JP3487141B2 - セラミック刃物 - Google Patents
セラミック刃物Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、多結晶セラミック
複合焼結体を使用したセラミック刃物に関し、詳しくは
鋭利な刃先形成能を有し、且つ優れた耐磨耗性、耐チッ
ピング（欠け）性を兼ね備えたセラミック刃物に関する
ものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、刃物には初期の切れ味が高く、
しかもその高い切れ味が持続できる耐久性、及び耐蝕
性、耐磨耗性に優れるといった特性が要求される。従来
の刃物は、その殆どが炭素鋼、高速度鋼（ハイス鋼）、
ステンレス鋼、各種合金などの金属で作製されてきた。
これら金属製の刃物は本質的にかえりが発生し易く刃立
が難しいといった基本的問題を抱えているが、金属特有
の性質として、金属を構成する結晶粒子内が破断される
ように刃先加工できることから金属を構成する結晶粒の
大きさに関係なく鋭利な刃先形成が可能であり、切れ味
の高い刃物ができるという特徴を有する。しかし金属は
硬度や耐磨耗性が劣るため、刃先が欠けたり磨耗したり
してすぐに切れなくなってしまう致命的欠陥がある。 【０００３】そこで近年金属の欠陥を克服する材料とし
て、耐蝕性や耐磨耗性に優れたセラミック材料が注目さ
れ（特開昭６２−２７５０５７、特公平２−１２７１
２、等）、一部実用化されている。ここでセラミック材
料を刃物として使用するためには、耐磨耗性はもちろん
のこと、高い靱性、強度が特に要求される。現在刃物と
して実用化されているいるセラミックは、Ｍｇ−ＰＳ
Ｚ，Ｃａ−ＰＳＺ、等のＰＳＺ（部分安定化ジルコニ
ア，Ｐａｒｔｉａｌｌｙ Ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ Ｚｉ
ｒｃｏｎｉａ）、Ｙ−ＴＺＰ，Ｃｅ−ＴＺＰ、等のＴＺ
Ｐ（正方晶ジルコニア、Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ Ｚｉｒ
ｃｏｎｉａ Ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌ），アルミナ（Ａ
ｌ2 Ｏ3 ），窒化珪素（Ｓｉ3 Ｎ4 ）、等である。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかし上記のセラミッ
クで、刃先角２０°、刃先曲率半径０．２μｍ程度の刃
先エッジで構成されている安全剃刀に匹敵する鋭利な刃
先を形成することは、事実上極めて困難である。それは
セラミックが本来脆性材料であるため、セラミック焼結
体からセラミック刃物１を作製する際、刃先形成のため
の研削、研磨工程で、図５に示すように刃先２にチッピ
ング３が生じるためである。ここでセラミック焼結体の
研削、研磨工程でのチッピング現象をミクロ的に見る
と、結晶粒４自体が 破断するのではなく、結晶粒４と
結晶粒４との粒界をクラックが進展し、粒界単位でチッ
ピングが生じることが多い。さらに、大きな結晶粒４が
混在する場合はそれを起点として大きなチッピング３が
生じる。 【０００５】従って、セラミック材料に鋭利な刃先を形
成するためには、その最低必要条件として、焼結体を微
細な結晶粒に制御しなければならない。一般に、セラミ
ック焼結体の微細組織は焼結時の条件に大きく左右され
る。すなわち、セラミック粒子は焼結課程において周囲
の粒子と結合して粒成長していくので、焼結温度が低い
場合には焼結体は微細な結晶粒で構成されるが粒子間の
結合が不完全なため焼結体の強度が極めて低くなり、刃
物としては使用できない。一方、焼結温度が高くなると
粒子間の結合が強固となるが、結晶粒の粗大化が生じて
チッピングが生じ易くなり、切れ味や耐磨耗性を減少さ
せる原因となる。このように、セラミック焼結体の結晶
粒径の制御には、焼結条件の最適化が重要な要素とな
る。しかし最適な焼結条件は焼結品の形状、体積、重
量、等により異なり、通常その条件把握には試行錯誤の
繰り返しが必要となるのが実情であった。 【０００６】本発明は上記の点に鑑みてなされたもので
あり、優れた耐磨耗性、耐チッピング欠け性を兼ね備
え、かつ金属材料のように、構成する結晶粒子内が破断
されるように刃先加工できる多結晶セラミック複合焼結
体を用い、鋭利な刃先形成能を有するセラミック刃物を
提供することを目的とするものである。 【０００７】 【課題を解決するための手段】本発明の請求項１に記載
のセラミック刃物は、多結晶セラミック複合焼結体から
成るセラミック刃物であって、第一相である多結晶セラ
ミックから成るセラミックマトリックスと、該セラミッ
クマトリックスを構成する多結晶セラミックの焼結温度
より高い融点を有する第二相とで構成され、第二相の一
