JPH02243559A - Al↓2O↓3―B↓4C系高密度焼結体及び製造方法 - Google Patents
Al↓2O↓3―B↓4C系高密度焼結体及び製造方法Info
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- JPH02243559A JPH02243559A JP1062144A JP6214489A JPH02243559A JP H02243559 A JPH02243559 A JP H02243559A JP 1062144 A JP1062144 A JP 1062144A JP 6214489 A JP6214489 A JP 6214489A JP H02243559 A JPH02243559 A JP H02243559A
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Landscapes
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- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は高硬度、高強度、高靭性でかつ熱伝導性に優れ
たAl2O3−E41C系高密度焼結体及びその製造方
法に関するものである。
たAl2O3−E41C系高密度焼結体及びその製造方
法に関するものである。
従来の技術
Al1203は高硬度で耐摩耗性に優れ、またセラミッ
クス材料の中では比較的安価なため、広く摺動耐摩耗部
材として使用されている。
クス材料の中では比較的安価なため、広く摺動耐摩耗部
材として使用されている。
また、 At、03系セラミツクスの焼結性向上、粒成
長抑制を目的として、MgO4CaO等の焼結助剤を添
加した焼結体、あるいは靭性向上を目的としてZrO2
を添加した複合焼結体は、一般に白色セラミックスとし
て知られ、切削工具チップ(スローアウェイチップ)を
はじめ1種々の工具材料として用いられている。
長抑制を目的として、MgO4CaO等の焼結助剤を添
加した焼結体、あるいは靭性向上を目的としてZrO2
を添加した複合焼結体は、一般に白色セラミックスとし
て知られ、切削工具チップ(スローアウェイチップ)を
はじめ1種々の工具材料として用いられている。
また、 A2203セラミックスの強度、靭性さらに硬
さ、熱伝導率を改善するために、TiCあるいはTi(
ON)を添加した複合焼結体は、いわゆる黒色セラミッ
クスとして知られ、鋳鉄、鋼等の切削工具チップ、その
他工具材料等に実用化されている。
さ、熱伝導率を改善するために、TiCあるいはTi(
ON)を添加した複合焼結体は、いわゆる黒色セラミッ
クスとして知られ、鋳鉄、鋼等の切削工具チップ、その
他工具材料等に実用化されている。
これらセラミックス工具は、従来の工具鋼、ハイス鋼、
wC−Go系超超硬合金あるいはTie(Tag) −
Ni/Mo系サーメットとは異なり、金属相を含まない
ため、硬さ、耐熱性に優れ、また被削金属との反応性も
乏しいので1.例えば切削工具チップでは、高速加工、
高温加工などの条件の厳しい加工に適している。
wC−Go系超超硬合金あるいはTie(Tag) −
Ni/Mo系サーメットとは異なり、金属相を含まない
ため、硬さ、耐熱性に優れ、また被削金属との反応性も
乏しいので1.例えば切削工具チップでは、高速加工、
高温加工などの条件の厳しい加工に適している。
このようにセラミックス工具は負荷の大きな条件で使用
されることが多いため、工具寿命向上を目的として材料
の高硬度化、高強度化、高靭化さらに工具に発生する熱
を有効に発散させるために熱伝導率のさらなる改善が望
まれている。
されることが多いため、工具寿命向上を目的として材料
の高硬度化、高強度化、高靭化さらに工具に発生する熱
を有効に発散させるために熱伝導率のさらなる改善が望
まれている。
A11203セラミツクスの特性を向上させるため、T
ie 、 Ti(ON)を添加した黒色セラミックス以
外に、例えば特開昭52−30812号公報では、48
