ジルコニア多結晶体の焼結メカニズム：粒界偏析誘起相
変態及び粒成長に及ぼす等温焼結の効果
松

井

光

二＊ 1

Sintering Mechanism in Polycrystalline Zirconia: Effects of Isothermal Sintering
on Grain Boundary Segregation-Induced Phase Transformation and Grain Growth
Koji MATSUI

Microstructure development during sintering in 3 mol% Y2O3-stabilizesd tetragonal ZrO2 polycrystal (Y-TZP) wasinvestigated to clarify the isothermal sintering effect on tetragonal-to-cubic phase transformation and grain growth.
In the Y-TZP sintered at 1300 ℃ for 2 h, the Y3+ ion distribution of grain interiors was nearly uniform, but Y3+ ionssegregated at the grain boundaries. At 1300℃ for 50 h, although the average grain size hardly increased, the cubicphase areas with high Y3+ ion concentrations were formed in the grain interiors adjacent to the grain boundaries.
The present result shows that the cubic-phase areas were formed without grain growth, which can be interpreted by
the mechanism of grain boundary segregation-induced phase transformation (GBSIPT). In the Y-TZP sintered at 1500℃
for 2h, the cubic-phase areas were already formed, and the cubic-phase area and grain size both increased withincreasing sintering-holding time. This grain-growth rate can be explained by the third-power growth low derived
based on a solute-drag theory.

1．緒ルをベースに考察されており、焼結時の T → C 相変

言態で生成する C 相の結晶粒が粒成長を抑制するピンY2O3 安定化正方晶 ZrO2 多結晶体（Y2O3 − Stabilized

止めとして作用すると結論づけられている 3），6），10）。

Tetragonal ZrO2 Polycrystal：Y − TZP） は、 優 れ た 機

このように結論づけられているにもかかわらず、T −械的特性により光接続部品，粉砕ボール及び精密部品

C 二相混合組織モデルの妥当性については詳細に議論等に使用されている。この Y − TZP の機械的特性は、されていなかった。そこで、このモデルの妥当性を

焼結体の相安定性と結晶粒径に強く依存している。こ

検証するために、高分解能透過型電子顕微鏡（Highのため、焼結過程での正方晶（T）→立方晶（C）相変態− Resolution Transmission Electron Microscopy：と粒成長メカニズムを解明することは、ジルコニアセ

HRTEM）−，及び走査型透過型電子顕微鏡（Scanning

ラミックスの機械的特性を向上させるために重要であTransmission Electron Microscopy：STEM）− ナ ノる。

プローブ・エネルギー分散 X 線分光（X − ray energy

これまで、Y − TZP における焼結時の微構造発達過程は、多くの研究者によって調べられている

1 − 19）。特dispersive spectroscopy：EDS）法を用いて、種々の温度で 2 時間保持して焼結させた Y − TZP の微構造をに、T → C 相変態と粒成長挙動については、T 相と C

系統的に調べ、以下の点を明らかにした 20）− 23）。

相の結晶粒で構成されている T − C 二相混合組織モデ①＊1

無機材料研究所

セラミックスグループ

微構造：Y − TZP は T 相と C 相の結晶粒からなる

T − C 二相混合組織ではなく、結晶粒内の一部の領域が C 相へ変態した T − C 二相の結晶粒から構成さ
9

TOSOH Research & Technology Review Vol.63（2019）

度が 80％以下の場合には、焼結体の重量と体積を測

れている。
3+

T → C 相 変 態：C 相 領 域 は、Y が 偏 析 し て定して密度を算出した。焼結体の結晶粒子の平均粒径いる粒界や三重点から T → C 相変態によって形

は、電界放射型走査電子顕微鏡（SEM；日立製作所製，

成 し 始 め、 粒 界 に 隣 接 す る 結 晶 粒 内 に 形 成 さ れ

S − 4500）を用いて測定した。SEM 測定用試料は、3る。この相変態メカニズムは、粒界偏析誘起相変µm のダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、焼結温度

