JP3160226B2 - Ceramic heater - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明はセラミックヒータに
関し、例えばセラミックグロープラグ等に使用されるセ
ラミックヒータに関する。The present invention relates to a ceramic heater, and more particularly to a ceramic heater used for a ceramic glow plug or the like.

【０００２】[0002]

【従来の技術】従来、セラミックグロープラグ等に使用
されるセラミックヒータとして、Ｓｉ₃Ｎ₄あるいはＡｌ
Ｎを主体とする絶縁性のセラミック基体に対し、通電に
より抵抗発熱する発熱体を埋設した構造を有するものが
知られている。発熱体は、例えばＷやＭｏ等の硅化物、
炭化物、ホウ化物ないし窒化物で構成された導電性を有
するセラミック、あるいはＷ、Ｗ−Ｒｅ、Ｍｏ等の高融
点金属線により形成される。2. Description of the Related Art Conventionally, as a ceramic heater used for a ceramic glow plug or the like, Si ₃ N ₄ or Al
There is known a structure having a structure in which a heating element that generates resistance heat by energization is embedded in an insulating ceramic base mainly composed of N. The heating element is, for example, a silicide such as W or Mo,
It is formed of a conductive ceramic made of carbide, boride or nitride, or a high melting point metal wire such as W, W-Re, and Mo.

【０００３】このようなセラミックヒータにおいては、
セラミック基体を構成するＳｉ₃Ｎ₄又はＡｌＮが、セラ
ミック発熱体を構成する導電性セラミックス又は金属線
よりも熱膨張係数が小さいため、加熱・冷却のサイクル
を繰り返すと、セラミック発熱体に上記熱膨張係数の差
に基づく応力集中が起こってヒータの耐久性に問題が生
ずる場合があった。そこで、セラミック基体中に、Ｓｉ
₃Ｎ₄又はＡｌＮよりも熱膨張係数の大きい金属硅化物、
炭化物、窒化物あるいはホウ化物等のセラミックス成分
（以下、調整セラミック成分という）を添加して、上記
熱膨張係数の差を縮めることにより、耐久性を向上させ
る試みがなされている。[0003] In such a ceramic heater,
Since Si ₃ N ₄ or AlN constituting the ceramic base has a smaller coefficient of thermal expansion than the conductive ceramic or metal wire constituting the ceramic heating element, when the heating / cooling cycle is repeated, the above-mentioned thermal expansion occurs in the ceramic heating element. In some cases, stress concentration based on the difference between the coefficients occurs, causing a problem in the durability of the heater. Therefore, in the ceramic substrate, Si
₃ N ₄ or greater metal silicide coefficient of thermal expansion than AlN,
Attempts have been made to improve the durability by adding a ceramic component such as carbide, nitride or boride (hereinafter referred to as an adjustment ceramic component) to reduce the difference in the coefficient of thermal expansion.

【０００４】[0004]

【発明が解決しようとする課題】上記セラミックヒータ
においては、セラミック基体に対する調整セラミック成
分の添加量が過剰になると、下記のような問題が生ずる
欠点がある。 調整セラミック成分としての金属硅化物、炭化物、窒
化物あるいはホウ化物の中には、４００℃〜９００℃程
度の温度域で加熱・冷却のサイクルを繰返し行うと、大
気中の酸素と反応して酸化物に変化するものがあり、例
えばＭｏＳｉ₂は、大気中で４００〜５００℃程度に加
熱されることで容易に酸化物に変化する。このような酸
化物は、セラミックヒータの使用温度よりもかなり低い
温度（例えば７００〜８００℃）で昇華ないし蒸発する
性質を有しているため、セラミックヒータの発熱中にそ
の昇華ないし蒸発に伴いポア（空孔）が形成されること
がある。そして、調整セラミック成分の含有量が過剰に
なると上記ポアの量が増大し、ヒータの耐久性が低下す
る問題が生ずる。The above-mentioned ceramic heater has a drawback that the following problems occur when the amount of the adjustment ceramic component added to the ceramic base is excessive. In metal silicides, carbides, nitrides or borides as adjusting ceramic components, if heating and cooling cycles are repeated in a temperature range of about 400 to 900 ° C, they react with oxygen in the atmosphere and oxidize. For example, MoSi ₂ easily changes to an oxide when heated to about 400 to 500 ° C. in the atmosphere. Such an oxide has a property of sublimating or evaporating at a temperature considerably lower than the operating temperature of the ceramic heater (for example, 700 to 800 ° C.). (Voids) may be formed. When the content of the adjustment ceramic component is excessive, the amount of the pores increases, and there is a problem that the durability of the heater decreases.

【０００５】Ｓｉ₃Ｎ₄又はＡｌＮを主体に構成される
セラミック基体には焼結を促進するために、希土類ない
しアルカリ土類金属の酸化物等を焼結助剤として添加す
る必要がある。ここで、調整セラミック成分の添加量が
多くなると、Ｓｉ₃Ｎ₄又はＡｌＮを主体とするセラミッ
クスは焼結性が低下するので、これを補うために焼結助
剤の添加量を増加させる必要が生ずる。ところが、焼結
助剤の添加量が増大するとセラミック基体の耐熱性が低
下し、使用条件によってはセラミックヒータの耐久性確
保に支障をきたす場合がある。一方、焼結助剤を増量し
なければ焼成体の密度が不足して、セラミックヒータの
機械的強度が不足する結果となる。また、焼結助剤の添
加量は、調整セラミック成分の添加量に応じて微妙に調
整する必要があり面倒である。It is necessary to add a rare earth or alkaline earth metal oxide or the like as a sintering aid to a ceramic base mainly composed of Si ₃ N ₄ or AlN in order to promote sintering. Here, when the added amount of the adjustment ceramic component increases, the sinterability of ceramics mainly composed of Si ₃ N ₄ or AlN decreases, so it is necessary to increase the added amount of the sintering aid to compensate for this. Occurs. However, when the addition amount of the sintering aid increases, the heat resistance of the ceramic substrate decreases, and depending on the use conditions, it may hinder the durability of the ceramic heater. On the other hand, if the amount of the sintering aid is not increased, the density of the fired body becomes insufficient, resulting in insufficient mechanical strength of the ceramic heater. Further, the addition amount of the sintering aid needs to be finely adjusted according to the addition amount of the adjustment ceramic component, which is troublesome.

【０００６】そして、従来のセラミックヒータにおいて
は、以上のような弊害を生じないための調整セラミック
成分の添加範囲が十分検討されておらず、調整セラミッ
ク成分の添加量がしばしば過剰となって、セラミックヒ
ータの耐久性が改善されなかったり、あるいは逆に低下
してしまう等の問題を生じていた。[0006] In the conventional ceramic heater, the addition range of the adjustment ceramic component to prevent the above-mentioned adverse effects has not been sufficiently studied, and the addition amount of the adjustment ceramic component is often excessive. There have been problems such as the durability of the heater not being improved or conversely being reduced.

【０００７】本発明の課題は、セラミック基体の熱膨張
係数を調整するための添加成分の量が最適の値に設定さ
れ、ひいては耐久性に優れたセラミックヒータを提供す
ることにある。[0007] It is an object of the present invention to provide a ceramic heater in which the amount of an additive component for adjusting the coefficient of thermal expansion of a ceramic substrate is set to an optimum value and, consequently, has excellent durability.

【０００８】[0008]

【課題を解決するための手段及び作用・効果】本発明の
セラミックヒータは、セラミック基体中に発熱体を埋設
して構成され、上述の問題を解決するために下記の特徴
を有している。すなわちセラミック基体は、基本セラミ
ック成分中に調整セラミック成分として、基本セラミッ
ク成分よりも熱膨張係数の大きい金属硅化物、金属炭化
物、金属ホウ化物及び金属窒化物の一種以上を、合計で
１〜３重量％の範囲で添加して焼成されたものとされ
る。The ceramic heater according to the present invention is constructed by embedding a heating element in a ceramic base, and has the following features to solve the above-mentioned problems. That is, the ceramic substrate contains, as the adjusted ceramic component, one or more of metal silicides, metal carbides, metal borides, and metal nitrides having a larger coefficient of thermal expansion than the basic ceramic component in the basic ceramic component, for a total of 1 to 3 weight. % And baked.

