WO2014002743A1 - セラミックス焼結体 - Google Patents

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sintered body
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tungsten carbide
alumina
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祐介 勝
光岡　健
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    • Y10T428/268—Monolayer with structurally defined element

Definitions

  • the present invention relates to a ceramic sintered body that can be used for, for example, a cutting tool.
  • SiC whiskers silicon carbide whiskers
  • Patent Documents 1 and 2 disclose materials (so-called black ceramics) obtained by adding carbide, nitride, or carbonitride to alumina. Black ceramics has higher strength than alumina due to dispersion strengthening in which carbides and the like are dispersed in alumina to strengthen the sintered body. Among them, black ceramics using very hard tungsten carbide is a material having high hardness and excellent wear resistance.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose materials (so-called white ceramics) in which zirconia is dispersed in alumina. White ceramics have improved strength due to the dispersion of zirconia. Although white ceramics have a lower hardness than black ceramics, transformation strengthening is imparted and toughness is improved by using partially stabilized zirconia.
  • Patent Documents 1 to 4 are insufficient in fracture resistance and wear resistance, for example, to be applied to heat-resistant alloy processing that becomes a high temperature state under a high load.
  • the ceramic sintered body according to one aspect of the present invention includes tungsten carbide, zirconia, and alumina, the content of tungsten carbide is 20 to 50 vol%, the content of zirconia is 5 to 25 vol%, and zirconia crystals
  • the phase is tetragonal, or a mixed crystal of tetragonal and monoclinic, substantially free of Ti compounds, and the average particle size of tungsten carbide, the average particle size of zirconia, and the average particle size of alumina are both 1 ⁇ m. It is characterized by the following.
  • the ceramic sintered body according to one aspect of the present invention is excellent in fracture resistance and wear resistance even under high load and high temperature conditions.
  • the average particle size of tungsten carbide is preferably 0.7 ⁇ m or less. In this case, chipping resistance and wear resistance are further improved.
  • zirconium element is distributed at the grain boundary between alumina and tungsten carbide. In this case, chipping resistance and wear resistance are further improved.
  • the joined body in one aspect of the present invention may be a joined body of the first member made of the ceramic sintered body described above and the second member made of cemented carbide or cermet. Such a joined body is excellent in fracture resistance and wear resistance even under high load and high temperature conditions.
  • FIG. 1A is a perspective view illustrating the configuration of the first member 1 and the second member 3, and FIG. 1B is a perspective view illustrating the configuration of the joined body 5.
  • FIG. 2A is a perspective view illustrating the configuration of the first member 1 and the second member 3, and FIG. 2B is a perspective view illustrating the configuration of the joined body 5.
  • the ceramic sintered body of the present invention contains alumina.
  • the remainder other than tungsten carbide and zirconia can be alumina.
  • the ceramic sintered body is chemically stabilized and the wear resistance is further improved.
  • the average particle size of tungsten carbide, zirconia and alumina is preferably 1 ⁇ m or less. In this case, the hardness and strength of the ceramic sintered body are increased, and the fracture resistance is further increased.
  • the average particle diameter in this invention means the value measured by the intercept method performed based on the image which etched the mirror-polished sintered compact and observed this by SEM.
  • the ceramic sintered body of the present invention can produce the following effects by containing 20 to 50 vol% of tungsten carbide.
  • content of tungsten carbide is an amount when the whole ceramic sintered compact is 100 vol%.
  • the average particle size of tungsten carbide is particularly preferably 0.7 ⁇ m or less. When the average particle diameter of tungsten carbide is small, the above-described dispersion effect becomes more remarkable.
  • the ceramic sintered body of the present invention does not substantially contain a Ti compound (for example, Ti carbide, carbonitride, nitride, etc.). This improves the strength, thermal characteristics, and fracture resistance of the ceramic sintered body. It should be noted that “substantially free” does not need to be contained at all, and contains a trace amount (for example, an amount corresponding to an inevitable impurity) that does not affect the function and effect of the ceramic sintered body of the present invention. Means good. The trace amount that does not affect the function and effect is, for example, an amount of 0.1 wt% or less when the entire ceramic sintered body is 100 wt%.
  • a trace amount for example, an amount of 0.1 wt% or less when the entire ceramic sintered body is 100 wt%.
  • the Ti compound and tungsten carbide form a solid solution (W x -Ti 1-x -C) in the temperature range at which the ceramic sintered body of the present invention is fired.
  • tungsten carbide is converted into a solid solution (W x -Ti 1-x -C)
  • hardness and thermal conductivity are lowered, and cutting performance is also lowered.
  • the Ti compound has a higher thermal expansion than tungsten carbide
  • the ceramic sintered body as a whole also has a higher thermal expansion and the thermal shock resistance is reduced. Furthermore, the difference in thermal expansion coefficient from alumina or zirconia is reduced, and the effect of strengthening by residual stress is reduced.
  • Fe, Ni, Co, and Cr may be inevitably mixed in production.
  • the amount of Fe, Ni, Co, and Cr is a minute amount that does not affect the function and effect of the ceramic sintered body of the present invention.
  • the amount of Fe is preferably 0.04 wt% or less, and more preferably 0.03 wt% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.02 wt% or less, and more preferably 0.015 wt% or less.
  • the amount of Co is preferably 0.03 wt% or less, and more preferably 0.02 wt% or less.
  • the amount of Cr is preferably 0.03 wt% or less, and more preferably 0.02 wt% or less.
  • the ceramic sintered body of the present invention has high fracture toughness because it can effectively cause stress-induced transformation by containing 5 to 25 vol% of zirconia.
  • the content of zirconia which is usually inferior in wear resistance and thermal shock resistance, to 25 vol% or less, the wear resistance and thermal shock resistance can be reduced to a level that does not cause any problems in use such as cutting. .
  • the content of zirconia is an amount when the entire ceramic sintered body is 100 vol%.
  • zirconia is contained in the range of 5 to 25 vol% because of excellent fracture resistance and wear resistance. Further, when 20 to 30 vol% of tungsten carbide is contained, it is more preferable from the viewpoint of fracture resistance when 5 to 15 vol% of zirconia is contained. When 40 to 50 vol% of tungsten carbide is contained, 5 to 15 vol% of zirconia is contained. From the viewpoint of wear resistance, it is more preferable.
  • the ceramic sintered body of the present invention mainly contains WC as tungsten carbide, but may slightly contain W 2 C when the amount of carbon is not adjusted in the production of the ceramic sintered body. Even in this case, since the amount of W 2 C is usually very small, it is difficult to impair the performance of the ceramic sintered body.
  • the crystal phase of zirconia is tetragonal or a mixed crystal of tetragonal and monoclinic.
  • stress-induced transformation occurs, and the strength and toughness of the ceramic sintered body are increased.
  • the crystal phase of zirconia can be confirmed with, for example, an X-ray diffraction analyzer or a Raman spectrometer.
  • a stabilizer such as yttria, ceria, magnesia, and calcia may be used.
  • the average particle diameter of zirconia is 1 ⁇ m or less.
  • the crystal phase of zirconia is easily maintained in a tetragonal crystal state or a mixed crystal state of tetragonal crystal and monoclinic crystal.
  • zirconium element is distributed at the grain boundary between alumina and tungsten carbide. In this case, the sinterability is improved and the bond strength at the grain boundaries is improved. This is presumed to be because the zirconium element increases the bond strength at the grain boundaries.