態（Grain Boundary Segregation − Induced Phaseよりも 50℃低い温度で 1 h 熱エッチング処理したもの

Transformation：GBSIPT）モデルで合理的に解釈を用いた。結晶粒子の平均粒径は、プラニメトリックされる。

法で見積った 24）。

②

粒成長：粒成長速度は、粒界に偏析した Y3+ の濃③度で制御されており、相変態により生成した C 相
領域は、粒成長を抑制するピン止めとして効果的に［3］XRD 測定
X 線回折（X − ray diffraction：XRD；マックサイエ

作用しない。

ンス社製，MXP3）測定は、CuK α線を 40 kV − 30 mA

Y − TZP の微構造発達メカニズムを更に理解するたで励起させ、スリット幅 1°の条件で、室温で測定した。

めには、焼結過程での T → C 相変態と粒成長の因果

焼結体の C 相（fc）と T 相（ft）の分率（mass％）は、関係を解明することが重要である。 上記のとおり、C

リートベルト法で求めた。リートベルト計算は、大道

相領域は粒界や三重点を起点に形成され始めるが、前らの方法と同様の条件で行った 16）。

報の焼結条件では焼結温度の増加と共に C 相領域と結晶粒径が同時に増大するため、その因果関係を明らかにすることができなかった20）− 23）［4］TEM −ナノプローブ EDS 測定。 一方、等温焼結

焼結体の微細組織は、電界放射型透過電子顕微鏡

は、C 相の形成と粒成長を分離する実験法として有利（Transmission Electron Microscopy：TEM； ト プ コ

であり、粒成長を伴わない C 相の生成挙動を、焼結

ン社製，002BF）を用いて観察した。TEM 測定用試温度を選択することで調べることができる。故に、等料は、約 0.1 mm の厚みになるまで機械研磨を行い、温焼結による微構造解析は、焼結過程での Y − TZP のディンプラーを用いて試料中央部の厚みを約 10 μm

T → C 相変態と粒成長メカニズムを定量的に理解するとし、次いでイオンミリング法で薄片化処理したもために必要である。

のを用いた。HRTEM 観察は、粒界構造を調べるため

本研究では、1300℃〜 1500℃の等温条件下で焼結に、0.17 nm の点分解能を有する TEM（トプコン社製，させた 3 mol％ Y − TZP の微構造を調べ、得られた結

002BF）を用いて行った。ナノプローブ EDS 測定は、0.5果を基に Y − TZP の焼結過程での T → C 相変態と粒成

nm⌀のプローブ径を有する TEM の Noran Voyager

長メカニズムについて考察した。なお、本技術の開発

システム（Noran Instruments 社製）を用いて、粒界

目的は、ジルコニアセラミックスの微細組織制御技術

での Y3+ の偏析を定量的に調べるために行った。1 試を確立することであり、本技術の応用により革新的な料に対して、4 〜 5 ヶ所の粒界を測定した。STEM −高信頼性ジルコニア材料を創出することで社会貢献すナノプローブ EDS 元素マッピング測定は、TEM のることを目指す。

Noran Voyager システムを用い、1 nm⌀のプローブ径で結晶粒内での Y3+ 分布を調べるために行った。

2．実験方法
3．結果及び考察［1］試料調製
加水分解法で製造された 3 mol％ Y − TZP 粉末（BET
2［1］緻密化，粒成長及び結晶構造解析

比表面積 15m ／ g）
（東ソー製，TZ − 3Y グレード）を

Fig. 1 に、1300 〜 1500℃で焼結させた Y − TZP の相出発粉末に用いた。この粉末を 70 MPa の成形圧でプ対密度と保持時間の関係を示す。焼結温度の上昇と共レス成形して、得られた成形体を、大気中、1300 〜に緻密化速度は増大していることが分かる。1300℃の1500℃の温度で 0 〜 50 h 焼成して Y − TZP の焼結体を焼結温度では、相対密度が保持時間の増加と共に増大作製した。

