JPS60204665A - Ａｌ↓２Ｏ↓３−ΖｒＯ↓２系セラミツクスの水熱反応焼結製造方法 - Google Patents
Ａｌ↓２Ｏ↓３−ΖｒＯ↓２系セラミツクスの水熱反応焼結製造方法Info
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- JPS60204665A JPS60204665A JP59059159A JP5915984A JPS60204665A JP S60204665 A JPS60204665 A JP S60204665A JP 59059159 A JP59059159 A JP 59059159A JP 5915984 A JP5915984 A JP 5915984A JP S60204665 A JPS60204665 A JP S60204665A
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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】
〔技術分封〕
本発明はＡｔｚＯｓ ＺｒＯ２糸セラミックスの新規な
水熱反応焼結方法についてのものであυ、特にそれによ
って、Ａｔ２０．中Ｚｒ（ｈの体積分率と靭性値につい
て従来歳高値を大幅に更新した材料が得られる製造方法
に関するものである。
水熱反応焼結方法についてのものであυ、特にそれによ
って、Ａｔ２０．中Ｚｒ（ｈの体積分率と靭性値につい
て従来歳高値を大幅に更新した材料が得られる製造方法
に関するものである。
従来ＡＬｚＯｓ −Ｚｒ（ｈ系セラミックスの製造方法
としては、 ＡＬ２０ｐとＺｒ（ｈの混合が必要であっ
たからそのための微粉子化が行なわれた。而してその微
粉子化の手段として、従来はボールミルによる方粉末成
形し、炉を用いて焼結するなどの方法がとられていた。
としては、 ＡＬ２０ｐとＺｒ（ｈの混合が必要であっ
たからそのための微粉子化が行なわれた。而してその微
粉子化の手段として、従来はボールミルによる方粉末成
形し、炉を用いて焼結するなどの方法がとられていた。
しかしながら前者の前処理から製造する方法ではポール
やミルからの不純物も入るおそれがあシ、粒子が凝集す
るので前処理段階でも１〔μｍ〕以下にすることは難し
く、粒度分イ１デも不均一で広く、従ってこれ全焼結し
ても、せいせい５乃至１０ （μｍ〕から１０００ Ｃ
８ｍ９位と粒度範囲も広く比戟的粗い結晶粒子の集合体
となる程度に過き゛なかった。■してこの微粉子化の限
界が焼結物の靭性や曲げ強度、或はそれらに密接な関係
のあるＺｒＯ２の体積分率の限界となり、従来品の性態
向上を妨けてきた。
やミルからの不純物も入るおそれがあシ、粒子が凝集す
るので前処理段階でも１〔μｍ〕以下にすることは難し
く、粒度分イ１デも不均一で広く、従ってこれ全焼結し
ても、せいせい５乃至１０ （μｍ〕から１０００ Ｃ
８ｍ９位と粒度範囲も広く比戟的粗い結晶粒子の集合体
となる程度に過き゛なかった。■してこの微粉子化の限
界が焼結物の靭性や曲げ強度、或はそれらに密接な関係
のあるＺｒＯ２の体積分率の限界となり、従来品の性態
向上を妨けてきた。
また後者の溶解乾個法を前処理とする製法もプロセスが
複雑であシ、また分所に使用した塩も一部残留して純度
をＦけ、乾ン固工程では酸のガスが発生し谷器腿を後動
するなどの欠点を有する上に、Ａｉｌ処理段階で（４１
られる粉末も粒度、組峨共に不均一で、従ってこれを成
形焼結しても、前渚の方法によると同様焼結体を構成す
る結晶粒子も５乃至１０〔μｍ〕以上で不均一であるか
ら矢張り製品の品質も、向上しないという欠点があった
。具体例としては、以前にクラウゼン氏等により公表き
れた第１図に示す従来例の如く、ＺｒＯ２の体積分率（
ｖｏｔ％〕と靭性値（ＭＮ−ｍ ”２ ） との関係ノ
ように、各結晶粒子の大きざ毎に、中白の三角。
複雑であシ、また分所に使用した塩も一部残留して純度
