专利名称：陶瓷及其制造方法
技术领域：
本发明涉及用于各种电子部件中的陶瓷及其制造方法。
背景技术：
以往，陶瓷按下述方法制造。首先，将陶瓷的原料粉未用有机粘结剂粘结成型，接着焙烧该模制品得到陶瓷。
然而，如上制得的陶瓷，在其上述的焙烧过程中模制品多少总会产生收缩，而很难得到具高精度的形状和尺寸的陶瓷。
因此，在上述焙烧之后，为使上述陶瓷具有所需形状和尺寸，就有必要对该陶瓷进行切削或研磨等加工，处理。
但是，因经焙烧的陶瓷非常坚硬，作上述切削或研磨加工就会使成本增加。
于是，有人公开了一种具高精度的形状和尺寸的陶瓷，该陶瓷基本上消除了焙烧中产生的收缩，而无须进行如上所述的切削加工处理(参照特开平1-317157号公报)。
上述陶瓷用反应烧结法制造。例如，混合绝缘性和热传导性材料的氧化铝粉末和金属钛粉末，接着，将该混合物置于金属模中成型，然后，从金属模中取出该模制品，在氮气氛中焙烧制得。该陶瓷的结构特征为，所述陶瓷系在焙烧过程中，将生成自上述金属钛粉末的氮化钛粘结上述氧化铝粉末而成的反应烧结体。
该现有的陶瓷因上述金属Ti粉末和氮气反应而产生膨胀，所以可将焙烧中产生的模制品的收缩抑止在极小程度；又因该陶瓷系用低电介质材料的氮化钛粘结的，故可获得介电系数较低的氧化铝质陶瓷。
然而，该根据已有技术得到的陶瓷，须使与金属微粒反应的反应性气体通过模制品中的气孔由外部供给至模制品内部，结果，为使在陶瓷中生成约15-20％的大量气孔，损坏了机械强度及无机功能性材料的颗粒所具有的特性，这是反应烧结法所特有的问题。
另外，还有这样的问题由于是在氮气氛中进行焙烧，对氮浓度进行控制及焙烧温度升高，则从降低制造成本的观点来说，都是不利的。
通常人们知道，在陶瓷中，焙烧后的气孔率越低，则越能发挥陶瓷本来的功能。即，当陶瓷为由氧化铝构成的场合，其导热系数变好；当陶瓷为磁性材料时，其磁饱和性能改善；当陶瓷为电介质材料时，其介电常数增大。
不过，气孔率在15-20％尚不能说充分。现有技术中，正是利用这一点，使金属粉末在氮气氛中反应烧结，作成氮化金属，以制取导热系数大的导热体。但是，此时，从成本上来说，这种方法是不利的。
本发明解决了上述课题。本发明的目的在于提供一种高尺寸精度的陶瓷及其制造方法，该陶瓷可最大限度地发挥无机功能性材料的颗粒的特性，赋予反应生成物的功能；同时，可将烧成中的成型体(坯件)的收缩抑止在极小的范围，并将气孔率抑止在更小的程度。
发明内容
为达到上述目的，本发明涉及一种陶瓷，包括(a)氧化铝颗粒，及(b)散布于所述氧化铝颗粒中的Si2Al6O13颗粒，所述Si2Al6O13颗粒系由Al、Si和Ta2O5微粒组成的混合物在焙烧时的氧化反应而形成；且在焙烧时发生膨胀，而位于氧化铝颗粒之间的空隙填埋有Si2Al6O13颗粒。
又，本发明的陶瓷的制造方法由；将无机功能性材料粉末与由至少二种以上的金属微粒组成的混合物，或者与含有至少一种以上的金属微粒组成的混合物，或者与含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒的混合粉末混合的第一工序；将在上述第一工序所得的混合物成形的第二工序，及焙烧在上述第二工序所得的成型体(坯件)的第三工序组成。
根据上述步骤所得到的陶瓷，其由焙烧产生的尺寸变化率小，具有高精度的形状和尺寸，且在具充分的机械强度和作为无机功能性材料颗粒的特性之外，还具有作为复合氧化物的各种特性。究其原因，即因为在焙烧中，金属微粒与从外部供给的氧作化学反应而形成氧化物，该氧化物在逐渐填埋了成形体(坯件)中的空隙的同时，与无机化合物进行化学反应，边形成一种复合氧化物，边填埋外部氧通过的气孔，从而显著减少气孔率。
图1为显示本发明的一个实施例中的平板状陶瓷的内部结构的放大图，图2所示为本发明的一个实施例中的平板状陶瓷在焙烧前的内部结构放大图。
具体的实施方式实施例1以下，参照附图，说明本发明的实施例。图1所示为作为本发明的一个实施例的平板状陶瓷的内部结构的放大图。该陶瓷由无机功能性材料颗粒1和位于该些无数的无机功能性材料颗粒1之间的复合氧化物颗粒2构成。如图2所示，由将含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒的混合物2a混合于无机功能性材料粉末1a时，烧成，如图1所示地，在无机功能性材料颗粒1之间形成复合氧化物颗粒2。图中，3表示气孔。
又，本发明的陶瓷的制造方法具有如下的三个工序。
为形成复合氧化物2，如图2所示，将形成复合氧化物所需的至少由二种以上的金属微粒组成的混合物，或含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒的混合物2a混合于无机功能性材料粉末1a中的第一工序；使在该第一工序中所得的混合物成形的第二工序；及使在该第二工序中所得的成型品在升温过程中发生氧化反应及化学反应，同时进行焙烧的第三工序。
另外，根据成型品的形状，也可在第二工序中，使用挤出成型、压缩成型等已知的一般成型方法，形成粒化粉。
在本实施例中，一个很大的特征在第一工序中，为制造无机功能性材料颗粒2，使至少由二种以上的金属微粒组成的混合物或使含有至少一种金属微粒的无机化合物微粒的混合物2a处于图2所示位置，并焙烧。
