JPH0218311A - Hexagonal silicon carbide platelet and preform, and its production and use - Google Patents

Abstract

PURPOSE: To obtain crystalline silicon carbide excellent in heat resistance, suitable for a reinforcing material or the like and having a specific crystal structure by heating a porous silicon carbide precursor composition containing silicon and carbon in the presence of a hexagonal system crystal growth controlling additive to a high temp.

CONSTITUTION: In a porous silicon carbide precursor composition containing silicon and carbon brought into close contact with each other about 0.3-5% hexagonal system crystal growth controlling additive selected from boron, Al or the like to the weight of silicon in the composition is added. Next, heating is carried out at 2,100-2,500°C for about 3 min to 24 hr under a non-reactive atmosphere. As the result, the crystalline silicon carbide, which consists essentially of α-silicon carbide, ≥90 wt.% of which is formed from plural hexagonal system crystal lattice, ≥80 wt.% of which has parallel basic plane parts opposed to each other apart from a 0.5-20 μ distance, in which ≥2 adjacent crystals with an angle of 120° has a 2.5-150 μ distance between the angles and which has <10 visible flaws per 100 crystals under a magnification of 200, is obtained.

COPYRIGHT: (C)1990,JPO

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は他の材料の強化材として使用する炭化珪素、よ
り詳しくいえば上記のおよび他の目的に利用できる従来
未知の形状の炭化珪素、このような新規な炭化珪素の製
法、その利用法および得られる新規な強化製品に関する
ものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION (Field of Industrial Application) The present invention relates to silicon carbide for use as a reinforcing material in other materials, more specifically silicon carbide in a previously unknown shape that can be used for the above and other purposes; The present invention relates to a new method for producing silicon carbide, a method for using the same, and a new reinforced product obtained.

（従来の技術） 現在、強化材として炭化珪素ボイスカーおよび繊維を利
用すべく世界的規模で研究努力がなされている。現在公
知のボイスカー、即ち通常高いアスペクト比をもつ単結
晶は、β−相または立方構造の炭化珪素を主成分とする
ものであり、そのためβ−相相比化珪素限られた熱安定
性のために１８００℃以上の温度での処理を必要とする
セラミックス複合材の製造には不向きである。BACKGROUND OF THE INVENTION There is currently a worldwide research effort to utilize silicon carbide voice cars and fibers as reinforcement materials. Currently known voice ker, i.e. single crystals, usually with high aspect ratios, are mainly composed of silicon carbide in the β-phase or cubic structure, so that the β-phase fractionated silicon has limited thermal stability. It is unsuitable for manufacturing ceramic composite materials that require treatment at temperatures of 1800° C. or higher.

それにも拘らず、このようなβ−相相比化珪素・強化材
として用いる試みがなされている。Despite this, attempts have been made to use such β-phase ratio silicon as a reinforcing material.

このような従来技術の例には以下のようなものがある。Examples of such prior art include the following.

ブレナン、（Ｂｒｅｎｎａｎ）等の米国特許第４，４１
０，６３５号は不連続な炭化珪素繊維で強化したセラミ
ックス複合材を開示しており、これはガラス状態にある
セラミックスマトリックス材料を出発物質とし、これを
ガラス状態から、該複合体の緻密化後にセラミックス状
態に転化させることにより形成される。Brennan, et al., U.S. Pat. No. 4,41
No. 0,635 discloses a ceramic composite reinforced with discontinuous silicon carbide fibers, which starts with a ceramic matrix material in a glassy state, which is transferred from the glassy state after densification of the composite. It is formed by converting it into a ceramic state.

プレポ（Ｐｒｅｗｏ）等の米国特許第４．３９９，２３
１号は不連続炭化珪素繊維で強化したガラス複合材を開
示しており、そこでは該炭化珪素繊維は炭化珪素紙を使
用することにより実質的に面内無秩序方向に配向状態に
ある。U.S. Pat. No. 4,399,23 to Prewo et al.
No. 1 discloses a glass composite reinforced with discontinuous silicon carbide fibers, in which the silicon carbide fibers are oriented in a substantially in-plane random direction through the use of silicon carbide paper.

バッタ（）ｌａｔｔａ）等の米国特許第４，３８７，０
８０号、同第４．４６７．６４７号および４，４６７．
０４２号は、金属または非金属元素、例えばＳｉ、　Ｂ
、　Ｔｉ、Ｆｅ、八ｌ　、　Ｚｒ、　Ｃｒなどを含む有
機珪素ポリマーからのフレーク状β−相炭化珪素の製造
を開示している。この有機珪素ポリマーは薄いシートに
成形され、該シートはその後溶融防止処理される。この
シートは、後に非酸化性ガス、例えばＮ２、■１□、Ｎ
Ｈ３、ＡｒおよびＣＯガス雰囲気中で高温度に加熱され
る。この熱処理は１８００℃を越えない温度にて実施さ
れる。得られる生成物はフレーク状のβ−相相比化珪素
ある。有機珪素ポリマーの不溶融性シートは小さなフレ
ーク状の小片に裁断でき、その各々はその厚さの１０〜
１００倍の長さおよび幅をもち、またこれら小片はβ−
炭化珪素フレークに転化できる。また、フレーク化は大
きなシートの熱処理後に行うごともできる。複合材料、
例えばゴム、プラスチック、金属、およびコンクリート
などにおける熱応力の分散のために薄いシートまたはフ
レーク状の材料を使用することも開示されている。厚さ
の１０〜１００倍の範囲の幅および長さをもつフレーク
状β−炭化珪素が押出し成形機の破損抵抗体（ｒｅｓｉ
ｓｔｉｎｇ　ｂｒｅａｋａｇｅ）として教示されている
。しかしながら、このようなβ−炭化珪素は耐熱性をも
たない。U.S. Pat. No. 4,387,0 for Latta et al.
80, 4.467.647 and 4,467.
No. 042 is a metal or non-metal element such as Si, B
discloses the production of flaky β-phase silicon carbide from organosilicon polymers containing Ti, Fe, Al, Zr, Cr, and the like. The organosilicon polymer is formed into a thin sheet, which is then treated to prevent melting. This sheet is later treated with a non-oxidizing gas such as N2, ■1□, N
Heated to high temperature in H3, Ar and CO gas atmosphere. This heat treatment is carried out at a temperature not exceeding 1800°C. The resulting product is flake-like β-phase complexed silicon. The infusible sheet of organosilicon polymer can be cut into small flake-like pieces, each of which has a thickness of
100 times longer and wider, and these pieces are β-
Can be converted to silicon carbide flakes. Further, flaking can also be carried out after heat treatment of a large sheet. composite materials,
The use of thin sheet or flake materials for thermal stress distribution in, for example, rubber, plastics, metals, and concrete, has also been disclosed. Flaked β-silicon carbide with a width and length ranging from 10 to 100 times the thickness is used as a resi-silicon carbide extruder.
sting breakage). However, such β-silicon carbide does not have heat resistance.

アレン（Ａｌｉｅｎ）の米国特許第３，６６１．６６２
号はシート材料の製法を開示しており、該方法において
は、炭化珪素または炭化硼素のフレークを該フレークに
対して不活性な液体金属のプール上に浮遊させ、該プー
ルの表面上で凝集したフレークを一緒に結合してそのシ
ートを形成し、該シートを該プール表面から取出してい
る。結合材は有機樹脂である。Alien U.S. Patent No. 3,661.662
No. 1, No. 1, No. 1, No. 1, No. 1, No. 1, No. 1, No. 1, 2003, 2003, discloses a method for making a sheet material in which flakes of silicon carbide or boron carbide are suspended on a pool of liquid metal that is inert to the flakes and aggregated on the surface of the pool. The flakes are bonded together to form a sheet and the sheet is removed from the pool surface. The binding material is an organic resin.

六方晶系結晶構造をもつα−炭化珪素を含むα−炭化珪
素は公知である。しかし、このような材料は強化材とし
て使用するのに特に適したものとはいえない。というの
は、従来は一貫して良好な強化材として機能するに十分
な純度と完全性を備えた構造をもつ炭化珪素を得ること
は不可能もしくは少なくとも実施不能であったからであ
る。α-Silicon carbide including α-silicon carbide having a hexagonal crystal structure is known. However, such materials are not particularly suitable for use as reinforcement. This is because it has heretofore been impossible or at least not practicable to obtain silicon carbide with a structure of sufficient purity and integrity to function as a consistently good reinforcement.

独立した大きな、典型的にはＯ０１〜３Ｃ１１の、通常
は連晶六方晶結晶が、しばしば自発的に、アチソン（Ａ
ｃｈｅｓｏｎ）電気抵抗炉法で炭化珪素を合成する際に
見られる。しかし、このような結晶は一般に大きすぎし
かも炉内で形成される前炭化珪素に比して量的に少なす
ぎるので、強化材として用いることはできない。このよ
うな結晶を別々に集めて、小さな寸法に破砕したとして
も、良好な強化材とはならない。というのは、このよう
な破砕操作により最終的な破砕材料の粒子に多数の損傷
を与え、しかも望ましからぬ形状、寸法の粒子を与える
からである。Separate large, typically O01-3C11, usually intergrowth hexagonal crystals often spontaneously form Acheson (A
cheson) seen when synthesizing silicon carbide using the electric resistance furnace method. However, such crystals are generally too large and too small in quantity compared to the pre-silicon carbide formed in the furnace to be used as a reinforcing material. Even if such crystals are collected separately and crushed into small sizes, they do not provide good reinforcement. This is because such a crushing operation causes a large amount of damage to the final crushed material particles, as well as particles of undesirable shape and size.

ニラペンバーブ（Ｋｎｉｐｐｅｎｂｅｒｇ）等の米国特
許３．９６２．４０６号は炭化珪素結晶の抵抗率の製法
を開示している。この方法では、二酸化珪素のコアが粒
状炭化珪素または炭化珪素を形成する材料中に埋設され
ている。この塊を二酸化珪素が気化する温度、即ち約１
５００℃以上に加熱すると、炭化珪素で囲まれた空洞が
形成される。この空洞の形成後、約２５００℃以上の温
度で加熱を続ける。この温度で、平板状の炭化珪素結晶
が該空洞壁土に形成される。US Pat. No. 3,962,406 to Knippenberg et al. discloses a method for making resistivity silicon carbide crystals. In this method, a core of silicon dioxide is embedded in granular silicon carbide or a material forming silicon carbide. The temperature at which silicon dioxide vaporizes this lump, that is, about 1
When heated to 500° C. or higher, a cavity surrounded by silicon carbide is formed. After the cavity is formed, heating is continued at a temperature of about 2500° C. or higher. At this temperature, flat silicon carbide crystals are formed in the cavity walls.

