JPH01164759A - アルミナ質焼結体及びその製造方法 - Google Patents
アルミナ質焼結体及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH01164759A JPH01164759A JP62324749A JP32474987A JPH01164759A JP H01164759 A JPH01164759 A JP H01164759A JP 62324749 A JP62324749 A JP 62324749A JP 32474987 A JP32474987 A JP 32474987A JP H01164759 A JPH01164759 A JP H01164759A
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- JP
- Japan
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- particles
- sintered body
- powder
- stress
- al2o3
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明はアルミナを主成分としてジルコニアを含有する
焼結体とその製造方法に関し、特に切削工具、高温用材
料一般産業機械用材料或いは生体材料として有用な焼結
体の改良に関する。
焼結体とその製造方法に関し、特に切削工具、高温用材
料一般産業機械用材料或いは生体材料として有用な焼結
体の改良に関する。
セラミ・７りから成る工具は、高度、耐摩耗性、耐熱性
に優れる等の長所を有する反面、チッピングや欠損を生
し易いという問題を有し、その用途も仕上げ加工等に限
られていた。
に優れる等の長所を有する反面、チッピングや欠損を生
し易いという問題を有し、その用途も仕上げ加工等に限
られていた。
しかし、近年高強度セラミックスの出現により、中〜重
切削を行う事が増えつつある。このような高強度セラミ
ックスとしては、窒化珪素やジルコニアが代表的である
が、窒化珪素は耐摩耗性が悪く、ジルコニアは２００〜
３００℃で急激な強度低下を示し、熱的に不安定である
ことからいずれも切削加工の一部の分野にしか用いられ
ない。
切削を行う事が増えつつある。このような高強度セラミ
ックスとしては、窒化珪素やジルコニアが代表的である
が、窒化珪素は耐摩耗性が悪く、ジルコニアは２００〜
３００℃で急激な強度低下を示し、熱的に不安定である
ことからいずれも切削加工の一部の分野にしか用いられ
ない。
一方、アルミナ（＾１２０３）は金属との反応性が低く
耐摩耗性に優れることから、切削工具として有用な材料
として注目されているが破壊靭性（Ｋ ＋ ｃ）が低い
という問題があった。
耐摩耗性に優れることから、切削工具として有用な材料
として注目されているが破壊靭性（Ｋ ＋ ｃ）が低い
という問題があった。
そこで、八１゜０３中にＺｒＯ２を分散含有させること
により、Ａｌ２Ｏ３の破壊靭性を改善する事が行われて
いる。この破壊靭性の改善法については従来より２つの
タイプが提案されている。１つは、Ａｈａ３質焼結体中
に単斜晶ＺｒＯ□を分散させたもので、ＺｒＯ□の相転
移によりマイクロクランクを発生させるものである。他
の１つはＡｌ２Ｏ，質焼結体中に正方晶ＺｒＯ２を分散
させることによりクラック先端のエネルギーをＺｒＯ□
の相転移で吸収させるものである。
により、Ａｌ２Ｏ３の破壊靭性を改善する事が行われて
いる。この破壊靭性の改善法については従来より２つの
タイプが提案されている。１つは、Ａｈａ３質焼結体中
に単斜晶ＺｒＯ□を分散させたもので、ＺｒＯ□の相転