【０００９】上述のように構成されたセラミックヒータ
においては、セラミック基体に対し調整セラミック成分
が１〜３重量％の範囲で添加されることで、セラミック
基体と抵抗発熱体との間の熱膨張係数の差を縮小して応
力集中を回避する効果が十分に得られ、しかも調整セラ
ミック成分に由来する酸化物の量が減少するので、前述
のポア形成に伴いヒータの耐久性が低下したりする心配
もない。酸化物の形成量が減少する原因としては、調整
セラミック成分の絶対量が少ないことの他に、焼結によ
り形成される粒界相（例えば、粉末粒子間の相互拡散に
より形成された相、あるいは焼結時に生ずる液相が粒界
付近で凝固したもの等）により調整セラミック成分の粒
子が覆われて、酸素との接触が回避ないし抑制されるこ
とが考えられる。一方、調整セラミック成分が１〜３重
量％の範囲内であれば、セラミック基体の焼結性がそれ
ほど損なわれないため、焼結助剤の添加量を増やす必要
がなくなり、また添加量の微妙な調整も不要となる。In the ceramic heater configured as described above, the coefficient of thermal expansion between the ceramic substrate and the resistance heating element is increased by adding the adjustment ceramic component to the ceramic substrate in the range of 1 to 3% by weight. The effect of reducing stress difference and avoiding stress concentration can be obtained sufficiently, and the amount of oxides derived from the adjusted ceramic component is reduced, so that the durability of the heater may be reduced due to the above-described pore formation. Nor. The decrease in the amount of oxide formation may be caused by the small absolute amount of the conditioning ceramic component, the grain boundary phase formed by sintering (for example, the phase formed by interdiffusion between powder particles, or It is conceivable that the particles of the conditioning ceramic component are covered by the liquid phase generated during sintering and solidified in the vicinity of the grain boundaries, and the contact with oxygen is avoided or suppressed. On the other hand, if the adjustment ceramic component is in the range of 1 to 3% by weight, the sinterability of the ceramic base is not significantly impaired, so that it is not necessary to increase the amount of the sintering aid, and the addition amount is delicate. No adjustment is required.

【００１０】調整セラミック成分の添加量が１重量％未
満になると、セラミック基体と抵抗発熱体との間の熱膨
張係数の差が大きくなり、発熱体に上記熱膨張係数の差
に基づく応力集中が起こってヒータの耐久性に問題が生
ずる場合がある。一方、３重量％を超えると、調整セラ
ミック成分に由来する酸化物の形成量が増大し、これが
昇華ないし蒸発することにより前述のポアが多数形成さ
れて、ヒータの耐久性に問題が生ずる場合がある。ま
た、セラミック基体の焼結性が低下するので、焼結助剤
の添加量を増加させなければならず、それに伴うセラミ
ック基体の耐熱性の低下が著しくなるとともに、焼結助
剤の添加量を微妙に調整しなければ、セラミック基体の
良好な焼結状態が得られなくなる問題も生ずる。それ
故、調整セラミック成分の添加量は１〜３重量％とさ
れ、さらに望ましくは２〜３重量％の範囲内で調整する
のがよい。When the amount of the adjustment ceramic component is less than 1% by weight, the difference in the coefficient of thermal expansion between the ceramic substrate and the resistance heating element increases, and stress concentration due to the difference in the coefficient of thermal expansion in the heating element increases. This may cause a problem in the durability of the heater. On the other hand, if it exceeds 3% by weight, the amount of oxides derived from the prepared ceramic component increases, and this sublimates or evaporates to form a large number of the aforementioned pores, which may cause a problem in the durability of the heater. is there. In addition, since the sinterability of the ceramic substrate is reduced, the amount of the sintering aid added must be increased, and the heat resistance of the ceramic substrate is significantly reduced. Unless fine adjustment is made, there arises a problem that a good sintered state of the ceramic substrate cannot be obtained. Therefore, the addition amount of the adjustment ceramic component is set to 1 to 3% by weight, and more desirably, it is adjusted within the range of 2 to 3% by weight.

【００１１】なお、調整セラミック成分としての金属硅
化物、金属炭化物、金属ホウ化物及び金属窒化物は、上
記添加量の範囲において熱膨張係数の調整効果が過不足
なく達成され、また化学的安定性が良好であることか
ら、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃ
ｒの各硅化物、炭化物、ホウ化物及び窒化物の中から選
定することが望ましい。また、基本セラミック成分は、
セラミック基体として必要十分な耐熱衝撃性と抗折強度
とを確保する観点から、Ｓｉ₃Ｎ₄及びＡｌＮのいずれか
を主体に構成することが望ましい。In addition, metal silicides, metal carbides, metal borides and metal nitrides as the adjusting ceramic component can achieve the effect of adjusting the coefficient of thermal expansion without any excess or shortage in the above-mentioned range of the addition amount, and have the chemical stability. Is good, W, Ta, Nb, Ti, Mo, Zr, Hf, V, C
It is desirable to select from among the silicides, carbides, borides and nitrides of r. The basic ceramic component is
From the viewpoint of ensuring the necessary and sufficient thermal shock resistance and bending strength as a ceramic substrate, it is desirable to mainly use either Si ₃ N ₄ or AlN.

【００１２】次に、発熱体は、セラミック導電材料によ
り構成することができる。これにより、発熱体の寿命を
高めることができる。セラミック導電材料は、具体的に
はマトリックスセラミック相中に導電性セラミック相が
分散した構造を有するものとできる。こうすれば、導電
性セラミック相の含有率を変化させることで、発熱体の
電気比抵抗調整を簡単に行うことができる。マトリック
スセラミック相は、例えばＳｉ₃Ｎ₄又はＡｌＮが主成分
となるように構成される。なお、導電性セラミック相の
発熱体に対する含有率は、３０〜８０重量％の範囲で調
整することが望ましい。含有率が３０重量％未満になる
と、発熱体の電気比抵抗が大きくなり過ぎて、十分な発
熱が得られなくなる。一方、８０重量％を超えると焼結
が不十分となり、良好な発熱体が得られなくなる。な
お、発熱体は、Ｗ、Ｗ−Ｒｅ、Ｍｏ等の高融点金属線に
より形成してもよい。Next, the heating element can be made of a ceramic conductive material. Thereby, the life of the heating element can be increased. Specifically, the ceramic conductive material can have a structure in which a conductive ceramic phase is dispersed in a matrix ceramic phase. In this case, the electrical resistivity of the heating element can be easily adjusted by changing the content of the conductive ceramic phase. The matrix ceramic phase is configured such that, for example, Si ₃ N ₄ or AlN is a main component. The content of the conductive ceramic phase with respect to the heating element is desirably adjusted in the range of 30 to 80% by weight. If the content is less than 30% by weight, the electrical resistivity of the heating element becomes too large, and sufficient heat generation cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 80% by weight, sintering becomes insufficient, and a good heating element cannot be obtained. The heating element may be formed of a high melting point metal wire such as W, W-Re, and Mo.

【００１３】セラミックヒータの発熱を飽和温度で制御
する場合、該飽和温度は、その抵抗発熱体が該飽和温度
でどの程度の電気抵抗値を有しているかで決まることと
なる。そのようなセラミックヒータを例えばグロープラ
グに使用する場合、そのヒータ昇温性能に対しては、機
関の始動性を向上させるためになるべく短時間で飽和温
度に到達する、いわゆる速熱性が要求されることが多
い。When the heat generated by the ceramic heater is controlled at the saturation temperature, the saturation temperature is determined by the electrical resistance of the resistance heating element at the saturation temperature. When such a ceramic heater is used, for example, for a glow plug, the heater temperature rising performance is required to have a so-called fast heat property that reaches a saturation temperature in a short time as much as possible in order to improve the startability of the engine. Often.