重量%以下のAl1203にTiB2、ZrB2及びH
fB2より選ばれた耐火性ニー化物を5〜50重量%、
V、 Nb、 Ta、Cr、 No等のニー化物を20
重量%以下、■族、V族、■族耐火性遷移金属の炭化物
又は炭窒化物を35重量%、さらに3重量%以下のMg
Oを添加することを開示している。
ie 、 Ti(ON)を添加した黒色セラミックス以
外に、例えば特開昭52−30812号公報では、48
重量%以下のAl1203にTiB2、ZrB2及びH
fB2より選ばれた耐火性ニー化物を5〜50重量%、
V、 Nb、 Ta、Cr、 No等のニー化物を20
重量%以下、■族、V族、■族耐火性遷移金属の炭化物
又は炭窒化物を35重量%、さらに3重量%以下のMg
Oを添加することを開示している。
TiB2、ZrB2、HfB2等の耐熱遷移金属のニー
化物は高融点、高硬度という特性を有し、AQ203セ
ラミックスの特性改善には有効である。しかしながら、
硬さという点については、未だ改善の余地がある。
化物は高融点、高硬度という特性を有し、AQ203セ
ラミックスの特性改善には有効である。しかしながら、
硬さという点については、未だ改善の余地がある。
一方、B4Cセラミックスは、ビッカース硬さ3000
〜4000の値を有し、セラミックス中ではダイアモン
ド、立方晶BN(CBN)に次ぐ硬さを示している。ま
たB4Cは中性子吸収能に優れるため、 Al1203
セラミツクスの硬さを改善するため、あるいは、中性子
吸収能に優れたAQ203セラミックスを製造するため
にA1h03B4[:複合セラミックスの開発が望まれ
ている。
〜4000の値を有し、セラミックス中ではダイアモン
ド、立方晶BN(CBN)に次ぐ硬さを示している。ま
たB4Cは中性子吸収能に優れるため、 Al1203
セラミツクスの硬さを改善するため、あるいは、中性子
吸収能に優れたAQ203セラミックスを製造するため
にA1h03B4[:複合セラミックスの開発が望まれ
ている。
ジャーナル・オブ・マテリアルスーサイエンス(JJa
ter、 Sci、)vol、18. p EiH−[
f78 (1983年)及び同va1.18、p 67
9−888 (1983年)ではA1203に種々のB
4Cを0〜25重量%添加し、常圧焼成法により中性子
吸収能に優れたAl1203−B4C系セラミックスを
作製している。
ter、 Sci、)vol、18. p EiH−[
f78 (1983年)及び同va1.18、p 67
9−888 (1983年)ではA1203に種々のB
4Cを0〜25重量%添加し、常圧焼成法により中性子
吸収能に優れたAl1203−B4C系セラミックスを
作製している。
しかしながら、B4Cは#酸化性に劣り、又、Al2O
3と反応しやすいため、このような常圧焼成法ではB4
CがAλ203と反応し、B2O3が形成されてしまう
ため、有効にB4CをAl2O3中に存在させることが
困難である。さらに、B2O3’の形成、蒸発・気化に
よりAl2O3の焼結は阻害され、上記常圧焼成法では
相対密度85%以上の焼結体は得られておらず、硬さ、
強度、靭性等の機械的性質が著しく劣ってしまう。
3と反応しやすいため、このような常圧焼成法ではB4
CがAλ203と反応し、B2O3が形成されてしまう
ため、有効にB4CをAl2O3中に存在させることが
困難である。さらに、B2O3’の形成、蒸発・気化に
よりAl2O3の焼結は阻害され、上記常圧焼成法では
相対密度85%以上の焼結体は得られておらず、硬さ、
強度、靭性等の機械的性質が著しく劣ってしまう。
また特開昭59J4568公報では、このようなり4C
と Al1203の反応を防止し、又、中性子照射後の
B4C粒子の膨張を吸収させるために1例えばB4C粒
子に気孔形成剤を被覆してAl2O3スラリー中に混合
し、焼成する製法について開示している。
と Al1203の反応を防止し、又、中性子照射後の
B4C粒子の膨張を吸収させるために1例えばB4C粒
子に気孔形成剤を被覆してAl2O3スラリー中に混合
し、焼成する製法について開示している。
しかしながら、このような方法ではAQ203マトリッ
