专利名称：具有高导热性的氮化硅烧结体及氮化硅结构部件的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种具有高导热性的氮化硅烧结体，一种使用氮化硅烧结体的结构部件，诸如用于形成半导体器件的绝缘基片和各种散热器。
背景技术：
含有氮化硅作为主要组分的陶瓷烧结体即使在不低于800℃的高温环境下，也可以表现出极好的耐热性和耐温度骤变性。因此，尝试使用上述的陶瓷烧结体形成各种具有高强度和高耐热性的部分作为高温结构部件。含有氮化硅作为主要组分的陶瓷烧结体还表现出与金属相关的高耐腐蚀性，因此，尝试使用上述的烧结体作为处理熔融金属的容器的耐熔材料。而且，所讨论的陶瓷烧结体表现出高耐磨性，因此，尝试在如轴承之类滑动件和切割工具中使用该烧结体。
已知的氮化硅陶瓷烧结体是通过(例如)向氮化硅中加入烧结剂来制备的，所述的烧结剂例如稀土元素氧化物，诸如氧化钇、氧化铝。在常规的氮化硅陶瓷烧结体中，通过使用上述的烧结剂能够提高烧结性质，以密实和增强烧结体。
而且，常规的氮化硅陶瓷烧结体通过以下步骤来制造向氮化硅粉末中加入上述的烧结剂，然后将所得的混合物模制，接着在约1700℃至1850℃的温度对模制的材料烧结一段规定的时间，最后再在炉中冷却烧结体。
然而，由上述常规方法制造的氮化硅烧结体，其机械强度、耐热性和耐氧化性都相当优异，但是在导热方面却无法令人满意。在此情况下，急需开发一种氮化硅陶瓷烧结体，其在表现出高机械强度、高耐热性和高耐氧化性的同时，也具有良好的导热性。
为了响应上述需要，本发明人对氮化硅材料的原料、组合物和烧结方法进行了广泛的研究，以预先推荐一种导热性得到显著改善的氮化硅烧结体，并提出了一种制造所述氧化硅烧结体的方法，如日本专利公开(Kokai)第7-48174号、日本专利公开第6-135771号和日本专利公开第2000-34172号中所揭示的，从而实现了氮化硅烧结体作为基材在半导体器件中的实际应用。
在以上所引用的三篇专利文献中每一篇所提及的工艺技术中，通过减少氮化硅烧结体中杂质阳离子元素的含量，使氮化硅烧结体表现出高导热性。
更具体地，对于日本专利公开第7-48174号和日本专利公开第6-135771号所提及的氮化硅烧结体，通过将杂质阳离子元素Fe、Mg、Ca、Sr、Ba、Mn、B、Li、Na和K的总含量减少到小于或等于0.3重量％，使其获得不低于60W/m·K的高热导率。
与此相比，对于日本专利公开第2000-34172号所揭示的氮化硅烧结体，通过将杂质阳离子元素Al、Li、Na、K、Fe、Ba、Mn和B的总含量减少到小于或等于0.3重量％，使其获得不低于70W/m·K的高热导率。
但是，对于以上所引用的三篇专利文献中所揭示的氮化硅烧结体，其在800℃至1000℃的温度范围内的耐氧化性无法令人满意，因此需要进一步改善氮化硅烧结体，以使氮化硅烧结体用作在高温下具有耐腐蚀性的结构部件的材料。另外，上述所引用的专利文献所揭示的氮化硅烧结体在制造成本方面留有改进的余地，这是因为为了减少氮化硅烧结体中杂质阳离子元素的含量，需要使用高纯度的氮化硅细粉末。
发明内容
从以上所描述的情况来看已经得以实现的本发明的一个目的是提供一种氮化硅烧结体，其在800℃至1000℃的温度范围内，在室温强度、导热性和耐氧化性等方面都很优异，本发明提供一种包含上述氮化硅烧结体的氮化硅结构部件。
依据本发明的第一方面，提供一种具有高导热性的氮化硅烧结体，该氮化硅烧结体含有以其氧化物计，2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以及以其氧化物计，不超过5质量％(包括0质量％)的Hf。
依据本发明的第二方面，提供一种包含该高导热性氮化硅烧结体的氮化硅结构部件，该氮化硅烧结体含有以其氧化物计，2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以及以其氧化物计，不超过5质量％(包括0质量％)的Hf。