  • alumina that is chemically stable with oxide and tungsten carbide that is carbide are difficult to react, and usually sufficient bond strength cannot be obtained between them, but when zirconium element intervenes in the grain boundary, It is estimated that the bonding strength between the grain boundaries of alumina and tungsten carbide is enhanced by the formation of zirconia whose zirconium element has good reactivity with alumina and the good reactivity with tungsten, which is the same transition metal. Is done. As a result of the improved bond strength at the grain boundaries, the chipping resistance of the tool made of the ceramic sintered body of the present invention is improved and the tool life is extended.
  • each component may be well dispersed by a technique such as bead mill pulverization during the production of the ceramic sintered body.
  • a technique such as bead mill pulverization during the production of the ceramic sintered body.
  • the zirconium element is effectively distributed at the grain boundaries.
  • it is also effective to use a dispersion-mixing process in which only the zirconia raw material is first pulverized, or to use zirconia-made pulverization media.
  • the ceramic sintered body of the present invention can be made, for example, without using a whisker raw material. In this case, the manufacturing cost of the ceramic sintered body is lowered.
  • the ceramic sintered body of the present invention can be used as a material for a tool (for example, a cutting tool for difficult-to-cut materials such as heat-resistant alloys), for example.
  • a cutting tool excellent in cutting workability can be manufactured.
  • the obtained slurry was boiled, ethanol was evacuated and sieved to obtain a mixed powder.
  • This mixed powder was filled into a carbon mold and subjected to hot press firing to obtain a ceramic sintered body.
  • the conditions for hot press firing were as follows.
  • Firing temperature 1650 ° C Firing time: 2 hours Pressure: 30 MPa Atmosphere: Ar gas
  • S1 to S20 and S30 satisfying the compositions shown in Table 1 by changing the blending ratio of the raw material powder, the average particle size of the tungsten carbide powder, and the yttria content in the zirconia powder.
  • a ceramic sintered body of S36 was manufactured. However, only S35 was baked by rapid heating (30 ° C./min or more), not the above-described hot press baking conditions.
  • ceramic sintered bodies of S21 and S22 were manufactured by a method of blending titanium carbide in addition to tungsten carbide, zirconia, and alumina.
  • the manufacturing method is basically the same as the above manufacturing method, but a method of blending any one of tungsten carbide / titanium solid solution, titanium carbide, titanium nitride, and titanium carbonitride instead of tungsten carbide.
  • a ceramic sintered body was manufactured.
  • zirconia crystal phase of each of the ceramic sintered bodies S1 to S26 and S30 to 36 was measured using Raman spectroscopy. The results are shown in the column of “zirconia crystal phase” in Table 1 above.
  • Table 1 “T” means tetragonal crystal, “M” means monoclinic crystal, “C” means cubic crystal, and “T, M” means tetragonal crystal and monoclinic crystal.
  • T means tetragonal crystal
  • M monoclinic crystal
  • C means cubic crystal
  • T, M means tetragonal crystal and monoclinic crystal.
  • the average particle diameter of tungsten carbide, the average particle diameter of zirconia, and the average particle diameter of alumina were measured.
  • the results are shown in Table 1 above.
  • the average particle diameter in Table 1 is a value measured by an intercept method using an SEM image taken at a magnification of 10,000 times or more.
  • a cutting tip was prepared for each of the ceramic sintered bodies S1 to S36 and a cutting test was performed. As the cutting test, the following two tests were performed.
  • (A) Cutting test 1 (intermittent machining test of cast iron) (A-1) Test conditions Chip # shape: SNGN432-TN Work material: FC200 Cutting speed: 200 m / min Cutting depth: 1.5mm Feed amount: 0.55 to 0.75 mm / rev. Cooling water: None (a-2) Evaluation method If the feed rate is fixed and machining is not performed after 5 passes, the feed rate is increased by 0.05 mm / rev. Repeatedly until .75 mm / rev., The chipping resistance was evaluated by the feed amount at the time when the chipping occurred.
  • Ceramic sintered bodies of S3 to 6, 10 to 12, 14, 15, 17, 18, and 30 to 36 are excellent in fracture resistance and wear resistance.
  • Ceramic sintered bodies of S3 to 6, 10 to 12, 14, 15, 17, 18, 30 to 36 can be manufactured at a lower cost than S27.
  • the ceramic sintered bodies of S3 to 6, 10 to 12, 14, 15, 17, 18, and 30 to 36 are useful for finishing heat resistant alloys.
  • the ceramic sintered body showed excellent cutting performance in finishing with a cutting speed of 240 m / min or more. Therefore, if the ceramic sintered body is used, high-efficiency cutting with respect to the heat-resistant alloy can be performed. Moreover, if the ceramic sintered body is used, the state of the processed surface can be improved.
  • the first member 1 made of the ceramic sintered body S5 of Example 1 and the second made of cemented carbide (made of WC and cobalt binder). Each member 3 was manufactured.
  • the first member 1 has a triangular prism shape.
  • the basic shape of the second member 3 is a rectangular parallelepiped, and the two apexes 3A and 3B are cut out by the amount corresponding to the first member 1.
  • the shape of the joined body 5 is a rectangular parallelepiped shape, and is a shape corresponding to DNGA150408.
  • a commercially available cBN chip (a bonded body of cBN and cemented carbide, manufactured by Sumitomo Electric) and a commercially available PVD coated carbide tool (manufactured by Sumitomo Electric).
  • the cutting speed when using a commercially available PVD-coated carbide tool was 56 m / min. This is because when the cutting speed is 240 m / min, a commercially available PVD-coated carbide tool is significantly worn.
  • the shape of a commercially available cBN chip and a commercially available PVD coated carbide tool is a shape corresponding to DNGA150408.
  • the VB wear amount reached the life wear amount after 3 passes of machining. Further, when the PVD-coated carbide tool was used, the VB wear amount reached the life wear amount after 5 passes of machining. When the PVD-coated carbide tool was used, the surface roughness of the processed surface was significantly larger than when the chip of the joined body 5 was used.
  • finishing was performed under the same conditions using a commercially available cBN chip (a bonded body of cBN and cemented carbide, manufactured by Sumitomo Electric).
  • Work material Inconel 718 forged product
  • Cutting speed 360 m / min
  • Cutting depth 0.4mm
  • Feed amount 0.15 mm / rev.
  • Cooling water Yes (2) Evaluation method
  • the VB wear amount of the chip and the surface roughness of the processed surface were measured.
  • 0.3 mm was defined as the wear amount of the life.
  • the surface roughness is the distance between the convex portion and the concave portion of the processed surface, and the smaller the surface roughness, the better.
  • the VB wear amount reached the life wear amount after 2 passes of processing. Further, when a commercially available cBN chip was used, the surface roughness of the processed surface was significantly larger than when the chip of the bonded body 5 was used.
  • the joined body 5 is excellent in fracture resistance and wear resistance even under high load and high temperature conditions. Therefore, if the joined body 5 is used, high-efficiency cutting can be performed on the heat-resistant alloy. Moreover, if the conjugate
  • this invention is not limited to the said Example at all, and it cannot be overemphasized that it can implement with a various aspect in the range which does not deviate from the summary of this invention.
  • the shape of the joined body 5 is not limited to that described above, and the first member 1 and the second member 3 having the shape shown in FIG. 2A (a columnar shape with a diameter reduced toward the lower side) are joined by brazing.
  • the joined body 5 having the shape shown in FIG. 2B may be manufactured.
  • the material of the second member 3 may be cermet.
  • the number of the first members 1 included in one joined body 5 may be singular or plural (for example, 2, 3, 4,).
  • the ceramic sintered body of the present invention can be used, for example, as a friction stir welding or an impact resistant member.
  • the joining method of the first member 1 and the second member 3 is not limited to brazing, and other joining methods (for example, a direct diffusion method under pressure) can be used as appropriate.

