專利名稱：陶瓷及其制造方法
技術領域：
本發明涉及用于各種電子部件中的陶瓷及其制造方法。
背景技術：
以往，陶瓷按下述方法制造。首先，將陶瓷的原料粉未用有機粘結劑粘結成型，接著焙燒該模制品得到陶瓷。
然而，如上制得的陶瓷，在其上述地焙燒過程中模制品多少總會產生收縮，而很難得到具高精度的形狀和尺寸的陶瓷。
因此，在上述焙燒之后，為使上述陶瓷具有所需形狀和尺寸，就有必要對該陶瓷進行切削或研磨等加工，處理。
但是，因經焙燒的陶瓷非常堅硬，作上述切削或研磨加工就會使成本增加。
于是，有人公開了一種具高精度的形狀和尺寸的陶瓷，該陶瓷基本上消除了焙燒中產生的收縮，而無須進行如上所述的切削加工處理(參照特開平1-317157號公報)。
上述陶瓷用反應燒結法制造。例如，混合絕緣性和熱傳導性材料的氧化鋁粉末和金屬鈦粉末，接著，將該混合物置于金屬模中成型，然后，從金屬模中取出該模制品，在氮氣氛中焙燒制得。該陶瓷的結構特征為，所述陶瓷系在焙燒過程中，將生成自上述金屬鈦粉末的氮化鈦粘結上述氧化鋁粉末而成的反應燒結體。
該現有的陶瓷因上述金屬Ti粉末和氮氣反應而產生膨脹，所以可將焙燒中產生的模制品的收縮抑止在極小程度；又因該陶瓷系用低電介質材料的氮化鈦粘結的，故可獲得介電系數較低的氧化鋁質陶瓷。
然而，該根據已有技術得到的陶瓷，須使與金屬微粒反應的反應性氣體通過模制品中的氣孔由外部供給至模制品內部，結果，為使在陶瓷中生成約15-20％的大量氣孔，損壞了機械強度及無機功能性材料的顆粒所具有的特性，這是反應燒結法所特有的問題。
另外，還有這樣的問題由于是在氮氣氛中進行焙燒，對氮濃度進行控制及焙燒溫度升高，則從降低制造成本的觀點來說，都是不利的。
通常人們知道，在陶瓷中，焙燒后的氣孔率越低，則越能發揮陶瓷本來的功能。即，當陶瓷為由氧化鋁構成的場合，其導熱系數變好；當陶瓷為磁性材料時，其磁飽和性能改善；當陶瓷為電介質材料時，其介電常數增大。
不過，氣孔率在15-20％尚不能說充分。現有技術中，正是利用這一點，使金屬粉末在氮氣氛中反應燒結，作成氮化金屬，以制取導熱系數大的導熱體。但是，此時，從成本上來說，這種方法是不利的。
本發明解決了上述課題。本發明的目的在于提供一種高尺寸精度的陶瓷及其制造方法，該陶瓷可最大限度地發揮無機功能性材料的顆粒的特性，賦予反應生成物的功能；同時，可將燒成中的成型體(坯件)的收縮抑止在極小的范圍，并將氣孔率抑止在更小的程度。

發明內容
為達到上述目的，本發明涉及一種陶瓷，包括(a)氧化鋁顆粒，及(b)散布于氧化鋁顆粒中的MgAl2O4顆粒，所述MgAl2O4顆粒系由Al、MgO和至少一種選自GeO2、Ge2O3、Y2O3及Ag2O微粒組成的混合物在粒燒時的氧化反應而形成；且，其中，所述的MgAl2O4顆粒在焙燒時發生膨脹，而位于氧化鋁顆粒之間的空隙填埋有MgAl2O4顆粒。
又，本發明的陶瓷的制造方法由；
將無機功能性材料粉末與由至少二種以上的金屬微粒組成的混合物，或者與含有至少一種以上的金屬微粒組成的混合物，或者與含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒的混合粉末混合的第一工序；
將在上述第一工序所得的混合物成形的第二工序，及
焙燒在上述第二工序所得的成型體(坯件)的第三工序組成。
根據上述步驟所得到的陶瓷，其由焙燒產生的尺寸變化率小，具有高精度的形狀和尺寸，且在具充分的機械強度和作為無機功能性材料顆粒的特性之外，還具有作為復合氧化物的各種特性。究其原因，即因為在焙燒中，金屬微粒與從外部供給的氧作化學反應而形成氧化物，該氧化物在逐漸填埋了成形體(坯件)中的空隙的同時，與無機化合物進行化學反應，邊形成一種復合氧化物，邊填埋外部氧通過的氣孔，從而顯著減少氣孔率。


圖1為顯示本發明的一個實施例中的平板狀陶瓷的內部結構的放大圖，圖2所示為本發明的一個實施例中的平板狀陶瓷在焙燒前的內部結構放大圖。
具體的實施方式
實施例1
以下，參照附圖，說明本發明的實施例。圖1所示為作為本發明的一個實施例的平板狀陶瓷的內部結構的放大圖。該陶瓷由無機功能性材料顆粒1和位于該些無數的無機功能性材料顆粒1之間的復合氧化物顆粒2構成。如圖2所示，由將含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒的混合物2a混合于無機功能性材料粉末1a時，燒成，如圖1所示地，在無機功能性材料顆粒1之間形成復合氧化物顆粒2。圖中，3表示氣孔。
又，本發明的陶瓷的制造方法具有如下的三個工序。
為形成復合氧化物2，如圖2所示，將形成復合氧化物所需的至少由二種以上的金屬微粒組成的混合物，或含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒的混合物2a混合于無機功能性材料粉末1a中的第一工序；
使在該第一工序中所得的混合物成形的第二工序；及
使在該第二工序中所得的成型品在升溫過程中發生氧化反應及化學反應，同時進行焙燒的第三工序。
另外，根據成型品的形狀，也可在第二工序中，使用擠出成型、壓縮成型等已知的一般成型方法，形成粒化粉。
在本實施例中，一個很大的特征在第一工序中，為制造無機功能性材料顆粒2，使至少由二種以上的金屬微粒組成的混合物或使含有至少一種金屬微粒的無機化合物微粒的混合物2a處于圖2所示位置，并焙燒。