移によりマイクロクランクを発生させるものである。他
の１つはＡｌ２Ｏ，質焼結体中に正方晶ＺｒＯ２を分散
させることによりクラック先端のエネルギーをＺｒＯ□
の相転移で吸収させるものである。
上記のＡｈ０３−ＺｒＯｚ系焼結体によれば、焼結体の
破壊靭性や抗折強度がＺｒＯ□の粒子径と深い関連があ
ることか知られている。即ち、分散されるＺｒＯ□の粒
径が１μｍ以下では前述の靭性改善効果が弱まる傾向に
ある。これはＡｌ２Ｏ３粒子によりＺｒＯ□粒子の体積
膨張が阻止され、正方晶から単斜晶への相転移が起こり
難くなるためである。一方、抗折強度の観点からはＺｒ
Ｏ２は微粒で存在することが望まれ、２〜３μｍの大き
なＺｒＯ□粒子が存在すると、これが破壊源となるため
である。
破壊靭性や抗折強度がＺｒＯ□の粒子径と深い関連があ
ることか知られている。即ち、分散されるＺｒＯ□の粒
径が１μｍ以下では前述の靭性改善効果が弱まる傾向に
ある。これはＡｌ２Ｏ３粒子によりＺｒＯ□粒子の体積
膨張が阻止され、正方晶から単斜晶への相転移が起こり
難くなるためである。一方、抗折強度の観点からはＺｒ
Ｏ２は微粒で存在することが望まれ、２〜３μｍの大き
なＺｒＯ□粒子が存在すると、これが破壊源となるため
である。
このように従来のへ１□０３−ＺｒＯ２系焼結体では、
破壊靭性と抗折強度が相反する関係にあることから、破
壊靭性、抗折強度共に優れた焼結体を得ることができな
いという欠点を有していた。
破壊靭性と抗折強度が相反する関係にあることから、破
壊靭性、抗折強度共に優れた焼結体を得ることができな
いという欠点を有していた。
本発明は上述のへ１□０．−Ｚｒ０２系焼結体の欠点を
解消し、破壊靭性、抗折強度の双方に優れたアルミナ質
焼結体及びその製造方法を提供することを目的とする。
解消し、破壊靭性、抗折強度の双方に優れたアルミナ質
焼結体及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者は上記問題点に対し、研究を重ねた結果、へ１
□０３粒子とＺｒＯ２粒子とからなる多結晶組織中にお
いて、各粒子間に応力をもたせることによってＡｌ２Ｏ
，粒子やＺｒＯ□粒子が微粒で存在していても抗折強度
、破壊靭性を顕著に向上させることができることを知見
した。
□０３粒子とＺｒＯ２粒子とからなる多結晶組織中にお
いて、各粒子間に応力をもたせることによってＡｌ２Ｏ
，粒子やＺｒＯ□粒子が微粒で存在していても抗折強度
、破壊靭性を顕著に向上させることができることを知見
した。
即ち、本発明のアルミナ質焼結体は平均粒径０．５μｍ
以下のジルコニア粒子が１乃至３０重量％と、残部が実
質的に平均粒径１．３μｍ以下のアルミナ粒子から成る
アルミナ質焼結体の多結晶組織中に粒子間相互応力が存
在することを特徴とするものである。
以下のジルコニア粒子が１乃至３０重量％と、残部が実
質的に平均粒径１．３μｍ以下のアルミナ粒子から成る
アルミナ質焼結体の多結晶組織中に粒子間相互応力が存
在することを特徴とするものである。
さらに、本発明のアルミナ質焼結体の製造方法は（ａ）
少なくともＢＥＴ比表面積５ｍ２／ｇ以上のアルミナ粉
末を乾式粉砕して活性化処理する工程と、（ｂ） （ａ
）工程後のアルミナ粉末にＩ乃至３０重量％の割合で１
３ＥＴ比表面積５ｍ２／ｇ以上のジルコニア粉末を加え
混合する工程と、（ｃ）前記混合粉末を成形する工程と
、（ｄ）前記成形体を１３００〜１５００℃の温度で焼
成する工程と、（ｅ）焼成後３乃至１００℃／ｍｉｎの
冷却速度で冷却する工程とを具備することを特徴とする
ものである。
少なくともＢＥＴ比表面積５ｍ２／ｇ以上のアルミナ粉
末を乾式粉砕して活性化処理する工程と、（ｂ） （ａ