クスと分散B4C粒子との間に、気孔形成剤が燃焼除去
された後に残留する空隙が存在し、優れた機械的性質は
望め得ない、このように従来は、90%以上の相対密度
を有する高密度φ高強度のA(1203−B*C複合体
を製造することは非常に困難であるとされていた。
クスと分散B4C粒子との間に、気孔形成剤が燃焼除去
された後に残留する空隙が存在し、優れた機械的性質は
望め得ない、このように従来は、90%以上の相対密度
を有する高密度φ高強度のA(1203−B*C複合体
を製造することは非常に困難であるとされていた。
発明が解決しようとする課題
Al2O3にB4Cを添加することにより、高い硬度の
セラミックスを得ることは従来考慮されてきたことでは
あるが、B4Cが難焼結性であること、B4CがAt、
03と反応してB2O3を含んだ反応生成物を形成し、
さらにこの反応生成物は蒸発・気化し易い性質のため、
焼結中に消失する傾向にあるため、などによりこれまで
に高密度、高強度なAl2O3−B4C焼結体は得られ
ていなかったのである。
セラミックスを得ることは従来考慮されてきたことでは
あるが、B4Cが難焼結性であること、B4CがAt、
03と反応してB2O3を含んだ反応生成物を形成し、
さらにこの反応生成物は蒸発・気化し易い性質のため、
焼結中に消失する傾向にあるため、などによりこれまで
に高密度、高強度なAl2O3−B4C焼結体は得られ
ていなかったのである。
本発明の目的は、B、Gの複合化により、 Al2O3
基セラミツクスの強さ、硬さ、靭性及び熱伝導率を向上
させることにある。
基セラミツクスの強さ、硬さ、靭性及び熱伝導率を向上
させることにある。
課題を解決するための手段・作用
本発明はB4Cが10〜50重量%で残部がA9203
よりなる相対密度が90%以上の高密度、高強度なA9
.203−B4C焼結体、及びB4Cが10〜50重量
%で残部が実質AQ203よりなる粉末を、非酸化性雰
囲気中で、 1350℃以上1900℃以下の温度で5
0kgf/cm2以上の圧力で加圧焼結することを特徴
とする高密度、高強度な”203 BA C焼結体の
製造方法である。
よりなる相対密度が90%以上の高密度、高強度なA9
.203−B4C焼結体、及びB4Cが10〜50重量
%で残部が実質AQ203よりなる粉末を、非酸化性雰
囲気中で、 1350℃以上1900℃以下の温度で5
0kgf/cm2以上の圧力で加圧焼結することを特徴
とする高密度、高強度な”203 BA C焼結体の
製造方法である。
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明の焼結体でB4Cが10〜50重量%であるのは
、B4Cが10%未満ではAλ203セラミックスの硬
度、靭性、強度などの向上は小さく、50%超では硬度
は向上するものの強度が低下するので好ましくない0本
発明のB4C−AIh03焼結体は、高硬度のB、0粒
がAl2O3中に分散した構造を有するため硬度は大幅
に改善される。またAl2O3にくらべB4Cは熱伝導
率が高いため本発明のB4C−Al1203焼結体の熱
伝導率も向上する。さらに、BaC粒の添加により、い
わゆる粒子分散効果で破壊靭性値が向上し、靭性向上に
ともなって破壊強さも上昇する。
、B4Cが10%未満ではAλ203セラミックスの硬
度、靭性、強度などの向上は小さく、50%超では硬度
は向上するものの強度が低下するので好ましくない0本
発明のB4C−AIh03焼結体は、高硬度のB、0粒
がAl2O3中に分散した構造を有するため硬度は大幅
に改善される。またAl2O3にくらべB4Cは熱伝導
率が高いため本発明のB4C−Al1203焼結体の熱
伝導率も向上する。さらに、BaC粒の添加により、い
わゆる粒子分散効果で破壊靭性値が向上し、靭性向上に
ともなって破壊強さも上昇する。
次に本発明の高密度、高強度Auz 03− R4G焼
結体の製造方法について説明する。
結体の製造方法について説明する。
使用するAl2O3粉体としては1通常はα型Al12
o3であるが、その他β型、γ型等の結晶でも差支えな
い、さらに非晶質のAt、03、あるいは加熱中にa−