六方晶系の炭化珪素結晶の製造を開示する他の特許はロ
ーエ（Ｌｏｗｅ）の米国特許筒ＲＥ２６，９４１号であ
る。この特許は、時間のかかるかつ根気のいる蒸着法に
よる、エレクトロニクス用の、例えば整流器およびトラ
ンジスタ用の太き（かつ高純度の結晶の調製を記載して
いる。この結晶は径０．７５インチまでで、厚さ１〜１
００ミル（２５〜２５４０μ）のものである（例えば、
第５欄、５９〜６１行参照）。このような材料は一般に
多くの強化用途に対しては大きすぎる。Another patent disclosing the production of hexagonal silicon carbide crystals is US Patent No. RE 26,941 to Lowe. This patent describes the preparation of thick (and highly pure) crystals for electronics applications, such as rectifiers and transistors, by a time-consuming and painstaking vapor deposition process. The crystals are up to 0.75 inches in diameter. So, the thickness is 1~1
00 mils (25-2540μ) (e.g.
(See column 5, lines 59-61). Such materials are generally too bulky for many reinforcement applications.

テネシー州ナクスビルのアメリカン　マトリックス　イ
ンコーポレーション（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｍａｔｒｉｘ
　＋Ｉｎｃ、＋前フェニックス　インタナショナル（Ｐ
ｈｏｅｎｉｘＩｎ　ｔｅｒｎａ　ｔ　１ｏｎａ　１）　
）は最近、複合材料強化用α−炭化珪素粒子の入手可能
性を報告した。しかし、この材料を作製する方法は公開
されていない。これら粒子を顕微鏡下でみると大粒子を
破砕したものであることがわかる。この製品は様々な形
状の種々の構造、即ち針状、粉末および断片（幾分かの
六方晶系結晶材を含む）の混合物であると思われる。こ
れら粒子は多数の欠陥を有し、分析によれば低純度であ
る。American Matrix Inc., Knaxville, Tennessee
+Inc, +Former Phoenix International (P
hoenixIn terna t 1ona 1)
) recently reported the availability of α-silicon carbide particles for reinforcing composite materials. However, the method for making this material has not been disclosed. When these particles are viewed under a microscope, they are found to be crushed large particles. The product appears to be a mixture of various structures of various shapes: needles, powders and fragments (including some hexagonal crystalline material). These particles have a large number of defects and are of low purity according to analysis.

概して、当業者には、種々の原料物質からα−またはβ
−型の炭化珪素を調製する多くの方法があることが知ら
れている。しかし、より安定なα−型の炭化珪素の、薄
い単結晶の六方晶状のプレ−トレ・７ト（ｐ　ｌａ　ｔ
ｅ　ｌｅ　ｔ）を意図的に形成することができることに
ついては何等示唆も教示もなく、また必要に応じていか
にこれが達成し得るか、あるいはかかるプレートレット
が予想外の有用性を有するかについても何の教示もない
。In general, those skilled in the art will know that α- or β-
It is known that there are many ways to prepare -type silicon carbide. However, a thin single-crystal hexagonal plate tray made of more stable α-type silicon carbide
There is no suggestion or teaching that platelets could be intentionally formed, nor how this could be accomplished if desired, or whether such platelets would have any unexpected utility. There is no teaching.

更に、基′本面（ｂｅｓｅ　ｆａｃｅ）が０．５〜２０
μだけ離れている、小さな六方晶系の結晶構造の多孔質
炭化珪素マトリックスの示唆教示はなく、しかもこのよ
うなマトリックスの利用に関する教示、示唆もない。Furthermore, the base face is 0.5 to 20.
There is no suggestion of a porous silicon carbide matrix with a small hexagonal crystal structure separated by μ, nor is there any suggestion or suggestion of the use of such a matrix.

（発明が解決しようとする課題および課題を解決するた
めの手段） 本発明によれば、結晶性炭化珪素が提供され、該炭化珪
素においてその少なくとも９０重量％が複数の六方晶系
の結晶格子で形成され、該格子から形成される結晶の少
なくとも８０重量％が０．５〜２０μの距離だけ離れた
対向する平行な基本面部分を少なくとも含む。(Problems to be Solved by the Invention and Means for Solving the Problems) According to the present invention, crystalline silicon carbide is provided, and at least 90% by weight of the silicon carbide is composed of a plurality of hexagonal crystal lattices. At least 80% by weight of the crystals formed from the lattice include at least opposing parallel elementary plane portions separated by a distance of 0.5 to 20μ.

この炭化珪素は別々の粒子形状であり得、かつ粒子の少
なくとも７０重量％が、通常プレートレット状の単結晶
格子で構成されていてもよい。The silicon carbide may be in the form of discrete particles and at least 70% by weight of the particles may be composed of a single crystal lattice, usually platelet-like.

また、この炭化珪素は連晶を含む一体的多孔賀構造であ
り得る。この多孔質構造は連続または独立孔系のいずれ
であってもよい。この多孔質構造は５〜８０容量％の範
囲の多孔度および１〜１００μの範囲内の平均孔径をも
つことが望ましい。Additionally, the silicon carbide may have a monolithic porous structure including intergrowth. This porous structure may be either continuous or closed pore system. Preferably, the porous structure has a porosity in the range of 5 to 80% by volume and an average pore size in the range of 1 to 100 microns.

本発明は、また本発明の粒子まで強化されたマトリック
スおよび多孔質構造を含浸することにより形成された物
品をも包含する。このマトリックスおよび含浸材料は、
無定形ガラスおよびガラスセラミックス両者を含むガラ
ス、セラミックス、金属並びにポリマーであり得る。含
浸または初期処方後、いくつかの無定形ガラスは微品質
セラミックスに転化できる。使用できる金属の例は種々
の鋼、アルミニウムおよび金属合金である。本発明の強
化マトリックスおよび含浸製品は良好な強度、耐破壊性
および改善された熱伝導性によって特徴付けられる。更
に、マトリックス材料がシンター化α−炭化珪素などの
高温材料である場合、該製品は例外的に高い安定性によ
り特徴付けられる。The present invention also encompasses articles formed by impregnating a reinforced matrix and porous structure into particles of the present invention. This matrix and impregnated material
It can be glasses, ceramics, metals, and polymers, including both amorphous glasses and glass-ceramics. After impregnation or initial formulation, some amorphous glasses can be converted into fine-quality ceramics. Examples of metals that can be used are various steels, aluminum and metal alloys. The reinforced matrix and impregnated products of the invention are characterized by good strength, fracture resistance and improved thermal conductivity. Furthermore, if the matrix material is a high temperature material such as sintered alpha-silicon carbide, the product is characterized by exceptionally high stability.

本発明の炭化珪素は、２１００℃〜炭化珪素の分解温度
、即ち約２５００℃の温度にて、六方晶系結晶成長制御
添加剤の存在下で、不活性雰囲気、例えば窒素、不活性
（希）ガスおよびこれらの混合ガス雰囲気下で、該結晶
を形成するのに十分な時間、密に接触した珪素と炭素と
を含む多孔質炭化珪素先駆体組成物を加熱することによ
り調製される。The silicon carbide of the present invention is prepared in an inert atmosphere, e.g. nitrogen, inert (rare It is prepared by heating a porous silicon carbide precursor composition comprising silicon and carbon in intimate contact under an atmosphere of gases and mixtures thereof for a time sufficient to form the crystals.

該成長制御添加剤は通常元素周期律表の大１［Ａ族金属
であり、一般に硼素、アルミニウムおよびその混合物か
ら選ばれる。硼素およびアルミニウムは硼素化合物およ
びアルミニウム化合物、例えばＡｌａＣｓ　、ＡＩＮ　
、　８４ＣまたはＢＮとして供給できるが、この制御添
加剤は化合物ではなく、化合物中のアルミニウムまたは
硼素である。The growth control additive is typically a metal from Group 1 of the Periodic Table of the Elements, generally selected from boron, aluminum and mixtures thereof. Boron and aluminum can be used in boron compounds and aluminum compounds, such as AlaCs, AIN
, 84C or BN, the control additive is not the compound, but the aluminum or boron in the compound.

この成長制御添加剤は通常の０．３〜５重量％（該先駆
体中の珪素基準で）の量で存在する。The growth control additive is typically present in an amount of 0.3 to 5% by weight (based on silicon in the precursor).

最も有用な先駆体組成物はβ−炭化珪素粉末およびＳｉ
Ｃを形成するのに化学量論的に必要とされる量での粒状
シリカと炭素との混合物または粒状珪素と炭素との混合
物から選択される。該先駆体材料の平均粒径は通常約０
．００５〜５μであるが、シリカなどの先駆体材料が反
応前にガス状生成物を形成する場合には、より大きな粒
径、例えば１００μのものを使用できる。The most useful precursor compositions are β-silicon carbide powder and Si
It is selected from a mixture of particulate silica and carbon or a mixture of particulate silicon and carbon in the amount stoichiometrically required to form C. The average particle size of the precursor material is usually about 0.
．． 005-5μ, but larger particle sizes, for example 100μ, can be used if the precursor material, such as silica, forms gaseous products before reaction.

バラの粒子が必要な場合、粗粉末先駆体を用い、連晶多
孔質構造が望ましい場合は、凝集先駆体を用いる。Coarse powder precursors are used when loose particles are desired, and agglomerated precursors are used when an interlocked porous structure is desired.

本発明の新規生成物番主金属の剛性およびセラミックス
の靭性の改善を含む種々の材料の強度の改善において有
用である。更に、種々の材料の熱伝達特性を改善するの
に有用であることがわかっている材料はセラミックスに
改良された耐熱衝撃性を与え、絶縁体として機能し、か
つ多くの物質の耐腐食性を改善できる。また、本発明の
製品は良好な酸化並びに化学薬品に対する耐性を有して
いる。The novel products of this invention are useful in improving the strength of a variety of materials, including improving the stiffness of key metals and the toughness of ceramics. In addition, materials found to be useful in improving the heat transfer properties of various materials provide improved thermal shock resistance to ceramics, function as insulators, and improve the corrosion resistance of many materials. It can be improved. The products of the invention also have good oxidation and chemical resistance.

本発明の目的の炭化珪素は、β−型の炭化珪素とは逆に
α−炭化珪素である。α−炭化珪素は、その高い耐熱性
および良好な構造的結合性のために本発明において好ま
しい。The silicon carbide for the purpose of the present invention is α-silicon carbide as opposed to β-type silicon carbide. Alpha-silicon carbide is preferred in the present invention due to its high heat resistance and good structural integrity.

