JPH0397670A - マグネシア部分安定化ジルコニア - Google Patents
マグネシア部分安定化ジルコニアInfo
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Landscapes
- 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〕
本発明は原料として低純度ジルコニアを用いた高強度・
高靭性のマグネシア部分安定化ジルコニアに関する。
高靭性のマグネシア部分安定化ジルコニアに関する。
〔従来の技術及び発明が解決しようとする課題〕従来、
高強度、高靭性のマグネシア部分安定化ジルコニア（以
下、ＭｇＯ−ＰＳＺと記す）を製造する場合、原料とし
て高純度ジルコニアが用いられていた。これは、原料と
して低純度ジルコニアを使用すると、焼結体の粒界に化
合物層が形或され、強度が低下するとされていたためで
ある（例えば特公昭５８−２７２３０号公報）。しかし
、このような高強度、高靭性のＭｇＯ−ＰＳ Ｚは高価
な高純度ジルコニアを用いなければならないため、コス
トが上昇するという問題があった。
高強度、高靭性のマグネシア部分安定化ジルコニア（以
下、ＭｇＯ−ＰＳＺと記す）を製造する場合、原料とし
て高純度ジルコニアが用いられていた。これは、原料と
して低純度ジルコニアを使用すると、焼結体の粒界に化
合物層が形或され、強度が低下するとされていたためで
ある（例えば特公昭５８−２７２３０号公報）。しかし
、このような高強度、高靭性のＭｇＯ−ＰＳ Ｚは高価
な高純度ジルコニアを用いなければならないため、コス
トが上昇するという問題があった。
一方、低純度ジルコニアを用いて製造されるＭｇＯ−Ｐ
ＳＺは、主に耐化物用として使用されてｌ．ｌ６。，：
のＭｇＯ−ＰＳＺＩ，：ｌ；ｔ、ＭｇＯが１２ＩＩｏｌ
％以上含まれており、立方晶の安定化度が高く、靭性向
上に寄与する正方品の比率が低いため、靭性が低い。ま
た、耐熱性を高めるために焼結体の結晶粒を粗粒化させ
、かつ耐熱衝撃性を高めるために気孔率を数％としてい
る。このため、原料として粗粒を用い、粗粒は焼結性が
低いことから高温で焼或することにより焼結体の結晶粒
を粗粒化させている。そして、焼結体には粒界に沿って
大きなボイドが残存している。この結果、低純度ジルコ
ニアを用いて製造されるＭｇＯ−ＰＳＺでは高強度を得
ることができなかった。
ＳＺは、主に耐化物用として使用されてｌ．ｌ６。，：
のＭｇＯ−ＰＳＺＩ，：ｌ；ｔ、ＭｇＯが１２ＩＩｏｌ
％以上含まれており、立方晶の安定化度が高く、靭性向
上に寄与する正方品の比率が低いため、靭性が低い。ま
た、耐熱性を高めるために焼結体の結晶粒を粗粒化させ
、かつ耐熱衝撃性を高めるために気孔率を数％としてい
る。このため、原料として粗粒を用い、粗粒は焼結性が
低いことから高温で焼或することにより焼結体の結晶粒
を粗粒化させている。そして、焼結体には粒界に沿って
大きなボイドが残存している。この結果、低純度ジルコ
ニアを用いて製造されるＭｇＯ−ＰＳＺでは高強度を得
ることができなかった。
以上のように、従来は焼結体の微細構造を充分に制御す
ることができなかったため、原料として低純度ジルコニ
アを用いた場合、高強度、高靭性のマグネシア部分安定
化ジルコニアを得ることはできなかった。
ることができなかったため、原料として低純度ジルコニ
アを用いた場合、高強度、高靭性のマグネシア部分安定
化ジルコニアを得ることはできなかった。
本発明は前記問題点を解決するためになされたものであ
り、原料として安価な低純度ジルコニアを用い、高強度
、高靭性のマグネシア部分安定化ジルコニアを提供する
ことを目的とする。
り、原料として安価な低純度ジルコニアを用い、高強度
、高靭性のマグネシア部分安定化ジルコニアを提供する
ことを目的とする。