【００１４】そして、導電性セラミック相の材質として
は、なるべく大きい正の抵抗温度係数を有するものを用
いることが、速熱性のグロープラグを実現する上で有利
となる。その理由は次の通りである。まず、図９（ａ）
に示すように、導電性セラミック成分として、それぞれ
室温でほぼ等しい電気比抵抗は値Ｒ0を有するとともに
抵抗温度係数がλ1、λ2（ただしλ1＞λ2：簡単のた
め、それぞれ温度によらず一定の値を示すものと考え
る）である成分１と成分２について考える。As the material of the conductive ceramic phase, it is advantageous to use a material having a positive temperature coefficient of resistance as large as possible in order to realize a glow plug having fast heat. The reason is as follows. First, FIG.
As shown in the figure, as a conductive ceramic component, the electrical resistivity of each of which is approximately equal at room temperature has a value R0 and the temperature coefficient of resistance is λ1, λ2 (where λ1> λ2: for simplicity, a constant value regardless of temperature Are considered as components 1) and 2).

【００１５】この場合、飽和温度ＴSでの両者の電気比
抵抗はそれぞれ、 （成分１使用時） Ｒ1＝Ｒ0＋λ1ΔＴ ‥‥‥(1) （成分２使用時） Ｒ2＝Ｒ0＋λ2ΔＴ ‥‥‥(2) となるが、λ1＞λ2であるから、平衡温度では電気比抵
抗は前者のほうが高くなる。すなわち、 Ｒ1＞Ｒ2 ‥‥‥(3) である。従って、このような成分１と成分２を使用して
セラミックヒータを作製すると、図９（ｂ）に示すよう
に、抵抗発熱体を構成する複合セラミック中の導電性セ
ラミック成分の配合量を、成分１を使用する材質Ａにお
いて、成分２を使用する材質Ｂよりも多くすることによ
って、両材質Ａ及び材質Ｂは、同じ通電電圧でかつ所定
の飽和温度ＴSにおいて、ほぼ同一の電気比抵抗を有す
るものとなる。In this case, the electrical resistivity of the two at the saturation temperature TS is (when component 1 is used) R1 = R0 + λ1ΔT ‥‥‥ (1) (when component 2 is used) R2 = R0 + λ2ΔT ‥‥‥ (2) However, since λ1> λ2, the electrical resistivity becomes higher at the equilibrium temperature in the former case. That is, R1> R2 ‥‥‥ (3). Therefore, when a ceramic heater is manufactured using such components 1 and 2, as shown in FIG. 9 (b), the compounding amount of the conductive ceramic component in the composite ceramic constituting the resistance heating element is reduced by the component. By making the material A using 1 more than the material B using the component 2, both materials A and B have substantially the same electrical resistivity at the same energizing voltage and at a predetermined saturation temperature TS. It will be.

【００１６】ところが、室温Ｔ0、すなわち通電開始時
の状況について考えると、材質ＡのほうがＢよりも導電
性セラミック成分の配合比率が多く、しかも成分１と成
分２の電気比抵抗は室温Ｔ0ではほぼ等しいことから、
成分１を使用する材質Ａのほうが、成分２を使用する材
質Ｂよりも複合セラミックの電気比抵抗は小さくなる。
その結果、抵抗温度係数の高い成分１を使用する材質Ａ
の方が通電初期において大電流を流すことができ、その
結果図１０に示すように、飽和温度ＴSに到達するまで
の時間を短くすることができるようになる。また、ヒー
タが発熱して温度が上昇するほど電気比抵抗が増大して
電流が流れにくくなることから、セラミックヒータに温
度の自己調整機能が生じ、ヒータの過昇等が起こりにく
くなる。However, considering the room temperature T0, that is, the situation at the start of energization, the mixing ratio of the conductive ceramic component is larger in the material A than in the material B, and the electrical resistivity of the component 1 and the component 2 is almost equal at the room temperature T0. From equality,
The material A using the component 1 has a smaller electrical resistivity of the composite ceramic than the material B using the component 2.
As a result, the material A using the component 1 having a high temperature coefficient of resistance is used.
In this case, a larger current can flow in the initial stage of energization, and as a result, as shown in FIG. 10, the time required to reach the saturation temperature TS can be shortened. In addition, since the electrical resistance increases as the temperature of the heater increases as the temperature increases, and the current hardly flows, the ceramic heater has a temperature self-adjusting function, and the heater does not easily rise excessively.

【００１７】なお、抵抗温度係数の値は、実際には温度
により変化することの方が多いので、１０００℃におけ
る電気比抵抗の値Ｒ1000と２５℃における電気比抵抗の
値Ｒ25との比Ｒ1000／Ｒ25を、平均的な抵抗温度係数を
反映した指標として用いることが可能である。本発明で
使用する導電性セラミック相の材質としては、該Ｒ1000
／Ｒ25が１〜２０の範囲内にある材質を選定するのがよ
い。Ｒ1000／Ｒ25が１を下回ると、温度の自己調整機能
が期待できなくなる。また、Ｒ1000／Ｒ25が２０を上回
ると高温での電気比抵抗が高くなり過ぎて、ヒータを十
分に発熱させることができなくなる場合がある。なお、
通電初期において大電流を流すことを可能とし、速熱性
を高めるためには、室温での電気比抵抗Ｒ0がなるべく
小さい材質が望ましい。具体的には、該室温での電気比
抵抗Ｒ0は、１．０×１０^-3Ωcm以下である材質を選定
するのがよい。Since the value of the temperature coefficient of resistance often actually changes depending on the temperature, the ratio R1000 / R1000 of the electrical resistivity R1000 at 1000 ° C. and the electrical resistivity R25 at 25 ° C. R25 can be used as an index reflecting the average temperature coefficient of resistance. The material of the conductive ceramic phase used in the present invention includes R1000
It is preferable to select a material whose / R25 is in the range of 1 to 20. When R1000 / R25 falls below 1, the self-adjustment function of the temperature cannot be expected. On the other hand, if R1000 / R25 exceeds 20, the electrical resistivity at high temperatures becomes too high, and the heater may not be able to generate sufficient heat. In addition,
In order to allow a large current to flow at the initial stage of energization and to increase the rapid heat property, a material having as small an electrical resistivity R0 at room temperature as possible is desirable. Specifically, it is preferable to select a material having an electric resistivity R0 at room temperature of 1.0 × 10 ⁻³ Ωcm or less.

【００１８】また、導電性セラミック相の材質は、抵抗
温度係数λと室温での電気比抵抗の他に、熱膨張率ρ及
び融点Ｔm等も考慮して選定するようにする。熱膨張率
ρは、セラミック基体の熱膨張率との差が大きすぎると
セラミックヒータの通電耐久性が確保できなくなる場合
がある。具体的には、導電性セラミック相の熱膨張率ρ
1とセラミック基体の熱膨張率ρ2との差（ρ1−ρ2）
が、１０．０×１０^-6／℃以内となっていることが望ま
しい。また、融点Ｔmは、セラミックヒータの実用最高
温度を考慮して、１５００℃以上のものを使用すること
が望ましい。The material of the conductive ceramic phase is selected in consideration of the thermal expansion coefficient ρ and the melting point Tm in addition to the temperature coefficient of resistance λ and the electrical resistivity at room temperature. If the difference between the coefficient of thermal expansion ρ and the coefficient of thermal expansion of the ceramic substrate is too large, the energization durability of the ceramic heater may not be secured. Specifically, the coefficient of thermal expansion ρ of the conductive ceramic phase
Difference between 1 and thermal expansion coefficient ρ2 of ceramic substrate (ρ1-ρ2)
However, it is desirable that the temperature is within 10.0 × 10 ⁻⁶ / ° C. Further, it is desirable to use a melting point Tm of 1500 ° C. or more in consideration of the practical maximum temperature of the ceramic heater.

【００１９】上述の条件に合致する導電セラミック材料
としては、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｃｒの各硅化物、炭化物、ホウ化物及び窒化物を例
示することができる。表１は、そのような導電性セラミ
ックのいくつかの材質について、その具体的な材料特性
値をまとめたものである（出典：「高融点化合物物性便
覧」（１９９４年、日ソ通信社））。The conductive ceramic materials meeting the above conditions include W, Ta, Nb, Ti, Mo, Zr, Hf,
V and Cr silicides, carbides, borides and nitrides can be exemplified. Table 1 summarizes specific material property values of some materials of such conductive ceramics (Source: “Handbook of Physical Properties of High Melting Compounds” (1994, Nisso Tsushin). .

