JP2010513048A - サブミクロンのアルファアルミナ高温結合研磨材 - Google Patents

Abstract

高温結合研磨材は、アルミナ研磨グリットと、該アルミナ研磨グリットが分布され、１０００℃以上の硬化温度を有するガラス質結合マトリクスとを含む。アルミナ研磨グリットは、α−アルミナの平均ドメインサイズが５００ｎｍ以下であることを特徴とする微結晶のミクロ構造を有する多結晶のα−アルミナを含み、該アルミナ研磨グリットは、該多結晶のα−アルミナ中の分散相であるピン止め剤をさらに含む。

Description

本発明の態様は、一般的に高温結合研磨材ツール及び構成体に関し、具体的には、微細なミクロ構造のアルミナ研磨グリットを含む高温結合研磨材に関する。

高性能研磨材料及び構成体は、ラップ仕上げ／研削仕上げを含む様々な工業的機械加工用途において長く用いられており、精密研磨に向けてはバルク材料の除去が実施されるが、細かなミクロン及びサブミクロンの表面むらが課題である。このような機械加工操作を受ける典型的な材料としては、様々なセラミック、ガラス、ガラス−セラミック、金属及び金属合金が挙げられる。研磨材は、様々な形態のうちいずれか１つを採用することができ、例えば、懸濁液中の遊離研磨粒子が機械加工に用いられる研磨スラリーのようなフリー研磨材であることができる。あるいは、研磨材は、被覆研磨材又は結合研磨材等の固定された研磨材の形態を採用してもよい。被覆研磨材は、研磨グリット又は粒子が一連のメイク被覆及びサイズ被覆を通して付着された下地基材を有する研磨構成体として一般的に分類される。結合研磨材は、典型的には下地基材を有しておらず、マトリクス結合材料により研磨グリットが共に結合した一体構造から形成される。

最先端の結合研磨材は、ガラス質の結合材料、例えば、シリカ系ガラス結合マトリクスを活用している。あるいは、ある用途に特化した結合研磨材は、超砥粒グリット、例えば、立方晶の炭化ホウ素及びダイアモンドを含み、金属合金マトリクスを用いることにより一体的に結合される場合がある。

近年、結合研磨材の開発が継続され、ガラス質の材料で形成された結合マトリクスを用いる高温結合研磨材が特に注目されている。高温結合研磨材の構成体の例は、米国特許第５，２８２，８７５号に記載されている。最先端の高温結合研磨材の構成体は高い性能及び耐久力を有するが、当技術分野ではさらに改良された構成体に対する需要が継続して存在している。

一態様によれば、アルミナ研磨グリットと、該研磨グリットが分布されたガラス質結合マトリクスとを含む高温結合研磨材が提供される。ガラス質結合マトリクスは、約１０００℃以上の硬化温度を含む高温特性を有する。アルミナ研磨グリットは、α−アルミナの平均ドメインサイズが５００ｎｍ以下であることを特徴とする微結晶のミクロ構造を有する多結晶のα−アルミナを含む。アルミナ研磨グリットはピン止め剤（ｐｉｎｎｉｎｇ ａｇｅｎｔ）をさらに含み、該ピン止め剤は多結晶のα−アルミナ相中に分散相を含む。

別の態様によれば、アルミナ研磨グリットと、該グリットが分布されたガラス質結合マトリクスとを含む高温結合研磨材が提供される。ガラス質結合マトリクスは、１０００℃以上の硬化温度を有する。アルミナ研磨グリットは、平均ドメインサイズが３００ｎｍ以下であることを特徴とする微結晶のミクロ構造を有する多結晶のα−アルミナを含む。アルミナ研磨グリットはピン止め剤をさらに含み、該ピン止め剤は多結晶のα−アルミナ相中に分散された酸化ジルコニウムの相を少なくとも含む。

加えて、高温結合研磨材を形成する方法が提供される。この方法では、ピン止め剤を含有するα−アルミナ前駆体を１３５０℃以上の温度で熱処理することによって微結晶ミクロ構造のα−アルミナ研磨グリットが形成される。次いで、α−アルミナグリットとガラス質結合マトリクス材料を含有する成形体が形成される。さらに、該成形体の熱処理が１０００℃以上でかつガラス質結合マトリクス材料の融点よりも高い硬化温度で実施される。アルミナ研磨グリットは熱処理後に約３００ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する。

