JPS60264368A - Superhard ceramic and manufacture - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。(57) [Summary] This bulletin contains application data before electronic filing, so abstract data is not recorded.

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 こ、の発明は、Ｂ４Ｃ−ＴｌＢ２−窒化珪素固溶体系の
高硬度と極めて高い強度を有する超硬質セラミックスと
その製造方法に関するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Industrial Field of Application] This invention relates to an ultra-hard ceramic having high hardness and extremely high strength made of a B4C-TlB2-silicon nitride solid solution system, and a method for producing the same.

〔従来技術及びその問題点〕[Prior art and its problems]

従来、Ｂ４Ｃ１ＴｉＢ２ともに高硬度を有し、硬質材料
を製造するのに適した物質であるが、いずれも焼結性が
悪く強度の高い材料が得られず、実用化されていないの
が現状である。Conventionally, both B4C1TiB2 have high hardness and are suitable for manufacturing hard materials, but both have poor sinterability and cannot produce high-strength materials, so they have not been put to practical use. .

ｊｌ　＋　ｊ　ｆ、Ｆｅ　’）Ｊｊｊ　＊　ＭＡ　’；
ｌ　ｌｔｊ　＠　ｕｊ　ｌ　ｌ−ｉｓ　Ｂ４ＣＦｅ　Ｈ
’：ｆｔ属焼結体＋　ＴｉＢ２　Ｆｅ族金属焼結体の製
造が検討されたが、いずれの材料とも焼結中にＦｅ族金
属の硼化物が生成され、結合金属相がなくなり、強度の
向上は極めて少なく、その−ヒ、材料の硬さが大巾に低
下してしまうという欠点を有していた。jl + j f, Fe') Jjj * MA';
l ltj @ uj l l-is B4CFe H
': ft group sintered body + TiB2 Production of Fe group metal sintered body was considered, but with both materials, boride of Fe group metal is generated during sintering, the bonding metal phase disappears, and the strength is improved. However, the hardness of the material is greatly reduced.

また、」二記欠点を避けるために、硼化物を作らない金
属結合剤９合金績合剤あるいは炭化物結合剤が検討され
てきたが、いずれも硬度と強度の両特性を向上させるに
は到っていなかった。In addition, in order to avoid the drawbacks mentioned in 2.1, metallic binders that do not produce borides, 9-alloy mixtures, or carbide binders have been studied, but none of them have been able to improve both hardness and strength properties. It wasn't.

〔発明の目的及び知見事項〕[Purpose of the invention and findings]

そこで、本発明者等は高硬度でかつ高強度の超硬質焼結
体を得べく研究を行なった。Therefore, the present inventors conducted research to obtain an ultra-hard sintered body with high hardness and high strength.

まず、Ｂ４ＣとＴｉＢ２の二成分からなる焼結体の製造
を検討したが、この材料は各々単独の成分からなる焼結
体よりも高硬度を示すが、強度が極めて低いものであっ
た。First, we considered manufacturing a sintered body made of two components, B4C and TiB2, but this material showed higher hardness than a sintered body made of each component alone, but had extremely low strength.

次に、Ｂ４ＣとＴｉＢ２の二成分に各種の金属、化合物
を添加して焼結体を製造する試験をしたところ、Ｆｅ族
金属の添加の場合は従来のＢ４Ｃ１ＴｊＢ２の各々に添
加した場合と同様、ｌ’ｉ’６族金属の硼化物が生成し
て、焼結体の硬度が大巾に低下してしまった。Next, we conducted a test to manufacture a sintered body by adding various metals and compounds to the two components of B4C and TiB2, and found that the addition of Fe group metals was similar to the case of adding each of the conventional B4C1TjB2. Borides of l'i' group 6 metals were produced, and the hardness of the sintered body was greatly reduced.

そこで、他の添加剤を検討したところ、炭化物では硬度
は向−１ニするが、強度が向上せず、窒化物の中の窒化
珪素Ｃ以下、Ｓｉ３Ｎ４で示す）をＢ４ＣとＴｉＢ２の
二成分系に添加すると、硬度と強度の両方が向」ニする
ことを確認した。Therefore, when we investigated other additives, we found that the hardness of carbide decreased by -1, but the strength did not improve. It was confirmed that both hardness and strength improve when added to

しかしながら、８１３Ｎ４だけの添加では材料の焼結性
が悪く、Ｓｉ３Ｎ４のうちの　３〜３０重量係の範囲の
量をＡｌ２Ｏ３，Ｙ２Ｏ３及びＭｇＯからなる群より選
ばれた少なくとも１種の酸化物で置換すると、焼結性が
よく、しかも硬度と強度の高い焼結体が得られることを
確認した。However, if only 813N4 is added, the sinterability of the material is poor, and if the amount of Si3N4 in the range of 3 to 30% by weight is replaced with at least one oxide selected from the group consisting of Al2O3, Y2O3, and MgO. It was confirmed that a sintered body with good sinterability and high hardness and strength could be obtained.

