JPH0521862B2 - - Google Patents
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Landscapes
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
Description
(産業上の利用分野)
本発明はZrO2(ジルコニア)質焼結体さらに詳
しくは高耐蝕性と高耐熱衝撃性を兼ね備えた
ZrO2質焼結体およびその製造法に関するもので
ある。 本発明により得られるジルコニア質焼結体は後
述するように優れた特性をもつもので、耐火材料
としてのみならず各種高温構造材料、各種耐蝕材
料など幅広い用途をもつものであり、その主たる
使用範囲を例示すると次の如くである。 Γスラグ等を含む鉄又は非鉄金属用接液部材 連続鋳造用ノズル、スライデイングノズル、
ストツパーヘツド、溶解炉取鍋等のライニング
材、精密鋳造用基材、金属溶解用ルツボ等。 Γスケール等を含む高温構造部材 スキツドボタン、スキツドレール、熱延部
材、高温工業炉のバーナー用部材、耐火断熱
材、羽口材料。 Γその他 化学工業用ライニング材、ポンプ部材、電気
部品・フエライト用のセツター、溶融ガラス用
部材。 (発明が解決しようとする問題点) ジルコニアは融点が2680℃と高く耐熱性に優
れ、化学的にも不活性であると同時に溶融金属に
対する耐食性が高いことから、耐火物として有用
な材料である。しかしながら、強度および耐熱衝
撃性がよくなく、スラグ等が介在したり、融点の
高い金属等に対しては、耐食性も十分とは言えな
かつた。 純粋なZrO2は融点近くでは、ホタル石型の立
法晶構造を有し、冷却過程において、約2370℃で
正方晶系に結晶変態し、さらに約900℃近くで単
斜晶系に変態する。この結晶変態中に体積変化を
伴なう為、焼結体中に微小亀裂を生じ、強度を劣
化させる原因となつている。この強度劣化を向上
させる為には、冷却中の結晶変態を抑制すること
が重要で、一般にはCaO、MgO、Y2O3等を添加
して、立方晶または正方晶を安定化させる方法が
知られている。この方法による安定化または準安
定化ジルコニアは、強度をはじめとする機械的質
の向上が期待できるが、熱膨脹係数が大きい為
に、熱衝撃性に劣り、まして溶融金属に対する耐
食性の向上に対しては、何ら改善されず、これら
多量の添加剤は、一般に耐食性を低下させるもの
である。 一方、Y2O3等の添加量、原料粉末の粒子径等
を抑制することにより、正方晶マトリツクス中に
立方晶または単斜晶を分散させた、いわゆる部分
安定化ジルコニアも研究され、機械的強度の改善
並びに耐熱衝撃性も若干改良されている。しかし
ながら、この耐熱衝撃性の改善される機構は、冷
却中に一部正方晶→単斜晶変態が起り、冷却に伴
なう立方晶ジルコニアの大きな熱収縮を補償する
ことによるものと考えられ、熱膨脹特性を根本的
に改良操作したものとは言いがたく、熱的にも不
安定で、高温ではこの耐熱衝撃性も劣化するよう
である。しかも、前記耐食性に関しては、何ら解
決されない。 本発明は、上記の欠点を解決するためになされ
たもので、耐熱衝撃性と耐食性を同時に満足し、
且それらが高温下で長期間にわたつて安定的に維
持される様に改良されたものであり、溶融金属、
溶融スラグ、溶融ガラス等に対して優れた耐食性
を示し、熱衝撃に対する抵抗性を従来のジルコニ
ア質焼結体と比べて格段に向上させたものであ
る。 すなわち、本発明によるジルコニア質焼結体
は、熱衝撃に対する抵抗性と溶鋼又はスケール又
は溶融スラグ又は溶融ガラスに対しての耐腐食性
を向上、さらには機械的強度向上の為に、以下の
考え方、ならびに操作を施こすことで解決され
た。 まず、セラミツクスの熱衝撃に対する抵抗性R
(熱応力により破壊しない限界の最大温度差△
Tmax)は、下記の式で与えられる。 R=S(1−μ)/Eα (△Tmax.℃) ここで、S:材料の引張強度、E:弾性率、
α:熱膨脹係数、μ:ボアソン比である。 これは急冷却の場合を例にしたが、急熱の場合
は応力の符号が逆になるのみで、基本的には全く
同様である。 一般に強度と弾性率は比例関係にあるので、耐
熱衝撃性に関しては、熱膨脹率を小さくすること
が得策である。 (従来の技術) 周知の如く、ZrO2は結晶形により熱膨脹係数
が異なり、単斜晶ZrO2の線膨脹係数は4.4×
10-6/℃であるが、正方晶、立方晶ZrO2の線膨
脹係数は8.8×10-6〜11.8×10-6/℃と大きい。従
つて熱衝撃性の点から考えると、単斜晶が有利で
あるが、1100℃付近での単斜晶→正方晶の変態
(冷却の場合、正方晶→単斜晶、約900℃)による
約4〜7%の体積変化が、大きな障害となる。こ
の為、単斜晶と立方晶(又は正方晶)との組合せ
による、部分安定化が考えられ、酸素センサ素子
等で実用化されている。しかし、長時間、高温下
に置かれると、正方晶から単斜晶へ相転移が起こ
り、その体積増加が組織をゆるめる結果、強度等
の性能を劣化させることが知られており、一般
に、約1000℃が限界の様である。 一方、ZrO2にY2O3等を重量で2〜8%添加し
て、単斜晶から正方晶への相転移開始温度を500
〜700℃に下げてなるZrO2粒と他のZrO2粒を混
合、成形後焼結する方法(特公昭58−42147)が
提案されており、この方法は、全体として緩やか
な熱膨脹曲線を描く結果、熱衝撃に対する抵抗性
が改善されている。これは、相転移開始温度の異
なる単斜晶ZrO2同士の混合物を焼結させたもの
であるが、1300℃以上の温度で長時間加熱する。
2種のZrO2等の濃度差が拡散によつて平均化し
てしまい、結果として一種類の添加量を有する
ZrO2になり、通常の単斜晶系の相転移温度が単
に〜500℃程度下つだけのものになつてしまうと
いう問題がある。 この欠点を防ぐため、これらのZrO2粒を粗粒
として骨材部として使用することを提案している
が、その為に焼結も阻害され結果的には約20℃程
度の気孔率を有し、従つて機械的強度、耐食性の
点で大きなマイナス要素を余儀無いものとしてい
る。 さらに、Y2O3等の添加材を2〜8重量%添加
しているが、溶鋼、溶融スラグ、溶融ガラス等と
の耐食性を考慮した場合、これらの添加材はマイ
ナス要素であり、より少ない量にしたいものであ
る。 本発明は、一部の点で上記発明に似ているが、
基本的には全く異質の発明で、特に上記発明の欠
点であつたY2O3の拡散による2種のZrO2の相転
移の均質化を抑制する添加剤が、溶鋼、溶融スラ
グ、溶融ガラス等に対しても強い抵抗性を発揮
し、さらに緻密質高強度化を図ることにより、こ
れらの腐食に一層の効果を果たすと共に、高温構
造部材としても有効な事実を見い出したものであ
る。 また、従来において、ZrO2耐火物にCr2O3微粉
を特定量配合することもいくつか提案されている
が、これらは通常粗粒タイプの比較的気孔率の高
い耐火煉瓦であつたり、緻密質であつても組織性
