JP4723055B2 - Alumina sintered body, manufacturing method thereof, sintered alumina member and arc tube - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、極く微細な組織を有し強度及び硬度が大きくさらに耐摩耗性および／または透光性等にも優れるアルミナ焼結体、直線透過率が高く透光性および透明性のいずれにも優れたアルミナ焼結体、室温強度および高温強度のいずれにも優れたアルミナ焼結体、及びそれらのアルミナ焼結体の製造方法に関する。また本発明は、このアルミナ焼結体からなり、研磨時に粒子が脱落し難く、表面粗さの小さい平滑な表面を有する焼結アルミナ部材に関する。
本発明のアルミナ焼結体及び焼結アルミナ部材のうち耐摩耗性に優れるものは、高強度、高硬度、及び優れた耐摩耗性、耐食性等が必要とされる構造部材などとして有用であり、切削工具として特に好適であり、そのほか軸受け、骨頭等として使用される。また、本発明のアルミナ焼結体のうち透光性に優れるものは、発光管として特に好適であり、そのほか光コネクタ、発光管、高温用窓材等として使用される。
【０００２】
【従来の技術】
アルミナは熱的に安定であり、強度、硬度等が大きく、耐摩耗性、耐食性等に優れたセラミックスであり、現在、広範な用途において使用されている素材の一種である。しかし、アルミナ焼結体からなる部材では、表面の粒子が脱落し易く、この粒子の脱落を抑えて耐摩耗性を更に向上させた部材が求められている。また、従来の焼結アルミナ部材では、ラッピング若しくはポリッシングにより鏡面仕上げをしようとする場合に、粒子の脱落により精密な鏡面を得ることが困難であった。更に、この部材を軸受け等、大きな接触応力が発生する用途に使用する場合には、粒子が脱落した部位に応力が集中し、破壊が生じる恐れがある。
【０００３】
この研磨時の粒子の脱落を抑えるためには、組織を微細化する、粒界相を少なくして純度を高くする、及び残留気孔を減少させて密度を高くする等が有効である。このような高純度、高密度アルミナ焼結体については、これまでに数多くの報告がなされているが、それらのほとんどは透光性を向上させるために純度及び密度を高くしたものであって、耐摩耗性等の検討は不十分である。
【０００４】
一方、透光性アルミナ焼結体は、一般的なガラス材料等に比べて熱的安定性や化学的安定性に優れていることから、高圧ナトリウムランプやメタルハライドランプ等のＨＩＤランプ用発光管、高温用窓材等として多く使用されている。しかし、透光性が高くかつ強度、硬度等に優れた透光性アルミナ焼結体、あるいはさらに耐摩耗性にも優れた透光性アルミナ焼結体を得ることは困難であった。
例えば、特開平３−２８５８６５号公報には、純度が高く、透光性に優れたアルミナセラミックスが記載されている。しかし、このアルミナセラミックスでは曲げ強度が５００ＭＰａ程度と十分ではない。また、特許第２７２９２０４号公報および特許第２６６３１９１号公報には、強度および硬度の高いアルミナセラミックスが開示されている。しかし、これらのアルミナセラミックスでは透光性が不十分であり、例えば特許第２６６３１９１号公報に記載された実施例では、試料厚さ１ｍｍにおける透過率が５０％未満である。
【０００５】
さらに、発光管や高温窓用材料として使用するには、室温のみならず高温（例えば１０００〜１２００℃）における高強度、高硬度等も要求される。また、高強度、高硬度が達成されれば部材を薄型化することができ、透光性の点からも好ましい。しかし、上記従来のアルミナセラミックスは高温における強度、硬度等の検討が不十分であった。また、アルミナの結晶構造は六方晶であり光学的異方性を有しているため、多結晶体では結晶界面における屈折率変化により屈折や反射が生じて光が散乱される。このため、従来の透光性アルミナは、透光性（光が透過することをいう。例えば磨りガラスのような状態。）は有するものの、透明性（光が散乱されずに透過することをいう。例えば透明ガラスのような状態。）の点ではいずれも不十分なものであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記従来の問題を解決するものであり、微細な組織を有し強度及び硬度が大きくさらに耐摩耗性および／または透光性等に優れたアルミナ焼結体、直線透過率が高く透光性および透明性のいずれにも優れたアルミナ焼結体、室温強度および高温強度のいずれにも優れたアルミナ焼結体、及びそれらのアルミナ焼結体の製造方法を提供することを目的とする。また本発明は、このアルミナ焼結体からなり、より優れた耐摩耗性を備えるとともに、研磨時において、表面の粒子が脱落し難く、表面粗さの小さい平滑な表面が形成され、接触応力等による損傷を受け難い焼結アルミナ部材を提供することを目的とする。さらに、上記アルミナ焼結体からなる発光管を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
第１発明は、焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均粒径が０．３〜０．７μｍかつ平均ファセット長が７００ｎｍ以下である透明性アルミナ焼結体であって、
３Ａ族金属酸化物および４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物から選択される一種以上の金属酸化物をアルミナに対して０．０２〜０．２ｍｏｌ％含むことを特徴とする透明性アルミナ焼結体である。
第２発明は、厚さ０．５ｍｍのとき、可視光の全透過率が５０％以上であり、かつ全透過率に対する直線透過率の比が０．３以上である第１発明記載の透明性アルミナ焼結体である。
第３発明は、平均アスペクト比１．０〜１．５のアルミナ結晶粒からなり、密度が３．９８ｇ／ｃｍ ３ 以上である第１発明又は第２発明記載の透明性アルミナ焼結体である。
第４発明は、室温における曲げ強度が８００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬度が１９００以上である第１から第３のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体である。
第５発明は、第１から第４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ ３ の密度を有する一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して３．９８ｇ／ｃｍ ３ 以上の密度を有する二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第６発明は、第１から４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して理論密度に対する相対密度が９４．５〜９８．０％である一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して理論密度に対する相対密度が９９．８％以上の二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第７発明は、第１から４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、１２２５〜１２７５℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１２５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ ２ の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第８発明は、第１から４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末および他の原料粉末の混合物を所定形状に成形した後、１２２５〜１３６０℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１３５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ ２ の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第９発明は、第１から４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体からなる焼結アルミナ部材であって、
該焼結アルミナ部材の研磨部分において、アルミナ結晶粒の粒子脱落部分の占める面積割合が１％以下であることを特徴とする焼結アルミナ部材である。
第１０発明は、第１から４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体からなる焼結アルミナ部材であって、
該焼結アルミナ部材の研磨面における中心線平均粗さ（Ｒａ）が０．００２〜０．０２０μｍであり、最大高さ（Ｒｍａｘ）が０．０１〜０．３０μｍであることを特徴とする焼結アルミナ部材である。
第１１発明は、第１から４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体からなることを特徴とする発光管である。
第１２発明は、焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均粒径が０．３〜０．７μｍかつ平均ファセット長が７００ｎｍ以下である透明性アルミナ焼結体であって、
室温における曲げ強度が８００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬度が１９００以上であることを特徴とする透明性アルミナ焼結体である。
第１３発明は、厚さ０．５ｍｍのとき、可視光の全透過率が５０％以上であり、かつ全透過率に対する直線透過率の比が０．３以上である第１２発明に記載の透明性アルミナ焼結体である。
第１４発明は、平均アスペクト比１．０〜１．５のアルミナ結晶粒からなり、密度が３．９８ｇ／ｃｍ ３ 以上である第１２又は１３発明に記載の透明性アルミナ焼結体。
第１５発明は、３Ａ族金属酸化物および４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物から選択される一種以上の金属酸化物をアルミナに対して０．０２〜０．２ｍｏｌ％含む第１２から１４のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体である。
第１６発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ ３ の密度を有する一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して３．９８ｇ／ｃｍ ３ 以上の密度を有する二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第１７発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して理論密度に対する相対密度が９４．５〜９８．０％である一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して理論密度に対する相対密度が９９．８％以上の二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第１８発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、１２２５〜１２７５℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１２５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ ２ の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第１９発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体を製造する方法であって、
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末および他の原料粉末の混合物を所定形状に成形した後、１２２５〜１３６０℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１３５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ ２ の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法である。
第２０発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体からなる焼結アルミナ部材であって、
該焼結アルミナ部材の研磨部分において、アルミナ結晶粒の粒子脱落部分の占める面積割合が１％以下であることを特徴とする焼結アルミナ部材である。
第２１発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体からなる焼結アルミナ部材であって、
該焼結アルミナ部材の研磨面における中心線平均粗さ（Ｒａ）が０．００２〜０．０２０μｍであり、最大高さ（Ｒｍａｘ）が０．０１〜０．３０μｍであることを特徴とする焼結アルミナ部材である。
第２２発明は、第１２から１５のいずれかの発明に記載の透明性アルミナ焼結体からなることを特徴とする発光管である。
【０００８】
アルミナ焼結体を構成する上記「アルミナ結晶粒」の平均粒径は０．３〜０．７μｍである。アルミナ結晶粒の平均粒径が１．０μｍを超える場合は、焼結体の強度及び硬度が小さくなり、耐摩耗性等も低下する。また、この焼結体を用いて部材とした場合に、研磨にともなう粒子の脱落を生じ、接触応力等による損傷を受け易くなる。尚、アルミナ結晶粒の平均粒径が０．３μｍ未満（例えば０．０５μｍ以上０．３μｍ未満）であっても、強度、硬度及び耐摩耗性、透光性等の物性には特に問題はない。しかし、そのような微粒子は安価な原料粉末を用いて生成させることが難しく、得られる焼結体がコスト高になる。
【０００９】
また、上記「アルミナ焼結体」の密度は「３．９８ｇ／ｃｍ３以上」であることが好ましく、特に３．９９ｇ／ｃｍ３以上（上限は得られるアルミナ焼結体の理論密度である。）であることが好ましい。この密度が３．９８ｇ／ｃｍ３未満である場合は、焼結体の緻密化が不十分となり、強度、硬度が小さくなって、耐摩耗性、透光性等も低下する。
【００１０】
第３、１４発明のアルミナ焼結体は、このように平均粒径１．０μｍ以下という超微細組織からなり、かつ密度が３．９８ｇ／ｃｍ３以上と十分に緻密化されている。これにより、例えば第４、１２発明のように、室温における曲げ強度が８００ＭＰａ以上（より好ましくは８３０ＭＰａ以上、上限は特に限定されないが通常は１１００ＭＰａ程度）であり、かつビッカース硬度が１９００以上（より好ましくは２０００以上、さらに好ましくは２１００以上、上限は特に限定されないが通常は２２００程度）のものとすることができ、広範な用途において使用することができる優れた特性を備えるものである。
【００１１】
そして、第３、１４発明のアルミナ焼結体は、アルミナ結晶粒の平均アスペクト比が「１．０〜１．５」であることにより、高い強度および硬度に加えて耐摩耗性等にも優れる。このアスペクト比は１．０〜１．３５であることが特に好ましい。平均アスペクト比が１．５を超える場合は、焼結体の耐摩耗性等が低下する。更に、この焼結体を用いて部材とした場合に、研磨にともない表面からの粒子の脱落を生じ、接触応力等による損傷を受け易くなる。
【００１２】
また、アルミナ焼結体は、厚さ１ｍｍのときの可視光の透過率が６０％以上（より好ましくは６５％以上、さらに好ましくは７０％以上）という優れた透光性を有する。このアルミナ焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均アスペクト比は１．０〜１．５（より好ましくは１．０〜１．３５）であることが好ましい。この場合には、優れた透光性に加えて耐摩耗性にも優れたアルミナ焼結体とすることができる。この透過率は、例えば実施例１に記載の方法により測定することができる。
【００１３】
なお、第３、１４発明のアルミナ焼結体は、焼結助剤を使用することなく製造されたものであることが好ましい。このアルミナ焼結体に占めるアルミナの割合（すなわち、焼結体中におけるアルミナの純度）は、９９．９％以上であることが好ましく、９９．９５％以上であることがより好ましく、９９．９９％以上であることがさらに好ましい。
【００１４】
第１、１２発明のアルミナ焼結体は、焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均ファセット長が７００ｎｍ以下であることを特徴とする。この平均ファセット長は５００ｎｍ以下であることが好ましく、４００ｎｍ以下であることがさらに好ましい。平均ファセット長は、透明性の観点からは小さいほど好ましいが、製造コストを考慮すると通常は１００ｎｍ以上が好ましい。また、平均ファセット長が１００ｎｍ以下では粒界拡散による高温クリープ変形が起こりやすくなるため、高温での使用時の特性を重視する場合には１００ｎｍ以上とすることが好ましい。アルミナ結晶粒の平均ファセット長がこの範囲である場合には、透明性（光が散乱されずに透過することをいう。）に優れたアルミナ焼結体とすることができる。また、点光源ランプに応用する場合、透過光に占める散乱光の割合が少ないこと（全透過率に対する直線透過率の比が大きいこと）が好ましい。
【００１５】
平均ファセット長を上記範囲とすることにより、例えば第２、１３発明のように、厚さ０．５ｍｍのとき、可視光の全透過率が５０％以上であり、かつ全透過率に対する直線透過率の比が０．３以上であるという、透光性および透明性のいずれにも優れたアルミナ焼結体とすることができる。このアルミナ焼結体の全透過率は、より好ましい条件では６０％以上、さらに好ましい条件では７０％以上、特に好ましい条件では７５％以上とすることができる。また、直線透過率は１５％以上とすることができ、より好ましい条件では２０％以上、さらに好ましい条件では３０％以上、特に好ましい条件では４０％以上とすることができる。そして、全透過率に対する直線透過率の比は、より好ましい条件では０．３５以上、さらに好ましい条件では０．４以上、特に好ましい条件では０．５以上とすることができる。
【００１６】
