JP4469461B2

JP4469461B2 - Ceramic sintered body, sliding member using the same, semiconductor substrate, and manufacturing method thereof

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Publication number: JP4469461B2
Application number: JP2000154858A
Authority: JP
Inventors: 憲隆中山; 悦幸福田; 隆之那波; 辰弥今泉; 山口　　晴彦; 郁子久保
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2000-05-25
Filing date: 2000-05-25
Publication date: 2010-05-26
Anticipated expiration: 2020-05-25
Also published as: JP2001335359A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はセラミックス焼結体およびそれを用いた摺動部材、半導体用基板並びにその製造方法に係り、特に焼結体を構成するセラミックス粒子の一部を所定方向に配向させることにより、破壊靱性値や耐疲労特性を改善したセラミックス焼結体およびそれを用いた摺動部材、半導体用基板並びにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＡｌＮ，ＳｉＣ，Ｓｉ_３Ｎ_４など窒化物、炭化物、ほう化物、けい化物等のセラミックス原料粉末を所定形状に成形してセラミックス成形体とした後に、得られたセラミックス成形体を焼結したセラミックス焼結体は、一般に硬度、電気絶縁性、耐摩耗性、耐熱性、耐腐食性等の諸特性が従来の金属材と比較して優れているため、電子機器、精密機械部品、半導体装置の基板材料など広い分野において使用されている。
【０００３】
例えば、板状に形成したセラミックス焼結体は、高出力トランジスタやパワーモジュール等の実装に使用されるセラミックス回路基板の構成材として広く使用されている。このセラミックス回路基板においては、基板部分と回路部分との熱膨張係数の相違により、繰り返して熱応力を受けるため、高い耐疲労強度が要求される。また、各種電子機器や産業機械に搭載された場合には、あらゆる方向から作用する応力に対しても割れ等を発生させることがなく、高い信頼性が要求される。
【０００４】
また、近年、セラミックス焼結体は、自動車エンジンの構成部品などの高温構造材料や電子回路基板等の伝熱性絶縁部品としての用途も拡大しており、このような構造用材料としてのセラミックス焼結体では、強度や熱伝導性に加えて、より靱性を高めることが要求されている。しかしながら、セラミックス焼結体の中でも高靱性材料と言われる窒化けい素焼結体においても、その破壊靱性値（Ｋｃ）は、金属材料の１／１０以下であり、より靱性値が高いセラミックス焼結体が求められている。
【０００５】
従来、セラミックス焼結体を高靱性化させる方法として、焼結体組織中に球状の粒子を分散させる分散強化法やＳｉＣなどの強化繊維を複合化させて焼結体を高靱性化させる方法などが用いられている。これらの方法は、いずれも分散粒子や強化繊維によって亀裂進展を阻止したり、繊維の引抜効果を利用して高靱性化する方法である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら上記のような高靱性化方法では、組織中に分散させた粒子や繊維自体が欠陥として作用する場合があり、高強度と高靱性とを共に実現することは困難であった。
【０００７】
また、従来のセラミックス焼結体は、一般的にセラミックス原料粉末に焼結助剤やセルロース系粘結剤（バインダー）などの添加剤を混合し、この混合体を一軸プレスで成形し、得られた成形体を脱脂後、焼結して製造されているため、焼結体を構成するセラミックス粒子に配向性はなく、抗折強度に代表される機械的特性についても方向性は存在しない。そのため、強度を向上させるためには、セラミックス焼結体の組成変更が必須であったが、用途別に要求される熱伝導性や電気的特性を損うことなく強度を高めることは極めて困難であった。
【０００８】
一方、焼結助剤や粘結剤（バインダー）等を添加したセラミックス原料混合体を押出成形後、焼結することにより、ほぼ全部のセラミックス粒子を所定方向に配向させたセラミックス焼結体が得られることが知られている。
【０００９】
しかしながら、上記のように全部のセラミックス粒子が所定方向に配向したセラミックス焼結体においては、配向面との関係で所定方向に作用する応力や熱にどに対しては優れた耐性が実現されるが、配向面とは異なる面方向においては却って特性が低下し、あらゆる方向から応力等が作用する環境で焼結体が使用される場合には、セラミックス焼結体全体として耐性が低下し寿命が短くなるという問題点もあった。
【００１０】
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、焼結体を構成するセラミックス粒子の一部を所定方向に配向させることにより、破壊靱性値や疲労特性を改善したセラミックス焼結体およびそれを用いた摺動部材、半導体用基板並びにその製造方法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願発明者らはセラミックス焼結体の機械的強度特性や熱伝導性を損うことなく、破壊靱性値を高める方法を鋭意研究した。その結果、平均分子量が５万以上２０万以下のアクリル系樹脂バインダーを３〜５０重量％添加したセラミックス原料混合体を、一定方向から圧力を作用させながら所定形状に成形し、得られた成形体を脱脂した後に焼結したときに、アスペクト比が大きな針状形状のセラミックス粒子が形成され、またこれらのセラミックス粒子を所定の割合で一定の方向に配向させることが可能になり、破壊靱性値を効果的に改善できるという知見を得た。
【００１２】
また、上記のようなアクリル系樹脂バインダーを選定するとともに、その添加量を適正に設定することにより、窒化物系セラミックス原料粉末を使用した場合においても、容易に基板状に成形でき、この成形体をドクターブレード法等によってシート状に成形することにより、窒化物系セラミックス粒子のアスペクト比が大きくなり、針状のセラミックス粒子が基板平面方向に配向し、配向方向に直交する方向の強度を大幅に上昇させることができるという知見も得られた。本発明は上記知見に基づいて完成されたものである。
【００１３】
すなわち、本発明に係るセラミックス焼結体は、プレス成形法またはシート成形法により一定方向から圧力を付加して成形された成形体を焼結してなる窒化けい素を主成分とするセラミックス焼結体において、
少なくとも一部の窒化けい素結晶粒子が成形圧力の付加方向と平行な面に配向した組織を有し、短径に対する長径の比（アスペクト比）が２以上の窒化けい素結晶粒子の長軸とセラミックス焼結体の成形圧力付加方向と平行な面の中心軸とのなす角度が±４０°以内である配向を示す窒化けい素結晶粒子の面積割合が、アスペクト比が２以上の窒化けい素結晶粒子全体の４０〜７０％であり、
かつ、前記セラミックス焼結体の成形圧力の付加方向と平行な配向面と直交する平面で組織を観察した場合に中心軸とのなす角度が±４０°以内の配向を示すアスペクト比２以上の窒化けい素結晶粒子の面積割合が、アスペクト比２以上の窒化けい素結晶粒子全体の３０％以下であることを特徴とする。
【００１４】
また、前記セラミックス焼結体は窒化けい素を主成分とすることが望ましい。さらに、前記セラミックス焼結体の配向面と直交する平面で組織を観察した場合に配向セラミックス粒子の面積割合が３０％以下であることが好ましい。また、前記セラミックス焼結体の破壊靱性値が５ＭＰａ／ｍ^０．５以上であることが好ましい。
【００１５】
さらに上記セラミックス焼結体から摺動部材および半導体用基板を構成することが望ましい。
【００１６】