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Abstract

　セラミックス焼結体は、炭化タングステン、ジルコニア、及びアルミナを含み、炭化タングステンの含有量が２０～５０ｖｏｌ％であり、ジルコニアの含有量が５～２５ｖｏｌ％であり、ジルコニアの結晶相が正方晶、又は正方晶と単斜晶との混晶であり、Ｔｉの化合物を実質的に含まず、炭化タングステンの平均粒径、ジルコニアの平均粒径及びアルミナの平均粒径がともに１μｍ以下である。

Description

セラミックス焼結体 関連出願の相互参照
　本国際出願は、２０１２年６月２８日に日本国特許庁に出願された日本国特許出願第２０１２－１４５６７６号に基づく優先権を主張するものであり、日本国特許出願第２０１２－１４５６７６号の全内容を本国際出願に援用する。
　本発明は、例えば、切削工具等に用いることができるセラミックス焼結体に関する。
　耐熱合金は耐熱性に優れる反面、非常に加工がしにくいため、耐熱合金の切削に用いられる工具には高い物性と耐熱性とが要求される。炭化ケイ素ウィスカー（以下、ＳｉＣウィスカーとする）を含有したアルミナ系材料は、高い硬度、靭性、及び耐熱性を有し、その材料から成る工具は、耐熱合金加工において他の工具よりも優れた性能を示す。しかしながら、ＳｉＣウィスカーは高価であるという問題がある。
　そこで、ＳｉＣウィスカー以外の材料が検討されている。特許文献１、２には、アルミナに炭化物、窒化物、炭窒化物を添加した材料（いわゆる黒セラミックス）が開示されている。黒セラミックスは、アルミナに炭化物等を分散させて焼結体を強化する分散強化によって、アルミナよりも強度が高い。中でも、非常に硬質な炭化タングステンを用いた黒セラミックスは高硬度で耐摩耗性に優れる材料である。
　また、特許文献３、４には、アルミナにジルコニアを分散させた材料（いわゆる白セラミックス）が開示されている。白セラミックスは、ジルコニアの分散により強度が向上している。白セラミックスは、黒セラミックスと比較して硬度は低いものの、部分安定化ジルコニアを用いることで変態強化が付与され、靭性が向上している。
特許第３１４５４７０号公報 特許第４１７７４９３号公報 特許第２５１１７００号公報 特開２０００－１２８６２６号公報
　しかしながら、特許文献１～４で開示された材料は、例えば、高負荷で高温状態になる耐熱合金加工に応用するには、耐欠損性や耐摩耗性において不十分であった。本発明の一側面では、耐欠損性や耐摩耗性に優れるセラミックス焼結体を提供することが望ましい。
　本発明の一側面におけるセラミックス焼結体は、炭化タングステン、ジルコニア、及びアルミナを含み、炭化タングステンの含有量が２０～５０ｖｏｌ％であり、ジルコニアの含有量が５～２５ｖｏｌ％であり、ジルコニアの結晶相が正方晶、又は正方晶と単斜晶との混晶であり、Ｔｉの化合物を実質的に含まず、炭化タングステンの平均粒径、ジルコニアの平均粒径及びアルミナの平均粒径がともに１μｍ以下であることを特徴とする。
　本発明の一側面におけるセラミックス焼結体は、高負荷及び高温状態においても、耐欠損性及び耐摩耗性において優れている。
　本発明の一側面におけるセラミックス焼結体において、炭化タングステンの平均粒径が０．７μｍ以下であることが好ましい。この場合、耐欠損性及び耐摩耗性が一層向上する。
　本発明の一側面におけるセラミックス焼結体において、アルミナと炭化タングステンとの粒界にジルコニウム元素が分布することが好ましい。この場合、耐欠損性及び耐摩耗性が一層向上する。
　本発明の一側面における接合体は、上述したセラミックス焼結体から成る第１の部材と、超硬合金又はサーメットから成る第２の部材とを接合したものであってもよい。このような接合体は、高負荷及び高温状態においても、耐欠損性及び耐摩耗性に優れている。
図１Ａは第１の部材１及び第２の部材３の構成を表す斜視図であり、図１Ｂは接合体５の構成を表す斜視図である。 図２Ａは第１の部材１及び第２の部材３の構成を表す斜視図であり、図２Ｂは接合体５の構成を表す斜視図である。
１・・・第１の部材、３・・・第２の部材、３Ａ、３Ｂ・・・頂点、５・・・接合体
　本発明の実施形態を説明する。
　本発明のセラミックス焼結体はアルミナを含む。本発明のセラミックス焼結体において、例えば、炭化タングステン、ジルコニア以外の残部をアルミナとすることができる。アルミナを含むことにより、セラミックス焼結体が化学的に安定し、耐摩耗性が一層向上する。炭化タングステン、ジルコニア及びアルミナの平均粒径は、１μｍ以下であることが好ましい。この場合、セラミックス焼結体の硬度と強度が高くなり、また、耐欠損性が一層高くなる。なお、本発明における平均粒径は、鏡面研磨した焼結体をエッチング処理し、これをＳＥＭ観察した画像を基に行うインターセプト法で測定した値を意味する。
　本発明のセラミックス焼結体は、炭化タングステンを２０～５０ｖｏｌ％含有することにより、以下の効果を奏することができる。なお、炭化タングステンの含有量は、セラミックス焼結体の全体を１００ｖｏｌ％としたときの量である。
　・炭化タングステンの均質な分散効果によって粒成長を抑制できる。その結果、セラミックス焼結体の強度及び硬度が向上する。
　・セラミックス焼結体の高靭性化、低熱膨張化、及び高熱伝導化が実現される。
　・炭化タングステンの含有量が５０ｖｏｌ％以下であることにより、セラミックス焼結体の焼結性、及び耐酸化性が高い。
　炭化タングステンの平均粒径は特に０．７μｍ以下であることが好ましい。炭化タングステンの平均粒径が小さいことにより、上記の分散効果が一層顕著になる。
　本発明のセラミックス焼結体は、Ｔｉの化合物（例えば、Ｔｉの炭化物、炭窒化物、窒化物等）を実質的に含まない。そのことにより、セラミックス焼結体の強度、熱特性、及び耐欠損性が向上する。なお、実質的に含まないとは、全く含まなくてもよいし、本発明のセラミックス焼結体の作用効果に影響を与えない程度の微量（例えば不可避的不純物に相当する量）を含んでいてもよいことを意味する。この作用効果に影響を与えない程度の微量とは、例えば、セラミックス焼結体全体を１００ｗｔ％としたとき、０．１ｗｔ％以下の量である。
