JPH0243809B2 - - Google Patents
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- JPH0243809B2 JPH0243809B2 JP59100896A JP10089684A JPH0243809B2 JP H0243809 B2 JPH0243809 B2 JP H0243809B2 JP 59100896 A JP59100896 A JP 59100896A JP 10089684 A JP10089684 A JP 10089684A JP H0243809 B2 JPH0243809 B2 JP H0243809B2
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- ceramic
- ceramics
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Description
【発明の詳細な説明】
(イ) 技術分野
本発明は、セラミツクスのマトリツクス中に球
状でしかもマトリツクスのセラミツクスと化学的
に強固に結合した金属粒子を分散させることによ
つて、靭性および強度を向上させたセラミツクス
と、その製造方法に関する。この金属分散強化セ
ラミツクスを焼結するのに必要なエネルギーは、
金属元素と非金属元素を化合させてセラミツクス
を合成する際に発生する反応熱によつて供給さ
れ、セラミツクスの合成、焼結と金属粒子の分散
が１つの工程で同時に完了するところに特徴があ
る。
状でしかもマトリツクスのセラミツクスと化学的
に強固に結合した金属粒子を分散させることによ
つて、靭性および強度を向上させたセラミツクス
と、その製造方法に関する。この金属分散強化セ
ラミツクスを焼結するのに必要なエネルギーは、
金属元素と非金属元素を化合させてセラミツクス
を合成する際に発生する反応熱によつて供給さ
れ、セラミツクスの合成、焼結と金属粒子の分散
が１つの工程で同時に完了するところに特徴があ
る。
(ロ) 従来技術の問題点
一般にセラミツクスは金属に比べて硬度が高
く、耐摩耗性に優れているため、金属では摩耗が
著しい加工工具や摺動部品などに使用されてい
る。
く、耐摩耗性に優れているため、金属では摩耗が
著しい加工工具や摺動部品などに使用されてい
る。
この時、セラミツクスを使用するにあたつて最
も問題となるのは、強度と靭性の問題である。強
度と靭性はひいては材料の信頼性につながる。
も問題となるのは、強度と靭性の問題である。強
度と靭性はひいては材料の信頼性につながる。
セラミツクスは共有結合しているものが大半で
あり、金属と比べると弾性率も数倍大きく、弾性
変形も塑性変形もほとんど起こさない。
あり、金属と比べると弾性率も数倍大きく、弾性
変形も塑性変形もほとんど起こさない。
このため、焼結体内部の欠陥に非常に敏感であ
り、亀裂が一旦進展しはじめると途中で止めるこ
とはほとんど不可能で、一気に破壊に到つてしま
う。この点が金属と最も大きく異なる点であり、
このセラミツクスの脆さを改良するために現在ま
で種々の試みがなされてきた。
り、亀裂が一旦進展しはじめると途中で止めるこ
とはほとんど不可能で、一気に破壊に到つてしま
う。この点が金属と最も大きく異なる点であり、
このセラミツクスの脆さを改良するために現在ま
で種々の試みがなされてきた。
その１つは、部分安定化ZrO2に代表されるセ
ラミツクス分散相の相変態に伴う体積膨張を利用
して亀裂先端に圧縮応力をかけて亀裂の進展を止
めようとするものである。しかしながら、この方
法では温度の上昇に伴つて応力をかける前に相変
態が起こつてしまい、強靭化の機構が消滅してし
まう。
ラミツクス分散相の相変態に伴う体積膨張を利用
して亀裂先端に圧縮応力をかけて亀裂の進展を止
めようとするものである。しかしながら、この方
法では温度の上昇に伴つて応力をかける前に相変
態が起こつてしまい、強靭化の機構が消滅してし
まう。
また１つはサーメツトに代表されるようなセラ