特に、本発明は“六方晶系結晶格子”即ち自由に成長さ
せた場合には六方晶状の炭化珪素結晶を形成する結晶格
子から形成される型の炭化珪素を含む。格子の型の混合
（ポリタイプ）を含むこの種の結晶格子は数種あり、本
発明において利用できるが、最も一般的なものは６Ｈお
よび４Ｈ結晶形のものである。自由にかつ完全に成長さ
せた場合に、六方晶系結晶格子で規定されるこれら六方
晶系炭化珪素結晶はその端部において“側面（ｌａｔｅ
ｒａｌ　ｆａｃｅ）”によって連結された２つの平行な
六方晶形状の“基本面（ｂａｃｅ　　ｆａｃｅ）”によ
り特徴付けられる。In particular, the present invention includes silicon carbide of the type formed from a "hexagonal crystal lattice", that is, a crystal lattice that, when grown freely, forms hexagonal silicon carbide crystals. There are several types of crystal lattices of this type, including mixtures of lattice types (polytypes), which can be utilized in the present invention, but the most common are those of the 6H and 4H crystal forms. When grown freely and completely, these hexagonal silicon carbide crystals defined by a hexagonal crystal lattice form "late" crystals at their ends.
It is characterized by two parallel hexagonal shaped "base faces" connected by a "ral face".

六方晶系結晶格子から形成された炭化珪素結晶は常に完
全というわけではない。即ち、該基本面は常に完全な六
角形である訳ではないが、該結晶は少なくとも部分的に
対向する平行な基本面を有し、該基本面が０．５〜２０
μの距離だけ離れていることを特徴とする。本開示にお
いて、このような不完全な結晶は、それにも拘らず、“
六方晶系結晶構造”であり、かつ該結晶は、“六方晶系
結晶”と呼ばれる。この本発明の炭化珪素生成物は常に
複数のこのような結晶を含む。即ち、常に１０００以上
、通常１０．０００以上のかかる結晶を含む。Silicon carbide crystals formed from a hexagonal crystal lattice are not always perfect. That is, although the basic planes are not always perfectly hexagonal, the crystal has at least partially opposing parallel basic planes, and the basic planes are between 0.5 and 20
It is characterized by being separated by a distance of μ. In this disclosure, such imperfect crystals are nevertheless referred to as “
"hexagonal crystal structure" and the crystals are called "hexagonal crystals". The silicon carbide product of the invention always contains a plurality of such crystals, i.e. always more than 1000, usually 10 .000 or more such crystals.

本発明の炭化珪素はバラの六方晶系結晶粒子を含むか、
あるいは連晶六方品系結晶を含む連晶構造であり得る。The silicon carbide of the present invention contains loose hexagonal crystal grains,
Alternatively, it may be an interlocked structure including interlocked hexagonal crystals.

この炭化珪素が別々の粒子を含む場合、該粒子の少なく
とも７０重量％はプレートレンド形状にある。これらの
プレートレットは平行な基本面を有する単結晶粒子であ
り、ここで平均して該基本面の各々を横切る最長の距離
は該基本面間の距離の少なくとも６倍、通常は少なくと
も８倍である。If the silicon carbide comprises discrete particles, at least 70% by weight of the particles are in a plate trend shape. These platelets are single crystal grains with parallel elementary planes, where on average the longest distance across each of said elementary planes is at least 6 times, usually at least 8 times, the distance between said elementary planes. be.

プレートレットにおいて、該基本面の最大寸法対最小寸
法の比は通常１〜３である。このプレートレットの基本
面の各々は少なくとも２つの隣接する１２０’の角（ｃ
ｏｒｎｅｒ）を含むことが望ましく、核用は六方晶系結
晶構造に特徴的なものである。In platelets, the ratio of the largest dimension to the smallest dimension of the cardinal surface is usually between 1 and 3. Each of the cardinal faces of this platelet has at least two adjacent 120' corners (c
It is desirable that the crystal structure contains a hexagonal crystal structure.

このような角は通常２．５〜１５０μなる距離だけ離れ
ている。Such corners are typically separated by a distance of 2.5 to 150 microns.

本発明の粒状結晶性炭化珪素は、更に低い損傷率即ち破
損により特徴付けられる。光学顕微鏡で倍率２００の下
で観測した際に、観察した１００個の基本面（ｂａｓｅ
）当たり１０未満、通常は２未満のクランクもしくは損
傷が観測された。不完全な結晶成長に起因する形状は損
傷、破損あるいはクランクとは考えない。The granular crystalline silicon carbide of the present invention is characterized by an even lower damage rate or failure. When observed under a magnification of 200 with an optical microscope, the 100 base planes observed
) less than 10, usually less than 2, cranks or damage were observed per ). Shapes resulting from incomplete crystal growth are not considered damage, breakage, or cranks.

炭化珪素が一体的多孔質構造である場合、六方晶系結晶
格子から形成された複数の連晶結晶を含む。本発明の目
的にとって、連晶結晶は別の結晶であると考える。検知
し得る損傷を受けていない結晶部分は、依然として０．
５〜２０μの距離だけ離れた対向する平行な基本面部分
を少なくとももつことにより特徴付けられる。この一体
内多孔質構造は通常５〜８０、好ましくは３５〜６５容
量％の多孔度および１〜１００μの平均孔径を有する。When silicon carbide has a monolithic porous structure, it includes a plurality of interlocking crystals formed from a hexagonal crystal lattice. For purposes of this invention, an intergrown crystal is considered to be another crystal. The portion of the crystal that has no detectable damage remains at 0.
It is characterized by having at least opposing parallel basic surface portions separated by a distance of 5 to 20 microns. This internally porous structure typically has a porosity of 5 to 80, preferably 35 to 65% by volume and an average pore size of 1 to 100 microns.

孔の構造は所定の用途に応じて、連続型または独立型い
ずれであってもよい。The pore structure may be either continuous or independent, depending on the intended application.

本発明の炭化珪素は高純度、即ち９５％以上、しばしば
９９％以上の純度をもつことを特徴とする特徴的な不純
物の重量割合は鉄０．５％未満、硼素とアルミニウムと
の和０．０３〜３％、遊離珪素０．５％、遊離炭素およ
び他のすべての不純物全体で０．５％未満である。硼素
およびアルミニウム不純物の大部分はこれら元素を成長
制御添加剤として加えたことに起因する。残りの硼素お
よびアルミニウムの多くは内部の硼素およびアルミニウ
ム不純物による表面汚染であり、これは炭化珪素中の固
溶体限界未満、即ち硼素につき約３．０００ｐｐｍ未満
およびアルミニウムにつき約４，０００ｐｐｔａ未満で
ある。The silicon carbide of the present invention is characterized in that it has a high purity, ie a purity of more than 95%, often more than 99%, with a weight proportion of characteristic impurities of less than 0.5% iron, 0.5% of the sum of boron and aluminum. 03-3%, free silicon 0.5%, free carbon and all other impurities total less than 0.5%. Most of the boron and aluminum impurities are due to the addition of these elements as growth control additives. Much of the remaining boron and aluminum is surface contamination from internal boron and aluminum impurities, which are below the solid solution limit in silicon carbide, ie, less than about 3.000 ppm for boron and less than about 4,000 ppta for aluminum.

本発明の炭化珪素生成物は様々な強化構造体において有
用である。この生成物は強度、破砕靭性および耐衝撃性
を付与でき、一方で熱安定性を改良もしくは維持できる
。遊離プレートレットは種々のマトリックスに強化助剤
として配合できる。The silicon carbide products of this invention are useful in a variety of reinforced structures. This product can impart strength, fracture toughness and impact resistance while improving or maintaining thermal stability. Free platelets can be incorporated into various matrices as reinforcing aids.

このようなマトリックスは無定形ガラスおよびガラスセ
ラミックスを包含するガラス、結晶性セラミックス、金
属およびポリマーを含む。無定形ガラスの例としてはシ
リケートガラスおよび実質的にガラスセラミックスに転
化できるガラスを挙げることができる。強化すべきセラ
ミックスの例としては、炭化珪素、アルミナおよびジル
コニアが挙げられる。本質的にすべての金属を強化する
ことができ、特に鉄（鋼）およびアルミニウムの合金並
びに他の金属合金を強化できる。かかる合金は耐熱性合
金、即ち超合金であってもよい。該プレートレットで強
化できるポリマーは熱可塑性および熱硬化性樹脂両者、
例えばポリオレフィン、ビニル樹脂、ナイロン、ポリカ
ーボネートおよびエポキシ樹脂などを含む。このような
プレートレットが強化に用いられた場合、これらは通常
約１０〜約７０容量％の量で存在する。Such matrices include glasses, including amorphous glasses and glass ceramics, crystalline ceramics, metals and polymers. Examples of amorphous glasses include silicate glasses and glasses that can be substantially converted into glass ceramics. Examples of ceramics to be strengthened include silicon carbide, alumina and zirconia. Essentially all metals can be strengthened, especially alloys of iron (steel) and aluminum, as well as other metal alloys. Such alloys may be high temperature alloys, ie superalloys. Polymers that can be reinforced with the platelets include both thermoplastics and thermosets,
Examples include polyolefins, vinyl resins, nylons, polycarbonates, and epoxy resins. When such platelets are used for reinforcement, they are usually present in an amount of about 10 to about 70% by volume.

連晶多孔質構造をある材料で含浸して強力かつ耐衝撃性
の物品を形成することができる。この多孔質構造を含浸
し得る該材料の例は実質的にガラスセラミックスに転化
できるガラスを包含する無定形ガラスおよびポリマー並
びに上で述べたような金属を含む。セラミックスは蒸気
含浸によりマトリックスに配合できる。Intergrown porous structures can be impregnated with certain materials to form strong and impact resistant articles. Examples of such materials that can be impregnated with this porous structure include amorphous glasses and polymers, including glasses that can be substantially converted into glass-ceramics, and metals as mentioned above. Ceramics can be incorporated into the matrix by steam impregnation.

本発明の炭化珪素の製法は２１００〜２５００℃の温度
にて、六方晶系結晶成長制御添加剤の存在下でかつ非反
応性雰囲気下で、密に接した珪素と炭素とを含む多孔質
炭化珪素先駆体組成物を加熱する工程を含む。ここで、
非反応性雰囲気とは、真空または、ガス状反応生成物を
除き、α−炭化珪素の六方晶結晶成長に著しい悪影響を
与えないガスを含む任意の雰囲気である。適当なガスは
窒素および希ガスを含む。酸化性雰囲気は一般に望まし
くない。この反応は炭化珪素結晶の形成を生ずるのに十
分な時間行われる。The method for producing silicon carbide of the present invention involves forming a porous carbide containing silicon and carbon in close contact at a temperature of 2100 to 2500°C in the presence of a hexagonal crystal growth control additive and in a non-reactive atmosphere. heating the silicon precursor composition. here,
A non-reactive atmosphere is a vacuum or any atmosphere containing a gas that does not significantly adversely affect hexagonal crystal growth of alpha-silicon carbide, excluding gaseous reaction products. Suitable gases include nitrogen and noble gases. Oxidizing atmospheres are generally undesirable. This reaction is allowed to occur for a sufficient time to result in the formation of silicon carbide crystals.

