JP2001019537A - Ceramic member with edge - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a ceramic member with edges, capable of being produced while reducing chipping, having improved sharpness, and capable of providing extremely improved processing accuracy by constituting the ceramic member of an alumina-based ceramic material containing a specific vol.% or more of alumina-based phase, allowing the member to satisfy a specified relation between the average particle diameter and the fractional toughness value, forming the edge parts on the outer surface of the member, and forming one of them into a sharp edge part. SOLUTION: This ceramic member contains >=20 vol.% alumina-based phase. The average particle diameter d (μm) and the fractional toughness value KC (MPa.m1/2) satisfy the formula KC/(dA)>=3.5 [exponential number A is within the range of (-0.27)-(-0.20)]. One or more edge parts like ridge lines, formed at the crossing positions of two edge-forming surfaces are formed on the outer surface of the member, and one thereof has the edge tip part having <=0.3 mm width, and shown on the cross section when being cut by an arbitrary face orthogonal to the ridge line direction. When the before formula is satisfied, the maximum height of a surface roughness can be regulated so as to be <=50 μm, even if the sharp edge having 0.3 mm width at the tip part is formed.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、エッジ付きセラミ
ック部材及びその製造方法に関する。The present invention relates to an edged ceramic member and a method for manufacturing the same.

【０００２】[0002]

【従来の技術】アルミナ系セラミックは、強度と耐熱性
に優れたセラミック材料として、工具や機械部品等への
応用が早くから進められてきた。また、このようなアル
ミナ系セラミックは、アルミナ系相に対し、適当な第二
相を複合させることにより、本来アルミナの持つ諸特性
を高めることができ、また、新たな特性を付与すること
ができるので、一層幅広い応用が可能となる。例えば、
特許２６１６７９５号公報には、アルミナに２０〜４０
重量％のＴｉＣを含有させることによって、抗折強度を
１．５倍以上に高めることができる技術が開示されてい
る。また、特許２６０００８２号公報には、導電性の粒
子を含有させることによって、放電加工を可能にできる
技術が開示されている。2. Description of the Related Art Alumina-based ceramics have been applied to tools and mechanical parts as ceramic materials having excellent strength and heat resistance. In addition, such an alumina-based ceramic can enhance various properties originally possessed by alumina by adding an appropriate second phase to the alumina-based phase, and can impart new properties. Therefore, a wider application is possible. For example,
Japanese Patent No. 2616795 discloses that alumina is 20 to 40.
There is disclosed a technique capable of increasing the transverse rupture strength to 1.5 times or more by including TiC in a weight percentage. Also, Japanese Patent No. 26000082 discloses a technique capable of enabling electric discharge machining by including conductive particles.

【０００３】[0003]

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
ようなジルコニア系セラミック部材においては、実験室
レベルでは様々な特性の改善あるいは新たな特性の付与
が可能であっても、製品化の段階ではトラブルを起こす
ことが多い。特に、鋭いエッジを必要とする切削工具や
金型関連部品（パンチ、ダイ等）では、たとえ抗折強度
や硬度に優れたセラミックであっても、エッジ部がチッ
ピングていては、製品の加工面の仕上がりや寸法精度が
悪化したり、ワークにバリが発生したり、あるいはセラ
ミック部材自体が破損したりするので、製品として使用
することは全くできない。However, in the zirconia-based ceramic member as described above, even if various characteristics can be improved or new characteristics can be provided at the laboratory level, troubles occur at the stage of commercialization. Often causes. In particular, for cutting tools and mold-related parts (punches, dies, etc.) that require sharp edges, even ceramics with excellent bending strength and hardness, if the edges are chipped, the processed surface of the product Since the finish and dimensional accuracy of the product deteriorate, burrs are generated on the work, or the ceramic member itself is damaged, it cannot be used as a product at all.

【０００４】上記のような切削工具、金型用パンチやダ
イ等の、尖鋭なエッジを必要とするセラミック部材の場
合においては、最終的に精密な研磨加工によるエッジ仕
上げを施す必要がある。しかしながら、従来のアルミナ
系セラミック部材の場合、このエッジ研磨加工の際にエ
ッジ部にチッピングが生じやすい問題がある。従って従
来は、大きなチッピングの発生を回避するために、エッ
ジ部の尖鋭度をある程度犠牲にする手法がとられてきた
が、これでは良好な加工精度はなかなか得られず、かと
いって尖鋭なエッジ仕上を無理に追及しようとすればチ
ッピングが甚だしくなり、製品の製造を断念しなければ
ならないこともある。[0004] In the case of a ceramic member requiring a sharp edge, such as a cutting tool, a punch or a die for a mold as described above, it is necessary to finally perform edge finishing by precise polishing. However, in the case of a conventional alumina-based ceramic member, there is a problem that chipping easily occurs at the edge portion during the edge polishing. Therefore, in the past, in order to avoid the occurrence of large chipping, a method of sacrificing the sharpness of the edge part to some extent has been adopted, but with this, it is difficult to obtain good processing accuracy, and rather, it is difficult to obtain a sharp edge. Attempting to pursue the finish can lead to severe chipping and the need to abandon product manufacturing.

【０００５】本発明の課題は、チッピングの発生が極め
て効果的に抑制される結果、従来達成しえなかった尖鋭
度にエッジ部を仕上げることができ、ひいてはこれを用
いた打抜き等の加工精度を大幅に向上できるエッジ付き
セラミック部材とその製造方法を提供することにある。SUMMARY OF THE INVENTION An object of the present invention is to suppress the occurrence of chipping extremely effectively, thereby making it possible to finish the edge portion to a sharpness which could not be achieved conventionally, and thereby to improve the processing accuracy of punching and the like using the same. An object of the present invention is to provide a ceramic member with an edge which can be greatly improved and a method for manufacturing the same.

【０００６】[0006]

【課題を解決するための手段及び作用・効果】上記の課
題を解決するために、本発明のエッジ付きセラミック部
材は、２０体積％以上のアルミナ系相を含有するアルミ
ナ系セラミック材料により構成されるとともに、平均粒
径をｄ（単位：μｍ）、破壊靭性値をＫC（単位：ＭＰ
ａ・ｍ^１／２）としたときに、−０．２７〜−０．２０
の範囲にて設定される指数値Ａを用いて、 ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５ ‥‥‥(1) を満足するものであり、かつ、部材外面には、２つのエ
ッジ形成面の交差位置に稜線状に現われる１又は２以上
のエッジ部が形成されており、そのエッジ部の少なくと
も一つのものが、稜線方向と直交する任意の平面にて切
断したときの切り口に表れるエッジ先端部の幅が０．３
ｍｍ以下である、尖鋭エッジ部として形成されたことを
特徴とする。Means for Solving the Problems and Action / Effect In order to solve the above-mentioned problems, the edged ceramic member of the present invention is made of an alumina-based ceramic material containing 20% by volume or more of an alumina-based phase. In addition, the average particle diameter is d (unit: μm), and the fracture toughness value is KC (unit: MP).
a · m ^1/2 ), -0.27 to -0.20
KC / (d ^A ) ≧ 3.5 ‥‥‥ (1) using an index value A set in the range of One or more edges appearing in the form of a ridge at the intersection are formed, and at least one of the edges is an edge tip that appears at a cut when cut along any plane perpendicular to the ridge direction. Width of 0.3
mm or less, and is formed as a sharp edge portion.

【０００７】なお、本発明において、アルミナ系セラミ
ック材料の平均粒径ｄは、材料表面を平面研削とラッピ
ングとにより鏡面研磨後、１３００℃の常圧窒素雰囲気
にて熱エッチングしてＳＥＭ観察（倍率５０００倍）を
行い、その観察画像上にて以下のようにして求めた値を
意味する。すなわち、観察画像上に表れる結晶粒を円近
似してその直径分布を求め、さらに、これにSchwarts-S
altykov法（ただし、粒径クラス幅は０．１μｍとす
る）を適用して球体近似結晶粒径分布を求め、小粒径側
からの累積頻度が５０％となる粒径クラスの中心値を平
均粒径ｄとする。また、破壊靭性値はＪＩＳ：Ｒ１６０
７に規定されたＳＥＰＢ法により測定した値を意味す
る。また、本明細書において「アルミナ系相」とは、ア
ルミナを主成分（５０重量％以上）とする相をいう。In the present invention, the average particle diameter d of the alumina-based ceramic material is determined by mirror-polishing the surface of the material by surface grinding and lapping, and then performing thermal etching in a normal pressure nitrogen atmosphere at 1300 ° C. and observing by SEM (magnification). 5,000 times) and the value obtained on the observed image as follows. In other words, the crystal grains appearing on the observation image are approximated by a circle to obtain the diameter distribution, and further, the Schwarts-S
Approximate sphere particle size distribution is obtained by applying the altykov method (however, the particle size class width is assumed to be 0.1 μm), and the median of the particle size classes whose cumulative frequency from the small particle size side is 50% is averaged. Let the particle size be d. The fracture toughness value is JIS: R160
7 means the value measured by the SEPB method. In this specification, the term "alumina-based phase" refers to a phase containing alumina as a main component (50% by weight or more).