をＦけ、乾ン固工程では酸のガスが発生し谷器腿を後動
するなどの欠点を有する上に、Ａｉｌ処理段階で（４１
られる粉末も粒度、組峨共に不均一で、従ってこれを成
形焼結しても、前渚の方法によると同様焼結体を構成す
る結晶粒子も５乃至１０〔μｍ〕以上で不均一であるか
ら矢張り製品の品質も、向上しないという欠点があった
。具体例としては、以前にクラウゼン氏等により公表き
れた第１図に示す従来例の如く、ＺｒＯ２の体積分率（
ｖｏｔ％〕と靭性値（ＭＮ−ｍ ”２ ） との関係ノ
ように、各結晶粒子の大きざ毎に、中白の三角。
丸、四角を火線でつないで衣わをれているが、Ｚｒ０ｚ
の体積分率はＺ ｒｏ ２の結晶粒子が小きい程大きく
なり靭性値も、それに伴い上昇していく。従来はＺｒＯ
２の体積分率で約２０ （％）、靭性値で９．５位が限
度であり、従来方法ではこれ以上の物性仙は得られなか
った。
の体積分率はＺ ｒｏ ２の結晶粒子が小きい程大きく
なり靭性値も、それに伴い上昇していく。従来はＺｒＯ
２の体積分率で約２０ （％）、靭性値で９．５位が限
度であり、従来方法ではこれ以上の物性仙は得られなか
った。
また図によると従来Ｚｒｏ２０体積分率が一定の線上で
は、ＺｒＯ２の粒径が小になる程曲げ強度が大となるイ
頃１司がある。
は、ＺｒＯ２の粒径が小になる程曲げ強度が大となるイ
頃１司がある。
本発明は上１己Ａ、ＬｚＯ３−ＺｒＯ２糸セラミックス
について、従来技術上の諸欠点を除去し、諸物性を格段
に改善するため、 Ａｔ２０３ＺｒＣ）＋系物質の超微
粒子を用い、待足条件下においてＡｔ２０３ Ｚｒ（ｈ
系セラミックスを製造する新規な方法を提供せんとする
ものである。
について、従来技術上の諸欠点を除去し、諸物性を格段
に改善するため、 Ａｔ２０３ＺｒＣ）＋系物質の超微
粒子を用い、待足条件下においてＡｔ２０３ Ｚｒ（ｈ
系セラミックスを製造する新規な方法を提供せんとする
ものである。
不発明に係るＡｔ２（ｈ Ｚｒ（ｈ系セラミックスの製
造方法は、尚圧下において行われる水熱反応焼結製造方
法であって、工程は１つであるが、反応は２段階となる
。即ちＡＬ −Ｚｒ系合金を水素ガスを通過させる金租
板で作ったカプセル内に必要蓋の書蒸留水と共に密封し
、２０乃主１０００メガパスカル即ち（ＭＰａ ）の圧
力下、７００乃至１４００ （℃）の温度において、先
ず上記金属類を酸化物即ちＡｔｚ０３ＺｒＯｚに変化さ
せ、次にこれらを焼結し一体化してＡｔｚＯｓ −Ｚｒ
Ｏ２糸セラミックスを製造することを特徴としている。
造方法は、尚圧下において行われる水熱反応焼結製造方
法であって、工程は１つであるが、反応は２段階となる
。即ちＡＬ −Ｚｒ系合金を水素ガスを通過させる金租
板で作ったカプセル内に必要蓋の書蒸留水と共に密封し
、２０乃主１０００メガパスカル即ち（ＭＰａ ）の圧
力下、７００乃至１４００ （℃）の温度において、先
ず上記金属類を酸化物即ちＡｔｚ０３ＺｒＯｚに変化さ
せ、次にこれらを焼結し一体化してＡｔｚＯｓ −Ｚｒ
Ｏ２糸セラミックスを製造することを特徴としている。
次にこの方法をや＼詳細に説明すると、先ずこの製造方
法で用いるＡＬ、Ｚｒ金属は、できれば予じめ微粉化す
ることが望ましいが、反応時間を若干長くとることにす
れば板状或は塊状のものを用いることもできる。次にこ
の密封高圧状態は前記カプセルを、オートクレーブのよ
うな高圧容器中に封入し等方に加圧することにより作り
出される。
法で用いるＡＬ、Ｚｒ金属は、できれば予じめ微粉化す
ることが望ましいが、反応時間を若干長くとることにす
れば板状或は塊状のものを用いることもできる。次にこ
の密封高圧状態は前記カプセルを、オートクレーブのよ
うな高圧容器中に封入し等方に加圧することにより作り
出される。
また水系ガスを通過させる金属板は白金、白金−パラジ
ウム合金、チタン合金、ステンレスなどを用いることが
できる。必要量の沓蒸溜水は、Ｚｒ ＋ ２Ｈ２０→
ＺｒＯ２＋ ２ Ｈ２↑ −・−・・・−−・（１）２