部がセラミックマトリックスを構成する多結晶セラミッ
ク結晶粒子内に分散しており、前記多結晶セラミック複
合焼結体の少なくとも一部の結晶粒子内が破断されるよ
うに刃先加工されて成り、上記第一相が、Ａｌ 2 Ｏ 3 、Ｍ
ｇＯ、Ｓｉ 3 Ｎ 4 のうちのいずれかから成り、且つ、上記
第二相が、周期律表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する金属
元素の粒子の中から選択された少なくとも一種以上のも
のから成ることを特徴とするものである。 【０００８】 【０００９】 【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。本発明におけるセラミック刃物は，多結晶セラミ
ックから成るセラミックマトリックスを第一相とし、そ
のセラミックマトリックス結晶粒子内、あるいは粒界に
第二相が分散した、いわゆるナノコンポジットの構成を
成している。このセラミックマトリックスを構成するセ
ラミックマトリックス結晶粒子内に取り込まれた第二相
粒子は、セラミックマトリックス結晶粒子内に、該セラ
ミックマトリックス結晶粒子との熱膨張係数のミスマッ
チに起因する残留応力場が形成され、この残留応力場の
相互作用によりセラミックマトリックス結晶粒子自体が
大幅に強化される。即ち、セラミックマトリックス結晶
粒子と第二相粒子との熱膨張のミスマッチにより、焼結
後の冷却課程で、セラミックマトリックス結晶粒子内及
び第二相粒子周辺には残留応力場が形成され、この残留
応力場の相互作用により、セラミックマトリックス結晶
粒子内には転位が発生し易くなる。さらに、セラミック
マトリックス結晶粒子内には、これらの転位がパイルア
ップしたサブグレインバウンダリーが形成され、セラミ
ックマトリックス結晶粒子は、実際の結晶粒子径よりも
転位により分割された小さな粒子として作用し、組織が
細分化される結果、破壊源寸法の増大を抑制することが
できる。さらに第二相に金属を含む場合は、金属が有す
る塑性変形能に起因して、靱性が大幅に向上する。即
ち、クラックの進展過程において、その先端が金属相に
より鈍化あるいはピンニングされ、クラック先端の応力
集中が緩和されることにより靱性が向上する。以上によ
り、本発明に係る多結晶セラミック複合焼結体は、刃物
として使用するために要求される、高い強度、靱性を充
分に備えるものである。 【００１０】次に、本発明に係る多結晶セラミック複合
焼結体において、セラミックマトリックス結晶粒子内が
破断されるメカニズムについて考察を加える。多結晶セ
ラミック複合焼結体のセラミックマトリックス結晶粒子
とその中に取り込まれた第二相粒子との熱膨張差によ
り、焼結後の冷却過程においてセラミックマトリックス
結晶粒子内及び第二相粒子の周辺に残留応力場が形成さ
れ、この残留応力場がクラックの進展過程に影響を与え
る。即ち、第二相粒子がセラミックマトリックス結晶粒
子よりも熱膨張差が小さいと、焼結後の冷却過程におい
てセラミックマトリックス結晶粒子内の第二相粒子周辺
には引張応力が発生し、第二相粒子周辺には残留引張応
力場が形成されるので、クラックは第二相粒子に引き寄
せられるように進展し、その結果としてセラミックマト
リックス結晶粒子の粒内破壊が誘導されるものである。
ここで、第二相粒子はセラミックマトリックス結晶粒子
よりも熱膨張係数が小さい方が望ましいが、必ずしもこ
れに限定されたものではなく、逆にセラミックマトリッ
クス結晶粒子よりも熱膨張係数が大きいものでもよい。 【００１１】 本発明は、このような粒内破壊を生じる
多結晶セラミック複合焼結体を刃物材料として使用する
ことにより、金属材料のように、構成する結晶粒子内が
破断されるように刃先加工を施すことができ、その結果
多結晶セラミック複合焼結体の粒径に依存せず常に鋭利
な刃先形成が可能になることを見出したものである。本
発明における多結晶セラミック複合焼結体のマトリック
スを構成する多結晶セラミックとしては、Ａｌ2Ｏ3、Ｍ
ｇＯ、Ｓｉ3Ｎ4 が挙げられ、これらのセラミックは常圧
焼結、加圧焼結等で緻密化されるものである。焼結前の
これらのセラミックの原料粉末としては、微細なもの
で、焼結中に粒成長するものであることが必須である。
ここで、該セラミック原料粉末の粒径は特に制限するも
のではないが、望ましくは０．５μｍ以下であり、また
この粒径は小さい程好ましいものであるが、敢えて実用
上の下限を定めるならば、０．０５μｍである。 【００１２】 一方、上記多結晶セラミック複合焼結体
のマトリックスである多結晶セラミック中に分散される
第二相の粒子は、多結晶セラミック複合焼結体のマトリ
ックスを構成するセラミックマトリックス結晶粒子の焼
結温度よりも高い融点を有するものに限定され、周期律