Ai203ヲ生成す6M(OFF)3 、 MOOH等
でもよい。
o3であるが、その他β型、γ型等の結晶でも差支えな
い、さらに非晶質のAt、03、あるいは加熱中にa−
Ai203ヲ生成す6M(OFF)3 、 MOOH等
でもよい。
また、 Al2O3粒体の粒径として、通常は焼結性
の優れるlOJLm以下のものが好ましく、lILm以
下(サブミクロン)の微細なものはさらに望ましい。
の優れるlOJLm以下のものが好ましく、lILm以
下(サブミクロン)の微細なものはさらに望ましい。
A(1203に複合化するB4C粉体も平均粒径10ト
m以下、望ましくは14m前後の微細なものが好ましい
。
m以下、望ましくは14m前後の微細なものが好ましい
。
さらに、Aλ203− R4G混合粉体を加圧焼結する
ことにより、Al2O3とB4Cとの反応が抑制され、
B4C粒子がAq2〜中に分散した高密度・高強度の焼
結体が製造できる。
ことにより、Al2O3とB4Cとの反応が抑制され、
B4C粒子がAq2〜中に分散した高密度・高強度の焼
結体が製造できる。
加圧焼結の温度としては1350℃以上1900℃以下
が好ましい、 1350℃未満ではAl1203−B4
1C複合体が充分緻密に焼結せず、従って得られる焼結
体の特性も劣ってしまう、B4C粒子は焼結中にA(1
203粒子の異常粒成長を抑制するので、本Al2O3
−B4C複合体は通常のAl1203よりも高い温度で
焼成することが可能であるが、1800℃超では、 a
t2O3゜B4C粒子の粒成長が顕著になり、やはり特
性が劣化するため、 taoo℃を上限とするのが望ま
しい。
が好ましい、 1350℃未満ではAl1203−B4
1C複合体が充分緻密に焼結せず、従って得られる焼結
体の特性も劣ってしまう、B4C粒子は焼結中にA(1
203粒子の異常粒成長を抑制するので、本Al2O3
−B4C複合体は通常のAl1203よりも高い温度で
焼成することが可能であるが、1800℃超では、 a
t2O3゜B4C粒子の粒成長が顕著になり、やはり特
性が劣化するため、 taoo℃を上限とするのが望ま
しい。
またA1203R4G複合セラミックスの加圧焼成雰囲
気としては、真空あるいは不活性ガス中等の非酸化雰囲
気である必要がある1、これは焼成中に、84Cが酸化
されてB2O3となるのを防ぐためである。
気としては、真空あるいは不活性ガス中等の非酸化雰囲
気である必要がある1、これは焼成中に、84Cが酸化
されてB2O3となるのを防ぐためである。
力I圧焼結の方法としては、ホットプレス法以外にもH
IP法(熱間静水圧プレス法)等が考えられるが、
Al2O3−B4C系焼結体は、常圧焼成により相対密
度80%以上には緻密化しないので、いわゆる常圧焼成
後HIP処理するという通常の手法は用いることができ
ない。
IP法(熱間静水圧プレス法)等が考えられるが、
Al2O3−B4C系焼結体は、常圧焼成により相対密
度80%以上には緻密化しないので、いわゆる常圧焼成
後HIP処理するという通常の手法は用いることができ
ない。
また、Al2O3〜R4C混合粉末を直接カプセル封入
してHIP処理する方法もあるが、金属、ガラス等のカ
プセル材とl11203−B、(:粉末の反応により、
得られる焼結体の特性が劣化する危険があり、望ましい
ものではない。
してHIP処理する方法もあるが、金属、ガラス等のカ
プセル材とl11203−B、(:粉末の反応により、
得られる焼結体の特性が劣化する危険があり、望ましい
ものではない。
ホットプレス法において、その加圧力は50kgf/C
112以上であることが望ましい、これは、50kgf
/C112未満の圧力ではホットプレスの効果が低下す
るあるいは、ホットプレスによる圧力むらが顕著になる
ためである。
112以上であることが望ましい、これは、50kgf
/C112未満の圧力ではホットプレスの効果が低下す
るあるいは、ホットプレスによる圧力むらが顕著になる
ためである。
以下実施例を用いて、より具体的に説明する。
実施例
実施例1〜6
α型AL1203粉末(平均粒径0.2ILrn、純度
