JPH0521712B2 - - Google Patents
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- JPH0521712B2 JPH0521712B2 JP61137128A JP13712886A JPH0521712B2 JP H0521712 B2 JPH0521712 B2 JP H0521712B2 JP 61137128 A JP61137128 A JP 61137128A JP 13712886 A JP13712886 A JP 13712886A JP H0521712 B2 JPH0521712 B2 JP H0521712B2
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Landscapes
- Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
この発明はセラミツク質超硬砥粒砥石の製造方
法に関するものである。 〔従来の技術〕 従来ビトリフアイドボンド砥石は、特に超硬砥
粒がダイヤモンドであるときは、空気中650℃付
近から熱的損傷を受けるため900℃以下における
熱安定性しか望めず、砥粒結合に適用するビトリ
フアイドボンドは軟化温度の低いガラス組成の選
択となる結果、砥粒の小さい熱膨脹係数〔（2.5〜
3.0）×10-6／℃、室温−400℃〕に対して熱膨脹
係数の大きいビトリフアイドボンドは溶融冷却後
に砥粒周辺における収縮量を増し砥粒を支持する
強度が弱化することから、砥石強度、砥石性能は
低下してしまう。従来の研削砥石の製造方法に
は、ビトリフアイドボンドの原料粉末を粉末状態
のままで砥粒と混合する乾式法と、液体中に砥粒
とボンド原料粉末とを分散混合する湿式法（泥漿
鋳込法とも呼ばれる）とがあるが、いずれの方法
も成形後乾燥を終えた砥石中のビトリフアイドボ
ンド原料粒子は800〜1300℃の焼成によつて一旦
溶融し、その後冷却固化してガラス化したボンド
によつて砥粒が接着支持されることになるので、
砥粒とボンドとの特に熱膨脹係数における相対関
係は砥石特性を決定するうえできわめて重要な要
因となる。 〔発明が解決しようとする問題点〕 以上の従来技術においては超硬砥粒とセラミツ
ク質結合材との熱膨脹係数等の差異に起因する砥
石強度、砥石性能の低下は避けられず、有気孔砥
石の中で高性能の高速研削用超硬砥粒砥石が容易
には得られないという問題点があつた。 〔問題点を解決するための手段〕 上記の問題点を解決するために、この発明は超
硬砥粒表面に、最終ガラス組成における酸化物組
成がAl2O310〜30モル％、ZrO210〜50モル％、
SiO250〜80モル％となるように、アルミニウム
イソプロポキシド、ジルコニウムプロポキシドお
よびエチルシリケートからなるゾル状態の混合金
属アルコキシドを付着させ、これを完全にゲル化
した後、300〜900℃に加熱して、加水分解反応お
よび重縮合反応により、前記超硬砥粒表面に
Al2O3−ZrO2−SiO2系ガラス薄膜を生成させ、次
いでこのガラス被覆超硬砥粒をLi2O−Al2O3−
SiO2系ビトリフアイドボンドを結合材とし1000
〜1100℃で焼結させるという手段を採用したもの
である。以下その詳細を述べる。 まず、この発明における超硬砥粒とはダイヤモ
ンド、アルミナ、炭化珪素（SiC）、立方晶窒化
ホウ素等からなる硬度のきわめて高い砥石用粒子
であり、その粒度は通常砥石に使用される大きさ
のものであればよく、特に限定されるものではな
い。 つぎのこのような超硬砥粒表面に被覆されるガ
ラス質薄膜の組成はZrO2（ジルコニア）を含む
SiO2（シリカ）、Al2O3（アルミナ）系の多成分系
ガラスの組成である。一般にZrO2−SiO2系ガラ
スは数多い酸化物の中でも特に熱膨脹性が小さ
く、熱衝撃抵抗性が優れ、熱伝導率が大きい等多
くの特徴を示し、この発明におけるガラス質薄膜
の組成としてはAl2O310〜30モル％、ZrO210〜50