即，这样的话，金属微粒因第三工序中的焙烧而与外部雾围中的氧结合并膨胀，无机功能性材料颗粒1之间难以发生收缩。另外由于，该氧化的金属微粒在与无机化合物微粒作化学反应而膨胀的同时，形成复合氧化物，不仅在无机功能性材料颗粒1之间难以发生收缩，且堵塞氧气通过的气孔，使气孔率减至更小。
这里所用的金属微粒是可因氧化反应而导致体积膨胀的材料，特别理想的是Al，Si，Ti，Mn，Fe，Co，Ni，Cn，Mo，W，Cr，Zn。另外，这里所用的无机化合物微粒为与氧化的金属微粒起化学反应后，可形成复合氧化物而作体积膨胀的颗粒，特别理想的是LiO2，B2O3，MgO，MgCO3，Al2O3，SiO2，SiO，CaO，CaCO3，TiO，Ti2O3，TiO2，V2O3，V2O4，V2O5，MnO，MnO2，FeO，Fe2O3，Fe3O4，CoO，Co3O4，NiO，NiO2，CuO，Cu2O，ZnO，SrO，SrCO3，NbO，NbO2，Nb2O5，BaO，BaO2，Ta2O5，GeO2，Ga2O3，Y2O3，Ag2O。
由选择二种以上的上述金属微粒和上述无机化合物微粒，可使无机功能性材料具有复合氧化物的功能特性。例如，选择Al和Si生成复合氧化物，即可赋予无机功能性材料以Si2Al6O13富铝红柱石所具有的低介电常数的特性。
另外，也有在该复合氧化物与无机功能性材料粉末1a烧结的同时，如图1所示，无机功能性材料颗粒1之间发生烧结的情况。然而，如图2所示，因至少由二种以上的金属微粒组成的混合物，或含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒的混合物2a处在无机功能性材料颗粒1之间的大空隙中，就整体而言，无机功能性材料颗粒1和复合氧化物2发生烧结，由此而防止了收缩的产生。
另外，既便无机功能性材料粉末与至少由二种以上的金属微粒组成的混合物，或与含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒粉末的混合物互相起化学反应后，形成一部分多种的复合氧化物，也不会对本发明的陶瓷特性产生大影响。
下面，就具体的实施例作一说明。
本发明的实施例1中的陶瓷由作为无机功能性材料颗粒1的氧化铝颗粒，和作为复合氧化物的颗粒2、位于这些氧化铝颗粒间的Mg2Al4SiO10系假蓝宝石复合氧化物颗粒构成，该陶瓷系将Al颗粒和Si颗粒、MgO颗粒的混合粉末混合于氧化铝粉末中烧成，由此在氧化铝颗粒间形成Mg2Al4SiO10系假蓝宝石的复合氧化物粒2(试样1)。
又，本发明的实施例1中的陶瓷的制造方法，具有以下工序如图2所示，在作为无机功能性材料粉末1a的氧化铝粉末中混合为形成复合氧化物2所需的由至少二种以上的金属微粒组成的混合物或者含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒的混合物2a的第一工序，混合比例为在对每100重量份的氧化铝粉末中混合30重量份的作为混合物2a的Al颗粒和Si颗粒、MgO颗粒的混合粉末；对在上述第一工序中所得的混合物加入丁缩醛树脂、甲乙酮及乙酸正丁酯后混匀，形成料浆，由刮涂法用该料浆制成平板状的生片的第二工序；使该生片在加热条件下发生氧化反应及化学反应，并同时在电炉中、1600℃下对其进行焙烧的第三工序。
比较在上述实施例中将Si颗粒用SiO2取代所得的陶瓷(试样2)，将MgO颗粒用MgCO3颗粒取代所得的陶瓷(试样3)及仅将Al颗粒用作混合于氧化铝粉末的无机化合物微粒而得到的陶瓷(比较样品1)的各特性，比较结果示于表1。
表1
从表1可见，试样1、2、3及比较样品1的尺寸变化率皆极小。然而，在比较样品1中，因其中仅仅Al颗粒被氧化，未形成复合氧化物，所以该样品气孔率大，导热系数小。根据本发明，由形成Al颗粒的氧化物，再形成Mg2Al4SiO10系假蓝宝石复合氧化物，即可由此减小气孔率，得到如试样1、2、3那样的尺寸变化率极小、具足够的机械强度、又具优异的导热系数的陶瓷。
试样4-20号为根据本实施例1将各种无机化合物微粒的混合物加于氧化铝粉末而得到的陶瓷，其各特性示于表2。
表2
由表2可见，根据本发明，尽管在各种材料系中，与上述实施例同样，其尺寸变化率极小，但仍能得到其气孔率较根据已往的反应烧结法所得的陶瓷(比较样品1)小的、具充分的机械强度的陶瓷。
实施例2以下，就本发明的第二实施例作一说明。实施例2中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，将Al颗粒和MgO颗粒以57.3∶42.7的重量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，1600℃下烧成，得陶瓷(试样21)。该试样的包括导热系数的各性能示于表3。
表3
这里，比较样品1为仅将Al颗粒用作混合于氧化铝粉末的无机化合物微粒的混合物的陶瓷。
从表3可见，试样21和比较样品1的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍可如试样21，由减小气孔率得到具优异的导热系数的氧化铝质的陶瓷。
实施例3以下，就本发明的第3实施例作一说明。实施例3中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石(莫来石)复合氧化物，将Al颗粒和Si颗粒以74.2∶25.8的重量比混合，混合后得到的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样22)。其包括介电系数及热传导率导热系数的各性能示于表4。