【００２０】[0020]

【表１】 [Table 1]

【００２１】これら材質のうち、特にＷ炭化物及びＭｏ
珪化物を本発明に好適に使用することができる。この場
合、導電性セラミック相は、例えばＷ炭化物及びＭｏ珪
化物の少なくともいずれかが主成分となるように構成で
きる。すなわち、Ｗ炭化物及びＭｏ珪化物は、セラミッ
ク基体の基本セラミック成分としてＳｉ₃Ｎ₄あるいはＡ
ｌＮを使用する場合、それとの熱膨張係数差が比較的小
さいことから、これを用いて構成した抵抗発熱体の耐久
性が良好である。また、融点も２０００℃以上と非常に
高く、より高温まで昇温可能な抵抗発熱体が得られる利
点がある。Among these materials, in particular, W carbide and Mo
Silicides can be suitably used in the present invention. In this case, the conductive ceramic phase can be configured so that, for example, at least one of W carbide and Mo silicide is a main component. That is, W carbide and Mo silicide are Si ₃ N ₄ or A as the basic ceramic component of the ceramic substrate.
When 1N is used, since the difference in thermal expansion coefficient from 1N is relatively small, the durability of the resistance heating element formed by using 1N is good. Further, the melting point is as high as 2000 ° C. or more, and there is an advantage that a resistance heating element capable of raising the temperature to a higher temperature can be obtained.

【００２２】また、Ｍｏ珪化物のうち特にＭｏＳｉ
₂は、室温での電気比抵抗が小さくてしかも大きな抵抗
温度係数を有しており、速熱性に特に優れた抵抗発熱体
を得ることができる。ただし、Ｍｏ₅Ｓｉ₃も本発明に好
適に使用することができる。なお、導電性セラミック相
をＭｏ珪化物を含有するものとして構成する場合、その
Ｍｏ珪化物は、ＭｏＳｉ₂相とＭｏ₅Ｓｉ₃相との少なく
ともいずれかを主体とするものとして構成できる。この
場合、ＭｏＳｉ₂相とＭｏ₅Ｓｉ₃相とを単独で用いて
も、両方を混在させて用いてもいずれでもよい。なお、
抵抗発熱体を焼成により製造する場合、原料段階で配合
されているのがＭｏＳｉ₂のみでＭｏ₅Ｓｉ₃が含有され
ていなくとも、ＭｏＳｉ₂の一部が焼成中に例えば焼結
助剤等の影響によりＭｏ₅Ｓｉ₃に転化して、ＭｏＳｉ₂
及びＭｏ₅Ｓｉ₃の混相状態が不可避的に形成される場合
がある。Further, among the Mo silicides, in particular, MoSi
No. ₂ has a small electrical resistivity at room temperature and has a large temperature coefficient of resistance, so that it is possible to obtain a resistance heating element particularly excellent in quick heat property. However, Mo ₅ Si ₃ can also be suitably used in the present invention. In the case where the conductive ceramic phase is configured to contain Mo silicide, the Mo silicide can be composed mainly of at least one of the MoSi ₂ phase and the Mo ₅ Si ₃ phase. In this case, the MoSi ₂ phase and the Mo ₅ Si ₃ phase may be used alone, or both may be used in combination. In addition,
When the resistance heating element is manufactured by firing, only MoSi ₂ is contained at the raw material stage and Mo ₅ Si ₃ is not contained, but a part of MoSi ₂ is fired during firing, such as a sintering aid. It is converted to Mo ₅ Si ₃ by the influence, and MoSi ₂
And a mixed phase state of Mo ₅ Si ₃ may be inevitably formed.

【００２３】ここで、導電性セラミック相をＷ炭化物及
びＭｏ珪化物の少なくともいずれかで構成し、さらにそ
の発熱体に対するＷ炭化物及びＭｏ珪化物の合計含有率
を３０〜８０重量％の範囲で調整する場合、Ｗ炭化物及
びＭｏ珪化物の含有量を直接同定することが困難であれ
ば、発熱体中のＷないしＭｏ成分が、全てＷＣないしＭ
ｏＳｉ₂の形で存在していると仮定して算出されるそれ
らＷＣないしＭｏＳｉ₂の推定合計含有量が３０〜８０
重量％となるように、該ＷないしＭｏ成分の含有量が調
整されていればよい。この場合、発熱体中のＷないしＭ
ｏ成分の含有量は、蛍光Ｘ線分析あるいはＩＣＰ発光分
光分析等の公知の方法にて特定することが可能である。Here, the conductive ceramic phase is composed of at least one of W carbide and Mo silicide, and the total content of W carbide and Mo silicide with respect to the heating element is adjusted in the range of 30 to 80% by weight. If it is difficult to directly identify the contents of W carbide and Mo silicide, the W to Mo components in the heating element are all WC to M
The estimated total content of those WC or MoSi ₂ calculated assuming to be in the form of oSi ₂ is 30-80
What is necessary is that the content of the W or Mo component is adjusted so as to be the weight%. In this case, W or M in the heating element
The content of the o component can be specified by a known method such as X-ray fluorescence analysis or ICP emission spectroscopy.

【００２４】なお、発熱体を、Ｍｏ珪化物と窒化珪素と
を主体とするＭｏ珪化物−窒化珪素系複合セラミックで
構成する場合、該Ｍｏ珪化物−窒化珪素系複合セラミッ
ク中のＭｏ珪化物の含有重量Ｍ1と、前記窒化珪素の含
有重量Ｍ2との比Ｍ1／Ｍ2は、（２０／８０）〜（８５
／１５）の範囲で調整するのがよい。Ｍ1／Ｍ2が（２０
／８０）未満になると、抵抗発熱体として必要な導電性
を確保できなくなる。また、Ｍ1／Ｍ2が（８５／１５）
を超えると、抵抗発熱体の熱膨張係数が大きくなりす
ぎ、セラミック基体側の熱膨張係数を最大限に大きくな
るよう調整しても、セラミックヒータの通電耐久性を十
分に確保できなくなる場合がある。Ｍ1／Ｍ2は、望まし
くは（４０／６０）〜（８５／１５）の範囲で調整する
のがよい。なお、Ｍｏ珪化物の含有重量Ｍ1と窒化珪素
の含有重量Ｍ2とを直接的に同定することが困難である
場合には、Ｍｏ珪化物−窒化珪素系複合セラミック中の
Ｍｏ成分が全てＭｏＳｉ₂の形で存在すると仮定して算
出されるＭｏＳｉ₂の推定含有量Ｍ1と、同じくその窒素
成分が全てＳｉ₃Ｎ₄の形で存在すると仮定して算出され
るＳｉ₃Ｎ₄の推定含有量Ｍ2との比Ｍ1／Ｍ2が、（２０
／８０）〜（８５／１５）（望ましくは（４０／６０）
〜（８５／１５））となるように、Ｍｏ成分及び窒素成
分の含有量が調整されていればよい。When the heating element is composed of a Mo silicide-silicon nitride based composite ceramic mainly composed of Mo silicide and silicon nitride, the Mo silicide in the Mo silicide-silicon nitride based composite ceramic may be used. The ratio M1 / M2 of the content M1 and the content M2 of the silicon nitride is (20/80) to (85/80).
/ 15). M1 / M2 is (20
If it is less than (/ 80), the conductivity required as a resistance heating element cannot be secured. Also, M1 / M2 is (85/15)
If it exceeds, the coefficient of thermal expansion of the resistance heating element becomes too large, and even if the coefficient of thermal expansion on the ceramic substrate side is adjusted to be maximized, it may not be possible to sufficiently secure the energization durability of the ceramic heater. . M1 / M2 is desirably adjusted in the range of (40/60) to (85/15). If it is difficult to directly identify the content M1 of Mo silicide and the content M2 of silicon nitride, the Mo component in the Mo silicide-silicon nitride composite ceramic is entirely MoSi ₂ . the estimated amount M1 of MoSi ₂ which is calculated on the assumption that in the form, as with the estimated amount M2 the Si ₃ N ₄ which is calculated on the assumption that the nitrogen component are present in the form of all Si ₃ N ₄ Ratio M1 / M2 is (20
/ 80) to (85/15) (preferably (40/60)
To (85/15)), the contents of the Mo component and the nitrogen component may be adjusted.

