JPH06279119A - 高熱伝導ＳｉＣセラミックス及びその製造法 - Google Patents
高熱伝導ＳｉＣセラミックス及びその製造法Info
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- JPH06279119A JPH06279119A JP5067919A JP6791993A JPH06279119A JP H06279119 A JPH06279119 A JP H06279119A JP 5067919 A JP5067919 A JP 5067919A JP 6791993 A JP6791993 A JP 6791993A JP H06279119 A JPH06279119 A JP H06279119A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/10—Nuclear fusion reactors
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- Ceramic Products (AREA)
- Carbon And Carbon Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｂ含有量５ｗｔ％、Ｃ含有量５ｗｔ％の粒径
０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末と、成形用バインダと
の混合粉末で成形体を形成し、該成形体を無加圧で不活
性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１００〜２５００
℃で５〜３００分加熱することによりＳｉＣ焼結体中の
ＳｉＣ成分の５０％以上がβ−ＳｉＣで、該β−ＳｉＣ
がアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ
％以上分散している高熱伝導ＳｉＣセラミックスにあ
る。 【効果】熱伝導率１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導性，
高靭性の焼結体が無加圧で得られるので複雑形状品に対
応でき、原子力プラントの核融合炉第１壁部材、ガスタ
ービン用翼部材、燃焼器部材、シュラウド部材など耐熱
性や熱衝撃性を要求される部材として好適である。
０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末と、成形用バインダと
の混合粉末で成形体を形成し、該成形体を無加圧で不活
性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１００〜２５００
℃で５〜３００分加熱することによりＳｉＣ焼結体中の
ＳｉＣ成分の５０％以上がβ−ＳｉＣで、該β−ＳｉＣ
がアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ
％以上分散している高熱伝導ＳｉＣセラミックスにあ
る。 【効果】熱伝導率１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導性，
高靭性の焼結体が無加圧で得られるので複雑形状品に対
応でき、原子力プラントの核融合炉第１壁部材、ガスタ
ービン用翼部材、燃焼器部材、シュラウド部材など耐熱
性や熱衝撃性を要求される部材として好適である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，常圧焼結で得られる高
熱伝導・高靭性のＳｉＣセラミックスに関する。
熱伝導・高靭性のＳｉＣセラミックスに関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、高温ガスタービン用部品、核融合
炉第一壁、ＭＨＤ発電用チャンネル壁等の材料として高
熱伝導性の耐熱材料が要求されている。
炉第一壁、ＭＨＤ発電用チャンネル壁等の材料として高
熱伝導性の耐熱材料が要求されている。
【０００３】一般に、エンジンやタービンなどの構造材
料に適するエンジニアリングセラミックスとしては、耐
熱性に優れたＳｉＣやＳｉ3Ｎ4などが知られている。Ｓ
ｉＣは化学的安定性、熱伝導性に優れた材料の一つで、
高温における強度が大きく耐酸化性が優れている。特
に、高熱伝導性材料としては、市販のＳｉＣ粉末にＢｅ
Ｏを添加し、ホットプレス焼結することにより、室温に
おける熱伝導率が２６７Ｗ／ｍＫと金属アルミニウムよ
りも大きいものが開発されている。
料に適するエンジニアリングセラミックスとしては、耐
熱性に優れたＳｉＣやＳｉ3Ｎ4などが知られている。Ｓ
ｉＣは化学的安定性、熱伝導性に優れた材料の一つで、
高温における強度が大きく耐酸化性が優れている。特
に、高熱伝導性材料としては、市販のＳｉＣ粉末にＢｅ
Ｏを添加し、ホットプレス焼結することにより、室温に
おける熱伝導率が２６７Ｗ／ｍＫと金属アルミニウムよ
りも大きいものが開発されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前記ホットプレス焼結
は、型材が必要なために長尺物や複雑形状品の成形には
適していない。また、ＳｉＣは、共有結合性の強い化合
物であるため単独では焼結が困難である。ＳｉＣ焼結体
を無加圧焼結法で得るためには、ＳｉＣ粉末にＢ，Ｃ等
の焼結助剤を多量に添加する必要がある。しかし、これ
らの添加物は不純物となってフォノンの伝導を妨げるた
めに高熱伝導材を得ることができなかった。
は、型材が必要なために長尺物や複雑形状品の成形には
適していない。また、ＳｉＣは、共有結合性の強い化合
物であるため単独では焼結が困難である。ＳｉＣ焼結体
を無加圧焼結法で得るためには、ＳｉＣ粉末にＢ，Ｃ等
の焼結助剤を多量に添加する必要がある。しかし、これ
らの添加物は不純物となってフォノンの伝導を妨げるた
めに高熱伝導材を得ることができなかった。
【０００５】前記の理由から、無加圧焼結法によるＳｉ
Ｃ焼結体の製造技術の開発が望まれている。
Ｃ焼結体の製造技術の開発が望まれている。
【０００６】本発明の目的は、無加圧焼結法によって高
熱伝導・高靭性のＳｉＣセラミックスを提供することに
ある。
熱伝導・高靭性のＳｉＣセラミックスを提供することに
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決する本発
明の要旨は下記のとおりである。
明の要旨は下記のとおりである。
【０００８】（１） アスペクト比２０以上のβ−Ｓｉ
Ｃ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散している焼結体からなる
ことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
Ｃ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散している焼結体からなる
ことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
【０００９】（２） ＳｉＣ焼結体中のＳｉＣ成分の５
０％以上がβ−ＳｉＣで、該β−ＳｉＣがアスペクト比
２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散して
いることを特徴とす高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
０％以上がβ−ＳｉＣで、該β−ＳｉＣがアスペクト比
２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散して
いることを特徴とす高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
【００１０】（３） 焼結体の表面から５０μｍ〜５ｍ
ｍの層が、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２
０ｖｏｌ％以上分散したＳｉＣ焼結体で形成されている
ことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
ｍの層が、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２
０ｖｏｌ％以上分散したＳｉＣ焼結体で形成されている
ことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
【００１１】（４） 前記焼結体の気孔率が５％以下で
ある高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
ある高熱伝導ＳｉＣセラミックス。
【００１２】（５） Ｂ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量
５ｗｔ％以下の粒径０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末
と、成形用バインダとの混合粉末で成形体を形成し、該
成形体を無加圧で不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中
で２１００〜２５００℃で５〜３００分加熱することを
特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造法。
５ｗｔ％以下の粒径０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末
と、成形用バインダとの混合粉末で成形体を形成し、該
成形体を無加圧で不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中
で２１００〜２５００℃で５〜３００分加熱することを
特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造法。
【００１３】（６） (Ａ）粒径５μｍ以下のＳｉＣ粉
末１００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、Ｂ