能および目的、用途も異なるものであり、本質的
に本発明とは異なるものにすぎない。 (問題点を解決するための手段) 即ち、本発明は、ZrO2を主成分とし、Y2O3と
Cr2O3を必須の副成分とする焼結体であつて、
ZrO2の結晶形態が大部分単斜晶系と正方晶系の
混合相で構成され、かつ熱膨脹率が常温から1200
℃の範囲にわたつて0.50%以下である耐食性、耐
熱衝撃性に優れたジルコニア質焼結体であり、ま
た、所定量のY2O3或は焼成によりY2O3となるイ
ツトリア成分を配合したZrO2原料を1400〜1600
で焼成して得た前処理を施こしたZrO2原料に他
の単斜晶系ZrO2および必須副成分としてのCr2O3
或は焼成によりCr2O3となるクロミア成分を配合
した原料を、微粉として所定配合割合に調整し、
これらを成形後、1450〜1650℃で焼成することを
特徴とするジルコニア質焼結体の製造法を要旨と
するものである。 本発明焼結体は、このように特定の結晶相と特
定の成分からなるものであり、主成分はZrO2で
あつて必須の副成分としてY2O3とCr2O3を少くと
も含有してなるものである。 これらのZrO2、Y2O3及びCr2O3は焼結体とし
て、ZrO2が主成分として存在し、このZrO2に
Y2O3は部分的に固溶又は反応した状態で、また
Cr2O3はZrO2結晶相間に分散介在した状態で存在
している。 ZrO2はその結晶形態としては大部分(全部で
あつても勿論よい)が単斜晶系と正方晶系の混合
相とからなつており、好ましい割合は重量%(以
下本明細書では同じ)で前者60〜90%、後者が40
〜10%である。 また、このZrO2結晶は両者が微細な結晶、例
えばその殆んどが粒系5μ以下のの結晶として均
一に混ざり合つて組織を構成しているものであ
る。 このような結晶組織をもたらすための製造法に
ついては後述するが、基本的にはZrO2原料とし
て2種類のものを使用する。 即ち、Y2O3成分を所定量配合したZrO2原料を
予め所定の温度で焼成して得た前処理を施こした
ZrO2原料(以下前処理ZrO2という)と、このよ
うな特定の処理をしていない他の単斜晶系ZrO2
を併用することである。 ここで、前処理ZrO2について説明すると、こ
れはZrO2原料(焼成によりZrO2となるZrO2前駆
体であつてもよい)に所定量、具体的にはY2O3
としての濃度をZrO2に対して5%を越えない範
囲で、かつ最終焼結体中の含有量として1〜4%
の範囲になる量のイツトリア成分を配合し、所定
温度、具体的には1400〜1600℃で焼成することで
得られるものである。 この前、処理ZrO2は、結晶系としては見かけ
上その殆んどが単斜晶系からなるものであるが、
粉砕後、後に配合する他の単斜晶ZrO2と十分に
混合され、成形〜焼成後に、相転移温度が400〜
600℃程度に低下するZrO2となるものである。 また、この前処理ZrO2に対して、他の単斜晶
系ZrO2原料は通常よく知られいるZrO2原料でよ
く、これらのZrO2原料は可及的にZrO2純度とし
て高いものが好ましく、ZrO2として98%以上の
ものが好ましく使用しうる。 また、これらのZrO2原料は、その配合割合を
前処理ZrO290〜50%、他の単斜晶系ZrO2を10〜
50%とすることで目的とする特定の混合相からな
る焼結体が容易に得られることとなる。 例えば、最終焼結体中におけるY2O3の量が同
じ2.5%程度のものを得るには、5%Y2O3配合の
前処理ZrO2を50%、他の単斜晶系ZrO2を50%と
して調整してもよいし、3%Y2O3配合の前処理
ZrO283%,他の単斜晶系ZrO217%として調整し
てもよいのである。 このように副成分としてのY2O3を含み及び又
は含まないZrO2原料に加えて本発明では他の副
成分としてクロミア成分を必須としている。この
クロミア成分はZrO2原料に対して加えられるも
ので、その配合量は焼結体中に含有される割合と
して、Cr2O31〜15%であり、特に望ましくは3
〜12%である。 このクロミアは通常Cr2O3として加えられるも
のであるが、焼成によりCr2O3となるクロミア前
駆体を用いることも可能である。尚、いずれも
Cr2O3としての純度は可及的に高いこと、例えば
98%以上のものとして調整するのが好ましい。 本発明焼結体は、このように主成分として
ZrO2、副成分としてY2O3とCr2O3からなるもの
であつても十分目的とするものとなるが、任意的
な他の副成分としてさらに存在せしめることが望
ましい成分がいくつか見い出されており、それら
はAl2O3であり、またSiO2である。 このAl2O3とSiO2は同時に存在せしめることが
多くの場合有利であるが、いずれか一方であつて
も勿論有効な成分として寄与することが分つた。 このAl2O3とSiO2の焼結体に含まれるべき含有
量としては前者が30%以下で後者が5%以下であ
り、好ましくはそれぞれ3〜15%、0.5〜3%程
度である。 本発明はこれらの各原料を所定割合で調合する
のであるが、この際重要なことは各原料を一旦微
粉末として調整することであり、具体的には全て
又は大部分の原料を10μ以下のもの、望ましくは
平均粒径が1μ以下のものとして調整することで
ある。 調合原料をついで一般には造粒粉末とし、成形
後焼成することで目的の焼結体が得られる。ここ
で、成形はラバープレス等の公知のいずれの成形
手段でもよいが、焼成温度としては1450〜1650℃
が必要である。 本発明として、このようにして得られる焼結体
はその物理的性質として種々の特性をもつてお
り、なかでも熱膨脹率はこの種の高耐食性をもつ
ZrO2焼結体としては極めて小さいもの、即ち常
温から1200℃までのそれとして0.50%以下のもの
として一般的には0.40%以下のものとして可能で
あり、また、理論密度としても100%又はそれに
近いものとなつている。 このような特性を兼ね備えているということ
は、従来のジルコニア質焼結体には殆んどみられ
ないものであり、前述した如き各種の用途に極め
て有用なものとなつている。 尚、本発明焼結体における単斜晶系と正方晶系
両相の同定はX線回折法により次の式によつて求
めることができるものである。 Im=Im1+Im2/Im1+Im2+It×100 但し、Im:単斜晶ZrO2の含有率(Vol%) Im1:単斜晶ZrO2(111)のピーク強度 Im2:〃(111)〃 It:正方晶〃(111)〃 (作用ならびに効果) 本発明の配合割合、限定範囲および方法につい
ての作用効果ならびにその理由等について以下に
列挙する。 1 Y2O3はZrO2に固容して、単斜晶系から正方
晶系への相転移開始温度域を低下させると同時
に、粒度を限られた範囲に定めることと成俟つ
て常温において正方晶系を発現させる働きをす
る。この二つの同時作用によつて、熱膨X特性
の改善を図ると共に強度を著しく向上させ、熱
衝撃に対する抵抗性と機械的強度を改善させる