Ａｔ＋３月２０→Ａｔｚ０３＋ ３月２↑ ・・・・・
・・・・（２）なる反応に必要な相当菫のＨ２Ｏである
。
ウム合金、チタン合金、ステンレスなどを用いることが
できる。必要量の沓蒸溜水は、Ｚｒ ＋ ２Ｈ２０→
ＺｒＯ２＋ ２ Ｈ２↑ −・−・・・−−・（１）２
Ａｔ＋３月２０→Ａｔｚ０３＋ ３月２↑ ・・・・・
・・・・（２）なる反応に必要な相当菫のＨ２Ｏである
。
更にまたＡｔ２０３とＺｒ０ｚの比、換百すれば原料段
階ではＡ、ｔとＺｒの比は、ＡｔｖＯｓ ＋ＺｒＯ２の
容積に対するＺｒＯ２の体積分率で考えると作製された
Ａｔ２０３− ＺｒＣｈ糸セラミックス材料の種々な物
理的性状と関連があり従来例は０から２０Ｃ％）位まで
であるが、本発明では４０〔チ〕位まであり得る。
階ではＡ、ｔとＺｒの比は、ＡｔｖＯｓ ＋ＺｒＯ２の
容積に対するＺｒＯ２の体積分率で考えると作製された
Ａｔ２０３− ＺｒＣｈ糸セラミックス材料の種々な物
理的性状と関連があり従来例は０から２０Ｃ％）位まで
であるが、本発明では４０〔チ〕位まであり得る。
次に圧力の必要範囲は２０乃至１０００ （ＭＰａ ）
であるが、 ２０（ＭＰａ）に満たないと未反応物が残
り、１０００ （ＭＰａ ）を超えるものは設備上困難
で、不経済でもあるからである。
であるが、 ２０（ＭＰａ）に満たないと未反応物が残
り、１０００ （ＭＰａ ）を超えるものは設備上困難
で、不経済でもあるからである。
また反応温度の必要範囲は７００乃至１４００ （℃）
であるが、７００（℃）未満であると金属の酸化はでき
るが、焼結が不充分となる。また１４００℃ を超える
と粒子も犬となシ水熱状態を作り出す条件において上記
１０００ （ＭＰ ａ ）に相当しているので、同様に
設備上困難でかつ不経済でもある。
であるが、７００（℃）未満であると金属の酸化はでき
るが、焼結が不充分となる。また１４００℃ を超える
と粒子も犬となシ水熱状態を作り出す条件において上記
１０００ （ＭＰ ａ ）に相当しているので、同様に
設備上困難でかつ不経済でもある。
次に反応時間の範囲であるが、温度９反力が高ければ０
，１〔時間〕でもｏＪ能であるが、それ以下では反応が
不充分の場合があシ得るｅまた２０（ＭＰａ） ７００
Ｅ℃）位であると反応に約６時間を要するが、それ以上
長くなると粒子が犬きくなシ、本発明の目的を達し難く
なるからである。
，１〔時間〕でもｏＪ能であるが、それ以下では反応が
不充分の場合があシ得るｅまた２０（ＭＰａ） ７００
Ｅ℃）位であると反応に約６時間を要するが、それ以上
長くなると粒子が犬きくなシ、本発明の目的を達し難く
なるからである。
アークイメージ炉によシ調整した、２ａＩ組成のＺｒ
Ａｔ系球状合金（２５原子蓋（％ ） Ｚｒ −Ａ、Ｌ
。
Ａｔ系球状合金（２５原子蓋（％ ） Ｚｒ −Ａ、Ｌ
。
９原子奮（％ ） Ｚｒ−Ａｔ） ｋ粉砕し、白金カプ
セル内に所定賞の再蒸留水と共に密封して試料用カプセ
ルを調整した。この場合＝ｒ尾扉の再蒸留水とは前記式
（１１，（２＋を満足する原子量比による承前であるが
、これは通常の方法で容易にｉｆ１′尊し得るのでこ＼
では省略する。
セル内に所定賞の再蒸留水と共に密封して試料用カプセ
ルを調整した。この場合＝ｒ尾扉の再蒸留水とは前記式
（１１，（２＋を満足する原子量比による承前であるが
、これは通常の方法で容易にｉｆ１′尊し得るのでこ＼
では省略する。
この試料用カプセルを１００ （ＭＰａ ）の圧力下で
１１（１０°〜１４００（℃）の温匣で３〜６〔時間〕
、水熱処理し−Ｃ焼結を行なった。次にカプセルからと
り出した焼結体の相対密度をアルフキデス法により測定
した。史に生成相の固定は焼結体を微粉砕し粉末Ｘ線回
折法により行なったＣまだ破断面および研Ｐｅ面を定食
型電子顕微鏡により検査し、前記Ｘ線回折法と併用して
Ａｔ２０３＋ ＺｒＣｈに対するＺｒＯ＋の体積分率を
８１１１矩し１ζ。また靭性試験はマイク・ビッカース