　なお、仮に、Ｔｉの化合物を含むと、以下のような影響が生じる。Ｔｉの化合物と炭化タングステンとは、本発明のセラミックス焼結体を焼成する温度域で固溶体（Ｗx-Ｔｉ1-x-Ｃ）を生成する。炭化タングステンが固溶体（Ｗx-Ｔｉ1-x-Ｃ）化すると、硬度や熱伝導性が低下し、切削性能も低下する。また、Ｔｉの化合物は炭化タングステンよりも高熱膨張であることから、セラミックス焼結体全体としても高熱膨張化し、耐熱衝撃性が低下する。さらに、アルミナやジルコニアとの熱膨張係数差が小さくなり、残留応力による強化の効果が小さくなる。
　本発明のセラミックス焼結体には、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒが製造上不可避的に混入することがある。この場合、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒの量は、本発明のセラミックス焼結体の作用効果に影響を与えない程度の微量であることが好ましい。
　具体的には、セラミックス焼結体全体を１００ｗｔ％としたとき、Ｆｅの量は０．０４ｗｔ％以下が好ましく、０．０３ｗｔ％以下がさらに好ましい。また、Ｎｉの量は０．０２ｗｔ％以下が好ましく、０．０１５ｗｔ％以下がさらに好ましい。また、Ｃｏの量は０．０３ｗｔ％以下が好ましく、０．０２ｗｔ％以下がさらに好ましい。また、Ｃｒの量は０．０３ｗｔ％以下が好ましく、０．０２ｗｔ％以下がさらに好ましい。
　Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒの量が上記の上限値以下であることにより、セラミックス焼結体における粒界結合力が増大し、セラミックス焼結体の高温強度や硬度が向上する。
　本発明のセラミックス焼結体は、ジルコニアを５～２５ｖｏｌ％含有することにより、応力誘起変態を効果的に生じさせることが出来るため、破壊靭性が高い。また、通常は耐摩耗性や耐熱衝撃性に劣るジルコニアの含有量を２５ｖｏｌ％以下にすることにより、耐摩耗性、及び耐熱衝撃性を切削加工などの使用上で問題ない程度にすることができる。なお、ジルコニアの含有量は、セラミックス焼結体の全体を１００ｖｏｌ％としたときの量である。
　本発明のセラミックス焼結体は、特に、炭化タングステンを３０～４０ｖｏｌ％含む場合は、ジルコニアを５～２５ｖｏｌ％の範囲で含有すると、耐欠損性および耐摩耗性に優れ好ましい。また、炭化タングステンを２０～３０ｖｏｌ％含む場合は、ジルコニアを５～１５ｖｏｌ％含有すると、耐欠損性の観点からより好ましく、炭化タングステンを４０～５０ｖｏｌ％含む場合は、ジルコニアを５～１５ｖｏｌ％含有すると、耐摩耗性の観点からより好ましい。
　本発明のセラミックス焼結体は、炭化タングステンとして主にＷＣを含むが、セラミックス焼結体の製造において炭素量の調整を行わない場合等には、Ｗ2Ｃをわずかに含むことがある。この場合でも、Ｗ2Ｃの量は通常微量であるため、セラミックス焼結体の性能を損ないにくい。
　本発明のセラミックス焼結体において、ジルコニアの結晶相は正方晶、又は正方晶と単斜晶との混晶である。そのことにより、応力誘起変態が起こり、セラミックス焼結体の強度や靭性が高くなる。ジルコニアの結晶相は、例えば、Ｘ線回折分析装置やラマン分光測定装置などで確認することができる。ジルコニアの結晶相を正方晶、又は正方晶と単斜晶との混晶にするためには、例えば、イットリア、セリア、マグネシア、カルシア等の安定化剤を用いればよい。本発明のセラミックス焼結体において、ジルコニアの平均粒径は１μｍ以下である。そのことにより、ジルコニアの結晶相は、正方晶、又は正方晶と単斜晶との混晶の状態に保たれやすい。
　本発明のセラミックス焼結体において、アルミナと炭化タングステンとの粒界にジルコニウム元素が分布することが好ましい。この場合、焼結性が向上し、粒界の結合強度が向上する。これは、ジルコニウム元素が、粒界の結合強度を高めるためであると推測される。さらに詳しくは、酸化物で化学的に安定なアルミナと炭化物である炭化タングステンとは反応しにくく、通常は両者の間に十分な結合強度が得られないが、ジルコニウム元素が粒界に介在すると、そのジルコニウム元素がアルミナとの反応性が良いジルコニアを形成することや、同じ遷移金属であるタングステンとの反応性が良好であることにより、アルミナと炭化タングステンの粒界の結合強度が高められると推測される。粒界の結合強度が向上する結果、本発明のセラミックス焼結体から成る工具の耐チッピング性が向上し、工具の寿命が長くなる。
　ジルコニウム元素を上記の粒界に分布させるには、セラミックス焼結体の製造時において、各成分をビーズミル粉砕等の手法でよく分散させればよい。また、微細なジルコニア粉末やジルコニウム塩溶液をジルコニア原料として用いると、ジルコニウム元素が効果的に粒界に分布する。その他、ジルコニア原料のみを先に粉砕する分散混合処理や、粉砕メディアにジルコニア製のものを用いることも効果的である。
　また、焼成時の昇温速度及び保持時間を最適化することで、ジルコニウム元素の移動（拡散）を促進することができる。
　本発明のセラミックス焼結体は、例えば、ウィスカー原料を用いないものとすることができる。この場合、セラミックス焼結体の製造コストが低くなる。
　本発明のセラミックス焼結体は、例えば、工具（例えば、耐熱合金等の難切削材料用の切削工具）の材料とすることができる。この場合、切削加工性に優れた切削工具を製造できる。
　１．セラミックス焼結体の製造方法
　以下の３種類の原料粉末をそれぞれ所定量秤量し、アセトンとともに樹脂製のミルに投入し、アルミナ球石を用いて４８時間粉砕を行って、スラリーを得た。
　　平均粒径０．４μｍのアルミナ粉末
　　平均粒径０．１～１．５μｍの炭化タングステン粉末
　　平均粒径０．６μｍのジルコニア粉末（安定化剤として０～８ｍｏｌ％のイットリア含有）
　得られたスラリーを湯煎してエタノールを抜気し、ふるい通しを行うことで混合粉末を得た。この混合粉末をカーボン型に充填し、ホットプレス焼成を行い、セラミックス焼結体を得た。ホットプレス焼成の条件は以下のとおりとした。
　焼成温度：１６５０℃
　焼成時間：２時間
　圧力：３０ＭＰａ
　雰囲気：Ａｒガス