【００２５】なお、セラミック基体の基本セラミック成
分は、所定の焼結助剤成分あるいは不可避不純物等を含
んでいてもよい。焼結助剤成分は、Ｙ₂Ｏ₃、Ｅｒ₂Ｏ₃、
Ｙｂ₂Ｏ₃、ＣａＯ、ＭｇＯ等の希土類酸化物あるいはア
ルカリ土類金属酸化物で構成することができ、基本セラ
ミック成分に対する比率において、３〜１５重量％の範
囲で添加するのがよい。添加量が３重量％未満になると
セラミック基体の焼結が不十分となる。一方、１５重量
％を超えるとセラミック基体の耐熱性が不足する。The basic ceramic component of the ceramic substrate may contain a predetermined sintering aid component or unavoidable impurities. The sintering aid components are Y ₂ O ₃ , Er ₂ O ₃ ,
It can be composed of a rare earth oxide such as Yb ₂ O ₃ , CaO, MgO or the like or an alkaline earth metal oxide, and is preferably added in a range of 3 to 15% by weight based on the basic ceramic component. If the addition amount is less than 3% by weight, the sintering of the ceramic substrate becomes insufficient. On the other hand, when the content exceeds 15% by weight, the heat resistance of the ceramic substrate is insufficient.

【００２６】[0026]

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
に示す実施例を参照しつつ説明する。図１は、本発明に
係るセラミックヒータを使用したグロープラグを、その
内部構造とともに示すものである。すなわち、グロープ
ラグ５０は、その一端側に設けられたセラミックヒータ
１と、そのセラミックヒータ１の先端部２が突出するよ
うにその外周面を覆う金属製の外筒３、さらにその外筒
３を外側から覆う筒状の金属ハウジング４等を備えてお
り、セラミックヒータ１と外筒３との間及び外筒３と金
属ハウジング４との間は、それぞれろう付けにより接合
されている。Embodiments of the present invention will be described below with reference to embodiments shown in the drawings. FIG. 1 shows a glow plug using a ceramic heater according to the present invention, together with its internal structure. That is, the glow plug 50 includes a ceramic heater 1 provided at one end thereof, a metal outer cylinder 3 that covers the outer peripheral surface of the ceramic heater 1 so that a tip end portion 2 of the ceramic heater 1 projects, and further includes the outer cylinder 3. A cylindrical metal housing 4 and the like, which are covered from the outside, are provided. The ceramic heater 1 and the outer cylinder 3 and the outer cylinder 3 and the metal housing 4 are respectively joined by brazing.

【００２７】セラミックヒータ１の後端部には、金属線
により両端が弦巻ばね状に形成された結合部材５の一端
が外側から嵌合するとともに、その他端側は、金属ハウ
ジング４内に挿通された金属軸６の対応する端部に嵌着
されている。金属軸６の他方の端部側は金属ハウジング
４の外側へ延びるとともに、その外周面に形成されたね
じ部６ａにナット７が螺合し、これを金属ハウジング４
に向けて締めつけることにより、金属軸６が金属ハウジ
ング４に対して固定されている。また、ナット７と金属
ハウジング４との間には絶縁ブッシュ８が嵌め込まれて
いる。そして、金属ハウジング４の外周面には、図示し
ないエンジンブロックにグロープラグ５０を固定するた
めのねじ部５ａが形成されている。A rear end of the ceramic heater 1 is fitted with one end of a coupling member 5 having both ends formed by a metal wire into a helical spring shape from the outside, and the other end is inserted into the metal housing 4. The metal shaft 6 is fitted to the corresponding end. The other end of the metal shaft 6 extends outside the metal housing 4, and a nut 7 is screwed into a screw portion 6 a formed on the outer peripheral surface of the metal housing 4.
, The metal shaft 6 is fixed to the metal housing 4. An insulating bush 8 is fitted between the nut 7 and the metal housing 4. On the outer peripheral surface of the metal housing 4, a screw portion 5a for fixing the glow plug 50 to an engine block (not shown) is formed.

【００２８】セラミックヒータ１は、図２に示すよう
に、一方の基端部から延び先端部で方向変換して他方の
基端部へ至る方向変換部１０ａと、その方向変換部１０
ａの各基端部から同方向に延びる２本の直線部１０ｂと
を有するＵ字状の発熱体１０を備え、その各両端部に線
状又はロッド状の電極部１１及び１２の先端部が埋設さ
れるとともに、発熱体１０と電極部１１及び１２の全体
が、円形断面を有する棒状のセラミック基体１３中に埋
設されている。発熱体１０は、方向変換部１０ａがセラ
ミック基体１３の末端側に位置するように配置されてい
る。As shown in FIG. 2, the ceramic heater 1 includes a direction changing portion 10a extending from one base end and changing its direction at the front end to reach the other base end.
and a U-shaped heating element 10 having two linear portions 10b extending in the same direction from each base end of the heating element 10, and the end portions of the linear or rod-shaped electrode portions 11 and 12 are provided at both ends thereof. The heating element 10 and the entirety of the electrode portions 11 and 12 are embedded in a rod-shaped ceramic base 13 having a circular cross section. The heating element 10 is arranged such that the direction changing portion 10 a is located on the terminal side of the ceramic base 13.

【００２９】セラミック基体１３は、Ｓｉ₃Ｎ₄を主体と
する基本セラミック成分中に、調整セラミック成分とし
て、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃ
ｒの各硅化物、炭化物、ホウ化物及び窒化物のなかから
選ばれる１種ないし２種以上（例えばＭｏＳｉ₂）を合
計で１〜３重量％、望ましくは２〜３重量％添加して、
これを焼成したものである。また、基本セラミック成分
には、Ｙ₂Ｏ₃、Ｅｒ₂Ｏ₃、Ｙｂ₂Ｏ₃、ＣａＯ、ＭｇＯ等
の希土類酸化物あるいはアルカリ土類金属酸化物からな
る焼結助剤成分が、３〜１５重量％の範囲で添加され
る。The ceramic substrate 13 is composed of a basic ceramic component mainly composed of Si ₃ N ₄ and W, Ta, Nb, Ti, Mo, Zr, Hf, V, C as adjustment ceramic components.
Each silicide of r, carbides, 1 to 3% by weight of one or two or more kinds selected from among borides and nitrides (e.g. MoSi ₂₎ in total, preferably by adding 2 to 3 wt%,
This is fired. The basic ceramic component includes a sintering aid component composed of a rare earth oxide such as Y ₂ O ₃ , Er ₂ O ₃ , Yb ₂ O ₃ , CaO, MgO or an alkaline earth metal oxide, in an amount of 3 to 15%. It is added in the range of weight%.

【００３０】また、発熱体１０は、導電性を有するセラ
ミック、例えばＷＣ、ＭｏＳｉ₂及びＭｏ₅Ｓｉ₃の少な
くともいずれかを主成分とする粉末及びＳｉ₃Ｎ₄を主成
分とする粉末に、セラミック基体１３に使用されたもの
と同様の焼結助剤成分を、０．８〜１０．５の範囲で添
加・混合して焼結したものである。その焼結体組織は、
Ｓｉ₃Ｎ₄系基質（マトリックスセラミック相）中に、Ｗ
Ｃ、ＭｏＳｉ₂及びＭｏ₅Ｓｉ₃の少なくともいずれかを
主成分とする導電性セラミック相粒子が分散したものと
なっている。ここで、導電性セラミックの原料粉末とし
てＭｏＳｉ₂のみを使用する場合であっても、その一部
が焼成中に例えば焼結助剤等の影響によりＭｏ₅Ｓｉ₃に
転化する場合がある。従って、この場合には、ＭｏＳｉ
₂及びＭｏ₅Ｓｉ₃の混相状態が形成されることが多い。
なお、電極部１１及び１２は、Ｗ、Ｗ−Ｒｅ、Ｍｏ、Ｐ
ｔ、ニオブ、ニクロム、タンタル等の金属線で構成され
る。The heating element 10 is made of a ceramic having conductivity, such as a powder mainly composed of at least one of WC, MoSi ₂ and Mo ₅ Si ₃ and a powder mainly composed of Si ₃ N _4. A sintering aid component similar to that used for the substrate 13 was added and mixed in the range of 0.8 to 10.5 and sintered. The structure of the sintered body is
In a Si ₃ N ₄ based substrate (matrix ceramic phase), W
The conductive ceramic phase particles mainly containing at least one of C, MoSi ₂ and Mo ₅ Si ₃ are dispersed. Here, even when only MoSi ₂ is used as the raw material powder of the conductive ceramic, a part thereof may be converted to Mo ₅ Si ₃ during firing due to, for example, a sintering aid. Therefore, in this case, MoSi
A mixed phase of ₂ and Mo ₅ Si ₃ is often formed.
The electrode portions 11 and 12 are made of W, W-Re, Mo, P
It is composed of a metal wire such as t, niobium, nichrome and tantalum.