上記先駆体組成物は、液状または粒状のポリカルボシラ
ンまたは炭化珪素などのシリカと炭素との化学的組合せ
であり得る。炭化珪素は常に微結晶、ホイスカー、針状
晶または粉末などを包含する粒状であり、一般には（但
し常にそうではない）β−炭化珪素である。この先駆体
は、また密な反応成分のブレンドであって、炭化珪素を
形成できるものであってもよく、複数の六方晶結晶格子
を含むα−炭化珪素を生ずる適当な化学量論量の珪素と
炭素あるいはシリカと炭素とのブレンドを包含する。こ
こで、該格子によって形成される結晶の少なくとも８０
重量％は０．５〜２０μの距離だけ離れた対向する平行
な基本面部分を少なくとも含んでいる。使用するシリカ
は粒状であっても、またゾルの形で用いてもよい。特定
の理論に拘泥するつもりはないが、シリカ、珪素または
炭素が使われる場合、炭化珪素はα−六六方品枯結晶構
造形成する前にβ−形を経由するものと考えられる。The precursor composition may be a liquid or particulate polycarbosilane or a chemical combination of silica and carbon, such as silicon carbide. Silicon carbide is always in granular form, including crystallites, whiskers, needles, or powder, and is generally (but not always) β-silicon carbide. The precursor may also be a close blend of reactants capable of forming silicon carbide, with an appropriate stoichiometry of silicon to yield alpha-silicon carbide containing multiple hexagonal crystal lattices. and carbon or a blend of silica and carbon. where at least 80 of the crystals formed by the lattice
The weight percent includes at least opposing parallel basic surface portions separated by a distance of 0.5 to 20 microns. The silica used may be in granular form or in the form of a sol. Without intending to be bound by a particular theory, it is believed that when silica, silicon, or carbon is used, silicon carbide passes through the β-form before forming an α-hexagonal crystalline structure.

先駆体材料は以下の式に従って、化学量論量の１０モル
％以内の反応物の混合物を与える。The precursor materials provide a mixture of reactants within 10 mole percent of the stoichiometric amount according to the following formula:

１、　β−５ｉＣ→　α−５ｉＣ ２、Ｓｉ＋Ｃ→　β−５ｉＣ→　α−５ｉＣ３、ＳｉＯ
２＋３Ｃ−β＝ＳｉＣ＋２ＣＯ−Ｉ　　α−３ｉにのよ
うな３つの式の化学量論量を満たすためには、該先駆体
材料は約５８〜約６６重量％の珪素と３４〜４２重量％
の炭素、好ましくは約６０〜約６５重量％のシリカと約
３５〜約４０重量％の炭素を含むことができる。1, β-5iC → α-5iC 2, Si+C → β-5iC → α-5iC3, SiO
To satisfy the stoichiometry of the three formulas such as 2+3C-β=SiC+2CO-I α-3i, the precursor material contains about 58 to about 66% by weight silicon and 34 to 42% by weight.
of carbon, preferably about 60 to about 65 weight percent silica and about 35 to about 40 weight percent carbon.

この先駆体材料は極めて微細かつ緻密にブレンドされて
いる必要がある。この先駆体材料の平均粒径は通常０．
００５〜２μの範囲である。この先駆体材料がシリカで
ある場合、より大きな粒子、例えば１００μ以上のもの
を使用できる。その理由は完全に理解されないが、反応
温度にて珪素を含有するガス状生成物の形成に関連して
いるがも知れない。This precursor material must be extremely fine and tightly blended. The average particle size of this precursor material is typically 0.
It is in the range of 0.005 to 2μ. If the precursor material is silica, larger particles can be used, such as 100 microns or more. The reason for this is not completely understood but may be related to the formation of silicon-containing gaseous products at the reaction temperature.

この先駆体材料は高純度であることが望ましく、かつ任
意の適当な源から得ることができる。This precursor material is desirably of high purity and can be obtained from any suitable source.

最も一般的な炭素源はコロイドサイズの炭素（カーボン
ブラックまたはランプブラック）である。カーボンブラ
ンクの通常の粒径は約０．０１〜１μの範囲である。The most common carbon source is colloidal-sized carbon (carbon black or lamp black). Typical particle sizes for carbon blanks range from about 0.01 to 1 micron.

使用するシリカはヒユームドシリカであり得、あるいは
種殻、特にもみ殻を空気中で灰化することにより得られ
るものであってよい。他の種殻、例えばババス−ヤシの
実の殻も使用できる。シリカは０．００５μ程度の低い
粒径をもっことができる。従って、シリカの粒径は広範
囲、例えば０、００５〜１００μ以上であり得る。The silica used can be fumed silica or can be obtained by incinerating seed husks, especially rice husks, in air. Other seed shells can also be used, such as babassu coconut shells. Silica can have particle sizes as low as 0.005 microns. Therefore, the particle size of the silica can vary over a wide range, for example from 0,005 to 100 microns or more.

約１＝１重量比のシリカと炭素との混合物は不活性雰囲
気下で種殻を、例えばもみ殻を８００°Ｃで熱分解する
ことにより得ることができる。種々の他のシリカ−炭素
比も、４００〜１０００°Ｃの範囲で熱分解温度を変え
ることによって得ることができる。A mixture of silica and carbon in a weight ratio of about 1=1 can be obtained by pyrolyzing seed husks, for example rice husks, at 800° C. under an inert atmosphere. Various other silica-carbon ratios can also be obtained by varying the pyrolysis temperature in the range of 400-1000°C.

この方法において、先駆体中の珪素と炭素は密に接触し
ている必要がある。先駆体としてｐ−炭化珪素を用いる
場合、この接触は分子レベルの接触である。炭素が該先
駆体の一部として用いられた場合、これは極めて小さな
粒径、例えば１ミクロン以下をもたなければならず、し
かも珪素源材料と十分に混合されている必要がある。該
珪素源材料は通常より大きな粒径のものであり得る。と
いうのは反応温度で少なくとも部分的に蒸発されて、分
子レベルで接触すると考えられるからである。In this method, the silicon and carbon in the precursor must be in intimate contact. When p-silicon carbide is used as a precursor, this contact is at the molecular level. If carbon is used as part of the precursor, it must have a very small particle size, eg less than 1 micron, and must be well mixed with the silicon source material. The silicon source material may be of larger than normal particle size. This is because it is believed that they are at least partially evaporated at the reaction temperature and come into contact at the molecular level.

この反応は非反応性の雰囲気、例えば窒素中またはアル
ゴンなどの不活性ガス中で行なう必要がある。この反応
は減圧または過圧下で実施できるものと理解すべきであ
る。β−炭化珪素を先駆体として用いる場合、高真空を
用いることができ、その際ガスの使用は排除される。This reaction must be carried out in a non-reactive atmosphere, for example in nitrogen or an inert gas such as argon. It should be understood that this reaction can be carried out under reduced or superatmospheric pressure. If β-silicon carbide is used as precursor, a high vacuum can be used, the use of gas being excluded.

β−炭化珪素粉末およびホイスカーを、例えば米国特許
第３，３４０．０２０号、同第３．３６８．８７１号お
よび同第４，０１３，５０３号などに教示されているよ
うな当業者には公知の方法によって得ることができる。β-silicon carbide powders and whiskers are known to those skilled in the art, such as those taught in U.S. Pat. No. 3,340.020, U.S. Pat. can be obtained by the following method.

望ましいβ−炭化珪素先駆体は０．１〜２μの平均粒径
を有する。Desired beta-silicon carbide precursors have an average particle size of 0.1 to 2 microns.

この先駆体は多孔性であって、ゆるく充填されなければ
ならず、かつ個々の結晶粒子、例えばプレートレットが
望ましい場合には該先駆体はまた個々の粒子でなければ
ならない。連晶構造が望ましい場合、該先駆体材料は凝
集されているべきであり、凝集は例えば該材料を液体中
で混合し、次いで液体を除き、生成物を乾燥することに
より実施できる。必要ならば、凝集性を増すために、−
時的なバインダ、例えば樹脂などの少量を該液体中に含
めることができる。出発物質の多孔度は２０〜７０容量
％の範囲内であるべきであり、かつ平均孔径は通常１〜
１００μの範囲内である。The precursor must be porous and loosely packed, and if individual crystal grains, such as platelets, are desired, the precursor must also be individual particles. If an intergrowth structure is desired, the precursor material should be agglomerated, which can be accomplished, for example, by mixing the materials in a liquid, then removing the liquid and drying the product. If necessary, to increase cohesion, −
A small amount of a temporary binder, such as a resin, may be included in the liquid. The porosity of the starting material should be in the range 20-70% by volume, and the average pore size is usually 1-70% by volume.
It is within the range of 100μ.

六方晶系成長制御添加剤はα−炭化珪素六方品結晶プレ
ートレットの成長を促進する任意の添加剤である。この
ような添加剤は通常元素周期律表の第１１ＩＡ族、特に
硼素、アルミニウムおよびその混合物から選択される金
属である。該成長制御添加剤が先駆体中に存在する場合
、これは０．３〜５重量％、好ましくは１〜３．５重量
％（該先駆体組成物中の珪素の量を基準として）なる量
である。A hexagonal growth control additive is any additive that promotes the growth of alpha-silicon carbide hexagonal crystal platelets. Such additives are usually metals selected from Group 11IA of the Periodic Table of the Elements, in particular boron, aluminum and mixtures thereof. If the growth control additive is present in the precursor, it is in an amount of 0.3 to 5% by weight, preferably 1 to 3.5% by weight (based on the amount of silicon in the precursor composition). It is.

この成長制御添加剤は先駆体材料中にブレンドされる微
細な、例えば０．４〜５ミクロンの粉末であり得、ある
いは加熱中に、例えば含浸るつぼから気化するかあるい
は先駆体材料とブレンドされない成長制御添加剤のある
量を気化することによって気相中に与えることができる
。蒸気を用いる場合、アルミニウムまたは硼素は雰囲気
から生成する炭化珪素に物質移動を生じて少なくとも３
００ｐｐｍの固溶体を形成するのに十分な蒸気圧にある
。The growth control additive can be a fine, e.g. 0.4-5 micron powder that is blended into the precursor material, or it can be vaporized during heating, e.g. from an impregnated crucible, or a growth control additive that is not blended with the precursor material. An amount of control additive can be provided in the gas phase by vaporization. When using steam, aluminum or boron undergoes mass transfer from the atmosphere to the silicon carbide produced, resulting in at least 3
00 ppm at sufficient vapor pressure to form a solid solution.

