專利名稱：氮化硅基復合陶瓷及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及適合作為鋁或鎂等的鑄造部件的氮化硅基復合陶瓷及其制造方法。
背景技術：
氮化硅陶瓷由于高強度、高硬度、耐熱性、耐腐蝕性優(yōu)異，因此在很多工業(yè)領域中 被應用。另外，為了改善氮化硅陶瓷的耐熱沖擊性，嘗試了與氮化硼的復合化。但是，氮化 硼由于與氮化硅玻璃成分的潤濕性差，因此當將其大量添加時，燒結(jié)性會降低，難以獲得具 有高強度的致密材料。另外，通常的六方晶氮化硼(h-BN)具有板狀的結(jié)晶形態(tài)，當分散于 氮化硅燒結(jié)體中時，氮化硼的形狀變成銳角，作為缺陷發(fā)揮作用，因此具有材料原本的強度 降低的問題。因而，進行了用于解決這些問題的配合。例如，為了提高耐熱沖擊性，提出了在氮化硅粉末和氮化硼粉末的組合物中添加 混合賽隆(硅鋁氧氮耐熱陶瓷)粉末、氮化鋁粉末和稀土類元素的氧化物粉末分別作 為燒結(jié)助劑并在成形后進行燒結(jié)的復合陶瓷的制造方法(參照專利文獻1)。該制造方法 中，以重量比計為90 10 70 30的比例來混合氮化硅粉末和氮化硼粉末。與該技術不同，還提出了在氮化硅基質(zhì)的晶粒內(nèi)和/或晶界上均勻地分散微細的 六方晶氮化硼而得到的氮化硅基復合材料(參照專利文獻2)。該復合材料中，六方晶氮化 硼的含有比例為氮化硅基復合材料的1 25vol. %。在該文獻中記載了通過采用該構(gòu)成， 該復合材料的破壞強度或耐熱沖擊性等機械強度被大幅改善?，F(xiàn)有技術文獻專利文獻1 日本特開平6-100369號公報專利文獻2 日本特開平9-169575號公報但是，專利文獻1所記載的技術中，由于添加了通常的作為板狀結(jié)晶的六方晶氮 化硼，因此燒結(jié)體內(nèi)部的氮化硼的長寬比較大，因此會作為破壞源發(fā)揮作用。結(jié)果，復合陶 瓷的強度降低。專利文獻2所記載的技術中，由于在制造時使用尿素和硼酸，且需要進行氫處理， 因此工序變得繁瑣。而且，不僅設備上有所限制，且還伴有危險。此外，在該文獻中雖然記 載了六方晶氮化硼的含有比例為氮化硅基復合材料的1 25vol. %，但作為具體的例子所 記載的比例的下限值只是5vol. %，對于小于5vol. %的情況并未確認具體的效果。而且， 該文獻中雖然對耐熱沖擊性的效果進行了記載，但其效果并未具體地進行例證。

發(fā)明內(nèi)容
因此，本發(fā)明的目的在于提供能夠解除上述現(xiàn)有技術所具有的各種缺點的氮化硅
基復合陶瓷。本發(fā)明提供一種復合陶瓷，其特征在于，以氮化硅基陶瓷作為母相，且以 2. 5vol. % IOvol. %的比例復合氮化硼作為分散相，當將根據(jù)JIS R1601的25°C下的四 點彎曲強度設為Oi、將利用通過根據(jù)JIS R1615的水中投入法從800°C以上投入至25°C的水中所產(chǎn)生的驟冷來賦予熱沖擊后的四點彎曲強度設為ο f時，σ i的值為400MPa以上，且 of/o j的比值為0. 85以上。另外，本發(fā)明提供一種復合陶瓷的制造方法作為上述復合陶瓷的優(yōu)選制造方法， 其特征在于，其含有將形成母相的氮化硅基陶瓷原料粉末與形成分散相的氮化硼原料粉末 混合成形并進行燒成的工序，其中，作為氮化硼原料粉末，使用以t = 0. 9 λ/(Bcos θ Β)(式 中，λ表示X射線真空管的波長(nm)、B表示半峰寬(rad)、θ B表示衍射角(rad))所定義 的微晶尺寸為40nm以上但小于48nm的氮化硼原料粉末。
