JPH06298573A - セラミック切削工具材料 - Google Patents
セラミック切削工具材料Info
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- JPH06298573A JPH06298573A JP6003171A JP317194A JPH06298573A JP H06298573 A JPH06298573 A JP H06298573A JP 6003171 A JP6003171 A JP 6003171A JP 317194 A JP317194 A JP 317194A JP H06298573 A JPH06298573 A JP H06298573A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
- C04B35/111—Fine ceramics
- C04B35/117—Composites
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
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- C04B35/71—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents
- C04B35/78—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents containing non-metallic materials
- C04B35/80—Fibres, filaments, whiskers, platelets, or the like
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- Processing Of Stones Or Stones Resemblance Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 セラミック切削工具材料の破壊靱性を阻害さ
せずに、強度を向上させること。 【構成】 セラミック母材、特にアルミナ母材とＳｉＣ
ウイスカーと、ＶＢ族からのＶ，Ｎｂ，Ｔａ等の金属或
いはIVＢ族のＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等の金属の炭化物、及び
／或いは窒化物、及び／或いはホウ化物及び／或いはこ
れらの固溶体を基本成分とするウイスカーと、当該ウイ
スカーと等価の材料を基本成分とする＜５００nmのナノ
サイズを有する微小粒子の添加物とを含んで成り、ナノ
サイズ粒子が母材の粒界ではなくその内部に支配的に配
位している。
せずに、強度を向上させること。 【構成】 セラミック母材、特にアルミナ母材とＳｉＣ
ウイスカーと、ＶＢ族からのＶ，Ｎｂ，Ｔａ等の金属或
いはIVＢ族のＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等の金属の炭化物、及び
／或いは窒化物、及び／或いはホウ化物及び／或いはこ
れらの固溶体を基本成分とするウイスカーと、当該ウイ
スカーと等価の材料を基本成分とする＜５００nmのナノ
サイズを有する微小粒子の添加物とを含んで成り、ナノ
サイズ粒子が母材の粒界ではなくその内部に支配的に配
位している。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はセラミック切削工具材
料、具体的には単結晶のウイスカー（毛状結晶）が微小
粒子（１μｍより著しく小さいサイズ）と共にセラミッ
ク母材（マトリックス）に均等に分散されて、摩耗抵抗
に悪影響を及ぼさずに母材の強度とタフネス（靱性）を
高める、斯ゝる切削工具材料に関する。
料、具体的には単結晶のウイスカー（毛状結晶）が微小
粒子（１μｍより著しく小さいサイズ）と共にセラミッ
ク母材（マトリックス）に均等に分散されて、摩耗抵抗
に悪影響を及ぼさずに母材の強度とタフネス（靱性）を
高める、斯ゝる切削工具材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】セラミック切削工具材料は数拾年間に亘
って利用されているが、切粉出し工作用としてはつい近
年に至るまでは商業的には重要性を有していなかった。
セラミック切削工具の発展が制限されていた主な理由
は、その強度とタフネスが本来的に充分でないことから
突然且つ予期せざる工具破損を生じることにあった。
って利用されているが、切粉出し工作用としてはつい近
年に至るまでは商業的には重要性を有していなかった。
