JP3045367B2 - 高強度高靱性セラミックス複合材料及びセラミックス複合粉末並びにそれらの製造方法 - Google Patents
高強度高靱性セラミックス複合材料及びセラミックス複合粉末並びにそれらの製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、約１０００℃以下の温
度域で構造材料部材として安定的に使用される高強度高
靱性セラミックス複合材料及びその焼結用原料粉末並び
にそれらの製造方法に関する。
度域で構造材料部材として安定的に使用される高強度高
靱性セラミックス複合材料及びその焼結用原料粉末並び
にそれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術及びその問題点】アルミナ等の酸化物系セラ
ミックスはこれまでエンジニアリングセラミックスとし
て切削工具等で実用化が進められている。しかし、強度
及び靱性が十分でないことから、その構造部材ヘの利用
が阻害されている。このため、機械的特性、特に靱性や
強度の向上を目的とした複合化が検討されてきている。
一般には、異種のセラミックスのウイスカーや粒子など
で複合化が行われている。ウイスカーは粒子より、靱性
向上に効果があり、粉末冶金法で成形可能なため、多く
の研究が行われてきているが、ウイスカー添加により焼
結はしにくくなるという欠点がある。ウイスカー強化以
外の強化法としては、酸化物として工業的に最も一般的
なアルミナを例にとると、例えば、Ｂ4ＣとＴｉ、Ｖ、
Ｃｒ等のIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、ほ
う化物の粒子で強化されたアルミナの複合体が開示され
ている（特開平２−２５５５６１号）。また、ＳｉＣウ
イスカとＺｒＯ2粒子を添加しＳｉＣウイスカで主に強
度をＺｒＯ2粒子で靱性を向上させたアルミナ複合体が
開示されている（特開昭６１−２７０２６６号）。さら
に０．５μｍのＳｉＣや２．０μｍ以下のＴｉＮあるい
はＴｉＣ粒子をアルミナの粒内に分散させたナノ複合体
（特開平１−８７５５２号、同２−２２９７５６号、同
２−２２９７５７号）や粒子内に融点が焼結温度以上の
高融点金属を分散させたナノ複合体が開示されている
（特開平５−３９５３５号）。
ミックスはこれまでエンジニアリングセラミックスとし
て切削工具等で実用化が進められている。しかし、強度
及び靱性が十分でないことから、その構造部材ヘの利用
が阻害されている。このため、機械的特性、特に靱性や
強度の向上を目的とした複合化が検討されてきている。
一般には、異種のセラミックスのウイスカーや粒子など
で複合化が行われている。ウイスカーは粒子より、靱性
向上に効果があり、粉末冶金法で成形可能なため、多く
の研究が行われてきているが、ウイスカー添加により焼
結はしにくくなるという欠点がある。ウイスカー強化以
外の強化法としては、酸化物として工業的に最も一般的
なアルミナを例にとると、例えば、Ｂ4ＣとＴｉ、Ｖ、
Ｃｒ等のIVａ、Ｖａ、VIａ族元素の炭化物、窒化物、ほ
う化物の粒子で強化されたアルミナの複合体が開示され
ている（特開平２−２５５５６１号）。また、ＳｉＣウ
イスカとＺｒＯ2粒子を添加しＳｉＣウイスカで主に強
度をＺｒＯ2粒子で靱性を向上させたアルミナ複合体が
開示されている（特開昭６１−２７０２６６号）。さら
に０．５μｍのＳｉＣや２．０μｍ以下のＴｉＮあるい
はＴｉＣ粒子をアルミナの粒内に分散させたナノ複合体
（特開平１−８７５５２号、同２−２２９７５６号、同
２−２２９７５７号）や粒子内に融点が焼結温度以上の
高融点金属を分散させたナノ複合体が開示されている
（特開平５−３９５３５号）。
【０００３】上述した技術によれば、いずれにおいても
強度と硬度は大きく向上し、実際に文献で報告されてい
る結果を示すと、アルミナマトリックスでは、Ａｌ2Ｏ3
／４０wt％ＳｉＣウイスカーで、曲げ強度７０kg／m
m2、破壊靱性８．１ＭPaｍ1/2の値（J.Am.Ceram.Soc.,7
2(1989),1880）が報告されている。ムライトマトリック
スでは、ムライト／２０vol％ＳｉＣウイスカーでは、
破壊靱性４．７ＭPaｍ1/2の値（Fracture Mechanics of
Ceramics, ed. by R.C.Bradt et al.,vol 7,(1986),6
1）が報告されている。このように、破壊靱性値はアル
ミナ複合体では８．５ＭPaｍ1/2以下であり、ムライト
複合体では５ＭPaｍ1/2以下であり、構造部材として使
用するには不十分である。
強度と硬度は大きく向上し、実際に文献で報告されてい
る結果を示すと、アルミナマトリックスでは、Ａｌ2Ｏ3
／４０wt％ＳｉＣウイスカーで、曲げ強度７０kg／m
m2、破壊靱性８．１ＭPaｍ1/2の値（J.Am.Ceram.Soc.,7
2(1989),1880）が報告されている。ムライトマトリック
スでは、ムライト／２０vol％ＳｉＣウイスカーでは、
破壊靱性４．７ＭPaｍ1/2の値（Fracture Mechanics of
Ceramics, ed. by R.C.Bradt et al.,vol 7,(1986),6
1）が報告されている。このように、破壊靱性値はアル
ミナ複合体では８．５ＭPaｍ1/2以下であり、ムライト
複合体では５ＭPaｍ1/2以下であり、構造部材として使
用するには不十分である。
【０００４】
【発明の目的】本発明の目的は、前記問題点を解決し、
構造部材に適した高強度高靱性のセラミックス複合材料
及びその焼結用原料粉末並びにそれらの製造方法を提供
するものである。