具體實施例方式以下，根據(jù)其優(yōu)選的實施方式說明本發(fā)明。本發(fā)明的復合陶瓷以氮化硅基陶瓷作 為母相。該母相一般由氮化硅構(gòu)成。而且，氮化硼作為分散相復合于該母相中。通過 將氮化硼作為分散相復合于作為母相的氮化硅中，與氮化硅單體的情況相比，室溫下及高 溫下(例如600 1400°C )下的強度或耐熱沖擊性及耐氧化性提高。作為分散相的氮化硼以相對于復合陶瓷整體為2. 5vol. % 10vol. %的比例大 致均勻地且以微細的狀態(tài)含有。氮化硼的比例不足2. 5vol. %時，氮化硼無法全部均勻地分 散于復合陶瓷中，無法改善耐熱沖擊性。相反，氮化硼的比例超過IOvol. %時，氮化硅的燒 結(jié)性降低，破壞強度變低。從獲得更高強度、且耐熱沖擊性優(yōu)異的復合陶瓷的觀點出發(fā)，優(yōu) 選氮化硼相對于復合陶瓷整體的比例為2. 5vol. % 5vol. %。復合陶瓷中的氮化硼的比 例可以利用X射線衍射或波長分散型元素分析等來進行測定。如上所述，本發(fā)明的復合陶瓷為高強度、且耐熱沖擊性優(yōu)異的陶瓷。一般來說， 陶瓷材料的強度在通過根據(jù)JIS R1601的四點彎曲強度來進行評價時，本發(fā)明的復合陶 瓷顯示出該四點彎曲強度σ i在室溫下、例如在25°C下為400MPa以上、優(yōu)選為500MPa 900MPa、更優(yōu)選為600MPa 900MPa的非常高的值。而對于耐熱沖擊性而言，當將利用通過 根據(jù)JIS R1615的水中投入法從800°C以上投入至25°C的水中所產(chǎn)生的驟冷來賦予熱沖擊 后的根據(jù)JIS R1601的四點彎曲強度設為Qf時，該四點彎曲強度Of與之前所述的四點彎 曲強度Oi之比0f/0i的值為0.85以上、優(yōu)選為0.90以上。即，本發(fā)明的復合陶瓷在賦 予熱沖擊后的強度降低較小。顯示出這種高強度、高耐熱沖擊性的復合陶瓷例如特別優(yōu)選 作為鋁或鎂的鑄造中所用部件的材料來使用。Of和(^之比為上述值時，對于0,值本身而言，本發(fā)明的復合陶瓷優(yōu)選顯示出 400MPa 900MPa、更優(yōu)選500MPa 800MPa的非常高的值。另外，本發(fā)明的復合陶瓷在高溫下也是高強度的。具體地說，本發(fā)明的復合陶瓷的 根據(jù)JIS R1604-1995的四點彎曲強度σ 11在高溫下、例如在1200°C下顯示出優(yōu)選400MPa 以上、更優(yōu)選500MPa 900MPa、進一步優(yōu)選600MPa 900MPa的非常高的值。這樣，本發(fā)明 的復合陶瓷在室溫下和高溫下均顯示出高強度。高溫下的四點彎曲強度與室溫下的四 點彎曲強度Oi之比。h/0i優(yōu)選為0.85以上，更優(yōu)選為0.9以上，成為接近1的值。根據(jù)JIS R1604-1995的四點彎曲強度％的值利用以下方法測定。準備JIS R1601 的試驗片，將該試驗片在大氣中以200°C /h的升溫速度升溫至1200°C。在1200°C保持10 分鐘后，以十字頭速度為0. 5mm/min在試驗片的負荷點上以四點彎曲施加負荷。測定直至 試驗片破壞的最大破壞負荷，將該值作為oh。