一実施形態によれば、高温結合研磨材は、特に微細なミクロ構造を有するアルミナ研磨グリットと、該アルミナ研磨グリットが分布されたガラス質結合マトリクスとを含む。

まず、アルミナ研磨グリットについて記載すると、典型的には、アルミナ研磨グリットは主として多結晶のα−アルミナから形成される。多結晶のα−アルミナは、一般的にはグリットの相の大部分、すなわち、５０ｗｔ％以上を形成する。しかしながら、一般的には、アルミナ研磨グリットは、６０ｗｔ％以上、しばしば８０ｗｔ％以上、ある実施形態では９０ｗｔ％以上が多結晶のα−アルミナである。多結晶のα−アルミナは、α−アルミナの平均ドメインサイズが５００ｎｍ以下であることを特徴とすることができる微結晶のミクロ構造を有する。この結晶ドメインは、単結晶の凝集体から形成されるか又は単結晶から形成することができるミクロ構造の個々の識別可能な結晶領域である。しかしながら、ある実施形態によれば、結晶ドメインは単結晶であり、走査電子顕微鏡分析によって容易に観察される。結晶ドメインサイズは、さらに細かくてもよく、例えば、４００ｎｍ以下又は３００ｎｍ以下であることができる。さらに細かい結晶ドメインサイズでは、典型的には、ドメインは上述のような単結晶である。このような微細なドメインは、２００ｎｍ以下、１９０ｎｍ以下又は１８０ｎｍ以下等、特に小さい場合がある。高温結合研磨材構成体の後処理において微結晶のドメインサイズが存在することに注目すべきである。このことは、高温結合研磨材を形成するための方法がしばしばガラス質結合マトリクスが硬化する高温処理を伴うので特に留意すべきである。このような高温処理はドメイン成長をもたらす傾向があり、これは特に望ましくない。より詳細には後述する。

上述のように、アルミナ研磨グリットはピン止め剤をさらに含む。ピン止め剤は、グリットのα−アルミナのミクロ構造とは異なり、多結晶のα−アルミナマトリクス相中に分散される第２の相として識別が可能な材料である。ピン止め剤は、一般的にはドメインの「ピン止め」に効果的であり、これにより結合研磨材の構成体を形成するグリットの焼結及び／又は高温処理の際の過剰なドメイン成長を防ぐ。ピン止め剤の例としては、酸化物、炭化物、窒化物、及びホウ化物、並びに多結晶のα−アルミナマトリクスとそれらの反応生成物が挙げられる。特定の実施形態によれば、ピン止め剤は、ケイ素、ホウ素、チタン、ジルコニウム、及び希土類元素の少なくとも１つの酸化物、並びに多結晶のα−アルミナマトリクスとそれらの反応生成物を含む。具体的なピン止め剤は、一般的にＺｒＯ₂（ジルコニア）の形態の酸化ジルコニウムである。酸化ジルコニウムは特に適切な材料であり、一般的には多結晶のα−アルミナマトリクス内において不活性であり、アルミナとは非常に限られた反応を行い、これにより酸化ジルコニウムの結晶相、典型的にはジルコニアを保持する。ピン止め剤は、一般的には約０．１ｗｔ％以上、例えば、約０．５ｗｔ％以上、又は約１．０ｗｔ％以上の量でアルミナ研磨グリット中に存在する。ピン止め剤の下限は、過剰なドメイン成長を防ぐのに効果的な量であるよう選択される。

一実施形態によれば、ピン止め剤は、４０ｗｔ％以下、例えば、３０ｗｔ％以下、２０ｗｔ％以下、又は１０ｗｔ％以下の量で研磨グリット中に存在する。高温結合研磨材において、ピン止め剤は、一般的には５μｍ以下、例えば、１μｍ以下の粒子サイズを有するものとして識別される。５００ｎｍ以下、３００ｎｍ以下、又は２００ｎｍ以下等の、ピン止め剤に関連する微細な粒子サイズが有用であることが見出された。以下でより詳細に説明されるように、高温結合研磨材の構成体を形成するための方法では、ピン止め剤を固体の形態、例えば、サブミクロンの形態、具体的にはコロイドの形態でアルミナ研磨グリットに導入することができる。あるいは、高温熱処理の際に、ピン止め剤の前駆体が所望の結晶相、例えば、所望の酸化物、炭化物、窒化物又はホウ化物に変換するように、ピン止め剤をアルミナ研磨グリット又はその前駆体に導入することができる。