【０００８】上記のようなアルミナ系セラミックは、チ
ッピングが生じやすいため従来、通常の研磨加工では、
エッジ先端部の幅が０．３ｍｍ以下（特に０．１５ｍｍ
以下）である尖鋭なエッジ部の形成が不可能と見られて
いた。しかしながら、本発明者が鋭意検討した結果、セ
ラミックの平均粒径ｄと破壊靭性値ＫCが特定の関係を
満足する場合、意外にも、上記のような尖鋭なエッジを
形成してもチッピングの発生が極めて効果的に防止され
ることを見い出し、本発明を完成させるに至った。すな
わち、本発明のエッジ付きセラミック部材はアルミナ系
セラミックにて構成され、かつ−０．２７以上、−０．
２０以下の範囲にて指数値Ａを定めたときに、 ＫC／（ｄ^Ａ）＝Ｂ ‥‥‥(2) にて定義されるＢの値が３．５以上の場合に、耐チッピ
ング性に極めて優れたエッジ付きセラミック部材が実現
される。その結果、これを用いた切削あるいは打抜きや
深絞り等の加工精度を大幅に向上することができる。[0008] Since the above-mentioned alumina-based ceramics are liable to cause chipping, conventionally, in ordinary polishing,
The width of the edge tip is 0.3 mm or less (particularly 0.15 mm
It has been considered impossible to form a sharp edge portion as described below. However, as a result of diligent studies by the present inventors, when the average grain size d of the ceramic and the fracture toughness value Kc satisfy a specific relationship, unexpectedly, chipping may occur even if such a sharp edge is formed. Have been found to be extremely effectively prevented, and the present invention has been completed. That is, the ceramic member with an edge of the present invention is made of alumina-based ceramic, and is -0.27 or more, and -0.0.
When defining the index value A at 20 or less range, when the value of B being defined by ^{KC / (d A) = B} ‥‥‥ (2) is 3.5 or more, the chipping resistance Very good ceramic members with edges are realized. As a result, it is possible to greatly improve the processing accuracy of cutting, punching, deep drawing, and the like using this.

【０００９】なお、指数値Ａの値が−０．２７〜−０．
２０の範囲を外れると、(2)式のＢの値は、アルミナ系
相を２０体積％以上含有するアルミナ系セラミック材料
のチッピング発生の難易をもはや反映しなくなり、耐チ
ッピング性を表す指標としての意味を失う。また、Ｂの
値は３．５以上であることが必須であるが、この値は大
きければ大きいほど耐チッピング性確保の観点において
は有利である。ただし、製法上の要請（特に原料粉末の
調製）により、材料構成相の結晶粒径を０．１μｍ以下
には設定しにくい事情があり、これを反映してＢの値
は、概ね５程度までとなることが多いが、本発明におい
てはこれを上限として定めるものではない。なお、耐チ
ッピング性を高めるために、Ｂの値は４以上、望ましく
は４．５以上であるのがよい。その結果、Ｂの値が大き
くなると、エッジ部を一層尖鋭なものに仕上げることが
可能となり、例えばより望ましい値として、エッジ先端
幅を０．１ｍｍ未満とするのがよい。When the value of the index value A is -0.27 to -0.0.
Outside the range of 20, the value of B in equation (2) no longer reflects the difficulty of chipping of an alumina-based ceramic material containing 20% by volume or more of an alumina-based phase, and serves as an index indicating chipping resistance. Lose meaning. The value of B is essential to be 3.5 or more, but the larger the value, the more advantageous from the viewpoint of ensuring chipping resistance. However, it is difficult to set the crystal grain size of the material constituent phase to 0.1 μm or less due to a request in the production method (particularly, the preparation of the raw material powder). However, in the present invention, this is not set as the upper limit. In order to increase chipping resistance, the value of B is preferably 4 or more, and more preferably 4.5 or more. As a result, when the value of B becomes large, it becomes possible to finish the edge portion more sharply. For example, as a more desirable value, the edge tip width is preferably less than 0.1 mm.

【００１０】上記尖鋭エッジ部は、例えば切削加工や打
抜き等の加工精度に影響を及ぼすチッピングが生じなく
なる結果として、稜線方向に測定したエッジ先端表面粗
さの最大高さＲmaxを７０μｍ以下とすることが可能と
なる。該最大高さＲmaxは、小さければ小さいほどチッ
ピングが抑制されていることを意味する。この場合、前
記したＢの値が大きくなるほどＲmaxをさらに小さくす
ることが可能となり、例えばより望ましいＲmaxの値と
して５０μｍ以下、さらに望ましい値として３０μｍ以
下を実現できる。[0010] The sharp edge portion has a maximum height Rmax of the edge tip surface roughness measured in the direction of the ridge line of 70 µm or less as a result of preventing chipping from affecting cutting accuracy such as cutting or punching. Becomes possible. The smaller the maximum height Rmax is, the smaller the chipping is suppressed. In this case, as the value of B increases, Rmax can be further reduced. For example, a more desirable value of Rmax of 50 μm or less, and a more desirable value of 30 μm or less can be realized.

【００１１】次に、上記のアルミナ系セラミック材料
は、ジルコニア系セラミック相を２０体積％以下の範囲
内にて含有する複合セラミック材料とすることができ
る。これにより、アルミナ系セラミック材料の破壊靭性
値、ひいては耐チッピング性及び耐磨耗特性が著しく向
上し、該アルミナ系セラミック材料にて構成したエッジ
付きセラミック部材の寿命等を大幅に向上できる。Next, the above-mentioned alumina-based ceramic material can be a composite ceramic material containing a zirconia-based ceramic phase in a range of 20% by volume or less. As a result, the fracture toughness value of the alumina-based ceramic material, as well as the chipping resistance and wear resistance, are significantly improved, and the life of the edged ceramic member made of the alumina-based ceramic material can be greatly improved.

【００１２】ジルコニア系セラミック相の主体であるＺ
ｒＯ_２及びＨｆＯ_２は、温度の変化に伴い結晶構造の異
なる３種類の相の間で変態を起こすことが知られてお
り、具体的には室温を含めた低温側で単斜晶系相、それ
よりも高温側で正方晶系相、さらに高温側で立方晶系相
となる。ジルコニア系セラミック相の全体がＺｒＯ_２及
びＨｆＯ_２の少なくともいずれかで構成される場合は、
室温近傍においては、そのほぼすべてが単斜晶系相にな
ると考えられる。しかしながら、ＺｒＯ_２及びＨｆＯ_２
に対し安定化成分として、一定量以上のアルカリ土類金
属の酸化物あるいは希土類金属酸化物（例えばカルシア
（ＣａＯ）あるいはイットリア（Ｙ_２Ｏ_３）等）を固溶
させることで、単斜晶系相と正方晶系相との間の変態温
度が下がり、室温近傍の温度域において正方晶系相を安
定化できることが知られている。Z which is a main component of the zirconia ceramic phase
It is known that rO ₂ and HfO ₂ undergo a transformation between three types of phases having different crystal structures with a change in temperature. Specifically, a monoclinic phase at a low temperature side including room temperature, On the higher temperature side, it becomes a tetragonal phase, and on the higher temperature side, it becomes a cubic phase. When the entire zirconia-based ceramic phase is composed of at least one of ZrO ₂ and HfO ₂ ,
Near room temperature, it is considered that almost all of the phase becomes a monoclinic phase. However, ZrO ₂ and HfO ₂
As a stabilizing component, a certain amount or more of an oxide of an alkaline earth metal or a rare earth metal oxide (such as calcia (CaO) or yttria (Y ₂ O ₃ )) is dissolved to form a monoclinic system. It is known that the transformation temperature between the phase and the tetragonal phase decreases, and the tetragonal phase can be stabilized in a temperature range near room temperature.

【００１３】ここで、上述の正方晶系相から単斜晶系相
への相変態は、いわゆるマルテンサイト変態機構もしく
はそれに類似の相変態機構に基づくものであることが知
られており、外部から応力が付加されると変態温度が上
昇して上記正方晶系相が応力誘起変態を起こすととも
に、その応力による歪エネルギーが変態の駆動力として
消費される結果、付加された応力が緩和されることとな
る。従って、このような正方晶系相を含有するジルコニ
ア系セラミック相粒子が分散したセラミック組織におい
ては、尖鋭エッジ部形成のための機械研磨加工中にチッ
ピングが発生しようとした場合、亀裂先端近傍に上記ジ
ルコニア系セラミック相粒子が存在していると、該亀裂
先端部に集中する応力によりその正方晶系相が単斜晶系
相に変態する。これにより、亀裂先端部への応力集中が
緩和されて亀裂の伝播が阻止ないし緩和される。Here, it is known that the phase transformation from the tetragonal phase to the monoclinic phase is based on a so-called martensitic transformation mechanism or a similar phase transformation mechanism. When stress is applied, the transformation temperature rises and the tetragonal phase undergoes stress-induced transformation, and the strain energy due to the stress is consumed as a driving force for the transformation, so that the added stress is relaxed. Becomes Therefore, in such a ceramic structure in which the zirconia-based ceramic phase particles containing a tetragonal phase are dispersed, if chipping is to occur during mechanical polishing for forming a sharp edge portion, the above-mentioned near the crack tip is considered. When the zirconia-based ceramic phase particles are present, the tetragonal phase is transformed into a monoclinic phase due to stress concentrated at the crack tip. As a result, the stress concentration on the crack tip is alleviated, and the propagation of the crack is prevented or alleviated.

【００１４】変態による応力緩和を示さない他のセラミ
ック材料では、破壊エネルギーは専ら弾性エネルギーに
より亀裂を拡大する方向に作用すると考えられるのに対
し、ジルコニア系セラミック相を分散させた複合セラミ
ック材料では、亀裂先端部に形成される変態領域の体積
膨張が、亀裂開口側に隣接するウェイク領域に対して圧
縮応力を付加し、これが亀裂を閉じる方向に作用して亀
裂伝播を押さえ込むもと考えられる。このように、亀裂
伝播に伴う歪エネルギーの蓄積機構が、上記の複合セラ
ミック材料と他のセラミックとでは大きく異なってい
る。In other ceramic materials that do not exhibit stress relaxation due to transformation, the fracture energy is thought to act exclusively in the direction of expanding the crack by elastic energy, whereas in the case of a composite ceramic material in which a zirconia-based ceramic phase is dispersed, It is considered that the volume expansion of the transformation region formed at the crack tip applies compressive stress to the wake region adjacent to the crack opening side, and this acts in the direction to close the crack to suppress crack propagation. As described above, the mechanism of accumulating strain energy due to crack propagation is significantly different between the above-described composite ceramic material and other ceramics.