セラミック切削工具の発展が制限されていた主な理由
は、その強度とタフネスが本来的に充分でないことから
突然且つ予期せざる工具破損を生じることにあった。
【０００３】近年セラミック切削工具材料の特性は多く
の面で改良されてきたので、鋳鉄や耐熱合金（例えば、
ニッケル基合金）の切削工作用途が比較的増加してい
る。切削工具であるインサート（植刃）において、セラ
ミックのインサートの割合は今なお非常に小さい。工作
物材料として支配的なのはスチールであるが、スチール
の工作では、現在公知のセラミック切削工具材料によっ
ては満し得ない高度の強度、タフネス及び摩耗抵抗の三
者を同時に満す材料の工具が強く要求される。
の面で改良されてきたので、鋳鉄や耐熱合金（例えば、
ニッケル基合金）の切削工作用途が比較的増加してい
る。切削工具であるインサート（植刃）において、セラ
ミックのインサートの割合は今なお非常に小さい。工作
物材料として支配的なのはスチールであるが、スチール
の工作では、現在公知のセラミック切削工具材料によっ
ては満し得ない高度の強度、タフネス及び摩耗抵抗の三
者を同時に満す材料の工具が強く要求される。
【０００４】酸化アルミ基切削工具材料は酸化アルミ自
体が比較的熱伝導性に乏しいことから熱クラック生成に
非常に敏感である。その結果はスチールの工作用として
は、特に短い操作時間と変動する切込みの条件の下では
工具寿命が非常に短くなる。
体が比較的熱伝導性に乏しいことから熱クラック生成に
非常に敏感である。その結果はスチールの工作用として
は、特に短い操作時間と変動する切込みの条件の下では
工具寿命が非常に短くなる。
【０００５】熱特性は、工具材料の熱伝導性を高める炭
化チタン及び／或いは窒化チタンの微粒子添加によって
ある程度改良されている。チタンの炭化物／窒化物の添
加は材料の硬度も高める。これを純粋な酸化アルミの材
料のものと比較すると、硬質工作材料の切削と熱衝撃抵
抗を要求する工作においては工具寿命が長くなる。しか
し、この種の材料では、スチール切削における用途を広
げることはタフネス強度が小さ過ぎるので不可能であ
る。
化チタン及び／或いは窒化チタンの微粒子添加によって
ある程度改良されている。チタンの炭化物／窒化物の添
加は材料の硬度も高める。これを純粋な酸化アルミの材
料のものと比較すると、硬質工作材料の切削と熱衝撃抵
抗を要求する工作においては工具寿命が長くなる。しか
し、この種の材料では、スチール切削における用途を広
げることはタフネス強度が小さ過ぎるので不可能であ
る。
【０００６】最近の技術の進歩は酸化アルミの母材に微
細グレンの酸化ジルコニウム粒子を均等に分散させる合
金技術に関係している。使用中の準安定酸化ジルコニウ
ムの変成が強度とタフネスを高め、その結果は工具寿命
の予測可能性を高める。
細グレンの酸化ジルコニウム粒子を均等に分散させる合
金技術に関係している。使用中の準安定酸化ジルコニウ
ムの変成が強度とタフネスを高め、その結果は工具寿命
の予測可能性を高める。
【０００７】しかし、この種の材料の熱特性は純酸化ア
ルミの工具材料より僅かに良好である。従って、熱誘起
クラックの開始と成長がスチール切削のように切刃が高
温度になる実際の切削作業において大きな問題として残
っている。
ルミの工具材料より僅かに良好である。従って、熱誘起
クラックの開始と成長がスチール切削のように切刃が高
温度になる実際の切削作業において大きな問題として残
っている。
【０００８】毛状単結晶のＳｉＣウイスカーを酸化アル
ミ母材に添加すると、破壊靱性と強度が大きく改良され
る事実が近年明らかになった。この考え方に基づくセラ
ミック切削工具材料は、特に耐熱材料の切削において非
常に良好な性能を発揮している。しかし、スチールの切
削においては、このセラミック切削工具材料では工具寿
命が驚く程に短くなる。それはＳｉＣ結晶が優先的に攻
撃されることによる。その結果は、表面領域が大きな摩
耗を伴うように弱体化し、且つクラック生成の危険が高
まる。
ミ母材に添加すると、破壊靱性と強度が大きく改良され
る事実が近年明らかになった。この考え方に基づくセラ
ミック切削工具材料は、特に耐熱材料の切削において非
常に良好な性能を発揮している。しかし、スチールの切
削においては、このセラミック切削工具材料では工具寿
命が驚く程に短くなる。それはＳｉＣ結晶が優先的に攻
撃されることによる。その結果は、表面領域が大きな摩
耗を伴うように弱体化し、且つクラック生成の危険が高
まる。
【０００９】ＵＳＰ４，８６７，７６１によれば、酸化
物基セラミック切削工具材料をＴｉやＺｒの炭化物、窒
化物或いはホウ化物或いはこれらの固溶体のウイスカー
によって強化している。このウイスカーはスチールに対