本発明の実施形態による高温結合研磨材を形成するための処理は、一般的にアルミナ研磨グリットの形成から開始される。特定の実施形態によれば、アルミナ研磨グリットは種付けプロセスを通して形成され、適切な種材料をα−アルミナ前駆体と組み合わせて、次いでα−アルミナ前駆体を所望のα−アルミナ相に変換するための熱処理が行われる。種は、米国特許第４，６２３，３６４号に従って形成することができ、ここでは種付けされたゲルアルミナの乾燥前駆体を焼成してα−アルミナを形成する。焼成されたα−アルミナは、さらに粉砕等の処理を行い、適切な高表面積の種材料としてもよい。典型的には、表面積は、１０ｍ²／ｇ以上、典型的には２０ｍ²／ｇ以上、例えば３０ｍ²／ｇ以上又は４０ｍ²／ｇ以上の比表面積（ＳＳＡ）によって定量化される。特定の実施形態は、５０ｍ²／ｇ以上の表面積を有する。一般的には、表面積は、例えば３００ｍ²／ｇ以下、例えば２５０ｍ²／ｇ以下に限定される。

次いで、種材料がα−アルミナ前駆体と組み合わせられ、当該α−アルミナ前駆体は、α−アルミナへ変換するための適切な形態であるアルミニウム材料の幾つかの形態のうちいずれか１つを採用することができる。このような前駆体材料としては、例えば、アルミナ水和物、例えば、アルミナ三水和（ＡＴＨ）及びベーマイトが挙げられる。本明細書で用いられる場合には、ベーマイトとは、典型的にはＡｌ₂Ｏ₃・Ｈ₂Ｏであって１５％程度の水分含有量を有する鉱物ベーマイト、並びに１５％超、例えば２０％〜３８％の水分含有量を有する擬ベーマイトを含むアルミナ水和物を指す。したがって、ベーマイトという用語は、１５〜３８ｗｔ％の水分含有量、例えば１５〜３０ｗｔ％の水分含有量を有するアルミナ水和物を指すのに用いられる。ベーマイト、例えば、擬ベーマイトは、特定かつ識別可能な結晶構造と、したがって固有のＸ線回折パターンとを有し、それゆえ他のアルミニウム材料、例えば、他のアルミナ水和物と区別されることに注意すべきである。

典型的には、α−アルミナ前駆体、例えば、ベーマイトは、種が種とα−アルミナ前駆体の合計固体含有量に対して０．２ｗｔ％以上の量で存在するように種付けされた材料と組み合わせられる。典型的には、種は３０ｗｔ％未満、又は典型的には２０ｗｔ％以下の量で存在する。

種とα−アルミナ前駆体は、一般的にはスラリーの形態で組み合わせられ、次いで、例えば適切な酸又は塩基、例えば、硝酸の添加によってゲル化される。ゲル化に続いて、典型的にはゲルは乾燥かつ粉砕され、乾燥された材料が分類ふるいに通される。次いで、分類された固相分は、浸漬時間が限定された焼結プロセスにさらすことができる。典型的には、焼結は、３０分以下、例えば、２０分以下、１５分以下の時間で行われる。特定の実施形態によれば、焼結期間は特に短く、例えば１０分以下である。

特定の発展形態によれば、ピン止め剤又はピン止め剤前駆体は、種とα−アルミナ前駆体を含有する懸濁液に添加される。典型的には、ピン止め剤又はピン止め剤前駆体は、α−アルミナ前駆体、種及び（最終的なα−アルミナグリット中のピン止め剤の固体含有量を基準として計算される）ピン止め剤又はピン止め剤前駆体を組み合わせた固体含有量を基準として４０ｗｔ％以下の量で存在する。一般的に、ピン止め剤は、上述のような合計固体含有量を基準として０．１ｗｔ％以上、例えば、約０．５ｗｔ％以上、又は約１ｗｔ％以上の量で存在する。