【００３１】図２において、セラミック基体１３の表面
には、その電極部１２の露出部１２ａを含む領域に、ニ
ッケル等の金属薄層（図示せず）が所定の方法（例えば
メッキや気相製膜法など）により形成され、該金属薄層
を介してセラミック基体１３と外筒３とがろう付けによ
り接合されるとともに、電極部１２がこれら接合部を介
して外筒３と導通している。また、電極部１１の露出部
１１ａを含む領域にも同様に金属薄層が形成されてお
り、ここに結合部材５がろう付けされている。このよう
に構成することで、図示しない電源から、金属軸６（図
１）、結合部材５及び電極部１１を介して発熱体１０に
対して通電され、さらに電極部１２、外筒３、金属ハウ
ジング４（図１）、及び図示しないエンジンブロックを
介して接地される。In FIG. 2, a thin metal layer (not shown) of nickel or the like is formed on the surface of the ceramic base 13 in a region including the exposed portion 12a of the electrode portion 12 by a predetermined method (for example, plating or vapor deposition). The ceramic base 13 and the outer cylinder 3 are joined by brazing via the thin metal layer, and the electrode portion 12 is electrically connected to the outer cylinder 3 via these joints. . Similarly, a thin metal layer is formed in a region including the exposed portion 11a of the electrode portion 11, and the joining member 5 is brazed to the thin metal layer. With this configuration, power is supplied from a power source (not shown) to the heating element 10 via the metal shaft 6 (FIG. 1), the coupling member 5 and the electrode unit 11, and further, the electrode unit 12, the outer cylinder 3, and the metal It is grounded via a housing 4 (FIG. 1) and an engine block (not shown).

【００３２】以下、セラミックヒータ１の製造方法につ
いて説明する。まず、図３（ａ）に示すように、発熱体
１０に対応したＵ字形状のキャビティ３２を有した金型
３１に対し電極材３０を、その一方の端部が該キャビテ
ィ３２内に入り込むように配置する。そしてその状態
で、導電性セラミック粉末、Ｓｉ₃Ｎ₄を主成分とする粉
末、焼結助剤粉末及びバインダを含有するコンパウンド
３３を射出することにより、同図（ｂ）に示すように、
電極材３０とＵ字状の導電性セラミック粉末成形部３４
とが一体化された一体成形体３５を作成する。なお、導
電性セラミック粉末成形部３４はほぼ円形の断面を有す
るように形成される。Hereinafter, a method of manufacturing the ceramic heater 1 will be described. First, as shown in FIG. 3A, the electrode material 30 is placed in a mold 31 having a U-shaped cavity 32 corresponding to the heating element 10 so that one end of the electrode material 30 enters the cavity 32. To place. In this state, a compound 33 containing a conductive ceramic powder, a powder mainly composed of Si ₃ N ₄ , a sintering aid powder and a binder is injected, as shown in FIG.
The electrode material 30 and the U-shaped conductive ceramic powder molding part 34
Is formed into an integrated molded body 35. The conductive ceramic powder molding part 34 is formed to have a substantially circular cross section.

【００３３】一方これとは別に、セラミック基体１３を
形成するセラミック粉末を予め金型プレス成形すること
により、図４（ａ）に示すような、上下別体に形成され
た分割予備成形体３６，３７を用意しておく。なお、セ
ラミック粉末としては、Ｓｉ₃Ｎ₄粉末を主体として、こ
れに１〜３重量％の調整セラミック成分粉末と、３〜１
５重量％の焼結助剤粉末と、プレス成形のための若干の
バインダを添加・混合したものが使用される。On the other hand, separately from the above, the ceramic powder forming the ceramic base 13 is press-molded in advance by a mold, so that the divided preforms 36, which are formed separately from each other as shown in FIG. Prepare 37. The ceramic powder was mainly composed of Si ₃ N ₄ powder, and 1 to 3% by weight of the adjusted ceramic component powder and 3 to 1% by weight.
A mixture obtained by adding and mixing 5% by weight of a sintering aid powder and some binder for press molding is used.

【００３４】これら分割予備成形体３６，３７は、上記
一体成形体３５に対応した形状の凹部３８がその合わせ
面３９ａに形成されている。次いで、この凹部３８に一
体成形体３５を収容し、分割予備成形体３６，３７を該
型合わせ面３９ａにおいて型合わせする。そして、図５
（ａ）に示すように、その状態でこれら分割予備成形体
３６，３７及び一体成形体３５を、金型６１のキャビテ
ィ６１ａ内に収容し、パンチ６２，６３を用いてプレス
・圧縮することにより、図５（ｂ）及び図６（ａ）に示
すように、これらが一体化された複合成形体３９が形成
される。ここで、そのプレス方向は、分割予備成形体３
６，３７の合わせ面３９ａに対しほぼ直角に設定され
る。Each of these divided preformed bodies 36 and 37 has a concave portion 38 having a shape corresponding to the shape of the above-mentioned integrated formed body 35 formed on its mating surface 39a. Next, the integrally formed body 35 is accommodated in the concave portion 38, and the divided preformed bodies 36 and 37 are matched on the matching surface 39a. And FIG.
As shown in (a), the divided preforms 36 and 37 and the integrally formed body 35 are housed in the cavity 61a of the mold 61 in this state, and are pressed and compressed using the punches 62 and 63. 5 (b) and FIG. 6 (a), a composite molded body 39 in which these are integrated is formed. Here, the pressing direction is the divided preform 3
6 and 37 are set substantially perpendicular to the mating surfaces 39a.

【００３５】こうして得られた複合成形体３９は、まず
バインダ成分等を除去するために所定の温度（例えば約
８００℃）で仮焼され、図６（ｂ）に示す仮焼体３９’
とされる。続いて図５（ｂ）に示すように、この仮焼体
３９’が、グラファイト等で構成されたホットプレス用
成形型６５，６６のキャビティ６５ａ，６６ａにセット
される。仮焼体３９’は、炉６４内で両成形型６５及び
６６の間で加圧されながら所定の温度（例えば約１８０
０℃前後）で焼成されることにより、図６（ｃ）に示す
ような焼成体７０となる。このとき、図４（ｂ）に示す
導電性セラミック粉末成形部３４が発熱体１０を、分割
予備成形体３６，３７がセラミック基体１３をそれぞれ
形成することとなる。また、各電極材３０はそれぞれ電
極部１１及び１２となる。The composite molded body 39 thus obtained is first calcined at a predetermined temperature (for example, about 800 ° C.) in order to remove a binder component and the like, and a calcined body 39 ′ shown in FIG.
It is said. Subsequently, as shown in FIG. 5 (b), the calcined body 39 'is set in the cavities 65a, 66a of the hot press molds 65, 66 made of graphite or the like. The calcined body 39 ′ is pressurized in the furnace 64 between the two molds 65 and 66 at a predetermined temperature (for example, about 180 °).
By firing at about 0 ° C.), a fired body 70 as shown in FIG. At this time, the conductive ceramic powder molding portion 34 shown in FIG. 4B forms the heating element 10, and the divided preforms 36 and 37 form the ceramic base 13. Further, each electrode material 30 becomes the electrode portion 11 and 12, respectively.