【００１５】ジルコニア系セラミック相の含有量が２０
体積％を超えると、ジルコニア系セラミック相の配合に
よる上記の性能向上効果が鈍り、高価なジルコニア系セ
ラミックの含有量が増す分だけコスト高を招く。また、
切削工具等に使用する場合は、材料の熱引きが重要であ
り、熱伝導率の高いアルミナ系セラミックを使用するこ
とはこの点においても有利であるといえるが、ジルコニ
ア系セラミック相の含有量が２０体積％を超えると材料
の熱伝導利率が却って損なわれ、切削性能等に悪影響が
及ぶ場合もある。他方、ジルコニア系セラミック相の含
有量が１．５体積未満になると、ジルコニア系セラミッ
ク相配合による上記の性能向上効果が十分に見込めなく
なる場合がある。ジルコニア系セラミック相の含有量
は、より望ましくは、３〜１５体積％とすることが望ま
しい。When the content of the zirconia ceramic phase is 20
If the content is more than% by volume, the above-described effect of improving the performance due to the blending of the zirconia-based ceramic phase is reduced, and the cost is increased by the increase in the content of the expensive zirconia-based ceramic. Also,
When used for cutting tools, etc., heat removal of the material is important, and it can be said that the use of alumina-based ceramics having high thermal conductivity is advantageous in this respect, but the content of the zirconia-based ceramic phase is reduced. If it exceeds 20% by volume, the heat transfer rate of the material may be impaired and the cutting performance may be adversely affected. On the other hand, when the content of the zirconia-based ceramic phase is less than 1.5 volumes, the above-described effect of improving the performance by the zirconia-based ceramic phase may not be sufficiently expected. More preferably, the content of the zirconia-based ceramic phase is 3 to 15% by volume.

【００１６】また、アルミナ系セラミック材料の相対密
度は９８％以上であることが望ましい。相対密度が９８
％以下では、エッジ付きセラミック部材の使用目的（例
えば、切削工具や打抜き工具のように強い摩擦力や衝撃
力が加わり、しかも非常に尖鋭なエッジ部が要求される
場合等）によっては、たとえＢの値が３．５以上であっ
ても、十分な抗折強度が得られず使用不能となる場合が
ある。Further, it is desirable that the relative density of the alumina ceramic material is 98% or more. Relative density is 98
% Or less, depending on the purpose of use of the ceramic member with an edge (for example, when a strong frictional force or impact force is applied such as a cutting tool or a punching tool and a very sharp edge portion is required, etc.). Even when the value is 3.5 or more, sufficient bending strength cannot be obtained, and it may be impossible to use.

【００１７】また、ジルコニア系セラミック相の安定化
成分としては、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ及びＭｇの１種又は２種
以上を、ＣａはＣａＯに、ＹはＹ_２Ｏ_３に、ＣｅはＣｅ
Ｏ_２に、ＭｇはＭｇＯにそれぞれ酸化物換算した値に
て、ジルコニア系セラミック相中の含有量として合計で
１．４〜４モル％の範囲にて含有されることが望まし
い。安定化成分の含有量が１．４モル未満になると、単
斜晶系相の含有比率が増大する結果、正方晶系相の含有
比率が相対的に低下して前述の応力緩和効果が十分に得
られなくなり、前記した条件の尖鋭エッジ部を形成する
際の耐チッピング性が不足する場合がある。一方、安定
化成分の含有量が４モル％を超えると立方晶系相の含有
比率が増大し、同様に耐チッピング性が不足する場合が
ある。安定化成分の含有量は、より望ましくは１．５〜
４モル％、さらに望ましくは２〜４モル％とするのがよ
い。As the stabilizing component of the zirconia-based ceramic phase, one or more of Ca, Y, Ce and Mg are used. Ca is CaO, Y is Y ₂ O ₃ , and Ce is Ce.
The O _2, Mg is at value converted respectively oxide MgO, a total content of the zirconia ceramic phase are desirably contained at 1.4 to 4 mole percent range. When the content of the stabilizing component is less than 1.4 mol, the content ratio of the monoclinic system phase increases, and as a result, the content ratio of the tetragonal system phase relatively decreases, and the above-mentioned stress relaxation effect is sufficiently improved. In some cases, chipping resistance when forming a sharp edge portion under the above conditions is insufficient. On the other hand, when the content of the stabilizing component exceeds 4 mol%, the content ratio of the cubic phase increases, and similarly, the chipping resistance may be insufficient. The content of the stabilizing component is more desirably 1.5 to
The content is preferably 4 mol%, more preferably 2 to 4 mol%.

【００１８】なお、正方晶系相の安定化成分としては具
体的には、Ｙ_２Ｏ_３が、他の安定化成分を使用した場合
と比較して、得られるセラミック材料の強度が高く、ま
た、比較的安価であることから本発明に好適に使用され
る。一方、ＣａＯ及びＭｇＯは、Ｙ_２Ｏ_３を使用した場
合ほどではないが、得られるセラミック材料の強度が比
較的高く、またＹ_２Ｏ_３よりもさらに安価であることか
ら、同様に本発明に好適に使用される。なお、Ｙ
_２Ｏ_３、ＣａＯ及びＭｇＯはそれぞれ単独で使用して
も、２種以上のものを複合させて使用しても、いずれで
もよい。As a stabilizing component of the tetragonal phase, specifically, Y ₂ O ₃ has higher strength of the obtained ceramic material as compared with the case where other stabilizing components are used. Since they are relatively inexpensive, they are suitably used in the present invention. On the other hand, CaO and MgO are not as strong as those using Y ₂ O ₃ , but the strength of the obtained ceramic material is relatively high and it is even cheaper than Y ₂ O _3. It is preferably used. Note that Y
₂ O ₃ , CaO and MgO may be used alone or in combination of two or more.

【００１９】なお、ジルコニア系セラミック相の主成分
（これに限らず、本明細書にて「主成分」とは、最も重
量含有比率の高い成分を意味する）であるＺｒＯ_２及び
ＨｆＯ_２は化学的及び物理的性質が類似しているので、
いずれか単独で用いることも、両者を複合させて用いる
こともいずれでも可能である。しかしながら、ＺｒＯ _２
のほうがＨｆＯ_２に比べて安価であるため、ジルコニア
系セラミック相はＺｒＯ_２を主成分に構成することがよ
り望ましいといえる。なお、一般に供給されている通常
純度のＺｒＯ_２原料には微量のＨｆＯ_２が含有されてい
ることが多いが、そのような原料を使用する場合におい
ては前述の理由により、含有されるＨｆＯ_２を積極的に
除去する必要はほとんど生じない。The main component of the zirconia-based ceramic phase
(Not limited to this, the term “principal component” in this specification refers to the most important component.
ZrO which means a component having a high content ratio)₂as well as
HfO₂Are similar in chemical and physical properties,
Use either alone or in combination of both
Anything is possible. However, ZrO ₂
Is HfO₂Zirconia because it is cheaper than
The ceramic phase is ZrO₂Can be composed mainly of
It is more desirable. In addition, usually supplied
Pure ZrO₂The raw material is a trace amount of HfO₂Is contained
However, when using such raw materials,
HfO contained for the reasons described above₂Actively
Very little need to be removed.

【００２０】またジルコニア系セラミック相は、その立
方晶系相の存在重量ＣＷと正方晶相の存在重量ＴＷとの
比率ＣＷ／ＴＷが１未満であることが望ましい。立方晶
系相は、前述の安定化成分の含有量が増大して正方晶系
相との間の変態点が低下した場合、あるいは焼成温度が
１６００℃を超えた場合において生成しやすく、単斜晶
系相や正方晶系相と比較して、焼成中に結晶粒の粗大化
を起こしやすい性質を有している。そして、粗大化した
正方晶系相の結晶粒は、他の結晶粒との間の界面結合力
が小さいため脱粒しやすく、前述の比率が１を超えるま
で正方晶系相の量が増えると、そのような粗大化した結
晶粒の形成量も増大する。いずれも、前記した条件の尖
鋭エッジ部を形成する際の耐チッピング性を損なうこと
につながる。それ故、比率ＣＷ／ＴＷは１未満とするの
がよく、望ましくは０．５未満、さらに望ましくは０．
１未満とするのがよい。The zirconia ceramic phase preferably has a ratio CW / TW of the existing weight CW of the cubic phase to the existing weight TW of the tetragonal phase of less than 1. The cubic phase is easily formed when the content of the above-mentioned stabilizing component increases and the transformation point between the phase and the tetragonal phase decreases, or when the firing temperature exceeds 1600 ° C. Compared with a crystalline phase or a tetragonal phase, it has a property that crystal grains are likely to become coarse during firing. Then, the coarsened crystal grains of the tetragonal phase are likely to be shed due to a small interfacial bonding force with other crystal grains, and when the amount of the tetragonal phase increases until the above ratio exceeds 1, The formation amount of such coarse crystal grains also increases. In any case, the chipping resistance at the time of forming the sharp edge portion under the above conditions is impaired. Therefore, the ratio CW / TW should be less than 1, preferably less than 0.5, and more preferably less than 0.5.
It is better to be less than 1.

