JPH02307862A

JPH02307862A - 高硬度Ａｌ↓２Ｏ↓３基複合体の製造方法

Info

Publication number: JPH02307862A
Application number: JP1124139A
Authority: JP
Inventors: Hidehiro Endo; 遠藤　英宏; Masanori Ueki; 正憲植木; Hiroshi Kubo; 紘久保
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-05-19
Filing date: 1989-05-19
Publication date: 1990-12-21

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。

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Ｍ２Ｏ３基複合焼結体の製造方法に関するものであ
る。

従来の技術Ｍ２Ｏ３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。

また、Ｍ２Ｏ３系セラミックスの焼結性向上、粒成長抑
制を目的として、ＭｇＯ、ＣａＯ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７ウエイチツプ）をは
じめ、種々の工具材料として用いられている。

また、Ｍ２Ｏ３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（Ｏ
Ｎ）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ＴｉＣ（ＴａＣ）　−
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、熱伝導率の一層の改善
が望まれている。

ｍ、ｏ、セラミックスの特性を向上させるため。

ＴｉＣ，〒１（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（’）　Ａｉ　２０　ｓにＴｉＢ２、ＺｒＢ２
及びＨｆＢ２より選ばれた耐火性ニー化物を５〜５０重
量％、　Ｖ　、　Ｎｂ、　Ｔａ。

Ｃ「、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ＭｇＯを添加することを開
示している。

また、特開昭５５−１３０８５７号公報では、熱間静水
圧焼結後の焼結体中のＴｉＢ２が５〜１５容量％になる
ように、　ＴｉＢ２、Ｍ２Ｏ３原料粉末を調整し、１４
００〜１７００℃で成形体を焼結した後、１４００〜１
７００℃で５００〜２０００ｋｇｆ／ｃ■２のガス圧下
で熱間静水圧焼結して、硬度、抗折強度に優れた切削工
具用材料及びその製造方法について開示している。

さらに特開昭５５−１５８１８２号公報では、最終組成
がＴａＮ　２０ｖｏｌ！以下、　ＴｉＮ　１５ｖｏ１％
以下、　ＴａＮ　とＴｉＮの和が５〜２０マａｌｌ、残
部がＡｌ２Ｏ３より成る焼結体及び上記組成に、　Ｚｒ
Ｎ　、　ＨｆＮ　、　ＨｆＢ２、ＺｒＢ２．　ＶＢ２の
１種以上を５マロ１ｚ以上を含ませた硬度、抗折強度に
優れた切削工具用材料について開示している。

またＭ２Ｏ３セラミックスの導電性を改善するために、
特開昭５９−７８９７３号公報では、Ａ１１２０３単体
又はＭ　２ｏ３を８５重量％以上含有するＡ１２０３系
セラミックス５〜７０重量部に、ＺｒＢ２、ＺｒＣ、Ｚ
ｒＮ　、〒ａＢ２、ＴａＣ、ＴａＮ　、　ＴｉＢ２、Ｔ
ｉＣ、ＴｉＮ　ノ少なくとも１種以上を３０〜９５重量
部添加し焼結される。抵抗温度特性が正である導電性セ
ラミックスについて開示している。

このように、硬さ、耐熱強度、導電性に優れるＴｉＢ２
、ＺｒＢ２、ＴｉＣ，ＴｉＮ等の元素周期律表ｆｆａ、
Ｖａ、Ｖｉａ族元素の炭化物、窒化物、硼化物を添加す
ることによって、Ａｔ　２０３セラミツクスの硬さ、強
度等の特性を改善することが可能である。

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、８４Ｇ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０Ｎ（ＣＢＨ）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、Ａｔ２０３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Ａｌ１２０３セラミツクスを作製するためには
、従来のＭ、０３基セラミツクスに８４Ｇを添加するこ
とが極めて有効であると思われる。

Ｍ２Ｏ３にＢ４Ｃを添加した例として、たとえば、ジャ
ーナルΦオブ・マテリアルズ・サイエンス（Ｊ、　Ｗａ
ｔｅｒ、　Ｓｃｉ、）　、　ｖｏｌ、１８、ｐ　８１１
１９〜８７８　（１！３８３年）及び同マｏ１．１８、
ｐ　８７３〜１３８Ｂ　（１９８３年）では、Ｍ２Ｏ３
に種々のＢ４Ｃ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Ｍ２Ｏ５−Ｂ
、Ｃ系セラミックスを作製している。