また、Ｂ４Ｃ５ＴＩＢ２及びＳｉ３Ｎ４固溶体からなる
上記の超硬質セラミックスを製造するに際しては、Ｂ４
Ｃ粉末、ＴｉＢ２粉末、５１３Ｎ４粉末、並びにＡｌ２
Ｏ３粉末、Ｙ２Ｏ３粉末及びＭｇＯ粉末からなる群より
選ばれた少なくとも１種の酸化物粉末を所定の組成に配
合し、これらの配合粉末を粉砕・混合した後、プレス成
形して圧粉体とし、この圧粉体を０５ａｔｍ以上の窒素
雰囲気中で普通焼結あるいはホットプレスすることによ
り、特に高硬度かつ高強度のセラミックスが得られるこ
とも確認した。In addition, when manufacturing the above-mentioned super hard ceramics made of B4C5TIB2 and Si3N4 solid solution, B4
C powder, TiB2 powder, 513N4 powder, and Al2
At least one kind of oxide powder selected from the group consisting of O3 powder, Y2O3 powder and MgO powder is blended into a predetermined composition, these blended powders are crushed and mixed, and then press-molded to form a green compact, It has also been confirmed that ceramics with particularly high hardness and high strength can be obtained by sintering or hot pressing this green compact in a nitrogen atmosphere of 0.5 atm or higher.

５− 〔発明の構成に欠くことができない事項〕この発明は、
上記知見に基いて更に研究を重ねた結果発明されたもの
であり、 （１）■Ｂ４Ｃ、■’ｌ”１１３２並びに■５ｉ３Ｎ４
９７〜７０重量係に、　３〜３０重量係の範囲のＡＡ！
　２０３　＃　Ｙ２Ｏ３及びＭｇＯからなる群より選ば
れた少なくとも１種の酸化物を固溶させたＳｉ３Ｎ４固
溶体の三成分からなり、その組成が第１図に示すように
三角座標において、 点Ａ（Ｂ４Ｃ：８０％、ＴｉＢ２：１０チ、Ｓｉ３Ｎ４
固溶体：１０係）。5- [Matters essential to the structure of the invention] This invention:
It was invented as a result of further research based on the above knowledge, and (1) ■B4C, ■'l"1132 and ■5i3N4
AA in the range of 97-70 weight, 3-30 weight!
203 # Consists of three components of Si3N4 solid solution in which at least one oxide selected from the group consisting of Y2O3 and MgO is dissolved, and its composition is at point A (B4C: 80%, TiB2:10chi, Si3N4
Solid solution: Section 10).

点Ｂ　（Ｂ４Ｃ：３０％、　ＴｉＢ２：６０％、Ｓｉ３
Ｎ４固溶体＝１０係）。Point B (B4C: 30%, TiB2: 60%, Si3
N4 solid solution = 10 parts).

点Ｃ（Ｂ４Ｃ：３０チ、ＴｌＢ２　：　１０チ、Ｓｉ３
Ｎ４固溶体二６０％） （以上、重量％）で囲まれた範囲にあることを特徴とす
る超硬質セラミックス。Point C (B4C: 30chi, TlB2: 10chi, Si3
An ultra-hard ceramic characterized by having an N4 solid solution in a range of 260% (by weight).

（２）Ｂ４Ｃ粉末、ＴｌＢ２粉末＊　Ｓｉ３Ｎ４粉末、
並びにＡｌＯ粉末、Ｙ２Ｏ３粉末及びＭｇＯ粉末からな
る群よ３ り選ばれた少なくとも１種の酸化物粉末を、Ｂ４Ｃ６一 −ＴｉＢ２−窒化珪素と酸化物の混合物系の三角座標に
おいて、 点Ａ’（Ｂ４Ｃ：８０％、ＴｌＢ２：１０チ＋　Ｓ　ｉ
３Ｎ４と酸化物の混合物＝１０係）。(2) B4C powder, TlB2 powder* Si3N4 powder,
and at least one oxide powder selected from the group consisting of AlO powder, Y2O3 powder, and MgO powder, at point A' (B4C :80%, TlB2:10chi+S i
3N4 and oxide mixture = 10 parts).

点Ｂ’（Ｂ４Ｃ：３０％＋　ＴｌＢ２　：　６０％、Ｓ
ｉ３Ｎ４と酸化物の混合物＝１０％）。Point B' (B4C: 30% + TlB2: 60%, S
mixture of i3N4 and oxide = 10%).

