JP4809096B2 - TiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス及びその焼結体製造方法 - Google Patents
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Description
特に、鉄系金属材料の切削工具として用いる場合、高速化、高精度が要求されるのであるが、硬度及びヤング率の向上が不可欠である。すなわち、硬度向上は、切削工具の長寿命化をもたらし、切削工具の交換頻度を低減させる。ヤング率の向上は切削工具の変形を抑制する。その結果として、切削機械の高速化、高精度が実現できるからである。
しかしながら、一般的にNiなどの金属添加により、セラミックスの硬度及び高温耐酸化性の低下が生じるという欠点があり、Ni添加によって上記の欠点を十分に改善できるに至っていないのが現状である。このようなことから、Ni等の金属に替えることができる焼結助剤が求められている。
チタンシリコンカーバイドに関連する従来技術として、結晶粒径が10μm以下であり、炭化チタン(TiC)含有量が8wt%以下であるチタンシリコンカーバイド(Ti3SiC2)焼結体(特許文献1参照)、炭化チタン(TiC)含有量が1wt%以下であるチタンシリコンカーバイド(Ti3SiC2)からなる金属性セラミックス粉末及び該粉末の製造方法(特許文献2参照)、炭化チタン(TiC)含有量が7wt%以下であるチタンシリコンカーバイド(Ti3SiC2)金属性焼結体とパルス通電加圧焼結方法(特許文献3参照)、水素化チタン粉、炭化チタン粉及び珪素粉末又は炭化珪素粉末を原料として、加圧焼結によりチタンシリコンカーバイド(Ti3SiC2)焼結体を製造する方法(特許文献4参照)、チタン粉、炭化珪素粉及びグラファイト粉末を原料として、固相反応により合成するチタンシリコンカーバイド(Ti3SiC2)焼結体の製造方法(特許文献5参照)の提案がある。
TiCは炭素欠陥による不定比化合物TiCy(y≦1)をつくり易い化合物であるが、本願発明は、不定比化合物TiCy(y≦1)を当然に包含する。また、Ti3SiC2も不定比化合物を形成し易い化合物であるが、本願発明は、同様にこのような不定比化合物を包含する。
2)このTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックスは、Ti3SiC2:0.5〜38.0vol.%、TiC:22.0〜32.0vol.%、残余TiB2からなる相を備えていることが望ましい。
3)上記TiB2基Ti−Si−C系複合セラミックスは、ヤング率E:400GPa以上、ビッカース硬度Hv:10GPa以上、破壊靭性値Kc:4.0MPam1/2以上を達成することができる。
4)さらに、上記TiB2基Ti−Si−C系複合セラミックスは、ヤング率E:430GPa以上、ビッカース硬さHv:12GPa以上、破壊靭性値Kc:4.5MPam1/2以上を達成することができる。
5)TiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造に際し、出発原料として、B4C粉末、Ti粉末及びSiC粉末を用いるものである。これらを混合及び予備成型した後、この予備成型体をホットプレス又は通電加圧焼結法により加熱焼結する。これによって、TiB2、TiC及びTi3SiC2からなる相を備えた焼結体を製造することができる。
前記Ti3SiC2相は、TiC相と出発原料のSiC相とTi相から生成するが,TiC相は出発原料のB4CとTiの反応で生じる。Ti3SiC2相は焼結の際のバインダーとしての役割を担う。
7)また、上記TiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造に際し、予備成型体をホットプレス又は通電加圧焼結法により、焼結温度1450〜1650°Cで加熱焼結することが望ましい。
8)上記の焼結により、Ti3SiC2:0.5〜38.0vol.%、TiC:22.0〜32.0vol.%、残余TiB2からなる相を形成することが可能となる。
10)さらに、TiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造方法は、ヤング率E:430GPa以上、ビッカース硬さHv:12GPa以上、破壊靭性値Kc:4.5MPam1/2以上を達成することが可能となる。
本願発明では、 出発原料に出発原料として、B4C粉末、Ti粉末及びSiC粉末を用いることにより、Ti3SiC2相を生成させ、これを焼結の際のバインダーとするものである。
ホットプレスは一般的な焼結に使用されている装置を使用できるので、特殊な焼結装置を設置する必要がないという利便性がある。ホットブレス法、特に反応性ホットプレス法、又は反応性通電加圧焼結法は、いずれも本願発明に適用できることは云うまでもない。
この通電加圧焼結法によれば、極めて短時間で難焼結材料の緻密化が可能であり、炭化物粒の増大を防ぐことができ、機械的性質の向上が可能である。しかし、前記の通り、汎用性のあるホットプレス装置を使用することに何ら制限はない。ホットプレス装置を使用する場合には、通電加圧焼結装置を使用して焼結する場合よりも、やや焼結温度を高めて実施することが望ましいということだけである。
