JPS6256110B2 - - Google Patents
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Description
この発明は、高靭性および高硬度を有し、特に
切削工具や耐摩耗工具、さらにはノズルなどの各
種部品の製造に用いた場合にすぐれた性能を発揮
するサイアロン基セラミツクスの製造法に関する
ものである。
一般に、
(a) Si3N4粉末＋AlN粉末、
(b) Si3N4粉末＋AlN粉末＋Al2O3粉末、
(c) Si3N4粉末＋AlN粉末＋SiO2粉末、
(d) Si2ON粉末＋AlN粉末、
以上(a)〜(d)のいずれかの組合せからなるβ−サイ
アロン形成用原料粉末、
あるいは上記のβ−サイアロン形成用原料粉末
に、α−サイアロンの格子中に固溶するLi、
Na、Ca、Mg、Ｙおよび希土類元素などの金属の
酸化物および窒化物のうちの１種または２種以上
からなる原料粉末を配合してなるα−サイアロン
形成用原料粉末に、
焼結過程で液相を生成させて焼結を促進させる
ための焼結助剤として、MgO、Y2O3、CaO、
Sc2O3、およびCe2O3などの金属酸化物のうちの
１種または２種以上の焼結助剤原料粉末を0.5〜
20重量％（以下％は重量％を示す）配合し、
さらに、必要に応じて、同じく焼結の促進と、
硬さ（耐摩耗性）向上を目的として、周期律表の
4a、5a、および6a族金属の炭化物、窒化物、炭窒
化物、炭酸化物、および炭窒酸化物（以下、これ
らを総称して金属の炭・窒・酸化物という）のう
ちの１種または２種以上からなる原料粉末を0.5
〜40重量％配合し、
ついで、上記の配合組成を有する混合粉末を使
用して、通常のホツトプレスまたは普通焼結によ
りβ−サイアロン基セラミツクスまたはα−サイ
アロン基セラミツクスを製造する方法が知られて
いる。
なお、β−サイアロンは、β型結晶構造を有す
る窒化けい素（Si3N4）のうちのSiの一部をAlで、
またＮの一部をＯで置換した化合物からなり、組
成式：
Si6-ZAlZOZN8-Z
（ただしＯ＜ｚ≦4.3）
をもつものであり、一方α−サイアロンは、α型
結晶構造を有するSi3N4の結晶格子中のSiの一部
をAlで、Ｎの一部をＯで置換し、かつ格子間位
置に原子半径の小さいLi、Na、Ca、Mg、Ｙ、お
よび希土類元素などのうちの１種または２種以上
（下記の組成式ではＭで示す）が侵入型に固溶し
た化合物からなり、組成式：
Mx（Si、Al）12（Ｏ、Ｎ）16
（ただしＯ＜ｘ≦２）
をもつものである。
しかし、このようにして製造されたβ−サイア
ロン基セラミツクスは、同α−サイアロン基セラ
ミツクスに比して靭性にすぐれているものの、硬
さが低く、ロツクウエル硬さＡスケール（ＨR
Ａ）で91.5〜92.5を示すにすぎず、一方前記α−
サイアロン基セラミツクスは、反対に硬さが高
く、ＨRＡ：93.5〜94.0を示すものの、靭性が低
いという問題点があり、この結果使用目的に応じ
て使い分けているのが現状である。
そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、靭性および硬さともすぐれたサイアロン基セ
ラミツクスを製造すべく研究を行なつた結果、サ
イアロン基セラミツクスを製造するに際して、α
−サイアロン形成用原料粉末とβ−サイアロン形
成用原料粉末を用い、さらにサイアロン形成用原
料粉末として、Si3N4（窒化けい素）ホイスカー
（Si3N4の針状結晶、ひげ結晶とも云う）を使用す
ると、この結果得られたサイアロン基セラミツク
スは高靭性と高硬度を具備するようになるという
知見を得たのである。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、
焼結助剤原料粉末：0.5〜20％を含有し、
さらに必要に応じて金属の炭・窒・酸化物原料
粉末：0.5〜40％を含有し、
残りがα−サイアロンとβ−サイアロンの両方
のサイアロン形成用原料粉末からなる配合組成を
有する混合粉末を使用して、ホツトプレスまたは
普通焼結によりサイアロン基セラミツクスを製造
するに際して、前記混合粉末におけるサイアロン
形成用原料粉末として、混合粉末全体に占める割
合で、５〜40％のSi3N4ホイスカーを配合するこ
とによつて、サイアロン基セラミツクスの高靭性
化および高硬度化をはかつた点に特徴を有するも
のである。
したがつて、この発明の方法によりサイアロン
基セラミツクスを製造する場合には、β−サイア
ロンの形成には、上記の(a)〜(d)のいずれかの組合
せからなるβ−サイアロン形成用原料粉末を、組
成式：
Si6-ZAlZOZN8-Z
（ただしＯ＜ｚ≦4.3）
を満足するように配合し、
またα−サイアロンの形式には、上記の(a)〜(d)
のいずれかの組合せからなるβ−サイアロン形成
用原料粉末に加えて、α−サイアロンの格子中に
固溶する上記組成式中のＭに含まれる金属の酸化
物粉末（これらの酸化物粉末の多くは焼結助剤と
もなる）および窒化物粉末のうちの１種または２
種以上を、組成式：
Mx（Si、Al）12（Ｏ、Ｎ）16
（ただしＯ＜ｘ≦２）
を満足するα−サイアロンとなるように配合し、
ただし、この場合、サイアロン形成用原料粉末
の一部（混合粉末全体に占める割合で５〜40％）
を、Si3N4ホイスカーとし、
ついで、これらのサイアロン形成用原料粉末
に、焼結助剤原料粉末を0.5〜20％の割合で、ま
た必要に応じて金属の炭・窒・酸化物原料粉末を
0.5〜40％の割合で配合し、混合し（なお、Si3N4
ホイスカーは最初から配合してもよいし、混合中
に適宜配合してもよい）、
得られた混合粉末を、黒鉛型に充填し、大気
中、望ましくは窒素雰囲気中、約100〜300Kg／cm2
の圧力を付加した状態で、1600〜1800℃の温度に
15分から２時間保持の条件でホツトプレスする
か、あるいは混合粉末をプレス成形により圧粉体
とし、この圧粉体を、成分の分解防止と炭素を含
む焼結雰囲気との反応を防止するためにSi3N4粉
末などの中に埋設し、窒素雰囲気中、1600〜1800
℃の温度に30分〜４時間保持の条件で普通焼結す
るかし、さらに必要に応じて、この結果得られた
サイアロン基セラミツクスに窒素ガスを用いた熱
間静水圧焼結処理を施して、より緻密化すること
からなる主要工程がとられるものである。
つぎに、この発明の方法において、配合組成を
上記の通りに限定した理由を説明する。
(a) 焼結助剤原料粉末
これらの原料粉末は、焼結中に他の原料粉
末、特にサイアロン形成用原料粉末と反応して
低融点の液相を形成し、焼結を促進させる作用
を有し、上記の通り、MgO、CaO、Sc2O3、