点Ｃ’（Ｂ４Ｃ：３０％、　ＴｌＢ２　：　１０％、Ｓ
ｉ３Ｎ４と酸化物の混合物＝６０％） Ｃ以上、重量％）で囲まれた範囲の配合組成であり、し
かも、Ｓｉ３Ｎ４粉末と酸化物粉末との配合割合が重量
比で９７〜７０：　３〜３０である配合組成となるよう
に配合し、これら原料粉末を粉砕・混合した後、プレス
成形して圧粉体とし、この圧粉体をＱ、　５　ａｔｍ以
上の窒素雰囲気中で普通焼結あるいはホットプレスする
ことを特徴とする、■Ｂ４Ｃ。Point C' (B4C: 30%, TlB2: 10%, S
Mixture of i3N4 and oxide = 60%) C or more, weight%), and the blending ratio of Si3N4 powder and oxide powder is 97 to 70:3 to 30 by weight. After pulverizing and mixing these raw material powders, they are press-formed to form a green compact, and this green compact is sintered normally or hot in a nitrogen atmosphere of Q, 5 atm or higher. ■B4C, which is characterized by pressing.

■ＴｉＢ２並びに■５ｉ３Ｎ４９７〜７０重量優に、３
〜３０重量％の範囲のＡ４□０３．Ｙ２Ｏ３及びＭｇＯ
から！：″　なる群より選ばれた少なくとも１種の酸化
物を固溶させたＳｉ３Ｎ４固溶体の三成分からなり、そ
の組成が第１図に示す三角座標において、点Ａ９点Ｂ及
び点Ｃで囲まれた範囲にある超硬質セラミックスの製造
方法 である。■TiB2 and ■5i3N497~70 weight, 3
A4□03. in the range of ~30% by weight. Y2O3 and MgO
from! It consists of three components of Si3N4 solid solution in which at least one oxide selected from the group consisting of: This is a method for manufacturing ultra-hard ceramics within the range.

〔発明の構成要件〕[Components of the invention]

以下、この発明の構成について詳細に説明する。 Hereinafter, the configuration of the present invention will be explained in detail.

■　超硬質セラミックス （１）成分 ５１３Ｎ４固溶体は、５ｉＢＮ４９７〜７０重量％に、
３〜３０重量％の範囲のＡｌ２Ｏ３，Ｙ２Ｏ３及びＭｇ
Ｏからなる群より選ばれた少なくとも１種の酸化物を固
溶させたものであることが必要である。これは、酸化物
での置換度が　３重量％より少ないと、焼結性改善の効
果が充分でなく、一方、３０重重量上り多いと、高温特
性が低下してしまうからである。■ Ultra-hard ceramic (1) component 513N4 solid solution contains 5iBN497 to 70% by weight,
Al2O3, Y2O3 and Mg in the range 3-30% by weight
It is necessary that at least one oxide selected from the group consisting of O is dissolved in solid solution. This is because if the degree of substitution with the oxide is less than 3% by weight, the effect of improving sinterability will not be sufficient, while if it exceeds 30% by weight, the high temperature properties will deteriorate.

（１１）組成 （ａ）　Ｂ４Ｃ Ｂ４Ｃは、極めて高い硬度を有し、この発明の主体硬質
相であり、この発明の超硬質セラミックスに高い硬度ひ
いては耐摩耗性を付与する作用を有するが、Ｂ４Ｃの含
有量が第１図のＢＣ線未満、すなわち３０重量％未満で
は所望の効果が得られず、一方、第１図のＡ点を越える
、すなわち８０重量受を越えると、セラミックスの焼結
性が低下し、強度が低下してしまうことから、Ｂ４Ｃの
含有量をＢＣ線とＡ点の間（すなわち３０〜８０重量％
）と定めた。(11) Composition (a) B4C B4C has extremely high hardness and is the main hard phase of this invention, and has the effect of imparting high hardness and wear resistance to the ultrahard ceramic of this invention. If the content is less than the BC line in Figure 1, that is, less than 30% by weight, the desired effect cannot be obtained, while if it exceeds point A in Figure 1, that is, exceeds 80% by weight, the sinterability of the ceramic will deteriorate. Therefore, the B4C content should be set between the BC line and the point A (i.e., 30 to 80% by weight).
).

