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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- 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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