本発明のマグネシア部分安定化ジルコニアは、ＡＮ ２
０ｉ １．５ｗｔ％以下及びＳ ｉ ０２ ０．
５ｗｔ％以下を含有する純度９７．０〜９９．５％の低
純度ジルコニア８９．５ 〜９２．Ｏ ｍｏｌ％とＭ
ｇ Ｏ １０．５ 〜８．０ ｍｏｌ％とからなり、Ａ
１ｌＳＳｔ及びＭｇが スピネル（ＭｇＡ１１ ２ ０４ ）又はフォルステラ
イト（Ｍｇｚ Ｓ ｉ ０４ ）を形或し、これらが主
に粒界に沿って分布した組織を有することを特徴とする
ものである。
０ｉ １．５ｗｔ％以下及びＳ ｉ ０２ ０．
５ｗｔ％以下を含有する純度９７．０〜９９．５％の低
純度ジルコニア８９．５ 〜９２．Ｏ ｍｏｌ％とＭ
ｇ Ｏ １０．５ 〜８．０ ｍｏｌ％とからなり、Ａ
１ｌＳＳｔ及びＭｇが スピネル（ＭｇＡ１１ ２ ０４ ）又はフォルステラ
イト（Ｍｇｚ Ｓ ｉ ０４ ）を形或し、これらが主
に粒界に沿って分布した組織を有することを特徴とする
ものである。
？発明のマグネシア部分安定化ジルコニアは、以下のよ
うにして製造することができる。
うにして製造することができる。
原料として用いられる低純度ジルコニアは純度９７．０
〜９９．５％であり、主要な不純物としてｆｉｎ ２
０３ １．５ｗｔ％以下及びＳ Ｌ Ｏ２０．５ｗｔ
％以下を含有するものである。不純物であるＡＮｚＯ３
又はＳｉＯ２が前記範囲を超えて含まレテイルと、Ｍｇ
Ｏ−ＰＳＺの粒界テｌ ２ ｏｉもしくはＳｉ０２の析
出物、スビネル又はフォルステライトの占める比率が大
きくなり、粒界の強度が低下して焼結体の強度が低下す
る。
〜９９．５％であり、主要な不純物としてｆｉｎ ２
０３ １．５ｗｔ％以下及びＳ Ｌ Ｏ２０．５ｗｔ
％以下を含有するものである。不純物であるＡＮｚＯ３
又はＳｉＯ２が前記範囲を超えて含まレテイルと、Ｍｇ
Ｏ−ＰＳＺの粒界テｌ ２ ｏｉもしくはＳｉ０２の析
出物、スビネル又はフォルステライトの占める比率が大
きくなり、粒界の強度が低下して焼結体の強度が低下す
る。
このような低純度ジルコニア原料粉とＭｇＯ原料粉（酸
化物、硫化物、炭酸塩など焼或によりＭｇＯとなるもの
でもよい）とを通常の方法で粉砕、混合する。ＭｇＯの
添加量は低純度ジルコニアに対して８６０〜１０．５
ＩＩｏｔ％、より好ましくは８．８〜１０．Ｏ ｍｏｌ
％の範囲である。低純度ジルコニア原料粉に不純物とし
て含有されるＡｆ！２０，及びＳｉＯ■の量が多くなる
ほど、これらの不純物と化合物を形成するために消費さ
れるＭｇ○の量が多くなるので、ＭｇＯの最適な添加量
が増加する。原料粉の焼結性を向上させ、かつ焼結体の
微細組織を制御する観点から、原料粉の平均粒径は０．
８〜１０μ、より好ましくは１，２〜２．Ｏｎの範囲と
する。
化物、硫化物、炭酸塩など焼或によりＭｇＯとなるもの
でもよい）とを通常の方法で粉砕、混合する。ＭｇＯの
添加量は低純度ジルコニアに対して８６０〜１０．５
ＩＩｏｔ％、より好ましくは８．８〜１０．Ｏ ｍｏｌ
％の範囲である。低純度ジルコニア原料粉に不純物とし
て含有されるＡｆ！２０，及びＳｉＯ■の量が多くなる
ほど、これらの不純物と化合物を形成するために消費さ
れるＭｇ○の量が多くなるので、ＭｇＯの最適な添加量
が増加する。原料粉の焼結性を向上させ、かつ焼結体の
微細組織を制御する観点から、原料粉の平均粒径は０．
８〜１０μ、より好ましくは１，２〜２．Ｏｎの範囲と
する。
混合粉は、スプレードライ法、金型ブレス、ラバープレ
ス、射出成形、スリップキャストなどの通常の方法で造
粒、成形される。
ス、射出成形、スリップキャストなどの通常の方法で造
粒、成形される。
成形体は、１６００〜１７５０℃で１〜５時間焼成され
る。焼或温度が１６００℃未満では緻密な焼結体が得ら
れず、ｌ７５０℃を超えると焼結体の結晶粒が粗粒化し
、高強度が得られない。焼成後、焼結体は６０分以内に