また、本発明に係るセラミックス焼結体の製造方法は、前記セラミックス焼結体を製造するセラミックス焼結体の製造方法において、イミド分解法または直接窒化法で製造された窒化けい素粉末に、平均分子量が５万以上２０万以下のアクリル系樹脂バインダーを１０〜３０重量％と焼結助剤とを添加して原料混合体を調製し、得られた原料混合体の押し出し速度が５０ｃｍ／ｍｉｎ以下となるように一定方向から圧力を作用させながら所定形状にシート成形し、得られた成形体を脱脂した後に焼結することにより窒化けい素を主成分とするセラミックス焼結体を得ることを特徴とする。
さらに、本発明に係る他のセラミックス焼結体の製造方法は、前記セラミックス焼結体を製造するセラミックス焼結体の製造方法において、イミド分解法または直接窒化法で製造された窒化けい素粉末に、平均分子量が５万以上２０万以下のアクリル系樹脂バインダーを３〜１０重量％と焼結助剤とを添加して原料混合体を調製し、得られた原料混合体に一定方向からプレス圧力６０ＭＰａ以上の圧力を作用させながら所定形状にプレス成形し、得られた成形体を脱脂した後に焼結することにより窒化けい素を主成分とするセラミックス焼結体を得ることを特徴とする。
【００１７】
さらに、前記成形体がシート成形法によって成形される場合において、原料混合体に添加されるアクリル系樹脂バインダーの添加量が１０〜３０重量％であることが好ましい。また、前記成形体がプレス成形法によって成形される場合において、原料混合体に添加されるアクリル系樹脂バインダーの添加量が３〜１０重量％であることが好ましい。さらに、前記セラミックス原料粉末の平均粒径が１μｍ以下であるとともに、累積粒径値Ｄ９０が２μｍ以下であることが好ましい。
【００１８】
本発明に係るセラミックス焼結体を構成するセラミックスは特に限定されるものではないが、アスペクト比が大きい長大な柱状に結晶粒子が成長する窒化けい素を主成分とすることが好ましい。
【００１９】
また、本発明に係るセラミックス焼結体において、短径に対する長比の比（アスペクト比）が２以上のセラミックス粒子の長軸とセラミックス焼結体の中心軸とのなす角度が±４０°以内である配向セラミックス粒子の面積割合は、セラミックス焼結体の破壊靱性値や耐疲労性に大きく影響し、本発明では２０〜７０％の範囲とされる。
【００２０】
上記配向セラミックス粒子の面積割合が２０％未満の場合には、セラミックス焼結体の破壊靱性値および耐疲労性の改善効果が少ない一方、７０％を超えると、配向面と直角方向の強度が増加するが、他の方向における強度が低下してしまい、セラミックス焼結体全体としての強度が不十分となり信頼性が低下する。したがって、配向セラミックス粒子の面積割合（配向度）は２０〜７０％とされるが、３０〜６０％の範囲がより好ましい。
【００２１】
ここで上記配向度を定めるセラミックス粒子は、図２に示すように短径Ｄに対する長径上の比（アスペクト比）Ｌ／Ｄが２以上のセラミックス粒子２を対象とする。そして、図１および図２に示すように、セラミックス粒子２の長軸とセラミックス焼結体１の中心軸Ｃとがなす角度θが±４０°以内にあるセラミックス粒子２の面積割合を画像解析等の手段により測定して配向度が求められる。
【００２２】
上記配向度の測定は、配向面（焼結体平板面）に沿って縦１００μｍ×横１００μｍの正方形領域を任意の３ヶ所に設定し、その３領域における配向度の平均値を、当該セラミックス焼結体のセラミックス粒子の配向度と定める方法を簡易的に用いてもよい。なお、当然ながら焼結体全体の配向度を調べた値を配向度としてよいことは言うまでもない。
【００２３】
上記のように、セラミックス粒子を一定方向に配向させることにより、セラミックス結晶が一方向に配向し、熱伝導時に抵抗となる結晶粒界が配向方向に対して減少することにより、配向方向の熱伝導性が上昇する。このような配向組織ではセラミックス焼結体の強度および靱性を向上させる上で好ましいものであり、機械的強度と熱伝導性とを同時に高めることが可能となる。ちなみに、セラミックス焼結体の破壊靱性値は５ＭＰａ／ｍ^０．５以上に達し、さらには６ＭＰａ／ｍ^０．５以上に達する焼結体も得られる。
【００２４】
また、セラミックス焼結体の配向面と直交する平面で組織を観察した場合に配向セラミックス粒子の面積割合が３０％以下であることが好ましく、さらには各セラミックス粒子が特定の方向に配向せずにセラミックス粒子の長軸がランダムに伸びるように配置されていることが好ましい。このランダムな配置により、配向面と直交する平面側の強度も高く維持でき、セラミックス焼結体全体の強度特性を向上させることができる。
【００２５】
本発明に係るセラミックス焼結体は、例えば以下のような手順で製造される。すなわち、セラミックス原料粉末に、平均分子量が５万以上２０万以下のアクリル系樹脂バインダーを３〜５０重量％と焼結助剤と、必要に応じて界面活性剤，可塑剤，有機溶媒とを添加して原料混合体を調製し、得られた原料混合体に一定方向から圧力を作用させながら所定形状に成形し、得られた成形体を脱脂した後に焼結して製造される。
【００２６】
セラミックス原料粉末としては、全ての市販品を使用できるが、特に酸素含有量が０．５〜１．５重量％であり、またハロゲン元素含有量が１００ｐｐｍ以下の高純度セラミックス原料粉末を用いることが、焼結体の強度および熱伝導率を高くする上で有効である。
【００２７】
特にセラミックス原料粉末として窒化けい素粉末を用いる場合には、イミド熱分解法や直接窒化法で製造された窒化けい素原料粉末を用いることが好ましい。
【００２８】
また、粗大なセラミックス原料粉末を用いると焼結性が悪化し易く、またセラミックス粒子のアスペクト比も小さくなる。そこで本発明に係るセラミックス焼結体の結晶組織を微細化するとともに均一にして高強度特性を発揮させるために、粒子径分布が揃った微細なセラミックス原料粉末を使用することが好ましい。具体的には、セラミックス原料粉末の平均粒径が１μｍ以下であるとともに、累積粒径分布図における９０％累積粒径値（Ｄ９０）が２μｍ以下であることが望ましい。
【００２９】
本発明方法で用いられるバインダーとしては、ポリメチルアクリレート，ポリエチルアクリレート，ポリブチルアクリレート，ポリアクリレート等の平均分子量が５万以上２０万以下の直鎖状の高分子アクリル系樹脂バインダーが使用される。上記高分子アクリル系樹脂バインダーを用いることにより、成形時に針状のセラミックス原料粒子を部分的に配向させることが可能となり、配向度の高い焼結体を形成することができる上に、成形操作時において成形割れが発生することが少なく加工性が良好なグリーンシートを量産することができる。
【００３０】
上記バインダーとなるアクリル系樹脂バインダーの平均分子量が５万未満の場合には、セラミックス粒子を部分的に配向させる作用が不十分となる一方、平均分子量が２０万を超える場合には、配向作用が過度に進行するため好ましくない。また、バインダーの平均分子量が５万未満の場合には、バインダーによる成形体の保形作用が不十分となるため、成形中または乾燥中に成形体にクラックが発生し易くなる。一方、平均分子量が２０万より大きくなると、より高い保形効果が得られるが、セラミックス原料粉末間の距離よりもバインダーの直鎖の長さが長くなるため、成形体の密度が低下してしまう。したがって、アクリル系樹脂バインダーの平均分子量は５万以上２０万以下の範囲とされるが、８万以上１０万以下の範囲がより好ましい。
【００３１】
また、界面活性剤としては、ポリオキシエチレンアルキルアミン，カルボキシル化トリオキシエチレントリジシルエーテル，ジグリセリンモノオレエート，ジグリセリンモノオレエート等があり、これらの１種または２種以上混合して使用される。
【００３２】
可塑剤としてはＤＥＰ，ＤＢＰ，ＤＯＴ，ＤＮＰ，ＤＤＰ，ＰＥＧ等の各種可塑剤が使用でき、セラミックス成形体に柔軟性を付与することが可能になり、成形性を改善できる。
【００３３】
また、有機溶媒としては、ケトン類では、例えばアセトン，ＭＥＫ，ＭＩＢＫ等があり、アルコール類では、メタノール，エタノール，プロパノール，ブタノール等があり、これらの１種または２種以上混合して使用される。
【００３４】
なお、前記アクリル系樹脂バインダーの添加量は、成形体の成形方法によって好適な範囲が異なる。例えば前記成形体がドクターブレード法などのシート成形法によって成形される場合において、原料混合体に添加されるアクリル系樹脂バインダーの添加量は１０〜３０重量％であることが好ましい。
