【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
＋１１発明の目的
+11 Purpose of invention
【産業上の利用分野】[Industrial application field]
本発明は、ホウ化チタンセラミックス焼結体に関し、特
に、酸化イツトリウムあるいは酸化セリウムが固溶され
て部分安定化された酸化ジルコニウム粉末とホウ化チタ
ン粉末とを混合して作製したセラミックス混合物から成
形されたセラミックス成形体を非酸化性雰囲気中で無加
圧状態とじて焼結して作製されてなるホウ化チタンセラ
ミックス焼結体に関するものである。
〔従来の技術］
従来、この種のホウ化チタンセラミックス焼結体として
は、５０〜９９重量％のホウ化チタン粉末と１〜５０重
量％の酸化ジルコニウム粉末とを混合して作製されたセ
ラミックス混合物に対しバインダを添加して成形したセ
ラミックス成形体を５０にｇ／ｃｍ”〜３００Ｋｇ／ｃ
＋ａ″の圧力を印加しつつ１６００〜２５００℃の温度
にて加圧焼結（たとえばホットプレス焼結）することに
より作製されてなるものが提案されていた（特公昭５９
−７６６８ 参照）。
【解決すべき問題点１
しかしながら、従来のホウ化チタンセラミックス焼結体
では、（ｉｌホウ化チタンの焼結性が悪く粒成長が顕著
であってセラミックス焼結体中に気孔が多数発生してい
たので、セラミックス焼結体を高密度とできず、このた
め高強度、高硬度および高破壊靭性とできない欠点があ
り、また（ｆｉｌ加圧焼結によって焼結していたので、
焼結工程が煩雑となり、焼結装置が大型化してしまう欠
点があった。
そこで、本発明は、これらの欠点を除去するため、酸化
イツトリウムあるいは酸化セリウムが固溶されて部分安
定化された酸化ジルコニウム粉末とホウ化チタン粉末と
を配合して作製したセラミックス混合物から成形された
セラミックス成形体を非酸化性雰囲気中で無加圧状態と
して焼結して作製されてなるホウ化チタンセラミックス
焼結体を提供せんとするものである。
（２）発明の構成
［問題点の解決手段］
本発明により提供される問題点の解決手段は、「２５〜
８５重量％のホウ化チタン粉末に対し１〜５モル％の酸
化イツトリウムあるいは１０〜１５モル％の酸化セリウ
ムが固溶されて部分安定化された１５〜７５重量％の酸
化ジルコニウム粉末を混合して成形したのち非酸化性雰
囲気中で１６００〜１９００℃の温度にて無加圧状態で
焼結して作製されてなるホウ化チタンセラミックス焼結
体」
である。
［作用］
本発明にがかるホウ化チタンセラミックス焼結体は、２
５〜８５重量％のホウ化チタン粉末に対し１〜５モル％
の酸化イツトリウムあるいは１０〜１５モル％の酸化セ
リウムが固溶されて部分安定化された１５〜７５重量％
の酸化ジルコニウム粉末を混合して成形したのち非酸化
性雰囲気中で１６００〜１９００℃の温度にて無加圧状
態で焼結して作製されてなるので、
ｉｌ
をなし、
ｉｉｌ
セラミックス焼結体を高密度とし、これにより高強度、
高硬度および高破壊靭性とする作用
併せて
焼結工程を簡素化し、かつ焼結装置を小型化する作用
をなす。
［実施例］
次に、本発明にかかるホウ化チタンセラミックス焼結体
について、その好ましい実施例を挙げ、添付図面を参照
しつつ具体的に説明する。
１亘住区里立説Ｉ上
第１図は、本発明にがかるホウ化チタンセラミックス焼
結体の一実施例に関する具体例で使用されたホウ化チタ
ン粉末の粒度分布を示すためのグラフ図である。
の ・
まず、本発明にかかるホウ化チタンセラミックス焼結体
の一実施例について、その構成を詳細に説明する。
本発明にがかるホウ化チタンセラミックス焼結体は、２
５〜８５重量％ （好ましくは３０〜６０重量％）のホ
ウ化チタン粉末に対し１〜５モル％（好ましくは３モル
％）の酸化イツトリウムあるいは１０〜１５モル％ （
好ましくは１２モル％）の酸化セリウムが固溶されて部
分安定化された１５〜７５重量％（好ましくは４０〜７
０重量％）の酸化ジルコニウム粉末を混合 （好ましく
は均質に）して成形したのち非酸化性雰囲気中で１６０
０〜１９００℃（好ましくは１７００〜１８００℃）の
濃度にて無加圧状態で焼結して作製されてなるホウ化チ
タンセラミックス焼結体である。
ここで、２５〜８５重量％ （好ましくは３０〜６０重
量％）のホウ化チタン粉末に対し１〜５モル％（好まし
くは３モル％）の酸化イツトリウムあるいは１０〜１５
モル％（好ましくは１２モル％）の酸化セリウムが固溶
されて部分安定化された１５〜７５重量％ （好ましく
は４０〜７０重量％）の酸化ジルコニウム粉末を配合せ
しめる根拠は、（ｉｌ酸化ジルコニウム粉末が１５重量
％未満となると、セラミックス焼結体を高密度とできず
、ひいてはセラミックス焼結体を高強度、高硬度および
高破壊靭性とできず、また（ｆｉｌ酸化ジルコニウム粉
末が７５重量％を超えると、酸化ジルコニウムの粒成長
が顕著となってセラミックス焼結体の強度、硬度および
破壊靭性が低下してしまい、電気伝導度が急激に低下し
てしまって導電性を失うことにある。
１〜５モル％（好ましくは３モル％）の酸化イツトリウ
ムあるいは１０〜１５モル％（好ましくは１２モル％）
の酸化セリウムを固溶して酸化ジルコニウム粉末を部分
安定化する根拠は、ｆｉｌ酸化イツトリウムが１モル％
よりも少ない場合あるいは酸化セリウムが１０モル％よ
り少ない場合、酸化ジルコニウム粉末が単斜晶となり、
また（ｉｉｌ酸化イツトリウムが５モル％を超える場合
あるいは酸化セリウムが１５モル％を超える場合、酸化
ジルコニウム粉末が立方晶となることに起因して、高い
破壊靭性を有するセラミックス焼結体が得られないこと
にある。
更に、酸化ジルコニウム粉末を部分安定化するために酸
化イツトリウムあるいは酸化セリウムを使用する根拠は
、酸化イツトリウムあるいは酸化セリウムによって酸化
ジルコニウムを微細な正方品系の結晶粒子として準安定
化状態とできることにある。
また、セラミックス成形体を焼結する温度が１６００〜
１９００℃とされている根拠は、 （ｉｌ １６００℃
未満となると、セラミックス成形体の焼結の進行が遅れ
てしまい、セラミックス焼結体を高密度とできず、この
ため高強度、高硬度および高破壊靭性とできず、また（
ｉｉｌ １９００℃を超えると、酸化ジルコニウムの粒
成長が顕著となってしまい、加えて正方晶の酸化ジルコ
ニウムが立方晶の酸化ジルコニウムおよび単斜晶の酸化
ジルコニウムに変態する割合が多くなって、セラミック
ス焼結体の強度、硬度および破壊靭性が低下してしまう
ことにある。
更に、セラミックス成形体を非酸化性雰囲気中で焼結す
る根拠は、チタンＴｉもしくはホウ素Ｂの酸化を防止す
ることにある。
併せて、セラミックス成形体を無加圧状態で焼結する根
拠は、正方品の酸化ジルコニウムが立方晶の酸化ジルコ
ニウムおよび単斜晶の酸化ジルコニウムに変態すること
を防止することにある。
ユ敷澁友蓬と
更に、本発明にかかるホウ化チタンセラミックス焼結体
の一実施例について、その製造方法を簡潔に説明する。
本発明にがかるホウ化チタンセラミックス焼結体は、（
ａｌ ２５〜８５重量％（好ましくは３０〜６０重量％
）のホウ化チタン粉末に対し１〜５モル％（好ましくは
３モル％）の酸化イツトリウムあるいは１０〜１５モル
％（好ましくは１２モル％）の酸化セリウムが固溶され
て部分安定化された１５〜７５重量％（好ましくは４０
〜６０重量％）の酸化ジルコニウム粉末を配合せしめた
のち混合（好ましくは均質に）してセラミックス混合物
を作製するための第１の工程と、ｔｂ＋セラミックス混
合物をバインダとともに金型に収容したのち加圧してセ
ラミックス圧粉体を作製するための第２の工程と、ｌｃ
ｌセラミックス圧粉体を加圧してセラミックス成形体を
作製するための第３の工程と、ｆｄｌセラミックス成形
体を非酸化性雰囲気中で１６００〜１９００℃（好まし
くは１７００〜１８００℃）の温度にて無加圧状態で焼
結してセラミックス焼結体を作製するための第４の工程
とを含む一連の工程によって製造される。
ユ且注廻よ
加えて、本発明にかかるホウ化チタンセラミックス焼結
体の一実施例について、−層の理解を図るために、具体
的な数値などを挙げて説明する。