Ｎ、Ａｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部
と、成形バインダとを混合した混合粉末で成形体を作製
する工程と、(Ｂ）前記成形体の表面にＢ含有量５ｗｔ
％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以下の粒径０.５μｍ以下の
β−ＳｉＣ粉末と成形用バインダとの混合粉末からなる
層を形成し、不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２
１００〜２５００℃で５〜３００分一体加熱する工程を
含むことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製
造法。
末１００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、Ｂ
Ｎ、Ａｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部
と、成形バインダとを混合した混合粉末で成形体を作製
する工程と、(Ｂ）前記成形体の表面にＢ含有量５ｗｔ
％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以下の粒径０.５μｍ以下の
β−ＳｉＣ粉末と成形用バインダとの混合粉末からなる
層を形成し、不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２
１００〜２５００℃で５〜３００分一体加熱する工程を
含むことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製
造法。
【００１４】（７） （Ａ）粒径５μｍ以下のＳｉＣ粉
末１００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、Ｂ
Ｎ、Ａｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部
と、成形バインダとを混合した混合粉末で成形体を作製
し、該成形体を不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で
２１００〜２５００℃で５〜３００分加熱して一次焼結
体を作製する工程と、（Ｂ）前記一次焼結体の表面にプ
ラズマ溶射によりＢ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５ｗ
ｔ％以下の粒径０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣからなる層
を形成し、不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１
００〜２５００℃で５〜６０分二次加熱する工程を含む
ことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造
法。
末１００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、Ｂ
Ｎ、Ａｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部
と、成形バインダとを混合した混合粉末で成形体を作製
し、該成形体を不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で
２１００〜２５００℃で５〜３００分加熱して一次焼結
体を作製する工程と、（Ｂ）前記一次焼結体の表面にプ
ラズマ溶射によりＢ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５ｗ
ｔ％以下の粒径０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣからなる層
を形成し、不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１
００〜２５００℃で５〜６０分二次加熱する工程を含む
ことを特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造
法。
【００１５】本発明の高熱伝導ＳｉＣセラミックスは、
ＳｉＣ原料粉末に、Ｂ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５
ｗｔ％以下で粒径０.５μｍ以下の高純度のβ−ＳｉＣ
粉末を含む成形体を、不活性ガスまたは不活性ガス＋水
素中で２１００〜２５００℃で５〜３００分加熱し、焼
結体中にアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子を２０
ｖｏｌ％以上生成，分散させることにより熱伝導率１３
０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、気孔率５ｖｏｌ％以下の高熱伝導Ｓ
ｉＣセラミックスを得ることができる。
ＳｉＣ原料粉末に、Ｂ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５
ｗｔ％以下で粒径０.５μｍ以下の高純度のβ−ＳｉＣ
粉末を含む成形体を、不活性ガスまたは不活性ガス＋水
素中で２１００〜２５００℃で５〜３００分加熱し、焼
結体中にアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子を２０
ｖｏｌ％以上生成，分散させることにより熱伝導率１３
０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、気孔率５ｖｏｌ％以下の高熱伝導Ｓ
ｉＣセラミックスを得ることができる。
【００１６】ここで、焼結雰囲気は不活性ガスあるいは
不活性ガス＋水素が好ましい。なお、真空中ではＢ含有
β−ＳｉＣ粉末中のＢが分解し、焼結を阻害するため好
ましくない。
不活性ガス＋水素が好ましい。なお、真空中ではＢ含有
β−ＳｉＣ粉末中のＢが分解し、焼結を阻害するため好
ましくない。
【００１７】本発明の高純度Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末は、
プラズマ処理、ゾルゲル処理などにより作製できる。
プラズマ処理、ゾルゲル処理などにより作製できる。
【００１８】従来は、高強度化を目的にＳｉＣ粒子の粒
成長を抑えるための焼結条件が検討されてきた。本発明
では、逆にアスペクト比の大きいβ−ＳｉＣ粒子の成長
を促進させることにより、高熱伝導性および高靭性のＳ
ｉＣ焼結体を得ることが可能となった。
成長を抑えるための焼結条件が検討されてきた。本発明
では、逆にアスペクト比の大きいβ−ＳｉＣ粒子の成長
を促進させることにより、高熱伝導性および高靭性のＳ
ｉＣ焼結体を得ることが可能となった。
【００１９】無加圧焼結法で緻密な高熱伝導ＳｉＣ焼結
体を得るためには、プラズマ合成した０.５μｍ以下の
β−ＳｉＣ粉末が必要である。特に、高熱伝導化のため
には、ＳｉＣ粉末中に遊離ケイ素をはじめＦｅ、Ａｌな
どの不純物や焼結助剤の少ないものが望ましい。
体を得るためには、プラズマ合成した０.５μｍ以下の
β−ＳｉＣ粉末が必要である。特に、高熱伝導化のため
には、ＳｉＣ粉末中に遊離ケイ素をはじめＦｅ、Ａｌな
どの不純物や焼結助剤の少ないものが望ましい。
【００２０】高熱伝導化のためには、金属不純物の総量
は１５００ｐｐｍ以下、好ましくは１００ｐｐｍ以下に
することが必要である。また、非晶質相をほとんど含ま
ないことが好ましい。非晶質相は焼結過程で酸素と結合
し易く、それによる微量の酸化物が不純物となって存在
し、熱伝導率を低下させる要因となるためである。
は１５００ｐｐｍ以下、好ましくは１００ｐｐｍ以下に
することが必要である。また、非晶質相をほとんど含ま
ないことが好ましい。非晶質相は焼結過程で酸素と結合
し易く、それによる微量の酸化物が不純物となって存在
し、熱伝導率を低下させる要因となるためである。
【００２１】次に、プラズマ処理で本発明の結晶化β−
ＳｉＣ粉末を合成する方法を以下に述べる。
ＳｉＣ粉末を合成する方法を以下に述べる。
【００２２】 ＳｉＨ4、Ｂ2Ｈ6およびＣＨ4ガスをプ
ラズマ中で反応させることにより硼素（Ｂ）が０.５μ
ｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末が得られる。
ラズマ中で反応させることにより硼素（Ｂ）が０.５μ
ｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末が得られる。
【００２３】 ＳｉＨ4およびＣＨ4ガスをプラズマ中
で反応させることにより０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉
末が得られる。
で反応させることにより０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉
末が得られる。
【００２４】 金属不純物量１ｗｔ％を超える市販の
ＳｉＣ粉末をプラズマ中に投下し、一旦、ＳｉとＣに分
解し、ＣＨ4ガスと反応させて過剰Ｃのβ−ＳｉＣ粉末
を合成し、水素中で過剰Ｃを除去することにより０.５
μｍ以下の高純度β−ＳｉＣ粉末が得られる。
ＳｉＣ粉末をプラズマ中に投下し、一旦、ＳｉとＣに分
解し、ＣＨ4ガスと反応させて過剰Ｃのβ−ＳｉＣ粉末
を合成し、水素中で過剰Ｃを除去することにより０.５
μｍ以下の高純度β−ＳｉＣ粉末が得られる。
【００２５】 金属不純物量１５００ｐｐｍを超える
市販のＳｉＣ粉末と、Ｂ粉末をプラズマ中に投下し、一
旦、Ｓｉ、Ｃ、Ｂに分解し、Ｃ含有ＣＨ4ガスと反応さ
せ、過剰Ｃ，Ｂを含有するβ−ＳｉＣ粉末を合成し、水
素中で加熱処理して過剰Ｃを除去することにより０.５
μｍ以下のＢ含有高純度β−ＳｉＣ粉末が得られる。
市販のＳｉＣ粉末と、Ｂ粉末をプラズマ中に投下し、一
旦、Ｓｉ、Ｃ、Ｂに分解し、Ｃ含有ＣＨ4ガスと反応さ
せ、過剰Ｃ，Ｂを含有するβ−ＳｉＣ粉末を合成し、水
素中で加熱処理して過剰Ｃを除去することにより０.５