ことが可能となる。 2 特に、前処理操作、すなわち、あらかじめ5
%を越えない濃度のY2O3をZrO2に均一に配合
し焼成操作を施こした前処理ZrO2原料と他の
単斜晶ZrO2および他の副成分とを混合した原
料を用いることによつて、熱膨脹特性を改善で
きることを見い出した。この理由は、上記前処
理操作によつて、Y2O3がZrO2に固容または部
分的に反応し、後に配合する他の単斜晶ZrO2
と混合し成形後焼成した場合、前処理操作を施
こしたY2O3を含むZrO2粒子は、焼結時に単斜
晶系から正方晶系に相転移する温度域が400〜
600℃程度に低下すると共に、他の単斜晶ZrO2
と焼結することによつて一体化し、相転移によ
る全体の収縮が400〜1100℃の範囲で除々に起
り、この温度範囲では、熱膨脹と相転移により
収縮が相殺されるためと考えられる。この場
合、前処理操作後のZrO2においては、この時
点で相転移温度域を、上記400〜600℃に低下さ
せる必要はなく、むしろ、前処理ZrO2から他
の単斜晶ZrO2へのY2O3の一部拡散による段階
的な膨脹〜収縮を起こさせる為にも、完全に固
溶させるよりも、部分的に固溶又は反応してい
ることが必要であることが分つた。従つて、前
処理ZrO2自体は、相転移温度域が低下してし
ないことが特徴である。これにもかかわらず、
焼結体において単斜晶→正方晶の相転移が400
〜600℃から始まるのは、焼結時の加熱操作に
よつて拡散するY2O3はあくまでも一部であり、
大部分は他の単斜晶ZrO2と熱履歴上からも区
別され、他の単斜晶ZrO2よりも高い濃度の
Y2O3粒子が焼結体中に均一に分散することに
より生ずる為であると考えられる。 尚、このような本発明における作用、効果は
前処理ZrO2の調整においてY2O3を副成分とし
て配合することで達成されるものであり、従来
ZrO2の安定化成分として知られているCeO2や
MgO、CaOなどでは十分もたらされないもの
である。 3 一方、上記前処理操作時に、Y2O3の配合量
を5%を越えない範囲と限定した理由は、5%
を越えると安定な立方晶が析出し、爾後の使用
において相転移温度域の低下の作用がなく、
Y2O3の拡散も起りにくくなり、目的とする前
処理の効果が期待できないからである。 4 さらに、上記前処理操作の温度を1400〜1600
℃としたのは、1400℃以下ではZrO2とY2O3の
反応が十分に行なわれず、前処理の効果がな
い。一方、1600℃を越えると高濃度側の領域で
はY2O3の完全な固溶により立方晶が析出し、
低濃度側においても、Y2O3の固溶が完全に進
行し、爾後の他の単斜晶ZrO2への部分的な拡
散が行なわれ難く、段階的、且なだらかな熱膨
脹特性が得られない理由による。 5 次に、Y2O3の含有量を、最終的な焼結体に
おいて重量で1.0〜4.0としたのは、1%以下で
あると、相転移の始まる温度域を700℃以下に
下げることができないばかりでなく、正方晶系
を発現させにくい。一方、4%より多いと、一
部又は全部が立方晶系となる為に、熱膨脹率が
大きくなると共に耐食性の低下を招くので、こ
の範囲に限定される。 6 単斜晶系と正方晶系の共存は、焼結体の熱衝
撃性と強度に関係し、Y2O3の添加量と原料粒
子並びに焼成温度に依存する。一般に、Y2O3
添加量が増大すると、正方晶系が、さらに添加
量が増大すると立方晶系が析出することは、相
図等で明らかである。一方、ZrO2の粒子径が
細かくなると、常温においても正方晶系が析出
する。この原理を応用して、Y2O3の添加量と
原料粒子並びに焼成温度を上記の如く設定する
ことによつて、単斜晶系と正方晶系を同時に析
出させることが可能となり、熱膨脹特性を常温
〜1200℃の範囲にわたつて、0.50%以下にし、
耐火材料として必要且十分な強度を満足するこ
とが判明した。 7 また、粒度を10μ以下のした理由は、ZrO2へ
のY2O3の固溶および一部拡散を行なわせる為
と、同時に正方晶系を発現させ、強度を向上さ
せる為である。 8 上記のように、単斜晶系と正方晶系と混合相
が熱膨脹特性と機械的強度の両面から決定さ
れ、前者が60%〜90%の範囲が最も優れている
ことを見い出した。 単斜晶系が60%より少ないと、相対的に正方
晶系が増える為、場合によつて強度は増大する
が、熱膨脹率が大きくなり、段階的に単斜晶系
→正方晶系に相転移する時の熱膨脹率の低下が
望めず、一方、単斜晶系が90%よりも多くなる
と、熱膨脹特性に支障をきたすと共に、強度
等、物性面の低下を招く。 9 次に、本ZrO2焼結体を特徴づけるCr2O3につ
いて述べる。 Cr2O3は、ZrO2に配合した時に、ZrO2の溶
融金属に対する耐食性をさらに高めることがで
きると共に、Y2O3のZrO2からの脱固溶を防止
する安定化剤の効果があることが判明した。
Cr2O3は周知の通り製鋼用耐火物の重要な成分
であり、また、溶融ガラスと馴み難く、侵食抵
抗性も大きいことからガラスと接触する炉材と
しても有効である。しかし、元来クロム耐火物
はスポーリング抵抗性が弱いため、マグネシア
等との組合せにおいて使用されていた。本発明
は、このCr2O3の特長を積極的に活用し、且、
上記のZrO2との組合せによつて、熱衝撃性と
耐食性を兼ね備えることが可能となつた。ま
た、Cr2O3の添加は、焼結体のマトリツクスに
介在し、ZrO2からY2O3が脱固溶するのを防ぐ
効果も見られ、本ZrO2セラミツクスの長期に
わたる高温安定性に寄与していることも判明し
た。この理由は定かではないが、Cr2O3が本焼
結温度域では比較的ZrO2と反応し難く、さら
にZrO2の粒成長を抑制するために、Y2O3の拡
散を防止しているためと考えられる。また、
Y2O3の添加による耐食性のマイナス効果を、
補なつて余りある効果をCr2O3が果している。 なお、これらの添加量は、1%未満では効果
が期待できず、15%以上では、著しく焼結を妨
げるため、気孔率の増大を招き、耐食性の見地
から逆効果となり、仮りに高温焼成等によつて
緻密化が果せたとしても、熱膨脹特性は失わ
れ、熱衝撃に対する抵抗性は大巾に低下する。
望ましい範囲は3〜12%である。 10 Al2O3とSiO2は、上記のCr2O3が焼結を妨げ
る原因となるのを防ぐと共に、積極的に焼結を
促進する。また、Cr2O3と相乗的に作用して、
単斜晶正方晶の変態を抑制する。一方、
Al2O3に関しては、本焼結体の性能を落さずに
増量効果によつて価格を下げる効果もある。 但し、Al2O3は30%を越えると熱膨脹特性、
耐熱性に支障をきたし、SiO2は5%を越える
と、マトリツクスにガラス相を多量に生成する
為、耐熱性、高温強度の低下を招くので好まし
くない。望ましい範囲は、前者が3〜15%、後
者が0.5〜3%である。 11 次に原料の粒子径を10μ以下とするのが望ま
しい理由について述べる。 単射晶正方晶の相転移は、一般にマルテン
サイト転移と呼ばれ、原子の拡散ではなく、原