実１けＬＬ二五
平均粒径が１．５μｍで９９％の純度をもつ８５重量％
のホウ化チタンＴｉＢ婁粉末に対し、比表面積が１５−
７ｇで純度９９．９％の酸化ジルコニウム２ｒＯａ粉末
（ここでは３モル％の酸化イツトリウムＹ、０３が固溶
されることにより部分安定化された酸化ジルコニウムＺ
ｒＯｓ扮末；特別に言及しない限り以下同様）を１５重
量％だけ配合せしめたのち、均質に混合することにより
、セラミックス混合物を作製した。ホウ化チタンＴｉＢ
＊扮末の粒度分布は、第１図に示すとおりであった。
セラミックス混合物は、適当量のバインダとともに適宜
の金型に収容し、３０ＭＰａの圧力を印加して一軸加圧
することにより、セラミックス圧粉体とされた。
セラミックス圧粉体は、３００ＭＰａの圧力を印加して
ＣＩＰ処理（すなわち常温静水圧圧縮処理）を施すこと
により、セラミックス成形体とされた′。
セラミックス成形体は、無加圧状態のアルゴンガス雰囲
気中において、それぞれ、１６００．１７００゜１８０
０および１９００℃の温度まで加熱され、１時間にわた
りその温度に維持して焼結することにより、セラミック
ス焼結体とされた。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９０、９
１．９２および９３％であり、また抗折強度が１５０．
２４５，２５０および２５５ＭＰａであり、更に破壊靭
性が４．９．５．Ｑ、 ５．１および５．１ＭＰａｎ＋
””であり、加えてビッカース硬さ７．８．８および９
．５ＧＰａであった（第１表参照）。
丈ａ皿旦二旦
８０重量％のホウ化チタンＴｔＢｉ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ□粉末が２０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９４、９
４．９５および９４％であり、また抗折強度が２２０、
２５５．２９５および３０５ＭＰａであり、更に破壊靭
性が５．７．６．０．６．２および６．３ＭＰａｍ””
であり、加えてビッカース硬さ？、５．９．９および１
１．５ＧＰａであった（第１表参照）。
！息園主二■
７０重量％のホウ化チタンＴｉ８ｍ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒ０ｔ粉末が３０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９４、９
５．９７および９５％であり、また抗折強度が２７０．
２８０，３４０および３５０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が６．８．７．５．７．８および８．３ＭＰａｍ””
であり、加えてビッカース硬さ８．５．９．５．１２お
よび１２．５ＧＰａであった（第２表参照）。
１血園ｌ二耗
６０重量％のホウ化チタンＴｉＢ１粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ□粉末が４０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９５、９
５．９７および９８％であり、また抗折強度が２８０、
３００．４１０および４３０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が８．０．９．２．９．２および９．３ＭＰａｍ””
であり、加えてビッカース硬さ９．５．１０．５．１２
および１３ＧＰａであった（第２表参照）。
夫息園■二践
５０重量％のホウ化チタンＴｉＢｓ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ＊粉末が５０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９６、９
７．９８および９７％であり、また抗折強度が２８５、
３２０．４７０および３９５ＭＰａであり、更に破壊靭
性が８．５．９．０．９．０および７．５ＭＰａｍ””
であり、加えてビッカース硬さ１２．１４．１４および
１３．５ＧＰａであった（第３表参！！Ｑ）。
１血思■二Ｂ
４０重量％のホウ化チタンＴｉＢ１粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ□粉末が６０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９７、９
８．９７および９７％であり、また抗折強度が３１０、
３５０．４１０および３７０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が８．９．８．９．８．８および７．４ＭＰａｍ”で
あり、加えてビッカース硬さ１２．５．１４．５．１４
．５および１４ＧＰａであった（第３表参照）。
丈血園並二聾
３０重量％のホウ化チタンＴｉＢｓ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯｓ粉末が７０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９８、９
８．９７および９７％であり、また抗折強度が３２０、
３６０．３３０および３２０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が８．７．８．６．８．４および６．５ＭＰａｍ””
であり、加えてビッカース硬さ１３．１４．５．１４．
５および１３．５ＧＰａであった（第４表参照）。
Ｌａ鮭旺二世
２５重量％のホウ化チタンＴｉ８ｇ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ□粉末が７５重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９８、９
８．９７および９７％であり、また抗折強度が３１０、
３５５．３３０および３１０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が８．７．８．５．７．３および６．４ＭＰａ＋ａ”
”であり、加えてビッカース硬さ１４．５． ｉｓ、
１５および１３ＧＰａであった（第４表参照）。
１胤思迎
５０重量％のホウ化チタンＴｉＢ＊粉末に対し、１２モ
ル％の酸化セリウムＣｅＯが固溶されることにより部分
安定化された酸化ジルコニウムＺｒＯｘ粉末が５０重量
％配合せしめられたことを除き、実施例１〜４が反復さ
れた。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９８％で
あり、また抗折強度が３２０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が７．２ＭＰａｍ””であり、加えてビッカース硬さ
１３ＧＰａであった（第４表参照）。
比較型エニま
９０重量％のホウ化チタンＴｉ８ｇ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ□粉末がｌＯ重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が８８、８
９．９０および９１％であり、また抗折強度が１６０、
２００．２２０および２４０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が３．９．４．２゜４．２および４．３ＭＰａｍ””
であり、加えてビッカース硬さ６．５．７．５．７．５
および８．５ＧＰａであった（第５表参照）。
比較思旦二旦
２０重量％のホウ化チタンＴｉ８ｇ粉末に対し、酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ＊粉末が８０重量％配合せしめられた
ことを除き、実施例１〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９８、９
８．９７および９７％であり、また抗折強度が３３５、
３６０．３１０および２７０ＭＰａであり、更に破壊靭
性が８．５．８．３゜６．５および６．２ＭＰａｍ”で