しかしながら、８４Ｇは耐酸化性に劣り、又、Ｍ２Ｏ３
と反応しやすいため、このような常圧焼成法ではＢ、Ｃ
がＭ２Ｏ３と反応し、Ｂ２Ｏ３が形成されてしまうため
、有効に１４ＣをＭ２Ｏ３中に存在させることが困難で
ある。さらにＢ４ＣとＭ２Ｏ３との反応により形成され
たＢ２Ｏ３は蒸発・気化しやすいため、Ｍ　２０３の焼
結自体も著しく阻害され、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５９−６４５８８号公報では、このようなＢ
４ＣとＭ２Ｏ３の反応を防止し、又、中性子照射後のＢ
ＡＣ粒子の膨張を吸収させるために、例えばＢ、Ｃ粒子
にポリメチルメタクリレート（ＰＭＭＡ）等の有機物を
気孔形成剤として被覆してＡ１１２０３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。

但し、このような方法では、Ｍ、０．マトリックスと分
散Ｂ、Ｃ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Ｍ、０３にＴｉＣ、ＴｉＢ２等
を複合化させたセラミックスに。

さらに硬度の高い８４Ｃを添加することは有効ではある
が、Ｂ４ＣとＡ２０．との反応のため、高密度、高強度
の焼結体を得るのは困難であるとされていた。

発明が解決しようとする課題本発明の目的は、元素周期律表ｒｖａ、ｖａ、■ａ族元
素の炭化物、窒化物、硼化物より選ばれる１種以上とＢ
４Ｃが複合化されたＭ、０３セラミツクスの焼結性を改
善し、Ａｌ２Ｏ３基複合セラミックスの硬さ、強さ、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本発明の要旨は、第１添加成分として５〜４５重量％の
Ｂ４Ｃ，第２添加成分として、元素周期律表ＩＶａ、Ｖ
ａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物、ａ化・物より選ば
れる１種以上を５〜４５重量％で、かつ第１添加成分と
第２添加成分との合計量が１０〜５０重量％で、さらに
焼結助剤としてｏ、ｔ−ｔｏ重量％の金属Ｔｉを添加し
、残部が実質Ａｌ１２０３より成る混合粉体を、　１２
００℃以上１９００℃以下の温度で非酸化性雰囲気中で
５０ｋｇｆ／ｃｍ２以上の圧力を用いそ加圧焼結するこ
とを特徴とするＭ２Ｏ３基複合セラミックス焼結体の製
造方法である。

Ｍ、０．にＴｉＣ、ＺｒＢ２等の炭化物、窒化物、硼化
物を添加してＭ、０３セラミツクスの強度、靭性、硬度
あるいは熱伝導率を改善する技術は既知のものであるが
、本発明ではこれに、一層硬度の高いＢ、Ｃを複合化し
、さらに金属Ｔｉを添加して複合焼結体の焼結性を向上
させたものである。

以下に本発明について詳細に説明する。

本発明で、第２添加成分として元素周期律表ＩＶａ、Ｖ
ａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物、硼化物とあるのは
、その硬さ１強さの点からチタニウム（Ｔｉ）　、ジル
コニウム（Ｚｒ）　、　ハｙニウム（Ｈｆ）、バナジウ
ム（Ｖ）、ニオビウム（Ｎｂ）　、タンタル（Ｔａ）　
、モリブデン（Ｎｏ）　、タングステン（Ｗ）の炭化物
、窒化物、硼化物であることが望ましい。

Ａ１１２０３に複合化するＢ、Ｃ（第１添加成分）と元
素周期律表ｆｆａ、Ｖａ、’１ｆｌａ族元素の炭化物、
窒化物、硼化物より選ばれる一種以上（第２添加成分）
との合計量が、１０重量％未満ではＡ１２０３セラミツ
クスの硬度、靭性、強度などの向上は小さく、また合計
量が５０重量％を超えると硬度は向上するものの１強度
が低下するので好ましくない。