【００３６】ここで、仮焼体３９’は、図６（ｂ）に示
すように、分割予備成形体３６及び３７の合わせ面３９
ａに沿う方向に圧縮されながら焼成体７０となる。そし
て、図６（ｃ）に示すように、導電性セラミック粉末成
形部３４の直線部３４ｂは、その円状断面が上記圧縮方
向につぶれるように変形することにより、楕円状断面を
有した発熱体１０の直線部１０ｂとなる。次いで、図６
（ｄ）に示すように、焼成体７０の外周面に研磨等の加
工を施すことにより、セラミック基体１３の断面が円形
に整形されて最終的なセラミックヒータ１となる。Here, as shown in FIG. 6B, the calcined body 39 'is a mating surface 39 of the divided preforms 36 and 37.
The sintered body 70 is formed while being compressed in the direction along a. Then, as shown in FIG. 6C, the linear portion 34b of the conductive ceramic powder molded portion 34 is deformed so that its circular cross section is crushed in the above-described compression direction, thereby forming a heating element having an elliptical cross section. It becomes ten linear portions 10b. Then, FIG.
As shown in (d), by performing processing such as polishing on the outer peripheral surface of the fired body 70, the cross section of the ceramic base 13 is shaped into a circle, and the final ceramic heater 1 is obtained.

【００３７】なお、図７に示すように、セラミック基体
粉末の成形体に対し、導電性セラミック粉末のペースト
を用いて発熱体形状をパターン印刷し、これを焼成する
ことによりその印刷パターンを焼結して、抵抗発熱体１
０とするようにしてもよい。As shown in FIG. 7, a pattern of the shape of the heating element is printed on the molded body of the ceramic base powder using a paste of conductive ceramic powder, and the printed pattern is sintered by firing. Then, the resistance heating element 1
It may be set to 0.

【００３８】さらに、セラミックヒータ１においては、
発熱体１０を、Ｗ、Ｗ−Ｒｅ、Ｍｏ、Ｐｔ、ニオブ、ニ
クロム、タンタル等の金属線で構成することもできる。
その具体例をその製法とともに図８に示す。なお、該態
様においては、構成及び製法ともに、発熱体をセラミッ
クスで構成する場合と多くの部分が共通するので、以
下、主にその相違点について説明し、共通部分について
は説明を省略する。すなわち、図８（ａ）に示すような
コイル状の上記高融点金属材料線材６０を、同図（ｂ）
示すようにＵ字状に曲げ、さらにその両端内側に電極材
３０を挿入・一体化することにより発熱体ユニット６１
を形成する。そして、図５において、一体射出成形体３
５に代えてこの発熱体ユニット６１を分割予備成形体３
６，３７の凹部３８に装着し、これをプレス・一体化し
て得られる複合成形体をホットプレス焼成すれば、図６
（ｃ）に示すように、発熱体としての金属材料線材６０
がセラミック基体１３に埋設されたセラミックヒータ１
が得られることとなる。Further, in the ceramic heater 1,
The heating element 10 may be made of a metal wire such as W, W-Re, Mo, Pt, niobium, nichrome, and tantalum.
A specific example thereof is shown in FIG. In addition, in this embodiment, since both the configuration and the manufacturing method have many parts in common with the case where the heating element is made of ceramics, hereinafter, the different points will be mainly described, and the description of the common parts will be omitted. That is, the coiled high-melting-point metal material wire 60 shown in FIG.
As shown in the figure, the heating element unit 61 is bent into a U-shape, and the electrode members 30 are inserted and integrated into the inside of both ends.
To form Then, in FIG.
5 in place of the heating element unit 61 and the divided preform 3
6 and 37, the composite molded body obtained by press-integrating and pressing is subjected to hot press baking to obtain FIG.
As shown in (c), a metal material wire rod 60 as a heating element
Is a ceramic heater 1 embedded in a ceramic base 13.
Is obtained.

【００３９】なお、本発明のセラミックヒータは、グロ
ープラグに限らず、バーナ着火用あるいは酸素センサ用
の加熱素子等に使用することもできる。The ceramic heater of the present invention is not limited to a glow plug, but may be used for a burner ignition or a heating element for an oxygen sensor.

【００４０】[0040]

【実施例】調整セラミック成分としてＭｏＳｉ₂を、ま
た焼結助剤としてＹ₂Ｏ₃を使用し、上述の方法により図
２に示す形状の各種セラミックヒータを作成した。な
お、ＭｏＳｉ₂の配合量は１〜１０重量％（３．５〜１
０重量％は比較例）の範囲で調整した。また、ホットプ
レス焼成は、１７５０℃、３００ｋｇ／ｃｍ²で３０分
行った。EXAMPLE Using MoSi ₂ as a conditioning ceramic component and Y ₂ O ₃ as a sintering aid, various ceramic heaters having the shape shown in FIG. 2 were produced by the above-described method. The amount of MoSi ₂ is 1 to 10% by weight (3.5 to 1%).
0% by weight was adjusted in the range of Comparative Example). The hot press firing was performed at 1750 ° C. and 300 kg / cm ² for 30 minutes.

【００４１】こうして得られたセラミックヒータに対
し、通電耐久性試験と冷熱サイクル試験をそれぞれ行っ
た。通電耐久性試験の実施方法は下記のようにした。す
なわち、セラミックヒータに対し一定の電圧により通電
し、１４００℃に温度が平衡してから５分保持した後、
通電を停止して１分保持する工程を１サイクルとして、
各セラミックヒータ毎にこれを１００００サイクル繰返
し、その段階で１回目の通電時よりも１５０℃以上の発
熱温度の低下が見られたものを不良、そうでなかったも
のを良とすることにより判定した。一方、冷熱サイクル
試験は、セラミックヒータを電気炉内に入れ、プログラ
ム制御によりこれを４００℃と９００℃との間で加熱・
冷却するサイクルを５０００回繰り返し、試験後にセラ
ミック基体部分を切断・研磨して、その表面を光学顕微
鏡で観察することにより行った。結果を表２に示す。な
お、表２には、セラミック基体の組成を示しているが、
これは該セラミック基体中のＮ、Ｙ及びＭｏ成分の含有
量をＩＣＰ発光分光分析法により求め、これをもとに、
Ｎ成分が全てＳｉ₃Ｎ₄の形で存在し、Ｙ成分が全てＹ₂
Ｏ₃の形で存在し、さらにＭｏ成分が全てＭｏＳｉ₂の形
で存在していると仮定して算出されるＭｏＳｉ₂、Ｓｉ₃
Ｎ₄及びＹ₂Ｏ₃の推定含有量で表している。The ceramic heater thus obtained was subjected to a current durability test and a thermal cycle test. The method of conducting the current durability test was as follows. That is, after the ceramic heater is energized at a constant voltage and held at 1400 ° C. for 5 minutes after the temperature is equilibrated,
The process of stopping energization and holding for one minute is defined as one cycle.
This was repeated for each ceramic heater for 10,000 cycles. At that stage, a case where the heat generation temperature was reduced by 150 ° C. or more from the time of the first energization was determined to be defective, and a case where it was not, was determined to be good. . On the other hand, in the cooling / heating cycle test, a ceramic heater was placed in an electric furnace, and this was heated between 400 ° C and 900 ° C under program control.
The cooling cycle was repeated 5000 times. After the test, the ceramic base was cut and polished, and the surface was observed with an optical microscope. Table 2 shows the results. Table 2 shows the composition of the ceramic substrate.
This means that the contents of the N, Y and Mo components in the ceramic substrate were determined by ICP emission spectroscopy, and based on this,
All N components exist in the form of Si ₃ N ₄ and all Y components are Y ₂
In the form of O _3, MoSi _2, Si ₃ further Mo component is calculated on the assumption that are present in the form of all MoSi ₂
Expressed as estimated contents of N ₄ and Y ₂ O ₃ .