表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する元素の金属粒子を用い
ることができるものであり、これらの中から一種もしく
は二種以上のものを任意に選択して使用することができ
るものである。ここで焼結過程でセラミックマトリック
ス結晶粒子内に取り込まれるためには、焼結前の第二相
の原料粉末は微細なものでなければならない。第二相の
粉末の平均粒径は特に限定するものではないが、好まし
くは１μｍ以下であり、より好ましくは０．５μｍ以下
である。またこの粒径は小さい程好ましいものである
が、敢えて実用上の下限を定めるならば、０．０５μｍ
である。またセラミック複合焼結体中の第二相粒子の含
有量としては０．５〜５０容量％であることが好まし
く、更に好ましくは２．５〜３０容量％である。第二相
粒子の含有量が０．５容量％未満ではセラミックマトリ
ックス結晶粒子の粒内破壊が起こり難くなる。また第二
相粒子の含有量が３０容量％を超えると、第二相が非酸
化物系セラミック粒子等の難焼結性の粒子の場合には緻
密化が次第に困難になって緩やかな強度低下を示すよう
になるものであり、第二相が金属粒子や酸化物系セラミ
ック粒子等の易焼結性の粒子の場合には分散された第二
相粒子同士の焼結のために粒成長し、焼結過程でセラミ
ックマトリックス結晶粒子内に取り込まれ難くなって、
粒内破壊が起こり難くなるものである。また第二相粒子
の含有量が５０容量％を超えると、もはや第二相粒子は
焼結過程でセラミックマトリックス結晶粒子内に取り込
まれなくなり、第二相粒子は全てセラミックマトリック
ス結晶粒子間の粒界に存在するようになる。また、上記
の割合で多結晶セラミック複合焼結体中に含有されてい
る第二相粒子は、第二相粒子全量のうち２数量％以上が
セラミックマトリックス結晶粒子内に取り込まれている
ことが好ましく、この割合でセラミックマトリックス結
晶粒子内に取り込まれていることによってセラミックマ
トリックス結晶粒子の粒内破壊が起こり易くなるもので
ある。 【００１３】また、本発明に係るセラミック刃物の気孔
率は３％以下が望ましく、さらに好ましくは１％以下で
ある。ここで気孔率は、（吸水重量−乾燥重量）／（吸
水重量−吸水させて水中につるした重量）×１００％、
で求められるものである。セラミック焼結体の気孔は主
として結晶粒界に存在するので、気孔があると焼結体の
強度を低下させることになる。さらに、粒界に気孔が存
在すると、応力が気孔に集中するので粒界破壊を起こし
やすくなる。従って、気孔率が低い程良いが、３％以下
であれば実用上問題はない。特に。気孔率が１％以下の
場合には、強度、靱性、耐磨耗性がさらに向上するた
め、より好ましい。気孔率は０に近い程好ましいが、敢
えて実用上の下限を定めるならば、０．１％である。 【００１４】（実施例１〜９） 各実施例において、表１に示す平均粒径０．５μｍ以下
のマトリックスを構成するセラミック粉末と平均粒径
０．５μｍの第二相を構成する各種粉末を、それぞれ５
容量％添加したものを、セラミック製ボールとポリエチ
レン容器を用い、エタノールを溶媒として２４時間湿式
ボールミル混合した。その後、乾燥して得られた混合粉
末を真空中、プレス圧力３０ＭＰａの条件下、表１に示
す温度で保持時間１時間でホットプレス焼結し、多結晶
セラミック複合焼結体を得た。ここで、セラミックマト
リックスを構成するセラミック粉末としては、Ａｌ2Ｏ3
粉末は平均粒径０．２μｍ、Ｓｉ3Ｎ4は平均粒径０．３
μｍ、ＭｇＯは平均粒径０．５μｍのものを用いた。 【００１５】上記の方法で得られた焼結体は、走査型電
子顕微鏡（ＳＥＭ）、及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）
観察により、第二相の一部がセラミックマトリックス結
晶粒子内に存在していることが確認された。また、化学
分析、Ｘ線回折による結晶定量、解析の結果、焼結体の
組成は配合した当初の組成に一致した。次に、作製した
焼結体を、＃６００のダイヤモンド砥石から始めて最終
的には＃１２００のダイヤモンド砥石を用いて研削、刃
立てを行い、刃先角度２５°の刃先を形成した。さら
に、６μｍのダイヤモンドペーストから始めて最終的に
は１μｍのダイヤモンドペーストを用いてラッピング研
磨して、刃物を作製した。 【００１６】図１に実施例１で作製した焼結体の微細組
織のＴＥＭ写真を示す。ここで図中に矢印で示したもの
は、セラミックマトリックス結晶粒子内に存在している
微細な第二相粒子である。これにより、微細な第二相粒
子がセラミックマトリックス結晶粒子内に存在している
ことが確認された。図２に実施例１で作製した焼結体を
割ったときの破断面のＳＥＭ写真を示す。これにより、
セラミックマトリックス結晶粒子に粒内破壊が発生して
いることが確認された。 【００１７】 【００１８】以上のようにセラミック刃物の刃先先端曲