この成長制御添加剤は、例えばるつぼの底部に置かれ、
かつ加熱中核るつぼの頂部における先駆体材料を介して
気化させることができる。この成長制御添加剤は初め硼
素またはアルミニウムの化合物、例えば八ρ４Ｃ３、Ａ
ＩＮ　、　Ｂ４Ｃ、ＢＮとして与えることができ、ある
いは金属硼素またはアルミニウムとして供給できる。こ
の添加剤をいかに含有せしめるかとは無関係に、この成
長制御添加剤は硼素またはアルミニウムであってその化
合物ではないことを理解すべきである。特に述べない限
り、本明細書における計算は、従って硼素またはアルミ
ニウムの重量に基づくものである。This growth control additive is placed at the bottom of the crucible, for example,
and can be vaporized via the precursor material at the top of the heated core crucible. The growth control additive is initially a compound of boron or aluminum, e.g.
It can be provided as IN, B4C, BN, or as metallic boron or aluminum. Regardless of how the additive is included, it should be understood that the growth control additive is boron or aluminum and not a compound thereof. Unless stated otherwise, calculations herein are therefore based on the weight of boron or aluminum.

任意の適当な非汚染性の、耐熱性るつぼが使用でき、例
えばグラファイト、ＳｉＣ、８４ＣまたはＢＮ製のるつ
ぼを使用できる。Any suitable non-contaminating, heat resistant crucible can be used, for example crucibles made of graphite, SiC, 84C or BN.

加熱温度は２１００〜２５００°Ｃである。その好まし
い範囲は２１５０〜２４００°Ｃである。窒素ガスを用
いる場合には、より高い温度、例えば２２５０°Ｃ以上
が通常必要とされ、不活性ガスの場合にはより低い温度
を用いることができる。Heating temperature is 2100-2500°C. Its preferred range is 2150-2400°C. When using nitrogen gas, higher temperatures are usually required, such as 2250° C. or higher, while lower temperatures can be used with inert gases.

本発明の方法に従って所定の結晶構造を形成するのに必
要とされる時間は通常３分〜２４時間であり、最もしば
しば少なくとも１５分である。最も一般的な加熱時間は
１０分〜１時間である。The time required to form a given crystal structure according to the method of the invention is usually between 3 minutes and 24 hours, and most often at least 15 minutes. The most common heating times are 10 minutes to 1 hour.

本発明の炭化珪素の特定の調製法は以下の工程を含む。A specific method for preparing silicon carbide of the present invention includes the following steps.

Ａ、微粉砕シリカ、微粉砕炭素および微粉砕硼素または
硼素含有化合物を一緒に混合する工程。但し、Ｃに対す
るＳｉＯ□の量は反応ｓ　ＳｉＯ□＋３Ｃ＝ＳｉＣ＋２
ＣＯの化学量論量の約９０〜１１０％であり、かつ硼素
元素の量は珪素基準で０．３５〜３．５％である。。お
よび Ｂ、アルゴン中で、２１００〜２５００　”Ｃにて、該
混合物を炭化珪素の六方晶系プレートレットに転化する
のに十分な時間、該混合物を加熱する工程。ここで、該
結晶は、初めの出発物質が別々の粒子からなるか、ある
いは凝集されているかによって連晶であってもそうでな
くともよい。A. Mixing together finely divided silica, finely divided carbon and finely divided boron or a boron-containing compound. However, the amount of SiO□ relative to C is the reaction s SiO□+3C=SiC+2
It is about 90-110% of the stoichiometric amount of CO, and the amount of elemental boron is 0.35-3.5% based on silicon. . and B, heating the mixture in argon at 2100-2500''C for a time sufficient to convert the mixture into hexagonal platelets of silicon carbide, wherein the crystals initially may or may not be intergrowth depending on whether the starting materials consist of separate particles or are aggregated.

この混合物は最も一般的には耐熱性るつぼ、例えばグラ
ファイト類のるつぼを用いて加熱される。This mixture is most commonly heated using a heat resistant crucible, such as a graphite crucible.

剛性かつ多孔質のＳｉＣ物品の特定の製造例は、１００
重量部の微粉砕β−炭化珪素粉末；元素硼素、元素アル
ミニウム、硼素含有化合物、アルミニウム含有化合物お
よびこれらの混合物から選ばれる六方晶系結晶成長制御
添加剤の、元素硼素またはアルミニウム０．２５〜２．
５重量部を形成するのに十分な量とを配合し、この得ら
れる乾式混合物と；３０〜５０重量部の変性エタノール
、５〜８重量部のポリビニルアルコール、１〜２重量部
のオレイン酸および１００〜２００重量部の脱イオン水
のブレンドとを混合する工程を含む。この混合物全体を
高剪断ミキサでブレンドし、次いで得られる均一な組成
物を噴霧乾燥する。次に、この乾燥混合物を炭化珪素の
理論的密度の３０〜５０％まで圧縮し、次いでアルゴン
中にて、２１５０〜２４００°Ｃの温度にて、１０分〜
１時間焼成する。得られる生成物は、連晶結晶（六方晶
系結晶格子のα−炭化珪素結晶の）からなる連続孔セラ
ミック物品であろう。嵩密度は理論密度の３０〜７０％
である。この手順をポリビニルアルコールおよびオレイ
ン酸の不在下で行なうと、また焼成前に低嵩密度でプレ
ミックが分散された場合、個々の六方晶型の結晶が得ら
れるであろう。A specific example of fabricating a rigid and porous SiC article is 100
Parts by weight of finely ground β-silicon carbide powder; 0.25 to 2 parts by weight of elemental boron or aluminum of a hexagonal crystal growth control additive selected from elemental boron, elemental aluminum, boron-containing compounds, aluminum-containing compounds and mixtures thereof. ．．
30 to 50 parts by weight of denatured ethanol, 5 to 8 parts by weight of polyvinyl alcohol, 1 to 2 parts by weight of oleic acid, and the resulting dry mixture; 100 to 200 parts by weight of a blend of deionized water. The entire mixture is blended in a high shear mixer and the resulting homogeneous composition is then spray dried. This dry mixture is then compressed to 30-50% of the theoretical density of silicon carbide and then heated in argon at a temperature of 2150-2400 °C for 10 minutes to
Bake for 1 hour. The resulting product will be an open-pore ceramic article consisting of intergrowth crystals (of alpha-silicon carbide crystals in a hexagonal crystal lattice). Bulk density is 30-70% of theoretical density
It is. If this procedure is carried out in the absence of polyvinyl alcohol and oleic acid, and if the premix is dispersed at low bulk density before calcination, individual hexagonal crystals will be obtained.

種殻、例えばもみ殻またはババス−ヤシの殻は六方晶系
結晶格子のα−炭化珪素の単結晶プレートレットを形成
するのに使用できる。例えば、特にもみ殻は空気中で８
００°Ｃにて灰化して、無定形ＳｉＯ□を得ることを可
能とし、またもみ殻は酸素欠乏雰囲気内で熱分解でき、
これは約ｓ　ｏ　ｏ　”ｃで約ｌ：１重量比でＣとＳｉ
Ｏ□とを含む残渣を与える。Seed husks, such as rice husks or babassu coconut husks, can be used to form single crystal platelets of alpha-silicon carbide in a hexagonal crystal lattice. For example, rice husk in particular has a
It is possible to obtain amorphous SiO□ by ashing at 00°C, and rice husks can be thermally decomposed in an oxygen-deficient atmosphere.
This is about s o o ”c and about 1:1 weight ratio of C and Si.
It gives a residue containing O□.

従って、もみ殻はシリカおよび炭素の源として使用でき
る。１：１重量比のシリカ対炭素を用いる場合、化学量
論的には追加のシリカを必要とする。追加のシリカは、
上記の灰化もみ殻を含む任意の適当な源によって与える
ことができる。このような場合において、約３０〜３６
重量部の灰化もみ殻が熱分解もみ殻ｌＯＯ重量部と共に
粉砕されるであろう。Therefore, rice husk can be used as a source of silica and carbon. When using a 1:1 weight ratio of silica to carbon, the stoichiometry requires additional silica. Additional silica is
It can be provided by any suitable source, including the ashed rice husk described above. In such cases, approximately 30 to 36
Parts by weight of ashed rice husks will be ground together with lOO parts by weight of pyrolyzed rice husks.

次いで、この混合物を、硼素またはアルミニウム蒸気を
含む不活性ガスまたは窒素中で、約２１５０〜約２５０
０℃の温度にて、α−炭化珪素の別々のプレートレット
結晶を形成するのに十分な時間加熱する。This mixture is then heated in an inert gas containing boron or aluminum vapor or in nitrogen at a temperature of about 2150 to about 250
Heat at a temperature of 0° C. for a time sufficient to form discrete platelet crystals of α-silicon carbide.

（実施例） 以下実施例により本発明をより具体的に説明する。(Example) EXAMPLES The present invention will be explained in more detail with reference to Examples below.

実施例１ 平均粒径０．３μのβ−炭化珪素粉末１２０ｇを幅２％
インチ、長さ９％インチ、深さ１インチのグラファイト
るつぼ内に充填した。この粉末は全鉄分０．０６％未満
、遊離シリカ０．２８％未満および遊離炭素０．４４％
未満を含む。この粉末を装入する前に６０メツシユの布
で篩別した。粗粉末を約深さ１インチまで装入した。装
入β−５ｉＣ基準で０．５％の結晶成長制御添加剤を、
該炭化珪素粉末を加える前にるつぼの底部に加えた。こ
の結晶成長制御添加剤は０．６１　ｇの一３２５メツシ
ュ金属硼素と０．８１ｇ（７）　　１００　／　ッ’Ｊ
ユＡｆｆｉ４Ｃ：＋粉末との混合物からなっていた。Example 1 120g of β-silicon carbide powder with an average particle size of 0.3μ is 2% in width
It was filled into a graphite crucible measuring 9% inch long and 1 inch deep. The powder contains less than 0.06% total iron, less than 0.28% free silica and 0.44% free carbon.
Including less than. The powder was sieved through a 60 mesh cloth before charging. The coarse powder was charged to a depth of about 1 inch. 0.5% crystal growth control additive based on charged β-5iC,
Added to the bottom of the crucible before adding the silicon carbide powder. This crystal growth control additive contains 0.61 g of one 325 mesh metal boron and 0.81 g (7) 100/t'J
It consisted of a mixture with Affi4C: + powder.

装入物を含みふたをした容器を、窒素雰囲気下で、中心
部に２３００°Ｃの高温領域を有する６インチ１０のグ
ラファイト管炉に通した。該高温領域での滞留時間は約
１時間であった。The capped vessel containing the charge was passed through a 6 inch 10 graphite tube furnace with a 2300°C hot zone in the center under a nitrogen atmosphere. The residence time in the high temperature region was about 1 hour.