ミツクス粒子を金属粒界相で結合して強靭化しよ
うとするものである。この方法ではセラミツクス
粒子間に靭性の高い金属相が介在していることに
よつて、衝撃に対する緩衝効果が大きいが、高温
での使用に対しては粒界相の軟化がサーメツト全
体の強度に大きく反映され、急激な強度減少を起
こす。
ミツクス粒子を金属粒界相で結合して強靭化しよ
うとするものである。この方法ではセラミツクス
粒子間に靭性の高い金属相が介在していることに
よつて、衝撃に対する緩衝効果が大きいが、高温
での使用に対しては粒界相の軟化がサーメツト全
体の強度に大きく反映され、急激な強度減少を起
こす。
さらに、セラミツクスのマトリツクス中に異種
のセラミツクス繊維を分散させることにより、亀
裂の進展を枝分かれさせて破壊エネルギーを大き
くする繊維強化の機構を利用した強靭化も研究さ
れているが、セラミツクス繊維を均一に分散させ
る技術が難しく、マトリツクスのセラミツクスと
セラミツクス繊維のぬれ性などについても十分に
解明されておらず、未だ実用段階には達していな
い。
のセラミツクス繊維を分散させることにより、亀
裂の進展を枝分かれさせて破壊エネルギーを大き
くする繊維強化の機構を利用した強靭化も研究さ
れているが、セラミツクス繊維を均一に分散させ
る技術が難しく、マトリツクスのセラミツクスと
セラミツクス繊維のぬれ性などについても十分に
解明されておらず、未だ実用段階には達していな
い。
以上述べたように現在使用されているセラミツ
クスでは靭性を改良するための種々の方策が行わ
れているが、未だ不十分であるか或は靭性以外の
特性を犠牲にしたものとなつている。
クスでは靭性を改良するための種々の方策が行わ
れているが、未だ不十分であるか或は靭性以外の
特性を犠牲にしたものとなつている。
製造法の面から従来技術を考えると、本発明の
ようなセラミツクスのマトリツクスの中に球状の
金属粒子が分散したような組織をもつセラミツク
スを得ようとすれば、従来法ではセラミツクスの
粉末と金属粉末の混合物を高圧下で焼結するのが
一般的であろう。しかしながらセラミツクスの焼
結温度は金属の融点よりも高いことが多く、その
場合には焼結中に金属が溶融しセラミツク粒子間
を金属が埋めるような組織になり、本発明のよう
なセラミツクスのマトリツクスの中に球状の金属
粒子が分散した組織は得られない。逆に金属の融
点の方がセラミツクスの焼結温度よりも高い場合
でも、セラミツクス粒子と金属粒子のぬれ性が悪
いとセラミツクスの緻密化が阻害され、焼結体内
に多数の空孔が残留する。また金属の体積率が大
きくなるにつれて添加した金属粒子の合体が進行
し、金属が微細均一に分布した組織は得られず金
属の粗大粒子が偏在した組織になる可能性が大き
い。
ようなセラミツクスのマトリツクスの中に球状の
金属粒子が分散したような組織をもつセラミツク
スを得ようとすれば、従来法ではセラミツクスの
粉末と金属粉末の混合物を高圧下で焼結するのが
一般的であろう。しかしながらセラミツクスの焼
結温度は金属の融点よりも高いことが多く、その
場合には焼結中に金属が溶融しセラミツク粒子間
を金属が埋めるような組織になり、本発明のよう
なセラミツクスのマトリツクスの中に球状の金属
粒子が分散した組織は得られない。逆に金属の融
点の方がセラミツクスの焼結温度よりも高い場合
でも、セラミツクス粒子と金属粒子のぬれ性が悪
いとセラミツクスの緻密化が阻害され、焼結体内
に多数の空孔が残留する。また金属の体積率が大
きくなるにつれて添加した金属粒子の合体が進行
し、金属が微細均一に分布した組織は得られず金
属の粗大粒子が偏在した組織になる可能性が大き
い。
以上述べたように、従来の焼結方法では、本発
明のような球状の金属粒子が微細均一に分散した
高靭性セラミツクスを得ることは難しかつた。本
発明者らは以上の問題点に鑑み、金属粒子によつ
て分散強化された高靭性セラミツクスの焼結方法
に関して研究開発を進めた結果、本発明に到つた
ものである。
明のような球状の金属粒子が微細均一に分散した
高靭性セラミツクスを得ることは難しかつた。本
発明者らは以上の問題点に鑑み、金属粒子によつ