即，這樣的話，金屬微粒因第三工序中的焙燒而與外部霧圍中的氧結合并膨脹，無機功能性材料顆粒1之間難以發生收縮。另外由于，該氧化的金屬微粒在與無機化合物微粒作化學反應而膨脹的同時，形成復合氧化物，不僅在無機功能性材料顆粒1之間難以發生收縮，且堵塞氧氣通過的氣孔，使氣孔率減至更小。
這里所用的金屬微粒是可因氧化反應而導致體積膨脹的材料，特別理想的是Al，Si，Ti，Mn，Fe，Co，Ni，Cn，Mo，W，Cr，Zn。另外，這里所用的無機化合物微粒為與氧化的金屬微粒起化學反應后，可形成復合氧化物而作體積膨脹的顆粒，特別理想的是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。
由選擇二種以上的上述金屬微粒和上述無機化合物微粒，可使無機功能性材料具有復合氧化物的功能特性。例如，選擇Al和Si生成復合氧化物，即可賦予無機功能性材料以Si2Al6O13富鋁紅柱石所具有的低介電常數的特性。
另外，也有在該復合氧化物與無機功能性材料粉末1a燒結的同時，如圖1所示，無機功能性材料顆粒1之間發生燒結的情況。然而，如圖2所示，因至少由二種以上的金屬微粒組成的混合物，或含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒的混合物2a處在無機功能性材料顆粒1之間的大空隙中，就整體而言，無機功能性材料顆粒1和復合氧化物2發生燒結，由此而防止了收縮的產生。
另外，既便無機功能性材料粉末與至少由二種以上的金屬微粒組成的混合物，或與含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒粉末的混合物互相起化學反應后，形成一部分多種的復合氧化物，也不會對本發明的陶瓷特性產生大影響。
下面，就具體的實施例作一說明。
本發明的實施例1中的陶瓷由作為無機功能性材料顆粒1的氧化鋁顆粒，和作為復合氧化物的顆粒2、位于這些氧化鋁顆粒間的Mg2Al4SiO10系假藍寶石復合氧化物顆粒構成，該陶瓷系將Al顆粒和Si顆粒、MgO顆粒的混合粉末混合于氧化鋁粉末中燒成，由此在氧化鋁顆粒間形成Mg2Al4SiO10系假藍寶石的復合氧化物粒2(試樣1)。
又，本發明的實施例1中的陶瓷的制造方法，具有以下工序
如圖2所示，在作為無機功能性材料粉末1a的氧化鋁粉末中混合為形成復合氧化物2所需的由至少二種以上的金屬微粒組成的混合物或者含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒的混合物2a的第一工序，混合比例為在對每100重量份的氧化鋁粉末中混合30重量份的作為混合物2a的Al顆粒和Si顆粒、MgO顆粒的混合粉末；
對在上述第一工序中所得的混合物加入丁縮醛樹脂、甲乙酮及乙酸正丁酯后混勻，形成料漿，由刮涂法用該料漿制成平板狀的生片的第二工序；
使該生片在加熱條件下發生氧化反應及化學反應，并同時在電爐中、1600℃下對其進行焙燒的第三工序。
比較在上述實施例中將Si顆粒用SiO2取代所得的陶瓷(試樣2)，將MgO顆粒用MgCO3顆粒取代所得的陶瓷(試樣3)及僅將Al顆粒用作混合于氧化鋁粉末的無機化合物微粒而得到的陶瓷(比較樣品1)的各特性，比較結果示于表1。
表1
從表1可見，試樣1、2、3及比較樣品1的尺寸變化率皆極小。然而，在比較樣品1中，因其中僅僅Al顆粒被氧化，未形成復合氧化物，所以該樣品氣孔率大，導熱系數小。根據本發明，由形成Al顆粒的氧化物，再形成Mg2Al4SiO10系假藍寶石復合氧化物，即可由此減小氣孔率，得到如試樣1、2、3那樣的尺寸變化率極小、具足夠的機械強度、又具優異的導熱系數的陶瓷。
試樣4-20號為根據本實施例1將各種無機化合物微粒的混合物加于氧化鋁粉末而得到的陶瓷，其各特性示于表2。
表2
由表2可見，根據本發明，盡管在各種材料系中，與上述實施例同樣，其尺寸變化率極小，但仍能得到其氣孔率較根據已往的反應燒結法所得的陶瓷(比較樣品1)小的、具充分的機械強度的陶瓷。
實施例2
以下，就本發明的第二實施例作一說明。實施例2中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，將Al顆粒和MgO顆粒以57.3∶42.7的重量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，1600℃下燒成，得陶瓷(試樣21)。該試樣的包括導熱系數的各性能示于表3。
表3
這里，比較樣品1為僅將Al顆粒用作混合于氧化鋁粉末的無機化合物微粒的混合物的陶瓷。
從表3可見，試樣21和比較樣品1的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍可如試樣21，由減小氣孔率得到具優異的導熱系數的氧化鋁質的陶瓷。
實施例3
以下，就本發明的第3實施例作一說明。實施例3中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石(莫來石)復合氧化物，將Al顆粒和Si顆粒以74.2∶25.8的重量比混合，混合后得到的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣22)。其包括介電系數及熱傳導率導熱系數的各性能示于表4。
表4