μｍ以下のＢ含有高純度β−ＳｉＣ粉末が得られる。
【００２６】 金属不純物量１５００ｐｐｍを超える
市販のＳｉＣ粉末をプラズマ中に投下し、一旦、Ｓｉ、
Ｃに分解し、Ｂ2Ｈ6およびＣＨ4ガスと反応させて過剰
Ｃ，Ｂを含有するβ−ＳｉＣ粉末を合成し、水素中で加
熱処理して過剰Ｃを除去することにより０.５μｍ以下
のＢ含有高純度β−ＳｉＣ粉末が得られる。
市販のＳｉＣ粉末をプラズマ中に投下し、一旦、Ｓｉ、
Ｃに分解し、Ｂ2Ｈ6およびＣＨ4ガスと反応させて過剰
Ｃ，Ｂを含有するβ−ＳｉＣ粉末を合成し、水素中で加
熱処理して過剰Ｃを除去することにより０.５μｍ以下
のＢ含有高純度β−ＳｉＣ粉末が得られる。
【００２７】 溶融ＳｉにＢをドープし、ＢドープＳ
ｉ塊を作製し、これを粉砕してプラズマ中に投下し、Ｓ
ｉをＣＨ4ガスと反応させてＢ含有高純度β−ＳｉＣ粉
末が得られる。
ｉ塊を作製し、これを粉砕してプラズマ中に投下し、Ｓ
ｉをＣＨ4ガスと反応させてＢ含有高純度β−ＳｉＣ粉
末が得られる。
【００２８】上記のうち、，，およびの方法で
得られるＢ含有β−ＳｉＣ粉末が、特に、無加圧で高熱
伝導ＳｉＣセラミックスを得るのに適している。
得られるＢ含有β−ＳｉＣ粉末が、特に、無加圧で高熱
伝導ＳｉＣセラミックスを得るのに適している。
【００２９】また、用途によってはバルク全体を本発明
の高熱伝導セラミックスにする必要がない場合がある。
その場合には、以下の方法により表面層のみを高熱伝導
化することがコスト低減の上から有効である。
の高熱伝導セラミックスにする必要がない場合がある。
その場合には、以下の方法により表面層のみを高熱伝導
化することがコスト低減の上から有効である。
【００３０】 （Ａ）粒径５μｍ以下のＳｉＣ粉末１
００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、ＢＮ、Ａ
ｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部と、成
形バインダとの混合粉末を用いて成形体を作製する工
程、（Ｂ）上記の成形体の表面を、プラズマ中で合成し
たＢ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以で粒径
０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末と、成形に必要なバイ
ンダとの混合物で覆い、不活性ガス中において２１００
〜２５００℃で５〜３００分加熱して一体化する工程、
によりＳｉＣ焼結体の表面層の５０μｍ〜５ｍｍが、ア
スペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以
上分散し、該表層部の熱伝導率が１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上
の無加圧焼結高熱伝導ＳｉＣセラミックスとする方法。
００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、ＢＮ、Ａ
ｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部と、成
形バインダとの混合粉末を用いて成形体を作製する工
程、（Ｂ）上記の成形体の表面を、プラズマ中で合成し
たＢ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以で粒径
０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末と、成形に必要なバイ
ンダとの混合物で覆い、不活性ガス中において２１００
〜２５００℃で５〜３００分加熱して一体化する工程、
によりＳｉＣ焼結体の表面層の５０μｍ〜５ｍｍが、ア
スペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以
上分散し、該表層部の熱伝導率が１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上
の無加圧焼結高熱伝導ＳｉＣセラミックスとする方法。
【００３１】 （Ａ）粒径５μｍ以下のＳｉＣ粉末１
００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、ＢＮ、Ａ
ｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部と、成
形バインダとの混合粉末を用いて成形体を作製し、該成
形体を不活性ガス中で２１００〜２５００℃で５〜３０
０分加熱して一次焼結体を作製する工程、（Ｂ）上記の
焼結体の表面を、プラズマ中で合成したＢ含有量５ｗｔ
％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以下で粒径０.５μｍ以下の
β−ＳｉＣ粉末と成形に必要なバインダとの混合物で覆
い、不活性ガス中において２１００〜２５００℃で５〜
６０分二次焼結する工程により、ＳｉＣ焼結体の表面か
ら５０μｍ〜５ｍｍの層が、アスペクト比２０以上のβ
−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散し、該表層部の熱
伝導率が１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の無加圧焼結高熱伝導Ｓ
ｉＣセラミックスとする方法。
００重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、ＢＮ、Ａ
ｌ2Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部と、成
形バインダとの混合粉末を用いて成形体を作製し、該成
形体を不活性ガス中で２１００〜２５００℃で５〜３０
０分加熱して一次焼結体を作製する工程、（Ｂ）上記の
焼結体の表面を、プラズマ中で合成したＢ含有量５ｗｔ
％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以下で粒径０.５μｍ以下の
β−ＳｉＣ粉末と成形に必要なバインダとの混合物で覆
い、不活性ガス中において２１００〜２５００℃で５〜
６０分二次焼結する工程により、ＳｉＣ焼結体の表面か
ら５０μｍ〜５ｍｍの層が、アスペクト比２０以上のβ
−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散し、該表層部の熱
伝導率が１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の無加圧焼結高熱伝導Ｓ
ｉＣセラミックスとする方法。
【００３２】上記またはの方法によって、耐熱衝撃
性に優れた部材を得ることがでる。なお、本発明の無加
圧焼結高熱伝導ＳｉＣセラミックスはガスタービン部
品、核融合炉第１壁等の超高温領域下で使用される部品
に適用可能である。
性に優れた部材を得ることがでる。なお、本発明の無加
圧焼結高熱伝導ＳｉＣセラミックスはガスタービン部
品、核融合炉第１壁等の超高温領域下で使用される部品
に適用可能である。
【００３３】また、本発明の焼結体は、無加圧で焼結可
能なため、その成形方法は、射出成形、プレス成形、鋳
込み成形、ラバープレス成形、押出し成形、金型粉末成
形など形状と要求特性に応じて各種の成形法が選択で
き、複雑形状の高熱伝導・高靭性セラミックスを得るの
に極めて好都合である。
能なため、その成形方法は、射出成形、プレス成形、鋳
込み成形、ラバープレス成形、押出し成形、金型粉末成
形など形状と要求特性に応じて各種の成形法が選択で
き、複雑形状の高熱伝導・高靭性セラミックスを得るの
に極めて好都合である。
【００３４】また、該高熱伝導ＳｉＣセラミックス中
に、他のセラミック粒子あるいは短繊維や長繊維を分散
させることにより、さらに高靭性の複合材を得ることも
可能である。
に、他のセラミック粒子あるいは短繊維や長繊維を分散
させることにより、さらに高靭性の複合材を得ることも
可能である。
【００３５】
【作用】本発明の高熱伝導ＳｉＣセラミックスの機械的
特性を低下させないためには、得られた焼結体中のＳｉ
Ｃ組成の５０％以上がβ−ＳｉＣからなるようにするこ
とが重要である。アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒
子を２０ｖｏｌ％以上分散させることにより、高熱伝導
かつ高靭性のＳｉＣ焼結体が得られる。これは、分散さ
せたアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子により、ク
ラッックが折れ曲がりクラック進展の駆動力を減少させ
るためである。
特性を低下させないためには、得られた焼結体中のＳｉ
Ｃ組成の５０％以上がβ−ＳｉＣからなるようにするこ
とが重要である。アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒
子を２０ｖｏｌ％以上分散させることにより、高熱伝導
かつ高靭性のＳｉＣ焼結体が得られる。これは、分散さ
せたアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子により、ク
ラッックが折れ曲がりクラック進展の駆動力を減少させ
るためである。
【００３６】但し、焼結中にβ−ＳｉＣがα−ＳｉＣに
５０％以上変化すると、アスペクト比の小さな粒子の粒
成長が多量に起こり、破壊靭性値の低下を招く。
５０％以上変化すると、アスペクト比の小さな粒子の粒
成長が多量に起こり、破壊靭性値の低下を招く。
【００３７】
【実施例】本発明を実施例に基づき具体的に説明する。
【００３８】〔実施例 １〕まず、プラズマ処理β−Ｓ
ｉＣ粉末の合成法を説明する。
ｉＣ粉末の合成法を説明する。
【００３９】ガス導入管からアルゴンガスを２０リット
ル／分導入し、陰極と陽極の間で３０Ｖ，７００Ａの条
件で放電させ、プラズマを発生させた。そして、シラン
（ＳｉＨ4）、ジボラン（Ｂ2Ｈ4）を導入し、第１反応
域で硼素を含む融体Ｓｉ粒子を生成させ、さらに第２反
応域でメタン（ＣＨ4）と反応させて炭化させ、粒径０.
３μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末を合成した。
ル／分導入し、陰極と陽極の間で３０Ｖ，７００Ａの条
件で放電させ、プラズマを発生させた。そして、シラン
（ＳｉＨ4）、ジボラン（Ｂ2Ｈ4）を導入し、第１反応
域で硼素を含む融体Ｓｉ粒子を生成させ、さらに第２反
応域でメタン（ＣＨ4）と反応させて炭化させ、粒径０.
３μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末を合成した。
【００４０】次に、上記のβ−ＳｉＣ粉末を空気中に取
り出し各種分析を行った。Ｘ線回折分析によれば非晶質
分は検出されなかった。また、硼素の含有量は０.３ｗ
ｔ％、遊離炭素量は１.５ｗｔ％、酸素量は０.３ｗｔ％
であった。金属不純物総量は、３０ｐｐｍ以下であっ
た。
り出し各種分析を行った。Ｘ線回折分析によれば非晶質
分は検出されなかった。また、硼素の含有量は０.３ｗ
ｔ％、遊離炭素量は１.５ｗｔ％、酸素量は０.３ｗｔ％
であった。金属不純物総量は、３０ｐｐｍ以下であっ
た。
【００４１】上記のβ−ＳｉＣ粉末にプレス成形用バイ
ンダを有機溶剤と一緒に２ｗｔ％混合し、乾燥後、成形
原料とした。プレス成形により、直径５０ｍｍ×厚さ１
０ｍｍの成形体を作製した。得られた成形体をアルゴン
中で２２００℃まで加熱し、１時間保持し、気孔率３％
の焼結体を作製した。Ｘ線回折分析より、焼結体の組成
は９５％がβ−ＳｉＣからなり、画像処理およびマイク
ロＸ線回折分析より、アスペクト比２０以上のβ−Ｓｉ
Ｃが２５ｖｏｌ％存在していることが分かった。
ンダを有機溶剤と一緒に２ｗｔ％混合し、乾燥後、成形
原料とした。プレス成形により、直径５０ｍｍ×厚さ１
０ｍｍの成形体を作製した。得られた成形体をアルゴン
中で２２００℃まで加熱し、１時間保持し、気孔率３％
の焼結体を作製した。Ｘ線回折分析より、焼結体の組成
は９５％がβ−ＳｉＣからなり、画像処理およびマイク
ロＸ線回折分析より、アスペクト比２０以上のβ−Ｓｉ
Ｃが２５ｖｏｌ％存在していることが分かった。
【００４２】得られた焼結体の室温における熱伝導率
は、レーザーフラッシュ法により測定した結果、１７０
Ｗ／ｍ・Ｋを有することが分かった。破壊靭性値はＩＭ
法により測定した結果、平均４.５ＭＰａ√ｍであっ
た。
は、レーザーフラッシュ法により測定した結果、１７０
Ｗ／ｍ・Ｋを有することが分かった。破壊靭性値はＩＭ
法により測定した結果、平均４.５ＭＰａ√ｍであっ
た。
【００４３】ここで、β−ＳｉＣ粉末のＢ含有量を０.
３から５ｗｔ％、またＣの含有量を０から５ｗｔ％まで
変え、同様に、成形、焼結を行ったが、いずれも１３０
Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導、３.５ＭＰａ√ｍ以上の破
壊靭性値を有するＳｉＣセラミックスが得られた。
３から５ｗｔ％、またＣの含有量を０から５ｗｔ％まで
変え、同様に、成形、焼結を行ったが、いずれも１３０
Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導、３.５ＭＰａ√ｍ以上の破
壊靭性値を有するＳｉＣセラミックスが得られた。
【００４４】ここで、Ｃ含有量が５ｗｔ％より多い場合
には、不活性ガスに水素ガスを混合してＣを除去するこ
とにより、１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導を有するＳ
ｉＣセラミックスが得られる。また、同様にＢ含有量が
多い場合には、真空中で予備加熱処理することにより、
Ｂを分解して低減することができる。
には、不活性ガスに水素ガスを混合してＣを除去するこ
とにより、１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高熱伝導を有するＳ
ｉＣセラミックスが得られる。また、同様にＢ含有量が
多い場合には、真空中で予備加熱処理することにより、
Ｂを分解して低減することができる。
【００４５】〔比較例 １〕市販のβ−ＳｉＣ粉末に焼
結助剤としてＢ4Ｃ粉末を３ｗｔ％添加し実施例１と同
様に成形、２２００℃で１時間焼結を行った。市販のβ
−ＳｉＣ粉末には、金属不純物としてＦｅが０.１ｗｔ
％，Ａｌが０.０２ｗｔ％、酸化物が０.５２ｗｔ％が含
まれていた。得られた焼結体の熱伝導率は１０５Ｗ／ｍ
・Ｋ、破壊靭性値は２.７ＭＰａ√ｍであった。Ｘ線回
折分析より、焼結体の組成は９９％がβ−ＳｉＣからな
り、画像処理およびマイクロＸ線回折分析より、アスペ
クト比２０以上のβ−ＳｉＣが５ｖｏｌ％存在している
ことが分かった。
結助剤としてＢ4Ｃ粉末を３ｗｔ％添加し実施例１と同
様に成形、２２００℃で１時間焼結を行った。市販のβ
−ＳｉＣ粉末には、金属不純物としてＦｅが０.１ｗｔ
％，Ａｌが０.０２ｗｔ％、酸化物が０.５２ｗｔ％が含
まれていた。得られた焼結体の熱伝導率は１０５Ｗ／ｍ
・Ｋ、破壊靭性値は２.７ＭＰａ√ｍであった。Ｘ線回
折分析より、焼結体の組成は９９％がβ−ＳｉＣからな
り、画像処理およびマイクロＸ線回折分析より、アスペ
クト比２０以上のβ−ＳｉＣが５ｖｏｌ％存在している
ことが分かった。
【００４６】さらに市販のβ−ＳｉＣ粉末に焼結助剤と
してＢ4Ｃ粉末を３ｗｔ％添加し実施例１と同様に成形
し、２２００℃で５時間焼結を行い、粒成長を促進させ
た。Ｘ線回折分析より、焼結体の組成は７０％がβ−Ｓ
ｉＣからなり、画像処理およびマイクロＸ線回折分析よ
り、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣが３７ｖｏｌ％
存在していることが分かった。しかし、得られた焼結体
の熱伝導率は１０５Ｗ／ｍ・Ｋであった。従って、単に
従来の不純物の多い市販の微粒β−ＳｉＣ粉末を使用し
ただけでは、本発明の目的の高熱伝導性・高靭性を兼ね
備えたＳｉＣセラミックスは得られないことが分かっ
た。
してＢ4Ｃ粉末を３ｗｔ％添加し実施例１と同様に成形
し、２２００℃で５時間焼結を行い、粒成長を促進させ
た。Ｘ線回折分析より、焼結体の組成は７０％がβ−Ｓ
ｉＣからなり、画像処理およびマイクロＸ線回折分析よ
り、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣが３７ｖｏｌ％
存在していることが分かった。しかし、得られた焼結体
の熱伝導率は１０５Ｗ／ｍ・Ｋであった。従って、単に
従来の不純物の多い市販の微粒β−ＳｉＣ粉末を使用し
ただけでは、本発明の目的の高熱伝導性・高靭性を兼ね
備えたＳｉＣセラミックスは得られないことが分かっ
た。
【００４７】〔実施例 ２〕実施例１のプラズマ合成に
おいて、金属不純物総量（Ｆｅ，Ａｌ，Ｔｉなど）を２
０ｐｐｍから３０００ｐｐｍまで変えた０.５ｗｔ％Ｂ
含有β−ＳｉＣ粉末を作製した。そして、実施例１と同
様に、成形、焼結を行った。Ｘ線回折分析より、いずれ
の焼結体の組成も９５％がβ−ＳｉＣからなり、画像処
理およびマイクロＸ線回折分析より、アスペクト比２０
以上のβ−ＳｉＣが２０ｖｏｌ％以上存在していること
が分かった。
おいて、金属不純物総量（Ｆｅ，Ａｌ，Ｔｉなど）を２
０ｐｐｍから３０００ｐｐｍまで変えた０.５ｗｔ％Ｂ
含有β−ＳｉＣ粉末を作製した。そして、実施例１と同
様に、成形、焼結を行った。Ｘ線回折分析より、いずれ
の焼結体の組成も９５％がβ−ＳｉＣからなり、画像処
理およびマイクロＸ線回折分析より、アスペクト比２０
以上のβ−ＳｉＣが２０ｖｏｌ％以上存在していること
が分かった。
【００４８】図１に金属不純物量と焼結体の室温におけ
る熱伝導率との関係を示す。図から分かるように、焼結
体の室温における熱伝導率は、金属不純物量が１５００
ｐｐｍ以下で熱伝導率が１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であるこ
とが分かった。従って、金属不純物量は１５００ｐｐｍ
以下にすることが好ましい。
る熱伝導率との関係を示す。図から分かるように、焼結
体の室温における熱伝導率は、金属不純物量が１５００