率半径は焼結後のセラミックマトリックス結晶粒子の平
均粒径に依存せず小さなものとなった。 【００１９】 【表１】 【００２０】（比較例１、２） 各比較例において、表２に示す組成の焼結体を用い、上
記実施例１〜９と同一の条件でセラミック刃物を作製し
た。表２にＳＥＭ観察により、刃先先端曲率半径を算出
した結果を併せて示す。比較例１、２とも、ラッピング
研磨前の刃先の粒界破壊した箇所が認められ、いずれも
大きな刃先曲率半径を示し、鋭利な刃先は形成できなか
った。 【００２１】図３に、比較例１（アルミナ単相）で作製
された試料を割ったときの破断面のＳＥＭ写真を示す。
これによりアルミナ単相は図２と比較してセラミックマ
トリックス結晶粒子間の粒間破壊が支配的であることが
確認された。図４に比較例１で作製した試料のラッピン
グ研磨前の刃先のＳＥＭ写真を示す。刃先にはセラミッ
クマトリックス結晶粒子間の粒界破壊が発生しているこ
とが確認でき、所々に粒子の欠落により発生したと思わ
れるチッピング欠けが観察された。 【００２２】 【表２】 【００２３】 【００２４】 【００２５】 【００２６】 【００２７】 【００２８】 【発明の効果】上記のように本発明の請求項１に記載の
セラミック刃物は、多結晶セラミック複合焼結体から成
るセラミック刃物であって、第一相である多結晶セラミ
ックから成るセラミックマトリックスと、該セラミック
マトリックスを構成する多結晶セラミックの焼結温度よ
り高い融点を有する第二相とで構成され、第二相の一部
がセラミックマトリックスを構成する多結晶セラミック
結晶粒子内に分散しており、前記多結晶セラミック複合
焼結体の少なくとも一部の結晶粒子内が破断されるよう
に刃先加工されて成り、上記第一相が、Ａｌ 2 Ｏ 3 、Ｍｇ
Ｏ、Ｓｉ 3 Ｎ 4 のうちのいずれかから成り、且つ、上記第
二相が、周期律表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する金属元
素の粒子の中から選択された少なくとも一種以上のもの
から成るため、このような粒内破壊を生じる多結晶セラ
ミック複合焼結体を刃物材料として使用することによ
り、金属材料のように構成する結晶粒子内が破断される
ように刃先加工を施すことができ、その結果、焼結体の
粒径に依存せず常に鋭利な刃先形成を可能としたもので
ある。 【００２９】
複合焼結体を使用したセラミック刃物に関し、詳しくは
鋭利な刃先形成能を有し、且つ優れた耐磨耗性、耐チッ
ピング（欠け）性を兼ね備えたセラミック刃物に関する
ものである。 【０００２】 【従来の技術】一般に、刃物には初期の切れ味が高く、
しかもその高い切れ味が持続できる耐久性、及び耐蝕
性、耐磨耗性に優れるといった特性が要求される。従来
の刃物は、その殆どが炭素鋼、高速度鋼（ハイス鋼）、
ステンレス鋼、各種合金などの金属で作製されてきた。
これら金属製の刃物は本質的にかえりが発生し易く刃立
が難しいといった基本的問題を抱えているが、金属特有
の性質として、金属を構成する結晶粒子内が破断される
ように刃先加工できることから金属を構成する結晶粒の
大きさに関係なく鋭利な刃先形成が可能であり、切れ味
の高い刃物ができるという特徴を有する。しかし金属は
硬度や耐磨耗性が劣るため、刃先が欠けたり磨耗したり
してすぐに切れなくなってしまう致命的欠陥がある。 【０００３】そこで近年金属の欠陥を克服する材料とし
て、耐蝕性や耐磨耗性に優れたセラミック材料が注目さ
れ（特開昭６２−２７５０５７、特公平２−１２７１
２、等）、一部実用化されている。ここでセラミック材
料を刃物として使用するためには、耐磨耗性はもちろん
のこと、高い靱性、強度が特に要求される。現在刃物と
して実用化されているいるセラミックは、Ｍｇ−ＰＳ
Ｚ，Ｃａ−ＰＳＺ、等のＰＳＺ（部分安定化ジルコニ
ア，Ｐａｒｔｉａｌｌｙ Ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ Ｚｉ
ｒｃｏｎｉａ）、Ｙ−ＴＺＰ，Ｃｅ−ＴＺＰ、等のＴＺ
Ｐ（正方晶ジルコニア、Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ Ｚｉｒ
ｃｏｎｉａ Ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌ），アルミナ（Ａ
ｌ2 Ｏ3 ），窒化珪素（Ｓｉ3 Ｎ4 ）、等である。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかし上記のセラミッ
クで、刃先角２０°、刃先曲率半径０．２μｍ程度の刃
先エッジで構成されている安全剃刀に匹敵する鋭利な刃
先を形成することは、事実上極めて困難である。それは
セラミックが本来脆性材料であるため、セラミック焼結