Y2O3、およびLa系列元素などの酸化物粉末が
用いられるが、その配合量が0.5％未満では液
相量が少なすぎて十分な緻密化をはかることが
できず、一方20％を越えて配合すると、これら
の焼結助剤成分はセラミツクス中ではサイアロ
ン粒子の粒界部に粒界相として存在するが、そ
の量が多くなりすぎて靭性が低下するようにな
ることから、その配合量を0.5〜20％と定め
た。
(b) 金属の炭・窒・酸化物原料粉末
これらの原料粉末には、焼結を促進させるほ
か、セラミツクスの硬さ（耐摩耗性）を向上さ
せる作用があるので、これらの特性が要求され
る場合に必要に応じて配合されるが、その配合
量が0.5％未満では前記作用に所望の効果が得
られず、一方40％を越えて配合すると、焼結性
が低下するようになることから、その配合量を
0.5〜40％と定めた。
(c) Si3N4ホイスカー
Si3N4ホイスカーには、上記の通りセラミツ
クスの靭性および硬さを向上させる作用がある
が、その配合量が５％未満では前記作用に所望
の効果が得られず、一方40％を越えて配合する
と、ウイスカーがからみ合つた間隙に粉末が十
分に入り込まないことに原因すると思われる
が、セラミツクスの緻密化が十分進行しなくな
ることから、その配合量を５〜40％と定めた。
なお、Si3N4ウイスカーは、ウイスカーと粉
末との混合性、混合中のウイスカーの破損防
止、焼結性、特に靭性向上の寄与などを考慮す
ると、ウイスカーの直径はあまり小さくても、
逆に大きくても好ましくなく、またその長さも
適当な長さがよく、かかる点から、直径：0.1
〜１μｍ、、長さ：10〜500μｍの寸法をもつこ
とが望ましい。
つぎに、この発明の方法を実施例により具体的
に説明する。
実施例 １
原料粉末として、いずれも0.5〜１μｍの範囲
内の平均粒径を有するSi3N4粉末（α相含有量：
95％）、Al2O3粉末、CaO粉末、およびCe2O3粉
末、同１〜２μｍの範囲内の平均粒径を有する
TiC粉末、TiN粉末、およびAlN粉末、直径：0.5
μｍ×長さ：約30μｍの寸法を有するSi3N4ホイ
スカーを用意し、これらの原料粉末を第１表に示
される配合組成に配合し、さらに粘結剤として３
％のパラフインを添加して、ボールミルにて２日
間混合して混合粉末とし、ついでこの混合粉末
を、1ton／cm2の圧力で圧粉体にプレス成形し、こ
の圧粉体を、真空中、温度：600℃に２時間保持
してパラフインを揮散させた後、Si3N4粉末中に
埋設した状態で、窒素雰囲気中、温度：1700℃に
２時間保持の条件で普通焼結することにより、本
発明セラミツクス１、２、および配合組成は本発
明セラミツクス１、２とそれぞれ同一であるが、
Si3N4ホイスカーを配合しない比較セラミツクス
１、２をそれぞれ製造した。
この結果得られたセラミツクスのロツクウエル
This invention relates to a method for producing sialon-based ceramics that have high toughness and hardness and exhibit excellent performance particularly when used in the production of cutting tools, wear-resistant tools, and various parts such as nozzles. be. Generally, (a) Si 3 N 4 powder + AlN powder, (b) Si 3 N 4 powder + AlN powder + Al 2 O 3 powder, (c) Si 3 N 4 powder + AlN powder + SiO 2 powder, (d) Si 2 ON powder. +AlN powder, a raw material powder for β-sialon formation consisting of a combination of any of the above (a) to (d), or Li dissolved in the lattice of α-sialon in the above raw material powder for β-sialon formation,
In the sintering process, raw material powder for forming α-sialon is blended with raw material powder consisting of one or more of oxides and nitrides of metals such as Na, Ca, Mg, Y, and rare earth elements. MgO, Y 2 O 3 , CaO,
A sintering aid raw material powder of one or more metal oxides such as Sc 2 O 3 and Ce 2 O 3 is added to
20% by weight (hereinafter % indicates weight%), and if necessary, also promote sintering,
For the purpose of improving hardness (wear resistance), the periodic table
One of carbides, nitrides, carbonitrides, carbonates, and carbonitrides of group 4a, 5a, and 6a metals (hereinafter collectively referred to as metal carbon/nitride/oxides) or 0.5 raw material powder consisting of two or more types
There is a known method for producing β-sialon-based ceramics or α-sialon-based ceramics by blending ~40% by weight and then using a mixed powder having the above-mentioned composition by normal hot pressing or normal sintering. . Note that β-Sialon is made by replacing some of the Si in silicon nitride (Si 3 N 4 ) with a β-type crystal structure with Al.