（ｂ）　Ｔ　ｉＢ　２ ＴｉＢ２は、それ自体Ｂ４Ｃと同様高い硬度を有してい
るが、Ｂ４Ｃと一緒に焼結すると、きわめて高硬度のセ
ラミックスが得られ、また、Ｂ４Ｃのスケルトンを分断
して、この発明の超硬質セラミックスの強度を向上させ
る作用を有するが、ＴｉＢ２の含有量が第１図のＡＣ線
未満、すなわち１０重量％未満では所望の効果が得られ
ず、一方、第１図のＢ点を越える、すなわち６０重量％
を越えると、セラミックスの硬度ひいては耐摩耗性およ
び強度が低下してしまうことから、ＴｉＢ２の含有量を
ＡＣ線とＢ点の間（すなわち１０〜６０重景％）と定め
た。(b) T iB 2 TiB2 itself has high hardness like B4C, but when sintered together with B4C, a ceramic with extremely high hardness is obtained, and by dividing the skeleton of B4C, Although it has the effect of improving the strength of the ultra-hard ceramic of this invention, if the content of TiB2 is less than the AC line in FIG. 1, that is, less than 10% by weight, the desired effect cannot be obtained; over the point, i.e. 60% by weight
If the TiB2 content exceeds the range, the hardness and wear resistance and strength of the ceramic decrease. Therefore, the content of TiB2 was determined to be between the AC line and the point B (ie, 10 to 60%).

＝９− （ｃｌ　Ｓ　ｉＢ　Ｎ、ｉ固溶体 Ｓｉ３Ｎ４固溶体は、前記Ｂ４ＣおよびＴｉＢ２を強固
に結合して、この発明の超硬質セラミックスの強度を向
上させる効果を有するが、Ｓｉ３Ｎ４固溶体の含有量が
ＡＢ線未満すなわち１０重量％未満では、所望の効果が
得られず、一方、０点を越えると、すなわち６０重量％
を越えると、セラミックスの硬さが低下し、耐摩耗性が
低下してしまうことから、Ｓｉ３Ｎ４固溶体の含有量を
ＡＢ線と０点の間（すなわち、１０〜６０重量％）と定
めた。=9- (cl SiB N,i solid solution The Si3N4 solid solution has the effect of strongly binding the B4C and TiB2 and improving the strength of the ultra-hard ceramic of the present invention, but the content of the Si3N4 solid solution is below the AB line. If it is less than 10% by weight, the desired effect cannot be obtained, while if it exceeds 0, i.e. 60% by weight.
If it exceeds this, the hardness of the ceramic decreases and the wear resistance decreases, so the content of the Si3N4 solid solution was determined to be between the AB line and the 0 point (that is, 10 to 60% by weight).

■　超硬質セラミックスの製造方法 （１）原料粉末の粒度 Ｓｉ３Ｎ４固溶体は、結合相としての役割を有するので
、その原料であるＳ　ｌ　３Ｎ４粉末、Ａｌ２Ｏ３粉末
。■ Manufacturing method for ultra-hard ceramics (1) Particle size of raw material powder Since the Si3N4 solid solution has a role as a binder phase, its raw materials, S 1 3N4 powder and Al2O3 powder.

Ｙ２Ｏ３粉末及びＭｇＯ粉末は、粒度が細かい方が望ま
しい。即ち、Ｓｉ３Ｎ４粉末は平均粒径０．１〜２０μ
ｍ。It is desirable that the Y2O3 powder and MgO powder have finer particle sizes. That is, the Si3N4 powder has an average particle size of 0.1 to 20μ
m.

酸化物粉末は平均粒径０．０５〜１．５μｍのものが好
ましい。そして、Ｂ４Ｃ粉末およびＴｉＢ２粉末の平均
粒径は、いずれも０．５〜５．０μｍが好ましい。The oxide powder preferably has an average particle size of 0.05 to 1.5 μm. The average particle size of both the B4C powder and the TiB2 powder is preferably 0.5 to 5.0 μm.

（ＩＩ）配合組成 １０− （ｄ）　Ｂ４Ｃの配合量 Ｂ４Ｃノ配合量が、Ｂ４Ｃ−ＴｌＢ２−８１３Ｎ４　と
酸化物の混合物系の三角座標において、Ｂ’Ｃ’線未満
、すなわち３０重量％未満の場合、得られるセラミック
スに高い硬度Ｏ・いては耐摩耗性を付与１″ることかで
きず、一方、Ａ′点を越える、すなわち８０重量％を越
えろと、製造の際の焼結性が低下し、得られるセラミッ
クスの強度が低下してしまうことから、Ｂ４Ｃの配合量
をＢ’　Ｃ’線とＡ′点の間（すなわち３０〜８０重量
％）と定めた。(II) Blending composition 10- (d) B4C blending amount When the B4C blending amount is less than the B'C' line, that is, less than 30% by weight, in the triangular coordinates of the mixture system of B4C-TlB2-813N4 and oxide. If the resulting ceramic has a high hardness of 0, it is not possible to impart wear resistance of 1", while if the hardness exceeds the A' point, that is, exceeds 80% by weight, the sinterability during production decreases. Since the strength of the resulting ceramic would be reduced, the blending amount of B4C was determined to be between the B'C' line and the A' point (ie, 30 to 80% by weight).