得られた生成物は粗い粉末であり、これは光学顕微鏡下
で平均アスペクト比（厚さで割った最大寸法）約１２を
もつ、かつ平均最大寸法的１３０μをもつ六方晶炭化珪
素プレートレットであった。The resulting product was a coarse powder, which under an optical microscope was hexagonal silicon carbide platelets with an average aspect ratio (largest dimension divided by thickness) of about 12 and an average largest dimension of 130μ. Ta.

六方晶結晶の収率は９５重量％以上であった。The yield of hexagonal crystals was 95% by weight or more.

第１図に、本例に従って作られた典型的なプレートレッ
トの４００倍のＳＥＭ光学顕微鏡写真を示す。このプレ
ートレットは極めて低い破１員率および高純度を呈する
ことにより特徴付けられる。FIG. 1 shows a 400x SEM optical micrograph of a typical platelet made according to this example. This platelet is characterized by exhibiting extremely low fragmentation rate and high purity.

実施例２ 約７７ｇの一３２５メツシュ酸化アルミニウム粉末を、
径０．５インチの５０アルミニウムオキシド製円筒状粉
砕媒体および０．３９ｇの次微子酸化マグネシウムと共
に、１６オンスのプラスチック容器に装入した。この容
器の３７４が満たされるように蒸留水を加え、この混合
物をローラーミルで一夜粉砕した。Example 2 Approximately 77 g of 1325 mesh aluminum oxide powder was
A 16 ounce plastic container was charged with a 0.5 inch diameter 50 aluminum oxide cylindrical grinding media and 0.39 g of submicron magnesium oxide. Distilled water was added to fill the container to 374 ml, and the mixture was milled in a roller mill overnight.

この混合物をミルから取出し、ガラス皿に注ぎ、これを
低温のホットプレートにのせ、一方で撹拌して酸化アル
ミニウムが沈降するのを防止した。The mixture was removed from the mill and poured into a glass dish, which was placed on a cold hot plate while stirring to prevent the aluminum oxide from settling.

実施例１で得たプレートレット２０重量％を徐々に加え
、スラリーを濃厚化した。このスラリーが粘稠すぎて撹
拌できなくなったら、この皿をホットプレートからおろ
し、オーブン内に入れ、約７０°Ｃにて一夜最終的に乾
燥させた。次いで、この生成物を冷却し、かつ４０メツ
シユの篩を篩別した。20% by weight of the platelets obtained in Example 1 were gradually added to thicken the slurry. When the slurry became too viscous to stir, the dish was removed from the hot plate and placed in an oven for final drying at approximately 70°C overnight. The product was then cooled and sieved through a 40 mesh sieve.

次に、この生成物を、１５５０°ＣＣ１２０００ｐｓｉ
にて２％インチのグラファイトモルト内で熱間圧縮した
。この生成物は容易にモルトから取出せ、また極めて均
一で緻密であった。この最終製品のサンプルは厚さ０．
３１１インチ、径２，４９インチであった。密度は理論
値の約９８％であった。This product was then heated at 1550°C 12000psi
It was hot pressed in a 2% inch graphite malt. The product was easily removed from the malt and was very uniform and compact. This final product sample has a thickness of 0.
It had a diameter of 311 inches and a diameter of 2.49 inches. The density was about 98% of the theoretical value.

実施例３ 実施例１で調製したような炭化珪素プレートレットをモ
ルト内に入れた。このプレートレットは粗な状態にあり
、かつ約５７容量％の多孔度を有していた。約７６５°
Ｃの溶融アルミニウム合金（８９％Ａｌ　９％Ｓｉｓお
よび２％Ｍｇ）には、該プレートレットの含浸巾約１７
，５００ｐｓｉに及ぶ圧力が印加された。得られた生成
物は本質的に孔をもたない、即ち約０．５〜約３１容量
％の炭化珪素を含むことで特徴付けられた。この複合材
料のヤング率は未強化金属の約１０，０００ｐｓｉ　と
比較して、約２０，０００，０００ｐｓｉであった。Example 3 Silicon carbide platelets as prepared in Example 1 were placed into malt. The platelets were in a rough condition and had a porosity of about 57% by volume. Approximately 765°
The molten aluminum alloy of C (89% Al 9% Sis and 2% Mg) has an impregnated width of about 17
, 500 psi was applied. The resulting product was characterized as essentially porous, ie, containing from about 0.5 to about 31% by volume silicon carbide. The Young's modulus of this composite material was approximately 20,000,000 psi, compared to approximately 10,000 psi for unreinforced metal.

実施例４ 平均粒径約０．３μのβ−炭化珪素粉末１５０ｇを、１
．５　ｇの次微子硼素粉末と共にビーカー内で混合した
。Example 4 150g of β-silicon carbide powder with an average particle size of about 0.3μ was
．． It was mixed in a beaker with 5 g of submicron boron powder.

２５％ポリビニルアルコール水溶液９．５ｇ、オレイン
酸１．５ｇ、変性エタノール５０ｃｃおよび水２００ｃ
ｃを手で撹拌した。次いで、混合固体をブレンダ中の液
状混合物に加えて、３分間混合した。25% polyvinyl alcohol aqueous solution 9.5g, oleic acid 1.5g, denatured ethanol 50cc and water 200c
c was stirred by hand. The mixed solids were then added to the liquid mixture in a blender and mixed for 3 minutes.

次に、このブレンドしたスラリーを噴霧乾燥した。この
噴霧乾燥粉末７５ｇを６３．５ｃｃの容積に圧縮した。This blended slurry was then spray dried. 75 g of this spray dried powder was compressed to a volume of 63.5 cc.

この未加工物の密度は理論値の約３７％であった。この
圧縮粉をアルゴン中２１５０”Ｃにて約１時間焼成した
。得られたプレフォームの焼成後の密度はＳｉＣの理論
密度の約４５％であり、六方晶結晶形により富み、約５
５％の多孔度を有していた。実質的に本例に従って得た
典型的なプレフォームの２６０倍のＳＥＭの光学顕微鏡
写真を第２図に示す。The density of this green material was approximately 37% of theoretical. This compacted powder was fired at 2150"C in argon for about 1 hour. The density of the resulting preform after firing was about 45% of the theoretical density of SiC, rich in hexagonal crystal forms, about 5
It had a porosity of 5%. A 260x SEM optical micrograph of a typical preform obtained substantially in accordance with this example is shown in FIG.

実施例５ 実質的に実施例４に従って調製したプレフォームを、８
９重量％のＡｌ１と、９重量％のＳｉと、２重量％のＭ
ｇとを含むアルミニウム合金で、約７６５°Ｃにて、約
１７，５０Ｑｐｓｉまでの圧力下で含浸した。Example 5 A preform prepared substantially according to Example 4 was
9 wt% Al1, 9 wt% Si, 2 wt% M
at about 765° C. and under pressure up to about 17,50 Qpsi.

得られた生成物は多孔度が殆ど零であることにより特徴
付けられ、かつ約５１重量％の合金および約４９重量％
の炭化珪素を含んでいた。The resulting product is characterized by almost zero porosity and contains about 51% alloy by weight and about 49% by weight
of silicon carbide.

実施例６ 約６０ｇのシリカ（約２４０メツシユ）、３６ｇのカー
ボンブラックおよび０．９６ｇの次微子硼素粉末を２０
０ｃｃのアセトン中で２０分間撹拌した。Example 6 Approximately 60 g of silica (approximately 240 mesh), 36 g of carbon black, and 0.96 g of submicron boron powder were
Stirred in 0 cc of acetone for 20 minutes.

この混合物を空気中で一夜乾燥した。この乾燥した混合
物を手でかき回し、１００メツシユの不銹鋼製篩を通し
て篩別した。次いで、この篩別した粉末をグラファイト
るつぼに装入し、ふたをし、アルゴン中で２１５０°Ｃ
にて焼成した。This mixture was dried in air overnight. The dry mixture was stirred by hand and sieved through a 100 mesh stainless steel sieve. The sieved powder was then placed in a graphite crucible, covered, and heated at 2150°C in argon.
It was fired at.

原料物質のＳｉＣプレートレットへの転化率は理論値の
ほぼ１００％である。平均アスペクト比はｌＯ〜１５の
範囲内である。The conversion rate of raw material to SiC platelets is approximately 100% of the theoretical value. The average aspect ratio is in the range 10 to 15.

第３図は、実質的に本例に従って作ったプレートレット
の−４００メツシユ画分の５００倍ＳＥＭ光学顕微鏡写
真を示す。他の両分も同様な形態および分布を示す。FIG. 3 shows a 500x SEM optical micrograph of a -400 mesh fraction of platelets made substantially according to this example. The other halves show similar morphology and distribution.

実施例７ １２５ｇの一３２５メツシュ珪素粉末を、２００ｃｃの
へブタンと８ｃｃの変性エタノール中で、２２００ｇの
円筒状０．５インチ径×０．５インチ（高さ）の炭化珪
素粉砕媒体を用いて振動ミルで２４時間粉砕した。Example 7 125 g of 325 mesh silicon powder was ground in 200 cc of hebutane and 8 cc of denatured ethanol using 2200 g of cylindrical 0.5 inch diameter x 0.5 inch (height) silicon carbide grinding media. It was ground in a vibrating mill for 24 hours.

この粉砕スラリーを一夜乾燥した。粉砕媒体の損失量は
３．０２ｇであった。粉砕後の平均粒径は０．７５μで
あった。This ground slurry was dried overnight. The loss of grinding media was 3.02 g. The average particle size after pulverization was 0.75μ.

上記粉砕材料を用いた３種のバッチを以下の第１表に示
す異る成長制御添加剤を用いて作製した。Three batches using the above ground material were made using different growth control additives as shown in Table 1 below.

−一一一一聚 Ｓｉ金属 カーボンブラック アセトン 成長制御添加剤 １゜ ３５ｇ＋１ｇ粉砕 媒体摩耗量 ０ｃｃ １．０２ｇの次微子 硼素粉末 λ ３５ｇ＋１ｇ粉砕 媒体摩耗量 ０ｃｃ １．０２　ｇのアルミニウム 粉末（−４００メツシユ） ３゜ ３５ｇ＋１ｇ粉砕 媒体摩耗量 ０ｃｃ ０．５１　ｇ硼素粉末士 ０．５４　ｇアルミニウム粉末 上記バッチの各々を、磁気撹拌器を用いて２０分間混合
し、−夜乾燥した。-1111 Si metal carbon black acetone growth control additive 1° 35g + 1g grinding media wear amount 0 cc 1.02 g submicron boron powder λ 35 g + 1 g grinding media wear amount 0 cc 1.02 g aluminum powder (-400 mesh ) 3° 35 g + 1 g Grinding media wear 0 cc 0.51 g Boron powder 0.54 g Aluminum powder Each of the above batches was mixed for 20 minutes using a magnetic stirrer and dried overnight.