１４００℃まで冷却される。冷却速度が前述した速度よ
りも遅くなると、冷却中に正方晶から単斜晶への変態が
起こり、焼結体の強度が低下する。焼結体は、室温まで
冷却された後、再度１０００〜１３００℃で１〜１００
時間加熱される。この加熱によりスビネル又はフォルス
テライトが球状又は回転楕円体となる。この焼成を行う
ことにより、焼結体の平均結晶粒径は３０〜６０伸（望
ましくは３５〜５０＃），気孔率１，０％（望ましくは
０．５％）以下となる。
る。焼或温度が１６００℃未満では緻密な焼結体が得ら
れず、ｌ７５０℃を超えると焼結体の結晶粒が粗粒化し
、高強度が得られない。焼成後、焼結体は６０分以内に
１４００℃まで冷却される。冷却速度が前述した速度よ
りも遅くなると、冷却中に正方晶から単斜晶への変態が
起こり、焼結体の強度が低下する。焼結体は、室温まで
冷却された後、再度１０００〜１３００℃で１〜１００
時間加熱される。この加熱によりスビネル又はフォルス
テライトが球状又は回転楕円体となる。この焼成を行う
ことにより、焼結体の平均結晶粒径は３０〜６０伸（望
ましくは３５〜５０＃），気孔率１，０％（望ましくは
０．５％）以下となる。
以下、本発明の実施例を説明する。
実施例Ｉ
ＡＮ２０ｉ含有量０，７νｔ％、Ｓｉｎ２含有量ＯＪｖ
ｔ％、平均粒径１．４ｎの低純度（純度９８．２％）ジ
ルコニア粉、又は平均粒径０．３μの高純度（純度９９
，９％）ジルコニア粉に対し、所定の割合でＭｇＯを添
加し、粉砕、混合した後、造拉し、或形した。これらの
成形体を１７００℃で２時間焼成した後、４０分で１４
００℃まで冷却した。更に、室温まで冷却した後、再度
１２００℃で４時間加熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺを製造し
た。
ｔ％、平均粒径１．４ｎの低純度（純度９８．２％）ジ
ルコニア粉、又は平均粒径０．３μの高純度（純度９９
，９％）ジルコニア粉に対し、所定の割合でＭｇＯを添
加し、粉砕、混合した後、造拉し、或形した。これらの
成形体を１７００℃で２時間焼成した後、４０分で１４
００℃まで冷却した。更に、室温まで冷却した後、再度
１２００℃で４時間加熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺを製造し
た。
各ＭｇＯ−ＰＳＺについて、ＭｇＯ濃度とＭｇＯ−ＰＳ
Ｚの３点曲げ強さとの関係を第１図に示す。
Ｚの３点曲げ強さとの関係を第１図に示す。
第１図から明らかなように、低純度原料を用いた場合に
は、高純度原料を用いた場合と比較して、ＭｇＯの最適
濃度が約０．５ ｍｏｌ％高濃度側にずれている。この
ＭｇＯの最適濃度のずれは、不純物との化合物形成によ
って消費されるＭｇＯの量に対応する。
は、高純度原料を用いた場合と比較して、ＭｇＯの最適
濃度が約０．５ ｍｏｌ％高濃度側にずれている。この
ＭｇＯの最適濃度のずれは、不純物との化合物形成によ
って消費されるＭｇＯの量に対応する。
また、低純度原料を用いて製造されたＭｇＯ−ＰＳＺを
分析電子顕微鏡で観察したところ、不純物であるＡｊ）
２０３及びＳｉＯ２はＭｇＯとの化合物であるスピネル
（ＭｇＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２０４）又はフオルステライ
ト（Ｍ ｇ ２ Ｓ １ ０ ４）を形威し、球状又は
回転楕円体の形状で主に粒界に沿って分布した紐織を有
していることが確認された。焼結体がこのような微細組
織を有することにより曲げ強度が向上する。
分析電子顕微鏡で観察したところ、不純物であるＡｊ）
２０３及びＳｉＯ２はＭｇＯとの化合物であるスピネル
（ＭｇＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２０４）又はフオルステライ