して 50h で 95％に到達した。1500℃では、相対密度が 0h で 99％に到達し、それ以降で保持時間の増加と［2］密度と結晶粒径の測定
焼結体の密度は、アルキメデス法で求めた。相対密10共に僅かに増大した。Fig. 2 に、1300℃− (a)2h 及び− (b)50h、1500℃− (c)2h 及び− (d)50h で焼結させた Y

東ソー研究・技術報告第 63 巻（2019）

1.5

Average grain size（μm）

Relative density（％）

100

80

60

40

0

10

20

30

40

1.0

0.5

0.0

50

0

Holding time（h）

40

50

30

fc（mass％）

（d）

0.5μm

Fig.２

30

Fig.３ Plots of average grain size in Y-TZPs as a function ofholding time for sintering temperatures of 1300℃1500℃. (◯), (□), (△), (◇), and (◯) indicate 1300℃,
1350℃, 1400℃, 1450℃, and 1500℃, respectively.

（b）

（c）

20

Holding time（h）

Fig.１ Plots of relative density in Y-TZPs as a function of holding
time for sintering temperatures of 1300℃-1500℃.
(◯), (□), (△), (◇), and (◯) indicate 1300℃, 1350℃,
1400℃, 1450℃, and 1500℃, respectively.

（a）

10

SEM images in Y-TZPs sintered at 1300℃ for (a) 2hand (b) 50h and at 1500℃ for (c) 2h and (d) 50h.

20

10

0

0

10

20

30

40

50

Holding time（h）

Fig.４ Plots of cubic-phase fraction in Y-TZPs as a functionof holding time for sintering temperatures of (◯)
1300℃ and (□) 1500℃.

− TZP の SEM 像を示す。 1300℃では 2h と 50h の保
持時間で結晶粒径はほぼ同等、1500℃では保持時間

19 mass％）。

が 2 → 50h に増加すると結晶粒径は急激に増大した。
Fig. 3 に、1300 〜 1500℃で焼結した Y − TZP の平均粒［2］粒界偏析解析径と保持時間の関係を示す。 1300℃では、最初の 5h

Fig. 5 に、1300℃− (a) 2h 及び− (b) 50h、1500℃− (c)で平均粒径が僅かに増加し、それ以降ではほぼ一定の

2h 及び− (d)50h で焼結させた Y − TZP の TEM 像を示

0.2µm であった。焼結温度の上昇と共に粒成長速度はす。全試料の粒界面で外見的には直線的であり、結増大していき、1500℃− 50h で平均粒径は 0.96µm に到

晶粒の角は角張っている。HRTEM 観察では、全ての達した。

試料で粒界にアモルファス相又は第 2 相は観察されFig. 4 に、1300 及び 1500℃で焼結させた Y − TZP のなかった。一例として、Fig. 6 に 1300℃− (a)2h 及び−fc と保持時間の関係を示す。1300℃では、保持時間 0h(b)50h で焼結させた Y − TZP の粒界近傍での HRTEM

で C 相は生成しており、fc ＝ 11 mass％であった。保

像を示す。粒界構造を直接観察するため、粒界を電子

持時間の増加と共に fc は増大し、50h で 15 mass％に線に対して平行に設定（edge − on 条件）して測定した。

到達した。この fc の増加挙動は、T → C 相変態で生成

電子回折測定により、結晶粒が両方とも T 相に帰属さした C 相で理解することができる。1500℃では、保れたので、これらの粒界は T 及び T 相間に形成され持時間 0h で fc ＝ 15 mass％であり、最初の 10h で fcていることが分かった（T − T 粒界）。

は増加していき、それ以降でほぼ一定となった（fc ＝Fig. 7 に、1300℃− (a)2h 及び− (b)50h で焼結させた
11

TOSOH Research & Technology Review Vol.63（2019）（a）

低い結晶粒の境界を反映しているため、この相界面（b）

は C 及び T 相間に形成された粒界と帰属された（C −T 粒界）。1300℃では、fc は保持時間の増加と共に増大する（Fig. 4）。このことから 1300℃で保持時間を
2 → 50h へ増加させると、T − T 粒界だけでなく C − T
（c）

（d）

粒界も形成されることが明らかになった。
Fig. 8 に、1500℃− 50h で焼結させた Y − TZP の粒界近傍での Y 濃度プロファイルを示す。既報で、1500℃− 2h で焼結させた Y − TZP には、T − T 及び C − T 粒界

Fig.５が存在していることを報告した 21），23）。保持時間がConventional bright-field TEM images in Y-TZPssintered at 1300℃ for (a) 2h and (b) 50h and at
1500℃ for (c) 2h and (d) 50h.