モル％、SiO250〜80モル％であることが望まし
い。なぜならばZrO2は低膨脹性、高付着性、高
硬度、耐熱衝撃性、化学的耐久性等特に優れた特
徴を示す成分であるから、10モル％未満の少量で
は化学的耐久性、低膨脹性、耐熱衝撃性などの効
果が現われず、また50モル％を越える多量ではガ
ラス化の際の加熱に高温を必要とし、そのため体
積変化が大きく砥粒表面の均一なガラス被覆が損
われて好ましくないからである。Al2O3がガラス
薄膜で覆われた超硬砥粒と結合材であるビトリフ
アイドボンドとが強力に結合するうえで両者に共
通なきわめて有効な成分であり、この発明におけ
るZrO2−SiO2ガラスに対してAl2O310〜30モル％
とすることがその効果を最も期待できるからであ
る。 このようなAl2O3−ZrO2−SiO2系ガラス質を超
硬砥粒表面に被覆すると、たとえばダイヤモンド
砥粒のように耐熱性、耐酸化性に劣り、高温処理
が困難である超硬砥粒も表面被膜が酸化防止の保
護膜となつて熱的損傷を受けることなく、ビトリ
フアイドボンドの焼結時における1000℃以上の高
温に対しても充分耐えることができ、高寿命で研
削比の大きい砥石の製造が可能となる。なお、こ
の発明の結合材に使用する低膨脹性で結晶化ガラ
スのLi2O−Al2O3−SiO2系ビトリフアイドボンド
とともに焼成される砥粒も砥粒表面のガラス薄膜
を介して間接的に保持される結果、ガラス薄膜と
ボンドとに共通な成分であるAl2O3およびSiO2の
両成分によつて融合し砥粒の保持力を一層向上さ
せるばかりでなく、熱膨脹係数の小さい超硬砥粒
と、これに比べて熱膨脹係数の大きい〔通常
（3.5〜4.5）×10-6／℃、室温〜400℃〕ビトリフア
イドボンドとの間に、中間的熱膨脹係数〔（3.0〜
3.5）×10-6／℃、室温〜400℃〕を有するガラス
薄膜が介在することによる熱変化に対する安定
性、耐熱衝撃性等の向上もあつて、砥粒の保持力
は増大し、砥石寿命の延長は大きく寄与すること
になる。 ここで、この発明の超硬砥粒表面にガラス薄膜
を確実に形成し、多量に含有されているZrO2成
分の優れた性質を充分に発揮させるためには、前
記した従来の溶融法（乾式、湿式のいずれも）に
よるよりも、金属アルコキシドを出発原料としい
わゆるゾル−ゲル法に基づいてゲル化過程におい
て砥粒と反応溶液とを分離し、砥粒表面に固化物
を形成させ、この固化物が完全にゲル化した後加
熱してガラス化させるのが好ましい。すなわち、
この発明のAl2O3、ZrO2およびSiO2の多成分系の
非晶体に対してはアルミニウムイソプロポキシド
〔Al（ｉ−C3H7O）3〕、ジルコニウムプロポキシド
〔Zr（ｎ−C3H7O）4〕およびエチルシルケート〔Si
（C2H5O）4〕からなる混合金属アルコキシドを原
料とする。この際これら原料以外に他の金属アル
コキシド、たとえばチタンイソプロポキシド
〔Ti（ｉ−C3H7O）4〕などを適宜加えてもよい。
このような混合金属アルコキシド溶液の100℃以
下のゲル化過程において、溶液粘度が約0.1〜0.3
ポイズ（ｇ／cm・sec）になつたとき超硬砥粒を
加えて撹拌分散させ、静置させて砥粒が沈降した
後溶液と砥粒とを分離する。分離された砥粒表面
に付着している溶液を完全にゲル化（たとえば大
気中に７〜10日間放置）した後加熱（300〜900
℃）すればよい。なお溶液粘度が0.1ポイズより
も小さいと砥粒表面への濡れ性（付着性）が悪
く、均一な液膜が得難く、また0.3ポイズよりも
大きくなるほど溶液中の砥粒の分散が容易でな
く、砥粒表面に均一な液膜を形成することが困難
になつて加熱時に微細な亀裂や剥離の原因になつ
たり、加熱放冷後などに砥粒相互が強く凝着して
分離しにくくなるなど多くの障害が起こつて好ま
しくない。 このようにして均一なガラス質薄膜が確実に形
成された砥粒と結合材であるビトリフアイドボン
ド（Li2O−Al2O3−SiO2系）とを混合して1000℃
以上の高温下で焼成しても、予め表面に設けられ
た低膨脹性で高硬度のガラス質薄膜て保護された