表4
这里，比较样品2、比较样品3分别为仅将Si颗粒或Ti颗粒用作混合于氧化铝粉末中的无机化合物微粒的混合物的陶瓷。
从表4可见，试样22、比较样品1、比较样品2、比较样品3的尺寸变化率虽然都极小，但根据本发明，仍可如试样22那样，由减小气孔率形成低电介材料的Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，得到具优异的热传导率的氧化铝质的陶瓷，该陶瓷比形成了金属微粒单体的氧化物的比较样品来，其介电系数更低。
实施例4以下，就本发明的第4实施例作一说明。实施例4中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，将MgO颗粒和Al颗粒、Si颗粒以24.5∶32.8∶42.7的重量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，1430℃下烧成得陶瓷(试样23)。该试样的包括热膨胀系数和热传导率的各性能值示于表5。
表5
从表5可见，试样23和比较样品1的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍可如试样23由减小气孔率，形成热膨胀系数较小的材料Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，得到热膨胀较小的、具优异的热传导性能的氧化铝质陶瓷。
实施例5以下就本发明的第5实施例作一说明。实施例5中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，将Al颗粒和MgO颗粒以57.3∶42.7的重量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(100重量份)Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物粉末以30重量份混合，1600℃下烧成得陶瓷(试样24)。其包括热传导率的各性能值示于表6。
表6
这里，比较样品4为仅将Al颗粒用作混合于Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物粉末的无机化合物微粒的混合物的陶瓷。
从表6可见，试样24和比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍可如试样24，由减少气孔率得到具优异的热传导性能的富铝红柱石的陶瓷。
实施例6以下，就本发明的第6实施例作一说明。实施例6中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，将Al颗粒和Si颗粒以74.2∶25.8的重量比混合，混合后得到的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样25)。其包括介电系数及热传导率的各性能示于表7。
表7
从表7可见，试样25和比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍可如试样25，由减小气孔率得到具较优异的热传导性能的、介电系数较小的富铝红柱石质的陶瓷。
实施例7以下，就本发明的第7实施例作一说明。实施例7中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Mg2Si5Al4O18系尖晶石复合氧化物，将MgO颗粒、Al颗粒和Si颗粒以24.5∶32.8∶42.7的重量比混合，混合后得到的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物粉末以40重量份混合，在1430℃下烧成，得到陶瓷(试样26)。其包括热膨胀系数和热传导率在内的各性能示于表8。
表8
从表8可见，试样26、比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍可如试样26，由减小气孔率形成低热膨胀系数的材料Mg2Si5Al4O13系堇青石复合氧化物，得到热传导率较小的、热膨胀的富铝红柱石质的陶瓷。
实施例8以下，就本发明的第8实施例作一说明。实施例8中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，将MgO颗粒、Al颗粒及Si颗粒以24.5∶32.8∶42.7的质量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物，将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物粉末以30重量份混合，1430℃下烧成得陶瓷(试样27)。其包括介电系数及热膨胀系数的各性能值示于表9。
表9
这里，比较样品5为仅将Al颗粒用作混合于Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物粉末的无机化合物微粒的混合物的陶瓷。