構造部材に適した高強度高靱性のセラミックス複合材料
及びその焼結用原料粉末並びにそれらの製造方法を提供
するものである。
【０００５】
【問題点を解決するための手段】本発明によれば、酸化
物系セラミックスをマトリックスとし、偏平状の延性金
属粒子及び粒状金属粒子を強化相とすることにより高強
度高靭性セラミックス複合材料が提供される。また、ア
ルミナをマトリックスとし、金属を強化相とするアルミ
ナ基複合材料であって、曲げ強度が７０ｋｇ／ｍｍ2以
上、好ましくは８５ｋｇ／ｍｍ2以上、破壊靭性値が
８．５ＭＰａｍ1/2以上、好ましくは１０ＭＰａｍ1/2以
上である高強度高靭性アルミナ基複合材料が提供され
る。このような高強度高靭性セラミックス複合材料は、
偏平な延性金属粉末表面に酸化物系セラミックス粉末及
び粒状金属粉末が付着しているセラミックス複合粉末を
出発原料とし、この混合粉末を成形後、９００〜１８０
０℃で焼結することにより得られる。また、本発明によ
れば、偏平な延性金属粉末表面に酸化物系セラミックス
粉末が付着していることを特徴とするセラミックス複合
粉末が提供される。このようなセラミックス複合粉末
は、延性金属粉末、酸化物系セラミックス粉末及び粒状
金属粉末を混合することにより、該延性金属粉末を塑性
変形させて偏平化させることにより得られる。
物系セラミックスをマトリックスとし、偏平状の延性金
属粒子及び粒状金属粒子を強化相とすることにより高強
度高靭性セラミックス複合材料が提供される。また、ア
ルミナをマトリックスとし、金属を強化相とするアルミ
ナ基複合材料であって、曲げ強度が７０ｋｇ／ｍｍ2以
上、好ましくは８５ｋｇ／ｍｍ2以上、破壊靭性値が
８．５ＭＰａｍ1/2以上、好ましくは１０ＭＰａｍ1/2以
上である高強度高靭性アルミナ基複合材料が提供され
る。このような高強度高靭性セラミックス複合材料は、
偏平な延性金属粉末表面に酸化物系セラミックス粉末及
び粒状金属粉末が付着しているセラミックス複合粉末を
出発原料とし、この混合粉末を成形後、９００〜１８０
０℃で焼結することにより得られる。また、本発明によ
れば、偏平な延性金属粉末表面に酸化物系セラミックス
粉末が付着していることを特徴とするセラミックス複合
粉末が提供される。このようなセラミックス複合粉末
は、延性金属粉末、酸化物系セラミックス粉末及び粒状
金属粉末を混合することにより、該延性金属粉末を塑性
変形させて偏平化させることにより得られる。
【０００６】本発明のセラミックス複合材料のマトリッ
クスを構成する酸化物系セラミックスとしては、Ａｌ2
Ｏ3、ＺｒＯ2、ＭｇＯ、ムライト、ＭｇＯＡｌ2Ｏ3、Ａ
ｌ2Ｏ3Ｙ2Ｏ3が挙げられる。強化相を構成する扁平状の
延性金属及び粒状金属としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、
Ｃｕ及びそれらの合金、ステンレス鋼及び超耐熱合金か
ら選ばれる少なくとも一種の金属が用いられる。また、
扁平状の延性金属と粒状金属は、同一でも異なっていて
もよい。マトリックスと金属の組み合わせは、焼結時に
扁平な延性金属の形状が保持されるように、マトリック
スの焼結温度より延性金属の融点が高い組み合わせを選
択することが必要である。例えば、マトリックスがＡｌ
2Ｏ3の場合には、一般的な粉末では焼結温度が１６００
℃以上であるため、それより高い融点を持つ金属である
Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗを用いる
ことが好ましい。また、低温度焼結タイプ（例えば、タ
イミクロンＴＭ−ＤＡＲ；大明化学工業株式会社製）で
は、焼結温度が１２００℃以上となるため、さらにＴ
ｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、ステンレス鋼、超耐熱合金も使
用することができる。さらに、Ａｌ2Ｏ3にガラス相を加
えていくと焼結温度を約９００℃まで下げることができ
るので、上記の他にＣｕも使用することができる。ま
た、ＺｒＯ2（焼結温度＞１３００℃）とＭｇＯ（焼結
温度＞１４００℃）の場合には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、
ステンレス鋼、超耐熱合金を用いることができる。ムラ
イト（焼結温度＞１５００℃）の場合には、Ｖ、Ｃｒ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｆｅを用いること
ができる。
クスを構成する酸化物系セラミックスとしては、Ａｌ2
Ｏ3、ＺｒＯ2、ＭｇＯ、ムライト、ＭｇＯＡｌ2Ｏ3、Ａ
ｌ2Ｏ3Ｙ2Ｏ3が挙げられる。強化相を構成する扁平状の
延性金属及び粒状金属としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、
Ｃｕ及びそれらの合金、ステンレス鋼及び超耐熱合金か
ら選ばれる少なくとも一種の金属が用いられる。また、
扁平状の延性金属と粒状金属は、同一でも異なっていて
もよい。マトリックスと金属の組み合わせは、焼結時に
扁平な延性金属の形状が保持されるように、マトリック
スの焼結温度より延性金属の融点が高い組み合わせを選
択することが必要である。例えば、マトリックスがＡｌ
2Ｏ3の場合には、一般的な粉末では焼結温度が１６００
℃以上であるため、それより高い融点を持つ金属である
Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗを用いる
ことが好ましい。また、低温度焼結タイプ（例えば、タ
イミクロンＴＭ−ＤＡＲ；大明化学工業株式会社製）で
は、焼結温度が１２００℃以上となるため、さらにＴ
ｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、ステンレス鋼、超耐熱合金も使
用することができる。さらに、Ａｌ2Ｏ3にガラス相を加
えていくと焼結温度を約９００℃まで下げることができ
るので、上記の他にＣｕも使用することができる。ま
た、ＺｒＯ2（焼結温度＞１３００℃）とＭｇＯ（焼結
温度＞１４００℃）の場合には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、
ステンレス鋼、超耐熱合金を用いることができる。ムラ
イト（焼結温度＞１５００℃）の場合には、Ｖ、Ｃｒ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｆｅを用いること
ができる。
【０００７】本発明においては、強化相として扁平状の
延性金属を用いることにより高靱性が達成できる。特
に、扁平面の最小径をｄ、厚さをｔとしたときにｄ／ｔ
≧３であることが好ましい。ｄ／ｔが３未満の場合に
は、クラックが金属粒子とマトリックスとの界面を進行
しやすくなるため金属相の塑性変形を十分に利用できな
くなるので好ましくない。厚さｔは０．５μｍ以上であ
ることが望ましい。これより小さくなると塑性変形によ
る効果が発揮されない。ｄの範囲としては特に制限はな
く、ｄ／ｔ≧３の関係を満足していれば、発明の効果が
得られる。また、強化相として粒状金属を用いることに
より、酸化物系セラミックスの粒径が微細化するので高
強度が達成できる。特に、粒状金属の粒径は２μｍ以
下、好ましくは、１μｍ以下であることが望ましい。粒
径が２μｍよりも大きくなると酸化物系セラミックスの
粒径を微細化する効果が得られないので好ましくない。
セラミックス複合材料における強化相の扁平状の延性金
属の体積率は、２〜６０％、特に１０〜５０％であるこ
とが好ましい。体積率が２％よりも少ない場合には、金
属の塑性変形量が相対的に小さすぎるために靱性の向上
が十分でなく、また、体積率が５０％よりも多くなる
と、複合体の硬度が下がり、耐熱性も低下するため実用
的でない。また、強化相の粒状金属の体積率は、２〜３
０％、特に３〜２０％であることが好ましい。体積率が
２％よりも少ない場合には、酸化物系セラミックスの粒
径を微細化する効果が得られない。また、体積率が３０
％よりも多くなってもそれ以上強度は向上しない。
延性金属を用いることにより高靱性が達成できる。特
に、扁平面の最小径をｄ、厚さをｔとしたときにｄ／ｔ
≧３であることが好ましい。ｄ／ｔが３未満の場合に
は、クラックが金属粒子とマトリックスとの界面を進行
しやすくなるため金属相の塑性変形を十分に利用できな
くなるので好ましくない。厚さｔは０．５μｍ以上であ
ることが望ましい。これより小さくなると塑性変形によ
る効果が発揮されない。ｄの範囲としては特に制限はな
く、ｄ／ｔ≧３の関係を満足していれば、発明の効果が
得られる。また、強化相として粒状金属を用いることに
より、酸化物系セラミックスの粒径が微細化するので高
強度が達成できる。特に、粒状金属の粒径は２μｍ以
下、好ましくは、１μｍ以下であることが望ましい。粒
径が２μｍよりも大きくなると酸化物系セラミックスの
粒径を微細化する効果が得られないので好ましくない。
セラミックス複合材料における強化相の扁平状の延性金
属の体積率は、２〜６０％、特に１０〜５０％であるこ
とが好ましい。体積率が２％よりも少ない場合には、金
属の塑性変形量が相対的に小さすぎるために靱性の向上
が十分でなく、また、体積率が５０％よりも多くなる
と、複合体の硬度が下がり、耐熱性も低下するため実用
的でない。また、強化相の粒状金属の体積率は、２〜３
０％、特に３〜２０％であることが好ましい。体積率が
２％よりも少ない場合には、酸化物系セラミックスの粒
径を微細化する効果が得られない。また、体積率が３０
％よりも多くなってもそれ以上強度は向上しない。
【０００８】本発明の高強度高靱性セラミックス複合材
料は、以下の方法で製造される。まず、扁平な延性金属
粉末表面に酸化物系セラミックス粉末及び粒状金属粉末
が付着しているセラミックス複合粉末を製造する。この
ような複合粉末は、延性金属粉末、酸化物系セラミック
ス粉末及び粒状金属粉末を混合することにより、該延性
金属粉末を塑性変形させて扁平化させることにより製造
できる。酸化物系セラミックス粉末の粒度は、特に制限
はないが、焼結性のよい平均粒径１μｍ以下のものが望
ましい。また、延性金属粉末の粒子径は、扁平化を容易
に促進するために１〜２００μｍ、特に３〜１００μｍ
の範囲が好ましい。延性金属粉末の粒子径が１μｍより
も小さいと、微粒のため扁平化させることができない。
また、２００μｍよりも大きくなると、粗粒のため焼結
を困難にし、またセラミックス粉末との分離が激しくな
るため、均一混合が困難となる。粒状金属粉末の粒子径
は、２μｍ以下、特に１μｍ以下が好ましい。粒状金属
粉末の粒子径が２μｍよりも大きくなると、酸化物系セ
ラミックスの粒径を微細化する効果が得られない。酸化
物系セラミックス粉末、延性金属粉末及び粒状金属粉末
の混合割合は、混合粉末における延性金属粉末の体積率
が２〜５０％、特に１０〜４０％、粒状金属の体積率
が、２〜３０％、特に３〜２０％であることが好まし
い。なお、前記混合粉末に必要に応じて公知の酸化物系
焼結助剤を添加することができる。
料は、以下の方法で製造される。まず、扁平な延性金属
粉末表面に酸化物系セラミックス粉末及び粒状金属粉末
が付着しているセラミックス複合粉末を製造する。この
ような複合粉末は、延性金属粉末、酸化物系セラミック