子の連携運動による無拡散変態と言われてい
る。従つて、高温から急冷却によつて正方晶系
を室温まで準安定化することはできないが、結
晶粒子を150Å以下にすることにより正方晶微
粒子を得ることが可能となる。一方、焼結体の
場合には、となり合つた粒子との体積拘束によ
り、この臨界粒子径は300Åまで増加し、安定
化酸化物の固溶により、さらに大きな粒子径で
も安定となる。Y2O3固溶の場合、約3mol%で
1μm粒子径まで安定化できるとされているが、
これら安定化の機構は、必ずしも確立されては
いないようで、論議の的になつている。 本発明は、Y2O3添加量と焼成温度、さらに粒
子径をコントロールすることによつて、先の単射
晶と正方晶の割合を60〜90%とする条件を見い出
したものである。 特に粒子径は、過度の粉砕等により、必要以上
に細かくすると上記のように全て正方晶径が析出
し、一方、粒子が粗いと単斜晶のままか、焼成温
度が高い場合には部分的に立方晶が析出してしま
う。単斜晶と正方晶からなる焼結体のうち、単射
晶系を60〜90%とする為には、Y2O3、焼成温度
を前記の如く限定した場合、原料粉末全体を10μ
以下とすることで可能となる。この粒子径にある
程度の巾を持たせることで、Y2O3の相転移温度
域に巾ができ、焼結体として段階的な膨張〜収縮
の相殺が生じ、なだらかな熱膨脹曲線を得ること
が可能となつたのである。 本発明をさらに実施例にもとづいて説明する。 (実施例) 粒度調整したZrO2原料(第一希元素工業(株)、
BR−90G、ZrO2純度98.5%以上、# 325全通)96
重量部と、Y2O3(信越化学工業(株)、Y2O3純度99
%以上)4重量部を加えて万能撹拌機で1時間混
合した後、並形煉瓦形状(230×114×65mm)にプ
レス成形し、ガス窯で1500℃の温度で2時間焼成
し、前処理を行なつた。この素材の熱膨脹特性は
通常の単斜晶ZrO2同一で、結晶形も単斜晶形で
あつた。 次いで、この前処理後ZrO2を150メツシユ以下
となる様に粉砕したもの50重量部と、先の単斜晶
系ZrO2原料35重量部、Crv2O3原料(日本電工(株)
製、ND801、平均粒径0.35μ)6.5重量部、Al2O3
原料(アルコア社製A−16SG、純度99.5%、平
均粒径0.5μ)7.5重量部、SiO2原料(多木化学(株)
製、ビタシール# 1500、平均粒径18mμ)1重量
部をモノマロン製ポツト、アルミナボールを用い
て湿式で96時間回転ミル粉砕・混合を行なつた。
得られた粉末は全てが10μ以下で、平均粒子径は
0.6μであつた。次いでPVAをバインダーとして、
噴霧乾燥処理し、0.1〜0.2mmの造粒粉末を得た。
この造粒粉末を150×40×25mmに金型プレス成型
した後、2ton/cm2の圧力でラバープレス成型し
た。この成型体を電気炉で、100℃/hrの昇温速
度で1400〜1700℃で各2時間焼成した。 得られた焼結体の諸物性を測定した結果を第1
表、第1図、第2図及び第2表に示す。 第1表は、焼成温度と所物性の関係、第1図は
焼成温度と熱膨脹特性の関係、第2図は1600℃焼
成品のX線回折図、第2表は、焼成温度とZrO2
の結晶相との関係をそれぞれ示したものである。 尚、第2図でm1、m2は単結晶ZrO2のピーク、
tは正方晶ZrO2のピークを示し、単結晶ZrO2の
量は、 Im1+Im2/Im1+Im2+It×100(%)=37+21/37+21
+23×100=71.6% を算出することができる。
しくは高耐蝕性と高耐熱衝撃性を兼ね備えた
ZrO2質焼結体およびその製造法に関するもので
ある。 本発明により得られるジルコニア質焼結体は後
述するように優れた特性をもつもので、耐火材料
としてのみならず各種高温構造材料、各種耐蝕材
料など幅広い用途をもつものであり、その主たる
使用範囲を例示すると次の如くである。 Γスラグ等を含む鉄又は非鉄金属用接液部材 連続鋳造用ノズル、スライデイングノズル、
ストツパーヘツド、溶解炉取鍋等のライニング
材、精密鋳造用基材、金属溶解用ルツボ等。 Γスケール等を含む高温構造部材 スキツドボタン、スキツドレール、熱延部
材、高温工業炉のバーナー用部材、耐火断熱
材、羽口材料。 Γその他 化学工業用ライニング材、ポンプ部材、電気
部品・フエライト用のセツター、溶融ガラス用
部材。 (発明が解決しようとする問題点) ジルコニアは融点が2680℃と高く耐熱性に優
れ、化学的にも不活性であると同時に溶融金属に
対する耐食性が高いことから、耐火物として有用
な材料である。しかしながら、強度および耐熱衝
撃性がよくなく、スラグ等が介在したり、融点の
高い金属等に対しては、耐食性も十分とは言えな
かつた。 純粋なZrO2は融点近くでは、ホタル石型の立
法晶構造を有し、冷却過程において、約2370℃で
正方晶系に結晶変態し、さらに約900℃近くで単
斜晶系に変態する。この結晶変態中に体積変化を
伴なう為、焼結体中に微小亀裂を生じ、強度を劣
化させる原因となつている。この強度劣化を向上
させる為には、冷却中の結晶変態を抑制すること
が重要で、一般にはCaO、MgO、Y2O3等を添加
して、立方晶または正方晶を安定化させる方法が
知られている。この方法による安定化または準安
定化ジルコニアは、強度をはじめとする機械的質
の向上が期待できるが、熱膨脹係数が大きい為
に、熱衝撃性に劣り、まして溶融金属に対する耐
食性の向上に対しては、何ら改善されず、これら
多量の添加剤は、一般に耐食性を低下させるもの
である。 一方、Y2O3等の添加量、原料粉末の粒子径等
を抑制することにより、正方晶マトリツクス中に
立方晶または単斜晶を分散させた、いわゆる部分
安定化ジルコニアも研究され、機械的強度の改善
並びに耐熱衝撃性も若干改良されている。しかし
ながら、この耐熱衝撃性の改善される機構は、冷
却中に一部正方晶→単斜晶変態が起り、冷却に伴
なう立方晶ジルコニアの大きな熱収縮を補償する
ことによるものと考えられ、熱膨脹特性を根本的
に改良操作したものとは言いがたく、熱的にも不
安定で、高温ではこの耐熱衝撃性も劣化するよう
である。しかも、前記耐食性に関しては、何ら解
決されない。 本発明は、上記の欠点を解決するためになされ
たもので、耐熱衝撃性と耐食性を同時に満足し、
且それらが高温下で長期間にわたつて安定的に維
持される様に改良されたものであり、溶融金属、
溶融スラグ、溶融ガラス等に対して優れた耐食性
を示し、熱衝撃に対する抵抗性を従来のジルコニ
ア質焼結体と比べて格段に向上させたものであ
る。 すなわち、本発明によるジルコニア質焼結体
は、熱衝撃に対する抵抗性と溶鋼又はスケール又
は溶融スラグ又は溶融ガラスに対しての耐腐食性
を向上、さらには機械的強度向上の為に、以下の
考え方、ならびに操作を施こすことで解決され
た。 まず、セラミツクスの熱衝撃に対する抵抗性R
(熱応力により破壊しない限界の最大温度差△
Tmax)は、下記の式で与えられる。 R=S(1−μ)/Eα (△Tmax.℃) ここで、S:材料の引張強度、E:弾性率、