ト（Ｍ ｇ ２ Ｓ １ ０ ４）を形威し、球状又は
回転楕円体の形状で主に粒界に沿って分布した紐織を有
していることが確認された。焼結体がこのような微細組
織を有することにより曲げ強度が向上する。
実施例２
Ａｌｌ） ２ ０３含有量０ 〜３ ｖｔ％、Ｓｉｎ．
含有量ｏ．ａｖｔ％、平均粒径１．４ｍの低純度ジルコ
ニア粉に対し、８．８ ｗｏｌ％、９．０ ｇｏｔ％、
９．５ ａ＋ｏｌ％の割合でＭｇＯを添加し、粉砕、混
合した後、造粒し、成形した。これらの成形体を１７０
０℃で２時間焼成した後、４０分で１４００℃まで冷却
した。更に、室温まで冷却した後、再度１２００℃で４
時間加熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺを製造した。
含有量ｏ．ａｖｔ％、平均粒径１．４ｍの低純度ジルコ
ニア粉に対し、８．８ ｗｏｌ％、９．０ ｇｏｔ％、
９．５ ａ＋ｏｌ％の割合でＭｇＯを添加し、粉砕、混
合した後、造粒し、成形した。これらの成形体を１７０
０℃で２時間焼成した後、４０分で１４００℃まで冷却
した。更に、室温まで冷却した後、再度１２００℃で４
時間加熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺを製造した。
各ＭｇＯ−ＰＳｚについて、Ａｉ）ｚ０３含有量とＭｇ
Ｏ−ＰＳＺの３点曲げ強さとの関係を第２図に示す。
Ｏ−ＰＳＺの３点曲げ強さとの関係を第２図に示す。
第２図から明らかなように、Ａｊ）２ ０ｓ含有量が１
．５ｗｔ％を超えると、焼結体の曲げ強さが低下する。
．５ｗｔ％を超えると、焼結体の曲げ強さが低下する。
同様に、ＡＩ ２ ０３含有Ｍ Ｏ．８ｖｔ％、Ｓｉ０
２含有ｆｆｉＯ〜２ｖｔ％、平均粒径１．５μの低純度
ジルコニア粉に対し、 ８．５ ｍｏｌ％、９．Ｏ ｍ
ｏｌ％、９．５ｌｌｌ０１％の割合でＭｇＯを添加し、
粉砕、混合した後、造粒し、成形した。これらの成形体
を１６５０℃で２時間焼成した後、４０分で１４００℃
まで冷却した。
２含有ｆｆｉＯ〜２ｖｔ％、平均粒径１．５μの低純度
ジルコニア粉に対し、 ８．５ ｍｏｌ％、９．Ｏ ｍ
ｏｌ％、９．５ｌｌｌ０１％の割合でＭｇＯを添加し、
粉砕、混合した後、造粒し、成形した。これらの成形体
を１６５０℃で２時間焼成した後、４０分で１４００℃
まで冷却した。
更に、室温まで冷却した後、再度１２００℃で４時間加
熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺを製造した。
熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺを製造した。
各ＭｇＯ−ＰＳＺについて、Ｓｉｎ２含有量とＭｇＯ−
ＰＳＺの３点曲げ強さとの関係を第３図に示す。
ＰＳＺの３点曲げ強さとの関係を第３図に示す。
第３図から明らかなように、Ｓｉ０２含有量が０．５ｗ
ｔ％を超えると、焼結体の曲げ強さが低下する。
ｔ％を超えると、焼結体の曲げ強さが低下する。
また、第２図及び第３図から以下のような傾向があるこ
とがわかる。すなわち、ＭｇＯ添加量が少ない場合には
、ＡＤ ２ ０ ｓ又はＳｉｎ２の含有量が増加するに
伴って曲げ強さは比較的単調に低下する。一方、ＭｇＯ
添加量が多い場合には、Ａｆ）２０３又はＳｉ０２の含
有量が少ない範囲である程度の曲げ強さが維持される。
とがわかる。すなわち、ＭｇＯ添加量が少ない場合には
、ＡＤ ２ ０ ｓ又はＳｉｎ２の含有量が増加するに
伴って曲げ強さは比較的単調に低下する。一方、ＭｇＯ
添加量が多い場合には、Ａｆ）２０３又はＳｉ０２の含
有量が少ない範囲である程度の曲げ強さが維持される。
また、第２図に示されるように、ＭｇＯ添加量が９．５
ｍｏｌ％でＡ．ｆｆ ２ ０３の含有量が非常に少な
い場合には、ジルコニアに固溶するＭｇＯｆｆｉが多く