ス粉末及び粒状金属粉末を混合することにより、該延性
金属粉末を塑性変形させて扁平化させることにより製造
できる。酸化物系セラミックス粉末の粒度は、特に制限
はないが、焼結性のよい平均粒径１μｍ以下のものが望
ましい。また、延性金属粉末の粒子径は、扁平化を容易
に促進するために１〜２００μｍ、特に３〜１００μｍ
の範囲が好ましい。延性金属粉末の粒子径が１μｍより
も小さいと、微粒のため扁平化させることができない。
また、２００μｍよりも大きくなると、粗粒のため焼結
を困難にし、またセラミックス粉末との分離が激しくな
るため、均一混合が困難となる。粒状金属粉末の粒子径
は、２μｍ以下、特に１μｍ以下が好ましい。粒状金属
粉末の粒子径が２μｍよりも大きくなると、酸化物系セ
ラミックスの粒径を微細化する効果が得られない。酸化
物系セラミックス粉末、延性金属粉末及び粒状金属粉末
の混合割合は、混合粉末における延性金属粉末の体積率
が２〜５０％、特に１０〜４０％、粒状金属の体積率
が、２〜３０％、特に３〜２０％であることが好まし
い。なお、前記混合粉末に必要に応じて公知の酸化物系
焼結助剤を添加することができる。
【０００９】酸化物系セラミックス粉末、延性金属粉末
及び粒状金属粉末の混合方法については、特に制限はな
く湿式及び乾式のいずれも採用できる。湿式混合の場合
の溶媒としてはエ夕ノール、メ夕ノール等が一般に使用
される。混合装置については、ボールミル、振動ミル、
アトライター、遊星型ボールミル等を用いることができ
る。延性金属粉末は、混合時のボール等の混合媒体によ
る機械的混合により球状から扁平状へと変形が進む。し
たがって、混合条件の制御により扁平化の程度を制御す
ることができる。一般に、混合時間、回転数等の条件に
より変形量は変わってくるので、扁平化の形状がｄ／ｔ
≧３を満足するように混合条件を制御することが望まし
い。また、粒状金属粉末は、混合過程で一部は粉砕され
て酸化物系セラミックス粉末の粒内に取り込まれながら
均一混合が進行する。さらに、この混合過程で、扁平化
した延性金属粉末の表面に酸化物系セラミックス粉末及
び粒状金属粉末が付着するため、焼結過程で延性金属同
士が接触、造粒することを防止することができる。な
お、延性金属粉末と酸化物系セラミックス粉末及び粒状
金属粉末の混合割合によっては、金属表面に付着しない
セラミックス粉末及び粒状金属粉末も共存することは言
うまでもない。また、使用する延性金属粉末の粒度によ
っては、混合後も未変形の粒子が残るが、扁平化した粒
子が適当量あれば、靱性は向上する。また、上記の扁平
な延性金属粉末表面に酸化物系セラミックス粉末及び粒
状金属粉末が付着しているセラミックス複合粉末は、予
め延性金属粉末を圧延加工等により扁平化させ、これと
酸化物系セラミックス粉末及び粒状金属粉末を混合する
ことによっても製造することができるが、混合と扁平化
を同時に行う前述の方法が工程の簡略化と均−混合の面
で有利である。
及び粒状金属粉末の混合方法については、特に制限はな
く湿式及び乾式のいずれも採用できる。湿式混合の場合
の溶媒としてはエ夕ノール、メ夕ノール等が一般に使用
される。混合装置については、ボールミル、振動ミル、
アトライター、遊星型ボールミル等を用いることができ
る。延性金属粉末は、混合時のボール等の混合媒体によ
る機械的混合により球状から扁平状へと変形が進む。し
たがって、混合条件の制御により扁平化の程度を制御す
ることができる。一般に、混合時間、回転数等の条件に
より変形量は変わってくるので、扁平化の形状がｄ／ｔ
≧３を満足するように混合条件を制御することが望まし
い。また、粒状金属粉末は、混合過程で一部は粉砕され
て酸化物系セラミックス粉末の粒内に取り込まれながら
均一混合が進行する。さらに、この混合過程で、扁平化
した延性金属粉末の表面に酸化物系セラミックス粉末及
び粒状金属粉末が付着するため、焼結過程で延性金属同
士が接触、造粒することを防止することができる。な
お、延性金属粉末と酸化物系セラミックス粉末及び粒状
金属粉末の混合割合によっては、金属表面に付着しない
セラミックス粉末及び粒状金属粉末も共存することは言
うまでもない。また、使用する延性金属粉末の粒度によ
っては、混合後も未変形の粒子が残るが、扁平化した粒
子が適当量あれば、靱性は向上する。また、上記の扁平
な延性金属粉末表面に酸化物系セラミックス粉末及び粒
状金属粉末が付着しているセラミックス複合粉末は、予
め延性金属粉末を圧延加工等により扁平化させ、これと
酸化物系セラミックス粉末及び粒状金属粉末を混合する
ことによっても製造することができるが、混合と扁平化
を同時に行う前述の方法が工程の簡略化と均−混合の面
で有利である。
【００１０】次に、得られた混合粉末を所望の形状に成
形した後、窒素、アルゴン等の不活性ガス雰囲気下また
は真空中で９００〜１８００℃で焼結する。焼結方法と
しては、公知の焼結方法を用いることができる。例え
ば、ＣＩＰ成形した成形体を常圧焼結や真空焼結さらに
ＨＩＰで高密度化するプロセスでは、扁平化した粒子は
３次元にランダムに配向するが、ホットプレス等の一軸
加圧方法により成形を行うと、扁平化した粒子はプレス
方向と垂直方向に２次元に配向するので、焼結体の特牲
（特に靱性）に異方性を持たせることもできる。また、
焼結は、９００〜１８００℃の温度範囲で行うことがで
きるが、扁平な延性金属の形状が保持されるように延性
金属の融点より低い温度で行う。例えば、酸化物系セラ
ミックス粉末としてアルミナを用いる場合、延性金属が
１８００℃以上の高融点金属であれば、通常のアルミナ
で行われている１５００〜１８００℃で特に問題はない
が、延性金属がＮｉ（融点；１４５３℃）、Ｆｅ（融