【００２１】なお、正方晶系相と立方晶系相との存在比
率に関する情報は、以下のようにして得られる。例え
ば、セラミック材料の一部を鏡面研磨し、その研磨面に
おいてディフラクトメータ法によりＸ線回折を行う。こ
の場合、得られる回折パターンにおいては、正方晶系相
と立方晶系相との主要回折ピークである（１１１）強度
ピーク位置が互いに近接して現われるため、まず単斜晶
系相の（１１１）及び（１１-１）の合計強度Ｉmと、正
方晶系相及び立方晶系相の（１１１）強度の和Ｉt＋Ｉc
との比から、単斜晶系相の存在量を求める。次に、この
焼結体を機械的に粉砕して再度Ｘ線回折を行い、単斜晶
系相及び立方晶系相の（１１１）強度Ｉ’m及びＩ’cを
求める。この場合、上記粉砕に伴う機械的応力により、
焼結体の正方晶系相は単斜晶系相に変態すると考えられ
るので、Ｉ’c／（Ｉ’m＋Ｉ’c）から立方晶系相の存
在量を求めることができる。こうして得られるＩ’c／
（Ｉ’m＋Ｉ’c）の値が０．５以下、望ましくは０．１
以下となっていることが、前記した条件の尖鋭エッジ部
を形成する際の耐チッピング性を向上させる上で望まし
い。The information on the abundance ratio between the tetragonal phase and the cubic phase is obtained as follows. For example, a part of a ceramic material is mirror-polished, and X-ray diffraction is performed on the polished surface by a diffractometer method. In this case, in the obtained diffraction pattern, the (111) intensity peak positions, which are the main diffraction peaks of the tetragonal phase and the cubic phase, appear close to each other. And (11-1) the sum of the intensity Im and the (111) intensity of the tetragonal phase and the cubic phase It + Ic
From the ratio, the abundance of the monoclinic phase is determined. Next, the sintered body is mechanically pulverized and subjected to X-ray diffraction again to determine the (111) intensities I ′m and I′c of the monoclinic phase and the cubic phase. In this case, due to the mechanical stress associated with the grinding,
Since it is considered that the tetragonal phase of the sintered body is transformed into a monoclinic phase, the abundance of the cubic phase can be determined from I′c / (I ′m + I′c). The I'c /
The value of (I'm + I'c) is 0.5 or less, preferably 0.1
The following conditions are desirable in order to improve chipping resistance when forming a sharp edge portion under the above conditions.

【００２２】次に、アルミナ系セラミック材料は、金属
カチオン成分がＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷの少なく
ともいずれかである導電性無機化合物相を６０体積％以
下の範囲にて含有する複合セラミック材料とすることが
できる。導電性無機化合物相に含有させることにより、
アルミナ系セラミック材料に導電性を付与することがで
き、ひいては該セラミック材料にワイヤーカット等の放
電加工を施すことが可能となる。導電性無機化合物は、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａの少なくともいずれかを金属カ
チオン成分とする金属窒化物、金属炭化物、金属硼化
物、金属炭窒化物、及び炭化タングステンの少なくとも
いずれかとすることができ、具体的には、窒化チタン、
炭化チタン、硼化チタン、炭化タングステン、窒化ジル
コニウム、炭窒化チタン及び炭化ニオブ等を例示でき
る。なお、導電性無機化合物相の含有量が２０体積％未
満では、材料の導電性向上効果が不十分となる場合があ
る。また、導電性無機化合物相の含有量が６０体積％を
超えると、複合セラミック材料の強度及び破壊靭性値が
損なわれ、前述の(1)の条件を満足する材料が得られな
くなる。他方、アルミナ系セラミック材料の熱伝導性が
損なわれることもある。Next, the alumina-based ceramic material is a composite ceramic material containing a conductive inorganic compound phase in which the metal cation component is at least one of Ti, Zr, Nb, Ta and W in a range of 60% by volume or less. It can be. By being contained in the conductive inorganic compound phase,
Conductivity can be imparted to the alumina-based ceramic material, and the ceramic material can be subjected to electric discharge machining such as wire cutting. The conductive inorganic compound is
It can be at least one of metal nitride, metal carbide, metal boride, metal carbonitride, and tungsten carbide containing at least one of Ti, Zr, Nb, and Ta as a metal cation component. Titanium nitride,
Examples thereof include titanium carbide, titanium boride, tungsten carbide, zirconium nitride, titanium carbonitride, and niobium carbide. If the content of the conductive inorganic compound phase is less than 20% by volume, the effect of improving the conductivity of the material may be insufficient. On the other hand, when the content of the conductive inorganic compound phase exceeds 60% by volume, the strength and fracture toughness of the composite ceramic material are impaired, and a material satisfying the above condition (1) cannot be obtained. On the other hand, the thermal conductivity of the alumina-based ceramic material may be impaired.

【００２３】上記のようなエッジ付きセラミック部材
は、上記の尖鋭エッジ部を切削エッジとして使用する切
削用工具に適用できる。また、上記の尖鋭エッジ部を加
工力の作用部として使用する剪断加工用、切断加工用、
曲げ加工用又は深絞り加工用のセラミック加工工具にも
適用できる。本発明のエッジ付きセラミック部材は、チ
ッピングに由来した欠陥の少ない尖鋭エッジ部が形成さ
れているので、これを切削工具の切削エッジ、あるいは
上記のセラミック加工工具の加工力の作用部として利用
することで、精度の高い加工が可能となる。The ceramic member with an edge as described above can be applied to a cutting tool using the sharp edge portion as a cutting edge. In addition, for the shearing process using the sharp edge portion as a working portion of the processing force, for cutting,
The present invention can also be applied to a ceramic processing tool for bending or deep drawing. In the ceramic member with an edge of the present invention, a sharp edge portion with few defects caused by chipping is formed, and this is used as a cutting edge of a cutting tool or a working portion of a processing force of the above-mentioned ceramic processing tool. Thus, highly accurate processing can be performed.

【００２４】次に、本発明のエッジ付きセラミック部材
の製造方法の第一は、２０体積％以上のアルミナ系相を
含有するアルミナ系セラミック材料により構成されると
ともに、平均粒径をｄ（単位：μｍ）、破壊靭性値をＫ
C（単位：ＭＰａ・ｍ^１／２）としたときに、−０．２
７〜−０．２０の範囲にて設定される指数値Ａを用い
て、 ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５ を満足するアルミナ系セラミック材料の外面に研磨加工
を施すことにより、２つのエッジ形成面の交差位置に稜
線状に現われるエッジ部であって、稜線方向と直交する
任意の平面にて切断したときの切り口に表れるエッジ先
端部の幅が０．３ｍｍ以下であり、かつ、稜線方向に測
定したエッジ先端表面粗さの最大高さＲmaxが７０μｍ
以下である尖鋭エッジ部を形成することを特徴とする。Next, the first of the manufacturing methods of the ceramic member with an edge according to the present invention is that it is made of an alumina-based ceramic material containing 20% by volume or more of an alumina-based phase and has an average particle diameter d (unit: μm), the fracture toughness value is K
When C (unit: MPa · m ^1/2 ), −0.2
Using an exponential value A which is set in a range of 7~-0.20, KC / by performing polishing on the outer surface of ^{(d A)} of alumina-based ceramic materials satisfying ≧ 3.5, 2 one edge An edge portion that appears in a ridgeline shape at the intersection of the forming surfaces, and the width of the edge tip portion that appears at the cut when cut along an arbitrary plane orthogonal to the ridgeline direction is 0.3 mm or less, and the ridgeline direction Height Rmax of edge tip surface roughness measured at 70 μm
The following sharp edge portion is formed.

【００２５】アルミナ系セラミック材料のＫC及びｄの
値を、Ｂ≡ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５となるように調整し
ておけば、研磨加工によりエッジ先端部の幅が０．３ｍ
ｍ以下となる尖鋭エッジ部を形成しても、エッジ先端表
面粗さの最大高さＲmaxを５０μｍ以下とすることがで
きる。すなわち、チッピングの少ない尖鋭エッジ部を形
成可能となる。If the values of K C and d of the alumina-based ceramic material are adjusted so that B≡K C / (d ^A ) ≧ 3.5, the width of the edge end portion is 0.3 m by polishing.
m, the maximum height Rmax of the edge tip surface roughness can be set to 50 μm or less even if a sharp edge portion of less than m is formed. That is, a sharp edge portion with little chipping can be formed.

【００２６】また、本発明のエッジ付きセラミック部材
の製造方法の第二は、２０体積％以上のアルミナ系相を
含有するアルミナ系セラミック材料の外面に研磨加工を
施して、２つのエッジ形成面の交差位置に稜線状に現わ
れる１又は２以上のエッジ部を形成することにより、エ
ッジ付きセラミック部材を製造する方法において、研磨
加工に先立って、アルミナ系セラミック材料の平均粒径
ｄ（単位：μｍ）と、破壊靭性値ＫC（単位：ＭＰａ・
ｍ^１／２）とを測定し、それらｄ及びＫCが、−０．２
７〜−０．２０の範囲にて設定される指数値Ａを用い
て、ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５を満足するアルミナ系セラ
ミック材料についてのみ研磨加工を施すようにする。The second method of the present invention for producing a ceramic member with an edge is to polish the outer surface of an alumina-based ceramic material containing 20% by volume or more of an alumina-based phase to form an outer surface of the two edge-formed surfaces. In a method for manufacturing an edged ceramic member by forming one or more edges that appear in a ridge line shape at the intersection position, prior to polishing, an average particle diameter d (unit: μm) of the alumina-based ceramic material prior to polishing. And the fracture toughness value KC (unit: MPa ·
m ^1/2 ), and their d and K C are -0.2
Using an exponential value A which is set in the range of 7 to-0.20, so that applying only grinding the alumina-based ceramic material satisfying ^{KC / (d A) ≧ 3.5} .

【００２７】研磨加工に先立って、アルミナ系セラミッ
ク材料のＫCとｄとを測定し、その測定値に基づいて、
Ｂ≡ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５を満たしているか否かを調
べることにより、研磨加工の前にそれがチッピングを生
じやすい材料か否かを判定できる。その結果、実際に研
磨加工を行わなくとも、それが尖鋭エッジ部の形成に適
した材料であるか否かを見極めることができるので、例
えば量産製造時においては、もともと不適な材料に加工
を施してしまう無駄を省くことができるし、開発段階の
材料であれば、材料開発時間あるいは開発コストの短縮
にも大きく寄与する。Prior to polishing, Kc and d of the alumina-based ceramic material are measured, and based on the measured values,
By checking whether or not B≡KC / (d ^A ) ≧ 3.5, it is possible to determine whether or not the material is likely to cause chipping before polishing. As a result, it is possible to determine whether or not the material is suitable for forming a sharp edge portion without actually performing polishing, so that, for example, during mass production, processing is performed on an originally inappropriate material. Waste material can be eliminated, and if the material is in the development stage, it greatly contributes to shortening the material development time or development cost.