砥粒は、たとえそれがダイヤモンド砥粒であつて
も酸化劣化を受けることはなく、ビトリフアイド
ボンドの一連の焼結過程（1000〜1100℃）にも充
分耐えることができ、高寿命で研削比の大きい超
硬砥石の製造が可能となる。 〔実施例〕 アルミニウムイソプロポキシド28重量部を約４
倍量のプロピルアルコールに溶解し、これにジル
コニウムポキシド45重量部およびエチルシリケー
ト100重量部を加え、90℃、２時間撹拌して混合
金属アルコキシド溶液に調製し、空気中で約１週
間室温下に放置した。この溶液が0.2ポイズにな
つた時点に、ダイヤモンド砥粒（米国ゼネラル・
エレクトリツク社製：商品名マンメード・ダイヤ
モンドMBG、メツシユ325／400）を加えて撹
拌分散させ、静置後砥粒を取り出し、表面が濡れ
た状態のままで砥粒を約10日間大気中に放置し、
付着溶液を完全にゲル化させた。ゲル化後昇温速
度毎分１℃で最高温度が600℃に達すると、その
温度に２時間保ち、以後室温まで放冷した。冷却
後、付着または凝着した砥粒をよくほぐし、表面
がガラス質薄膜で覆われた砥粒を得た。このガラ
ス質薄膜の酸化物組成（モル比）は10Al2O3・
20ZrO2・70SiO2であつた。このように表面処理
されたダイヤモンド砥粒に、Li2O−Al2O3−SiO2
系組成物としてLi2O4.5モル％、Al2O312.3モル
％、SiO278.7モル％、CaO1.3モル％、K2O3.2モ
ル％の組成のビトリフアイドボンドを添加混合
し、所定の形状に成形された生砥石を最高温度80
℃で乾燥させ、800℃以上において窒素ガス雰囲
気下にある電気炉によつて最高1100℃までこれを
加熱し、同温度に1.5時間保持して800℃までは窒
素ガス雰囲気下のまま冷却し、加熱所要時間が約
36時間になるような条件で焼成した。（以下これ
を本発明品と呼ぶ） 一方、対照品として、表面処理をしない前記と
同じダイヤモンド砥粒と、Li2O成分を含まない
Al2O35.9モル％、SiO258.2モル％、CaO7.8モル
％、K2O3.3モル％、Na2O13.1モル％、B2O311.7
モル％のビトリフアイド組成物とを上記と本発明
品と同様の割合で配合し、同一形状に成形された
生砥石を乾燥後、加熱過程で600℃以上また冷却
過程で600℃までを窒素ガス雰囲気下となし得る
電気炉によつて最高800℃まで加熱し、800℃に
1.5時間保持して冷却し、加熱処要時間が24時間
になるような条件で焼成した。（以下これを対照
品と呼ぶ） なお、上記本発明品も対照品も、焼成後の砥石
が容積割合で、砥粒率50％、結合材率15％、気孔
率35％になるように生砥石の嵩比重を計算で予め
求めておき、この嵩比重をもとにしてビトリフア
イドボンドの配合割合および成形圧力を定めて成
形したものであり、両者の焼成後の結合度はRH
硬度（ロツクウエル硬度計のＨスケールによる硬
度）で、それぞれの平均硬度範囲が85〜88および
82〜86であつた。 また、砥石性能試験方法としてつぎの方法を採
用した。すなわち、材質がねずみ鋳鉄品（FC20、
硬さHRC7またはHRB89）からなり、毎分406回転
するリング状加工物（外径45mm、内径22mm）の端
面に角形砥石（砥石振動方向の長さ10mm、加工物
回転方向の幅３mm）を加工面に押し付けて、砥石
に毎分1140回の振動と両側2.1mmの振幅を与えな
がらプランジカツト平面超仕上げを行なうという
方法であり、この際の加工油には硫化脂肪油５部
と鉱油95部との混合油を用い、また、前加工粗さ
はいずれもGC＃240砥石により超仕上げをして中
心線平均粗さでほぼ0.3μｍRaで一定の条件とし
た。この超仕上げ条件下の加工物表面上における
砥粒の運動軌跡である正弦波の切削方向角（最大
傾斜角）は10°であり、また砥石圧力は実用に合
わせて18Kgｆ／cm2であり、加工時間も２分間で一
定である。供試される砥石の試験片はいずれも焼
成砥石から切り出された７個ずつであり、これら
試験片群から得られた測定結果を表にまとめた。