除了具有上述特性之外，本發(fā)明的復合陶瓷的耐氧化性也高。耐氧化性可以將對 本發(fā)明復合陶瓷進行氧化處理后的重量增加的比例作為尺度來進行表示。具體地說，從在 大氣中于1300°C或1400°C下進行了 100小時的氧化處理后的復合陶瓷的重量減去氧化處 理前的重量，然后除以氧化處理前的重量再乘以100，由此算出氧化處理導致的重量增加的 比例(以下將該比例稱作“重量基準重量增加率”)。該增加率越小，則表示耐氧化性越高。 本發(fā)明的復合陶瓷中，該增加率優(yōu)選為0.01 0. 10%、更優(yōu)選為0.01 0. 08%的較小的 值。該重量基準重量增加率的范圍優(yōu)選在氧化處理溫度為1300°C時滿足，更優(yōu)選在除了氧 化處理溫度1300°C之外、在氧化處理溫度為1400°C時也滿足。上述的氧化處理導致的重量增加的比例有時還依賴于成為測定對象的復合陶瓷 的表面積。其原因在于，表面積越大，則被氧化的概率越高。因而，還可使用從在大氣中于 1300°C或1400°C下進行了 100小時的氧化處理后的復合陶瓷的重量減去氧化處理前的重 量、然后除以氧化處理前的表面積所算出的重量增加的比例(以下將該比例稱作“表面積 基準重量增加率”)作為耐氧化性的尺度。該增加率越小，則耐氧化性越高。本發(fā)明的復合 陶瓷中，該增加率優(yōu)選為0. 01 0. 29g/cm2、更優(yōu)選為0. 01 0. 15g/cm2的較小的值。該 表面積基準重量增加率的范圍優(yōu)選在氧化處理溫度為1300°C時滿足，更優(yōu)選除了氧化處理 溫度1300°C之外、在氧化處理溫度為1400°C時也滿足。重量基準重量增加率和表面積基準重量增加率利用以下的方法測定。本測定方法 根據(jù)JIS R1609-1990。首先準備JIS R1601的試驗片，測定25°C下的重量及表面積。接著， 將試驗片設置于加熱爐內(nèi)中央的均熱部，以200°C /h將爐內(nèi)升溫至1300°C或1400°C。在 1300°C或1400°C下保持100小時后放冷。試驗片冷卻至室溫時再次測定重量。根據(jù)加熱前 后的試驗片的重量和加熱前的試驗片的表面積的值，按照上述計算求出重量基準重量增加 率和表面積基準重量增加率。為了達成上述四點彎曲強度0i、(^和Oh的值及Qf/Qi的值、進而重量基準重 量增加率和表面積基準重量增加率的值，氮化硼相對于復合陶瓷整體的比例需要在上述范 圍內(nèi)，另外，從進一步提高復合陶瓷的耐熱沖擊性的方面出發(fā)，優(yōu)選通過X射線衍射確認含 有Y、Yb或Lu元素的硅酸鹽或氧氮化物(Oxynitride)相的結(jié)晶相、其衍射峰相對于主要結(jié) 晶相的相對積分強度為0. 01 0. 6。本發(fā)明人等認為，通過在復合陶瓷中含有這種結(jié)晶相， 復合陶瓷的導熱性提高，從而復合陶瓷的耐熱沖擊性提高。作為通常的氮化硅陶瓷的晶界相，已知作為助劑添加的低熔點氧化物玻璃相析 出。與此相對，本發(fā)明的復合陶瓷中，通過作為高熔點化合物的含有Y、Yb或Lu元素的硅酸 鹽或氧氮化物相的結(jié)晶相析出，確保了復合陶瓷的高溫穩(wěn)定性，可獲得導熱優(yōu)異的復合陶 瓷。Y、Yb及Lu可以使用其中的至少1種，從復合陶瓷的高溫穩(wěn)定性進一步提高的方面出 發(fā)，特別優(yōu)選使用其中離子半徑小的元素。另外，在硅酸鹽相或氧氮化物相中，通過氧氮化 物相析出，復合陶瓷的導熱變得更加良好。