【００２８】なお、アルミナ系セラミック材料は、例え
ば次のようにして製造可能である。まず、アルミナ粉
末、又はアルミナ粉末に、必要に応じて上記のジルコニ
ア系セラミック相粒子や導電性無機化合物相粒子を第二
相粒子として配合した原料と溶媒（水あるいはエタノー
ル等の原料と反応を起こしにくい有機溶媒）とを混合
し、泥漿を作る。混合方法は特に限定されないが、例え
ばボールミル混合、トロンメル混合、アトリッションミ
ル混合等を採用できる。また、このとき、必要に応じ
て、各種添加剤、例えばポリカルボン酸アンモニウム塩
等の分散剤あるいは解膠剤、ポリビニルアルコールやポ
リアクリル酸エステル系エマルジョン等の粘結剤、ステ
アリン酸やマイクロワックスあるいはパラフィン等の可
塑剤を同時に添加してもよい。さらに、帯電防止剤や消
泡剤等も同時添加可能である。The alumina-based ceramic material can be manufactured, for example, as follows. First, a raw material in which the above-mentioned zirconia-based ceramic phase particles or conductive inorganic compound phase particles are blended as the second phase particles with alumina powder or alumina powder, if necessary, reacts with a raw material such as water or ethanol. (A difficult organic solvent) to form a slurry. Although the mixing method is not particularly limited, for example, ball mill mixing, trommel mixing, attrition mill mixing and the like can be employed. At this time, if necessary, various additives, for example, a dispersant or deflocculant such as ammonium polycarboxylate, a binder such as polyvinyl alcohol or polyacrylate emulsion, stearic acid or microwax or A plasticizer such as paraffin may be added at the same time. Further, an antistatic agent, an antifoaming agent and the like can be added simultaneously.

【００２９】このようにして得られた泥漿は適宜の方法
により乾燥・造粒して乾燥造粒粉となす。乾燥造粒法と
しては、噴霧乾燥法（スプレードライ法）、凍結乾燥
法、減圧乾燥法等を採用することができる。このうち、
スプレードライ法において、第二相粒子として、Ｔｉ、
Ｚｒ、Ｎｂ及びＴａの１種又は２種以上を金属カチオン
成分とする金属窒化物、金属炭化物、金属硼化物及び金
属炭窒化物と、炭化タングステンとの少なくとも１種を
使用する場合は、スプレードライに使用する熱風の入口
温度を２００℃以下、望ましくは１７０℃以下に設定す
ることが、原料の酸化を防止ないし抑制する上で望まし
い。The slurry thus obtained is dried and granulated by an appropriate method to form a dry granulated powder. As the dry granulation method, a spray drying method (spray drying method), a freeze drying method, a reduced pressure drying method, or the like can be employed. this house,
In the spray drying method, Ti,
When using at least one of metal nitride, metal carbide, metal boride and metal carbonitride containing at least one of Zr, Nb and Ta as a metal cation component and tungsten carbide, spray drying is used. In order to prevent or suppress the oxidation of the raw material, it is desirable to set the inlet temperature of the hot air used for the heating to 200 ° C. or lower, preferably 170 ° C. or lower.

【００３０】このようにして得られた乾燥造粒粉は、所
期のセラミック部材の形状に成形される。成型法として
は、金型プレス、冷間静水圧プレス、泥漿鋳込み成形
（スリップキャスティング）、押出成形及び射出成形等
を採用することができる。また、低圧で金型プレスを実
施した後、冷間静水圧プレスを施すなど、上記の方法の
いくつかを組み合わせることも可能である。The dry granulated powder thus obtained is formed into a desired ceramic member shape. As the molding method, a mold press, a cold isostatic press, a slurry casting (slip casting), an extrusion molding, an injection molding, or the like can be employed. It is also possible to combine some of the above methods, such as performing a mold press at low pressure followed by a cold isostatic press.

【００３１】得られた成形体は適宜の方法にて焼成さ
れ、焼結体となる。焼成方法としては、常圧焼結法、ホ
ットプレス法、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）法等を採用
できる。また、常圧焼結法により焼成した後、さらに熱
間静水圧プレスを施すなど、上記の方法のいくつか組み
合わせることも可能である。なお、焼成の雰囲気は、前
記した導電性無機化合物相粒子を含有させる場合は大気
雰囲気などの酸化性雰囲気を用いることが望ましく、導
電性無機化合物相粒子を含有させる場合は不活性雰囲気
（真空雰囲気を含む）あるいは水素雰囲気等の還元雰囲
気を用いることが望ましい。焼成温度は、１２００〜１
９００℃、望ましくは１３００〜１８００℃の範囲で設
定することができる。また、成形体に有機系添加剤（例
えば前記した分散剤、解膠剤、粘結剤、潤滑剤、帯電防
止剤あるいは消泡剤等）が含有される場合は、上記の温
度範囲での焼成に先立って、４００〜６００℃にて仮焼
し、有機添加剤成分を予め分解あるいは蒸発により除去
ないし減少させておくことが望ましい。The obtained molded body is fired by an appropriate method to form a sintered body. As the firing method, a normal pressure sintering method, a hot pressing method, a hot isostatic pressing (HIP) method, or the like can be adopted. It is also possible to combine some of the above methods, such as performing a hot isostatic press after firing by the normal pressure sintering method. When the conductive inorganic compound phase particles are contained, it is preferable to use an oxidizing atmosphere such as an air atmosphere, and when the conductive inorganic compound phase particles are contained, the firing atmosphere is an inert atmosphere (vacuum atmosphere). ) Or a reducing atmosphere such as a hydrogen atmosphere. The firing temperature is from 1200 to 1
The temperature can be set at 900 ° C., preferably in the range of 1300 to 1800 ° C. When the molded product contains an organic additive (for example, the above-described dispersant, deflocculant, binder, lubricant, antistatic agent, antifoaming agent, etc.), firing in the above temperature range is performed. Prior to this, it is desirable to calcine at 400 to 600 ° C. to remove or reduce the organic additive component by decomposition or evaporation in advance.

【００３２】なお、前述の導電性無機化合物相粒子を配
合する場合は、焼成中の導電性無機化合物相粒子の酸化
を抑制するために、酸素ゲッターとして金属チタンを５
〜１０体積％程度の範囲にて含有させておくことが望ま
しい。これにより、最終的に得られる複合セラミック材
料の強度や破壊靭性値、あるいは電気伝導率を向上させ
ることができる。この場合、得られる複合セラミック材
料は、金属チタン及び／又は酸化チタンの形で存在する
Ｔｉ元素成分を５〜１０体積％の範囲にて含有するもの
となる。When the above-mentioned conductive inorganic compound phase particles are blended, metallic titanium is used as an oxygen getter to suppress oxidation of the conductive inorganic compound phase particles during firing.
It is desirable to contain it in the range of about to 10% by volume. Thereby, the strength, fracture toughness value, or electrical conductivity of the finally obtained composite ceramic material can be improved. In this case, the obtained composite ceramic material contains a Ti element component present in the form of titanium metal and / or titanium oxide in a range of 5 to 10% by volume.

【００３３】このようにして得られたセラミック焼結体
の外面には、尖鋭エッジ部を形成するための研磨加工が
施される。この場合、２つのエッジ形成面の例えば双方
を砥石研磨することにより、前記したエッジ先端幅を有
する尖鋭エッジ部を仕上げる。例えば回転砥石を使用す
る場合、ＪＩＳＢ４１３０に規定された番手２００〜８
００のダイヤモンド砥石を使用するのがよく、その回転
方向を、形成すべきエッジ部の稜線方向及びワーク（セ
ラミック焼結体）の送り方向と一致させておくことが、
チッピング発生をさらに抑制する上で望ましい。また、
その回転周速は１０００〜６０００ｍ／分として、１パ
ス当りの切込量を０．５〜５μｍ、ワーク送り速度を１
〜２０ｍ／分とすることが望ましい。The outer surface of the ceramic sintered body thus obtained is polished to form a sharp edge. In this case, for example, both of the two edge forming surfaces are polished with a grindstone to finish the sharp edge portion having the above-mentioned edge tip width. For example, in the case of using a rotary grindstone, the number 200 to 8 specified in JISB4130 is used.
It is preferable to use a diamond grindstone of No. 00, and to make the rotation direction coincide with the ridge direction of the edge portion to be formed and the feeding direction of the work (ceramic sintered body).
It is desirable to further suppress the occurrence of chipping. Also,
The rotational peripheral speed is 1000 to 6000 m / min, the cutting amount per pass is 0.5 to 5 μm, and the workpiece feed speed is 1
It is desirable to set it to 20 m / min.

【００３４】[0034]

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を、図面に示
す実施例を参照して説明する。まず、本発明のエッジ付
き部材の一例たる切削工具について説明する。図２に示
す切削工具１は、ｌＳＯ規格でＣＣＭＴ０６０２０４Ｅ
Ｎとして規定されている形状を有するものである。すな
わち、工具１は、例えば厚さＳが約２．３８ｍｍ、内接
円ＣIの直径が例えば約６．３５ｍｍの略平行四辺形断
面の偏平角柱形状（主面のコーナー部角度は例えば１０
０°及び８０°）を有し、各コーナー部に施されたアー
ルの大きさｒεは約０．４ｍｍとした。そして、その一
方の主面１ｃをすくい面１ｃ’として、その外周縁が切
削エッジ１ｋとされ、これが本発明でいう尖鋭エッジ部
として仕上げられている。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Embodiments of the present invention will be described with reference to embodiments shown in the drawings. First, a cutting tool as an example of the member with an edge of the present invention will be described. The cutting tool 1 shown in FIG. 2 is CCMT060204E according to the ISO standard.
It has a shape defined as N. That is, the tool 1 has, for example, a flat prismatic shape having a substantially parallelogram cross section with a thickness S of about 2.38 mm and a diameter of an inscribed circle CI of about 6.35 mm (the corner angle of the main surface is, for example, 10 mm).
0 ° and 80 °), and the size rε of the radius applied to each corner is about 0.4 mm. The one main surface 1c is a rake face 1c ', and the outer peripheral edge is a cutting edge 1k, which is finished as a sharp edge portion in the present invention.