法により５〔”ｍ） ×５（”） ×５（ｍａｎ）の供
試体を用いて行なった。
１１（１０°〜１４００（℃）の温匣で３〜６〔時間〕
、水熱処理し−Ｃ焼結を行なった。次にカプセルからと
り出した焼結体の相対密度をアルフキデス法により測定
した。史に生成相の固定は焼結体を微粉砕し粉末Ｘ線回
折法により行なったＣまだ破断面および研Ｐｅ面を定食
型電子顕微鏡により検査し、前記Ｘ線回折法と併用して
Ａｔ２０３＋ ＺｒＣｈに対するＺｒＯ＋の体積分率を
８１１１矩し１ζ。また靭性試験はマイク・ビッカース
法により５〔”ｍ） ×５（”） ×５（ｍａｎ）の供
試体を用いて行なった。
以上の実験結果をとシまとめると次の如くである。相対
密度は焼結温度が上ると正比例的に上る傾向がありその
関係は下記第１表の如くである。
密度は焼結温度が上ると正比例的に上る傾向がありその
関係は下記第１表の如くである。
第 １ 表
まだ靭性値についても同図右上部二重丸で表示したよう
に１１．０ （ｒ１４Ｎ−ｍ ”２ ）であった。Ｉ＃
ｊ ＺｒＯ２全体（単斜晶子正方晶）に対する正方晶Ｚ
ｒＯ２の容積含有率は１１００℃、３時間焼成の場合で
従来は５０ （Ｖｏｔ％〕以下であったのに対し、本発
明の場合は７０ ［Ｖａｔ％］と非常に尚くなった。
に１１．０ （ｒ１４Ｎ−ｍ ”２ ）であった。Ｉ＃
ｊ ＺｒＯ２全体（単斜晶子正方晶）に対する正方晶Ｚ
ｒＯ２の容積含有率は１１００℃、３時間焼成の場合で
従来は５０ （Ｖｏｔ％〕以下であったのに対し、本発
明の場合は７０ ［Ｖａｔ％］と非常に尚くなった。
また顕微説観察の結果は第２図（ａ−２）の如くである
。白い不埒な粒がジルコニヤＺｒ（ｈであシ、約１５（
−ｎ）の白線が１〔μｍ〕を表わしているが、従来技術
による同図（ａ −１）と比較すると、Ｚｒ０２１の粒
子の大きさは半分以下、即ち０．５〔μｍ〕以下と超微
粒化されており、かつＡｔｚＯ３２０粒子間に均一に面
も従来以上に量も多く分散され存在していることが％徴
である。史にまたＡｔ２０３＋Ｚ ｒＯ２に対するＺｒ
Ｏ２の体積分率は第１図の最右端に表示しだ如＜ ３６
％ と、従来値の最尚２０俤を大きく抜いており、本
発明に係る焼結物は他の点でも抜群の効果を有すること
が連想され得るのでるる。
。白い不埒な粒がジルコニヤＺｒ（ｈであシ、約１５（
−ｎ）の白線が１〔μｍ〕を表わしているが、従来技術
による同図（ａ −１）と比較すると、Ｚｒ０２１の粒
子の大きさは半分以下、即ち０．５〔μｍ〕以下と超微
粒化されており、かつＡｔｚＯ３２０粒子間に均一に面
も従来以上に量も多く分散され存在していることが％徴
である。史にまたＡｔ２０３＋Ｚ ｒＯ２に対するＺｒ
Ｏ２の体積分率は第１図の最右端に表示しだ如＜ ３６
％ と、従来値の最尚２０俤を大きく抜いており、本
発明に係る焼結物は他の点でも抜群の効果を有すること
が連想され得るのでるる。
更にこれらの実験結果に対し若干理論的考察を加えて見
ると、一般にはＺｒＯ２は加熱昇温に際しては約１１０
０℃に達すると低温相単斜晶から高温相正方晶にと相転
後が行なわれ、この際約４．６％の体積収縮を伴う。ま
た逆に冷却過程では、ジルコニヤ（ＺｒＯ２）単味なら
ば約１０００℃で単斜晶へ逆転移し体積膨張を起す。
ると、一般にはＺｒＯ２は加熱昇温に際しては約１１０
０℃に達すると低温相単斜晶から高温相正方晶にと相転
後が行なわれ、この際約４．６％の体積収縮を伴う。ま
た逆に冷却過程では、ジルコニヤ（ＺｒＯ２）単味なら
ば約１０００℃で単斜晶へ逆転移し体積膨張を起す。
しかしながらこの逆転移の温度はジルコニヤ粒子の受け
ている応力によって低下し、その低下の度合は、そのセ
ラミックス粒子径が小さい程大きくなる。即ち超微粒子
になると上記逆転移の温度は室温以下になってくる。そ
うすると応力によって正方晶は準安定的にマトリックス
内に保持はれることになる。而してその結果として靭性
が向上する。この機構理論については学者間で論争のあ
るところで未だに不明であるが、本発明者等は次のよう