α:熱膨脹係数、μ:ボアソン比である。 これは急冷却の場合を例にしたが、急熱の場合
は応力の符号が逆になるのみで、基本的には全く
同様である。 一般に強度と弾性率は比例関係にあるので、耐
熱衝撃性に関しては、熱膨脹率を小さくすること
が得策である。 (従来の技術) 周知の如く、ZrO2は結晶形により熱膨脹係数
が異なり、単斜晶ZrO2の線膨脹係数は4.4×
10-6/℃であるが、正方晶、立方晶ZrO2の線膨
脹係数は8.8×10-6〜11.8×10-6/℃と大きい。従
つて熱衝撃性の点から考えると、単斜晶が有利で
あるが、1100℃付近での単斜晶→正方晶の変態
(冷却の場合、正方晶→単斜晶、約900℃)による
約4〜7%の体積変化が、大きな障害となる。こ
の為、単斜晶と立方晶(又は正方晶)との組合せ
による、部分安定化が考えられ、酸素センサ素子
等で実用化されている。しかし、長時間、高温下
に置かれると、正方晶から単斜晶へ相転移が起こ
り、その体積増加が組織をゆるめる結果、強度等
の性能を劣化させることが知られており、一般
に、約1000℃が限界の様である。 一方、ZrO2にY2O3等を重量で2〜8%添加し
て、単斜晶から正方晶への相転移開始温度を500
〜700℃に下げてなるZrO2粒と他のZrO2粒を混
合、成形後焼結する方法(特公昭58−42147)が
提案されており、この方法は、全体として緩やか
な熱膨脹曲線を描く結果、熱衝撃に対する抵抗性
が改善されている。これは、相転移開始温度の異
なる単斜晶ZrO2同士の混合物を焼結させたもの
であるが、1300℃以上の温度で長時間加熱する。
2種のZrO2等の濃度差が拡散によつて平均化し
てしまい、結果として一種類の添加量を有する
ZrO2になり、通常の単斜晶系の相転移温度が単
に〜500℃程度下つだけのものになつてしまうと
いう問題がある。 この欠点を防ぐため、これらのZrO2粒を粗粒
として骨材部として使用することを提案している
が、その為に焼結も阻害され結果的には約20℃程
度の気孔率を有し、従つて機械的強度、耐食性の
点で大きなマイナス要素を余儀無いものとしてい
る。 さらに、Y2O3等の添加材を2〜8重量%添加
しているが、溶鋼、溶融スラグ、溶融ガラス等と
の耐食性を考慮した場合、これらの添加材はマイ
ナス要素であり、より少ない量にしたいものであ
る。 本発明は、一部の点で上記発明に似ているが、
基本的には全く異質の発明で、特に上記発明の欠
点であつたY2O3の拡散による2種のZrO2の相転
移の均質化を抑制する添加剤が、溶鋼、溶融スラ
グ、溶融ガラス等に対しても強い抵抗性を発揮
し、さらに緻密質高強度化を図ることにより、こ
れらの腐食に一層の効果を果たすと共に、高温構
造部材としても有効な事実を見い出したものであ
る。 また、従来において、ZrO2耐火物にCr2O3微粉
を特定量配合することもいくつか提案されている
が、これらは通常粗粒タイプの比較的気孔率の高
い耐火煉瓦であつたり、緻密質であつても組織性
能および目的、用途も異なるものであり、本質的
に本発明とは異なるものにすぎない。 (問題点を解決するための手段) 即ち、本発明は、ZrO2を主成分とし、Y2O3と
Cr2O3を必須の副成分とする焼結体であつて、
ZrO2の結晶形態が大部分単斜晶系と正方晶系の
混合相で構成され、かつ熱膨脹率が常温から1200
℃の範囲にわたつて0.50%以下である耐食性、耐
熱衝撃性に優れたジルコニア質焼結体であり、ま
た、所定量のY2O3或は焼成によりY2O3となるイ
ツトリア成分を配合したZrO2原料を1400〜1600
で焼成して得た前処理を施こしたZrO2原料に他
の単斜晶系ZrO2および必須副成分としてのCr2O3
或は焼成によりCr2O3となるクロミア成分を配合
した原料を、微粉として所定配合割合に調整し、
これらを成形後、1450〜1650℃で焼成することを
特徴とするジルコニア質焼結体の製造法を要旨と
するものである。 本発明焼結体は、このように特定の結晶相と特
定の成分からなるものであり、主成分はZrO2で
あつて必須の副成分としてY2O3とCr2O3を少くと
も含有してなるものである。 これらのZrO2、Y2O3及びCr2O3は焼結体とし
て、ZrO2が主成分として存在し、このZrO2に
Y2O3は部分的に固溶又は反応した状態で、また
Cr2O3はZrO2結晶相間に分散介在した状態で存在
している。 ZrO2はその結晶形態としては大部分(全部で
あつても勿論よい)が単斜晶系と正方晶系の混合
相とからなつており、好ましい割合は重量%(以
下本明細書では同じ)で前者60〜90%、後者が40
〜10%である。 また、このZrO2結晶は両者が微細な結晶、例
えばその殆んどが粒系5μ以下のの結晶として均
一に混ざり合つて組織を構成しているものであ
る。 このような結晶組織をもたらすための製造法に
ついては後述するが、基本的にはZrO2原料とし
て2種類のものを使用する。 即ち、Y2O3成分を所定量配合したZrO2原料を
予め所定の温度で焼成して得た前処理を施こした
ZrO2原料(以下前処理ZrO2という)と、このよ
うな特定の処理をしていない他の単斜晶系ZrO2
を併用することである。 ここで、前処理ZrO2について説明すると、こ
れはZrO2原料(焼成によりZrO2となるZrO2前駆
体であつてもよい)に所定量、具体的にはY2O3
としての濃度をZrO2に対して5%を越えない範
囲で、かつ最終焼結体中の含有量として1〜4%
の範囲になる量のイツトリア成分を配合し、所定
温度、具体的には1400〜1600℃で焼成することで
得られるものである。 この前、処理ZrO2は、結晶系としては見かけ
上その殆んどが単斜晶系からなるものであるが、
粉砕後、後に配合する他の単斜晶ZrO2と十分に
混合され、成形〜焼成後に、相転移温度が400〜
600℃程度に低下するZrO2となるものである。 また、この前処理ZrO2に対して、他の単斜晶
系ZrO2原料は通常よく知られいるZrO2原料でよ
く、これらのZrO2原料は可及的にZrO2純度とし
て高いものが好ましく、ZrO2として98%以上の
ものが好ましく使用しうる。 また、これらのZrO2原料は、その配合割合を
前処理ZrO290〜50%、他の単斜晶系ZrO2を10〜
50%とすることで目的とする特定の混合相からな
る焼結体が容易に得られることとなる。 例えば、最終焼結体中におけるY2O3の量が同
じ2.5%程度のものを得るには、5%Y2O3配合の
前処理ZrO2を50%、他の単斜晶系ZrO2を50%と
して調整してもよいし、3%Y2O3配合の前処理
ZrO283%,他の単斜晶系ZrO217%として調整し
てもよいのである。 このように副成分としてのY2O3を含み及び又
は含まないZrO2原料に加えて本発明では他の副
成分としてクロミア成分を必須としている。この
クロミア成分はZrO2原料に対して加えられるも