為了使含有Y、Yb或Lu元素的硅酸鹽或氧氮化 物相的結(jié)晶相析出，作為制造復合陶瓷時的原料，例如可使用氧化釔、氧化鐿、氧化镥或氧 化硅等。作為含有Y、Yb或Lu元素的硅酸鹽相，例如可舉出Y2Si2O7Jb2Si2O7和Lu2Si2O7等。 而作為含有Y、Yb或Lu元素的氧氮化物相，例如可舉出Y2Si303N4、Yb4Si2O7N2和Lu4Si2O7N2 等。由這些相形成的結(jié)晶相可以在復合陶瓷中存在1種或2種以上。在復合陶瓷中是產(chǎn)生硅酸鹽相，還是與其一起產(chǎn)生氧氮化物相，取決于制造復合陶瓷時所使用的各原料的比例、 燒成溫度、燒成時的氮分壓等。含有上述元素的硅酸鹽相或氧氮化物相的結(jié)晶相優(yōu)選其衍射峰相對于主要結(jié)晶 相、即氮化硅母相以相對積分強度0. 01 0. 6、特別是0. 3 0. 5存在。由此，可以使復合 陶瓷的導熱更加良好。為了實現(xiàn)該狀態(tài)，可采用例如按照所需要的結(jié)晶相的元素比添加氧 化釔、氧化鐿或氧化镥等原料來制造復合陶瓷的方法。上述的相對積分強度可以通過使用 X射線衍射圖案計算下式來獲得。該式中，X射線衍射圖案的積分強度是以其主峰為對象。 氮化硅的主峰約為36度。Yb的氧氮化物相的主峰約為29度。相對積分強度=硅酸鹽相或氧氮化物相的積分強度/氮化硅母相的積分強度從提高復合陶瓷的導熱、進而提高耐熱沖擊性的觀點出發(fā)，優(yōu)選含有上述元素的 硅酸鹽相或氧氮化物相的結(jié)晶相存在于氮化硅基陶瓷母相的晶界相。另外，通過該結(jié)晶相 存在于氮化硅基陶瓷母相的晶界，可以使形成于復合陶瓷表層的氧化防護覆膜變得致密， 阻止氧化進行至陶瓷內(nèi)部，由此可獲得耐氧化性高的復合陶瓷。可以通過掃描型電子顯微 鏡(SEM)觀察來確認該結(jié)晶相存在于母相的晶界。為了使該結(jié)晶相存在于母相的晶界相， 例如可以采用混合各原料使其均勻地分散后進行成形、然后在1700°C以上的氮氣環(huán)境中進 行燒成的方法。作為燒結(jié)助劑，除了優(yōu)選使用上述硅酸鹽相或氧氮化物相之外，還可使用Y203、 Al2O3的組合或者Y203、Mg0和TiO2的組合等。這些助劑有助于進行液相燒結(jié)以提高復合陶 瓷的強度。尤其優(yōu)選復合陶瓷不含Al元素。作為含有Al元素的原料物質(zhì)，例如有上述的 Al2O3或AlN等。這種物質(zhì)由于具有固溶在氮化硅中、使作為復合陶瓷的主要導熱機制的聲 子散射、從而大大降低導熱率的作用，因此該物質(zhì)的存在成為降低復合陶瓷的耐熱沖擊性 的一個原因。由于該理由，優(yōu)選復合陶瓷中不含Al元素。復合陶瓷中是否存在Al元素例如 可以通過熒光X射線分析或離子發(fā)光分光分析等元素分析來進行確認。為了不含該元素， 作為后述的復合陶瓷的制造方法中使用的原料物質(zhì)，優(yōu)選使用不以Al為構(gòu)成元素的物質(zhì)。 理想的是本發(fā)明的復合陶瓷完全不含Al元素，但如果是以Al原子換算計為500ppm以下的 極微量的含量，則允許Al元素不可避免地混入。本發(fā)明的復合陶瓷有時具有微細的氣孔。氣孔的大小(氣孔徑)具有分布，該氣 孔優(yōu)選按照該氣孔徑為1 10 μ m的氣孔達到1. 5vol. %以下、特別是1. Ivol. %以下、尤 其是0.7vol. %以下的方式存在(以下將該值稱作“氣孔含有率”)。由此，可以提高復合陶 瓷的強度。一般來說，具有大量氣孔徑較大的氣孔的陶瓷具有強度降低的傾向。