に解析しこれを明らかにした。
ている応力によって低下し、その低下の度合は、そのセ
ラミックス粒子径が小さい程大きくなる。即ち超微粒子
になると上記逆転移の温度は室温以下になってくる。そ
うすると応力によって正方晶は準安定的にマトリックス
内に保持はれることになる。而してその結果として靭性
が向上する。この機構理論については学者間で論争のあ
るところで未だに不明であるが、本発明者等は次のよう
に解析しこれを明らかにした。
即ち従来作られた１μｍ以上の粒子の大きな粒子から成
る材料は０ｉＡ度低下によシ一部が単科晶化した粒子の
体積膨張による内部応力の合力が大きくなり、その結果
大きな粒子は亀裂を生じ易い部分が多くなる。そうする
とそれらの部分では内部応力が零になってしまうので益
々率斜晶化し易いことになり、かくして半分以上が単斜
晶化してしまう。従って従来作られた１〔μｍ〕以上の
粒子から成るＡｌ２Ｏ５ＺｒＯ２中のＺｒ（ｈは殆んど
が単斜晶系であった。
る材料は０ｉＡ度低下によシ一部が単科晶化した粒子の
体積膨張による内部応力の合力が大きくなり、その結果
大きな粒子は亀裂を生じ易い部分が多くなる。そうする
とそれらの部分では内部応力が零になってしまうので益
々率斜晶化し易いことになり、かくして半分以上が単斜
晶化してしまう。従って従来作られた１〔μｍ〕以上の
粒子から成るＡｌ２Ｏ５ＺｒＯ２中のＺｒ（ｈは殆んど
が単斜晶系であった。
これに対し本発明の場合は、先ず水熱合成の段階で２０
乃至３０ （、ｎ’ｍ ） という惨超微粒子を生じ、
そのため焼結の段階でも０．５〔μｍ）以下という、従
来にない超微粒子の集合体ができる。その結果これらの
超微粒子が温度低下に際し、一部が単科晶化したとして
も、その体積膨張による内部応力の合力は超微粒子なる
が故に小さく粒子を１１！裂させる程大きくならない。
乃至３０ （、ｎ’ｍ ） という惨超微粒子を生じ、
そのため焼結の段階でも０．５〔μｍ）以下という、従
来にない超微粒子の集合体ができる。その結果これらの
超微粒子が温度低下に際し、一部が単科晶化したとして
も、その体積膨張による内部応力の合力は超微粒子なる
が故に小さく粒子を１１！裂させる程大きくならない。
従ってそれらの超微粒子は形状を保つことによって内部
応力も保持され、その圧力によって粒子の膨張が抑制き
れ、その結果、ジルコニヤの正方晶は準安定状態となっ
て、そのま＼の結晶状態で保持されるのである。更にま
た、前記内部応力が保持されることにより、プレストレ
スト状態になっているから、外力が加えられた場合、そ
れによる部分的引張力の生じた処より、従来技術による
セラミックスであれば、破壊に到るのであるが、本発明
に係るＡｔ２０ｓ Ｚｒ０ｚ材料の場合には、前記プレ
ストレストの内部圧縮応力と前記外力による部分的引張
力による内部引張応力とがｒＪ消し合って、破壊に到ら
ず、その結果靭性や曲げ耐力が格段に増強されることに
なるのである。
応力も保持され、その圧力によって粒子の膨張が抑制き
れ、その結果、ジルコニヤの正方晶は準安定状態となっ
て、そのま＼の結晶状態で保持されるのである。更にま
た、前記内部応力が保持されることにより、プレストレ
スト状態になっているから、外力が加えられた場合、そ
れによる部分的引張力の生じた処より、従来技術による
セラミックスであれば、破壊に到るのであるが、本発明
に係るＡｔ２０ｓ Ｚｒ０ｚ材料の場合には、前記プレ
ストレストの内部圧縮応力と前記外力による部分的引張
力による内部引張応力とがｒＪ消し合って、破壊に到ら
ず、その結果靭性や曲げ耐力が格段に増強されることに
なるのである。
以上のＭｍ的解明並に、第１図の従来技術に係る焼成物
の曲は強度に係る部分（ロ）に示きれた如く、結晶粒子
の微細な程曲げ強度が犬である傾向から、結晶粒子の殆
んどが０．５〔μｍ〕以下である本発明焼成品は曲げ強
度についても、従来品を十分上まわることを期待するこ
とができる。