て分散強化された高靭性セラミツクスの焼結方法
に関して研究開発を進めた結果、本発明に到つた
ものである。
(ハ) 発明の開示
本発明が従来のセラミツクス複合材料と最も大
きく異なる点は、セラミツクス粉末と金属などの
分散材の混合物を焼結して複合材料を得るのでは
なく、金属粉末と非金属元素からセラミツクスを
合成同時焼結する際に、化学量論組成よりも過剰
の金属を含んだ混合物を反応させることにより、
焼結後に未反応の金属粒子をセラミツクスマトリ
ツクス中に均一に分散させるところにある。
きく異なる点は、セラミツクス粉末と金属などの
分散材の混合物を焼結して複合材料を得るのでは
なく、金属粉末と非金属元素からセラミツクスを
合成同時焼結する際に、化学量論組成よりも過剰
の金属を含んだ混合物を反応させることにより、
焼結後に未反応の金属粒子をセラミツクスマトリ
ツクス中に均一に分散させるところにある。
従来技術の問題点の項でも述べたように、セラ
ミツクス粉末と金属粉末の混合物を出発原料とし
た場合には、金属の融点と焼結温度の問題や、セ
ラミツクス粒子と金属粒子のぬれ性の問題、金属
粒子の合体による粗大粒子の生成など多くの問題
がある。これに対して本発明ではセラミツクスの
合成同時焼結を利用することによつて、これらの
問題を解決できた。
ミツクス粉末と金属粉末の混合物を出発原料とし
た場合には、金属の融点と焼結温度の問題や、セ
ラミツクス粒子と金属粒子のぬれ性の問題、金属
粒子の合体による粗大粒子の生成など多くの問題
がある。これに対して本発明ではセラミツクスの
合成同時焼結を利用することによつて、これらの
問題を解決できた。
まず金属の融点と焼結温度の問題であるが、セ
ラミツクスの合成同時焼結の温度が金属の融点よ
りも高い場合でも、セラミツクスの合成過程で非
金属元素に接している金属粒子は表面から順次内
部に向かつてセラミツクス化が進行するため、一
時的に金属の融点を越すような温度になつても、
セラミツクスの殻の中で金属が溶融し殻の外へ流
れ出すことはない。従つて冷却後セラミツクスの
マトリツクス中に球状の金属粒子が分散した組織
得ることができる。
ラミツクスの合成同時焼結の温度が金属の融点よ
りも高い場合でも、セラミツクスの合成過程で非
金属元素に接している金属粒子は表面から順次内
部に向かつてセラミツクス化が進行するため、一
時的に金属の融点を越すような温度になつても、
セラミツクスの殻の中で金属が溶融し殻の外へ流
れ出すことはない。従つて冷却後セラミツクスの
マトリツクス中に球状の金属粒子が分散した組織
得ることができる。
本願はセラミツク第ａ族、第ａ族、第ａ
族、第ａ族から選ばれた少なくとも１種の金属
元素とＢ、Ｃ、Ｎ、Siからなる群より選ばれた少
なくとも１種の非金属元素からなるセラミツクス
をマトリツクスとし、このマトリツクス中に該セ
ラミツクスを構成する金属と同一のおおむね球状
の金属粒子が体積率で70％以下（０を含まず）分
散しており両者が強固に化学的に結合しているこ
とを特徴とする金属分散強化セラミツクスに関す
るものである。
族、第ａ族から選ばれた少なくとも１種の金属
元素とＢ、Ｃ、Ｎ、Siからなる群より選ばれた少
なくとも１種の非金属元素からなるセラミツクス
をマトリツクスとし、このマトリツクス中に該セ
ラミツクスを構成する金属と同一のおおむね球状
の金属粒子が体積率で70％以下（０を含まず）分
散しており両者が強固に化学的に結合しているこ
とを特徴とする金属分散強化セラミツクスに関す
るものである。
例えばTiB2のマトリツクス中に球状の金属Ti
が分散している複合材料を作製する場合を考える
と、 Ti＋2B→TiB2 ＋70.0Kcal／mol（298〓K） ……(1) (1)式に示すようにTiB2の生成に伴つて
70.0Kcal／molの反応熱が発生する。このため化
学量論組成よりもTiを過剰に添加したTiとＢの
粉末混合物を加圧下で圧密しながら、混合物の一
部分を加熱点火し、強制的に(1)式の反応を開始さ
せると、あとは発生する反応熱によつて隣接する
部分が順次反応を開始し、粉末成形体全体へと連