ので、その配合量は焼結体中に含有される割合と
して、Cr2O31〜15%であり、特に望ましくは3
〜12%である。 このクロミアは通常Cr2O3として加えられるも
のであるが、焼成によりCr2O3となるクロミア前
駆体を用いることも可能である。尚、いずれも
Cr2O3としての純度は可及的に高いこと、例えば
98%以上のものとして調整するのが好ましい。 本発明焼結体は、このように主成分として
ZrO2、副成分としてY2O3とCr2O3からなるもの
であつても十分目的とするものとなるが、任意的
な他の副成分としてさらに存在せしめることが望
ましい成分がいくつか見い出されており、それら
はAl2O3であり、またSiO2である。 このAl2O3とSiO2は同時に存在せしめることが
多くの場合有利であるが、いずれか一方であつて
も勿論有効な成分として寄与することが分つた。 このAl2O3とSiO2の焼結体に含まれるべき含有
量としては前者が30%以下で後者が5%以下であ
り、好ましくはそれぞれ3〜15%、0.5〜3%程
度である。 本発明はこれらの各原料を所定割合で調合する
のであるが、この際重要なことは各原料を一旦微
粉末として調整することであり、具体的には全て
又は大部分の原料を10μ以下のもの、望ましくは
平均粒径が1μ以下のものとして調整することで
ある。 調合原料をついで一般には造粒粉末とし、成形
後焼成することで目的の焼結体が得られる。ここ
で、成形はラバープレス等の公知のいずれの成形
手段でもよいが、焼成温度としては1450〜1650℃
が必要である。 本発明として、このようにして得られる焼結体
はその物理的性質として種々の特性をもつてお
り、なかでも熱膨脹率はこの種の高耐食性をもつ
ZrO2焼結体としては極めて小さいもの、即ち常
温から1200℃までのそれとして0.50%以下のもの
として一般的には0.40%以下のものとして可能で
あり、また、理論密度としても100%又はそれに
近いものとなつている。 このような特性を兼ね備えているということ
は、従来のジルコニア質焼結体には殆んどみられ
ないものであり、前述した如き各種の用途に極め
て有用なものとなつている。 尚、本発明焼結体における単斜晶系と正方晶系
両相の同定はX線回折法により次の式によつて求
めることができるものである。 Im=Im1+Im2/Im1+Im2+It×100 但し、Im:単斜晶ZrO2の含有率(Vol%) Im1:単斜晶ZrO2(111)のピーク強度 Im2:〃(111)〃 It:正方晶〃(111)〃 (作用ならびに効果) 本発明の配合割合、限定範囲および方法につい
ての作用効果ならびにその理由等について以下に
列挙する。 1 Y2O3はZrO2に固容して、単斜晶系から正方
晶系への相転移開始温度域を低下させると同時
に、粒度を限られた範囲に定めることと成俟つ
て常温において正方晶系を発現させる働きをす
る。この二つの同時作用によつて、熱膨X特性
の改善を図ると共に強度を著しく向上させ、熱
衝撃に対する抵抗性と機械的強度を改善させる
ことが可能となる。 2 特に、前処理操作、すなわち、あらかじめ5
%を越えない濃度のY2O3をZrO2に均一に配合
し焼成操作を施こした前処理ZrO2原料と他の
単斜晶ZrO2および他の副成分とを混合した原
料を用いることによつて、熱膨脹特性を改善で
きることを見い出した。この理由は、上記前処
理操作によつて、Y2O3がZrO2に固容または部
分的に反応し、後に配合する他の単斜晶ZrO2
と混合し成形後焼成した場合、前処理操作を施
こしたY2O3を含むZrO2粒子は、焼結時に単斜
晶系から正方晶系に相転移する温度域が400〜
600℃程度に低下すると共に、他の単斜晶ZrO2
と焼結することによつて一体化し、相転移によ
る全体の収縮が400〜1100℃の範囲で除々に起
り、この温度範囲では、熱膨脹と相転移により
収縮が相殺されるためと考えられる。この場
合、前処理操作後のZrO2においては、この時
点で相転移温度域を、上記400〜600℃に低下さ
せる必要はなく、むしろ、前処理ZrO2から他
の単斜晶ZrO2へのY2O3の一部拡散による段階
的な膨脹〜収縮を起こさせる為にも、完全に固
溶させるよりも、部分的に固溶又は反応してい
ることが必要であることが分つた。従つて、前
処理ZrO2自体は、相転移温度域が低下してし
ないことが特徴である。これにもかかわらず、
焼結体において単斜晶→正方晶の相転移が400
〜600℃から始まるのは、焼結時の加熱操作に
よつて拡散するY2O3はあくまでも一部であり、
大部分は他の単斜晶ZrO2と熱履歴上からも区
別され、他の単斜晶ZrO2よりも高い濃度の
Y2O3粒子が焼結体中に均一に分散することに
より生ずる為であると考えられる。 尚、このような本発明における作用、効果は
前処理ZrO2の調整においてY2O3を副成分とし
て配合することで達成されるものであり、従来
ZrO2の安定化成分として知られているCeO2や
MgO、CaOなどでは十分もたらされないもの
である。 3 一方、上記前処理操作時に、Y2O3の配合量
を5%を越えない範囲と限定した理由は、5%
を越えると安定な立方晶が析出し、爾後の使用
において相転移温度域の低下の作用がなく、
Y2O3の拡散も起りにくくなり、目的とする前
処理の効果が期待できないからである。 4 さらに、上記前処理操作の温度を1400〜1600
℃としたのは、1400℃以下ではZrO2とY2O3の
反応が十分に行なわれず、前処理の効果がな
い。一方、1600℃を越えると高濃度側の領域で
はY2O3の完全な固溶により立方晶が析出し、
低濃度側においても、Y2O3の固溶が完全に進
行し、爾後の他の単斜晶ZrO2への部分的な拡
散が行なわれ難く、段階的、且なだらかな熱膨
脹特性が得られない理由による。 5 次に、Y2O3の含有量を、最終的な焼結体に
おいて重量で1.0〜4.0としたのは、1%以下で
あると、相転移の始まる温度域を700℃以下に
下げることができないばかりでなく、正方晶系
を発現させにくい。一方、4%より多いと、一
部又は全部が立方晶系となる為に、熱膨脹率が
大きくなると共に耐食性の低下を招くので、こ
の範囲に限定される。 6 単斜晶系と正方晶系の共存は、焼結体の熱衝
撃性と強度に関係し、Y2O3の添加量と原料粒
子並びに焼成温度に依存する。一般に、Y2O3
添加量が増大すると、正方晶系が、さらに添加
量が増大すると立方晶系が析出することは、相
図等で明らかである。一方、ZrO2の粒子径が
細かくなると、常温においても正方晶系が析出
する。この原理を応用して、Y2O3の添加量と
原料粒子並びに焼成温度を上記の如く設定する
ことによつて、単斜晶系と正方晶系を同時に析
出させることが可能となり、熱膨脹特性を常温
〜1200℃の範囲にわたつて、0.50%以下にし、
耐火材料として必要且十分な強度を満足するこ
とが判明した。 7 また、粒度を10μ以下のした理由は、ZrO2へ
のY2O3の固溶および一部拡散を行なわせる為