点；１５３６℃）、Ｃｏ（融点；１４９２℃）等の低融
点（１５５０℃以下）金属であれば、１２００〜１３５
０℃で焼結できる粉末（例えば、タイミクロンＴＭ−Ｄ
ＡＲ；大明化学工業株式会社製）を用いて焼結すること
が望ましい。
形した後、窒素、アルゴン等の不活性ガス雰囲気下また
は真空中で９００〜１８００℃で焼結する。焼結方法と
しては、公知の焼結方法を用いることができる。例え
ば、ＣＩＰ成形した成形体を常圧焼結や真空焼結さらに
ＨＩＰで高密度化するプロセスでは、扁平化した粒子は
３次元にランダムに配向するが、ホットプレス等の一軸
加圧方法により成形を行うと、扁平化した粒子はプレス
方向と垂直方向に２次元に配向するので、焼結体の特牲
（特に靱性）に異方性を持たせることもできる。また、
焼結は、９００〜１８００℃の温度範囲で行うことがで
きるが、扁平な延性金属の形状が保持されるように延性
金属の融点より低い温度で行う。例えば、酸化物系セラ
ミックス粉末としてアルミナを用いる場合、延性金属が
１８００℃以上の高融点金属であれば、通常のアルミナ
で行われている１５００〜１８００℃で特に問題はない
が、延性金属がＮｉ（融点；１４５３℃）、Ｆｅ（融
点；１５３６℃）、Ｃｏ（融点；１４９２℃）等の低融
点（１５５０℃以下）金属であれば、１２００〜１３５
０℃で焼結できる粉末（例えば、タイミクロンＴＭ−Ｄ
ＡＲ；大明化学工業株式会社製）を用いて焼結すること
が望ましい。
【００１１】
【作用】本発明によれば、強化相に扁平状の金属粒子を
用いているので、球状粒子のみを用いた場合に発生する
クラックが粒子とマトリックスの界面を進行する現象を
抑制することができ、したがって金属粒子の塑性変形に
よる靱性向上を十分に利用することができる。また、ク
ラックが粒子とマトリックスの界面を進行する場合でも
異形であるため、クラックは偏向し、高靱性化に寄与で
きる。また、強化相に粒状金属を用いているので、焼結
時のセラミックス粒子の粒成長を抑制し、セラミックス
マトリックスの高強度化が図れる。さらにセラミックス
と熱膨張係数の大きく異なる粒子を選択すれば、焼結過
程で発生する熱応力による残留応力により、さらに高強
度化が可能となり、高強度、高靱性の構造部材に適用で
きるセラミックス複合材料が提供できる。また、前述し
たように強化相を２次元に配向させれば、配向方向と垂
直方向の靱性をさらに向上させることができる。さら
に、強化相の形態は、原料粉末である延性金属粉末と酸
化物系セラミックス粉末及び粒状金属粉末の混合中の変
形を利用して扁平化が達成できるため、強化相の形状の
制御が容易であり、追加の製造プロセスを必要とせず、
複合化によるコスト増を抑えることができる。
用いているので、球状粒子のみを用いた場合に発生する
クラックが粒子とマトリックスの界面を進行する現象を
抑制することができ、したがって金属粒子の塑性変形に
よる靱性向上を十分に利用することができる。また、ク
ラックが粒子とマトリックスの界面を進行する場合でも
異形であるため、クラックは偏向し、高靱性化に寄与で
きる。また、強化相に粒状金属を用いているので、焼結
時のセラミックス粒子の粒成長を抑制し、セラミックス
マトリックスの高強度化が図れる。さらにセラミックス
と熱膨張係数の大きく異なる粒子を選択すれば、焼結過
程で発生する熱応力による残留応力により、さらに高強
度化が可能となり、高強度、高靱性の構造部材に適用で
きるセラミックス複合材料が提供できる。また、前述し
たように強化相を２次元に配向させれば、配向方向と垂
直方向の靱性をさらに向上させることができる。さら
に、強化相の形態は、原料粉末である延性金属粉末と酸
化物系セラミックス粉末及び粒状金属粉末の混合中の変
形を利用して扁平化が達成できるため、強化相の形状の
制御が容易であり、追加の製造プロセスを必要とせず、
複合化によるコスト増を抑えることができる。
【００１２】
【実施例】以下に実施例及び比較例を示し、本発明をさ
らに具体的に説明する。 実施例１ 純度９９．９９％のアルミナ粉末（ＡＫＰ−３０；住友
化学製）と平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末（Ｍｏ−Ｈ−
Ｄ；日本新金属製）及び粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末
（Ｍ−６０；昭和電工製）を体積率が７０：１０：２０
となるように秤量し、さらに焼結助剤としてＭｇＯをア
ルミナに対して０．０５重量％添加した。これらの混合
粉末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボールを用いてボー
ルミル混合を行った。図１及び図２にボールミル後の混
合粉末の外観の走査型電子顕微鏡像と断面組織の光学顕
微鏡像を示す。これらより、添加した粒径５３〜１０μ
ｍのＭｏ粉末がボールミル混合により扁平化し、さらに
アルミナ粉末と平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末が表面に
付着していることがわかる。
らに具体的に説明する。 実施例１ 純度９９．９９％のアルミナ粉末（ＡＫＰ−３０；住友
化学製）と平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末（Ｍｏ−Ｈ−
Ｄ；日本新金属製）及び粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末
（Ｍ−６０；昭和電工製）を体積率が７０：１０：２０
となるように秤量し、さらに焼結助剤としてＭｇＯをア