さらに、Ｍ２Ｏ３に添加する第１添加成分、第２添加成
分ともその複合化量が５重量％未満では。

Ｍ２Ｏ３セラミックスの特性改善には効果が少ないので
５重量％以上である必要があり、その合計量が５０重量
％以下であることが好ましいので、必然的に両者とも、
その複合化量は５重量％以上、４５重量％以下となる。

本発明のＭ２Ｏ３基複合焼結体は、Ａ１！２０３マトリ
ックス中に第２添加成分の硬質粒子が分散し、さらに高
硬度なり、Ｃ（第１添加成分）が分散している構造を有
するため、硬度は従来のアルミナ系セラミックスにくら
べ大幅に改善される。

また、τ：Ｃ、ＴｉＢ２等の第２添加成分もＢ４Ｃも共
に、Ｍ２Ｏ３に比べ熱伝導率が高いため、本発明のＡｌ
ｌ　２０３基複合焼結体では、熱伝導率も向上する。

さらに８４０粒と、第２添加成分粒子との複合化により
、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。

このようにＭ２Ｏ３中に高硬度の８４Ｃを分散させるこ
とは、Ａｔ！２０３セラミックスの特性改善に非常に有
効であるが、Ｂ４Ｃは焼結時に母材のＭ２Ｏ３と反応し
易く、Ｂ２Ｏ３を含んだ反応生成物を形成し、しかもこ
の反応生成物は蒸発・気化し易い性質を有するので、焼
成中に消失する傾向を示すなどの理由により、これまで
に高密度、高強度の含Ｂ、ＣＡ１２０３基複合焼結体は
得られていなかった。

本発明のＭ２Ｏ３基複合焼結体の製造方法は、加圧焼結
を用いることによりＭ２Ｏ３とＢ、Ｃの反応を抑制し、
これらの問題点を解決したものである。

さらに本発明で焼結助剤として金属Ｔｉを用いることに
より、より特性の優れたＡｌｌ、０３基複合焼結体が得
られる。金属Ｔｉは焼結中に溶融あるいは軟化し、Ｔｉ
Ｃ、Ｂ４Ｃ等を含んだＭ、０３基セラミツクスの焼結を
促進させる。

しかも金属Ｔｉは焼結中には金属状態で存在するが、焼
結後は、Ｂ４Ｃと反応してＴｉＢ２、ＴｉＣを形成する
か、あるいは第２添加成分の粒子中に拡散し、結晶内に
取り込まれるので、複合焼結体中に金属相として残存す
ることはなく、高温強さ、硬さ等の優れた特性を劣化さ
せることはない。

Ｔｉｅ　、　ＴｉＢ２等の元素周期律表ＩＶａ、Ｖａ、
ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物、硼化物は一般に不定比
化合物として知られ、例えばＴｉＣでは７ｉＣ）＜　　
（Ｘ：　０．５２〜０．９８）と表わされる。すなわち
、Ｔｉｃ、ＴｉＮ　、及びＴｉＢ２の含Ｔｉ化合物は焼
結助剤として加えた金属Ｔｉを、焼結終了後には、金属
原子（例えばＴｉ）と非金属原子（Ｃ，Ｎ、Ｂ）との結
合比：Ｘを変えることにより、容易に結晶粒子中に取り
込むことができる。

また、ｗｃ、　＊ｂｃ等のＴｉ元素を含まない化合物の
場合でも、金属Ｔｉとの相互固溶体（（Ｗ、Ｔｆ）Ｃｘ
等）を形成することが可能であり、いずれの場合でも、
添加した金属ＴｉはＡｔ２０．基複合体中に金属相とし
ては残存しない。

本発明で焼結助剤として用いる金属Ｔｉとしては、その
量が０．１重量％未満ではその焼結助剤としての効果は
小さく、また１０重量％を越えると、焼結体中に金属相
が残存して、硬さ、高温強度等の特性を著しく劣化させ
るので好ましくない、より好ましくは０．５重量％以上
、２重量％以下の金属Ｔｉ添加が望ましい、焼結助剤と
して添加する金属Ｔｉは複合体の焼結を促進させると同
時に、Ａ１２０３、Ｂ４Ｃ等の異常粒成長をも抑制する
ため、金属Ｔｉの添加により微細な組織を有する焼結体
が容易に得られる。