体からセラミック刃物１を作製する際、刃先形成のため
の研削、研磨工程で、図５に示すように刃先２にチッピ
ング３が生じるためである。ここでセラミック焼結体の
研削、研磨工程でのチッピング現象をミクロ的に見る
と、結晶粒４自体が 破断するのではなく、結晶粒４と
結晶粒４との粒界をクラックが進展し、粒界単位でチッ
ピングが生じることが多い。さらに、大きな結晶粒４が
混在する場合はそれを起点として大きなチッピング３が
生じる。 【０００５】従って、セラミック材料に鋭利な刃先を形
成するためには、その最低必要条件として、焼結体を微
細な結晶粒に制御しなければならない。一般に、セラミ
ック焼結体の微細組織は焼結時の条件に大きく左右され
る。すなわち、セラミック粒子は焼結課程において周囲
の粒子と結合して粒成長していくので、焼結温度が低い
場合には焼結体は微細な結晶粒で構成されるが粒子間の
結合が不完全なため焼結体の強度が極めて低くなり、刃
物としては使用できない。一方、焼結温度が高くなると
粒子間の結合が強固となるが、結晶粒の粗大化が生じて
チッピングが生じ易くなり、切れ味や耐磨耗性を減少さ
せる原因となる。このように、セラミック焼結体の結晶
粒径の制御には、焼結条件の最適化が重要な要素とな
る。しかし最適な焼結条件は焼結品の形状、体積、重
量、等により異なり、通常その条件把握には試行錯誤の
繰り返しが必要となるのが実情であった。 【０００６】本発明は上記の点に鑑みてなされたもので
あり、優れた耐磨耗性、耐チッピング欠け性を兼ね備
え、かつ金属材料のように、構成する結晶粒子内が破断
されるように刃先加工できる多結晶セラミック複合焼結
体を用い、鋭利な刃先形成能を有するセラミック刃物を
提供することを目的とするものである。 【０００７】 【課題を解決するための手段】本発明の請求項１に記載
のセラミック刃物は、多結晶セラミック複合焼結体から
成るセラミック刃物であって、第一相である多結晶セラ
ミックから成るセラミックマトリックスと、該セラミッ
クマトリックスを構成する多結晶セラミックの焼結温度
より高い融点を有する第二相とで構成され、第二相の一
部がセラミックマトリックスを構成する多結晶セラミッ
ク結晶粒子内に分散しており、前記多結晶セラミック複
合焼結体の少なくとも一部の結晶粒子内が破断されるよ
うに刃先加工されて成り、上記第一相が、Ａｌ 2 Ｏ 3 、Ｍ
ｇＯ、Ｓｉ 3 Ｎ 4 のうちのいずれかから成り、且つ、上記
第二相が、周期律表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する金属
元素の粒子の中から選択された少なくとも一種以上のも
のから成ることを特徴とするものである。 【０００８】 【０００９】 【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を説明
する。本発明におけるセラミック刃物は，多結晶セラミ
ックから成るセラミックマトリックスを第一相とし、そ
のセラミックマトリックス結晶粒子内、あるいは粒界に
第二相が分散した、いわゆるナノコンポジットの構成を
成している。このセラミックマトリックスを構成するセ
ラミックマトリックス結晶粒子内に取り込まれた第二相
粒子は、セラミックマトリックス結晶粒子内に、該セラ
ミックマトリックス結晶粒子との熱膨張係数のミスマッ
チに起因する残留応力場が形成され、この残留応力場の
相互作用によりセラミックマトリックス結晶粒子自体が
大幅に強化される。即ち、セラミックマトリックス結晶
粒子と第二相粒子との熱膨張のミスマッチにより、焼結
後の冷却課程で、セラミックマトリックス結晶粒子内及
び第二相粒子周辺には残留応力場が形成され、この残留
応力場の相互作用により、セラミックマトリックス結晶
粒子内には転位が発生し易くなる。さらに、セラミック
マトリックス結晶粒子内には、これらの転位がパイルア
ップしたサブグレインバウンダリーが形成され、セラミ
ックマトリックス結晶粒子は、実際の結晶粒子径よりも
転位により分割された小さな粒子として作用し、組織が
細分化される結果、破壊源寸法の増大を抑制することが
できる。さらに第二相に金属を含む場合は、金属が有す
る塑性変形能に起因して、靱性が大幅に向上する。即
ち、クラックの進展過程において、その先端が金属相に
より鈍化あるいはピンニングされ、クラック先端の応力
集中が緩和されることにより靱性が向上する。以上によ
り、本発明に係る多結晶セラミック複合焼結体は、刃物
として使用するために要求される、高い強度、靱性を充
分に備えるものである。 【００１０】次に、本発明に係る多結晶セラミック複合
焼結体において、セラミックマトリックス結晶粒子内が
破断されるメカニズムについて考察を加える。多結晶セ
ラミック複合焼結体のセラミックマトリックス結晶粒子
とその中に取り込まれた第二相粒子との熱膨張差によ