图1是表示下文所述的本发明实施方式中实施例1的氮化硅烧结体精细结构的透射电镜显微图。
图2表示图1中区域A处的晶体颗粒界面相的元素分析结果。
图3是表示本发明实施方式中实施例1的氮化硅烧结体的另一个观察区域内的精细结构的透射电镜显微图。
图4表示图3中区域B处的晶体颗粒界面相的元素分析结果。
图5是下文所述的对比例14的氮化硅烧结体的精细结构的透射电镜显微图。
图6表示图5中区域C处的晶体颗粒界面相的元素分析结果。
图7表示图5中区域D处的晶体颗粒界面相的元素分析结果。
具体实施例方式
为了解决上述需要，本发明人对以往使用的氮化硅粉末的种类、以往使用的烧结剂和添加剂的种类和加入量、以及常规方法中所采用的烧结条件进行了广泛的研究，以实验性地确定这些因素对烧结体特征的影响。
结果发现，通过适当控制氮化硅烧结体中所含有的Fe、Ca和Al的量，可以形成一层耐氧化性的保护膜，以提高氮化硅烧结体在800℃至1000℃的温度范围内的耐氧化性，而同时又能保持高导热性、高室温强度和高密度。更具体地，已经发现，如果氮化硅烧结体中Fe的含量以其氧化物计在0.07质量％至0.5质量％的范围内、Ca的含量以其氧化物计在0.07质量％至0.5质量％的范围内、Al的含量以其氧化物计在0.1质量％至0.6质量％的范围内时，可以形成上述的保护膜，在此情况下，氮化硅烧结体中稀土元素的含量以其氧化物计在2质量％至17.5质量的范围内，氮化物烧结体中Mg的含量以其氧化物计为0.3质量％至4质量％。对于依据本发明一个实施方式中的氮化硅烧结体，其在800℃至1000℃的条件下在静态空气中热处理1000小时后，可以同时满足以下的特征不低于65W/m·K的高热导率；三点弯曲强度在室温下不低于700兆帕的室温强度；孔隙率不高于2体积％的密度；不高于10％的室温强度退化率。
在本发明的实施方式中，将如氧化钇之类的稀土元素作为烧结剂加入，同时加入Mg和Al以对作为烧结剂的稀土元素起促进作用。在含有以其氧化物计的上述量的稀土元素、Mg和Al的氮化硅烧结体中，稀土元素与玻璃组分配合使用，以形成晶体或无定形的颗粒界面玻璃相，该相中含有稀土元素作为主要组分。Mg在颗粒界面玻璃相中形成固溶体。另一方面，Al也可能在氮化硅晶体相中形成固溶体。在此特定的情况下，不会形成保护膜。而且，铝在晶体相中形成固溶体往往会降低导热性。
如果使氮化硅烧结体中含有以其氧化物计的上述量的Fe和Ca，则Al、Fe和Ca这三种元素可以同时存在于颗粒界面相中，以可以在温度为800℃至1000℃的氧化气氛下、在烧结体表面上形成高耐氧化性的玻璃保护膜。从而也可以抑制氮化硅烧结体在氧化气氛下机械强度的降低，而不破坏室温强度、导热性和氮化硅烧结体的密度。
以下将会详细描述特别指定氮化硅烧结体中添加剂量的原因。
(稀土元素)作为烧结剂加入的如氧化钇之类的稀土元素能与氮化硅粉末发生反应，形成液相，从而作为烧结促进剂起作用。如果稀土元素的加入量以其氧化物计少于2质量％，则烧结体不能充分地密实。另一方面，如果作为稀土元素的加入量以其氧化物计超过17.5质量％，则氮化硅烧结体的导热性、机械强度或耐氧化性会有所下降。更合乎要求的是，氮化硅烧结体中所含有的稀土元素的量以其氧化物计为3质量％至12.5质量％。附带提及，在指定氮化硅烧结体中所含有的稀土元素的量时，稀土元素的量指R2O3(其中，R表示稀土元素)的量。
(Mg元素)Mg促进了稀土元素所起的烧结促进剂作用，并在较低的温度下使氮化硅烧结体密实，起到抑制颗粒增长的作用，结果提高了烧结体的弯曲强度。如果Mg的加入量小于0.3质量％，则加入Mg不会起到足够的效果。另一方面，如果Mg的加入量超过4质量％，则氮化硅烧结体的导热性和耐氧化性会有所下降。更合乎要求的是，Mg的加入量在0.5质量％至3质量％的范围内。附带提及，在指定氮化硅烧结体中所含有的Mg的量时，Mg的量指MgO的量。