なおさらには、特定の発展形態によれば、焼結は、α−アルミナ前駆体からα−アルミナへの効果的な変換に必要な温度よりも高い温度で実施される。ある意味では、幾つかの実施形態においてα−アルミナ前駆体材料の「過焼結」が求められる。特に適切な温度は、一般的には１３５０℃以上、例えば、１３７５℃以上、１３８５℃以上、１３９５℃以上、又は１４００℃以上である。この点において、当技術分野では、微細ミクロ構造の種付けされたα−アルミナ材料が形成されているが、典型的には、このような材料は、より低い温度、しばしば１３５０℃よりも低い温度、例えば１３００℃程度の温度で処理されることに注意すべきである。ピン止め剤と過焼結を利用する組み合わせ効果のさらなる所見が本明細書において以下に与えられる。

焼結に続いて、任意選択で分類された研磨グリットをガラス質結合材料と組み合わせ、適切な幾何学的外形（例えば、砥石車）に成形され、この外形及び形状は結合研磨材の技術分野においてよく知られている。結合研磨材の構成体を完成するための処理は、硬化温度での熱処理を典型的に伴う。本明細書で用いられる場合には、硬化温度とは、ガラス質結合マトリクス材料に関連する材料パラメータを指し、結合材料の一般的には融点よりも高く、具体的にはガラス転移温度Ｔｇよりも高い。硬化温度は、結合マトリクス材料が軟化して流動性となるだけでなく、研磨グリットに対する完全な濡れ及び結合を確実にする程度に流動性となる最低の温度である。典型的には、本明細書の実施形態による硬化温度は１０００℃以上であり、これは一般的には高温結合研磨材の形成を示している。

以下の記載に従い、特定の実施例を挙げる。

［実施例１（比較）］
４００ｍｌのパイレックス（登録商標）ビーカにおいて、独国ハンブルグのサソール（Ｓａｓｏｌ）社から購入した商品名ＤＩＳＰＥＲＡＬの水酸化酸化アルミニウム（擬ベーマイト）粉末３０ｇを６１ｍｌの脱イオン水（抵抗率２ＭΩ・ｃｍ）中で攪拌した。

種原料として、米国特許第４，６２３，３６４号において調製される種付けされたゲルアルミナの乾燥前駆体を回転炉において１１００℃で５分間焼成し、アルミナをＢＥＴ法による測定で１５〜２８ｍ²／ｇの表面積を有するアルファ型に変換した。このα−アルミナ原料７２ｋｇを脱イオン水１５０ｋｇと混合し、ネッチ（Ｎｅｔｚｓｃｈ）社（本社は独国ゼルブ）製の横型ビーズミル内に入れた。装置モデルはＬＭＺ−２５であった。ミル全体にスラリーを連続的に循環させ、粉砕を２４時間行った。サイズが４６グリットのサン−ゴバン（Ｓａｉｎｔ−Ｇｏｂａｉｎ）製のアルミナ研磨材 約４０ｋｇを粉砕媒体として用いた。粉砕後、表面積は約７５ｍ²／ｇであった。

ＤＩＳＰＥＲＡＬのスラリーに、上で調製した種スラリー１．４３ｇを攪拌しながら添加した。

次いで、この混合物に２０ｗｔ％のＨＮＯ₃溶液７．５ｇを攪拌を続けながら添加し、得られた混合物はゲルを形成した。

このゲルを９５℃で一晩乾燥し、次いで木製のローリングピンで粉砕した。３０メッシュのふるいを通過するグリットの画分と４５メッシュのふるいに関する残りの画分を確保した。

次いで、確保したグリット５ｇをアルミナボート内に置き、焼結のための予熱したチューブ炉（リンドバーグ（Ｌｉｎｄｂｅｒｇ）のＢｌｕｅ ＭシリーズＳＴＦ ５５４３３）に入れた。焼結は合計５分間行った。