ｐｐｍ以下で熱伝導率が１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であるこ
とが分かった。従って、金属不純物量は１５００ｐｐｍ
以下にすることが好ましい。
【００４９】また、金属不純物量の多いＳｉＣ粉末の場
合、焼結時の焼結温度を２３００℃から２５００℃の範
囲と高くすることにより、ＳｉＣの分解時に一部の不純
物を除去することが可能である。但し、この際βからα
への変化により粒子が粗大化する恐れがあるので、温度
制御に注意を要する。
合、焼結時の焼結温度を２３００℃から２５００℃の範
囲と高くすることにより、ＳｉＣの分解時に一部の不純
物を除去することが可能である。但し、この際βからα
への変化により粒子が粗大化する恐れがあるので、温度
制御に注意を要する。
【００５０】〔実施例 ３〕実施例１のプラズマ合成法
により、１.２ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末を作製し、
実施例１と同様に、成形、焼結を行った。
により、１.２ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末を作製し、
実施例１と同様に、成形、焼結を行った。
【００５１】ここで、焼結温度を１９００℃から２２０
０℃の範囲でコントロールして気孔率の異なる焼結体を
作製した。図２に焼結体気孔率と破壊靱性値との関係を
示す。
０℃の範囲でコントロールして気孔率の異なる焼結体を
作製した。図２に焼結体気孔率と破壊靱性値との関係を
示す。
【００５２】気孔率が５％を超えると破壊靭性値が低下
し３ＭＰａ√ｍ以下になることが分かった。従って、焼
結体の気孔率は５％以下にすることが好ましい。
し３ＭＰａ√ｍ以下になることが分かった。従って、焼
結体の気孔率は５％以下にすることが好ましい。
【００５３】〔実施例 ４〕実施例１のプラズマ合成法
により、０.３ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末を作製し、
実施例１と同様に、成形、焼結を行った。
により、０.３ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末を作製し、
実施例１と同様に、成形、焼結を行った。
【００５４】ここで、焼結温度を２１００℃から２５０
０℃の範囲で温度及び時間をコントロールし、焼結体中
のアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子の含有量の異
なる焼結体を作製した。
０℃の範囲で温度及び時間をコントロールし、焼結体中
のアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子の含有量の異
なる焼結体を作製した。
【００５５】図３に焼結体中のアスペクト比２０以上の
β−ＳｉＣ粒子の含有量と、熱伝導率及び破壊靭性値と
の関係を示す。
β−ＳｉＣ粒子の含有量と、熱伝導率及び破壊靭性値と
の関係を示す。
【００５６】アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が
２０ｖｏｌ％以上で、熱伝導率１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上有
し、かつ、破壊靭性値が３.５ＭＰａ√ｍ以上有する焼
結体が得られることが分かった。
２０ｖｏｌ％以上で、熱伝導率１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上有
し、かつ、破壊靭性値が３.５ＭＰａ√ｍ以上有する焼
結体が得られることが分かった。
【００５７】〔実施例 ５〕ガス導入管からアルゴンガ
スを２０リットル／分導入し、陰極と陽極の間で４０
Ｖ，７００Ａの条件で放電させ、プラズマを発生させ
た。そして、シラン（ＳｉＨ4）とメタン（ＣＨ4）とを
反応させて炭化し、粒径０.２μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉
末を合成した。該β−ＳｉＣ粉末を空気中に取り出し各
種分析を行った。
スを２０リットル／分導入し、陰極と陽極の間で４０
Ｖ，７００Ａの条件で放電させ、プラズマを発生させ
た。そして、シラン（ＳｉＨ4）とメタン（ＣＨ4）とを
反応させて炭化し、粒径０.２μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉
末を合成した。該β−ＳｉＣ粉末を空気中に取り出し各
種分析を行った。
【００５８】Ｘ線回折分析では非晶質は検出されなかっ
た。遊離炭素量は１.５ｗｔ％以下、酸素量は０.３ｗｔ
％であった。また、金属不純物量は１００ｐｐｍ以下で
あった。
た。遊離炭素量は１.５ｗｔ％以下、酸素量は０.３ｗｔ
％であった。また、金属不純物量は１００ｐｐｍ以下で
あった。
【００５９】上記のβ−ＳｉＣ粉末に焼結助剤としてＢ
4Ｃ粉末を１ｗｔ％添加し、射出成形用の熱可塑性バイ
ンダを１２ｗｔ％混練し成形原料とした。これを射出成
形して５０ｍｍ角×厚さ１０ｍｍの成形体を作製した。
得られた成形体をアルゴン中で脱脂後、アルゴン中，２
２００℃まで加熱し、１時間保持して気孔率４％の焼結
体を作製した。焼結体の組成は９５％がβ−ＳｉＣから
なり、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣが３０ｖｏｌ
％存在していることが分かった。
4Ｃ粉末を１ｗｔ％添加し、射出成形用の熱可塑性バイ
ンダを１２ｗｔ％混練し成形原料とした。これを射出成
形して５０ｍｍ角×厚さ１０ｍｍの成形体を作製した。
得られた成形体をアルゴン中で脱脂後、アルゴン中，２
２００℃まで加熱し、１時間保持して気孔率４％の焼結
体を作製した。焼結体の組成は９５％がβ−ＳｉＣから
なり、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣが３０ｖｏｌ
％存在していることが分かった。
【００６０】得られた焼結体の室温における熱伝導率は
１４０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭性値は平均４.１ＭＰａ√ｍ
であった。
１４０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭性値は平均４.１ＭＰａ√ｍ
であった。
【００６１】本実施例において、β−ＳｉＣ粉末の焼結
助剤は、Ｂ，Ｃ，Ａｌ2Ｏ3，ＢＮなどが使用可能であ
る。
助剤は、Ｂ，Ｃ，Ａｌ2Ｏ3，ＢＮなどが使用可能であ
る。
【００６２】〔実施例 ６〕ガス導入管からアルゴンガ
スを２０リットル／分導入し、陰極と陽極の間で３０
Ｖ，７００Ａの条件で放電させ、プラズマを発生させ
た。そして、市販のＳｉＣ粉末を導入し、プラズマ中で
Ｓｉ，Ｃに分解し、メタン（ＣＨ4）と反応させて炭化
し、粒径０.２μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末を合成した。
スを２０リットル／分導入し、陰極と陽極の間で３０
Ｖ，７００Ａの条件で放電させ、プラズマを発生させ
た。そして、市販のＳｉＣ粉末を導入し、プラズマ中で
Ｓｉ，Ｃに分解し、メタン（ＣＨ4）と反応させて炭化
し、粒径０.２μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末を合成した。
【００６３】上記β−ＳｉＣ粉末は、Ｘ線回折分析では
非晶質分は検出されなかった。遊離炭素量は４.５ｗｔ
％、酸素量は０.３ｗｔ％であった。金属不純物量は５
００ｐｐｍ以下であった。このβ−ＳｉＣ粉末を水素気
流中で１５００℃で処理して過剰Ｃを除去した。この除
去処理は、赤外吸収法で過剰Ｃが除去されているか確認
しながら行った。これにより、遊離炭素量を０.５ｗｔ
％以下まで減少させた。
非晶質分は検出されなかった。遊離炭素量は４.５ｗｔ
％、酸素量は０.３ｗｔ％であった。金属不純物量は５