）工程後のアルミナ粉末にＩ乃至３０重量％の割合で１
３ＥＴ比表面積５ｍ２／ｇ以上のジルコニア粉末を加え
混合する工程と、（ｃ）前記混合粉末を成形する工程と
、（ｄ）前記成形体を１３００〜１５００℃の温度で焼
成する工程と、（ｅ）焼成後３乃至１００℃／ｍｉｎの
冷却速度で冷却する工程とを具備することを特徴とする
ものである。
以下、本発明を更に詳述する。
本発明のアルミナ質焼結体における特徴は１つにはＺｒ
Ｏ２を平均粒径０．５μｍ以下で１乃至３０重量％、特
に１５乃至２０重量％の割合で、平均粒径１．３μｍ以
下のＡｌ２Ｏ３中に分散させる点にあり、平均粒子径が
各数４ｔｉ範囲より大きいと抗折強度が低下し、ＺｒＯ
２の量が１重量％を下回ると靭性の改善効果が少なく、
３０重量％を超えると焼結体中のＺｒＯ□結晶相のうち
単斜晶（ｍ−ＺｒＯ□）の量が多くなり、エネルギー吸
収に関与するＺｒＯ□が実質的に減少し、破壊靭性が低
下する。更に、大きな特徴は上記の構成から成る多結晶
組織中において粒子間に相互応力が存在している点にあ
る。この粒子間の相互応力は組織中のＺｒＯ２粒子を正
方晶Ｚｒ０ｚ或いは立方晶ＺｒＯ２として存在させるた
めに大きく寄与するもので、へ１□０３粒子がＺｒＯ□
粒子を締め付け、ＺｒＯ□の転移を阻止することにより
、正方晶ＺｒＯ□或いは立方晶ＺｒＯ□として焼結体中
に安定に存在させることができる。
Ｏ２を平均粒径０．５μｍ以下で１乃至３０重量％、特
に１５乃至２０重量％の割合で、平均粒径１．３μｍ以
下のＡｌ２Ｏ３中に分散させる点にあり、平均粒子径が
各数４ｔｉ範囲より大きいと抗折強度が低下し、ＺｒＯ
２の量が１重量％を下回ると靭性の改善効果が少なく、
３０重量％を超えると焼結体中のＺｒＯ□結晶相のうち
単斜晶（ｍ−ＺｒＯ□）の量が多くなり、エネルギー吸
収に関与するＺｒＯ□が実質的に減少し、破壊靭性が低
下する。更に、大きな特徴は上記の構成から成る多結晶
組織中において粒子間に相互応力が存在している点にあ
る。この粒子間の相互応力は組織中のＺｒＯ２粒子を正
方晶Ｚｒ０ｚ或いは立方晶ＺｒＯ２として存在させるた
めに大きく寄与するもので、へ１□０３粒子がＺｒＯ□
粒子を締め付け、ＺｒＯ□の転移を阻止することにより
、正方晶ＺｒＯ□或いは立方晶ＺｒＯ□として焼結体中
に安定に存在させることができる。
また、このような相互応力は破壊が進む過程で−〇−
クランクの枝分かれを促進し、破壊エネルギーを分散す
る効果を生む。よって、この相互応力が小さければこの
効果は少なく、相互応力が過大であると相互応力によっ
て内部破壊が起こり、焼結体の強度が低下する。従って
、適度な相互応力を有する事が必要である。この相互応
力の強弱は、焼結体に対し、１２００〜１６００℃の熱
処理を施すことによって明らかとなる。即ち、１２００
〜１６００℃の熱処理によりアルミナ粒子が軟化すると
ＺｒＯ□が転移と同時にと共に堆積膨張を生し、これに
よりＡｌ２Ｏ３粒子に変形が生じる。特に、ポリッシン
グした焼結体の表面のΔ１□０３粒子にその変形が明確
に観察でき、例えば第１図の顕微鏡写真に示すように波
状模様が発生する。このＡｈ０３粒子の変形は焼結体中
のＡ１□０３粒子の一部或いは全部に見られる。
る効果を生む。よって、この相互応力が小さければこの
効果は少なく、相互応力が過大であると相互応力によっ
て内部破壊が起こり、焼結体の強度が低下する。従って
、適度な相互応力を有する事が必要である。この相互応
力の強弱は、焼結体に対し、１２００〜１６００℃の熱
処理を施すことによって明らかとなる。即ち、１２００
〜１６００℃の熱処理によりアルミナ粒子が軟化すると
ＺｒＯ□が転移と同時にと共に堆積膨張を生し、これに
よりＡｌ２Ｏ３粒子に変形が生じる。特に、ポリッシン