り、焼結後の冷却過程においてセラミックマトリックス
結晶粒子内及び第二相粒子の周辺に残留応力場が形成さ
れ、この残留応力場がクラックの進展過程に影響を与え
る。即ち、第二相粒子がセラミックマトリックス結晶粒
子よりも熱膨張差が小さいと、焼結後の冷却過程におい
てセラミックマトリックス結晶粒子内の第二相粒子周辺
には引張応力が発生し、第二相粒子周辺には残留引張応
力場が形成されるので、クラックは第二相粒子に引き寄
せられるように進展し、その結果としてセラミックマト
リックス結晶粒子の粒内破壊が誘導されるものである。
ここで、第二相粒子はセラミックマトリックス結晶粒子
よりも熱膨張係数が小さい方が望ましいが、必ずしもこ
れに限定されたものではなく、逆にセラミックマトリッ
クス結晶粒子よりも熱膨張係数が大きいものでもよい。 【００１１】 本発明は、このような粒内破壊を生じる
多結晶セラミック複合焼結体を刃物材料として使用する
ことにより、金属材料のように、構成する結晶粒子内が
破断されるように刃先加工を施すことができ、その結果
多結晶セラミック複合焼結体の粒径に依存せず常に鋭利
な刃先形成が可能になることを見出したものである。本
発明における多結晶セラミック複合焼結体のマトリック
スを構成する多結晶セラミックとしては、Ａｌ2Ｏ3、Ｍ
ｇＯ、Ｓｉ3Ｎ4 が挙げられ、これらのセラミックは常圧
焼結、加圧焼結等で緻密化されるものである。焼結前の
これらのセラミックの原料粉末としては、微細なもの
で、焼結中に粒成長するものであることが必須である。
ここで、該セラミック原料粉末の粒径は特に制限するも
のではないが、望ましくは０．５μｍ以下であり、また
この粒径は小さい程好ましいものであるが、敢えて実用
上の下限を定めるならば、０．０５μｍである。 【００１２】 一方、上記多結晶セラミック複合焼結体
のマトリックスである多結晶セラミック中に分散される
第二相の粒子は、多結晶セラミック複合焼結体のマトリ
ックスを構成するセラミックマトリックス結晶粒子の焼
結温度よりも高い融点を有するものに限定され、周期律
表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する元素の金属粒子を用い
ることができるものであり、これらの中から一種もしく
は二種以上のものを任意に選択して使用することができ
るものである。ここで焼結過程でセラミックマトリック
ス結晶粒子内に取り込まれるためには、焼結前の第二相
の原料粉末は微細なものでなければならない。第二相の
粉末の平均粒径は特に限定するものではないが、好まし
くは１μｍ以下であり、より好ましくは０．５μｍ以下
である。またこの粒径は小さい程好ましいものである
が、敢えて実用上の下限を定めるならば、０．０５μｍ
である。またセラミック複合焼結体中の第二相粒子の含
有量としては０．５〜５０容量％であることが好まし
く、更に好ましくは２．５〜３０容量％である。第二相
粒子の含有量が０．５容量％未満ではセラミックマトリ
ックス結晶粒子の粒内破壊が起こり難くなる。また第二
相粒子の含有量が３０容量％を超えると、第二相が非酸
化物系セラミック粒子等の難焼結性の粒子の場合には緻
密化が次第に困難になって緩やかな強度低下を示すよう
になるものであり、第二相が金属粒子や酸化物系セラミ
ック粒子等の易焼結性の粒子の場合には分散された第二
相粒子同士の焼結のために粒成長し、焼結過程でセラミ
ックマトリックス結晶粒子内に取り込まれ難くなって、
粒内破壊が起こり難くなるものである。また第二相粒子
の含有量が５０容量％を超えると、もはや第二相粒子は
焼結過程でセラミックマトリックス結晶粒子内に取り込
まれなくなり、第二相粒子は全てセラミックマトリック
ス結晶粒子間の粒界に存在するようになる。また、上記
の割合で多結晶セラミック複合焼結体中に含有されてい
る第二相粒子は、第二相粒子全量のうち２数量％以上が
セラミックマトリックス結晶粒子内に取り込まれている
ことが好ましく、この割合でセラミックマトリックス結
晶粒子内に取り込まれていることによってセラミックマ
トリックス結晶粒子の粒内破壊が起こり易くなるもので
ある。 【００１３】また、本発明に係るセラミック刃物の気孔
率は３％以下が望ましく、さらに好ましくは１％以下で
ある。ここで気孔率は、（吸水重量−乾燥重量）／（吸
水重量−吸水させて水中につるした重量）×１００％、
で求められるものである。セラミック焼結体の気孔は主
として結晶粒界に存在するので、気孔があると焼結体の
強度を低下させることになる。さらに、粒界に気孔が存
在すると、応力が気孔に集中するので粒界破壊を起こし
やすくなる。従って、気孔率が低い程良いが、３％以下
であれば実用上問題はない。特に。気孔率が１％以下の
場合には、強度、靱性、耐磨耗性がさらに向上するた
め、より好ましい。気孔率は０に近い程好ましいが、敢