這里，比較樣品2、比較樣品3分別為僅將Si顆粒或Ti顆粒用作混合于氧化鋁粉末中的無機化合物微粒的混合物的陶瓷。
從表4可見，試樣22、比較樣品1、比較樣品2、比較樣品3的尺寸變化率雖然都極小，但根據本發明，仍可如試樣22那樣，由減小氣孔率形成低電介材料的Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，得到具優異的熱傳導率的氧化鋁質的陶瓷，該陶瓷比形成了金屬微粒單體的氧化物的比較樣品來，其介電系數更低。
實施例4
以下，就本發明的第4實施例作一說明。實施例4中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，將MgO顆粒和Al顆粒、Si顆粒以24.5∶32.8∶42.7的重量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，1430℃下燒成得陶瓷(試樣23)。該試樣的包括熱膨脹系數和熱傳導率的各性能值示于表5。
表5
從表5可見，試樣23和比較樣品1的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍可如試樣23由減小氣孔率，形成熱膨脹系數較小的材料Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，得到熱膨脹較小的、具優異的熱傳導性能的氧化鋁質陶瓷。
實施例5
以下就本發明的第5實施例作一說明。實施例5中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，將Al顆粒和MgO顆粒以57.3∶42.7的重量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(100重量份)Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末以30重量份混合，1600℃下燒成得陶瓷(試樣24)。其包括熱傳導率的各性能值示于表6。
表6
這里，比較樣品4為僅將Al顆粒用作混合于Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末的無機化合物微粒的混合物的陶瓷。
從表6可見，試樣24和比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍可如試樣24，由減少氣孔率得到具優異的熱傳導性能的富鋁紅柱石的陶瓷。
實施例6
以下，就本發明的第6實施例作一說明。實施例6中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，將Al顆粒和Si顆粒以74.2∶25.8的重量比混合，混合后得到的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣25)。其包括介電系數及熱傳導率的各性能示于表7。
表7
從表7可見，試樣25和比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍可如試樣25，由減小氣孔率得到具較優異的熱傳導性能的、介電系數較小的富鋁紅柱石質的陶瓷。
實施例7
以下，就本發明的第7實施例作一說明。實施例7中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Mg2Si5Al4O18系尖晶石復合氧化物，將MgO顆粒、Al顆粒和Si顆粒以24.5∶32.8∶42.7的重量比混合，混合后得到的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末以40重量份混合，在1430℃下燒成，得到陶瓷(試樣26)。其包括熱膨脹系數和熱傳導率在內的各性能示于表8。
表8
從表8可見，試樣26、比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍可如試樣26，由減小氣孔率形成低熱膨脹系數的材料Mg2Si5Al4O13系堇青石復合氧化物，得到熱傳導率較小的、熱膨脹的富鋁紅柱石質的陶瓷。
實施例8
以下，就本發明的第8實施例作一說明。實施例8中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，將MgO顆粒、Al顆粒及Si顆粒以24.5∶32.8∶42.7的質量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物，將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物粉末以30重量份混合，1430℃下燒成得陶瓷(試樣27)。其包括介電系數及熱膨脹系數的各性能值示于表9。
表9
這里，比較樣品5為僅將Al顆粒用作混合于Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物粉末的無機化合物微粒的混合物的陶瓷。
從表9可見，試樣27和比較樣品5的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍不如試樣27、由減小氣孔率得到具優異的熱傳導性能的低介電系數的堇青石質的陶瓷。
實施例9