００ｐｐｍ以下であった。このβ−ＳｉＣ粉末を水素気
流中で１５００℃で処理して過剰Ｃを除去した。この除
去処理は、赤外吸収法で過剰Ｃが除去されているか確認
しながら行った。これにより、遊離炭素量を０.５ｗｔ
％以下まで減少させた。
【００６４】上記のβ−ＳｉＣ粉末に焼結助剤としてＢ
4Ｃ粉末を１ｗｔ％添加し、射出成形用の熱可塑性バイ
ンダを１２ｗｔ％混練し、成形原料とした。これを射出
成形により、５０ｍｍ角×厚さ１０ｍｍの成形体を作製
した。得られた成形体をアルゴン中で脱脂後、アルゴン
＋水素５％中で２３００℃まで加熱し、１時間保持し、
気孔率２％の焼結体を作製した。該焼結体の組成は５０
％がβ−ＳｉＣからなり、アスペクト比２０以上のβ−
ＳｉＣが３５ｖｏｌ％存在していることが分かった。ま
た、室温における熱伝導率は１４０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭
性値は平均４.７ＭＰａ√ｍであった。
4Ｃ粉末を１ｗｔ％添加し、射出成形用の熱可塑性バイ
ンダを１２ｗｔ％混練し、成形原料とした。これを射出
成形により、５０ｍｍ角×厚さ１０ｍｍの成形体を作製
した。得られた成形体をアルゴン中で脱脂後、アルゴン
＋水素５％中で２３００℃まで加熱し、１時間保持し、
気孔率２％の焼結体を作製した。該焼結体の組成は５０
％がβ−ＳｉＣからなり、アスペクト比２０以上のβ−
ＳｉＣが３５ｖｏｌ％存在していることが分かった。ま
た、室温における熱伝導率は１４０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭
性値は平均４.７ＭＰａ√ｍであった。
【００６５】本実施例において、β−ＳｉＣ粉末の焼結
助剤は、Ｂ，Ｃ，Ａｌ2Ｏ3，ＢＮなどが使用可能であ
る。
助剤は、Ｂ，Ｃ，Ａｌ2Ｏ3，ＢＮなどが使用可能であ
る。
【００６６】〔実施例 ７〕実施例１のプラズマ合成法
により、１.２ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末を作製し、
該ＳｉＣ粉末にＢｅＯ粉末を１ｗｔ％添加し、実施例１
と同様に成形し、アルゴン雰囲気中、２１００℃で２時
間焼結を行った。
により、１.２ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末を作製し、
該ＳｉＣ粉末にＢｅＯ粉末を１ｗｔ％添加し、実施例１
と同様に成形し、アルゴン雰囲気中、２１００℃で２時
間焼結を行った。
【００６７】得られた焼結体の室温における熱伝導率は
２３０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭性値は平均４.６ＭＰａ√ｍ
であった。ＢｅＯ粉末を焼結助剤として用いるとさらに
熱伝導率が向上することが分かった。
２３０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭性値は平均４.６ＭＰａ√ｍ
であった。ＢｅＯ粉末を焼結助剤として用いるとさらに
熱伝導率が向上することが分かった。
【００６８】〔実施例 ８〕ガス導入管からアルゴンガ
スを２０リットル／分導入し、陰極と陽極の間で３０
Ｖ，７００Ａの条件で放電させ、プラズマを発生させ
た。そして、市販のＳｉＣ粉末を導入し、プラズマ中で
Ｓｉ，Ｃに分解し、ジボラン（Ｂ2Ｈ4）と反応させてＳ
ｉ中にＢを固溶させ、次にメタン（ＣＨ4）と反応させ
て炭化させ、粒径０.３μｍ以下のＢ含有量０.２ｗｔ％
のβ−ＳｉＣ粉末を合成した。
スを２０リットル／分導入し、陰極と陽極の間で３０
Ｖ，７００Ａの条件で放電させ、プラズマを発生させ
た。そして、市販のＳｉＣ粉末を導入し、プラズマ中で
Ｓｉ，Ｃに分解し、ジボラン（Ｂ2Ｈ4）と反応させてＳ
ｉ中にＢを固溶させ、次にメタン（ＣＨ4）と反応させ
て炭化させ、粒径０.３μｍ以下のＢ含有量０.２ｗｔ％
のβ−ＳｉＣ粉末を合成した。
【００６９】該β−ＳｉＣ粉末を空気中に取り出し各種
分析を行った。Ｘ線回折分析では非晶質分は検出されな
かった。遊離炭素量は３.５ｗｔ％、酸素量は０.３ｗｔ
％であった。金属不純物量は５００ｐｐｍ以下であっ
た。このβ−ＳｉＣ粉末を水素気流中で１５００℃で処
理し、粉末中の過剰Ｃを除去した。この除去処理は、赤
外吸収法で過剰Ｃが除去されているか確認しながら行っ
た。これにより、遊離炭素量を０.１ｗｔ％以下まで減
少させた。
分析を行った。Ｘ線回折分析では非晶質分は検出されな
かった。遊離炭素量は３.５ｗｔ％、酸素量は０.３ｗｔ
％であった。金属不純物量は５００ｐｐｍ以下であっ
た。このβ−ＳｉＣ粉末を水素気流中で１５００℃で処
理し、粉末中の過剰Ｃを除去した。この除去処理は、赤
外吸収法で過剰Ｃが除去されているか確認しながら行っ
た。これにより、遊離炭素量を０.１ｗｔ％以下まで減
少させた。
【００７０】該β−ＳｉＣ粉末にスリップキャスティン
グ用分散剤を０.５ｗｔ％添加しスラリーとした。該ス
ラリーをスリップキャスティング成形して直径５０ｍｍ
×厚さ２０ｍｍの成形体を作製した。得られた成形体を
窒素中で２１００℃まで加熱し、１時間保持して気孔率
４％の焼結体を作製した。
グ用分散剤を０.５ｗｔ％添加しスラリーとした。該ス
ラリーをスリップキャスティング成形して直径５０ｍｍ
×厚さ２０ｍｍの成形体を作製した。得られた成形体を
窒素中で２１００℃まで加熱し、１時間保持して気孔率
４％の焼結体を作製した。
【００７１】上記焼結体の組成は９８％がβ−ＳｉＣか
らなり、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣが２２ｖｏ
ｌ％存在していることが分かった。
らなり、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣが２２ｖｏ
ｌ％存在していることが分かった。
【００７２】得られた焼結体の室温における熱伝導率は
１５０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭性値は平均３.９ＭＰａ√ｍ
であった。
１５０Ｗ／ｍ・Ｋ、破壊靭性値は平均３.９ＭＰａ√ｍ
であった。
【００７３】〔実施例 ９〕市販の粒径０.５μｍのβ
−ＳｉＣ粉末に焼結助剤としてＡｌ2Ｏ3粉末を３ｗｔ％
添加し、プレス成形用バインダを混合して成形原料とし
た。これをプレス成形により直径５０ｍｍ×厚さ２０ｍ
ｍの成形体を作製した。次に、実施例１と同じように作
製したプラズマ合成２.３ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末
を用いて、プレス成形用バインダと混合して成形原料と
した。これをプレス成形により直径５０ｍｍ×厚さ５ｍ
ｍの成形体を作製した。
−ＳｉＣ粉末に焼結助剤としてＡｌ2Ｏ3粉末を３ｗｔ％
添加し、プレス成形用バインダを混合して成形原料とし
た。これをプレス成形により直径５０ｍｍ×厚さ２０ｍ
ｍの成形体を作製した。次に、実施例１と同じように作
製したプラズマ合成２.３ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣ粉末
を用いて、プレス成形用バインダと混合して成形原料と
した。これをプレス成形により直径５０ｍｍ×厚さ５ｍ
ｍの成形体を作製した。
【００７４】上記二つの成形体を積層し一体成形した。
そして、得られた一体成形体をアルゴン中で２２００℃
まで加熱し、１時間保持して焼結体を作製した。これに
より、熱伝導率１００Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣ母材表面に高
熱伝導率１５０Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣを有する焼結体を作
製することができる。
そして、得られた一体成形体をアルゴン中で２２００℃
まで加熱し、１時間保持して焼結体を作製した。これに
より、熱伝導率１００Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣ母材表面に高