為了使氣 孔含有率為上述值以下，例如作為復合陶瓷制造時所使用的氮化硼原料粉末，可以使用適 當大小的粉末。氣孔徑的分布和氣孔含有率通過由對復合陶瓷的鏡面研磨面進行SEM觀察 所得的微結(jié)構(gòu)組織照片利用圖像解析等來測定。對于上述氣孔而言，本發(fā)明人等的研究結(jié)果表明其形狀會影響復合陶瓷的性能。 另外，本發(fā)明人等的研究結(jié)果還表明，氣孔的形狀隨作為分散相的氮化硼的原料粉末的種 類而變化。詳細地說，作為氮化硼的原料粉末使用t-BN時，會產(chǎn)生各向同性小的大致圓形 的氣孔；而作為氮化硼的原料粉末使用h-BN時，會產(chǎn)生各向異性大的細長形狀的氣孔。而 且，相比較于具有細長形狀氣孔的復合陶瓷，具有大致圓形氣孔的復合陶瓷的強度或耐熱 沖擊性更為提高。
如上所述，本發(fā)明的復合陶瓷的導熱良好，其導熱率優(yōu)選為50W/mK以上、特別優(yōu) 選為60W/mK以上。導熱率的值越大則越優(yōu)選，但為大至70W/mK左右的值時，即可獲得足夠 令人滿意的性能。該導熱率是利用根據(jù)JIS R1611的激光閃光法測定的值。為了達成這種 導熱率的值，使作為導熱良好材料的氮化硼的分散相存在或者使含有Y、Yb或Lu元素的硅 酸鹽相或氧氮化物相的結(jié)晶相存在于晶界相即可。接著說明本發(fā)明的復合陶瓷的優(yōu)選制造方法。本制造方法包含將形成母相的氮化 硅基陶瓷原料粉末與形成分散相的氮化硼原料粉末混合成形并進行燒結(jié)的工序。作為氮化 硅基陶瓷原料粉末，優(yōu)選使用利用激光衍射式粒度分布測定裝置測定的平均粒徑為0. 2 Ιμπι左右的粉末。氮化硼原料粉末也同樣。另外，氧化釔、氧化鐿、氧化镥等燒結(jié)助劑也同樣。原料中的氮化硅基陶瓷原料粉末與氮化硼原料粉末的比例以重量比表示，優(yōu)選設 定為92 8 99 1、特別優(yōu)選設定為96 4 98 2?；旌线@些原料粉末獲得混合粉體，將該混合粉體成形為規(guī)定形狀，例如板狀或棒 狀等?；旌戏绞讲o特別限定，例如可以采用使用了醇或水等介質(zhì)的濕式混合?；旌涎b置 例如可以使用球磨機等。成形裝置例如可以使用單螺桿壓制成形機、等靜壓成型(CIP)裝 置及澆注成形裝置等。將成形為規(guī)定形狀的成形體供于燒成工序。燒成一般在氮氣環(huán)境下進行。此時， 氮的壓力優(yōu)選為4 10個氣壓左右。燒成溫度優(yōu)選為1700 2000°C左右、特別優(yōu)選為 1750 1950°C左右。最高溫度下的燒成時間優(yōu)選為2 30小時左右、特別優(yōu)選為6 12 小時左右。本制造方法的特征之一在于，作為氮化硼原料粉末，使用微晶尺寸微小的粉末，具 體地使用微晶尺寸為40nm 48nm、特別是40nm 42nm的粉末。使用這種氮化硼時，由于氮 化硼易于更為均勻地分散在復合陶瓷中，因此優(yōu)選。這里所說的微晶尺寸t用t = 0. 9 λ / (Bcos θ Β)定義。式中，λ表示X射線真空管的波長(nm)、B表示半峰寬(rad)、θ B表示衍 射角(rad)。作為上述氮化硼原料粉末，特別優(yōu)選使用具有可利用X射線衍射法確認的亂層結(jié) 構(gòu)的t-BN。該t-BN由于形狀各向異性少，因此在復合陶瓷中，氮化硼易于均勻地分散。另 外，該t-BN在促進燒結(jié)的方面也是有利的。而與此相對，以往使用的六方晶氮化硼(h-BN) 由于一般形成板狀的形狀，因此具有妨礙燒結(jié)的傾向。