ここで、アルミナ結晶粒の「ファセット長」とは、図６（ａ）、（ｂ）に示すように、焼結体中において粒界で囲まれた多面体となっているアルミナ結晶粒の、該多面体を構成する各面の有する各辺の長さをいう。この辺の長さは例えばＳＥＭ写真から測定することができる。そして「平均ファセット長」とは、複数（好ましくは１００粒以上）のアルミナ結晶粒において各辺の長さを測定し平均したものをいう。ただし、ここで「ファセット」とは、「多面体を構成する面」という意味である。
また、図７に示すように、「直線透過率」とは散乱角δが０．５°以下（検出器開口角１°以下）となる透過光をＩとして算出した透過率を、「全透過率」とは散乱角δがほぼ９０°以内の透過光をＩとして算出した透過率をいう。
【００１７】
第１、２、１２、１３発明のアルミナ焼結体は、上記ファセット長または上記全透過率および直線透過率／全透過率の比を満たす限りにおいて、その気孔率、純度等は特に限定されず（屈折率変化を伴う粒界第二層を生じない程度の気孔率および純度とすることが好ましい）、例えばアルミナ以外にＭｇＯ、希土類（Ｙ、Ｙｂ等）酸化物、ＺｒＯ２、各種添加剤等を含有することができる。
また、このアルミナ焼結体は、平均粒径０．３〜０．７μｍかつ平均アスペクト比１．０〜１．５（より好ましくは１．０〜１．３５）のアルミナ結晶粒から構成されることが好ましく、その密度は３．９８ｇ／ｃｍ３以上（より好ましくは３．９９ｇ／ｃｍ３以上）であることが好ましい。平均粒径および密度が上記範囲であると、透光性および透明性に優れるとともに、耐摩耗性にも優れたアルミナ焼結体とすることができる。
【００１８】
第１、１５発明のアルミナ焼結体は、３Ａ族金属酸化物および４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物から選択される一種以上の金属酸化物をアルミナに対して０．０２〜２．０ｍｏｌ％含み、密度が３．９８ｇ／ｃｍ３以上、アルミナ結晶粒の平均粒径が０．３〜０．７μｍ、室温における曲げ強度が８００ＭＰａ以上（より好ましくは８２０以上、上限は特に限定されないが通常は１１００ＭＰａ程度）、ビッカース硬度が１９００以上（より好ましくは２０００以上、さらに好ましくは２１００以上、上限は特に限定されないが通常は２２５０程度）であり、かつ１０００℃における曲げ強度５５０ＭＰａ以上（より好ましくは５７０ＭＰａ以上、上限は特に限定されないが通常は８００ＭＰａ程度）、ビッカース硬度が８５０以上（より好ましくは９００以上、上限は特に限定されないが通常は１５００程度）であることを特徴とする。このアルミナ焼結体は、さらに１２００℃における曲げ強度が５００ＭＰａ以上（より好ましくは５２０ＭＰａ以上、上限は特に限定されないが通常は７００ＭＰａ程度）であるものとすることができる。
【００１９】
上記３Ａ族金属酸化物における「３Ａ族金属」としては、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドが好ましく用いられ、このうちＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｙｂ、Ｌｕがより好ましく、ＹおよびＹｂが特に好ましい。また、上記４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物における「４Ａ族金属」としては、ＺｒおよびＨｆが好ましく用いられ、Ｚｒが特に好ましい。
この３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物の含有量は、アルミナに対して０．０２〜０．２ｍｏｌ％の範囲とする。この含有量が０．０２ｍｏｌ％未満では１０００℃の高温における強度または硬度が不足し、含有量が２．０ｍｏｌ％を超えるとこの酸化物自身、この酸化物とアルミナとの化合物、もしくはこれら両方が粒界に偏析して焼結体の強度および硬度が低下する。また、焼結体の原材料費を抑えるためには含有量を０．２ｍｏｌ％以下とする。
【００２０】
このアルミナ焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均粒径は０．３〜０．７μｍである。アルミナ結晶粒の平均粒径が１．０μｍを超える場合には、室温における焼結体の強度及び硬度が小さくなる。一方、アルミナ結晶粒の平均粒径が０．３μｍ未満であると、３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物の添加効果が現れず、高温における焼結体の強度および硬度が小さくなる。また、そのような微粒子は安価な原料粉末を用いて生成させることが難しく、得られる焼結体がコスト高になる。また、上記アルミナ焼結体の密度は「３．９８ｇ／ｃｍ３以上」であることが好ましく、特に３．９９ｇ／ｃｍ３以上（上限は得られるアルミナ焼結体の理論密度である。）であることが好ましい。
【００２１】
第１発明のアルミナ焼結体は、平均アスペクト比１．０〜１．５（より好ましくは１．０〜１．３５）のアルミナ結晶粒からなるものとすることができる。この場合には、室温および高温における強度、硬度に加えて、耐摩耗性にも優れた焼結体となるため好ましい。また、この焼結体は平均ファセット長が７００ｎｍ以下（より好ましくは５００ｎｍ以下、さらに好ましくは４００ｎｍ以下）のアルミナ結晶粒から構成される。この場合には、室温および高温における強度、硬度に加えて、透光性および透明性にも優れた焼結体となるため好ましい。
【００２２】
第５、１６発明は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体の製造方法であって、平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ３の密度を有する一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス（以下、「ＨＩＰ」と略す。）処理を施して３．９８ｇ／ｃｍ３以上の密度を有する二次焼結体とすることを特徴とする。
第６、１７発明は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体の製造方法であって、平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して理論密度に対する相対密度が９４．５〜９８．０％である一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して理論密度に対する相対密度が９９．８％以上の二次焼結体とすることを特徴とする。
【００２３】
また、第７、１８発明は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体の製造方法であって、平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、１２２５〜１２７５℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１２５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２のＨＩＰ処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする。
第８、１９発明は、平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末および他の原料粉末の混合物を所定形状に成形した後、１２２５〜１３６０℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１３５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする。
【００２４】
第７、１８発明の製造方法は、焼結助剤を使用することなくアルミナ焼結体を製造する場合に適した方法であって、第１−３、１２−１４発明のアルミナ焼結体の製造に特に好ましく適用される。なお、第５、１６発明、第６、１７発明、および第７、１８発明の方法において、アルミナ粉末以外に他の原料粉末をも使用する場合には、アルミナ粉末および他の原料粉末の混合物を所定形状に成形すればよい。
【００２５】
一方、第８、１９発明の製造方法は、ＭｇＯ等の焼結助剤を用いてアルミナ焼結体を製造する場合や、３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物を含有するアルミナ焼結体を製造する場合に適した方法であって、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体の製造に好ましく適用される。
なお、第８、１９発明の方法によって第１、１５発明のアルミナ焼結体を製造する場合、アルミナ粉末とともに成形される「他の原料粉末」としては、３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物の粉末を用いてもよく、また焼結後に３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物となる化合物（例えば金属アルコキシド等の有機金属化合物）の粉末でもよく、これらを併用してもよい。
【００２６】
第５−８、１６−１９発明において、上記「アルミナ粉末」の平均粒径は「１．０μｍ以下」であり、０．２〜０．７μｍであることが好ましい。この平均粒径が１．０μｍを超える場合は、得られる焼結体の強度及び硬度が小さくなり、耐摩耗性等も低下する。尚、アルミナ粉末の平均粒径が０．２μｍ未満であっても、所要物性を備えるアルミナ焼結体とすることができるが、そのような微粉末は高価であり、得られるアルミナ焼結体がコスト高になる。
【００２７】
第５、１６発明において、上記「一次焼結体」の密度が３．７７ｇ／ｃｍ３未満であると、ＨＩＰ処理を施した後の上記「二次焼結体」の密度を３．９８ｇ／ｃｍ３以上とすることができず、十分に緻密化されたアルミナ焼結体とすることができない。一方、一次焼結体の密度が３．９１ｇ／ｃｍ３を超える場合は、一次焼結において粒成長が生じ、アルミナ焼結体の強度等が低下する。この一次焼結体の密度が３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ３、特に３．８０〜３．８８ｇ／ｃｍ３の範囲にあれば、この一次焼結体にＨＩＰ処理を施すことによって、緻密度が高く、強度、硬度が大きく、所要特性を備える二次焼結体（本発明のアルミナ焼結体）とすることができる。
【００２８】
また、第６、１７発明において、上記「一次焼結体」の相対密度（理論密度に対する割合をいう。）が９４．５％未満であると、ＨＩＰ処理を施した後の上記「二次焼結体」の相対密度を９９．８％以上とすることができず、十分に緻密化されたアルミナ焼結体とすることができない。一方、一次焼結体の相対密度が９８．０％を超える場合は、一次焼結において粒成長が生じ、アルミナ焼結体の強度等が低下する。この一次焼結体の相対密度が９４．５〜９８．０％（より好ましくは９５．５〜９７．５、さらに好ましくは９６．０〜９７．０％）の範囲にあれば、この一次焼結体にＨＩＰ処理を施すことによって相対密度９９．８％以上（より好ましくは９９．９％以上であり、１００．０．％であることが更に好ましい。）という、緻密度が高く、強度、硬度が大きく、所要特性を備える二次焼結体（本発明のアルミナ焼結体）とすることができる。
【００２９】
第７、１８発明において、焼成温度は「１２２５〜１２７５℃」であり、１２４０〜１２６０℃とすることが好ましい。第８、１９発明においては、焼成温度は「１２２５〜１３６０℃」であり、１２４０〜１３２０℃とすることが好ましい。焼成温度が上記範囲未満であると、一次焼結体の密度を十分に高くすることができず、ＨＩＰ処理を施しても十分に緻密化された二次焼結体とすることができない。一方、焼成温度が上記範囲を超える場合は、一次焼結時に粒成長、更には異常粒成長を生じ、得られるアルミナ焼結体の強度、硬度等が低下する。焼成は大気雰囲気等、酸化雰囲気において行うことができ、焼成温度における保持時間は０．５〜５時間、特に１〜３時間程度とすることができる。
【００３０】
また、第７、１８発明において、ＨＩＰ処理の温度は「１１００〜１２５０℃」であり、１１２５〜１２２５℃であることが好ましい。第８、１９発明においては、ＨＩＰ処理の温度は「１１００〜１３５０℃」であり、１２００〜１３００℃であることが好ましい。第７、１８および第８、１９発明において、ＨＩＰ処理の圧力は「５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２」であり、１０００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２であることが好ましい。ＨＩＰ処理の温度及び／又は圧力が上記範囲未満であると、十分に緻密化された二次焼結体とすることができず、アルミナ焼結体の強度、硬度等が低下する。一方、この処理温度が上記範囲を超える場合は、二次焼結体における粒成長、更には異常粒成長を生じ、得られるアルミナ焼結体の強度等が低下する。なお、ＨＩＰ処理の圧力は、２０００ｋｇ／ｃｍ２を超える場合も所要物性を備えるアルミナ焼結体を作製することができるが、得られる焼結体がコスト高となる。このＨＩＰ処理は窒素、アルゴン等、不活性雰囲気において行うことができ、処理温度及び圧力を保持する時間は０．５〜３時間、特に１〜２時間程度とすることができる。
【００３１】
第９、２０発明の焼結アルミナ部材は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体からなる焼結アルミナ部材であって、該焼結アルミナ部材を研磨した場合に、研磨面においてアルミナ結晶粒の粒子脱落部分の面積割合が１％以下であることを特徴とする。
また、第１０、２１発明の焼結アルミナ部材は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体からなる焼結アルミナ部材であって、該焼結アルミナ部材の研磨面における中心線平均粗さ（Ｒａ）が０．００２〜０．０２０μｍであり、最大高さ（Ｒｍａｘ）が０．０１〜０．３０であることを特徴とする。
【００３２】
第９、２０、１０、２１発明は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体からなる部材を研磨した際、その表面においてアルミナ結晶粒の粒子脱落が起こり難く、表面粗さが小さいことを表したものである。第９、２０、１０、２１発明において、粒子脱落部分の面積割合が１％を超える場合は、部材に加わる接触応力等によって損傷し易くなる。この面積割合が０．７％以下、特に０．５％以下であれば、平滑な表面を有し、大きな接触応力等を受けた場合にも損傷することがない部材とすることができる。
【００３３】
第１０、２１発明において、Ｒａが０．０２０μｍを超え、及び／又はＲｍａｘが０．３０μｍを超えると、粗さの程度が激しい部位に応力が集中し、ここを起点として破壊を生ずる。Ｒａが０．００２〜０．０１５μｍ、特に０．００２〜０．００８μｍであり、また、Ｒｍａｘが０．０１〜０．２０μｍ、特に０．０１〜０．１０μｍであれば、応力の集中が抑えられ、より強度の大きいアルミナ部材とすることができるので好ましい。
【００３４】
第１１、２２発明の発光管は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体からなることを特徴とする。第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体は、透光性および透明性に優れるものとすることができるので、発光管としての用途に好適である。また、室温および高温における強度、硬度の高い焼結体とすることができることから、発光管の厚みを小さくしても必要な強度および硬度を得ることができ、これにより発光管としての透光性および透明性がさらに向上する。
【００３５】
なお、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体は、室温および高温における強度、硬度の高い焼結体とすることができ、さらに耐摩耗性に優れたものとすることができるので、切削工具として好適である。
【００３６】
本発明のアルミナ焼結体の切削工具としての使用につきさらに説明する。
製造効率を向上させるために切削速度を上げると、この高速切削化により刃先温度が上昇する。このため、切削工具には優れた高温硬度、強度および耐溶着性が要求される。また、焼き入れ鋼等の高硬度材（難削材）の加工においても刃先温度が上昇するため、同様に高温における硬度、強度および耐溶着性が必要となる。したがって、本発明のアルミナ焼結体を切削工具として用いる場合には、１０００℃におけるビッカース硬度が８５０以上、１２００℃における曲げ強度が５００ＭＰａ以上とすることがさらに好ましい。
また、希土類元素から選択される一種以上の金属酸化物をアルミナに対して０．０２〜２．０ｍｏｌ％含むアルミナ焼結体、さらに、試料厚さ０．５ｍｍのときの可視光の全透過率が３０％以上であるアルミナ焼結体も、切削工具としての使用に適している。
【００３７】
例えば、本発明のアルミナ焼結体のうち、３Ａ族金属酸化物および４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物から選択される一種以上の金属酸化物をアルミナに対して０．０２〜２．０ｍｏｌ％含み、密度が３．９８ｇ／ｃｍ３（理論密度に対する相対密度が９９．９％）以上、アルミナ結晶粒の平均粒径が０．３〜０．７μｍ、１０００℃におけるビッカース硬度が８５０以上、かつ１２００℃における３点曲げ強度が５００ＭＰａであるアルミナ焼結体からなる切削工具は、高温強度、高温硬度に優れるため、高速切削、難削材の加工等に好適に用いることができる。さらに、室温における曲げ強度およびビッカース硬度がそれぞれ７５０ＭＰａ以上および１９００以上であることが好ましい。
【００３８】
上記３Ａ族金属酸化物における「３Ａ族金属」としては、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドが好ましく用いられ、このうちＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｙｂ、Ｌｕがより好ましく、ＹおよびＹｂが特に好ましい。また、上記４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物における「４Ａ族金属」としては、ＺｒおよびＨｆが好ましく用いられ、Ｚｒが特に好ましい。