【００４２】[0042]

【表２】 [Table 2]

【００４３】通電耐久性は、実施例及び比較例のいずれ
のセラミックヒータも良好であったが、冷熱サイクル試
験では、ＭｏＳｉ₂の推定含有量が３重量％を超える比
較例のセラミックヒータについては、酸化物の形成・昇
華によるものと思われるポアが相当数形成されており、
特にＭｏＳｉ₂の含有量が多い比較例１及び２のヒータ
については割れの発生が認められた。一方、ＭｏＳｉ₂
の推定含有量が１〜３重量％の、実施例のセラミックヒ
ータについてはポアや割れの発生は全く見られなかっ
た。Although the ceramic heaters of the examples and the comparative examples were good in the current-carrying durability, in the thermal cycle test, the ceramic heaters of the comparative example in which the estimated content of MoSi ₂ exceeded 3% by weight were as follows. A considerable number of pores, presumably due to the formation and sublimation of oxides, are formed,
In particular, cracks were observed in the heaters of Comparative Examples 1 and 2 having a high MoSi ₂ content. On the other hand, MoSi ₂
No pores or cracks were observed in any of the ceramic heaters of Examples having an estimated content of 1 to 3% by weight.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】本発明のセラミックヒータを採用したグロープ
ラグの一例を示す正面部分断面図。FIG. 1 is a front partial sectional view showing an example of a glow plug employing a ceramic heater of the present invention.

【図２】そのセラミックヒータの正面断面図。FIG. 2 is a front sectional view of the ceramic heater.

【図３】セラミックヒータの製造工程説明図。FIG. 3 is an explanatory view of a manufacturing process of a ceramic heater.

【図４】図３に続く工程説明図。FIG. 4 is a process explanatory view following FIG. 3;

【図５】図４に続く工程説明図。FIG. 5 is a process explanatory view following FIG. 4;

【図６】本発明のセラミックヒータの製造方法におけ
る、複合成形体及び焼成体の断面形状変化を示す模式
図。FIG. 6 is a schematic view showing a change in cross-sectional shape of a composite molded body and a fired body in the method of manufacturing a ceramic heater according to the present invention.

【図７】本発明のセラミックヒータの別の実施例を示す
断面図。FIG. 7 is a sectional view showing another embodiment of the ceramic heater of the present invention.

【図８】発熱体を金属線で構成する例をその製法ととも
に示す説明図。FIG. 8 is an explanatory diagram showing an example in which a heating element is formed of a metal wire together with a manufacturing method thereof.

【図９】抵抗発熱体を構成する導電性セラミック成分の
抵抗温度係数と、得られるセラミックヒータの昇温特性
との関係を概念的に示す説明図。FIG. 9 is an explanatory view conceptually showing a relationship between a resistance temperature coefficient of a conductive ceramic component constituting a resistance heating element and a temperature rising characteristic of the obtained ceramic heater.

【図１０】図９に続く説明図。FIG. 10 is an explanatory view following FIG. 9;

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１ セラミックヒータ １０ セラミック発熱体 １３ セラミック基体 ６０ 金属材料線材（発熱体） DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Ceramic heater 10 Ceramic heating element 13 Ceramic base 60 Metal wire (heating element)

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭64−61356（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−129189（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−8293（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−135067（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) H05B 3/10 - 3/18 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuation of front page (56) References JP-A-64-61356 (JP, A) JP-A-4-129189 (JP, A) JP-A-59-8293 (JP, A) JP-A-7- 135067 (JP, A) (58) Field surveyed (Int. Cl. ⁷ , DB name) H05B 3/10-3/18

Claims (10)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 セラミック基体中に発熱体を埋設した構
造を有するセラミックヒータにおいて、 前記セラミック基体は、基本セラミック成分中に調整セ
ラミック成分として、前記基本セラミック成分よりも熱
膨張係数の大きい金属硅化物、金属炭化物、金属ホウ化
物及び金属窒化物の一種以上を、合計で１〜３重量％の
範囲で添加して焼成したものであることを特徴とするセ
ラミックヒータ。1. A ceramic heater having a structure in which a heating element is buried in a ceramic base, wherein the ceramic base is a metal silicide having a larger coefficient of thermal expansion than the basic ceramic component as an adjustment ceramic component in a basic ceramic component. A ceramic heater characterized in that at least one of metal carbide, metal boride and metal nitride is added in a total range of 1 to 3% by weight and fired. 【請求項２】 前記発熱体は、セラミック導電材料によ
り構成されている請求項１記載のセラミックヒータ。2. The ceramic heater according to claim 1, wherein said heating element is made of a ceramic conductive material. 【請求項３】 前記セラミック導電材料は、マトリック
スセラミック相中に導電性セラミック相が分散した構造
を有するものである請求項２記載のセラミックヒータ。3. The ceramic heater according to claim 2, wherein the ceramic conductive material has a structure in which a conductive ceramic phase is dispersed in a matrix ceramic phase. 【請求項４】 前記導電性セラミック相は、Ｗ、Ｔａ、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｒの各硅化物、
炭化物、ホウ化物及び窒化物のなかから選ばれる１種又
は２種以上を主成分とするものである請求項３記載のセ
ラミックヒータ。4. The conductive ceramic phase is W, Ta,
Each silicide of Nb, Ti, Mo, Zr, Hf, V, Cr,
4. The ceramic heater according to claim 3, wherein one or more selected from carbides, borides and nitrides are the main components. 【請求項５】 前記導電性セラミック相は、Ｗ炭化物及
びＭｏ珪化物の少なくともいずれかを主成分とするもの
である請求項３記載のセラミックヒータ。5. The ceramic heater according to claim 3, wherein the conductive ceramic phase is mainly composed of at least one of W carbide and Mo silicide. 【請求項６】 前記導電性セラミック相はＭｏ珪化物を
含有し、かつ該Ｍｏ珪化物はＭｏＳｉ₂相とＭｏ₅Ｓｉ₃
相との少なくともいずれかを主体とするものである請求
項５記載のセラミックヒータ。6. The conductive ceramic phase contains Mo silicide, and the Mo silicide comprises MoSi ₂ phase and Mo ₅ Si ₃
The ceramic heater according to claim 5, wherein at least one of the phases is a main component. 【請求項７】 前記導電性セラミック相の前記発熱体中
での含有率は、３０〜８０重量％の範囲で調整されてい
る請求項５又は６に記載のセラミックヒータ。7. The ceramic heater according to claim 5, wherein the content of the conductive ceramic phase in the heating element is adjusted in a range of 30 to 80% by weight. 【請求項８】 前記発熱体は、Ｍｏ珪化物と窒化珪素と
を主体とするＭｏ珪化物−窒化珪素系複合セラミックで
構成され、 該Ｍｏ珪化物−窒化珪素系複合セラミック中の前記Ｍｏ
珪化物の含有重量Ｍ1と、前記窒化珪素の含有重量Ｍ2と
の比Ｍ1／Ｍ2が、（２０／８０）〜（８５／１５）の範
囲で調整されている請求項１ないし７のいずれかに記載
のセラミックヒータ。8. The heating element is composed of a Mo silicide-silicon nitride based composite ceramic mainly composed of Mo silicide and silicon nitride, and the Mo in the Mo silicide-silicon nitride based composite ceramic.
8. The method according to claim 1, wherein a ratio M1 / M2 of the content M1 of the silicide to the content M2 of the silicon nitride is adjusted in the range of (20/80) to (85/15). The ceramic heater as described. 【請求項９】 前記セラミック基体の基本セラミック成
分は、Ｓｉ₃Ｎ₄及びＡｌＮのいずれかを主体とするもの
である請求項１ないし８のいずれかに記載のセラミック
ヒータ。9. The ceramic heater according to claim 1, wherein the basic ceramic component of the ceramic base is mainly composed of one of Si ₃ N ₄ and AlN. 【請求項１０】 前記調整セラミック成分を構成する金
属硅化物、金属炭化物、金属ホウ化物及び金属窒化物
は、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃ
ｒの各硅化物、炭化物、ホウ化物及び窒化物のなかから
選ばれるものである請求項１ないし９のいずれかに記載
のセラミックヒータ。10. A metal silicide, a metal carbide, a metal boride and a metal nitride constituting the adjusting ceramic component are W, Ta, Nb, Ti, Mo, Zr, Hf, V, and C.
The ceramic heater according to any one of claims 1 to 9, wherein r is selected from silicides, carbides, borides, and nitrides.