H,H%以上)に21重量(30体a)%のB4C粉末
(平均粒径1.opm、純度88%以上)を添加し、ボ
ールミルを用いて充分混合した後、1350℃〜180
0℃の温度で2時間、アルゴン不活性雰囲気中で、 4
00kgf/cm2の圧力でホットプレス焼結を行った
。
H,H%以上)に21重量(30体a)%のB4C粉末
(平均粒径1.opm、純度88%以上)を添加し、ボ
ールミルを用いて充分混合した後、1350℃〜180
0℃の温度で2時間、アルゴン不活性雰囲気中で、 4
00kgf/cm2の圧力でホットプレス焼結を行った
。
焼結体はJIS R1801ニ準拠し、3 mmX 4
11111X 38Iの試験片に加工し、アルキメデス
法により密度を測定した後、室温で三点曲げ試験を行っ
た。焼結体の靭性としては、予き裂導入法(S E P
B法)を用いて、破壊靭性値;Kxcを測定した。また
、硬さの評価として、ビッカース硬さを荷重1kgF
、保持時M2O秒で測定した。さらに、熱伝導率につい
てはレーザーフラッシュ法を用いて測定した。
11111X 38Iの試験片に加工し、アルキメデス
法により密度を測定した後、室温で三点曲げ試験を行っ
た。焼結体の靭性としては、予き裂導入法(S E P
B法)を用いて、破壊靭性値;Kxcを測定した。また
、硬さの評価として、ビッカース硬さを荷重1kgF
、保持時M2O秒で測定した。さらに、熱伝導率につい
てはレーザーフラッシュ法を用いて測定した。
第1表中、実施例1〜6に各焼成温度について得られた
焼結体の相対密度(理論値に対して百分率で示す)1曲
げ強さ、破壊靭性値、硬さ及び熱伝導率を示す。
焼結体の相対密度(理論値に対して百分率で示す)1曲
げ強さ、破壊靭性値、硬さ及び熱伝導率を示す。
また同第1表中比較例1.2には、B4Cを添加しなl
’ 1203単体を1350.15QO”Cjノ各温度
テホットプレスした焼結体について、又、比較例3.4
にはA愛、03−21重量%B4Cを1300℃、20
00℃の各温度でホットプレス焼成した焼結体について
同様にその特性を示している。
’ 1203単体を1350.15QO”Cjノ各温度
テホットプレスした焼結体について、又、比較例3.4
にはA愛、03−21重量%B4Cを1300℃、20
00℃の各温度でホットプレス焼成した焼結体について
同様にその特性を示している。
実施例1〜6及び比較例1.2より、Al203単体に
くらべB4Cの添加によって、曲げ強さ、靭性、硬さ、
熱伝導率等の特性が著しく向上することが明らかである
。
くらべB4Cの添加によって、曲げ強さ、靭性、硬さ、
熱伝導率等の特性が著しく向上することが明らかである
。
また、実施例1〜6及び比較例3.4より、本発明のA
11203−B4G複合体は、1350℃未満の焼成温
度では緻密化が十分でなく、また1900℃超では粒成
長が顕著となるため特性が低下するので、その適正焼成
温度は1350℃以上、1900℃以下であることがわ
かる。
11203−B4G複合体は、1350℃未満の焼成温
度では緻密化が十分でなく、また1900℃超では粒成
長が顕著となるため特性が低下するので、その適正焼成
温度は1350℃以上、1900℃以下であることがわ
かる。
また、X線回折の結果から、実施例1〜8の焼結体から
は、α−At、03とB4Cのピークが観察され、焼結
体はα−A(1,03とB4C粒の分散した構造より成
ることがわかった。
は、α−At、03とB4Cのピークが観察され、焼結
体はα−A(1,03とB4C粒の分散した構造より成
ることがわかった。
実施例7〜lO
実施例1〜6で用いたと同様の平均粒径0.2JLm、
純度911.99%以上)α型Al203粉末に、第1
表中実施例7〜10に示す重量比でB4G粉末(平均粒
径1.0ルm、純度98%以上)を添加した。ボールミ
ルを用いて充分、粉体を混合後、1750℃の温度で2
時間、アルゴンガス中で400kgf/cm2の圧力で
ホットプレス焼結した。
純度911.99%以上)α型Al203粉末に、第1
表中実施例7〜10に示す重量比でB4G粉末(平均粒
径1.0ルm、純度98%以上)を添加した。ボールミ