この３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物の含有量は、アルミナに対して０．０２〜０．２ｍｏｌ％の範囲とする。この含有量が０．０２ｍｏｌ％未満ではこれら添加剤（酸化物）の添加効果が現れず１０００℃の高温における強度または硬度が不足する。一方、含有量が２．０ｍｏｌ％を超えるとこの酸化物自身、この酸化物とアルミナとの化合物、もしくはこれら両方が粒界に偏析して焼結体の室温や高温における強度および硬度が低下する。高温強度および高温硬度が低下すると、高硬度材切削、高速切削による工具刃先温度の上昇にともない硬度、強度の低下が著しくなり、硬度の低下は摩耗量の増大を、高温強度の低下はフレーキング等を引き起し、工具寿命が短くなるので好ましくない。
【００３９】
このアルミナ焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均粒径は０．３〜０．７μｍである。アルミナ結晶粒の平均粒径が１．０μｍを超える場合には、室温における焼結体の強度及び硬度が小さくなる。一方、アルミナ結晶粒の平均粒径が０．３μｍ未満であると、安価な原料粉末を用いて（例えば、焼成−ＨＩＰ処理といった量産手法により）生成させることが難しく、得られる焼結体がコスト高になる。さらに、平均粒径が０．１μｍ未満となると、粒界拡散によるクリープ変形が生じやすくなるため、高温硬度、強度が低下することとなる。
また、残留気孔は破壊起点となり焼結体強度の劣化をもたらすため、切削工具としてのアルミナ焼結体は緻密な焼結体とする必要がある。このため、上記アルミナ焼結体の密度は少なくとも「３．９８ｇ／ｃｍ３以上」であり、特に３．９９ｇ／ｃｍ３以上であることが好ましい。焼結体密度の上限は、得られるアルミナ焼結体の理論密度であるただし、焼結体の理論密度は添加剤の種類および量により若干異なるため、相対密度として９９．９％以上であることが好ましい。
【００４０】
破壊起点および高温特性劣化の原因となるような気孔および粒界析出物の存在が非常に少なくなると、気孔や粒界介在物による可視孔の散乱、吸収が少なくなるため、焼結体が透光性を示すようになる。すなわち、焼結体があるレベル以上の透光性を有することにより、この焼結体中に気孔や介在物が少ないこと、したがって気孔や介在物による特性への悪影響が少ないことが保証される。この透光性のレベルとしては、試料厚み０．５ｍｍとし、試料をＲａ＜０．０２μｍに鏡面研磨したときの可視光における全透過率が３０％以上となる程度が好ましく、より好ましくは５０％以上である。このように透光性を有する切削工具とすることにより、製造バラツキ等により生じる内部欠陥や夾雑物等を容易に発見できるので、製品の信頼性が向上する。さらに、使用開始後において切削工具に生じた異常等を発見しやすいという利点もある。
【００４１】
（作用）
本発明のアルミナ焼結体の製造方法は、粒径が小さく、純度の高いアルミナ粉末を低温で焼成して一次焼結体を得た後、この一次焼結体に対して特定条件（特定の温度および圧力）でＨＩＰ処理を施すものである。特に、原料粉末としてアルミナ粉末を単独で（すなわち、焼結助剤をほとんど、あるいは全く使用せずに）用いて得られるアルミナ焼結体は、ほぼ理論密度にまで繊密化され、かつ極く微細な組織を有し、強度および硬度の高いものとなる。また、原料粉末として、特定の金属酸化物または焼成後にこの特定の金属酸化物となる化合物の粉末を、アルミナ粉末に対して所定の割合で使用して得られるアルミナ焼結体は、室温のみならず高温においても強度および硬度の高いものとなる。
さらに、第３発明のようにアルミナ結晶粒の平均アスペクト比を所定範囲とすることにより、耐摩耗性にも優れたアルミナ焼結体および焼結アルミナ部材とすることができる。以下、この作用について更に説明する。
【００４２】
アルミナの結晶構造は六方晶であり、ａ軸とｃ軸の熱膨張係数や弾性率等の各種特性が異なっている。アルミナ結晶粒のａ軸とｃ軸の熱膨張係数が異なることより、焼成後の冷却時において粒界に残留応力が生じることとなる。この残留応力は、焼結体中のアルミナ粒子の粒径、及びアスペクト比が大きくなるに従って増大する。このため、粒径、アスペクト比が大きくなると残留応力により、粒界が破壊され易くなり、粒子脱落するものと考えられる。
また、アルミナ結晶粒はａ軸とｃ軸で弾性率が異なる。このため、アルミナ焼結体に外部から応力が加わった場合、粒界部分への応力集中が生じ、粒界近傍で破壊が生じ易くなると考えられる。
本発明では、焼結体中のアルミナ結晶粒子の平均粒径、平均アスペクト比をともに特定値以下にすることにより、焼結体中の残留応力及び応力集中が抑制され、強度、耐摩耗性等に優れたアルミナ焼結体としている。
【００４３】
また、これまでの焼結アルミナ部材では、ラッピング或いはポリッシングの際に粒子が脱落し易く、十分に平滑な鏡面とすることが困難であった。しかし、本発明の焼結アルミナ部材では、粒界における残留応力が抑えられているため、ラッピング及びポリッシング等の研磨の際、粒子の脱落を生じ難く、精密な鏡面仕上げが可能である。更に、軸受け等、大きな接触応力が生ずる用途においては、粒子が脱落した部位に応力集中することにより破壊が生ずる場合がある。しかし、本発明の焼結アルミナ部材では、粒子脱落等の欠陥が少ないため、大きな接触応力が発生するような軸受け等として使用しても破壊が十分に抑えられ、信頼性の高い部材とすることができる。
【００４４】
一方、一次焼結体を得る際において低温（例えば１２２５〜１２７５℃、好ましくは１２４０〜１２６０℃）で焼成する等の方法で、粒成長を抑制し、密度を低く（例えば３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ３、好ましくは３．８０〜３．８８ｇ／ｃｍ３）抑えることにより、あるいは理論密度に対する相対密度を低く（例えば９４．５〜９８．０％、好ましくは９５．５〜９７．５％、さらに好ましくは９６．０〜９７．０％）抑えることにより、残留気孔が小さくしかも粒界にのみ分布した一次焼結体とすることができる。このような一次焼結体を所定の条件でＨＩＰ処理すると、残留気孔が容易に排出される（消失する）ので、透光性に優れた二次焼結体を得ることができる。しかもこの方法によると、焼結体を構成するアルミナ結晶粒の平均粒径を１μｍ以下に抑えることができるので、高強度および高硬度をも兼ね備えた透光性アルミナ焼結体が得られる。
【００４５】
さらに、第１、１２発明のようにアルミナ結晶粒の平均ファセット長を所定範囲とすることにより、第２、１３発明のように、可視光に対する透光性が高くかつ透明性の高いアルミナ焼結体とすることができる。以下、この作用について更に説明する。
【００４６】
従来の技術では、粒界偏析および気孔を除去しさらに粒成長により粒界を少なくすることにより透光性を向上させるものが多かった。しかし、αアルミナは六方晶系であるため、本質的にａ軸とｃ軸の屈折率が異なっており、粒界の数を減らした場合にもこの粒界における散乱は避けられない。このため、従来の透光性アルミナ（αアルミナ）は一般に、全透過率（拡散透過率）が比較的高いものであっても、粒界もしくは表面部分での散乱のため磨りガラス状に白濁しており、焦点を結ばせるための点光源（プロジェクタ用ランプ等）や、光学窓材等の用途には不適当なものであった。
本発明者は、アルミナ結晶粒のファセット長を可視光の波長（３８０ｎｍ〜７８０ｎｍ）と同等以下とすることにより、全透過率が高くかつこの全透過率に対する直線透過率の高いアルミナ焼結体、すなわち従来の磨りガラス状ではなくガラスのような透明性を示すアルミナ焼結体となることを見出した。
【００４７】
本発明のアルミナ焼結体が透明性に優れる理由は以下のように推察される。
焼結体中のアルミナ結晶粒は多面体形状をしており、その粒界は比較的平坦な面（ファセット）となっている。隣り合うアルミナの結晶方位は異なっているため、この粒界面は屈折率変化を伴う。また、各粒界面によって結晶方位の関係は異なるため、屈折率変化の具合も異なることとなる。そこで本発明者は、光の透過挙動においてこのファセットの大きさが重要であると考え、ファセット長さと透過率との関係について検討を行ったところ、ファセットの大きさを可視光の波長と同程度あるいはそれ以下とすることにより全透過率に対する直線透過率の比が大幅に向上することを見出した。これは、図６（ｂ）に示すように、光の波としての性質から、ファセット長が波長と同程度以下にまで短くなると光の顕著な散乱が抑制されるためと推察される。従って、ファセット長は波長に対して短いほどよいと考えられるが、アルミナ結晶粒におけるａ軸およびｃ軸の屈折率はそれぞれ１．７６０および１．７６８であり、その屈折率の差は０．００８とそれほど大きくはない。このため、通常はファセット長を７００ｎｍ以下とすれば実用上十分な透明性が得られる。
【００４８】
これに対して従来の透光性アルミナは、アルミナ結晶粒の平均粒径が例えば数μｍ〜数十μｍと非常に大きいものが多く、このような平均粒径では平均ファセット長は必然的に第１、１２発明の範囲を逸脱するほど長くなる。この場合には、光の波長に対してファセットが十分に大きいため、図６（ａ）に示すように、ファセットにおいて大きな散乱が起こり、第２、１３発明を満たすアルミナ焼結体を得ることはできない。また、平均粒径が比較的小さいものであっても、例えばアルミナ結晶粒のアスペクト比が比較的大きい場合には、平均ファセット長が第１、１２発明の範囲よりも大きくなる可能性がある。このように、アルミナ結晶粒の平均粒径のみならず「平均ファセット長」に着目し、この平均ファセット長を所定値以下に制御することによりアルミナ焼結体の透明性が向上して第２、１３発明のように透光性および透明性に優れたアルミナ焼結体となることは、本発明者により初めて見出されたものである。
【００４９】
第１、１２発明または第２、１３発明のアルミナ焼結体は、直線透過光に対して散乱光が少ないため、光学系の設計が容易になりシャープな焦点を結ぶことができ、またガラスのような透明性を有する。これらの特長から、データプロジェクターやプロジェクターＴＶ等の光源用、光学窓材等として好適である。
【００５０】
また、第１、１５発明において、３Ａ族金属酸化物および／または４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物を添加することにより高温における強度および硬度が向上する理由は必ずしも明らかではないが、おそらくこれらの酸化物は粒界に偏析し、粒界の結合力を高めているものと推察される。
【００５１】
【発明の実施の形態】
以下、実施例によって本発明を更に詳しく説明する。
（実験例Ａ）
この実験例は、アルミナ結晶粒の平均粒径及び平均アスペクト比ならびにアルミナ焼結体の密度と、このアルミナ焼結体の強度、硬度および透過性との相関を検討したものである。
平均粒径０．２２μｍ、純度９９．９９％以上のアルミナ粉末を、高純度アルミナ球石（純度９９．５％以上）を使用し、水を媒体として湿式で解砕した。得られたスラリーを噴霧乾燥した後、所定形状に成形し、この成形体を表１に記載の温度で焼成し、次いで、この一次焼結体に対して表１に記載の温度及び圧力でＨＩＰ処理を施した。なお、球石としてアルミナ純度９９．５％以上のものを用いたので、球石の摩耗による不純物の混入を低減できる。
【００５２】
焼成は大気雰囲気において行い、焼成温度での保持時間は２時間とした。また、ＨＩＰ処理はアルゴン雰囲気において行い、ＨＩＰ処理温度及び圧力での保持時間は１時間とした。尚、実験例８では、アルミナ粉末に、このアルミナ粉末１００ｍｏｌ％に対して０．１ｍｏｌ％のＮｂ２Ｏ５と０．０７ｍｏｌ％のＳｉＯ２とを配合し、同様の操作で焼成し、ＨＩＰ処理を施した。
得られたアルミナ焼結体について、焼成後の一次焼結体の密度（「一次密度」ともいう。）、ＨＩＰ処理後の二次焼結体の密度（「ＨＩＰ処理後密度」ともいう。）、アルミナ結晶粒の平均粒径及び平均アスペクト比、ならびに室温におけるアルミナ焼結体の曲げ強度、ビッカース硬度および透過率を下記の方法によって測定した。その結果を表１、表２に示す。
【００５３】
（１）焼成後の一次密度及びＨＩＰ処理後の密度；ＪＩＳ Ｒ １６３４に定められたアルキメデス法により測定した（数値はＪＩＳ Ｚ ８４０１に従って小数点以下２けたに丸めた。）。
（２）アルミナ結晶粒の平均粒径及び平均アスペクト比；焼結体を鏡面研磨し、サーマルエッチングした後、走査型電子顕微鏡写真を撮り、この写真を用いて画像処理解析装置により算出し、各粒子の最大長さ（長径）の算術平均値を平均粒径とした。また、この最大長さ（長径）の方向と平行であって粒子と接する２本の直線間の最短距離を求め、これを短径とした。この長径を短径で除した値をアスペクト比として算出し、測定した全粒子のアスペクト比の算術平均を平均アスペクト比とした。測定した粒子は５００個以上である。なお、試料４の平均粒径を走査型電子顕微鏡写真からインターセプト法により求めたところ０．５２μｍであった。
【００５４】
（３）アルミナ焼結体の曲げ強度；ＪＩＳ Ｒ １６０１に定められた曲げ強さ試験方法により、室温における３点曲げ強度を測定した。
（４）アルミナ焼結体の硬度；ＪＩＳ Ｒ １６１０に定められたビッカース硬さ試験方法により、荷重１ｋｇｆ（９．８０７Ｎ）で測定した。
（５）アルミナ焼結体の透過率；図５に示すように、鏡面研磨後の厚さが１ｍｍとなるように作製した試料３を、開口部１０ｍｍ角のスリット２、４の間に挟み、これを照度計５（株式会社カスタム製、商品名「ＬＵＸＭＥＴＥＲ ＬＸ１３３４」）の上に置き、ハロゲンランプ１（色温度５５００Ｋ）を用いて光を照射した。照度計に試料を置かないときの照度を１００、光を完全に遮ったときの照度を０として、試料を置いたときの照度との比率を透過率として求めた。
【００５５】
【表１】
【表２】
表１、表２の結果によれば、実験例２〜５では、アルミナ結晶粒の平均粒径が０．５２〜０．６０μｍ、平均アスペクト比が１．３０〜１．３７であり、焼結体の密度が３．９９ｇ／ｃｍ３であって、平均粒径及び平均アスペクト比が非常に小さく、且つ均一であって、緻密度が高いアルミナ焼結体が得られていることが分かる。また、このような焼結体であるため、その曲げ強度が８５０〜８７０ＭＰａ、ビッカース硬度が２１０５〜２１４０であって、強度、硬度ともに優れたアルミナ焼結体であることが分かる。さらに、透過率においても６０〜７０％と高い値が得られた。
【００５８】
（実験例Ｂ）
この実験例は、焼結体の表面を特定の条件によって研磨し、研磨後の焼結体の粒子の脱落の程度及び表面粗さを評価したものである。
表１、表２の実験例４、５、７及び８のアルミナ焼結体からなる６（幅）×２０（長さ）×４（高さ）ｍｍの焼結体の表面を、以下の条件＜１＞で研磨し、次いで、条件＜２＞で研磨した後、１００倍で（見え難い場合は２００〜４００倍で）被研磨面の光学顕微鏡写真を少なくとも３視野撮り、この視野に占める粒子脱落部分の面積を測定し、研磨面積に対する面積割合を算出した。尚、この面積の測定には画像解析装置等を用いることができる。結果を表３に示す。
＜１＞水を用いた湿式研磨［研磨材：粒度；４５μｍ、ダイヤモンドホイール（ＳＤ Ｄ４５ Ｊ １００ Ｂ）、研磨時間；１０分］
＜２＞オイルを用いた湿式研磨（研磨剤：粒度；３μｍ、ダイヤモンドペースト、パンクロス上、研磨時間；１０分）
【００５９】
また、実験例４の被研磨面の光学顕微鏡写真（倍率１００倍）を図１に示す。この写真の黒色部分が粒子脱落部分で、この粒子脱落部分を画像処理（コントラストの強調、２階調化等）により強調した画像を図２に示す。更に、実験例７の被研磨面の光学顕微鏡写真（倍率１００倍）を図３に、この写真の粒子脱落部分を画像処理（コントラストの強調、２階調化等）により強調した画像を図４に示す。
【００６０】
研磨後の焼結体の表面粗さは、表面粗さ測定装置（ＪＩＳ Ｂ ０６５１に規定された触針式表面粗さ測定機）によって測定し、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じてＲａ及びＲｍａｘを求めた。測定の際、触針の先端曲率半径は５μｍのものを用いた。結果を表３に併記する。
【００６１】
【表３】
表３の結果によれば、実験例４、５では、粒子脱落部分の面積割合は０．０２〜０．０４％であり、粒子の脱落はほとんど生じていない。また、Ｒａは０．００４〜０．００５μｍ、Ｒｍａｘは０．０７７〜０．０７９μｍであり、非常に平滑な表面を有していることが分かる。一方、実験例７では、粒子脱落部分の面積割合が２０．５６％であって粒子の脱落が激しく、実験例８でも４．２７％と相当に脱落している。また、これらの実験例７、８では、Ｒａは０．０２１μｍ以上、Ｒｍａｘは０．５０４μｍ以上であり、表面が粗れていることが分かる。これらの焼結アルミナ部材の、粒子の脱落の程度及び表面粗さにおける相違は、図１、２と図３、４とを比較することによっても明らかである。
【００６３】
（実験例Ｃ）
この実験例は、実験例Ｂにおいて粒子の脱落の程度と表面粗さを検討した焼結アルミナ部材について、その耐摩耗性を評価したものである。
耐摩耗性は、それぞれの焼結アルミナ部材を粒度４５μｍのダイヤモンドホイール（ＳＤ Ｄ４５ Ｊ １００ Ｂ）に面圧１ｋｇ／ｃｍ２で５分間押し付けた場合の摩耗量（表３では「摩耗深さ」と表記する。）により評価した。尚、摩耗試験は水を用いた湿式法により行った。試験片寸法は６（幅）×２０（長さ）×４（高さ）ｍｍとした。結果を表４に示す。
【００６４】
（実験例Ｄ）
この実験例は、実験例Ｂにおいて粒子の脱落の程度と表面粗さを検討した焼結アルミナ部材について、その接触応力に対する耐性を評価したものである。
損傷発生荷重は、それぞれの焼結アルミナ部材の被研磨面に直径３／８インチの鋼球を押し当て、荷重を増加させた場合に、部材に割れ等の損傷が発生する最小荷重を求めて評価した。結果を表４に併記する。尚、荷重は５００ｋｇｆまで増加させ、この荷重において損傷が発生しない場合は、表４において「＞５００」と表記する。
【００６５】
【表４】
表４の結果によれば、実験例４、５では、摩耗深さが１５〜１８μｍであり、優れた耐摩耗性を有していることが分かる。一方、実験例７、８では、摩耗深さは、実験例４、５の２０倍程度となっており、耐摩耗性に劣ることが分かる。
【００６７】
また、損傷発生荷重も実験例４、５では、＞５００ｋｇｆとなっており、接触応力に対する耐性が非常に高いことが分かる。一方、実験例７では、荷重４００ｋｇｆで損傷が発生し、特に、実験例８では、アスペクト比が大きく粒界に応力が集中するため２０ｋｇｆという非常に低い荷重で損傷が発生し、接触応力に対する耐性が非常に低いことが分かる。このように、粒子が脱落し、表面が粗れている実験例７、８の部材では、接触応力による損傷が発生し易い。一方、強度、硬度が大きく、粒子が脱落し難く、表面粗さの小さい実験例４、５の部材では、５００ｋｇｆの荷重によっても損傷することがない。これらの結果から、アルミナ焼結体は、大きな接触応力が加わる軸受け（ベアリングボール等）或いは摺動部材などの焼結アルミナ部材として有用である。
【００６８】
（実験例Ｅ）
この実験例は、アルミナ結晶粒の平均ファセット長と、このアルミナ焼結体の透過性との相関を検討したものである。