(Al元素)Al促进了稀土元素所起的烧结促进剂作用，并在较低的温度下使氮化硅烧结体密实，起到抑制颗粒增长的作用，结果提高了烧结体的弯曲强度。如果Al的量以其氧化物计小于0.1质量％，则烧结体的密实不够。另一方面，如果Al的量以其氧化物计超过0.6质量％，则即使氮化硅烧结体中含有适当量的Fe和Ca，Al也会转移到晶体相中，从而促进固溶体的形成。结果导致氮化硅烧结体的导热性下降。更合乎要求的是，氮化硅烧结体中所含有的Al量以其氧化物形式计在0.1质量％至0.4质量％的范围内。附带提及，在指定氮化硅烧结体中所含有的Al的量时，Al的量指Al2O3的量。
(Fe元素)如果Fe的量以其氧化物计小于0.07质量％，则即使Ca和Al在氮化硅烧结体中以合适的量存在，也不能充分地形成保护膜，从而导致氮化硅烧结体在800℃至1000℃的温度范围内其耐氧化性变差。另一方面，如果Fe的量以其氧化物形式计超过0.5质量％，则氮化硅烧结体的机械性能会有所下降。更合乎要求的是，氮化硅烧结体中所含有的Fe的量以其氧化物计在0.07质量％至0.45质量％的范围内，更优选的是0.1质量％至0.35质量％。附带提及，在指定氮化硅烧结体中所含有的Fe的量时，Fe的量指Fe2O3的量。
(Ca元素)如果Ca的量以其氧化物计小于0.07质量％，则即使Fe和Al在氮化硅烧结体中以合适的量存在，也不能充分地形成保护膜，从而导致氮化硅烧结体在800℃至1000℃的温度范围内耐氧化性变差。另一方面，如果Ca的量以其氧化物形式计超过0.5质量％，则氮化硅烧结体的热导性会有所下降。更合乎要求的是，氮化硅烧结体中所含有的Ca的量以其氧化物计在0.07质量％至0.45质量％的范围内，更优选的是0.1质量％至0.3质量％。附带提及，在指定氮化硅烧结体中所含有的Ca的量时，Ca的量指CaO的量。
本发明的氮化硅烧结体也可以含有Hf。Hf进一步促进了稀土元素所起的烧结促进剂作用，并起到了使颗粒界面相结晶化的作用，从而使氮化硅烧结体的导热性得到改善。但是，如果Hf的加入量以其氧化物计超过5质量％，则氮化硅烧结体的导热性、机械强度或耐氧化性会有所下降。通常，所需的Hf的加入量以其氧化物计不超过5质量％。而且，为了使加入Hf所起的效果充分表现出来，期望Hf的加入量以其氧化物计为0.2质量％。更合乎要求的是，Hf的加入量以其氧化物计在0.5质量％至4质量％的范围内。附带提及，在指定氮化硅烧结体中所含有的Hf的量时，Hf的量指HfO2的量。
氮化硅烧结体具有包括氮化硅晶体相和颗粒界面相的精细结构。对于颗粒界面相来说所需的是包括至少20％的晶体颗粒界面相。具体地，需要颗粒界面相包括至少50％的晶体颗粒界面相。如果晶体颗粒界面相的量少于20％，则很难得到散热性能和机械强度优异的烧结体。
本发明的氮化硅烧结体可以通过例如金属氮化的方法来制造。更具体地，首先通过向廉价的、含有一定量Fe、Al和Ca等杂质和至少80质量％α-相类氮化硅的氮化硅粉末中加入规定量的稀土元素、Mg和Hf来制备原料混合物。对原料混合物进行模制和脱脂，然后将模制材料在规定的温度加热规定的时间，以密实和烧结模制材料，随后以不超过规定速率的冷却速率使烧结的模制材料缓慢冷却。例如，向由金属氮化方法制得的氮化硅粉末中加入下列物质来制备原料混合物以其氧化物计，2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以其氧化物计，不超过5质量％的Hf。该氮化硅粉末中含有不超过2质量％的氧和每种杂质均不超过0.3质量％的Fe、Al和Ca等杂质，其平均粒径不大于1.5微米。将由此制得的原料混合物进行模制，将模制材料脱脂，然后在1700℃至1900℃的温度范围内进行烧结。然后，使烧结材料从此烧结温度冷却到在烧结过程中由稀土元素等形成的液相被凝固的温度。冷却步骤中所采用的冷却速率不超过100℃/小时。