結(jié)果，難以提高復合陶瓷的強度。另 外，氮化硼的亂層結(jié)構(gòu)在X射線衍射中一般可在2 ΘΒ = 42°附近觀察到。而且，具有上述 微晶尺寸的t-BN市場上有售，是可以購買得到的材料。通過以上方法制造的復合陶瓷發(fā)揮了室溫下的高強度和優(yōu)異的耐熱沖擊性的特 征，優(yōu)選用于例如鋁或鎂等的鑄造部件、熔融金屬攪拌用的轉(zhuǎn)子部件、加熱器用保護管等用 途。實施例以下，利用實施例更加詳細地說明本發(fā)明。但本發(fā)明的范圍并不限于這些實施例。 只要沒有特殊限制，“份”表示“重量份”。[實施例1]混合表1所示的原料粉末，對混合粉末配合150重量％的乙醇制成料漿。各原料粉末的平均粒徑為0. 1 3 μ m的范圍。將所得料漿填充于球磨機中進行混合。混合結(jié)束后， 通過旋轉(zhuǎn)蒸發(fā)儀將乙醇除去，將混合粉末干燥。使用單螺桿成形機對混合粉末施加2MPa的 壓力進行成形后，通過200MPa的CIP成形，制作45X45X7tmm的板。將該板放入燒成爐， 在9個氣壓的氮氣環(huán)境(100%氮氣)中加熱至最高1850°C并保持8小時進行燒成。如此 獲得目標氮化硅基復合陶瓷。[實施例2]將實施例1中使用的Yb2O3原料粉末的使用量增加至25份、且將Si3N4原料粉末的 使用量減少至70份。除此之外與實施例1同樣地獲得復合陶瓷。[實施例3]將實施例1中使用的Yb2O3原料粉末的使用量增加至15份、且將Si3N4原料粉末的 使用量減少至80份。除此之外與實施例1同樣地獲得復合陶瓷。[實施例4]將實施例1中使用的t-BN原料粉末的使用量增加至5份。除此之外與實施例1 同樣地獲得復合陶瓷。[實施例5]將實施例1中使用的t-BN原料粉末的使用量增加至10份。除此之外與實施例1 同樣地獲得復合陶瓷。[實施例6]作為實施例3中使用的t-BN原料粉末，使用微晶尺寸為47. 3nm的粉末。除此之 外與實施例3同樣地獲得復合陶瓷。[實施例7]代替實施例1中使用的t-BN原料粉末，使用h-BN原料粉末(微晶尺寸為48. 7nm)。 除此之外與實施例1同樣地獲得復合陶瓷。[實施例8]代替實施例2中使用的t-BN原料粉末，使用h-BN原料粉末(微晶尺寸為48. 7nm)。 除此之外與實施例2同樣地獲得復合陶瓷。[實施例9]除了使用表1所示的原料粉末之外，與實施例1同樣地獲得復合陶瓷。[實施例10]將實施例9中使用的Si3N4原料粉末的使用量減少至85份、且將t_BN原料粉末的 使用量增加至7份。除此之外與實施例9同樣地獲得復合陶瓷。[比較例1]將實施例3中使用的t-BN原料粉末的使用量減少至1份。除此之外與實施例3 同樣地獲得復合陶瓷。[比較例2]將比較例1中使用的t-BN原料粉末的使用量增加至10份、且將Yb2O3原料粉末的 使用量減少至10份。除此之外與比較例1同樣地獲得復合陶瓷。[比較例3]除了使用表1所示的原料粉末之外，與實施例1同樣地獲得復合陶瓷。
[比較例4]代替實施例9中使用的t-BN原料粉末，使用h-BN原料粉末(微晶尺寸為48. 7nm)。 除此之外與實施例9同樣地獲得復合陶瓷。[比較例5]將比較例4中使用的h-BN原料粉末的使用量增加至5份。除此之外與比較例4 同樣地獲得復合陶瓷。[評價]對于實施例和比較例中所獲得的復合陶瓷，利用上述方法測定氮化硼的比例、 25°C下的四點彎曲強度Oi、1200°C下的四點彎曲強度Qh、賦予熱沖擊后的四點彎曲強度 σ f、重量基準重量增加率和表面積基準重量增加率。另外，利用上述方法求得有無Al所導 致的結(jié)晶相、有無硅酸鹽或氧氮化物相、X射線衍射的相對積分強度和該結(jié)晶相的存在位 置。進而，利用上述方法測定氣孔含有率和導熱率。將這些結(jié)果示于以下的表2。表 1(單位重量份)