平均粒径０．２２μｍ、純度９９．９９％以上のアルミナ粉末と、表５に示す種類および量の原料粉末とを混合し、実験例Ａと同様に作製した成形体を、表５に記載の温度で焼成し、次いでこの一次焼結体に対し表５に記載の温度及び圧力でＨＩＰ処理を施した。焼成時およびＨＩＰ処理時における他の条件は実験例Ａと同様である。
得られたアルミナ焼結体について、一次密度およびＨＩＰ処理後密度を実施例１と同様に測定し、さらにアルミナ結晶粒の平均ファセット長、アルミナ焼結体の全透過率、直線透過率およびこれらの比（直線透過率／全透過率）を下記の方法によって測定した。また、焼結体を鏡面研磨し、サーマルエッチングした後に走査型電子顕微鏡写真を撮り、この写真からインターセプト法によりアルミナ結晶粒の平均粒径および平均アスペクト比を求めた。その結果を表５、表６に示す。
【００６９】
（６）平均ファセット長；焼結体を鏡面研磨し、サーマルエッチングした後、走査型電子顕微鏡写真を撮り、この写真を用いてアルミナ結晶粒の各辺の長さ（ファセット長）を測定し、平均値を算出した。測定に用いたアルミナ結晶粒の数は１００個以上である。
【００７０】
（７）全透過率、直線透過率およびこれらの比；一般に透光性セラミックスの透光性は通常の分光光度計を用いて測定される例が多いが、このとき測定器の開口角が大きいと散乱光も含めた透過光量が測定される。測定器の種類によって検出器の開口角は異なるので、拡散透過性の材料に対する測定値の相互比較には注意を要する。本実施例では、図７に示すように、スリットの大きさ（円形スリットを使用、半径ｒ）およびスリットと焼結体試料との距離Ｌから検出器の開口角θを規定し、下記条件で直線透過率および全透過率の測定を行った。
なお、試料の透過率は下記式（１）により示される。
透過率Ｔ＝Ｉ／Ｉ０＝（１−Ｒ）２ｅｘｐ（−μｘ） （１）
（ただし、Ｉ０＝入射光強さ、Ｉ＝透過光強さ、Ｒ＝反射率、ｘ＝試料厚さ、μ＝見かけの吸収係数。）
【００７１】
〔透過率測定条件〕
光源；赤外線カットフィルタ（８００ｎｍ以上の波長をカットする）を備えたハロゲンランプ（色温度３１００Ｋの白色光）。
直線透過率；Ｌ＝５００ｍｍ、ｒ＝３ｍｍ（θ＝１°）
全透過率；Ｌ＝１ｍｍ以下、ｒ＝１０ｍｍ（θ＝約９０°）
試料厚さ；０．５ｍｍ
試料の表面状態；表面の反射、散乱の影響を除去し、材料自体の特性を判断するために、いずれの試料表面もＲａ＝０．０２μｍ以下に鏡面研磨を行った。
【００７２】
【表５】
【表６】
表５、６から判るように、実験例４、９、１０〜１２の焼結体は、いずれも全透過率が５０％以上と透光性が高く、かつ全透過率に対する直線透過率の比が０．３以上と透明性にも優れる。さらに、一方、実験例１３の焼結体は、全透過率は高いものの磨りガラス状であり、直線透過率が低く透明性に欠けるものであった。
【００７５】
（実験例Ｆ）
この実験例は、アルミナ焼結体に含有される金属酸化物の種類および量と、このアルミナ焼結体の各温度における強度、硬度との相関を検討したものである。
平均粒径０．２２μｍ、純度９９．９９％以上のアルミナ粉末と、表７に示す種類および量の原料粉末とを混合し、実験例Ａと同様に作製した成形体を、表７に記載の温度で焼成し、次いでこの一次焼結体に対し表７に記載の温度及び圧力でＨＩＰ処理を施した。焼成時およびＨＩＰ処理時における他の条件は実験例Ａと同様である。
得られたアルミナ焼結体について、一次密度、ＨＩＰ処理後密度、および室温におけるアルミナ焼結体の曲げ強度およびビッカース硬度を実験例Ａと同様に測定し、さらに高温における曲げ強度およびビッカース硬度を下記の方法によって測定した。また、焼結体を鏡面研磨し、サーマルエッチングした後に走査型電子顕微鏡写真を撮り、この写真からインターセプト法によりアルミナ結晶粒の平均粒径を求めた。その結果を表７、表８に示す。
【００７６】
（８）高温曲げ強度；ＪＩＳ Ｒ １６０４に定められた曲げ強さ試験方法により、１０００℃および１２００℃における３点曲げ強度を測定した。
（９）高温硬度；ＪＩＳ Ｒ １６２３に定められたビッカース硬さ試験方法により、１０００℃におけるビッカース硬度を、荷重１ｋｇｆ（９．８０７Ｎ）で、真空中にて測定した。
【００７７】
【表７】
【表８】
表７、８から判るように、第１発明に相当する組成、焼結体密度および平均粒径を有する実験例１０〜１２および１４〜２３のアルミナ焼結体は、室温および１０００℃のいずれにおいても強度および硬度が高く、さらに１２００℃における強度にも優れていた。一方、第１発明の金属酸化物を含まないか、あるいはその含有量の少ない実験例４、９、２４、２５のアルミナ焼結体では、１０００℃における硬度および１２００℃における強度が不足した。また、金属酸化物の含有量が多すぎる実験例２６のアルミナ焼結体では、室温および高温における強度および硬度が低下した。
【００８０】
（実験例Ｇ）
この実験例は、本発明のアルミナ焼結体を切削工具として検討した例である。
平均粒径０．２２μｍ、純度９９．９９％以上のアルミナ粉末と、表９に示す種類および量の金属酸化物とを、高純度アルミナ球石（純度９９．５％以上）、水および分散剤を用いて湿式混合粉砕した。必要に応じてバインダーを添加した後、得られたスラリーを噴霧乾燥して原料粉末顆粒とする。この顆粒を所定形状に成形し、この成形体を表８に記載の温度にて大気圧で２時間焼成して一次焼結体を得た。次いでこの一次焼結体に対し、圧力媒体として所定のアルゴンを用い、表９に記載の温度及び圧力でＨＩＰ処理を施した。
【００８１】
得られたアルミナ焼結体について、一次密度、ＨＩＰ処理後密度、室温および高温におけるアルミナ焼結体の曲げ強度およびビッカース硬度、ならびに平均粒径を実験例Ｆと同様に測定した。また、焼結体を鏡面研磨し、サーマルエッチングした後に走査型電子顕微鏡写真を撮り、この写真からインターセプト法によりアルミナ結晶粒の平均粒径を求めた。
【００８２】
また、得られた焼結体をＳＮＧＮ４３４−ＴＮＦ形状に加工して以下の切削試験に供した。なお、この試験において切削可能な距離が８５０ｍ以上であれば実用上十分であり、１０００ｍ以上であることがより好ましく、１２００ｍ以上であればさらに好ましい。
〔切削試験条件〕
非削材；鋳鉄
切削条件；ドライ、切削速度Ｖ＝１０００ｍ／分、ｆ＝０．３０ｍｍ／ｒｅｖ（工具の送りが被削材１回転当たり０．３ｍｍ）、切削深さｄ＝２．０ｍｍ。
切削工具（チップ）形状；ＳＮＧＮ４３４−ＴＮＦ
ホルダ；Ｃ１６Ｌ−４４
【００８３】
さらに、得られた焼結体の透光性を以下の方法により評価した。
〔透光性試験〕
鏡面研磨（Ｒａ＜０．０２μｍ）後の厚みが０．５ｍｍとなるように作製した試料を、開口部１０ｍｍ角のスリット（厚み１ｍｍ以下）に挟み、照度計（株式会社カスタム製、商品名「ＬＵＸＭＥＴＥＲ ＬＸ１３３４」）の感光部分に密着させた。可視光の照射には、色温度５５００Ｋのハロゲンランプ１を用いた。照度計に試料を置かないときの光の強さをＩ０、試料を通過した光の強さをＩとし、Ｉ０／Ｉ×１００を全透過率（％）とした。
以上の結果を表９、表１０に示す。
【００８４】
【表９】
【表１０】
実験例１１および実験例２７の焼結体は、常温および高温における強度、硬度が高く、このため切削距離が８５０ｍ以上と切削工具としての寿命が長く優れたものであった。特に、実験例２７と同じ組成であるがＨＩＰ処理温度を低くした実験例１１では、実験例２７に比べてアルミナ結晶粒の成長が抑えられており、強度および硬度がさらに向上して工具寿命が延長された。また、これらの実験例で得られた焼結体は全透過率も高いものであった。
一方、金属酸化物の添加量が多い実験例２８および２９では、相対密度の値から判るように焼結体を十分に緻密化することができず、このため常温および高温における強度や硬度が低く寿命の短い切削工具となった。また、これらの実験例では全透過率も低かった。
【００８７】
【発明の効果】
第３、１４発明のアルミナ焼結体は、緻密度が高く、強度及び硬度が大きく、さらに耐摩耗性等にも優れる。第１、２、１２、１３発明のアルミナ焼結体は、透光性および透明性のいずれにも優れる。第１〜第３発明のアルミナ焼結体は、第４発明の強度及び硬度を備えたものとすることができる。第１発明のアルミナ焼結体は、緻密度が高く、室温における強度及び硬度が大きくさらに高温においても高い強度及び硬度を示す。
第５、１６発明および第６、１７発明によると、特定範囲の密度を有する一次焼結体を作製し、次いでこの一次焼結体にＨＩＰ処理を施すことにより、第１−４、１２−１５発明の優れた特性を有するアルミナ焼結体を容易に製造することができる。また、第７、１８発明および第８、１９発明によれば、特定の温度範囲において焼成し、且つ特定の条件でＨＩＰ処理を施すことにより、第１−４、１２−１５発明の優れた特性を有するアルミナ焼結体を容易に製造することができる。
第９、１０及び第２０、２１発明の焼結アルミナ部材は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体からなるので、優れた耐摩耗性を有し、研磨の際、表面から粒子が脱落し難く、また表面粗さが小さいため、接触応力に対する耐性等にも優れたものとすることができる。
第１１、２２発明の発光管は、第１−４、１２−１５発明のアルミナ焼結体からなるので、透光性および透明性に優れ、さらに強度、硬度、耐摩耗性等にも優れたものとすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 実験例Ｂにおいて実験例４のアルミナセラミックスからなる焼結体を研磨した後の被研磨面の光学顕微鏡写真である。
【図２】 図１の写真における粒子脱落部分を画像解析処理装置を用いた画像処理（コントラストの強調、２階調化等）により強調した画像による説明図である。
【図３】 実験例Ｂにおいて実験例７のアルミナセラミックスからなる焼結体を研磨した後の被研磨面の光学顕微鏡写真である。
【図４】 図３の写真における粒子脱落部分を画像解析処理装置を用いた画像処理（コントラストの強調、２階調化等）により強調した画像による説明図である。
【図５】 実験例Ａにおける透過率の測定方法を示す模式的断面図である。
【図６】 （ａ）、（ｂ）は、アルミナ結晶粒のファセット長およびアルミナ焼結体中における光の散乱状態の概念を示す模式的断面図であって、（ａ）は平均ファセット長が光の波長よりも長い場合、（ｂ）は平均ファセット長が光の波長と同等以下である場合を示す。
【図７】 実験例Ｅにおける透過率の測定方法を示す模式的断面図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is an alumina sintered body having an extremely fine structure, high strength and hardness, and excellent wear resistance and / or translucency, and has high linear transmittance and translucency and transparency. The present invention also relates to an excellent alumina sintered body, an alumina sintered body excellent in both room temperature strength and high temperature strength, and a method for producing these alumina sintered bodies. The present invention also relates to a sintered alumina member made of this alumina sintered body and having a smooth surface with a small surface roughness, in which particles are difficult to fall off during polishing.
Of the alumina sintered body and sintered alumina member of the present invention, those excellent in wear resistance are useful as structural members that require high strength, high hardness, and excellent wear resistance, corrosion resistance, etc. It is particularly suitable as a cutting tool, and is also used as a bearing, a bone head and the like. Further, among the alumina sintered bodies of the present invention, those excellent in translucency are particularly suitable as arc tubes, and in addition, they are used as optical connectors, arc tubes, high temperature window materials and the like.
[0002]
[Prior art]
Alumina is a ceramic that is thermally stable, has high strength, hardness, etc., and is excellent in wear resistance, corrosion resistance, etc., and is a kind of material currently used in a wide range of applications. However, in a member made of an alumina sintered body, particles on the surface easily fall off, and there is a demand for a member that further improves wear resistance by suppressing the dropping of the particles. Further, in the case of a conventional sintered alumina member, it is difficult to obtain a precise mirror surface by dropping off particles when mirror finishing is performed by lapping or polishing. Furthermore, when this member is used for an application such as a bearing where a large contact stress is generated, the stress concentrates on the part where the particles have fallen off, and there is a risk of destruction.
[0003]
In order to suppress the dropping of particles during polishing, it is effective to refine the structure, increase the purity by reducing the grain boundary phase, and increase the density by reducing the residual pores. There have been many reports on such high-purity, high-density alumina sintered bodies, but most of them have been increased in purity and density in order to improve translucency, Examination of wear resistance etc. is insufficient.
[0004]
On the other hand, since the translucent alumina sintered body is superior in thermal stability and chemical stability compared to general glass materials, etc., arc tube for HID lamp such as high pressure sodium lamp and metal halide lamp, It is often used as a high-temperature window material. However, it has been difficult to obtain a translucent alumina sintered body having high translucency and excellent in strength, hardness and the like, or further translucent alumina sintered body excellent in wear resistance.
For example, JP-A-3-285865 describes alumina ceramics having high purity and excellent translucency. However, this alumina ceramic has an insufficient bending strength of about 500 MPa. Japanese Patent No. 2729204 and Japanese Patent No. 2663191 disclose alumina ceramics having high strength and hardness. However, these alumina ceramics have insufficient translucency. For example, in the example described in Japanese Patent No. 2663191, the transmittance at a sample thickness of 1 mm is less than 50%.