以下，就本發明的第4實施例作一說明。實施例4中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，和獲得高精度的尺寸，將Al顆粒、MgO顆粒及Ta2O5顆粒按56.2∶41.9∶1.9的重量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)氧化鋁顆粒以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣28)。其包括尺寸離散度在內的各種特性示于表10。
表10
從表10可見，雖然試樣28和比較樣品1的尺寸變化率皆極小，但根據本發明，仍可如試樣26，由減小氣孔率而提高傳導性能，由添加Ta2O5減少尺寸離散性，獲得具有高精度尺寸的氧化鋁質的陶瓷。
實施例10
以下，就本發明的第10實施例作一說明。實施例10中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，將Al顆粒、Si顆粒及Ta2O5顆粒以72.6∶25.8∶2.1的重量比混合，混合后得到的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣29)。其包括尺寸離散度在內的各性能值示于表11。
表11
從表11可見，雖然試樣29、比較樣品2的尺寸變化率皆極小，但根據本發明，但可如試樣29，由減小氣孔率形成低電介材料的Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，將介電系數降至較小；又由添加Ta2O5顆粒，減小尺寸離散性，獲得具高精度尺寸的氧化鋁質陶瓷。
實施例11
以下，就本發明的第11實施例作一說明。實施例11中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，將Al顆粒、MgO顆粒及Ta2O5顆粒以56.2∶41.9∶1.9的重量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣30)。其包括尺寸離散度在內的各性能值示于表12。
表12
從表12可見，試樣30和比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，仍可如試樣30，由減小氣孔率提高導熱性能；由添加Ta2O5減低尺寸離散性，獲得具有高精度尺寸的莫來石質陶瓷。
實施例12
以下，就本發明的第12實施例作一說明。實施例12中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，將Al顆粒、Si顆粒及Ta2O5顆粒以72.6∶25.3∶2.1的重量后混合，混合后得到的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al16O13系富鋁紅柱石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣31)。其包括尺寸離散度在內的各性能值于于表13。
表13
從表13可見，試樣31和比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但，根據本發明，仍可如試樣31，由減小氣孔率提高導熱性，由添加Ta2O5減少尺寸離散性，獲得如試樣31的具有高精度尺寸的莫來石質陶瓷。
實施例13
以下就本發明的第13實施例作一說明。
實施例13中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為了形成MgAl2O4系尖晶石復化氧化物和獲得高精度的尺寸，將Al顆粒、MgO顆粒及GeO2顆粒按56.7∶42.4∶0.9的重量比混合，混合后的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(100重量份)氧化鋁顆粒以30重量份混合，1600℃下燒成得陶瓷(試樣32)。其包括尺寸離散度及抗折強度在內的各性能值示于表14。又，將GeO2粒取代為Ga2O3、Y2O3、Ag2O(顆粒)后所得的陶瓷(試樣33、34、35)的各性能值示于表14中。
表14
從表14可見，試樣32、33、34、35及比較樣品1的尺寸變化率雖然皆極小，但根據本發明，仍可如試樣32、33、34及35那樣，由減小氣孔率提高導熱性能，由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3、Ag2O中的至少一種減小尺寸離散性，得到具有高精度尺寸，又具較大抗折強度的氧化鋁質陶瓷。
實施例14
以下，就本發明的第14實施例作一說明。實施例14中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，和獲得高精度的尺寸，將Al顆粒、Si顆粒及GeO2顆粒按73.1∶25.8∶1.1的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣36)。其包括尺寸離散度和抗折強度在內的各性能值示于表15。又，將GeO2顆粒取代為Ga2O3、Y2O3、Ag2O(顆粒)，所得的陶瓷(試樣37、38、39)的各性能值也示于表15。
表15