本実施例を比較例となる条件との対比において説明する。
その後、さらに反応性通電加圧焼結を行った。焼結条件は、真空中、焼結荷重50MPa、所定の温度で10min間保持した。上記の範囲の組成で、1500°C、1600°Cで焼結した。なお、焼結温度はグラファイト型の表面から10 mm内部の温度を光高温計で測定した値とした。
試料の評価は、生成相の同定、格子定数の計算、密度、弾性率、硬さ、破壊靱性、組織観察について行った。破壊靭性値はSEPB法による測定と、圧痕とクラックの長さから算出するIF法を用いた。
次に、試験結果を説明する。図3に各生成相の存在率とxの関係を示す。
すなわち、B4C+(3+2x)Ti+xSiC(0≦x≦1.0)焼結体の各生成相の存在率を示す。この存在率は、x線回折パターンの最強ピーク強度比から算出したものである。焼結した結果、TiB2、TiC及びTi3SiC2の三相が同定できた。反応式は、次の通りである。
B4C+(3+2x)Ti+xSiC→2TiB2+(1−x)TiC+Ti3SiC2 (0≦x≦1.0)
この生成相は、図3に示すようにxが増加するに連れ、バインダーとして生成させたTi3SiC2の存在率が増え、TiB2相とTiC相の存在率はいずれも低下した。
これは、1500°C及び1600°Cの焼結温度でも同様の傾向を示した。なお、xが0.1以下ではTi3SiC2相は僅かしか同定できなかった。
次に、電子プローブマイクロアナライザー(EPMA)を用いて得られた焼結体の生成物(反応生成物)と組織を調べた。この結果を図4に示す。
この図4は、B4C+5Ti+SiC (1500°C)の焼結体の微細組織である(x=1.0)。図4の(a)は組成像、(b)はBの特性X線像、(c)はSiの特性X線像、(d)はCの特性X線像を示す。これらの特性X線像から、(a)における濃いグレーの相がTiC、白い相がTi3SiC2、黒い相がTiB2であることが分った。
上記の組織図から、焼結中にTiの周囲をB4CとSiCが囲み,そこで反応が生じたことが分る。次に、組成に変化を持たせた場合における微細組織の変化を図5に示す。xの増加と共に、図5の(a)→(f)に示すように、黒い相のTiB2と濃いグレーのTiCの領域が減少し、白いTi3SiC2の領域が増加していくことが分る。
次に、これらの組成像から各生成相の体積率を、画像処理により求めた各生成相の体積率とxの関係を、図6に示す。この傾向はX線回折パターンから求めた存在率の傾向とよく合った。反応式とこの図6から、後述する適正なxの範囲によって、好適なTi3SiC2相、TiB2相及びTiC相の、それぞれの体積率を求めることができる。
図6に示すように、Ti3SiC2相の体積率は、xの増加とともに増大してx=1.0ではTiB2相の体積率に近い量となっているのが分かる。TiB2相の体積率は、xの増加とともに、減少している。TiC相はやや減少するが、大きな差異はない。
作製したB4C+(3+2x)Ti+xSiC(0≦x≦1.0)焼結体の密度(かさ密度)の測定結果及び開気孔率とxの関係を図7に示す。なお、焼結体の密度はアルキメデス法を用いて測定した。
焼結温度との関係もあるが、1500°Cの焼結温度では、x=0.1、0.3では緻密ではないが,xの増加とともに密度が上昇し、x=0.5以上で気孔はほとんど観察されず、緻密になった。1600°Cの焼結温度では、x=0.1以上で気孔はほとんど観察されず、緻密であった。緻密な焼結体が得られた1500°Cと1600°Cの測定値をx=0に外挿すると、TiB2−TiC相(x=0)を2000°Cで焼結したときの値と同じ値になった。
このことは、焼結時に生成するTi3SiC2相の体積率増加が焼結に有効であったと言える。すなわち、TiB2−TiC相(x=0)での焼結温度よりも400°Cの低温でも、同等の密度が達成できることを意味するものである。
図8に、緻密なB4C+(3+2x)Ti+xSiC(0≦x≦1.0)焼結体のヤング率とxの関係を示す。なお、ヤング率は高温動弾性率測定装置、探触子5MHzを用い、超音波パルス法により縦波の音速と横波の音速を測定して求めた。
x=0.5以下で470GPa以上になった。このヤング率の470GPaという数値は極めて大きく実用上の価値は十分にある。
x=0.1で、ヤング率は530GPaに達した。これは、焼結温度とxの調整によりヤング率の向上を図ることができ、2000°Cで焼結したTiB2−TiC相(x=0)の560GPa近傍に至るまでの改良ができることを意味するものである。
剛性率も同様の関係にあり、2000°Cで焼結したTiB2−TiC相(x=0)の240GPaに対して、230GPaに達した。これらの数値が、500°C低い温度で達成できることを考慮すると、生産コストを大きく下げることができるという、優れた効果を有する。
図10に、B4C+(3+2x)Ti+xSiC(0≦x≦1.0)焼結体のビッカース硬さの関係を示す。xの量が少ないほど高硬度になり、xが0.5以下で14GPa以上の値をとり、xが0.3以下で17GPa以上であった。x=0.1では、ビッカース硬さ20GPaとなった。これは、2000°Cで焼結したTiB2−TiC相(x=0)と同等である。