なり、正方品に比べて立方品の比率が高くなるため、曲
げ強度が低いこともある。ＭｇＯ添加量が多い場合でも
、Ａｆ！２０３又はＳｉｎ２の含有量が増加すると曲げ
強さは単凋に低下する傾向がある。つまり、不純物であ
るＡＤｘＯｓ又はＳｉＯｚが非常に多く含まれていると
、Ｍ ｇ Ｏ − Ｐ Ｓ Ｚの拉界でＡｆｌｚＯｉも
しくはＳｉｎ２の析出物、スビネル又はフォルステライ
トの占める比率が大きくなり、粒界の強度が低下して焼
結体の強度が低下する。
ｍｏｌ％でＡ．ｆｆ ２ ０３の含有量が非常に少な
い場合には、ジルコニアに固溶するＭｇＯｆｆｉが多く
なり、正方品に比べて立方品の比率が高くなるため、曲
げ強度が低いこともある。ＭｇＯ添加量が多い場合でも
、Ａｆ！２０３又はＳｉｎ２の含有量が増加すると曲げ
強さは単凋に低下する傾向がある。つまり、不純物であ
るＡＤｘＯｓ又はＳｉＯｚが非常に多く含まれていると
、Ｍ ｇ Ｏ − Ｐ Ｓ Ｚの拉界でＡｆｌｚＯｉも
しくはＳｉｎ２の析出物、スビネル又はフォルステライ
トの占める比率が大きくなり、粒界の強度が低下して焼
結体の強度が低下する。
？施例３
Ａｐ２０３含有量０，７νｔ％、ＳｉＯ■含有量０．３
ｖｔ％、平均粒径０．３μの低純度ジルコニア粉に対し
、９．５ ｍｏｌ％の割合でＭｇＯを添加し、粉砕、混
合した後、造拉し、成形した。これらの成形体を１７０
０℃で４時間焼成した。その後、冷却所要時間を変化さ
せて１４００℃まで冷却した。更に、室温まで冷却した
後、再度１２００℃で４時間加熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺ
を製造した。
ｖｔ％、平均粒径０．３μの低純度ジルコニア粉に対し
、９．５ ｍｏｌ％の割合でＭｇＯを添加し、粉砕、混
合した後、造拉し、成形した。これらの成形体を１７０
０℃で４時間焼成した。その後、冷却所要時間を変化さ
せて１４００℃まで冷却した。更に、室温まで冷却した
後、再度１２００℃で４時間加熱して、ＭｇＯ−ＰＳＺ
を製造した。
各ＭｇＯ−ＰＳＺについて、焼成後の１４００℃までの
冷却所要時間とＭｇＯ−ＰＳＺの３点曲げ強さとの関係
を第４図に示す。
冷却所要時間とＭｇＯ−ＰＳＺの３点曲げ強さとの関係
を第４図に示す。
第４図から明らかなように、１４００℃までの冷却所要
時間が６０分を超えると、急激に曲げ強さが低下する。
時間が６０分を超えると、急激に曲げ強さが低下する。
以上詳述したように本発明のマグネシア部分安定化ジル
コニアは、原料として安価な低純度ジルコニアを用いて
いるにもかかわらず、高強度、高靭性を示し、その工業
的価値は極めて大きい。
コニアは、原料として安価な低純度ジルコニアを用いて
いるにもかかわらず、高強度、高靭性を示し、その工業
的価値は極めて大きい。
第１図はＭｇＯ濃度とＭｇＯ−ＰＳＺの曲げ強さとの関
係を示す特性図、第２図はＡＤ２０３含有量とＭｇＯ−
ＰＳＺの曲げ強さとの関係を示す特性図、第３図はＳ
ｉ ０２含有量とＭｇＯ一ＰＳＺの曲げ強さとの関係を
示す特性図、Ｎ４図は焼成後の１４００℃までの冷却所
要時間とＭｇＯ−ＰＳＺの曲げ強さとの関係を示す特性
図である。
係を示す特性図、第２図はＡＤ２０３含有量とＭｇＯ−
ＰＳＺの曲げ強さとの関係を示す特性図、第３図はＳ
ｉ ０２含有量とＭｇＯ一ＰＳＺの曲げ強さとの関係を
示す特性図、Ｎ４図は焼成後の１４００℃までの冷却所
要時間とＭｇＯ−ＰＳＺの曲げ強さとの関係を示す特性
図である。
Claims (1)
- Ａｌ＿２Ｏ＿３１．５ｗｔ％以下及びＳｉＯ＿２０．５
ｗｔ％以下を含有する純度９７．０〜９９．５％の低純
度ジルコニア８９．５〜９２．０ｍｏｌ％とＭｇＯ１０
．５〜８．０ｍｏｌ％とからなり、Ａｌ＿２Ｏ＿３、Ｓ
ｉＯ＿２及びＭｇＯがスピネル又はフォルステライトを
形成し、これらが主に粒界に沿って分布した組織を有す