ルを用いて充分、粉体を混合後、1750℃の温度で2
時間、アルゴンガス中で400kgf/cm2の圧力で
ホットプレス焼結した。
得られた焼結体について実施例1〜6と同様にその相対
密度、曲げ強さ、破壊靭性値、硬さ及び熱伝導率につい
て測定し、第1表中にまとめている。実施例7〜10及
び比較例1.2よりAt、03にB、Gを複合化するこ
とにより各特性は著しく改善され、またB4Cの適正添
加量は10〜50重量%であることがわかる。
密度、曲げ強さ、破壊靭性値、硬さ及び熱伝導率につい
て測定し、第1表中にまとめている。実施例7〜10及
び比較例1.2よりAt、03にB、Gを複合化するこ
とにより各特性は著しく改善され、またB4Cの適正添
加量は10〜50重量%であることがわかる。
比較例5〜7
本発明のAQ、03−B4C系複合体の優位性を明らカ
ニスルタメ、A11203− TiC,Al203−
TiB2等の黒色セラミックスとの特性の比較を行った
。
ニスルタメ、A11203− TiC,Al203−
TiB2等の黒色セラミックスとの特性の比較を行った
。
実施例1〜10で用いたと同様のα−Al2O3粉末に
30体植えのTic (平均粒径1.2pm、純度9
9%以上) 、 TiB2 (平均粒径2〜3ILm、
純度88%以上)、及びZrTo(平均粒径3ルm、純
度98%以上)粉体を各々添加した。
30体植えのTic (平均粒径1.2pm、純度9
9%以上) 、 TiB2 (平均粒径2〜3ILm、
純度88%以上)、及びZrTo(平均粒径3ルm、純
度98%以上)粉体を各々添加した。
混合粉末をボールミルにより十分混練した後、実施例7
〜lOと同様に1750℃で2時間、ホー/ ドブレス
焼結し、得られた焼結体について、密度、及び硬さを測
定した。
〜lOと同様に1750℃で2時間、ホー/ ドブレス
焼結し、得られた焼結体について、密度、及び硬さを測
定した。
第2表に、本発明ノAg、2o3−30体積(21重量
)%B4C(実施例8)と共に、その結果(比較例5〜
7)を示している。
)%B4C(実施例8)と共に、その結果(比較例5〜
7)を示している。
実施例8及び比較例5〜7より、Al1203 ニT
1C1TiB2、あるいはZrB2を添加するより、本
発明のようにB4Cを添加する法が高硬度な焼結体が得
られることが明らかである。
1C1TiB2、あるいはZrB2を添加するより、本
発明のようにB4Cを添加する法が高硬度な焼結体が得
られることが明らかである。
比較例8〜9
実施例1〜6と同様にα型Al2O3粉末に、21重量
(30体積)%のB4G粉末を添加し、ボールミルを用
いて充分混合した後、50鳳鳳×50腸■の金型を用い
て200kgf/c+w2の圧力で一軸加圧成形した。
(30体積)%のB4G粉末を添加し、ボールミルを用
いて充分混合した後、50鳳鳳×50腸■の金型を用い
て200kgf/c+w2の圧力で一軸加圧成形した。
その後、成形体を7000kgf/c層2の圧力でCI
P(冷間静水圧プレス)成形し、アルゴン気流中140
0及び1800℃の温度で2時間、常圧焼成した。
P(冷間静水圧プレス)成形し、アルゴン気流中140
0及び1800℃の温度で2時間、常圧焼成した。
実施例1〜6と同様に焼結体の密度、曲げ強さ及び硬さ
を測定し、またX線回折により相の固定を行った。X線
回折より、焼結体からは84Gのピークは殆ど検出され
ず、常圧焼結によっては84G粒をAt、03中に残存
させることが困難なことがわかる。
を測定し、またX線回折により相の固定を行った。X線
回折より、焼結体からは84Gのピークは殆ど検出され
ず、常圧焼結によっては84G粒をAt、03中に残存
させることが困難なことがわかる。
また第3表、比較例8,9より、常圧焼結によっては高
密度な焼結体が得られず、従って硬さ、曲げ強さ等の特
性も著しく劣ることが明らかである。
密度な焼結体が得られず、従って硬さ、曲げ強さ等の特
性も著しく劣ることが明らかである。
(以下余白)
発明の効果
本発明のように、 Al2O2にB10を複合化し、
加圧焼結することによって、高密度で機械的性質に優れ