從表15可見，試樣36、37、38、39及比較樣品2的尺寸變化率雖皆較小，但根據本發明，可由減小氣孔率，形成作為低電介材料的Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，減小介電系數至相對較低；由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3及Ag2O中的至少一種，減少尺寸離散性，得到具有高精度尺寸，又具有較大抗折強度的氧化鋁質陶瓷。
實施例15
下面，就本發明的第15實施例作一說明。實施例15中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，和獲得高精度的尺寸，將Al顆粒、MgO顆粒及GeO2顆粒按56.7∶42.4∶0.9的重量比混合，混合后得到的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系莫來石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣40)。其包括尺寸離散度和抗折強度在內的各性能值示于表16。又，將GeO2顆粒取代為Ga2O3、Y2O3、Ag2O(顆粒)，所得的陶瓷(試樣41、42、43)的各性能值也示于表16。
表16
從表16可見，試樣40、41、42、43及比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可由減小氣孔率提高導熱性能，由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3及Ag2O中的至少一種，減小尺寸離散性，得到具有高精度尺寸、又具有較大抗折強度的莫來石質陶瓷。
實施例16
下面，就本發明的第16實施例作一說明。實施例16中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O3系富鋁紅柱石復合氧化物，和獲得高精度的尺寸，將Al顆粒、Si顆粒及GeO2顆粒按73.1∶25.8∶1.1的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量Si2Al6O13系莫來石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣44)。其包括尺寸離散度和抗折強度在內的各性能值示于表17。又，將GeO2顆粒取代為Ga2O3、Y2O3、Ag2O(顆粒)，所得的陶瓷(試樣45、46、47)的各性能值也示于表17。
表17
從表17可見，試樣44、45、46、47及比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可如試樣44、45、46、47那樣的，由減小氣孔率提高導熱性能；由添加GeO2、Ga2O3、Y2O3及Ag2O中的至少一種，減少尺寸離散性，得到具有高精度尺寸、又具有較大抗折強度的莫來石質陶瓷。
實施例17
下面，就本發明的第17實施例作一說明。實施例17中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，將Al顆粒、MgO顆粒及用于抑止在焙燒中發生的Al向表面勇出的Fe顆粒按56.6∶42.0∶1.5的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機物顆粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣48)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表18。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti(顆粒)，所得的陶瓷(試樣49-53)的各性能值也示于表18。
表18
從表18可見，試樣48-53、及比較樣品的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可如試樣48-53那樣，由減小氣孔率獲得較優異的導熱性能；由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一種，可得到表面性能良好的、氧化鋁質的陶瓷。
實施例18
下面，就本發明的第18實施例作一說明。實施例18中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，將Al顆粒、Si顆粒及用于抑止在焙燒中鋁向表面勇出的Fe顆粒按72.8∶25.1∶2.1的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣54)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表19。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti后所得的陶瓷(試樣55～59)的各性能也示于表19。
表19
從表19可見，試樣54-59、比較樣品2和比較樣品3的尺寸變化雖皆極小，但根據本發明，可如試樣54-59那樣，由減小氣孔率，形成作為低電介質材料的Si2Al6O3系富鋁紅柱石復合氧化物，比較樣品來為更小，再由添加Fe、Cr、Cu、Zn、Ti中的至少一種以上，得到表面性能良好的氧化鋁的陶瓷。