【００３５】
一方、前記成形体がプレス成形法によって成形される場合において、原料混合体に添加されるアクリル系樹脂バインダーの添加量は３〜１０重量％であることが好ましい。
【００３６】
上記各成形法においてアクリル系樹脂バインダーの添加量が下限値未満の場合には、セラミックス粒子の配向作用が不十分となると共に成形体の形状保持が困難になり、ハンドリング性が低下する一方、添加量が上限値を超える場合には、成形体の脱脂時に多量のバインダーが抜けるため、割れが発生したり、ポアが形成され易く、焼結体の品質が低下し易く、また脱脂時間が長くなるためコスト高になると共に製造歩留りが悪化する。
【００３７】
また、良好なセラミックス焼結体を製造するために界面活性剤はセラミックス原料粉末１００重量部に対して０．１〜１０重量部、好ましくは０．３〜０．５重量部の割合で添加するとよい。さらに可塑剤はバインダー１００重量部に対して２５〜１００重量部、好ましくは５０〜７５重量部の割合で添加するとよい。また、有機溶媒はセラミックス原料粉末１００重量部に対して、４０〜１００重量部、好ましくは５０〜９０重量部の割合で添加するとよい。
【００３８】
上記のように調製された原料混合体によれば、短時間で十分に解砕が実施され、有機溶媒量が削減できるため、成形・乾燥工程でのセラミックス粒子間の収縮率が小さくなり、成形体のクラック発生を効果的に防止できる。
【００３９】
そして、上記のように調製した原料混合体に一定方向から圧力を作用させることにより、所定形状の成形体が形成される。原料混合体に対する加圧力は、プレス成形法の場合には６０ＭＰａ以上とする一方、シート成形法の場合は原料混合体の押出速度（ずり速度）が５０ｃｍ／ｍｉｎ以下、さらには２０ｃｍ／ｍｉｎ以下となるような加圧力を作用させることが好ましい。シート成形法においては、上記押出速度が５０ｃｍ／ｍｉｎより速いと、押出方向への配向度が必要以上に高くなってしまうために好ましくない。
【００４０】
上記のような成形操作において、アクリル系樹脂バインターの平均分子量とその添加量と、原料混合体に作用させる成形圧力とを適正に調節することにより、セラミックス粒子が部分的に所定方向に配向したセラミックス成形体が得られる。そして得られた成形体を脱脂した後に、窒素などの非酸化性雰囲気中で１５００〜１９００℃の温度範囲で１〜１０時間焼結することにより、本発明に係るセラミックス焼結体が得られる。
【００４１】
上記のように調製したセラミックス焼結体は、セラミックス結晶粒子が部分的に所定方向に配向しており、配向面と直交する方向の破壊靱性値を大幅に向上させることができる。このような、セラミックス焼結体は、ローラ軸受のローラ，回転式コンプレッサ用ベーン，バルブ，各種自動車部品などの構造材や摺動部材として使用された場合に、優れた耐久性および信頼性を発揮する。また、半導体用基板などの電子用部材として用いた場合には、破壊靱性に優れ、熱伝導率の向上も実現するため、耐久性および放熱性に優れた半導体装置や電子機器が得られる。
【００４２】
上記構成に係るセラミックス焼結体およびその製造方法によれば、アクリル系樹脂バインダーを所定量添加した原料混合体に一定方向から圧力を作用させながら成形した後に、脱脂・焼結して製造されているため、セラミックス粒子が部分的に所定方向に配向されており、破壊靱性値が改善されたセラミックス焼結体を簡便かつ低コストで製造することができる。
【００４３】
【発明の実施の形態】
次に本発明の実施形態について、以下の実施例、参考例および比較例を参照しながら、より具体的に説明する。
【００４４】
実施例１〜７、参考例１〜３
シリコンイミドの熱分解法によって生成した窒化けい素原料粉末（平均粒子径およびＤ９０値は表１に示す通りである。）に対して、焼結助剤としてのＹ_２Ｏ_３粉末を５重量％と、表１に示す平均分子量を有するアクリル系樹脂バインダーとを所定量添加し、さらに界面活性剤としてのポリオキシエチレンアルキルアミンを原料粉末１００重量部に対して１重量部と可塑剤としてのＤＥＰを２０重量部と、有機溶媒としてのエタノールを４０重量部とを添加して均一に混合し、各実施例および参考例用の原料混合体を調製した。
【００４５】
得られた各原料混合体を、表１に示すようにプレス成形法またはシート成形法によって成形し、各実施例および参考例用のセラミックス成形体を調製した。なお、プレス成形時の成形圧およびシート成形時の押出速度は表１に示す値とした。
【００４６】
次に得られた各セラミックス成形体を温度９０℃で１２時間乾燥した後に、温度５００℃で２時間の脱脂処理を行った。さらに、１ＭＰａの窒素ガス雰囲気中で温度１８００℃で６時間焼結することにより、各実施例および参考例に係るセラミックス焼結体としての窒化けい素焼結体をそれぞれ調製した。各窒化けい素焼結体の寸法は、縦５０ｍｍ×横５０ｍｍ×厚さ５ｍｍとした。
【００４７】
比較例１〜３
一方、比較例１として、アクリル系樹脂バインダーに代えてメチルセルロースを２０重量％含有する原料混合体を用いた点以外は参考例１と同一条件で成形，脱脂，焼結して比較例１に係る窒化けい素焼結体を調製した。
【００４８】
また、比較例２として、平均分子量が１万と過小なアクリル系樹脂バインダーを４０重量％含有する原料混合体を用いた点以外は参考例１と同一条件で成形，脱脂，焼結して比較例２に係る窒化けい素焼結体を調製した。
【００４９】
一方、比較例３として平均分子量が１万と過小なアクリル系樹脂バインダーを３０重量％含有する原料混合体をシート成形法によって成形した点以外は比較例２と同一条件で脱脂，焼結して比較例３に係る窒化けい素焼結体を調製した。
【００５０】
上記のように調製した各実施例、参考例および比較例に係る窒化けい素焼結体の特性を比較評価するために、各窒化けい素焼結体の配向面（成形圧力付加方向面）における窒化けい素結晶粒子の配向度とその配向度と直交する面における配向度とを測定するとともに、配向面と直交する方向の破壊靱性値と配向面に沿った熱伝導率を測定した。
【００５１】
なお、配向度の測定は下記のように実施した。すなわち、図１および図２に示すように、窒化けい素結晶粒子のうち短径Ｄに対する長径Ｌの比（アスペクト比）Ｌ／Ｄが２以上の窒化けい素粒子２のみを測定の対象とし、窒化けい素粒子２の長軸と窒化けい素焼結体１の中心軸Ｃとのなす角度が±４０°以内にあるセラミックス粒子２の面積割合を画像解析により測定した。この測定操作を、配向面（焼結体平板面）およびそれと直交する面に沿って設定した縦１００μｍ×横１００μｍの３ヶ所の正方形領域について、それぞれ実施し、その３領域における各配向度の平均値を当該測定面における配向度とした。また、破壊靱性は日本工業規格ＪＩＳ−Ｒ−１６０７に基づくＩＦ法により測定し、熱伝導率（２５℃）はレーザフラッシュ法を用いて測定した。各測定結果を下記表１にまとめて示す。
【００５２】
【表１】

【００５３】
上記表１に示す結果から明らかなように、所定の平均分子量を有するアクリル系樹脂バインダーを含有する原料混合体をプレス成形法またはシート成形法によって成形後、脱脂・焼結して調製した各実施例に係る窒化けい素焼結体においては、窒化けい素結晶粒子が部分的に一定方向に配向しているため、高い破壊靱性値と熱伝導率とが得られることが判明した。なお、アクリル系樹脂バインダーを５０ｗｔ％添加した実施例４および実施例７については配向度は上がるものの焼結体としては気孔が発生し易いことから破壊靱性および熱伝導率は他の実施例と比較して低下する傾向が確認できた。
【００５４】
一方、アクリル系樹脂バインダーを使用せず、従来のメチルセルロース系バインダーを使用した比較例１に係る窒化けい素焼結体および本発明で規定する範囲外の平均分子量を有するバインダーを使用した比較例２〜３に係る窒化けい素焼結体においては、いずれの組織面においても配向度が、本発明で規定する範囲外であり、破壊靱性値および熱伝導率の改善効果は少ないことが判明した。なお、表１には記載していないが、本実施例に係る各セラミックス焼結体の配向面の破壊靱性値は、いずれも５ＭＰａ／ｍ^０．５以上と高い値を示していた。
【００５５】