从表9可见，试样27和比较样品5的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍不如试样27、由减小气孔率得到具优异的热传导性能的低介电系数的堇青石质的陶瓷。
实施例9以下，就本发明的第4实施例作一说明。实施例4中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，和获得高精度的尺寸，将Al颗粒、MgO颗粒及Ta2O5颗粒按56.2∶41.9∶1.9的重量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)氧化铝颗粒以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样28)。其包括尺寸离散度在内的各种特性示于表10。
表10
从表10可见，虽然试样28和比较样品1的尺寸变化率皆极小，但根据本发明，仍可如试样26，由减小气孔率而提高传导性能，由添加Ta2O5减少尺寸离散性，获得具有高精度尺寸的氧化铝质的陶瓷。
实施例10以下，就本发明的第10实施例作一说明。实施例10中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，将Al颗粒、Si颗粒及Ta2O5颗粒以72.6∶25.8∶2.1的重量比混合，混合后得到的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样29)。其包括尺寸离散度在内的各性能值示于表11。
表11
从表11可见，虽然试样29、比较样品2的尺寸变化率皆极小，但根据本发明，但可如试样29，由减小气孔率形成低电介材料的Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，将介电系数降至较小；又由添加Ta2O5颗粒，减小尺寸离散性，获得具高精度尺寸的氧化铝质陶瓷。
实施例11以下，就本发明的第11实施例作一说明。实施例11中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，将Al颗粒、MgO颗粒及Ta2O5颗粒以56.2∶41.9∶1.9的重量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样30)。其包括尺寸离散度在内的各性能值示于表12。
表12
从表12可见，试样30和比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，仍可如试样30，由减小气孔率提高导热性能；由添加Ta2O5减低尺寸离散性，获得具有高精度尺寸的莫来石质陶瓷。
实施例12以下，就本发明的第12实施例作一说明。实施例12中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，将Al颗粒、Si颗粒及Ta2O5颗粒以72.6∶25.3∶2.1的重量后混合，混合后得到的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al16O13系富铝红柱石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样31)。其包括尺寸离散度在内的各性能值于于表13。
表13
从表13可见，试样31和比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但，根据本发明，仍可如试样31，由减小气孔率提高导热性，由添加Ta2O5减少尺寸离散性，获得如试样31的具有高精度尺寸的莫来石质陶瓷。
实施例13以下就本发明的第13实施例作一说明。
实施例13中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为了形成MgAl2O4系尖晶石复化氧化物和获得高精度的尺寸，将Al颗粒、MgO颗粒及GeO2颗粒按56.7∶42.4∶0.9的重量比混合，混合后的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(100重量份)氧化铝颗粒以30重量份混合，1600℃下烧成得陶瓷(试样32)。其包括尺寸离散度及抗折强度在内的各性能值示于表14。又，将GeO2粒取代为Ga2O3、Y2O3、Ag2O(颗粒)后所得的陶瓷(试样33、34、35)的各性能值示于表14中。
表14
从表14可见，试样32、33、34、35及比较样品1的尺寸变化率虽然皆极小，但根据本发明，仍可如试样32、33、34及35那样，由减小气孔率提高导热性能，由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3、Ag2O中的至少一种减小尺寸离散性，得到具有高精度尺寸，又具较大抗折强度的氧化铝质陶瓷。
实施例14以下，就本发明的第14实施例作一说明。实施例14中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，和获得高精度的尺寸，将Al颗粒、Si颗粒及GeO2颗粒按73.1∶25.8∶1.1的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样36)。其包括尺寸离散度和抗折强度在内的各性能值示于表15。又，将GeO2颗粒取代为Ga2O3、Y2O3、Ag2O(颗粒)，所得的陶瓷(试样37、38、39)的各性能值也示于表15。