It also consists of a compound in which a part of N is replaced with O, and has the composition formula: Si 6-Z Al Z O Z N 8-Z (O<z≦4.3), while α-sialon is In the crystal lattice of Si 3 N 4 , which has a type crystal structure, part of the Si is replaced with Al and part of the N is replaced with O, and Li, Na, Ca, Mg, and Y with small atomic radii are added to the interstitial positions. , rare earth elements, etc. (indicated by M in the composition formula below) are interstitially dissolved in a solid solution, and the composition formula: Mx (Si, Al) 12 (O, N) 16 (however, O<x≦2). However, although the β-sialon-based ceramics produced in this way have superior toughness compared to the α-sialon-based ceramics, they have lower hardness and are on the Rockwell hardness A scale (H R
A) shows only 91.5 to 92.5, while the above α-
Sialon-based ceramics, on the other hand, have high hardness and H R A of 93.5 to 94.0, but they have the problem of low toughness, and as a result, they are currently used differently depending on the purpose of use. Therefore, from the above-mentioned viewpoint, the present inventors conducted research to produce sialon-based ceramics with excellent toughness and hardness, and found that when producing sialon-based ceramics, α
- Using the raw material powder for sialon formation and the raw material powder for β-sialon formation, Si 3 N 4 (silicon nitride) whiskers (also called acicular crystals or whisker crystals of Si 3 N 4 ) are used as the raw material powder for sialon formation. They found that when using this method, the resulting sialon-based ceramics have high toughness and hardness. This invention was made based on the above knowledge, and contains sintering aid raw material powder: 0.5 to 20%, and further contains metal carbon/nitrogen/oxide raw material powder: 0.5 to 40% as necessary. When manufacturing sialon-based ceramics by hot pressing or ordinary sintering using a mixed powder having a blending composition of sialon-forming raw material powders of both α-sialon and β-sialon, the above-mentioned By blending 5 to 40% of Si 3 N 4 whiskers in the total mixed powder as the raw material powder for forming sialon in the mixed powder, the toughness and hardness of the sialon-based ceramics can be increased. It is characterized by the following points. Therefore, when producing sialon-based ceramics by the method of the present invention, for the formation of β-sialon, a raw material powder for β-sialon formation consisting of a combination of any of the above (a) to (d) is used. are blended to satisfy the compositional formula: Si 6-Z Al Z O Z N 8-Z (however, O<z≦4.3), and in the form of α-Sialon, the above (a) to (d )
In addition to the raw material powder for β-sialon formation consisting of any combination of (also serves as a sintering aid) and one or two of nitride powders.
