉＣフ
ァイバーの直径であり、Ｑはファイバーとファイバーの
間のＳｉ’３Ｎ４の占める最短の長さ）Ｋ、ｃとの関係
を調べたものである。第２図から明らかなようにＱ／ｄ
が１．０ の場合に最大値を示す、Ｑ／ｄが０．３
ではファイバーの占める量が多くじん性の改善には効果
がないが０．５以上ではに１゜の増加が著しい、またＱ
／ｄが２．０を越えるとファイバーの量が少なくじん性
に与える影響は少ない。このことがらΩ／ｄは０．５〜
２．０の範囲が好ましく、とくに１．０の場合すぐれた
しん性を示す。
して窒素ガス中３００ｋｇ／ｃｄの加圧下で最高加熱温
度１８００℃で焼結した。この焼結体より、ＳｉＣファ
イバーと平行に切断して、３■巾×４１！ｉｌ厚Ｘ３６
＋ｍ＋長さの試験片を採取した。これを研磨したのち中
心部に幅０．０１ ｍ、深さ０．５ｍの切込みをファ
イバーと直角に入れて、ＳＥＮＢ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｅｄ
ｇｅ Ｎｏｔｃｈｅｄ Ｂｅａｍ）法の試験片を作製し
、破壊しん性値に１ｏを求めた。第１図はファイバーの
配列の様子を第２図は横軸をΩ／ｄとしくｄはＳｉＣフ
ァイバーの直径であり、Ｑはファイバーとファイバーの
間のＳｉ’３Ｎ４の占める最短の長さ）Ｋ、ｃとの関係
を調べたものである。第２図から明らかなようにＱ／ｄ
が１．０ の場合に最大値を示す、Ｑ／ｄが０．３
ではファイバーの占める量が多くじん性の改善には効果
がないが０．５以上ではに１゜の増加が著しい、またＱ
／ｄが２．０を越えるとファイバーの量が少なくじん性
に与える影響は少ない。このことがらΩ／ｄは０．５〜
２．０の範囲が好ましく、とくに１．０の場合すぐれた
しん性を示す。
同様な方法により、ファイバの配列方向を交互に９０’
違えてファイバを２次元に配向した試料を作製した。こ
の試料においてもＱ／ｄ＝０．５〜２．０ の範囲で大
きなに□。が得られた。
違えてファイバを２次元に配向した試料を作製した。こ
の試料においてもＱ／ｄ＝０．５〜２．０ の範囲で大
きなに□。が得られた。
実施例２
実施例１と同様にＱ／ｄを１．０ とし−軸配向した
グリーンボディを作製した。これの焼結条件を変化させ
て密度の異なったＳｉ３Ｎ、−８ｉＣフアイバ一複合焼
結体を作製し、実施例１と同じ方法により、破壊じん性
値に１゜を求めた。第３図はその結果を示している。相
対密度が９５％以上を示す焼結体のしん住改善は著しい
が、それ以下の相対密度では効果がない、すなわちファ
イバーによりじん性を増加させるためには、複合焼結体
の密度は９５％以上でなければならない、なお、第３図
で相対密度１００％の試料の曲げ強度はＲＴ〜１１００
℃の範囲で８０ ｋｇ／ ｍ”以上であった。
グリーンボディを作製した。これの焼結条件を変化させ
て密度の異なったＳｉ３Ｎ、−８ｉＣフアイバ一複合焼
結体を作製し、実施例１と同じ方法により、破壊じん性
値に１゜を求めた。第３図はその結果を示している。相
対密度が９５％以上を示す焼結体のしん住改善は著しい
が、それ以下の相対密度では効果がない、すなわちファ
イバーによりじん性を増加させるためには、複合焼結体
の密度は９５％以上でなければならない、なお、第３図
で相対密度１００％の試料の曲げ強度はＲＴ〜１１００
℃の範囲で８０ ｋｇ／ ｍ”以上であった。
実施例３
ファイバーによるセラミックスのじん性を向上させるた
めには、ファイバーがセラミックスから引き抜けること
が大切である０表面にＣ膜のあるＳｉＣファイバーを用
いれば容易に引き抜けが生じてじん性が向上する。第４
図にＳｉＣファイバーの表面に１μｍ以下のＣ膜をコー
テングしたものとコーテングしていないファイバーの場
合の、・破壊じん性値に１゜を示す（ｄ／Ω＝１．密度
１００％のＳｉ３Ｎ、焼結体）、焼結体とファイバーの
間にＣ膜が存在することによりに、ｃｌは著しく増加し
ている。しかしＣ膜のないものはに、。の向上は少ない
。また、破面ｍｅの結果、Ｃ膜をコーテングしたファイ
バーは主にＳｉ３Ｎ４とＳｉＣファイバの界面で引き抜
けが起っており、無いものはＳｉＣとＣ繊維の界面で引
き抜けが起っていることが確認された。また引き抜ける
ために必要なファイバー長さは直径の３０倍以上でなけ