と、同時に正方晶系を発現させ、強度を向上さ
せる為である。 8 上記のように、単斜晶系と正方晶系と混合相
が熱膨脹特性と機械的強度の両面から決定さ
れ、前者が60%〜90%の範囲が最も優れている
ことを見い出した。 単斜晶系が60%より少ないと、相対的に正方
晶系が増える為、場合によつて強度は増大する
が、熱膨脹率が大きくなり、段階的に単斜晶系
→正方晶系に相転移する時の熱膨脹率の低下が
望めず、一方、単斜晶系が90%よりも多くなる
と、熱膨脹特性に支障をきたすと共に、強度
等、物性面の低下を招く。 9 次に、本ZrO2焼結体を特徴づけるCr2O3につ
いて述べる。 Cr2O3は、ZrO2に配合した時に、ZrO2の溶
融金属に対する耐食性をさらに高めることがで
きると共に、Y2O3のZrO2からの脱固溶を防止
する安定化剤の効果があることが判明した。
Cr2O3は周知の通り製鋼用耐火物の重要な成分
であり、また、溶融ガラスと馴み難く、侵食抵
抗性も大きいことからガラスと接触する炉材と
しても有効である。しかし、元来クロム耐火物
はスポーリング抵抗性が弱いため、マグネシア
等との組合せにおいて使用されていた。本発明
は、このCr2O3の特長を積極的に活用し、且、
上記のZrO2との組合せによつて、熱衝撃性と
耐食性を兼ね備えることが可能となつた。ま
た、Cr2O3の添加は、焼結体のマトリツクスに
介在し、ZrO2からY2O3が脱固溶するのを防ぐ
効果も見られ、本ZrO2セラミツクスの長期に
わたる高温安定性に寄与していることも判明し
た。この理由は定かではないが、Cr2O3が本焼
結温度域では比較的ZrO2と反応し難く、さら
にZrO2の粒成長を抑制するために、Y2O3の拡
散を防止しているためと考えられる。また、
Y2O3の添加による耐食性のマイナス効果を、
補なつて余りある効果をCr2O3が果している。 なお、これらの添加量は、1%未満では効果
が期待できず、15%以上では、著しく焼結を妨
げるため、気孔率の増大を招き、耐食性の見地
から逆効果となり、仮りに高温焼成等によつて
緻密化が果せたとしても、熱膨脹特性は失わ
れ、熱衝撃に対する抵抗性は大巾に低下する。
望ましい範囲は3〜12%である。 10 Al2O3とSiO2は、上記のCr2O3が焼結を妨げ
る原因となるのを防ぐと共に、積極的に焼結を
促進する。また、Cr2O3と相乗的に作用して、
単斜晶正方晶の変態を抑制する。一方、
Al2O3に関しては、本焼結体の性能を落さずに
増量効果によつて価格を下げる効果もある。 但し、Al2O3は30%を越えると熱膨脹特性、
耐熱性に支障をきたし、SiO2は5%を越える
と、マトリツクスにガラス相を多量に生成する
為、耐熱性、高温強度の低下を招くので好まし
くない。望ましい範囲は、前者が3〜15%、後
者が0.5〜3%である。 11 次に原料の粒子径を10μ以下とするのが望ま
しい理由について述べる。 単射晶正方晶の相転移は、一般にマルテン
サイト転移と呼ばれ、原子の拡散ではなく、原
子の連携運動による無拡散変態と言われてい
る。従つて、高温から急冷却によつて正方晶系
を室温まで準安定化することはできないが、結
晶粒子を150Å以下にすることにより正方晶微
粒子を得ることが可能となる。一方、焼結体の
場合には、となり合つた粒子との体積拘束によ
り、この臨界粒子径は300Åまで増加し、安定
化酸化物の固溶により、さらに大きな粒子径で
も安定となる。Y2O3固溶の場合、約3mol%で
1μm粒子径まで安定化できるとされているが、
これら安定化の機構は、必ずしも確立されては
いないようで、論議の的になつている。 本発明は、Y2O3添加量と焼成温度、さらに粒
子径をコントロールすることによつて、先の単射
晶と正方晶の割合を60〜90%とする条件を見い出
したものである。 特に粒子径は、過度の粉砕等により、必要以上
に細かくすると上記のように全て正方晶径が析出
し、一方、粒子が粗いと単斜晶のままか、焼成温
度が高い場合には部分的に立方晶が析出してしま
う。単斜晶と正方晶からなる焼結体のうち、単射
晶系を60〜90%とする為には、Y2O3、焼成温度
を前記の如く限定した場合、原料粉末全体を10μ
以下とすることで可能となる。この粒子径にある
程度の巾を持たせることで、Y2O3の相転移温度
域に巾ができ、焼結体として段階的な膨張〜収縮
の相殺が生じ、なだらかな熱膨脹曲線を得ること
が可能となつたのである。 本発明をさらに実施例にもとづいて説明する。 (実施例) 粒度調整したZrO2原料(第一希元素工業(株)、
BR−90G、ZrO2純度98.5%以上、# 325全通)96
重量部と、Y2O3(信越化学工業(株)、Y2O3純度99
%以上)4重量部を加えて万能撹拌機で1時間混
合した後、並形煉瓦形状(230×114×65mm)にプ
レス成形し、ガス窯で1500℃の温度で2時間焼成
し、前処理を行なつた。この素材の熱膨脹特性は
通常の単斜晶ZrO2同一で、結晶形も単斜晶形で
あつた。 次いで、この前処理後ZrO2を150メツシユ以下
となる様に粉砕したもの50重量部と、先の単斜晶
系ZrO2原料35重量部、Crv2O3原料(日本電工(株)
製、ND801、平均粒径0.35μ)6.5重量部、Al2O3
原料(アルコア社製A−16SG、純度99.5%、平
均粒径0.5μ)7.5重量部、SiO2原料(多木化学(株)
製、ビタシール# 1500、平均粒径18mμ)1重量
部をモノマロン製ポツト、アルミナボールを用い
て湿式で96時間回転ミル粉砕・混合を行なつた。
得られた粉末は全てが10μ以下で、平均粒子径は
0.6μであつた。次いでPVAをバインダーとして、
噴霧乾燥処理し、0.1〜0.2mmの造粒粉末を得た。
この造粒粉末を150×40×25mmに金型プレス成型
した後、2ton/cm2の圧力でラバープレス成型し
た。この成型体を電気炉で、100℃/hrの昇温速
度で1400〜1700℃で各2時間焼成した。 得られた焼結体の諸物性を測定した結果を第1
表、第1図、第2図及び第2表に示す。 第1表は、焼成温度と所物性の関係、第1図は
焼成温度と熱膨脹特性の関係、第2図は1600℃焼
成品のX線回折図、第2表は、焼成温度とZrO2
の結晶相との関係をそれぞれ示したものである。 尚、第2図でm1、m2は単結晶ZrO2のピーク、
tは正方晶ZrO2のピークを示し、単結晶ZrO2の
量は、 Im1+Im2/Im1+Im2+It×100(%)=37+21/37+21
+23×100=71.6% を算出することができる。
【表】
【表】
これらの結果、焼結体の焼成温度は1450〜1650
が最も優れていることが判明した。 一方、耐食性の評価を行なう為に、高炭素軸受
鋼による溶鋼侵食試験、転炉スラグによるスラグ
浸食試験を実施したところ、いづれも元の寸法に
対して95%以上の残存量を示し、高い抵抗性を示
した。比較としてCr2O3を添加しないものは溶融
金属に対しては概ね90%であつたが、スラグに対