このように本発明のセラミックス焼結体は所定の配向度を満たすことにより、配向面および配向面に直交する面の破壊靱性を強化したものである。このようなセラミックス焼結体は、様々な方向から応力が作用する状態で使用される各種摺動部材、並びに温度変化が激しい半導体用基板として最適である。
【００５６】
これに対して比較例のように特定方向に配向度が偏ったセラミックス焼結体では、破壊靱性値が低い面が形成されてしまうため、必ずしも優れたセラミックス焼結体とは言えないものである。
【００５７】
【発明の効果】
以上説明の通り、本発明に係るアクリル系樹脂バインダーを所定量添加した原料混合体に一定方向から圧力を作用させながら成形した後に、脱脂・焼結して製造されているため、セラミックス粒子が部分的に所定方向に配向されており、破壊靱性値が改善されたセラミックス焼結体を簡便かつ低コストで製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るセラミックス焼結体の結晶組織を例示する断面図。
【図２】セラミックス粒子の形状例を示す断面図。
【符号の説明】
１セラミックス焼結体（Ｓｉ_３Ｎ_４焼結体）
２セラミックス粒子（粒子）[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a ceramic sintered body, a sliding member using the same, a semiconductor substrate, and a method for producing the same, and in particular, by aligning a part of ceramic particles constituting the sintered body in a predetermined direction, a fracture toughness value is obtained. Further, the present invention relates to a ceramic sintered body with improved fatigue resistance, a sliding member using the same, a semiconductor substrate, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
Ceramic material powders such as AlN, SiC, Si ₃ N ₄ such as nitrides, carbides, borides, silicides, etc. are formed into a predetermined shape to form a ceramic formed body, and then the obtained ceramic formed body is sintered. Since the bonded body generally has various characteristics such as hardness, electrical insulation, wear resistance, heat resistance, and corrosion resistance compared to conventional metal materials, it is a substrate for electronic equipment, precision mechanical parts, and semiconductor devices. It is used in a wide range of materials and other fields.
[0003]
For example, a ceramic sintered body formed in a plate shape is widely used as a constituent material of a ceramic circuit board used for mounting a high-power transistor, a power module or the like. This ceramic circuit board is required to have high fatigue resistance because it is repeatedly subjected to thermal stress due to the difference in thermal expansion coefficient between the board portion and the circuit portion. In addition, when mounted on various electronic devices and industrial machines, high reliability is required without causing cracks or the like against stress acting from any direction.
[0004]
In recent years, ceramic sintered bodies have also been used as high-temperature structural materials such as automobile engine components and heat-conductive insulating parts such as electronic circuit boards. The body is required to increase toughness in addition to strength and thermal conductivity. However, even in a silicon nitride sintered body called a high toughness material among ceramic sintered bodies, the fracture toughness value (Kc) is 1/10 or less that of a metal material, and the ceramic sintered body has a higher toughness value. Is required.
[0005]
Conventionally, as a method for increasing the toughness of a ceramic sintered body, a dispersion strengthening method in which spherical particles are dispersed in a sintered body structure, a method for increasing the toughness of a sintered body by combining reinforcing fibers such as SiC, etc. Is used. Any of these methods is a method of preventing crack growth by using dispersed particles or reinforcing fibers or increasing the toughness by utilizing the fiber drawing effect.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the method for increasing toughness as described above, particles or fibers themselves dispersed in the structure may act as defects, and it has been difficult to achieve both high strength and high toughness.