の曲は強度に係る部分（ロ）に示きれた如く、結晶粒子
の微細な程曲げ強度が犬である傾向から、結晶粒子の殆
んどが０．５〔μｍ〕以下である本発明焼成品は曲げ強
度についても、従来品を十分上まわることを期待するこ
とができる。
以上の実施例を含めた詳細な説明よシ、本発明の効果を
賛約すると次の通シである。
賛約すると次の通シである。
（１）本発明方法では、従来のＡ１２ｏｓ ＺｒＯｘ糸
焼成物の製法と異なシ、Ｚｒ −Ａｔ糸金金属を水熱合
成法による酸化工程を経ることによシ、先ず２０乃至３
０ （ｎｍ ）という、夫々の極超微粒岐化物が中間に
得られ、それらを焼結するという製造法によるため、焼
結物を構成する粒子もまた０、５〔μｍ〕という従来に
ない超微粒子よ構成ることによって、ＺｒＯ２の単斜晶
＋止方晶中の正方晶の含有率が、従卒の５０ （ＶｏＪ
ｌ ％ ）以下より、７０ （ＶｏＬ％〕に上昇する。
焼成物の製法と異なシ、Ｚｒ −Ａｔ糸金金属を水熱合
成法による酸化工程を経ることによシ、先ず２０乃至３
０ （ｎｍ ）という、夫々の極超微粒岐化物が中間に
得られ、それらを焼結するという製造法によるため、焼
結物を構成する粒子もまた０、５〔μｍ〕という従来に
ない超微粒子よ構成ることによって、ＺｒＯ２の単斜晶
＋止方晶中の正方晶の含有率が、従卒の５０ （ＶｏＪ
ｌ ％ ）以下より、７０ （ＶｏＬ％〕に上昇する。
（２） また上記説明の特殊な製造方法による結果ＡＬ
ｚＯｓ ＋ ＺｒＯ２中のＺｎＯ２の体積分率も従来の
２０（Ｖｏｗ％）よシ３６ （Ｖｏｔ％） へと飛躍的
に上昇し、その結果靭性値も従来最高値９．５ （ＭＮ
−ｍ−３／２ ） を上ｍａ、１１ （ＭＮ−ｍ−３／
２） に達しだ。
ｚＯｓ ＋ ＺｒＯ２中のＺｎＯ２の体積分率も従来の
２０（Ｖｏｗ％）よシ３６ （Ｖｏｔ％） へと飛躍的
に上昇し、その結果靭性値も従来最高値９．５ （ＭＮ
−ｍ−３／２ ） を上ｍａ、１１ （ＭＮ−ｍ−３／
２） に達しだ。
（３） 前＝ｒ２従来最商値を十分上廻る靭性値が得ら
れたことにより、従来のセラミックスの最大の欠点であ
る脆さを従来になく大幅に改良した強靭性セラミックス
を製造することが可能となった。
れたことにより、従来のセラミックスの最大の欠点であ
る脆さを従来になく大幅に改良した強靭性セラミックス
を製造することが可能となった。
（４） このようにして、本発明の製造方法によれば、
従来にない大きな靭性値を有するニューセラミツ、クス
が得られる結果、刃物、諸工具を始めとし、粉砕用ポー
ル、ダイス、軸受、ｒＡＩｔ熱性エンジン部材等に、こ
のニューセラミックスを利用すれば、これらの性能を大
幅に上げることが可能となシ、型梁ｒの技術進歩に多大
の貢献をすることが期待され得る。
従来にない大きな靭性値を有するニューセラミツ、クス
が得られる結果、刃物、諸工具を始めとし、粉砕用ポー
ル、ダイス、軸受、ｒＡＩｔ熱性エンジン部材等に、こ
のニューセラミックスを利用すれば、これらの性能を大
幅に上げることが可能となシ、型梁ｒの技術進歩に多大
の貢献をすることが期待され得る。
なお、本件時計出願内在は本件出願人等が、１９８４年
１月２５日窯業協会等の主催によシ京都市において一文
発表を行なった内在に係るものであシ、特許法第３０条
第１項の規定の適用を受ける。
１月２５日窯業協会等の主催によシ京都市において一文
発表を行なった内在に係るものであシ、特許法第３０条
第１項の規定の適用を受ける。
第１図はＡＬｚＯｓ ＺｒＯ２系セラミックスに関し、
従来技術製法によるものと本発明製造方法によるものの
性状の比較説明図であシ、同図（イ）はＺｒＯ２の体積
分率とＺｒ０ｚ の粒径と靭性値の関係を示す図、（ロ
）はＺｒ０ｚの体積分率とＺｒＣｈの粒径と曲げ強度（
但しこれは本発明は省略）の関係を示す図、第２図（ａ
−１）は従来技術製法によるＡｌｚｏｓ−ＺｒＯ２系
焼結物の電子顕微鏡写真、ａ−２は本発明製造方法によ