【００３５】図３は、上記の工具１を外周切削用工具と
して使用する例を示す。図３（ａ）に示すように、棒状
の被削材Ｗを軸線周りに回転させ、その外周面に対し工
具１を同図（ｂ）に示すように当接させ、すくい面を１
ｃ’、側面１ｅ（図２）を逃げ面として用いることによ
り被削材Ｗの外周面を連続切削することができる。な
お、１ｇは横逃げ面、１ｆは前逃げ面をそれぞれ示す。FIG. 3 shows an example in which the above-mentioned tool 1 is used as an outer peripheral cutting tool. As shown in FIG. 3A, the bar-shaped workpiece W is rotated around the axis, and the tool 1 is brought into contact with the outer peripheral surface thereof as shown in FIG.
By using the c ′ and the side surface 1e (FIG. 2) as the flank, the outer peripheral surface of the workpiece W can be continuously cut. Note that 1 g indicates a lateral flank and 1 f indicates a front flank.

【００３６】工具１はアルミナ系セラミック材料で構成
されている。このアルミナ系セラミック材料は、アルミ
ナ系相を２０体積％以上の範囲にて含有し、例えば、平
均粒径をｄ（単位：μｍ）、同じく破壊靭性値をＫC
（単位：ＭＰａ・ｍ^１／２）としたときに、−０．２７
〜−０．２０の範囲にて設定される指数値Ａを用いて、 ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５ を満足する相対密度が９８％以上の材料である。これに
は、必要に応じて酸化ジルコニウムを５０重量％以上含
有するジルコニア系セラミック相が２０体積％以下、あ
るいは前記した材質の導電性無機材料粒子が６０体積％
以下の範囲にて配合される。そして、図４に示すよう
に、上記の尖鋭エッジ部Ｅは、稜線方向と直交する任意
の平面ＡＰにて切断したときの切り口に表れるエッジ先
端部の幅ｗが０．３ｍｍ以下であり、かつ粗さ測定プロ
ーブＰＱを稜線方向に移動させて測定したエッジ先端表
面粗さの最大高さＲmaxが５０μｍ以下である。このよ
うな尖鋭エッジ部Ｅを使用して切削加工を行うことによ
り、被削材Ｗの外周面を精度よく仕上げることができ
る。The tool 1 is made of an alumina ceramic material. This alumina-based ceramic material contains an alumina-based phase in a range of 20% by volume or more. For example, the average particle diameter is d (unit: μm), and the fracture toughness value is KC.
(Unit: MPa · m ^1/2 ), -0.27
^A material having a relative density of 98% or more that satisfies Kc / (dA) ≧ 3.5 using an index value A set in a range of −0.20. For this purpose, a zirconia-based ceramic phase containing 50% by weight or more of zirconium oxide as needed is 20% by volume or less, or 60% by volume of the conductive inorganic material particles of the above-mentioned material.
It is blended in the following range. Then, as shown in FIG. 4, the above-mentioned sharp edge portion E has a width w of 0.3 mm or less at the edge tip portion that appears at the cut when cut along an arbitrary plane AP orthogonal to the ridge line direction, and The maximum height Rmax of the edge tip surface roughness measured by moving the roughness measuring probe PQ in the ridge direction is 50 μm or less. By performing cutting using such a sharp edge portion E, the outer peripheral surface of the workpiece W can be accurately finished.

【００３７】なお、本発明のエッジ付きセラミック部材
において、エッジ先端部の断面形状によっては、エッジ
先端幅ｗの外縁位置が不明瞭となることもある。この場
合、図５に示すようにして、エッジ先端幅ｗを決定する
ものとする。まず、平面ＡＰ（図４）上にて、エッジ形
成面を表す２本の切り口線Ｐ1，Ｐ2間の角度θを２等分
する位置に中心線Ｏを設定する（切り口線Ｐ1，Ｐ2の起
伏が比較的大きい場合は、面粗さを平均的に馴らした積
分中心線を採用する）。次に、その中心線Ｏの方向にお
けるエッジ先端位置Ｔから、該中心線Ｏに沿って０．３
ｍｍの位置に、該中心線Ｏと直交する基準線Ｂを設定す
る。また、その基準線Ｂと切り口線Ｐ1，Ｐ2との各交点
をＸ，ＹとしてＸ−Ｙの距離をＬとし、Ｘ及びＹから内
側に各々０．０１Ｌ（Ｌの長さの１％位置）の位置に、
点Ｘ’，Ｙ’を設定する。そして、Ｘ’を通ってＰ1に
平行な直線Ｐ1’と、Ｙ’を通ってＰ2に平行な直線Ｐ
2’とを引き、これとエッジ先端面との交点位置を
Ｘ”，Ｙ”として、基準線Ｂの方向におけるＸ”−Ｙ”
間の距離をエッジ先端幅ｗとして規定する。In the edged ceramic member of the present invention, the outer edge position of the edge tip width w may be unclear depending on the cross-sectional shape of the edge tip. In this case, the edge tip width w is determined as shown in FIG. First, on the plane AP (FIG. 4), the center line O is set at a position where the angle θ between the two cut lines P1 and P2 representing the edge forming surface is bisected (the undulation of the cut lines P1 and P2). Is relatively large, an integration center line with an average surface roughness is used.) Next, from the edge tip position T in the direction of the center line O, 0.3
A reference line B orthogonal to the center line O is set at a position of mm. Further, each intersection point between the reference line B and the cut lines P1 and P2 is X and Y, and the distance of XY is L, and 0.01 L inside each of X and Y (1% position of the length of L). At the position
The points X 'and Y' are set. Then, a straight line P1 'parallel to P1 through X' and a straight line P1 parallel to P2 through Y '
2 ′, and X ″ −Y ″ in the direction of the reference line B, assuming that the intersection point between this and the edge tip surface is X ″, Y ″.
The distance between them is defined as the edge tip width w.

【００３８】なお、エッジ付きセラミック部材を工具と
して使用する場合、図５（ｂ）に示すように、切削エッ
ジ部（尖鋭エッジ部）のすくい面１ｃ側に隣接して、チ
ャンファと称される面取部ＣTが形成される場合があ
る。これにより、切削使用時における切削エッジのチッ
ピングを生じにくくなる（これは、工具を製造する際の
エッジ形成時に発生するチッピングとは意味が異な
る）。この場合、面取部ＣTを含めて尖鋭エッジ部とみ
なし、これが０．３ｍｍ以下（特に０．１５ｍｍ）とさ
れる場合に本発明の適用により、工具製造時のエッジ形
成に際するチッピング発生を効果的に防止することがで
きる。When the edged ceramic member is used as a tool, as shown in FIG. 5B, a surface called a chamfer is provided adjacent to the rake face 1c side of the cutting edge (sharp edge). There may be a case where a cut portion CT is formed. This makes it difficult for chipping of the cutting edge to occur during cutting use (this has a different meaning from chipping that occurs at the time of forming an edge when manufacturing a tool). In this case, a sharp edge portion including the chamfered portion CT is regarded as a sharp edge portion. It can be effectively prevented.

【００３９】また、導電性無機材料粒子を体積含有率２
０〜６０体積％の範囲にて配合したアルミナ系セラミッ
ク材料を使用すれば、放電加工により、図２に示す切削
工具１の概略形状を切り出すことができる。そして、そ
の逃げ面となる側面１ｅ（１ｇ，１ｆ）を、ダイヤモン
ド砥石等を用いて研磨加工することにより、尖鋭エッジ
部Ｅを形成できる。Further, the conductive inorganic material particles are contained at a volume content of 2%.
If the alumina-based ceramic material blended in the range of 0 to 60% by volume is used, the general shape of the cutting tool 1 shown in FIG. 2 can be cut out by electric discharge machining. Then, a sharp edge portion E can be formed by polishing the side surface 1e (1g, 1f) serving as the flank surface using a diamond grindstone or the like.

【００４０】次に、図６は、本発明を適用したセラミッ
ク金型の一例を示している。なお、この実施例では「金
型」と称しているが、その実は全体がアルミナ系セラミ
ック材料にて構成されており、金属製ではない。この金
型は、打抜用ダイ６と、そのダイ孔７に出入りする打抜
用パンチ４とを含み、この実施例では打抜ダイ６が、そ
のダイ孔７の開口周縁を尖鋭エッジ部Ｅとした、本発明
のエッジ付きセラミック部材として構成されている。打
抜ダイ６は、尖鋭エッジ部Ｅを含むダイ孔周縁部分のみ
をアルミナ系セラミックとして構成し、残りの部分を金
属材料や他のセラミック材料で構成するようにしてもよ
い。なお、打抜用パンチ４は、金属板部材の打ち抜くべ
き開口部に対応するパンチ先端面５を有する。当然のこ
とながら、この打抜き用パンチ４も、そのパンチ外周面
８とパンチ先端面５との交差位置に尖鋭エッジ部Ｅを形
成した、本発明のエッジ付きセラミック部材として構成
することも可能である。FIG. 6 shows an example of a ceramic mold to which the present invention is applied. In this embodiment, the mold is referred to as a "mold". However, the mold is actually made entirely of an alumina-based ceramic material and is not made of metal. The die includes a punching die 6 and a punching punch 4 that enters and exits the die hole 7. In this embodiment, the punching die 6 has a sharp edge E at the opening edge of the die hole 7. It is constituted as a ceramic member with an edge of the present invention. In the punching die 6, only the peripheral portion of the die hole including the sharp edge portion E may be formed of alumina-based ceramic, and the remaining portion may be formed of a metal material or another ceramic material. Note that the punch 4 for punching has a punch tip surface 5 corresponding to an opening to be punched out of a metal plate member. Naturally, the punch 4 for punching can also be constituted as the ceramic member with an edge of the present invention in which a sharp edge portion E is formed at the intersection of the punch outer peripheral surface 8 and the punch tip surface 5. .