熱伝導率１５０Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣを有する焼結体を作
製することができる。
【００７５】本実施例において、スリップキャスティン
グ法やスラリーのコーティング法などにより、母材表面
全体を高熱伝導材で包むことが可能である。
グ法やスラリーのコーティング法などにより、母材表面
全体を高熱伝導材で包むことが可能である。
【００７６】また、上記と同様にして、低熱伝導材・高
熱伝導材・低熱伝導材・高熱伝導材…と複数層積層され
た構造体や傾斜構造体を得ることが可能である。
熱伝導材・低熱伝導材・高熱伝導材…と複数層積層され
た構造体や傾斜構造体を得ることが可能である。
【００７７】〔実施例 １０〕市販の粒径０.５μｍの
α−ＳｉＣ粉末に焼結助剤としてＢ4Ｃ粉末を４ｗｔ％
添加し、プレス成形用バインダと混合し成形原料とし
た。これをプレス成形により直径５０ｍｍ×厚さ２０ｍ
ｍの成形体を作製し、アルゴン中で２２００℃まで加熱
し、１時間保持して焼結体を作製した。
α−ＳｉＣ粉末に焼結助剤としてＢ4Ｃ粉末を４ｗｔ％
添加し、プレス成形用バインダと混合し成形原料とし
た。これをプレス成形により直径５０ｍｍ×厚さ２０ｍ
ｍの成形体を作製し、アルゴン中で２２００℃まで加熱
し、１時間保持して焼結体を作製した。
【００７８】次に、上記の母材焼結体の表面にプラズマ
溶射により１.３ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣからなる層を
形成し、アルゴン中で２２００℃まで加熱し、１時間保
持して焼結体表面層の緻密化を行った。これにより、熱
伝導率１００Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣ母材表面に高熱伝導率
１５０Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣ膜を作製することができる。
溶射により１.３ｗｔ％Ｂ含有β−ＳｉＣからなる層を
形成し、アルゴン中で２２００℃まで加熱し、１時間保
持して焼結体表面層の緻密化を行った。これにより、熱
伝導率１００Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣ母材表面に高熱伝導率
１５０Ｗ／ｍ・ＫのＳｉＣ膜を作製することができる。
【００７９】なお、上記の母材焼結体としては、無加圧
焼結材はもちろんのこと、ホットプレス材、反応焼結
材、ＨＩＰ材等を使用することができ、材料もＳｉＣマ
トリックスのみに限定されない。
焼結材はもちろんのこと、ホットプレス材、反応焼結
材、ＨＩＰ材等を使用することができ、材料もＳｉＣマ
トリックスのみに限定されない。
【００８０】熱膨張係数が近く、焼結助剤が無い反応焼
結窒化珪素や反応焼結窒化珪素結合材なども母材として
使用できることが実験の結果分かった。
結窒化珪素や反応焼結窒化珪素結合材なども母材として
使用できることが実験の結果分かった。
【００８１】本発明において、不純物の少ないＳｉＣ膜
を形成させることにより、高熱伝導・高靭性以外に耐酸
化性をも向上させることが可能となる。
を形成させることにより、高熱伝導・高靭性以外に耐酸
化性をも向上させることが可能となる。
【００８２】〔実施例 １１〕原子力プラントの核融合
炉第１壁部材について検討を行った。
炉第１壁部材について検討を行った。
【００８３】実施例１で得られた焼結体を図４に示す炉
壁１の部材として適用した。その結果、中性子照射によ
る急激な温度変化に対して十分耐え得る耐熱衝撃性を有
していることが分かった。
壁１の部材として適用した。その結果、中性子照射によ
る急激な温度変化に対して十分耐え得る耐熱衝撃性を有
していることが分かった。
【００８４】また、炭素繊維と複合化することも容易に
でき、該複合ＳｉＣを用いることにより中性子の吸収特
性を改善することができる。
でき、該複合ＳｉＣを用いることにより中性子の吸収特
性を改善することができる。
【００８５】本発明の高熱伝導・高靭性ＳｉＣセラミッ
クスは、無加圧焼結で作製できるため、原子力プラント
の核融合炉第１壁部品をはじめ、ガスタービン用動翼部
材、静翼部材、燃焼器部材、シュラウド部材の素材とし
て適用可能である。
クスは、無加圧焼結で作製できるため、原子力プラント
の核融合炉第１壁部品をはじめ、ガスタービン用動翼部
材、静翼部材、燃焼器部材、シュラウド部材の素材とし
て適用可能である。
【００８６】〔実施例 １２〕半導体用拡散炉のライナ
ーチューブ、反応管、ウェハーボートに実施例１で得ら
れた高熱伝導セラミックスを適用した。その結果、従来
の低熱伝導ＳｉＣ品に比較して熱衝撃性、均熱性が優れ
るため、ウェハーの大きさを１５インチまで大口径化が
可能になった。
ーチューブ、反応管、ウェハーボートに実施例１で得ら
れた高熱伝導セラミックスを適用した。その結果、従来
の低熱伝導ＳｉＣ品に比較して熱衝撃性、均熱性が優れ
るため、ウェハーの大きさを１５インチまで大口径化が
可能になった。
【００８７】
【発明の効果】本発明は、複雑形状品に対応できる高熱
伝導，高靭性のＳｉＣセラミックスに係るものであり、
高純度のβ−ＳｉＣ粉末からなる成形体をアスペクト比
２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散し、
気孔率５ｖｏｌ％以下の焼結体となるように無加圧で焼
結することにより、熱伝導率１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高
熱伝導ＳｉＣセラミックスが得られる。
伝導，高靭性のＳｉＣセラミックスに係るものであり、
高純度のβ−ＳｉＣ粉末からなる成形体をアスペクト比
２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散し、
気孔率５ｖｏｌ％以下の焼結体となるように無加圧で焼
結することにより、熱伝導率１３０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の高
熱伝導ＳｉＣセラミックスが得られる。
【００８８】以上のように、本発明では、高純度のβ−
ＳｉＣ粉末を用いて焼結体の組織を制御することによ
り、無加圧焼結法で高熱伝導かつ高靭性のＳｉＣセラミ
ックスが得られる。
ＳｉＣ粉末を用いて焼結体の組織を制御することによ
り、無加圧焼結法で高熱伝導かつ高靭性のＳｉＣセラミ
ックスが得られる。
【００８９】本発明の高熱伝導・高靭性ＳｉＣセラミッ
クスは、無加圧焼結で作製できるため、複雑形状品に対
応でき、原子力プラントの核融合炉第１壁部材や、ガス
タービン用動翼部材、静翼部材、燃焼器部材、シュラウ
ド部材、半導体ウエハーの製造装置等の、耐熱性や耐熱
衝撃性を要求される部材として有効である。
クスは、無加圧焼結で作製できるため、複雑形状品に対
応でき、原子力プラントの核融合炉第１壁部材や、ガス
タービン用動翼部材、静翼部材、燃焼器部材、シュラウ
ド部材、半導体ウエハーの製造装置等の、耐熱性や耐熱
衝撃性を要求される部材として有効である。
【図１】β−ＳｉＣ粉末中の金属不純物総量と得られた
焼結体の熱伝導率との関係を示すグラフである。
焼結体の熱伝導率との関係を示すグラフである。
【図２】焼結体の気孔率と破壊靭性値との関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図３】焼結体中のアスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ
粒子の含有量と、熱伝導率及び破壊靭性値との関係を示
すグラフである。
粒子の含有量と、熱伝導率及び破壊靭性値との関係を示
すグラフである。
【図４】原子力プラントの核融合炉第１壁部材の部分模
式斜視図である。
式斜視図である。
１…炉壁、２…冷却媒質流炉、３…中間材、４…金属被
覆層、５…溝。