るＡｌｚＯｓ −Ｚｒ０ｚ系焼結物の電子顕微鏡写真、 １はＺｒ０ｚ、２はＡｔｚＯｓ。 Ｆａ ｉ図 １１［−−−−−−−−−−−−−−−庫７Ｉ０２．−
１山〔・← △ＱｘＣｈ−ＺｒＯｚ １′ラミ、ラスＪｌｉ）ｔｊｌ
！、＄ＸＩＩ！（に１ｃ）ｊ、（ｙ＊’Ｆ’ｒｔｐ ｌ
” ２１．ｒＩＸ”Ｔ ＜；ＪＪＯＺｒ０２ｆ’Ｊ、ｋ
’ ９カ］（１／＜ｍ ［糸’！ｉ： ？ｌｔ’ｔ 正 吉−，７，１只） ７
１４ ン・・ 昭＋、ｌｌ ｌ ＩＩ １１ ’ｔシｉ′ｌ’ ！’Ｉ−ｆ、／ｌ’ｌ、°１．（ＩＬ
。 ■ 十ｆｌ ５．））ノ、２小 昭和５９１１持む′１１相第５Ｏ１５９号２４ 発明の
名称 Ａ内［）、ｌ−ＺＹ’０２慴ナラミックスの’Ｆ−’：
’ｊ〜反応焼結製造力法：”＋、 方法ｉｌｉ−＋ｌ’
、ｇ・−２）−ン１、昌・ｌｌｆ’ｌど・２屯）に？、
７１冒（１ｉｉ Ａ宗 ハ゛ 重 行 ３１ 代、１甲 ｆ（〒 １０４ 東・仄片〉申出、ト１１月イｌ町 １ｔＢ２！ｌ’・：
（１ン：’ｌ １ｊ ｌ二 ２し昭和５９年６Ｙ］６日
（発送日昭和５９印６月２６Ｆ］）□補止の内ｆｆ （１，１ｊ：ＩトｖＩｌｌ ＄Ｆ ）第＞ ８ ’、ｎ
；′（１１２Ｔ−４（７） ｌ−１１ｊ゛了頒微Ｃλ
写Ａ Ｊ ｋ ［’ＩＫ、 −ｊ’ ５ｒ［ｉ 微ｔ４
ＩＣＪ、ル＄１′）ｒ−ｔｉ’； Ａ ”； −Ｋ
、１にＦｔＪ庄する。 （２） 明Ａ１１ｌ壱の第１８自第１３行Ｊり至第１４
１１の［１耳了−ｉ、ＩＱ微骨゛、１ニゲ！大−１を１
−１＾゛、アシＮＱ ｅＪＩｊ、 ｉｉλに」、る゛へ
ソｒ構卒写真１に７打止する。。 トス−１二
従来技術製法によるものと本発明製造方法によるものの
性状の比較説明図であシ、同図（イ）はＺｒＯ２の体積
分率とＺｒ０ｚ の粒径と靭性値の関係を示す図、（ロ
）はＺｒ０ｚの体積分率とＺｒＣｈの粒径と曲げ強度（
但しこれは本発明は省略）の関係を示す図、第２図（ａ
−１）は従来技術製法によるＡｌｚｏｓ−ＺｒＯ２系
焼結物の電子顕微鏡写真、ａ−２は本発明製造方法によ
るＡｌｚＯｓ −Ｚｒ０ｚ系焼結物の電子顕微鏡写真、 １はＺｒ０ｚ、２はＡｔｚＯｓ。 Ｆａ ｉ図 １１［−−−−−−−−−−−−−−−庫７Ｉ０２．−
１山〔・← △ＱｘＣｈ−ＺｒＯｚ １′ラミ、ラスＪｌｉ）ｔｊｌ
！、＄ＸＩＩ！（に１ｃ）ｊ、（ｙ＊’Ｆ’ｒｔｐ ｌ
” ２１．ｒＩＸ”Ｔ ＜；ＪＪＯＺｒ０２ｆ’Ｊ、ｋ
’ ９カ］（１／＜ｍ ［糸’！ｉ： ？ｌｔ’ｔ 正 吉−，７，１只） ７
１４ ン・・ 昭＋、ｌｌ ｌ ＩＩ １１ ’ｔシｉ′ｌ’ ！’Ｉ−ｆ、／ｌ’ｌ、°１．（ＩＬ
。 ■ 十ｆｌ ５．））ノ、２小 昭和５９１１持む′１１相第５Ｏ１５９号２４ 発明の
名称 Ａ内［）、ｌ−ＺＹ’０２慴ナラミックスの’Ｆ−’：
’ｊ〜反応焼結製造力法：”＋、 方法ｉｌｉ−＋ｌ’
、ｇ・−２）−ン１、昌・ｌｌｆ’ｌど・２屯）に？、
７１冒（１ｉｉ Ａ宗 ハ゛ 重 行 ３１ 代、１甲 ｆ（〒 １０４ 東・仄片〉申出、ト１１月イｌ町 １ｔＢ２！ｌ’・：
（１ン：’ｌ １ｊ ｌ二 ２し昭和５９年６Ｙ］６日
（発送日昭和５９印６月２６Ｆ］）□補止の内ｆｆ （１，１ｊ：ＩトｖＩｌｌ ＄Ｆ ）第＞ ８ ’、ｎ
；′（１１２Ｔ−４（７） ｌ−１１ｊ゛了頒微Ｃλ
写Ａ Ｊ ｋ ［’ＩＫ、 −ｊ’ ５ｒ［ｉ 微ｔ４
ＩＣＪ、ル＄１′）ｒ−ｔｉ’； Ａ ”； −Ｋ
、１にＦｔＪ庄する。 （２） 明Ａ１１ｌ壱の第１８自第１３行Ｊり至第１４
１１の［１耳了−ｉ、ＩＱ微骨゛、１ニゲ！大−１を１
−１＾゛、アシＮＱ ｅＪＩｊ、 ｉｉλに」、る゛へ
ソｒ構卒写真１に７打止する。。 トス−１二
Claims (1)
- ＡＬ −Ｚｒ系合金及び又はＡｔとＺｒの粉末の混合物
を、水素を通過させる金属板で作製したカプセル内に、
前記金員の酸化反応に必要な一級の再蒸留水と共に密封
し、２０乃至ｌ（川０ （Ａ４Ｐａ ）の圧力下で、７
００乃至１４００ （℃）の温度において０．１乃至６
時間水熱処理焼結を行なうことを特徴とするＡｔ２０ａ