使用するＭ２Ｏ３粉体としては、通常はα型Ｍ２Ｏ３で
あるが、その他β型、γ型等の結晶でも使用でき、さら
に非晶質のＭ２Ｏ３，あるいは加熱中にα−Ｍ２０３を
生成するＡｔ（ＯＨｈ　、　Ａ１００Ｈ等でもよい。

また、Ｍ２Ｏ３粒体の粒径として、通常は焼結性の優れ
る１０ＪＬｍ以下のものが好ましく、ｌｐｍ以下（サブ
ミクロン）の微細なものはさらに望ましい。

Ｍ２Ｏ３に複合化する第１添加成分のＢ４Ｃ粉体も平均
粒径１０μｍ以下、望ましくは１μｍ前後の微細なもの
が好ましい。

前述したように本発明で第２添加成分として添加する元
素周期律表■ａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物
、硼化物は、その硬さ、強さの点から、チタニウム（Ｔ
ｉ）　、ジルコニウム（Ｚｒ）　、ハフニウム（Ｈｆ）
　、バナジウム（Ｖ）、ニオビウム（Ｎｂ）　、　タン
タル（Ｔａ）　、モリブデン（Ｎｏ）　、タングステン
（Ｗ）の炭化物、窒化物、硼化物であることが望ましく
、平均粒径１０４ｍ以下、望ましくはｌｐｍ前後の微細
なものがよい、また、第２添加成分を２種以上用いる場
合は、これらの相互固溶体、　例工１ｆＴｉ　（ＣＭ）
　、　（Ｗ、Ｔｉ）Ｃ等をｍ加シテもよい。

焼結助剤として用いる金属Ｔｉも微細なものが望ましい
が、金属Ｔｉは非常に活性で発火し易いことから、１４
ｍｉ後の微細なものは入手が困難あるいは取扱いが不便
であり、１０〜５０ｐｍ前後のものが実用的である。

ざらにＭ、Ｏｌと添加成分との混合粉末を加圧焼結する
ことにより、Ｍ２Ｏ３とＢ４Ｃとの反応が抑制され、Ｍ
、Ｏ，マトリックス中にＢ４Ｃ粒子と第２添加成分粒子
とが均一に分散した高密度、高強度の焼結体が作製でき
る。

加圧焼結の温度としては１２００℃以上１９００℃以下
が好ましい、　１２００℃未満ではＭ２Ｏ３基複合体は
十分には緻密に焼結せず、従って得られる焼結体の特性
も劣ってしまう、Ｂ４Ｃ粒子及び第２添加成分粒子は焼
結中にＭ２Ｏ３粒子の異常粒成長を抑制するので１本Ｍ
２Ｏ３基複合体は通常のＭ２Ｏ３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、Ｍ、Ｏ，
、ｎ４ｃ粒子の粒成長が顕著になり、やはり特性が劣化
するため、　１９００℃を上限とするのが望ましい。

またＭ２Ｏ３基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。これは、焼成中にＢ４Ｃ及び金属Ｔｉが
酸化されて各々Ｂ２Ｏ３及びＴｉＯ２となるのを、又、
同様に各々の第２添加成分の酸化を防ぐためである。

加圧焼結の方法としては、ホットプレス法が望ましい、
ホットプレス法以外にもＨＩＰ法（熱間静水圧プレス法
）等が考えられるが、Ｂ、Ｃを含んだＭ２Ｏ３基焼結体
は、Ｍ２Ｏ３とＢ４Ｃが反応するため常圧焼成により相
対密度９０％以上に緻密化させるのは困難なため、いわ
ゆる常圧焼成＠ＨＩＦ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、混合原料粉末を直接カプセル封入してＨ！Ｐ処理
する方法もあるが、金属、ガラス等のカプセル材とセラ
ミックス粉末との反応により、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
鳳２以上であることが望ましい、これは、５０ｋｇｆ／
Ｃ１１２未満の圧力では、焼結体の緻密化、粒成長の抑
制等のホットプレスを用いる効果が低下する、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。