あり、加えてビッカース硬さ１４．５．１４．５．１４
．５および１２．５ＧＰａであった（第５表参照）。
比校皿立、■
８５重量％のホウ化チタンＴｉ８ｇ粉末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ黛扮末が１５重量％配合せしめられ、
かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および２
０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜４
が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が８９およ
び９４％であり、また抗折強度が１２０および３２０Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が４．８および５．６ＭＰａ
ｍ””であり、加えてビッカース硬さ５および１０ＧＰ
ａであった （第６表参照）。
Ｌ校園具２士
８０重量％のホウ化チタンＴｉＢｘ粉末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒＯヨ粉末が２０重量％配合せしめられ、
かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および２
０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜４
が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９２およ
び９５％であり、また抗折強度が１７５および３５０Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が５．２および６、５ＭＰａ
ｍ”’であり、加えてビッカース硬さ７および１２ＧＰ
ａであった（第６表参照）。
比蝮思姐、」
７０重量％のホウ化チタンＴｉＢ１扮末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ□扮末が３０重量％配合せしめられ、
かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および２
０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜４
が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９２およ
び９６％であり、また抗折強度が２１５および４２０Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が６．５および８．５ＭＰａ
ｍ””であり、加えてビッカース硬さ８および１４．５
ＧＰａであった（第６表参照）。
比較量蝕、■
６０重量％のホウ化チタンＴｉＢｔ粉末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒＯ金粉末が４０重量％配合せしめられ、
かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および２
０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜４
が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９３およ
び９６％であり、また抗折強度が２２５および３８５Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が６．６および９、３ＭＰａ
ｍ””であり、加えてビッカース硬さ８．５および１４
６Ｐａであった（第６表９明）。
Ｌ校思旦、■
５０重量％のホウ化チタンＴｉＢＪ５）末に対して酸化
ジルコニウムＺｒＯ＊粉末が５０重量％配合せしめられ
、かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および
２０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜
４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９４およ
び９６％であり、また抗折強度が２４０および３３５Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が６．７および７．５ＭＰａ
ｍ”雪であり、加えてビッカース硬さｌＯおよび１３．
５ＧＰａであった（第７表参照）。
Ｌ牧園４２赳
４０重量％のホウ化チタンＴｉ８ｇ粉末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒ０ｔＦＪ）末が６０重量％配合せしめら
れ、かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃およ
び２０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１
〜４が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９４およ
び９６％であり、また抗折強度が２５０および２９５Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が６．７および７．２１１Ｐ
ａｔａ””であり、加えてビッカース硬さ１Ｏ１５およ
び１３ＧＰａであった（第７表参照）。
比牧轟ｕ２坐
３０重量％のホウ化チタンＴｉｅｓ粉末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒＯｓ粉末が７０重量％配合せしめられ、
かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および２
０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜４
が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９４およ
び９６％であり、また抗折強度が２７０および２４０Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が６．８および７、ＯＭｐＢ
＠ｌ／ｌであり、加えてビッカース硬さ１１．５および
１２ＧＰａであった（第７表参照）。
Ｌ校脛聾、召
２５重量％のホウ化チタンＴｉ８ｇ粉末に対して酸化ジ
ルコニウムＺｒＯヨ粉末が７５重量％配合せしめられ、
かつセラミックス成形体がそれぞれ１５００℃および２
０００℃の温度で焼結されたことを除き、実施例１〜４
が反復された。
セラミックス焼結体は、それぞれ、相対密度が９４およ
び９６％であり、また抗折強度が２７５および２２０Ｍ
Ｐａであり、更に破壊靭性が６．８および６．３ＭＰａ
ｍ””であり、加えてビッカース硬さ１１および１１．
５０Ｐａであった（第７表参照）。
止校皿社
５０重量％のホウ化チタンＴｉＢｓ扮末に対し、酸化イ
ツトリウムＹＪｓが固溶されていない単斜晶の酸化ジル
コニウムＺｒＯ＊粉末が５０重量％配合せしめられたこ
とを除き、実施例１８が反復された。
セラミックス焼結体は、相対密度が９５％であり、また
抗折強度が２７０ＭＰａであり、更に破壊靭性が６．５
ＭＰａｍ’／雪であり、加えてビッカース硬さ１３ＧＰ
ａであった（第８表参照）。
止致思赴
５０重量％のホウ化チタンＴｉＢ＊粉末に対し、８．１
モル％の酸化マグネシウムＭｇＯが固溶されることによ
り部分安定化された酸化ジルコニウム２ｒＯ＊粉末が５
０重量％配合せしめられたことを除き、実施例１８が反
復された。
セラミックス焼結体は、相対密度９５％であり、また抗
折強度が２６０ＭＰａであり、更に破壊靭性が５．８Ｍ
Ｐａｎ＋””であり、加えてビッカース硬さ１０．５Ｇ
Ｐａであった（第８表参照）。
止虹凱Ｕ
５０重量％のホウ化チタンＴｉＢｓ粉末に対し、３．７
モル％の酸化カルシウムＣａＯが固溶されることにより
部分安定化された酸化ジルコニウムＺｒＯ＊粉末が５０
重量％配合せしめられたことを除き、実施例１８が反復