實施例19
下面，就本發明的第19實施例作一說明。實施例19中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，將MgO顆粒、Al顆粒、Si顆粒及用于抑止在焙燒中抑止在焙燒中鋁向表面勇出的Fe顆粒按24.3∶32.6∶42.4∶0.7的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)氧化鋁粉末以30重量份混合，在1430℃下燒成，得陶瓷(試樣60)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表20。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(試樣61～65)的各性能值也示于表20。
表20
從表20可見，試樣60-65、比較樣品1的尺寸變化北雖皆極小，但根據本發明，可如試樣60-65那樣，由減小氣孔率形成作為低熱膨脹系數材料的Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，使熱膨脹系數減小，再由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一種以上，得到表面性能良好的氧化鋁質的陶瓷
實施例20
下面，就本發明的第20實施例作一說明。實施例20中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成MgAl2O4系尖晶石復合氧化物，將Al顆粒、MgO顆粒及用于抑止在焙燒中鋁向表面勇出的Fe顆粒按56.5∶42.0∶1.5的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系莫來石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣66)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表21。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(試樣67-71)，的各性能值也示于表21。
表21
從表21可見，試樣66-71、比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可如試樣66-71那樣，由減小氣孔率獲得優異的導熱性能；再由添加Fe、Cr、Cu、Zn、Ti中的至少一種以上，得到表面性能良好的莫來石質的陶瓷。
實施例21
下面，就本發明的第21實施例作一說明。實施例21中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成Si2Al6O13系富鋁紅柱石復合氧化物，將Al顆粒、Si顆粒及用于抑止在焙燒中鋁向表面勇出的Fe顆粒按72.8∶25.1∶2.1的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系莫來石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1600℃下燒成，得陶瓷(試樣72)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表22。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(試樣73-77)的各性能值也示于表22。
表22
從表22可見，試樣72-77、比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可如試樣72-77那樣，由減小氣孔率獲得較優異的導熱性能；再由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一種以上，得到表面性能良好的莫來石質的陶瓷
實施例22
下面，就本發明的第22實施例作一說明。實施例22中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成Mg2Si5Al4O18堇青石復合氧化物，將MgO顆粒、Al顆粒、Si顆粒及用于抑止在焙燒中鋁向表面勇出的Fe顆粒按24.3∶32.6∶42.4∶0.7的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Si2Al6O13系莫來石復合氧化物粉末以40重量份混合，在1430℃下燒成，得陶瓷(試樣78)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表23。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(試樣19-83)的各性能值也示于表23。
表23