2 → 50h へ増加すると、T − T(a) 及び C − T 粒界 (b) だ
けでなく、これらの粒界とは異なった Y3+ の偏析プロ
ファイルを有する粒界 (c) も観察された。Fig. 9 に、(c)（a）に対応する HRTEM 像を示す。この偏析プロファイル（b）

は、高 Y2O3 濃度からなる結晶粒間の境界を反映しているので、C 及び C 相間の粒界に帰属された（C − C粒界）。この C − C 粒界の Y3+ 偏析量は T − T 粒界よりもかなり少なく、既報で報告した 8mol％ Y2O3 安定化
立 方 晶 ZrO2（Y2O3 − Stabilized Cubic Stabilized ZrO2：
Y − CSZ）とほぼ同じであった 23）。
HRTEM images of the grain-boundary faces in Y-TZPssintered at 1300℃ for (a) 2h and (b) 50h.

Fig.６［3］粒内微構造解析
Fig. 10 に、1300 ℃− (a)2h 及 び− (b)50h と 1500 ℃−(c)2h 及び (d)50h で焼結させた Y − TZP の STEM 像と3+

Y − TZP の粒界偏析プロファイルを示す。Y の偏析は、それに対応する Y −K α及び Zr −K αマッピング像を示(a) と (b) の両方の粒界で明瞭に観察された。結晶粒す。1300℃− 2h では、Y −K αマップ (a) に示すように

内の Y2O3 濃度は、(a) 及び (b) とも 1.7 〜 2.4mol％の結晶粒内の Y 3+ 分布はほぼ均一であった。Zr −K αマッ

範囲内であり T 相の濃度に対応する。故に、全ての T

プ (a) も Zr4+ が均一に分布しており、Y −K αマップ (a)− T 粒界で Y3+ が約 10nm 以下の幅で粒界に偏析していの結果と一致した。Fig. 7(a) に示すように、結晶粒内ることが分かった。この結果は、Fig. 6 の観察と一致の Y2O3 濃度は T 相の範囲にあるので、この焼結条件する。50h で焼結させた試料では、T − T 粒界と異なっでは、結晶粒の大部分は T 相である。 1300℃− 50h（Y3+

た Y の偏析プロファイルも観察された（Fig. 7(c)）。

−K αマップ (b)）では、高 Y3+ 濃度領域が粒界に隣接

この偏析プロファイルは、Y2O3 濃度の高い結晶粒とする結晶粒内に存在しており、粒界や三重点から形成

12

（a）

10
［Y2O3］（mol％）［Y2O3］（mol％）

10
8
6
4

0
－15

－10

－5

0

5

10

15

Distance from grain-bonudary（nm）

Fig.７

（c）

10

8
6
4
2

2

12

12

（b）

［Y2O3］（mol％）

12

8
6
4
2

0
－15

－10

－5

0

5

10

15

Distance from grain-bonudary（nm）

0
－15

－10

－5

0

5

10

15

Distance from grain-bonudary（nm）

Y-concentration profiles across the grain boundaries in Y-TZPs at 1300℃ for (a) 2 h and (b, c) 50 h.

東ソー研究・技術報告

12

（a）

10
［Y2O3］（mol％）10［Y2O3］（mol％）

12

（b）

8
6
4

8
6
4
2

2
0
－15

－10

－5

0

5

10

15

Distance from grain-bonudary（nm）

Fig.８

（c）

10
［Y2O3］（mol％）12

第 63 巻（2019）

8
6
4
2

0
－15

－10

－5

0

5

10

15

Distance from grain-bonudary（nm）

0
－15

－10

－5

0

5

10

15

Distance from grain-bonudary（nm）

Y-concentration profiles across the grain boundaries in Y-TZP at 1500℃ for 50 h.