された。
セラミックス焼結体は、相対密度９５％であり、また抗
折強度が２６０ＭＰａであり、更に破壊靭性が４．９Ｍ
Ｐａｍ””であり、加えてビッカース硬さ１０ＧＰａで
あった（第８表参照）。
１且生盟立亘幻上
第１表ないし第４表を参照しつつ、以上に詳述した具体
例を要約すれば、以下のとおりである。
１〜３３の −穿
焼結温度が１６００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒ０
ｔの配合量が４０重量％を超えると、相対密度が５９５
％以上となった。
焼結温度が１７００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
＊の配合量が３０重量％を超えると、相対密度が９５％
以上となった。
焼結温度が１８００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
＊の配合量が２０重量％を超えると、相対密度が９５％
以上となった。しかしながら、このときは、酸化ジルコ
ニウムＺｒＯｘの配合量が５０重量％を超えると、セラ
ミックス焼結体にクラックが発生しており、相対密度が
若干低下した。
焼結温度が１９００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
＊の配合量が３０重量％を超えると、相対密度が９５％
以上となった。しかしながら、このときは、酸化ジルコ
ニウムＺｒ０ｔの配合量が５０重量％を超えると、セラ
ミックス焼結体にクラックが発生しており、相対密度が
若干低下した。
１〜３３の
焼結温度が１６００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
＊の配合量が３０重量％を超えると、抗折強度が２５０
ＭＰａ以上となった。
焼結濃度が１７００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒ０
ｔの配合量が２０重量％を超えると、抗折強度が２５０
ＭＰａ以上となった。
焼結温度が１８００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒ０
ｔの配合量が１５重量％を超えると、抗折強度が２５０
ＭＰａ以上となった。しかしながら、このときは、酸化
ジルコニウムＺｒＯｓの配合量が５０重量％を超えると
、セラミックス焼結体にクラックが発生しており、抗折
強度が若干低下した。
焼結温度が１９００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
＊の配合量が１５重量％を超えると、抗折強度が２５０
ＭＰａ以上となった。しかしながら、このときは、酸化
ジルコニウムＺｒＯ＊の配合量が５０重量％を超えると
、セラミックス焼結体にクラックが発生しており、抗折
強度が若干低下した。
１〜３３ ・−
焼結温度が１６００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
ｓの配合量が４０重量％を超えると、破壊靭性が７．５
ＭＰａｏ＋””以上となった。
焼結濃度が１７００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒ０
ｍの配合量が３０重量％を超えると、破壊靭性が７．５
ＭＰａｍ””以上となツタ。
焼結温度が１８００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒ０
ｍの配合量が３０重量％を超えると、破壊靭性が７．５
１１Ｐａｍ””以上となった。しかしながら、このとき
は、酸化ジルコニウムＺｒＯｓの配合量が５０重量％を
超えると、セラミックス焼結体にクラックが発生してお
り、破壊靭性が若干低下した。
焼結温度が１９００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
，の配合量が３０重量％を超えると、破壊靭性が７．５
ＭＰａｍ””以上となった。しかしながら、このときは
、酸化ジルコニウムＺｒＯ＊の配合量が５０重量％を超
えると、セラミックス焼結体にクラックが発生しており
、破壊靭性が若干低下した。
１〜３３の −ビッカース さ
焼結温度が１６００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
嵩の配合量が５０重量％を超えると、ビッカース硬さが
１０ＧＰａ以上となった。
焼結温度が１７００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒ０
ｔの配合量が４０重量％を超えると、ビッカース硬さが
１０６Ｐａ以上となった。
焼結温度が１８００℃のとき、酸化ジルコニウムｌｒＯ
ｍの配合量が３０重量％を超えると、ビッカース硬さが
１０ＧＰａ以上となった。しかしながら、このときは、
酸化ジルコニウムＺｒＯ諺の配合量が５０重量％を超え
ると、セラミックス焼結体にクラックが発生しており、
ビッカース硬さが若干低下した。
焼結温度が１９００℃のとき、酸化ジルコニウムＺｒＯ
ｘの配合量が２０重量％を超えると、ビッカース硬さが
１０ＧＰａ以上となった。しかしながら、このときは、
酸化ジルコニウムＺｒＯ＊の配合量が５ｆ１重量％を超
えると、セラミックス焼結体にクラックが発生しており
、ビッカース硬さが若干低下した。
（３）発明の効果
上述より明らかなように、本発明にがかるホウ化チタン
セラミックス焼結体は、２５〜８５重量％のホウ化チタ
ン粉末に対し１〜５モル％の酸化イツトリウムあるいは
１０〜１５モル％の酸化セリウムが固溶されて部分安定
化された１５〜７５重量％の酸化ジルコニウム粉末を混
合して成形したのち非酸化性雰囲気中で１６００〜１９
００℃の濃度にて無加圧状態で焼結して作製されてなる
ので、
（ｉｌセラミックス焼結体を高密度とでき、これにより
高強度、高硬度および高破壊靭性とできる効果
を有し、併せて
（ｉｉｌ焼結工程を簡素化でき、かつ焼結装置を小型化
できる効果
を有する。The present invention relates to a titanium boride ceramic sintered body, and in particular to a ceramic sintered body formed from a ceramic mixture prepared by mixing zirconium oxide powder partially stabilized by solid solution of yttrium oxide or cerium oxide and titanium boride powder. The present invention relates to a titanium boride ceramic sintered body produced by sintering a ceramic molded body under no pressure in a non-oxidizing atmosphere. [Prior Art] Conventionally, this type of titanium boride ceramic sintered body is a ceramic mixture prepared by mixing 50 to 99% by weight of titanium boride powder and 1 to 50% by weight of zirconium oxide powder. A ceramic molded body formed by adding a binder to 50g/cm"~300Kg/c
It has been proposed that the product be manufactured by pressure sintering (for example, hot press sintering) at a temperature of 1,600 to 2,500°C while applying a pressure of +a''.