して溶解度が小さく、結果として特にスチール工作の場
合に、摩耗抵抗を問題視する程には劣化させることなく
予測可能なタフネスの向上並びに熱衝撃抵抗と強度の向
上が達成される。これはそれまでに公知な材料組成では
不可能である。
物基セラミック切削工具材料をＴｉやＺｒの炭化物、窒
化物或いはホウ化物或いはこれらの固溶体のウイスカー
によって強化している。このウイスカーはスチールに対
して溶解度が小さく、結果として特にスチール工作の場
合に、摩耗抵抗を問題視する程には劣化させることなく
予測可能なタフネスの向上並びに熱衝撃抵抗と強度の向
上が達成される。これはそれまでに公知な材料組成では
不可能である。
【００１０】ＵＳＰ５，１４１，９０１によれば、Ｔａ
の窒化物、炭化物及び／或いはホウ化物のウイスカーを
用いることにより、上記のものより一層の物性向上が実
現されている。これらのウイスカーはアルミナ母材より
格段に低い値の熱膨張係数を有しており、これがタフネ
ス（靱性）と熱衝撃抵抗を一層向上させる結果になって
いる。このメカニズムは未知であるが、おそらく組成材
料の内部応力に関して好ましい状態がもたらされること
に依るものと考えられる。
の窒化物、炭化物及び／或いはホウ化物のウイスカーを
用いることにより、上記のものより一層の物性向上が実
現されている。これらのウイスカーはアルミナ母材より
格段に低い値の熱膨張係数を有しており、これがタフネ
ス（靱性）と熱衝撃抵抗を一層向上させる結果になって
いる。このメカニズムは未知であるが、おそらく組成材
料の内部応力に関して好ましい状態がもたらされること
に依るものと考えられる。
【００１１】最近、ウイスカー強化切削工具材料の一層
の物性改良、特に強度の改良が、ナノサイズ粒子の少量
添加により実現されることが判明している。
の物性改良、特に強度の改良が、ナノサイズ粒子の少量
添加により実現されることが判明している。
【００１２】脆性のセラミック材料の物性を改良するの
に微粒子添加が利用されることは公知であり、例えばＵ
ＳＰ４，３２０，２０３はそのためにＴｉＮとＴｉ
（Ｃ，Ｎ）の添加を記述している。
に微粒子添加が利用されることは公知であり、例えばＵ
ＳＰ４，３２０，２０３はそのためにＴｉＮとＴｉ
（Ｃ，Ｎ）の添加を記述している。
【００１３】粒子添加の性質に依存して、作用するタフ
ネス化のメカニズムはクラックデイフレクション（ｃｒ
ａｃｋ ｄｅｆｌｅｃｔｉｏｎ）、マイクロクラッキン
グ、変成タフネス化或いはクラックブリッジング（ｃｒ
ａｃｋ ｂｒｉｄｚｉｎｇ）であり得る。この微粒子添
加にとっては、粒子サイズが母材（マトリックス）と同
じオーダの大きさ、例えば１−５μｍのオーダであり、
添加微粒子が母材の粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄｒｉ
ｅｓ）に配位していることが特徴である。ＺｒＯ2 添加
の場合には、母材より小さいグレンサイズが製造中の変
成を抑制するために必要である。しかし、このジルコニ
ア粒子はアルミナ母材の粒界に支配的に配位している。
ネス化のメカニズムはクラックデイフレクション（ｃｒ
ａｃｋ ｄｅｆｌｅｃｔｉｏｎ）、マイクロクラッキン
グ、変成タフネス化或いはクラックブリッジング（ｃｒ
ａｃｋ ｂｒｉｄｚｉｎｇ）であり得る。この微粒子添
加にとっては、粒子サイズが母材（マトリックス）と同
じオーダの大きさ、例えば１−５μｍのオーダであり、
添加微粒子が母材の粒界（ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄｒｉ
ｅｓ）に配位していることが特徴である。ＺｒＯ2 添加
の場合には、母材より小さいグレンサイズが製造中の変
成を抑制するために必要である。しかし、このジルコニ
ア粒子はアルミナ母材の粒界に支配的に配位している。
【００１４】この微粒子強化材料にとって、微粒子含有
量を通常１５−３０vol.％まで高めることによって物性
改良が得られることも特徴といえる。
量を通常１５−３０vol.％まで高めることによって物性
改良が得られることも特徴といえる。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】今日までに公知のアル
ミナ基切削工具材料の上述の弱点、特にスチールの切粉
出し工作に対する弱点が除去されたセラミック材料を実
現することにある。具体的には公知材料では得られない
強度、タフネス、熱衝撃抵抗及び摩耗抵抗の改良された
組合せ特性を発揮するセラミック切削工具材料を実現す
ることにある。
ミナ基切削工具材料の上述の弱点、特にスチールの切粉
出し工作に対する弱点が除去されたセラミック材料を実
現することにある。具体的には公知材料では得られない