法に関するものである。 〔従来の技術〕 従来ビトリフアイドボンド砥石は、特に超硬砥
粒がダイヤモンドであるときは、空気中650℃付
近から熱的損傷を受けるため900℃以下における
熱安定性しか望めず、砥粒結合に適用するビトリ
フアイドボンドは軟化温度の低いガラス組成の選
択となる結果、砥粒の小さい熱膨脹係数〔（2.5〜
3.0）×10-6／℃、室温−400℃〕に対して熱膨脹
係数の大きいビトリフアイドボンドは溶融冷却後
に砥粒周辺における収縮量を増し砥粒を支持する
強度が弱化することから、砥石強度、砥石性能は
低下してしまう。従来の研削砥石の製造方法に
は、ビトリフアイドボンドの原料粉末を粉末状態
のままで砥粒と混合する乾式法と、液体中に砥粒
とボンド原料粉末とを分散混合する湿式法（泥漿
鋳込法とも呼ばれる）とがあるが、いずれの方法
も成形後乾燥を終えた砥石中のビトリフアイドボ
ンド原料粒子は800〜1300℃の焼成によつて一旦
溶融し、その後冷却固化してガラス化したボンド
によつて砥粒が接着支持されることになるので、
砥粒とボンドとの特に熱膨脹係数における相対関
係は砥石特性を決定するうえできわめて重要な要
因となる。 〔発明が解決しようとする問題点〕 以上の従来技術においては超硬砥粒とセラミツ
ク質結合材との熱膨脹係数等の差異に起因する砥
石強度、砥石性能の低下は避けられず、有気孔砥
石の中で高性能の高速研削用超硬砥粒砥石が容易
には得られないという問題点があつた。 〔問題点を解決するための手段〕 上記の問題点を解決するために、この発明は超
硬砥粒表面に、最終ガラス組成における酸化物組
成がAl2O310〜30モル％、ZrO210〜50モル％、
SiO250〜80モル％となるように、アルミニウム
イソプロポキシド、ジルコニウムプロポキシドお
よびエチルシリケートからなるゾル状態の混合金
属アルコキシドを付着させ、これを完全にゲル化
した後、300〜900℃に加熱して、加水分解反応お
よび重縮合反応により、前記超硬砥粒表面に
Al2O3−ZrO2−SiO2系ガラス薄膜を生成させ、次
いでこのガラス被覆超硬砥粒をLi2O−Al2O3−
SiO2系ビトリフアイドボンドを結合材とし1000
〜1100℃で焼結させるという手段を採用したもの
である。以下その詳細を述べる。 まず、この発明における超硬砥粒とはダイヤモ
ンド、アルミナ、炭化珪素（SiC）、立方晶窒化
ホウ素等からなる硬度のきわめて高い砥石用粒子
であり、その粒度は通常砥石に使用される大きさ
のものであればよく、特に限定されるものではな
い。 つぎのこのような超硬砥粒表面に被覆されるガ
ラス質薄膜の組成はZrO2（ジルコニア）を含む
SiO2（シリカ）、Al2O3（アルミナ）系の多成分系
ガラスの組成である。一般にZrO2−SiO2系ガラ
スは数多い酸化物の中でも特に熱膨脹性が小さ
く、熱衝撃抵抗性が優れ、熱伝導率が大きい等多
くの特徴を示し、この発明におけるガラス質薄膜
の組成としてはAl2O310〜30モル％、ZrO210〜50
モル％、SiO250〜80モル％であることが望まし
い。なぜならばZrO2は低膨脹性、高付着性、高
硬度、耐熱衝撃性、化学的耐久性等特に優れた特
徴を示す成分であるから、10モル％未満の少量で
は化学的耐久性、低膨脹性、耐熱衝撃性などの効
果が現われず、また50モル％を越える多量ではガ
ラス化の際の加熱に高温を必要とし、そのため体
積変化が大きく砥粒表面の均一なガラス被覆が損
われて好ましくないからである。Al2O3がガラス
薄膜で覆われた超硬砥粒と結合材であるビトリフ
アイドボンドとが強力に結合するうえで両者に共
通なきわめて有効な成分であり、この発明におけ
るZrO2−SiO2ガラスに対してAl2O310〜30モル％
とすることがその効果を最も期待できるからであ
る。 このようなAl2O3−ZrO2−SiO2系ガラス質を超
硬砥粒表面に被覆すると、たとえばダイヤモンド
砥粒のように耐熱性、耐酸化性に劣り、高温処理
が困難である超硬砥粒も表面被膜が酸化防止の保
護膜となつて熱的損傷を受けることなく、ビトリ