（ｅ）　’ｆ’　］　Ｂ　２の配合量 ＴｉＢ２の配合量が、Ｂ４Ｃ−ＴｌＢ２−８１３Ｎ４と
酸化物の混合物系の三角座標において、Ａ’Ｃ’線未満
、すなわち１０重量％未満では、得られろセラミックス
の硬度と強度とを向−１ニさせることができず、一方、
Ｂ′点を越えろ、１−なわち６０重１カを越えると、得
られろセラミックスの硬度ひいては面１摩ｉｌｌ’　肝
性おＪｏび強度が低下してしまうことがら、Ｔ・Ｂ２の
配合量をＡ’　Ｃ’線とＢ′点の間（ｆなわち１０〜６
０重量％）と定めた。(e) 'f' ] B2 blending amount If the blending amount of TiB2 is less than line A'C', that is, less than 10% by weight, in the triangular coordinates of the mixture system of B4C-TlB2-813N4 and oxide, it will not be possible to obtain It is not possible to improve the hardness and strength of filter ceramics, and on the other hand,
Exceeding point B', i.e., exceeding 60% weight, will result in a decrease in the hardness of the ceramic and thus the surface resistance and strength, so the blending amount of T and B2 will be reduced. between A'C' line and B' point (f, that is, 10 to 6
0% by weight).

（ｆ）Ｓｉ３Ｎ４と酸化物の合計配合量８１３Ｎ４と酸
化物の合計配合量がＡ’　Ｂ’線未満すなわち１０重量
％未満では、得られろセラミックスの強度を向上させる
ことができず、一方、Ｃ′点を越えると、すなわち６０
重量％を越えると、得られるセラミックスの硬さが低下
し、而」摩耗性が低下してしまうことがら、Ｓｉ３Ｎ４
と酸化物の合計配合量をＡ’　Ｂ’線とＣ′点の間（￥
なわち、１０〜６０重ｉ′％）と定めた。(f) Total blending amount of Si3N4 and oxide 813 If the total blending amount of Si3N4 and oxide is less than the A'B' line, that is, less than 10% by weight, the strength of the resulting ceramic cannot be improved; ’ point, that is, 60
If Si3N4
and the total amount of oxides between the A'B' line and the C' point (￥
That is, it was determined to be 10 to 60 weight i'%).

（ｇ）Ｓｉ３Ｎ４と酸化物の配合割合 ５１３Ｎ４粉末と酸化物粉末との配合割合は重量比で９
７〜７０：　３〜３０であることが必要である。これは
、８１３Ｎ４粉末が９７重量％を越え、　。(g) Blending ratio of Si3N4 and oxide 513 The blending ratio of N4 powder and oxide powder is 9 by weight.
7-70: Must be 3-30. This means that the 813N4 powder exceeds 97% by weight.

酸化物粉末が　３重量係未満の配合割合では、製造の際
の焼結性が向上せず、一方、５１３Ｎ４粉末が７０Ｍ量
受未満で酸化物粉末が３０重量％を越える配合割合では
、得られるセラミックスの高温特性が低下してしまうか
らである。If the amount of oxide powder is less than 3% by weight, the sinterability during production will not improve, while if the amount of 513N4 powder is less than 70M and the amount of oxide powder is more than 30% by weight, the sinterability will not be improved. This is because the high-temperature properties of ceramics will deteriorate.

（ｉｉ：）　粉砕・混合 粉砕・混合は通常の方法、すなわち、ボールミル中ニお
いて湿式（例えばアルコール中）で、例えば９６時間の
条件で行なわれる。(ii:) Grinding and Mixing The grinding and mixing are carried out in a conventional manner, that is, in a ball mill in a wet manner (for example, in alcohol), for example, for 96 hours.

（１ｖ）　成形 成形は、好ましくは、プレス圧力１．０〜３０Ｋｇ／　
ｍＡでプレス成形することにより行なわれる。(1v) Molding is preferably performed at a press pressure of 1.0 to 30 kg/
This is done by press molding at mA.

（■）焼結 焼結は、Ｑ、　５　ａｔｍ以上の窒素雰囲気中で行なう
ことが必要である。Ｑ、　５　ａｔｍ未満の窒素雰囲気
で焼結を行なうと、８１３Ｎ４０分解が激しく、得られ
る上列ミックス中に空孔ができ゛て、セラミックスの強
度を低下させてしまうので、焼結雰囲気はＱ、５ａｔｒ
ｎ以」−の窒素雰囲気と定めた。(■) Sintering Sintering must be carried out in a nitrogen atmosphere of Q, 5 atm or higher. Q. If sintering is performed in a nitrogen atmosphere of less than 5 atm, the 813N40 decomposes violently, creating pores in the resulting upper row mix and reducing the strength of the ceramic. 5atr
The nitrogen atmosphere was defined as "n" or more.