強度、タフネス、熱衝撃抵抗及び摩耗抵抗の改良された
組合せ特性を発揮するセラミック切削工具材料を実現す
ることにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明のセラミック切削
工具は酸化物基の、好ましくは酸化アルミニウム（アル
ミナ）基の母材と、５−５０vol.％、好ましくは１０−
４０vol.％、最も好ましくは２５−３５vol.％の周期律
表のIVＢ族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）及び／或いはＶＢ族
（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）からの金属の窒化物及び／或いは炭
化物及び／或いはホウ化物或いはこれらの固溶体に基づ
く（を基本成分とする）均等に分散されたウイスカー
と、１−２０vol.％、好ましくは３−８vol.％の周期律
表のIVＢ族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）及び／或いはＶＢ
（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）からの金属の炭化物及び／或いは窒
化物及び／或いはホウ化物或いはこれらの固溶体を基本
成分とする５００nm、好ましくは２００nmより小さいナ
ノサイズ粒子添加物とを含んで成る。上記ウイスカーは
０．５−１０μｍ径で、２．５−１００μｍ長であっ
て、好ましくは５−１０の長さ／直径の比を有する単結
晶から成る。このウイスカーは５−２０μｍ径で０．５
−４μｍ厚の単結晶プレートレットによって少くとも部
分的に置換することが出来る。上記母材はセラミック酸
化物、好ましくはアルミナから本質的に成り、或いは硬
質炭化物及び／或いは窒化物及び／或いはホウ化物及び
／或いはバインダ金属と混和したセラミック酸化物から
本質的に成る。母材のグレンサイズは＜１０μｍ、好ま
しくは＜４μｍである。
工具は酸化物基の、好ましくは酸化アルミニウム（アル
ミナ）基の母材と、５−５０vol.％、好ましくは１０−
４０vol.％、最も好ましくは２５−３５vol.％の周期律
表のIVＢ族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）及び／或いはＶＢ族
（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）からの金属の窒化物及び／或いは炭
化物及び／或いはホウ化物或いはこれらの固溶体に基づ
く（を基本成分とする）均等に分散されたウイスカー
と、１−２０vol.％、好ましくは３−８vol.％の周期律
表のIVＢ族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）及び／或いはＶＢ
（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）からの金属の炭化物及び／或いは窒
化物及び／或いはホウ化物或いはこれらの固溶体を基本
成分とする５００nm、好ましくは２００nmより小さいナ
ノサイズ粒子添加物とを含んで成る。上記ウイスカーは
０．５−１０μｍ径で、２．５−１００μｍ長であっ
て、好ましくは５−１０の長さ／直径の比を有する単結
晶から成る。このウイスカーは５−２０μｍ径で０．５
−４μｍ厚の単結晶プレートレットによって少くとも部
分的に置換することが出来る。上記母材はセラミック酸
化物、好ましくはアルミナから本質的に成り、或いは硬
質炭化物及び／或いは窒化物及び／或いはホウ化物及び
／或いはバインダ金属と混和したセラミック酸化物から
本質的に成る。母材のグレンサイズは＜１０μｍ、好ま
しくは＜４μｍである。
【００１７】上記ナノサイズ化合物（微粒子添加物）は
５w.t.％未満の酸素を含有することが出来るし、化学量
論的組成でも、非化学量論的組成でもよい。
５w.t.％未満の酸素を含有することが出来るし、化学量
論的組成でも、非化学量論的組成でもよい。
【００１８】本発明の工具材料は酸化ジルコニウム粒子
を２０w.t.％未満だけ更に含有してもよい。この追加含
有により材料の強度と破壊靱性が一層向上する。
を２０w.t.％未満だけ更に含有してもよい。この追加含
有により材料の強度と破壊靱性が一層向上する。
【００１９】全ての粒子添加物は良好な摩耗抵抗を必須
要件とするスチールに対して低い値の溶解度を有するべ
しという判定基準に基づいて選択される。しかし、粒子
添加による強度向上作用は粒子の特定の物性に依存して
変り得る。ＴｉＮとＴａＮを同量、同粒子サイズの条件