　上記の製造方法において、原料粉末の配合比、炭化タングステン粉末の平均粒径、及びジルコニア粉末におけるイットリアの含有量を種々に変えて、表１に示す組成を満たすＳ１～Ｓ２０、Ｓ３０～Ｓ３６のセラミックス焼結体を製造した。ただし、Ｓ３５のみは、上述したホットプレス焼成の条件ではなく、急速昇温（３０℃／ｍｉｎ以上）により焼成した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　また、基本的には上記の製造方法と同様であるが、炭化タングステン、ジルコニア、及びアルミナに加えて、炭化チタンを配合する方法で、Ｓ２１、Ｓ２２のセラミックス焼結体を製造した。また、基本的には上記の製造方法と同様であるが、炭化タングステンの代わりに、炭化タングステン・チタン固溶体、炭化チタン、窒化チタン、及び炭窒化チタンのいずれかを配合する方法で、Ｓ２３～Ｓ２６のセラミックス焼結体を製造した。
　２．セラミックス焼結体の分析
　Ｓ１～Ｓ２０、Ｓ３０～Ｓ３６のセラミックス焼結体における粒界をＳＴＥＭにて観察したところ、Ｓ３５以外においては、アルミナと炭化タングステンとの粒界にジルコニウム元素が分布することを確認した。急速昇温により焼成したＳ３５においては、アルミナと炭化タングステンとの粒界にジルコニウム元素は分布していなかった。
　また、Ｓ１～Ｓ２６、Ｓ３０～３６のセラミックス焼結体のそれぞれについて、ジルコニアの結晶相を、ラマン分光を用いて測定した。その結果を上記表１における「ジルコニア結晶相」の列に示す。なお、表１において、「Ｔ」は正方晶を意味し、「Ｍ」は単斜晶を意味し、「Ｃ」は立方晶を意味し、「Ｔ、Ｍ」は正方晶と単斜晶との混晶を意味する。
　また、Ｓ１～Ｓ２６、Ｓ３０～３６のセラミックス焼結体のそれぞれについて、炭化タングステンの平均粒径、ジルコニアの平均粒径、及びアルミナの平均粒径を測定した。その結果を上記表１に示す。なお、表１における平均粒径は、倍率１万倍以上で撮影したＳＥＭ画像を用いてインターセプト法により測定した値である。
　３．セラミックス焼結体の評価
（１）３点曲げ強度、ビッカース硬度、破壊靱性の測定
　Ｓ１～Ｓ２６、Ｓ３０～３６のセラミックス焼結体のそれぞれについて、３×４×１５ｍｍの試験片を作製し、３点曲げ強度（スパン１０ｍｍ）、ビッカース硬度、及び破壊靱性（ＩＦ法）を測定した。また、室温における熱伝導率、６００℃における熱膨張率の測定を所定の形状で行った。また、市販のアルミナ／ウィスカー系工具（以下、Ｓ２７とする）、サイアロン系工具（以下、Ｓ２８とする）、アルミナ／ＴｉＣ系工具（以下、Ｓ２９とする）についても、同様に測定を行った。その結果を表２に示す。なお、表２において、３点曲げ強度は「曲げ強度」と表示し、ビッカース硬度は「硬度」と表示する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 （２）切削試験
　Ｓ１～Ｓ３６のセラミックス焼結体のそれぞれについて、切削チップを作成し、切削試験を行った。切削試験は下記の２試験を行った。
（ａ）切削試験１（鋳鉄の断続加工試験）
　（ａ－１）試験の条件
　チップ#形状：ＳＮＧＮ４３２－ＴＮ
　被削材：ＦＣ２００
　切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
　切込量：１．５ｍｍ
　送り量：０．５５～０．７５ｍｍ／ｒｅｖ.
　冷却水：なし
（ａ－２）評価方法
　送り量を固定して５パス加工して欠損しなかったら、０．０５ｍｍ／ｒｅｖ.だけ送り量を高くして加工するということを、送り量が０．７５ｍｍ／ｒｅｖ.になるまで繰り返し、欠損が生じた時点の送り量で耐欠損性を評価した。具体的には、表２の「切削試験１」の「送り量」の列において、各送り量で欠損が生じない場合を「○」と示し、欠損が生じた場合に「欠損」と示す。また、表２の「切削試験１」の「判定」の列に示すように、送り量が０．６５ｍｍ／ｒｅｖ.までに欠損した場合は「×」、０．７０ｍｍ／ｒｅｖ.で欠損した場合は「△」、０．７５ｍｍ／ｒｅｖ.で欠損した場合は「○」、未欠損の場合は「◎」と評価した。
（ａ－３）試験結果
　試験結果を上記表２に示す。Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３２、３４のセラミックス焼結体は、他に比べて、耐欠損性が高かった。
（ｂ）切削試験２（耐熱合金の旋削加工試験）
（ｂ－１）試験の条件
　チップ形状：ＲＣＧＸ１２０７００Ｔ０１０２０
　被削材：インコネル７１８鍛造品
　切削速度：２４０～４８０ｍ／ｍｉｎ
　切込量：１．０ｍｍ
　送り量：０．２ｍｍ／ｒｅｖ.
　冷却水：あり
（ｂ－２）評価方法
　各速度で２パス加工した後の境界摩耗量、刃先状態(チッピングの有無など)、仕上げ面状態に基づき、仕上げ面の状態（きれいさ）を、○（良）、△（中間）、×（悪）の３段階で評価した。
　また、切削速度が２４０、３６０、４８０ｍ／ｍｉｎの場合のそれぞれについて、摩耗量を測定した。
（ｂ－３）試験結果
　試験結果を上記表２に示す。なお、表２において（Ｆ）はフレーキング発生を意味する。Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体は、他に比べて、耐欠損性及び耐摩耗性が高かった。また、Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体は、他に比べて、仕上げ面がきれいであった。
　４．セラミックス焼結体が奏する効果
（１）Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体は、耐欠損性及び耐摩耗性において優れている。
（２）Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体はＳ２７と比較して安価に製造できる。
（３）Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体を用いれば、耐熱合金の高速・高能率加工が可能となる。
（４）Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体を用いれば、仕上げ面精度を高くすることができる。