[0005]
Furthermore, in order to be used as a material for an arc tube or a high-temperature window, not only room temperature but also high strength and high hardness at a high temperature (for example, 1000 to 1200 ° C.) are required. Further, if high strength and high hardness are achieved, the member can be thinned, which is preferable from the viewpoint of translucency. However, the conventional alumina ceramics have not been sufficiently examined in terms of strength and hardness at high temperatures. In addition, since the crystal structure of alumina is hexagonal and has optical anisotropy, in a polycrystal, refraction and reflection occur due to a change in refractive index at the crystal interface, and light is scattered. For this reason, the conventional translucent alumina has translucency (which means that light is transmitted; for example, a state like frosted glass) but is transparent (which means that light is transmitted without being scattered). (In the state of, for example, transparent glass.) All were insufficient.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention solves the above-mentioned conventional problems, an alumina sintered body having a fine structure, large strength and hardness, and excellent wear resistance and / or translucency, and high linear transmittance. An object of the present invention is to provide an alumina sintered body excellent in both translucency and transparency, an alumina sintered body excellent in both room temperature strength and high temperature strength, and a method for producing the alumina sintered body. To do. In addition, the present invention is made of this alumina sintered body, and has more excellent wear resistance, and at the time of polishing, the surface particles are difficult to drop off, and a smooth surface with a small surface roughness is formed. An object of the present invention is to provide a sintered alumina member which is not easily damaged by the above. Furthermore, it aims at providing the arc tube which consists of said alumina sintered compact.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The first invention is a transparent alumina sintered body in which the average grain size of alumina crystal grains constituting the sintered body is 0.3 to 0.7 μm and the average facet length is 700 nm or less,
A transparent alumina firing comprising 0.02 to 0.2 mol% of one or more metal oxides selected from Group 3A metal oxides and Group 4A metal oxides (excluding Ti) oxide with respect to alumina It is a ligation.
The second invention is the transparency according to the first invention, wherein the total transmittance of visible light is 50% or more when the thickness is 0.5 mm, and the ratio of the linear transmittance to the total transmittance is 0.3 or more. It is an alumina sintered body.
The third invention comprises alumina crystal grains having an average aspect ratio of 1.0 to 1.5, and the density is 3.98 g / cm. 3 The transparent alumina sintered body according to the first invention or the second invention as described above.
A fourth invention is the transparent alumina sintered body according to any one of the first to third inventions, wherein the bending strength at room temperature is 800 MPa or more and the Vickers hardness is 1900 or more.
A fifth invention is a method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape and then fired to be 3.77 to 3.91 g / cm. 3 Then, the primary sintered body was subjected to hot isostatic pressing to 3.98 g / cm. 3 A method for producing a transparent alumina sintered body, characterized in that the secondary sintered body has the above density.
A sixth invention is a method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to perform primary firing with a relative density of 94.5 to 98.0% relative to the theoretical density. A transparent alumina sintered body characterized by forming a sintered body and then subjecting the primary sintered body to hot isostatic pressing to obtain a secondary sintered body having a relative density of 99.8% or more with respect to the theoretical density. It is a manufacturing method of a body.
A seventh invention is a method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired at 1225 to 1275 ° C. to obtain a primary sintered body, and then the primary sintered body 1100 to 1250 ° C, pressure 500 to 2000 kg / cm 2 This is a method for producing a transparent alumina sintered body, which is subjected to a hot isostatic pressing process to obtain a secondary sintered body.
An eighth invention is a method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions,
After molding a mixture of alumina powder and other raw material powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more into a predetermined shape, it is fired at 1225 to 1360 ° C. to obtain a primary sintered body, Next, the primary sintered body was subjected to a temperature of 1100 to 1350 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm. 2 This is a method for producing a transparent alumina sintered body, which is subjected to a hot isostatic pressing process to obtain a secondary sintered body.
A ninth invention is a sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions,
In the polished portion of the sintered alumina member, the area ratio occupied by the particle dropout portion of the alumina crystal grains is 1% or less.
The tenth invention is a sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions,
The sintered alumina member has a center line average roughness (Ra) on a polished surface of 0.002 to 0.020 μm and a maximum height (Rmax) of 0.01 to 0.30 μm. This is a sintered alumina member.
An eleventh invention is an arc tube comprising the transparent alumina sintered body according to any one of the first to fourth inventions.
A twelfth aspect of the invention is a transparent alumina sintered body in which the average grain size of the alumina crystal grains constituting the sintered body is 0.3 to 0.7 μm and the average facet length is 700 nm or less,
A transparent alumina sintered body having a bending strength at room temperature of 800 MPa or more and a Vickers hardness of 1900 or more.
The thirteenth invention is the transparent according to the twelfth invention, wherein the total transmittance of visible light is 50% or more when the thickness is 0.5 mm, and the ratio of the linear transmittance to the total transmittance is 0.3 or more. It is a functional alumina sintered body.
The fourteenth invention comprises alumina crystal grains having an average aspect ratio of 1.0 to 1.5, and the density is 3.98 g / cm. 3 The transparent alumina sintered body according to the twelfth or thirteenth invention as described above.
The fifteenth aspect of the present invention is the twelfth to fourteenth aspect, containing 0.02 to 0.2 mol% of one or more metal oxides selected from Group 3A metal oxides and Group 4A metal (excluding Ti) oxides with respect to alumina. The transparent alumina sintered body according to any one of the inventions.
A sixteenth invention is a method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape and then fired to be 3.77 to 3.91 g / cm. 3 Then, the primary sintered body was subjected to hot isostatic pressing to 3.98 g / cm. 3 A method for producing a transparent alumina sintered body, characterized in that the secondary sintered body has the above density.
A seventeenth invention is a method for producing a transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to perform primary firing with a relative density of 94.5 to 98.0% relative to the theoretical density. A transparent alumina sintered body characterized by forming a sintered body and then subjecting the primary sintered body to hot isostatic pressing to obtain a secondary sintered body having a relative density of 99.8% or more with respect to the theoretical density. It is a manufacturing method of a body.
An eighteenth invention is a method for producing a transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired at 1225 to 1275 ° C. to obtain a primary sintered body, and then the primary sintered body 1100 to 1250 ° C, pressure 500 to 2000 kg / cm 2 This is a method for producing a transparent alumina sintered body, which is subjected to a hot isostatic pressing process to obtain a secondary sintered body.
A nineteenth invention is a method for producing a transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions,
After molding a mixture of alumina powder and other raw material powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more into a predetermined shape, it is fired at 1225 to 1360 ° C. to obtain a primary sintered body, Next, the primary sintered body was subjected to a temperature of 1100 to 1350 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm. 2 This is a method for producing a transparent alumina sintered body, which is subjected to a hot isostatic pressing process to obtain a secondary sintered body.
A twentieth invention is a sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions,
In the polished portion of the sintered alumina member, the area ratio occupied by the particle dropout portion of the alumina crystal grains is 1% or less.
A twenty-first invention is a sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions,
The sintered alumina member has a center line average roughness (Ra) on a polished surface of 0.002 to 0.020 μm and a maximum height (Rmax) of 0.01 to 0.30 μm. This is a sintered alumina member.
A twenty-second invention is an arc tube comprising the transparent alumina sintered body according to any one of the twelfth to fifteenth inventions.
[0008]
The average particle size of the “alumina crystal grains” constituting the alumina sintered body is 0.3 to 0.7 μm. When the average grain size of the alumina crystal grains exceeds 1.0 μm, the strength and hardness of the sintered body are reduced, and the wear resistance and the like are also lowered. Further, when this sintered body is used as a member, particles are dropped off due to polishing, and are easily damaged by contact stress or the like. In addition, even if the average grain size of the alumina crystal grains is less than 0.3 μm (for example, 0.05 μm or more and less than 0.3 μm), there is no particular problem in physical properties such as strength, hardness, wear resistance, and translucency. . However, it is difficult to produce such fine particles using an inexpensive raw material powder, and the resulting sintered body is expensive.
[0009]
The density of the “alumina sintered body” is “3.98 g / cm 3.3It is preferable that the above is preferable, and particularly 3.99 g / cm.3The above is preferable (the upper limit is the theoretical density of the obtained alumina sintered body). This density is 3.98 g / cm3If it is less than 1, the densification of the sintered body will be insufficient, the strength and hardness will be reduced, and the wear resistance, translucency, etc. will also be reduced.
[0010]
Third, 14The alumina sintered body of the present invention is thus composed of an ultrafine structure having an average particle size of 1.0 μm or less and a density of 3.98 g / cm.3It is fully densified as described above. As a result, for example4, 12As in the invention, the bending strength at room temperature is 800 MPa or more (more preferably 830 MPa or more, the upper limit is not particularly limited, but usually about 1100 MPa), and the Vickers hardness is 1900 or more (more preferably 2000 or more, more preferably 2100). As described above, the upper limit is not particularly limited, but is usually about 2200), and has excellent characteristics that can be used in a wide range of applications.
[0011]
And third, 14The alumina sintered body of the invention is excellent in wear resistance and the like in addition to high strength and hardness because the average aspect ratio of the alumina crystal grains is “1.0 to 1.5”. This aspect ratio is particularly preferably 1.0 to 1.35. When the average aspect ratio exceeds 1.5, the wear resistance of the sintered body is lowered. Further, when this sintered body is used as a member, particles are dropped from the surface during polishing, and are easily damaged by contact stress or the like.
[0012]
Further, the alumina sintered body has an excellent translucency such that the visible light transmittance is 60% or more (more preferably 65% or more, and further preferably 70% or more) when the thickness is 1 mm. The average aspect ratio of the alumina crystal grains constituting the alumina sintered body is preferably 1.0 to 1.5 (more preferably 1.0 to 1.35). In this case, an alumina sintered body excellent in wear resistance in addition to excellent translucency can be obtained. This transmittance can be measured by the method described in Example 1, for example.
[0013]
The third, 14The alumina sintered body of the invention is preferably produced without using a sintering aid. The ratio of alumina in the alumina sintered body (that is, the purity of alumina in the sintered body) is preferably 99.9% or more, more preferably 99.95% or more, and 99.99. % Or more is more preferable.
[0014]
First, 12The alumina sintered body of the invention is characterized in that the average facet length of the alumina crystal grains constituting the sintered body is 700 nm or less. The average facet length is preferably 500 nm or less, and more preferably 400 nm or less. The average facet length is preferably as small as possible from the viewpoint of transparency, but is usually preferably 100 nm or more in consideration of production costs. Further, when the average facet length is 100 nm or less, high temperature creep deformation due to grain boundary diffusion is likely to occur. Therefore, when importance is placed on the characteristics at the time of use at high temperatures, the thickness is preferably 100 nm or more. When the average facet length of the alumina crystal grains is within this range, an alumina sintered body excellent in transparency (which means that light is transmitted without being scattered) can be obtained. Moreover, when applying to a point light source lamp, it is preferable that the ratio of the scattered light to the transmitted light is small (the ratio of the linear transmittance to the total transmittance is large).
[0015]
By setting the average facet length within the above range, for example, the second, 13As in the invention, when the thickness is 0.5 mm, the total transmittance of visible light is 50% or more, and the ratio of the linear transmittance to the total transmittance is 0.3 or more. It can be set as the alumina sintered compact excellent in all of the property. The total transmittance of the alumina sintered body can be 60% or more under more preferable conditions, 70% or more under further preferable conditions, and 75% or more under particularly preferable conditions. The linear transmittance can be 15% or more, more preferably 20% or more, even more preferably 30% or more, and particularly preferably 40% or more. The ratio of the linear transmittance to the total transmittance can be 0.35 or more under more preferable conditions, 0.4 or more under further preferable conditions, and 0.5 or more under particularly preferable conditions.
[0016]
Here, the “facet length” of the alumina crystal grains means that, as shown in FIGS. 6A and 6B, the alumina crystal grains that are polyhedrons surrounded by grain boundaries in the sintered body. The length of each side which each surface which comprises a polyhedron has. The length of this side can be measured from an SEM photograph, for example. The “average facet length” refers to a value obtained by measuring and averaging the length of each side in a plurality (preferably 100 or more grains) of alumina crystal grains. However, the term “facet” here means “a surface constituting a polyhedron”.
In addition, as shown in FIG. 7, “linear transmittance” means the transmittance calculated as I for transmitted light having a scattering angle δ of 0.5 ° or less (detector opening angle 1 ° or less). “Rate” means the transmittance calculated as I for transmitted light having a scattering angle δ of approximately 90 ° or less.
[0017]
First2, 12, 13As long as the alumina sintered body of the present invention satisfies the facet length or the ratio of the total transmittance and the linear transmittance / total transmittance, its porosity, purity, etc. are not particularly limited (grain boundaries with refractive index change). It is preferable that the porosity and the purity are such that the second layer is not generated), for example, MgO, rare earth (Y, Yb, etc.) oxide, ZrO in addition to alumina2Various additives can be contained.
The alumina sintered body is composed of alumina crystal grains having an average particle size of 0.3 to 0.7 μm and an average aspect ratio of 1.0 to 1.5 (more preferably 1.0 to 1.35). Preferably, the density is 3.98 g / cm3Or more (more preferably 3.99 g / cm3Or more). When the average particle size and density are in the above ranges, an alumina sintered body having excellent translucency and transparency and excellent wear resistance can be obtained.
[0018]
First1, 15The alumina sintered body of the invention contains 0.02 to 2.0 mol% of one or more metal oxides selected from Group 3A metal oxides and Group 4A metal (excluding Ti) oxides with respect to alumina, Density is 3.98 g / cm3As described above, the average grain size of the alumina crystal grains is 0.3 to0.7μm, bending strength at room temperature is 800 MPa or more (more preferably 820 or more, upper limit is not particularly limited, but usually about 1100 MPa), Vickers hardness is 1900 or more (more preferably 2000 or more, more preferably 2100 or more, upper limit is particularly limited) Although it is not usually 2250), the bending strength at 1000 ° C. is 550 MPa or more (more preferably 570 MPa or more, the upper limit is not particularly limited, but usually 800 MPa), and the Vickers hardness is 850 or more (more preferably 900 or more, the upper limit). Is not particularly limited, but is usually about 1500). The alumina sintered body may further have a bending strength at 1200 ° C. of 500 MPa or more (more preferably 520 MPa or more, although the upper limit is not particularly limited, but is usually about 700 MPa).
[0019]
As the “Group 3A metal” in the Group 3A metal oxide, Sc, Y and lanthanoids are preferably used, among which Sc, Y, La, Dy, Yb and Lu are more preferable, and Y and Yb are particularly preferable. In addition, as the “Group 4A metal” in the Group 4A metal (excluding Ti) oxide, Zr and Hf are preferably used, and Zr is particularly preferable.
The content of the Group 3A metal oxide and / or the Group 4A metal oxide (excluding Ti) is in the range of 0.02 to 0.2 mol% with respect to alumina. If the content is less than 0.02 mol%, the strength or hardness at a high temperature of 1000 ° C. is insufficient, and if the content exceeds 2.0 mol%, the oxide itself, the compound of oxide and alumina, or both are contained. It segregates at the grain boundary and the strength and hardness of the sintered body are reduced. Moreover, in order to suppress the raw material cost of a sintered compact, content is made into 0.2 mol% or less.
[0020]
The average grain size of the alumina crystal grains constituting the alumina sintered body is 0.3 to 0.7 μm. When the average grain size of the alumina crystal grains exceeds 1.0 μm, the strength and hardness of the sintered body at room temperature becomes small. On the other hand, when the average grain size of the alumina crystal grains is less than 0.3 μm, the effect of adding the group 3A metal oxide and / or the group 4A metal oxide (except for Ti) oxide does not appear, and the sintered body at high temperature Strength and hardness are reduced. Moreover, it is difficult to generate such fine particles using an inexpensive raw material powder, and the resulting sintered body is expensive. The density of the alumina sintered body is “3.98 g / cm 3.3It is preferable that the above is preferable, and particularly 3.99 g / cm.3The above is preferable (the upper limit is the theoretical density of the obtained alumina sintered body).