1600°Cの焼結温度でビッカース硬さが17GPaの値が得られるということは、ビッカース硬さ20GPaが得られると云えども、2000°Cの焼結温度を必要とする材料に比べ、さらに400°C低い温度で製造できることを考慮すると、生産コストを大きく下げることができるという、優れた効果を有する。これは、本願発明の優れた利点である。
図11に、B4C+(3+2x)Ti+xSiC(0≦x≦1.0)焼結体の破壊靭性値とxの関係を示す。破壊靭性値はIF法(JIS式)によるものである。この図11に示す通り、1500°Cと1600°Cの事件結果は、2000°Cで焼結したTiB2−TiC相(x=0)と同等あるいはそれ以上の破壊靭性値を示した。
2000°Cの焼結温度を必要とする材料に比べ、さらに400〜500°Cの低い温度で製造できることを考慮すると、生産コストを大きく下げることができ、優れた効果を有するというべきである。
以上から、B4C+(3+2x)Ti+xSiC(0≦x≦1.0)の混合粉末を出発原料にして、通電加圧焼結法により、2TiB2+(1−x)TiC+Ti3SiC2を生成させる反応を起こさせながら焼結を行うことにより、Ti3SiC2相の存在によって、TiB2,TiCのみの焼結温度2000°Cよりも、500〜400°C低温の1500〜1600°Cの温度で焼結が可能となった。
1500〜1600°Cにおいて、x=0.1〜1.0において緻密に焼結したので、x=0.1〜1.0において1500°Cより高い温度では焼結が可能である。しかし、型を傷めずに焼結するには、1650°C以下であることが必要なことから、x=0.1未満は望ましくないことが分る。このx=0.1〜1.0の範囲は、反応式と図6から、Ti3SiC2:0.5〜38.0vol.%、TiC:22.0〜32.0vol.%、残余TiB2に相当する。
さらに、ビッカース硬さHv=17GPa以上とすること、及び破壊靭性値Kcは最大値4.8MPam1/2を達成することができ、低温での焼結が可能であるという優れた効果を有する。
以上については、主として1500°C及び1600°Cでの実施で説明したが、1450〜1650°Cの温度範囲とxの調整により、上記に述べた密度、開気孔率をヤング率、剛性率、ビッカース硬さ及び破壊靭性値について、同様な改良を行うことができる。
また、以上については、特に反応性通電加圧焼結法を用いた製造例を説明したが、温度と加圧力を調整することによりホットプレス法により製造できることは容易に理解されるべきものである。焼結材料に対する均一加熱を行うために、焼結温度をやや高めにして実施することが望ましいと言えるが、他の条件は同様にして実施できる。説明を省略するが、ホットプレス法を使用した場合においても、同様の結果を得ることが可能であった。
Claims (8)
- Ti3SiC2 :0.5〜38.0vol.%、TiC:22.0〜32.0vol.%、残余TiB 2 からなる相を備えていることを特徴とするTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス。
- ヤング率E:400GPa以上、ビッカース硬度Hv:10GPa以上、破壊靭性値Kc:4.0MPam1/2以上を備えていることを特徴とする請求項1記載のTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス。
- ヤング率E:430GPa以上、ビッカース硬さHv:12GPa以上、破壊靭性値Kc:4.5MPam1/2以上を備えていることを特徴とする請求項1記載のTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス。
- B4C粉末、Ti粉末及びSiC粉末を混合及び予備成型し、この予備成型体をホットプレス又は通電加圧焼結法により加熱焼結し、Ti 3 SiC 2 :0.5〜38.0vol.%、TiC:22.0〜32.0vol.%、残余TiB 2 からなる相を形成することを特徴とするTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造方法。
- B4C粉末、Ti粉末及びSiC粉末を、それぞれモル比で1.0:3.0〜5.0:1.0の比率となるように秤量した後、混合及び予備成型することを特徴とする請求項4記載のTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造方法。
- 予備成型体をホットプレス又は通電加圧焼結法により、焼結温度1450〜1650°Cで加熱焼結することを特徴とする請求項4又は5記載のTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造方法。
- ヤング率E:400GPa以上、ビッカース硬度Hv:10GPa以上、破壊靭性値Kc:4.0MPam1/2以上を備えていることを特徴とする請求項4〜6のいずれか一項に記載のTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造方法。
- ヤング率E:430GPa以上、ビッカース硬さHv:12GPa以上、破壊靭性値Kc:4.5MPam1/2以上を備えていることを特徴とする請求項4〜6のいずれか一項に記載のTiB2基Ti−Si−C系複合セラミックス焼結体の製造方法。
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