ルミナに対して０．０５重量％添加した。これらの混合
粉末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボールを用いてボー
ルミル混合を行った。図１及び図２にボールミル後の混
合粉末の外観の走査型電子顕微鏡像と断面組織の光学顕
微鏡像を示す。これらより、添加した粒径５３〜１０μ
ｍのＭｏ粉末がボールミル混合により扁平化し、さらに
アルミナ粉末と平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末が表面に
付着していることがわかる。
【００１３】この混合粉末を黒鉛のモールドにいれ、ホ
ットプレスにより、１６００℃、３００kg／cm2の圧力
でアルゴン中、１時間保持して焼結を行った。図３に得
られた複合材料のプレス方向と平行方向の断面組織の光
学顕微鏡像を示す。粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末から
形成された金属相は２次元に配向し、ｄ／ｔ≧３を満た
して扁平化していおり、平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末
から形成された金属相はマトリックス中に粒状に均一分
散していることがわかる。この複合材料から３×４×４
０の試験片を加工し、３点曲げ試験により曲げ強度を、
ＳＥＶＮＢ法により破壊靱性を測定したところ、曲げ強
度９０kg／mm2、破壊靱性１２ＭPaｍ1/2という高い値が
得られた。
ットプレスにより、１６００℃、３００kg／cm2の圧力
でアルゴン中、１時間保持して焼結を行った。図３に得
られた複合材料のプレス方向と平行方向の断面組織の光
学顕微鏡像を示す。粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末から
形成された金属相は２次元に配向し、ｄ／ｔ≧３を満た
して扁平化していおり、平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末
から形成された金属相はマトリックス中に粒状に均一分
散していることがわかる。この複合材料から３×４×４
０の試験片を加工し、３点曲げ試験により曲げ強度を、
ＳＥＶＮＢ法により破壊靱性を測定したところ、曲げ強
度９０kg／mm2、破壊靱性１２ＭPaｍ1/2という高い値が
得られた。
【００１４】比較例１ 純度９９．９９％のアルミナ粉末（ＡＫＰ−３０；住友
化学製）のみを実施例１と同様の方法で焼結した。得ら
れたアルミナ単相の焼結体は、曲げ強度３５kg／mm2、
破壊靱性３．５ＭPaｍ1/2であり、本発明の効果が顕著
であることがわかる。
化学製）のみを実施例１と同様の方法で焼結した。得ら
れたアルミナ単相の焼結体は、曲げ強度３５kg／mm2、
破壊靱性３．５ＭPaｍ1/2であり、本発明の効果が顕著
であることがわかる。
【００１５】比較例２ 純度９９．９９％のアルミナ粉末（ＡＫＰ−３０；住友
化学製）及び粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末（Ｍ−６
０；昭和電工製）の体積率が８０：２０の粉末を用いて
実施例１と同様の方法で焼結した。得られた複合材料
は、曲げ強度５０kg／mm2、破壊靱性１１ＭPaｍ1/2であ
った。以上の結果から、扁平粒子により靱性が大きく上
昇し、粒状粒子によりさらに強度が大きく上昇している
ことが明らかであり、本発明の効果が顕著であることが
わかる。
化学製）及び粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末（Ｍ−６
０；昭和電工製）の体積率が８０：２０の粉末を用いて
実施例１と同様の方法で焼結した。得られた複合材料
は、曲げ強度５０kg／mm2、破壊靱性１１ＭPaｍ1/2であ
った。以上の結果から、扁平粒子により靱性が大きく上
昇し、粒状粒子によりさらに強度が大きく上昇している
ことが明らかであり、本発明の効果が顕著であることが
わかる。
【００１６】実施例２ 実施例１と同じ組成の混合粉末で、混合条件を変え、ｄ
／ｔを変化させたものを用い、実施例１と同じ条件で焼
結を行った。得られた複合材料の破壊靱性を測定した結
果を図４に示す。これより破壊靱性はｄ／ｔ≧３で大き
な値を示しており、ｄ／ｔが１．５以下では破壊靱性
６．７ＭPaｍ1/2と靱性の向上効果は小さいことがわか
る。
／ｔを変化させたものを用い、実施例１と同じ条件で焼
結を行った。得られた複合材料の破壊靱性を測定した結
果を図４に示す。これより破壊靱性はｄ／ｔ≧３で大き
な値を示しており、ｄ／ｔが１．５以下では破壊靱性
６．７ＭPaｍ1/2と靱性の向上効果は小さいことがわか
る。
【００１７】実施例３ 純度９９．９９％のアルミナ粉末（ＡＫＰ−３０；住友
化学製）と平均粒径０．６μｍのＷ粉末（ＷＷＥ０９Ｐ
Ａ；高純度化学研究所製）及び粒径４５〜５μｍのＴａ
粉末（Ｍ−４０；昭和電工製）を体積率が７０：１０：
２０となるように秤量し、実施例１と同様にして複合材
料を製造した。得られた複合材料の曲げ強度と破壊靱性
を測定したところ、曲げ強度８７kg／mm2、破壊靱性１
２．５ＭPaｍ1/2という高い値が得られた。
化学製）と平均粒径０．６μｍのＷ粉末（ＷＷＥ０９Ｐ
Ａ；高純度化学研究所製）及び粒径４５〜５μｍのＴａ
粉末（Ｍ−４０；昭和電工製）を体積率が７０：１０：
２０となるように秤量し、実施例１と同様にして複合材
料を製造した。得られた複合材料の曲げ強度と破壊靱性
を測定したところ、曲げ強度８７kg／mm2、破壊靱性１
２．５ＭPaｍ1/2という高い値が得られた。