試料は、１３００℃、１３５０℃及び１４００℃の３つの異なる温度で焼結した。硬度及び結晶サイズ特性を測定した。

ガラス質結合マトリクスを含有する焼結グリットの結合研磨材の構成体は、焼結グリット１．２２ｇをガラス粉末０．７２ｇと混合し、７．５ｗｔ％のポリビニルアルコール（ＰＶＡ）溶液を２滴加えることによって作成した。ガラス粉末の組成は、一般的にはシリカを主要な構成要素とするシリカ系である。典型的なシリカ含有量は、５０ｗｔ％以上、典型的には６０ｗｔ％以上、例えば６５ｗｔ％以上である。ガラス粉末の追加の構成要素としては、酸化物、例えば、アルミナ、酸化ナトリウム、マグネシア、酸化カリウム、酸化リチウム、酸化ホウ素、チタニア、酸化鉄、カルシア、他の酸化物及びそれらの組み合わせが挙げられる。結合マトリクスを形成するガラス粉末の特定の組成は、上で詳述したとおり、望ましくは高い硬化温度及びＴｇを有するよう選択される。次いで、混合物を１．２５ｃｍステンレス鋼の型に入れ、１０，０００ｐｓｉでプレスした。次いで、得られたディスクを冷めたマッフル炉（リンドバーグ（Ｌｉｎｄｂｅｒｇ）のタイプ５１５２４）に入れ、８時間かけて１２５０℃に加熱してこの温度で４時間保持し、そして８時間かけて冷却した。得られたディスクを研磨片として調製し、硬度及び結晶サイズを測定した。

［実施例２］
本実施例は、望ましくない結晶成長を防ぎ、そして腐食抵抗性を提供するためのＺｒＯ₂ピン止め剤の効果を示すものである。

研磨グリットのセラミック体は、最終的なアルミナの値に対して０．５ｗｔ％、最終的なアルミナの値に対して１．０ｗｔ％、及び最終的なアルミナの値に対して２．０ｗｔ％のレベルでコロイド状のＺｒＯ₂を添加したこと以外は、実施例１の場合と同様にして調製した。ＺｒＯ₂源は、ナイアコル（Ｎｙａｃｏｌ）から購入したＮＹＡＣＯＬ２０ｎｍコロイド状ＺｒＯ₂のアセテートで安定化された形態であった。試料を実施例１の場合と同様に調製し、そして測定した。

［実施例３］
本実施例は、望ましくない結晶成長を防ぎ、そして腐食抵抗性を提供するためのＳｉＯ₂ピン止め剤の効果を示すものである。

研磨グリットのセラミック体は、最終的なアルミナの値に対して０．５ｗｔ％、最終的なアルミナの値に対して１．０ｗｔ％、及び最終的なアルミナの値に対して２．０ｗｔ％のレベルでコロイド状のＳｉＯ₂を添加したこと以外は、実施例１の場合と同様にして調製した。ＳｉＯ₂源は、米国マサチューセッツ州、アシュランドのナイアコル（Ｎｙａｃｏｌ）社から購入したＮＹＡＣＯＬコロイド状ＳｉＯ₂のアンモニアで安定化された形態であった。試料を実施例１の場合と同様に調製し、そして測定した。

［実施例４］
本実施例は、望ましくない結晶成長を防ぎ、そして腐食抵抗性を提供するためのＹ₂Ｏ₃ピン止め剤の効果を示すものである。

研磨グリットのセラミック体は、最終的なアルミナの値に対して０．５ｗｔ％、最終的なアルミナの値に対して１．０ｗｔ％、及び最終的なアルミナの値に対して２．０ｗｔ％の酸化イットリウムと等量レベルで硝酸イットリウムの溶液を添加したこと以外は、実施例１の場合と同様にして調製した。硝酸イットリウム源は、アルドリッチ・ケミカルズ（Ａｌｄｒｉｃｈ Ｃｈｅｍｉｃａｌｓ）製であった。試料を実施例１の場合と同様に調製し、そして測定した。

［実施例５］
本実施例は、酸化マグネシウムを含む複合体におけるピン止め／防食剤の効果を示すものである。材料は、硝酸マグネシウムの溶液として添加した２ｗｔ％のＺｒＯ₂と１ｗｔ％のＭｇＯを用いて実施例２の場合と同様にして作成した。本実施例はまた、腐食の程度の視覚的な指標として酸化コバルト（０．０８％）の着色マーカを含む。用いた酸化コバルトの前駆体は硝酸コバルトであった。