で夫々添加したものを比較すると、ＴｉＮを添加した方
がＴａＮの場合より効果的ではないことが観測されてい
る。これは、好ましい添加物であるＴａＮの場合には好
ましい残留応力が生じることの結果であると解釈され
る。
要件とするスチールに対して低い値の溶解度を有するべ
しという判定基準に基づいて選択される。しかし、粒子
添加による強度向上作用は粒子の特定の物性に依存して
変り得る。ＴｉＮとＴａＮを同量、同粒子サイズの条件
で夫々添加したものを比較すると、ＴｉＮを添加した方
がＴａＮの場合より効果的ではないことが観測されてい
る。これは、好ましい添加物であるＴａＮの場合には好
ましい残留応力が生じることの結果であると解釈され
る。
【００２０】アルミナの母材は８×１０-6Ｋ-1（３００
−１３００°Ｋ）のオーダの熱膨張係数を有している。
ＴａＮの熱膨張係数は５×１０-6Ｋ-1のオーダである。
焼結後の組成材料の冷却により、ＴｉＮ粒子を使用して
いる場合には、応力が皆無か、或いはほんの僅か残るに
過ぎない。それは、ＴｉＮの熱膨張係数が８．０−９．
３×１０-6Ｋ-1であり、アルミナ母材と類似の値である
ためである。しかし、ＴａＮ粒子の場合には、アルミナ
母材との熱膨張係数の不適合により母材中に引張り応力
（及びＴａＮ粒子中に圧縮応力）が生じる。
−１３００°Ｋ）のオーダの熱膨張係数を有している。
ＴａＮの熱膨張係数は５×１０-6Ｋ-1のオーダである。
焼結後の組成材料の冷却により、ＴｉＮ粒子を使用して
いる場合には、応力が皆無か、或いはほんの僅か残るに
過ぎない。それは、ＴｉＮの熱膨張係数が８．０−９．
３×１０-6Ｋ-1であり、アルミナ母材と類似の値である
ためである。しかし、ＴａＮ粒子の場合には、アルミナ
母材との熱膨張係数の不適合により母材中に引張り応力
（及びＴａＮ粒子中に圧縮応力）が生じる。
【００２１】本発明を酸化物基母材に基づいて上述した
が、それと同じ成果はＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物基母材を用
いても得られる。
が、それと同じ成果はＳｉ3 Ｎ4 等の窒化物基母材を用
いても得られる。
【００２２】本発明の切削工具材料は以下のように製造
される。母材粉末とナノサイズ粒末とウイスカー及び／
或いは小板状体（プレートレット）と焼結助剤を湿式磨
砕し（ミリング処理し）そして混合する。この混合物を
乾燥してから、所望外形に加圧成形し、この成形物（ブ
ランク）を近理論密度になるように焼結する。焼結後に
熱間均衡加圧法（ＨＩＰ）を用いて、可能性のある残留
気孔を減じることが出来る。無加圧焼結によって気孔閉
鎖が出来ない場合には、その対策として適当な黒鉛工具
を用いて加圧焼結することが出来るし、カプセル化処理
してから熱間均衡加圧（ＨＩＰ）により所望密度にする
ことも出来る。焼結条件は原料に依存しているが、いづ
れにしても材料密度が理論密度の９８％を越える、好ま
しくは９９．５％を越えるように条件設定する。
される。母材粉末とナノサイズ粒末とウイスカー及び／
或いは小板状体（プレートレット）と焼結助剤を湿式磨
砕し（ミリング処理し）そして混合する。この混合物を
乾燥してから、所望外形に加圧成形し、この成形物（ブ
ランク）を近理論密度になるように焼結する。焼結後に
熱間均衡加圧法（ＨＩＰ）を用いて、可能性のある残留
気孔を減じることが出来る。無加圧焼結によって気孔閉
鎖が出来ない場合には、その対策として適当な黒鉛工具
を用いて加圧焼結することが出来るし、カプセル化処理
してから熱間均衡加圧（ＨＩＰ）により所望密度にする
ことも出来る。焼結条件は原料に依存しているが、いづ
れにしても材料密度が理論密度の９８％を越える、好ま
しくは９９．５％を越えるように条件設定する。
【００２３】
【作用】非常に小さい粒子（代表的には０．３μｍ）の
添加により、これらの粒子が母材の粒界ではなく母材の
内部に支配的に（例えば、少くとも５５％、好ましくは
少くとも７５％）配位して、材料の著しい強化作用があ
るウイスカーを含んでいるとしても、この複合材料を更
に著しく強化させる。但し、このナノサイズ粒子とウイ
スカーは共に、周期律表のIVＢ族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）
及び／或いはＶＢ（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）からの金属の炭化
物、窒化物及び／或いはホウ化物或いはこれらの固溶体
を基本成分としている。この強化作用は代表的には約５
vol.％の非常に小量の粒子添加に発揮され、それより量
を多くしてもその作用は強くならず、むしろ低下してし
まう。本発明の材料によれば、これまで公知の材料では