【００１８】実施例４ 低温焼結タイプのアルミナ粉末（ＴＭ−ＤＡＲ；大明化
学工業製）と平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末（Ｍｏ−Ｈ
−Ｄ；日本新金属製）及び粒径４５〜１０μｍのＮｉ合
金（Ｎｉ１７Ｃｒ６Ａｌ１０．６Ｙ、ＭＡ−９０；昭和
電工製）を体積率が６８：７：２５となるように秤量
し、これらの混合粉末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボ
ールを用いてボールミル混合を行った。この混合粉末を
黒鉛のモールドにいれ、ホットプレスにより、１３００
℃、３００kg／cm2の圧力でアルゴン中、１時間保持し
て焼結を行った。得られた複合材料の曲げ強度と破壊靱
性を測定したところ、曲げ強度９５kg／mm2、破壊靱性
１２ＭPaｍ1/2という高い値が得られた。
学工業製）と平均粒径０．７μｍのＭｏ粉末（Ｍｏ−Ｈ
−Ｄ；日本新金属製）及び粒径４５〜１０μｍのＮｉ合
金（Ｎｉ１７Ｃｒ６Ａｌ１０．６Ｙ、ＭＡ−９０；昭和
電工製）を体積率が６８：７：２５となるように秤量
し、これらの混合粉末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボ
ールを用いてボールミル混合を行った。この混合粉末を
黒鉛のモールドにいれ、ホットプレスにより、１３００
℃、３００kg／cm2の圧力でアルゴン中、１時間保持し
て焼結を行った。得られた複合材料の曲げ強度と破壊靱
性を測定したところ、曲げ強度９５kg／mm2、破壊靱性
１２ＭPaｍ1/2という高い値が得られた。
【００１９】実施例５ ムライト粉末（ＭＰ−２０；サイマレック製）と平均粒
径０．６μｍのＷ粉末（ＷＷＥ０９ＰＡ；高純度化学研
究所製）及び粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末（Ｍ−６
０；昭和電工製）を体積率が７０：１０：２０となるよ
うに秤量し、これらの混合粉末をエ夕ノール溶媒中、窒
化珪素ボールを用いてボールミル混合を行った。この混
合粉末を黒鉛のモールドにいれ、ホットプレスにより、
１６５０℃、３００kg／cm2の圧力でアルゴン中、１時
間保持して焼結を行った。得られた複合材料の曲げ強度
と破壊靱性を測定したところ、曲げ強度８０kg／mm2、
破壊靱性１０ＭPaｍ1/2という高い値が得られた。
径０．６μｍのＷ粉末（ＷＷＥ０９ＰＡ；高純度化学研
究所製）及び粒径５３〜１０μｍのＭｏ粉末（Ｍ−６
０；昭和電工製）を体積率が７０：１０：２０となるよ
うに秤量し、これらの混合粉末をエ夕ノール溶媒中、窒
化珪素ボールを用いてボールミル混合を行った。この混
合粉末を黒鉛のモールドにいれ、ホットプレスにより、
１６５０℃、３００kg／cm2の圧力でアルゴン中、１時
間保持して焼結を行った。得られた複合材料の曲げ強度
と破壊靱性を測定したところ、曲げ強度８０kg／mm2、
破壊靱性１０ＭPaｍ1/2という高い値が得られた。
【００２０】実施例６ ＭｇＯ粉末（５００Ａ；宇部興産製）と平均粒径０．７
μｍのＭｏ粉末（Ｍｏ−Ｈ−Ｄ；日本新金属製）及び粒
径４５〜５μｍのＴｉ粉末（Ｍ−２０；昭和電工製）を
体積率が７０：１０：２０となるように秤量し、これら
の混合粉末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボールを用い
てボールミル混合を行った。この混合粉末を黒鉛のモー
ルドにいれ、ホットプレスにより、１５００℃、３００
kg／cm2の圧力でアルゴン中、１時間保持して焼結を行
った。得られた複合材料の曲げ強度と破壊靱性を測定し
たところ、曲げ強度８５kg／mm2、破壊靱性９．５ＭPa
ｍ1/2という高い値が得られた。
μｍのＭｏ粉末（Ｍｏ−Ｈ−Ｄ；日本新金属製）及び粒
径４５〜５μｍのＴｉ粉末（Ｍ−２０；昭和電工製）を
体積率が７０：１０：２０となるように秤量し、これら
の混合粉末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボールを用い
てボールミル混合を行った。この混合粉末を黒鉛のモー
ルドにいれ、ホットプレスにより、１５００℃、３００
kg／cm2の圧力でアルゴン中、１時間保持して焼結を行
った。得られた複合材料の曲げ強度と破壊靱性を測定し
たところ、曲げ強度８５kg／mm2、破壊靱性９．５ＭPa
ｍ1/2という高い値が得られた。
【００２１】実施例７ ＺｒＯ2粉末（３Ｙ；東ソー製）と平均粒径０．６μｍ
のＷ粉末（ＷＷＥ０９ＰＡ；高純度化学研究所製）及び
粒径４５μｍ以下のＮｂ粉末（石津製薬製）を体積率が
７０：１０：２０となるように秤量し、これらの混合粉
末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボールを用いてボール
ミル混合を行った。この混合粉末を黒鉛のモールドにい
れ、ホットプレスにより、１４００℃、３００kg／cm2
の圧力でアルゴン中、１時間保持して焼結を行った。得
られた複合材料の曲げ強度と破壊靱性を測定したとこ
ろ、曲げ強度１００kg／mm2、破壊靱性１２．５ＭPaｍ
1/2という高い値が得られた。
のＷ粉末（ＷＷＥ０９ＰＡ；高純度化学研究所製）及び
粒径４５μｍ以下のＮｂ粉末（石津製薬製）を体積率が
７０：１０：２０となるように秤量し、これらの混合粉
末をエ夕ノール溶媒中、窒化珪素ボールを用いてボール
ミル混合を行った。この混合粉末を黒鉛のモールドにい
れ、ホットプレスにより、１４００℃、３００kg／cm2
の圧力でアルゴン中、１時間保持して焼結を行った。得