鎖的に反応が進行し、セラミツクスの合成と焼結
が同時に完了する。TiB2が生成する場合には一
時的にではあるが、2000℃を越すような温度にな
つているものと考えられる。このため化学量論組
成よりも過剰に添加したTiB2の合成反応には関
与しない金属Tiは一時的に溶融している可能性
があるが、金属Tiの外殻がTiB2に変化し、溶融
したTiが粒子間へ流れ出すのを防いでいるため、
冷却後は第１図に示すような灰色のセラミツクス
のマトリツクス中に球状の金属Tiの粒子が分散
した組織が得られる。第１図はTiB2のマトリツ
クス中に金属Tiの粒子が分散している様子を示
したものである。
が分散している複合材料を作製する場合を考える
と、 Ti＋2B→TiB2 ＋70.0Kcal／mol（298〓K） ……(1) (1)式に示すようにTiB2の生成に伴つて
70.0Kcal／molの反応熱が発生する。このため化
学量論組成よりもTiを過剰に添加したTiとＢの
粉末混合物を加圧下で圧密しながら、混合物の一
部分を加熱点火し、強制的に(1)式の反応を開始さ
せると、あとは発生する反応熱によつて隣接する
部分が順次反応を開始し、粉末成形体全体へと連
鎖的に反応が進行し、セラミツクスの合成と焼結
が同時に完了する。TiB2が生成する場合には一
時的にではあるが、2000℃を越すような温度にな
つているものと考えられる。このため化学量論組
成よりも過剰に添加したTiB2の合成反応には関
与しない金属Tiは一時的に溶融している可能性
があるが、金属Tiの外殻がTiB2に変化し、溶融
したTiが粒子間へ流れ出すのを防いでいるため、
冷却後は第１図に示すような灰色のセラミツクス
のマトリツクス中に球状の金属Tiの粒子が分散
した組織が得られる。第１図はTiB2のマトリツ
クス中に金属Tiの粒子が分散している様子を示
したものである。
マトリツクスのセラミツクスと分散している金
属粒子のぬれ性に関しては、金属粒子の表面から
内側に向かつてセラミツク化が進行し、この外殻
セラミツクスが焼結してマトリツクスを形成する
ため、マトリツクスと分散粒子のぬれ性は非常に
良く、また化学的にも強固に結合している。
属粒子のぬれ性に関しては、金属粒子の表面から
内側に向かつてセラミツク化が進行し、この外殻
セラミツクスが焼結してマトリツクスを形成する
ため、マトリツクスと分散粒子のぬれ性は非常に
良く、また化学的にも強固に結合している。
第１図にも示すようにTiB2のマトリツクスと
金属Ti分散粒子は隙間なく強固に結合している。
金属Ti分散粒子は隙間なく強固に結合している。
また本発明の合成同時焼結法によれば、焼結中
セラミツクスの合成反応に寄与しない過剰のTi
部分はTiB2の外殻によつて隔てられるため、直
接接触する確率が小さく、金属粒子の粗大化が起
こりにくい利点がある。第１図にも示すように大
半の金属Tiの分散粒子は独立して存在している。
セラミツクスの合成反応に寄与しない過剰のTi
部分はTiB2の外殻によつて隔てられるため、直
接接触する確率が小さく、金属粒子の粗大化が起
こりにくい利点がある。第１図にも示すように大
半の金属Tiの分散粒子は独立して存在している。
金属分散粒子の体積比率が70％を越えると、金
属分散粒子同士が直接接触する確立が高くなり、
本願発明のセラミツクスマトリツクス中に球状金
属粒子が独立して存在する構造が維持できなくな
るため、金属分散粒子の体積比率は70％以下に抑
えなければならない。
属分散粒子同士が直接接触する確立が高くなり、
本願発明のセラミツクスマトリツクス中に球状金
属粒子が独立して存在する構造が維持できなくな
るため、金属分散粒子の体積比率は70％以下に抑
えなければならない。
以上のようにして作製した金属分散強化セラミ
ツクスは、マトリツクスがセラミツクスであるた
め、硬度が非常に高く耐摩耗性に優れていると同
時に、分散している金属粒子が衝撃力に対してク
ツシヨン材の役割をするため耐衝撃性が大巾に向
上している。また、硬度の高いマトリツクスの中
に硬度の低い金属粒子を分散させることにより、