発揮され得なかった強度、タフネス、熱衝撃抵抗及び摩
耗抵抗のユニークな組合せが得られる。
添加により、これらの粒子が母材の粒界ではなく母材の
内部に支配的に（例えば、少くとも５５％、好ましくは
少くとも７５％）配位して、材料の著しい強化作用があ
るウイスカーを含んでいるとしても、この複合材料を更
に著しく強化させる。但し、このナノサイズ粒子とウイ
スカーは共に、周期律表のIVＢ族（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）
及び／或いはＶＢ（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）からの金属の炭化
物、窒化物及び／或いはホウ化物或いはこれらの固溶体
を基本成分としている。この強化作用は代表的には約５
vol.％の非常に小量の粒子添加に発揮され、それより量
を多くしてもその作用は強くならず、むしろ低下してし
まう。本発明の材料によれば、これまで公知の材料では
発揮され得なかった強度、タフネス、熱衝撃抵抗及び摩
耗抵抗のユニークな組合せが得られる。
【００２４】
例 １ 夫々０，５，１０，２０vol.％のナノサイズ（０．０５
μｍ）のＴｉＮ粉末を３０vol.％の窒化チタンウイスカ
ー（平均直径０．９μｍ）及び残部セラミック混合体と
湿式混合した。このセラミック混合体は９５．５w.t.％
のＡｌ2 Ｏ3 ，４．２w.t.％のＺｒＯ2 及び０．３w.t.
％のＭｇＯを混合した物であり、これが母材となる。こ
の湿式混合物を真空乾燥してから、１６００℃で熱間加
圧成形（ホットプレス）して、理論密度の９９％より大
きな密度（＞９９％）のデイスクを得た。熱間加圧成形
されたデイスクから小テストバーを切り出した。これは
３点曲げ試験での横破壊強度（ＴＲＳ）を測定するため
である。このテストバーは試験前に磨き処理を施こし
た。
μｍ）のＴｉＮ粉末を３０vol.％の窒化チタンウイスカ
ー（平均直径０．９μｍ）及び残部セラミック混合体と
湿式混合した。このセラミック混合体は９５．５w.t.％
のＡｌ2 Ｏ3 ，４．２w.t.％のＺｒＯ2 及び０．３w.t.
％のＭｇＯを混合した物であり、これが母材となる。こ
の湿式混合物を真空乾燥してから、１６００℃で熱間加
圧成形（ホットプレス）して、理論密度の９９％より大
きな密度（＞９９％）のデイスクを得た。熱間加圧成形
されたデイスクから小テストバーを切り出した。これは
３点曲げ試験での横破壊強度（ＴＲＳ）を測定するため
である。このテストバーは試験前に磨き処理を施こし
た。
【００２５】破壊靱性（ＫIC）は所謂押込試験法によっ
て測定した。この方法では、押込みはピラミッド形ダイ
ヤモンドチップにより実行する。破壊靱性は押し跡のコ
ーナから生じるクラックのサイズから算出される。
て測定した。この方法では、押込みはピラミッド形ダイ
ヤモンドチップにより実行する。破壊靱性は押し跡のコ
ーナから生じるクラックのサイズから算出される。
【００２６】強度と破壊靱性の値は、表１に示す通りで
あった。
あった。
【００２７】 表 １ 組 成 TRS(MPa) KICMPam1/2 １．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー 770 6.1 ２．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー＋５vol.％ TiN粒子 1130 6.2 ３．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー＋10vol.％ TiN粒子 1075 5.9 ４．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー＋20vol.％ TiN粒子 950 6.0
【００２８】表１から、ナノサイズ粒子の小量添加は著
しく強度を高めるが、破壊靱性を大きくは阻害しないこ
とは明白である。この強度の向上は切削インサート（植
刃）に過剰負荷が掛ゝることによる工具破損の危険が減
じられ、その結果工具（植刃）の信頼性が向上すること
を意味している。
しく強度を高めるが、破壊靱性を大きくは阻害しないこ
とは明白である。この強度の向上は切削インサート（植
刃）に過剰負荷が掛ゝることによる工具破損の危険が減
じられ、その結果工具（植刃）の信頼性が向上すること
を意味している。
【００２９】例 ２ 夫々０，５，１０，２０vol.％のナノサイズ（０．１０
μｍ）のＴａＮ粉末を、３０vol.％の窒化チタンウイス
カー（平均直径０．９μｍ）と残部のセラミック混合体
と湿式混合した。このセラミック混合体は９５．５w.t.