[0021]
First1The alumina sintered body of the invention can be made of alumina crystal grains having an average aspect ratio of 1.0 to 1.5 (more preferably 1.0 to 1.35). In this case, since it becomes a sintered compact excellent in wear resistance in addition to strength and hardness at room temperature and high temperature, it is preferable. The sintered body is composed of alumina crystal grains having an average facet length of 700 nm or less (more preferably 500 nm or less, and still more preferably 400 nm or less). In this case, since it becomes a sintered compact excellent in translucency and transparency in addition to strength and hardness at room temperature and high temperature, it is preferable.
[0022]
First5, 16The invention is the first-4, 12-15A method for producing an alumina sintered body according to the invention, wherein an alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to 3.77 to 3 .91 g / cm3Then, the primary sintered body was subjected to hot isostatic pressing (hereinafter abbreviated as “HIP”) treatment to 3.98 g / cm.3A secondary sintered body having the above density is used.
First6, 17The invention is the first-4, 12-15A method for producing an alumina sintered body according to the present invention, wherein an alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to obtain a relative density relative to a theoretical density. Is a primary sintered body having 94.5 to 98.0%, and then subjected to a hot isostatic pressing to the primary sintered body, and a secondary sintered body having a relative density with respect to the theoretical density of 99.8% or more. It is characterized by its body.
[0023]
The second7, 18The invention is the first-4, 12-15A method for producing an alumina sintered body according to the invention, wherein an alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired at 1225 to 1275 ° C. The primary sintered body was then heated to a temperature of 1100 to 1250 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm.2A secondary sintered body is obtained by performing the HIP treatment.
First8, 19In the invention, a mixture of alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more and other raw material powders is molded into a predetermined shape, and then fired at 1225 to 1360 ° C. for primary sintering. Then, the primary sintered body was subjected to a temperature of 1100 to 1350 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm.2This is characterized in that it is subjected to hot isostatic pressing to obtain a secondary sintered body.
[0024]
First7, 18The manufacturing method of the invention is a method suitable for manufacturing an alumina sintered body without using a sintering aid,−3, 12-14It is particularly preferably applied to the production of the alumina sintered body of the invention. The first5, 16Invention, No.6, 17Invention, and number7, 18In the method of the invention, when other raw material powder is used in addition to the alumina powder, a mixture of the alumina powder and the other raw material powder may be formed into a predetermined shape.
[0025]
On the other hand8, 19The production method of the present invention can be applied to the case where an alumina sintered body is produced using a sintering aid such as MgO, or the case of alumina sintering containing a Group 3A metal oxide and / or a Group 4A metal oxide (excluding Ti). A method suitable for manufacturing a ligation,1-4, 12-15It is preferably applied to the production of the alumina sintered body of the invention.
The first8, 19By the method of the invention1, 15When the alumina sintered body of the invention is manufactured, as the “other raw material powder” formed with the alumina powder, a powder of Group 3A metal oxide and / or Group 4A metal oxide (except Ti) is used. Alternatively, it may be a powder of a compound (for example, an organometallic compound such as a metal alkoxide) that becomes a group 3A metal oxide and / or a group 4A metal oxide (excluding Ti) after sintering, or these may be used in combination. Good.
[0026]
First5-8, 16-19In the present invention, the average particle size of the “alumina powder” is “1.0 μm or less”, and preferably 0.2 to 0.7 μm. When this average particle diameter exceeds 1.0 μm, the strength and hardness of the obtained sintered body are reduced, and the wear resistance and the like are also lowered. In addition, even if the average particle diameter of the alumina powder is less than 0.2 μm, it can be an alumina sintered body having the required physical properties, but such fine powder is expensive, and the resulting alumina sintered body is High cost.
[0027]
First5, 16In the invention, the density of the “primary sintered body” is 3.77 g / cm.3If it is less than 3, the density of the “secondary sintered body” after the HIP treatment is 3.98 g / cm 3.3The above cannot be achieved, and a sufficiently densified alumina sintered body cannot be obtained. On the other hand, the density of the primary sintered body is 3.91 g / cm.3When exceeding, grain growth occurs in the primary sintering, and the strength and the like of the alumina sintered body are lowered. The density of the primary sintered body is 3.77 to 3.91 g / cm.3, Especially 3.80-3.88 g / cm3In this range, by subjecting this primary sintered body to HIP treatment, a secondary sintered body (alumina sintered body of the present invention) having high density, high strength and hardness and having the required characteristics is obtained. be able to.
[0028]
The second6, 17In the invention, if the relative density (referring to the theoretical density) of the “primary sintered body” is less than 94.5%, the relative density of the “secondary sintered body” after the HIP treatment is performed. Cannot be made 99.8% or more, and a sufficiently densified alumina sintered body cannot be obtained. On the other hand, when the relative density of the primary sintered body exceeds 98.0%, grain growth occurs in the primary sintering, and the strength and the like of the alumina sintered body decrease. If the relative density of the primary sintered body is in the range of 94.5 to 98.0% (more preferably 95.5 to 97.5, still more preferably 96.0 to 97.0%), the primary sintered body By applying HIP treatment to the bonded body, the relative density of 99.8% or more (more preferably 99.9% or more, and further preferably 100.0.%) Is high, the strength, It can be set as the secondary sintered compact (alumina sintered compact of this invention) with large hardness and a required characteristic.
[0029]
First7, 18In the invention, the firing temperature is “1225 to 1275 ° C.”, preferably 1240 to 1260 ° C. First8, 19In the invention, the firing temperature is “1225 to 1360 ° C.”, preferably 1240 to 1320 ° C. When the firing temperature is less than the above range, the density of the primary sintered body cannot be sufficiently increased, and a sufficiently densified secondary sintered body cannot be obtained even when the HIP treatment is performed. On the other hand, when the firing temperature exceeds the above range, grain growth and further abnormal grain growth occur during primary sintering, and the strength, hardness, and the like of the resulting alumina sintered body are lowered. Firing can be performed in an oxidizing atmosphere such as an air atmosphere, and the holding time at the firing temperature can be 0.5 to 5 hours, particularly about 1 to 3 hours.
[0030]
The second7, 18In the present invention, the temperature of the HIP treatment is “1100 to 1250 ° C.”, preferably 1125 to 1225 ° C. First8, 19In the invention, the temperature of the HIP treatment is “1100 to 1350 ° C.”, preferably 1200 to 1300 ° C. First7, 18And second8, 19In the invention, the pressure of the HIP treatment is "500 to 2000 kg / cm.2And 1000 to 2000 kg / cm2It is preferable that If the temperature and / or pressure of the HIP treatment is less than the above range, a sufficiently densified secondary sintered body cannot be obtained, and the strength, hardness and the like of the alumina sintered body are lowered. On the other hand, when the treatment temperature exceeds the above range, grain growth in the secondary sintered body and further abnormal grain growth occur, and the strength and the like of the resulting alumina sintered body are lowered. The HIP processing pressure is 2000 kg / cm.2In the case of exceeding, it is possible to produce an alumina sintered body having required physical properties, but the obtained sintered body is expensive. The HIP treatment can be performed in an inert atmosphere such as nitrogen or argon, and the time for maintaining the treatment temperature and pressure can be 0.5 to 3 hours, particularly about 1 to 2 hours.
[0031]
First9, 20The sintered alumina member of the invention is the first-4, 12-15A sintered alumina member comprising the alumina sintered body of the invention, wherein when the sintered alumina member is polished, the area ratio of the particle drop-off portion of the alumina crystal grains on the polished surface is 1% or less. To do.
The second10, 21The sintered alumina member of the invention is the first-4, 12-15A sintered alumina member comprising the alumina sintered body of the invention, wherein the centerline average roughness (Ra) on the polished surface of the sintered alumina member is 0.002 to 0.020 μm, and the maximum height (Rmax) Is 0.01 to 0.30.
[0032]
First9, 20, 10, 21The invention is the first-4, 12-15This shows that when a member made of an alumina sintered body of the invention is polished, the alumina crystal grains are less likely to drop off on the surface and the surface roughness is small. First9, 20, 10, 21In the invention, when the area ratio of the particle dropout portion exceeds 1%, it is easily damaged by contact stress applied to the member. If this area ratio is 0.7% or less, particularly 0.5% or less, a member having a smooth surface and not damaged even when subjected to a large contact stress or the like can be obtained.
[0033]
First10, 21In the present invention, when Ra exceeds 0.020 μm and / or Rmax exceeds 0.30 μm, stress concentrates on a portion where the degree of roughness is severe, and fracture starts from this point. When Ra is 0.002 to 0.015 μm, particularly 0.002 to 0.008 μm, and Rmax is 0.01 to 0.20 μm, particularly 0.01 to 0.10 μm, stress concentration is suppressed. Therefore, it is preferable because the alumina member can be made stronger.
[0034]
First11, 22The arc tube of the invention is the first-4, 12-15It consists of the alumina sintered body of the invention. First-4, 12-15Since the alumina sintered body of the invention can be excellent in translucency and transparency, it is suitable for use as an arc tube. In addition, since it can be a sintered body having high strength and hardness at room temperature and high temperature, the required strength and hardness can be obtained even if the thickness of the arc tube is reduced. And transparency is further improved.
[0035]
The first-4, 12-15The alumina sintered body of the invention can be a sintered body having high strength and hardness at room temperature and high temperature, and can be excellent in wear resistance, and is therefore suitable as a cutting tool.
[0036]
The use of the alumina sintered body of the present invention as a cutting tool will be further described.
When the cutting speed is increased in order to improve manufacturing efficiency, the cutting edge temperature rises due to this high-speed cutting. For this reason, cutting tools are required to have excellent high-temperature hardness, strength and welding resistance. In addition, since the cutting edge temperature rises in the processing of a hard material (hard-to-cut material) such as hardened steel, the hardness, strength and welding resistance at high temperatures are also required. Therefore, when the alumina sintered body of the present invention is used as a cutting tool, it is more preferable that the Vickers hardness at 1000 ° C. is 850 or more and the bending strength at 1200 ° C. is 500 MPa or more.
Further, an alumina sintered body containing 0.02 to 2.0 mol% of one or more metal oxides selected from rare earth elements with respect to alumina, and a total visible light transmittance when the sample thickness is 0.5 mm Alumina sintered body having a content of 30% or more is also suitable for use as a cutting tool.
[0037]
For example, among the alumina sintered bodies of the present invention, one or more metal oxides selected from Group 3A metal oxides and Group 4A metal oxides (excluding Ti) oxides are added to 0.02 to 2. Contains 0 mol%, density is 3.98 g / cm3(The relative density with respect to the theoretical density is 99.9%) or more, and the average grain size of the alumina crystal grains is 0.3 to0.7A cutting tool made of an alumina sintered body having a Vickers hardness of 850 μm and 1000 ° C. and a three-point bending strength of 500 MPa at 1200 ° C. is excellent in high-temperature strength and high-temperature hardness. It can use suitably for etc. Furthermore, the bending strength and Vickers hardness at room temperature are preferably 750 MPa or more and 1900 or more, respectively.
[0038]
As the “Group 3A metal” in the Group 3A metal oxide, Sc, Y and lanthanoids are preferably used, among which Sc, Y, La, Dy, Yb and Lu are more preferable, and Y and Yb are particularly preferable. In addition, as the “Group 4A metal” in the Group 4A metal (excluding Ti) oxide, Zr and Hf are preferably used, and Zr is particularly preferable.
The content of the Group 3A metal oxide and / or the Group 4A metal oxide (excluding Ti) is in the range of 0.02 to 0.2 mol% with respect to alumina. If this content is less than 0.02 mol%, the effect of adding these additives (oxides) does not appear, and the strength or hardness at a high temperature of 1000 ° C. is insufficient. On the other hand, when the content exceeds 2.0 mol%, the oxide itself, the compound of the oxide and alumina, or both segregates at the grain boundary, and the strength and hardness of the sintered body at room temperature and high temperature are lowered. . When the high-temperature strength and high-temperature hardness decrease, the hardness and strength decrease significantly as the tool edge temperature increases due to high-hardness material cutting and high-speed cutting. The decrease in hardness increases the amount of wear, and the decrease in high-temperature strength causes flaking. This is not preferable because the tool life is shortened.
[0039]
The average grain size of the alumina crystal grains constituting the alumina sintered body is 0.3 to 0.7 μm. When the average grain size of the alumina crystal grains exceeds 1.0 μm, the strength and hardness of the sintered body at room temperature becomes small. On the other hand, if the average grain size of the alumina crystal grains is less than 0.3 μm, it is difficult to produce using an inexpensive raw material powder (for example, by a mass production technique such as firing-HIP treatment), and the resulting sintered body is low in cost. Become high. Furthermore, when the average particle diameter is less than 0.1 μm, creep deformation due to grain boundary diffusion is likely to occur, so that high-temperature hardness and strength are reduced.
Further, since the residual pores serve as a starting point for fracture and cause deterioration of the strength of the sintered body, the alumina sintered body as a cutting tool needs to be a dense sintered body. For this reason, the density of the alumina sintered body is at least “3.98 g / cm 3.3Above ”, especially 3.99 g / cm3The above is preferable. The upper limit of the sintered body density is the theoretical density of the resulting alumina sintered body. However, since the theoretical density of the sintered body varies slightly depending on the type and amount of the additive, the relative density should be 99.9% or more. Is preferred.
[0040]
When the presence of pores and grain boundary precipitates that cause the failure start point and deterioration of high-temperature characteristics becomes extremely small, the scattering and absorption of visible pores by pores and grain boundary inclusions are reduced, so that the sintered body becomes transparent. Shows sex. That is, the sintered body having a certain level of translucency ensures that there are few pores and inclusions in the sintered body, and therefore there is little adverse effect on the properties due to the pores and inclusions. The translucency level is preferably such that the total transmittance in visible light when the sample thickness is 0.5 mm and the sample is mirror-polished to Ra <0.02 μm is 30% or more, more preferably 50%. That's it. By using a light-transmitting cutting tool in this way, internal defects and impurities caused by manufacturing variations can be easily found, so that the reliability of the product is improved. Furthermore, there is an advantage that it is easy to find an abnormality or the like occurring in the cutting tool after the start of use.
[0041]
(Function)
According to the method for producing an alumina sintered body of the present invention, after obtaining a primary sintered body by calcining alumina powder having a small particle size and high purity at a low temperature, specific conditions (specific Temperature and pressure). In particular, an alumina sintered body obtained by using alumina powder alone as a raw material powder (that is, with little or no sintering aid) is densified to almost the theoretical density and extremely It has a fine structure and has high strength and hardness. In addition, as a raw material powder, an alumina sintered body obtained by using a specific metal oxide or a powder of a compound that becomes a specific metal oxide after firing in a predetermined ratio with respect to the alumina powder is only at room temperature. Even at high temperatures, the strength and hardness are high.
Furthermore, by setting the average aspect ratio of the alumina crystal grains within a predetermined range as in the third invention, an alumina sintered body and a sintered alumina member having excellent wear resistance can be obtained. Hereinafter, this operation will be further described.
[0042]
The crystal structure of alumina is hexagonal, and various characteristics such as the thermal expansion coefficient and elastic modulus of the a-axis and c-axis are different. Since the a-axis and c-axis thermal expansion coefficients of the alumina crystal grains are different, residual stress is generated at the grain boundary during cooling after firing. This residual stress increases as the particle size and aspect ratio of the alumina particles in the sintered body increase. For this reason, it is considered that when the particle size and aspect ratio are increased, the grain boundary is easily destroyed by residual stress, and the particles fall off.