T → C 相変態によって形成された C 相である。Fig.
7(c) の結果によれば、このような C 相領域が粒界から形成されていることは妥当な結果である。平均粒径が 2 〜 50h でほぼ同等であることを考慮すると（Fig.
1）
、この等温焼結条件では、C 相領域は粒成長せずに形成されていることが明らかになった。
1500℃− 2h（Y −K αマップ (c)）では、高 Y3+ 濃度のC 相領域が粒界に隣接する結晶粒内で観察された。保持時間が 2 → 50h に増加すると、C 相領域は更に増大
Fig.９

HRTEM image of the C-C grain boundary in Y-TZP
sintered at 1500℃ for 50h.

した（Y −K αマップ (d)）。この増加は、Fig. 4 の結果に対応していることが分かる。Y −K αマップ (d) では、
C − C 粒界も存在しており、本観察は Fig. 8(e) の結果され始めている。fc は保持時間の増加と共に増大しているので（Fig. 4）、粒界に隣接する高 Y3+ 濃度領域は、

Fig.10と一致する。
これらの結果を考慮すると、Fig. 10（b, c, d）に示

STEM images, and Y-Kα and Zr-Kα mapping images by STEM-nanoprobe EDS method,in Y-TZPs sintered at 1300℃ for (a) 2h and (b) 50h and at 1500℃ for (c) 2h and (d) 50h.
The white broken lines in the mapping images indicate the grain boundaries. Bright partsin the Y-Kα mapping images correspond to regions with high Y3+ ion concentrations.

13

TOSOH Research & Technology Review Vol.63（2019）

1300℃

1500℃

（a）

（c）
Y3+ ionsegregation

2h

Hold time increase

GB

GB

Pore
（b）

（d）

GB
GB
50h
GB

GB

Fig.11

Scheme of the cubic-formation mechanism in Y-TZP during isothermal sintering. The grayparts of the grain-boundary indicate segregation of Y3+ ions. The gray parts of the grain-boundary
indicate segregation of Y3+ ions. The white and gray regions of grain interior represent the tetragonal
and cubic phases, respectively. GB is grain boundary.

される高 Y3+ 濃度の C 相領域は、Y3+ が偏析している

クは急激に成長すると共に、C 相領域が粒界に隣接す

粒界や三重点から形成されていると結論付けるのが妥る結晶粒内に形成されるため T − T 及び C − T の両方当である。

の粒界が形成される。 保持時間が 50h になると（Fig.
11(d)）、C 相領域は粒成長と共に更に増大して、T − T
及び C − T 粒界だけでなく C − C 粒界も形成される。

［4］T → C 相変態メカニズム
既報で、Y − TZP の焼結過程での T → C 相変態メカ
ニズムとして、以下のような GBSIPT モデルを提案した20）− 23）

このように、本結果も GBSIPT モデル 20）− 23）をベースに合理的に理解することができる。

3+。Y − TZP の Y 偏析は、T − C 二相分配の駆動力によって主に引き起こされており、焼結温度の上昇
3+［5］粒成長メカニズム

と共に拡散が促進して Y の偏析量が増大し、T 相のこれまで Y−TZP の焼結過程での粒成長は、2 乗（D2），

一部が熱力学的に安定な C 相となる。故に、焼結温

3 乗（D3）及び 4 乗成長（D4）則で与えられる速度式

度が C 相の安定な領域に到達すると、C 相は結晶粒を用いて解析されてきた 4），5），6），10），14）。これらの結果

内よりも偏析により Y3+ 濃度の高い粒界や三重点からは、粒界アモルファス相又は T − C 二相混合組織をベー

T → C 相変態によって形成され始める。

スに導出された速度式で考察されている。既報で、Y

Fig. 11 に、等温焼結過程での C 相生成スキームを− TZP の粒成長速度は粒界に偏析した Y3+ の濃度に制示す。1300℃− 2h（Fig. 11(a)）では、Y3+ の偏析ピー