また、さらに望ましくは２００ｋｇｆ／Ｃ１２以上の加
圧力であり、４００ｋｇｆ／ａｍ２以上であればさらに
好ましい。

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Ｍ２Ｏ３粉末（平均粒径０．２ＪＬｍ、純度９９．
９９％以上）に、第１添加成分として１０重量％のＢ４
Ｃ粉末（平均粒径１．Ｏｐｍ、純度９８％以上）、及び
第２添加成分として３０重量％のＴｉＣ粉末（平均粒径
１．Ｏｐｍ、純度９８％以上）を添加し、さらに焼結助
剤として０．１〜ｌＯ重量％の金属Ｔｉ　（平均粒径１
０＃Ｌｍ、純度８９％）を混合し、ボールミルを用いて
充分混練した。

この混合粉末について、１７００℃の温度で２時間、ア
ルゴン不活性雰囲気中で４００ｋｇｆ／ｃ＋ｓ２の圧力
でホットプレスすることにより、焼結体を得た。

焼結体はＪＩＳ　Ｒ１８０１に準拠して３■層×４１鳳
×３８ｍｍ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（ＳＥＰＢ法）を用いて
、破壊靭性値：ＫＩＣ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１　ｋｇｆ、保持時間３０秒
で測定した。

Ｃｕ−にα線を用いたＸ線回折の結果、焼結助剤゛　　
として金属Ｔｉｌ　０．１〜１０重量％添加した焼結体
（実施例１〜６）からは、α−Ａｌ１２０３．　Ｂ、Ｃ
、及びＴｉＣＸのピークのみが検出され、金属Ｔｉは焼
結後、ＴｉＣの粒内に取り込まれたことがわかる。

また、金属Ｔｉｔ−１５重量％添加した別のサンプル（
比較例２）からは、α−Ａ１２０３　、　Ｂ４Ｃ、Ｔｉ
ＣＸ以外に微弱ながら、金属Ｔｉのピークも検出され。

本発明の範囲外では、金属Ｔｉは必ずしも硬質セラミッ
クス相に取り込まれ得ないことがわかる。

第１表中、実施例１〜６に、得られた焼結体の相対密度
（理論値に対する百分率で示す）、曲げ強さ、破壊靭性
値及び硬さを示す。

また第１表中、比較例１．２には、金属Ｔｉを添加しな
い場合と、１５重量％（本発明の範囲外）添加した場合
の結果について同様に示している。

実施例１〜６及び比較例１、？より、焼結助剤としての
金属Ｔｉを添加することにより、複合焼結体の曲げ強さ
が改善されることが、又金属Ｔｉの量が多過ぎ焼結体中
に金属相を残存させると硬さが著しく劣化することがわ
かる。

実施例７〜１１実施例１〜６で用いたと同様のα−Ｍ、０３粉体に、や
はり実施例１〜６で用いたと同様のＢ４Ｃ粉体、ＴｉＣ
粉体、及び金属Ｔｉ粉体を各々１５重量％、１５重量％
及び２重量％になるように添加し、ボールミルを用いて
充分混合した。

この混合粉体について、　１２００〜１８００℃の温度
で２時間、アルゴン不活性雰囲気中で４００ｋｇｆ／ｃ
ｍ２の圧力でホットプレスすることにより、焼結体を得
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、さらにレーザーフラブシュ法を用い
た熱伝導率について測定した（第２表中実施例７〜１１
）、また、第２表中、比較例３．４には実施例７〜１１
と同じ組成について、１１００℃及び２０００℃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７〜１１及び比較例３．４より、本発明のＭ２Ｏ
３基複合体は、１２００℃未満の焼成温度では緻密化が
十分ではなく、また１９００℃より高い温度では粒成長
が顕著になるため、曲げ強さ、硬さ等の特性が劣化する
ので、その適正焼成温度は１２００℃以上１９００℃以
下であることがわかる。