次いで、実施例の研磨片の走査電子顕微鏡検査（ＳＥＭ）により、上記の実施例の結晶ドメインサイズを測定した。典型的には倍率５０，０００倍を用い、試料を焼結温度よりも低い１００℃で５分間にわたり熱的にエッチングし、統計学的補正なしの切片法により結晶ドメインサイズを記録し又は得た。本明細書の実施形態によれば、結晶ドメインは高温においてかなり安定しており、結晶安定性の観点で定量化することができる。結晶安定性は、アルミナ研磨グリットが限られたドメイン成長を受ける温度であって、このドメイン成長がこのような温度で５分間さらした後に５００ｎｍ以下の平均ドメインサイズによって定量化される温度として本明細書で規定される。本明細書の実施形態は、最低１４００℃、例えば、最低約１５００℃の結晶安定性を有する。

結晶ドメインサイズの定量化に加えて、幾つかの技術を用いて腐食の程度を定量化した。高温結合研磨材の形成の際、ガラス質結合材料マトリクスにはアルミナグリットに侵入してこれと反応する傾向がある。このような攻撃は非常に望ましくなく、それは硬度の観点で測定することができる。本明細書では、硬度は、小さな焼結体（約０．５ｍｍ）の硬度データをその中心及び外縁近傍（外縁から約１５〜３０μｍ）において取得することによって測定した。周知のビッカース微小押し込み法を５００ｇの負荷で用いた。セラミック体が腐食を受けるにつれ、溶融シリケートガラスとの反応によってより軟質の相が形成するので、（露出した）外縁近傍の硬度が低下することが観察される。腐食はまた、酸化コバルト等の着色（マーカ）を、焼結体の中で青色のアルミン酸コバルトを形成する数百ｐｐｍのレベルで導入することによって測定した。腐食の深さは、シリケート相との反応によるアルミン酸コバルトの青色の退色を観察することによって視覚的に監視することができる。加えて、特に注目すべきことには、腐食は、アルミナ研磨グリットを溶融シリカガラスに１２５０℃で４時間さらした後に、Ｓｉ侵入の平均深さにより表される腐食指標の観点で定量することができる。本明細書の実施形態は、１５μｍ以下、例えば１０μｍ以下又は８μｍ以下の腐食指標を示す。

実施例１〜５において合成したセラミック体の特性を表１及び２にまとめる。

表１の結果は、実施例１では温度の関数として劇的にドメインが成長したことを明らかに示している。種々の量のピン止め剤を含有する実施例では、温度の関数としての粒子成長の反応性は低下し、したがって有用な温度の適用範囲が拡大している。

表２は、ジルコニア又はイットリアの添加剤によって、硬度の良好な保持で実証されるようにガラスと粒子の反応性が明らかに低下することを示している。加えて、ＺｒＯ₂等の添加剤を使用することで、粒子へのＳｉＯ₂の侵入が明らかに最小限に抑えられ、溶融ガラスの点でより安定な粒子が提供される。さらに、酸化コバルト添加剤を着色指示薬として使用すると、青色が保持されるという証拠から、ＺｒＯ₂等の添加剤を使用した場合の反応の程度がずっと低くなることが明らかに観察される。

本明細書の実施形態によれば、特に望ましい微細ミクロ構造の高温結合研磨材の構成体が提供された。このような微細ミクロ構造の構成体は最先端の技術に対して注目に値するものであり、ここで、最先端の技術は、一般的には米国特許第５，２８２，８７５号に例示されている中程度のミクロ構造の高温結合研磨材に限定され、米国特許第５，２８２，８７５号では、６００ｎｍの結晶ドメイン及び３５０ｎｍ以上のサイズを有するα−アルミナ単結晶が教示されているに過ぎない（その参照により米国特許第５，２８２，８７５号に含められる米国特許第４，７４４，８０２号を参照されたい）。微細ミクロ構造のアルミナ研磨グリットは、遊離研磨材の用途においてこれまで利用されているが、このような微細ミクロ構造のアルミナ研磨グリットは、典型的に高温結合研磨材の用途では利用されていない。このような微細ミクロ構造の材料は、処理の際にガラス質結合マトリクス材料中に溶解するか、及び／又はこのような高温結合研磨材に関連する熱処理の際に過剰な結晶ドメイン成長を受けることが見出された。このことは、上述の実施例１で明らかに示されており、当初微細なミクロ構造の材料が過剰な結晶ドメイン成長と過剰な腐食を受けることが示されている。