御されており、Y3+ の偏析量の増加と共に粒成長が抑クは明瞭に現れており、この粒界は T − T 粒界に帰属制されること；結晶粒内の C 相領域は粒成長を抑制す

3+

される。この焼結条件下では、Y が偏析している粒るピン止めとして効果的に作用しないことを明らかに

21）。保持時間が 50h になる

した 23）。このことを考慮すると、本結果には単相組織と（Fig. 11(b)）、結晶粒の平均粒径はほとんど変化せの溶質ドラッグ理論をベースに導出された粒成長速度

界から T → C 相変態する
3+

ず、結晶粒内の Y が C 相領域形成のため粒界や三重3+点へ拡散していく。この Y 拡散は、T − C 二相分配の駆動力によって引き起こされている。故に 50h では、
T − T 粒界だけでなく C − T 粒界も形成されることになる。1500℃− 2h（Fig. 11(c)）では、T − C 二相分配の拡散が 1300℃よりも大きいので、Y3+ の粒界偏析ピー
14式が適用可能である。この速度式は、⑴式で与えられる 25）。
1
dD
∝ 2
D
dt
D：平均粒径，t：時間⑴

東ソー研究・技術報告第 63 巻（2019）⑴式は、粒成長速度が遅く、かつ、粒界近傍とバル－45ク間の溶質の分配係数が大きいと仮定して導出されおり、通常、このような速度式は後期焼結段階で適In［k, (m3/s)］用される。温度一定の下で、⑴式を t ＝ 0 → t，D ＝
D0 → D の範囲で積分すると⑵式が得られる。
D3 ＝ D03 ＋ kt

⑵

－50

－55

k：速度定数

ここで、k の温度依存性は⑶式で与えられる。

(

Q
k ＝ k0exp －
RT

－60

)

⑶

k0：前指数項，Q：粒成長の活性化エネルギー
R：気体定数，T：絶対温度

この⑵式は、D3 則の速度式に対応する。
Fig. 12 に、1350 〜 1500℃で焼結した Y − TZP の保
持時間に対する D3 プロットを示す。ここで、平均粒

4.0

5.0

6.0

7.0

104/T（K-1）

Fig.13 Arrhenius plot of the growth constants in Y-TZP at the
final sintering stage. (●) and (◯) indicate the present
data and the data reported by Zhao et al.,14 respectively.
The solid line indicates the straight line fitted by theleast square method using the present data. The dottedline indicates the straight line that is extrapolated fromthe solid line in the present data.

径データは、後期焼結段階を満足する値（相対密度＞
93％ 26））を使用した。各温度でのプロットは、直線関

ス相の液相焼結に適用される粒成長速度式（D3 則）係を示していることが分かる。各プロットの相関係数を用いて、Y−TZP の粒成長の Q を 580 kJ／mol と見積っ（r）は、0.982 〜 0.997 の範囲であり、⑵式の適用は妥ている 5）。彼らが取り扱った微構造モデルは本解析と当である。このことから本結果は、結晶粒内に存在すは異なっているが、いずれも D3 則であり、速度式のる C 相領域は粒成長へ及ぼす影響が小さいことを示

形式が⑵式に対応する。彼らの報告値と比較すると、している。⑶式を用いて粒成長の Q を見積るために、

本実験で求められたＱは妥当である。更に、Zhao ら

各直線の傾きから k を求めた。Fig. 13 に、1 ／ T に対

14）

する ln ｋのアレニウスプロットを示す。このプロッ

挿線上にプロットされることが分かった。このことは、

トの r は− 0.995 であり、直線関係を示した。直線の傾

本プロットが単離気孔の存在する相対密度≧ 93％のきから Q を求めると、Q ＝ 618kJ ／ mol が得られた。

範囲で解析された値であることを考慮すると、粒成長

Zhao らは、T − C 二相混合組織の体積拡散律速から導速度が単離気孔によるポア・ドラッグ効果よりも Y3+

出される粒成長速度式（D3 則）を用いて、3mol％ Y −偏析による溶質ドラッグ効果に依存していることを

TZP の粒成長の Q が 584kJ ／ mol であることを報告し示している。故に、後期焼結段階での粒成長速度は、

ている

14）

。一方、
Nieh と Wadsworth は、
粒界アモルファのデータを Fig. 13 に示すと、本結果の直線及び外

Y3+ の粒界偏析によって制御されており、既報 23）の結論と一致する。このように、Y − TZP の粒成長挙動は、
溶質ドラッグ理論をベースに導出された D3 則の速度1.5