（５）Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体を用いれば、耐熱合金加工が可能となる。
　以上の結果から、Ｓ３～６、１０～１２、１４、１５、１７、１８、３０～３６のセラミックス焼結体が、耐熱合金の仕上げ加工に対して有用であることが確認できた。特に、上記のセラミックス焼結体は、切削速度２４０ｍ／ｍｉｎ以上の仕上げ加工において優れた切削性能を示した。よって、上記のセラミックス焼結体を用いれば、耐熱合金に対する高能率の切削加工が可能になる。また、上記のセラミックス焼結体を用いれば、加工面の状態を改善することができる。
　１．接合体５の製造方法
　まず、図１Ａに示すように、前記実施例１のセラミックス焼結体Ｓ５から成る第１の部材１と、超硬合金（ＷＣとコバルトバインダーから成るもの）から成る第２の部材３とをそれぞれ製造した。第１の部材１は三角柱形状を有している。第２の部材３の基本的な形状は直方体であり、その２つの頂点３Ａ、３Ｂにおいて、第１の部材１の分だけ切り欠かれている。
　次に、図１Ｂに示すように、第２の部材３における頂点３Ａ、３Ｂに、それぞれ、第１の部材１をロウ付けにより接合し、接合体５を完成した。接合体５の形状は直方体形状であって、ＤＮＧＡ１５０４０８に該当する形状である。
　２．接合体５の評価（その１）
（１）試験の条件
　接合体５をチップとして用いて、以下の条件で仕上げ加工を行った。このとき、接合体５のうち、被削材に主として接触する部分は、第１の部材１とした。
　また、市販のｃＢＮチップ（ｃＢＮと超硬合金との接合体、住友電工製）、及び市販のＰＶＤコート超硬工具（住友電工製）を用いて同様の条件で仕上げ加工を行った。ただし、市販のＰＶＤコート超硬工具を用いる場合の切削速度は５６ｍ／ｍｉｎとした。これは、切削速度を２４０ｍ／ｍｉｎとすると、市販のＰＶＤコート超硬工具が著しく摩耗するためである。また、市販のｃＢＮチップ、及び市販のＰＶＤコート超硬工具の形状はいずれもＤＮＧＡ１５０４０８に該当する形状である。
　被削材：インコネル７１８鍛造品
　切削速度：２４０ｍ／ｍｉｎ
　切込量：０．４ｍｍ
　送り量：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ.
　冷却水：あり
（２）評価方法
　仕上げ加工後、チップのＶＢ摩耗量と、加工面の面粗度とを測定した。チップのＶＢ摩耗量について、０．３ｍｍを寿命の摩耗量とした。また、面粗度とは、加工面の凸部と凹部との距離であり、面粗度が小さいほど、加工面の状態は良好である。
（３）試験結果
　接合体５のチップを用いた場合、３パスの加工後、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量の１／２程度であり、５パスの加工後、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量に達した。また、接合体５のチップを用いた場合、加工面の面粗度は顕著に小さかった。
　一方、市販のｃＢＮチップを用いた場合、３パスの加工後、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量に達した。また、ＰＶＤコート超硬工具を用いた場合、５パスの加工後、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量に達した。ＰＶＤコート超硬工具を用いた場合、加工面の面粗度は、接合体５のチップを用いた場合よりも顕著に大きかった。
　３．接合体５の評価（その２）
（１）試験の条件
　接合体５をチップとして用いて、以下の条件で仕上げ加工を行った。このとき、接合体５のうち、被削材に主として接触する部分は、第１の部材１とした。
　また、市販のｃＢＮチップ（ｃＢＮと超硬合金との接合体、住友電工製）を用いて同様の条件で仕上げ加工を行った。
　被削材：インコネル７１８鍛造品
　切削速度：３６０ｍ／ｍｉｎ
　切込量：０．４ｍｍ
　送り量：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ.
　冷却水：あり
（２）評価方法
　仕上げ加工後、チップのＶＢ摩耗量と、加工面の面粗度とを測定した。チップのＶＢ摩耗量について、０．３ｍｍを寿命の摩耗量とした。また、面粗度とは、加工面の凸部と凹部との距離であり、面粗度が小さいほど優れている。
（３）試験結果
　接合体５のチップを用いた場合、２パスの加工後、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量の１／２以下であり、４パスの加工後であっても、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量に達しなかった。また、接合体５のチップを用いた場合、加工面の面粗度は顕著に小さかった。
　一方、市販のｃＢＮチップを用いた場合、２パスの加工後、ＶＢ摩耗量は寿命の摩耗量に達した。また、市販のｃＢＮチップを用いた場合、加工面の面粗度は、接合体５のチップを用いた場合よりも顕著に大きかった。
　４．接合体５が奏する効果
　接合体５は、高負荷及び高温状態においても、耐欠損性及び耐摩耗性において優れている。よって、接合体５を用いれば、耐熱合金に対する高能率の切削加工が可能になる。また、接合体５を用いれば、加工面の状態を改善することができる。
　尚、本発明は前記実施例になんら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施しうることはいうまでもない。
　例えば、接合体５の形状は上述したものには限定されず、図２Ａに示す形状（下方にゆくほど縮径した円柱形状）の第１の部材１及び第２の部材３をロウ付けにより接合し、図２Ｂに示す形状の接合体５を製造してもよい。また、第２の部材３の材質はサーメットであってもよい。
　また、１つの接合体５に含まれる第１の部材１の数は、単数でも複数（例えば、２、３、４・・・）であってもよい。
　また、本発明のセラミックス焼結体は、例えば、摩擦攪拌接合や耐衝撃部材として用いることができる。
　また、第１の部材１と第２の部材３との接合方法はロウ付けに限らず、他の接合方法（例えば、加圧下における直接拡散の方法等）も適宜用いることができる。