ればならない。
めには、ファイバーがセラミックスから引き抜けること
が大切である０表面にＣ膜のあるＳｉＣファイバーを用
いれば容易に引き抜けが生じてじん性が向上する。第４
図にＳｉＣファイバーの表面に１μｍ以下のＣ膜をコー
テングしたものとコーテングしていないファイバーの場
合の、・破壊じん性値に１゜を示す（ｄ／Ω＝１．密度
１００％のＳｉ３Ｎ、焼結体）、焼結体とファイバーの
間にＣ膜が存在することによりに、ｃｌは著しく増加し
ている。しかしＣ膜のないものはに、。の向上は少ない
。また、破面ｍｅの結果、Ｃ膜をコーテングしたファイ
バーは主にＳｉ３Ｎ４とＳｉＣファイバの界面で引き抜
けが起っており、無いものはＳｉＣとＣ繊維の界面で引
き抜けが起っていることが確認された。また引き抜ける
ために必要なファイバー長さは直径の３０倍以上でなけ
ればならない。
第５図に破壊じん性値に１゜とアスペクト比の関係を示
す、アスペクト比３０未満では引き抜けの効果が小さい
ことを表わしている。すなわちＳｉＣファイバーの表面
に１μｍ以下のＣ膜をコーテングし、アスペクト比が３
０以上のＳｉＣファイバーを複合化した場合に、Ｓｉ３
Ｎ４またはサイアロンのしん性を大巾に向上させること
ができる。
す、アスペクト比３０未満では引き抜けの効果が小さい
ことを表わしている。すなわちＳｉＣファイバーの表面
に１μｍ以下のＣ膜をコーテングし、アスペクト比が３
０以上のＳｉＣファイバーを複合化した場合に、Ｓｉ３
Ｎ４またはサイアロンのしん性を大巾に向上させること
ができる。
実施例４
ＳｉＣファイバーによるＳｉ３Ｎ、またはサイアロンの
じん性は１割れの進行方向に直角にファイバーを配列し
た場合にとくに大きい。しかし本発明ではランダムに混
在させてもその効果は失われない、第６図はアスペクト
比３０以上のＳｉＣファイバーをランダムに配列した場
合の添加量と破壊じん性値に１ｏとの関係を示す、１５
ｖｏＱ％以下ではその効果は小さいが２０ｖｏＱ％以上
になるとじん性は大巾に向上する。６０ｖｏＱ％以上添
加するとじん性への寄与は小さい、このことからランダ
ムに複合化する適量は２０〜５０ＶＯＱ％であり、とく
に３０〜４Ｑｖｏｕ％が効果が大きい、また。
じん性は１割れの進行方向に直角にファイバーを配列し
た場合にとくに大きい。しかし本発明ではランダムに混
在させてもその効果は失われない、第６図はアスペクト
比３０以上のＳｉＣファイバーをランダムに配列した場
合の添加量と破壊じん性値に１ｏとの関係を示す、１５
ｖｏＱ％以下ではその効果は小さいが２０ｖｏＱ％以上
になるとじん性は大巾に向上する。６０ｖｏＱ％以上添
加するとじん性への寄与は小さい、このことからランダ
ムに複合化する適量は２０〜５０ＶＯＱ％であり、とく
に３０〜４Ｑｖｏｕ％が効果が大きい、また。
この時１曲げ強度も５０ｋｇ／ｍ”以上であった。
実施例５
平均粒径１．５ｐｍ のＳｉ３Ｎ、粉末に直径５．ｏ。
１０．５０，１４０，２００および３００μｍのＳｉＣ
ファイバー（全てＣ繊維上へＣＶＤＬ、、表面に０．１
〜１μｍのＣ膜を設けたもの）を実施例１と同様に複合
化した焼結体を作製し、その破壊じん性値に１゜を求め
た。なお１０μｍ以下のファイバーは個々に配列が不可
能であるため１０数本を一緒に配列した。結果を第１表
に示す。
ファイバー（全てＣ繊維上へＣＶＤＬ、、表面に０．１
〜１μｍのＣ膜を設けたもの）を実施例１と同様に複合
化した焼結体を作製し、その破壊じん性値に１゜を求め
た。なお１０μｍ以下のファイバーは個々に配列が不可
能であるため１０数本を一緒に配列した。結果を第１表
に示す。
Ｓｉ３Ｎ４平均粒径２．Ｏｐｍ
この結果からマトリックスの粒径の５倍以上でないとじ
ん性は向上しない、また２００μｍを越える直径のファ
イバーでもその効果は失われる。
ん性は向上しない、また２００μｍを越える直径のファ
イバーでもその効果は失われる。
じん性をファイバーにより向上させるためには。
マトリックスの粒径の５〜１００倍の直径（１０〜２０
０μｍ）のものが良好である。
０μｍ）のものが良好である。
実施例６
実施例１と同様にマトリックスにサイアロンを用いて行
った。すなわちＳｉ、、ＡＱＯＮ、の組成を持ったサイ