るAl2O2−B4G複合焼結体が得られる。
加圧焼結することによって、高密度で機械的性質に優れ
るAl2O2−B4G複合焼結体が得られる。
本発明のA2203 B<C系高密度焼結体は、AQ
203セラミックスの強度、靭性、硬さ及び熱伝導率等
の特性を著しく向上させており、A1203基セラミツ
クス工具の寿命をより一層延ばすことが可能である。
203セラミックスの強度、靭性、硬さ及び熱伝導率等
の特性を著しく向上させており、A1203基セラミツ
クス工具の寿命をより一層延ばすことが可能である。
Claims (2)
- (1)B_4Cが10〜50重量%で残部がAl_2O
_3より成る相対密度90%以上の高密度かつ高強度な
Al_2O_3−B_4C系焼結体。 - (2)B_4Cが10〜50重量%で残部が実質Al_
2O_3より成る粉末を、1350℃以上1900℃以
下の温度で非酸化性雰囲気中で、50kgf/cm^2
以上の圧力を用いて加圧焼結することを特徴とするAl
_2O_3−B_4C系高密度、高強度な焼結体の製造
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1062144A JPH02243559A (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | Al↓2O↓3―B↓4C系高密度焼結体及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1062144A JPH02243559A (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | Al↓2O↓3―B↓4C系高密度焼結体及び製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02243559A true JPH02243559A (ja) | 1990-09-27 |
Family
ID=13191609
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1062144A Pending JPH02243559A (ja) | 1989-03-16 | 1989-03-16 | Al↓2O↓3―B↓4C系高密度焼結体及び製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02243559A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5648303A (en) * | 1994-02-25 | 1997-07-15 | Kyocera Corporation | Non-magnetic ceramics for recording/reproducing heads and method of producing the same |
JP2008537703A (ja) * | 2005-02-23 | 2008-09-25 | ケンナメタル インコーポレイテッド | アルミナ−炭化ホウ素セラミックおよびその製造法および使用法 |
-
1989
- 1989-03-16 JP JP1062144A patent/JPH02243559A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5648303A (en) * | 1994-02-25 | 1997-07-15 | Kyocera Corporation | Non-magnetic ceramics for recording/reproducing heads and method of producing the same |
JP2008537703A (ja) * | 2005-02-23 | 2008-09-25 | ケンナメタル インコーポレイテッド | アルミナ−炭化ホウ素セラミックおよびその製造法および使用法 |
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