しては殆んど76%以下の値であつた。 また、耐熱衝撃性は、1000℃の炉に急熱し15分
後取り出す操作をくり返したが、5回のくりかえ
しに耐えた。 同様に、本発明の副成分と性能との関係を比較
例と共に行なつた結果を第3表(原料の配合割
合)および第4表(焼結体の物性、性能、焼成温
度はいずれも1600℃)に示す。
が最も優れていることが判明した。 一方、耐食性の評価を行なう為に、高炭素軸受
鋼による溶鋼侵食試験、転炉スラグによるスラグ
浸食試験を実施したところ、いづれも元の寸法に
対して95%以上の残存量を示し、高い抵抗性を示
した。比較としてCr2O3を添加しないものは溶融
金属に対しては概ね90%であつたが、スラグに対
しては殆んど76%以下の値であつた。 また、耐熱衝撃性は、1000℃の炉に急熱し15分
後取り出す操作をくり返したが、5回のくりかえ
しに耐えた。 同様に、本発明の副成分と性能との関係を比較
例と共に行なつた結果を第3表(原料の配合割
合)および第4表(焼結体の物性、性能、焼成温
度はいずれも1600℃)に示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
第1図は焼結体の焼成温度と熱膨脹特性の関係
を示す説明図。第2図は焼結体の回折角度とその
強度の割合を示す説明図である。
を示す説明図。第2図は焼結体の回折角度とその
強度の割合を示す説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 ZrO2を主成分とし、Y2O3とCr2O3を必須の
副成分とする焼結体であつて、ZrO2の結晶形態
が大部分単斜晶系と正方晶系の混合相で構成さ
れ、かつ常温から1200℃の熱膨張率が0.50%以下
であるジルコニア質焼結体。 2 Y2O3とCr2O3の含有量が重量%で、前者1〜
4%、後者1〜15%である特許請求の範囲第1項
記載のジルコニア質焼結体。 3 単斜晶系と正方晶系の混合相の割合が、重量
%で、前者60〜90%、後者40〜10%である特許請
求の範囲第1項又は第2項記載のジルコニア質焼
結体。 4 Cr2O3の含有量が重量%で、3〜12%である
特許請求の範囲第2項記載のジルコニア質焼結
体。 5 Y2O3とCr2O3以外の他の副成分としてAl2O3
及び/又はSiO2を含有し、それらの含有量が重
量%で、前者30%以下、後者5%以下である特許
請求の範囲第1項乃至第4項いずれか記載のジル
コニア質焼結体。 6 Al2O3の含有量が、3〜15%である特許請求
の範囲第5項記載のジルコニア質焼結体。 7 SiO2の含有量が、0.5〜3%である特許請求
の範囲第5項記載のジルコニア質焼結体。 8 所定量のY2O3或は焼成によりY2O3となるイ
ツトリア成分を配合したZrO2原料を1400〜1600
℃で焼成して得た前処理を施したZrO2原料に他
の単斜晶系ZrO2および必須副成分としてのCr2O3
或は焼成によりCr2O3となるクロミア成分を配合
した原料を、微粉として所定配合割合に調整し、
これらを成形後1450〜1650℃で焼成することを特
徴とするジルコニア質焼結体の製造法。 9 前処理ZrO2に加えられるイツトリア成分の
配合量を焼結体中に最終的にY2O3として重量%
で1〜4%とする特許請求の範囲第8項記載の製
造法。 10 前処理ZrO2に配合するY2O3濃度を、ZrO2
に対して重量%で5%を越えない範囲とする特許
請求の範囲第9項記載の製造法。 11 クロミア成分をCr2O3として焼結体中に1
〜15%含まれるように配合する特許請求の範囲第
8項記載の製造法。 12 ZrO2原料の割合を重量%で、前処理を施
したZrO2を90〜50%、他の単斜晶系ZrO2を10〜
50%とする特許請求の範囲第8項又は第11項記
載の製造法。 13 各原料を10μ以下の微粉として調整する特
許請求の範囲第8項乃至第12項いずれか記載の
製造法。 14 Al2O3及び/又はSiO2成分を10μ以下の微
粉として重量%で焼結体中に含まれるべき割合と
してそれぞれ30%以下、5%以下配合する特許請
求の範囲第13項記載の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59081133A JPS60226456A (ja) | 1984-04-24 | 1984-04-24 | ジルコニア質焼結体及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59081133A JPS60226456A (ja) | 1984-04-24 | 1984-04-24 | ジルコニア質焼結体及びその製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60226456A JPS60226456A (ja) | 1985-11-11 |
JPH0521862B2 true JPH0521862B2 (ja) | 1993-03-25 |
Family
ID=13737897
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59081133A Granted JPS60226456A (ja) | 1984-04-24 | 1984-04-24 | ジルコニア質焼結体及びその製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60226456A (ja) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3608854A1 (de) * | 1986-03-17 | 1987-09-24 | Leitz Ernst Gmbh | Verwendung eines oxidkeramik-werkstoffs fuer presswerkzeuge zum ausformen von bauteilen aus glas oder einer glashaltigen keramik hoher oberflaechenguete und massgenauigkeit |
JP2575581B2 (ja) * | 1993-02-02 | 1997-01-29 | 品川白煉瓦株式会社 | ジルコニア質れんが |
JP2009029667A (ja) * | 2007-07-27 | 2009-02-12 | Kyocera Corp | 導電性セラミックスおよびその製法 |
-
1984
- 1984-04-24 JP JP59081133A patent/JPS60226456A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS60226456A (ja) | 1985-11-11 |
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