[0007]
Conventional ceramic sintered bodies are generally obtained by mixing ceramic raw material powders with additives such as sintering aids and cellulosic binders (binders), and molding the mixture with a uniaxial press. Since the molded body is manufactured by degreasing and sintering, the ceramic particles constituting the sintered body have no orientation, and there is no directionality in the mechanical characteristics represented by the bending strength. Therefore, in order to improve the strength, it was essential to change the composition of the ceramic sintered body, but it was extremely difficult to increase the strength without impairing the thermal conductivity and electrical characteristics required for each application. It was.
[0008]
On the other hand, by extruding and then sintering a ceramic raw material mixture to which a sintering aid or a binder (binder) is added, a ceramic sintered body in which almost all ceramic particles are oriented in a predetermined direction is obtained. It is known that
[0009]
However, in the ceramic sintered body in which all ceramic particles are oriented in a predetermined direction as described above, excellent resistance to stress and heat acting in a predetermined direction in relation to the orientation surface is realized. However, when the sintered body is used in an environment where stress or the like acts from all directions in a plane direction different from the orientation plane, the durability of the ceramic sintered body as a whole is reduced and the life is shortened. There was also the problem of shortening.
[0010]
The present invention has been made to solve the above-described problems, and a ceramic sintered body having improved fracture toughness value and fatigue characteristics by orienting a part of ceramic particles constituting the sintered body in a predetermined direction, and It is an object of the present invention to provide a sliding member, a semiconductor substrate, and a manufacturing method thereof using the same.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the inventors of the present application diligently studied a method for increasing the fracture toughness value without impairing the mechanical strength characteristics and thermal conductivity of the ceramic sintered body. As a result, a ceramic raw material mixture to which 3 to 50% by weight of an acrylic resin binder having an average molecular weight of 50,000 or more and 200,000 or less was added was molded into a predetermined shape while applying pressure from a certain direction, and the obtained molded body When degreased and sintered, needle-shaped ceramic particles with a large aspect ratio are formed, and it becomes possible to orient these ceramic particles in a certain direction at a predetermined ratio, thereby reducing the fracture toughness value. The knowledge that it can improve effectively was acquired.
[0012]
In addition, by selecting the acrylic resin binder as described above and setting the addition amount appropriately, even when a nitride ceramic raw material powder is used, it can be easily formed into a substrate shape. Is formed into a sheet shape by the doctor blade method, etc., the aspect ratio of the nitride ceramic particles is increased, the needle-shaped ceramic particles are oriented in the plane direction of the substrate, and the strength in the direction perpendicular to the orientation direction is greatly increased. The knowledge that it can be raised was also obtained. The present invention has been completed based on the above findings.
[0013]
That is, the ceramic sintered body according to the present invention is a ceramic sintered body mainly composed of silicon nitride formed by sintering a formed body formed by applying pressure from a certain direction by a press forming method or a sheet forming method. In the body,
At least a portion of the silicon nitride crystal particles has a structure oriented in a plane parallel to the direction in which the molding pressure is applied, and the major axis of the silicon nitride crystal particles has a major axis to minor axis ratio (aspect ratio) of 2 or more. Silicon nitride crystal having an area ratio of silicon nitride crystal particles exhibiting an orientation in which an angle formed with a central axis of a plane parallel to the forming pressure applied direction of the ceramic sintered body is within ± 40 °, and an aspect ratio of 2 or more a 40 to 70% of the total particles,
In addition, when the structure is observed on a plane orthogonal to the orientation plane parallel to the direction in which the forming pressure of the ceramic sintered body is applied, the nitriding with an aspect ratio of 2 or more which shows an orientation within an angle of ± 40 ° with the central axis The area ratio of the silicon crystal particles is 30% or less of the entire silicon nitride crystal particles having an aspect ratio of 2 or more.
[0014]
The ceramic sintered body is preferably composed mainly of silicon nitride. Furthermore, when the structure is observed on a plane orthogonal to the orientation plane of the ceramic sintered body, the area ratio of the oriented ceramic particles is preferably 30% or less. The fracture toughness value of the ceramic sintered body is preferably 5 MPa / m ^0.5 or more.
[0015]
Furthermore, it is desirable to constitute a sliding member and a semiconductor substrate from the ceramic sintered body.
[0016]
Further, the method for producing a ceramic sintered body according to the present invention is the method for producing a ceramic sintered body according to the present invention, wherein an average of silicon nitride powder produced by an imide decomposition method or a direct nitriding method is used. A raw material mixture is prepared by adding 10 to 30% by weight of an acrylic resin binder having a molecular weight of 50,000 to 200,000 and a sintering aid, and the extrusion rate of the obtained raw material mixture is 50 cm / min or less. A ceramic sintered body containing silicon nitride as a main component is obtained by forming a sheet into a predetermined shape while applying pressure from a certain direction, and degreasing and then sintering the obtained molded body. And
Furthermore, another method for producing a ceramic sintered body according to the present invention is the method for producing a ceramic sintered body according to the present invention, wherein a silicon nitride powder produced by an imide decomposition method or a direct nitriding method is used. The raw material mixture was prepared by adding 3 to 10% by weight of an acrylic resin binder having an average molecular weight of 50,000 to 200,000 and a sintering aid, and the resulting raw material mixture was pressed from a certain direction. A ceramic sintered body containing silicon nitride as a main component is obtained by press-molding into a predetermined shape while applying a pressure of 60 MPa or more, degreasing the obtained molded body, and then sintering.
[0017]
Furthermore, when the said molded object is shape | molded by the sheet | seat shaping | molding method, it is preferable that the addition amount of the acrylic resin binder added to a raw material mixture is 10 to 30 weight%. Moreover, when the said molded object is shape | molded by the press molding method, it is preferable that the addition amount of the acrylic resin binder added to a raw material mixture is 3 to 10 weight%. Furthermore, it is preferable that the ceramic raw material powder has an average particle size of 1 μm or less and a cumulative particle size value D90 of 2 μm or less.
[0018]
The ceramic constituting the ceramic sintered body according to the present invention is not particularly limited, but it is preferable that silicon nitride in which crystal grains grow in a long column shape with a large aspect ratio be a main component.
[0019]
Further, in the ceramic sintered body according to the present invention, the angle formed by the major axis of the ceramic particles having a ratio of the length to the minor axis (aspect ratio) of 2 or more and the central axis of the ceramic sintered body is within ± 40 °. The area ratio of certain oriented ceramic particles greatly affects the fracture toughness value and fatigue resistance of the ceramic sintered body, and in the present invention, it is in the range of 20 to 70%.
[0020]
When the area ratio of the oriented ceramic particles is less than 20%, the effect of improving the fracture toughness value and fatigue resistance of the ceramic sintered body is small, whereas when it exceeds 70%, the strength in the direction perpendicular to the orientation plane increases. However, the strength in the other direction is lowered, the strength of the entire ceramic sintered body is insufficient, and the reliability is lowered. Therefore, the area ratio (orientation degree) of the oriented ceramic particles is 20 to 70%, but a range of 30 to 60% is more preferable.