表15
从表15可见，试样36、37、38、39及比较样品2的尺寸变化率虽皆较小，但根据本发明，可由减小气孔率，形成作为低电介材料的Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，减小介电系数至相对较低；由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3及Ag2O中的至少一种，减少尺寸离散性，得到具有高精度尺寸，又具有较大抗折强度的氧化铝质陶瓷。
实施例15下面，就本发明的第15实施例作一说明。实施例15中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，和获得高精度的尺寸，将Al颗粒、MgO颗粒及GeO2颗粒按56.7∶42.4∶0.9的重量比混合，混合后得到的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系莫来石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样40)。其包括尺寸离散度和抗折强度在内的各性能值示于表16。又，将GeO2颗粒取代为Ga2O3、Y2O3、Ag2O(颗粒)，所得的陶瓷(试样41、42、43)的各性能值也示于表16。
表16
从表16可见，试样40、41、42、43及比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可由减小气孔率提高导热性能，由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3及Ag2O中的至少一种，减小尺寸离散性，得到具有高精度尺寸、又具有较大抗折强度的莫来石质陶瓷。
实施例16下面，就本发明的第16实施例作一说明。实施例16中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O3系富铝红柱石复合氧化物，和获得高精度的尺寸，将Al颗粒、Si颗粒及GeO2颗粒按73.1∶25.8∶1.1的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量Si2Al6O13系莫来石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样44)。其包括尺寸离散度和抗折强度在内的各性能值示于表17。又，将GeO2颗粒取代为Ga2O3、Y2O3、Ag2O(颗粒)，所得的陶瓷(试样45、46、47)的各性能值也示于表17。
表17
从表17可见，试样44、45、46、47及比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可如试样44、45、46、47那样的，由减小气孔率提高导热性能；由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3及Ag2O中的至少一种，减少尺寸离散性，得到具有高精度尺寸、又具有较大抗折强度的莫来石质陶瓷。
实施例17下面，就本发明的第17实施例作一说明。实施例17中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，将Al颗粒、MgO颗粒及用于抑止在焙烧中发生的Al向表面勇出的Fe颗粒按56.6∶42.0∶1.5的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机物颗粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样48)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表18。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti(颗粒)，所得的陶瓷(试样49-53)的各性能值也示于表18。
表18
从表18可见，试样48-53、及比较样品的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可如试样48-53那样，由减小气孔率获得较优异的导热性能；由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一种，可得到表面性能良好的、氧化铝质的陶瓷。
实施例18下面，就本发明的第18实施例作一说明。实施例18中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，将Al颗粒、Si颗粒及用于抑止在焙烧中铝向表面勇出的Fe颗粒按72.8∶25.1∶2.1的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样54)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表19。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti后所得的陶瓷(试样55～59)的各性能也示于表19。