无需多言，通过向氮化硅粉末中加入规定量的稀土元素、Fe、Al、Ca、Mg和Hf所制备的组合物表现出本发明实施方式中以上所述的优异的性能，即使是在使用细小且高纯度的氮化硅粉末的情况下。例如，在使用由酰亚胺分解方法制得的氮化硅粉末的情况下，本发明的氮化硅烧结体可通过以得到上述组合物的方式向氮化硅粉末中加入各种添加剂来制得。氮化硅粉末含有不超过1.5质量％的氧和每种杂质均不超过0.001质量％的Fe、Al和Ca等杂质，其平均粒径不超过0.6微米。
使用上述本发明实施方式的氮化硅烧结体的氮化硅结构部件包括，例如，使用在例如轴承中的陶瓷球，车辆中的陶瓷部件-诸如用于柴油泵的辊柱、主活塞、用于柴油泵的柱塞，使用在半导体器件制造设备中的工具-诸如中心阀或接触夹或面罩，用于铜焊设备的工具，用于制造布朗管的热工具、加热管和焊接容器。
以下将参考附图描述本发明的实施例。
(实施例1-20和对比例1-8)向由金属氮化法制备的Si3N4(氮化硅)原料粉末A中加入平均粒径为0.7微米的用作烧结促进剂的Y2O3(氧化钇)粉末、平均粒径为0.5微米的Al2O3(氧化铝)粉末、平均粒径为0.5微米的Fe2O3(氧化铁)粉末、平均粒径为0.5微米的CaO(氧化钙)粉末、平均粒径为0.5微米的MgO(氧化镁)粉末和平均粒径为0.6微米的HfO2(氧化铪)粉末来制备原料混合物，以使原料混合物具有表1所示的组成，然后使用氮化硅球使原料混合物在乙醇中湿混100小时。然后通过向原料混合物施加100兆帕的模制压力对原料混合物进行挤压模制，以得到大量模制体，这些模制体中每一个的大小为50×50×5厘米(厚度)。将如此得到的模制体在450℃于空气流中脱脂4小时，然后在表1所示的条件下进行烧结处理，从而得到实施例1至20和对比例1至8的氮化硅烧结体。Si3N4原料粉末A含有90％的α-相类氮化硅、1.7质量％的氧，并含有杂质，这些杂质包括0.2质量％的Fe、0.1质量％的Al、0.2质量％的Ca和0.01质量％的Mg。Si3N4原料粉末A的平均粒径为1.1微米。
(实施例21-24和对比例9-12)在表2中所示的条件下，使用由金属氮化法制得的Si3N4原料粉末B来制备实施例21-24和对比例9-12的氮化硅烧结体。Si3N4原料粉末B含有93％的α-相类氮化硅和1.5质量％的氧，并含有杂质，这些杂质包括0.03质量％的Fe、0.07质量％的Al、0.02质量％的Ca和不超过0.01质量％的Mg。Si3N4原料粉末B的平均粒径为0.7微米。
(实施例25-28和对比例13-16)在表2中所示的条件下，使用由酰亚胺分解法制得的细小且高纯度的Si3N4粉末C来制备实施例25-28和对比例13-16的氮化硅烧结体。Si3N4粉末C含有97％的α-相类氮化硅和1.2质量％的氧，并含有杂质，这些杂质包括0.001质量％的Fe、0.0005质量％的Al、0.0005质量％的Ca和不超过0.0005质量％的Mg。Si3N4粉末C的平均粒径为0.5微米。
测量实施例1-28和对比例1-16中每一个所得的各氮化硅烧结体的孔隙率、热导率(20℃)、20℃的三点弯曲强度、和晶体颗粒界面相对所有颗粒界面相的体积比。用X射线衍射来测量晶体颗粒界面相对所有颗粒界面相的体积比。还测量了在800℃和1000℃的静态空气内进行1000小时氧化处理后，室温下三点弯曲强度的退化率。上述的退化率的测定以氧化处理前的室温下的三点弯曲强度为基准。结果列在表1和2中。