[0021]
Here, the ceramic particles that determine the degree of orientation are intended to be ceramic particles 2 having a ratio (aspect ratio) L / D on the major axis to the minor axis D of 2 or more as shown in FIG. As shown in FIGS. 1 and 2, the area ratio of the ceramic particles 2 in which the angle θ formed by the long axis of the ceramic particles 2 and the central axis C of the ceramic sintered body 1 is within ± 40 ° is subjected to image analysis or the like. The degree of orientation is determined by measuring by the above means.
[0022]
The degree of orientation is measured by setting square regions of 100 μm in length and 100 μm in width along the orientation plane (sintered flat plate surface) at arbitrary three locations, and calculating the average value of orientation degrees in the three regions. A method of determining the degree of orientation of the ceramic particles of the bonded body may be simply used. Needless to say, the orientation degree may be a value obtained by examining the orientation degree of the entire sintered body.
[0023]
As described above, by orienting ceramic particles in a certain direction, the ceramic crystal is oriented in one direction, and the grain boundary that becomes a resistance during heat conduction decreases with respect to the orientation direction, so that the heat conduction in the orientation direction. Increases sex. Such an oriented structure is preferable for improving the strength and toughness of the ceramic sintered body, and it is possible to simultaneously increase the mechanical strength and the thermal conductivity. Incidentally, the fracture toughness value of the ceramic sintered body reaches 5 MPa / m ^0.5 or more, and further, a sintered body reaching 6 MPa / m ^0.5 or more can be obtained.
[0024]
In addition, when the structure is observed on a plane orthogonal to the orientation plane of the ceramic sintered body, the area ratio of the oriented ceramic particles is preferably 30% or less, and further, each ceramic particle is not oriented in a specific direction. The ceramic particles are preferably arranged so that the long axes of the ceramic particles extend randomly. By this random arrangement, the strength on the plane side orthogonal to the orientation plane can be maintained high, and the strength characteristics of the entire ceramic sintered body can be improved.
[0025]
The ceramic sintered body according to the present invention is manufactured, for example, by the following procedure. That is, 3-50% by weight of an acrylic resin binder having an average molecular weight of 50,000 to 200,000, a sintering aid, and, if necessary, a surfactant, a plasticizer, and an organic solvent are added to the ceramic raw material powder. Thus, the raw material mixture is prepared, molded into a predetermined shape while applying pressure to the obtained raw material mixture from a certain direction, and the obtained molded body is degreased and then sintered.
[0026]
Although all commercially available products can be used as the ceramic raw material powder, it is particularly preferable to use a high-purity ceramic raw material powder having an oxygen content of 0.5 to 1.5% by weight and a halogen element content of 100 ppm or less. It is effective in increasing the strength and thermal conductivity of the sintered body.
[0027]
In particular, when a silicon nitride powder is used as the ceramic raw material powder, it is preferable to use a silicon nitride raw material powder produced by an imide pyrolysis method or a direct nitridation method.
[0028]
Moreover, when coarse ceramic raw material powder is used, the sinterability is likely to deteriorate, and the aspect ratio of the ceramic particles is also reduced. Therefore, in order to refine the crystal structure of the ceramic sintered body according to the present invention and make it uniform and exhibit high strength characteristics, it is preferable to use a fine ceramic raw material powder having a uniform particle size distribution. Specifically, it is desirable that the average particle size of the ceramic raw material powder is 1 μm or less, and the 90% cumulative particle size value (D90) in the cumulative particle size distribution diagram is 2 μm or less.
[0029]
As the binder used in the method of the present invention, a linear polymer acrylic resin binder having an average molecular weight of 50,000 or more and 200,000 or less, such as polymethyl acrylate, polyethyl acrylate, polybutyl acrylate, and polyacrylate is used. . By using the above polymer acrylic resin binder, it becomes possible to partially align the acicular ceramic raw material particles at the time of molding, and it is possible to form a sintered body with a high degree of orientation, and at the time of molding operation In this case, green sheets with few forming cracks and good workability can be mass-produced.
[0030]
When the average molecular weight of the acrylic resin binder as the binder is less than 50,000, the action of partially orienting the ceramic particles is insufficient, whereas when the average molecular weight exceeds 200,000, the orientation action is Since it proceeds excessively, it is not preferable. In addition, when the average molecular weight of the binder is less than 50,000, the shape retaining action of the molded body by the binder becomes insufficient, so that the molded body is likely to crack during molding or drying. On the other hand, when the average molecular weight is larger than 200,000, a higher shape retention effect can be obtained, but the linear length of the binder becomes longer than the distance between the ceramic raw material powders, so that the density of the formed body decreases. . Therefore, the average molecular weight of the acrylic resin binder is in the range of 50,000 to 200,000, but more preferably in the range of 80,000 to 100,000.
[0031]
In addition, surfactants include polyoxyethylene alkylamine, carboxylated trioxyethylene tridisyl ether, diglycerin monooleate, diglycerin monooleate and the like, and one or more of these are used in combination. Is done.
[0032]
Various plasticizers such as DEP, DBP, DOT, DNP, DDP, and PEG can be used as the plasticizer, so that flexibility can be imparted to the ceramic molded body, and the moldability can be improved.
[0033]
Examples of organic solvents include ketones such as acetone, MEK, and MIBK. Alcohols include methanol, ethanol, propanol, butanol, and the like, and one or more of these are used in combination. .
[0034]
Note that the amount of the acrylic resin binder added varies depending on the molding method of the molded body. For example, when the molded body is molded by a sheet molding method such as a doctor blade method, the amount of the acrylic resin binder added to the raw material mixture is preferably 10 to 30% by weight.
[0035]
On the other hand, when the molded body is molded by a press molding method, the amount of the acrylic resin binder added to the raw material mixture is preferably 3 to 10% by weight.
[0036]
When the amount of the acrylic resin binder added is less than the lower limit in each of the above molding methods, the orientation of the ceramic particles becomes insufficient and it becomes difficult to maintain the shape of the molded body, while the handling property is reduced. When the amount exceeds the upper limit value, a large amount of binder is removed during degreasing of the molded body, so that cracks are easily generated, pores are easily formed, the quality of the sintered body is easily deteriorated, and the degreasing time is increased. As a result, the cost increases and the manufacturing yield deteriorates.
[0037]
Further, in order to produce a good ceramic sintered body, the surfactant is added in an amount of 0.1 to 10 parts by weight, preferably 0.3 to 0.5 parts by weight, based on 100 parts by weight of the ceramic raw material powder. Good. Further, the plasticizer may be added in a proportion of 25 to 100 parts by weight, preferably 50 to 75 parts by weight, based on 100 parts by weight of the binder. The organic solvent may be added in a proportion of 40 to 100 parts by weight, preferably 50 to 90 parts by weight, with respect to 100 parts by weight of the ceramic raw material powder.