フアイドボンドの焼結時における1000℃以上の高
温に対しても充分耐えることができ、高寿命で研
削比の大きい砥石の製造が可能となる。なお、こ
の発明の結合材に使用する低膨脹性で結晶化ガラ
スのLi2O−Al2O3−SiO2系ビトリフアイドボンド
とともに焼成される砥粒も砥粒表面のガラス薄膜
を介して間接的に保持される結果、ガラス薄膜と
ボンドとに共通な成分であるAl2O3およびSiO2の
両成分によつて融合し砥粒の保持力を一層向上さ
せるばかりでなく、熱膨脹係数の小さい超硬砥粒
と、これに比べて熱膨脹係数の大きい〔通常
（3.5〜4.5）×10-6／℃、室温〜400℃〕ビトリフア
イドボンドとの間に、中間的熱膨脹係数〔（3.0〜
3.5）×10-6／℃、室温〜400℃〕を有するガラス
薄膜が介在することによる熱変化に対する安定
性、耐熱衝撃性等の向上もあつて、砥粒の保持力
は増大し、砥石寿命の延長は大きく寄与すること
になる。 ここで、この発明の超硬砥粒表面にガラス薄膜
を確実に形成し、多量に含有されているZrO2成
分の優れた性質を充分に発揮させるためには、前
記した従来の溶融法（乾式、湿式のいずれも）に
よるよりも、金属アルコキシドを出発原料としい
わゆるゾル−ゲル法に基づいてゲル化過程におい
て砥粒と反応溶液とを分離し、砥粒表面に固化物
を形成させ、この固化物が完全にゲル化した後加
熱してガラス化させるのが好ましい。すなわち、
この発明のAl2O3、ZrO2およびSiO2の多成分系の
非晶体に対してはアルミニウムイソプロポキシド
〔Al（ｉ−C3H7O）3〕、ジルコニウムプロポキシド
〔Zr（ｎ−C3H7O）4〕およびエチルシルケート〔Si
（C2H5O）4〕からなる混合金属アルコキシドを原
料とする。この際これら原料以外に他の金属アル
コキシド、たとえばチタンイソプロポキシド
〔Ti（ｉ−C3H7O）4〕などを適宜加えてもよい。
このような混合金属アルコキシド溶液の100℃以
下のゲル化過程において、溶液粘度が約0.1〜0.3
ポイズ（ｇ／cm・sec）になつたとき超硬砥粒を
加えて撹拌分散させ、静置させて砥粒が沈降した
後溶液と砥粒とを分離する。分離された砥粒表面
に付着している溶液を完全にゲル化（たとえば大
気中に７〜10日間放置）した後加熱（300〜900
℃）すればよい。なお溶液粘度が0.1ポイズより
も小さいと砥粒表面への濡れ性（付着性）が悪
く、均一な液膜が得難く、また0.3ポイズよりも
大きくなるほど溶液中の砥粒の分散が容易でな
く、砥粒表面に均一な液膜を形成することが困難
になつて加熱時に微細な亀裂や剥離の原因になつ
たり、加熱放冷後などに砥粒相互が強く凝着して
分離しにくくなるなど多くの障害が起こつて好ま
しくない。 このようにして均一なガラス質薄膜が確実に形
成された砥粒と結合材であるビトリフアイドボン
ド（Li2O−Al2O3−SiO2系）とを混合して1000℃
以上の高温下で焼成しても、予め表面に設けられ
た低膨脹性で高硬度のガラス質薄膜て保護された
砥粒は、たとえそれがダイヤモンド砥粒であつて
も酸化劣化を受けることはなく、ビトリフアイド
ボンドの一連の焼結過程（1000〜1100℃）にも充
分耐えることができ、高寿命で研削比の大きい超
硬砥石の製造が可能となる。 〔実施例〕 アルミニウムイソプロポキシド28重量部を約４
倍量のプロピルアルコールに溶解し、これにジル
コニウムポキシド45重量部およびエチルシリケー
ト100重量部を加え、90℃、２時間撹拌して混合
金属アルコキシド溶液に調製し、空気中で約１週
間室温下に放置した。この溶液が0.2ポイズにな
つた時点に、ダイヤモンド砥粒（米国ゼネラル・
エレクトリツク社製：商品名マンメード・ダイヤ
モンドMBG、メツシユ325／400）を加えて撹
拌分散させ、静置後砥粒を取り出し、表面が濡れ
た状態のままで砥粒を約10日間大気中に放置し、
付着溶液を完全にゲル化させた。ゲル化後昇温速
度毎分１℃で最高温度が600℃に達すると、その
温度に２時間保ち、以後室温まで放冷した。冷却