％のＡｌ2 Ｏ3，４．２w.t.％のＺｒＯ2 及び０．３w.
t.％のＭｇＯを混合したものである。この湿式混合物を
真空乾燥した後１６００℃でホットプレスして、理論密
度の＞９９％の密度になるデイスクを成形した。ホット
プレスしたデイスクから小テストバーを切り出した。こ
れは３点曲げ試験での横破壊強度（ＴＲＳ）を測定する
ためである。このテストバーは試験前に磨き処理を施こ
した。
μｍ）のＴａＮ粉末を、３０vol.％の窒化チタンウイス
カー（平均直径０．９μｍ）と残部のセラミック混合体
と湿式混合した。このセラミック混合体は９５．５w.t.
％のＡｌ2 Ｏ3，４．２w.t.％のＺｒＯ2 及び０．３w.
t.％のＭｇＯを混合したものである。この湿式混合物を
真空乾燥した後１６００℃でホットプレスして、理論密
度の＞９９％の密度になるデイスクを成形した。ホット
プレスしたデイスクから小テストバーを切り出した。こ
れは３点曲げ試験での横破壊強度（ＴＲＳ）を測定する
ためである。このテストバーは試験前に磨き処理を施こ
した。
【００３０】破壊靱性（ＫIC）は所謂押込試験法によっ
て測定した。この方法では、押込みはピラミッド形ダイ
ヤモンドチップにより実行する。破壊靱性は押し跡のコ
ーナから生じるクラックのサイズから算出される。
て測定した。この方法では、押込みはピラミッド形ダイ
ヤモンドチップにより実行する。破壊靱性は押し跡のコ
ーナから生じるクラックのサイズから算出される。
【００３１】強度と破壊靱性の値は、表２に示す通りで
あった。
あった。
【００３２】 表 ２ 組 成 TRS(MPa) KICMPam1/2 １．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー 770 6.1 ２．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー＋５vol.％ TaN粒子 1210 6.4 ３．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー＋10vol.％ TaN粒子 1155 6.1 ４．Al2 O3＋ 4.2w.t.％ ZrO2 ＋ 0.3w.t.％ MgO＋30vol.％ TiN ウイスカー＋20vol.％ TaN粒子 955 5.9
【００３３】表２から、ＴａＮの粒子添加がＴｉＮの場
合よりも強度向上に一層有効であり、しかし破壊靱性に
与える悪影響が極めて小さいことが明白である。
合よりも強度向上に一層有効であり、しかし破壊靱性に
与える悪影響が極めて小さいことが明白である。
【００３４】
【発明の効果】上記例から明らかなように、本発明によ
れば、従来の可能なレベルのタフネスを実質的に阻害せ
ずに強度を著しく向上させたセラミック切削工具材料が
得られる。
れば、従来の可能なレベルのタフネスを実質的に阻害せ
ずに強度を著しく向上させたセラミック切削工具材料が
得られる。
Claims (1)
- 【請求項１】 セラミック母材と、当母材に均等に分散
された５−５０vol.％の周期律表のＶＢ族及び／或いは
IVＢ族からの金属の炭化物及び／或いは窒化物及び／或
いはホウ化物或いはこれらの固溶体を基本成分とするウ
イスカーと、周期律表のＶＢ族及び／或いはIVＢ族から
の金属の炭化物及び／或いは窒化物及び／或いはホウ化
物或いはこれらの固溶体を基本成分とする１−２０vol.