附带提及，根据阿基米德法测量密度来得到孔隙率，以计算相对于理论密度的相对密度(百分数)。孔隙率以理论密度和相对密度的差值来表示，所述的差值以百分数表示。此外，三点弯曲强度按如下的方法进行测量。具体地，从烧结体上切下弯曲测试样，根据JISR 1601中所指定的陶瓷材料弯曲强度方法对测试样进行研磨处理，以使测试样纵向上的表面粗糙度达到0.8S。使用表面粗糙度为0.8S的表面作为拉伸面来进行三点弯曲强度测试。
表1
(续)
表1
表2
实施例1-20中的各氮化硅烧结体含有以其氧化物计，2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以及以其氧化物计，不超过5质量％的Hf。从表1中可以明显的看出，这些实施例中的各氮化硅烧结体在静态空气中于800℃和1000℃氧化处理1000小时后，都表现出不低于65W/m·K的热导率、不低于700兆帕的室温三点弯曲强度、不高于2体积％的孔隙率，以及不高于10％的室温强度的退化率。
特别需要注意实施例1-5、7、8、10-13和19中的各氮化硅烧结体，这些氮化硅烧结体含有以其氧化物计，3质量％至12.5质量％的稀土元素；以其氧化态计，0.1质量％至0.35质量％的Fe；以其氧化物计，0.1质量％至0.3质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.4质量％的Al；以其氧化物计，0.5质量％至3质量％的Mg；以及以其氧化物计，0.5质量％至4质量％的Hf。从表1中可以明显地看出，这些实施例中的各氮化硅烧结体在导热性、室温强度和耐氧化性方面都表现出足够的性能。
另一方面，在对比例1中，氮化硅烧结体中所含有的稀土元素的量以其氧化物计小于2质量％。在对比例2中，氮化硅烧结体中所含有的稀土元素的量以其氧化物计大于17.5质量％。在对比例3中，氮化硅烧结体所含有的铁的量以其氧化物计大于0.5质量％。此外，在对比例7中，氮化物烧结体中所含有的Hf的量以其氧化物计大于5质量％。在这些对比例中，氮化硅烧结体在室温下的三点弯曲强度都达不到700兆帕。而且，对于对比例1的氮化硅烧结体，其孔隙率超过2体积％。
在对比例4中，氮化硅烧结体中所含有的Al的量以其氧化物计大于0.6质量％。在对比例5中，氮化硅烧结体中所含有的Ca的量以其氧化物计大于0.5质量％。在对比例6中，氮化硅烧结体中所含有的Mg的量以其氧化物计大于5质量％。此外，在对比例8中，烧结过程之后的冷却速率设定在500℃/小时。在这些对比例中，烧结体的热导率都小于65W/m·k。
另一方面，实施例21-28的实验数据列于表2中。实验数据表明，在使用高纯度的氮化硅原料粉末B和C的情况下可以得到令人满意的氮化硅烧结体。从表2中可以明显地看出，可以得到性能出色的氮化硅烧结体，即在静态空气中于800℃至1000℃氧化处理10000小时后，热导率不低于65W/m·K、室温下的三点弯曲强度不低于700兆帕、孔隙率不高于2％，以及室温强度的退化率不高于10％。
对比例9-12和16的实验数据表明氮化硅烧结体在800℃至1000℃的温度范围内耐氧化性差，以至于如果氮化硅烧结体中的Fe含量和Ca含量以其氧化物计分别低于0.07质量％，那么即使氮化硅烧结体中Al的含量在0.1质量％至0.6质量％的范围内，氮化硅烧结体在g00℃或在1000℃的退化率超过10％。此外，对比例13至15的实验数据表明如果Al、Fe和Ca的含量都很低，则氮化硅烧结体的耐氧化性会进一步下降，以至于在800℃和在1000℃的退化率都高于10％。
用透射电子显微镜(TEM)来观察实施例1中氮化硅烧结体。图1和图3是表示烧结体精细结构的显微图。如图1和图3所示，从TEM观察中可以证实存在氮化硅晶体相和晶体颗粒界面相。通过图2中所示的元素分析证实，图1中所示的区域A中的晶体颗粒界面相是由Y-Si-Al-Fe-Ca-Mg-O或Y-Si-Al-Fe-Ca-Mg-O-N所形成的界面玻璃相。另一方面，通过图4中所示的元素分析证实，图3的区域B中的颗粒界面相由Y-Hf-O和HfO2所形成。