後、付着または凝着した砥粒をよくほぐし、表面
がガラス質薄膜で覆われた砥粒を得た。このガラ
ス質薄膜の酸化物組成（モル比）は10Al2O3・
20ZrO2・70SiO2であつた。このように表面処理
されたダイヤモンド砥粒に、Li2O−Al2O3−SiO2
系組成物としてLi2O4.5モル％、Al2O312.3モル
％、SiO278.7モル％、CaO1.3モル％、K2O3.2モ
ル％の組成のビトリフアイドボンドを添加混合
し、所定の形状に成形された生砥石を最高温度80
℃で乾燥させ、800℃以上において窒素ガス雰囲
気下にある電気炉によつて最高1100℃までこれを
加熱し、同温度に1.5時間保持して800℃までは窒
素ガス雰囲気下のまま冷却し、加熱所要時間が約
36時間になるような条件で焼成した。（以下これ
を本発明品と呼ぶ） 一方、対照品として、表面処理をしない前記と
同じダイヤモンド砥粒と、Li2O成分を含まない
Al2O35.9モル％、SiO258.2モル％、CaO7.8モル
％、K2O3.3モル％、Na2O13.1モル％、B2O311.7
モル％のビトリフアイド組成物とを上記と本発明
品と同様の割合で配合し、同一形状に成形された
生砥石を乾燥後、加熱過程で600℃以上また冷却
過程で600℃までを窒素ガス雰囲気下となし得る
電気炉によつて最高800℃まで加熱し、800℃に
1.5時間保持して冷却し、加熱処要時間が24時間
になるような条件で焼成した。（以下これを対照
品と呼ぶ） なお、上記本発明品も対照品も、焼成後の砥石
が容積割合で、砥粒率50％、結合材率15％、気孔
率35％になるように生砥石の嵩比重を計算で予め
求めておき、この嵩比重をもとにしてビトリフア
イドボンドの配合割合および成形圧力を定めて成
形したものであり、両者の焼成後の結合度はRH
硬度（ロツクウエル硬度計のＨスケールによる硬
度）で、それぞれの平均硬度範囲が85〜88および
82〜86であつた。 また、砥石性能試験方法としてつぎの方法を採
用した。すなわち、材質がねずみ鋳鉄品（FC20、
硬さHRC7またはHRB89）からなり、毎分406回転
するリング状加工物（外径45mm、内径22mm）の端
面に角形砥石（砥石振動方向の長さ10mm、加工物
回転方向の幅３mm）を加工面に押し付けて、砥石
に毎分1140回の振動と両側2.1mmの振幅を与えな
がらプランジカツト平面超仕上げを行なうという
方法であり、この際の加工油には硫化脂肪油５部
と鉱油95部との混合油を用い、また、前加工粗さ
はいずれもGC＃240砥石により超仕上げをして中
心線平均粗さでほぼ0.3μｍRaで一定の条件とし
た。この超仕上げ条件下の加工物表面上における
砥粒の運動軌跡である正弦波の切削方向角（最大
傾斜角）は10°であり、また砥石圧力は実用に合
わせて18Kgｆ／cm2であり、加工時間も２分間で一
定である。供試される砥石の試験片はいずれも焼
成砥石から切り出された７個ずつであり、これら
試験片群から得られた測定結果を表にまとめた。
以上述べたように、この発明のセラミツク質超
硬砥粒砥石の製造方法は、その製造工程中に超硬
砥粒の表面に酸化防止および熱変化に対する安定
性を高める保護膜を形成して、焼結時の熱的損傷
の防止を図るようにしたので、砥粒支持力が強固
で従来の砥石に比べて研削比または砥石寿命にお
いて遥に卓越した性能を発揮する超硬砥粒砥石を
提供できるという利点がある。
硬砥粒砥石の製造方法は、その製造工程中に超硬
砥粒の表面に酸化防止および熱変化に対する安定
性を高める保護膜を形成して、焼結時の熱的損傷
の防止を図るようにしたので、砥粒支持力が強固
で従来の砥石に比べて研削比または砥石寿命にお
いて遥に卓越した性能を発揮する超硬砥粒砥石を
提供できるという利点がある。
Claims (1)
- １ 超硬砥粒表面に、最終ガラス組成における酸
化物組成がAl2O310〜30モル％、ZrO210〜50モル
％、SiO250〜80モル％となるように、アルミニ
ウムイソプロポキシド、ジルコニウムプロポキシ
ドおよびエチルシリケートからなるゾル状態の混