Ｚｒ０ｚ糸セラミツクスの水熱反応焼結製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59059159A JPS60204665A (ja) | 1984-03-27 | 1984-03-27 | Ａｌ↓２Ｏ↓３−ΖｒＯ↓２系セラミツクスの水熱反応焼結製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59059159A JPS60204665A (ja) | 1984-03-27 | 1984-03-27 | Ａｌ↓２Ｏ↓３−ΖｒＯ↓２系セラミツクスの水熱反応焼結製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60204665A true JPS60204665A (ja) | 1985-10-16 |
Family
ID=13105304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59059159A Pending JPS60204665A (ja) | 1984-03-27 | 1984-03-27 | Ａｌ↓２Ｏ↓３−ΖｒＯ↓２系セラミツクスの水熱反応焼結製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60204665A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01145368A (ja) * | 1987-12-02 | 1989-06-07 | Riken Corp | セラミックス線引ダイス |
| JPH0528599U (ja) * | 1991-03-13 | 1993-04-16 | 日本オートマチツクマシン株式会社 | プレス装置 |
| WO1994001378A1 (en) * | 1992-07-01 | 1994-01-20 | Aktsionernoe Obschestvo Zakrytogo Tipa 'superkeramika' | Method for obtaining corundum ceramics |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5827222A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-17 | インタ−ナショナル ビジネス マシ−ンズ コ−ポレ−ション | ステ−タス情報転送方法 |
-
1984
- 1984-03-27 JP JP59059159A patent/JPS60204665A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5827222A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-17 | インタ−ナショナル ビジネス マシ−ンズ コ−ポレ−ション | ステ−タス情報転送方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01145368A (ja) * | 1987-12-02 | 1989-06-07 | Riken Corp | セラミックス線引ダイス |
| JPH0528599U (ja) * | 1991-03-13 | 1993-04-16 | 日本オートマチツクマシン株式会社 | プレス装置 |
| WO1994001378A1 (en) * | 1992-07-01 | 1994-01-20 | Aktsionernoe Obschestvo Zakrytogo Tipa 'superkeramika' | Method for obtaining corundum ceramics |
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