実施例１２〜２４実施例１〜６で用いたと同様のα−Ａ！２０３粉末に、
第３表中実施例１２〜１９に示す重量比で実施例１〜６
で用いたと同様のＢ、Ｃ粉末、ＴｉＣ粉末、金属Ｔｉ粉
末及びＴｉＢ２粉末（平均粒径２．Ｏｐｍ、純度９９％
以上）　、　ＴｉＮ粉末（平均粒径１．０μｍ、純度９
９％以上）　、　ＮｂＣ粉末（平均粒径２〜３　ＩＬｍ
、純度９８％以上）　、　ＺｒＢ２粉末（平均粒径２＃
３　ＩＬｍ、純度８９％以上）　、　ｗｅ粉末（平均粒
径１．ＯＩＬｍ、純度９９％以上）を添加した。

ボールミルを用いて充分粉体を混合後、１７００℃の温
度で２時間、アルゴン不活性雰囲気中で４００ｋｇｆ／
ｃ■２の圧力でホットプレス焼成した。

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、破壊靭性値及び硬さについて測定し、
第３表中に示している。また第３表中比較例−５では＆
Ｃを添加しない場合、また比較例−６ではＢ４Ｃと第２
添加成分であるＴｉＣとの合計量が５０重量％を超える
場合について、実施例！２〜２４と全く同じ条件で実験
した結果について示している。

実施例１２〜２４と比較例−５より、　８４Ｇを含まな
い系では硬さが他の系より劣り、また実施例１２〜２４
と比較例−６より、Ｂ４Ｃと第２添加成分（ＴｉＣ）と
の合計量が５０重量％を超えると、曲げ強さが低下する
ことがわかる。

比較例７〜８実施例１〜６と同様にα−Ｍ２０３粉末に１５重量％づ
つのＢ４Ｃ粉末とＴｉＣ粉末を混合し、さらに焼結助剤
として２重量％の金属Ｔｉを添加して、ボールミルを用
いて充分混合した後、５０履鳳×５０１の金型を用いて
２００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力で一軸加圧成形した。その
後成形体を７０００ｋｇｆ／ｃ諺２の圧力でＣＩＰ（冷
間静水圧プレス）成形し、アルゴン気流中。

！４００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１曲げ強さ及び硬さ
を測定し、またＸ線回折により相の同定を行った。Ｘ線
回折より、焼結体からはα−Ｍ、Ｏ。

とＴｉＣは観察されるものの、Ｂ４Ｃのピークは殆ど検
出されず、常圧焼結によってはＭ２Ｏ３とＢ４Ｃとの反
応のため８４０粒をＭ２Ｏ３中に残存させることが困難
なことがわかる。

また第４表、比較例７．８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。

（以下余白）発明の効果本発明のように、Ｍ２Ｏ３にＢ、Ｃ及び第２添加成分で
ある元素周期律表ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物
、窒化物、硼化物より選ばれる１種以上以上を複合化し
、さらに焼結助剤として金属Ｔｉを適正量添加し、加圧
焼結することによって、高密度で機械的及び熱的性質に
優れるＭ、０３基複合焼結体が得られる。

本発明の製造方法により製造されるＭ２Ｏ３基焼結体は
、Ａ１２０３セラミツクスの強度、靭性、硬度及び熱伝
導率等の特性を著しく向上させており、従来のＡｌ１２
０３セラミツクス工具の寿命を延ばし。

また適応範囲をより一層広げることが可能である。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）第１添加成分として５〜４５重量％のＢ＿４Ｃ、
第２添加成分として元素周期律表ＩＶａ，Ｖａ、ＶＩａ
族元素の炭化物、窒化物、硼化物より選ばれる１種以上
を５〜４５重量％含有し，かつ第１添加成分と第２添加
成分との合計量が１０〜５０重量％であり、さらに焼結
助剤として０．１〜１０重量％の金属Ｔｉを添加し、残
部が実質Ａｌ＿２Ｏ＿３より成る混合粉体を、１２００
℃以上１９００℃以下の温度で、非酸化性雰囲気中、５
０ｋｇｆ／ｃｍ＾２の圧力を用いて加圧焼結することを
特徴とするＡｌ＿２Ｏ＿３基複合セラミックス焼結体の
製造方法。
（２）第２添加成分として添加される元素周期律表ＩＶ
ａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物、窒化物、硼化物より
選ばれる１種以上がＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＢ＿２より選
ばれる１種以上である特許請求の範囲第（１）項記載の
Ａｌ＿２Ｏ＿３基複合セラミックス焼結体の製造方法。