何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、ピン止め剤の使用と研磨グリットの過焼結とを組み合わせることで、高温を使用する用途など、高温処理の際に、ミクロ構造の変化に対して抵抗性のある非常に安定なグリットが得られると考えられる。ピン止め剤は、通常は高温で観察される粒子成長に対して有効であると考えられ、一方で、過焼結プロセスの条件は、防食特性を顕著に改善し、ピン止め剤のピン止め効果をさらに向上させると考えられる。本明細書で記載されるより高い焼結温度では、粒界の結晶化が改質されるか、又は粒界体積が均一に分布されるか、及び／又はある特定の粒界元素がマトリクス中に選択的に溶解することで、腐食に対してより抵抗性のある粒界相を得ることができる。過焼結の条件は、研磨グリットに追加の腐食抵抗性を与えるように、ピン止め剤に相乗的に影響を及ぼすこともできる。どのようなメカニズムであっても、観測された効果は、本明細書の実施形態による高温結合研磨材の構成体が安定な腐食特性を示すという点で明らかである。

さらには、従来技術の種付け技術は、粒子成長の安定剤、例えば、種々の酸化物の安定剤、並びに種付けされたゾル−ゲルのアルミナ研磨グリットの焼結と通常関連する１３００℃よりも高い焼結温度の使用について言及していることに注目すべきである。しかしながら、このような粒子成長の抑制剤及び焼結温度は、α−アルミナ材料の一般的な製造との関連で教示されており、このような微細ミクロ構造の材料は、高温結合研磨材の構成体に関しては過剰な粒子成長及び／又は過剰な腐食を受けると考えられてきた。しかしながら、驚くべきことに、ピン止め剤材料と過焼結条件を組み合わせることで、高温結合研磨材を処理する際の及びその使用条件における結晶ドメイン成長だけでなく、腐食抵抗性の顕著な欠落に対処することが見出された。

本発明の実施形態を詳細に例示及び説明したが、種々の変更及び置換が本発明の範囲から何ら逸脱することなく可能であるので、本発明は示された詳細に限定されるものではない。例えば、追加の又は同等の置換を提供することができ、追加の又は同等の製造工程を用いることができる。したがって、本明細書で開示される本発明のさらなる変更及び同等なものは、単に日常的な実験によって当業者が思い付くものであり、このようなすべての変更及び同等なものは特許請求の範囲で規定される本発明の範囲内にあると考えられる。

Claims (30)