グした焼結体の表面のΔ１□０３粒子にその変形が明確
に観察でき、例えば第１図の顕微鏡写真に示すように波
状模様が発生する。このＡｈ０３粒子の変形は焼結体中
のＡ１□０３粒子の一部或いは全部に見られる。
相互応力が過少であるとこの変形は表われず、過大であ
ると変形前にアルミナ粒子が破壊され、変形は観察でき
ない。
ると変形前にアルミナ粒子が破壊され、変形は観察でき
ない。
このようにＡｌ２Ｏ：１粒子とＺｒｏｚ粒子等、粒子間
に相互応力が存在することによって外部からの破壊に対
する抵抗が増大し、結果として抗折強度、破壊靭性を顕
著に向上させることができる。
に相互応力が存在することによって外部からの破壊に対
する抵抗が増大し、結果として抗折強度、破壊靭性を顕
著に向上させることができる。
このようなアルミナ質焼結体の製造に際しては、およそ
ＢＥＴ比表面積５ｍ２／ｇ以上の八］□Ｏｉ＋Ｚｒ０ｚ
の各微粉末をＺｒＯ□ １乃至３０重量％の割合で混合
する（ｂ工程）前に、まず、混合するＡｈＣｈ粉末に対
して乾式粉砕（ａ工程）を行う。乾式粉砕は振動ミル、
アトリソジョンミル等の手段によって、３０分以上行う
ことにより、ＡｌｚＯ３粉末に外的応力を加え、これに
よりＡｈＯｚ粉末に内部応力を付与する。このａ工程に
て得られたＡ１□０３粉末を用いて前述したｂ工程にて
ＺｒＯ□と混合する。この時の混合は例えばボールミル
等により湿式混合すれば良い。
ＢＥＴ比表面積５ｍ２／ｇ以上の八］□Ｏｉ＋Ｚｒ０ｚ
の各微粉末をＺｒＯ□ １乃至３０重量％の割合で混合
する（ｂ工程）前に、まず、混合するＡｈＣｈ粉末に対
して乾式粉砕（ａ工程）を行う。乾式粉砕は振動ミル、
アトリソジョンミル等の手段によって、３０分以上行う
ことにより、ＡｌｚＯ３粉末に外的応力を加え、これに
よりＡｈＯｚ粉末に内部応力を付与する。このａ工程に
て得られたＡ１□０３粉末を用いて前述したｂ工程にて
ＺｒＯ□と混合する。この時の混合は例えばボールミル
等により湿式混合すれば良い。
次に、ｂ工程で得た混合粉末を通常の成形手段で成形Ｃ
後、焼成する。焼成は、Ａｌ２Ｏ：ｌ粉末のａ工程での
処理により焼成温度が低く設定できることから１３００
〜１５００℃の温度で焼成する（ｄ工程）。
後、焼成する。焼成は、Ａｌ２Ｏ：ｌ粉末のａ工程での
処理により焼成温度が低く設定できることから１３００
〜１５００℃の温度で焼成する（ｄ工程）。
焼成方法としては大気中での常圧焼成、ホントプレス焼
成、熱間静水圧焼成等を採用できるが、高密度の焼結体
を得るため、まず１４００〜１５００℃で常圧焼成した
後、さらに１３００〜１５００℃で熱間静水圧焼成すれ
ば良い。
成、熱間静水圧焼成等を採用できるが、高密度の焼結体
を得るため、まず１４００〜１５００℃で常圧焼成した
後、さらに１３００〜１５００℃で熱間静水圧焼成すれ
ば良い。
そして、焼成終了後、３乃至１００℃／ｍｉｎの速度で
冷却する（ｅ工程）。なお、この冷却速度は８００℃ま
で行うことが望ましい。
冷却する（ｅ工程）。なお、この冷却速度は８００℃ま
で行うことが望ましい。
この冷却速度は多結晶組織中に相互応力を封し込めるた
めに重要であり、３℃／ｍｉｎより遅いと、相互応力が
弱くなり、１００℃／ｍｉｎより速いと相互応力が過大
となり、焼結体に割れが生じ易くなる。
めに重要であり、３℃／ｍｉｎより遅いと、相互応力が
弱くなり、１００℃／ｍｉｎより速いと相互応力が過大
となり、焼結体に割れが生じ易くなる。
このようにして得られる本発明の＾１．Ｌ０．質焼結体
中のＺｒ０ｚは、正方晶Ｚｒ０ｚ （ｔ−ＺｒＯ□）、
立方晶ＺｒＯ□（ｃ−Ｚｒ０２）或いはｔ−Ｚｒ０ｚと
ｃ−ＺｒＯｚの中間的結晶疑立方晶ＺｒＯ□（ｃ’−Ｚ
ｒＯ７）を主体とするもので単斜晶Ｚｒ０２は全ＺｒＯ