摺動特性が向上する可能性が高い。事実摩擦係数
に関して言えば金属の分散粒子を含まないセラミ
ツクスのみの場合に比べて小さくなつた。
ツクスは、マトリツクスがセラミツクスであるた
め、硬度が非常に高く耐摩耗性に優れていると同
時に、分散している金属粒子が衝撃力に対してク
ツシヨン材の役割をするため耐衝撃性が大巾に向
上している。また、硬度の高いマトリツクスの中
に硬度の低い金属粒子を分散させることにより、
摺動特性が向上する可能性が高い。事実摩擦係数
に関して言えば金属の分散粒子を含まないセラミ
ツクスのみの場合に比べて小さくなつた。
また高温強度に関しても、サーメツトの場合に
は、セラミツクス粒子間に存在する金属粒界相の
軟化によつて高温強度が急激に低下する欠点があ
つたが、本発明の金属分散強化セラミツクスでは
粒子間に存在する骨格がセラミツクスであるた
め、高温での強度並びに硬度の低下の割合が、サ
ーメツトに比べて非常に小さい。
は、セラミツクス粒子間に存在する金属粒界相の
軟化によつて高温強度が急激に低下する欠点があ
つたが、本発明の金属分散強化セラミツクスでは
粒子間に存在する骨格がセラミツクスであるた
め、高温での強度並びに硬度の低下の割合が、サ
ーメツトに比べて非常に小さい。
耐食性に関しても、サーメツトのように連続し
た粒界に金属が存在する場合には、酸やアルカリ
によつて金属粒界相が優先的に腐食を受けるた
め、セラミツクス粒子をつなぎとめておくことが
できなくなり、材料として使用できなくなる欠点
があつたが、本発明の金属分散強化セラミツクス
ではマトリツクスが耐食性に優れたセラミツクス
であり、腐食に弱い金属はセラミツクスのマトリ
ツクスによつて周囲を保護されているため、直接
腐食性の雰囲気と接触しないため、耐食性も大巾
に向上している。
た粒界に金属が存在する場合には、酸やアルカリ
によつて金属粒界相が優先的に腐食を受けるた
め、セラミツクス粒子をつなぎとめておくことが
できなくなり、材料として使用できなくなる欠点
があつたが、本発明の金属分散強化セラミツクス
ではマトリツクスが耐食性に優れたセラミツクス
であり、腐食に弱い金属はセラミツクスのマトリ
ツクスによつて周囲を保護されているため、直接
腐食性の雰囲気と接触しないため、耐食性も大巾
に向上している。
以上述べたように、本発明の金属分散強化セラ
ミツクスは、硬度が高く耐摩耗性に優れており、
高温特性、耐食性にも優れているというセラミツ
クスの長所と、靭性が高く耐衝撃性に優れている
金属の長所をあわせ持つ材料である。
ミツクスは、硬度が高く耐摩耗性に優れており、
高温特性、耐食性にも優れているというセラミツ
クスの長所と、靭性が高く耐衝撃性に優れている
金属の長所をあわせ持つ材料である。
以下実施例によつて本発明を説明する。
実施例 １
−325メツシユの金属Ti粉末71.85ｇ（1.5モル）
と、平均粒径1.0μmのＢ粉末21.62ｇ（２モル）を
混合した後、この粉末の１部を金型プレスを用い
て2ton／cm2の圧力で直径５mm高さ５mmの円柱状に
成形した。この成形体をBN製の容器内に収納し
た後、成形体の上端面をカーボンヒーターに接触
させながら、超高圧発生装置内に置き、30000気
圧に加圧しながら、カーボンヒーターに通電して
点火した。電流はTiB2の生成反応が開始すると
直ちに遮断した。
と、平均粒径1.0μmのＢ粉末21.62ｇ（２モル）を
混合した後、この粉末の１部を金型プレスを用い
て2ton／cm2の圧力で直径５mm高さ５mmの円柱状に
成形した。この成形体をBN製の容器内に収納し
た後、成形体の上端面をカーボンヒーターに接触
させながら、超高圧発生装置内に置き、30000気
圧に加圧しながら、カーボンヒーターに通電して
点火した。電流はTiB2の生成反応が開始すると
直ちに遮断した。
上記のようにして得られた金属Ti分散強化
TiB2焼結体の密度は理論密度の99.4％あつた。
この時の焼結体内部の組織を第１図に示す。
TiB2焼結体の密度は理論密度の99.4％あつた。
この時の焼結体内部の組織を第１図に示す。