[0038]
According to the raw material mixture prepared as described above, it can be sufficiently crushed in a short time and the amount of organic solvent can be reduced. The occurrence of cracks in the body can be effectively prevented.
[0039]
And a molded object of a predetermined shape is formed by applying pressure to the raw material mixture prepared as described above from a certain direction. The pressure applied to the raw material mixture is 60 MPa or more in the case of the press molding method, while the extrusion speed (shear rate) of the raw material mixture is 50 cm / min or less, more preferably 20 cm / min or less in the case of the sheet molding method. It is preferable to apply such a pressing force. In the sheet forming method, when the extrusion speed is faster than 50 cm / min, the degree of orientation in the extrusion direction is undesirably high.
[0040]
In the molding operation as described above, the ceramic particles in which the ceramic particles are partially oriented in a predetermined direction by appropriately adjusting the average molecular weight of the acrylic resin binder, the addition amount thereof, and the molding pressure applied to the raw material mixture A molded body is obtained. And after degreasing the obtained molded object, the ceramic sintered compact concerning this invention is obtained by sintering for 1 to 10 hours in the temperature range of 1500-1900 degreeC in non-oxidizing atmosphere, such as nitrogen.
[0041]
In the ceramic sintered body prepared as described above, the ceramic crystal particles are partially oriented in a predetermined direction, and the fracture toughness value in the direction orthogonal to the orientation plane can be greatly improved. Such ceramic sintered bodies exhibit excellent durability and reliability when used as structural materials and sliding members for rollers of roller bearings, vanes for rotary compressors, valves, various automobile parts, etc. To do. In addition, when used as an electronic member such as a semiconductor substrate, it has excellent fracture toughness and improved thermal conductivity, so that a semiconductor device or electronic device having excellent durability and heat dissipation can be obtained.
[0042]
According to the ceramic sintered body and the manufacturing method thereof according to the above configuration, after being molded while applying pressure from a certain direction to the raw material mixture to which a predetermined amount of the acrylic resin binder is added, the ceramic sintered body is manufactured by degreasing and sintering. Therefore, the ceramic sintered body in which the ceramic particles are partially oriented in a predetermined direction and the fracture toughness value is improved can be manufactured easily and at low cost.
[0043]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, embodiments of the present invention will be described more specifically with reference to the following examples , reference examples and comparative examples.
[0044]
Examples 1-7, Reference Examples 1-3
5% by weight of Y ₂ O ₃ powder as a sintering aid with respect to silicon nitride raw material powder (average particle diameter and D90 value as shown in Table 1) produced by the thermal decomposition method of silicon imide And a predetermined amount of an acrylic resin binder having an average molecular weight shown in Table 1, and 1 part by weight of polyoxyethylene alkylamine as a surfactant and 100 parts by weight of raw material powder and DEP as a plasticizer 20 parts by weight and 40 parts by weight of ethanol as an organic solvent were added and mixed uniformly to prepare a raw material mixture for each example and reference example .
[0045]
Each obtained raw material mixture was molded by a press molding method or a sheet molding method as shown in Table 1 to prepare ceramic molded bodies for the respective examples and reference examples . The molding pressure at the time of press molding and the extrusion speed at the time of sheet molding were the values shown in Table 1.
[0046]
Next, each obtained ceramic compact was dried at a temperature of 90 ° C. for 12 hours, and then degreased at a temperature of 500 ° C. for 2 hours. Furthermore, by sintering for 6 hours at a temperature of 1800 ° C. in a nitrogen gas atmosphere of 1 MPa, silicon nitride sintered bodies as ceramic sintered bodies according to the respective examples and reference examples were prepared. The dimensions of each silicon nitride sintered body were 50 mm long × 50 mm wide × 5 mm thick.
[0047]
Comparative Examples 1-3
On the other hand, as Comparative Example 1, molding, degreasing, and sintering were performed under the same conditions as Reference Example 1 except that a raw material mixture containing 20% by weight of methylcellulose was used instead of the acrylic resin binder. A silicon nitride sintered body was prepared.
[0048]
Further, as Comparative Example 2, a comparison was made by molding, degreasing and sintering under the same conditions as Reference Example 1 except that a raw material mixture containing an acrylic resin binder having an average molecular weight of 10,000 and an excessively small acrylic resin binder was used. A silicon nitride sintered body according to Example 2 was prepared.
[0049]
On the other hand, as Comparative Example 3, degreasing and sintering were performed under the same conditions as in Comparative Example 2 except that a raw material mixture containing 30% by weight of an acrylic resin binder having an average molecular weight of 10,000 and too small was formed by a sheet molding method. A silicon nitride sintered body according to Comparative Example 3 was prepared.
[0050]
In order to compare and evaluate the characteristics of the silicon nitride sintered bodies according to the Examples , Reference Examples, and Comparative Examples prepared as described above, the silicon nitride on the orientation plane (molding pressure application direction plane) of each silicon nitride sintered body. While measuring the degree of orientation of the elementary crystal grains and the degree of orientation in the plane perpendicular to the degree of orientation, the fracture toughness value in the direction perpendicular to the orientation plane and the thermal conductivity along the orientation plane were measured.
[0051]
The degree of orientation was measured as follows. That is, as shown in FIG. 1 and FIG. 2, only silicon nitride particles 2 having a ratio of the major axis L to the minor axis D (aspect ratio) L / D of 2 or more among the silicon nitride crystal particles are measured, The area ratio of the ceramic particles 2 in which the angle between the major axis of the silicon nitride particles 2 and the central axis C of the silicon nitride sintered body 1 is within ± 40 ° was measured by image analysis. This measurement operation was carried out for three square regions of 100 μm in length and 100 μm in width set along the orientation plane (sintered plate surface) and the plane orthogonal thereto, and the average of the degree of orientation in each of the three regions. The value was defined as the degree of orientation on the measurement surface. Fracture toughness was measured by IF method based on Japanese Industrial Standard JIS-R-1607, and thermal conductivity (25 ° C.) was measured using laser flash method. The measurement results are summarized in Table 1 below.
[0052]
[Table 1]

[0053]
As is clear from the results shown in Table 1 above, each embodiment was prepared by degreasing and sintering a raw material mixture containing an acrylic resin binder having a predetermined average molecular weight after molding by a press molding method or a sheet molding method. In the silicon nitride sintered body according to the example, since the silicon nitride crystal particles are partially oriented in a certain direction, it has been found that a high fracture toughness value and thermal conductivity can be obtained. In Examples 4 and 7 to which 50 wt% of an acrylic resin binder was added, although the degree of orientation increased, pores were easily generated as a sintered body, so fracture toughness and thermal conductivity were compared with other examples. The tendency to decrease was confirmed.
[0054]
On the other hand, without using an acrylic resin binder, Comparative Example 2 using a silicon nitride sintered body according to Comparative Example 1 using a conventional methylcellulose binder and a binder having an average molecular weight outside the range defined in the present invention. In the silicon nitride sintered body according to No. 3, the orientation degree is outside the range defined by the present invention in any structural surface, and it has been found that the effect of improving the fracture toughness value and the thermal conductivity is small. In addition, although not described in Table 1, the fracture toughness values of the orientation planes of the ceramic sintered bodies according to this example all showed a high value of 5 MPa / m ^0.5 or more.