焼結は、普通焼結あるいはホットプレスすることにより
行なわれる。普通焼結は１７５０〜１９５０℃の温度で
、１〜１０時間行なうことが望ましい。Sintering is usually performed by sintering or hot pressing. Normally, sintering is preferably carried out at a temperature of 1750 to 1950°C for 1 to 10 hours.

ホットプレスの場合には、プレス圧力１００〜４００υ
、温度１７００〜１９５０℃で０．５〜５時間行なうこ
とが望ましい。In the case of hot press, press pressure 100~400υ
It is desirable to carry out the process at a temperature of 1700 to 1950°C for 0.5 to 5 hours.

窒素雰囲気中での普通焼結あるいはホットプレスにより
、超硬質セラミックスを製造した後に、１３− 更に熱間静水圧プレスを行なうことは、強度がより一層
向上するので好ましい。After producing ultra-hard ceramics by normal sintering or hot pressing in a nitrogen atmosphere, it is preferable to further perform hot isostatic pressing in order to further improve the strength.

〔実施例〕〔Example〕

次に実施例にもとづいて、この発明の超硬質セラミック
ス及びその製造方法について具体的に説明する。Next, the ultra-hard ceramic of the present invention and its manufacturing method will be specifically explained based on Examples.

実施例 原料粉末として、平均粒径１５μｍのＢ４Ｃ粉末。Example B4C powder with an average particle size of 15 μm was used as the raw material powder.

同２．０　μＩＴＩのＴｉＢ２粉末、同０．７　ｐ　ｍ
の５１３Ｎ４粉末。TiB2 powder with 2.0 μITI, 0.7 pm
513N4 powder.

同０．５　ｐ　ｒｎのＡｌ２Ｏ３粉末、同Ｑ、４．ｆｊ
ｍのＹ２Ｏ３粉末。Al2O3 powder of 0.5 p rn, same Q, 4. fj
m of Y2O3 powder.

および同Ｏ０６μｍのＭｇＯ粉末を用意し、第１表に示
される配合組成に配合して、ボールミルにて９６時時間
式（変性アルコール中）で粉砕・混合し、乾燥した後、
プレス圧力２０Ｋｙ／−でプレス成形して圧粉体とし、
この圧粉体を第１表に示されろ条件にて焼結して、第１
表に示されるセラミックス組成を有する本発明超硬質セ
ラミックスＮｏ、１〜２５と組成が本発明の範囲から外
れる比較超硬質セラミックスＮｏ、１’〜９′を製造し
た。and the same O06μm MgO powder were prepared, blended into the composition shown in Table 1, ground and mixed in a ball mill for 96 hours (in denatured alcohol), and dried.
Press molded at a press pressure of 20Ky/- to form a green compact,
This green compact was sintered under the conditions shown in Table 1.
Invention ultra-hard ceramics Nos. 1 to 25 having the ceramic compositions shown in the table and comparative ultra-hard ceramics Nos. 1' to 9' having compositions outside the scope of the present invention were manufactured.

ついで、本発明超硬質セラミックスと比較超硬１４− 質セラミックスσ）ロックウェルＡ硬さと抗折力を測定
し、同じく第１表て示した。Next, the Rockwell A hardness and transverse rupture strength of the ultrahard ceramics of the present invention and the comparative ultrahard 14-quality ceramics σ) were measured, and are also shown in Table 1.

第１表かられかるように、組成がこの発明の範囲から外
れる比較超硬質セラミックスは、ロックウェルＡ硬さが
約９３７以下であり、抗折力が約５８Ｋｒ／−以下であ
るのて対し、本発明超硬質セラミックスは、ロックウェ
ルＡ硬さが０２２〜９４６で、しかも抗折力が７２〜９
５Ｋｇ／−という硬度が良好乃至優れており、極めて高
強度のもので゛ある。As can be seen from Table 1, the comparative ultra-hard ceramics whose composition is outside the scope of the present invention have a Rockwell A hardness of about 937 or less and a transverse rupture strength of about 58 Kr/- or less, whereas The ultra-hard ceramic of the present invention has a Rockwell A hardness of 022 to 946 and a transverse rupture strength of 72 to 9.
It has a good to excellent hardness of 5 kg/-, and has extremely high strength.

〔発明の用途〕[Use of invention]

次に、本発明超硬質セラミックスと比較超硬質セラミッ
クスからＩＳＯ規格５ＮＰ４３２の形状の切削チップを
切り出し、下記の条件にて、高速切削試験を行なった。Next, cutting tips having a shape according to ISO standard 5NP432 were cut from the ultra-hard ceramics of the present invention and the comparative ultra-hard ceramics, and a high-speed cutting test was conducted under the following conditions.