□の５０％以下、特に３０％以下であることが好ましく
、５０χを超えると破壊靭性が著しく低下する傾向にあ
る。
中のＺｒ０ｚは、正方晶Ｚｒ０ｚ （ｔ−ＺｒＯ□）、
立方晶ＺｒＯ□（ｃ−Ｚｒ０２）或いはｔ−Ｚｒ０ｚと
ｃ−ＺｒＯｚの中間的結晶疑立方晶ＺｒＯ□（ｃ’−Ｚ
ｒＯ７）を主体とするもので単斜晶Ｚｒ０２は全ＺｒＯ
□の５０％以下、特に３０％以下であることが好ましく
、５０χを超えると破壊靭性が著しく低下する傾向にあ
る。
以下、本発明を次の例で説明する。
ＢＥＴ比表面積が共に８ｍ２／ｇ以上のへ１□０３粉末
をアトリションミルで３０分分間式粉砕した後、ＢＥＴ
＝９ ＝ 比表面積が６ｍ２／ｇ以上のＺｒ０ｚ粉末を第１表の割
合でそれぞれ秤量し、Ａｌ２Ｏ３製ボールを用いてボー
ルミルにて湿式混合を行った。その後、７χのノ＼イン
グーを添加し、この原料を２ｔ／Ｃｍ２の圧力で所定の
形状に成形し、脱バインダー処理を行った後、第１表に
示す温度で６時間予備焼成を行った。その後、第１表に
示す温度で１時間１９９０Ｋｇ／ｃｍ２、静置囲気にて
熱間静水圧焼成を行い８００℃まで冷却速度１〜１５０
℃／ｍｉｎで冷却した。試料はいずれも９９％以上の高
密度体であった。
をアトリションミルで３０分分間式粉砕した後、ＢＥＴ
＝９ ＝ 比表面積が６ｍ２／ｇ以上のＺｒ０ｚ粉末を第１表の割
合でそれぞれ秤量し、Ａｌ２Ｏ３製ボールを用いてボー
ルミルにて湿式混合を行った。その後、７χのノ＼イン
グーを添加し、この原料を２ｔ／Ｃｍ２の圧力で所定の
形状に成形し、脱バインダー処理を行った後、第１表に
示す温度で６時間予備焼成を行った。その後、第１表に
示す温度で１時間１９９０Ｋｇ／ｃｍ２、静置囲気にて
熱間静水圧焼成を行い８００℃まで冷却速度１〜１５０
℃／ｍｉｎで冷却した。試料はいずれも９９％以上の高
密度体であった。
得られた試料を３ ｘ４ Ｘ４５ｍｍに研摩して抗折試
験及び靭性試験用試料とした。また別にφ１５ｍ「、厚
さ５ｍｍのタブレットを作製し、′ａ織観察用の試料と
した。
験及び靭性試験用試料とした。また別にφ１５ｍ「、厚
さ５ｍｍのタブレットを作製し、′ａ織観察用の試料と
した。
組織観察用試料は、研摩の後、１μｍのダイヤモンドペ
ーストででポリッシングをし、１４５０℃で５分（昇温
速度２ｈｒ ）で熱処理し、ＳＥＭ観察し、変形の有無
を観察した。
ーストででポリッシングをし、１４５０℃で５分（昇温
速度２ｈｒ ）で熱処理し、ＳＥＭ観察し、変形の有無
を観察した。
抗折強度はＪＩＳ Ｒ１６０１の４点曲げ試験法により
測定した。また破壊靭性は、ヒ・ノカース硬度用ダー１
〇− イヤモンド圧子で２０Ｋｇの荷重を加えて生じた圧痕及
びクラック寸法から新涼の式を使用して求めた。
測定した。また破壊靭性は、ヒ・ノカース硬度用ダー１
〇− イヤモンド圧子で２０Ｋｇの荷重を加えて生じた圧痕及
びクラック寸法から新涼の式を使用して求めた。
第１表の結果によれば、ＺｒＯ□を全く添加しないＮｏ
、１は抗折強度、破壊靭性共に低い値を示すものである
。またＺｒＯ□の量が３０重量％を超えたＮｏ、６の試
料では焼成温度を１５００℃を超える温度に設定する必
要があり、得られた焼結体の特性も低く、粒子間の相互
応力も認められない。ＺｒＯ２の量が１乃至３０重量％
であっても焼結温度が１５００℃を超えた陽７，８でも
特性は悪く、相互応力も認められない。
、１は抗折強度、破壊靭性共に低い値を示すものである
。またＺｒＯ□の量が３０重量％を超えたＮｏ、６の試
料では焼成温度を１５００℃を超える温度に設定する必
要があり、得られた焼結体の特性も低く、粒子間の相互
応力も認められない。ＺｒＯ２の量が１乃至３０重量％
であっても焼結温度が１５００℃を超えた陽７，８でも