Claims (3)

  1. 　炭化タングステン、ジルコニア、及びアルミナを含み、
    　炭化タングステンの含有量が２０～５０ｖｏｌ％であり、
    　ジルコニアの含有量が５～２５ｖｏｌ％であり、
    　ジルコニアの結晶相が正方晶、又は正方晶と単斜晶との混晶であり、
    　Ｔｉの化合物を実質的に含まず、
    　炭化タングステンの平均粒径、ジルコニアの平均粒径及びアルミナの平均粒径がともに１μｍ以下であることを特徴とするセラミックス焼結体。
  2. 　炭化タングステンの平均粒径が０．７μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のセラミックス焼結体。
  3. 　アルミナと炭化タングステンとの粒界にジルコニウム元素が分布することを特徴とする請求項１又は２に記載のセラミックス焼結体。
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Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5654714B1 (ja) * 2013-08-08 2015-01-14 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物および切削工具
WO2015019391A1 (ja) * 2013-08-08 2015-02-12 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物および切削工具
WO2017098937A1 (ja) * 2015-12-07 2017-06-15 株式会社タンガロイ セラミックス焼結体
WO2018056275A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物、切削工具、摩擦攪拌接合用工具
WO2019065372A1 (ja) * 2017-09-27 2019-04-04 日本特殊陶業株式会社 セラミックス焼結体、インサート、切削工具、及び摩擦攪拌接合用工具
JPWO2018030308A1 (ja) * 2016-08-09 2019-06-13 国立大学法人大阪大学 窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置
JP2021151931A (ja) * 2020-03-24 2021-09-30 日本特殊陶業株式会社 セラミックス切削工具、及び切削工具
JP2022085252A (ja) * 2020-11-27 2022-06-08 日本特殊陶業株式会社 切削工具
JP2022096803A (ja) * 2020-12-18 2022-06-30 日本特殊陶業株式会社 切削工具

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9845268B2 (en) * 2016-05-23 2017-12-19 Kennametal Inc. Sintered ceramic bodies and applications thereof
KR102012004B1 (ko) * 2018-05-31 2019-08-19 한전원자력연료 주식회사 내 산화층이 형성된 탄화규소 소결체 및 이의 제조방법
CN108793999A (zh) * 2018-07-10 2018-11-13 河源帝诺新材料有限公司 一种黑色铈稳定锆珠
JP2021000684A (ja) * 2019-06-21 2021-01-07 日本特殊陶業株式会社 セラミックス工具
CN113173789B (zh) * 2021-03-30 2023-04-18 四川科力特硬质合金股份有限公司 一种无粘结相耐腐蚀硬质合金及其生产工艺和应用