％の＜５００nmのナノサイズを有する微粒子添加物とを
含んで成るセラミック切削工具材料において、 該ナノサイズ微粒子添加物が母材の粒界ではなくその内
部に支配時に配位していることを特徴とするセラミック
切削工具材料。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9300120-4 | 1993-01-15 | ||
| SE9300120A SE502053C2 (sv) | 1993-01-15 | 1993-01-15 | Whiskers- och partikel-förstärkt keramiskt skärverktygsmaterial |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06298573A true JPH06298573A (ja) | 1994-10-25 |
Family
ID=20388564
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6003171A Pending JPH06298573A (ja) | 1993-01-15 | 1994-01-17 | セラミック切削工具材料 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5420083A (ja) |
| EP (1) | EP0607111B1 (ja) |
| JP (1) | JPH06298573A (ja) |
| AT (1) | ATE166636T1 (ja) |
| DE (1) | DE69410490T2 (ja) |
| IL (1) | IL108324A (ja) |
| SE (1) | SE502053C2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| ZA9510267B (en) * | 1994-12-06 | 1996-06-12 | De Beers Ind Diamond | Abrasive body |
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| US5905000A (en) * | 1996-09-03 | 1999-05-18 | Nanomaterials Research Corporation | Nanostructured ion conducting solid electrolytes |
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| US6855426B2 (en) * | 2001-08-08 | 2005-02-15 | Nanoproducts Corporation | Methods for producing composite nanoparticles |
| US7708974B2 (en) * | 2002-12-10 | 2010-05-04 | Ppg Industries Ohio, Inc. | Tungsten comprising nanomaterials and related nanotechnology |
| US7262145B2 (en) * | 2004-04-23 | 2007-08-28 | Kennametal Inc. | Whisker-reinforced ceramic containing aluminum oxynitride and method of making the same |
| US20050239629A1 (en) * | 2004-04-23 | 2005-10-27 | Yeckley Russell L | Whisker-reinforced ceramic containing aluminum oxynitride and method of making the same |
| EP4000776A4 (en) * | 2019-07-18 | 2022-08-24 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | BORON NITRIDE CUBIC SINTERED PRESS AND CUTTING TOOL |
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|---|---|---|---|---|
| JPS53130208A (en) * | 1977-04-20 | 1978-11-14 | Nippon Tungsten | Production of material for cutting tool |
| SE417818B (sv) * | 1979-09-03 | 1981-04-13 | Sandvik Ab | Keramisk legering vesentligen omfattande aluminiumoxid samt nitrider och/eller karbonitrider av en eller flera metaller tillhorande grupperna iv b, v b och vi b i periodiska systemet samt en eller flera ... |
| US4507224A (en) * | 1982-12-03 | 1985-03-26 | Agency Of Industrial Science & Technology | Ceramics containing fibers of silicon carbide |
| US5250477A (en) * | 1986-08-04 | 1993-10-05 | Gte Valenite Corporation | Silicon nitride based composite with improved fracture toughness |
| SE8701172D0 (sv) * | 1987-03-20 | 1987-03-20 | Sandvik Ab | Whiskerforsterkt keramiskt skerverktyg |
| JPH0641388B2 (ja) * | 1988-06-06 | 1994-06-01 | 日本タングステン株式会社 | ウィスカー強化セラミック材料 |
| US5059564A (en) * | 1989-06-05 | 1991-10-22 | Kennametal Inc. | Alumina-titanium carbide-silicon carbide composition |
| SE465319B (sv) * | 1989-10-17 | 1991-08-26 | Sandvik Ab | A1203-baserat skaer foer spaanavskiljande bearbetning av staal |
| SE9202196D0 (sv) * | 1992-07-17 | 1992-07-17 | Sandvik Ab | Method of manufacturing whiskerreinforced ceramics |
-
1993
- 1993-01-15 SE SE9300120A patent/SE502053C2/sv not_active IP Right Cessation
-
1994
- 1994-01-12 US US08/180,337 patent/US5420083A/en not_active Expired - Fee Related
- 1994-01-12 IL IL10832494A patent/IL108324A/en not_active IP Right Cessation
- 1994-01-14 AT AT94850007T patent/ATE166636T1/de not_active IP Right Cessation
- 1994-01-14 EP EP94850007A patent/EP0607111B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-01-14 DE DE69410490T patent/DE69410490T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1994-01-17 JP JP6003171A patent/JPH06298573A/ja active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5420083A (en) | 1995-05-30 |
| SE502053C2 (sv) | 1995-07-31 |
| ATE166636T1 (de) | 1998-06-15 |
| SE9300120L (sv) | 1994-07-16 |
| SE9300120D0 (sv) | 1993-01-15 |
| EP0607111B1 (en) | 1998-05-27 |
| DE69410490D1 (de) | 1998-07-02 |
| DE69410490T2 (de) | 1998-09-24 |
| EP0607111A1 (en) | 1994-07-20 |
| IL108324A0 (en) | 1994-04-12 |
| IL108324A (en) | 1996-10-16 |
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