特性は悪く、相互応力も認められない。
逆に１３００℃を下回わるＮｏ、 １１では強度が極端
に低く、実用に而Ｊえない。
に低く、実用に而Ｊえない。
また、焼成時の冷却速度が３〜ｂ
はずれた（ Ｎｏ、１３．１４ ）の試料でも相互応力
は認められず、冷却速度が速いＮｏ、１４では破壊が生
じた。
は認められず、冷却速度が速いＮｏ、１４では破壊が生
じた。
更にＡ１□０３粉末に対して乾式粉砕せずに、ＺｒＯ２
と単純に湿式混合を行ったＮｏ、 １５の試料では、抗
折強度、靭性が共に低く、特性としては不十分であり、
相互応力も認められなかった。
と単純に湿式混合を行ったＮｏ、 １５の試料では、抗
折強度、靭性が共に低く、特性としては不十分であり、
相互応力も認められなかった。
一方、本発明に基づく試料Ｎｏ、２〜５．９，１０．１
２はいずれも高い抗折強度、破壊靭性を有するもので、
相互応力が大きい。即ち、熱処理後の変形が多い程、特
性が向上する傾向にあり、いずれも抗折強度８５Ｋｇ／
ｍｍ２以上、破壊靭性４．５ＭＮ／ｍ””以上が達成さ
れた。
２はいずれも高い抗折強度、破壊靭性を有するもので、
相互応力が大きい。即ち、熱処理後の変形が多い程、特
性が向上する傾向にあり、いずれも抗折強度８５Ｋｇ／
ｍｍ２以上、破壊靭性４．５ＭＮ／ｍ””以上が達成さ
れた。
なお、第１表の試料のうち階４の試料について１０００
℃での高温抗折強度を測定したところ６５Ｋｇ／ｍｍ２
と優れた値を示し、窒化珪素質焼結体とほぼ同等の高温
特性を有するものであった。
℃での高温抗折強度を測定したところ６５Ｋｇ／ｍｍ２
と優れた値を示し、窒化珪素質焼結体とほぼ同等の高温
特性を有するものであった。
また、Ｎｏ、４の試料を１２０℃の水中に投入して１０
０時間放置した所、部分安定化ＺｒＯ２では大幅な強度
低下を示したのに対し、この材料は影響を受けず、耐水
性にも優れることがわかった。
０時間放置した所、部分安定化ＺｒＯ２では大幅な強度
低下を示したのに対し、この材料は影響を受けず、耐水
性にも優れることがわかった。
以上、詳述した通り本発明のアルミナ質焼結体は、微細
なＡｈ（ｈ−ＺｒＯ□系の多結晶組織の結晶粒子間に相
互応力を存在させることにより、ＡｈＯ，−ＺｒＯ□系
における抗折強度、及び破壊靭性をともに向上させるこ
とができ、しかも、高温特性、耐水性をも改善できるも
のである。
なＡｈ（ｈ−ＺｒＯ□系の多結晶組織の結晶粒子間に相
互応力を存在させることにより、ＡｈＯ，−ＺｒＯ□系
における抗折強度、及び破壊靭性をともに向上させるこ
とができ、しかも、高温特性、耐水性をも改善できるも
のである。
それにより、切削工具として利用した場合、工具のチッ
ピング等を防止し、長寿命化を達成できるとともにその
他の産業機械構造用材料や生体用材料として用途を拡大
することができる。
ピング等を防止し、長寿命化を達成できるとともにその
他の産業機械構造用材料や生体用材料として用途を拡大
することができる。
第１図は本発明のアルミナ質焼結体（実施例のＮｏ４）
の熱処理後の焼結体表面の結晶組織を示す電子顕微鏡写
真である。
の熱処理後の焼結体表面の結晶組織を示す電子顕微鏡写
真である。
Claims (3)
- （１）平均粒径０．５μｍ以下のジルコニア粒子が１乃
至３０重量％と、残部が実質的に平均粒径１．３μｍ以
下のアルミナ粒子から成る高密度の多結晶組織中に粒子
間相互応力が存在することを特徴とするアルミナ質焼結
体。 - （２）粒子間相互応力の大きさが１２００〜１６００℃
の熱処理によりアルミナ粒子の一部或いは全部に変形を
もたらすレベルである特許請求の範囲第１項記載のアル
ミナ質焼結体。 - （３）（ａ）少なくともＢＥＴ比表面積５ｍ＾２／ｇ以