えて実用上の下限を定めるならば、０．１％である。 【００１４】（実施例１〜９） 各実施例において、表１に示す平均粒径０．５μｍ以下
のマトリックスを構成するセラミック粉末と平均粒径
０．５μｍの第二相を構成する各種粉末を、それぞれ５
容量％添加したものを、セラミック製ボールとポリエチ
レン容器を用い、エタノールを溶媒として２４時間湿式
ボールミル混合した。その後、乾燥して得られた混合粉
末を真空中、プレス圧力３０ＭＰａの条件下、表１に示
す温度で保持時間１時間でホットプレス焼結し、多結晶
セラミック複合焼結体を得た。ここで、セラミックマト
リックスを構成するセラミック粉末としては、Ａｌ2Ｏ3
粉末は平均粒径０．２μｍ、Ｓｉ3Ｎ4は平均粒径０．３
μｍ、ＭｇＯは平均粒径０．５μｍのものを用いた。 【００１５】上記の方法で得られた焼結体は、走査型電
子顕微鏡（ＳＥＭ）、及び透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）
観察により、第二相の一部がセラミックマトリックス結
晶粒子内に存在していることが確認された。また、化学
分析、Ｘ線回折による結晶定量、解析の結果、焼結体の
組成は配合した当初の組成に一致した。次に、作製した
焼結体を、＃６００のダイヤモンド砥石から始めて最終
的には＃１２００のダイヤモンド砥石を用いて研削、刃
立てを行い、刃先角度２５°の刃先を形成した。さら
に、６μｍのダイヤモンドペーストから始めて最終的に
は１μｍのダイヤモンドペーストを用いてラッピング研
磨して、刃物を作製した。 【００１６】図１に実施例１で作製した焼結体の微細組
織のＴＥＭ写真を示す。ここで図中に矢印で示したもの
は、セラミックマトリックス結晶粒子内に存在している
微細な第二相粒子である。これにより、微細な第二相粒
子がセラミックマトリックス結晶粒子内に存在している
ことが確認された。図２に実施例１で作製した焼結体を
割ったときの破断面のＳＥＭ写真を示す。これにより、
セラミックマトリックス結晶粒子に粒内破壊が発生して
いることが確認された。 【００１７】 【００１８】以上のようにセラミック刃物の刃先先端曲
率半径は焼結後のセラミックマトリックス結晶粒子の平
均粒径に依存せず小さなものとなった。 【００１９】 【表１】 【００２０】（比較例１、２） 各比較例において、表２に示す組成の焼結体を用い、上
記実施例１〜９と同一の条件でセラミック刃物を作製し
た。表２にＳＥＭ観察により、刃先先端曲率半径を算出
した結果を併せて示す。比較例１、２とも、ラッピング
研磨前の刃先の粒界破壊した箇所が認められ、いずれも
大きな刃先曲率半径を示し、鋭利な刃先は形成できなか
った。 【００２１】図３に、比較例１（アルミナ単相）で作製
された試料を割ったときの破断面のＳＥＭ写真を示す。
これによりアルミナ単相は図２と比較してセラミックマ
トリックス結晶粒子間の粒間破壊が支配的であることが
確認された。図４に比較例１で作製した試料のラッピン
グ研磨前の刃先のＳＥＭ写真を示す。刃先にはセラミッ
クマトリックス結晶粒子間の粒界破壊が発生しているこ
とが確認でき、所々に粒子の欠落により発生したと思わ
れるチッピング欠けが観察された。 【００２２】 【表２】 【００２３】 【００２４】 【００２５】 【００２６】 【００２７】 【００２８】 【発明の効果】上記のように本発明の請求項１に記載の
セラミック刃物は、多結晶セラミック複合焼結体から成
るセラミック刃物であって、第一相である多結晶セラミ
ックから成るセラミックマトリックスと、該セラミック
マトリックスを構成する多結晶セラミックの焼結温度よ
り高い融点を有する第二相とで構成され、第二相の一部
がセラミックマトリックスを構成する多結晶セラミック
結晶粒子内に分散しており、前記多結晶セラミック複合
焼結体の少なくとも一部の結晶粒子内が破断されるよう
に刃先加工されて成り、上記第一相が、Ａｌ 2 Ｏ 3 、Ｍｇ
Ｏ、Ｓｉ 3 Ｎ 4 のうちのいずれかから成り、且つ、上記第
二相が、周期律表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する金属元
素の粒子の中から選択された少なくとも一種以上のもの
から成るため、このような粒内破壊を生じる多結晶セラ
ミック複合焼結体を刃物材料として使用することによ
り、金属材料のように構成する結晶粒子内が破断される
ように刃先加工を施すことができ、その結果、焼結体の
粒径に依存せず常に鋭利な刃先形成を可能としたもので
ある。 【００２９】
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１で作製した多結晶セラミック複合焼結
体の微細構造を示すＴＥＭ写真である。 【図２】実施例１で作製した多結晶セラミック複合焼結
体を割ったときの破断面の微細構造を示すＳＥＭ写真で