權利要求
一種復合陶瓷，其特征在于，其以氮化硅基陶瓷作為母相，且以2.5vol.％～10vol.％的比例復合氮化硼作為分散相，當將根據(jù)JIS R1601的25℃下的四點彎曲強度設為σi、將利用通過根據(jù)JIS R1615的水中投入法從800℃以上投入至25℃的水中所產(chǎn)生的驟冷來賦予熱沖擊后的四點彎曲強度設為σf時，σi的值為400MPa以上，且σf/σi的比值為0.85以上。
2.根據(jù)權利要求1所述的復合陶瓷，其中，所述復合陶瓷中不含Al元素。
3.根據(jù)權利要求1所述的復合陶瓷，其中，利用X射線衍射確認含有Y、Yb或Lu元素 的硅酸鹽或氧氮化物相的結(jié)晶相，其衍射峰相對于主要結(jié)晶相的相對積分強度為0.01 0. 6。
4.根據(jù)權利要求1所述的復合陶瓷，其中，含有Y、Yb或Lu元素的硅酸鹽或氧氮化物 相的結(jié)晶相作為氮化硅基陶瓷母相的晶界相存在。
5.根據(jù)權利要求1所述的復合陶瓷，其中，以1.5vol.%以下的比例含有氣孔徑為1 10 μ m的氣孔。
6.根據(jù)權利要求1所述的復合陶瓷，其中，其通過激光閃光法測定的導熱率為50W/mK 以上。
7.根據(jù)權利要求1所述的復合陶瓷，其中，當將根據(jù)JISR1601的1200°C下的四點彎曲 強度設為Oh時，Oh與所述Oi的比率01/(^為.85以上，從在大氣中于1300°C或1400°C 下進行了 100小時的氧化處理后的復合陶瓷的重量減去氧化處理前的重量、然后除以氧化 處理前的重量、再乘以100所得到的值為0.01 0. 10%。
8.一種復合陶瓷的制造方法，其為權利要求1所述的復合陶瓷的制造方法，其特征在 于，其含有將形成母相的氮化硅基陶瓷原料粉末與形成分散相的氮化硼原料粉末混合成形 并進行燒成的工序，其中，作為氮化硼原料粉末，使用以t = 0. 9 λ/(Bcos θ B)所定義的微 晶尺寸為40nm以上但小于48nm的氮化硼原料粉末，式中，λ表示X射線真空管的波長，單 位為nm ；B表示半峰寬，單位為rad ； θ B表示衍射角，單位為rad。
9.根據(jù)權利要求8所述的制造方法，其中，作為氮化硼原料粉末，使用具有可通過X射 線衍射法確認的亂層結(jié)構(gòu)的t-BN。
全文摘要
本發(fā)明的復合陶瓷以氮化硅基陶瓷作為母相，且以2.5vol.％～10vol.％的比例復合氮化硼作為分散相。當將根據(jù)JIS R1601的25℃下的四點彎曲強度設為σi、將利用通過根據(jù)JIS R1615的水中投入法從800℃以上投入至25℃的水中所產(chǎn)生的驟冷來賦予熱沖擊后的四點彎曲強度設為σf時，σi的值為400MPa以上，且σf/σi的比值為0.85以上。
文檔編號C04B35/584GK101959831SQ201080001148
公開日2011年1月26日 申請日期2010年2月18日 優(yōu)先權日2009年3月31日
發(fā)明者井筒靖久, 北英紀, 日向秀樹, 近藤直樹 申請人:三井金屬礦業(yè)株式會社;獨立行政法人產(chǎn)業(yè)技術綜合研究所