上のアルミナ粉末を乾式粉砕して活性化処理する工 程と、 （ｂ）（ａ）工程後のアルミナ粉末に１乃至３０重量％
の割合でＢＥＴ比表面積５ｍ＾２／ｇ以上のジルコニア
粉末を加え混合する工程と、 （ｃ）前記混合粉末を成形する工程と、 （ｄ）前記成形体を１３００〜１５００℃の温度で焼成
する工程と、 （ｅ）焼成後、３乃至１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷
却する工程と を具備することを特徴とするアルミナ質焼結体の製造方
法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62324749A JPH01164759A (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | アルミナ質焼結体及びその製造方法 |
| US07/286,888 US5082809A (en) | 1987-12-21 | 1988-12-20 | High-strength alumina sintered body and process for preparation thereof |
| EP88121406A EP0321955B1 (en) | 1987-12-21 | 1988-12-21 | High-strength alumina sintered body and process for preparation thereof |
| DE3853349T DE3853349T2 (de) | 1987-12-21 | 1988-12-21 | Gesinterter Aluminiumoxidkörper von hoher Festigkeit und Verfahren zu seiner Herstellung. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62324749A JPH01164759A (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | アルミナ質焼結体及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01164759A true JPH01164759A (ja) | 1989-06-28 |
Family
ID=18169252
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62324749A Pending JPH01164759A (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | アルミナ質焼結体及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01164759A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62128962A (ja) * | 1985-11-26 | 1987-06-11 | 京セラ株式会社 | アルミナ質焼結体の製造方法 |
-
1987
- 1987-12-21 JP JP62324749A patent/JPH01164759A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62128962A (ja) * | 1985-11-26 | 1987-06-11 | 京セラ株式会社 | アルミナ質焼結体の製造方法 |
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