アロンに直径１４０μｍのＳｉＣファイバーを用いて、
サイアロン−８ｉＣフアイバ一複合焼結体を作製した。
った。すなわちＳｉ、、ＡＱＯＮ、の組成を持ったサイ
アロンに直径１４０μｍのＳｉＣファイバーを用いて、
サイアロン−８ｉＣフアイバ一複合焼結体を作製した。
に、６の測定結果を表２に示す、マトリックスがＳｉ３
Ｎ４の場合と同様にすぐれた破壊しん性値を示した。
Ｎ４の場合と同様にすぐれた破壊しん性値を示した。
また１曲げ強度も１０ｋｇ／■８以上と大きな値であっ
た。
た。
第 ２ 表
（マトリックスサイアロン組成Ｓｉ、ＡＱＯＮ、）実施
例７ ＨＩ Ｐ法（Ａｒ中、２０００気圧、１８００℃）を用
い、第７図のように先端部はＳｉＣファイバーが２次元
的に配列した組織を持つサイアロン（Ｓ Ｌ ｓ、Ｓ
Ａ Ｑ ６ 、＠ ０６ 、 ｓ Ｎ ７ 、５ ）製
のガスタービンブレードを試作した。このブレードは温
度１３５０℃のガス中での回転試験（１０万ｒｐ■）や
、ホットガスと空気を交互に送る熱衝撃試験などによる
破損は全く見られず、極めて信頼性が高いものであった
。
例７ ＨＩ Ｐ法（Ａｒ中、２０００気圧、１８００℃）を用
い、第７図のように先端部はＳｉＣファイバーが２次元
的に配列した組織を持つサイアロン（Ｓ Ｌ ｓ、Ｓ
Ａ Ｑ ６ 、＠ ０６ 、 ｓ Ｎ ７ 、５ ）製
のガスタービンブレードを試作した。このブレードは温
度１３５０℃のガス中での回転試験（１０万ｒｐ■）や
、ホットガスと空気を交互に送る熱衝撃試験などによる
破損は全く見られず、極めて信頼性が高いものであった
。
本発明によれば、５１３Ｎ４またはサイアロンにＳｉＣ
ファイバーを複合することにより、高温での強度とくに
高靭性値を有する繊維強化セラミックスが得られる。
ファイバーを複合することにより、高温での強度とくに
高靭性値を有する繊維強化セラミックスが得られる。
第１図はファイバー間隔を模形的に表した図、第２図は
Ｓｉ３Ｎ、−８ｉＣフアイバ一複合焼結体の破壊じん性
値とファイバーの間隔の関係を示す曲線図、第３図は複
合焼結体の相対密度と破壊じん性値の関係を示す曲線図
、第４図はファイバー表面のＣ膜有無による破壌じん性
値の比較図、第５図はアスペクト比と破壊しん性値の関
係を示す曲線図、第６図はファイバー添加量と破壌じん
性値の関係を示す曲線図、第７図は本発明の焼結体を用
いて作成したガスタービンブレードの斜視図である。
Ｓｉ３Ｎ、−８ｉＣフアイバ一複合焼結体の破壊じん性
値とファイバーの間隔の関係を示す曲線図、第３図は複
合焼結体の相対密度と破壊じん性値の関係を示す曲線図
、第４図はファイバー表面のＣ膜有無による破壌じん性
値の比較図、第５図はアスペクト比と破壊しん性値の関
係を示す曲線図、第６図はファイバー添加量と破壌じん
性値の関係を示す曲線図、第７図は本発明の焼結体を用
いて作成したガスタービンブレードの斜視図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、密度９５％以上のＳｉ＿３Ｎ＿４またはＳｉ＿６＿
−＿ｚＡｌ＿ｚＯ＿ｚＮ＿３＿−＿ｚ（但し０＜ｚ≦４
）セラミックス母材中に、上記セラミックス母材の粒径
の５倍以上で、かつ直径の３０倍以上の繊維長を有する
ＳｉＣファイバーが含有されていることを特徴とする繊
維強化セラミックス。 ２、特許請求の範囲第１項において、前記ＳｉＣファイ
バーが１次元、２次元または３次元的に配向し含有され
ていることを特徴とする繊維強化セラミックス。 ３、特許請求の範囲第１項または第２項において前記Ｓ
ｉＣファイバーのファイバー相互の間隔（ｌ）とすると
ｌ／ｄが０．５〜２（但しｄ＝ファイバーの直径）であ
ることを特徴とする繊維強化セラミックス。 ４、特許請求の範囲第１項〜第３項のいずれかにおいて
、前記ＳｉＣファイバーは、Ｃ繊維を心としその上にＳ
ｉＣ層を有することを特徴とする繊維強化セラミックス
。 ５、特許請求の範囲第１項〜第４項のいずれかにおいて
、前記ＳｉＣファイバーはその表面にＣ被覆層を有する
ことを特徴とする繊維強化セラミックス。 ６、特許請求の範囲第１項または第２項において、ファ
イバーがランダム配向しており、その含有量が２０〜５