く切削試験条件〉 被削材：Ｆｅ１２（ブリネル硬さ：　１．６０　）の丸
棒 切削速度：２８０ｒｎ／分 送り　：　Ｏ，１５ｍｍ　／　ｒｅｖ １５− ３８９− 切込み　：１．５ｍｍ 切削時間：１５分 同様て、従来焼結体として、鋳鉄の切削に通常用いられ
る、ＫＯＩのＷＣＣ超超硬合金組成はＶ：９２％、’ｒ
ａｃ　：　２％、Ｃｏ：６％）、ＴｉＣ基サーすット（
組成はＴ；ｃ　：　７０％９Ｍｏ２Ｃ：１５％、Ｎｉ：
１５％）、Ａ１２０３−ＴＩＣ系セラミックス（組成は
Ａｌ２Ｏ３ニア０％、ＴｉＣ：３０％）　ｓ　Ｓ　ｌ　
３Ｎ４系セラミツクス（組成は８１３Ｎ４：９３％、Ｙ
２Ｏ３：５％。Cutting test conditions> Work material: Fe12 (Brinell hardness: 1.60) round bar Cutting speed: 280rn/min Feed: O, 15mm/rev 15-389- Depth of cut: 1.5mm Cutting time: 15 minutes Same Therefore, the composition of KOI's WCC cemented carbide, which is conventionally used as a sintered body for cutting cast iron, is V: 92%, 'r
ac: 2%, Co: 6%), TiC-based surfactant (
The composition is T;c: 70%9Mo2C: 15%, Ni:
15%), A1203-TIC ceramics (composition is Al2O3 near 0%, TiC: 30%) s S l
3N4 ceramics (composition is 813N4:93%, Y
2O3: 5%.

ＭｇＯ：　２％）からの切削チップをも用いて、上記の
高速切削試験を行なった。The high-speed cutting tests described above were also carried out using cutting inserts made from MgO (2%).

これらの切削試験では、切削チップＪ）フランク摩耗幅
とクレータ−摩耗深さを測定し、第２表に示した。In these cutting tests, the cutting tip J) flank wear width and crater wear depth were measured and are shown in Table 2.

第２表かられかるよって、本発明超硬質セラミックスは
、従来焼結体に比べて、切削チップとして用いたとき、
きわめてすぐれた耐摩耗性を有している。As can be seen from Table 2, the ultra-hard ceramics of the present invention, when used as a cutting tip, compared to conventional sintered bodies,
It has extremely good wear resistance.

また、組成が本発明力範囲から外れろ比較超硬質セラミ
ックスと比べても、すぐれた切削特性を１８− 示している。Furthermore, even when compared with comparative ultra-hard ceramics whose compositions are outside the range of the present invention, they exhibit excellent cutting properties.

〔発明の総括的効果〕[Overall effect of the invention]

以上のように、この発明の超硬質セラミックスは、高硬
度かつ高強度の特性を有し、高速切削等高能率加工です
ぐれた特性を発揮するので、実用上、きわめて重要な材
料である。As described above, the ultra-hard ceramic of the present invention has characteristics of high hardness and high strength, and exhibits excellent characteristics in high-efficiency machining such as high-speed cutting, so it is an extremely important material in practice.

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

第１図は、Ｂ４Ｃ９ＴｉＢ２及び窒化珪素固溶体の三成
分系の組成を表わす三角座標であり、点Ａ、Ｂ及びＣ並
びにＡを結ぶ実線で囲まれた範囲が、この発明の超硬質
セラミックスの組成範囲である。 そして、点１から１８までと点１９〜２２と点２３〜２
５、それから点１′から９′までは、実施例の、それぞ
れ本発明超硬質セラミックス及び比較超硬、質セラミッ
クスの対応するＮｏ、の組成な表わす点である。 出願人　三菱金属株式会社 代理人　富　１）和　夫　外１名 ２０− 第１仄 □FIG. 1 shows triangular coordinates representing the composition of a ternary system of B4C9TiB2 and silicon nitride solid solution, and the range surrounded by solid lines connecting points A, B, and C and A is the composition range of the ultrahard ceramic of the present invention. It is. Then, points 1 to 18, points 19 to 22, and points 23 to 2
5. Points 1' to 9' are points representing the corresponding composition numbers of the ultra-hard ceramics of the present invention and the comparative ultra-hard ceramics, respectively, in the examples. Applicant Mitsubishi Metals Co., Ltd. Agent Tomi 1) Kazuo and 1 other person 20- 1st □

Claims (1)