覆層、５…溝。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 斉藤 幸雄 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 近藤 次郎 神奈川県川崎市中原区井田1618番地 新日 本製鐵株式会社先端技術研究所内
Claims (8)
- 【請求項１】 アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子
が２０ｖｏｌ％以上分散している焼結体からなることを
特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックス。 - 【請求項２】 ＳｉＣ焼結体中のＳｉＣ成分の５０％以
上がβ−ＳｉＣで、該β−ＳｉＣがアスペクト比２０以
上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏｌ％以上分散しているこ
とを特徴とす高熱伝導ＳｉＣセラミックス。 - 【請求項３】 焼結体の表面から５０μｍ〜５ｍｍの層
が、アスペクト比２０以上のβ−ＳｉＣ粒子が２０ｖｏ
ｌ％以上分散したＳｉＣ焼結体で形成されていることを
特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックス。 - 【請求項４】 前記焼結体の気孔率が５％以下である請
求項１，２または３に記載の高熱伝導ＳｉＣセラミック
ス。 - 【請求項５】 Ｂ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５ｗｔ
％以下の粒径０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣ粉末と、成形
用バインダとの混合粉末で成形体を形成し、該成形体を
無加圧で不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１０
０〜２５００℃で５〜３００分加熱することを特徴とす
る高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造法。 - 【請求項６】 前記β−ＳｉＣ粉末は、プラズマ中で合
成した原料粉末である請求項５に記載の高熱伝導ＳｉＣ
セラミックスの製造法。 - 【請求項７】 (Ａ）粒径５μｍ以下のＳｉＣ粉末１０
０重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、ＢＮ、Ａｌ2
Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部と、成形
バインダとを混合した混合粉末で成形体を作製する工程
と、(Ｂ）前記成形体の表面にＢ含有量５ｗｔ％以下、
Ｃ含有量５ｗｔ％以下の粒径０.５μｍ以下のβ−Ｓｉ
Ｃ粉末と成形用バインダとの混合粉末からなる層を形成
し、不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１００〜
２５００℃で５〜３００分一体加熱する工程を含むこと
を特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造法。 - 【請求項８】 （Ａ）粒径５μｍ以下のＳｉＣ粉末１０
０重量部と焼結助剤としてＢ、Ｃ、Ｂ4Ｃ、ＢＮ、Ａｌ2
Ｏ3、ＢｅＯの少なくとも一種を１〜５重量部と、成形
バインダとを混合した混合粉末で成形体を作製し、該成
形体を不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１００
〜２５００℃で５〜３００分加熱して一次焼結体を作製
する工程と、（Ｂ）前記一次焼結体の表面にプラズマ溶
射によりＢ含有量５ｗｔ％以下、Ｃ含有量５ｗｔ％以下
の粒径０.５μｍ以下のβ−ＳｉＣからなる層を形成
し、不活性ガスまたは不活性ガス＋水素中で２１００〜
２５００℃で５〜６０分二次加熱する工程を含むことを
特徴とする高熱伝導ＳｉＣセラミックスの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5067919A JPH06279119A (ja) | 1993-03-26 | 1993-03-26 | 高熱伝導ＳｉＣセラミックス及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5067919A JPH06279119A (ja) | 1993-03-26 | 1993-03-26 | 高熱伝導ＳｉＣセラミックス及びその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279119A true JPH06279119A (ja) | 1994-10-04 |
Family
ID=13358806
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5067919A Withdrawn JPH06279119A (ja) | 1993-03-26 | 1993-03-26 | 高熱伝導ＳｉＣセラミックス及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06279119A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0899358A3 (en) * | 1997-09-01 | 1999-03-17 | Tokai Carbon Company, Ltd. | Silicon carbide fabrication |
| JP2001316638A (ja) * | 2000-05-01 | 2001-11-16 | Asahi Kagaku Kogyo Co Ltd | 高熱伝導性無機質接着剤組成物および接着方法 |
| WO2019149386A1 (en) * | 2018-01-31 | 2019-08-08 | Westinghouse Electric Sweden Ab | A tubular ceramic component suitable for being used in a nuclear reactor |
| US11034624B2 (en) | 2017-03-17 | 2021-06-15 | Ngk Insulators, Ltd. | Manufacturing method of silicon carbide-based honeycomb structure |
-
1993
- 1993-03-26 JP JP5067919A patent/JPH06279119A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0899358A3 (en) * | 1997-09-01 | 1999-03-17 | Tokai Carbon Company, Ltd. | Silicon carbide fabrication |
| JP2001316638A (ja) * | 2000-05-01 | 2001-11-16 | Asahi Kagaku Kogyo Co Ltd | 高熱伝導性無機質接着剤組成物および接着方法 |
| US11034624B2 (en) | 2017-03-17 | 2021-06-15 | Ngk Insulators, Ltd. | Manufacturing method of silicon carbide-based honeycomb structure |
| WO2019149386A1 (en) * | 2018-01-31 | 2019-08-08 | Westinghouse Electric Sweden Ab | A tubular ceramic component suitable for being used in a nuclear reactor |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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