これらのサンプルを、２１００〜２１５０°Ｃにて、約
１時間アルゴン中でグラファイト管炉で焼成した。These samples were fired in a graphite tube furnace at 2100-2150°C under argon for about 1 hour.

収率は遊離かつ連晶六方晶系結晶９０％以上である。上
記サンプルｌ、２および３の１７５０倍ＳＥＭ光学顕微
鏡写真を夫々第４図、第５図および第６図に示した。The yield is more than 90% free and interlocked hexagonal crystals. 1750x SEM optical micrographs of Samples 1, 2, and 3 are shown in Figures 4, 5, and 6, respectively.

これらサンプルをＸ−線回折により分析し、結晶形を決
定した。これらは第２表に示すように、殆ど完全に４Ｈ
および６Ｈ六方晶系結晶である。These samples were analyzed by X-ray diffraction to determine the crystal form. As shown in Table 2, these are almost completely 4H
and 6H hexagonal crystal.

員−又一表 サンプルＮα 結晶形 α−５ｉＣ６Ｈ主 α−３ｉＣ４Ｈ低 α−５ｉＣ１５Ｒ低 実施例８ もみ殻をプレンダで混合し、 主　　　　主 主　　　　主 低　　　　低 ２０メツシユ篩に 通した。Member - Mataichimyo Sample Nα crystal form α-5iC6H main α-3iC4H low α-5iC15R low Example 8 Mix the rice husks in a blender, Lord Lord Lord Lord low low low 20 mesh sieve I passed it.

該もみ殻５０ｇをるつぼに入れ、窒素気流中で８００°
Ｃに加熱して、無定形Ｓｉｎｇと炭素との混合物（約１
＝１の比）を得た。50g of the rice husk was placed in a crucible and heated at 800° in a nitrogen stream.
A mixture of amorphous Sing and carbon (approximately 1
=1 ratio) was obtained.

熱分解もみ殻を振動ミル中で粉砕して約−２００メツシ
エにした。The pyrolyzed rice husks were ground to approximately -200 mesh in a vibratory mill.

３６ｇの粉砕、熱分解もみ殻と１２ｇのヒユームドシリ
カとをブレンダ内で１分間混合した。36 g of ground, pyrolyzed rice husks and 12 g of fumed silica were mixed in a blender for 1 minute.

内径３インチ、深さ２．５インチの円筒状グラファイト
容器に、０．４ｇの次微子硼素粉末および０．５５ｇの
一１００メツシュ炭化アルミニウム粉末、０．０２　ｇ
ポリビニルアセテートおよび５０ｃｃのエタノールを含
む成長制御添加剤被覆懸濁物５０ｃｃを装入した。この
懸濁物を乾燥してるつぼの底部にフィルムを形成した。In a cylindrical graphite container with an inner diameter of 3 inches and a depth of 2.5 inches, 0.4 g of submicron boron powder and 0.55 g of 1100 mesh aluminum carbide powder, 0.02 g
50 cc of a growth control additive coating suspension containing polyvinyl acetate and 50 cc of ethanol was charged. This suspension was dried to form a film on the bottom of the crucible.

１４．５　ｇの熱分解もみ殻−ヒユームドシリカ混合物
を、次にるつぼに装入した。14.5 g of the pyrolyzed rice husk-fumed silica mixture was then charged to the crucible.

このるつぼを覆い、窒素中で管状炉内の主加熱領域にて
２２５０〜２３００°Ｃで１時間加熱した。The crucible was covered and heated for 1 hour at 2250-2300°C in the main heating zone in a tube furnace under nitrogen.

炭化珪素プレートレットの収率は理論値の約７５％であ
った。実質的に本実施例に従って調製したプレートレッ
ドを、第７図に４００倍の光学顕微鏡写真として示した
。The yield of silicon carbide platelets was about 75% of theory. Plate red prepared substantially in accordance with this example is shown in FIG. 7 as an optical micrograph at 400x magnification.

このプレートレットの平均径は１５０μ未満であり、そ
のアスペクト比（最大寸法／厚さ）は約１５〜２０であ
る。The platelets have an average diameter of less than 150μ and an aspect ratio (maximum dimension/thickness) of about 15-20.

実施例９ ３．５５ｇの、−６０／＋２００メツシユのサイズ画分
を含む炭化珪素プレートレットを、２０ｇの次微子α−
３ｉＣ粉末、０．１３ｇのＢ、Ｃおよび炭素源として１
％のフェノール樹脂と共に湿式混合した。Example 9 3.55 g of silicon carbide platelets containing a -60/+200 mesh size fraction were mixed with 20 g of submicron α-
3iC powder, 0.13g B, C and 1 as carbon source
% of phenolic resin.

次いで、乾燥した。Then, it was dried.

１〜インチ径の円板を、１０ｇの該混合物を２０．０Ｏ
Ｏｐｓｉにて、理論値の５５％の未加工密度まで圧縮す
ることにより調製した。無加圧焼結を２１５０℃にて、
アルゴン雰囲気下で、該温度にて２＋Ａ時間保つことに
よって行なった。得られた焼結物密度は理論値の８２．
７％であった。本実施例の破砕面はＳＥＭで調べたが、
その結果はマトリックス中にプレートレットが十分に残
されていることを示した。Discs with a diameter of 1 to 1 inch were heated to 20.00 g of the mixture.
Prepared by compacting in Opsi to a raw density of 55% of theoretical. Pressureless sintering at 2150℃,
This was done by holding the temperature for 2+A hours under an argon atmosphere. The density of the obtained sintered material was 82.
It was 7%. The fracture surface of this example was examined using SEM, but
The results showed that the platelets were well preserved in the matrix.

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

第１図は実施例１で得たプレートの典型例の結晶構造の
４００倍の３２Ｍ光学顕微鏡写真であり、第２図は実施
例４で得たプレフォームの典型例の結晶構造の２６０倍
の３２Ｍ光学顕微鏡写真であり、 第３図は実施例６で得たプレートレットの−４００メツ
シユ画分の結晶構造の５００倍ＳＥＭ光学顕微鏡写真で
あり、 第４図〜第６図は夫々実施例７のサンプル１〜３の結晶
構造の１７５０倍の３２Ｍ光学顕微鏡写真であり、およ
び 第７図は実施例８で得たプレートレットの結晶構造の４
００倍の光学顕微鏡写真である。 手 続 補 正 書 （方式） ％式％ ■、事件の表示 昭和６３年特許願第１４２７３５号 ３、補正をする者 事件との関係FIG. 1 is a 32M optical micrograph showing a 400 times magnification of the crystal structure of a typical example of the plate obtained in Example 1, and FIG. 2 shows a 260 times magnification of the crystal structure of a typical example of the preform obtained in Example 4. FIG. 3 is a 500x SEM optical micrograph of the crystal structure of the −400 mesh fraction of the platelet obtained in Example 6, and FIGS. 4 to 6 are photographs of Example 7, respectively. FIG. 7 is a 32M optical micrograph at 1750 times magnification of the crystal structure of Samples 1 to 3, and FIG.
This is an optical micrograph at 00x magnification. Procedural amendment (method) % formula % ■, Indication of the case 1988 Patent Application No. 142735 3, Person making the amendment Relationship with the case

Claims (27)