【００４１】また、本発明のエッジ付きセラミック部材
は、例えば図７に示すような深絞り加工用のダイ７１に
も適用可能である。ここでは、ダイ孔７１の内周エッジ
を、尖鋭エッジ部Ｅとしている。また、深絞り用パンチ
７０も、そのパンチ先端面該周縁を尖鋭エッジ部Ｅとし
た、本発明のエッジ付きセラミック部材として構成する
ことが可能である。Further, the ceramic member with an edge of the present invention can be applied to a die 71 for deep drawing as shown in FIG. Here, the inner peripheral edge of the die hole 71 is a sharp edge portion E. Further, the deep drawing punch 70 can also be configured as the ceramic member with an edge of the present invention, in which the peripheral edge of the punch tip surface is a sharp edge portion E.

【００４２】[0042]

【実験例】種々の平均粒径を有するアルミナ原料（住友
化学工業株式会社製スミコランダムシリーズ）に対し、
Ｙ_２Ｏ_３含有量が２モル％、３モル％及び４モル％の市
販の部分安定化ジルコニア原料（住友大阪セメント株式
会社製ＯＺＣシリーズ）、あるいはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及
びＴａの１種又は２種以上を金属カチオン成分とする金
属窒化物、金属炭化物、金属硼化物及び金属炭窒化物
と、炭化タングステンとの少なくとも１種からなる第二
相粒子原料を、表１に示す組成となるように配合し、こ
れを金型プレスにより成形後、熱間静水圧プレス（ＨＩ
Ｐ）又はホットプレスにより各種条件にて焼成した。な
お、前者は、一次焼成を２ａｔｍの窒素雰囲気下にて１
３００〜１８５０℃の各種温度で２時間行った後、ＨＩ
Ｐ処理を１５００気圧のアルゴン雰囲気下にて１３００
〜１７００℃の各種温度で２時間行った。また、後者
は、圧力を２００ｋｇ／ｃｍ^２として、アルゴン雰囲気
下で１６００〜１９００℃の各種温度で２時間行った
（予備焼成等は行っていない）。[Experimental example] For alumina raw materials with various average particle sizes (Sumicorundum series manufactured by Sumitomo Chemical Co., Ltd.)
A commercially available partially stabilized zirconia raw material having a Y ₂ O ₃ content of 2 mol%, 3 mol%, and 4 mol% (OZC series manufactured by Sumitomo Osaka Cement Co., Ltd.), or one or two of Ti, Zr, Nb, and Ta A second phase particle material comprising at least one of a metal nitride, a metal carbide, a metal boride and a metal carbonitride having at least one kind as a metal cation component, and tungsten carbide so as to have a composition shown in Table 1. After being compounded and formed by a die press, a hot isostatic press (HI
P) or hot press under various conditions. In the former, the primary baking was performed in a nitrogen atmosphere of 2 atm for 1 hour.
After performing at various temperatures of 300 to 1850 ° C. for 2 hours, HI
P treatment was performed under argon atmosphere at 1500 atm.
Performed at various temperatures of １1700 ° C. for 2 hours. The latter was carried out at a pressure of 200 kg / cm ² at various temperatures of 1600 to 1900 ° C. for 2 hours in an argon atmosphere (preliminary firing and the like were not performed).

【００４３】得られた各焼結体の平均粒径は、材料表面
を平面研削とラッピングにより鏡面研磨後、１３００℃
の常圧窒素雰囲気にて熱エッチングしてＳＥＭ観察（倍
率５０００倍）を行い、その観察画像上にて、前記した
方法によりSchwarts-Saltykov法に基づいて測定した。
また、破壊靭性値はＪＩＳ：Ｒ１６０７に規定されたＳ
ＥＰＢ法により測定した。The average particle size of each of the obtained sintered bodies was 1300 ° C. after the material surface was mirror-polished by surface grinding and lapping.
Was subjected to SEM observation (magnification: 5000 times) by thermal etching in a nitrogen atmosphere at normal pressure, and measurement was performed on the observed image by the method described above based on the Schwarts-Saltykov method.
Further, the fracture toughness value is defined by S defined in JIS: R1607.
It was measured by the EPB method.

【００４４】上記の焼結体は、平面研削機（岡本工作機
械製作所製ＰＦＧ−４５０ＤＸＡ）を用いた研磨加工に
より、２０×１０×６０ｍｍの直方体形状の試験片に加
工した。なお、使用した砥石の種類及び研削加工条件は
以下の通りである：ＪＩＳＢ４１３１に規定された外径
１８０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ、番手４００のダイヤモンド
砥石（豊田バンモップス製SDC400-J100-BN-5.0）を用い
て、周速１４００ｍ／分、テーブル送り速度５ｍ／分、
１パス当りの切込深さ５μｍのエッジ形成方向の機械研
磨を施す。The above sintered body was processed into a rectangular parallelepiped test piece of 20 × 10 × 60 mm by polishing using a surface grinder (PFG-450DXA manufactured by Okamoto Machine Tool Works, Ltd.). In addition, the kind of the grindstone used and the grinding processing conditions are as follows: Using a diamond grindstone having a diameter of 180 mm, a thickness of 10 mm, and a count of 400 (SDC400-J100-BN-5.0 manufactured by Toyota Ban Mopps) specified in JIS B 4131. , Peripheral speed 1400m / min, table feed speed 5m / min,
Mechanical polishing is performed in the edge forming direction with a depth of cut of 5 μm per pass.

【００４５】次に、上記の試験片の各エッジ部につい
て、エッジ先端幅ｗを測定するための形状測定と、稜線
方向の面粗さ測定とを行った。なお、形状測定は、形状
測定機（CONTRACER CPH-400、（株）ミツトヨ製）を用
いて行っている。また、各エッジ部は光学顕微鏡により
外観観察を行い（倍率５０倍）、０．１ｍｍ以上の幅も
しくは深さのチッピングが１カ所以上認められたものを
不可（×）、０．０５ｍｍ以上０．１ｍｍ未満のチッピ
ングが１カ所以上認められたものを可（△）、０．０２
ｍｍ以上０．０５ｍｍ未満のチッピングが１カ所以上認
められたものを良（○）、０．０２ｍｍ以上のチッピン
グが全く認められなかったものを優（●）として評価を
行った。Next, a shape measurement for measuring an edge tip width w and a surface roughness measurement in a ridge direction were performed on each edge portion of the test piece. The shape measurement was performed using a shape measuring machine (CONTRACER CPH-400, manufactured by Mitutoyo Corporation). Each edge was observed with an optical microscope (magnification: 50 times). One or more chippings having a width or depth of 0.1 mm or more were not recognized (x), and 0.05 mm or more and 0.1 mm or more were not observed. If one or more chippings of less than 1 mm are recognized at one or more places (△), 0.02
The chip was evaluated as good (○) when chipping of 1 mm or more and less than 0.05 mm was recognized at one or more places, and evaluated as excellent (●) when chipping of 0.02 mm or more was not recognized at all.

【００４６】さらに、各焼結体は、ジルコニア系相を配
合したものについては、正方晶系相と立方晶系相との存
在比率を、以下のようにして求めた。すなわち、焼結体
の一部を鏡面研磨し、その研磨面においてディフラクト
メータ法によりＸ線回折を行う。まず単斜晶系相の（１
１１）及び（１１-１）の合計強度Ｉmと、正方晶系相及
び立方晶系相の（１１１）強度の和Ｉt＋Ｉcとの比か
ら、単斜晶系相の重量比率ＭＷと、正方晶系相＋立方晶
系相の重量比率ＴＷ＋ＣＷを求める。次に、この焼結体
を機械的に粉砕して再度Ｘ線回折を行い、単斜晶系相及
び立方晶系相の（１１１）強度Ｉ’m及びＩ’cを求め
る。上記粉砕に伴う機械的応力により、焼結体の正方晶
系相が単斜晶系相に全て変態すると考え、Ｉ’c／
（Ｉ’m＋Ｉ’c）から立方晶系相の重量比率ＣＷを求め
る。ＴＷ＋ＣＷは先に求められているので、これよりＣ
Ｗを減ずれば正方晶系相の重量比率ＴＷを求めることが
できる。以上の結果を表１〜６に示す。Further, for each sintered body containing a zirconia-based phase, the abundance ratio between the tetragonal phase and the cubic phase was determined as follows. That is, a part of the sintered body is mirror-polished, and X-ray diffraction is performed on the polished surface by a diffractometer method. First, (1) of the monoclinic phase
From the ratio of the total strength Im of 11) and (11-1) to the sum of the (111) strengths of the tetragonal phase and the cubic phase It + Ic, the weight ratio MW of the monoclinic phase and the tetragonal phase The weight ratio TW + CW of the phase + cubic phase is determined. Next, the sintered body is mechanically pulverized and subjected to X-ray diffraction again to determine the (111) intensities I ′m and I′c of the monoclinic phase and the cubic phase. It is considered that the tetragonal phase of the sintered body is completely transformed into the monoclinic phase due to the mechanical stress accompanying the pulverization.
The weight ratio CW of the cubic phase is determined from (I'm + I'c). Since TW + CW is required first, C
If W is reduced, the weight ratio TW of the tetragonal phase can be determined. The above results are shown in Tables 1 to 6.