EPMAで分析した結果、第１図で分散してい
る粒子は金属Ti、マトリツクスはTiB2であつた。
る粒子は金属Ti、マトリツクスはTiB2であつた。
そして添加したＢ粉末は、すべてTiと反応し
ていた。このようにして得られた焼結体の特性を
評価するために、切削試験を行つた。
ていた。このようにして得られた焼結体の特性を
評価するために、切削試験を行つた。
被削材は鋳鉄の100φの棒材を用い、切削速度
250ｍ／min、切込み量0.4mm、送り0.1mm／revの
条件で乾式切削した。逃げ面摩耗が0.2mmになる
までの時間を測定した所、市販のAl2O3切削工具
は６分またはTiN−TiC−WC−Co系のサーメツ
トでは５分間であつたが本発明で得られたものは
20分間の寿命であつた。
250ｍ／min、切込み量0.4mm、送り0.1mm／revの
条件で乾式切削した。逃げ面摩耗が0.2mmになる
までの時間を測定した所、市販のAl2O3切削工具
は６分またはTiN−TiC−WC−Co系のサーメツ
トでは５分間であつたが本発明で得られたものは
20分間の寿命であつた。
実施例 ２
−325メツシユの金属Mo粉末239.85ｇ（2.5モ
ル）と、平均粒径1.0μmのＣ粉末12.01ｇ（１モ
ル）を混合した後、Mo製の密封容器に真空封入
した。この密封容器には点火装置としてカーボン
ヒーターが組込まれており、リード線が容器の外
に取り出されている。この密封容器を高圧発生装
置内に置き、密封容器を800℃に予熱し2000気圧
のArガスで加圧しながら、カーボンヒーターに
通電して点火した。電流はMo2Cの生成反応が開
始すると直ちに遮断した。
ル）と、平均粒径1.0μmのＣ粉末12.01ｇ（１モ
ル）を混合した後、Mo製の密封容器に真空封入
した。この密封容器には点火装置としてカーボン
ヒーターが組込まれており、リード線が容器の外
に取り出されている。この密封容器を高圧発生装
置内に置き、密封容器を800℃に予熱し2000気圧
のArガスで加圧しながら、カーボンヒーターに
通電して点火した。電流はMo2Cの生成反応が開
始すると直ちに遮断した。
上記のようにして得られた金属Mo分散強化
Mo2C焼結体の密度は理論密度の99.1％であつた。
この焼結体をＸ線回析した結果、ほぼモル比に相
当するMo2CとMoのピークがあらわれた。
Mo2C焼結体の密度は理論密度の99.1％であつた。
この焼結体をＸ線回析した結果、ほぼモル比に相
当するMo2CとMoのピークがあらわれた。
このようにして得られた焼結体を切削工具に加
工し、実施例１と同じ条件で切削テストした。そ
の結果寿命までは10分であつた。
工し、実施例１と同じ条件で切削テストした。そ
の結果寿命までは10分であつた。
実施例 ３
−325メツシユの金属Ｙ粉末117.8ｇ（２モル）
と、平均粒径1.0μmのSi粉末28.1ｇ（１モル）を
混合した後、この粉末の１部を金型プレスを用い
て2ton／cm2の圧力で直径５mm高さ５mmの円柱状に
成形した。この成形体をBN製の容器内に収納し
た後、成形体の上端面をカーボンヒーターに接触
させながら、超高圧発生装置内に置き、10000気
圧に加圧しながら、カーボンヒーターに通電して
点火した。電流はYSiの生成反応が開始すると直
ちに遮断した。
と、平均粒径1.0μmのSi粉末28.1ｇ（１モル）を
混合した後、この粉末の１部を金型プレスを用い
て2ton／cm2の圧力で直径５mm高さ５mmの円柱状に
成形した。この成形体をBN製の容器内に収納し
た後、成形体の上端面をカーボンヒーターに接触
させながら、超高圧発生装置内に置き、10000気
圧に加圧しながら、カーボンヒーターに通電して
点火した。電流はYSiの生成反応が開始すると直
ちに遮断した。
上記ようにして得られた金属Ｙ分散強化YSi焼
結体の密度は理論密度の98.6％であつた。この焼
結体をＸ線回折した結果、ほぼモル比に相当する
YSiとＹのピークがあらわれた。
結体の密度は理論密度の98.6％であつた。この焼
結体をＸ線回折した結果、ほぼモル比に相当する
YSiとＹのピークがあらわれた。