-7668). [Problem to be solved 1] However, in the conventional titanium boride ceramic sintered body, (il titanium boride has poor sinterability and grain growth is remarkable, and many pores are generated in the ceramic sintered body. Therefore, the ceramic sintered body could not be made with high density, and therefore had the disadvantage of not being able to have high strength, high hardness, and high fracture toughness.
This method has the disadvantage that the sintering process becomes complicated and the sintering apparatus becomes large. Therefore, in order to eliminate these drawbacks, the present invention has developed a ceramic mixture made by blending zirconium oxide powder and titanium boride powder, which are partially stabilized by solid solution of yttrium oxide or cerium oxide. It is an object of the present invention to provide a titanium boride ceramic sintered body produced by sintering a ceramic molded body under no pressure in a non-oxidizing atmosphere. (2) Structure of the invention [Means for solving the problems] The means for solving the problems provided by the present invention are as follows.
85% by weight of titanium boride powder is mixed with 15 to 75% by weight of zirconium oxide powder partially stabilized by solid solution of 1 to 5 mol% of yttrium oxide or 10 to 15 mol% of cerium oxide. A titanium boride ceramic sintered body produced by molding and then sintering in a non-oxidizing atmosphere at a temperature of 1600 to 1900°C without pressure. [Function] The titanium boride ceramic sintered body according to the present invention has 2
1 to 5 mol% based on 5 to 85% by weight of titanium boride powder
15 to 75% by weight partially stabilized by solid solution of yttrium oxide or 10 to 15 mol% of cerium oxide
It is made by mixing and molding zirconium oxide powder and then sintering it in a non-oxidizing atmosphere at a temperature of 1,600 to 1,900 degrees Celsius without applying pressure. High density, resulting in high strength
In addition to providing high hardness and high fracture toughness, it also simplifies the sintering process and downsizes the sintering equipment. [Example] Next, the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention will be specifically described with reference to the accompanying drawings, citing preferred examples thereof. Figure 1 is a graph showing the particle size distribution of titanium boride powder used in a specific example of an embodiment of the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention. be. First, the structure of an embodiment of the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention will be described in detail. The titanium boride ceramic sintered body according to the present invention has two
1 to 5 mol% (preferably 3 mol%) of yttrium oxide or 10 to 15 mol% of titanium boride powder (preferably 30 to 60 mol%)
15 to 75% by weight (preferably 40 to 7% by weight) partially stabilized by solid solution of cerium oxide (preferably 12 mol%).
After mixing (preferably homogeneously) zirconium oxide powder (0% by weight) and molding,
It is a titanium boride ceramic sintered body produced by sintering in a non-pressurized state at a concentration of 0 to 1900°C (preferably 1700 to 1800°C). Here, 1 to 5 mol % (preferably 3 mol %) of yttrium oxide or 10 to 15 mol % of titanium boride powder is added to 25 to 85 mol % (preferably 30 to 60 mol %) of titanium boride powder.
The basis for blending zirconium oxide powder of 15 to 75 weight % (preferably 40 to 70 weight %) partially stabilized by solid solution of cerium oxide of mol % (preferably 12 mol %) is that (il zirconium oxide If the powder content is less than 15% by weight, the ceramic sintered body cannot be made to have high density, and as a result, the ceramic sintered body cannot be made to have high strength, high hardness, and high fracture toughness. If it exceeds this, the grain growth of zirconium oxide becomes remarkable, and the strength, hardness, and fracture toughness of the ceramic sintered body decreases, and the electrical conductivity rapidly decreases, resulting in the loss of electrical conductivity.1 ~5 mol% (preferably 3 mol%) yttrium oxide or 10-15 mol% (preferably 12 mol%)
The reason for partially stabilizing the zirconium oxide powder by dissolving cerium oxide is that the yttrium oxide in the fil is 1 mol%.