表19
从表19可见，试样54-59、比较样品2和比较样品3的尺寸变化虽皆极小，但根据本发明，可如试样54-59那样，由减小气孔率，形成作为低电介质材料的Si2Al6O3系富铝红柱石复合氧化物，比较样品来为更小，再由添加Fe、Cr、Cu、Zn、Ti中的至少一种以上，得到表面性能良好的氧化铝的陶瓷。
实施例19下面，就本发明的第19实施例作一说明。实施例19中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，将MgO颗粒、Al颗粒、Si颗粒及用于抑止在焙烧中抑止在焙烧中铝向表面勇出的Fe颗粒按24.3∶32.6∶42.4∶0.7的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)氧化铝粉末以30重量份混合，在1430℃下烧成，得陶瓷(试样60)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表20。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(试样61～65)的各性能值也示于表20。
表20
从表20可见，试样60-65、比较样品1的尺寸变化北虽皆极小，但根据本发明，可如试样60-65那样，由减小气孔率形成作为低热膨胀系数材料的Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，使热膨胀系数减小，再由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一种以上，得到表面性能良好的氧化铝质的陶瓷实施例20下面，就本发明的第20实施例作一说明。实施例20中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成MgAl2O4系尖晶石复合氧化物，将Al颗粒、MgO颗粒及用于抑止在焙烧中铝向表面勇出的Fe颗粒按56.5∶42.0∶1.5的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系莫来石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样66)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表21。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(试样67-71)，的各性能值也示于表21。
表21
从表21可见，试样66-71、比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可如试样66-71那样，由减小气孔率获得优异的导热性能；再由添加Fe、Cr、Cu、Zn、Ti中的至少一种以上，得到表面性能良好的莫来石质的陶瓷。
实施例21下面，就本发明的第21实施例作一说明。实施例21中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成Si2Al6O13系富铝红柱石复合氧化物，将Al颗粒、Si颗粒及用于抑止在焙烧中铝向表面勇出的Fe颗粒按72.8∶25.1∶2.1的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系莫来石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下烧成，得陶瓷(试样72)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表22。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(试样73-77)的各性能值也示于表22。
表22
从表22可见，试样72-77、比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可如试样72-77那样，由减小气孔率获得较优异的导热性能；再由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一种以上，得到表面性能良好的莫来石质的陶瓷实施例22下面，就本发明的第22实施例作一说明。实施例22中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成Mg2Si5Al4O18堇青石复合氧化物，将MgO颗粒、Al颗粒、Si颗粒及用于抑止在焙烧中铝向表面勇出的Fe颗粒按24.3∶32.6∶42.4∶0.7的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Si2Al6O13系莫来石复合氧化物粉末以40重量份混合，在1430℃下烧成，得陶瓷(试样78)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表23。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(试样19-83)的各性能值也示于表23。