【００４７】[0047]

【表１】 [Table 1]

【００４８】[0048]

【表２】 [Table 2]

【００４９】[0049]

【表３】 [Table 3]

【００５０】[0050]

【表４】 [Table 4]

【００５１】[0051]

【表５】 [Table 5]

【００５２】[0052]

【表６】 [Table 6]

【００５３】次に、図１に、表１〜表６の結果につい
て、各試験片の破壊靭性値ＫCの測定結果を、同じく平
均粒径ｄの測定結果に対してプロットした結果を図１に
示す。これを見ると、「×」のデータ点と「△」のデー
タ点、「△」のデータ点と「○」のデータ点、及び
「○」のデータ点と「●」のデータ点の各境界は、いず
れもＫC＝Ｂ・ｄ^Ａ型の関数曲線により区切られること
がわかる。また、Ａが−０．２７〜−０．２０の範囲に
おいて、定数Ｂと、尖鋭エッジ部形成時にチッピングし
やすいか否かの間に相関関係が成り立っていること、具
体的には、Ｂが３．５以上の時に「○」、さらに４．５
以上の時に「●」と、結果が順次より良好となっている
こともわかる。また、ＣＷ／ＴＷが１未満となる場合
に、耐チッピング性が特に良好であることもわかる。Next, FIG. 1 shows the measurement results of the fracture toughness value K C of each of the test pieces with respect to the results of Tables 1 to 6, plotted against the measurement results of the average particle size d. Show. As can be seen, the boundaries between the data points of “x” and “△”, the data points of “△” and “○”, and the data points of “○” and “●” Are delimited by a function curve of KC = B · d ^A type. Further, when A is in the range of -0.27 to -0.20, there is a correlation between the constant B and whether or not chipping is likely to occur when the sharp edge portion is formed. When the value is 3.5 or more, “○” is added, and then 4.5
In the above, it is also understood that the result is sequentially better as "●". In addition, when CW / TW is less than 1, it can be seen that chipping resistance is particularly good.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】実験例の各資料のデータにおいて、その平均粒
径の測定値に対し、破壊靭性値の測定値をプロットした
グラフ。FIG. 1 is a graph in which the measured values of the fracture toughness values are plotted against the measured values of the average grain size in the data of each material in the experimental examples.

【図２】本発明のエッジ付きセラミック部材の一実施例
たる切削工具を示す図。FIG. 2 is a view showing a cutting tool as an embodiment of the ceramic member with an edge according to the present invention.

【図３】図２の切削工具の使用方法を示す説明図。FIG. 3 is an explanatory view showing a method of using the cutting tool of FIG. 2;

【図４】尖鋭エッジ部の説明図。FIG. 4 is an explanatory diagram of a sharp edge portion.

【図５】エッジ先端幅の定義を示す説明図。FIG. 5 is an explanatory diagram showing a definition of an edge tip width.

【図６】本発明のエッジ付きセラミック部材の一実施例
たる打抜パンチ及び打抜ダイの一例を示す斜視図。FIG. 6 is a perspective view showing an example of a punching die and a punching die as an embodiment of the ceramic member with an edge according to the present invention.

【図７】深絞り加工用パンチ及び／又はダイを本発明の
エッジ付きセラミック部材とする例を示す模式図。FIG. 7 is a schematic view showing an example in which a punch and / or a die for deep drawing is used as a ceramic member with an edge according to the present invention.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１ 切削工具（エッジ付きセラミック部材） Ｅ 尖鋭エッジ部 ４ 打抜パンチ（エッジ付きセラミック部材） ６ 打抜ダイ（エッジ付きセラミック部材） ７ ダイ孔 ７０ 深絞り加工用パンチ（エッジ付きセラミック部
材） ７１ 深絞り加工用ダイ（エッジ付きセラミック部材）Reference Signs List 1 cutting tool (ceramic member with edge) E sharp edge portion 4 punching punch (ceramic member with edge) 6 punching die (ceramic member with edge) 7 die hole 70 punch for deep drawing (ceramic member with edge) 71 deep Die for drawing (ceramic member with edge)

Claims (10)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 ２０体積％以上のアルミナ系相を含有す
るアルミナ系セラミック材料により構成されるととも
に、平均粒径をｄ（単位：μｍ）、破壊靭性値をＫC
（単位：ＭＰａ・ｍ^１／２）としたときに、−０．２７
〜−０．２０の範囲にて設定される指数値Ａを用いて、 ＫC／（ｄ^Ａ）≧３．５ を満足するものであり、 かつ、部材外面には、２つのエッジ形成面の交差位置に
稜線状に現われる１又は２以上のエッジ部が形成されて
おり、そのエッジ部の少なくとも一つのものが、稜線方
向と直交する任意の平面にて切断したときの切り口に表
れるエッジ先端部の幅が０．３ｍｍ以下である、尖鋭エ
ッジ部として形成されたことを特徴とするエッジ付きセ
ラミック部材。1. An alumina-based ceramic material containing 20% by volume or more of an alumina-based phase, having an average particle size of d (unit: μm) and a fracture toughness value of KC
(Unit: MPa · m ^1/2 ), -0.27
Using an exponential value A set in the range of ~-0.20, is intended to satisfy the ^{KC / (d A) ≧ 3.5} , and the member outer surface, the intersection of two edges forming surface One or more edges that appear in a ridge shape at the position are formed, and at least one of the edges is the edge tip portion that appears in the cut when cut along any plane perpendicular to the ridge direction. An edged ceramic member having a width of 0.3 mm or less and formed as a sharp edge portion. 【請求項２】 前記尖鋭エッジ部は、前記稜線方向に測
定したエッジ先端表面粗さの最大高さＲmaxが７０μｍ
以下である請求項１記載のエッジ付きセラミック部材。2. The sharp edge portion has a maximum height Rmax of an edge tip surface roughness measured in the ridge direction of 70 μm.
The edged ceramic member according to claim 1, wherein: 【請求項３】 前記アルミナ系セラミック材料は、ジル
コニア系セラミック相を２０体積％以下の範囲内にて含
有する複合セラミック材料である請求項１又は２に記載
のエッジ付きセラミック部材。3. The ceramic member with an edge according to claim 1, wherein the alumina-based ceramic material is a composite ceramic material containing a zirconia-based ceramic phase in a range of 20% by volume or less. 【請求項４】 前記ジルコニア系セラミック相の安定化
成分として、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ及びＭｇの１種又は２種以
上を、ＣａはＣａＯに、ＹはＹ_２Ｏ_３に、ＣｅはＣｅＯ
_２に、ＭｇはＭｇＯにそれぞれ酸化物換算した値にて、
ジルコニア系セラミック相中の含有量として合計で１．
４〜４モル％の範囲にて含有する請求項３記載のエッジ
付きセラミック部材。4. As a stabilizing component of the zirconia-based ceramic phase, one or more of Ca, Y, Ce and Mg, Ca is CaO, Y is Y ₂ O ₃ , and Ce is CeO
₂ , Mg is a value converted to oxides of MgO.
The content in the zirconia-based ceramic phase is 1.
The edged ceramic member according to claim 3, which is contained in a range of 4 to 4 mol%. 【請求項５】 前記ジルコニア系セラミック相は、立方
晶系相の存在重量ＣＷと正方晶系相の存在重量ＴＷとの
比率ＣＷ／ＴＷが１未満である請求項３又は４に記載の
エッジ付きセラミック部材。5. The zirconia-based ceramic phase according to claim 3, wherein the ratio CW / TW of the cubic phase existing weight CW to the tetragonal phase existing weight TW is less than 1. Ceramic members. 【請求項６】 前記アルミナ系セラミック材料は、金属
カチオン成分がＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷの少なく
ともいずれかである導電性無機化合物相を６０体積％以
下の範囲にて含有する複合セラミック材料である請求項
１ないし５のいずれかに記載のエッジ付きセラミック部
材。6. The composite ceramic material, wherein the alumina-based ceramic material contains a conductive inorganic compound phase in which a metal cation component is at least one of Ti, Zr, Nb, Ta, and W in a range of 60% by volume or less. The edged ceramic member according to any one of claims 1 to 5, wherein 【請求項７】 前記導電性無機化合物は、Ｔｉ、Ｚｒ、
Ｎｂ、Ｔａの少なくともいずれかを金属カチオン成分と
する金属窒化物、金属炭化物、金属硼化物、金属炭窒化
物、及び炭化タングステンの少なくともいずれかである
請求項６記載のエッジ付きセラミック部材。7. The conductive inorganic compound is Ti, Zr,
The ceramic member with an edge according to claim 6, wherein the ceramic member is at least one of a metal nitride, a metal carbide, a metal boride, a metal carbonitride, and tungsten carbide containing at least one of Nb and Ta as a metal cation component. 【請求項８】 金属チタン及び／又は酸化チタンの形で
存在するＴｉ元素成分を１０体積％以下の範囲にて含有
する請求項６又は７に記載のエッジ付きセラミック部
材。8. The ceramic member with an edge according to claim 6, wherein a Ti element component present in the form of titanium metal and / or titanium oxide is contained in a range of 10% by volume or less. 【請求項９】 前記エッジ付きセラミック部材は、前記
尖鋭エッジ部を切削エッジとして使用する切削用工具で
ある請求項１ないし８のいずれかに記載のエッジ付きセ
ラミック部材。9. The ceramic member with an edge according to claim 1, wherein the ceramic member with an edge is a cutting tool using the sharp edge portion as a cutting edge. 【請求項１０】 前記エッジ付きセラミック部材は、前
記尖鋭エッジ部を加工力の作用部として使用する剪断加
工用、切断加工用、曲げ加工用又は深絞り加工用のセラ
ミック加工工具である請求項１ないし８のいずれかに記
載のエッジ付きセラミック部材。10. A ceramic working tool for shearing, cutting, bending, or deep drawing using the sharp edge portion as a working portion of a working force, wherein the edged ceramic member is used. 9. The ceramic member with an edge according to any one of items 8 to 8.