ることを特徴とするマグネシア部分安定化ジルコニア。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1231899A JPH0397670A (ja) | 1989-09-07 | 1989-09-07 | マグネシア部分安定化ジルコニア |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1231899A JPH0397670A (ja) | 1989-09-07 | 1989-09-07 | マグネシア部分安定化ジルコニア |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0397670A true JPH0397670A (ja) | 1991-04-23 |
Family
ID=16930787
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1231899A Pending JPH0397670A (ja) | 1989-09-07 | 1989-09-07 | マグネシア部分安定化ジルコニア |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0397670A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0732445A (ja) * | 1993-07-23 | 1995-02-03 | Shinagawa Refract Co Ltd | ＭｇＯ部分安定化ＺｒＯ２焼結体製ダイス又はニップル |
| US6723672B1 (en) * | 1999-01-26 | 2004-04-20 | Carpenter Advanced Ceramics, Inc. | High-strength magnesia partially stabilized zirconia |
| JP2010519168A (ja) * | 2007-02-28 | 2010-06-03 | リフラクトリー・インテレクチュアル・プロパティー・ゲー・エム・ベー・ハー・ウント・コ・カーゲー | 溶融鋳込耐火物用生成物 |
| JP2018083746A (ja) * | 2016-11-25 | 2018-05-31 | 京セラ株式会社 | セラミック磁器、配線基板および電子部品 |
-
1989
- 1989-09-07 JP JP1231899A patent/JPH0397670A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0732445A (ja) * | 1993-07-23 | 1995-02-03 | Shinagawa Refract Co Ltd | ＭｇＯ部分安定化ＺｒＯ２焼結体製ダイス又はニップル |
| US6723672B1 (en) * | 1999-01-26 | 2004-04-20 | Carpenter Advanced Ceramics, Inc. | High-strength magnesia partially stabilized zirconia |
| JP2010519168A (ja) * | 2007-02-28 | 2010-06-03 | リフラクトリー・インテレクチュアル・プロパティー・ゲー・エム・ベー・ハー・ウント・コ・カーゲー | 溶融鋳込耐火物用生成物 |
| JP2018083746A (ja) * | 2016-11-25 | 2018-05-31 | 京セラ株式会社 | セラミック磁器、配線基板および電子部品 |
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