The alumina crystal grains have different elastic moduli between the a axis and the c axis. For this reason, when stress is applied to the alumina sintered body from the outside, it is considered that stress concentration occurs at the grain boundary portion and breakage is likely to occur near the grain boundary.
In the present invention, by setting both the average particle diameter and average aspect ratio of the alumina crystal particles in the sintered body to a specific value or less, residual stress and stress concentration in the sintered body are suppressed, and strength, wear resistance, etc. It is an excellent alumina sintered body.
[0043]
Moreover, in the conventional sintered alumina member, particles are likely to fall off during lapping or polishing, and it has been difficult to obtain a sufficiently smooth mirror surface. However, in the sintered alumina member of the present invention, the residual stress at the grain boundary is suppressed, so that it is difficult for particles to fall off during polishing such as lapping and polishing, and precise mirror finishing is possible. Furthermore, in applications where large contact stresses such as bearings are used, fracture may occur due to stress concentration at the site where the particles fall off. However, in the sintered alumina member of the present invention, since there are few defects such as particle dropout, even if it is used as a bearing or the like that generates a large contact stress, destruction should be sufficiently suppressed and a highly reliable member Can do.
[0044]
On the other hand, when obtaining a primary sintered body, grain growth is suppressed by a method such as firing at a low temperature (for example, 1225 to 1275 ° C., preferably 1240 to 1260 ° C.), and the density is decreased (for example, 3.77 to 3. 91g / cm3, Preferably 3.80-3.88 g / cm3) Or by suppressing the relative density to the theoretical density low (for example, 94.5 to 98.0%, preferably 95.5 to 97.5%, more preferably 96.0 to 97.0%). Thus, a primary sintered body having small residual pores and distributed only at the grain boundaries can be obtained. When such a primary sintered body is subjected to HIP treatment under predetermined conditions, residual pores are easily discharged (disappeared), so that a secondary sintered body having excellent translucency can be obtained. In addition, according to this method, the average particle diameter of the alumina crystal grains constituting the sintered body can be suppressed to 1 μm or less, so that a translucent alumina sintered body having both high strength and high hardness can be obtained.
[0045]
In addition, the first, 12By setting the average facet length of the alumina crystal grains within a predetermined range as in the invention, the second, 13As in the invention, an alumina sintered body having high transparency to visible light and high transparency can be obtained. Hereinafter, this operation will be further described.
[0046]
In the prior art, many have improved translucency by removing grain boundary segregation and pores and further reducing grain boundaries by grain growth. However, since α-alumina is a hexagonal system, the refractive indexes of the a-axis and c-axis are essentially different, and scattering at this grain boundary is inevitable even when the number of grain boundaries is reduced. For this reason, conventional translucent alumina (α-alumina) generally becomes cloudy in the form of polished glass due to scattering at grain boundaries or surface portions even if the total transmittance (diffuse transmittance) is relatively high. Therefore, it is unsuitable for applications such as a point light source (such as a projector lamp) for focusing and an optical window material.
The present inventor made the alumina sintered body having a high total transmittance and a high linear transmittance with respect to the total transmittance by making the facet length of the alumina crystal grains equal to or less than the wavelength of visible light (380 nm to 780 nm), That is, the present inventors have found that the alumina sintered body exhibits transparency like glass instead of the conventional polished glass.
[0047]
The reason why the alumina sintered body of the present invention is excellent in transparency is presumed as follows.
The alumina crystal grains in the sintered body have a polyhedral shape, and the grain boundaries are relatively flat surfaces (facets). Since the crystal orientations of adjacent aluminas are different, this grain interface is accompanied by a change in refractive index. In addition, since the relationship between crystal orientations differs depending on the grain interface, the degree of change in refractive index also differs. Therefore, the present inventor considered that the size of the facet is important in the light transmission behavior, and examined the relationship between the facet length and the transmittance, and found that the size of the facet was approximately the same as the wavelength of visible light. Or it discovered that the ratio of the linear transmittance | permeability with respect to the total transmittance | permeability improved significantly by setting it as it or less. As shown in FIG. 6 (b), this is presumed to be due to the fact that remarkable scattering of light is suppressed when the facet length is shortened to the same level as the wavelength or less due to the property as a wave of light. Therefore, it is considered that the facet length is shorter with respect to the wavelength, but the refractive indices of the a-axis and c-axis in the alumina crystal grains are 1.760 and 1.768, respectively, and the difference in refractive index is 0.008. And not so big. For this reason, if the facet length is usually 700 nm or less, practically sufficient transparency can be obtained.
[0048]
On the other hand, many conventional translucent aluminas have an extremely large average grain size of alumina crystal grains, for example, several μm to several tens of μm.1, 12It becomes longer as it deviates from the scope of the invention. In this case, since the facet is sufficiently large with respect to the wavelength of the light, as shown in FIG.2, 13An alumina sintered body satisfying the invention cannot be obtained. Even if the average grain size is relatively small, for example, when the aspect ratio of alumina crystal grains is relatively large, the average facet length is1, 12It may be larger than the scope of the invention. Thus, paying attention not only to the average grain size of the alumina crystal grains but also to the “average facet length”, the transparency of the alumina sintered body is improved by controlling the average facet length to a predetermined value or less.2, 13It has been found for the first time by the present inventor that an alumina sintered body having excellent translucency and transparency as in the invention is obtained.
[0049]
First1, 12Invention or No.2, 13Since the alumina sintered body of the invention has less scattered light than linearly transmitted light, the design of the optical system is facilitated and a sharp focus can be achieved, and it has transparency like glass. From these features, it is suitable for use as a light source for data projectors, projector TVs, and the like, and as an optical window material.
[0050]
The second1, 15In the invention, it is not always clear why the addition of Group 3A metal oxides and / or Group 4A metal oxides (excluding Ti) oxides improves strength and hardness at high temperatures, but these oxides are probably It is presumed that segregated in the boundary and increased the bonding force of the grain boundary.
[0051]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples.
(Experimental example A)
thisExperimental exampleExamines the correlation between the average grain size and average aspect ratio of the alumina crystal grains, the density of the alumina sintered body, and the strength, hardness and permeability of the alumina sintered body.
Alumina powder having an average particle size of 0.22 μm and a purity of 99.99% or higher was crushed wet using water as a medium using high-purity alumina spherulite (purity of 99.5% or higher). The obtained slurry was spray-dried and then molded into a predetermined shape, and this molded body was fired at the temperature described in Table 1. Then, HIP was applied to the primary sintered body at the temperature and pressure described in Table 1. Treated. In addition, since the thing with an alumina purity of 99.5% or more was used as the spherulite, the mixing of impurities due to the abrasion of the spherulite can be reduced.
[0052]
Firing was performed in an air atmosphere, and the holding time at the firing temperature was 2 hours. The HIP treatment was performed in an argon atmosphere, and the holding time at the HIP treatment temperature and pressure was 1 hour. In Experimental Example 8, 0.1 mol% of Nb was added to the alumina powder with respect to 100 mol% of the alumina powder.2O5And 0.07 mol% SiO2Were baked in the same manner and subjected to HIP treatment.
About the obtained alumina sintered body, the density of the primary sintered body after firing (also referred to as “primary density”) and the density of the secondary sintered body after HIP treatment (also referred to as “density after HIP treatment”). The average grain size and average aspect ratio of the alumina crystal grains, and the bending strength, Vickers hardness and transmittance of the alumina sintered body at room temperature were measured by the following methods. The results are shown in Tables 1 and 2.
[0053]
(1) Primary density after firing and density after HIP treatment; measured by Archimedes method defined in JIS R 1634 (numerical values were rounded to two decimal places according to JIS Z 8401).
(2) Average grain size and average aspect ratio of alumina crystal grains; after the sintered body is mirror-polished and thermally etched, a scanning electron micrograph is taken, and this picture is used to calculate by an image processing analyzer. The arithmetic average value of the maximum particle length (major axis) was defined as the average particle diameter. Further, the shortest distance between two straight lines in parallel with the direction of the maximum length (major axis) and in contact with the particles was determined, and this was defined as the minor axis. A value obtained by dividing the major axis by the minor axis was calculated as an aspect ratio, and the arithmetic average of the measured aspect ratios of all particles was defined as the average aspect ratio. The number of particles measured is 500 or more. The average particle size of
[0054]
(3) Bending strength of alumina sintered body: Three-point bending strength at room temperature was measured by a bending strength test method defined in JIS R 1601.
(4) Hardness of the alumina sintered body: Measured at a load of 1 kgf (9.807 N) by the Vickers hardness test method defined in JIS R 1610.
(5) Transmittance of the alumina sintered body: As shown in FIG. 5, the
[0055]
[Table 1]
[Table 2]
According to the results of Tables 1 and 2, in Experimental Examples 2 to 5, the average grain size of the alumina crystal grains is 0.52 to 0.60 μm, the average aspect ratio is 1.30 to 1.37, and sintering is performed. Body density is 3.99 g / cm3And it turns out that the average particle diameter and average aspect-ratio are very small and uniform, and the alumina sintered compact with high density is obtained. Moreover, since it is such a sintered compact, the bending strength is 850-870 MPa, Vickers hardness is 2105-2140, and it turns out that it is an alumina sintered compact excellent in both strength and hardness. Furthermore, a high value of 60 to 70% was also obtained in the transmittance.
[0058]
(Experimental example B)
thisExperimental exampleIs a method in which the surface of the sintered body is polished under specific conditions, and the degree of dropout and surface roughness of the sintered body after polishing is evaluated.
The surface of the sintered body of 6 (width) × 20 (length) × 4 (height) mm made of the alumina sintered bodies of Experimental Examples 4, 5, 7 and 8 in Tables 1 and 2 is subjected to the following conditions. After polishing with <1> and then polishing under condition <2>, at least three optical micrographs of the surface to be polished are taken at 100 times (200 to 400 times when difficult to see), and particles occupying this field of view The area of the drop-off portion was measured, and the area ratio with respect to the polished area was calculated. An image analyzer or the like can be used for this area measurement. The results are shown in Table 3.
<1> Wet polishing using water [Abrasive: particle size: 45 μm, diamond wheel (SD D45 J 100 B), polishing time: 10 minutes]
<2> Wet polishing using oil (abrasive: particle size: 3 μm, on diamond paste, bread cloth, polishing time: 10 minutes)
[0059]
Moreover, the optical microscope photograph (100-times multiplication factor) of the to-be-polished surface of Experimental example 4 is shown in FIG. FIG. 2 shows an image in which the black portion of this photograph is a particle dropout portion and this particle dropout portion is emphasized by image processing (contrast enhancement, gradation conversion, etc.). Further, FIG. 3 shows an optical microscope photograph (magnification 100 ×) of the polished surface of Experimental Example 7, and FIG. 4 shows an image in which the particle dropout portion of this photograph is enhanced by image processing (contrast enhancement, two gradations, etc.). Shown in
[0060]
The surface roughness of the sintered body after polishing was measured by a surface roughness measuring device (a stylus type surface roughness measuring machine defined in JIS B 0651), and Ra and Rmax were determined according to JIS B 0601. . In the measurement, the tip radius of curvature of the stylus was 5 μm. The results are also shown in Table 3.
[0061]
[Table 3]
According to the results of Table 3, in Experimental Examples 4 and 5, the area ratio of the particle dropout portion is 0.02 to 0.04%, and the particle dropout hardly occurs. Moreover, Ra is 0.004-0.005 micrometer and Rmax is 0.077-0.079 micrometer, and it turns out that it has a very smooth surface. On the other hand, in Experimental Example 7, the area ratio of the particle dropout portion was 20.56%, and the dropout of particles was severe, and in Experimental Example 8, it was dropped considerably to 4.27%. In these experimental examples 7 and 8, Ra is 0.021 μm or more, Rmax is 0.504 μm or more, and it can be seen that the surface is rough. Differences in the degree of particle dropout and the surface roughness of these sintered alumina members are also apparent by comparing FIGS.
[0063]
(Experimental example C)
thisExperimental exampleIsExperimental example BIn this example, the wear resistance of the sintered alumina member for which the degree of particle dropout and the surface roughness were examined was evaluated.
The wear resistance is as follows. Each sintered alumina member is applied to a diamond wheel (SD D45 J 100 B) having a particle size of 45 μm and a surface pressure of 1 kg / cm.2The amount of wear when pressed for 5 minutes (represented as “abrasion depth” in Table 3) was evaluated. The abrasion test was conducted by a wet method using water. The test piece dimensions were 6 (width) × 20 (length) × 4 (height) mm. The results are shown in Table 4.
[0064]
(Experimental example D)
thisExperimental exampleIsExperimental example BThe sintered alumina member for which the degree of particle dropout and the surface roughness were examined was evaluated for resistance to contact stress.
The damage generation load is determined by finding the minimum load at which damage such as cracking occurs in the member when a 3/8 inch diameter steel ball is pressed against the polished surface of each sintered alumina member and the load is increased. evaluated. The results are also shown in Table 4. If the load is increased to 500 kgf and no damage occurs at this load, “> 500” is shown in Table 4.
[0065]
[Table 4]
According to the results of Table 4, it can be seen that in Experimental Examples 4 and 5, the wear depth is 15 to 18 μm, and the wear resistance is excellent. On the other hand, in Experimental Examples 7 and 8, the wear depth is about 20 times that of Experimental Examples 4 and 5, indicating that the wear resistance is poor.
[0067]
The damage generation load is also> 500 kgf in Experimental Examples 4 and 5, indicating that the resistance against contact stress is very high. On the other hand, in Experimental Example 7, damage occurred at a load of 400 kgf. In particular, in Experimental Example 8, the stress was concentrated at the grain boundary with a large aspect ratio, so that damage occurred at a very low load of 20 kgf, and resistance to contact stress. Is very low. Thus, in the members of Experimental Examples 7 and 8 in which particles are dropped and the surface is rough, damage due to contact stress is likely to occur. On the other hand, the members of Experimental Examples 4 and 5 that have high strength and hardness, are difficult to drop off particles, and have a small surface roughness are not damaged by a load of 500 kgf. From these results, the alumina sintered body is useful as a sintered alumina member such as a bearing (bearing ball or the like) or a sliding member to which a large contact stress is applied.
[0068]
(Experimental example E)
thisExperimental exampleShows the correlation between the average facet length of the alumina crystal grains and the permeability of the alumina sintered body.
Alumina powder having an average particle size of 0.22 μm and a purity of 99.99% or more is mixed with raw material powders of the types and amounts shown in Table 5,Experimental example AThe molded body produced in the same manner as above was fired at the temperature described in Table 5, and then this primary sintered body was subjected to HIP treatment at the temperature and pressure described in Table 5. Other conditions during firing and HIP treatmentExperimental example AIt is the same.
About the obtained alumina sintered body, the primary density and the density after HIP treatment were measured in the same manner as in Example 1. Further, the average facet length of the alumina crystal grains, the total transmittance of the alumina sintered body, the linear transmittance, and these The ratio (linear transmittance / total transmittance) was measured by the following method. Further, the sintered body was mirror-polished and thermally etched, and then a scanning electron micrograph was taken. From this photograph, the average grain size and average aspect ratio of the alumina crystal grains were determined by the intercept method. The results are shown in Tables 5 and 6.
[0069]
(6) Average facet length; after the sintered body is mirror-polished and thermally etched, a scanning electron micrograph is taken, and the length (facet length) of each side of the alumina crystal grains is measured using this photograph. The average value was calculated. The number of alumina crystal grains used for the measurement is 100 or more.
[0070]
(7) Total transmittance, linear transmittance and ratio thereof: Generally, the translucency of translucent ceramics is often measured using an ordinary spectrophotometer, but at this time the aperture angle of the measuring instrument is large And the amount of transmitted light including scattered light is measured. Since the opening angle of the detector differs depending on the type of the measuring instrument, care must be taken when comparing the measured values for the diffusely permeable material. In this example, as shown in FIG. 7, the opening angle θ of the detector is defined from the size of the slit (using a circular slit, radius r) and the distance L between the slit and the sintered body sample. Linear transmittance and total transmittance were measured.