[0055]
As described above, the ceramic sintered body of the present invention enhances the fracture toughness of the orientation plane and the plane orthogonal to the orientation plane by satisfying a predetermined degree of orientation. Such a ceramic sintered body is optimal as various sliding members used in a state where stress is applied from various directions, and as a substrate for a semiconductor having a large temperature change.
[0056]
On the other hand, a ceramic sintered body with a degree of orientation biased in a specific direction as in the comparative example forms a surface with a low fracture toughness value, so it cannot necessarily be said to be an excellent ceramic sintered body. .
[0057]
【The invention's effect】
As described above, ceramic particles are partially produced because the raw material mixture to which a predetermined amount of the acrylic resin binder according to the present invention is added is molded by applying pressure from a certain direction and then degreased and sintered. In particular, a ceramic sintered body that is oriented in a predetermined direction and has an improved fracture toughness value can be produced simply and at low cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view illustrating the crystal structure of a ceramic sintered body according to the present invention.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing a shape example of ceramic particles.
[Explanation of symbols]
1 Ceramic sintered body (Si ₃ N ₄ sintered body)
2 Ceramic particles (particles)

Claims

プレス成形法またはシート成形法により一定方向から圧力を付加して成形された成形体を焼結してなる窒化けい素を主成分とするセラミックス焼結体において、
少なくとも一部の窒化けい素結晶粒子が成形圧力の付加方向と平行な面に配向した組織を有し、短径に対する長径の比（アスペクト比）が２以上の窒化けい素結晶粒子の長軸とセラミックス焼結体の成形圧力付加方向と平行な面の中心軸とのなす角度が±４０°以内である配向を示す窒化けい素結晶粒子の面積割合が、アスペクト比が２以上の窒化けい素結晶粒子全体の４０〜７０％であり、
かつ、前記セラミックス焼結体の成形圧力の付加方向と平行な配向面と直交する平面で組織を観察した場合に中心軸とのなす角度が±４０°以内の配向を示すアスペクト比２以上の窒化けい素結晶粒子の面積割合が、アスペクト比２以上の窒化けい素結晶粒子全体の３０％以下であることを特徴とするセラミックス焼結体。In a ceramic sintered body mainly composed of silicon nitride formed by sintering a formed body formed by applying pressure from a certain direction by a press forming method or a sheet forming method,
At least a portion of the silicon nitride crystal particles has a structure oriented in a plane parallel to the direction in which the molding pressure is applied, and the major axis of the silicon nitride crystal particles has a major axis to minor axis ratio (aspect ratio) of 2 or more. Silicon nitride crystal having an area ratio of silicon nitride crystal particles exhibiting an orientation in which an angle formed with a central axis of a plane parallel to the forming pressure applied direction of the ceramic sintered body is within ± 40 °, and an aspect ratio of 2 or more a 40 to 70% of the total particles,
In addition, when the structure is observed on a plane orthogonal to the orientation plane parallel to the direction in which the forming pressure of the ceramic sintered body is applied, the nitriding with an aspect ratio of 2 or more which shows an orientation within an angle of ± 40 ° with the central axis A ceramic sintered body characterized in that an area ratio of silicon crystal particles is 30% or less of an entire silicon nitride crystal particle having an aspect ratio of 2 or more.

前記セラミックス焼結体の破壊靱性値が５ＭＰａ／ｍ^０．５以上であることを特徴とする請求項１記載のセラミックス焼結体。2. The ceramic sintered body according to claim 1, wherein a fracture toughness value of the ceramic sintered body is 5 MPa / m ^0.5 or more.

請求項１または２記載のセラミックス焼結体から成ることを特徴とする摺動部材。A sliding member comprising the ceramic sintered body according to claim 1.

請求項１または２記載のセラミックス焼結体から成ることを特徴とする半導体用基板。A semiconductor substrate comprising the ceramic sintered body according to claim 1.

請求項１記載のセラミックス焼結体を製造するセラミックス焼結体の製造方法において、
イミド分解法または直接窒化法で製造された窒化けい素粉末に、平均分子量が５万以上２０万以下のアクリル系樹脂バインダーを１０〜３０重量％と焼結助剤とを添加して原料混合体を調製し、得られた原料混合体の押し出し速度が５０ｃｍ／ｍｉｎ以下となるように一定方向から圧力を作用させながら所定形状にシート成形し、得られた成形体を脱脂した後に焼結することにより窒化けい素を主成分とするセラミックス焼結体を得ることを特徴とするセラミックス焼結体の製造方法。 In the manufacturing method of the ceramic sintered compact which manufactures the ceramic sintered compact of Claim 1,
A raw material mixture obtained by adding 10 to 30% by weight of an acrylic resin binder having an average molecular weight of 50,000 or more and 200,000 or less and a sintering aid to silicon nitride powder produced by an imide decomposition method or a direct nitriding method And forming the sheet into a predetermined shape while applying pressure from a certain direction so that the extrusion speed of the obtained raw material mixture is 50 cm / min or less, degreasing the obtained molded body, and sintering A method for producing a ceramic sintered body characterized by obtaining a ceramic sintered body mainly comprising silicon nitride.

請求項１記載のセラミックス焼結体を製造するセラミックス焼結体の製造方法において、
イミド分解法または直接窒化法で製造された窒化けい素粉末に、平均分子量が５万以上２０万以下のアクリル系樹脂バインダーを３〜１０重量％と焼結助剤とを添加して原料混合体を調製し、得られた原料混合体に一定方向からプレス圧力６０ＭＰａ以上の圧力を作用させながら所定形状にプレス成形し、得られた成形体を脱脂した後に焼結することにより窒化けい素を主成分とするセラミックス焼結体を得ることを特徴とするセラミックス焼結体の製造方法。 In the manufacturing method of the ceramic sintered compact which manufactures the ceramic sintered compact of Claim 1,
A raw material mixture obtained by adding 3 to 10% by weight of an acrylic resin binder having an average molecular weight of 50,000 to 200,000 and a sintering aid to silicon nitride powder produced by an imide decomposition method or a direct nitriding method Mainly silicon nitride is prepared by press-molding the obtained raw material mixture into a predetermined shape while applying a pressure of 60 MPa or more from a certain direction, degreasing the obtained molded body, and then sintering. A method for producing a ceramic sintered body comprising obtaining a ceramic sintered body as a component.

前記窒化けい素粉末の平均粒径が１μｍ以下であるとともに、累積粒径値Ｄ９０が２μｍ以下であることを特徴とする請求項５または６記載のセラミックス焼結体の製造方法。The method for producing a ceramic sintered body according to claim 5 or 6, wherein the silicon nitride powder has an average particle size of 1 µm or less and a cumulative particle size value D90 of 2 µm or less.