The above species are blended to form α-Sialon that satisfies the compositional formula: Mx (Si, Al) 12 (O, N) 16 (O<x≦2), however, in this case, the raw materials for forming Sialon Part of the powder (5-40% of the total mixed powder)
to Si 3 N 4 whiskers, and then add sintering aid raw material powder at a ratio of 0.5 to 20% to these raw material powders for forming Sialon, and if necessary, metal carbon/nitrogen/oxide raw powder. of
Blend and mix at a ratio of 0.5 to 40% (Si 3 N 4
Whiskers may be blended from the beginning or may be blended as appropriate during mixing), the obtained mixed powder is filled into a graphite mold, and the mixture is heated at a rate of about 100 to 300 kg/cm in air, preferably in a nitrogen atmosphere. 2
At a temperature of 1600 to 1800℃ with a pressure of
Either hot pressing is carried out under conditions of holding for 15 minutes to 2 hours, or the mixed powder is pressed into a compact, and this compact is coated with Si to prevent decomposition of the components and reaction with the carbon-containing sintering atmosphere. Buried in 3N4 powder etc., in nitrogen atmosphere , 1600-1800
Normal sintering is carried out under the conditions of holding at a temperature of ℃ for 30 minutes to 4 hours, and if necessary, the resulting sialon-based ceramics are subjected to hot isostatic sintering using nitrogen gas. , the main step consisting of further densification is taken. Next, in the method of this invention, the reason why the composition is limited as described above will be explained. (a) Sintering aid raw material powders These raw material powders react with other raw material powders, especially raw material powders for forming Sialon, during sintering to form a low melting point liquid phase and have the effect of promoting sintering. As mentioned above, MgO, CaO, Sc 2 O 3 ,
Oxide powders such as Y 2 O 3 and La series elements are used, but if the amount is less than 0.5%, the amount of liquid phase is too small and sufficient densification cannot be achieved; These sintering aid components exist as a grain boundary phase at the grain boundaries of sialon particles in ceramics, but their amount becomes too large and the toughness decreases. was set at 0.5% to 20%. (b) Carbon, nitride, and oxide raw material powders for metals These raw material powders have the effect of accelerating sintering and improving the hardness (wear resistance) of ceramics, so these characteristics are required. However, if the amount is less than 0.5%, the desired effect will not be obtained, while if it is more than 40%, the sinterability will decrease. From then, the amount of
It was set at 0.5% to 40%. (c) Si 3 N 4 Whiskers As mentioned above, Si 3 N 4 whiskers have the effect of improving the toughness and hardness of ceramics, but if the amount of Si 3 N 4 whiskers is less than 5%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the amount exceeds 40%, this is thought to be due to the fact that the powder does not fully penetrate into the gaps between the whiskers, but the densification of the ceramic will not progress sufficiently. It was set at 40%. In addition, Si 3 N 4 whiskers can be used even if the diameter of the whiskers is very small, considering the mixability of the whiskers and powder, prevention of whisker breakage during mixing, sinterability, and especially contribution to improving toughness.
On the other hand, it is not preferable if it is too large, and it is better to have an appropriate length.From this point of view, diameter: 0.1
It is desirable to have dimensions of ~1 μm, length: 10 to 500 μm. Next, the method of the present invention will be specifically explained using examples. Example 1 As raw material powder, Si 3 N 4 powder (α phase content:
95%), Al 2 O 3 powder, CaO powder, and Ce 2 O 3 powder, with an average particle size within the range of 1 to 2 μm.