０ｖｏｌ％であることを特徴とする繊維強化セラミック
ス。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60150247A JPS6212670A (ja) | 1985-07-10 | 1985-07-10 | 繊維強化セラミツクス |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60150247A JPS6212670A (ja) | 1985-07-10 | 1985-07-10 | 繊維強化セラミツクス |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6212670A true JPS6212670A (ja) | 1987-01-21 |
Family
ID=15492773
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60150247A Pending JPS6212670A (ja) | 1985-07-10 | 1985-07-10 | 繊維強化セラミツクス |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6212670A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6432003A (en) * | 1987-07-28 | 1989-02-02 | Mazda Motor | Apex seal of rotary piston engine and manufacture thereof |
| US5112780A (en) * | 1989-05-12 | 1992-05-12 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Sialon based composite and method of manufacturing the same |
| WO2008026641A1 (en) | 2006-08-30 | 2008-03-06 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Aluminum oxide-based composite sintered material and cutting insert |
-
1985
- 1985-07-10 JP JP60150247A patent/JPS6212670A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6432003A (en) * | 1987-07-28 | 1989-02-02 | Mazda Motor | Apex seal of rotary piston engine and manufacture thereof |
| US5112780A (en) * | 1989-05-12 | 1992-05-12 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Sialon based composite and method of manufacturing the same |
| WO2008026641A1 (en) | 2006-08-30 | 2008-03-06 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Aluminum oxide-based composite sintered material and cutting insert |
| US7951737B2 (en) | 2006-08-30 | 2011-05-31 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Aluminum oxide-based composite sintered body and cutting insert |
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