このようにして得られた焼結体を工具に加工し
て、実施例１と同じ条件で切削したところ、寿命
は14分であつた。
て、実施例１と同じ条件で切削したところ、寿命
は14分であつた。
実施例 ４
−325メツシユの金属Ta粉末452.37ｇ（2.5モ
ル）と、平均粒径1.0μmのＣ粉末12.01ｇ（１モ
ル）を混合した後、この粉末の１部を金型プレス
を用いて2ton／cm2の圧力で直径５mm高さ５mmの円
柱状に成形した。この成形体の上端面をカーボン
ヒーターに接触させながら、高圧発生装置内に置
き、成形体を900℃に予熱し2000気圧のN2ガスで
加圧しながら、カーボンヒーターに通電して点火
した。電流はTaCの生成反応が開始すると直ち
に遮断した。
ル）と、平均粒径1.0μmのＣ粉末12.01ｇ（１モ
ル）を混合した後、この粉末の１部を金型プレス
を用いて2ton／cm2の圧力で直径５mm高さ５mmの円
柱状に成形した。この成形体の上端面をカーボン
ヒーターに接触させながら、高圧発生装置内に置
き、成形体を900℃に予熱し2000気圧のN2ガスで
加圧しながら、カーボンヒーターに通電して点火
した。電流はTaCの生成反応が開始すると直ち
に遮断した。
上記のようにして得られた金属Ta分散強化
TaC焼結体をＸ線回折した結果、TaC並びに
TaCNとTaのピークがあられた。ＣとＮの原子
比は９：１であつた。
TaC焼結体をＸ線回折した結果、TaC並びに
TaCNとTaのピークがあられた。ＣとＮの原子
比は９：１であつた。
このようにして得られた焼結体を用いて実施例
１と同じ条件で切削テストしたところ、工具の寿
命は15分であつた。
１と同じ条件で切削テストしたところ、工具の寿
命は15分であつた。
第１図は本発明の実施例によつて作製した
TiB2−Ti系の分散強化セラミツクスのTiB2中に
金属Tiが分散している組織の1000倍拡大の顕微
鏡写真である。
TiB2−Ti系の分散強化セラミツクスのTiB2中に
金属Tiが分散している組織の1000倍拡大の顕微
鏡写真である。
Claims (1)
- １ 周期律表第ａ族、第ａ族、第ａ族、第
ａ族から選ばれた少なくとも１種の金属元素と
Ｂ、Ｃ、Si、Ｎから選ばれた少なくとも１種の非
金属元素の粉末混合物において、両者から得られ
るセラミツクスの化学量論組成よりも金属粉末を
多く含むように配合した混合粉末を成型した後、
この成型体の一部を加熱してセラミツクの合成反
応を開始させ、この時発生する反応熱によつて隣
接する部分の合成反応を誘起し、外熱を加えるこ
となく、あるいは通常のセラミツクスの合成温度
よりもはるかに低い温度で、順次成型体全体まで
反応させ焼結まで至らしめ、反応によつて生じた
セラミツクスマトリツクス中に、過剰に添加され
たために未反応で残留する該セラミツクスを構成
する金属と同一でおおむね球状の金属粒子が体積
率で70％以下（０を含まず）分散して両者が強固
に化学的に結合していることを特徴とする金属分
散強化セラミツクスの製造法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59100896A JPS60245767A (ja) | 1984-05-18 | 1984-05-18 | 金属分散強化セラミックスの製造法 |
| EP91102739A EP0435854B1 (en) | 1984-05-18 | 1985-05-17 | Method of sintering metal-dispersed reinforced ceramics |
| EP85303474A EP0165707B1 (en) | 1984-05-18 | 1985-05-17 | Method of sintering ceramics and metal-dispersed reinforced ceramics obtained thereby |
| DE3588005T DE3588005T2 (de) | 1984-05-18 | 1985-05-17 | Verfahren zum Sintern von keramischen Körpern mit einer verteilten Metallverstärkung. |