られた複合材料の曲げ強度と破壊靱性を測定したとこ
ろ、曲げ強度１００kg／mm2、破壊靱性１２．５ＭPaｍ
1/2という高い値が得られた。
【図１】 図１は、本発明の実施例１のボールミル後の
混合粉末の粒子構造を表す図面に代える走査型電子顕微
鏡写真である。
混合粉末の粒子構造を表す図面に代える走査型電子顕微
鏡写真である。
【図２】 図２は、本発明の実施例１のボールミル後の
混合粉末の粒子構造を表す図面に代える光学顕微鏡写真
である。
混合粉末の粒子構造を表す図面に代える光学顕微鏡写真
である。
【図３】 図３は、本発明の実施例１で得られた複合材
料のセラミックス材料の組織を表す図面に代える光学顕
微鏡写真である。
料のセラミックス材料の組織を表す図面に代える光学顕
微鏡写真である。
【図４】 図４は、本発明の実施例２で得られた複合材
料の破壊靱性を測定した結果を表す図面である。
料の破壊靱性を測定した結果を表す図面である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−163502（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−215269（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C04B 35/71 - 35/76
Claims (5)
- 【請求項１】酸化物系セラミックスをマトリックスと
し、偏平状の延性金属粒子及び粒状金属粒子を強化相と
することを特徴とする高強度高靭性セラミックス複合材
料。 - 【請求項２】 扁平な延性金属粉末表面に酸化物系セラ
ミックス粉末及び粒状金属粉末が付着しているセラミッ
クス複合粉末を出発原料とし、この混合粉末を成形後、
９００〜１８００℃で焼結することを特徴とする請求項
１記載の高強度高靱性セラミックス複合材料の製造方
法。 - 【請求項３】 扁平な延性金属粉末表面に酸化物系セラ
ミックス粉末及び粒状金属粉末が付着していることを特
徴とするセラミックス複合粉末。 - 【請求項４】 延性金属粉末、酸化物系セラミックス粉
末及び粒状金属粉末を混合することにより、該延性金属
粉末を塑性変形させて扁平化させることを特徴とする請
求項３記載のセラミックス複合粉末の製造方法。 - 【請求項５】 アルミナをマトリックスとし、金属を強
化相とするアルミナ基複合材料であって、曲げ強度が７
０kg／mm2以上、破壊靱性値が８．５ＭPaｍ1 /2以上であ
ることを特徴とする高強度高靱性アルミナ基複合材料。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6181927A JP3045367B2 (ja) | 1994-07-12 | 1994-07-12 | 高強度高靱性セラミックス複合材料及びセラミックス複合粉末並びにそれらの製造方法 |
| FR9504537A FR2718738B1 (fr) | 1994-04-15 | 1995-04-14 | Composite à matrice céramique à haute résistance et haute ténacité, poudre pour composite céramique correspondante et leurs procédés de fabrication. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6181927A JP3045367B2 (ja) | 1994-07-12 | 1994-07-12 | 高強度高靱性セラミックス複合材料及びセラミックス複合粉末並びにそれらの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0826837A JPH0826837A (ja) | 1996-01-30 |
| JP3045367B2 true JP3045367B2 (ja) | 2000-05-29 |
Family
ID=16109337
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6181927A Expired - Lifetime JP3045367B2 (ja) | 1994-04-15 | 1994-07-12 | 高強度高靱性セラミックス複合材料及びセラミックス複合粉末並びにそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3045367B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4714336B2 (ja) * | 2000-12-28 | 2011-06-29 | 新日本製鐵株式会社 | 溶鋼浸漬用導電性耐火物 |
| CN106941060B (zh) * | 2017-03-22 | 2019-03-05 | 中国工程物理研究院流体物理研究所 | 一种高电子发射率复合阴极材料的制备方法 |
| CN109761585B (zh) * | 2019-03-06 | 2020-05-01 | 娄底市安地亚斯电子陶瓷有限公司 | 一种动力电池陶瓷密封材料及其应用 |
-
1994
- 1994-07-12 JP JP6181927A patent/JP3045367B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0826837A (ja) | 1996-01-30 |
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