When the amount of cerium oxide is less than or less than 10 mol%, the zirconium oxide powder becomes monoclinic,
In addition, (iii) If yttrium oxide exceeds 5 mol% or cerium oxide exceeds 15 mol%, the zirconium oxide powder becomes cubic, making it impossible to obtain a ceramic sintered body with high fracture toughness. Furthermore, the basis for using yttrium oxide or cerium oxide to partially stabilize zirconium oxide powder is that zirconium oxide can be made into a metastabilized state as fine tetragonal crystal grains by yttrium oxide or cerium oxide. In addition, the temperature at which the ceramic molded body is sintered is 1600~
The reason why it is said to be 1900℃ is (il 1600℃
If it is below, the progress of sintering of the ceramic molded body will be delayed, and the ceramic sintered body will not be able to have high density, and therefore will not have high strength, high hardness, and high fracture toughness, and (
iil If the temperature exceeds 1900°C, the grain growth of zirconium oxide becomes remarkable, and in addition, a large proportion of tetragonal zirconium oxide transforms into cubic zirconium oxide and monoclinic zirconium oxide, resulting in ceramic firing. This results in a decrease in the strength, hardness, and fracture toughness of the compact. Furthermore, the reason for sintering the ceramic molded body in a non-oxidizing atmosphere is to prevent oxidation of titanium Ti or boron B. Additionally, the reason for sintering the ceramic molded body under no pressure is to prevent the transformation of the square zirconium oxide into cubic zirconium oxide and monoclinic zirconium oxide. Furthermore, a method for manufacturing an embodiment of the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention will be briefly explained. The titanium boride ceramic sintered body according to the present invention is (
al 25-85% by weight (preferably 30-60% by weight)
15 which is partially stabilized by dissolving 1 to 5 mol% (preferably 3 mol%) of yttrium oxide or 10 to 15 mol% (preferably 12 mol%) of cerium oxide to the titanium boride powder of ). ~75% by weight (preferably 40%
The first step is to prepare a ceramic mixture by mixing (preferably homogeneously) zirconium oxide powder (~60% by weight), and pressurizing the tb+ceramic mixture after placing it in a mold together with a binder. a second step for producing a ceramic green compact using lc
A third step for producing a ceramic molded body by pressurizing the ceramic green compact, and a third step of pressurizing the ceramic green compact at a temperature of 1600 to 1900°C (preferably 1700 to 1800°C) in a non-oxidizing atmosphere. It is manufactured through a series of steps including a fourth step for producing a ceramic sintered body by sintering in a non-pressurized state. In addition, an embodiment of the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention will be described using specific numerical values in order to facilitate understanding of the layers. 1 fruit LL 25% by weight with average particle size of 1.5μm and purity of 99%
The specific surface area is 15-
7 g of zirconium oxide 2rOa powder with a purity of 99.9% (here, zirconium oxide Z partially stabilized by solid solution of 3 mol% yttrium oxide Y, 03)
A ceramic mixture was prepared by adding 15% by weight of rOs powder (hereinafter the same applies unless otherwise specified) and then homogeneously mixing it. Titanium boride TiB
*The particle size distribution of the dressing powder was as shown in Figure 1. The ceramic mixture was placed in an appropriate mold together with an appropriate amount of binder, and uniaxially pressed under a pressure of 30 MPa to form a ceramic green compact. The ceramic green compact was made into a ceramic molded body by applying a pressure of 300 MPa and subjecting it to CIP treatment (ie, room temperature isostatic pressing treatment). The ceramic molded body was heated to 1600°, 1700° and 180°, respectively, in an argon gas atmosphere under no pressure.
A ceramic sintered body was obtained by heating to a temperature of 0 and 1900°C and sintering while maintaining the temperature for 1 hour. The ceramic sintered bodies have relative densities of 90 and 9, respectively.
1.92% and 93%, and the bending strength is 150.
245, 250 and 255 MPa, and the fracture toughness is 4.9.5. Q, 5.1 and 5.1MPan+
”, and in addition, Vickers hardness of 7.8.8 and 9
．． It was 5 GPa (see Table 1). Examples 1-4 were repeated except that 20% by weight of zirconium oxide ZrO□ powder was blended with 80% by weight of titanium boride TtBi powder. The ceramic sintered bodies have relative densities of 94 and 9, respectively.
4.95 and 94%, and the bending strength is 220,
255.295 and 305MPa, and the fracture toughness is 5.7.6.0.6.2 and 6.3MPam""
And in addition, Vickers hardness? , 5.9.9 and 1
It was 1.5 GPa (see Table 1). ! Examples 1-4 were repeated except that 30% by weight of zirconium oxide ZrOt powder was blended with 70% by weight of titanium boride Ti8m powder. The ceramic sintered bodies have relative densities of 94 and 9, respectively.
5.97% and 95%, and the bending strength is 270.
280, 340 and 350 MPa, and the fracture toughness is 6.8, 7, 5, 7.8 and 8.3 MPam""
In addition, the Vickers hardness was 8.5.9.5.12 and 12.5 GPa (see Table 2). Examples 1-4 were repeated except that 40% by weight of zirconium oxide ZrO□ powder was blended with 60% by weight of titanium boride TiB1 powder. The ceramic sintered bodies have relative densities of 95 and 9, respectively.
5.97 and 98%, and the bending strength is 280,
300.410 and 430MPa, and the fracture toughness is 8.0.9.2.9.2 and 9.3MPam""
In addition, Vickers hardness is 9.5.10.5.12
and 13 GPa (see Table 2). Examples 1-4 were repeated except that 50% by weight of zirconium oxide ZrO* powder was blended with 50% by weight of titanium boride TiBs powder. The ceramic sintered bodies have relative densities of 96 and 9, respectively.
7.98 and 97%, and the bending strength is 285,
320.470 and 395MPa, and the fracture toughness is 8.5.9.0.9.0 and 7.5MPam""
In addition, the Vickers hardness was 12.14.14 and 13.5 GPa (see Table 3!!Q). Examples 1-4 were repeated except that 60% by weight of zirconium oxide ZrO□ powder was blended with 40% by weight of titanium boride TiB1 powder. The ceramic sintered bodies have relative densities of 97 and 9, respectively.
8.97 and 97%, and the bending strength is 310,
350.410 and 370 MPa, and the fracture toughness is 8.9.8.9.8.8 and 7.4 MPam'', and the Vickers hardness is 12.5.14.5.14.
．． 5 and 14 GPa (see Table 3). Examples 1-4 were repeated except that 70% by weight of zirconium oxide ZrOs powder was blended with 30% by weight of titanium boride TiBs powder. The ceramic sintered bodies have relative densities of 98 and 9, respectively.