ある。 【図３】比較例１で作製した多結晶セラミック焼結体を
割ったときの破断面の微細構造を示すＳＥＭ写真であ
る。 【図４】比較例１で作製した多結晶セラミック焼結体か
ら成るセラミック刃物のラッピング研磨前の刃先の微細
構造を示すＳＥＭ写真である。 【図５】従来のセラミック刃物の刃先におけるチッピン
グの機構を示す模式図である。
体の微細構造を示すＴＥＭ写真である。 【図２】実施例１で作製した多結晶セラミック複合焼結
体を割ったときの破断面の微細構造を示すＳＥＭ写真で
ある。 【図３】比較例１で作製した多結晶セラミック焼結体を
割ったときの破断面の微細構造を示すＳＥＭ写真であ
る。 【図４】比較例１で作製した多結晶セラミック焼結体か
ら成るセラミック刃物のラッピング研磨前の刃先の微細
構造を示すＳＥＭ写真である。 【図５】従来のセラミック刃物の刃先におけるチッピン
グの機構を示す模式図である。
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B26B 1/00 - 11/00
B26B 23/00 - 29/04
C04B 35/00 - 35/22
C04B 35/42 - 35/51
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 多結晶セラミック複合焼結体から成るセ
ラミック刃物であって、第一相である多結晶セラミック
から成るセラミックマトリックスと、該セラミックマト
リックスを構成する多結晶セラミックの焼結温度より高
い融点を有する第二相とで構成され、第二相の一部がセ
ラミックマトリックスを構成する多結晶セラミック結晶
粒子内に分散しており、前記多結晶セラミック複合焼結
体の少なくとも一部の結晶粒子内が破断されるように刃
先加工されて成り、上記第一相が、Ａｌ 2 Ｏ 3 、ＭｇＯ、
Ｓｉ 3 Ｎ 4 のうちのいずれかから成り、且つ、上記第二相
が、周期律表のIVａ、Ｖａ、VIａ族に属する金属元素の
粒子の中から選択された少なくとも一種以上のものから
成ることを特徴とするセラミック刃物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23896797A JP3487141B2 (ja) | 1997-08-19 | 1997-08-19 | セラミック刃物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23896797A JP3487141B2 (ja) | 1997-08-19 | 1997-08-19 | セラミック刃物 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1157237A JPH1157237A (ja) | 1999-03-02 |
| JP3487141B2 true JP3487141B2 (ja) | 2004-01-13 |
Family
ID=17037965
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23896797A Expired - Fee Related JP3487141B2 (ja) | 1997-08-19 | 1997-08-19 | セラミック刃物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3487141B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5051834B2 (ja) * | 2007-09-20 | 2012-10-17 | 国立大学法人島根大学 | 耐熱衝撃性電磁波シールド材およびその製造方法 |
| CN107405775B (zh) * | 2015-05-25 | 2018-12-18 | 京瓷株式会社 | 陶瓷刀具 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2659082B2 (ja) * | 1991-05-30 | 1997-09-30 | 松下電工株式会社 | ジルコニア系複合セラミック焼結体の製法 |
| JPH05295352A (ja) * | 1992-04-20 | 1993-11-09 | Noritake Co Ltd | Ａｌ２Ｏ３複合セラミック研摩材料、工具材料及びその製法 |
-
1997
- 1997-08-19 JP JP23896797A patent/JP3487141B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1157237A (ja) | 1999-03-02 |
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