| DE8585303474T DE3584475D1 (de) | 1984-05-18 | 1985-05-17 | Verfahren zum sintern von keramischen koerpern und dadurch hergestellte keramische koerper mit einer verteilten metallverstaerkung. |
| US07/158,115 US4906295A (en) | 1984-05-18 | 1988-02-16 | Dispersed reinforced ceramics |
| US07/392,287 US4965044A (en) | 1984-05-18 | 1989-08-11 | Method of sintering ceramics and metal dispersed reinforced ceramics obtained thereby |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59100896A JPS60245767A (ja) | 1984-05-18 | 1984-05-18 | 金属分散強化セラミックスの製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60245767A JPS60245767A (ja) | 1985-12-05 |
| JPH0243809B2 true JPH0243809B2 (ja) | 1990-10-01 |
Family
ID=14286098
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59100896A Granted JPS60245767A (ja) | 1984-05-18 | 1984-05-18 | 金属分散強化セラミックスの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60245767A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4751048A (en) * | 1984-10-19 | 1988-06-14 | Martin Marietta Corporation | Process for forming metal-second phase composites and product thereof |
| US4777014A (en) * | 1986-03-07 | 1988-10-11 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6038458B2 (ja) * | 1978-12-21 | 1985-08-31 | 日本特殊陶業株式会社 | 切削工具用セラミツク焼結体 |
| JPS60100646A (ja) * | 1983-11-07 | 1985-06-04 | Hitachi Ltd | 高靭性セラミツクス焼結体 |
| JPS60171264A (ja) * | 1984-02-10 | 1985-09-04 | 株式会社日立製作所 | セラミツクス構造部品とその製法 |
-
1984
- 1984-05-18 JP JP59100896A patent/JPS60245767A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60245767A (ja) | 1985-12-05 |
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| Date | Code | Title | Description |
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