合金属アルコキシドを付着させ、これを完全にゲ
ル化した後、300〜900℃に加熱して、加水分解反
応および重縮合反応により、前記超硬砥粒表面に
Al2O3−ZrO2−SiO2系ガラス薄膜を生成させ、次
いでこのガラス被覆超硬砥粒をLi2O−Al2O3−
SiO2系ビトリフアイドボンドを結合材として
1000〜1100℃で焼結させることから成るセラミツ
ク質超硬砥粒砥石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13712886A JPS62292365A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | セラミック質超硬砥粒砥石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13712886A JPS62292365A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | セラミック質超硬砥粒砥石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62292365A JPS62292365A (ja) | 1987-12-19 |
| JPH0521712B2 true JPH0521712B2 (ja) | 1993-03-25 |
Family
ID=15191475
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13712886A Granted JPS62292365A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | セラミック質超硬砥粒砥石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62292365A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4997461A (en) * | 1989-09-11 | 1991-03-05 | Norton Company | Nitrified bonded sol gel sintered aluminous abrasive bodies |
| JPH0818254B2 (ja) * | 1990-09-10 | 1996-02-28 | 本田技研工業株式会社 | ダイヤモンド砥石の製造方法 |
| US5711774A (en) * | 1996-10-09 | 1998-01-27 | Norton Company | Silicon carbide abrasive wheel |
| JP5236108B1 (ja) * | 2011-12-21 | 2013-07-17 | 株式会社富士ボルト製作所 | 圧着構造の形成方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5013992A (ja) * | 1973-06-08 | 1975-02-13 | ||
| JPS50131193A (ja) * | 1974-04-04 | 1975-10-17 |
-
1986
- 1986-06-11 JP JP13712886A patent/JPS62292365A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5013992A (ja) * | 1973-06-08 | 1975-02-13 | ||
| JPS50131193A (ja) * | 1974-04-04 | 1975-10-17 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62292365A (ja) | 1987-12-19 |
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