TiC powder, TiN powder, and AlN powder, diameter: 0.5
Prepare Si 3 N 4 whiskers with dimensions of approximately 30 μm x length: These raw material powders were blended into the composition shown in Table 1, and 3 was added as a binder.
% of paraffin was added and mixed in a ball mill for 2 days to obtain a mixed powder.Then, this mixed powder was press-molded into a green compact at a pressure of 1 ton/ cm2 , and the green compact was compressed in a vacuum. After holding at a temperature of 600℃ for 2 hours to volatilize the paraffin, it is embedded in Si 3 N 4 powder and sintered in a nitrogen atmosphere at a temperature of 1700℃ for 2 hours. , Ceramics 1 and 2 of the present invention, and the blending composition are the same as Ceramics 1 and 2 of the present invention, respectively.
Comparative ceramics 1 and 2 without Si 3 N 4 whiskers were manufactured, respectively. The resulting ceramic Rockwell
【表】
硬さ（Ａスケール）および抗折力を第１表に合せ
て示したが、本発明セラミツクス１、２は、比較
セラミツクス１、２に比して硬さおよび靭性とも
高いことが明らかである。
実施例 ２
実施例１で用いた原料粉末のほかに、平均粒
径：1.5μｍを有するTiCN粉末（TiC／TiN＝
３／７、重量比）、および平均粒径：0.6μｍを有
するMgO粉末を用意し、これら原料粉末をそれ
ぞれ第２表に示される配合組成に配合し、ボール
ミルにて２日間混合した後、この混合粉末を黒鉛
製の型に充填し、大気中、150Kg／cm2の圧力を加
えた状態で、温度：1650℃に１時間保持の条件で
ホツトプレスすることによつて、本発明セラミツ
クス３、４、および配合組成は本発明セラミツク
ス３、４と同一であるがSi3N4ホイスカーを配合
しない比較セラミツクス３、４をそれぞれ製造し
た。
この結果のセラミツクスについても、実施例１
におけると同様に硬さおよび抗折力を測定した
が、[Table] The hardness (A scale) and transverse rupture strength are shown in Table 1, and it is clear that ceramics 1 and 2 of the present invention have higher hardness and toughness than comparative ceramics 1 and 2. It is. Example 2 In addition to the raw material powder used in Example 1, TiCN powder (TiC/TiN=
3/7, weight ratio) and average particle size: 0.6 μm, these raw material powders were blended into the composition shown in Table 2, and after mixing in a ball mill for 2 days, this Ceramics 3 and 4 of the present invention were prepared by filling the mixed powder into a graphite mold and hot-pressing it in the atmosphere under a pressure of 150 kg/cm 2 at a temperature of 1650°C for 1 hour. , and Comparative Ceramics 3 and 4, which had the same composition as Ceramics 3 and 4 of the present invention but did not contain Si 3 N 4 whiskers, were manufactured, respectively. Regarding the resulting ceramics, Example 1
The hardness and transverse rupture strength were measured in the same manner as in
【表】
第２表に示されるように、Si3N4ホイスカーの配
合によつて硬さおよび靭性、特に靭性が著しく向
上することが明らかである。なお、本発明セラミ
ツクス１〜４および比較セラミツクス１〜４とも
いずれもα−サイアロン相とβ−サイアロン相と
が混在したものであつた。
実施例 ３
配合組成を、Si3N4粉末：52.0％、Al2O3粉末：
0.1％、AlN粉末：7.4％、Y2O3粉末：5.5％、
Si3N4ホイスカー：35％とする以外は実施例１に
おけると同一の条件で本発明セラミツクス５を製
造した。
この本発明セラミツクス５はα−サイアロン相
とβ−サイアロン相の混在相を有し、硬さ：ＨR
Ａ：94.1、抗折力：60Kg／mm2を示し、かつ研摩面
にASTM規格のB1程度のポアが認められたの
で、2000気圧の窒素中、温度：1650℃に１時間保
持の条件で熱間静水圧焼結処理を施したところ、
研摩面にはポアが皆無となり、しかも硬さ：ＨR
Ａ：94.5、抗折力：100Kg／mm2を示すようになつ
た。
上述のように、サイアロン形成用原料粉末とし
てSi3N4ホイスカーを用いることによつて高靭性
および高硬度を兼ね備えたサイアロン基セラミツ
クスを製造することができるのである。[Table] As shown in Table 2, it is clear that the hardness and toughness, especially the toughness, are significantly improved by incorporating Si 3 N 4 whiskers. Incidentally, both the present invention ceramics 1 to 4 and the comparative ceramics 1 to 4 contained a mixture of α-sialon phase and β-sialon phase. Example 3 The blending composition was Si 3 N 4 powder: 52.0%, Al 2 O 3 powder:
0.1%, AlN powder: 7.4%, Y2O3 powder : 5.5%,
Ceramics 5 of the present invention was produced under the same conditions as in Example 1 except that Si 3 N 4 whiskers were 35%. The ceramic 5 of the present invention has a mixed phase of α-sialon phase and β-sialon phase, and has a hardness: H R
A: 94.1, transverse rupture strength: 60 Kg/ mm2 , and pores of ASTM standard B1 were observed on the polished surface. When subjected to isostatic pressure sintering treatment,
There are no pores on the polished surface, and the hardness: H R
A: 94.5, transverse rupture strength: 100Kg/ mm2 . As mentioned above, by using Si 3 N 4 whiskers as the raw material powder for forming sialon, it is possible to produce sialon-based ceramics that have both high toughness and high hardness.