3［Average grain size］（μm3）

式を用いて定量的に解析することができる。
一方、1300℃では相対密度が低く（Fig. 1）、粒成
長速度はかなり遅い。この温度での相対密度のほとん

1.0

どが中期焼結段階 26） の範囲にあるため、1300℃で得られた粒径データの⑵式への適用は難しいことが分か0.5る。確かに、1300℃での D3 プロットは r ＝ 0.800 となり、直線関係と見做すことはできない。1300℃で粒成長速度が遅くなる要因は、以下のように考察される。

0.0
0

10

20

30

40

50

Holding time（h）
3

Fig.12 Plot of D against holding time in Y-TZPs sintered at
1350℃-1500℃.(□), (△), (◇), and (◯) indicate
1350℃, 1400℃, 1450℃, and 1500℃, respectively.
Each straight line was fitted by the least square method.

既報で、1100 〜 1500℃− 2h で焼結させた 8mol％ Y −CSZ の相対密度及び平均粒径の挙動は、焼結温度の上昇と共にそれぞれ 45 → 99％，0.1 → 4µm へ増大することを報告した 23）。更に、1300℃− 2h で焼結させた Y− CSZ では、相対密度は 90％，平均粒径は 0.5µm であ15

TOSOH Research & Technology Review Vol.63（2019）

り、Y3+ の偏析量は、Y − TZP より Y − CSZ がかなり少なくなっている 23）。Fig. 1 に示されるように、1300℃

文献− 10h で焼結させた Y − TZP の相対密度は、既報 23） の

１）Advances in Ceramics, Vol. 12, Science and

1300℃− 2h で焼結させた Y − CSZ のものとほぼ等しい。

Technology of Zirconia II. Edited by N. Claussen,

それにもかかわらず、
Y − TZP の平均粒径（0.2 µm）は、

M. Rühle, and A. H. Heuer. American Ceramic

Y − CSZ の平均粒径（0.5 µm）よりもかなり小さい。

Society, Columbus, OH, 1984.

3+

このことは、粒成長速度が粒界に偏析している Y の２）M. L. Mecartney, J. Am. Ceram. Soc ., 70, 54（1987）.

作用によって抑制されていることを示している。この

３）F.F.Lange, D.B.Marshall and J.R.Porter, pp.519

温度条件では、相対密度が低いために連結気孔も存在− 32 in Ultrastructure Processing of Advanced

しており、この気孔が粒成長を更に抑制している。故Ceramics . Edited by J.D.Mackenzie and D.R.Ulrich.

3+に、1300℃での非常に遅い粒成長は、Y の溶質ドラッ
グ効果と残留気孔の抑制効果によって引き起こされている。

Wiley, New York, 1988.
４）I. G. Lee and I − W. Chen, pp.340 − 45 in Sintering’
87. Edited by S. Somiya, M. Shimada, M.
Yoshimura, and R. Watanabe. Elsevier Applied

5．結Science, London, U.K., 1988.

論５）T. G. Nieh and J. Wadsworth, J. Am. Ceram. Soc .,本研究では、焼結時の T → C 相変態及び粒成長メ
カニズムを解明するために、1300 〜 1500℃の等温条
件で焼結させた 3mol％ Y − TZP の微構造を解析した。
1300℃− 2h で焼結させた Y − TZP では、結晶粒内
3+６）Y. Yoshizawa and T. Sakuma, ISIJ Int , 29, 746（1989）.
７）T. G. Nieh, D. L. Yaney, and J. Wadsworth, Scr.

得られた結論は、以下のとおりである。
①

72, 1469（1989）.