【特許請求の範囲】[Claims] （１）結晶性炭化珪素の少なくとも９０重量％が複数の
六方晶系結晶格子から形成され、該格子から形成された
結晶の少なくとも８０重量％が０．５〜２０μの範囲の
距離離れた対向する平行な基本面部分を少なくとも含み
、少なくとも２つの隣接する１２０゜の角をもつこれら
結晶が該角間に２．５〜１５０μの範囲の距離をもち、
該結晶が倍率２００の下で結晶１００個につき１０未満
の可視的傷を有することを特徴とする結晶性炭化珪素。(1) At least 90% by weight of the crystalline silicon carbide is formed from a plurality of hexagonal crystal lattices, and at least 80% by weight of the crystals formed from the lattices are arranged oppositely at a distance in the range of 0.5 to 20μ. these crystals comprising at least parallel elementary plane portions and having at least two adjacent 120° angles, with a distance between the corners ranging from 2.5 to 150 μ;
Crystalline silicon carbide, characterized in that the crystals have less than 10 visible flaws per 100 crystals under 200 magnification. （２）上記炭化珪素が別々の粒子の状態にあり、かつ該
粒子の少なくとも７０重量％がプレートレット状の単結
晶である請求項１記載の結晶性炭化珪素。(2) The crystalline silicon carbide according to claim 1, wherein the silicon carbide is in the form of separate particles, and at least 70% by weight of the particles are platelet-shaped single crystals. （３）上記炭化珪素が、硼素、アルミニウムまたはその
混合物からなる群から選ばれる六方晶系結晶成長制御添
加剤を含み、かつ該成長制御添加剤が炭化珪素に対して
０．０３〜３重量％の量で存在する請求項１記載の結晶
性炭化珪素。(3) The silicon carbide contains a hexagonal crystal growth control additive selected from the group consisting of boron, aluminum, or a mixture thereof, and the growth control additive is 0.03 to 3% by weight based on the silicon carbide. 2. The crystalline silicon carbide of claim 1, wherein the crystalline silicon carbide is present in an amount of . （４）上記基本面における可視クラックが倍率２００の
光学顕微鏡で観察した際に１００個の基本面当たり２未
満である請求項３記載の結晶性炭化珪素。(4) The crystalline silicon carbide according to claim 3, wherein the number of visible cracks in the basic planes is less than 2 per 100 basic planes when observed with an optical microscope at a magnification of 200. （５）上記炭化珪素が連晶を含む一体的多孔質構造を有
し、かつ該構造が５〜８容量％の範囲内の多孔度を有し
、しかもその平均孔径が１〜１００μの範囲内にある請
求項１記載の結晶性炭化珪素。(5) The silicon carbide has an integral porous structure including intergrowth, and the structure has a porosity in the range of 5 to 8% by volume, and the average pore diameter is in the range of 1 to 100μ. The crystalline silicon carbide according to claim 1. （６）上記構造が３５〜６５容量％多孔度をもつ請求項
５記載の炭化珪素。(6) The silicon carbide according to claim 5, wherein said structure has a porosity of 35 to 65% by volume. （７）上記炭化珪素が９５％以上の純度をもち、かつ０
．５重量％未満の遊離珪素、０．５重量％未満のシリカ
および０．５重量％未満の遊離炭素を含む請求項１記載
の炭化珪素。(7) The silicon carbide has a purity of 95% or more, and
．． The silicon carbide of claim 1, comprising less than 5% free silicon, less than 0.5% silica, and less than 0.5% free carbon. （８）上記請求項１記載の炭化珪素が強化したマトリッ
クスを含む強化物品。(8) A reinforced article comprising a silicon carbide reinforced matrix according to claim 1 above. （９）該マトリックスがセラミックス材料、金属、有機
ポリマー、ガラスまたはガラスセラミックスからなる群
から選ばれる請求項８記載の物品。9. The article of claim 8, wherein said matrix is selected from the group consisting of ceramic materials, metals, organic polymers, glasses, or glass ceramics. （１０）記セラミックス材料が炭化珪素である請求項９
記載の物品。(10) Claim 9 wherein the ceramic material is silicon carbide.
Items listed. （１１）上記金属がアルミニウムである請求項９記載の
物品。(11) The article according to claim 9, wherein the metal is aluminum. （１２）金属、セラミックス、ポリマーまたはガラスか
らなる群から選ばれる材料で含浸した、上記請求項５記
載の炭化珪素を含む強化物品。(12) A reinforced article comprising silicon carbide according to claim 5, impregnated with a material selected from the group consisting of metals, ceramics, polymers, or glasses. （１３）上記六方晶系結晶格子が主に６Ｈまたは４Ｈ型
あるいはこれらの混合型である請求項１記載の炭化珪素
。(13) The silicon carbide according to claim 1, wherein the hexagonal crystal lattice is mainly of 6H type, 4H type, or a mixture thereof. （１４）少なくとも９５％が純α−炭化珪素であり、少
なくとも１，０００個のα−炭化珪素結晶を含み、該結
晶の少なくとも９０重量％が六方晶系結晶格子から形成
されており、該格子から形成された結晶の少なくとも８
０重量％が、少なくとも、０．５〜２０μの距離だけ離
れた対向する平行な基本面部分を含み、少なくとも２つ
の隣接する１２０゜の角をもつこれら結晶が該角間の距
離２．５〜１５０μを有し、該結晶が倍率２００の下で
結晶１００個につき１０未満の可視傷をもつ、炭化珪素
製品の製法であって、密に接触している珪素と炭素とを
含む多孔質炭化珪素先駆体組成物を、硼素、アルミニウ
ムおよびこれらの混合物からなる群から選ばれる六方晶
系結晶成長制御添加剤の、該先駆体組成物中の珪素の重
量の約０．３〜約５％の量での存在下で、非反応性雰囲
気下で、約３分〜２４時間の該結晶の形成を引起こすの
に十分な時間、２１００〜２５００℃の温度に加熱する
工程を含むことを特徴とする上記方法。(14) at least 95% pure α-silicon carbide, including at least 1,000 α-silicon carbide crystals, at least 90% by weight of the crystals being formed from a hexagonal crystal lattice; at least 8 of the crystals formed from
0% by weight contains at least opposing parallel elementary plane portions separated by a distance of 0.5 to 20μ, and those crystals with at least two adjacent 120° angles have a distance between the corners of 2.5 to 150μ. a porous silicon carbide precursor comprising silicon and carbon in intimate contact; The precursor composition comprises a hexagonal crystal growth control additive selected from the group consisting of boron, aluminum and mixtures thereof in an amount of from about 0.3 to about 5% by weight of silicon in the precursor composition. in the presence of a non-reactive atmosphere for a time sufficient to cause the formation of said crystals for about 3 minutes to 24 hours. Method. （１５）上記成長制御添加剤が上記先駆体組成物中の珪
素の１〜３．５重量％の量で存在し、該先駆体組成物が
平均粒径０．１〜２μをもつβ−炭化珪素粉末であり、
かつ該組成物が約５８〜約６６重量％のシリカと、約３
４〜４２重量％の炭素との緻密な混合物である請求項１
４記載の方法。(15) the growth control additive is present in an amount of 1 to 3.5% by weight of the silicon in the precursor composition, and the precursor composition is β-carburized with an average particle size of 0.1 to 2μ; silicon powder,
and the composition comprises about 58 to about 66% by weight silica and about 3% by weight silica.
Claim 1: A dense mixture with 4 to 42% by weight of carbon.
The method described in 4. （１６）上記混合物が約６０〜約６５重量％のシリカと
、約３５〜約４０重量％の炭素を含み、該シリカが平均
粒径約０．００５〜約１００μを有し、かつ該炭素が約
０．０１〜約１μの平均粒径を有する請求項１４記載の
方法。(16) the mixture comprises about 60 to about 65% by weight silica and about 35 to about 40% by weight carbon, the silica has an average particle size of about 0.005 to about 100μ, and the carbon 15. The method of claim 14, having an average particle size of about 0.01 to about 1 micron. （１７）上記先駆体が重量比７０％珪素、３０％炭素の
次微子珪素と炭素との混合物を含む請求項１４記載の方
法。17. The method of claim 14, wherein said precursor comprises a mixture of submicron silicon and carbon in a weight ratio of 70% silicon and 30% carbon. （１８）上記先駆体が多孔質凝集体であり、かつ得られ
る炭化珪素製品が六方晶系結晶格子をもつ連晶炭化珪素
結晶を含む多孔質構造にある請求項１４記載の方法。18. The method of claim 14, wherein the precursor is a porous aggregate and the resulting silicon carbide product is in a porous structure comprising interlocked silicon carbide crystals with a hexagonal crystal lattice. （１９）上記先駆体が粗い粉末であり、かつ得られる炭
化珪素製品が別々の粒子の状態にあり、しかも該粒子の
少なくとも７０重量％が単結晶である請求項１４記載の
方法。19. The method of claim 14, wherein the precursor is a coarse powder and the resulting silicon carbide product is in discrete particles, and at least 70% by weight of the particles are single crystals. （２０）上記先駆体が３０〜９０容量％の多孔度を有し
、かつ該先駆体中の孔の平均径が１〜１００μの範囲に
ある請求項１４記載の方法。20. The method of claim 14, wherein the precursor has a porosity of 30 to 90% by volume, and the average diameter of pores in the precursor ranges from 1 to 100 microns. （２１）上記成長制御添加剤が気相中にある請求項１４
記載の方法。(21) Claim 14, wherein the growth control additive is in a gas phase.
Method described. （２２）上記成長制御添加剤が気相中にあり、かつ上記
加熱時間が約５分〜２４時間である請求項１４記載の方
法。22. The method of claim 14, wherein said growth control additive is in the gas phase and said heating time is about 5 minutes to 24 hours. （２３）微細なβ−炭化珪素粉末を、不活性ガス、窒素
ガスまたは真空下で、少なくとも約２１５０℃でかつ２
４００℃を越えない温度にて、少なくとも１５分間加熱
して、実質的にすべての該β−炭化珪素粉末を、α−炭
化珪素の単結晶プレートレットに転化する工程を含む、
α−炭化珪素の別々のプレートレットの形成法。(23) Fine β-silicon carbide powder is heated under an inert gas, nitrogen gas, or vacuum at a temperature of at least about 2150 °C and 2
heating at a temperature not exceeding 400° C. for at least 15 minutes to convert substantially all of the β-silicon carbide powder into single crystal platelets of α-silicon carbide;
Method for forming separate platelets of α-silicon carbide. （２４）上記β−炭化珪素が、雰囲気から、該炭化珪素
中に少なくとも３００ｐｐｍの硼素またはアルミニウム
またはこれらの混合物を含む固溶体を与えるＳｉとに物
質移動を生ずるのに十分なアルミニウムまたは硼素蒸気
圧をもつ該雰囲気中で加熱される請求項２３記載の方法
。(24) The β-silicon carbide has an aluminum or boron vapor pressure sufficient to cause mass transfer from the atmosphere to Si to provide a solid solution containing at least 300 ppm boron or aluminum or a mixture thereof in the silicon carbide. 24. The method of claim 23, wherein the method is heated in the atmosphere containing （２５）上記微細β−炭化珪素粉末が、硼素、アルミニ
ウムまたはこれらの混合物を、該β−炭化珪素中の珪素
重量の０．３〜３．５％の結合した硼素とアルミニウム
とを形成するのに十分な量で含有する粉末とブレンドさ
れる請求項２３記載の方法。(25) The fine β-silicon carbide powder contains boron, aluminum or a mixture thereof to form combined boron and aluminum in an amount of 0.3 to 3.5% of the silicon weight in the β-silicon carbide. 24. The method of claim 23, wherein the method is blended with a powder containing an amount sufficient to . （２６）α−炭化珪素中の珪素重量の０．３〜３．５％
の硼素、アルミニウムおよびその混合物から選択される
添加剤の存在下で、β−炭化珪素ホイスカーを、少なく
とも２１００℃にて不活性ガス中で、あるいは窒素中で
少なくとも２２５０℃の温度に加熱し、この温度にて、
α−炭化珪素の六方晶形プレートレットに転化するのに
十分な時間維持する工程を含む、α−炭化珪素の単結晶
プレートレットを形成する方法。(26) 0.3 to 3.5% of the silicon weight in α-silicon carbide
The β-silicon carbide whiskers are heated to a temperature of at least 2100° C. in an inert gas or in nitrogen to a temperature of at least 2250° C. in the presence of an additive selected from boron, aluminum and mixtures thereof. At the temperature
1. A method of forming single crystal platelets of alpha-silicon carbide comprising maintaining for a sufficient time to convert into hexagonal platelets of alpha-silicon carbide. （２７）Ａ、微粉砕シリカ、微粉砕炭素および微粉砕硼
素または硼素含有化合物を一緒に混合し、但しＣに対す
るＳｉＯ＿２の量は反応：ＳｉＯ＿２＋３３Ｃ＝ＳｉＣ
＋２ＣＯの化学量論量の約９０〜１１０％であり、かつ
硼素元素の量は珪素 基準で０．３５〜３．５％である；および Ｂ、アルゴン中で、２１００〜２５００℃の温度にて、
該混合物を炭化珪素の六方晶系 プレートレットに転化するのに十分な時間、該混合物を
加熱する工程、 を含むことを特徴とするα−炭化珪素の六方晶系プレー
トレットの製造方法。(27) A, finely ground silica, finely ground carbon and finely ground boron or a boron-containing compound are mixed together, where the amount of SiO_2 relative to C is the reaction: SiO_2+33C=SiC
approximately 90-110% of the stoichiometric amount of +2CO and the amount of elemental boron is 0.35-3.5% based on silicon; and B, at a temperature of 2100-2500 °C in argon. ,
1. A method for producing hexagonal platelets of alpha-silicon carbide, the method comprising: heating the mixture for a period of time sufficient to convert the mixture into hexagonal platelets of silicon carbide.