【特許請求の範囲】 （］）■Ｂ４Ｃ、■ＴｌＢ２並びに■窒化珪素９７〜７
０重量係に、３〜３０重量％の範囲のＡ１２ｏ３゜Ｙ２
Ｏ３及びＭｇＯからなる群より選ばれた少なくとも１種
の酸化物を固溶させた窒化珪素固溶体力三成分からなり
、その組成が第１図に示すように三角座標において、 点Ａ　（Ｂ４Ｃ：８０％、ＴｉＢ２　：１０％、窒化珪
素固溶体＝１０係、）、゛ 点Ｂ　（Ｂ、Ｃ：３０％、ＴｉＢ２：６０％、窒化珪素
固溶体：１０チ）。 点Ｃ（Ｂ　Ｃ：３０％＝　ＴｌＢ２　：］−０％、窒化
珪素固溶体＝６０係） （以」二、重量％）で囲まれた範囲にあることを特１　
− 徴どする超硬質セラミックス。 （２）　Ｂ４Ｃ粉末、ＴｌＢ２粉末、窒化珪素粉末、並
びにＡｌ２Ｏ３粉末、￥２０３粉末及びＭ、０粉末から
なる群より選ばれた少なくとも１種の酸化物粉末を、Ｂ
４Ｃ−ＴｌＢ２−窒化珪素と酸化物の混合物系の三角座
標において、 点Ａ’（Ｂ４Ｃ：８０％、　ＴｌＢ２　：　１０％、窒
化珪素と酸化物の混合物：１０係）。 点Ｂ’（Ｂ４Ｃ：３０係、　ＴｌＢ２　：　６０係、窒
化珪素と酸化物の混合物：１０係）。 点Ｃ’　（Ｂ４Ｃ：　３０％、　ＴｌＢ２　：　ｌＩ−
０係、窒化珪素と酸化物の混合物＝６０係） （以」二、重量％）で囲まれた範囲の配合組成であり、
しかも、窒化珪素粉末と酸化物粉末との配合割合が重量
比で９７〜７０：　３〜３０である配合組成となるよう
に配合し、これら原料粉末を粉砕・混合した後、プレス
成形１−て圧粉体とし、この圧粉体を０．５　ａｔｒｎ
以」−の窒素雰囲気中で普通焼結あるいはホットプレス
することを特徴とする、■Ｂ４Ｃ９■ＴｉＢ２並びに■
窒化珪素９７〜７０重用俤に、　３〜３．ＯＭ量係の範
囲のＡｌ１２０３．Ｙ２Ｏ３及びＭｇＯからなる群より
選ばれた少なくとも１種の酸化物を固溶させた窒化珪素
固溶体の三成分がらなり、その組成が第１図に示す三角
座標において、点Ａ９点Ｂ及び点Ｃで囲まれた範囲にあ
る超硬質セラミックスの製造方法。[Claims] (]) ■B4C, ■TlB2 and ■Silicon nitride 97-7
0 weight percent, A12o3°Y2 in the range of 3 to 30% by weight
A silicon nitride solid solution containing at least one oxide selected from the group consisting of O3 and MgO is composed of three components, and its composition is as shown in Figure 1 in triangular coordinates at point A (B4C:80 %, TiB2: 10%, silicon nitride solid solution = 10%, ), point B (B, C: 30%, TiB2: 60%, silicon nitride solid solution: 10%). Point C (B C: 30% = TlB2:]-0%, silicon nitride solid solution = 60%) (hereinafter referred to as 2% by weight)
− Ultra-hard ceramics with special characteristics. (2) At least one oxide powder selected from the group consisting of B4C powder, TlB2 powder, silicon nitride powder, Al2O3 powder, ¥203 powder, and M, 0 powder,
In the triangular coordinates of the 4C-TlB2-silicon nitride and oxide mixture system, point A' (B4C: 80%, TlB2: 10%, silicon nitride and oxide mixture: 10 units). Point B' (B4C: ratio of 30, TlB2: ratio of 60, mixture of silicon nitride and oxide: ratio of 10). Point C' (B4C: 30%, TlB2: lI-
0 ratio, mixture of silicon nitride and oxide = 60 ratio) (hereinafter referred to as 2, weight%),
In addition, the silicon nitride powder and oxide powder are blended in a weight ratio of 97 to 70:3 to 30, and after pulverizing and mixing these raw material powders, press forming 1-1. The compacted powder is 0.5 atrn.
■B4C9■TiB2 and ■characterized by normal sintering or hot pressing in a nitrogen atmosphere of
In addition to silicon nitride 97-70, 3-3. Al1203 in the range of OM quantity. It consists of three components of a silicon nitride solid solution in which at least one oxide selected from the group consisting of Y2O3 and MgO is dissolved, and its composition is at points A, B, and C in the triangular coordinates shown in Figure 1. A method of manufacturing ultra-hard ceramics within the enclosed range.