用透射电子显微镜(TEM)对对比例14中的烧结体进行类似的观察，以证实存在氮化硅晶体相和晶体颗粒界面相。图5是表示对比例14中氮化硅烧结体的精细结构的显微图。通过图6中所示的元素分析，已经阐明图5中所示的区域C中的晶体颗粒界面相是由Y-Si-O或Y-Si-O-N所形成的颗粒界面玻璃相。另一方面，通过图7所示的元素分析，已经阐明图5中所示的区域D中的晶体颗粒界面相是由Y-Hf-O和HfO2所形成的颗粒界面相。
通过上述的电子显微镜观察，可以证实在实施例1和对比例14的氮化硅烧结体中有由Y-Hf-O和HfO2所形成的晶体颗粒界面相存在。但是，对比例14中的烧结体中没有发现其中有由Al、Fe、Ca和Mg形成固溶体的颗粒界面玻璃相的存在。通过上述实验数据已经阐明，颗粒界面相对于提高氮化硅烧结体的耐氧化性起着积极的作用。
通过对实施例2-28和对比例1-13、15和16的各氮化硅烧结体进行TEM分析，检测到化合物X(即稀土元素-Si-Al-Fe-Ca-Mg-O的化合物)和化合物Y(即稀土元素-Si-Al-Fe-Ca-Mg-O-N的化合物)的存在。表3列出了结果。表3中的术语“存在”是指化合物X和化合物Y中的至少一种包括在氮化硅烧结体中，术语“无”是指化合物X和化合物Y中没有一个包括在氮化硅烧结体中。在化合物X和化合物Y中至少有一种包括在氮化硅烧结体的情况下，表3还表示了X(化合物X)和/或Y(化合物)，即所形成化合物的种类。附带提及，表3也依照以上方式表示了实施例1和对比例14的数据。
表3
从表3中可以明显看出，在实施例1-28的各个氮化硅烧结体中至少有化合物X和化合物Y中的一种存在。而且，化合物X和化合物Y都包括在晶体颗粒界面相中。化合物X和化合物Y都为固溶体形式，因而与复合氧化物不同。化合物X和化合物Y包括，例如，包含Fe氧化物和溶在Fe氧化物中的其它元素的固溶体。而且，不与Fe一起形成固溶体的元素以与化合物X和化合物Y分离的形式存在。已经证实，除了含有化合物X或化合物Y的晶体颗粒界面相以外，实施例1-28的氮化硅烧结体中还包括含有稀土元素-Hf-O和HfO2的晶体颗粒界面相。
另一方面，对比例9、10、13和14包括了前文所引用的三篇专利文献中所述的阳离子元素Fe、Al、Ca和Mg的总量不超过0.3重量％的情况，这三篇专利文献即是日本专利公开第7-48174号、日本专利公开第6-135771号和日本专利公开第2000-34172号。在上述引用的对比例的氮化硅烧结体中，没有化合物X和化合物Y存在。而且，在所含有的Fe和Ca的量以其氧化物计各小于0.07质量％的对比例11、12、15和16的各氮化硅烧结体中也没有化合物X和化合物Y存在。
制造用于铝熔体的加热器管，作为使用实施例1-28和对比例1-16中各氮化硅烧结体的结构部件的实例。加热器管在温度为800℃至1000℃的空气中使用。已经证实，与由对比例1-16的氮化硅烧结体所形成的结构部件相比，由实施例1-28的氮化硅烧结体所形成的结构部件的氧化退化更小，从而使耐久性提高了约20％。
附带提及，在上述实施例中，Y、Er和Yb用作稀土元素。但是，使用在本发明实施方式中的稀土元素不限于Y、Er和Yb。在本发明实施方式中，也可以使用例如Ce、Nd、Ho和Dy作为稀土元素。而且，可以使用单独一种稀土元素。此外，多个不同种类的稀土元素也可以一起使用。
本发明不限于上述实施方式。在实际实施本发明中，可以在本发明的技术领域范围内，修改本发明的组成要素。也可以适当结合多个上述实施方式中所揭示的组成要素来实现各个发明。例如，可以从上述实施方式中所描述的所有组成要素中删除一些组成要素。而且，可以适当结合一些包括在本发明不同实施方式中的组成要素。
工业实用性依据本发明，可以提供一种氮化硅烧结体，其表现出高耐氧化性，同时又保持着高机械性能、高耐热性和高导热性。也可以提供一种包含上述氮化硅烧结体的氮化硅结构部件。