從表23可見，試樣79-83、比較樣品4的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可如試樣78-83那樣，由減小氣孔率形成作為低熱膨脹系數材料的Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，再由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一種以上，得到表面性能良好的莫來石質的陶瓷。
實施例23
下面，就本發明的第23實施例作一說明。實施例23中所用的陶瓷及其制造方法的組成因與實施例1中的大致相同而在此省略。
為形成Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物，將MgO顆粒、Al顆粒、Si顆粒及用于抑止在焙燒中鋁向表面勇出的Fe顆粒按24.3∶32.6∶42.2∶0.7的重量比混合，混合后所得的粉狀物用作無機化合物微粒的混合物。將該無機化合物微粒的混合物對(每100重量份)Mg2Si5Al4O18系堇青石復合氧化物粉末以30重量份混合，在1430℃下燒成，得陶瓷(試樣84)。其包括表面光潔度在內的各性能值示于表24。又，將Fe顆粒取代為Cr、Ni、Cu、Zn、Ti的陶瓷(試樣85-89)的各性能值也示于表24。
表24
從表24可見，試樣84-89、比較樣品5的尺寸變化率雖皆極小，但根據本發明，可如試樣84-89那樣，由減小氣孔率獲得較優異的導熱性能，由添加Fe、Cr、Ni、Cu、Zn、Ti中的至少一種以上得到表面性能良好的堇青石質陶瓷。
另外，在實施例1至實施例16中，尺寸變化率、氣孔率、導熱系數、熱膨脹系數、介電系數系按如下的方法測定，并算出。
尺寸變化率由測定焙燒前的生片和燒成后的平板狀陶瓷的尺寸，算出其比值。負的符號表示收縮。
氣孔率由從外部尺寸算得的表觀體積和從氦氣干式密度汁得到的、除去開孔部分的體積之比算出。
導熱系數由激光閃耀(快速加熱)法在室溫下測得。
熱膨脹系數從熱機械測定裝置測得的0℃-100℃的膨脹而算出。
介電系數由在平板狀陶瓷的二面涂敷電極，從LCR儀測得的1MHg時的介電容量算出。
機械強度根據從三點支撐法所得的最大斷裂抗折強度算出。
尺寸離散度系在相同條件下對同一尺寸的30張生片進行焙燒，分別求其焙燒后的尺寸變化率，根據該些尺寸變化率的最大值和最小值之差求得尺寸離散度。
工業上的利用可能性
如上所述，根據本發明，由至少二種以上的金屬微粒組成的混合物、或含有至少一種以上的金屬微粒的無機化合物微粒的混合物在焙燒時，所述金屬微粒和供自外界的氧作化學反應而形成的氧化物漸漸填埋成型體(坯件)的空隙，進一步地，所述氧化物與無機化合物起化學反應形成復合氧化物，同時，該復合氧化物填塞外部氧通過的氣孔。該復合氧化物顆粒和無機功能性材料顆粒組成陶瓷。從而提供了一種制造成本可以較低的陶瓷及其制造方法，該陶瓷可以發揮出無機功能性材料顆粒的功能，同時又可將焙燒中成型體產生的收縮率抑止在極小，減小氣孔率；另外，所述陶瓷生坯可在大氣中焙燒，且燒成后具有高精度的形狀和尺寸。
在本發明的附圖中，1表示無機功能性材料顆粒，1a表示無機功能性材料粉末，2表示復合氧化物顆粒，2a為含金屬微粒的無機化合物微粒的混合物，3為氣孔。
權利要求
1.一種陶瓷，所述陶瓷包括
(a)氧化鋁顆粒，及
(b)散布于所述氧化鋁顆粒中的MgAl2O4顆粒，所述的MgAl2O4顆粒系由Al、MgO和至少一種選自GeO2、Ge2O3、Y2O3及Ag2O微粒組成的混合物在焙燒時的氧化反應而形成；
其中，所述的MgAl2O4顆粒在所述焙燒時發生膨脹，而位于所述氧化鋁顆粒之間的空隙填埋有所述的MgAl2O4顆粒。
2.一種陶瓷的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下的步驟
(a)形成含有至少下述成分的混合物的工序，
(1)氧化鋁粉末、Al微粒、至少一種選自GeO2、Ge2O3、Y2O3及Ag2O的微粒，及
(2)選自MgCO3和MgO的粉末，
(b)將上述混合物模塑成型為成型品的工序，及
(c)在氧氣氛下焙燒所述成型品，其中，
(1)所述氧化鋁顆粒由所述氧化鋁粉末形成，
(2)至少含有Ge、Y和Ag的MgAl2O4顆粒由所述混合物的氧化反應形成，而
(3)位于所述氧化鋁顆粒之間的空隙填埋有所述至少含有Ge、Y和Ag的的MgAl2O4顆粒。
3.如權利要求2所述的陶瓷制造方法，其特征在于，所述混合物包括氧化鋁、Al、MgCO3粉末或微粒和至少一種選自GeO2、Ge2O3、Y2O3及Ag2O的微粒。
4.如權利要求2所述的陶瓷制造方法，其特征在于，所述混合物包括氧化鋁、Al、MgO粉末或微粒和至少一種選自GeO2、Ge2O3、Y2O3及Ag2O微粒的微粒或粉末。
全文摘要
本發明涉及一種陶瓷及其制造方法。所述陶瓷包括:(a)氧化鋁顆粒及(b)散布于氧化鋁顆粒中的MgAl2O4顆粒,所述的MgAl2O4顆粒系由Al、MgO和至少一種選自GeO2、Ge2O3、Y2O3及Ag2O微粒組成的混合物在焙燒時的氧化反應而形成;其中,所述的MgAl2O4顆粒在焙燒時發生膨脹,而位于氧化鋁顆粒之間的空隙填埋有MgAl2O4顆粒。本發明燒成后的陶瓷尺寸變化率小、具有高精度的形狀和尺寸、且可充分發揮無機功能性材料顆粒特性。
文檔編號C04B35/117GK1389427SQ01133080
公開日2003年1月8日 申請日期1995年1月26日 優先權日1994年2月14日
發明者犬塚敦, 原田真二, 東條正, 富岡聰志 申請人:松下電器產業株式會社