8.97 and 97%, and the bending strength is 320,
360.330 and 320MPa, and the fracture toughness is 8.7.8.6.8.4 and 6.5MPam""
In addition, the Vickers hardness is 13.14.5.14.
5 and 13.5 GPa (see Table 4). Examples 1-4 were repeated except that 75% by weight of zirconium oxide ZrO□ powder was blended with 8 g of titanium boride Ti powder containing 25% by weight of La Salmon II. The ceramic sintered bodies have relative densities of 98 and 9, respectively.
8.97 and 97%, and the bending strength is 310,
355.330 and 310MPa, and the fracture toughness is 8.7.8.5.7.3 and 6.4MPa+a”
”, and in addition, the Vickers hardness is 14.5.
15 and 13 GPa (see Table 4). 1. It was revealed that 50% by weight of zirconium oxide ZrOx powder, which was partially stabilized by solid solution of 12 mol% of cerium oxide CeO, was blended with 50% by weight of titanium boride TiB* powder. Examples 1-4 were repeated with the following exceptions: The ceramic sintered bodies each had a relative density of 98%, a bending strength of 320 MPa, a fracture toughness of 7.2 MPam, and a Vickers hardness of 13 GPa (Table 4). reference). Examples 1-4 were repeated except that 10% by weight of zirconium oxide ZrO□ powder was blended with 8 g of Ti boride powder at 90% by weight of Comparative Enema. The ceramic sintered bodies have relative densities of 88 and 8, respectively.
9.90 and 91%, and the bending strength is 160,
200.220 and 240MPa, and the fracture toughness is 3.9.4.2°4.2 and 4.3MPam""
In addition, Vickers hardness is 6.5.7.5.7.5
and 8.5 GPa (see Table 5). Examples 1-4 were repeated except that 80% by weight of zirconium oxide ZrO* powder was blended with 20% by weight of titanium boride Ti 8 g powder for comparison. The ceramic sintered bodies have relative densities of 98 and 9, respectively.
8.97 and 97%, and the bending strength is 335,
360.310 and 270 MPa, and the fracture toughness is 8.5.8.3°6.5 and 6.2 MPam", and the Vickers hardness is 14.5.14.5.14
．． 5 and 12.5 GPa (see Table 5). 15% by weight of zirconium oxide ZrO powder is added to 8g of titanium boride powder (85% by weight),
and the ceramic molded body was heated to 1500°C and 2°C, respectively.
Examples 1-4 except that they were sintered at a temperature of 000°C.
was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 89% and 94%, and a bending strength of 120 and 320M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 4.8 and 5.6 MPa.
m"", plus a Vickers hardness of 5 and 10 GP
a (see Table 6). 20% by weight of zirconium oxide ZrO powder is blended with 80% by weight of titanium boride TiBx powder.
and the ceramic molded body was heated to 1500°C and 2°C, respectively.
Examples 1-4 except that they were sintered at a temperature of 000°C.
was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 92% and 95%, and a bending strength of 175 and 350M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 5.2 and 6.5 MPa.
m"', plus a Vickers hardness of 7 and 12 GP
a (see Table 6). 30% by weight of zirconium oxide ZrO□ powder is blended with 70% by weight of titanium boride TiB1 powder,
and the ceramic molded body was heated to 1500°C and 2°C, respectively.
Examples 1-4 except that they were sintered at a temperature of 000°C.
was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 92% and 96%, and a bending strength of 215 and 420M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 6.5 and 8.5 MPa.
m"", plus Vickers hardness of 8 and 14.5
GPa (see Table 6). Comparative quantity, ■ 40% by weight of zirconium oxide ZrO gold powder is blended with 60% by weight of titanium boride TiBt powder,
and the ceramic molded body was heated to 1500°C and 2°C, respectively.
Examples 1-4 except that they were sintered at a temperature of 000°C.
was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 93% and 96%, and a bending strength of 225 and 385M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 6.6 and 9.3 MPa.
m"", plus Vickers hardness of 8.5 and 14
6 Pa (Table 6, 9). 50% by weight of zirconium oxide ZrO* powder was blended with 50% by weight of titanium boride TiBJ powder, and the ceramic molded bodies were sintered at temperatures of 1500°C and 2000°C, respectively. Example 1~
4 was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 94% and 96%, and a bending strength of 240 and 335M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 6.7 and 7.5 MPa.
m” snow, plus a Vickers hardness of lO and 13.
It was 5 GPa (see Table 7). Except that 60% by weight of zirconium oxide (Zr0tFJ) powder was blended with 40% by weight of titanium boride Ti8g powder, and the ceramic molded bodies were sintered at temperatures of 1500°C and 2000°C, respectively. , Example 1
~4 were repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 94% and 96%, and a bending strength of 250 and 295M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 6.7 and 7.211P.
In addition, the Vickers hardness was 1015 and 13 GPa (see Table 7). Todoroki Himaki u2 70% by weight of zirconium oxide ZrOs powder is blended with 30% by weight of titanium boride Ties powder,
and the ceramic molded body was heated to 1500°C and 2°C, respectively.
Examples 1-4 except that they were sintered at a temperature of 000°C.
was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 94% and 96%, and a bending strength of 270 and 240M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 6.8 and 7, OMpB
In addition, the Vickers hardness was 11.5 and 12 GPa (see Table 7). 75% by weight of zirconium oxide ZrO powder is mixed with 25% by weight of titanium boride Ti8g powder,
and the ceramic molded body was heated to 1500°C and 2°C, respectively.
Examples 1-4 except that they were sintered at a temperature of 000°C.
was repeated. The ceramic sintered bodies have a relative density of 94% and 96%, and a bending strength of 275 and 220M, respectively.
Pa, and the fracture toughness is 6.8 and 6.3 MPa.
m"", and in addition, the Vickers hardness is 11 and 11.
50 Pa (see Table 7). Example 18 except that 50% by weight of monoclinic zirconium oxide ZrO* powder in which yttrium oxide YJs was not solidly dissolved was blended with 50% by weight of titanium boride TiBs powder. was repeated. The ceramic sintered body has a relative density of 95%, a bending strength of 270 MPa, and a fracture toughness of 6.5.