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2511700B2 (ja) 1988-08-22 1996-07-03 東芝タンガロイ株式会社 切削工具用セラミックス焼結体
JP2000128626A (ja) 1998-10-30 2000-05-09 Ngk Spark Plug Co Ltd 酸化アルミニウム基焼結体及びその製造方法
JP2001019537A (ja) * 1999-06-30 2001-01-23 Ngk Spark Plug Co Ltd エッジ付きセラミック部材
JP3145470B2 (ja) 1992-03-31 2001-03-12 京セラ株式会社 炭化タングステン−アルミナ質焼結体およびその製法
JP2002194474A (ja) * 2000-12-22 2002-07-10 Ngk Spark Plug Co Ltd 炭化タングステン系超硬基複合材料焼結体
JP4177493B2 (ja) 1997-10-23 2008-11-05 日本タングステン株式会社 セラミックス焼結体
JP2010235351A (ja) * 2009-03-30 2010-10-21 Ngk Spark Plug Co Ltd アルミナ基セラミック焼結体、切削インサート及び切削工具

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4366254A (en) * 1980-04-17 1982-12-28 The Valeron Corporation High toughness ceramic cutting tool
JP2764177B2 (ja) * 1989-02-14 1998-06-11 スズキ株式会社 耐摩耗性セラミックスの製造方法
EP1188729A3 (de) * 2000-09-13 2004-03-31 CeramTec AG Innovative Ceramic Engineering Verbundwerkstoff mit plateletverstärkter Aluminiumoxidkeramik-Matrix
KR100497850B1 (ko) * 2002-12-09 2005-06-29 대구텍 주식회사 고인성과 내마모성을 겸비한 탄화텅스텐(ｗｃ)계 소결합금및 이를 이용한 절삭공구
US8147980B2 (en) * 2006-11-01 2012-04-03 Aia Engineering, Ltd. Wear-resistant metal matrix ceramic composite parts and methods of manufacturing thereof
CN101121971B (zh) * 2007-09-10 2010-12-01 山东大学 一种碳化钨-氧化锆-氧化铝复合刀具材料的制备方法
CN101525235A (zh) * 2009-04-16 2009-09-09 山东大学 多功能梯度复合陶瓷刀具材料的制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2511700B2 (ja) 1988-08-22 1996-07-03 東芝タンガロイ株式会社 切削工具用セラミックス焼結体
JP3145470B2 (ja) 1992-03-31 2001-03-12 京セラ株式会社 炭化タングステン−アルミナ質焼結体およびその製法
JP4177493B2 (ja) 1997-10-23 2008-11-05 日本タングステン株式会社 セラミックス焼結体
JP2000128626A (ja) 1998-10-30 2000-05-09 Ngk Spark Plug Co Ltd 酸化アルミニウム基焼結体及びその製造方法
JP2001019537A (ja) * 1999-06-30 2001-01-23 Ngk Spark Plug Co Ltd エッジ付きセラミック部材
JP2002194474A (ja) * 2000-12-22 2002-07-10 Ngk Spark Plug Co Ltd 炭化タングステン系超硬基複合材料焼結体
JP2010235351A (ja) * 2009-03-30 2010-10-21 Ngk Spark Plug Co Ltd アルミナ基セラミック焼結体、切削インサート及び切削工具

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2772472A4

Cited By (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5654714B1 (ja) * 2013-08-08 2015-01-14 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物および切削工具
WO2015019391A1 (ja) * 2013-08-08 2015-02-12 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物および切削工具
US9550699B2 (en) 2013-08-08 2017-01-24 Ngk Spark Plug Co., Ltd. Ceramic composition and cutting tool
EP3031788A4 (en) * 2013-08-08 2017-03-29 Ngk Spark Plug Co., Ltd. Ceramic composition and cutting tool
WO2017098937A1 (ja) * 2015-12-07 2017-06-15 株式会社タンガロイ セラミックス焼結体
JP6160986B1 (ja) * 2015-12-07 2017-07-12 株式会社タンガロイ セラミックス焼結体
JP2022179616A (ja) * 2016-08-09 2022-12-02 国立大学法人大阪大学 窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材、摩擦攪拌接合装置、およびそれを用いた摩擦攪拌接合方法
JP7351492B2 (ja) 2016-08-09 2023-09-27 国立大学法人大阪大学 窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材、摩擦攪拌接合装置、およびそれを用いた摩擦攪拌接合方法
JPWO2018030308A1 (ja) * 2016-08-09 2019-06-13 国立大学法人大阪大学 窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置
JP7253163B2 (ja) 2016-08-09 2023-04-06 国立大学法人大阪大学 窒化珪素焼結体製摩擦攪拌接合ツール部材およびそれを用いた摩擦攪拌接合装置
WO2018056275A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物、切削工具、摩擦攪拌接合用工具
JPWO2018056275A1 (ja) * 2016-09-21 2018-09-20 日本特殊陶業株式会社 セラミック組成物、切削工具、摩擦攪拌接合用工具
JPWO2019065372A1 (ja) * 2017-09-27 2019-11-14 日本特殊陶業株式会社 セラミックス焼結体、インサート、切削工具、及び摩擦攪拌接合用工具
US11299431B2 (en) 2017-09-27 2022-04-12 Ngk Spark Plug Co., Ltd. Ceramic sintered body, insert, cutting tool, and friction stir welding tool
WO2019065372A1 (ja) * 2017-09-27 2019-04-04 日本特殊陶業株式会社 セラミックス焼結体、インサート、切削工具、及び摩擦攪拌接合用工具
JP2021151931A (ja) * 2020-03-24 2021-09-30 日本特殊陶業株式会社 セラミックス切削工具、及び切削工具
JP7388961B2 (ja) 2020-03-24 2023-11-29 Ｎｔｋカッティングツールズ株式会社 セラミックス切削工具、及び切削工具
JP2022085252A (ja) * 2020-11-27 2022-06-08 日本特殊陶業株式会社 切削工具
JP7556765B2 (ja) 2020-11-27 2024-09-26 Ｎｔｋカッティングツールズ株式会社 切削工具
JP2022096803A (ja) * 2020-12-18 2022-06-30 日本特殊陶業株式会社 切削工具
JP7556772B2 (ja) 2020-12-18 2024-09-26 Ｎｔｋカッティングツールズ株式会社 切削工具

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