权利要求
1.一种显示出高导热性的氮化硅烧结体，所述氮化硅烧结体含有以其氧化物计，2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以及以其氧化物计，不超过5质量％(包括0质量％)的Hf。
2.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体的热导率不低于65W/m·K、室温下的三点弯曲强度不低于700兆帕、孔隙率不高于2体积％。
3.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，在800℃至1000℃的静态空气中氧化处理1000小时之后，室温强度的退化率不超过10％。
4.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体包含晶体颗粒界面相，所述晶体颗粒界面相的量不小于颗粒界面相的20％。
5.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体包含颗粒界面相，所述颗粒界面相包含具有稀土元素、Si、Al、Fe、Ca、Mg和O的化合物和/或具有稀土元素、Si、Al、Fe、Ca、Mg、O和N的化合物。
6.如权利要求5所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述稀土元素是至少一种选自Y、Er和Yb的元素。
7.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体中所含有稀土元素的量以其氧化物计为3质量％至12.5质量％。
8.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体中所含有Fe的量以其氧化物计为0.07质量％至0.45质量％。
9.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体中所含有Ca的量以其氧化物计为0.07质量％至0.45质量％。
10.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体中所含有Al的量以其氧化物计为0.1质量％至0.4质量％。
11.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体中所含有Mg的量以其氧化物计为0.5质量％至3质量％。
12.如权利要求1所述的显示出高导热性的氮化硅烧结体，其特征在于，所述氮化硅烧结体中所含有Hf的量以其氧化物计为0.2质量％至5质量％。
13.一种氮化硅结构部件，其包含显示出高导热性的氮化硅烧结体，所述氮化硅烧结体含有以其氧化物计，2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以及以其氧化物计，不超过5质量％(包括0质量％)的Hf。
全文摘要
一种显示出高导热性的氮化硅烧结体，所述氮化硅烧结体包含以其氧化物计2质量％至17.5质量％的稀土元素；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Fe；以其氧化物计，0.07质量％至0.5质量％的Ca；以其氧化物计，0.1质量％至0.6质量％的Al；以其氧化物计，0.3质量％至4质量％的Mg；以及以其氧化物计，不超过5质量％(包括0质量％)的Hf。
文档编号C04B35/593GK1842506SQ20058000081
公开日2006年10月4日 申请日期2005年5月19日 优先权日2004年5月20日
发明者小松通泰 申请人:株式会社东芝, 东芝高新材料公司