1. アルミナ研磨グリットと、
   該アルミナ研磨グリットが分布され、１０００℃以上の硬化温度を有するガラス質結合マトリクスと
   を含む高温結合研磨材であって、該アルミナ研磨グリットは、α−アルミナの平均ドメインサイズが５００ｎｍ以下であることを特徴とする微結晶のミクロ構造を有する多結晶のα−アルミナを含み、該アルミナ研磨グリットがピン止め剤（ｐｉｎｎｉｎｇ ａｇｅｎｔ）をさらに含み、該ピン止め剤が該多結晶のα−アルミナ中に分散相を含む、高温結合研磨材。
2. 前記ピン止め剤が、酸化物、炭化物、ホウ化物又は窒化物であるセラミック材料、それらと前記多結晶のα−アルミナとの反応生成物、及びそれらの組み合わせを含む、請求項１に記載の高温結合研磨材。
3. 前記ピン止め剤が、ケイ素、ホウ素、チタン、ジルコニウム、希土類、それらと前記多結晶のα−アルミナとの反応生成物、及びそれらの組み合わせからなる群より選択される少なくとも１つの元素の酸化物である、請求項２に記載の高温結合研磨材。
4. 前記ピン止め剤が酸化ジルコニウムを含む、請求項３に記載の高温結合研磨材。
5. 前記ピン止め剤が、前記アルミナ研磨グリット中に約０．１ｗｔ％以上の量で存在する、請求項１に記載の高温結合研磨材。
6. 前記ピン止め剤が、前記アルミナ研磨グリット中に約０．１〜約２０ｗｔ％の範囲内で存在する、請求項５に記載の高温結合研磨材。
7. 前記ピン止め剤が、前記アルミナ研磨グリット中に約０．１〜約１０ｗｔ％の範囲内で存在する、請求項６に記載の高温結合研磨材。
8. 前記ピン止め剤が約５μｍ以下の平均粒子サイズを有する、請求項１に記載の高温結合研磨材。
9. 前記ピン止め剤が約１μｍ以下の平均粒子サイズを有する、請求項８に記載の高温結合研磨材。
10. 前記ピン止め剤が約５００ｎｍ以下の平均粒子サイズを有する、請求項９に記載の高温結合研磨材。
11. 前記アルミナ研磨グリットが４００ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する、請求項１に記載の高温結合研磨材。
12. 前記アルミナ研磨グリットが３００ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する、請求項１１に記載の高温結合研磨材。
13. 前記多結晶のα−アルミナのドメインが単結晶である、請求項１２に記載の高温結合研磨材。
14. 前記アルミナ研磨粒子が２００ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する、請求項１３に記載の高温結合研磨材。
15. 前記アルミナ研磨粒子が１９０ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する、請求項１４に記載の高温結合研磨材。
16. 前記アルミナ研磨粒子が１８０ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する、請求項１５に記載の高温結合研磨材。
17. 前記アルミナ研磨グリットが最低１４００℃の結晶安定性を有し、該結晶安定性が、該アルミナ研磨グリットがドメイン成長を受ける温度であり、該ドメイン成長が、該温度で５分間さらした後に５００ｎｍ以下の平均ドメインサイズによって定量化される、請求項１２に記載の高温結合研磨材。
18. 前記アルミナ研磨粒子が最低１５００℃の結晶安定性を有する、請求項１７に記載の高温結合研磨材。
19. 前記アルミナ研磨グリットが１５μｍ以下の腐食指標を有し、該腐食指標が、該アルミナ研磨グリットを溶融シリカガラスに１２５０℃で４時間さらした後のＳｉ侵入の平均深さである、請求項１に記載の高温結合研磨材。
20. 前記腐食指標が１０μｍ以下である、請求項１９に記載の高温結合研磨材。
21. 前記腐食指標が８μｍ以下である、請求項２０に記載の高温結合研磨材。
22. 前記ガラス質結合マトリクスが１１００℃以上の硬化温度を有する、請求項１に記載の高温結合研磨材。
23. 前記ガラス質結合マトリクスが約１０００℃以上のガラス転移温度Ｔｇを有する、請求項１に記載の高温結合研磨材。
24. 前記ガラス質結合マトリクスが約１１００℃以上のガラス転移温度Ｔｇを有する、請求項２３に記載の高温結合研磨材。
25. 前記ガラス質結合マトリクスが約１１５０℃以上のガラス転移温度Ｔｇを有する、請求項２４に記載の高温結合研磨材。
26. アルミナ研磨グリットと、
    該アルミナ研磨グリットが分布され、１０００℃以上の硬化温度を有するガラス質結合マトリクスと
    を含む高温結合研磨材であって、該アルミナ研磨グリットは、平均ドメインサイズが３００ｎｍ以下であることを特徴とする微結晶のミクロ構造を有する多結晶のα−アルミナを含み、該アルミナ研磨グリットがピン止め剤をさらに含み、該ピン止め剤が該多結晶のα−アルミナ中に分散された酸化ジルコニウムの相を含む、高温結合研磨材。
27. ピン止め剤を含有するα−アルミナ前駆体を１３５０℃以上の温度で熱処理することによって微結晶ミクロ構造のα−アルミナ研磨グリットを形成する工程、
    該α−アルミナグリットをガラス質結合マトリクス材料とともに含有する成形体を形成する工程、及び
    該成形体を１０００℃以上でかつ該ガラス質結合マトリクス材料の融点よりも高い硬化温度で熱処理する工程
    を含み、該アルミナ研磨グリットが熱処理後に３００ｎｍ以下の平均結晶ドメインサイズを有する、高温結合研磨材を形成する方法。
28. 前記α−アルミナ前駆体が種の存在下で熱処理される、請求項２７に記載の高温結合研磨材。
29. 前記種が１０ｍ²／ｇ以上の比表面積を有するα−アルミナの種を含む、請求項２８に記載の高温結合研磨材。
30. 前記種が、前記α−アルミナ前駆体の固体含有量を基準として約０．２〜約２０ｗｔ％の範囲内で存在するα−アルミナの種を含む、請求項２８に記載の高温結合研磨材。