表23
从表23可见，试样79-83、比较样品4的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可如试样78-83那样，由减小气孔率形成作为低热膨胀系数材料的Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，再由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一种以上，得到表面性能良好的莫来石质的陶瓷。
实施例23下面，就本发明的第23实施例作一说明。实施例23中所用的陶瓷及其制造方法的组成因与实施例1中的大致相同而在此省略。
为形成Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物，将MgO颗粒、Al颗粒、Si颗粒及用于抑止在焙烧中铝向表面勇出的Fe颗粒按24.3∶32.6∶42.2∶0.7的重量比混合，混合后所得的粉状物用作无机化合物微粒的混合物。将该无机化合物微粒的混合物对(每100重量份)Mg2Si5Al4O18系堇青石复合氧化物粉末以30重量份混合，在1430℃下烧成，得陶瓷(试样84)。其包括表面光洁度在内的各性能值示于表24。又，将Fe颗粒取代为Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(试样85-89)的各性能值也示于表24。
表24
从表24可见，试样84-89、比较样品5的尺寸变化率虽皆极小，但根据本发明，可如试样84-89那样，由减小气孔率获得较优异的导热性能，由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一种以上得到表面性能良好的堇青石质陶瓷。
另外，在实施例1至实施例16中，尺寸变化率、气孔率、导热系数、热膨胀系数、介电系数系按如下的方法测定，并算出。
尺寸变化率由测定焙烧前的生片和烧成后的平板状陶瓷的尺寸，算出其比值。负的符号表示收缩。
气孔率由从外部尺寸算得的表观体积和从氦气干式密度汁得到的、除去开孔部分的体积之比算出。
导热系数由激光闪耀(快速加热)法在室温下测得。
热膨胀系数从热机械测定装置测得的0℃-100℃的膨胀而算出。
介电系数由在平板状陶瓷的二面涂敷电极，从LCR仪测得的1MHg时的介电容量算出。
机械强度根据从三点支撑法所得的最大断裂抗折强度算出。
尺寸离散度系在相同条件下对同一尺寸的30张生片进行焙烧，分别求其焙烧后的尺寸变化率，根据该些尺寸变化率的最大值和最小值之差求得尺寸离散度。
工业上的利用可能性如上所述，根据本发明，由至少二种以上的金属微粒组成的混合物、或含有至少一种以上的金属微粒的无机化合物微粒的混合物在焙烧时，所述金属微粒和供自外界的氧作化学反应而形成的氧化物渐渐填埋成型体(坯件)的空隙，进一步地，所述氧化物与无机化合物起化学反应形成复合氧化物，同时，该复合氧化物填塞外部氧通过的气孔。该复合氧化物颗粒和无机功能性材料颗粒组成陶瓷。从而提供了一种制造成本可以较低的陶瓷及其制造方法，该陶瓷可以发挥出无机功能性材料颗粒的功能，同时又可将焙烧中成型体产生的收缩率抑止在极小，减小气孔率；另外，所述陶瓷生坯可在大气中焙烧，且烧成后具有高精度的形状和尺寸。
在本发明的附图中，1表示无机功能性材料颗粒，1a表示无机功能性材料粉末，2表示复合氧化物颗粒，2a为含金属微粒的无机化合物微粒的混合物，3为气孔。
权利要求
1.一种陶瓷，所述陶瓷包括(a)氧化铝颗粒，及(b)散布于所述氧化铝颗粒中的Si2Al6O13颗粒，所述Si2Al6O13颗粒系由Al、Si和Ta2O5微粒组成的混合物在焙烧时的氧化反应而形成；其中，所述Si2Al6O13颗粒在所述焙烧时，发生膨胀，而位于所述氧化铝颗粒之间的空隙填埋有所述Si2Al6O13颗粒。
2.一种陶瓷的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下的步骤(a)形成含有至少下述成分的混合物的工序，(1)氧化铝粉末、Al微粒、Ta2O5微粒，及(2)选自SiO2和Si的粉末，(b)将上述混合物模塑成型为成型品的工序，及(c)在氧气氛下焙烧所述成型品，其中，(1)所述氧化铝颗粒由所述氧化铝粉末形成，(2)含有Ta的Si2Al6O13颗粒由所述混合物的氧化反应形成，而(3)位于所述氧化铝颗粒之间的空隙填埋有所述至少含有Ta的Si2Al6O13颗粒。
3.如权利要求2所述的陶瓷制造方法，其特征在于，所述混合物包括氧化铝、Al、SiO2粉末或微粒和Ta2O5微粒。
4.如权利要求2所述的陶瓷制造方法，其特征在于，所述混合物包括氧化铝、Al、Si粉末或微粒和Ta2O5微粒。
全文摘要
本发明涉及一种陶瓷及其制造方法。所述陶瓷包括:(a)氧化铝颗粒,及(b)散布于所述氧化铝颗粒中的Si
文档编号C04B35/65GK1389426SQ01133079
公开日2003年1月8日 申请日期2001年9月14日 优先权日1994年2月14日
发明者犬塚敦, 原田真二, 东条正, 富冈聪志 申请人:松下电器产业株式会社