In addition, the transmittance | permeability of a sample is shown by following formula (1).
Transmittance T = I / I0= (1-R)2exp (−μx) (1)
(However, I0= Incident light intensity, I = transmitted light intensity, R = reflectance, x = sample thickness, μ = apparent absorption coefficient. )
[0071]
(Transmittance measurement conditions)
Light source: Halogen lamp (white light with a color temperature of 3100 K) provided with an infrared cut filter (cuts a wavelength of 800 nm or more).
Linear transmittance: L = 500 mm, r = 3 mm (θ = 1 °)
Total transmittance: L = 1 mm or less, r = 10 mm (θ = about 90 °)
Sample thickness: 0.5 mm
Sample surface condition: In order to remove the influence of reflection and scattering of the surface and judge the characteristics of the material itself, each sample surface was mirror-polished to Ra = 0.02 μm or less.
[0072]
[Table 5]
[Table 6]
As can be seen from Tables 5 and 6, the sintered bodies of Experimental Examples 4, 9, and 10-12 all have high transmissivity of 50% or more in total transmittance, and the ratio of linear transmittance to total transmittance. Is 0.3 or more and excellent in transparency. Further, on the other hand, the sintered body of Experimental Example 13 was polished glass although the total transmittance was high, and the linear transmittance was low and lacked transparency.
[0075]
(Experimental example F)
thisExperimental exampleExamines the correlation between the type and amount of the metal oxide contained in the alumina sintered body and the strength and hardness of the alumina sintered body at each temperature.
Alumina powder having an average particle size of 0.22 μm and a purity of 99.99% or more is mixed with raw material powders of the types and amounts shown in Table 7,Experimental example AThe molded body produced in the same manner as above was fired at the temperature described in Table 7, and then this primary sintered body was subjected to HIP treatment at the temperature and pressure described in Table 7. Other conditions during firing and HIP treatmentExperimental example AIt is the same.
About the obtained alumina sintered body, the primary density, the density after HIP treatment, and the bending strength and Vickers hardness of the alumina sintered body at room temperatureExperimental example AThe bending strength and Vickers hardness at high temperature were further measured by the following method. Further, the sintered body was mirror-polished and thermally etched, then a scanning electron micrograph was taken, and the average particle diameter of alumina crystal grains was determined from this photograph by the intercept method. The results are shown in Tables 7 and 8.
[0076]
(8) High temperature bending strength: Three-point bending strength at 1000 ° C. and 1200 ° C. was measured by a bending strength test method defined in JIS R 1604.
(9) High temperature hardness: Vickers hardness at 1000 ° C. was measured in a vacuum at a load of 1 kgf (9.807 N) by a Vickers hardness test method defined in JIS R 1623.
[0077]
[Table 7]
[Table 8]
As can be seen from Tables 7 and 8,1The alumina sintered bodies of Experimental Examples 10-12 and 14-23 having the composition, sintered body density, and average particle diameter corresponding to the invention have high strength and hardness at both room temperature and 1000 ° C., and further at 1200 ° C. Excellent strength. On the other hand1The alumina sintered bodies of Experimental Examples 4, 9, 24, and 25 containing no metal oxide according to the invention or having a low content lacked the hardness at 1000 ° C. and the strength at 1200 ° C. Moreover, in the alumina sintered body of Experimental Example 26 in which the content of metal oxide was too large, the strength and hardness at room temperature and high temperature were lowered.
[0080]
(Experimental example G)
thisExperimental exampleThese are the examples which examined the alumina sintered compact of this invention as a cutting tool.
An alumina powder having an average particle size of 0.22 μm and a purity of 99.99% or more, and a metal oxide of the type and amount shown in Table 9 are mixed with high-purity alumina spherulite (purity of 99.5% or more), water and a dispersant Wet mixed and pulverized. After adding a binder as needed, the obtained slurry is spray-dried to obtain raw material powder granules. The granules were formed into a predetermined shape, and the formed body was fired at atmospheric pressure for 2 hours at a temperature shown in Table 8 to obtain a primary sintered body. Next, the primary sintered body was subjected to HIP treatment at a temperature and pressure shown in Table 9 using predetermined argon as a pressure medium.
[0081]
About the obtained alumina sintered body, primary density, density after HIP treatment, bending strength and Vickers hardness of alumina sintered body at room temperature and high temperature, and average particle diameterExperimental example FWas measured in the same manner. Further, the sintered body was mirror-polished and thermally etched, then a scanning electron micrograph was taken, and the average particle diameter of alumina crystal grains was determined from this photograph by the intercept method.
[0082]
Further, the obtained sintered body was processed into a SNGN434-TNF shape and subjected to the following cutting test. In this test, if the distance that can be cut is 850 m or more, it is practically sufficient, more preferably 1000 m or more, and even more preferably 1200 m or more.
[Cutting test conditions]
Non-cutting material; cast iron
Cutting conditions: Dry, cutting speed V = 1000 m / min, f = 0.30 mm / rev (tool feed is 0.3 mm per rotation of the work material), cutting depth d = 2.0 mm.
Cutting tool (chip) shape; SNGN434-TNF
Holder; C16L-44
[0083]
Furthermore, the translucency of the obtained sintered body was evaluated by the following method.
(Translucency test)
A sample prepared so that the thickness after mirror polishing (Ra <0.02 μm) is 0.5 mm is sandwiched between slits with a 10 mm square opening (thickness 1 mm or less), and an illuminance meter (made by Custom Co., Ltd., trade name “ LUXMETER LX1334 ") was in close contact with the exposed portion. A halogen lamp 1 having a color temperature of 5500K was used for visible light irradiation. I is the light intensity when the sample is not placed on the illuminometer.0, I is the intensity of light passing through the sample,0/ I × 100 was defined as the total transmittance (%).
The above results are shown in Tables 9 and 10.
[0084]
[Table 9]
[Table 10]
The sintered bodies of Experimental Example 11 and Experimental Example 27 were high in strength and hardness at normal temperature and high temperature, and therefore, the cutting distance was 850 m or more, and the life as a cutting tool was long and excellent. In particular, in Experimental Example 11, which has the same composition as Experimental Example 27, but the HIP treatment temperature was lowered, the growth of alumina crystal grains was suppressed as compared with Experimental Example 27, and the strength and hardness were further improved, resulting in a longer tool life. Extended. The sintered bodies obtained in these experimental examples also had a high total transmittance.
On the other hand, in Experimental Examples 28 and 29 where the addition amount of the metal oxide is large, the sintered body cannot be sufficiently densified as can be seen from the value of the relative density, and therefore the strength and hardness at normal temperature and high temperature are low. It became a cutting tool with a short life. In these experimental examples, the total transmittance was also low.
[0087]
【The invention's effect】
First3, 14The alumina sintered body of the invention has high density, high strength and hardness, and is excellent in wear resistance and the like. First1, 2, 12, 13The alumina sintered body of the invention is excellent in both translucency and transparency. The alumina sintered bodies of the first to third inventions are the first4It may have the strength and hardness of the invention. First1The alumina sintered body of the invention has a high density, a large strength and hardness at room temperature, and a high strength and hardness even at high temperatures.
First5, 16Invention and No.6, 17According to the invention, a primary sintered body having a density in a specific range is prepared, and then the primary sintered body is subjected to HIP treatment, whereby the first-4, 12-15An alumina sintered body having the excellent characteristics of the invention can be easily produced. The second7, 18Invention and No.8, 19According to the invention, the first temperature is obtained by firing in a specific temperature range and performing a HIP process under a specific condition.-4, 12-15An alumina sintered body having the excellent characteristics of the invention can be easily produced.
First9, 10And the second20, 21The sintered alumina member of the invention is the first-4, 12-15Since it is made of the alumina sintered body of the invention, it has excellent wear resistance, and during polishing, it is difficult for particles to fall off from the surface, and since the surface roughness is small, it has excellent resistance to contact stress etc. can do.
First11, 22The arc tube of the invention is the first-4, 12-15Since it consists of the alumina sintered body of the invention, it is excellent in translucency and transparency, and further in strength, hardness, wear resistance and the like.
[Brief description of the drawings]
[Figure 1]Experimental example B5 is an optical micrograph of the surface to be polished after polishing the sintered body made of alumina ceramic of Experimental Example 4.
FIG. 2 is an explanatory diagram of an image in which a particle dropout portion in the photograph of FIG. 1 is enhanced by image processing (contrast enhancement, gradation conversion, etc.) using an image analysis processing apparatus.
[Fig. 3]Experimental example B5 is an optical micrograph of the surface to be polished after polishing the sintered body made of alumina ceramic of Experimental Example 7.
4 is an explanatory diagram using an image in which a particle dropout portion in the photograph of FIG. 3 is enhanced by image processing (contrast enhancement, two-gradation, etc.) using an image analysis processing apparatus.
[Figure 5]Experimental example AIt is typical sectional drawing which shows the measuring method of the transmittance | permeability in.
6A and 6B are schematic cross-sectional views showing the concept of the facet length of alumina crystal grains and the light scattering state in the alumina sintered body, and FIG. 6A shows the average facet length. When it is longer than the wavelength of light, (b) shows the case where the average facet length is equal to or less than the wavelength of light.
[Fig. 7]Experimental example EIt is typical sectional drawing which shows the measuring method of the transmittance | permeability in.
Claims (22)
３Ａ族金属酸化物および４Ａ族金属（ただしＴｉを除く）酸化物から選択される一種以上の金属酸化物をアルミナに対して０．０２〜０．２ｍｏｌ％含むことを特徴とする透明性アルミナ焼結体。 A transparent alumina sintered body having an average particle diameter of 0.3 to 0.7 μm and an average facet length of 700 nm or less, comprising an alumina crystal grain constituting the sintered body ,
A transparent alumina firing comprising 0.02 to 0.2 mol% of one or more metal oxides selected from Group 3A metal oxides and Group 4A metal oxides (excluding Ti) oxide with respect to alumina Union.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ３の密度を有する一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して３．９８ｇ／ｃｍ３以上の密度を有する二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 1 to 4 ,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to be a primary sintered body having a density of 3.77 to 3.91 g / cm 3. And then subjecting the primary sintered body to a hot isostatic pressing process to obtain a secondary sintered body having a density of 3.98 g / cm 3 or more. Method.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して理論密度に対する相対密度が９４．５〜９８．０％である一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して理論密度に対する相対密度が９９．８％以上の二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 1 to 4 ,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to perform primary firing with a relative density of 94.5 to 98.0% relative to the theoretical density. A transparent alumina sintered body characterized by forming a sintered body and then subjecting the primary sintered body to hot isostatic pressing to obtain a secondary sintered body having a relative density of 99.8% or more with respect to the theoretical density. Body manufacturing method.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、１２２５〜１２７５℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１２５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 1 to 4 ,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired at 1225 to 1275 ° C. to obtain a primary sintered body, and then the primary sintered body A method for producing a transparent alumina sintered body, which is subjected to hot isostatic pressing at a temperature of 1100 to 1250 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm 2 to form a secondary sintered body.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末および他の原料粉末の混合物を所定形状に成形した後、１２２５〜１３６０℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１３５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 1 to 4 ,
After molding a mixture of alumina powder and other raw material powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more into a predetermined shape, it is fired at 1225 to 1360 ° C. to obtain a primary sintered body, Next, the primary sintered body is subjected to hot isostatic pressing at a temperature of 1100 to 1350 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm 2 to obtain a secondary sintered body. Production method.
該焼結アルミナ部材の研磨部分において、アルミナ結晶粒の粒子脱落部分の占める面積割合が１％以下であることを特徴とする焼結アルミナ部材。A sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of claims 1 to 4 ,
A sintered alumina member characterized in that, in the polished portion of the sintered alumina member, the area ratio occupied by the particle dropout portion of the alumina crystal grains is 1% or less.
該焼結アルミナ部材の研磨面における中心線平均粗さ（Ｒａ）が０．００２〜０．０２０μｍであり、最大高さ（Ｒｍａｘ）が０．０１〜０．３０μｍであることを特徴とする焼結アルミナ部材。A sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of claims 1 to 4 ,
The sintered alumina member has a center line average roughness (Ra) on a polished surface of 0.002 to 0.020 μm and a maximum height (Rmax) of 0.01 to 0.30 μm. Alumina member.
室温における曲げ強度が８００ＭＰａ以上であり、ビッカース硬度が１９００以上であることを特徴とする透明性アルミナ焼結体。 A transparent alumina sintered body having an average particle diameter of 0.3 to 0.7 μm and an average facet length of 700 nm or less, comprising an alumina crystal grain constituting the sintered body ,
A transparent alumina sintered body having a bending strength at room temperature of 800 MPa or more and a Vickers hardness of 1900 or more.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して３．７７〜３．９１ｇ／ｃｍ３の密度を有する一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して３．９８ｇ／ｃｍ３以上の密度を有する二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 12 to 15 ,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to be a primary sintered body having a density of 3.77 to 3.91 g / cm 3. And then subjecting the primary sintered body to a hot isostatic pressing process to obtain a secondary sintered body having a density of 3.98 g / cm 3 or more. Method.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、焼成して理論密度に対する相対密度が９４．５〜９８．０％である一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に熱間静水圧プレス処理を施して理論密度に対する相対密度が９９．８％以上の二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 12 to 15 ,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired to perform primary firing with a relative density of 94.5 to 98.0% relative to the theoretical density. A transparent alumina sintered body characterized by forming a sintered body and then subjecting the primary sintered body to hot isostatic pressing to obtain a secondary sintered body having a relative density of 99.8% or more with respect to the theoretical density. Body manufacturing method.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末を所定形状に成形した後、１２２５〜１２７５℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１２５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 12 to 15 ,
An alumina powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more is molded into a predetermined shape, and then fired at 1225 to 1275 ° C. to obtain a primary sintered body, and then the primary sintered body A method for producing a transparent alumina sintered body, which is subjected to hot isostatic pressing at a temperature of 1100 to 1250 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm 2 to form a secondary sintered body.
平均粒径が１．０μｍ以下であり純度が９９．９９％以上であるアルミナ粉末および他の原料粉末の混合物を所定形状に成形した後、１２２５〜１３６０℃で焼成して一次焼結体とし、次いで、該一次焼結体に温度１１００〜１３５０℃、圧力５００〜２０００ｋｇ／ｃｍ２の熱間静水圧プレス処理を施して二次焼結体とすることを特徴とする透明性アルミナ焼結体の製造方法。A method for producing the transparent alumina sintered body according to any one of claims 12 to 15 ,
After molding a mixture of alumina powder and other raw material powder having an average particle size of 1.0 μm or less and a purity of 99.99% or more into a predetermined shape, it is fired at 1225 to 1360 ° C. to obtain a primary sintered body, Next, the primary sintered body is subjected to hot isostatic pressing at a temperature of 1100 to 1350 ° C. and a pressure of 500 to 2000 kg / cm 2 to obtain a secondary sintered body. Production method.
該焼結アルミナ部材の研磨部分において、アルミナ結晶粒の粒子脱落部分の占める面積割合が１％以下であることを特徴とする焼結アルミナ部材。A sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of claims 12 to 15 ,
A sintered alumina member characterized in that, in the polished portion of the sintered alumina member, the area ratio occupied by the particle dropout portion of the alumina crystal grains is 1% or less.
該焼結アルミナ部材の研磨面における中心線平均粗さ（Ｒａ）が０．００２〜０．０２０μｍであり、最大高さ（Ｒｍａｘ）が０．０１〜０．３０μｍであることを特徴とする焼結アルミナ部材。A sintered alumina member comprising the transparent alumina sintered body according to any one of claims 12 to 15 ,
The sintered alumina member has a center line average roughness (Ra) on a polished surface of 0.002 to 0.020 μm and a maximum height (Rmax) of 0.01 to 0.30 μm. Alumina member.
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