Claims (1)
し、残りがα−サイアロンとβ−サイアロンの両
方のサイアロン形成用原料粉末からなる配合組成
を有する混合粉末を使用して、ホツトプレスまた
は普通焼結によりサイアロン基セラミツクスを製
造するに際して、前記混合粉末におけるサイアロ
ン形成用原料粉末として、混合粉末全体に占める
割合で、５〜40重量％の窒化けい素ホイスカーを
配合することを特徴とする高靭性および高硬度を
有するサイアロン基セラミツクスの製造法。 ２ 焼結助剤原料粉末：0.5〜20重量％と、周期
律表の4a、5a、および6a族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、炭酸化物、および炭窒酸化物のう
ちの１種または２種以上からなる原料粉末：0.5
〜40重量％を含有し、残りがα−サイアロンとβ
−サイアロンの両方のサイアロン形成用原料粉末
からなる配合組成を有する混合粉末を使用して、
ホツトプレスまたは普通焼結によりサイアロン基
セラミツクスを製造するに際して、前記混合粉末
におけるサイアロン形成用原料粉末として、混合
粉末全体に占める割合で、５〜40重量％の窒化け
い素ホイスカーを配合することを特徴とする高靭
性および高硬度を有するサイアロン基セラミツク
スの製造法。[Scope of Claims] 1 Sintering aid raw material powder: A mixed powder containing 0.5 to 20% by weight and the balance consisting of raw material powders for forming sialons of both α-sialon and β-sialon is used. When producing sialon-based ceramics by hot pressing or ordinary sintering, 5 to 40% by weight of silicon nitride whiskers relative to the entire mixed powder is blended as a raw material powder for forming sialon in the mixed powder. A method for producing sialon-based ceramics having high toughness and hardness. 2. Sintering aid raw material powder: 0.5 to 20% by weight, and one of carbides, nitrides, carbonitrides, carbonates, and carbonitoxides of metals from groups 4a, 5a, and 6a of the periodic table. Or raw material powder consisting of two or more types: 0.5
~40% by weight, with the remainder being α-sialon and β
- Using a mixed powder having a composition consisting of both Sialon-forming raw material powders,
When producing sialon-based ceramics by hot pressing or normal sintering, silicon nitride whiskers are blended in the mixed powder in an amount of 5 to 40% by weight based on the entire mixed powder as a raw material powder for forming sialon. A method for producing sialon-based ceramics having high toughness and hardness.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58113186A JPS605079A (en) | 1983-06-23 | 1983-06-23 | Manufacture of sialon base ceramics |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58113186A JPS605079A (en) | 1983-06-23 | 1983-06-23 | Manufacture of sialon base ceramics |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS605079A JPS605079A (en) | 1985-01-11 |
| JPS6256110B2 true JPS6256110B2 (en) | 1987-11-24 |
Family
ID=14605729
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58113186A Granted JPS605079A (en) | 1983-06-23 | 1983-06-23 | Manufacture of sialon base ceramics |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS605079A (en) |
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1983
- 1983-06-23 JP JP58113186A patent/JPS605079A/en active Granted
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| JPS605079A (en) | 1985-01-11 |
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