MPam'/snow, plus Vickers hardness of 13GP
a (see Table 8). 8.1 for 50% by weight titanium boride TiB* powder
Zirconium oxide 2rO* powder partially stabilized by solid solution of magnesium oxide MgO of 5 mol %
Example 18 was repeated except that 0% by weight was incorporated. The ceramic sintered body has a relative density of 95%, a bending strength of 260 MPa, and a fracture toughness of 5.8 MPa.
Pan+"", plus Vickers hardness of 10.5G
Pa (see Table 8). 3.7 for 50% by weight titanium boride TiBs powder
Zirconium oxide ZrO* powder partially stabilized by solid solution of calcium oxide CaO of 50% by mole
Example 18 was repeated except that the wt. The ceramic sintered body has a relative density of 95%, a bending strength of 260 MPa, and a fracture toughness of 4.9 Mpa.
In addition, the Vickers hardness was 10 GPa (see Table 8). The specific examples detailed above can be summarized as follows with reference to Tables 1 to 4. 1 to 33 - When the piercing and sintering temperature is 1600°C, zirconium oxide Zr0
When the amount of t exceeds 40% by weight, the relative density is 595
% or more. When the sintering temperature is 1700°C, zirconium oxide ZrO
*If the blending amount exceeds 30% by weight, the relative density will be 95%.
That's all. When the sintering temperature is 1800℃, zirconium oxide ZrO
*If the blending amount exceeds 20% by weight, the relative density will be 95%.
That's all. However, at this time, when the amount of zirconium oxide ZrOx exceeded 50% by weight, cracks occurred in the ceramic sintered body, and the relative density decreased slightly. When the sintering temperature is 1900℃, zirconium oxide ZrO
*If the blending amount exceeds 30% by weight, the relative density will be 95%.
That's all. However, at this time, when the amount of zirconium oxide Zr0t exceeded 50% by weight, cracks occurred in the ceramic sintered body, and the relative density decreased slightly. When the sintering temperature of Nos. 1 to 33 is 1600°C, zirconium oxide ZrO
*If the blending amount exceeds 30% by weight, the bending strength will be 250%.
It became more than MPa. When the sintering concentration is 1700°C, zirconium oxide Zr0
When the amount of t exceeds 20% by weight, the bending strength is 250%.
It became more than MPa. When the sintering temperature is 1800℃, zirconium oxide Zr0
When the amount of t exceeds 15% by weight, the bending strength is 250%.
It became more than MPa. However, at this time, when the amount of zirconium oxide ZrOs exceeded 50% by weight, cracks were generated in the ceramic sintered body, and the bending strength was slightly lowered. When the sintering temperature is 1900℃, zirconium oxide ZrO
*If the blending amount exceeds 15% by weight, the bending strength will be 250%.
It became more than MPa. However, at this time, when the amount of zirconium oxide ZrO* exceeded 50% by weight, cracks were generated in the ceramic sintered body, and the bending strength was slightly lowered. 1 to 33 ・- When the sintering temperature is 1600°C, zirconium oxide ZrO
When the amount of s exceeds 40% by weight, the fracture toughness is 7.5.
It became more than MPao+””. When the sintering concentration is 1700°C, zirconium oxide Zr0
When the blending amount of m exceeds 30% by weight, the fracture toughness is 7.5.
MPam"" or more and ivy. When the sintering temperature is 1800℃, zirconium oxide Zr0
When the blending amount of m exceeds 30% by weight, the fracture toughness is 7.5.
It became more than 11Pam"". However, in this case, when the amount of zirconium oxide ZrOs exceeded 50% by weight, cracks were generated in the ceramic sintered body, and the fracture toughness was slightly lowered. When the sintering temperature is 1900℃, zirconium oxide ZrO
, when the blending amount exceeds 30% by weight, the fracture toughness is 7.5.
MPam”” or higher. However, in this case, when the amount of zirconium oxide ZrO* exceeded 50% by weight, cracks were generated in the ceramic sintered body, and the fracture toughness was slightly lowered. When the -Vickers sintering temperature of 1 to 33 is 1600°C, zirconium oxide ZrO
When the bulk content exceeded 50% by weight, the Vickers hardness was 10 GPa or more. When the sintering temperature is 1700°C, zirconium oxide Zr0
When the amount of t exceeded 40% by weight, the Vickers hardness was 106 Pa or more. When the sintering temperature is 1800℃, zirconium oxide lrO
When the blending amount of m exceeded 30% by weight, the Vickers hardness became 10 GPa or more. However, at this time,
If the amount of zirconium oxide (ZrO) exceeds 50% by weight, cracks will occur in the ceramic sintered body.
Vickers hardness decreased slightly. When the sintering temperature is 1900℃, zirconium oxide ZrO
When the amount of x exceeded 20% by weight, the Vickers hardness was 10 GPa or more. However, at this time,
When the amount of zirconium oxide ZrO* exceeded 5f1% by weight, cracks occurred in the ceramic sintered body, and the Vickers hardness slightly decreased. (3) Effects of the invention As is clear from the above, the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention contains 1 to 5 mol% of yttrium oxide or 10 to 15% by weight of titanium boride powder. After mixing and molding 15 to 75% by weight zirconium oxide powder partially stabilized by solid solution of cerium oxide of mol%, 1600 to 19% of zirconium oxide powder is formed in a non-oxidizing atmosphere.
Since it is produced by sintering at a concentration of 00°C without applying pressure, it has the effect of making the sintered ceramics high in density, resulting in high strength, high hardness, and high fracture toughness. In addition, it has the effect of simplifying the sintering process and downsizing the sintering apparatus.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]
第１図は、本発明にかかるホ吃化チタンセラミックス焼
結体の一実施例に関する具体例で使用されたホウ化チタ
ン粉末の粒度分布を示すためのグラフ図である。
代
理
人FIG. 1 is a graph showing the particle size distribution of titanium boride powder used in a specific example of an embodiment of the titanium boride ceramic sintered body according to the present invention. agent