3+

Metall ., 23, 2007（1989）.

の Y 分布がほぼ均一であったが、Y が約 10nm 以８）T. Hermansson, H. Swan, and G. Dunlop, pp.329 −

下の幅で粒界に偏析していた。保持時間を 2h から

33 in Euro − Ceramic , Vol.3. Edited by G.du With,

10h に増加させると、平均粒径はほとんど変化せず、

R. A. Terpsta and R. Metselaar. Elsevier Applied

3+

高 Y 濃度の C 相領域が粒界に隣接した結晶粒内に明瞭に形成された。この挙動は、C 相領域が粒成長なしで形成されることを示しており、GBSIPT モデ

Soc ., 74, 2615（1991）.
10）T. Sakuma and Y. Yoshizawa, Mater. Sci. Forum ,ルで理解することができる。
②

Science, London, U.K., 1989.
９）T. Stoto, M. Nauer, and C. Carry, J. Am. Ceram.

1500℃− 2h では、C 相領域が粒界に隣接した結晶

94 − 96, 865（1992）.

粒内にすでに形成されており、保持時間の増加に

11）M. M. R. Boutz, C. S. Chen, L. Winnubst, and A. J.

伴って C 相領域及び平均粒径とも増大した。後期焼

Buggraaf, J. Am. Ceram. Soc ., 77, 2632（1994）.

結段階での粒成長速度は、粒界に偏析している Y

3+が関与しており、この挙動は溶質ドラッグ理論を基3に導出された D 則の速度式で合理的に解釈される。
このことは、結晶粒内に形成された C 相領域が粒成長のピン止めとして作用していないことを示唆している。

12）S. Primdahl, A. Thölén, and T. G. Langdon, Acta

Metall. Mater ., 43, 1211（1995）.
13）Y. Ikuhara, P. Thavorniti, and T. Sakuma, Acta

Mater ., 45, 5275（1997）.
14）J. Zhao, Y. Ikuhara, and T. Sakuma, J. Am. Ceram.

Soc ., 81, 2087（1998）.
15）P. Thavorniti, Y. Ikuhara, and T. Sakuma, J. Am.

謝

辞Ceram. Soc ., 81, 2927（1998）.
16）N. Ohmichi, K. Kamioka, K. Ueda, K. Matsui, and本研究を進めるにあたり、ジルコニア微細組織の測

M. Ogai, J. Ceram. Soc. Jpn , 107, 128（1999）.

定と解析は、東京大学 幾原雄一教授，吉田英弘教授

17）Y. Ikuhara, Y. Nagai, T. Yamamoto, and T. Sakuma,にご指導を賜りました。深く感謝し、御礼申し上げます。

Interface Sci ., 7, 77（1999）.
18）Y. Ikuhara, T. Yamamoto, A. Kuwabara, H. Yoshida,
and T. Sakuma, Sci. Technol. Adv. Mater ., 2, 411（2001）.

16

東ソー研究・技術報告第 63 巻（2019）19）R. Chaim, Mater. Sci. Eng. A, 486, 439（2008）.
20）K. Matsui, H. Horikoshi, N. Ohmichi, M. Ohgai,
H. Yoshida, and Y. Ikuhara, J. Am. Ceram. Soc ., 86,
1401（2003）.
21）K. Matsui, N. Ohmichi, M. Ogai, H. Yoshida, and Y.
Ikuhara, J. Ceram. Soc. Jpn , 114, 230（2006）.
22）K. Matsui, N. Ohmichi, M. Ogai, H. Yoshida, and Y.
Ikuhara, J. Mater. Res ., 21, 2278（2006）.
23）K. Matsui, H. Yoshida, and Y. Ikuhara, Acta Mater .,56, 1315（2008）.
24）山口喬、セラミックス、19、520（1984）.
25）R. J. Brook, Scr. Metall. , 2, 375（1968）.
26）S − J L. Kang, pp.37 − 40 in Sintering Densification,
Grain growth & Microstructure. Elsevier
Butterworth-Heinemann. Burlington, MA, 2005.

17